JPS6143412B2

JPS6143412B2 -

Info

Publication number: JPS6143412B2
Application number: JP1148981A
Authority: JP
Inventors: Isao Takada; Hiroshi Ootsubo
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1981-01-30
Filing date: 1981-01-30
Publication date: 1986-09-27
Also published as: JPS57126918A

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は、低温靭性にすぐれた高張力の熱延鋼
帯、好ましくは寒冷地に敷設されるパイプライン
用高張力大径鋼管素材としての熱延鋼帯の製造方
法に関するものである。近年石油、天然ガスなどのエネルギー資源の開
発が寒冷地においても広範囲に行われるようにな
り、それにともなつてこれら資源の輸送を行うパ
イプラインの敷設が数多く計画され、一部ではす
でに実行されつつある。これらのパイプラインに
用いられる鋼管は次第に大径化する傾向にあり、
それとともに鋼管の高張力化が要求されていてい
る。また、これら寒冷地のパイプライン用鋼管
は、低温下に設置されるため、その靭性に対する
要求もはなはだ厳しいものがある。現在パイプラインに用いられている大径高張力
鋼管は主としてUOE法、スパイラル造管法また
は（ロールフオーム＋電縫溶接）法によつて製造
されている。このうちUOE鋼管は厚板ミルで製
造される鋼板を素材とし、スパイラル鋼管と電縫
鋼管はホツトストリツプ鋼帯を素材としており、
X70級までの強度を有する素材は、現在主として
制御圧延によつて製造されている。制御圧延材は比較的高い強度を持つとともに、
低温靭性にもすぐれており、パイプライン用高張
力大径鋼管素材に適した材質特性を有する。制御
圧延材は圧延後直ちに再結晶を開始するオーステ
ナイト温度領域（再結晶γ領域）、圧延のパス間
に再結晶が起こらないオーステナイト領域（未再
結晶γ領域）およびオーステナイト・フエライト
２相領域（γ＋α領域）の各領域に対して、それ
ぞれ圧下量および最終圧延仕上温度が規制されて
おり、各温度領域での圧下配分と仕上温度を変え
ることにより、需要家の要求に応じている。需要
家の要求は最近のパイプライン敷設地の寒冷地化
にともなつて厳しくなつてきており、高張力でか
つすぐれた低温靭性を有する鋼管素材を製造する
に当つては、低温域での圧下量の増大と仕上温度
のより低温化が必要になる。しかし低温域ににおける圧下量が大きく、仕上
温度の低い厳しい制御圧延を現行の加熱、圧延法
で行なうのはかなり難かしく、とくにスパイラル
鋼管または電縫鋼管の素材となるホツトスリツプ
ミルで圧延される熱延鋼帯の製造は著しく困難に
なる。ホツトスリツプ圧延は通常、粗圧延および
仕上圧延と呼ばれる２段階の圧延からなり、仕上
圧延時には隣接した数個のロールにより一方向に
連続圧延されるため、圧延中に曲がりが生じると
圧延不能になる。そこで、仕上圧延前のシートバ
ー形状が問題になり、その形状を適正にするため
形状が均一でない先端部は圧延前に剪断機により
切り落とされている。この剪断機の能力によりシ
ートバーの厚さが規制され、厚板ミルの場合によ
うな大きな圧下量を取ることができないので、ホ
ツトスリツプミルで製造される熱延鋼帯の強度と
靭性はかなり限定される。現行の圧延機と圧延法によりシートバーの先端
部を切り落とす必要のないスラブのまま、または
非常に軽度の粗圧延後に仕上圧延を行う場合に
は、スラブの加熱炉からの抽出後または粗圧延終
了から仕上圧延開始までの間に長時間の温度ちが
必要である。そのため、著しい圧延能率の低下お
よび圧下後のγ粒の粗大化による低温靭性の劣下
が起こる。この長時間の温度待ちなしに圧延する
ためには、スラブの加熱温度を未再結晶γ領域近
傍まで低下させる必要があるが、この場合には長
時間の低温領域におけるスラブ加熱中に制御圧延
に不可欠な固溶Nbがすべて炭窒化物として析出
してしまつて、このため低温領域での圧下量を増
大しても、所望の高強度、高靭性を得ることはで
