JP2003064418A - 高い衝撃吸収エネルギーを有する板厚１５ｍｍ以下のＸ７０級鋼板の非水冷型製造方法。 - Google Patents
高い衝撃吸収エネルギーを有する板厚１５ｍｍ以下のＸ７０級鋼板の非水冷型製造方法。Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 板厚が１５ｍｍ以下で、Ｘ７０級の強度を有
し、２５０Ｊ以上のｖＥ -20を有する鋼板を非水冷圧延
ままで製造する方法を提供すること。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０６％、
Ｍｎ：１．４〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｐ：≦０．０１％、Ｓ：≦
０．００３％、Ｏ：≦０．００５％を含有し、さらに、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．００１〜０．０
５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％の１種以上を含有
し、残部が鉄および不可避的不純物である化学成分の鋼
片を、圧延前の鋼片厚みは圧延後の鋼板厚みの１０倍以
上とし、１０００℃以上に加熱して熱間圧延を行うにあ
たって、Ａｒ3〜Ａｒ3＋１００℃の温度範囲の中で累積
圧下量が２０％以上６０％未満となるように圧延を終了
し、その後空冷することを特徴とする、高い衝撃吸収エ
ネルギーを有する板厚１５ｍｍ以下のＸ７０級鋼板の非
水冷型製造方法。
し、２５０Ｊ以上のｖＥ -20を有する鋼板を非水冷圧延
ままで製造する方法を提供すること。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０６％、
Ｍｎ：１．４〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｐ：≦０．０１％、Ｓ：≦
０．００３％、Ｏ：≦０．００５％を含有し、さらに、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．００１〜０．０
５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％の１種以上を含有
し、残部が鉄および不可避的不純物である化学成分の鋼
片を、圧延前の鋼片厚みは圧延後の鋼板厚みの１０倍以
上とし、１０００℃以上に加熱して熱間圧延を行うにあ
たって、Ａｒ3〜Ａｒ3＋１００℃の温度範囲の中で累積
圧下量が２０％以上６０％未満となるように圧延を終了
し、その後空冷することを特徴とする、高い衝撃吸収エ
ネルギーを有する板厚１５ｍｍ以下のＸ７０級鋼板の非
水冷型製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、延性破壊時に高い
吸収エネルギーを有する板厚１５ｍｍ以下のＸ７０級鋼
板を高い生産性のもとで製造するための技術である。鉄
鋼業では厚板製造工程に適用される。本発明によって製
造される鋼板は主に原油や天然ガス等の輸送用ラインパ
イプに使用される。このほかにも、延性破壊特性が重視
される各種の鋼構造物に適用することが可能である。
吸収エネルギーを有する板厚１５ｍｍ以下のＸ７０級鋼
板を高い生産性のもとで製造するための技術である。鉄
鋼業では厚板製造工程に適用される。本発明によって製
造される鋼板は主に原油や天然ガス等の輸送用ラインパ
イプに使用される。このほかにも、延性破壊特性が重視
される各種の鋼構造物に適用することが可能である。
【０００２】
【従来の技術】ラインパイプを現地溶接する際に、溶接
能率の観点から溶接パス数が少なくてすむ薄手化の要求
がある。一方で、輸送効率の観点からラインパイプの操
業圧力を高めるために高強度化の要求がある。加えて近
年では、ラインパイプの安全性の観点から不安定延性破
壊に対する抵抗力を高める要求がある。これらが高い次
元で要求されるラインパイプ用鋼板として、例えば下記
の仕様を満たす鋼板の提供が求められている。 板厚≦１５ｍｍ Ｘ７０級強度（ＡＰＩ規格） −２０℃での２ｍｍＶノッチフルサイズシャルピー衝撃
試験の吸収エネルギー（ｖＥ-20）≧２５０Ｊ
能率の観点から溶接パス数が少なくてすむ薄手化の要求
がある。一方で、輸送効率の観点からラインパイプの操
業圧力を高めるために高強度化の要求がある。加えて近
年では、ラインパイプの安全性の観点から不安定延性破
壊に対する抵抗力を高める要求がある。これらが高い次
元で要求されるラインパイプ用鋼板として、例えば下記
の仕様を満たす鋼板の提供が求められている。 板厚≦１５ｍｍ Ｘ７０級強度（ＡＰＩ規格） −２０℃での２ｍｍＶノッチフルサイズシャルピー衝撃
試験の吸収エネルギー（ｖＥ-20）≧２５０Ｊ
【０００３】本発明は上記三つの仕様を満たす鋼板を高
い生産性のもとで厚板製造する技術である。
い生産性のもとで厚板製造する技術である。
【０００４】厚板製造工程において、鋼板の強度と靭性
を高めるために圧延後に加速冷却を適用することは広く
行われている。このような加速冷却技術を駆使すれば、
上記の要求特性を兼ね備える鋼板の製造は不可能ではな
い。しかしながら、板厚が１５ｍｍ以下のような非常に
薄い鋼板に加速冷却を適用すると、冷却が不均一になっ
て鋼板形状が劣化する問題がある。その結果、鋼板形状
を矯正するための余分な作業工程が発生し、生産現場で
の生産性が著しく阻害されることが課題であった。この
ような背景のもと、上記の要求特性を兼ね備える鋼板を
加速冷却を使わずに非水冷圧延ままで高生産に製造する
新たな大量生産技術が求められている（以後、圧延終了
後に水冷による冷却を行わない製造方法を非水冷圧延或
いは非水冷型圧延と称する）。
を高めるために圧延後に加速冷却を適用することは広く
行われている。このような加速冷却技術を駆使すれば、
上記の要求特性を兼ね備える鋼板の製造は不可能ではな
い。しかしながら、板厚が１５ｍｍ以下のような非常に
薄い鋼板に加速冷却を適用すると、冷却が不均一になっ
