JP2002173710A - 高強度高靭性鋼板の製造方法 - Google Patents
高強度高靭性鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JP2002173710A JP2002173710A JP2000368326A JP2000368326A JP2002173710A JP 2002173710 A JP2002173710 A JP 2002173710A JP 2000368326 A JP2000368326 A JP 2000368326A JP 2000368326 A JP2000368326 A JP 2000368326A JP 2002173710 A JP2002173710 A JP 2002173710A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- tempering
- strength
- toughness
- steel sheet
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 高価な合金元素の少ない添加量で、低温靭性
に優れ、降伏強さが６９０Ｎ／ｍｍ2 以上の鋼板を製造
する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｂ：
０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２
％、Ａｌ：０．０５％以下を含有する鋼を６５０℃以上
の圧延終了温度で圧延し、その後、１０℃／秒以上の冷
却速度で４００℃以下まで冷却し、次いで、下記の
（１）式で定義される焼戻しパラメーターＴＰが０〜２
０００の範囲となる条件で焼戻しを行う。但し（１）式
において、Ｔ：焼戻し温度（℃）、ｔ：保持時間
（秒）、ｒ：加熱速度（℃／秒）である。 TP＝(T-300)×[20+5log[(t+(T-300)/r)/3600]]……
（１）
に優れ、降伏強さが６９０Ｎ／ｍｍ2 以上の鋼板を製造
する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｂ：
０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２
％、Ａｌ：０．０５％以下を含有する鋼を６５０℃以上
の圧延終了温度で圧延し、その後、１０℃／秒以上の冷
却速度で４００℃以下まで冷却し、次いで、下記の
（１）式で定義される焼戻しパラメーターＴＰが０〜２
０００の範囲となる条件で焼戻しを行う。但し（１）式
において、Ｔ：焼戻し温度（℃）、ｔ：保持時間
（秒）、ｒ：加熱速度（℃／秒）である。 TP＝(T-300)×[20+5log[(t+(T-300)/r)/3600]]……
（１）
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、降伏強さが６９０
Ｎ／ｍｍ2 以上である米国石油協会（ＡＰＩ）規格のＸ
１００グレード以上の高強度と、優れた靭性とを有する
高強度高靭性鋼板の製造方法に関するもので、この鋼板
は、天然ガスや原油の輸送用ラインパイプをはじめ、各
種圧力容器や産業機械等に使用される。
Ｎ／ｍｍ2 以上である米国石油協会（ＡＰＩ）規格のＸ
１００グレード以上の高強度と、優れた靭性とを有する
高強度高靭性鋼板の製造方法に関するもので、この鋼板
は、天然ガスや原油の輸送用ラインパイプをはじめ、各
種圧力容器や産業機械等に使用される。
【０００２】
【従来の技術】近年、天然ガスや原油の輸送用として使
用されるラインパイプは、高圧化による輸送効率の向上
や薄肉化による現地溶接能率の向上のため、高強度化す
る傾向にある。これまでに、ＡＰＩ規格でＸ８０グレー
ドまでのラインパイプが実用化されており、更にＸ１０
０グレードに対する要求が出てきている。
用されるラインパイプは、高圧化による輸送効率の向上
や薄肉化による現地溶接能率の向上のため、高強度化す
る傾向にある。これまでに、ＡＰＩ規格でＸ８０グレー
ドまでのラインパイプが実用化されており、更にＸ１０
０グレードに対する要求が出てきている。
【０００３】このような高強度鋼管用鋼板に関して、特
開平７−２９２４１６号公報や特開平８−１９９２９２
号公報等が開示されているが、これらではＣｕ、Ｍｏ、
Ｎｉ等の高価な合金元素の添加を前提としており、鋼板
の製造コストが高いという問題点がある。
開平７−２９２４１６号公報や特開平８−１９９２９２
号公報等が開示されているが、これらではＣｕ、Ｍｏ、
Ｎｉ等の高価な合金元素の添加を前提としており、鋼板
の製造コストが高いという問題点がある。
【０００４】又、特許第３０１５９２３号には、圧延機
及び冷却装置と同一の製造ライン上に加熱装置を設置
し、この加熱装置を用いて、圧延、冷却に引き続き、連
続的に鋼板の焼戻しを行い、高強度鋼板を製造する方法
が開示されている。しかしながら、この技術では、焼戻
し時に懸念される鋼材のＤＷＴＴ特性に関しては検討し
ておらず、ＤＷＴＴ特性に優れた鋼板を必ずしも製造す
ることができないという問題点がある。又、焼戻し後の
冷却速度を限定しており、そのための設備が必要になる
という問題点もある。
及び冷却装置と同一の製造ライン上に加熱装置を設置
し、この加熱装置を用いて、圧延、冷却に引き続き、連
続的に鋼板の焼戻しを行い、高強度鋼板を製造する方法
が開示されている。しかしながら、この技術では、焼戻
し時に懸念される鋼材のＤＷＴＴ特性に関しては検討し
