JPH1161328A - 高Mn鋼鋳片、その連続鋳造方法および高張力鋼材の製造方法 - Google Patents

高Mn鋼鋳片、その連続鋳造方法および高張力鋼材の製造方法

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JPH1161328A
JPH1161328A JP23163997A JP23163997A JPH1161328A JP H1161328 A JPH1161328 A JP H1161328A JP 23163997 A JP23163997 A JP 23163997A JP 23163997 A JP23163997 A JP 23163997A JP H1161328 A JPH1161328 A JP H1161328A
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秀治 岡口
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好徳 谷澤
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昌彦 濱田
Yuichi Komizo
裕一 小溝
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Abstract

(57)【要約】 【課題】引張強さ900MPa以上の高張力鋼の製造に
適した高Mn鋼鋳片、その鋳片の連続鋳造方法およびこ
の鋳片を用いた低温靱性および溶接性に優れた高張力鋼
材の製造方法の提供。 【解決手段】(1)おもな合金元素として、重量%で
C:0.02〜0.1%、Mn:0.8〜2.5%、N
i:0.3〜1.2%、Nb:0.01〜0.1%、T
i:0.005〜0.03%を含有するとともに下記
式を満足する化学組成を備え、中心部のMn偏析度が3
以下である高Mn鋼鋳片。 0.28≦Vs≦0.42 ・・・・・ ここで、 Vs=C+0.2Mn+5P−0.1Ni−0.7Mo
+0.1Cu (2)上記(1)の化学組成を備える溶鋼を連続鋳造用
鋳型に注入し、鋳型から引き抜かれた鋳片に対して、中
心偏析抑制操作を加えることによる高Mn鋼鋳片の連続
鋳造方法。 (3)上記(1)の鋳片または(2)の方法で得られる
鋳片を所定の条件で熱間圧延し、冷却することによる鋼
材の製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】
【0001】
【発明の属する技術分野】本発明は、900MPa以上
の引張強さを備えるとともに低温靱性に優れた高張力鋼
材の製造に好適な高Mn鋼鋳片およびその鋳造方法なら
びにこの鋳片から高張力鋼材を製造する方法に関する。
【0002】
【従来の技術】ガス田や油田から採掘された天然ガスや
原油を大量に、かつ長距離輸送する場合には、パイプラ
インが用いられている。このパイプラインは、僻地、寒
冷地など自然環境条件の悪い場所に敷設される場合が多
い。また、パイプラインは、パイプライン用の鋼管(ラ
インパイプ)を敷設現場まで搬送し、そこで溶接する方
法で施工される。
【0003】このパイプラインによる原油等の輸送に
は、輸送コストの節減が大きな課題となっている。その
解決策として、操業圧力を高くすることにより、輸送効
率を向上させる対策が採られてきた。
【0004】操業圧力を高めるにはパイプの肉厚を厚く
すればよく、この方法がもっとも簡単である。しかし、
肉厚を厚くすると、敷設現場でのパイプ同士の溶接に時
間を要するので、溶接施工能率を著しく低下させる。さ
らに、パイプの重量が増加するので、現場までのパイプ
の搬送および施工作業能率の低下を起こすという問題が
ある。
【0005】パイプの素材そのものを高強度化すること
ができれば、パイプの肉厚および重量増加という弊害を
伴うことなく、原油等の輸送の操業圧力を高くすること
ができるばかりでなく、前述の溶接、搬送、施工などの
能率低下を防止できる。そのために、米国石油協会(A
PI)において、X80グレード鋼と称する鋼が規格化
され実用に供されている。なお、X80グレード鋼と
は、降伏強さが80ksi(551MPa)以上の鋼を
意味する。
【0006】最近では、今後の需要に備えて、X80グ
レード鋼の製造技術を基にX100グレード相当の鋼ま
たはX100グレード相当を超える鋼の開発が進められ
ている。例えば、X100グレード相当を超える高強度
鋼およびその製造方法として、強度を確保するためにC
uの時効析出を利用する方法(例えば、特開平8−10
4922号、特開平8−209287号、特開平8−2
09288号各公報)、Mn含有率を1.7重量%以上
とする方法(例えば、特開平8−209290号、特開
平8−209291号各公報)などが提案されている。
【0007】しかし、上記の鋼とその製造方法には、次
のような問題点がある。Cuの析出強化を利用する方法
では、マトリックス中にε−Cu析出物が存在している
ので、寒冷地で使用される場合に問題となる低温靱性に
劣ること、ε−Cu析出物が存在しない溶接部では硬度
低下が起こり、強度不足などの問題が生じることといっ
た欠点がある。
【0008】また、一般にMn含有率が1重量%を超え
るような鋼を連続鋳造法によって鋳造すると、鋳片中心
部へのMnの偏析が著しくなるために、その鋳片から製
造された鋼材は、低温靱性や耐水素誘起割れ性(耐HI
C性)などの特性が悪くなることが知られている。した
がって、Mn含有率が1.7重量%以上というように高
い場合には、このような問題がいっそう顕著に現れるの
