JPH03162521A - 抵温靭性の優れた高張力鋼板の製造法 - 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） 本発明は低温靭性、とくに溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性
の優れたラインバイブ用高張力鋼板（引張強さ、ＴＳで
５５ｋｇｆ／ｍＪ以上、厚み４０ｍｍ以下）の製造法に
関するものである。

鉄鋼業においては厚板ミルに適用することがもっとも好
ましいが、ホットコイルにも適用できる。また、この方
法で製造した鋼板は大径ラインパイプをはじめ寒冷地で
使用される産業機械などに用いることができる。

（従来の技術） 寒冷地で使用するラインパイプに対しては高強度ととも
に優れた低温靭性、現地溶接性が要求される。これらの
特性を同時に満足させるため、ラインパイプ用鋼板はＮ
ｂ添加鋼の制御圧延あるいは制御圧延一加速冷却法によ
って製造されるのが一般的であった。

しかし最近では、Ｎｂ添加を基本にＮｂ−１ｔ４、Ｎｂ
−Ｍｏ鋼、Ｎｂ−Ｂ鋼やＴｉＣ鋼（ＴｉＣｌ：−よる析
出硬化鋼）などの鋼も開発されている。これらの中でも
とくにＴｉＣ鋼はＮｂ鋼に替わる新しい鋼であり、高強
度が得やすく溶接性に優れ、かつ廉価である特徴をもつ
が、ややＨＡＺ靭性の点で不安があった。

そこで本発明者らは、ＴｉＣ鋼のＨＡＺ靭性改善の研究
に取り組み、微ｊｌＴｌ，Ｎ添加鋼の鋳造時の凝固冷却
速度を速くして微細なＴＩ窒化物（Ｔ　ｉ　Ｎ）を鋼中
に分散させ、ＨＡＺ組織を微細化、靭性を改善する方法
を発明した（特公昭５８−００９Ｊｌ１５号公報）。し
かし、この発明ではＴｉＮを微細に分散させるために必
要な最小凝固冷却速度が大きく、現状の連続鋳造法での
実現は困難であった。

（発明が解決しようとする課題） 本発明はＴｉＣ鋼の優れた特性を損なうことなく、ＨＡ
Ｚ靭性を改善する方法を与えるもので、低温靭性、溶接
性の優れた安価なＴＩ添加高張力鋼の製造技術を提供す
るものである。本発明法に基づいて製造したＴＩＣ鋼は
通常の連続鋳造法においても優れたＨＡＺ靭性を得るこ
とができる。

（課題を解決するための手段） 本発明の要旨は、Ｃ　：　０．０４〜０，ｌ２％、Ｓ　
ｉ：０．５％以下、Ｍｎ：ｌ．２　〜２．０％、Ｐ　：
　０．０３％以下、Ｓ　：０．００５％以下、Ｔ１：０
．０４〜０．０９％、ＡＩＩ：０．００４％以下、Ｎ　
：　０．００２〜０．００５％、Ｏ　：　０．００１５
〜０．００５０％に必要に応じて、さらにＮｂ：０．０
０５〜０．０５％、Ｎ　Ｉ：０．０５　〜０．３％、Ｃ
ｕ：０．０５　〜０．３％、Ｃ　ｒ：０．０５〜０．５
％の１種または２種を含有し、かつ０．０３％≦Ｔｌ％
−２（Ｏ％）−３．４（Ｎ％）≦０．０７％を満足し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を１１００℃
〜ｌ２５０℃の温度範囲に加熱して、９５０℃以下の累
積圧下量４０％以上、圧延終了温度６５０℃〜８５０℃
で圧延を行なった後、空冷または加速冷却することを特
徴とする低温靭性の優れた高張力鋼板の製造法である。

以下、本発明について詳細に説明する。

ＴｉＣ鋼のＨＡＺ靭性を改善するには、その組織を微細
化することが必要である。しかしＴｉＮ粒子のみによる
微細化には、前述のような製造上の問題点のほか、達或
できる靭性レベルにも限界がある。

そこで本発明者らはＴＩ酸化物（Ｔｉｅ）による微細化
法を発明した。Ｔ１酸化物によるＨＡＺ靭性の微細化に
ついては、すでに特開昭６３−２１０２３５号公報など
が提案されているが、これらの発明におけるＴｉ量はせ
いぜい０，０３％以下で、多量のＴＩ添加によるＴｉＣ
の形或はＨＡＺ靭性を著しく劣化させると考えられてい
た。

しかし本発明者らの研究によれば、通常の連続鋳造工程
で製造された鋼でも、その成分、製造法を特定の範囲に
限定すれば、微細なＴｉＯが得られ、ＨＡＺ靭性が改善
できることが明らかになった。そしてラインバイブのよ
うに板厚が薄＜（４０關以下）、溶接人熱が比較的小さ
い場合は、とくに大きなＨＡＺ靭性の改善の効果が得ら
れることを見出した。