ておらず、ＤＷＴＴ特性に優れた鋼板を必ずしも製造す
ることができないという問題点がある。又、焼戻し後の
冷却速度を限定しており、そのための設備が必要になる
という問題点もある。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記事情に鑑
みなされたもので、その目的とするところは、高価な合
金元素の少ない添加量で、低温靭性に優れ、降伏強さが
６９０Ｎ／ｍｍ2 以上の鋼板を製造する方法を提供する
ことである。
みなされたもので、その目的とするところは、高価な合
金元素の少ない添加量で、低温靭性に優れ、降伏強さが
６９０Ｎ／ｍｍ2 以上の鋼板を製造する方法を提供する
ことである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、上記課題
を解決するために、熱間圧延の終了後に直ちに加速冷却
或いは焼入れして高強度鋼板特に高強度ラインパイプ用
鋼板を製造する方法における焼戻し条件に注目し、鋭意
検討を重ねた。即ち、後述する実施例の表１に示す鋼種
１を用い、熱間圧延に引き続き加速冷却して鋼板を作製
し、次いで、焼戻し温度Ｔ、保持時間ｔ及び加熱速度ｒ
を種々変化させて焼戻しを行い、これら条件のＤＷＴＴ
特性並びに強度に及ぼす影響を調査した。その際、焼戻
し温度Ｔ、保持時間ｔ及び加熱速度ｒからなる焼戻し条
件を下記の（１）式で定義される焼戻しパラメーターＴ
Ｐで評価することとした。但し（１）式において、Ｔ：
焼戻し温度（℃）、ｔ：保持時間（秒）（ｔ＞０）、
ｒ：加熱速度（℃／秒）である。
を解決するために、熱間圧延の終了後に直ちに加速冷却
或いは焼入れして高強度鋼板特に高強度ラインパイプ用
鋼板を製造する方法における焼戻し条件に注目し、鋭意
検討を重ねた。即ち、後述する実施例の表１に示す鋼種
１を用い、熱間圧延に引き続き加速冷却して鋼板を作製
し、次いで、焼戻し温度Ｔ、保持時間ｔ及び加熱速度ｒ
を種々変化させて焼戻しを行い、これら条件のＤＷＴＴ
特性並びに強度に及ぼす影響を調査した。その際、焼戻
し温度Ｔ、保持時間ｔ及び加熱速度ｒからなる焼戻し条
件を下記の（１）式で定義される焼戻しパラメーターＴ
Ｐで評価することとした。但し（１）式において、Ｔ：
焼戻し温度（℃）、ｔ：保持時間（秒）（ｔ＞０）、
ｒ：加熱速度（℃／秒）である。
【０００７】
【数１】
【０００８】図１にその調査結果を示す。図１は、ＤＷ
ＴＴでの延性破面率（−３０℃）及び降伏強さに及ぼす
焼戻しパラメーターＴＰの影響を示す図であり、図１か
ら明らかなように、焼戻しパラメーターＴＰが０未満の
場合には、焼戻しによる降伏強さの上昇が十分ではな
く、降伏強さが６９０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度を得るこ
とができない。一方、焼戻しパラメーターＴＰが２００
０を越える場合には、過度の炭化物の析出や粗大化によ
り低温靭性が著しく劣化し、目標の延性破面率８５％を
確保することができない。このように、焼戻しパラメー
ターＴＰを０〜２０００の範囲に制御することで、焼戻
し後に降伏強さ６９０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度と優れた
低温靭性とを得られるとの知見が得られた。
ＴＴでの延性破面率（−３０℃）及び降伏強さに及ぼす
焼戻しパラメーターＴＰの影響を示す図であり、図１か
ら明らかなように、焼戻しパラメーターＴＰが０未満の
場合には、焼戻しによる降伏強さの上昇が十分ではな
く、降伏強さが６９０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度を得るこ
とができない。一方、焼戻しパラメーターＴＰが２００
０を越える場合には、過度の炭化物の析出や粗大化によ
り低温靭性が著しく劣化し、目標の延性破面率８５％を
確保することができない。このように、焼戻しパラメー
ターＴＰを０〜２０００の範囲に制御することで、焼戻
し後に降伏強さ６９０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度と優れた
低温靭性とを得られるとの知見が得られた。
【０００９】又、過度の炭化物の析出や粗大化を抑制さ
せること並びに生産性を阻害しない範囲内で材質を安定
化させることの２点から、前記（１）式を満足しつつ、
更に、焼戻し温度Ｔを３５０〜４５０℃、加熱速度ｒを
１０℃／秒以上、保持時間ｔを１０〜２４０秒とするこ
とが好ましいとの知見が得られた。
せること並びに生産性を阻害しない範囲内で材質を安定
化させることの２点から、前記（１）式を満足しつつ、
更に、焼戻し温度Ｔを３５０〜４５０℃、加熱速度ｒを
１０℃／秒以上、保持時間ｔを１０〜２４０秒とするこ
とが好ましいとの知見が得られた。
【００１０】本発明は、これら知見に基づきなされたも
ので、第１の発明による高強度高靭性鋼板の製造方法
は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、Ｓｉ：０．
０５〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．０％、Ｐ：０．０
２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．００５〜
０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ａｌ：
