JPH02217417A - Ｄｗｔｔ特性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〈産業上の利用分野〉 本発明は原油や天然ガス等を輸送するパイプラインに使
われる厚肉ＵＯＥ鋼管に用いられるＤＷＴＴ特性の優れ
た非調質高張力鋼板に関するものである。

〈従来の技術〉 最近は、原油や天然ガスなどを輸送するパイプラインに
おいては、輸送の効率を上げるため高圧の操業が指向さ
れ、強度が高く、かつ板厚が厚いＵＯＥ鋼管用鋼板が要
求されている。これらのパイプラインは脆性破壊に対す
る安全性を高めるため、脆性破壊の発生特性を向上させ
ることは勿論、発生した脆性亀裂を停止する能力を向上
させる必要がある。前者はシャルピー衝撃試験の破面遷
移温度やＣＴＯＤ試験にて評価されるのに対し、後者は
ＤＷＴＴ（Ｄｒｏｐ　１４ｅｉｇｈｔ　Ｔｅａｒ　Ｔｅ
５ｔ）の破面遷移温度で評価される。

従来ＤＷＴＴの破面遷移温度（８５％５ＡＴＴ）を低下
させて脆性亀裂の伝播停止特性を向上させるには、シャ
ルピー衝撃試験の遷移温度とＤＷＴＴの破面遷移温度と
が相関ありとの考えから、結晶粒の微細化を達成するこ
とが重要であり、そのためたとえば制御圧延などの結晶
粒微細化技術が発展してきたことは周知のことである。

しかしながら、板厚が２０閾を越えるような場合には、
細粒化を行えばシャルピーの遷移温度は低温側に移行す
るもののＤＷＴＴの遷移温度は必ずしも低温側に移行せ
ず、したがって要求特性を満足させ得ない場合が往々に
して出てきた。

また、（α＋ｙ）２相域圧延を実施することにより、鯛
仮に（１００）集合組織を発達せしめ、Ｚ方向のへき開
強度を低下させてＤＷＴＴ片破面上にセパレーシッンを
生じさせることにより亀裂先端の３軸応力を緩和させて
り、Ｔ方向の靭性を向上させる方法もしばしば用いられ
ている。

しかしながら、この方法は圧延機に過大な負荷を与え、
また圧延能率を低下させるので好ましくない。

〈発明が解決しようとする課題〉 本発明の目的はこのような厚肉材のＤＷＴＴ特性を向上
させる製造方法を提供することである。

く課題を解決するための手段〉 本発明は、重量比にて、Ｃ：　　０．００５〜０．１５
％。

Ｓｉ：　０．０５〜１．０％、　Ｍｎ　：　　０．６〜
２．５％、　Ａ１：　０．００５〜０，０８％、　Ｎｂ
：　　０．００５〜０．１％を含み、さらに必要に応じ
てＶ　：　ｏ、ｏｉ　〜ｏ、ｔｏ％、（：ｕ：　　１．
０％以下。

Ｎｔ：Ｉ、０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、　Ｍｏ：　
０．５％以下、　Ｔｉ　：　０．００５〜０．１％、　
Ｂ　：　０．０００３〜０．００２０％。

Ｃａ　：　　０．００１〜０．０１０％、　　ｒｌ　Ｅ
Ｍ　：　　０．００１〜０．０１０％のいずれか１種又
は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よ
りなるスラブを１０５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱
後（Ａｒｓ＋１５０℃）以上の再結晶Ｔ域で５％／パス
以下の軽圧下を１〜３パス含む３０％以上の圧下を与え
、さらに引続いて（Ａｒｓ＋１５０℃）未満静１以上の
未再結晶Ｔ域で６５〜９０％の圧下を与え、その後空冷
し、次いで（静、−２０℃）　〜（Ａｒｓ　　７０℃）
の温度範囲から３〜３０℃／ｓの冷却速度で６５０〜４
００℃の温度範囲まで加速冷却することを特徴とするＤ
ＷＴＴ特性の優れた非！１１質高張力鋼板の製造方法で
ある。

〈作　用〉 本発明者らは厚肉材のＤＷＴＴ特性を向上させるミクロ
組織を検討したところ、単にフェライト結晶粒を微細化
させるよりもある程度粗大なポリゴナルフエライトを混
入させた方が、ＤＷＴＴ特性が向上することを見出した
。すなわち組織中に１０〜２５ｎのポリゴナルフエライ
トを５〜４０％含ませることによりＤＷＴＴ特性が向上
し、一方シャルビー特性は劣化しない。

