JP3387378B2 - 高Ｍｎ鋼鋳片、その連続鋳造方法および高張力鋼材の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、９００ＭＰａ以上
の引張強さを備えるとともに低温靱性に優れた高張力鋼
材の製造に好適な高Ｍｎ鋼鋳片およびその鋳造方法なら
びにこの鋳片から高張力鋼材を製造する方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】ガス田や油田から採掘された天然ガスや
原油を大量に、かつ長距離輸送する場合には、パイプラ
インが用いられている。このパイプラインは、僻地、寒
冷地など自然環境条件の悪い場所に敷設される場合が多
い。また、パイプラインは、パイプライン用の鋼管（ラ
インパイプ）を敷設現場まで搬送し、そこで溶接する方
法で施工される。

【０００３】このパイプラインによる原油等の輸送に
は、輸送コストの節減が大きな課題となっている。その
解決策として、操業圧力を高くすることにより、輸送効
率を向上させる対策が採られてきた。

【０００４】操業圧力を高めるにはパイプの肉厚を厚く
すればよく、この方法がもっとも簡単である。しかし、
肉厚を厚くすると、敷設現場でのパイプ同士の溶接に時
間を要するので、溶接施工能率を著しく低下させる。さ
らに、パイプの重量が増加するので、現場までのパイプ
の搬送および施工作業能率の低下を起こすという問題が
ある。

【０００５】パイプの素材そのものを高強度化すること
ができれば、パイプの肉厚および重量増加という弊害を
伴うことなく、原油等の輸送の操業圧力を高くすること
ができるばかりでなく、前述の溶接、搬送、施工などの
能率低下を防止できる。そのために、米国石油協会（Ａ
ＰＩ）において、Ｘ８０グレード鋼と称する鋼が規格化
され実用に供されている。なお、Ｘ８０グレード鋼と
は、降伏強さが８０ｋｓｉ（５５１ＭＰａ）以上の鋼を
意味する。

【０００６】最近では、今後の需要に備えて、Ｘ８０グ
レード鋼の製造技術を基にＸ１００グレード相当の鋼ま
たはＸ１００グレード相当を超える鋼の開発が進められ
ている。例えば、Ｘ１００グレード相当を超える高強度
鋼およびその製造方法として、強度を確保するためにＣ
ｕの時効析出を利用する方法（例えば、特開平８−１０
４９２２号、特開平８−２０９２８７号、特開平８−２
０９２８８号各公報）、Ｍｎ含有率を１．７重量％以上
とする方法（例えば、特開平８−２０９２９０号、特開
平８−２０９２９１号各公報）などが提案されている。

【０００７】しかし、上記の鋼とその製造方法には、次
のような問題点がある。Ｃｕの析出強化を利用する方法
では、マトリックス中にε−Ｃｕ析出物が存在している
ので、寒冷地で使用される場合に問題となる低温靱性に
劣ること、ε−Ｃｕ析出物が存在しない溶接部では硬度
低下が起こり、強度不足などの問題が生じることといっ
た欠点がある。

【０００８】また、一般にＭｎ含有率が１重量％を超え
るような鋼を連続鋳造法によって鋳造すると、鋳片中心
部へのＭｎの偏析が著しくなるために、その鋳片から製
造された鋼材は、低温靱性や耐水素誘起割れ性（耐ＨＩ
Ｃ性）などの特性が悪くなることが知られている。した
がって、Ｍｎ含有率が１．７重量％以上というように高
い場合には、このような問題がいっそう顕著に現れるの
で、中心偏析に起因する低温靱性の低下および溶接性の
低下を避けることができない。

【０００９】Ｍｎを添加するための合金元素は比較的安
価である。そのために、中心偏析の軽微な高Ｍｎ鋼鋳片
を製造することができれば、高強度で低温靱性等に優れ
た鋼を安価に製造することができる。

【００１０】連続鋳造法で鋳片を鋳造する場合の中心偏
析の防止対策としては、鋳型から引き抜かれた鋳片内の
未凝固溶鋼に対して、凝固完了前に電磁装置によって撹
拌を加える方法がよく知られている。また、本発明者の
ひとりは、鋳型から引き抜かれた鋳片に対してバルジン
グを起こさせた後、凝固完了前にバルジング量相当の圧
下を加える方法を提案した（特開平９−５７４１０号公
報）。

【００１１】しかし、これらの中心偏析防止対策だけで
は、Ｍｎ含有率が高い場合には十分に中心偏析を防止で
きないので、Ｘ１００グレード相当または引張強さが９
００ＭＰａを超えるようなＸ１００グレード相当を超え
る性能をそなえるラインパイプ用鋼の製造は困難であっ
た。

【００１２】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、中心部にお
けるＭｎの偏析が軽微で、引張強さ９００ＭＰａ以上の
高張力鋼の製造に適した高Ｍｎ鋼鋳片およびその鋳片の
連続鋳造方法ならびにこの鋳片を用いた低温靱性および
溶接性に優れた高張力鋼材の製造方法を提供することを
目的としている。

