JPH10265847A - 高強度高靱性熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
高強度高靱性熱延鋼板の製造方法Info
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Abstract
安価で降伏強度と靱性に優れた高強度高靱性熱延鋼板の
製造方法を提供する。 【解決手段】 重量%で、 C:0.05〜0.10%、
Si:0.35%以下、Mn:1.30〜1.70%、
Al:0.0005〜0.10%、Ti:0.030〜
0.070%、Nb:0.025〜0.050%、V:
0.040〜0.080%を含有し、N:0.0050
%以下とした鋼を、1180℃以上1250℃以下の温
度域に80分以上保持した後、圧延を行うとともに95
0℃まで120秒以内の時間で冷却し、その後730〜
860℃の温度域で圧延を終了し、次いで平均冷却速度
5℃/sec以上で冷却して540〜630℃で巻取る
ことを特徴とする高強度高靱性熱延鋼板の製造方法。
Description
管等の製造に用いる高強度高靱性熱延鋼板の製造方法に
関する。
は、強度、靱性、溶接性、耐食性と多岐にわたる。電縫
溶接法により製造するラインパイプ用鋼管においても同
様である。そのためには、鋼管を製造するための熱延鋼
板自体の特性の確保が必要である。これらの要求特性の
内、強度と靱性は、従来からの多くの例にも見られる様
に、しばしば、両立が困難である。たとえば、強化元素
を含有させると靱性は劣化することが多い。
圧延鋼帯を得る方法には、たとえば、Ti、Nb、V等
の析出強化型元素を合金化し、それらの微細な析出物に
より強化する方法と、Cr、Ni、Mo等の、主として
マトリックスを固溶強化する元素を含有させる方法等が
ある。
は、これらの元素を比較的少量、含有させることによ
り、大きな降伏強度の増加が得られる。しかしながら、
強力な炭化物あるいは、窒化物形成元素である、これら
の元素を含有させると、僅かの製造条件の差により、そ
の特性が大きく変化する。
中より侵入したNがTiNを形成する。この場合のTi
Nは比較的大きな析出物となるため、鋼を強化する作用
はほとんどない。したがって、鋼中に侵入するN量が多
い場合は、このTiN析出物の形成により、鋼の強化に
働くTi量が減少するため十分な降伏強度が得られな
い。
鋼の靱性を劣化させる。上記したような溶解時に鋼中に
生成した比較的大きいTiNも、靱性を劣化させるが、
鋼に固溶した炭化物や窒化物が、微細な析出物となって
析出した場合の靱性への悪影響はさらに大きい。しかも
この悪影響も場合によりその程度が異なる。
る場合は、僅かな製造条件の差が大きな特性の差になっ
て現れやすく、ほぼ同一の組成の鋼の間の比較や、1つ
の鋼材の中の異なった位置における比較においても、特
性が大きく異なることがしばしば起こる。
i、V、Nb等の強化方法によると、比較的安価に高強
度の鋼を得ることが可能なため、たとえば、川崎製鉄技
報誌、第13巻、第1号、第53頁〜第62頁、(19
81年発行)に例を見るように、ラインパイプ用電縫溶
接鋼管としても、広く実用化している。
bを単独添加あるいはさらにTi、Vのうち1種以上を
添加した熱延高張力鋼板と、その製造方法が開示されて
いる。この鋼板は、金属組織が、微細フェライトと低温
変態相(ベイナイトとマルテンサイト)の混合組織から
なることが特徴である。
を単独添加あるいはさらにTi、V、Ni、Cr、その
他のうち1種以上を添加した厚鋼板の製造方法が提案さ
れている。製造方法としては、粗圧延と仕上圧延の間で
1000〜850℃の温度領域内に採った70℃以上に
わたる温度範囲を0.5℃/s以上の冷却速度で急速冷
却している。
i、Nb、Vのうち少なくとも1種を含有する鋼による
熱延鋼板の製造方法が提案されている。ここでは、スラ
ブを加熱して粗圧延し、その後冷却の途中で5〜20秒
の空冷を行い、500℃以下で巻取ることにより、低降
伏比としている。
145745号公報記載の技術では、降伏強度が最高4
8kgf/mm2 と低い。これは、Nb、Ti、Vを添
加しているにもかかわらず、それらの析出物を強化に積
極的に利用する材質設計は採っていないためと考えられ
る。圧延後、急冷、低温巻取りを行っていることから
は、むしろ冷却途中の析出を抑えることに重点を置いた
材料設計である。