本発明は上記の組織を工業的に実現するための製造方法
に係わる。

まず本発明の基礎となった実験について説明する。

第１図は０．０６％Ｃ−０，２０％５ｔ−１，，１５％
Ｍｎ−０，０３％Ｎｂ−０，０５％Ｖ−０．２％Ｃｕ−
０．２％Ｎ１ｆｉを１１５０℃に加熱後、（Ａｒ２　＋
　１．５０℃）以上の再結晶Ｔ域で６０％の圧下を与え
た後、（Ａｒ３＋Ｉ５０℃）〜＾ｒ。

の未再粘晶Ｔ域で０〜９０％の圧下を与え、その後空冷
し、（Ａｒｓ４０℃）からｌＯ℃／ｓの冷却速度で５０
０℃まで冷却したときのシャルピー特性およびＤＷＴＴ
特性の変化を示したものである。

このときの仕上厚は２５ｍとした。（Δｒｓ＋１５０”
Ｃ）以上の再結晶γ域で６０％の圧下を与える際、Δ印
（比較鋼）は１０％／パスで圧下を与えたが、一方Ｏ印
（本発明ｔＩ４）は再結晶域圧延終了前２パスの圧下を
３％／パスとし、その他は１０％／パスで圧下を与えた
。

この図に示す結果より、比較鋼の場合、未再結晶γ域で
の圧下率を６５％以上にしてもシャルピー特性およびＤ
ＷＴＴ特性は大きく向上しないのに対して本発明鋼の場
合、未再結晶γ域での圧下率が６５％以上になると、シ
ャルピー特性は変わらないが、ＤＷＴＴ特性は著しく向
上することがわかる。

これは再結晶γ域での低圧下率／パスの圧下を加えるこ
とにより１粒界が歪誘起移動を起こし、適度の混粒状態
となる。この混粒子を（Ａｒｓ　＋　１５０℃）以下の
未再結晶γ域で６５％以上の圧下を与えた後、（Ａｒｓ
２０℃）以下まで空冷後加速冷却することにより、平均
粒径が６ｎ以下の中に加速冷却部に生成した歪の少ない
ＩＯ〜２５μの粗大フェライト粒が生成する。

このような歪の少ない粗大フェライトが存在した場合、
ＤＷＴＴ特性が著しく向上することが明らかとなった。

その理由は進行する脆性亀裂先端に出来る塑性域が歪の
少ないボリゴナルフエライトの存在により拡がりやすく
なり、その結果亀裂先端の応力を緩和するためと考えら
れるが、詳細は明らかでない。

なお従来から圧延後の冷却開始温度を計、以下とする例
がたとえば特開昭５２−１２３９２１号公報や特開昭５
８−７７５２９号公報に見られるが、いずれも本発明の
ように再結晶γ域で軽圧下することによりフェライトの
適切な混粒化を図り、ＤＷＴＴ特性を向上させることに
ついての開示は見られない。

次に、本発明において用いる材料の成分組成の限定理由
について説明する。

Ｃ： Ｃは０．００５％未満では鋼板強度が不足し、また、溶
接熱影響部（以下、ＨＡ　Ｚと記す）の軟化を来し、一
方０，１５％を越えると母材の靭性が劣化するとともに
溶接部の硬化に加え、耐割れ性の劣化も著しくなるので
、Ｃはｏ、ｏｏｓ〜０．１５％の範囲内にする必要があ
る。

Ｓｊ　： Ｓｌは鋼精錬時に脱酸上必然的に含有される元素である
が、０．０５％未満では母材靭性が不足し、−方、１．
０％を越えると鋼の清浄度が劣化して靭性低下の原因に
なるので、Ｓｌは０．０５〜１．０％の範囲内にする必
要がある。

ｈｎ： Ｍｎは０．６％未満では鋼板の強度および靭性が不足し
、さらにＴ（Ａ、　Ｚの軟化がひどくなり、一方、２．
５％を越えるとＩ（Ａ　Ｚの靭性が劣化するので、Ｍｎ
は０．６〜２．５％の範囲内にする必要がある。