【００１３】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記
（１）の高Ｍｎ鋼鋳片、（２）の高Ｍｎ鋼鋳片の連続鋳
造方法および（３）の高張力鋼材の製造方法にある。

【００１４】（１）重量％で、 Ｃ：０．０２〜０．１％、 Ｓｉ：０．０３〜０．６％、 Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．００３％以下、 Ｎｉ：０．３〜１．２％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ａｌ：０．００４〜０．１％、 Ｎ：０．００１〜０．００６％、 Ｃｕ：０〜０．６％、 Ｃｒ：０〜０．８％、 Ｍｏ：０〜０．６％、 Ｖ：０〜０．１％、 Ｂ：０〜０．００２５％、 Ｃａ：０〜０．００６％ を含有するとともに下記式を満足し、残部はＦｅおよ
び不可避的不純物からなる化学組成を備え、（鋳片中心
部のＭｎ含有率）／（鋳片の平均Ｍｎ含有率）として表
されるＭｎ偏析度が３以下である高Ｍｎ鋼鋳片。

【００１５】 ０．２８≦Ｖｓ≦０．４２ ・・・・・ ここで、 Ｖｓ＝Ｃ＋０．２Ｍｎ＋５Ｐ−０．１Ｎｉ−０．０７Ｍｏ＋０．１Ｃｕ ただし、式中の元素記号は各元素の含有率（重量％）を
表す。

【００１６】（２）上記（１）の化学組成を備える溶鋼
を連続鋳造用鋳型に注入し、鋳型から引き抜かれた鋳片
に対して、下記（ａ）および（ｂ）のうちのいずれか、
または両方の操作を加えることによる高Ｍｎ鋼鋳片の連
続鋳造方法。

【００１７】（ａ）鋳片にバルジングを生じさせ、鋳片
の凝固完了前にバルジング量相当の圧下を加える。

【００１８】（ｂ）鋳片の凝固完了前に、電磁撹拌装置
を用いて未凝固溶鋼に対して撹拌を加える。

【００１９】（３）上記（１）の鋳片または上記（２）
の方法で得られる鋳片を１０００〜１２５０℃の温度に
加熱し、９５０℃以下における累積圧下率が２５％以上
となる条件で熱間圧延し、７００℃以上で熱間圧延を終
了した後、７００℃以上から、１０〜７０℃／ｓの冷却
速度で１００〜４５０℃の温度域となるまで冷却するこ
とによる高張力鋼材の製造方法。冷却後、さらに５００
〜６７５℃で焼戻し処理を施してもよい。

【００２０】本発明の鋳片では、上記（１）に記した化
学組成を選択し、特に式を満足させることによって、
鋳片中心部におけるＭｎの偏析を抑制している。式
は、Ｍｎの偏析を抑制する元素と促進する元素を抽出
し、それらの元素の偏析に及ぼす影響度を考慮して作成
されており、Ｍｎの偏析のしやすさの程度を指数化した
式である。この指数であるＶｓ値を０．４２以下とする
ことによって、Ｍｎ含有率が０．８〜２．５重量％の高
Ｍｎ鋼を連続鋳造法によって製造する場合でも、Ｍｎの
中心偏析が軽度な鋳片を得ることができるようにした。

【００２１】また、上記（２）の方法のように、上記の
化学組成と、連続鋳造の際に中心偏析を軽減することが
できる鋳造条件との併用によれば、もっとも安定してＭ
ｎの中心偏析の少ない鋳片を得ることができる。

【００２２】本発明の製造方法によって得られる鋼材
（以下、単に本発明の鋼材と記す）は、このようなＭｎ
の中心偏析が軽微な鋳片を用いて、上記（３）の条件で
製造するようにした。したがって、本発明の目標である
引張強さが９００ＭＰａ以上の高張力鋼材を商業規模の
生産においても製造することができる。本発明の鋼材
は、高張力であると同時に、マイナス４０℃における衝
撃エネルギーが１２０Ｊ以上で低温靱性（以下、単に靱
性と記す）に優れている。また、入熱が３〜１０ｋＪ／
ｍｍという条件のサブマージアーク溶接部では、継手部
の引張強さが９００ＭＰａ以上、溶接熱影響部（ＨＡ
Ｚ）のマイナス２０℃における衝撃吸収エネルギーが７
０Ｊ以上と溶接部の強度および靱性にも優れている。

【００２３】さらに、本発明の鋼材は、Ｍｎの偏析が軽
微な鋳片から製造するようにしたので、本発明の鋼材に
は、ＭｎＳ等に起因する水素誘起割れが起こりにくく、
溶接性への悪影響も少ないという特長を備えさせること
ができる。

【００２４】なお、本発明でいう鋼材とは、おもに鋼
板、なかでも厚さが１５〜３０ｍｍ程度の厚鋼板を意味
するが、それより厚さが薄い熱延鋼板、形鋼、鍛鋼品な
ども含んでいる。