０．０５％以下を含有する鋼を６５０℃以上の圧延終了
温度で圧延し、その後、１０℃／秒以上の冷却速度で４
００℃以下まで冷却し、次いで、前記の（１）式で定義
される焼戻しパラメーターＴＰが０〜２０００の範囲と
なる条件で焼戻しを行うことを特徴とするものである。
ので、第１の発明による高強度高靭性鋼板の製造方法
は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、Ｓｉ：０．
０５〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．０％、Ｐ：０．０
２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．００５〜
０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ａｌ：
０．０５％以下を含有する鋼を６５０℃以上の圧延終了
温度で圧延し、その後、１０℃／秒以上の冷却速度で４
００℃以下まで冷却し、次いで、前記の（１）式で定義
される焼戻しパラメーターＴＰが０〜２０００の範囲と
なる条件で焼戻しを行うことを特徴とするものである。
【００１１】第２の発明による高強度高靭性鋼板の製造
方法は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、Ｓｉ：
０．０５〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．０％、Ｐ：
０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０
０５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ａ
ｌ：０．０５％以下を含有し、更に、Ｃｕ：０．５％以
下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：
０．３％以下、Ｖ：０．０５％以下、Ｃａ：０．０００
５〜０．００３５％のうち１種又は２種以上を含有する
鋼を６５０℃以上の圧延終了温度で圧延し、その後、１
０℃／秒以上の冷却速度で４００℃以下まで冷却し、次
いで、前記の（１）式で定義される焼戻しパラメーター
ＴＰが０〜２０００の範囲となる条件で焼戻しを行うこ
とを特徴とするものである。
方法は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、Ｓｉ：
０．０５〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．０％、Ｐ：
０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０
０５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ａ
ｌ：０．０５％以下を含有し、更に、Ｃｕ：０．５％以
下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：
０．３％以下、Ｖ：０．０５％以下、Ｃａ：０．０００
５〜０．００３５％のうち１種又は２種以上を含有する
鋼を６５０℃以上の圧延終了温度で圧延し、その後、１
０℃／秒以上の冷却速度で４００℃以下まで冷却し、次
いで、前記の（１）式で定義される焼戻しパラメーター
ＴＰが０〜２０００の範囲となる条件で焼戻しを行うこ
とを特徴とするものである。
【００１２】第３の発明による高強度高靭性鋼板の製造
方法は、第１の発明又は第２の発明において、焼戻し温
度Ｔを３５０〜４５０℃、加熱速度ｒを１０℃／秒以
上、保持時間ｔを１０〜２４０秒とすることを特徴とす
るものである。
方法は、第１の発明又は第２の発明において、焼戻し温
度Ｔを３５０〜４５０℃、加熱速度ｒを１０℃／秒以
上、保持時間ｔを１０〜２４０秒とすることを特徴とす
るものである。
【００１３】以下に、本発明において高強度と優れた低
温靭性とを併せ持つ高強度高靭性鋼板の化学成分組成、
並びに、圧延条件及び圧延後の冷却条件を上述したよう
に限定した理由を、それぞれの作用と共に説明する。
温靭性とを併せ持つ高強度高靭性鋼板の化学成分組成、
並びに、圧延条件及び圧延後の冷却条件を上述したよう
に限定した理由を、それぞれの作用と共に説明する。
【００１４】Ｃ：Ｃ含有量が０．０９質量％（以下、単
に「％」と表示する）を越えると、母材並びに溶接熱影
響部の靭性の劣化を招き、又、溶接性の観点からもＣ含
有量は低いほうが望ましく、上限を０．０９％に限定し
た。一方、０．０３％未満ではＸ１００グレード以上の
所定の強度を確保することができない。従って、Ｃ含有
量を０．０３〜０．０９％の範囲内に限定した。
に「％」と表示する）を越えると、母材並びに溶接熱影
響部の靭性の劣化を招き、又、溶接性の観点からもＣ含
有量は低いほうが望ましく、上限を０．０９％に限定し
た。一方、０．０３％未満ではＸ１００グレード以上の
所定の強度を確保することができない。従って、Ｃ含有
量を０．０３〜０．０９％の範囲内に限定した。
【００１５】Ｓｉ：Ｓｉは脱酸のために添加されるもの
で、０．０５％未満では十分な脱酸効果が得られない。
一方、０．５％を越えると溶接熱影響部の靭性並びに溶
接性の劣化を引き起こす。従って、Ｓｉ含有量を０．０
５〜０．５％の範囲内に限定した。
で、０．０５％未満では十分な脱酸効果が得られない。
一方、０．５％を越えると溶接熱影響部の靭性並びに溶
接性の劣化を引き起こす。従って、Ｓｉ含有量を０．０