で、中心偏析に起因する低温靱性の低下および溶接性の
低下を避けることができない。
【0009】Mnを添加するための合金元素は比較的安
価である。そのために、中心偏析の軽微な高Mn鋼鋳片
を製造することができれば、高強度で低温靱性等に優れ
た鋼を安価に製造することができる。
【0010】連続鋳造法で鋳片を鋳造する場合の中心偏
析の防止対策としては、鋳型から引き抜かれた鋳片内の
未凝固溶鋼に対して、凝固完了前に電磁装置によって撹
拌を加える方法がよく知られている。また、本発明者の
ひとりは、鋳型から引き抜かれた鋳片に対してバルジン
グを起こさせた後、凝固完了前にバルジング量相当の圧
下を加える方法を提案した(特開平9−57410号公
報)。
【0011】しかし、これらの中心偏析防止対策だけで
は、Mn含有率が高い場合には十分に中心偏析を防止で
きないので、X100グレード相当または引張強さが9
00MPaを超えるようなX100グレード相当を超え
る性能をそなえるラインパイプ用鋼の製造は困難であっ
た。
【0012】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、中心部にお
けるMnの偏析が軽微で、引張強さ900MPa以上の
高張力鋼の製造に適した高Mn鋼鋳片およびその鋳片の
連続鋳造方法ならびにこの鋳片を用いた低温靱性および
溶接性に優れた高張力鋼材の製造方法を提供することを
目的としている。
【0013】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記
(1)の高Mn鋼鋳片、(2)の高Mn鋼鋳片の連続鋳
造方法および(3)の高張力鋼材の製造方法にある。
【0014】(1)重量%で、 C:0.02〜0.1%、 Si:0.03〜0.6%、 Mn:0.8〜2.5%、 P:0.015%以下、 S:0.003%以下、 Ni:0.3〜1.2%、 Nb:0.01〜0.1%、 Ti:0.005〜0.03%、 Al:0.004〜0.1%、 N:0.001〜0.006%、 Cu:0〜0.6%、 Cr:0〜0.8%、 Mo:0〜0.6%、 V:0〜0.1%、 B:0〜0.0025%、 Ca:0〜0.006% を含有するとともに下記式を満足し、残部はFeおよ
び不可避的不純物からなる化学組成を備え、(鋳片中心
部のMn含有率)/(鋳片の平均Mn含有率)として表
されるMn偏析度が3以下である高Mn鋼鋳片。
【0015】 0.28≦Vs≦0.42 ・・・・・ ここで、 Vs=C+0.2Mn+5P−0.1Ni−0.7Mo
+0.1Cu ただし、式中の元素記号は各元素の含有率(重量%)を
表す。
【0016】(2)上記(1)の化学組成を備える溶鋼
を連続鋳造用鋳型に注入し、鋳型から引き抜かれた鋳片
に対して、下記(a)および(b)のうちのいずれか、
または両方の操作を加えることによる高Mn鋼鋳片の連
続鋳造方法。
【0017】(a)鋳片にバルジングを生じさせ、鋳片
の凝固完了前にバルジング量相当の圧下を加える。
【0018】(b)鋳片の凝固完了前に、電磁撹拌装置
を用いて未凝固溶鋼に対して撹拌を加える。
【0019】(3)上記(1)の鋳片または上記(2)
の方法で得られる鋳片を1000〜1250℃の温度に
加熱し、950℃以下における累積圧下率が25%以上
となる条件で熱間圧延し、700℃以上で熱間圧延を終
了した後、700℃以上から、10〜70℃/sの冷却
速度で100〜450℃の温度域となるまで冷却するこ
とによる高張力鋼材の製造方法。冷却後、さらに500
〜675℃で焼戻し処理を施してもよい。
【0020】本発明の鋳片では、上記(1)に記した化
学組成を選択し、特に式を満足させることによって、
鋳片中心部におけるMnの偏析を抑制している。式
は、Mnの偏析を抑制する元素と促進する元素を抽出
し、それらの元素の偏析に及ぼす影響度を考慮して作成
されており、Mnの偏析のしやすさの程度を指数化した
式である。この指数であるVs値を0.42以下とする
ことによって、Mn含有率が0.8〜2.5重量%の高
Mn鋼を連続鋳造法によって製造する場合でも、Mnの
中心偏析が軽度な鋳片を得ることができるようにした。
【0021】また、上記(2)の方法のように、上記の
化学組成と、連続鋳造の際に中心偏析を軽減することが
できる鋳造条件との併用によれば、もっとも安定してM
nの中心偏析の少ない鋳片を得ることができる。
【0022】本発明の製造方法によって得られる鋼材
(以下、単に本発明の鋼材と記す)は、このようなMn
の中心偏析が軽微な鋳片を用いて、上記(3)の条件で
製造するようにした。したがって、本発明の目標である
引張強さが900MPa以上の高張力鋼材を商業規模の
生産においても製造することができる。本発明の鋼材
は、高張力であると同時に、マイナス40℃における衝
撃エネルギーが120J以上で低温靱性(以下、単に靱
性と記す)に優れている。また、入熱が3〜10kJ/
mmという条件のサブマージアーク溶接部では、継手部
の引張強さが900MPa以上、溶接熱影響部(HA
Z)のマイナス20℃における衝撃吸収エネルギーが7
0J以上と溶接部の強度および靱性にも優れている。
【0023】さらに、本発明の鋼材は、Mnの偏析が軽
微な鋳片から製造するようにしたので、本発明の鋼材に
は、MnS等に起因する水素誘起割れが起こりにくく、
溶接性への悪影響も少ないという特長を備えさせること
ができる。
【0024】なお、本発明でいう鋼材とは、おもに鋼
板、なかでも厚さが15〜30mm程度の厚鋼板を意味
するが、それより厚さが薄い熱延鋼板、形鋼、鍛鋼品な
ども含んでいる。
【0025】
【発明の実施の形態】以下、本発明の鋳片とその鋳造方