【００２５】

【発明の実施の形態】以下、本発明の鋳片とその鋳造方
法および鋼材の製造方法について具体的に説明する。な
お、合金元素の含有率に関する％表示は重量％を意味す
る。

【００２６】（Ａ）化学組成 本発明における鋼の化学組成は、鋳造前の溶鋼、鋳片お
よび鋼材間でほとんど変化しない。したがって、前述の
化学組成は溶鋼から鋼材までを対象としている。各合金
元素の含有率の範囲と、その範囲を選択した理由は次の
とおりである。

【００２７】Ｃ：０．０２〜０．１％ Ｃは鋼の引張強さ、降伏強さ等の強度（以下、単に強度
と記す）を確保するのに有効な元素であり、その効果を
得るためには、０．０２％以上含有させる必要がある。
しかし、０．１％を超えると鋼の靱性を低下させるほ
か、溶接性を著しく悪くする。さらに、鋳片の中心部に
おけるＭｎの偏析を助長するので、上限は０．１％とし
た。

【００２８】Ｓｉ：０．０３〜０．６％ Ｓｉは溶鋼の脱酸に有効な元素であり、その効果を得る
ためには、０．０３％以上とするのがよい。しかし、
０．６％を超えると、溶接熱影響部の靭性を低下させる
だけでなく、熱間加工性を悪くするので、上限は０．６
％とした。

【００２９】Ｍｎ：０．８〜２．５％ Ｍｎは、本発明の鋼材にとっては強度を上昇させるのに
必須の元素であり、０．８％以上必要である。しかし、
Ｍｎ含有率が高くなると、Ｍｎの中心偏析が顕著になり
母材や溶接部の靱性を低下させる。したがって、このＭ
ｎの中心偏析は、本発明の鋼材の目標値である引張強さ
９００ＭＰａ以上の高張力鋼を製造する場合には、でき
るかぎり低く抑えなければならない。このような観点か
ら、Ｍｎ含有率の上限は２．５％とした。好ましくは２
％未満、さらに好ましくは１．７％未満である。特に、
造塊法に比べて中心偏析が生じやすい連続鋳造法によっ
て鋳片を製造する場合には、１．７％未満とするのがよ
い。

【００３０】 Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下 ＰとＳは鋼の靱性に著しく悪影響を及ぼす元素である。
Ｐはそれ自身が鋳片の中心部に偏析するとともに、Ｍｎ
の中心偏析を助長する作用を持っている。この中心偏析
が鋼の靱性を低下させる。また、ＳはＭｎＳとなって鋼
中に析出し、このＭｎＳが圧延により延伸され、靱性に
悪影響を及ぼす。

【００３１】したがって、これらの元素はできるだけ少
ない方がよい。商業的な規模での生産性も考慮して、Ｐ
は０．０１５％以下、Ｓは０．００３％以下とした。

【００３２】Ｎｉ：０．３〜１．２％ Ｎｉは強度を向上させるのに有効な元素である。また、
鋼の靱性を高め、脆性亀裂の伝播を停止する特性を向上
させる作用を持っているほか、Ｍｎの偏析を抑制する働
きもある。これらの効果を発揮させるためには、０．３
％以上含有させる必要がある。一方、Ｎｉ含有率が１．
２％を超えると、高価なＮｉを添加するのに見合うだけ
の鋼の性能向上が得られない。鋼材の製造コストアップ
を防止する観点から、上限は１．２％とした。

【００３３】Ｎｂ：０．０１〜０．１％ Ｎｂは後述の方法で鋼材を製造する際に、オーステナイ
ト結晶粒を微細化するのに有効な元素である。その効果
を得るためには、０．０１％以上含有させる必要があ
る。しかし、０．１％を超えると鋼の靱性が低下するほ
か、溶接性を悪くしＮｉと同様に敷設現場での溶接施工
能率を低下させるので、上限は０．１％とした。

【００３４】Ｔｉ：０．００５〜０．０３％ Ｔｉは、鋳片が加熱された際にオーステナイト結晶粒を
微細化させる作用を持っている。この効果を得るために
は、０．００５％以上必要である。特に、上記のように
Ｎｂを含む本発明の鋳片の場合には、Ｎｂに起因する連
続鋳造鋳片の表面に発生しやすいひび割れを防止するた
めに、０．００５％以上程度の微量のＴｉを含ませるこ
とが有効である。一方、Ｔｉ含有率が０．０３％を超え
ると、鋼中のＮとの反応によって生成するＴｉＮが粗大
化し、オーステナイト結晶粒の微細化効果がなくなるの
で、上限は０．０３％とした。

