JP2003293039A - 粗大結晶粒の含有を抑制し、低温靱性に優れた高強度鋼板および鋼管の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 γ再結晶域圧延の再結晶をより促進させるこ
とにより結晶粒の細粒化をおこない、シェルフエネルギ
ーで２００Ｊ以上の低温靱性が得られる、低温靱性に優
れた引張強度が９００ＭＰａ以上の超高強度鋼板及び鋼
管の製造方法を提供する。 【解決手段】 所定成分を含有し、鋳造組織がベイナイ
ト及びマルテンサイト主体の連続鋳造鋳片を再加熱後、
再結晶域圧延における圧延温度が９００℃以上、かつ各
圧延1パス当たりの平均圧下率が５％以上、および／ま
たは、各圧延パス時間が３秒以上で熱間圧延を行う引張
り強度が９００ＭＰａ以上の低温靱性に優れた超高強度
鋼板の製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、引張り強度（Ｔ
Ｓ）が９００ＭＰａ以上の低温靱性に優れた超高強度熱
間圧延鋼板及び鋼管の製造方法に関するものである。こ
のような超高強度熱間圧延鋼は、さらに、加工、溶接さ
れて、天然ガス・原油輸送用のラインパイプ、圧力容
器、溶接構造物などの溶接性鋼材として広く用いられ
る。

【０００２】

【従来の技術】近年、ラインパイプ用鋼板、揚水用鋼板
(例えばペンストック)または圧力容器用鋼板では、高強
度化および高低温靱性化の需要が増えてきている。ライ
ンパイプ用鋼板では、例えば、引張強度が９５０ＭＰａ
（ＡＰＩ規格でＸ１００）以上の超高強度鋼板の製造に
関して、既に多くの研究が行われている（ＰＣＴ／ＪＰ
９６／００１５５、００１５７）。このようなラインパ
イプ用鋼板などとして使用する超高強度鋼板では、高い
強度のみならず良好な低温靱性が要求されることが多
く、例えば、ラインパイプ用鋼板では、シェルフエネル
ギーで２００Ｊ以上の低温靱性が求められている。

【０００３】一般に、引張強度が９００ＭＰａ以上の超
高強度レベルの鋼では、鋼成分としてＭｎ、Ｎｉ、Ｃｕ
等の焼き入れ性が高い合金元素量を比較的多く添加する
必要があるため、このような鋼を連続鋳造などで製造す
る場合には、その鋳造組織中のフェライト生成が抑制さ
れ、鋳片の鋳造組織としてベイナイト及びマルテンサイ
トの混合組織が９０％以上含有し、それらの結晶粒径が
旧オーステナイト粒径で１ｍｍ以上の粗大なベイナイト
及びマルテンサイト単相（ここでのべイナイト組織とマ
ルテンサイト組織は、何れもラス構造の組織であり、光
学顕微鏡では区別が困難な組織であるため「単相」とい
う表現を用いた。以下、同様である。）または主体組織
となる。このような鋳造組織を有する鋳片を用いて熱間
圧延を行うための再加熱を行う場合には、ベイナイトお
よびマルテンサイト組織がオーステナイトに変態した後
も、その結晶粒径は、鋳造組織の結晶粒径（旧オーステ
ナイト粒径）とほぼ同じ程度に粗大となり、その後、通
常の熱間圧延をおこなっても再結晶が十分促進されず、
鋼板にも粗大な結晶粒が残存しやすかった。鋼板中の一
部に粗大結晶粒が存在する場合には、それが破壊の発生
点となり上部シェルフ域でもシャルピーエネルギーが低
下するため、これが引張り強度が９００ＭＰａ以上の超
高強度熱間圧延鋼の低温靱性を低下させる原因となって
いる。

【０００４】熱間圧延での再加熱時の鋳片結晶粒の粗大
化を抑制することにより引張り強度が９００ＭＰａ以上
の超高強度鋼板の低温靱性を向上させる方法としては、
例えば、特開平１１−１４０５８０号公報には、連続鋳
造時の冷却速度を制御して、鋳造組織に粒内変態フェラ
イトを１０％以上含有させた鋳片を製造し、この鋳片を
用いて熱間圧延するための再加熱におけるオーステナイ
ト変態によりフェライトの界面からオーステナイトが多
く生成させ、結晶粒を整粒、微細化する方法が開示され
ている。しかしながら、この方法では、鋳造組織中に粒
内フェライトを１０％以上生成させるためにＡｌ含有量
を０．００４％未満に低減させると共に、連続鋳造時の
冷却速度を制御させる必要があるために、精錬および鋳
造の時間が長くなり、コストが高くなる等の生産性およ
び経済性の点で不利な面があった。