上記のようなＴＩ添加による高強度化とＨＡＺ靭性改善
の効果を得るためには、適量のＴｉＣ（析出硬化）と十
分なＴｉＯ，ＴｉＮを得なければならない。このために
は、まずＡｐ量を０．００４％以下としてＴＩ　，０，
Ｎｆｆｉを限定することが必須であり、Ｔ　ｌ：ｏ．０
４〜０．０９％、Ｎ　：０．００２〜０．００５％、Ｏ
　：　０．００１５〜０．００５０％とし、さらにこれ
らのバランスを０６０３％≦Ｔ１％−２　（０％）　−
３．４（Ｎ％）≦０．０７％に限定した。

Ａｇは通常脱酸剤として鋼に含まれる元素であるが、本
発明では好ましくない元素であり、上限を０．００４％
とした。この理由は、ＡＩがＴＩよりもＯとの結合力が
強く、微細なＴｉＯの生成を妨げるからである（ＡＪ　
ｆｆｉはできる限り低減することが望ましい）。

ＴＩは微細なＴｉｅ，ＴｉＮ生成によるＨＡＺ組織の微
細化や微細なＴｉＣによる高強度化のために必須の元素
である。Ｔｉ量の下限は、これらの析出物を十分に得る
ための最小量である。しかしＴｌｆｆｉが多過ぎるとＴ
ｉＣの析出によってＨＡＺが硬化、靭性の劣化を招くの
で、その上限を０．０８％とした。

つぎにＮ，Ｏｆｆｉであるが、その下限はＴｉｅ，Ｔｉ
Ｎを生成させるための最小必要量である。Ｎの上限０．
００５％は固溶ＮによるＨＡＺ靭性の劣化を防止するた
めであり、またＯの上限０．００５０％は非金属介在物
の生成による鋼の清浄度、靭性劣化を防止するためであ
る。

単に個々の元素量を限定するだけでは優れた特性は得ら
れないので、さらにそのバランスを０．０３％≦Ｔ１％
−２（○％）−３．４（Ｎ％）≦０．０７％に限定した
。Ｔｉ，Ｎ，Ｏ量が、この範囲内にあると特性は飛躍的
に向上する。上式はＴｉＯ（Ｔｉ２０３）、ＴｉＮが生
成すると考えたとき、化学量論的なＴＩの過不足量を表
現したものである。下限はＴ１ｆｆｉの不足によるＴｉ
Ｎ，ＴｉＯ生成量の不足を防ぐためであり、上限はＴｉ
Ｃによる過剰の析出硬化を防止するためである。

しかし、たとえ微細ＴｉＮ，ＴｉＯやＴｉＣが十分に得
られたとしても、基本戊分が適切でないと優れた特性の
バランスは達成できない。以下、この点について説明す
る。

Ｃの下限０．０４％は、母材および溶接部の強度の確保
ならびにＴＩ，Ｎｂによる強靭化効果（炭化物による析
出硬化など）を発揮させるための最小量である。しかし
Ｃ量が多過ぎると溶接性の著しい劣化を招くので、上限
を０．１２％とした。

Ｓ１は多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させる
ため、上限を０．５％とした。鋼の脱酸はＴＩのみでも
十分であり、Ｓ１はかならずしも添加する必要はない。

Ｍｎは強度、靭性を確保する上で不可欠な元素であり、
その下限は１２％である。しかしＭｎＥ１が多過ぎると
焼入性が増加して溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるだけ
でなく、連続鋳造スラブの中心偏折を助長するので上限
を２．０％とした。

本発明鋼において不純物であるＰ，Ｓをそれぞれ０．０
３％、０．００５％以下とした理由は、母材、溶接部の
低温靭性をより一層向上させるためである。Ｐの低減は
粒界破壊を防止し、３Ｂの低減はＭｎＳによる靭性の劣
化を防止する。好ましいＰ，Ｓ量はそれぞれ０．０１，
　０．００３％以下である。

つぎにＮｂ，Ｎｉ　，Ｃｕ，Ｃｒを添加する理由につい
て説明する。基本となる成分にさらにこれらの元素を添
加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうこ
となく、強度、靭性などの特性向上をはかるためである
。したがって、その添加量は自ら制限される性質のもの
である。

Ｎｂはミクロ組織の微細化による低温靭性の向上や焼入
性の増大、析出硬化による高強度化など優れた効果を有
する元素である。しかし、添加量が多過ぎると溶接性や
ＨＡＺ靭性の劣化を招くので、その上限を０．０５％と
した。

Ｎ１は溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響をおよぼすことなく
、強度、靭性をともに向上させるほか、Ｃｕ添加時の熱
間割れ防止にも効果がある。しかし０．３％を超えると
経済性の点て好ましくないため、その上限を０．３％と
した。

Ｃｕは耐食性、耐水素誘起割れ性にも効果があるが、０
．３％を超えると熱間圧延特にＣｕ−クラックが生じ、
製造が困難になる。このため上限を０．３％とした。

Ｃｒは母材、溶接部の強度を高める元素であるが、多過
ぎると溶接性やＨＡＺ靭性を著しく劣化させる。このた
めＣｒ添加量の下限は０．０５％で、上限は０．５％で
ある。