【００３５】Ａｌ：０．００４〜０．１％ Ａｌは、通常溶鋼の脱酸剤として用いられる。また、鋼
材の組織の微細化作用を持っているので、鋼の靱性を向
上させるのにも有効である。しかし、本発明において
は、Ａｌはこれらの効果以上に、溶接部のフュージョン
ライン部（ボンド部）の強度および靱性を向上させる元
素として、欠かせない元素である。本発明の場合にはＴ
ｉを含んでいるので、母材中に存在するＴｉＮがボンド
部でＴｉとＮに分解し、生成したフリーＮが鋼中のＢと
反応してＢＮを形成しやすい。ＢＮが生成すると、固溶
Ｂが減少するので焼入性の低下を招く。その結果、溶接
継手部の強度および靱性が低下しやすい。生成したフリ
ーＮをＡｌＮとして固定し、Ｂとの反応を防止するため
には、Ａｌ含有率を０．００４％以上とする必要があ
る。

【００３６】一方、Ａｌの含有率が０．１％を超える
と、粗大なクラスター状のアルミナが生成し鋼の清浄性
を害するので、上限は０．１％とした。

【００３７】なお、溶接部の強度および靱性を確保する
観点から、Ａｌ含有率の好ましい下限値は０．０１％、
さらに好ましくは０．０２％である。

【００３８】Ｎ：０．００１〜０．００６％ ＮはＴｉとの反応によりＴｉＮ析出物を形成する。この
析出物は、圧延のための鋳片の加熱時および溶接時に、
オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する作用を持って
いる。この効果を得るためには、Ｎは０．００１％以上
含有させる必要がある。一方、Ｎ含有率が０．００６％
を超えると、鋳片に横ひび割れ等が発生し品質を低下さ
せ、また固溶Ｎが増加するのでフュージョンライン部の
靱性を低下させる。したがって、Ｎ含有率の上限は０．
００６％とした。

【００３９】Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢ： これらの元素は、母材の強度を高くする作用を持ってお
り、必要に応じて添加する元素である。

【００４０】各元素の効果を発揮させるのに必要な含有
率は、Ｃｕは０．２％以上、Ｃｒは０．３％以上、Ｍｏ
は０．３％以上、Ｖは０．０１％以上、Ｂは０．０００
４％以上とするのが望ましい。一方、ＣｕとＭｏの含有
率がそれぞれ０．６％、Ｃｒ、ＶおよびＢの含有率がそ
れぞれ０．８％、０．１％、０．００２５％を超える
と、いずれの場合も母材の靱性が低下するので、上限は
上記の含有率以下とするのがよい。

【００４１】したがって、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖおよび
Ｂの含有率は、０〜０．６％、０〜０．８％、０〜０．
６％、０〜０．１％、０〜０．００２５％である。添加
する場合の好ましい含有率は、それぞれ０．２〜０．６
％、０．３〜０．８％、０．３〜０．６％、０．０１〜
０．１％、０．０００４〜０．００２５％である。さら
に好ましいＣｕ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの含有率は、それ
ぞれ０．２〜０．４％、０．３〜０．７％、０．３〜
０．５％、０．０１〜０．０６％である。

【００４２】Ｃａ：０〜０．００６％ Ｃａは、圧延によってＭｎＳの形態が細長い形状になる
のを防止する作用を持っているので、圧延後の鋼板等の
圧延方向に対する直角方向の靱性を向上させるのに有効
であり、本発明では必要に応じて添加する元素である。

【００４３】その効果を得るためには、０．００１％以
上含有させるのが望ましい。しかし、含有率が０．００
６％を超えると、母材中の非金属介在物が増加し内部欠
陥の原因となる。したがって、Ｃａの含有率は０〜０．
００６％、添加する場合の好ましい含有率は０．００１
〜０．００６％とするのがよい。

【００４４】Ｖｓ：０．２８〜０．４２％ 本発明では、上述の各合金元素の含有率の規定に加え
て、鋳片中心部のＭｎの偏析を軽減するために、下記の
式によりＭｎの中心偏析の起こしやすさを表す指数であ
るＶｓ値を求め、Ｖｓ値に制限を設けることを特徴とし
ている。

【００４５】 Ｖｓ＝Ｃ＋０．２Ｍｎ＋５Ｐ−０．１Ｎｉ−０．０７Ｍｏ＋０．１Ｃｕ ただし、式中の元素記号は各元素の含有率（重量％）を
表す。

【００４６】Ｖｓ値が０．４２％を超えると、連続鋳造
法で鋳片を鋳造する場合に、Ｍｎの中心偏析が顕著にな
る。Ｖｓ値が０．４２％以下であれば中心偏析が軽度で
あるので、９００ＭＰａ以上の高張力鋼が得られ、靱性
の低下もほとんどない。

【００４７】一方、Ｖｓ値が０．２８％未満になると、
本発明の目標である母材の強度および靱性が得られない
ので、Ｖｓは０．２８％以上とした。

【００４８】（Ｂ）Ｍｎ偏析度 本発明の鋳片では、Ｍｎの偏析度を３以下とする必要が
ある。Ｍｎの偏析度が３を超えると母材の靱性が著しく
悪くなる傾向がある。好ましいＭｎの偏析度は１．５以
下である。