法および鋼材の製造方法について具体的に説明する。な
お、合金元素の含有率に関する%表示は重量%を意味す
る。
【0026】(A)化学組成 本発明における鋼の化学組成は、鋳造前の溶鋼、鋳片お
よび鋼材間でほとんど変化しない。したがって、前述の
化学組成は溶鋼から鋼材までを対象としている。各合金
元素の含有率の範囲と、その範囲を選択した理由は次の
とおりである。
【0027】C:0.02〜0.1% Cは鋼の引張強さ、降伏強さ等の強度(以下、単に強度
と記す)を確保するのに有効な元素であり、その効果を
得るためには、0.02%以上含有させる必要がある。
しかし、0.1%を超えると鋼の靱性を低下させるほ
か、溶接性を著しく悪くする。さらに、鋳片の中心部に
おけるMnの偏析を助長するので、上限は0.1%とし
た。
【0028】Si:0.03〜0.6% Siは溶鋼の脱酸に有効な元素であり、その効果を得る
ためには、0.03%以上とするのがよい。しかし、
0.6%を超えると、溶接熱影響部の靭性を低下させる
だけでなく、熱間加工性を悪くするので、上限は0.6
%とした。
【0029】Mn:0.8〜2.5% Mnは、本発明の鋼材にとっては強度を上昇させるのに
必須の元素であり、0.8%以上必要である。しかし、
Mn含有率が高くなると、Mnの中心偏析が顕著になり
母材や溶接部の靱性を低下させる。したがって、このM
nの中心偏析は、本発明の鋼材の目標値である引張強さ
900MPa以上の高張力鋼を製造する場合には、でき
るかぎり低く抑えなければならない。このような観点か
ら、Mn含有率の上限は2.5%とした。好ましくは2
%未満、さらに好ましくは1.7%未満である。特に、
造塊法に比べて中心偏析が生じやすい連続鋳造法によっ
て鋳片を製造する場合には、1.7%未満とするのがよ
い。
【0030】P:0.015%以下、S:0.003%
以下 PとSは鋼の靱性に著しく悪影響を及ぼす元素である。
Pはそれ自身が鋳片の中心部に偏析するとともに、Mn
の中心偏析を助長する作用を持っている。この中心偏析
が鋼の靱性を低下させる。また、SはMnSとなって鋼
中に析出し、このMnSが圧延により延伸され、靱性に
悪影響を及ぼす。
【0031】したがって、これらの元素はできるだけ少
ない方がよい。商業的な規模での生産性も考慮して、P
は0.015%以下、Sは0.003%以下とした。
【0032】Ni:0.3〜1.2% Niは強度を向上させるのに有効な元素である。また、
鋼の靱性を高め、脆性亀裂の伝播を停止する特性を向上
させる作用を持っているほか、Mnの偏析を抑制する働
きもある。これらの効果を発揮させるためには、0.3
%以上含有させる必要がある。一方、Ni含有率が1.
2%を超えると、高価なNiを添加するのに見合うだけ
の鋼の性能向上が得られない。鋼材の製造コストアップ
を防止する観点から、上限は1.2%とした。
【0033】Nb:0.01〜0.1% Nbは後述の方法で鋼材を製造する際に、オーステナイ
ト結晶粒を微細化するのに有効な元素である。その効果
を得るためには、0.01%以上含有させる必要があ
る。しかし、0.1%を超えると鋼の靱性が低下するほ
か、溶接性を悪くしNiと同様に敷設現場での溶接施工
能率を低下させるので、上限は0.1%とした。
【0034】Ti:0.005〜0.03% Tiは、鋳片が加熱された際にオーステナイト結晶粒を
微細化させる作用を持っている。この効果を得るために
は、0.005%以上必要である。特に、上記のように
Nbを含む本発明の鋳片の場合には、Nbに起因する連
続鋳造鋳片の表面に発生しやすいひび割れを防止するた
めに、0.005%以上程度の微量のTiを含ませるこ
とが有効である。一方、Ti含有率が0.03%を超え
ると、鋼中のNとの反応によって生成するTiNが粗大
化し、オーステナイト結晶粒の微細化効果がなくなるの
で、上限は0.03%とした。
【0035】Al:0.004〜0.1% Alは、通常溶鋼の脱酸剤として用いられる。また、鋼
材の組織の微細化作用を持っているので、鋼の靱性を向
上させるのにも有効である。しかし、本発明において
は、Alはこれらの効果以上に、溶接部のフュージョン
ライン部(ボンド部)の強度および靱性を向上させる元
素として、欠かせない元素である。本発明の場合にはT
iを含んでいるので、母材中に存在するTiNがボンド
部でTiとNに分解し、生成したフリーNが鋼中のBと
反応してBNを形成しやすい。BNが生成すると、固溶
Bが減少するので焼入性の低下を招く。その結果、溶接
継手部の強度および靱性が低下しやすい。生成したフリ
ーNをAlNとして固定し、Bとの反応を防止するため
には、Al含有率を0.004%以上とする必要があ
る。
【0036】一方、Alの含有率が0.1%を超える
と、粗大なクラスター状のアルミナが生成し鋼の清浄性
を害するので、上限は0.1%とした。
【0037】なお、溶接部の強度および靱性を確保する
観点から、Al含有率の好ましい下限値は0.01%、
さらに好ましくは0.02%である。
【0038】N:0.001〜0.006% NはTiとの反応によりTiN析出物を形成する。この
析出物は、圧延のための鋳片の加熱時および溶接時に、
オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する作用を持って
いる。この効果を得るためには、Nは0.001%以上
含有させる必要がある。一方、N含有率が0.006%
を超えると、鋳片に横ひび割れ等が発生し品質を低下さ
せ、また固溶Nが増加するのでフュージョンライン部の
靱性を低下させる。したがって、N含有率の上限は0.