て鋼板形状が劣化する問題がある。その結果、鋼板形状
を矯正するための余分な作業工程が発生し、生産現場で
の生産性が著しく阻害されることが課題であった。この
ような背景のもと、上記の要求特性を兼ね備える鋼板を
加速冷却を使わずに非水冷圧延ままで高生産に製造する
新たな大量生産技術が求められている（以後、圧延終了
後に水冷による冷却を行わない製造方法を非水冷圧延或
いは非水冷型圧延と称する）。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、板厚が１５
ｍｍ以下で、Ｘ７０級の強度を有し、２５０Ｊ以上のｖ
Ｅ-20を有する鋼板を非水冷圧延ままで製造する方法を
提供するものである。
ｍｍ以下で、Ｘ７０級の強度を有し、２５０Ｊ以上のｖ
Ｅ-20を有する鋼板を非水冷圧延ままで製造する方法を
提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者は、鋼成分、圧
延条件の両面から鋼板の金属組織を制御することによ
り、−２０℃での延性破面率を１００％にでき、かつ、
延性破面率１００％のもとで破壊抵抗を高めることがで
きること、そして、その結果高い衝撃吸収エネルギーを
有する板厚１５ｍｍ以下のＸ７０級鋼板が製造できるこ
とを見出し、本発明を完成した。
延条件の両面から鋼板の金属組織を制御することによ
り、−２０℃での延性破面率を１００％にでき、かつ、
延性破面率１００％のもとで破壊抵抗を高めることがで
きること、そして、その結果高い衝撃吸収エネルギーを
有する板厚１５ｍｍ以下のＸ７０級鋼板が製造できるこ
とを見出し、本発明を完成した。
【０００７】本発明の要旨は以下の通りである。
【０００８】（１） 質量％でＣ ：０．０３〜０．０
６％、Ｍｎ：１．４〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．
５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｐ ：≦０．０１
％、Ｓ ：≦０．００３％、Ｏ ：≦０．００５％を含
有し、さらにＳｉ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．０
０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％の１
種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不
純物である化学成分の鋼片を、１０００℃以上に加熱し
て熱間圧延を行うにあたって、圧延前の鋼片厚みを圧延
後の鋼板厚みの１０倍以上とし、Ａｒ3〜Ａｒ3＋１００
℃の温度範囲の中で累積圧下量が２０％以上６０％未満
となるように圧延を終了し、その後空冷することを特徴
とする、高い衝撃吸収エネルギーを有する板厚１５ｍｍ
以下のＸ７０級鋼板の非水冷型製造方法。
６％、Ｍｎ：１．４〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．
５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｐ ：≦０．０１
％、Ｓ ：≦０．００３％、Ｏ ：≦０．００５％を含
有し、さらにＳｉ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．０
０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％の１
種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不
純物である化学成分の鋼片を、１０００℃以上に加熱し
て熱間圧延を行うにあたって、圧延前の鋼片厚みを圧延
後の鋼板厚みの１０倍以上とし、Ａｒ3〜Ａｒ3＋１００
℃の温度範囲の中で累積圧下量が２０％以上６０％未満
となるように圧延を終了し、その後空冷することを特徴
とする、高い衝撃吸収エネルギーを有する板厚１５ｍｍ
以下のＸ７０級鋼板の非水冷型製造方法。
【０００９】（２） 質量％でＣｕ：≦１％、Ｎｉ：≦
１％、Ｃｒ：≦１％、Ｖ：≦０．１％、Ｂ：≦０．００
５％の１種または２種以上を含有することを特徴とす
る、上記（１）に記載の高い衝撃吸収エネルギーを有す
る板厚１５ｍｍ以下のＸ７０級鋼板の非水冷型製造方
法。
１％、Ｃｒ：≦１％、Ｖ：≦０．１％、Ｂ：≦０．００
５％の１種または２種以上を含有することを特徴とす
る、上記（１）に記載の高い衝撃吸収エネルギーを有す
る板厚１５ｍｍ以下のＸ７０級鋼板の非水冷型製造方
法。
【００１０】（３） 質量％でＣａ：≦０．００５％、
Ｍｇ：≦０．００５％、ＲＥＭ：≦０．０１％、Ｚｒ：
≦０．０１％の１種または２種以上を含有することを特
徴とする、上記（１）または（２）に記載の高い衝撃吸
収エネルギーを有する板厚１５ｍｍ以下のＸ７０級鋼板
の非水冷型製造方法。
Ｍｇ：≦０．００５％、ＲＥＭ：≦０．０１％、Ｚｒ：
≦０．０１％の１種または２種以上を含有することを特
徴とする、上記（１）または（２）に記載の高い衝撃吸
収エネルギーを有する板厚１５ｍｍ以下のＸ７０級鋼板
の非水冷型製造方法。
【００１１】
【発明の実施の形態】本発明における最大の技術的課題
は２５０Ｊ以上のｖＥ-20を大量生産のもとで安定に獲
得することである。このための技術的思想を（１）と
（２）の二つに大別して説明する。
は２５０Ｊ以上のｖＥ-20を大量生産のもとで安定に獲
得することである。このための技術的思想を（１）と
（２）の二つに大別して説明する。
【００１２】（１） まず、シャルピー試験温度である
−２０℃での破壊形態を完全な延性破壊にすることが高
いｖＥ-20を得るための最低条件となる。つまり、−２
０℃での延性破面率を１００％にしなければならない。
このためには、本発明が対象とする鋼材においては、破
面遷移温度を−６０℃以下にする必要がある。これを実
現するために、本発明では下記の三つの条件によって鋼
板の金属組織を微細化する。 Ｎｂを０．０１％以上添加した鋼片を１０００℃以上