【００４９】なお、Ｍｎの偏析度は、（鋳片中心部のＭ
ｎ含有率）／（鋳片の平均Ｍｎ含有率）として表される
値であり、鋳片の平均Ｍｎ含有率にはレードルＭｎ分析
値を用いるのがよい。鋳片中心部のＭｎ含有率は、鋳片
中心部について少なくとも５カ所のＭｎ分析を行い、そ
の平均値を計算することによって求めることができる。

【００５０】本発明の鋳片では、前述のように、各元素
の含有率の規定に加えてＶｓ値の制限を設けているの
で、比較的容易にＭｎ偏析度を上記の範囲に収めること
ができる。さらに好ましくは、つぎに述べる連続鋳造方
法との組み合わせを採用するのがよい。

【００５１】（Ｃ）連続鋳造方法 本発明の鋳片を連続鋳造法によって鋳造する場合には、
本発明者らのひとりが、連続鋳造鋳片の中心偏析を軽減
させる連続鋳造方法として、特開平９−５７４１０号公
報に開示した技術を採用するのがもっとも好適である。

【００５２】すなわち、前述の化学組成に調整された溶
鋼を垂直型または湾曲型の連続鋳造機の鋳型に注入し、
鋳型から引き抜かれた鋳片に対していったんバルジング
を起こさせ、凝固完了直前に圧下ロールによって、鋳片
に対してバルジング量相当の圧下を加える方法である。
この操作によって、Ｍｎのほか、Ｐなどの偏析を起こし
やすい元素の中心偏析を著しく軽減することができる。

【００５３】鋳片にバルジングを起こさせるためには、
鋳型の下流側に配列されたガイドロールの鋳片厚さ方向
の間隔を下流方向に段階的に増加させることにより、鋳
片の中心部の固相率が０．１以下の位置でバルジングを
起こさせるのがよい。バルジング量は、鋳片の厚さが２
００〜３００ｍｍ程度の場合、鋳片の厚さ（鋳型短辺の
長さ）より２０〜１００ｍｍ厚くする量とする適当であ
る。

【００５４】バルジング量相当の圧下は、鋳片中心部の
固相率が０．８未満となる位置、すなわち凝固完了点の
少し前で行うのが適当である。圧下ロールの数は１対で
も複数対であってもよく、１対の圧下ロール当たりの圧
下量は２０ｍｍ以上とするのがよい。また、最終的な圧
下後の鋳片の厚さは、目標の鋳片の厚さ（鋳型短辺の長
さ）とするのがよい。

【００５５】なお、固相率とは、液相と固相からなる未
凝固部における固相の比率（体積割合）を意味し、この
固相率は、鋳片厚さ方向の１次元非定常伝熱解析により
求めることができる。すなわち、溶鋼の凝固は液相線温
度で始まって潜熱が放出され、固相線温度になると凝固
が終了して潜熱の放出がなくなるので、この間の固液共
存域における潜熱の放出比率から固相率を求めることが
できる。

【００５６】本発明の連続鋳造方法には、上記の中心偏
析軽減法以外に、電磁撹拌装置を用いて、鋳片内の未凝
固溶鋼に対して撹拌を加えることも有効である。この撹
拌を加える場合には、固相率０．０５〜０．７の範囲の
領域で行うのがもっとも効果的である。

【００５７】（Ｄ）鋼材の製造方法 本発明の高Ｍｎ鋼鋳片から鋼板等の高張力鋼材を製造す
る場合には、つぎの方法によるのがよい。

【００５８】まず、鋳片を１０００〜１２５０℃に加熱
する。加熱温度が１０００℃未満の場合には、Ｎｂが十
分にマトリックスに固溶しないので、次の熱間圧延にお
いてオーステナイトの再結晶を抑制することができな
い。そのために、マルテンサイトおよびベイナイト変態
後の金属組織の微細化が不十分となるばかりでなく、変
態途中およびその後の焼戻し時のＮｂ（Ｃ、Ｎ）の析出
とそれによる硬化が不十分となる。したがって、目標と
する高い引張強さが得られない。また、加熱温度が１２
５０℃を超えると、鋳片の加熱時にオーステナイト結晶
粒が粗大化して、板厚中心部だけでなく母材全体の靱性
が低下する。このために、鋳片の加熱温度は１０００〜
１２５０℃とした。

【００５９】熱間圧延後、冷却時に生成するマルテンサ
イト組織や下部ベイナイト組織を微細化するために、９
５０℃以下から圧延終了温度までの累積圧下率が２５％
以上となる条件で圧延する。このような条件で圧延する
のはつぎの理由による。

【００６０】９５０℃以下になると、Ｎｂを含有する本
発明の鋳片では、オーステナイトの再結晶が著しく遅れ
るようになる。したがって、９５０℃以下の未再結晶オ
ーステナイト域での圧延を行うと、加工の効果を累積さ
せることができるので、マルテンサイトや下部ベイナイ
ト組織を微細化するための加工歪を累積させることがで
きる。累積圧下率の上限にはとくに制限を設けなくても
よいが、累積圧下率が９０％を超えると、例えば平坦度
不良等、鋼材の形状を目標の形状に仕上げにくい場合が
あるので、９０％以下とすることが望ましい。