006%とした。
【0039】Cu、Cr、Mo、VおよびB:これらの
元素は、母材の強度を高くする作用を持っており、必要
に応じて添加する元素である。
【0040】各元素の効果を発揮させるのに必要な含有
率は、Cuは0.2%以上、Crは0.3%以上、Mo
は0.3%以上、Vは0.01%以上、Bは0.000
4%以上とするのが望ましい。一方、CuとMoの含有
率がそれぞれ0.6%、Cr、VおよびBの含有率がそ
れぞれ0.8%、0.1%、0.0025%を超える
と、いずれの場合も母材の靱性が低下するので、上限は
上記の含有率以下とするのがよい。
【0041】したがって、Cu、Cr、Mo、Vおよび
Bの含有率は、0〜0.6%、0〜0.8%、0〜0.
6%、0〜0.1%、0〜0.0025%である。添加
する場合の好ましい含有率は、それぞれ0.2〜0.6
%、0.3〜0.8%、0.3〜0.6%、0.01〜
0.1%、0.0004〜0.0025%である。さら
に好ましいCu、Cr、MoおよびVの含有率は、それ
ぞれ0.2〜0.4%、0.3〜0.7%、0.3〜
0.5%、0.01〜0.06%である。
【0042】Ca:0.001〜0.006% Caは、圧延によってMnSの形態が細長い形状になる
のを防止する作用を持っているので、圧延後の鋼板等の
圧延方向に対する直角方向の靱性を向上させるのに有効
であり、本発明では必要に応じて添加する元素である。
【0043】その効果を得るためには、0.001%以
上含有させるのが望ましい。しかし、含有率が0.00
6%を超えると、母材中の非金属介在物が増加し内部欠
陥の原因となる。したがって、Caの含有率は0〜0.
006%、添加する場合の好ましい含有率は0.001
〜0.006%とするのがよい。
【0044】Vs:0.28〜0.42% 本発明では、上述の各合金元素の含有率の規定に加え
て、鋳片中心部のMnの偏析を軽減するために、下記の
式によりMnの中心偏析の起こしやすさを表す指数であ
るVs値を求め、Vs値に制限を設けることを特徴とし
ている。
【0045】Vs=C+0.2Mn+5P−0.1Ni
−0.7Mo+0.1Cu ただし、式中の元素記号は各元素の含有率(重量%)を
表す。
【0046】Vs値が0.42%を超えると、連続鋳造
法で鋳片を鋳造する場合に、Mnの中心偏析が顕著にな
る。Vs値が0.42%以下であれば中心偏析が軽度で
あるので、900MPa以上の高張力鋼が得られ、靱性
の低下もほとんどない。
【0047】一方、Vs値が0.28%未満になると、
本発明の目標である母材の強度および靱性が得られない
ので、Vsは0.28%以上とした。
【0048】(B)Mn偏析度 本発明の鋳片では、Mnの偏析度を3以下とする必要が
ある。Mnの偏析度が3を超えると母材の靱性が著しく
悪くなる傾向がある。好ましいMnの偏析度は1.5以
下である。
【0049】なお、Mnの偏析度は、(鋳片中心部のM
n含有率)/(鋳片の平均Mn含有率)として表される
値であり、鋳片の平均Mn含有率にはレードルMn分析
値を用いるのがよい。鋳片中心部のMn含有率は、鋳片
中心部について少なくとも5カ所のMn分析を行い、そ
の平均値を計算することによって求めることができる。
【0050】本発明の鋳片では、前述のように、各元素
の含有率の規定に加えてVs値の制限を設けているの
で、比較的容易にMn偏析度を上記の範囲に収めること
ができる。さらに好ましくは、つぎに述べる連続鋳造方
法との組み合わせを採用するのがよい。
【0051】(C)連続鋳造方法 本発明の鋳片を連続鋳造法によって鋳造する場合には、
本発明者らのひとりが、連続鋳造鋳片の中心偏析を軽減
させる連続鋳造方法として、特開平9−57410号公
報に開示した技術を採用するのがもっとも好適である。
【0052】すなわち、前述の化学組成に調整された溶
鋼を垂直型または湾曲型の連続鋳造機の鋳型に注入し、
鋳型から引き抜かれた鋳片に対していったんバルジング
を起こさせ、凝固完了直前に圧下ロールによって、鋳片
に対してバルジング量相当の圧下を加える方法である。
この操作によって、Mnのほか、Pなどの偏析を起こし
やすい元素の中心偏析を著しく軽減することができる。
【0053】鋳片にバルジングを起こさせるためには、
鋳型の下流側に配列されたガイドロールの鋳片厚さ方向
の間隔を下流方向に段階的に増加させることにより、鋳
片の中心部の固相率が0.1以下の位置でバルジングを
起こさせるのがよい。バルジング量は、鋳片の厚さが2
00〜300mm程度の場合、鋳片の厚さ(鋳型短辺の
長さ)より20〜100mm厚くする量とする適当であ
る。
【0054】バルジング量相当の圧下は、鋳片中心部の
固相率が0.8未満となる位置、すなわち凝固完了点の
少し前で行うのが適当である。圧下ロールの数は1対で
も複数対であってもよく、1対の圧下ロール当たりの圧
下量は20mm以上とするのがよい。また、最終的な圧
下後の鋳片の厚さは、目標の鋳片の厚さ(鋳型短辺の長
さ)とするのがよい。
【0055】なお、固相率とは、液相と固相からなる未
凝固部における固相の比率(体積割合)を意味し、この
固相率は、鋳片厚さ方向の1次元非定常伝熱解析により