【０００５】一方、熱間圧延工程におけるオーステナイ
ト再結晶を用いて引張り強度が９００ＭＰａ以上の超高
強度鋼板の低温靱性を向上させる方法としては、例え
ば、特表２００１−５１１４８２号公報では、熱間圧延
のオーステナイト再結晶温度域での圧下率およびオース
テナイト未再結晶温度域での圧下率を規定することによ
り鋼板の低温靱性を向上させる方法が知られているが、
オーステナイト再結晶粒域の圧延パス間時間や１パス当
たりの圧下率などの再結晶条件は考慮させていないた
め、ベイナイト・マルテンサイト主体の超高強度鋳片を
用いて加熱−熱間圧延する際にシェルフエネルギーで２
００Ｊ以上の低温靱性の優れた鋼板を安定して製造する
ことは困難であった。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、再加熱時に
オーステナイト結晶粒の粗大化が発生しやすいベイナイ
ト及びマルテンサイト単相または主体組織の超高強度連
続鋳片を用いて熱間圧延する際の圧延条件、特にγ再結
晶域圧延の各圧延1パス当たりの平均圧下率および各圧
延パス時間を規定してオーステナイト再結晶をより促進
させることにより結晶粒の細粒化をおこない、シェルフ
エネルギーで２００Ｊ以上の低温靱性が得られる、低温
靱性に優れた引張強度が９００ＭＰａ以上の超高強度鋼
板及び鋼管の製造方法を提供するものである。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明は、上記の技術的
課題を解決するものであり、その発明の要旨とするとこ
ろは、以下のとおりである。 （１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：
０．０１〜０．６％、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ｐ：
０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｎｉ：０．
１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．６０％、Ｎｂ：
０．００１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０３
０％、Ａｌ：０．００１〜０．０４０％、Ｎ：０．００
０１〜０．００６％を含み、さらに、Ｂ：０．０００１
〜０．００３％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｃｕ：
０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．６％、Ｃ
ａ：０．０００１〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００１
〜０．０２％およびＭｇ：０．０００１〜０．００６％
のうちの１種または２種以上を含有し、残部が鉄および
不可避的不純物からなり、かつ鋳造組織にベイナイト及
びマルテンサイトを９０％以上含有する連続鋳造鋳片を
再加熱後、再結晶域圧延における圧延温度が９００℃以
上、かつ各圧延1パス当たりの平均圧下率が５％以上で
熱間圧延を行うことを特徴とする引張り強度が９００Ｍ
Ｐａ以上の低温靱性に優れた超高強度鋼板の製造方法。 （２）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：
０．０１〜０．６％、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ｐ：
０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｎｉ：０．
１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．６０％、Ｎｂ：
０．００１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０３
０％、Ａｌ：０．００１〜０．０４０％、Ｎ：０．００
０１〜０．００６％を含み、さらに、Ｂ：０．０００１
〜０．００３％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｃｕ：
０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．６％、Ｃ
ａ：０．０００１〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００１
〜０．０２％およびＭｇ：０．０００１〜０．００６％
のうちの１種または２種以上を含有し、残部が鉄および
不可避的不純物からなり、かつ鋳造組織にベイナイト及
びマルテンサイトを９０％以上含有する連続鋳造鋳片を
再加熱後、再結晶域圧延における圧延温度が９００℃以
上、かつ各圧延パス時間が３秒以上で熱間圧延を行うこ
とを特徴とする引張り強度が９００ＭＰａ以上の低温靱
性に優れた超高強度鋼板の製造方法。 （３）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：
０．０１〜０．６％、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ｐ：
０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｎｉ：０．
１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．６０％、Ｎｂ：
０．００１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０３
０％、Ａｌ：０．００１〜０．０４０％、Ｎ：０．００
０１〜０．００６％を含み、さらに、Ｂ：０．０００１
〜０．００３％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｃｕ：
０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．６％、Ｃ
ａ：０．０００１〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００１
〜０．０２％およびＭｇ：０．０００１〜０．００６％
のうちの１種または２種以上を含有し、残部が鉄および
不可避的不純物からなり、かつ鋳造組織にベイナイト及
びマルテンサイトを９０％以上含有する連続鋳造鋳片を
再加熱後、再結晶域圧延における圧延温度が９００℃以
上、各圧延1パス当たりの平均圧下率が５％以上、かつ
各圧延パス時間が３秒以上で熱間圧延を行うことを特徴
とする引張り強度が９００ＭＰａ以上の低温靱性に優れ
た超高強度鋼板の製造方法。 （４）前記連続鋳造鋳片の再加熱において、該鋳片を加
熱炉へ挿入する際の温度が４００℃以下であることを特
徴とする上記（１）から（３）の何れか１項に記載の引
張り強度が９００ＭＰａ以上の低温靱性に優れた超高強
度鋼板の製造方法。 （５）前記連続鋳造鋳片の再加熱において、該鋳片の加
熱温度が１１００〜１２５０℃であることを特徴とする
上記（１）から（４）の何れか１項に記載の引張り強度
が９００ＭＰａ以上の低温靱性に優れた超高強度鋼板の
製造方法。 （６）さらに、未再結晶域圧延における圧延温度がＡｒ
₃またはＢs〜８５０℃、かつ、累積圧下率が６０％以上
であることを特徴とする上記（１）から（５）の何れか
１項に記載の引張り強度が９００ＭＰａ以上の低温靱性
に優れた超高強度鋼板の製造方法。 （７）上記（１）から（６）の何れか１項に記載の鋼板
の製造方法により製造した鋼板を管状に冷間成形後、突
き合わせ部にシーム溶接を行うことを特徴とする引張り
強度が９００ＭＰａ以上の低温靱性に優れた超高強度鋼
管の製造方法。