５〜０．５％の範囲内に限定した。
【００１６】Ｍｎ：Ｍｎは鋼板の強度及び靭性の向上に
有効な成分で、１．５％未満ではその効果が少なく、一
方、２．０％を越えると溶接性と溶接熱影響部の靭性と
が著しく劣化する。従って、Ｍｎ含有量を１．５〜２．
０％の範囲内に限定した。
有効な成分で、１．５％未満ではその効果が少なく、一
方、２．０％を越えると溶接性と溶接熱影響部の靭性と
が著しく劣化する。従って、Ｍｎ含有量を１．５〜２．
０％の範囲内に限定した。
【００１７】Ｐ：Ｐは不純物元素であり、高強度ライン
パイプでは母材並びに熱影響部の靭性を確保するため
に、Ｐを協力低減することが望ましいが、過度の脱Ｐは
コスト上昇を招く。従って、Ｐ含有量を０．０２％以下
に限定した。
パイプでは母材並びに熱影響部の靭性を確保するため
に、Ｐを協力低減することが望ましいが、過度の脱Ｐは
コスト上昇を招く。従って、Ｐ含有量を０．０２％以下
に限定した。
【００１８】Ｓ：Ｓは不純物元素であり、ＭｎＳを形成
して母材並びに溶接熱影響部の靭性を劣化させる。Ｃａ
を添加してＭｎＳ系介在物からＣａＳ系介在物へと形態
制御しても、Ｘ１００グレードの高強度材の場合には、
微細に分散したＣａＳ系介在物も靭性低下の要因となり
得る。従って、硫化物系介在物の絶対量を少なくするた
めに、Ｓ含有量を０．００５％以下に限定した。
して母材並びに溶接熱影響部の靭性を劣化させる。Ｃａ
を添加してＭｎＳ系介在物からＣａＳ系介在物へと形態
制御しても、Ｘ１００グレードの高強度材の場合には、
微細に分散したＣａＳ系介在物も靭性低下の要因となり
得る。従って、硫化物系介在物の絶対量を少なくするた
めに、Ｓ含有量を０．００５％以下に限定した。
【００１９】Ｎｂ：Ｎｂはスラブの加熱時及び圧延時で
の結晶粒の成長を抑制し、ミクロ組織を微細化して、ラ
インパイプとしての十分な靭性を付与する元素として必
要である。その効果は０．００５％以上で顕著であり、
一方、０．０５％を越えると、その効果が飽和すると共
に溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｎｂ含有
量を０．００５〜０．０５％の範囲内に限定した。
の結晶粒の成長を抑制し、ミクロ組織を微細化して、ラ
インパイプとしての十分な靭性を付与する元素として必
要である。その効果は０．００５％以上で顕著であり、
一方、０．０５％を越えると、その効果が飽和すると共
に溶接熱影響部の靭性を劣化させる。従って、Ｎｂ含有
量を０．００５〜０．０５％の範囲内に限定した。
【００２０】Ｔｉ：ＴｉはＴｉＮを形成してスラブ加熱
時や溶接熱影響部の結晶粒成長を抑制し、結果としてミ
クロ組織の微細化をもたらし、靭性を改善する効果があ
る。その効果は０．００５％以上で顕著であり、一方、
０．０２％を越えると逆に靭性の劣化を引き起こす。従
って、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．０２％の範囲内に
限定した。
時や溶接熱影響部の結晶粒成長を抑制し、結果としてミ
クロ組織の微細化をもたらし、靭性を改善する効果があ
る。その効果は０．００５％以上で顕著であり、一方、
０．０２％を越えると逆に靭性の劣化を引き起こす。従
って、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．０２％の範囲内に
限定した。
【００２１】Ａｌ：Ａｌは脱酸剤として添加するが、
０．０５％を越えると溶接熱影響部の靭性を劣化させ
る。従って、Ａｌ含有量を０．０５％以下に限定した。
０．０５％を越えると溶接熱影響部の靭性を劣化させ
る。従って、Ａｌ含有量を０．０５％以下に限定した。
【００２２】本発明では上記の合金元素の外に、鋼板の
強度特性に応じて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及び
Ｃａの群から選択された１種又は２種以上を含有させて
も良く、以下にその成分の限定理由を述べる。
強度特性に応じて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及び
Ｃａの群から選択された１種又は２種以上を含有させて
も良く、以下にその成分の限定理由を述べる。
【００２３】Ｃｕ：Ｃｕは強度上昇に有効な元素の１つ
であるが、０．５％を越えると溶接性を阻害する。従っ
て、添加する場合には０．５％以下に限定した。
であるが、０．５％を越えると溶接性を阻害する。従っ
て、添加する場合には０．５％以下に限定した。
【００２４】Ｎｉ：Ｎｉは靭性改善と強度向上に有効な
元素であるが、０．５％を越えるとその効果が飽和す
る。従って、添加する場合には０．５％以下に限定し
た。
元素であるが、０．５％を越えるとその効果が飽和す
る。従って、添加する場合には０．５％以下に限定し
た。
【００２５】Ｃｒ：ＣｒはＭｎと共に、鋼板のＣ含有量
が少なくても十分な強度を得るために有効な元素である
が、０．５％を越えると溶接性に悪影響を及ぼす。従っ
て、添加する場合には０．５％以下に限定した。
が少なくても十分な強度を得るために有効な元素である
が、０．５％を越えると溶接性に悪影響を及ぼす。従っ
て、添加する場合には０．５％以下に限定した。
【００２６】Ｍｏ：Ｍｏは靭性の改善と強度の上昇に有
効な元素の１つであるが、０．３％を越えるとその効果
が飽和すると共に、靭性の劣化を招き更に溶接性を阻害
する。従って、添加する場合には０．３％以下に限定し
た。