に加熱した後に熱間圧延する。 熱間圧延におけるＡｒ3〜Ａｒ3＋１００℃での累積圧
下量を２０％以上とする。 熱間圧延前の鋼片厚みは熱間圧延後の鋼板厚みの１０
倍以上とする。
−２０℃での破壊形態を完全な延性破壊にすることが高
いｖＥ-20を得るための最低条件となる。つまり、−２
０℃での延性破面率を１００％にしなければならない。
このためには、本発明が対象とする鋼材においては、破
面遷移温度を−６０℃以下にする必要がある。これを実
現するために、本発明では下記の三つの条件によって鋼
板の金属組織を微細化する。 Ｎｂを０．０１％以上添加した鋼片を１０００℃以上
に加熱した後に熱間圧延する。 熱間圧延におけるＡｒ3〜Ａｒ3＋１００℃での累積圧
下量を２０％以上とする。 熱間圧延前の鋼片厚みは熱間圧延後の鋼板厚みの１０
倍以上とする。
【００１３】これら三つの条件を同時に満たすことで圧
延時のオーステナイト（γ）組織が微細化され、その後
の放冷過程で生成する変態組織が微細化し、−６０℃以
下の破面遷移温度が達成され、−２０℃での延性破面率
が安定に１００％となる。これら三つの条件が揃わない
と、鋼板の破面遷移温度が−６０℃よりも高くなってし
まい、−２０℃で１００％の延性破面率を安定して確保
することが困難となる。について、Ｎｂが０．０１％
未満であったり、鋼片加熱温度が１０００℃未満である
と、γ中に固溶するＮｂが不足するためにγ再結晶温度
域とγ未再結晶温度域での圧延を通じてγ組織が十分に
微細化しない。について、Ａｒ3〜Ａｒ3＋１００℃で
の累積圧下量が２０％未満であると、γ未再結晶温度域
でのγの加工度が不足するためにγが十分に微細化しな
い。について、圧延前の鋼片厚みが圧延後の鋼板厚み
の１０倍未満であると、Ａｒ3＋１００℃以上の高温で
の加工量が不足してγが十分に微細化しない。
延時のオーステナイト（γ）組織が微細化され、その後
の放冷過程で生成する変態組織が微細化し、−６０℃以
下の破面遷移温度が達成され、−２０℃での延性破面率
が安定に１００％となる。これら三つの条件が揃わない
と、鋼板の破面遷移温度が−６０℃よりも高くなってし
まい、−２０℃で１００％の延性破面率を安定して確保
することが困難となる。について、Ｎｂが０．０１％
未満であったり、鋼片加熱温度が１０００℃未満である
と、γ中に固溶するＮｂが不足するためにγ再結晶温度
域とγ未再結晶温度域での圧延を通じてγ組織が十分に
微細化しない。について、Ａｒ3〜Ａｒ3＋１００℃で
の累積圧下量が２０％未満であると、γ未再結晶温度域
でのγの加工度が不足するためにγが十分に微細化しな
い。について、圧延前の鋼片厚みが圧延後の鋼板厚み
の１０倍未満であると、Ａｒ3＋１００℃以上の高温で
の加工量が不足してγが十分に微細化しない。
【００１４】（２） 次ぎに、延性破面率が１００％の
もとで破壊抵抗を高めなければならない。このために本
発明では、セパレーションの抑制に着眼して鋼成分と圧
延条件の両面から金属組織を制御することを考案した。
セパレーションとは破面に垂直で圧延面に平行なわれで
ある。セパレーションが発生すると吸収エネルギーが低
下することが広く知られている。本発明が対象とする１
５ｍｍ以下の薄手鋼板を非水冷圧延ままで製造する場
合、従来のように破面遷移温度を重視して強力な制御圧
延を施すと、多数のセパレーションが発生し、延性破面
率がたとえ１００％であっても２５０Ｊを超えるような
高い吸収エネルギーを安定に獲得することは困難であっ
た。セパレーションの発生原因として、例えば「鉄と
鋼、６８（１９８２）、４３５」に記載されているよう
に、圧延集合組織の関与が広く知られている。そして、
圧延集合組織の発達を抑制するためにＡｒ3以上で圧延
を終了することがセパレーション抑制に効果的であるこ
とが知られている。しかしながら、セパレーションの発
生に及ぼす鋼成分の影響に関して知見はなかった。
もとで破壊抵抗を高めなければならない。このために本
発明では、セパレーションの抑制に着眼して鋼成分と圧
延条件の両面から金属組織を制御することを考案した。
セパレーションとは破面に垂直で圧延面に平行なわれで
ある。セパレーションが発生すると吸収エネルギーが低
下することが広く知られている。本発明が対象とする１
５ｍｍ以下の薄手鋼板を非水冷圧延ままで製造する場
合、従来のように破面遷移温度を重視して強力な制御圧
延を施すと、多数のセパレーションが発生し、延性破面
率がたとえ１００％であっても２５０Ｊを超えるような
高い吸収エネルギーを安定に獲得することは困難であっ
た。セパレーションの発生原因として、例えば「鉄と
鋼、６８（１９８２）、４３５」に記載されているよう
に、圧延集合組織の関与が広く知られている。そして、
圧延集合組織の発達を抑制するためにＡｒ3以上で圧延
を終了することがセパレーション抑制に効果的であるこ
とが知られている。しかしながら、セパレーションの発
生に及ぼす鋼成分の影響に関して知見はなかった。
【００１５】そこで発明者らは、セパレーションに及ぼ
す鋼成分の影響を詳細に検討した結果、Ｃ量が非常に大
きな影響を及ぼす実験事実を発見した。図１はＣ量を変
化させた１２ｍｍ厚みＸ７０級鋼板におけるシャルピー
衝撃特性の遷移曲線を示す。これらの鋼板は全ての鋼の
Ａｒ3よりも高い同一の温度で圧延が終了され空冷され
た。
す鋼成分の影響を詳細に検討した結果、Ｃ量が非常に大
きな影響を及ぼす実験事実を発見した。図１はＣ量を変
化させた１２ｍｍ厚みＸ７０級鋼板におけるシャルピー
衝撃特性の遷移曲線を示す。これらの鋼板は全ての鋼の
Ａｒ3よりも高い同一の温度で圧延が終了され空冷され
た。
【００１６】これらの全ての鋼は−６０℃以下の破面遷
移温度を有しており、−２０℃での延性破面率は全ての
鋼板で１００％である。しかしながら、ｖＥ-20の値は
Ｃ量に依存して大きく異なる。Ｃ量が０．０５５％以下
では３００Ｊを超え、Ｃ量が０．０７４％以上では２５
０Ｊを下回る。このようにＣ量に依存してｖＥ-20が変
動する理由は、セパレーションの発生量がＣ量に依存す
るからである。
移温度を有しており、−２０℃での延性破面率は全ての