【０００８】

【発明の実施の形態】以下、本発明の内容について詳細
に説明する。

【０００９】通常、引張強度が８００ＭＰａ以下で合金
元素の含有量が比較的少ない連続鋳造鋳片の鋳造組織
は、フェライトとベイナイトあるいはフェライトとパー
ライトの混合組織である。この鋳片を熱間圧延のために
再加熱した場合には、主にフェライト粒界から新たなオ
ーステナイトが多く生成し、加熱温度がＡｃ₃点直上の
９５０℃付近では平均結晶粒径が２０μｍ程度の整粒オ
ーステナイトになる。そして、その後、熱間圧延により
鋼板を製造する場合には、再結晶によって、さらに細粒
化されて平均オーステナイト粒径が５μｍ程度のほぼ均
一な整粒組織になる。

【００１０】これに対して、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ等の合金
元素量の含有量が比較的多い引張強度が９００ＭＰａ以
上の超高強度鋼用連続鋳造鋳片のミクロ組織は、ベイナ
イト及びマルテンサイトの混合組織が９０％以上でその
結晶粒径が旧オーステナイト粒径で１ｍｍ以上の粗大な
ベイナイトおよびマルテンサイト単相または主体組織で
ある。

【００１１】この鋳片をそのまま熱間圧延のために再加
熱した場合には、オーステナイトは旧オーステナイト粒
界からも一部生成するが、結晶粒（旧オーステナイト
粒）内に多く存在する残留オーステナイトが容易に合体
・成長することにより、結果的に再加熱温度が９００〜
１０００℃では、鋳片の結晶粒（旧オーステナイト粒）
径とほぼ同じ１ｍｍ以上の粗大なオーステナイト粒にな
ることがある。これを異常フェライト・オーステナイト
変態と呼ぶ。

【００１２】再加熱時にこのような粗大なオーステナイ
ト粒が鋼中に生成すると、その後の熱間圧延で再結晶し
にくくなり、最終成品の組織中に粒径が５０〜１００μ
ｍの粗大な結晶粒が残存し、これが低温靱性を低下させ
る原因となる。

【００１３】本発明者らは、再加熱時に異常フェライト
・オーステナイト変態によって結晶粒の粗大化が発生し
やすいベイナイト及びマルテンサイト単相または主体組
織の連続鋳造鋳片を用いて、再加熱、熱間圧延した場合
でも、熱間圧延におけるオーステナイト再結晶の促進に
より結晶粒を細粒化し低温靱性を向上できる鋼板の製造
方法について鋭意検討した。

【００１４】更に、発明者らは、オーステナイト再結晶
の促進のための熱間圧延条件について、種々の実験をお
こなって検討した結果、圧延条件の中で、特に所定温度
のオーステナイト再結晶域圧延における各圧延パスの平
均圧下率または各圧延パス間時間がオーステナイト再結
晶の促進のために重要であることがわかった。

【００１５】図１に圧延温度が９００℃のオーステナイ
ト再結晶粒域圧延における１パス当たりの平均圧下率お
よび圧延パス間時間と、粒径が１０μｍ以上の粗大オー
ステナイト結晶粒の分率との関係を示す。

【００１６】オーステナイト再結晶粒域圧延における1
パス当たりの平均圧下率が５％以上、または、オーステ
ナイト再結晶粒域圧延における圧延パス間時間が３秒以
上の何れかの条件で、鋼板組織中で破壊の発生点となる
粒径：１０μｍ以上の粗大オーステナイト結晶粒の割合
が２０％以下と少なくなり、再加熱時に異常フェライト
・オーステナイト変態によって粗大化された結晶粒を熱
間圧延のオーステナイト再結晶により微細化することが
できる。また、オーステナイト再結晶粒域圧延における
圧延1パス当たりの平均圧下率が５％以上、かつオース
テナイト再結晶粒域圧延における圧延パス間時間が３秒
以上の条件では、粒径：１０μｍ以上の粗大オーステナ
イト結晶粒の割合が１０％以下とさらに少なくなり、熱
間圧延のオーステナイト再結晶の更なる促進により結晶
粒の微細化ができることがわかった。図２に粒径：１０
μｍ以上の粗大オーステナイト結晶粒の分率と−４０℃
でのシャルピー吸収エネルギーとの関係を示す。−４０
℃でのシャルピー吸収エネルギーが２００Ｊ以上の優れ
た低温靱性を安定して得るためには、鋼板組織中で破壊
の発生点となる粒径：１０μｍ以上の粗大オーステナイ
ト結晶粒の割合が２０％未満とする必要がある。

【００１７】従って、本発明では、上述した検討結果を
基に、再加熱時に異常フェライト・オーステナイト変態
によって粗大化された結晶粒を熱間圧延のオーステナイ
ト再結晶を行うことにより微細化し、鋼板組織中で破壊
の発生点となる粒径：１０μｍ以上の粗大オーステナイ
ト結晶粒の残存量を減少させることによって、−４０℃
でのシャルピー吸収エネルギーが２００Ｊ以上の優れた
低温靱性を安定して得るために、オーステナイト再結晶
粒域圧延における1パス当たりの平均圧下率を５％以
上、または、オーステナイト再結晶粒域圧延における圧
延パス間時間が３秒以上の何れかの条件で行う。また、
本発明では、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが
２３０Ｊ以上のより優れた低温靱性を安定して得るため
にはオーステナイト再結晶粒域圧延における1パス当た
りの平均圧下率を５％以上、かつ、オーステナイト再結
晶粒域圧延における圧延パス間時間が３秒以上とする。