【００６１】なお、９５０℃以下での累積圧下率とは
｛（９５０℃での被圧延材の厚さ−圧延終了後の被圧延
材の厚さ）／９５０℃での被圧延材の厚さ｝をいう。

【００６２】圧延終了温度は７００℃以上とするのがよ
い。７００℃未満の場合には、鋼の変形抵抗が上昇する
ので、圧延後の鋼材の形状を目標の形状に仕上げにくい
からである。圧延終了温度の上限は、累積圧下率２５％
以上を確保するために８５０℃とすることが望ましい。

【００６３】熱間圧延後、７００℃以上から、平均冷却
速度１０〜７０℃／ｓで、１００〜４５０℃の温度域ま
で冷却する。

【００６４】冷却開始温度を７００℃以上とするのは、
７００℃未満では圧延後冷却開始までに時間が経過し、
鋼によっては後の冷却時に焼入性が低下し靱性が確保で
きなくなるからである。冷却開始温度の上限は、累積圧
下率２５％以上を確保する観点から８５０℃程度とする
ことが望ましい。

【００６５】１００〜４５０℃までの平均冷却速度（以
下、単に冷却速度と記す）が１０℃／ｓ未満の場合に
は、粗大な炭化物を伴う上部ベイナイト組織などが生成
しやすいので、特に鋼材の中心部（鋼板では板厚中心
部）の引張強さ９００ＭＰａ以上というように良好な強
度を確保することができない。一方、冷却速度が７０℃
／ｓを超えると鋼材の表層部近傍で焼きが入りやすいの
で、表層部の靱性が低下することがある。したがって、
冷却速度は１０〜７０℃／ｓとするのがよい。

【００６６】なお、冷却速度は、鋼材の表面温度を測定
し鋼材の表層部の温度で管理するのが実用的である。

【００６７】上記の冷却速度での冷却停止温度を１００
〜４５０℃とする理由は、つぎのとおりである。

【００６８】冷却停止温度が鋼材の表層部の温度で１０
０℃未満の場合、鋼材内部の熱を利用した徐冷による脱
水素や温間でのレベラーによる平坦度矯正が十分におこ
なえない。徐冷による脱水素を必要とするのは、高張力
鋼で発生しやすい水素性欠陥を防止するためである。徐
冷の際の冷却速度は１０〜５０℃／ｈｒとするのがよ
い。一方、冷却停止温度が４５０℃を超えると、鋼材の
中心部のみならず表層部でもマルテンサイト組織等の生
成が不十分になるので引張強さが確保できない。

【００６９】上記の冷却停止後、鋼材の焼戻し処理を行
ってもよい。焼戻し処理は室温まで徐冷した後でもよ
く、室温まで冷却する前に実施しても良い。焼戻し温度
は５００〜６７５℃とするのがよい。５００℃未満で
は、圧延後の冷却過程で生成したマルテンサイトから析
出する炭化物が薄片状のままで差し渡し径が大きいの
で、鋼材の靱性が確保できない。一方、焼戻し温度が６
７５℃を超えると、マルテンサイトから析出する炭化物
の凝集粗大化、転位密度の減少等が生じ引張強さが確保
できない。

【００７０】なお、焼戻しを行う場合には焼戻し中に脱
水素が進行するので、前の工程での徐冷を必要としな
い。そのために、生産時間の短縮に有効である。

【００７１】

【実施例】表１に示す本発明で規定する化学組成を備え
た鋼８種類（本発明例、鋼番１〜８）および化学組成が
本発明で規定する範囲を外れた鋼８種類（比較例、鋼番
Ｘ１〜Ｘ８）の溶鋼を、中心偏析を抑制することが可能
な連続鋳造法により幅２０００ｍｍ、厚さ２００ｍｍの
鋳片に鋳造した。中心偏析の抑制が可能な連続鋳造法と
は、鋳型から引き抜かれた鋳片にバルジングを起こさ
せ、凝固完了直前にバルジング量相当の圧下を加える鋳
造方法を意味する。それぞれの試験における連続鋳造条
件を表２に示す。

【００７２】なお、鋼番８については、上記のバルジン
グを起こさせる中心偏析の防止対策に代えて、電磁撹拌
装置を用いる方法（表２の試験Ｎｏ．８の条件）によっ
て鋳造し、本発明で規定する化学組成の中心偏析の抑制
に及ぼす有効性を確認した。

【００７３】

【表１】

【００７４】

【表２】

【００７５】得られた鋳片について、まずＭｎの偏析度
を調査した。Ｍｎの偏析度は、レードルＭｎ分析値（表
１のＭｎ含有率）に対する鋳片中心部の分析値の値であ
り、鋳片中心部の分析値はつぎの方法によって求めた。
鋳片の横断面のセンターラインを挟み鋳片の幅方向に５
ｍｍ、同じく長さ方向に５０ｍｍの領域から、縦横５ｍ
ｍの試料計１０個を採取し、各試料のＭｎ含有率を発光
分光分析法により分析しその平均値を算出した。