鋼板で１００％である。しかしながら、ｖＥ-20の値は
Ｃ量に依存して大きく異なる。Ｃ量が０．０５５％以下
では３００Ｊを超え、Ｃ量が０．０７４％以上では２５
０Ｊを下回る。このようにＣ量に依存してｖＥ-20が変
動する理由は、セパレーションの発生量がＣ量に依存す
るからである。
【００１７】−２０℃でのセパレーション発生量（Ｉ
ｓ：破面上に現れたセパレーション長さの総長）をみる
と、０．０５５％以下の低いＣ量ではセパレーションは
全く発生していない。一方、０．０７４％以上の高いＣ
量になるとセパレーションは発生する。−４０℃でみる
とＣ量の増加に伴ってセパレーション発生量が順次増加
する傾向が明らかである。つまり、延性破面率が１００
％のもとでセパレーションを抑制して高い吸収エネルギ
ーを獲得するためには、Ｃ量を低減することが極めて有
効であることがわかった。
ｓ：破面上に現れたセパレーション長さの総長）をみる
と、０．０５５％以下の低いＣ量ではセパレーションは
全く発生していない。一方、０．０７４％以上の高いＣ
量になるとセパレーションは発生する。−４０℃でみる
とＣ量の増加に伴ってセパレーション発生量が順次増加
する傾向が明らかである。つまり、延性破面率が１００
％のもとでセパレーションを抑制して高い吸収エネルギ
ーを獲得するためには、Ｃ量を低減することが極めて有
効であることがわかった。
【００１８】Ｃ量が少なくなると、圧延集合組織の発達
が抑制されてセパレーションが発生しにくくなるのであ
る。Ｃ量を低減することの第二の効果は、鋼板の中心偏
析部に沿って発生するセパレーションが抑制されること
である。このような形態のセパレーションは破面に対し
て垂直に深く生成するために、吸収エネルギーを大きく
損なう。Ｃ量が少なくなると連続鋳造鋼片における中心
偏析が軽減されるので、鋼板の中心偏析部に生成するバ
ンド組織の発達が抑制され、中心偏析起因の深いセパレ
ーションが発生しにくくなるのである。
が抑制されてセパレーションが発生しにくくなるのであ
る。Ｃ量を低減することの第二の効果は、鋼板の中心偏
析部に沿って発生するセパレーションが抑制されること
である。このような形態のセパレーションは破面に対し
て垂直に深く生成するために、吸収エネルギーを大きく
損なう。Ｃ量が少なくなると連続鋳造鋼片における中心
偏析が軽減されるので、鋼板の中心偏析部に生成するバ
ンド組織の発達が抑制され、中心偏析起因の深いセパレ
ーションが発生しにくくなるのである。
【００１９】このように、Ｃ量を低減することで、板厚
方向の表層から内部にわたる全域にわたってセパレーシ
ョンの発生を強力に抑制できることを突き止めた。この
全く新しい知見に基づき、本発明ではＣ量を０．０６％
以下に制御することが技術的な柱である。
方向の表層から内部にわたる全域にわたってセパレーシ
ョンの発生を強力に抑制できることを突き止めた。この
全く新しい知見に基づき、本発明ではＣ量を０．０６％
以下に制御することが技術的な柱である。
【００２０】さらに、圧延条件とセパレーションの関係
を検討した結果、従来知られているようにＡｒ3以上で
圧延を終了することで圧延集合組織の回避を試みても、
Ａｒ3〜Ａｒ3＋１００℃の累積圧下量が６０％以上にな
ると、γの圧延集合組織が変態組織に遺伝してセパレー
ションが発生しやくなることがわかった。従って、本発
明ではこの温度域での累積圧下量を６０％未満に抑えて
徹底的にセパレーションの発生を抑制する。
を検討した結果、従来知られているようにＡｒ3以上で
圧延を終了することで圧延集合組織の回避を試みても、
Ａｒ3〜Ａｒ3＋１００℃の累積圧下量が６０％以上にな
ると、γの圧延集合組織が変態組織に遺伝してセパレー
ションが発生しやくなることがわかった。従って、本発
明ではこの温度域での累積圧下量を６０％未満に抑えて
徹底的にセパレーションの発生を抑制する。
【００２１】次に各化学成分の限定理由について説明す
る。
る。
【００２２】Ｃは本発明で最も重要な元素である。強度
を確保するためには０．０３％以上のＣが必要である。
しかし、Ｃが多くなるとセパレーションが発生しやすく
なり吸収エネルギーが低下する。また、Ｃが多くなると
中心偏析が助長されて、これに起因する深いセパレーシ
ョンが発生して吸収エネルギーが低下する。さらに、Ｃ
が多くなるとセメンタイト粒子やパーライト相の体積率
が増加し、これらが延性破壊におけるボイド発生の芽と
なって破壊を促し、吸収エネルギーが低下する。以上か
ら、Ｃの上限を０．０６％としなければならない。
を確保するためには０．０３％以上のＣが必要である。
しかし、Ｃが多くなるとセパレーションが発生しやすく
なり吸収エネルギーが低下する。また、Ｃが多くなると
中心偏析が助長されて、これに起因する深いセパレーシ
ョンが発生して吸収エネルギーが低下する。さらに、Ｃ
が多くなるとセメンタイト粒子やパーライト相の体積率
が増加し、これらが延性破壊におけるボイド発生の芽と
なって破壊を促し、吸収エネルギーが低下する。以上か
ら、Ｃの上限を０．０６％としなければならない。
【００２３】Ｍｎは強度、靭性の確保に不可欠な元素で
あり、特に強度の観点から本発明の低いＣに代替して積
極的に添加する必要がある。Ｘ７０級の強度を低いＣの
もとで確保するために１．４％以上のＭｎを添加する必
要がある。Ｍｎが２．０％を超えると中心偏析が助長さ
れて、これに起因する深いセパレーションが発生して吸
収エネルギーが低下する。従って、Ｍｎの上限を２．０
％とする。
あり、特に強度の観点から本発明の低いＣに代替して積
極的に添加する必要がある。Ｘ７０級の強度を低いＣの
もとで確保するために１．４％以上のＭｎを添加する必
要がある。Ｍｎが２．０％を超えると中心偏析が助長さ
れて、これに起因する深いセパレーションが発生して吸
収エネルギーが低下する。従って、Ｍｎの上限を２．０
％とする。
【００２４】Ｍｏは本発明で非常に重要な元素である。
Ｍｏは圧延後の変態において焼入れ性を高め、針状フェ
ライトとベイナイトが混じった微細組織の生成を促す。
同時に、圧延方向に平行なバンド組織が形成されること
