JPH08283844A - 靱性の優れた厚手耐サワー鋼板の製造方法 - Google Patents
靱性の優れた厚手耐サワー鋼板の製造方法Info
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- JPH08283844A JPH08283844A JP9117795A JP9117795A JPH08283844A JP H08283844 A JPH08283844 A JP H08283844A JP 9117795 A JP9117795 A JP 9117795A JP 9117795 A JP9117795 A JP 9117795A JP H08283844 A JPH08283844 A JP H08283844A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 優れた靱性を有し、生産性が大幅に向上す
る、板厚２０ｍｍ以上の高強度厚手耐サワー鋼板。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１２、Ｍｎ：
０．６〜１．５、Ｎｂ：０．０１〜０．１、Ｃａ：０．
００１〜０．００５を含有し、以下、いずれも、Ｓｉ：
０．６、Ｐ：０．０１５、Ｓ：０．００１、Ａｌ：０．
０６、Ｏ：０．００３以下で、かつ、１．０≦〔Ｃａ〕
（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０を満足
し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、Ａ
ｃ1 〜Ａｃ3 における昇温速度を１５℃／分以上として
Ａｃ3 ＋２００℃以下に加熱し、９５０℃〜Ａｒ3 にお
ける累積圧下量が５０％以上となるように圧延を終え、
その後Ａｒ3 以上の温度から５〜４０℃／秒の冷却速度
で５００℃以下の温度まで冷却する、靱性の優れた厚手
耐サワー鋼板の製造方法。
る、板厚２０ｍｍ以上の高強度厚手耐サワー鋼板。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１２、Ｍｎ：
０．６〜１．５、Ｎｂ：０．０１〜０．１、Ｃａ：０．
００１〜０．００５を含有し、以下、いずれも、Ｓｉ：
０．６、Ｐ：０．０１５、Ｓ：０．００１、Ａｌ：０．
０６、Ｏ：０．００３以下で、かつ、１．０≦〔Ｃａ〕
（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０を満足
し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、Ａ
ｃ1 〜Ａｃ3 における昇温速度を１５℃／分以上として
Ａｃ3 ＋２００℃以下に加熱し、９５０℃〜Ａｒ3 にお
ける累積圧下量が５０％以上となるように圧延を終え、
その後Ａｒ3 以上の温度から５〜４０℃／秒の冷却速度
で５００℃以下の温度まで冷却する、靱性の優れた厚手
耐サワー鋼板の製造方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、２０ｍｍ以上の板厚を
有する靱性の優れた高強度耐サワー鋼板の製造方法に関
するものであり、主に製鋼業において適用される。本発
明によって製造される鋼板は、高圧力、湿潤硫化水素環
境および低温で使用されるラインパイプや圧力容器など
に利用できる。
有する靱性の優れた高強度耐サワー鋼板の製造方法に関
するものであり、主に製鋼業において適用される。本発
明によって製造される鋼板は、高圧力、湿潤硫化水素環
境および低温で使用されるラインパイプや圧力容器など
に利用できる。
【０００２】
【従来の技術】優れた耐水素誘起割れ（耐ＨＩＣ）性
は、例えば特公昭６３−１３６９号公報、特開昭６２−
１１２７２２号公報に記載されるように、鋼の高純度
・高清浄度化、Ｃａ添加による硫化物系介在物の形態
制御、連続鋳造時の軽圧下による中心偏析の低減、
熱間圧延後の加速冷却による中心偏析部のミクロ組織の
改善、などの技術を駆使して達成されてきた。特に加速
冷却の適用は、中心偏析部を含むミクロ組織をベイナイ
トあるいはベイニティックフェライトに制御することで
耐ＨＩＣ性を大幅に向上させる。このような組織制御は
中心偏析部近傍において重要であり、Ａｒ3（変態開始
温度）以上からの加速冷却が必須である。従って、耐サ
ワー鋼板の圧延においては圧延終了温度がＡｒ3以上の
高温に制限されるめ組織の微細化が不十分となり、良好
な靱性を達成するのは困難であった。また、板厚が増加
するに従って、組織微細化に及ぼす圧延、冷却の効果が
小さくなるため、厚手材において良好な靱性を得ること
は困難であった。厚手材を製造する場合、最終組織に及
ぼす加熱工程の影響は大きく、加熱オーステナイト
（γ）粒が粗大化、混粒化してしまうと、引き続く圧
延、冷却を工夫しても組織制御が不十分となって最終組
織にまで粗大化、混粒化が継承されて、良好な靱性が得
られない。従って、靱性の優れた厚手材を製造する場
合、加熱時のγ組織の制御が重要となる。例えば、特開
