JP2510187B2

JP2510187B2 - 低温靭性に優れた低降伏比高張力ラインパイプ用熱延鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP2510187B2
Application number: JP62060230A
Authority: JP
Inventors: 真深井; 正彦森田
Original assignee: 川崎製鉄株式会社
Priority date: 1987-03-17
Filing date: 1987-03-17
Publication date: 1996-06-26
Anticipated expiration: 2011-06-26
Also published as: JPS63227715A

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）この発明は、電縫鋼管（電気抵抗溶接鋼管）やスパイ
ラル鋼管、UOE鋼管などの素材として好適な、低温靱性
に優れた低降伏比高張力ラインパイプ用熱延鋼板の有利
な製造方法に関するものである。

（従来の技術）低温靱性が要求される高張力鋼は、成分的には低Ｃ化
（0.04〜0.09wt％Ｃ）、組織の面からは細粒化となるよ
うな製造仕様となる。したがって降伏比（YR）は、第４
図に示すように、高強度化されるほど高くなる傾向にあ
り、TS≧60kg f/mm²ではYRは90〜97％にも達する。

一方、最近では、パイプユーザーだけでなくパイプメ
ーカーにおいても、耐バースト特性や造管性の点から、
コイルの引張り特性として、低YRが要求されている。具
体的要求値はYR≦85％の場合が多いが、かかるユーザー
ニーズに対応してゆく必要がある。

（発明が解決しようとする問題点）しかしながら従来は、上述したとおり低温靱性を重視
した製造仕様になっていたため、細粒組織となり、満足
いくほどの低YR化は図り得なかったのである。

この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、靱
性レベルをそこなうことなしにYSレベルを下げ、ひいて
は低YR化を図ることができる高張力ラインパイプ用熱延
鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とする。

（問題点を解決するための手段）この発明のヒントは、低降伏比を要求されている自動
車用熱延鋼板の製造過程で採用されている、冷却パター
ンにある。ただし靱性、強度レベルは劣化させない必要
がある。

そこで発明者らは、上記の観点に立って、ラインパイ
プ用熱延鋼板の冷却パターンにつき、数多くの実験と検
討を重ねた結果、仕上げ圧延後、比較的速い冷却速度で
冷却しつつ、670℃に至るまでの間に空冷による徐冷を
施し、その後再度急冷し、しかるのち低温で巻取ること
により、所期した目的が有利に達成されるとの知見を得
た。

この発明は、上記の知見に立脚するものである。

すなわちこの発明は、C:0.03〜0.12wt％（以下単に％
で示す）％、 Si:0.5％以下、 Mn:1.70％以下、 P:0.025％以下、 S:0.025％以下および Al:0.070％以下を含有し、さらに Nb:0.01〜0.05％、 V:0.01〜0.02％および Ti:0.01〜0.20％のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になる
鋼スラブを、1180〜1300℃に加熱したのち、粗圧延終了
温度:950〜1050℃、仕上げ圧延終了温度:760〜800℃の
条件下に熱間圧延を施し、引続き５〜20℃/sの冷却速度
で冷却しつつ、670℃に至るまでの間に空冷を開始して
５〜20秒間保持し、ついで20℃/s以上の冷却速度で冷却
し、500℃以下の温度で巻取ることから成る、低温靱性
に優れた低降伏比高張力ラインパイプ用熱延鋼板の製造
方法である。

以下この発明を具体的に説明する。

まずこの発明における出発材料の成分組成を上記の範
囲に規制した理由について説明する。

C:0.03〜0.12％Ｃは、強度の向上に有効に寄与するが、含有量が0.03
％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.12％を超える
と靱性の劣化が著しく、シャルピー保証が困難となる。