【００１８】また、本発明では、上記再結晶域圧延の圧
延温度が９００℃未満になると、オーステナイトの十分
な再結晶化が図れず、圧延1パス当たりの平均圧下率お
よび圧延パス間時間を不当増大しなければ、−４０℃で
のシャルピー吸収エネルギーが２００Ｊ以上の十分高い
低温靱性を得ることができず、設備・操業制約および生
産性低下の原因となるため、上記再結晶域圧延の圧延温
度を９００℃以上とする。

【００１９】本発明では、鋼板の低温靱性を向上させる
ための製造条件として、特に、上記のように再結晶域圧
延における圧延温度、各圧延1パス当たりの平均圧下
率、および、各圧延パス時間を上記範囲に規定すること
が重要であるが、さらに、鋼板組織を整粒化し組織中の
粗大結晶粒の残留を抑制してさらに安定して低温靱性を
向上するために、以下のように加熱炉への鋳片の挿入温
度、加熱温度、未再結晶域圧延における圧延温度を規定
する。

【００２０】まず、鋳片の再加熱条件について説明す
る。

【００２１】本発明では、圧延素材として、連続鋳造に
よって製造される連続鋳造鋳片を対象とするが、この鋳
片を加熱炉で再加熱する場合、この鋳片を加熱炉へ挿入
する際の温度、つまり、鋳片の加熱炉挿入温度によっ
て、再加熱時のオーステナイト変態挙動が変化する。

【００２２】鋳片の加熱炉挿入温度が４００℃を越えた
状態での鋳造組織はまだベイナイトまたはマルテンサイ
ト変態が十分に進んでなく、旧オーステナイト粒界内に
同一結晶方位の残留オーステナイトが多く存在してい
る。同一結晶方位の残留オーステナイトは、Ａｃ₃直上
の温度で容易に合体・成長しやすい性質を有するため、
再加熱過程では粒界内に多く存在する残留オーステナイ
トが合体・成長する結果、旧オーステナイトの粒径とほ
ぼ同等程度まで粗大化したオーステナイトとなりやすい
（これを異常フェライト・オーステナイト変態と呼
ぶ）。したがって、本発明では、再加熱過程での異常フ
ェライト・オーステナイト変態による粗大オーステナイ
トの生成を抑制するために鋳片の加熱炉挿入温度を４０
０℃以下とし、鋳片を加熱炉に挿入するまでに鋳片を冷
却してその鋳造組織を残留オーステナイトが少なくベイ
ナイト及びマルテンサイトが９０％以上含有するベイナ
イト・マルテンサイト主体組織とする。

【００２３】また、再加熱時の加熱温度は、Ａｃ₃直上
よりも高い１１００℃以上とすることにより、再加熱時
での異常フェライト・オーステナイト変態によって生じ
た粗大オーステナイトの生成が抑制され、オーステナイ
ト結晶粒がほぼ整粒化することができる。これは、再加
熱過程で鋳造組織中のマルテンサイトがＡｃ₁点以下の
温度でセメンタイトに分解され、旧オーステナイト粒界
内のラス界面に多くの塊状セメンタイトを形成し、さら
に、Ａｃ₃点以下の高温においてこの塊状セメンタイト
からオーステナイトが核生成する。粒界内の塊状セメン
タイトから生成したオーステナイトは、残留オーステナ
イトよりもＣ含有量が高く、かつ結晶方位と異なるた
め、残留オーステナイトに吸収合体されず、単独で成長
しようとする。さらに、２次再結晶の作用も加わってオ
ーステナイトが整粒化されると考えられる。このオース
テナイトの整粒化は、加熱温度がある程度高くなるほど
その効果も大きくなるが、加熱温度が１２５０℃を越え
ると、オストワルド成長によるオーステナイトの吸収合
体、粒成長が急激に起きてオーステナイトは粗大化され
る。

【００２４】従って、本発明では、２次再結晶の作用に
よりオーステナイトが整粒化を促進し、かつ、オストワ
ルド成長によるオーステナイトの粗大化を抑制させるた
めに、再加熱時の加熱温度を１１００〜１２５０℃に規
定する。

【００２５】次に、未再結晶域圧延の条件について説明
する。

【００２６】本発明の未再結晶圧延条件は、旧オーステ
ナイト粒界以外に変形帯も多く導入し結晶粒径をさらに
微細化するために、圧下温度を８５０℃以下とし、か
つ、累積圧下率を６０％以上とする。なお、未再結晶域
圧延の圧延温度が、Ａｒ₃点またはＢｓ点未満と過度に
低い温度で累積圧下率を６０％以上の高圧下圧延をした
場合には、加工組織が生成し低温靱性を劣化させるた
め、未再結晶域圧延の圧延温度の下限値をＡｒ₃点また
はＢｓ点温度とする。

【００２７】本発明において引張強度：９００ＭＰａ以
上、低温靱性：シェルフエネルギーで２００Ｊ以上など
の目的とする特性を得るためには、上述した製造条件と
ともに熱間圧延に用いる鋳片の成分を規定する必要があ
る。