昭６３−１０３０２０号公報、特開昭６３−１０３０２
１号公報、特開昭６３−１０３０２２号公報、特開昭６
３−１０５９２２号公報、特開昭６３−１０５９２３号
公報、特開昭６３−１０５９２４号公報では、低温加熱
によって加熱γ粒を細粒化、整粒化して、最終組織を微
細化し、靱性の改善を図っている。しかしながら、これ
らの技術は鋼板の耐ＨＩＣ性に関しては言及しておら
ず、さらに、これらの技術を駆使しても圧延終了温度が
Ａｒ3以上となる耐サワー鋼板において良好な靱性を達
成することは困難であった。
は、例えば特公昭６３−１３６９号公報、特開昭６２−
１１２７２２号公報に記載されるように、鋼の高純度
・高清浄度化、Ｃａ添加による硫化物系介在物の形態
制御、連続鋳造時の軽圧下による中心偏析の低減、
熱間圧延後の加速冷却による中心偏析部のミクロ組織の
改善、などの技術を駆使して達成されてきた。特に加速
冷却の適用は、中心偏析部を含むミクロ組織をベイナイ
トあるいはベイニティックフェライトに制御することで
耐ＨＩＣ性を大幅に向上させる。このような組織制御は
中心偏析部近傍において重要であり、Ａｒ3（変態開始
温度）以上からの加速冷却が必須である。従って、耐サ
ワー鋼板の圧延においては圧延終了温度がＡｒ3以上の
高温に制限されるめ組織の微細化が不十分となり、良好
な靱性を達成するのは困難であった。また、板厚が増加
するに従って、組織微細化に及ぼす圧延、冷却の効果が
小さくなるため、厚手材において良好な靱性を得ること
は困難であった。厚手材を製造する場合、最終組織に及
ぼす加熱工程の影響は大きく、加熱オーステナイト
（γ）粒が粗大化、混粒化してしまうと、引き続く圧
延、冷却を工夫しても組織制御が不十分となって最終組
織にまで粗大化、混粒化が継承されて、良好な靱性が得
られない。従って、靱性の優れた厚手材を製造する場
合、加熱時のγ組織の制御が重要となる。例えば、特開
昭６３−１０３０２０号公報、特開昭６３−１０３０２
１号公報、特開昭６３−１０３０２２号公報、特開昭６
３−１０５９２２号公報、特開昭６３−１０５９２３号
公報、特開昭６３−１０５９２４号公報では、低温加熱
によって加熱γ粒を細粒化、整粒化して、最終組織を微
細化し、靱性の改善を図っている。しかしながら、これ
らの技術は鋼板の耐ＨＩＣ性に関しては言及しておら
ず、さらに、これらの技術を駆使しても圧延終了温度が
Ａｒ3以上となる耐サワー鋼板において良好な靱性を達
成することは困難であった。
【０００３】従って、板厚が２０ｍｍ以上である耐サワ
ー鋼板において優れた耐サワー性と靱性を両立すること
は困難であった。また、製造コストの削減は鋼材製造者
にとっては定常的な課題であり、さらなる生産性の向上
が望まれている。
ー鋼板において優れた耐サワー性と靱性を両立すること
は困難であった。また、製造コストの削減は鋼材製造者
にとっては定常的な課題であり、さらなる生産性の向上
が望まれている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、２０ｍｍ以
上の板厚を有する高強度厚手耐サワー鋼板を製造するに
際し、優れた靱性を達成すると同時に、生産性の大幅な
向上を目的とする。
上の板厚を有する高強度厚手耐サワー鋼板を製造するに
際し、優れた靱性を達成すると同時に、生産性の大幅な
向上を目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】すなわち、本発明の要旨
とろるところは、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１２
％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．６〜１．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：
０．０６％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｃａ：
０．００１〜０．００５％、Ｏ：０．００３％以下を含
有し、かつ １．０≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５
〔Ｓ〕≦７．０ を満足し、さらに必要に応じて、Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｕ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｒ：０．
５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．０３％以下の
うち１種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物
からなる鋼片を、Ａｃ 1〜Ａｃ3における昇温速度を１５
℃／ｍｉｎ以上としてＡｃ3＋２００℃以下に加熱し、
９５０℃〜Ａｒ3における累積圧下量が５０％以上とな
るように圧延を終え、その後Ａｒ3以上の温度から５〜
４０℃／ｓの冷却速度で５００℃以下の温度まで冷却す