を食い止め、より等方的な組織の生成を促す。セメンタ
イト粒子の分散状態も微細化される。その結果、組織微
細化によって破面遷移温度が低下して強度が増加する。
さらに、セパレーションとボイドが発生しにくくなって
吸収エネルギーが向上する。これらの効果を享受するた
めには０．０５％以上のＭｏが必要である。Ｍｏが０．
５％を超えると焼入性が過剰となってＭＡ（Ｍａｒｔｅ
ｎｓｉｔｅ ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅ
ｎｔ）と呼ばれる硬化相が増えて吸収エネルギーが低下
する。従って、Ｍｏの上限を０．５％とする。
Ｍｏは圧延後の変態において焼入れ性を高め、針状フェ
ライトとベイナイトが混じった微細組織の生成を促す。
同時に、圧延方向に平行なバンド組織が形成されること
を食い止め、より等方的な組織の生成を促す。セメンタ
イト粒子の分散状態も微細化される。その結果、組織微
細化によって破面遷移温度が低下して強度が増加する。
さらに、セパレーションとボイドが発生しにくくなって
吸収エネルギーが向上する。これらの効果を享受するた
めには０．０５％以上のＭｏが必要である。Ｍｏが０．
５％を超えると焼入性が過剰となってＭＡ（Ｍａｒｔｅ
ｎｓｉｔｅ ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅ
ｎｔ）と呼ばれる硬化相が増えて吸収エネルギーが低下
する。従って、Ｍｏの上限を０．５％とする。
【００２５】Ｎｂは本発明で重要な元素である。Ｎｂは
圧延によるγ組織の微細化を促して変態組織を微細化す
る。その結果、破面遷移温度の低下と強度の増加をもた
らす。析出硬化によっても強度を増加させる。これらの
ためには０．０１％以上のＮｂが必要である。Ｎｂが
０．１％を超えると中心偏析が助長されて、これに起因
する深いセパレーションが発生して吸収エネルギーが低
下する。従って、Ｎｂの上限を０．１％とする。
圧延によるγ組織の微細化を促して変態組織を微細化す
る。その結果、破面遷移温度の低下と強度の増加をもた
らす。析出硬化によっても強度を増加させる。これらの
ためには０．０１％以上のＮｂが必要である。Ｎｂが
０．１％を超えると中心偏析が助長されて、これに起因
する深いセパレーションが発生して吸収エネルギーが低
下する。従って、Ｎｂの上限を０．１％とする。
【００２６】Ｐは本発明では好ましくない元素である。
Ｐは中心偏析を助長したり粒界偏析することで靭性の著
しい劣化を引き起こす。高い吸収エネルギーを得るため
には、Ｐを０．０１％以下にしなければならない。
Ｐは中心偏析を助長したり粒界偏析することで靭性の著
しい劣化を引き起こす。高い吸収エネルギーを得るため
には、Ｐを０．０１％以下にしなければならない。
【００２７】ＳとＯは本発明で好ましくない元素であ
る。これらは非金属介在物を形成してボイドの発生を促
し、吸収エネルギーを低下させる。Ｓは０．００３％以
下、Ｏは０．００５％以下にしなければならない。
る。これらは非金属介在物を形成してボイドの発生を促
し、吸収エネルギーを低下させる。Ｓは０．００３％以
下、Ｏは０．００５％以下にしなければならない。
【００２８】Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｉは脱酸元素として作用す
る。Ｏを０．００５％以下にするためには、これらの１
種以上を添加する必要がある。このために、Ｓｉは０．
０５％以上、Ａｌは０．００１％以上、Ｔｉは０．００
５％以上が必要である。これらの脱酸元素が多すぎると
酸化物が粗大化して破壊の起点として悪影響を及ぼすた
め、Ｓｉは０．５％、Ａｌは０．０５％、Ｔｉは０．０
５％を上限とする。
る。Ｏを０．００５％以下にするためには、これらの１
種以上を添加する必要がある。このために、Ｓｉは０．
０５％以上、Ａｌは０．００１％以上、Ｔｉは０．００
５％以上が必要である。これらの脱酸元素が多すぎると
酸化物が粗大化して破壊の起点として悪影響を及ぼすた
め、Ｓｉは０．５％、Ａｌは０．０５％、Ｔｉは０．０
５％を上限とする。
【００２９】Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｂは強度の増加に
有効である。これらの添加量が多すぎるとＨＡＺ靭性が
損なわれるので、Ｃｕは１％、Ｎｉは１％、Ｃｒは１
％、Ｖは０．１％、Ｂは０．００５％を上限とする。
有効である。これらの添加量が多すぎるとＨＡＺ靭性が
損なわれるので、Ｃｕは１％、Ｎｉは１％、Ｃｒは１
％、Ｖは０．１％、Ｂは０．００５％を上限とする。
【００３０】Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、ＺｒはＭｎに優先し
て硫化物を形成し、圧延で延伸化しにくい球状介在物を
つくる。その結果、セパレーションとボイドが発生しに
くくなって吸収エネルギーが向上する。これらの脱硫元
素が多すぎると硫化物が粗大化して破壊の起点として悪
影響を及ぼすため、Ｃａは０．００５％、Ｍｇは０．０
０５％、ＲＥＭは０．０１％、Ｚｒは０．０１％を上限
とする。
て硫化物を形成し、圧延で延伸化しにくい球状介在物を
つくる。その結果、セパレーションとボイドが発生しに
くくなって吸収エネルギーが向上する。これらの脱硫元
素が多すぎると硫化物が粗大化して破壊の起点として悪
影響を及ぼすため、Ｃａは０．００５％、Ｍｇは０．０
０５％、ＲＥＭは０．０１％、Ｚｒは０．０１％を上限
とする。
【００３１】以上のような低Ｃ−高Ｍｎ−Ｍｏ−Ｎｂ成
分を特徴とする鋼片を熱間圧延する際の条件を説明す
る。まず、鋼片の加熱温度を１０００℃以上にする。こ
の理由は、加熱温度が１０００℃未満であると、γ中に
固溶するＮｂが不足するため、圧延によるγ組織の微細
化が不十分となるうえ、Ｎｂの析出硬化も小さくなるか
らである。つまり、強度と破面遷移温度がともに劣化す
るからである。次ぎに、Ａｒ3〜Ａｒ3＋１００℃での累
積圧下量を２０％以上６０％未満とする。この理由は、
この温度域での累積圧下量が２０％未満のときには、圧