【００７６】表１には、このＭｎ偏析度およびＶｓ値に
ついても併記した。

【００７７】これらの鋳片を幅１６００ｍｍ、厚さ１５
〜３０ｍｍの厚鋼板に熱間圧延して供試用の鋼材とし
た。鋳片の熱間圧延条件および圧延後の鋼材の冷却条件
については、表３にまとめて示した。本発明で規定する
製造方法で得られた鋼材（試験Ｎｏ．１〜８。以下、本
発明例の鋼材と記す）および本発明で規定する条件を外
れた製造方法で得られた鋼材（試験Ｎｏ．９〜２１。以
下、比較例の鋼材と記す）を対象に、母材の強度および
靱性を調査した。さらに、溶接継手部の強度、靱性およ
び耐ＨＩＣ性を調査した。

【００７８】母材については、引張試験によって強度
を、シャルピー衝撃試験によって靱性を評価した。引張
試験には、厚鋼板の板厚中心部から切りだしたＪＩＳ
Ａ２２０１に規定されている４号試験片を、シャルピー
衝撃試験にはＪＩＳ Ｚ２２０２に規定されている４号
試験片（２ｍｍＶノッチ付き）を用いた。引張試験およ
びシャルピー衝撃試験は、それぞれＪＩＳ Ｚ２２４
１、ＪＩＳ Ｚ２２４２の規定に従って実施した。シャ
ルピー衝撃試験の試験温度は、母材については−４０
℃、溶接部については−２０℃とした。

【００７９】溶接継手部については、引張試験によって
継手部の強度を、シャルピー衝撃試験によって継手部の
靱性を、耐ＨＩＣ性試験によって水素に起因する割れの
起こりやすさを評価した。溶接継手は、厚さ２５ｍｍの
鋼板に対して引張試験用にはＶ開先片面４層、シャルピ
ー衝撃試験用にはレ形開先片面４層のサブマージアーク
溶接（入熱４ｋＪ／ｍｍ）を施すことによって作製し
た。なお、溶接用のフラックスおよびワイヤには１００
キロハイテン用の市販品を用いた。

【００８０】引張試験片としては、この溶接継手から採
取したＪＩＳ Ｚ３１２１に規定されている１号試験片
を用いた。シャルピー衝撃試験片には、切り欠き底位置
がマクロエッチによって現れるフュージョンラインに一
致するように板厚１／２位置から採取したＪＩＳ Ｚ３
１２８に規定されている試験片を用いた。

【００８１】耐ＨＩＣ性は、ＮＡＣＥに規定されている
温度２５℃のＴＭ０１７７溶液（Ｈ2Ｓ 飽和−５％Ｎａ
Ｃｌ−０．５％酢酸溶液）中に、４点曲げ支持具を用い
て短冊状の試験片の中心部に公称耐力の８０％がかかる
ように曲げた状態で９６時間浸漬後、割れ率を測定する
ことによって評価した。

【００８２】上記の試験のほかに、さらに、本発明の方
法で製造された鋼材がラインパイプ等として用いられる
場合の現地における溶接施工性を評価するために、ｙ型
溶接割れ試験（ＪＩＳ Ｚ３１５８）を行った。溶接ビ
ードは、市販の１００キロハイテン用の手溶接棒を用
い、予熱なしで（気温２５℃）溶接ビードを置く方法で
調製した。なお、溶接ビード部の水素含有率は、ガスク
ロマトグラフ法による分析の結果、１．２ＣＣ／１００
ｇであった。

【００８３】表３に、鋼材の圧延、冷却条件および上記
の調査結果をまとめて示す。

【００８４】

【表３】

【００８５】表３から明らかなように、本発明例の鋼材
である試験Ｎｏ．１〜８については、鋼の化学組成、Ｖ
ｓ値およびＭｎ偏析度が本発明で規定する条件を満足し
ているので、母材の強度（引張強さ）、靱性（シャルピ
ー衝撃エネルギー）および現地溶接性に優れていた。溶
接部についても、強度、靱性および現地溶接性のほか、
耐ＨＩＣ性に優れていることが確認された。特に引張強
さは、母材、溶接部ともに９００ＭＰａを超えており、
本発明で目標としている強度が十分に得られていること
が分かった。

【００８６】これらの本発明例の鋼材の中で、試験Ｎ
ｏ．８は、溶鋼の連続鋳造の際に鋳片にバルジングを起
こさせ、その後圧下する処置を採らなかった例である。
バルジングを起こさせた試験Ｎｏ．１〜７と比較する
と、電磁撹拌を行った試験Ｎｏ．８は耐ＨＩＣ性にやや
劣る傾向が見られた。したがって、連続鋳造の際には、
鋳片にバルジングを起こさせ、凝固完了前にバルジング
相当量の圧下を加える本発明の連続鋳造方法がもっとも
優れていることが分かった。