ることを特徴とする靱性の優れた厚手耐サワー鋼板の製
造方法にある。
とろるところは、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１２
％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．６〜１．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：
０．０６％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｃａ：
０．００１〜０．００５％、Ｏ：０．００３％以下を含
有し、かつ １．０≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５
〔Ｓ〕≦７．０ を満足し、さらに必要に応じて、Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｕ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｒ：０．
５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．０３％以下の
うち１種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物
からなる鋼片を、Ａｃ 1〜Ａｃ3における昇温速度を１５
℃／ｍｉｎ以上としてＡｃ3＋２００℃以下に加熱し、
９５０℃〜Ａｒ3における累積圧下量が５０％以上とな
るように圧延を終え、その後Ａｒ3以上の温度から５〜
４０℃／ｓの冷却速度で５００℃以下の温度まで冷却す
ることを特徴とする靱性の優れた厚手耐サワー鋼板の製
造方法にある。
【０００６】以下、本発明について詳細に説明する。本
発明の技術思想は、鋼片加熱時にＡｃ1〜Ａｃ3の逆変態
（α：フェライト→γ変態）温度域を急速加熱すること
によって逆変態終了時のγ粒を細粒かつ整粒とし、さら
に加熱温度を低温化することによってγ粒の成長を最小
限に抑え、このような細粒かつ整粒な加熱γ粒を直接に
未再結晶域で強加工して、極めて微細で均一な最終組織
を達成し、鋼板の靱性を飛躍的に向上させることであ
る。このように急速かつ低温に加熱することが本発明の
金属学的特徴である。また、急速加熱、低温加熱、再結
晶温度域圧延の省略によって製造時間の短縮が可能とな
り、生産性が大幅に向上する。
発明の技術思想は、鋼片加熱時にＡｃ1〜Ａｃ3の逆変態
（α：フェライト→γ変態）温度域を急速加熱すること
によって逆変態終了時のγ粒を細粒かつ整粒とし、さら
に加熱温度を低温化することによってγ粒の成長を最小
限に抑え、このような細粒かつ整粒な加熱γ粒を直接に
未再結晶域で強加工して、極めて微細で均一な最終組織
を達成し、鋼板の靱性を飛躍的に向上させることであ
る。このように急速かつ低温に加熱することが本発明の
金属学的特徴である。また、急速加熱、低温加熱、再結
晶温度域圧延の省略によって製造時間の短縮が可能とな
り、生産性が大幅に向上する。
【０００７】本発明者が加熱γ組織に及ぼす急速加熱の
影響について鋭意検討した結果、図１に示すように、Ａ
ｃ1〜Ａｃ3における昇温速度の増加によって平均の加熱
γ粒径は減少することが明らかになった。通常、鉄鋼業
において厚鋼板を製造する場合のスラブ昇温速度は７℃
／ｍｉｎ程度であり、図１に示すように、昇温速度を従
来の約２倍に増加させることによって平均の加熱γ粒径
を５０％程度まで細粒化できることが定量的に明らかに
なった。また、図１に示すように、加熱温度を高くする
と急速加熱による細粒化効果が大幅に減少することか
ら、急速加熱の細粒化効果は低温加熱時にのみ有効に発
揮されることを見出した。さらに、図２に示すように、
昇温速度の増加によって最大値γ粒径と最小γ粒径の差
が小さくなって整粒化が促進されることがわかった。こ
のような急速加熱による加熱γ粒の細粒化、整粒化は、
主として逆変態時の核生成速度の増加に起因するものと
考えられる。これらの知見に基づき、急速加熱かつ低温
加熱することによって、細粒で整粒な加熱γ粒を実現す
ることが本発明の金属学的特徴である。
影響について鋭意検討した結果、図１に示すように、Ａ
ｃ1〜Ａｃ3における昇温速度の増加によって平均の加熱
γ粒径は減少することが明らかになった。通常、鉄鋼業
において厚鋼板を製造する場合のスラブ昇温速度は７℃
／ｍｉｎ程度であり、図１に示すように、昇温速度を従
来の約２倍に増加させることによって平均の加熱γ粒径
を５０％程度まで細粒化できることが定量的に明らかに
なった。また、図１に示すように、加熱温度を高くする
と急速加熱による細粒化効果が大幅に減少することか
ら、急速加熱の細粒化効果は低温加熱時にのみ有効に発
揮されることを見出した。さらに、図２に示すように、
昇温速度の増加によって最大値γ粒径と最小γ粒径の差
が小さくなって整粒化が促進されることがわかった。こ
のような急速加熱による加熱γ粒の細粒化、整粒化は、
主として逆変態時の核生成速度の増加に起因するものと