延によるγ組織の微細化が不十分となって破面遷移温度
が劣化するからである。また、この温度域での累積圧下
量が６０％以上のときには、圧延によるγの集合組織が
発達して変態組織に遺伝し、セパレーションが発生しや
すくなって吸収エネルギーが劣化するからである。次ぎ
に、Ａｒ3以上で圧延を終了する。この理由は、Ａｒ3未
満で圧延を終えると、加工フェライトの形成によって圧
延集合組織の発達が著しくなり、セパレーションが多量
に発生して吸収エネルギーが劇的に低下するからであ
る。次ぎに、圧延終了後は空冷する。この理由は、板厚
が１５ｍｍ以下のような非常に薄い鋼板に加速冷却を適
用すると、冷却が不均一になって鋼板形状が劣化し、こ
れを矯正するための余分な作業工程が発生して生産性が
著しく阻害されるからである。以上の熱間圧延におい
て、圧延前の鋼片厚みは圧延後の鋼板厚みの１０倍以上
である。この理由は、圧延前の鋼片厚みが圧延後の鋼板
厚みの１０倍未満であると、Ａｒ3＋１００℃以上での
加工量が不足してγが十分に微細化しないため、破面遷
移温度が劣化するためである。
分を特徴とする鋼片を熱間圧延する際の条件を説明す
る。まず、鋼片の加熱温度を１０００℃以上にする。こ
の理由は、加熱温度が１０００℃未満であると、γ中に
固溶するＮｂが不足するため、圧延によるγ組織の微細
化が不十分となるうえ、Ｎｂの析出硬化も小さくなるか
らである。つまり、強度と破面遷移温度がともに劣化す
るからである。次ぎに、Ａｒ3〜Ａｒ3＋１００℃での累
積圧下量を２０％以上６０％未満とする。この理由は、
この温度域での累積圧下量が２０％未満のときには、圧
延によるγ組織の微細化が不十分となって破面遷移温度
が劣化するからである。また、この温度域での累積圧下
量が６０％以上のときには、圧延によるγの集合組織が
発達して変態組織に遺伝し、セパレーションが発生しや
すくなって吸収エネルギーが劣化するからである。次ぎ
に、Ａｒ3以上で圧延を終了する。この理由は、Ａｒ3未
満で圧延を終えると、加工フェライトの形成によって圧
延集合組織の発達が著しくなり、セパレーションが多量
に発生して吸収エネルギーが劇的に低下するからであ
る。次ぎに、圧延終了後は空冷する。この理由は、板厚
が１５ｍｍ以下のような非常に薄い鋼板に加速冷却を適
用すると、冷却が不均一になって鋼板形状が劣化し、こ
れを矯正するための余分な作業工程が発生して生産性が
著しく阻害されるからである。以上の熱間圧延におい
て、圧延前の鋼片厚みは圧延後の鋼板厚みの１０倍以上
である。この理由は、圧延前の鋼片厚みが圧延後の鋼板
厚みの１０倍未満であると、Ａｒ3＋１００℃以上での
加工量が不足してγが十分に微細化しないため、破面遷
移温度が劣化するためである。
【００３２】
【実施例】表１に示す化学成分を有する連続鋳造鋼片を
素材として、表２に示す厚板製造条件で板厚１５ｍｍ以
下の鋼板を非水冷圧延ままで製造した。表３は鋼板の機
械的性質を示す。
素材として、表２に示す厚板製造条件で板厚１５ｍｍ以
下の鋼板を非水冷圧延ままで製造した。表３は鋼板の機
械的性質を示す。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】
【表３】
【００３６】鋼１〜８は本発明鋼であり、化学成分と製
造条件を特定の狭い範囲に最適化することで、Ｘ７０級
の強度と２５０Ｊ以上の高いｖＥ-20を同時に満足して
いる。非水冷圧延ままであるからこのときの生産性は高
い。一方、鋼９〜２４は従来鋼であり、化学成分あるい
は製造条件が最適な範囲から外れるために、上記の強度
あるいは吸収エネルギーを達成することができない。鋼
９はＣが少ないためにＹＳが不足している。鋼１０はＣ
が多いためにｖＥ-20が不足している。鋼１１はＭｎが
少ないためにＹＳが不足している。鋼１２はＭｎが多い
ためにｖＥ-20が不足している。鋼１３はＭｏが少ない
ためにｖＥ-20が不足している。鋼１４はＭｏが多いた
めにｖＥ-20が不足している。鋼１５はＮｂが少ないた
めにＹＳ、ＦＡＴＴ、ＳＡ-20、ｖＥ-20が劣化してい
る。鋼１６はＮｂが多いためにｖＥ -20が不足してい
る。鋼１７はＰが多いためにＦＡＴＴとＳＡ-20が劣化
してｖＥ -20も不足している。鋼１８はＳが多いために
ｖＥ-20が不足している。鋼１９は脱酸元素であるＳｉ
が少ないためにＯが多くなってしまい、ｖＥ-20が不足
している。鋼２０は圧延前の鋼片厚みが圧延後の鋼板厚
みに対して小さいためにＦＡＴＴとＳＡ-20が劣化して
ｖＥ-20が不足している。鋼２１は加熱温度が低いため
にＹＳ、ＦＡＴＴ、ＳＡ-20、ｖＥ-20が劣化している。
鋼２２はＡｒ3〜Ａｒ3＋１００℃での累積圧下量が少な
いためにＹＳ、ＦＡＴＴ、ＳＡ-20、ｖＥ-20が劣化して
いる。鋼２３はＡｒ3〜Ａｒ3＋１００℃での累積圧下量
が多いためにｖＥ -20が劣化している。鋼２４は圧延終
了温度がＡｒ3未満であるためにｖＥ-20が不足してい
る。
造条件を特定の狭い範囲に最適化することで、Ｘ７０級
の強度と２５０Ｊ以上の高いｖＥ-20を同時に満足して
いる。非水冷圧延ままであるからこのときの生産性は高
い。一方、鋼９〜２４は従来鋼であり、化学成分あるい
は製造条件が最適な範囲から外れるために、上記の強度
あるいは吸収エネルギーを達成することができない。鋼
９はＣが少ないためにＹＳが不足している。鋼１０はＣ
が多いためにｖＥ-20が不足している。鋼１１はＭｎが
少ないためにＹＳが不足している。鋼１２はＭｎが多い
ためにｖＥ-20が不足している。鋼１３はＭｏが少ない
ためにｖＥ-20が不足している。鋼１４はＭｏが多いた
めにｖＥ-20が不足している。鋼１５はＮｂが少ないた
めにＹＳ、ＦＡＴＴ、ＳＡ-20、ｖＥ-20が劣化してい
る。鋼１６はＮｂが多いためにｖＥ -20が不足してい
る。鋼１７はＰが多いためにＦＡＴＴとＳＡ-20が劣化
してｖＥ -20も不足している。鋼１８はＳが多いために
ｖＥ-20が不足している。鋼１９は脱酸元素であるＳｉ
が少ないためにＯが多くなってしまい、ｖＥ-20が不足
している。鋼２０は圧延前の鋼片厚みが圧延後の鋼板厚