効な元素の１つであるが、０．３％を越えるとその効果
が飽和すると共に、靭性の劣化を招き更に溶接性を阻害
する。従って、添加する場合には０．３％以下に限定し
た。
【００２７】Ｖ：Ｖは強度の上昇に有効な元素の１つで
あるが、０．０５％を越えると靭性の劣化を招く。従っ
て、添加する場合には０．０５％以下に限定した。
あるが、０．０５％を越えると靭性の劣化を招く。従っ
て、添加する場合には０．０５％以下に限定した。
【００２８】Ｃａ：Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御
して靭性を改善するが、０．０００５％以上でその効果
が現れ、一方、０．００３５％を越えると効果が飽和
し、逆に清浄度を低下させて靭性を劣化させる。従っ
て、添加する場合には０．０００５〜０．００３５％の
範囲内に限定した。
して靭性を改善するが、０．０００５％以上でその効果
が現れ、一方、０．００３５％を越えると効果が飽和
し、逆に清浄度を低下させて靭性を劣化させる。従っ
て、添加する場合には０．０００５〜０．００３５％の
範囲内に限定した。
【００２９】次に、製造条件について説明する。
【００３０】圧延終了温度：圧延終了温度が低温である
ほど組織の微細化により母材靭性は向上する。しかし、
圧延終了温度が６５０℃未満の場合、フェライト変態が
進行して、圧延に続いて行う加速冷却又は焼入れの効果
がなくなるばかりか、フェライトの加工硬化が著しくな
り、靭性が劣化する。従って、圧延終了温度を６５０℃
以上に限定した。
ほど組織の微細化により母材靭性は向上する。しかし、
圧延終了温度が６５０℃未満の場合、フェライト変態が
進行して、圧延に続いて行う加速冷却又は焼入れの効果
がなくなるばかりか、フェライトの加工硬化が著しくな
り、靭性が劣化する。従って、圧延終了温度を６５０℃
以上に限定した。
【００３１】圧延後の冷却速度：本発明では熱間圧延終
了後、直ちに又は設備的に不可避の空冷を挟んで加速冷
却或いは焼入れを行う。その際の冷却速度が１０℃／秒
未満では、ベイナイト変態等による変態強化や組織の微
細化等の加速冷却及び焼入れの効果が得られない。従っ
て、圧延後の冷却速度を１０℃／秒以上に限定した。
了後、直ちに又は設備的に不可避の空冷を挟んで加速冷
却或いは焼入れを行う。その際の冷却速度が１０℃／秒
未満では、ベイナイト変態等による変態強化や組織の微
細化等の加速冷却及び焼入れの効果が得られない。従っ
て、圧延後の冷却速度を１０℃／秒以上に限定した。
【００３２】鋼板の冷却温度：熱間圧延に引き続き行う
加速冷却或いは焼入れ時に鋼板を４００℃以下まで冷却
（この温度を「冷却停止温度」という）すると、強度上
昇に著しい効果のある低温変態生成物が形成され、高強
度化が達成される。しかし、鋼板の冷却停止温度が４０
０℃を越える場合には、この低温変態生成物が生成し難
い。従って、加速冷却或いは焼入れ時における鋼板の冷
却停止温度を４００℃以下に限定した。
加速冷却或いは焼入れ時に鋼板を４００℃以下まで冷却
（この温度を「冷却停止温度」という）すると、強度上
昇に著しい効果のある低温変態生成物が形成され、高強
度化が達成される。しかし、鋼板の冷却停止温度が４０
０℃を越える場合には、この低温変態生成物が生成し難
い。従って、加速冷却或いは焼入れ時における鋼板の冷
却停止温度を４００℃以下に限定した。
【００３３】本発明では、熱間圧延に引き続いて行う加
速冷却或いは焼入れ時での冷却速度及び冷却停止温度を
上記の範囲に限定するので、少ない合金元素であっても
高強度を有する鋼板を製造することができる。又、本発
明では、焼戻し後の鋼板の冷却速度を制御する必要がな
いので、そのための設備が不要である。
速冷却或いは焼入れ時での冷却速度及び冷却停止温度を
上記の範囲に限定するので、少ない合金元素であっても
高強度を有する鋼板を製造することができる。又、本発
明では、焼戻し後の鋼板の冷却速度を制御する必要がな
いので、そのための設備が不要である。
【００３４】
【発明の実施の形態】転炉や電気炉又はこれら精錬炉と
ＲＨ真空脱ガス装置等の二次精錬炉との組み合せにより
上記化学成分組成に溶製された溶鋼を普通造塊法や連続
鋳造法により凝固させ、スラブを得る。このスラブを厚
板ミルや熱延ミルで熱間圧延して鋼板に加工する。熱間
圧延の際、圧延終了温度を６５０℃以上とし、そして、
熱間圧延後、圧延して得られた高温の鋼板を、その表面
温度が４００℃以下になるまで、１０℃／秒以上の冷却
速度で加速冷却又は焼入れする。尚、スラブの加熱温度
は特に限定する必要はないが、圧延終了温度が６５０℃
以上確保できるように配慮する必要はある。
ＲＨ真空脱ガス装置等の二次精錬炉との組み合せにより
上記化学成分組成に溶製された溶鋼を普通造塊法や連続
鋳造法により凝固させ、スラブを得る。このスラブを厚
板ミルや熱延ミルで熱間圧延して鋼板に加工する。熱間
圧延の際、圧延終了温度を６５０℃以上とし、そして、
熱間圧延後、圧延して得られた高温の鋼板を、その表面
温度が４００℃以下になるまで、１０℃／秒以上の冷却
速度で加速冷却又は焼入れする。尚、スラブの加熱温度
は特に限定する必要はないが、圧延終了温度が６５０℃
以上確保できるように配慮する必要はある。
【００３５】次いで、焼戻しパラメーターＴＰが０〜２
０００の範囲内となるように、焼戻し温度Ｔ（℃）、保
持時間ｔ（秒）、加熱速度ｒ（℃／秒）を組み合わせ
て、鋼板の焼戻し処理を実施する。ここで保持時間ｔは
ｔ＞０とする。その際に、前述したように、焼戻し温度
Ｔを３５０〜４５０℃、加熱速度ｒを１０℃／秒以上、