きない。本発明の目的は、ホツトスリツプミルでの圧延
において、スラブを未再結晶γ領域で長時間の加
熱を回避して、低温領域における圧下量の大なる
圧延を行うことができる、著しくすぐれた低温靭
性と高強度を併せ有する熱延鋼帯の製造方法を提
供することにある。本発明の要旨は、Ｃ：≦0.15％，Si：≦0.70
％，Mn：0.50〜2.50％，Ｐ：≦0.025％，Ｓ：≦
0.005％，Nb：0.01〜0.15％，Ａ：≦0.070％、
必要に応じＶ：0.010〜0.150％，Ti：0.005％〜
0.150％，Zr：0.005〜0.150％，Mo：0.05〜0.50
％，Cu：0.10〜1.00％，Ni：0.10〜4.00％，Cr：
0.10〜1.00％，REM：≦0.020％，Ca：≦0.010％
のいづれか１種又は２種以上を含み、残部は実質
的にFeからなる組成の鋼を、連続鋳造法によつ
て、その厚さが300mmから最終製品の厚さの３倍
までのスラブとし、連続鋳造のまゝ、あるいはそ
の表面、裏面及び端部を保温するように、20分間
以内適当な手段でその放熱を防止するか、又は加
熱した後、スラブ表面温度が1000〜850℃になつ
た時点で圧延を開始し、粗圧延終了から仕上圧延
開始までの経過時間を60秒以内として、950〜750
℃で仕上圧延を開始するか、または粗圧延を行わ
ずスラブ表面温度1000℃〜750℃で仕上圧延を開
始し、Ar₃〜650℃で仕上圧延を終了し（その
際、950℃以下における圧下率を60％以上とす
る。）、その後700℃〜450℃で巻取つて鋼帯とする
ことを特徴とする低温靭性にすぐれた高張力熱延
鋼帯の製造方法にある。先づ、本発明で対象とする鋼の成分範囲を限定
した理由を以下に説明する。Ｃは強度を高めるために必要な元素であるが、
0.15％を超えると溶接性および低温靭性が著しく
劣化する。 Siは鋼の脱酸と強度上昇のために添加される
が、0.70％を超えると低温靭性が悪化する。 Mnは低温靭性を劣化させずに強度を高めるの
で、高張力、高靭性鋼板には不可欠な元素である
が、0.50％未満では強度上昇に対する効果が小さ
く2.50％を超えるとスラブ割れが多発する。Ｐは不可避的不純元素として鋼中に含まれ元素
であるが、0.025％を超えると低温靭性を著しく
悪化させるので、上限を0.025％とした。ＳもＰと同じく不可避的不純元素であるが、
0.005％を超えると圧延方向に対して直角方向の
衝撃吸引エネルギーを著しく低下させるので上限
を0.005％とした。 Nbはその再結晶遅延作用および析出硬化作用
のために制御圧延材には不可欠な元素として添加
されるが、0.010％未満ではその効果があまりな
く、0.150％を超えると鋼管の溶接金属の低温靭
性が著しく悪化する。Ａは鋼の脱酸および結晶粒の微細化のために
添加されるが、0.070％を超えると鋼板の表面、
内部欠陥および鋼管溶接部の超音波探傷不良が多
発する。Ｖはその析出硬化作用のために、強度上昇に有
効な元素として添加されることがあるが、0.010
％以下ではその効果は小さく、0.150％を超える
と低温靭性が悪化する。 Tiは結晶粒微細化および強度上昇のために添
加されることがあるが、0.005％以下ではその効
果はほとんどなく、0.150％を超えると鋼板の表
面欠陥が多発する。 Zrは硫化物の形態制御および結晶粒微細化のた
めに添加されることがあるが、0.005％未満では
その効果が小さく、0.150％を超えると鋼材の表
面欠陥が多発する。 Moは低温靭性を悪化させずに強度を高める元
素として添加されることがあるが、0.05％未満で
はその効果は小さく、0.50％を超えると鋼管の溶
接熱影響部の低温靭性が著しく悪化する。 Cuは低温靭性を劣化させずに強度を高める元
素として添加されることがあるが、0.10％未満で
はその効果は小さく、1.00％を超えると赤熱脆性
が生じる。 Niは低温靭性を高め、かつ強度を上昇させる
元素として添加されることがあるが、0.10％未満
ではその効果は小さく、またパイプライン用大径
鋼管に要求される低温靭性の範囲では4.00％を超
えるNi量は不必要であり、高価でもあるので上
限を4.00％におさえた。 Crは、強度を高めるために添加されることが
あるが、0.10％未満ではその効果はほとんどな
く、1.00％を超えると低温靭性が著しく劣化す