低温変態相の混合組織とすることで、低降伏比とするこ
とを特徴としている。得られている降伏強度が低いの
は、その結果とも考えられる。また、降伏強度が25〜
48kgf/mm2 の広い範囲にばらついており、その
ばらつきの発生する理由も明確でない。
れている技術においても、事情は同様であり、靱性は十
分であるが降伏強度は低い。この技術では、圧延後の冷
却の途中で空冷を行うことで、フェライト変態をある程
度促進させ、低温巻取りにより未変態の部分を低温変態
相とすることを特徴としている。従って、この技術によ
る鋼板も混合組織となり、低降伏比となる。その結果、
当然のことながら降伏強度は低い。
の元素の作用については注目をしておらず、これらのう
ちどれかが含有されていれば良いとの考え方である。こ
のように、Ti、Nb、Vの炭化物および窒化物の鋼中
における挙動を同一視し、個々の元素を区別することな
く、Ti、Nb、Vの1種、または2種以上含有すると
記述されている例も多い。
でも、Nbは必須元素であるが、Ti、V、Ni、C
r、その他の元素は1種以上を添加するということであ
る。従って、その内容も殆どがNbにTi、V、Ni、
Cr、その他の元素の1つを加えた場合の例についてで
ある。その中で、Nb、Ti、Vをすべて添加した例
は、0.027Nb−0.032V−0.0015Ti
(同公報、第1表、鋼塊種別J)1種類のみであり、そ
の材質も、降伏強度が47.0kg/mm2 と低めであ
る。
は、仕上圧延条件として板厚30〜100mmと記載さ
れていることから、熱延鋼板のことではなく通常の厚鋼
板のことである。また、強制冷却温度域は全体に低め
で、大部分は下限温度が850℃以下を下回っている。
そのため、強制冷却温度域が熱延の仕上圧延の温度域と
一致し、熱延では実施困難であると思われる。
靱性のラインパイプ用電縫溶接鋼管の製造に用いる鋼帯
が求められており、特に、降伏強度が550MPa以上
の鋼材への要望が大きいが、従来はこれに答える技術が
開示されていない。
安価で、降伏強度と靱性に優れた高強度高靱性熱延鋼板
の製造方法を提供する。
C:0.05〜0.10%、Si:0.35%以下、M
n:1.30〜1.70%、Al:0.0005〜0.
10%、Ti:0.030〜0.070%、Nb:0.
025〜0.050%、V:0.040〜0.080%
を含有し、N:0.0050%以下とした鋼を、118
0℃以上1250℃以下の温度域に80分以上保持した
後、圧延を行うとともに950℃まで120秒以内の時
間で冷却し、730〜860℃の温度域で圧延を終了
し、その後平均冷却速度5℃/sec以上で冷却して5
40〜630℃で巻取ることを特徴とする高強度高靱性
熱延鋼板の製造方法である。
度が常温で550MPa以上、シャルピー衝撃試験の吸
収エネルギーが0℃で200J以上として、高強度・高
靱性の熱延鋼板の製造方法を検討を重ねる中で完成され
た。検討は、 まず、Ti、V、Nb等の炭化物の析出状
態と、降伏強度およびと靱性との関係について行った。
細な(Ti、V、Nb)Cの析出物が鋼中に存在する場
合に、高い降伏強度と靱性が得られるとの知見を得た。
(以後、この平均粒径が10nm以下の微細な析出物
を、(Ti、V、Nb)Cと記す。)この(Ti、V、
Nb)Cを鋼中に形成させるためには、鋼にTi、N
b、Vの3種の元素を最適な量含有させる必要があり、
さらに、適切な加工・熱履歴を与える必要がある。
る。Cは、Ti、Nb、Vと炭化物を形成して、鋼を強
化する元素である。十分な降伏強度を確保するためには
0.05%以上含有させる必要が有る。一方、Cは溶接
性に有害な元素であり、その悪影響は、0.11%越え
ると顕著になる。また、スラブの加熱時の炭化物の溶体
化が困難となる。したがって、 C量は0.05〜0.1
0%の範囲とする。
0.01%以上含有させることが望ましいが、Al等の
他の元素によっても代替可能である。一方、0.35%
を超えて含有させると、鋼の靱性、特に、溶接HAZ部
の靱性を劣化させる。したがって、 Si量は0.35%
以下とする。
元素である。 含有量が1.30%未満の場合は降伏強度
が不足する。一方、Mnは溶接性に有害な元素であり、
特に、含有量が1.70%を越えると悪影響が顕著にな
る。したがって、 Mn量は1.30〜1.70%の範囲
とする。
0.0005%未満の場合には、十分な脱酸効果が期待
できない。一方、0.10%を超えて過剰に含有させる