考えられる。これらの知見に基づき、急速加熱かつ低温
加熱することによって、細粒で整粒な加熱γ粒を実現す
ることが本発明の金属学的特徴である。
【０００８】以下、鋼の化学成分の限定理由について説
明する。Ｃは強度を高めるのに不可欠な元素であり、
０．０２％未満では所定の強度が得られず、０．１２％
を超えて添加するとスラブ（鋼片）の中心偏析における
ＭｎやＰの偏析を強めて耐ＨＩＣ性を著しく劣化させる
ため、その添加量を０．０２〜０．１２％とした。
明する。Ｃは強度を高めるのに不可欠な元素であり、
０．０２％未満では所定の強度が得られず、０．１２％
を超えて添加するとスラブ（鋼片）の中心偏析における
ＭｎやＰの偏析を強めて耐ＨＩＣ性を著しく劣化させる
ため、その添加量を０．０２〜０．１２％とした。
【０００９】Ｓｉは強度を高めるとともに脱酸を促進す
るが、０．６％を超えて添加すると溶接性およびＨＡＺ
靱性が損なわれる。鋼の脱酸はＡｌやＴｉのみでも十分
であることから、Ｓｉは必ずしも添加する必要はない。
従って、Ｓｉ添加量は０．６％以下とした。Ｍｎ、Ｐは
スラブに中心偏析して耐ＨＩＣ性を劣化させることか
ら、上限をそれぞれ１．５％、０．０１５％とした。Ｍ
ｎ量の下限は、母材および溶接部の強度、靱性を確保す
るため、０．６％とした。一方、Ｐ量は少ないほど耐Ｈ
ＩＣ性が向上するため、できる限り少ないことが好まし
い。
るが、０．６％を超えて添加すると溶接性およびＨＡＺ
靱性が損なわれる。鋼の脱酸はＡｌやＴｉのみでも十分
であることから、Ｓｉは必ずしも添加する必要はない。
従って、Ｓｉ添加量は０．６％以下とした。Ｍｎ、Ｐは
スラブに中心偏析して耐ＨＩＣ性を劣化させることか
ら、上限をそれぞれ１．５％、０．０１５％とした。Ｍ
ｎ量の下限は、母材および溶接部の強度、靱性を確保す
るため、０．６％とした。一方、Ｐ量は少ないほど耐Ｈ
ＩＣ性が向上するため、できる限り少ないことが好まし
い。
【００１０】Ａｌは脱酸作用を有するが、０．０６％を
超えて添加すると鋼の清浄度を害して材質に悪影響を及
ぼす。鋼の脱酸はＳｉやＴｉのみでも十分であることか
ら、Ａｌは必ずしも添加する必要はない。従って、Ａｌ
添加量は０．０６％以下とした。Ｎｂは本発明において
必須の元素である。Ｎｂは加熱γ粒の粗大化を抑制し、
制御圧延におけるγ組織の微細化、焼入れ性の増加、お
よび析出硬化に寄与して鋼を強靱化する。添加量の下限
０．０１％は、これらの効果を発揮するための最小量で
ある。一方、過剰な添加は溶接性およびＨＡＺ靱性を損
なうため、添加量の上限を０．１０％とした。
超えて添加すると鋼の清浄度を害して材質に悪影響を及
ぼす。鋼の脱酸はＳｉやＴｉのみでも十分であることか
ら、Ａｌは必ずしも添加する必要はない。従って、Ａｌ
添加量は０．０６％以下とした。Ｎｂは本発明において
必須の元素である。Ｎｂは加熱γ粒の粗大化を抑制し、
制御圧延におけるγ組織の微細化、焼入れ性の増加、お
よび析出硬化に寄与して鋼を強靱化する。添加量の下限
０．０１％は、これらの効果を発揮するための最小量で
ある。一方、過剰な添加は溶接性およびＨＡＺ靱性を損
なうため、添加量の上限を０．１０％とした。
【００１１】ＳはＭｎＳ系介在物を形成し、ＭｎＳは圧
延で伸長してＨＩＣの発生起点となる。これを防止する
ためには、介在物の絶対量を減少させると同時に、硫化
物の形態を制御して圧延で伸長し難いＣａＳ（−Ｏ）と
しなければならない。そこで、Ｓ量を０．００１％以下
にすると同時に、Ｃａを０．００１％以上添加して、硫
化物の形態制御を行うために１．０≦〔Ｃａ〕（１−１
２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕とした。このとき、酸化
物系介在物が過剰に生成するとＨＩＣの発生起点となる
ため、Ｏ量の上限を０．００３％とした。一方、過剰な
Ｃａ系介在物もＨＩＣの発生起点となるおそれがあるた
め、Ｃａ量の上限を０．００５％として、〔Ｃａ〕（１
−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０とした。
延で伸長してＨＩＣの発生起点となる。これを防止する
ためには、介在物の絶対量を減少させると同時に、硫化
物の形態を制御して圧延で伸長し難いＣａＳ（−Ｏ）と
しなければならない。そこで、Ｓ量を０．００１％以下
にすると同時に、Ｃａを０．００１％以上添加して、硫
化物の形態制御を行うために１．０≦〔Ｃａ〕（１−１
２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕とした。このとき、酸化
物系介在物が過剰に生成するとＨＩＣの発生起点となる
ため、Ｏ量の上限を０．００３％とした。一方、過剰な
Ｃａ系介在物もＨＩＣの発生起点となるおそれがあるた
め、Ｃａ量の上限を０．００５％として、〔Ｃａ〕（１
−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０とした。
【００１２】次に選択元素について説明する。Ｎｉ、Ｃ