求めることができる。すなわち、溶鋼の凝固は液相線温
度で始まって潜熱が放出され、固相線温度になると凝固
が終了して潜熱の放出がなくなるので、この間の固液共
存域における潜熱の放出比率から固相率を求めることが
できる。
【0056】本発明の連続鋳造方法には、上記の中心偏
析軽減法以外に、電磁撹拌装置を用いて、鋳片内の未凝
固溶鋼に対して撹拌を加えることも有効である。この撹
拌を加える場合には、固相率0.05〜0.7の範囲の
領域で行うのがもっとも効果的である。
【0057】(D)鋼材の製造方法 本発明の高Mn鋼鋳片から鋼板等の高張力鋼材を製造す
る場合には、つぎの方法によるのがよい。
【0058】まず、鋳片を1000〜1250℃に加熱
する。加熱温度が1000℃未満の場合には、Nbが十
分にマトリックスに固溶しないので、次の熱間圧延にお
いてオーステナイトの再結晶を抑制することができな
い。そのために、マルテンサイトおよびベイナイト変態
後の金属組織の微細化が不十分となるばかりでなく、変
態途中およびその後の焼戻し時のNb(C、N)の析出
とそれによる硬化が不十分となる。したがって、目標と
する高い引張強さが得られない。また、加熱温度が12
50℃を超えると、鋳片の加熱時にオーステナイト結晶
粒が粗大化して、板厚中心部だけでなく母材全体の靱性
が低下する。このために、鋳片の加熱温度は1000〜
1250℃とした。
【0059】熱間圧延後、冷却時に生成するマルテンサ
イト組織や下部ベイナイト組織を微細化するために、9
50℃以下から圧延終了温度までの累積圧下率が25%
以上となる条件で圧延する。このような条件で圧延する
のはつぎの理由による。
【0060】950℃以下になると、Nbを含有する本
発明の鋳片では、オーステナイトの再結晶が著しく遅れ
るようになる。したがって、950℃以下の未再結晶オ
ーステナイト域での圧延を行うと、加工の効果を累積さ
せることができるので、マルテンサイトや下部ベイナイ
ト組織を微細化するための加工歪を累積させることがで
きる。累積圧下率の上限にはとくに制限を設けなくても
よいが、累積圧下率が90%を超えると、例えば平坦度
不良等、鋼材の形状を目標の形状に仕上げにくい場合が
あるので、90%以下とすることが望ましい。
【0061】なお、950℃以下での累積圧下率とは
{(950℃での被圧延材の厚さ−圧延終了後の被圧延
材の厚さ)/950℃での被圧延材の厚さ}をいう。
【0062】圧延終了温度は700℃以上とするのがよ
い。700℃未満の場合には、鋼の変形抵抗が上昇する
ので、圧延後の鋼材の形状を目標の形状に仕上げにくい
からである。圧延終了温度の上限は、累積圧下率25%
以上を確保するために850℃とすることが望ましい。
【0063】熱間圧延後、700℃以上から、平均冷却
速度10〜70℃/sで、100〜450℃の温度域ま
で冷却する。
【0064】冷却開始温度を700℃以上とするのは、
700℃未満では圧延後冷却開始までに時間が経過し、
鋼によっては後の冷却時に焼入性が低下し靱性が確保で
きなくなるからである。冷却開始温度の上限は、累積圧
下率25%以上を確保する観点から850℃程度とする
ことが望ましい。
【0065】100〜450℃までの平均冷却速度(以
下、単に冷却速度と記す)が10℃/s未満の場合に
は、粗大な炭化物を伴う上部ベイナイト組織などが生成
しやすいので、特に鋼材の中心部(鋼板では板厚中心
部)の引張強さ900MPa以上というように良好な強
度を確保することができない。一方、冷却速度が70℃
/sを超えると鋼材の表層部近傍で焼きが入りやすいの
で、表層部の靱性が低下することがある。したがって、
冷却速度は10〜70℃/sとするのがよい。
【0066】なお、冷却速度は、鋼材の表面温度を測定
し鋼材の表層部の温度で管理するのが実用的である。
【0067】上記の冷却速度での冷却停止温度を100
〜450℃とする理由は、つぎのとおりである。
【0068】冷却停止温度が鋼材の表層部の温度で10
0℃未満の場合、鋼材内部の熱を利用した徐冷による脱
水素や温間でのレベラーによる平坦度矯正が十分におこ
なえない。徐冷による脱水素を必要とするのは、高張力
鋼で発生しやすい水素性欠陥を防止するためである。徐
冷の際の冷却速度は10〜50℃/hrとするのがよ
い。一方、冷却停止温度が450℃を超えると、鋼材の
中心部のみならず表層部でもマルテンサイト組織等の生
成が不十分になるので引張強さが確保できない。
【0069】上記の冷却停止後、鋼材の焼戻し処理を行
ってもよい。焼戻し処理は室温まで徐冷した後でもよ
く、室温まで冷却する前に実施しても良い。焼戻し温度
は500〜675℃とするのがよい。500℃未満で
は、圧延後の冷却過程で生成したマルテンサイトから析
出する炭化物が薄片状のままで差し渡し径が大きいの
で、鋼材の靱性が確保できない。一方、焼戻し温度が6
75℃を超えると、マルテンサイトから析出する炭化物
の凝集粗大化、転位密度の減少等が生じ引張強さが確保
できない。
【0070】なお、焼戻しを行う場合には焼戻し中に脱
水素が進行するので、前の工程での徐冷を必要としな
い。そのために、生産時間の短縮に有効である。