上記のようなＴｌ添加による強靭化効果を十分に得るに
は、製造法が適切でなければならず、鋼（スラブ）の再
加熱、圧延、冷却条件を限定する必要がある。まず再加
熱温度をｉｔｏｏ〜ｌ２５０℃の範囲に限定する。

再加熱温度はＴＩ．Ｎｂ析出物を固溶させ、かつ圧延終
了温度を確保するために１１００℃以上としなければな
らない（望ましくは１１５０℃以上）。この温度以下で
は、ＴＩが十分に固溶せず目的とする強度が得られない
。しかし再加熱温度が１２５０℃以上では、オーステナ
イト粒（γ粒）が著しく粗大化し、圧延によっても完全
に微細化できないため、優れた低温靭性が得られない。

このため再加熱温度を１２５０℃以下とする。

さらに９５０℃以下の累積圧下量を４０％以上、圧延終
了温度を６５０〜８５０℃としなければならない。

これは再結晶域圧延で微細化したγ粒を低温圧延によっ
て延伸化し、フエライト粒径の徹底的な微細化をはかっ
て低温靭性を改善するためである。

累積圧下量が４０％未満ではγ組織の延伸化が不十分で
、微細なフエライト粒が得られない。また圧延終了温度
が８５０℃以上では、たとえ累積圧下量が４０％以上で
も微細なフエライト粒は達成できない。しかし圧延終了
温度が低下し過ぎると過度の（γ−α）２相域圧延とな
り、低温靭性の劣化を招くので、圧延終了温度の下限を
８５０℃とした。

圧延後の冷却条件は、空冷または加速冷却が望ましい。

加速冷却の条件としては圧延後、ただちに冷却速度１０
〜４０℃／ｓｅｅで６００℃以下の任意の温度まで冷却
、その後空冷することが望ましい。

なおこの鋼を製造後、十分な焼戻、脱水素などの目的で
Ａ　Ｃ　１点以下の温度で再加熱しても本発明の特徴を
損なうものではない。

（実　施　例） 転炉一連続鋳造一厚板工程で鋼板（厚みｌＯ〜３２ｍ＋
ａ）を製造し、その強度、靭性、ＨＡＺ靭性を調査した
。

表１に実施例を示す。

本発明法にしたがって製造した鋼板（本発明鋼）はすべ
て良好な特性を有する。これに対して本発明によらない
比較鋼は、強度、ＨＡＺ靭性に劣る。

第１図はシャルビー試験片のノッチ位置を示す。

比較鋼ｌ２〜ｌ５において、鋼１２はＡＤ量が高く、Ｔ
Ｉ酸化物が十分に生成しないために、また鋼ｌ３は酸素
量が多過ぎるために、ＨＡＺ靭性が劣る。

鋼ｌ４はＭｎｆｆｉが少ないために、母材強度とＨＡＺ
靭性がともに劣る。＃ｌｌ５はｆ　（ＴＩ）が高いため
に、ＨＡＺ靭性が劣る。さらに比較鋼１６．　１７では
、鋼１６はｆ　（Ｔｉ）が低いために、鋼ｌ７は再加熱
温度が低いために、母材の強度が十分でない。比較鋼ｌ
８は圧延終了温度が低過ぎるために、母材の靭性が悪い
。

（発明の効果） 本発明により、低温靭性、溶接性の優れた高強度ライン
パイプの製造が可能となった。その結果、現場での溶接
施工能率やパイプラインの安全性が著しく向上した。

【図面の簡単な説明】

第１図はシャルピー試験片のノッチ位置の説明図である
。 代　理　人　　弁理士　　茶野木　立　夫ｚ７７）７７
１

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量比で、 Ｃ：０．０４〜０．１２％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：１．２〜２．０％、 Ｐ：０．０３％以下、 Ｓ：０．００５％以下、 Ｔｉ：０．０４〜０．０９％、 Ａｌ：０．００４％以下、 Ｎ：０．００２〜０．００５％、 Ｏ：０．００１５〜０．００５０％、 ０．０３％≦Ｔｉ％−２（Ｏ％）−３．４（Ｎ％）≦０
   ．０７％残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を１
   １００℃〜１２５０℃の温度範囲に加熱して、９５０℃
   以下の累積圧下量４０％以上、圧延終了温度６５０℃〜
   ８５０℃で圧延を行なった後、空冷または加速冷却する
   ことを特徴とする低温靭性の優れた高張力鋼板の製造法
   。 ２、重量比で、 Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、 Ｎｉ：０．０５〜０．３％、 Ｃｕ：０．０５〜０．３％、 Ｃｒ：０．０５〜０．５％ の１種または２種を含有する鋼であることを特徴とする
   請求項１記載の低温靭性の優れた高張力鋼板の製造法。