ｕは溶接性およびＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼすことなく
母材の強度、靱性を向上させる。しかし、これらの添加
量が０．５％を超えると溶接性およびＨＡＺ靱性を損な
うおそれがある。Ｍｏは母材の強度、靱性を向上させ
る。しかし、その添加量が０．５％を超えると母材靱
性、溶接性およびＨＡＺ靱性を損なう。
ｕは溶接性およびＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼすことなく
母材の強度、靱性を向上させる。しかし、これらの添加
量が０．５％を超えると溶接性およびＨＡＺ靱性を損な
うおそれがある。Ｍｏは母材の強度、靱性を向上させ
る。しかし、その添加量が０．５％を超えると母材靱
性、溶接性およびＨＡＺ靱性を損なう。
【００１３】Ｃｒはスラブに中心偏析し難く、母材強度
を向上させる。しかし、その添加量が０．５％を超える
と母材靱性、溶接性およびＨＡＺ靱性を損なう。ＶはＮ
ｂとほぼ同様な効果を有する。しかし、その添加量が
０．１％を超えると溶接性およびＨＡＺ靱性を損なう。
Ｔｉは微細なＴｉＮを形成し、スラブ加熱時および溶接
時の加熱γ粒の粗大化を抑制して母材靱性およびＨＡＺ
靱性を改善する。しかし、その添加量が０．０３％を超
えるとＨＡＺ靱性を損なう。
を向上させる。しかし、その添加量が０．５％を超える
と母材靱性、溶接性およびＨＡＺ靱性を損なう。ＶはＮ
ｂとほぼ同様な効果を有する。しかし、その添加量が
０．１％を超えると溶接性およびＨＡＺ靱性を損なう。
Ｔｉは微細なＴｉＮを形成し、スラブ加熱時および溶接
時の加熱γ粒の粗大化を抑制して母材靱性およびＨＡＺ
靱性を改善する。しかし、その添加量が０．０３％を超
えるとＨＡＺ靱性を損なう。
【００１４】以下、製造条件の限定理由について説明す
る。化学成分を上記の如く限定した鋼片（スラブ）を、
Ａｃ1〜Ａｃ3における昇温速度を１５℃／ｍｉｎ以上と
して、Ａｃ3＋２００℃以下に加熱しなければならな
い。これは本発明の特徴であり、急速加熱による逆変態
γ粒の細粒化、整粒化と、低温加熱による粒成長抑制に
よって、加熱γ粒を細粒かつ整粒にすることが目的であ
る。Ａｃ1〜Ａｃ3における昇温速度が１５℃／ｍｉｎ未
満であると逆変態γ粒の細粒化および整粒化が不十分で
あり、加熱温度がＡｃ3＋２００℃を超えると粒成長が
促進されて急速加熱による細粒化効果が消失してしま
う。急速加熱および低温加熱は加熱に要する時間を大幅
に短縮できることから、生産性の点から有利である。
る。化学成分を上記の如く限定した鋼片（スラブ）を、
Ａｃ1〜Ａｃ3における昇温速度を１５℃／ｍｉｎ以上と
して、Ａｃ3＋２００℃以下に加熱しなければならな
い。これは本発明の特徴であり、急速加熱による逆変態
γ粒の細粒化、整粒化と、低温加熱による粒成長抑制に
よって、加熱γ粒を細粒かつ整粒にすることが目的であ
る。Ａｃ1〜Ａｃ3における昇温速度が１５℃／ｍｉｎ未
満であると逆変態γ粒の細粒化および整粒化が不十分で
あり、加熱温度がＡｃ3＋２００℃を超えると粒成長が
促進されて急速加熱による細粒化効果が消失してしま
う。急速加熱および低温加熱は加熱に要する時間を大幅
に短縮できることから、生産性の点から有利である。
【００１５】加熱後、９５０℃〜Ａｒ3における累積圧
下量が５０％以上となるように圧延を終えなければなら
ない。本発明が対象とする鋼は微細Ｎｂを含有している
ため、９５０℃以下のγ域ではほぼ未再結晶域であり、
細粒で整粒な加熱γ粒を再結晶域で圧延することなし
に、直接９５０℃以下の未再結晶域で強加工すること
で、十分に微細なγ組織とすることができる。従来の制
御圧延では再結晶域と未再結晶域での圧下配分が考慮さ
れたために未再結晶域での累積圧下量が制限されたが、
本発明ではそのような圧下配分は考慮する必要がない。
従って、未再結晶域での累積圧下量を十分に大きくする
ことができるため、より一層γ組織を微細化できる。９
５０℃〜Ａｒ3での累積圧下量が５０％未満であると、
未再結晶域での加工が不十分となって板厚全域にわたっ
て十分に微細なγ組織を得ることができない。また、圧
延後の加速冷却をＡｒ3以上の温度から行うために、圧
延終了温度はＡｒ3以上とする必要がある。このよう
に、本発明では９５０℃を超える温度での再結晶域圧延
を省略可能であることから、圧延時間を大幅に短縮する
ことができる。ただし、９５０℃を超える温度での圧延
を実施することは、本発明の特徴を何ら損なうものでは
ない。
下量が５０％以上となるように圧延を終えなければなら
ない。本発明が対象とする鋼は微細Ｎｂを含有している
ため、９５０℃以下のγ域ではほぼ未再結晶域であり、
細粒で整粒な加熱γ粒を再結晶域で圧延することなし
に、直接９５０℃以下の未再結晶域で強加工すること
で、十分に微細なγ組織とすることができる。従来の制
御圧延では再結晶域と未再結晶域での圧下配分が考慮さ
れたために未再結晶域での累積圧下量が制限されたが、
本発明ではそのような圧下配分は考慮する必要がない。
従って、未再結晶域での累積圧下量を十分に大きくする
ことができるため、より一層γ組織を微細化できる。９