【0071】
【実施例】表1に示す本発明で規定する化学組成を備え
た鋼9種類(本発明例、鋼番1〜9)および化学組成が
本発明で規定する範囲を外れた鋼9種類(比較例、鋼番
X1〜X9)の溶鋼を、中心偏析を抑制することが可能
な連続鋳造法により幅2000mm、厚さ200mmの
鋳片に鋳造した。中心偏析の抑制が可能な連続鋳造法と
は、鋳型から引き抜かれた鋳片にバルジングを起こさ
せ、凝固完了直前にバルジング量相当の圧下を加える鋳
造方法を意味する。それぞれの試験における連続鋳造条
件を表2に示す。
【0072】なお、鋼番8については、上記のバルジン
グを起こさせる中心偏析の防止対策に代えて、電磁撹拌
装置を用いる方法(表2の試験No.8の条件)、鋼番
9についてはバルジングや電磁撹拌等の中心偏析を抑制
する対策を採らずに通常の方法(表2の試験No.9の
条件)によって鋳造し、本発明で規定する化学組成の中
心偏析の抑制に及ぼす有効性を確認した。
【0073】
【表1】
【0074】
【表2】
【0075】得られた鋳片について、まずMnの偏析度
を調査した。Mnの偏析度は、レードルMn分析値(表
1のMn含有率)に対する鋳片中心部の分析値の値であ
り、鋳片中心部の分析値はつぎの方法によって求めた。
鋳片の横断面のセンターラインを挟み鋳片の幅方向に5
mm、同じく長さ方向に50mmの領域から、縦横5m
mの試料計10個を採取し、各試料のMn含有率を発光
分光分析法により分析しその平均値を算出した。
【0076】表1には、このMn偏析度およびVs値に
ついても併記した。
【0077】これらの鋳片を幅1600mm、厚さ15
〜30mmの厚鋼板に熱間圧延して供試用の鋼材とし
た。鋳片の熱間圧延条件および圧延後の鋼材の冷却条件
については、表3にまとめて示した。本発明で規定する
製造方法で得られた鋼材(試験No.1〜9。以下、本
発明例の鋼材と記す)および本発明で規定する条件を外
れた製造方法で得られた鋼材(試験No.10〜23。
以下、比較例の鋼材と記す)を対象に、母材の強度およ
び靱性を調査した。さらに、溶接継手部の強度、靱性お
よび耐HIC性を調査した。
【0078】母材については、引張試験によって強度
を、シャルピー衝撃試験によって靱性を評価した。引張
試験には、厚鋼板の板厚中心部から切りだしたJIS
A2201に規定されている4号試験片を、シャルピー
衝撃試験にはJIS Z2202に規定されている4号
試験片(2mmVノッチ付き)を用いた。引張試験およ
びシャルピー衝撃試験は、それぞれJIS Z224
1、JIS Z2242の規定に従って実施した。シャ
ルピー衝撃試験の試験温度は、母材については−40
℃、溶接部については−20℃とした。
【0079】溶接継手部については、引張試験によって
継手部の強度を、シャルピー衝撃試験によって継手部の
靱性を、耐HIC性試験によって水素に起因する割れの
起こりやすさを評価した。溶接継手は、厚さ25mmの
鋼板に対して引張試験用にはV開先片面4層、シャルピ
ー衝撃試験用にはレ形開先片面4層のサブマージアーク
溶接(入熱4kJ/mm)を施すことによって作製し
た。なお、溶接用のフラックスおよびワイヤには100
キロハイテン用の市販品を用いた。
【0080】引張試験片としては、この溶接継手から採
取したJIS Z3121に規定されている1号試験片
を用いた。シャルピー衝撃試験片には、切り欠き底位置
がマクロエッチによって現れるフュージョンラインに一
致するように板厚1/2位置から採取したJIS Z3
128に規定されている試験片を用いた。
【0081】耐HIC性は、NACEに規定されている
温度25℃のTM0177溶液(H2S 飽和−5%Na
Cl−0.5%酢酸溶液)中に、4点曲げ支持具を用い
て短冊状の試験片の中心部に公称耐力の80%がかかる
ように曲げた状態で96時間浸漬後、割れ率を測定する
ことによって評価した。
【0082】上記の試験のほかに、さらに、本発明の方
法で製造された鋼材がラインパイプ等として用いられる
場合の現地における溶接施工性を評価するために、y型
溶接割れ試験(JIS Z3158)を行った。溶接ビ
ードは、市販の100キロハイテン用の手溶接棒を用
い、予熱なしで(気温25℃)溶接ビードを置く方法で
調製した。なお、溶接ビード部の水素含有率は、ガスク
ロマトグラフ法による分析の結果、1.2CC/100
gであった。
【0083】表3に、鋼材の圧延、冷却条件および上記
の調査結果をまとめて示す。
【0084】
【表3】
【0085】表3から明らかなように、本発明例の鋼材
である試験No.1〜9については、鋼の化学組成、V
s値およびMn偏析度が本発明で規定する条件を満足し
ているので、母材の強度(引張強さ)、靱性(シャルピ
ー衝撃エネルギー)および現地溶接性に優れていた。溶
接部についても、強度、靱性および現地溶接性のほか、
耐HIC性に優れていることが確認された。特に引張強
さは、母材、溶接部ともに900MPaを超えており、
本発明で目標としている強度が十分に得られていること
が分かった。
【0086】これらの本発明例の鋼材の中で、試験N
o.8および9は、溶鋼の連続鋳造の際に鋳片にバルジ