【００２８】上述のように、再加熱過程において粒界内
の塊状セメンタイトから核生成したオーステナイトを２
次再結晶によって粒成長を促進させ、異常フェライト・
オーステナイト変態を抑制させるためには、加熱温度を
より高くする必要があるが、温度が高くなるに伴いオス
トワルド成長によるオーステナイトの吸収合体、粒成長
が起きるため、加熱温度の高温化は好ましくない。本発
明では、２次再結晶によるオーステナイトの整粒化をよ
り低温域の加熱温度で行わせるためには、炭化物あるい
は窒下物等の介材物を減少させ、それによるピニング作
用を抑制させることが有効であるとの知見に基づき、炭
化物あるいは窒下物を形成するＮｂ、Ｖ、Ｔｉ等の元素
をできる限り低減することを特徴とする。

【００２９】以下に本発明の鋼板成分の限定理由を説明
する。

【００３０】Ｃは、鋼中で固溶または炭窒化物の析出に
より鋼の強度向上および焼き入れ性を向上させるために
極めて有効であり、本発明のベイナイトおよびマルテン
サイト主体組織および目標強度を得るために、その含有
量の下限を０．０３％とした。一方、C含有量が多すぎ
ると、鋼材および溶接ＨＡＺ部の低温靱性が低下した
り、溶接後の低温割れの発生などの現地溶接性が著しく
劣化するため、その含有量の上限を０．１０％とした。
更に低温靱性向上のためには、Ｃ含有量の上限を０．０
７％とするのが好ましい。

【００３１】Ｓｉは、脱酸や強度向上の作用効果を有
し、その効果を得るために０．０１％以上添加する。一
方、多く添加し過ぎると、溶接ＨＡＺ靱性や現地溶接性
を著しく劣化させるので、その含有量の上限を０．６％
とした。なお、本発明鋼におけるＡｌおよびＴｉもＳｉ
と同様に脱酸作用を有するため、Ｓｉ含有量は、Ａｌお
よびＴｉの含有量により調整するのが好ましい。

【００３２】Ｍｎは、本発明鋼のミクロ組織をベイナイ
トおよびマルテンサイト主体の組織とし、強度および低
温靱性の良好なバランスを確保するために不可欠な元素
であり、その含有量の下限を１．７％とする。一方、Ｍ
ｎを多く添加し過ぎると、焼き入れ性が増加して溶接Ｈ
ＡＺ靱性や現地溶接性を劣化させるだけでなく、連続鋳
造鋼片中の中心偏析を助長して鋼材の低温靱性を劣化さ
せるためその含有量の上限を２．５％とした。

【００３３】Ｐ、Ｓは、不可避的不純物元素であり、Ｐ
は連続鋳造鋼片の中心偏析を助長するとともに、粒界破
壊により低温靱性を向上させ、Ｓは熱間圧延で延伸化す
る鋼中のＭｎＳにより延性および靱性を低下させる。従
って、本発明では、母材およびＨＡＺの低温靱性をより
一層向上させるために、Ｐ、Ｓのそれぞれの含有量の上
限を０．０１５％、０．００３％として制限する。

【００３４】Ｎｉは、低温靱性や現地溶接性を劣化させ
ることなく本発明の低炭素鋼の特性を向上させるために
添加する。つまり、Ｎｉは、ＭｎやＣｒ、Ｍｏと比較し
て熱間圧延の組織(特に連続鋳造鋼片の中心偏析帯)中に
低温靱性に有害な硬化組織の形成を比較的少なくできる
とともに、０．１％以上の微量添加により溶接ＨＡＺ靱
性の向上に有効であるため、Ｎｉ含有量の下限を０．１
％とした。さらに、溶接ＨＡＺ靱性の向上のためには、
Ｎｉ含有量の下限を０．３％以上とするのが好ましい。
一方、Ｎｉ含有量が多すぎると、Ｎｉが高価であること
による経済性の悪化だけでなく、溶接ＨＡＺ靱性や現地
溶接性を劣化させるため、その含有量の上限を２．０％
とした。

【００３５】なお、Ｎｉの添加は、連続鋳造および熱間
圧延におけるＣｕ起因の表面割れの防止にも有効であ
る。この目的に添加する場合は、Ｎｉ含有量をＣｕ含有
量の１／３以上添加するのが好ましい。

【００３６】Ｍｏは、鋼の焼き入れ性を向上させ、目的
とするベイナイトおよびマルテンサイト主体の組織を得
るために添加する。特に、Ｂ添加鋼の場合には、Ｍｏ添
加による焼き入れ性向上の効果は顕著となる。また、Ｍ
ｏがＮｂと共存することにより、制御圧延時にオーステ
ナイトの再結晶化を抑制し、オーステナイト組織を微細
化する効果がある。これらのＭｏ添加による効果を得る
ために、その含有量の下限を０．０１％とした。一方、
その含有量が０．６０％を超えて過剰に添加すると、製
造コストが高くなるとともに、溶接ＨＡＺ靱性や現地溶
接性が劣化するためにその含有量の上限を０．６０％と
した。

【００３７】Ｎｂは、Ｍｏと共存して制御圧延時にオー
ステナイトの再結晶化を抑制するとともに、炭窒化物の
析出によりオーステナイト組織を微細化し、また、焼入
れ性向上にも寄与するため、鋼を強靱化するために添加
する。特に、Ｎｂ添加による焼入れ性向上効果は、Ｂと
共存する場合に相乗的に高まる。これらのＮｉ添加によ
る効果は、その含有量が０．００１％未満では得られな
いため、その含有量の下限を０．００１％とした。一
方、その添加量が多過ぎると、溶接ＨＡＺ靱性や現地溶
接性が劣化するとともに再加熱時に異常フェライト・オ
ーステナイト変態を高温域側まで引きずるためにその含
有量の上限を０．１０％とした。なお、これらの効果向
上の点からその含有量の上限を０．０４％とするのが好
ましい。