八ｌ！ 鋼の脱酸上最低０．００５％の八ｌを固溶するよう含有
させることが必要であり、一方、０．０８％を越えると
ＨＡ　Ｚの靭性のみならず溶接金属の靭性も著しく劣化
するので、Ａ／は０゜００５〜０．０８％の範囲内にす
る必要がある。

Ｎｂ： Ｎｂばフェライトの細粒化に効果があるが、０．００５
％未満でその効果は発現せず、一方、０．１％を越える
と溶接時に溶接金属中に拡散し、溶接金属の靭性を低下
させるので、Ｎｂは０．００５〜０．１０％の範囲内に
限定した。

以上の成分組成において、本発明の方法による所期した
効果を奏するが、その他以下に掲げる成分がそれらの添
加目的の下で含有される場合にあっても、この発明によ
る効果の達成を妨げることはない。

Ｎｉ： ＮｉはＩＩＡＺの硬化性および靭性に悪い影響を与える
ことなく、母材の強度、靭性を向上させるのに有用であ
るが、１．０％を越えて含有させるのは製造コストの上
昇を招くので１．０％以下にする。

Ｃｕ； Ｃｕは後述のＮｉとほぼ同様の効果があるだけでなく、
耐食性の向上にも寄与するが、１．０％を越えると熱間
圧延中にクラックが発生しやすくなり、鋼板の表面性状
が劣化するので、１．０％以下にする必要がある。

ＭＯ＝ Ｍｏは圧延時の１粒を整粒となし、なおかつ微細なベイ
ナイトを生成するので強度、靭性の向上に有用であるが
、０．５％を越える必要はなく、却って製造コストの上
昇を招く不利を来すのでＭＯは０．５％以下に限定する
。

■： ■は鋼板の母材の強度と靭性向上、継手強度確保のため
、むしろ０．０１％以上の含有を可とするが、０．１０
％を越えると母材およびＨＡ　Ｚの靭性を著しく劣化さ
せるので、■は０．１θ％以下の範囲内に制限する。

Ｃｒ： Ｃ「は鋼板の母材強度と継手強度確保のために含有させ
得るが、１．０％を越えると母材の靭性ばかりか溶接部
靭性にも悪影響が生じるので、１．０％以下にする必要
がある。

Ｔｉ　： Ｔｉは１粒の微細化効果による靭性向上とＴ＋炭窒化物
の強度上昇を目的として添加する。しかし、Ｔｉ１ｌが
０．００５％未満ではその効果はなく、また、０．１０
％を越えると靭性が劣化するのでＴｉ１ｌの範囲をｏ、
ｏｏｓ〜０．１０％とする。

Ｂ： Ｂは焼入性を向上させ、ベイナイト体積率の増大により
強度上昇を目的として添加する。しかし、Ｂｆｉが０．
０００３％未満では強度上昇効果がなく、また、０．０
０２％を越えるとマルテンサイトが生じ、靭性が劣化す
るのでＢ量の範囲は０．０００３〜０．００２％とする
。

Ｃａ： Ｃａは０．００１％程度の＠量にてＭｎＳの形態制御に
効果をもたらし、鋼板の圧延と直角方向の靭性向上に有
効であるが、０．０１０％を越えると鋼の清浄度が悪く
なり内部欠陥の原因となるので、０．００１〜０．０１
０％の範囲に限定した。

ＲＥＭ： ＲＥＭ　　（Ｌａ、　　Ｃｅ、　　Ｐｒ＋　　Ｎｄ＋　
　Ｉｌｏ　　Ｓｓ、　　Ｉ！ｕ、　　Ｇｄ＋　　Ｔｂ＋
Ｄｙ、　Ｉｌｏ、　Ｅｒ、　Ｔｕ、　Ｙｂ、　Ｌｕ＋　
Ｓｃ＋　Ｙｔの希土類元素）は、０．００３％程度の微
量にてやはりＭｎＳの形態制御効果をあられし、鋼板の
圧延と直角方向の靭性向上に有効であるが、ｏ、ｏｔｏ
％を越えると鋼の清浄度が悪くなるほかにアーク溶接の
面でも不利があるので、０．００１〜０．０１．０％の
範囲に限定した。