保持時間ｔを１０〜２４０秒とすることが好ましい。
０００の範囲内となるように、焼戻し温度Ｔ（℃）、保
持時間ｔ（秒）、加熱速度ｒ（℃／秒）を組み合わせ
て、鋼板の焼戻し処理を実施する。ここで保持時間ｔは
ｔ＞０とする。その際に、前述したように、焼戻し温度
Ｔを３５０〜４５０℃、加熱速度ｒを１０℃／秒以上、
保持時間ｔを１０〜２４０秒とすることが好ましい。
【００３６】焼戻し処理は、圧延機及び加速冷却装置と
同一の製造ライン上（オンライン）に設けた加熱炉で実
施しても良く、又、オフラインに設けた加熱炉で実施し
ても良い。そして、焼戻し処理の加熱方式は、誘導加
熱、通電加熱、赤外線輻射加熱、ガス加熱、強制対流加
熱、雰囲気加熱等々、所要の加熱速度が得られるなら
ば、特に限定しない。但し、生産能率等を考慮すれば、
オンラインで且つ誘導加熱等の急速加熱を採用すること
が好ましい。急速加熱を行った場合には、加熱速度がガ
ス加熱に比べて速いので、同じ焼戻し温度Ｔであっても
ガス加熱に比べて在炉時間を短くすることができ、能率
向上が達成される。更に、Ａc1点を越えない範囲内で焼
戻し温度Ｔを高くすれば一層在炉時間が短くなり、更な
る能率向上が可能となる。
同一の製造ライン上（オンライン）に設けた加熱炉で実
施しても良く、又、オフラインに設けた加熱炉で実施し
ても良い。そして、焼戻し処理の加熱方式は、誘導加
熱、通電加熱、赤外線輻射加熱、ガス加熱、強制対流加
熱、雰囲気加熱等々、所要の加熱速度が得られるなら
ば、特に限定しない。但し、生産能率等を考慮すれば、
オンラインで且つ誘導加熱等の急速加熱を採用すること
が好ましい。急速加熱を行った場合には、加熱速度がガ
ス加熱に比べて速いので、同じ焼戻し温度Ｔであっても
ガス加熱に比べて在炉時間を短くすることができ、能率
向上が達成される。更に、Ａc1点を越えない範囲内で焼
戻し温度Ｔを高くすれば一層在炉時間が短くなり、更な
る能率向上が可能となる。
【００３７】このように、鋼板の化学成分組成を限定す
ると共に、熱間圧延条件、圧延後の冷却条件及び焼戻し
条件を限定することで、高価な合金元素を多量に添加す
ることなく、低温靭性に優れ、降伏強さが６９０Ｎ／ｍ
ｍ2 以上の鋼板を安定して製造することが可能となる。
ると共に、熱間圧延条件、圧延後の冷却条件及び焼戻し
条件を限定することで、高価な合金元素を多量に添加す
ることなく、低温靭性に優れ、降伏強さが６９０Ｎ／ｍ
ｍ2 以上の鋼板を安定して製造することが可能となる。
【００３８】
【実施例】表１に示す化学成分組成の鋼種１〜１０を用
いて、表２に示す製造条件で鋼板Ａ〜Ｏを作製し、強度
とＤＷＴＴ特性を調査した。更に、鋼板Ａ〜Ｏを用いた
溶接熱履歴シミュレーションよりシーム溶接熱影響部
（ＨＡＺ）の靭性も調査した。母材の降伏強さ及び−３
０℃でのＤＷＴ試験の延性破面率も表２に併せて示す。
母材の強度は、降伏強さが６９０Ｎ／ｍｍ2 以上で良好
とし、又、母材の靭性は、−３０℃での延性破面率が８
５％以上で良好とした。溶接熱履歴シミュレーションで
は溶接入熱５０ｋＪ／ｃｍの加熱・冷却パターンを付与
し、この鋼板からシャルピー試験片を採取し、ＨＡＺの
シャルピー試験を実施した。ＨＡＺの靭性は、ｖＥ−２
０℃で５０Ｊ以上を良好とした。尚、表１中及び表２中
で下線を付した数値は本発明の範囲外であることを示
す。
いて、表２に示す製造条件で鋼板Ａ〜Ｏを作製し、強度
とＤＷＴＴ特性を調査した。更に、鋼板Ａ〜Ｏを用いた
溶接熱履歴シミュレーションよりシーム溶接熱影響部
（ＨＡＺ）の靭性も調査した。母材の降伏強さ及び−３
０℃でのＤＷＴ試験の延性破面率も表２に併せて示す。
母材の強度は、降伏強さが６９０Ｎ／ｍｍ2 以上で良好
とし、又、母材の靭性は、−３０℃での延性破面率が８
５％以上で良好とした。溶接熱履歴シミュレーションで
は溶接入熱５０ｋＪ／ｃｍの加熱・冷却パターンを付与
し、この鋼板からシャルピー試験片を採取し、ＨＡＺの
シャルピー試験を実施した。ＨＡＺの靭性は、ｖＥ−２
０℃で５０Ｊ以上を良好とした。尚、表１中及び表２中
で下線を付した数値は本発明の範囲外であることを示
す。
【００３９】
【表１】
【００４０】
【表２】
【００４１】本発明範囲内の化学成分組成と本発明範囲
内の製造条件で作製した鋼板Ａ〜Ｆでは、十分な強度と
良好な母材靭性並びにＨＡＺ靭性が得られた。本発明範
囲内の化学成分組成と本発明範囲外の製造条件で作製し
た鋼板Ｇ〜Ｋでは、強度又は母材靭性が十分ではない。
本発明範囲外の化学成分組成と本発明範囲内の製造条件
で作製した鋼板Ｌ，Ｍでは、母材靭性並びにＨＡＺ靭性
が十分ではない。本発明範囲外の化学成分組成と本発明
範囲外の製造条件で作製した鋼板Ｎ，Ｏでは、母材靭性
並びにＨＡＺ靭性更に強度が十分ではない。
内の製造条件で作製した鋼板Ａ〜Ｆでは、十分な強度と
良好な母材靭性並びにＨＡＺ靭性が得られた。本発明範
囲内の化学成分組成と本発明範囲外の製造条件で作製し
た鋼板Ｇ〜Ｋでは、強度又は母材靭性が十分ではない。
本発明範囲外の化学成分組成と本発明範囲内の製造条件
で作製した鋼板Ｌ，Ｍでは、母材靭性並びにＨＡＺ靭性
が十分ではない。本発明範囲外の化学成分組成と本発明
範囲外の製造条件で作製した鋼板Ｎ，Ｏでは、母材靭性
並びにＨＡＺ靭性更に強度が十分ではない。
【００４２】
【発明の効果】本発明により、高価な合金元素を多量に
添加することなく、低温靭性に優れ、降伏強さが６９０
Ｎ／ｍｍ2 以上の鋼板を安定して製造することができ、
工業上有益な効果がもたらされる。