５０℃〜Ａｒ3での累積圧下量が５０％未満であると、
未再結晶域での加工が不十分となって板厚全域にわたっ
て十分に微細なγ組織を得ることができない。また、圧
延後の加速冷却をＡｒ3以上の温度から行うために、圧
延終了温度はＡｒ3以上とする必要がある。このよう
に、本発明では９５０℃を超える温度での再結晶域圧延
を省略可能であることから、圧延時間を大幅に短縮する
ことができる。ただし、９５０℃を超える温度での圧延
を実施することは、本発明の特徴を何ら損なうものでは
ない。
【００１６】圧延後、Ａｒ3以上の温度から５〜４０℃
／ｓの冷却速度で５００℃以下まで冷却しなければなら
ない。加速冷却は、中心偏析部近傍のミクロ組織を改善
して耐ＨＩＣ性を向上させるとともに、靱性を損なわず
に高強度化を可能にする。冷却開始温度がＡr3未満であ
ったり、冷却速度が５℃／ｍｉｎ未満であったり、冷却
停止温度が５００℃を超えたりすると、変態の進行に伴
う中心偏析部へのＣ濃化によって硬化組織の形成が促進
され、耐ＨＩＣ性が大幅に劣化する。また、冷却速度が
４０℃／ｓを超えると低温変態生成物の形成が促進され
て耐ＨＩＣ性が劣化する。ただし、５００℃以下の適当
な温度で加速冷却を停止して、その後空冷したり、５０
０℃以下に冷却した鋼板をＡc1以下の温度に焼戻処理す
ることは本発明の特徴を何ら損なうものではない。
／ｓの冷却速度で５００℃以下まで冷却しなければなら
ない。加速冷却は、中心偏析部近傍のミクロ組織を改善
して耐ＨＩＣ性を向上させるとともに、靱性を損なわず
に高強度化を可能にする。冷却開始温度がＡr3未満であ
ったり、冷却速度が５℃／ｍｉｎ未満であったり、冷却
停止温度が５００℃を超えたりすると、変態の進行に伴
う中心偏析部へのＣ濃化によって硬化組織の形成が促進
され、耐ＨＩＣ性が大幅に劣化する。また、冷却速度が
４０℃／ｓを超えると低温変態生成物の形成が促進され
て耐ＨＩＣ性が劣化する。ただし、５００℃以下の適当
な温度で加速冷却を停止して、その後空冷したり、５０
０℃以下に冷却した鋼板をＡc1以下の温度に焼戻処理す
ることは本発明の特徴を何ら損なうものではない。
【００１７】
【実施例】表１、表２（表１のつづき−１）、表３（表
１のつづき−２）、表４（表１のつづき−３）の化学成
分を有する鋼片を、表５、表６（表５のつづき）に示す
製造条件によって厚鋼板に製造した。鋼板の機械的性質
と耐ＨＩＣ性を表７、表８（表７のつづき）に示す。
１のつづき−２）、表４（表１のつづき−３）の化学成
分を有する鋼片を、表５、表６（表５のつづき）に示す
製造条件によって厚鋼板に製造した。鋼板の機械的性質
と耐ＨＩＣ性を表７、表８（表７のつづき）に示す。
【００１８】
【表１】
【００１９】
【表２】
【００２０】
【表３】
【００２１】
【表４】
【００２２】
【表５】
【００２３】
【表６】
【００２４】
【表７】
【００２５】
【表８】
【００２６】表１〜表８中の鋼１〜７は本発明鋼であ
り、鋼８〜３４は比較鋼である。本発明鋼は化学成分お
よび製造方法が適当であるため、２２〜５０ｍｍの板厚
において５００ＭＰａ級の母材強度とｖＴｒｓが−１３
０℃以下である母材靱性を有し、ＮＡＣＥ環境での良好
な耐ＨＩＣ性を有する。一方、比較鋼は化学成分あるい
は製造方法が適当でないため、機械的性質あるいは耐Ｈ
ＩＣ性が劣っている。
り、鋼８〜３４は比較鋼である。本発明鋼は化学成分お
よび製造方法が適当であるため、２２〜５０ｍｍの板厚
において５００ＭＰａ級の母材強度とｖＴｒｓが−１３
０℃以下である母材靱性を有し、ＮＡＣＥ環境での良好
な耐ＨＩＣ性を有する。一方、比較鋼は化学成分あるい
は製造方法が適当でないため、機械的性質あるいは耐Ｈ
ＩＣ性が劣っている。
【００２７】鋼８はＣ量が低すぎるために強度が低い。
鋼９はＣ量が高すぎるために母材靱性、ＨＡＺ靱性が低
く、ＭｎやＰの中心偏析が促進されて耐ＨＩＣ性が劣っ
ている。鋼１０はＳｉ量が高すぎるために母材靱性、Ｈ
ＡＺ靱性が劣っている。鋼１１はＭｎ量が低すぎるため
に強度が低い。
鋼９はＣ量が高すぎるために母材靱性、ＨＡＺ靱性が低
く、ＭｎやＰの中心偏析が促進されて耐ＨＩＣ性が劣っ
ている。鋼１０はＳｉ量が高すぎるために母材靱性、Ｈ
ＡＺ靱性が劣っている。鋼１１はＭｎ量が低すぎるため
に強度が低い。
【００２８】鋼１２はＭｎ量が高すぎるためにＨＡＺ靱
性が低く、Ｍｎの中心偏析が強まって耐ＨＩＣ性が劣っ
ている。鋼１３はＰ量が高すぎるためにＰの中心偏析が
強まって耐ＨＩＣ性が劣っている。鋼１４はＳ量が高す
ぎるために硫化物の個数が多く形態制御も不十分となっ
て耐ＨＩＣ性が劣っている。
性が低く、Ｍｎの中心偏析が強まって耐ＨＩＣ性が劣っ
ている。鋼１３はＰ量が高すぎるためにＰの中心偏析が
強まって耐ＨＩＣ性が劣っている。鋼１４はＳ量が高す
ぎるために硫化物の個数が多く形態制御も不十分となっ
て耐ＨＩＣ性が劣っている。
【００２９】鋼１５はＡｌ量が高すぎるために鋼の清浄
度が阻害されて母材靱性、ＨＡＺ靱性、耐ＨＩＣ性が劣
っている。鋼１６はＮｂ量が低すぎるためにγ未再結晶