【００３８】Ｔｉは、鋼中で微細な窒化物を形成し、再
加熱時にオーステナイトの粗大化を抑制するとともに、
Ｂ添加鋼の場合の焼入れ性向上に対して有害な固溶Ｎを
低減し焼入れ性をより向上させる。また、Ａｌ含有量が
０．００５％以下と少ない場合には、Ｔｉは鋼中で酸化
物を形成し、溶接ＨＡＺにおいて粒内変態生成核として
作用し、溶接ＨＡＺの組織を微細化する効果も有する。
これらのＴｉ添加による効果は、その含有量が０．００
１％未満では得られないため、Ｔｉ含有量の下限を０．
００１％とした。なお、窒化物の形成および固溶Ｎの固
定による効果を安定して得るためには、Ｔｉ含有量の下
限を、Ｎ含有量との関係から３．４Ｎとすることが好ま
しい。一方、Ｔｉの添加が多過ぎると、窒化物の粗大化
や炭化物の析出硬化により、低温靱性が劣化するのに加
えて、再加熱時に異常フェライト・オーステナイト変態
を高温域側まで引きずるためにその含有量の上限を０．
０３０％とした。

【００３９】Ａｌは、脱酸材として添加するとともに、
組織の微細化の作用も有するため、その効果を得るため
に、Ａｌ含有量の下限を０．００１％とする。一方、Ａ
ｌ含有量が０．０４０％を越えると、酸化Ａｌ系の非金
属介在物が増加して鋼の清浄度を害し鋼材および溶接Ｈ
ＡＺ靱性を劣化するため、その含有量の上限を０．０６
％とした。なお、本発明鋼におけるＳｉおよびＴｉもＡ
ｌと同様に脱酸作用を有するため、Ａｌ含有量は、Ｓｉ
およびＴｉの含有量により調整するのが好ましい。

【００４０】Ｎは、本発明鋼においてＴｉＮの窒化物を
形成し、再加熱時の鋼材または溶接ＨＡＺにおいて粒内
変態核となりオーステナイトの粗大化を抑制し低温靱性
を向上する作用があるため、この作用効果を得るために
その含有量の下限を０．０００１％とした。一方、鋼中
に多く添加し過ぎると、鋼片の表面疵の発生や固溶Ｎに
よる溶接ＨＡＺ靱性の劣化させ、Ｂ添加鋼の場合にはＢ
の焼入れ性向上効果を阻害するため、その含有量の上限
を０．００６％とした。

【００４１】本発明鋼は、以上説明した成分を基本成分
として含有するが、本発明鋼の優れた特徴を損なうこと
なく、さらに、強度および靱性の一層の向上や製造可能
な鋼材サイズの拡大を図るために、Ｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｃ
ｒ、Ｃａ、ＲＥＭおよびＭｇのうちの１種または２種以
上を以下の含有量で添加する。

【００４２】Ｂは、極微量の添加により鋼の焼入れ性を
飛躍的に高めるため、本発明鋼の目的とするベイナイト
およびマルテンサイト主体の組織を得るために、有効な
元素である。また、Ｂは、本発明鋼のＭｏの焼入れ性の
向上効果を顕著にすると共に、Ｎｂとの共存によって相
乗的に焼入れ性の向上効果を促進する。これらの効果は
その含有量が０．０００１％未満では得られないため、
Ｂ含有量の下限を０．０００１％とした。一方、Ｂを過
剰に添加すると、Ｆｅ₂₃（Ｃ，Ｂ）₆等の脆性粒子の形
成を促進し、低温靱性を劣化させるだけでなく、かえっ
てＢの焼入れ性向上効果を消失せしめることもあるの
で、その含有量の上限を０．００３０％とした。

【００４３】Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の作用を有し、その
効果はＮｂと比較して弱いが、本発明鋼におけるＮｂと
の共存により、鋼の強靱化効果をさらに顕著なものとす
る。その効果は、Ｖ含有量が０．００１％未満では得ら
れないため、その含有量の上限を０．００１％とした。
一方、その添加量が多過ぎると、溶接ＨＡＺ靱性や現地
溶接性が劣化するとともに再加熱時に異常フェライト・
オーステナイト変態を高温域側まで引きずるためにその
含有量の上限を０．１０％とした。これらＶ添加による
効果を安定して得るためには、その含有量を０．０３〜
０．０８％にするのが好ましい。

【００４４】ＣｕおよびＣｒは、母材および溶接ＨＡＺ
の強度を向上させる効果を得るために、それぞれ０．０
１％以上含有させる。一方、その含有量が多すぎると、
溶接ＨＡＺ靱性や現地溶接性を著しく劣化させるため、
ＣｕおよびＣｒの含有量のそれぞれの上限を１．０％、
０．６％とした。