Si:0.50％以下 Siは、脱酸剤として有効に寄与するが、0.50％を超え
ると靱性および溶接性が劣化する。

Mn:1.70％以下 Mnは、強度の改善に有効に寄与するが、1.70％を超え
ると靱性および溶接性が劣化する。

P:0.025％以下Ｐは、有害元素であり、極力低減することが望ましい
が、0.025％程度までなら許容できる。

S:0.025％以下ＳもＰと同様、有害元素であるので極力低減すること
が望ましいが、0.025％程度までなら許容できる。

Al:0.070％以下 Alは、脱酸剤として有用な元素であるが、含有量が0.
070を超えると鋼質が劣化する。

Nb:0.01〜0.05％,V:0.01〜0.02％,Ti:0.01〜0.20％ Nb,VおよびTiはいずれも、析出強化元素として有用な
成分であり、その添加効果を発揮させるためには少なく
とも0.01％が必要である。しかしながら析出硬化は通
常、YRの上昇を招くためそれぞれ上限をNb:0.05％,V:0.
02％,Ti:0.20％とした。

なおこれらの元素は、単独使用だけでなく、複合で使
用することもできるが、あまりに多量の添加はやはりYR
の上昇を招くので、併用する場合は各元素の上限を超え
ない範囲において、しかも合計量が、上限値が大きい元
素の上限値を超えない範囲で添加することが望ましい。
たとえばNbとV,またNbとTiを併用する場合の上限値はNb
＋V:0.05％,Nb＋Ti:0.20％である。

以上、必須成分について説明したが、この発明では、
その他NiやMo,Cu,Rem,Zr,Caなどを添加することもでき
る。

Ni,Mo:0.5％以下 Ni,Moは、固溶強化元素としてYRを下げるのに有効に
寄与するが、単独使用、併用いずれの場合も含有量が0.
5％を超えると溶接性が劣化するだけでなくコストの上
昇を招く。

Cu:0.5％以下 Cuは、耐食性の向上に有効に寄与するが、0.5％を超
えて多量に添加しても効果は飽和に達する。

Rem:0.1％以下,Zr:0.1％以下,Ca:0.05％以下 Rem,ZrおよびCaは、硫化物を球状化させ、靱性、延性
を向上させる有用元素であるが、それぞれRem:0.1％,Z
r:0.1％,Ca:0.05％を超えて添加しても効果は飽和に達
する。

さて上記の如き好適成分組成に調製した溶鋼から、連
続鋳造法または造塊−分塊法によって鋼スラブを作製す
る。

ついでこのスラブに熱間圧延を施すわけであるが、こ
の発明では、かかる熱間圧延に先立つ加熱処理、熱間圧
延およびその後の冷却処理を次の要領で行うことが肝要
である。

（ａ）加熱温度:1180〜1300℃ NbやＶなどの炭窒化物を充分固溶させるためには少な
くとも1180℃の高温まで加熱する必要がある。また、11
80℃未満では初期γ粒径が小さいため、靱性には有利で
あるが、YSが高くなり、YRが上昇する不利もある。

一方、上限は、靱性および工業製造上の観点から1300
℃とした。

（ｂ）熱間圧延処理ｉ）粗圧延終了温度;950℃未満ではγ粒が細粒になり、
仕上げ圧延後の冷却により非常に微細なフェライト粒と
なって低YRが得られない。

一方1050℃を超えると、逆にγ粒が、粗大化し、靱性
が劣化する。

ii）仕上げ圧延終了温度：γ粒中のフェライト該生成頻
度を決定する重要な要因であり、フェライト粒径に大き
く影響するものである。

低YR化という観点からは高温（たとえば800℃以上）
で圧延を終了することが好ましいが、靱性の観点から
は、低温（たとえば800℃以下）で圧延を終了する必要
があり、次の冷却条件との兼ね合いで決められる。この
発明は、仕上げ圧延終了温度を760〜800℃としてフェラ
イト粒の微細化をはかり、靱性を確保しつつ、圧延後の
冷却によって、YRを下げるものである。ここに仕上げ圧
延温度の下限を760℃としたのは、この温度未満ではフ
ェライト粒が、微細化しすぎて、引続く冷却条件が好適
であってもYR≦85％が得られないからである。