温度域が狭くなり、９５０℃以下での実質的な未再結晶
域加工量が不足して組織微細化が不十分となって母材靱
性が劣っている。
度が阻害されて母材靱性、ＨＡＺ靱性、耐ＨＩＣ性が劣
っている。鋼１６はＮｂ量が低すぎるためにγ未再結晶
温度域が狭くなり、９５０℃以下での実質的な未再結晶
域加工量が不足して組織微細化が不十分となって母材靱
性が劣っている。
【００３０】鋼１７はＮｂ量が高すぎるためにＨＡＺ靱
性が低く、粗大Ｎｂ析出物がＨＩＣ発生起点となって耐
ＨＩＣ性が劣っている。鋼１８はＣａ量が低すぎる同時
にＥＳＳＰ（Ｅｆｆｅｃｔｉｖｅ Ｓｕｌｐｈｉｄｅ
Ｓｈａｐｅ Ｐａｒａｍｅｔｅｒ）＝〔Ｃａ〕（１−１
２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕が低すぎ、硫化物の形態
制御が不十分となって耐ＨＩＣ性が劣っている。
性が低く、粗大Ｎｂ析出物がＨＩＣ発生起点となって耐
ＨＩＣ性が劣っている。鋼１８はＣａ量が低すぎる同時
にＥＳＳＰ（Ｅｆｆｅｃｔｉｖｅ Ｓｕｌｐｈｉｄｅ
Ｓｈａｐｅ Ｐａｒａｍｅｔｅｒ）＝〔Ｃａ〕（１−１
２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕が低すぎ、硫化物の形態
制御が不十分となって耐ＨＩＣ性が劣っている。
【００３１】鋼１９はＣａ量が高すぎると同時にＥＳＳ
Ｐが高すぎ、過剰に生成したＣａ系介在物がＨＩＣ発生
起点となって耐ＨＩＣ性が劣っている。鋼２０はＯ量が
高すぎるために過剰に生成した酸化物系介在物がＨＩＣ
発生起点となって耐ＨＩＣ性が劣っている。鋼２１、２
２、２３、２４、２５、２６はそれぞれＮｉ、Ｃｕ、Ｍ
ｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉが高すぎるために母材靱性あるいは
ＨＡＺ靱性が劣っている。
Ｐが高すぎ、過剰に生成したＣａ系介在物がＨＩＣ発生
起点となって耐ＨＩＣ性が劣っている。鋼２０はＯ量が
高すぎるために過剰に生成した酸化物系介在物がＨＩＣ
発生起点となって耐ＨＩＣ性が劣っている。鋼２１、２
２、２３、２４、２５、２６はそれぞれＮｉ、Ｃｕ、Ｍ
ｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉが高すぎるために母材靱性あるいは
ＨＡＺ靱性が劣っている。
【００３２】鋼２７は加熱時の昇温速度が小さいため、
また鋼２８は加熱温度が高すぎるために加熱γ粒が粗大
化、混粒化し、それが最終組織にまで継承されて母材靱
性が劣化している。また、鋼２７は加熱開始から圧延終
了までに長時間を要しており生産性が低い。鋼２９は９
５０℃以下での累積圧下量が小さいために、未再結晶域
圧延が十分になされず、最終組織が粗大となって母材靱
性が劣っている。
また鋼２８は加熱温度が高すぎるために加熱γ粒が粗大
化、混粒化し、それが最終組織にまで継承されて母材靱
性が劣化している。また、鋼２７は加熱開始から圧延終
了までに長時間を要しており生産性が低い。鋼２９は９
５０℃以下での累積圧下量が小さいために、未再結晶域
圧延が十分になされず、最終組織が粗大となって母材靱
性が劣っている。
【００３３】鋼３０は圧延終了温度が低すぎるため、鋼
３１は冷却開始温度が低すぎるため、鋼３２は冷却速度
が小さすぎるため、鋼３４は冷却停止温度が高すぎるた
め、中心偏析部の組織制御が不十分となって多量の硬化
組織が形成され、耐ＨＩＣ性が劣っている。鋼３３は冷
却速度が大きすぎるために多量の低温変態生成物が生成
して耐ＨＩＣ性が劣っている。
３１は冷却開始温度が低すぎるため、鋼３２は冷却速度
が小さすぎるため、鋼３４は冷却停止温度が高すぎるた
め、中心偏析部の組織制御が不十分となって多量の硬化
組織が形成され、耐ＨＩＣ性が劣っている。鋼３３は冷
却速度が大きすぎるために多量の低温変態生成物が生成
して耐ＨＩＣ性が劣っている。
【００３４】
【発明の効果】本発明によって、板厚が２０ｍｍ以上の
厚手高強度鋼板において良好な靱性と耐ＨＩＣ性を達成
することが可能となり、構造物の安全性が飛躍的に向上
した。同時に、製造時間の大幅な短縮によって生産性が
著しく向上した。
厚手高強度鋼板において良好な靱性と耐ＨＩＣ性を達成
することが可能となり、構造物の安全性が飛躍的に向上
した。同時に、製造時間の大幅な短縮によって生産性が
著しく向上した。
【図１】加熱γ粒径に及ぼす昇温速度、加熱温度の影響
を示す図である。
を示す図である。
【図２】加熱γ粒径のばらつきに及ぼす昇温速度の影響
を示す図である。
を示す図である。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．０２〜０．１２％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．６〜１．５％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．００１％以下、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．１％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％、 Ｏ：０．００３％以下を含有し、かつ １．０≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５