添加することなく、低温靭性に優れ、降伏強さが６９０
Ｎ／ｍｍ2 以上の鋼板を安定して製造することができ、
工業上有益な効果がもたらされる。
【図１】ＤＷＴＴでの延性破面率及び降伏強さに及ぼす
焼戻しパラメーターＴＰの影響を示す図である。
焼戻しパラメーターＴＰの影響を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA04 AA08 AA11 AA14 AA16 AA19 AA22 AA23 AA27 AA29 AA31 AA35 AA36 BA01 CC02 CC03 CC04 CD03 CF01
Claims (3)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｂ：
０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２
％、Ａｌ：０．０５％以下を含有する鋼を６５０℃以上
の圧延終了温度で圧延し、その後、１０℃／秒以上の冷
却速度で４００℃以下まで冷却し、次いで、下記の
（１）式で定義される焼戻しパラメーターＴＰが０〜２
０００の範囲となる条件で焼戻しを行うことを特徴とす
る高強度高靭性鋼板の製造方法。 TP＝(T-300)×[20+5log[(t+(T-300)/r)/3600]]……（１） 但し（１）式において、Ｔ：焼戻し温度（℃）、ｔ：保
持時間（秒）（ｔ＞０）、ｒ：加熱速度（℃／秒）であ
る。 - 【請求項２】 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｂ：
０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２
％、Ａｌ：０．０５％以下を含有し、更に、Ｃｕ：０．
５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、
Ｍｏ：０．３％以下、Ｖ：０．０５％以下、Ｃａ：０．
０００５〜０．００３５％のうち１種又は２種以上を含
有する鋼を６５０℃以上の圧延終了温度で圧延し、その
後、１０℃／秒以上の冷却速度で４００℃以下まで冷却
し、次いで、下記の（１）式で定義される焼戻しパラメ
ーターＴＰが０〜２０００の範囲となる条件で焼戻しを
行うことを特徴とする高強度高靭性鋼板の製造方法。 TP＝(T-300)×[20+5log[(t+(T-300)/r)/3600]]……（１） 但し（１）式において、Ｔ：焼戻し温度（℃）、ｔ：保
持時間（秒）（ｔ＞０）、ｒ：加熱速度（℃／秒）であ
る。 - 【請求項３】 焼戻し温度Ｔを３５０〜４５０℃、加熱
速度ｒを１０℃／秒以上、保持時間ｔを１０〜２４０秒
とすることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の
高強度高靭性鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000368326A JP2002173710A (ja) | 2000-12-04 | 2000-12-04 | 高強度高靭性鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000368326A JP2002173710A (ja) | 2000-12-04 | 2000-12-04 | 高強度高靭性鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002173710A true JP2002173710A (ja) | 2002-06-21 |
Family
ID=18838598
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000368326A Pending JP2002173710A (ja) | 2000-12-04 | 2000-12-04 | 高強度高靭性鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002173710A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103602891A (zh) * | 2013-10-22 | 2014-02-26 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 屈服强度460MPa级的高韧性钢板及其生产方法 |
| CN103981437A (zh) * | 2014-05-09 | 2014-08-13 | 南安市国高建材科技有限公司 | 一种高强度、高韧性合金钢、制备方法及其在钢构中的应用 |
| US10487373B2 (en) | 2015-07-27 | 2019-11-26 | Nippon Steel Corporation | Steel pipe for line pipe and method of manufacturing the same |
-
2000
- 2000-12-04 JP JP2000368326A patent/JP2002173710A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103602891A (zh) * | 2013-10-22 | 2014-02-26 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 屈服强度460MPa级的高韧性钢板及其生产方法 |