次に本発明の第２の構成要件である加熱、圧延、冷却条
件の限定理由について説明する。

はじめにスラブを加熱するが、加熱温度が１０５０℃未
満ではＮｂの固溶量が０．０１％未満となるため、高強
度化が達成できない、また綱を１２５０℃を越えて加熱
すると、続く再結晶γ域での圧延を行ってもオーステナ
イト粒の細粒化が不十分となり靭性が劣化する。よって
加熱温度は１０５０〜１２５０℃の範囲にする必要があ
る。

上記条件により加熱されたスラブを（Ａｒｉ＋１５０℃
）以上の再結晶γ域で圧延を施す、この温度域では歪誘
起粒界移動によるγ粒の粗大化と、圧延−再結晶の繰り
返しにより結晶粒の細粒化の双方を同時に行う重要な工
程である。歪誘起粒界移動による１粒の粗大化は低圧下
率／パスの圧下率が５％以下でないと起こらない、また
このパス回数も３回を越えるとγ粒が成長しすぎるため
、最終のα粒径が２５ｎ以上となり靭性が劣化する。よ
って低圧下率／パスの圧下率は５％以下、このパス回数
は３回以下にする必要がある。この低圧下率／パスを与
える温度域は（Ａｒｓ　＋　１５０　℃）以上の再結晶
γ域であれば良いが、好ましくは圧延開始初期に与える
より圧延途上や圧延終了近傍で与える方が良い。

一方圧延一再結晶の繰り返しにより１粒の細粒化を行う
が、再結晶γ域での圧下率が３０％未満ではγ粒の細粒
化が不十分となり、続（未再結晶γ域での圧下を行って
も靭性が劣化する。よって再結晶γ域での圧下率は３０
％以上とする必要がある。

次に（＾ｒｉ＋１５０℃）未満Ａｒ、以上の未再結晶γ
域での圧延は、１粒の伸長化やγ粒内に変形帯を導入す
るために行うが、（Ａｒｓ＋１５０℃）以上の温度域あ
るいは計１未満の温度域では前記目的が達成されない。

次にこの温度域での圧下率を６５〜９０％の範囲にする
必要がある。圧下率が６５％未満ではオーステナイトの
伸長化、変形帯の導入が不十分となり、この後に続く空
冷中にフェライトが粗大化するため、靭性が著しく劣化
する。よって圧下率の上限を６５％とした。また９０％
を越える圧下率で圧延しても前記効果が飽和し、フェラ
イト粒径の微細化効果が小さくなるため、９０％を上限
とした。

続いて（Ａｒｓ　　２０”Ｃ）　〜（Ａｒｓ　　７０℃
）の温度範囲まで空冷するが、これは本発明の主目的で
あるＤＷＴＴ特性を向上させるために粗大ボリゴナルフ
ェライトを生成させるために行う、空冷の終了温度が（
Ａｒｓ２０℃）より高い場合、粗大、ボリゴナルフェラ
イト粒径が１０ｐ１１以上とならず、またその体積率も
５％以上とならない、一方空冷終了温度が（Ａｒｓ７０
℃）より低い場合、粗大ポリゴナルフェライト粒径が２
５μ−以上となり、またその体積率も４０％以上となり
、いずれもＤＷＴＴ特性は劣化する。よって空冷の温度
範囲は（Ａｒｓ２０℃）〜（Ａｒｓ　　７０℃）の範囲
に限定した。

上記範囲まで空冷後加速冷却を行うが、冷却速度は３℃
／Ｓに満たないと加速冷却の効果がなく、一方３０℃／
Ｓを越えると焼入組織となり焼戻工程が必要となるので
冷却速度を３〜３０℃／ｓの範囲に限定した。前記加速
冷却は６５０℃以下４００℃までの加速冷却を続けるが
、６５０℃を越える温度で冷却を停止すると加速冷却の
効果が生じないため、また４００℃未満で冷却を停止す
ると鋼板内に歪が生じやすくなるため、加速冷却の停止
温度は６５０〜４００℃の範囲とする。