【００４５】ＣａおよびＲＥＭは、鋼中の硫化物（Ｍｎ
Ｓ）の形態を制御し、鋼の低温靱性（シャルピー試験の
吸収エネルギー等）を向上させる作用を有し、その作用
効果を得るためにＣａおよびＲＥＭの含有量の下限を
０．０００１％とした。一方、Ｃａ量が０．００６％、
ＲＥＭが０．０２％を越えて添加するとＣａＯ−ＣａＳ
またはＲＥＭ−ＣａＳが大量に生成して大型クラスタ
ー、大型介在物となり、鋼の清浄度を害し、現地溶接性
を劣化させるため、ＣａおよびＲＥＭのそれぞれの含有
量の上限を０．００６％、０．０２％とした。なお、超
高強度ラインパイプとする場合には、鋼中のＳ、Ｏ含有
量をそれぞれ０．００１％、０．００２％以下にさらに
制限し、かつ、硫化系混在物の形状制御に関するインデ
ックスであるＥＳＳＰ（関係式：ＥＳＳＰ＝（Ｃａ）
〔１−１２４（Ｏ）〕／１．２５Ｓ）を０．５〜１０．
０の範囲内とするのが好ましい。

【００４６】Ｍｇは、微細分散した酸化物を形成し、溶
接ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制して低温靭
性を向上させる作用を有し、その作用効果を得るために
その含有量の下限を０．０００１％とする。一方、その
含有量が０．００６％を超えて添加すると、粗大酸化物
を生成し逆に靭性を劣化させるため、その含有量の上限
を０．００６％とした。

【００４７】本発明では、以上説明した鋼成分、再加熱
および圧延条件で熱間圧延をすることにより低温靱性に
優れた超高強度鋼板を得ることができるが、この熱延鋼
板を、さらに管状に冷間成形後、突き合わせ部をシーム
溶接を行うことにより熱延鋼板と同様に低温靱性に優れ
た超高強度鋼管を製造することが可能となる。

【００４８】本発明の低温靱性に優れた超高強度は、鋼
板を管状に冷間成形後、突き合わせ部をシーム溶接する
ことで製造でき、製造条件は特に規定する必要はなく、
通常の条件で良い。

【００４９】

【実施例】次に、本発明の実施例について述べる。

【００５０】表１、表２（表１のつづき）の化学成分を
含有する鋼を連続鋳造した後、冷却によりそのミクロ組
織をベイナイトおよぶマルテンサイトに変態させて、厚
みが２４０ｍｍの鋼片とし、この鋼片をさらに表３、表
４、表５（表４、表５は表３のつづき）に示す条件で再
加熱後、再結晶温度域圧延、さらに未再結晶域圧延を行
った後、水冷により４５０℃以下の温度まで冷却し鋼板
を製造した。

【００５１】その後、鋼板から機械的性質を調査するた
めの試験片を採取し、引っ張り試験およびシャルピー試
験を行った。鋼材の低温靱性は、シャルピー試験結果に
よりＣ方向でかつ、ノッチ位置が板厚方向における−４
０℃の吸収エネルギーを求めて評価した。

【００５２】表１において、鋼Ａ〜Ｄおよび鋼Ｑは、成
分含有量が本発明の範囲を満たした鋼であり、鋼Ｅ〜Ｐ
は、いずれかの成分の含有量が本発明の範囲からはずれ
ている。また、表２において試験Ｎｏ．１〜６０は、鋼
成分および製造条件がともに本発明の範囲を満たした発
明例であり、試験Ｎｏ．６１〜７２は、製造条件が本発
明の範囲から外れた比較例であり、試験Ｎｏ．７３〜７
５は、鋼成分が本発明の範囲から外れた比較例である。

【００５３】表２の試験結果から明らかなように、試験
Ｎｏ．１〜６０の発明例は、いずれも母材の引っ張り強
度が９００ＭＰａ以上で、かつ−４０℃でのシャルピー
吸収エネルギーが２００Ｊ以上の低温靱性に優れた超高
強度鋼板が得られている。

【００５４】それに対し、試験Ｎｏ．６１〜７２の比較
例は、少なくとも鋼成分の含有量が本発明範囲から外れ
ているために母材の引っ張り強度（ＴＳ）または−４０
℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−４０）が低下
した。また、試験Ｎｏ．７３〜７５は鋼成分の含有量は
本発明範囲内であるが、再結晶圧延条件が本発明の範囲
から外れているために、母材の−４０℃でのシャルピー
吸収エネルギー（ｖＥ−４０）が２００Ｊ未満となり低
温靱性が低下した。

【００５５】

【表１】

【００５６】

【表２】

【００５７】

【表３】

【００５８】

【表４】

【００５９】

【表５】

【００６０】

【発明の効果】本発明は再加熱時に異常フェライト・オ
ーステナイト変態によりオーステナイト結晶粒の粗大化
が起きやすいベイナイト及びマルテンサイト単相または
主体組織の超高強度連続鋳片を用いて熱間圧延する際に
も、γ再結晶域圧延における各圧延１パス当たりの平均
圧下率および各圧延パス時間を適正に制御することによ
って結晶粒を微細化及び整粒化し、破壊の起点となる粗
大オーステナイト粒の鋼板組織中の残存量を極力低減
し、引張強度が９００ＭＰａ以上で、かつ−４０℃での
シャルピーエネルギーが２００Ｊ以上の低温靱性に優れ
た超高強度鋼板および鋼管を製造することが可能とな
る。よって、天然ガス・原油輸送用のラインパイプ、揚
水用鋼板、圧力容器、溶接構造物などで使用される鋼構
造物の安全性を大幅に向上できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】オーステナイト再結晶粒域圧延における１パス
当たりの平均圧下率および圧延パス間時間と粒径が１０
μｍ以上の粗大オーステナイト結晶粒の分率との関係を
示す図である。