と、靱性が劣化し、また、連続鋳造時のスラブの表面に
キズが発生しやすい。したがって、Al量は0.000
5〜0.10%とする。
b)Cを形成して鋼を強化する。十分な降伏強度を確保
するためには、0.030%以上のTiを含有させる必
要がある。一方、Ti量が多くなると、TiNbCN
((TiNb)炭窒化物とも言う)の溶体化が困難とな
る。その結果、複合炭化物の析出状態が変化して強度が
低下し、また、靱性も劣化する。これらのTiの悪影響
は、0.070%を越えると顕著になる。したがって、
Ti量の範囲は、0.030〜0.070%とする。
b)Cを形成すが、そのためには0.025%以上含有
させる必要がある。一方、Nb量が多くなるとTiNb
CNの溶体化が困難となる。その結果、複合炭化物の析
出状態が変化して強度が低下し、また、靱性も劣化す
る。これらのNbの悪影響は、0.050%を越えると
顕著になる。したがって、Nb量の範囲は、0.025
〜0.050%とする。
b)Cを形成するが、そのためには0.040%以上含
有させる必要がある。一方、V量が多くなると複合炭化
物の析出状態が変化して強度が低下し、また、靱性も劣
化する。これらのVの悪影響は、0.080%を越える
と顕著になる。したがって、V量の範囲は、0.040
〜0.080%とする。
る。この発明では、熱延開始前の高温の温度域での保持
により、Ti、Nbの溶体化を行う。溶体化のために
は、1180℃以上で80分以上の保持が必要である。
保持温度が1180℃未満では、保持時間を延ばして
も、TiNbCNの溶体化は困難である。また、125
0℃を超える温度で保持すると、オーステナイト粒径が
粗大化する。その結果、熱延による細粒化が困難とな
り、最終的なフェライト粒径の細粒化も達成できない。
良好な靱性を得るためにはフェライト粒径の細粒化が不
可欠であり、このことから、保持温度の上限は1250
℃となる。以上より、1180℃以上1250℃以下の
温度域に80分以上保持する必要がある。
の温度域を120秒以内で通過させる。圧延の開始時期
は、この温度域の通過を開始する前でも後でもよい。こ
の温度域を通過させる時間は120秒以内とする必要が
ある。これより長時間になると、粗大な(0.05μm
以上)TiNbCNの析出が起こる。その結果、巻取り
時に微細炭化物を析出させるための駆動力が大幅に低下
し、強度上昇が図れなくなる。この温度域の下限である
950℃は、上記の粗大なTiNbCNの析出が実質的
に起こらない温度である。
る。860℃を超えている場合は、複合炭化物が粗大に
なり十分な強度が得られず、組織が粗くなるため靱性も
低下する。圧延終了温度が730℃より下がると、未再
結晶組織が現れ靱性が低下する。なお、圧延終了温度の
最適温度範囲は、750〜780℃である。
却速度で冷却する。冷却速度が5℃/sec未満の場合
は、冷却途中に結晶粒が粗大化して靱性が低下する。ま
た、冷却中に複合炭化物が析出し、この後の巻取りにお
ける微細析出物の量が減少するので、十分な強度が得ら
れなくなる。冷却速度の上限は、特に規定しないが、実
用上は設備能力等から決めればよい。従って、圧延後の
冷却速度を5℃/sec以上とする。
取る。巻取り後の熱延鋼板は、コイルの形で、20℃/
h程度の冷却速度で冷却される。従って、400℃程度
まで約10時間をかけて冷却されることになり、その間
に、微細炭化物が析出する。この際、圧延時に鋼中に導
入された転位が析出物の微細化に有効に働き、強度・靱
性共に優れ、また、特性のばらつきの少ない熱延鋼板が
得られる。
出する複合炭化物の粒径が大きくなる。また、550℃
より下がると、析出量が不足する。従って、巻取り温度
範囲を、540〜630℃とする。
上記した組成の鋼を溶製し、連続鋳造によりスラブとす
る。Nの含有量は可能な限り低くする。得られたスラブ
をそのまま、粗圧延、仕上圧延を行なって鋼帯としても
良く、また、スラブを一旦冷却した後、再加熱して上記
の工程をとっても良い。その他、薄鋳片を鋳造し、高温
のまま連続圧延を行なって、鋼帯としても良い。圧延開
始温度は、強度・靱性を確保するためには、1220℃
近傍とするのが望ましい。
させる。具体的には、この間に圧延を行うので、圧延中
に950℃まで冷却することになる。なお、圧延開始温
度が、保持温度の下限1180℃より高温である場合
は、この950℃までの通過時間を、保持温度の下限1
180℃を通過した時点以降の時間とすればよい。