ングを起こさせ、その後圧下する処置を採らなかった例
である。バルジングを起こさせた試験No.1〜7と比
較すると、電磁撹拌を行った試験No.8は耐HIC性
にやや劣り、撹拌等の処置を施さなかった試験No.9
は靱性と耐HIC性にやや劣る傾向が見られた。したが
って、連続鋳造の際には、鋳片にバルジングを起こさ
せ、凝固完了前にバルジング相当量の圧下を加える本発
明の連続鋳造方法がもっとも優れていることが分かっ
た。
【0087】これに対して、比較例の試験No.10〜
14は、本発明例の鋳片をもとに製造された鋼材である
が、鋼材の製造条件が本発明で規定する条件を満足して
いないので、母材および溶接部の強度、靱性のうちの少
なくともひとつの特性に劣っていた。
【0088】また、比較例の試験No.15〜23は、
化学組成、Vs値およびMn偏析度のうちの一つまたは
二つが本発明で規定する範囲を外れる鋳片をもとに得ら
れた鋼材に関する結果である。この場合にも、母材、溶
接部ともに特に靱性に劣っていた。また、耐HIC性、
現地溶接性に劣るものも多く、本発明で目標としている
強度および靱性に優れた鋼材が得られないことが確認さ
れた。
【0089】なお、比較例の試験No.10〜23に用
いられた鋳片は、鋳片にバルジングを起こさせた後、凝
固完了前にバルジング相当量の圧下を加える連続鋳造方
法によって鋳造した。これらの鋼材の特性が劣るのは、
試験No.10〜14は鋳片から鋼材に加工する場合の
製造条件が、試験No.15〜23は鋳片の化学組成、
Mn偏析度等が本発明で規定する範囲を外れているため
と考えられる。
【0090】これらの結果から、本発明の高Mn鋼鋳片
または本発明の高Mn鋼鋳片の製造方法によって得られ
る鋳片を用いて、本発明の製造方法によって鋼材を製造
することによってはじめて本発明で目標とする強度と靱
性に優れた鋼材を得ることができることが裏付けられ
た。
【0091】
【発明の効果】本発明の高Mn鋼鋳片および本発明の高
Mn鋼鋳片の連続鋳造方法によって得られる鋳片は、M
nの中心偏析が軽度である。そのために、これらの鋳片
をもとに、本発明の製造方法によって得られる鋼材は、
母材、溶接部ともに900MPaを超える高い強度を備
えるとともに、低温靱性、現地溶接性、耐HIC等の特
性にも優れている。したがって、本発明の製造方法で得
られる鋼材は、僻地、寒冷地等の自然環境条件の悪い場
所で敷設されるパイプラインに用いられる鋼管用材料等
に極めて好適である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 FI C22C 38/58 C22C 38/58 (72)発明者 濱田 昌彦 大阪府大阪市中央区北浜4丁目5番33号住 友金属工業株式会社内 (72)発明者 小溝 裕一 大阪府大阪市中央区北浜4丁目5番33号住 友金属工業株式会社内

Claims (4)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項1】重量%で、 C:0.02〜0.1%、 Si:0.03〜0.6%、 Mn:0.8〜2.5%、 P:0.015%以下、 S:0.003%以下、 Ni:0.3〜1.2%、 Nb:0.01〜0.1%、 Ti:0.005〜0.03%、 Al:0.004〜0.1%、 N:0.001〜0.006%、 Cu:0〜0.6%、 Cr:0〜0.8%、 Mo:0〜0.6%、 V:0〜0.1%、 B:0〜0.0025%、 Ca:0〜0.006% を含有するとともに下記式を満足し、残部はFeおよ
    び不可避的不純物からなる化学組成を備え、(鋳片中心
    部のMn含有率)/(鋳片の平均Mn含有率)として表
    されるMn偏析度が3以下であることを特徴とする高M
    n鋼鋳片。 0.28≦Vs≦0.42 ・・・・・ ここで、 Vs=C+0.2Mn+5P−0.1Ni−0.7Mo
    +0.1Cu ただし、式中の元素記号は各元素の含有率(重量%)を
    表す。
  2. 【請求項2】請求項1に記載の化学組成を備える溶鋼を
    連続鋳造用鋳型に注入し、鋳型から引き抜かれた鋳片に
    対して、下記(a)および(b)のうちのいずれか、ま
    たは両方の操作を加えることを特徴とする高Mn鋼鋳片
    の連続鋳造方法。 (a)鋳片にバルジングを生じさせ、鋳片の凝固完了前
    にバルジング量相当の圧下を加える。 (b)鋳片の凝固完了前に、電磁撹拌装置を用いて未凝
    固溶鋼に対して撹拌を加える。
  3. 【請求項3】請求項1に記載する鋳片または請求項2の
    方法で得られる鋳片を1000〜1250℃の温度に加
    熱し、950℃以下における累積圧下率が25%以上と
    なる条件で熱間圧延し、700℃以上で熱間圧延を終了
    した後、700℃以上から、10〜70℃/sの冷却速
    度で100〜450℃の温度域となるまで冷却すること
    を特徴とする高張力鋼材の製造方法。
  4. 【請求項4】さらに500〜675℃の温度域で焼き戻
    すことを特徴とする請求項3に記載の高張力鋼材の製造