（Ｃ）冷却処理フェライ変態を促進させオーステナイト中へのＣ濃化
を促進させることを目的とした冷却条件であり、この発
明に従う冷却パターンを第１図に模式で示す。

仕上げ圧延に引続き、５〜20℃/sの比較的速い冷却速
度で冷却しつつ、670℃に至るまでの間に空冷を開始す
ると早くフェライト変態域で到達し、フェライト変態が
促進される。この点、670℃より低い温度まで急冷を続
けると、フェライトは細かく、針状化し、ベーナイト量
も増加してYRが高くなるため、670℃までで急冷をやめ
る必要がある。冷却速度は、小さいほど大きなフェライ
ト粒が得られるので低YR化には有利であるが、あまり小
さすぎると生産性が低下するため５〜20℃/sとした。

ここに空冷時間が5s未満ではフェライト変態が不十分
になり、第２相がベーナイト主体の組織となりYR≦85％
は得られないので空冷時間は、5s以上必要であるが、過
度になるとパーライトが生成し材質が劣化するため20s
以内とした。

第２図に、YRに及ぼす空冷開始温度と空冷時間の影響
について調べた結果を示す。

同図より明らかなように、空冷開始温度が670℃より
低くなるとYRは高くなる傾向にあり、また巻取り（巻き
取り温度500℃）までの空冷時間が５秒に満たないとや
はりYRは高くなるので、空冷は670℃までの間に開始す
るものとし、またその時間は５秒以上に限定したのであ
る。

また空冷後の冷却においては、未変態γを低温変態さ
せることが目的であるので、冷却速度は大きく、巻取り
温度は低くすることが好ましく、ここに低温変態相を得
るには、20℃/s以上の冷却速度および500℃以下での巻
取りが必要である。

第３図に、YRにおよぼす巻取り温度の影響を示す。

同図より明らかなように、巻取り温度を500℃以下と
することによって良好な低YRが得られている。

なお巻取り温度については、ラインパイプ用コイルは
板厚が厚いのでコイラーの巻取り能力の問題があるた
め、工業生産的には400℃が下限となる。

（実施例）表１に示す種々の成分組成になる鋼スラブ（厚み:215
mm）を、同じく表１に示す条件下に、加熱処理、熱間圧
延ついで冷却処理し、熱延鋼板とした。

かくして得られた各熱延板の各種機械的性質について
調べた結果を表１に併記する。

同表から明らかなように、この発明に従い得られた熱
延鋼板（No1〜９）はいずれも、YR≦85％、TS≧60kg f/
mm²,v T rs≦−60℃と、低降伏比で高引力は勿論のこと
優れた低温靱性が得られている。

これに対し、冷却途中で空冷処理を施さない比較鋼N
o.10は降伏比が92％と高く、また空冷処理を施さないだ
けでなく仕上げ圧延終了温度が高いNo.11はYRが86と高
いだけでなくTSも56kg f/mm²と低かった。

また空冷開始温度が低く、巻取り温度が高いNo.12
も、YRが90％と高かった。

さらにＶ含有量がこの発明の上限を超えるNo.13〜17
はいずれも、YRが高かった。

（発明の効果）かくしてこの発明によれば、低温靱制に優れるだけで
なくYR≦85％と降伏比も極めて低い高張力熱延鋼板を、
容易に得ることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、この発明に従う冷却パターンを模式的で示し
た図、第２図は、空冷開始温度および空冷時間がYRに及ぼす影
響を示したグラフ、第３図は、巻取り温度がYRに及ぼす影響を示したグラ
フ、第４図は、ラインパイプ用ホットコイルのTS−YSバラン
スを示したグラフである。

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】C:0.03〜0.12wt％、 Si:0.50wt％以下、 Mn:1.70wt％以下、 P:0.025wt％以下、 S:0.025wt％以下および Al:0.070wt％以下を含有し、さらに Nb:0.01〜0.05wt％、 V:0.01〜0.02wt％および Ti:0.01〜0.20wt％のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になる
鋼スラブを、1180〜1300℃に加熱したのち、粗圧延終了
温度:950〜1050℃、仕上げ圧延終了温度:760〜800℃の
条件下に熱間圧延を施し、引続き５〜20℃/sの冷却速度
で冷却しつつ、670℃に至るまでの間に空冷を開始して
５〜20秒間保持し、ついで20℃/s以上の冷却速度で冷却
し、500℃以下の温度で巻取ることを特徴とする、低温
靱性に優れた低降伏比高張力ラインパイプ用熱延鋼板の
製造方法。