〈実施例〉 第１表に成分組成を示した供試鋼について、第２表に示
す加熱−圧延−冷却条件により処理した。

鋼板の機械的性質およびフェライト組織の変化について
調査し、その結果を第２表にまとめて示す。

第２表において試験８ｔｈｌ〜８は本発明で限定した範
囲内の成分組成からなる第１表のＡ鋼のスラブに種々の
加熱−圧延−冷却条件を施し、いずれも板厚２２鵡の製
品としたものである。まず試験Ｎα１はスラブ加熱温度
が１０００°ｃ　（１０５０℃未満）と低いため、ＴＳ
が低い、試験に２，３．４は再結晶γ域での圧下条件が
１５％（３０％未満）と低いため、また再結晶γ域での
５％／パス以下の軽圧下のパス回数が５パス（３パス越
）と多いため、シャルピー特性およびＤＷＴＴ特性が悪
い、試験漱４は未再結晶γ域での圧下率が３０％（６５
％未満）と低いためシャルピー特性、ＤＷＴＴ特性が悪
い、試験Ｎ（１５は冷却開始温度が７９０℃（（Ａｒｓ
　　２０℃）越）と高いためＤＷＴＴ特性が悪い、試験
魔６は冷却開始温度が６７０℃Ｎ＾ｒｓ　　７０℃）未
溝）と低いため、ＴＳが低く、ＤＷＴＴ特性が悪い、こ
れらに対して試験Ｎα７．８はこの発明の構成要件に従
い製造したため、高い強度と優れたシャルピー特性（ｖ
Ｔｒｓが一１００℃以下）およびＤＷＴＴ特性（８５％
ＦＡＴＴが一２０℃以下）を有していることがわかる。

次に試験阻９〜１３はこの発明に従う成分組成によりな
るＢ−Ｅ鋼のスラブについて、しかもこの発明の構成要
件を全て満足して製造した板Ｊ！Ｘ２０〜３０ｍの鋼板
の機械的性質とミクロ組織の変化を示す、いずれも高い
強度と優れたＤＷＴＴ特性をイｆする鋼板であることが
わかる。

〈発明の効果〉 以上述べた如く本発明によれば再結晶γ域での圧延にお
いて、軽圧下のパスを含ませ、かつ冷却開始温度をＡｒ
＋以下とすることにより、微細フェライト中に適度な粗
大フェライト粒を混入させ、ＤＷＴＴ特性を向上させる
ことができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は未再結晶γ域での圧下率と破面遷移温度との関
係を示すグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量比にて、Ｃ：０．００５〜０．１５％、Ｓｉ：
   ０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．６〜２．５％、Ａｌ：
   ０．００５〜０．０８％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％
   を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなるスラブ
   を１０５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱後（Ａｒ＿３
   ＋１５０℃）以上の再結晶γ域で５％／パス以下の軽圧
   下を１〜３パス含む３０％以上の圧下を与え、さらに引
   続いて（Ａｒ＿３＋１５０℃）未満Ａｒ＿３以上の未再
   結晶γ域で６５〜９０％の圧下を与え、その後空冷し、
   次いで（Ａｒ＿３−２０℃）〜（Ａｒ＿３−７０℃）の
   温度範囲から３〜３０℃／ｓの冷却速度で６５０〜４０
   ０℃の温度範囲まで加速冷却することを特徴とするＤＷ
   ＴＴ特性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法。 ２、重量比にて、Ｃ：０．００５〜０．１５％、Ｓｉ：
   ０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．６〜２．５％、Ａｌ：
   ０．００５〜０．０８％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％
   を含み、さらにＶ：０．０１〜０．１０％、Ｃｕ：１．
   ０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、
   Ｍｏ：０．５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｂ
   ：０．０００３〜０．００２０％、Ｃａ：０．００１〜
   ０．０１０％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０１０％のい
   ずれか１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可
   避的不純物よりなるスラブを１０５０〜１２５０℃の温
   度範囲に加熱後（Ａｒ＿３＋１５０℃）以上の再結晶γ
   域で５％／パス以下の軽圧下を１〜３パス含む３０％以
   上の圧下を与え、さらに引続いて（Ａｒ＿３＋１５０℃
   ）未満Ａｒ＿３以上の未再結晶γ域で６５〜９０％の圧
   下を与え、その後空冷し、次いで（Ａｒ＿３−２０℃）
   〜（Ａｒ＿３−７０℃）の温度範囲から３〜３０℃／ｓ
   の冷却速度で６５０〜４００℃の温度範囲まで加速冷却
   することを特徴とするＤＷＴＴ特性の優れた非調質高張
   力鋼板の製造方法。