る。 REMまたはCaは硫化物の形態制御を行い、圧
延方向に直角な方向の衝撃吸収エネルギーを増加
させるために添加されることがあるが、それぞれ
0.020％または0.010％を超えると鋼板の表面およ
び内部欠陥が多発する。次に、本発明における圧延条件の限定につい
て、その理由を説明する。スラブ厚さを300mmから最終製品厚の３倍まで
としたのは、スラブ厚が3300mmを超えると本発明
における圧延開始までの冷却に比較的長時間を要
し、その間にNbの炭窒化物が析出して、制御圧
延による強度と靭性の向上がほとんどなくなり、
また最終製品厚の３倍未満のときには効果的な制
御圧延が行えないからである。圧延前のスラブの表、裏面および端部の保温又
は加熱を20分以内としたのは、この時間がこれよ
り長くなるとその間にNbの炭窒化物がすべて析
出するからである。粗圧延開始温度を1000〜800℃としたのは、粗
圧延温度がこの範囲から外れるときには低温靭性
の悪化が著しいからである。粗圧延終了から仕上圧延開始までの経過時間を
60秒以内としたのは、経過時間が60秒を超えると
γ粒の粗大化が生じ、低温靭性が悪化するからで
ある。粗圧延後に仕上圧延を行う場合の圧延開始温度
を950〜750℃、粗圧延なしに仕上圧延を行う場合
の圧延開始温度を1000〜750℃としたのは、いず
れの場合においても圧延開始温度がこの範囲から
はずれるときには低温靭性の悪化が大きいからで
ある。 950℃以下の温度領域における圧下率を60％以
上としたのは、この圧下率が60％未満のときに
は、第１図に示すようにシヤルピー衝撃試験にお
ける延性―脆性破面温度の上昇が著しいからであ
る。一方圧下率の上限については材質上からは制
限されないが、圧延機の能力を考慮すると95％以
下が望ましい。ただし、この図に示す950℃以下
における圧下率とは粗圧延と仕上圧延における圧
下率をを加えたものである。第１図は、Ｃ：0.07％，Si：0.25％，Mn：1.65
％，Ｐ：：0.015％，Ｓ：0.002％，Nb：0.036
％，Ａ：0.024％，Ｖ：0.071％、残部は実質的
にFeからなる組成の鋼について、ホツトストリ
ツプミルにおける圧延工程中の950℃以下の温度
域での各圧延率とシヤルピー衝撃試験によるシヤ
ルピー破面遷移温度の関係を、粗圧延終了から仕
上圧延開始までの経過時間が65秒及び４秒のもの
について示したものである。仕上圧延終了温度をAr₃〜650℃としたのは、
終了温度がこの範囲からはずれるときには第２図
に示すように低温靭性が著しく悪化するからであ
る。第２図は、Ｃ：0.07％，Si：0.24％，Mn：1.67
％，Ｐ：0.015％，Ｓ：0.003％，Nb：0.040％，
Ａ：0.023％，Ｖ：0.070％、残部は実質的にFe
からなる組成の鋼板について、ホツトストリツプ
ミルによる圧延における仕上圧延終了温度とシヤ
ルピー衝撃試験による破面遷移温度との関係を示
すものである。この組成の鋼板の場合、Ar₃温度
は750〜770℃である。巻取温度を770〜450℃としたのは、巻取温度が
700℃を超えるときには結晶粒の粗大化により強
度の低下と低温靭性の劣化が生じ、450℃未満の
ときには加工組織の残存および上部ベイナイトの
生成による低温靭性の著しい劣化が起こるからで
ある。以下に本発明の方法の実施例を示す。次に表に示す化学成分組成をもつ鋼Ａ〜Ｑから
連続鋳造法によつて表に示すとおりの厚さのスラ
ブを製造し、表に示すとおりの本発明による圧延
の各条件および仕上圧延終了温度700〜710℃、巻
取温度550〜600℃によつて、スラブから14mm厚の
熱延鋼帯を製造した。ただしこの表に示されてい
る950℃以下における圧下率は粗圧延と仕上圧延
における圧下率を加えたものである。得られた熱
延鋼帯は表に示すとおりの強度と低温靭性を有し
ている。なお表に示すスラブの加熱は誘導加熱コ
イルにより行つた。本発明方法により得られた熱延鋼帯と比較する
ため、本発明の上記鋼とほゞ同一ないし類似する
組成をもつＲ―Ｚ，α，β，γを用い、本発明で
定める各圧延条件に適合していない条件によつて
連続鋳造しやスラブから同じ厚さの熱延鋼帯を製
造した。その強度と低温靭性を同表に示してある。なお、比較鋼における加熱と圧延の各条件は、
アンダーラインを付したものが本発明の条件から
外れている。