【図２】粒径：１０μｍ以上の粗大オーステナイト結晶
粒の分率と−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーとの
関係を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ａ ３０１Ｚ 38/58 38/58 // Ｂ２３Ｋ 101:06 Ｂ２３Ｋ 101:06 (72)発明者 小関 敏彦 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 Ｆターム(参考） 4E001 AA03 CA02 CC03 4E002 AA07 AD04 BC01 BC05 BC07 CB01 4E081 AA08 BA19 FA03 4K032 AA01 AA02 AA04 AA08 AA11 AA14 AA16 AA17 AA19 AA21 AA22 AA23 AA24 AA27 AA29 AA31 AA35 AA36 AA40 BA01 CA02 CA03 CB02

Claims (7)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：１．７〜２．５％、
   Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｎｉ：
   ０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．６０％、Ｎ
   ｂ：０．００１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００１〜０．
   ０３０％、Ａｌ：０．００１〜０．０４０％、Ｎ：０．
   ０００１〜０．００６％を含み、さらに、Ｂ：０．００
   ０１〜０．００３％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｃ
   ｕ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．６％、
   Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００
   １〜０．０２％およびＭｇ：０．０００１〜０．００６
   ％のうちの１種または２種以上を含有し、残部が鉄およ
   び不可避的不純物からなり、かつ鋳造組織にベイナイト
   及びマルテンサイトを９０％以上含有する連続鋳造鋳片
   を再加熱後、再結晶域圧延における圧延温度が９００℃
   以上、かつ各圧延1パス当たりの平均圧下率が５％以上
   で熱間圧延を行うことを特徴とする引張り強度が９００
   ＭＰａ以上の低温靱性に優れた超高強度鋼板の製造方
   法。
2. 【請求項２】 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：１．７〜２．５％、
   Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｎｉ：
   ０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．６０％、Ｎ
   ｂ：０．００１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００１〜０．
   ０３０％、Ａｌ：０．００１〜０．０４０％、Ｎ：０．
   ０００１〜０．００６％を含み、さらに、Ｂ：０．００
   ０１〜０．００３％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｃ
   ｕ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．６％、
   Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００
   １〜０．０２％およびＭｇ：０．０００１〜０．００６
   ％のうちの１種または２種以上を含有し、残部が鉄およ
   び不可避的不純物からなり、かつ鋳造組織にベイナイト
   及びマルテンサイトを９０％以上含有する連続鋳造鋳片
   を再加熱後、再結晶域圧延における圧延温度が９００℃
   以上、かつ各圧延パス時間が３秒以上で熱間圧延を行う
   ことを特徴とする引張り強度が９００ＭＰａ以上の低温
   靱性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
3. 【請求項３】 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍｎ：１．７〜２．５％、
   Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｎｉ：
   ０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．６０％、Ｎ
   ｂ：０．００１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００１〜０．
   ０３０％、Ａｌ：０．００１〜０．０４０％、Ｎ：０．
   ０００１〜０．００６％を含み、さらに、Ｂ：０．００
   ０１〜０．００３％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｃ
   ｕ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．６％、
   Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００
   １〜０．０２％およびＭｇ：０．０００１〜０．００６
   ％のうちの１種または２種以上を含有し、残部が鉄およ
   び不可避的不純物からなり、かつ鋳造組織にベイナイト
   及びマルテンサイトを９０％以上含有する連続鋳造鋳片
   を再加熱後、再結晶域圧延における圧延温度が９００℃
   以上、各圧延1パス当たりの平均圧下率が５％以上、か
   つ各圧延パス時間が３秒以上で熱間圧延を行うことを特
   徴とする引張り強度が９００ＭＰａ以上の低温靱性に優
   れた超高強度鋼板の製造方法。
4. 【請求項４】 前記連続鋳造鋳片の再加熱において、該
   鋳片を加熱炉へ挿入する際の温度が４００℃以下である
   ことを特徴とする請求項１から３の何れか１項に記載の
   引張り強度が９００ＭＰａ以上の低温靱性に優れた超高
   強度鋼板の製造方法。
5. 【請求項５】 前記連続鋳造鋳片の再加熱において、該
   鋳片の加熱温度が１１００〜１２５０℃であることを特
   徴とする請求項１から４の何れか１項に記載の引張り強
   度が９００ＭＰａ以上の低温靱性に優れた超高強度鋼板
   の製造方法。
6. 【請求項６】 さらに、未再結晶域圧延における圧延温
   度がＡｒ₃またはＢs〜８５０℃、かつ、累積圧下率が６
   ０％以上であることを特徴とする請求項１から５の何れ
   か１項に記載の引張り強度が９００ＭＰａ以上の低温靱
   性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
7. 【請求項７】 請求項１から６の何れか１項に記載の鋼
   板の製造方法により製造した鋼板を管状に冷間成形後、
   突き合わせ部にシーム溶接を行うことを特徴とする引張
   り強度が９００ＭＰａ以上の低温靱性に優れた超高強度
   鋼管の製造方法。