| CN103981437A (zh) * | 2014-05-09 | 2014-08-13 | 南安市国高建材科技有限公司 | 一种高强度、高韧性合金钢、制备方法及其在钢构中的应用 |
| CN103981437B (zh) * | 2014-05-09 | 2017-04-19 | 南安市国高建材科技有限公司 | 一种高强度、高韧性合金钢、制备方法及其在钢构中的应用 |
| US10487373B2 (en) | 2015-07-27 | 2019-11-26 | Nippon Steel Corporation | Steel pipe for line pipe and method of manufacturing the same |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5251089B2 (ja) | 低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 | |
| JP4358900B1 (ja) | 低温靭性に優れた高強度鋼板及び鋼管並びにそれらの製造方法 | |
| EP2305850B1 (en) | High-strength thick steel products excellent in toughness and weldability, high-strength ultra-thick h shape steel and processes for manufacturing both | |
| JP5476763B2 (ja) | 延性に優れた高張力鋼板及びその製造方法 | |
| JP5055774B2 (ja) | 高変形性能を有するラインパイプ用鋼板およびその製造方法。 | |
| JP4484123B2 (ja) | 高強度かつ溶接熱影響部靭性に優れたクラッド鋼板用母材およびその製造方法 | |
| JP2013204103A (ja) | 耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管とその製造方法および耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管用鋼板の製造方法 | |
| JP2008163455A (ja) | 低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 | |
| JP2011001620A (ja) | 優れた生産性と溶接性を兼ね備えた、ｐｗｈｔ後の落重特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JPH11229079A (ja) | 超高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造法 | |
| JP2003013138A (ja) | 高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法 | |
| JP2007009325A (ja) | 耐低温割れ性に優れた高張力鋼材およびその製造方法 | |
| WO2011042936A1 (ja) | 高強度鋼管、高強度鋼管用鋼板、及び、それらの製造方法 | |
| JP2006307324A (ja) | 耐切断割れ性に優れた高強度・高靱性厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP2002327212A (ja) | 耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法 | |
| JP3546726B2 (ja) | 耐ｈｉｃ性に優れた高強度厚鋼板の製造方法 | |
| JP2003003233A (ja) | 高強度鋼とその製造方法 | |
| JP5151034B2 (ja) | 高張力ラインパイプ用鋼板の製造方法および高張力ラインパイプ用鋼板 | |
| JP5055899B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた、引張り強さ７６０ＭＰａ以上の高強度溶接鋼管の製造方法および高強度溶接鋼管 | |
| JP2711163B2 (ja) | 耐ｃｏ▲下２▼腐食性の優れた高耐食性低合金ラインパイプ用鋼の製造法 | |
| JP2003328080A (ja) | 低温靭性と変形能に優れた高強度鋼管および鋼管用鋼板の製造法 | |
| WO2011043287A1 (ja) | 強度、延性の良好なラインパイプ用鋼およびその製造方法 | |
| JP2002173710A (ja) | 高強度高靭性鋼板の製造方法 | |
| JP3274013B2 (ja) | 優れた低温靭性を有する耐サワー高強度鋼板の製造方法 | |
| JPH059575A (ja) | 耐食性の優れた高強度鋼板の製造法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20040831 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20040914 |
|
| A521 | Written amendment |
Effective date: 20041115 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20050308 |