【００８７】これに対して、比較例の試験Ｎｏ．９〜１
３は、本発明例の鋳片をもとに製造された鋼材である
が、鋼材の製造条件が本発明で規定する条件を満足して
いないので、母材および溶接部の強度、靱性のうちの少
なくともひとつの特性に劣っていた。

【００８８】また、比較例の試験Ｎｏ．１４〜２１は、
化学組成、Ｖｓ値およびＭｎ偏析度のうちの一つまたは
二つが本発明で規定する範囲を外れる鋳片をもとに得ら
れた鋼材に関する結果である。この場合にも、母材、溶
接部ともに特に靱性に劣っていた。また、耐ＨＩＣ性、
現地溶接性に劣るものも多く、本発明で目標としている
強度および靱性に優れた鋼材が得られないことが確認さ
れた。

【００８９】なお、比較例の試験Ｎｏ．９〜２１に用い
られた鋳片は、鋳片にバルジングを起こさせた後、凝固
完了前にバルジング相当量の圧下を加える連続鋳造方法
によって鋳造した。これらの鋼材の特性が劣るのは、試
験Ｎｏ．９〜１３は鋳片から鋼材に加工する場合の製造
条件が、試験Ｎｏ．１４〜２１は鋳片の化学組成、Ｍｎ
偏析度等が本発明で規定する範囲を外れているためと考
えられる。

【００９０】これらの結果から、本発明の高Ｍｎ鋼鋳片
または本発明の高Ｍｎ鋼鋳片の製造方法によって得られ
る鋳片を用いて、本発明の製造方法によって鋼材を製造
することによってはじめて本発明で目標とする強度と靱
性に優れた鋼材を得ることができることが裏付けられ
た。

【００９１】

【発明の効果】本発明の高Ｍｎ鋼鋳片および本発明の高
Ｍｎ鋼鋳片の連続鋳造方法によって得られる鋳片は、Ｍ
ｎの中心偏析が軽度である。そのために、これらの鋳片
をもとに、本発明の製造方法によって得られる鋼材は、
母材、溶接部ともに９００ＭＰａを超える高い強度を備
えるとともに、低温靱性、現地溶接性、耐ＨＩＣ等の特
性にも優れている。したがって、本発明の製造方法で得
られる鋼材は、僻地、寒冷地等の自然環境条件の悪い場
所で敷設されるパイプラインに用いられる鋼管用材料等
に極めて好適である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58 (72)発明者 濱田 昌彦 大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号 住友金属工業株式会社内 (72)発明者 小溝 裕一 大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号 住友金属工業株式会社内 (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60

Claims (4)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で、 Ｃ：０．０２〜０．１％、 Ｓｉ：０．０３〜０．６％、 Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．００３％以下、 Ｎｉ：０．３〜１．２％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ａｌ：０．００４〜０．１％、 Ｎ：０．００１〜０．００６％、 Ｃｕ：０〜０．６％、 Ｃｒ：０〜０．８％、 Ｍｏ：０〜０．６％、 Ｖ：０〜０．１％、 Ｂ：０〜０．００２５％、 Ｃａ：０〜０．００６％ を含有するとともに下記式を満足し、残部はＦｅおよ
   び不可避的不純物からなる化学組成を備え、（鋳片中心
   部のＭｎ含有率）／（鋳片の平均Ｍｎ含有率）として表
   されるＭｎ偏析度が３以下であることを特徴とする高Ｍ
   ｎ鋼鋳片。 ０．２８≦Ｖｓ≦０．４２ ・・・・・ ここで、 Ｖｓ＝Ｃ＋０．２Ｍｎ＋５Ｐ−０．１Ｎｉ−０．０７Ｍｏ＋０．１Ｃｕ ただし、式中の元素記号は各元素の含有率（重量％）を
   表す。
2. 【請求項２】請求項１に記載の化学組成を備える溶鋼を
   連続鋳造用鋳型に注入し、鋳型から引き抜かれた鋳片に
   対して、下記（ａ）および（ｂ）のうちのいずれか、ま
   たは両方の操作を加えることを特徴とする高Ｍｎ鋼鋳片
   の連続鋳造方法。 （ａ）鋳片にバルジングを生じさせ、鋳片の凝固完了前
   にバルジング量相当の圧下を加える。 （ｂ）鋳片の凝固完了前に、電磁撹拌装置を用いて未凝
   固溶鋼に対して撹拌を加える。
3. 【請求項３】請求項１に記載する鋳片または請求項２の
   方法で得られる鋳片を１０００〜１２５０℃の温度に加
   熱し、９５０℃以下における累積圧下率が２５％以上と
   なる条件で熱間圧延し、７００℃以上で熱間圧延を終了
   した後、７００℃以上から、１０〜７０℃／ｓの冷却速
   度で１００〜４５０℃の温度域となるまで冷却すること
   を特徴とする高張力鋼材の製造方法。
4. 【請求項４】さらに５００〜６７５℃の温度域で焼き戻
   すことを特徴とする請求項３に記載の高張力鋼材の製造
   方法。