℃以下においても)続行する。圧延終了温度は、760
℃前後と通常よりやや低温とするのが望ましい。このよ
うに低温仕上げを行うことにより、鋼中に積極的に転位
を導入する。
は水冷により5℃/sec以上の冷却速度で冷却し、6
00℃程度に下げて巻取る。冷却速度の上限は特にない
が、実用上は50℃/sec程度であり、これを超える
と特別な急冷装置が必要となる。巻取り温度は、通常の
熱延鋼帯の製造の場合に比較して、やや高温である。好
ましい巻取り温度範囲は、570〜620℃である。
接鋼管の製造に使用できる。製造方法については特に制
約はなく、例えば、電縫溶接鋼管等、通常の製管工程を
適用すればよい。
す。この表で、鋼1〜4は発明鋼であり、本発明の規定
する範囲内の化学成分を有する鋼である。鋼5〜8は比
較鋼であり、鋼5はTiが過剰、鋼6はNbが過剰、鋼
7はTiが不足、鋼6はVが不足している。
に加熱して保持して粗圧延および仕上圧延を行った。粗
圧延中の冷却条件を調整して、種々の時間で950℃ま
で圧延材を冷却した。その結果、粗圧延の後段ないしは
仕上圧延の前段で、950℃となった。仕上圧延の終了
温度を770±10℃とし、560〜620℃で巻き取
った。これらの鋼板について、材質試験として引張試験
およびシャルピー衝撃試験を行った。以上の製造条件お
よび材質試験結果を、表2に示す。
は、保持時間と保持温度のことである。その他、950
℃までの冷却というのは950℃までの冷却時間(se
c)、FTは圧延終了温度(℃)、CTは巻取り温度
(℃)、YSは降伏強度(MPa)、TSは引張強さ
(MPa)、vEoは0℃における吸収エネルギー
(J)をそれぞれ示す。
1の鋼の番号に対応している。鋼板の英字a〜dは製造
条件に対応しており、aは発明の範囲内、bは加熱温度
(保持温度)が発明の下限より低い場合、cは加熱時間
(保持時間)が発明の下限より短い場合、dは950℃
までの通過時間(冷却時間)が発明の範囲より長過ぎる
場合をそれぞれ示している。その他の製造条件は、圧延
終了温度、巻取り温度ともに、先に述べた好ましい範囲
内にある。
いずれも発明の製造条件により製造されており、降伏強
度YSは558〜629MPaで、目標の550MPa
以上となっている。同様に、0℃における吸収エネルギ
ーvEoは221〜256Jで、目標の200J以上を
達成している。
化学成分は発明の範囲内であるが、保持温度が発明の下
限より低く、いずれも降伏強度YSが486〜534M
Paで、目標の550MPaより低い。鋼板1c,2
c,3c,4cについては、保持時間が発明の下限より
短く、いずれも降伏強度YSが497〜529MPa
で、目標の550MPaより低い。鋼板1d,2d,3
d,4dについては、950℃までの冷却時間が発明の
範囲より長過ぎ、いずれも降伏強度YSが488〜52
4MPaで、目標の550MPaより低い。
囲内であるが、原材料の鋼5が前述(表1)のようにT
i過剰であり、0℃における吸収エネルギーvEoが1
51Jで、目標の200Jよりかなり低い。鋼板6aに
ついては、原材料の鋼6が前述(表1)のようにNb過
剰であり、降伏強度YSが530MPaで、目標の55
0MPaより低い。
(表1)のようにTi不足であり、降伏強度YSが51
4MPaで、目標の550MPaより低い。鋼板8aに
ついては、原材料の鋼8が前述(表1)のようにV不足
であり、降伏強度YSが528MPaで、目標の550
MPaより低い。
し、適切な加工・熱履歴を与えることにより、微細な
(Ti、V、Nb)Cの析出物を鋼中に存在させてい
る。その結果、強度、靱性ともに優れた高強度高靱性熱
延鋼板の製造が可能となった。
Claims (1)
- 【請求項1】 重量%で、 C:0.05〜0.10%、
Si:0.35%以下、Mn:1.30〜1.70%、
Al:0.0005〜0.10%、Ti:0.030〜
0.070%、Nb:0.025〜0.050%、V:
0.040〜0.080%を含有し、N:0.0050
%以下とした鋼を、1180℃以上1250℃以下の温
度域に80分以上保持した後、圧延を行うとともに95
0℃まで120秒以内の時間で冷却し、730〜860
℃の温度域で圧延を終了し、その後平均冷却速度5℃/
sec以上で冷却して540〜630℃で巻取ることを
特徴とする高強度高靱性熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