みに対して小さいためにＦＡＴＴとＳＡ-20が劣化して
ｖＥ-20が不足している。鋼２１は加熱温度が低いため
にＹＳ、ＦＡＴＴ、ＳＡ-20、ｖＥ-20が劣化している。
鋼２２はＡｒ3〜Ａｒ3＋１００℃での累積圧下量が少な
いためにＹＳ、ＦＡＴＴ、ＳＡ-20、ｖＥ-20が劣化して
いる。鋼２３はＡｒ3〜Ａｒ3＋１００℃での累積圧下量
が多いためにｖＥ -20が劣化している。鋼２４は圧延終
了温度がＡｒ3未満であるためにｖＥ-20が不足してい
る。
【００３７】
【発明の効果】本発明により、板厚が１５ｍｍ以下で、
Ｘ７０級の強度を有し、２５０Ｊ以上のｖＥ-20を有す
る鋼板を高い生産性のもとで製造することが可能になっ
た。その結果、鋼板製造者は製造コストを低く抑え、製
造納期を短縮することが可能となった。本発明によって
製造された鋼板は、原油や天然ガス等の輸送用ラインパ
イプをはじめ、延性破壊特性が重視される各種の鋼構造
物に適用され、鋼構造物の安全性を高めることに貢献す
る。
Ｘ７０級の強度を有し、２５０Ｊ以上のｖＥ-20を有す
る鋼板を高い生産性のもとで製造することが可能になっ
た。その結果、鋼板製造者は製造コストを低く抑え、製
造納期を短縮することが可能となった。本発明によって
製造された鋼板は、原油や天然ガス等の輸送用ラインパ
イプをはじめ、延性破壊特性が重視される各種の鋼構造
物に適用され、鋼構造物の安全性を高めることに貢献す
る。
【図１】Ｃ量を変化させた１２ｍｍ厚みＸ７０級鋼板に
おけるシャルピー衝撃特性の遷移曲線を示す図である。
おけるシャルピー衝撃特性の遷移曲線を示す図である。
フロントページの続き
(72)発明者 寺田 好男
君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君
津製鐵所内
Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA08 AA11
AA14 AA16 AA19 AA22 AA23
AA26 AA27 AA29 AA31 AA35
AA36 AA39 AA40 BA01 CA02
CA03 CB02 CC03 CD05
Claims (3)
- 【請求項１】 質量％で Ｃ ：０．０３〜０．０６％、 Ｍｎ：１．４〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１％、 Ｐ ：≦０．０１％、 Ｓ ：≦０．００３％、 Ｏ ：≦０．００５％ を含有し、さらに Ｓｉ：０．０５〜０．５％、 Ａｌ：０．００１〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５％ の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物である化学成分の鋼片を、１０００℃以上に加
熱して熱間圧延を行うにあたって、圧延前の鋼片厚みを
圧延後の鋼板厚みの１０倍以上とし、Ａｒ3〜Ａｒ3＋１
００℃の温度範囲の中で累積圧下量が２０％以上６０％
未満となるように圧延を終了し、その後空冷することを
特徴とする、高い衝撃吸収エネルギーを有する板厚１５
ｍｍ以下のＸ７０級鋼板の非水冷型製造方法。 - 【請求項２】 質量％で Ｃｕ：≦１％、 Ｎｉ：≦１％、 Ｃｒ：≦１％、 Ｖ：≦０．１％、 Ｂ：≦０．００５％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする、請
求項１に記載の高い衝撃吸収エネルギーを有する板厚１
５ｍｍ以下のＸ７０級鋼板の非水冷型製造方法。 - 【請求項３】 質量％で Ｃａ：≦０．００５％、 Ｍｇ：≦０．００５％、 ＲＥＭ：≦０．０１％、 Ｚｒ：≦０．０１％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする、請
求項１または請求項２に記載の高い衝撃吸収エネルギー
を有する板厚１５ｍｍ以下のＸ７０級鋼板の非水冷型製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001255600A JP4660034B2 (ja) | 2001-08-27 | 2001-08-27 | 高い衝撃吸収エネルギーを有する板厚１５ｍｍ以下のＸ７０級鋼板の非水冷型製造方法。 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001255600A JP4660034B2 (ja) | 2001-08-27 | 2001-08-27 | 高い衝撃吸収エネルギーを有する板厚１５ｍｍ以下のＸ７０級鋼板の非水冷型製造方法。 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003064418A true JP2003064418A (ja) | 2003-03-05 |
| JP4660034B2 JP4660034B2 (ja) | 2011-03-30 |
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ID=19083542
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001255600A Expired - Fee Related JP4660034B2 (ja) | 2001-08-27 | 2001-08-27 | 高い衝撃吸収エネルギーを有する板厚１５ｍｍ以下のＸ７０級鋼板の非水冷型製造方法。 |
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|---|---|
| JP (1) | JP4660034B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2465345C1 (ru) * | 2011-08-31 | 2012-10-27 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Способ производства листов из низколегированной трубной стали класса прочности к60 |