    方法。
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Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1416059A1 (en) * 2002-10-29 2004-05-06 The Japan Steel Works, Ltd. Base material for clad steel plate excellent in low-temperature toughness at weld heat-affected zone and method for producing the clad steel plate
WO2006090889A1 (ja) * 2005-02-25 2006-08-31 Nippon Steel Corporation 溶接金属の耐水素脆化割れ特性に優れた高強度溶接鋼管とその製造方法
JP2009242841A (ja) * 2008-03-31 2009-10-22 Jfe Steel Corp 曲げ加工性および低温靭性に優れる高張力鋼材ならびにその製造方法
JP2009263685A (ja) * 2008-04-22 2009-11-12 Nippon Steel Corp 切断後の特性劣化の少ない高強度鋼板及びその製造方法
JP2010189712A (ja) * 2009-02-18 2010-09-02 Sumitomo Metal Ind Ltd B含有高強度厚鋼板用鋼の連続鋳造鋳片、およびその製造方法
CN104439940A (zh) * 2014-11-08 2015-03-25 江苏天舜金属材料集团有限公司 一种基于铸辗复合成形的紧固螺母铸造工艺
EP1726675A3 (en) * 2005-05-25 2016-09-21 The Japan Steel Works, Ltd. Base material for a clad steel and method for the production of clad steel from same
JP2019199649A (ja) * 2018-05-15 2019-11-21 Jfeスチール株式会社 非調質低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1416059A1 (en) * 2002-10-29 2004-05-06 The Japan Steel Works, Ltd. Base material for clad steel plate excellent in low-temperature toughness at weld heat-affected zone and method for producing the clad steel plate
WO2006090889A1 (ja) * 2005-02-25 2006-08-31 Nippon Steel Corporation 溶接金属の耐水素脆化割れ特性に優れた高強度溶接鋼管とその製造方法
US8653400B2 (en) 2005-02-25 2014-02-18 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High strength welded steel tube superior in hydrogen embrittlement cracking resistance of weld metal and method of production of same
EP1726675A3 (en) * 2005-05-25 2016-09-21 The Japan Steel Works, Ltd. Base material for a clad steel and method for the production of clad steel from same
JP2009242841A (ja) * 2008-03-31 2009-10-22 Jfe Steel Corp 曲げ加工性および低温靭性に優れる高張力鋼材ならびにその製造方法
JP2009263685A (ja) * 2008-04-22 2009-11-12 Nippon Steel Corp 切断後の特性劣化の少ない高強度鋼板及びその製造方法
JP2010189712A (ja) * 2009-02-18 2010-09-02 Sumitomo Metal Ind Ltd B含有高強度厚鋼板用鋼の連続鋳造鋳片、およびその製造方法
CN104439940A (zh) * 2014-11-08 2015-03-25 江苏天舜金属材料集团有限公司 一种基于铸辗复合成形的紧固螺母铸造工艺
JP2019199649A (ja) * 2018-05-15 2019-11-21 Jfeスチール株式会社 非調質低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法

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