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---|---|---|---|
JP07489897A JP3376850B2 (ja) | 1997-03-27 | 1997-03-27 | 高強度高靱性熱延鋼板の製造方法 |
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Publication Number | Publication Date |
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JPH10265847A true JPH10265847A (ja) | 1998-10-06 |
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Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN1302128C (zh) * | 2003-12-15 | 2007-02-28 | 中国科学院金属研究所 | 一种高性能超细针状铁素体型输气管线钢制备工艺 |
CN104561784A (zh) * | 2014-12-31 | 2015-04-29 | 南阳汉冶特钢有限公司 | 一种高炉炉壳用钢bb503钢板及其生产方法 |
JP2016148096A (ja) * | 2015-02-13 | 2016-08-18 | Jfeスチール株式会社 | 深井戸向けコンダクターケーシング用高強度厚肉スパイラル鋼管及びその製造方法 |
EP3239316A4 (en) * | 2014-12-25 | 2018-05-16 | JFE Steel Corporation | High-strength thick-walled electric resistance welded steel pipe for conductor casing for deep well, production method therefor, and high-strength thick-walled conductor casing for deep well |
-
1997
- 1997-03-27 JP JP07489897A patent/JP3376850B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN1302128C (zh) * | 2003-12-15 | 2007-02-28 | 中国科学院金属研究所 | 一种高性能超细针状铁素体型输气管线钢制备工艺 |
EP3239316A4 (en) * | 2014-12-25 | 2018-05-16 | JFE Steel Corporation | High-strength thick-walled electric resistance welded steel pipe for conductor casing for deep well, production method therefor, and high-strength thick-walled conductor casing for deep well |
US11053564B2 (en) | 2014-12-25 | 2021-07-06 | Jfe Steel Corporation | High strength thick-walled electric-resistance-welded steel pipe for deep-well conductor casing, method for manufacturing the same, and high-strength thick-walled conductor casing for deep wells |
CN104561784A (zh) * | 2014-12-31 | 2015-04-29 | 南阳汉冶特钢有限公司 | 一种高炉炉壳用钢bb503钢板及其生产方法 |
JP2016148096A (ja) * | 2015-02-13 | 2016-08-18 | Jfeスチール株式会社 | 深井戸向けコンダクターケーシング用高強度厚肉スパイラル鋼管及びその製造方法 |
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