〔Ｓ〕≦７．０ を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片
を、Ａｃ1〜Ａｃ3における昇温速度を１５℃／ｍｉｎ以
上としてＡｃ3＋２００℃以下に加熱し、９５０℃〜Ａ
ｒ3における累積圧下量が５０％以上となるように圧延
を終え、その後Ａｒ3以上の温度から５〜４０℃／ｓの
冷却速度で５００℃以下の温度まで冷却することを特徴
とする靱性の優れた厚手耐サワー鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：０．０２〜０．１２％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．６〜１．５％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．００１％以下、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．１％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％、 Ｏ：０．００３％以下を含有し、かつ １．０≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５
〔Ｓ〕≦７．０ を満足し、さらにＮｉ：０．５％以下、 Ｃｕ：０．５％以下、 Ｍｏ：０．５％以下、 Ｃｒ：０．５％以下、 Ｖ：０．１％以下、 Ｔｉ：０．０３％以下のうち１種以上を含有し、残部が
鉄および不可避的不純物からなる鋼片を、Ａｃ 1〜Ａｃ3
における昇温速度を１５℃／ｍｉｎ以上としてＡｃ3＋
２００℃以下に加熱し、９５０℃〜Ａｒ3における累積
圧下量が５０％以上となるように圧延を終え、その後Ａ
ｒ3以上の温度から５〜４０℃／ｓの冷却速度で５００
℃以下の温度まで冷却することを特徴とする靱性の優れ
た厚手耐サワー鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9117795A JPH08283844A (ja) | 1995-04-17 | 1995-04-17 | 靱性の優れた厚手耐サワー鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9117795A JPH08283844A (ja) | 1995-04-17 | 1995-04-17 | 靱性の優れた厚手耐サワー鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08283844A true JPH08283844A (ja) | 1996-10-29 |
Family
ID=14019188
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9117795A Withdrawn JPH08283844A (ja) | 1995-04-17 | 1995-04-17 | 靱性の優れた厚手耐サワー鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08283844A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011001607A (ja) * | 2009-06-19 | 2011-01-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐水素誘起割れ性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板 |
| CN106086646A (zh) * | 2012-07-09 | 2016-11-09 | 杰富意钢铁株式会社 | 厚壁高强度耐酸性管线管及其制造方法 |
-
1995
- 1995-04-17 JP JP9117795A patent/JPH08283844A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011001607A (ja) * | 2009-06-19 | 2011-01-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐水素誘起割れ性および脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板 |
| CN106086646A (zh) * | 2012-07-09 | 2016-11-09 | 杰富意钢铁株式会社 | 厚壁高强度耐酸性管线管及其制造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20020702 |