【表】

【表】同表によれば、本発明の方法による熱延鋼帯の
降伏応力及び引張強さは、その平均値が比較鋼帯
のそれよりも大きくなつており、また本発明によ
るもののシヤルピー破面遷移温度は−127℃以下
で最低が−135℃を示すのに対し、比較鋼帯のそ
れは最低が−103℃であるのにすぎない。また本
発明によるものの−100、℃におけるシヤルピー
吸収エネルギーは、10.5，14.8Kg・ｍを示してい
るのに対し、比較鋼帯のそれは僅か4.3〜0.9Kg・
ｍであるにすぎない。すなわち、本発明で対象とする組成の鋼は、本
発明で規定する圧延条件に適合する製造方法によ
る場合にのみ、高強度で低温靭性のすぐれた熱延
鋼帯に製造し得ることは明らかである。なお、本発明により製造される熱延鋼帯はパイ
プライン用だけでなく、高度の低温靭性が要求さ
れる用途にも適用できる。以上詳細に説明してきたとおり、本発明によれ
ば、ホツトストリツプミルによる圧延作業におい
て、低温領域での長時間加熱を回避して低温度で
かつ大なる圧下量で仕上圧延を行なうことが可能
であつて、特許請求の範囲の特定組成の鋼から連
続鋳造法でスラブを作り、これを特許請求の範囲
に記載の圧延各条件によつて圧延し、次いで巻取
ることにより低温靭性のすぐれた高強度の熱延鋼
帯を得ることができるのである。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明による熱延鋼帯について、ホ
ツトストリツプミルによる圧延中の950℃以下の
温度域における圧下率とシヤルピー破面遷移温度
の関係を、粗圧延終了から仕上圧延開始までの経
過時間が65秒及び４秒のものについて示したもの
である。第２図は、本発明による熱延鋼帯につい
て、ホツトストリツプミルによる圧延における仕
上圧延終了温度とシヤルピー破面遷移温度との関
係を示すものである。

Claims

【特許請求の範囲】１Ｃ：≦0.15％，Si：≦0.70％，Mn：0.50〜
2.50％，Ｐ：≦0.025％，Ｓ：≦0.005％，Nb：
0.010〜0.150％，Ａ：≦0.070％を含み、残部は
実質的にFeからなる組成の鋼を、連続鋳造法に
よつて、その厚さが300mmから最終製品の厚さの
３倍までのスラブに製造し、連続鋳造のまま、あ
るいはその表面、裏面及び端部を保温するよう
に、20分以内その放熱を防止するか、又は加熱し
た後、スラブの表面温度が1000℃〜800℃になつ
た時点で粗圧延を開始し、粗圧延終了から仕上圧
延開始までの経過時間を60秒以内として950℃〜
750℃で仕上圧延を開始するか、又は粗圧延を行
なわずにスラブ表面温度1000℃〜750℃で仕上圧
延を開始して、Ar₃〜650℃で仕上圧延を終了し
（その際、950℃以下における圧下率を60％以上と
する。）、その後700℃〜450℃で巻取つて鋼帯とす
ることを特徴とする、低温靭性にすぐれた高張力
熱延鋼帯の製造方法。２Ｃ：≦0.15％，Si：≦0.70％，Mn：0.50〜
2.50％，Ｐ：≦0.025％，Ｓ：≦0.005％，Nb：
0.010〜0.150％，Ａ：≦0.070％、さらにＶ：
0.010〜0.150％，Ti：0.005％〜0.150％，Zr：
0.005〜0.150％，Mo：0.05〜0.50％，Cu：0.10〜
1.00％，Ni：0.10〜4.00％，Cr：0.10〜1.00％，
REM：≦0.020％，Ca：≦0.010％のいづれか１
種または２種以上を含み、残部は実質的にFeか
らなる組成の鋼を、連続鋳造法によつて、その厚
さが300mmから最終製品の厚さの３倍までのスラ
ブに製造し、連続鋳造のまま、あるいはその表
面、裏面及び端部を保温するように、20分以内そ
の放熱を防止するか、又は加熱した後、スラブの
表面温度が1000℃〜800℃になつた時点で粗圧延
を開始し、粗圧延終了から仕上圧延開始までの経
過時間を60秒以内として950℃〜750℃で仕上圧延
を開始するか、又は粗圧延を行なわずにスラブ表
面温度1000℃〜750℃で仕上圧延を開始して、
Ar₃〜650℃で仕上圧延を終了し（その際、950℃
以下における圧下率を60％以上とする。）、その後
700℃〜450℃で巻取つて鋼帯とすることを特徴と
する、低温靭性にすぐれた高張力熱延鋼帯の製造
方法。