| RU2479641C1 (ru) * | 2012-02-22 | 2013-04-20 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Способ производства холоднокатаной ленты из низкоуглеродистых марок стали |
| RU2479639C1 (ru) * | 2012-02-17 | 2013-04-20 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Способ производства листов из низколегированной трубной стали класса прочности к60 |
| WO2015147055A1 (ja) * | 2014-03-28 | 2015-10-01 | 株式会社神戸製鋼所 | 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板および高強度ラインパイプ用鋼管 |
| CN105886912A (zh) * | 2016-04-27 | 2016-08-24 | 武汉钢铁股份有限公司 | 一种低压缩比厚规格x70级输气管线钢及生产方法 |
| RU2799195C1 (ru) * | 2023-03-16 | 2023-07-04 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Способ производства горячекатаного травленого проката |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6123714A (ja) * | 1984-07-12 | 1986-02-01 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部における低温靭性の優れた鋼の製造法 |
| JPH05255744A (ja) * | 1992-03-11 | 1993-10-05 | Nippon Steel Corp | 低温靱性の優れた高張力鋼板の製造法 |
| JPH07268457A (ja) * | 1994-03-28 | 1995-10-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度高靱性ラインパイプ用厚鋼板の製造方法 |
| JP2001152248A (ja) * | 1999-11-24 | 2001-06-05 | Nippon Steel Corp | 低温靱性の優れた高張力鋼板および鋼管の製造方法 |
-
2001
- 2001-08-27 JP JP2001255600A patent/JP4660034B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2465345C1 (ru) * | 2011-08-31 | 2012-10-27 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Способ производства листов из низколегированной трубной стали класса прочности к60 |
| RU2479639C1 (ru) * | 2012-02-17 | 2013-04-20 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Способ производства листов из низколегированной трубной стали класса прочности к60 |
| RU2479641C1 (ru) * | 2012-02-22 | 2013-04-20 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Способ производства холоднокатаной ленты из низкоуглеродистых марок стали |
| WO2015147055A1 (ja) * | 2014-03-28 | 2015-10-01 | 株式会社神戸製鋼所 | 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板および高強度ラインパイプ用鋼管 |
| JP2015190042A (ja) * | 2014-03-28 | 2015-11-02 | 株式会社神戸製鋼所 | 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板および高強度ラインパイプ用鋼管 |
| CN106103778A (zh) * | 2014-03-28 | 2016-11-09 | 株式会社神户制钢所 | 低温韧性优异的高强度管线管用钢板及高强度管线管用钢管 |
| CN105886912A (zh) * | 2016-04-27 | 2016-08-24 | 武汉钢铁股份有限公司 | 一种低压缩比厚规格x70级输气管线钢及生产方法 |
| CN105886912B (zh) * | 2016-04-27 | 2017-12-29 | 武汉钢铁有限公司 | 一种低压缩比厚规格x70级输气管线钢及生产方法 |
| RU2799195C1 (ru) * | 2023-03-16 | 2023-07-04 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Способ производства горячекатаного травленого проката |
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