JPH07242937A - 板厚方向の硬度むらの少ない非調質高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
板厚方向の硬度むらの少ない非調質高張力鋼板の製造方法Info
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- JPH07242937A JPH07242937A JP3452594A JP3452594A JPH07242937A JP H07242937 A JPH07242937 A JP H07242937A JP 3452594 A JP3452594 A JP 3452594A JP 3452594 A JP3452594 A JP 3452594A JP H07242937 A JPH07242937 A JP H07242937A
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Abstract
(57)【要約】
【目 的】 板厚方向の硬度むらの少ない非調質高張力
厚肉鋼板を製造する方法の提供。 【構 成】 重量比にて、Ｃ： 0.005〜0.06％、Si：0.
05〜1.0 ％、Mn： 0.8〜2.5 ％、Al：0.005 〜0.08％、
Nb：0.01〜0.1 ％を含み、さらに必要に応じて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 ％、Ca：
0.001〜0.01％、ＲＥＭ： 0.001〜0.01％の１種又は２
種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる
鋼スラブを1050〜1250℃の温度範囲に加熱後、(Ar3＋15
0 ℃）以上の再結晶γ域で30％以上の圧下を与え、さら
に(Ar3＋150 ℃）未満〜Ar3 の未再結晶γ域で、少なく
とも 5％／パス以下の軽圧下を 1〜 3パス含む50％以上
の圧下を与え、次いで(Ar3−10℃）〜(Ar3−80℃）まで
空冷し、その後20〜50℃／ｓの冷却速度で 400℃未満ま
で加速冷却する。
厚肉鋼板を製造する方法の提供。 【構 成】 重量比にて、Ｃ： 0.005〜0.06％、Si：0.
05〜1.0 ％、Mn： 0.8〜2.5 ％、Al：0.005 〜0.08％、
Nb：0.01〜0.1 ％を含み、さらに必要に応じて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 ％、Ca：
0.001〜0.01％、ＲＥＭ： 0.001〜0.01％の１種又は２
種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる
鋼スラブを1050〜1250℃の温度範囲に加熱後、(Ar3＋15
0 ℃）以上の再結晶γ域で30％以上の圧下を与え、さら
に(Ar3＋150 ℃）未満〜Ar3 の未再結晶γ域で、少なく
とも 5％／パス以下の軽圧下を 1〜 3パス含む50％以上
の圧下を与え、次いで(Ar3−10℃）〜(Ar3−80℃）まで
空冷し、その後20〜50℃／ｓの冷却速度で 400℃未満ま
で加速冷却する。
Description
【０００１】
【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用される厚肉ＵＯＥ鋼管に用い
られる板厚方向特性の優れた非調質高張力鋼板の製造方
法に関するものである。
送するパイプラインに使用される厚肉ＵＯＥ鋼管に用い
られる板厚方向特性の優れた非調質高張力鋼板の製造方
法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】最近、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。厚肉で高強度化を図るため、例
えば特開昭54-68719号公報に開示されているように、制
御圧延後の冷却速度を15℃／ｓ以上として強度上昇を図
ろうとしているが、表面と中心との冷却速度の差によ
り、板厚方向に硬度差が生じ、板内の歪及びＳＳＣＣ
（硫化物応力腐食割れ）の原因となっている。
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。厚肉で高強度化を図るため、例
えば特開昭54-68719号公報に開示されているように、制
御圧延後の冷却速度を15℃／ｓ以上として強度上昇を図
ろうとしているが、表面と中心との冷却速度の差によ
り、板厚方向に硬度差が生じ、板内の歪及びＳＳＣＣ
（硫化物応力腐食割れ）の原因となっている。
【０００３】これは周知のように、冷却速度が速いと表
層部にベイナイトやマルテンサイトが生成するため、板
厚方向に硬度むらが生じるからである。そこで表層部に
フェライトを生成させることにより表層部の硬度を低下
させ、硬度むらを小さくする技術があるが、フェライト
が生成すると未変態γ（オーステナイト）にＣ等の合金
元素の濃縮が生じ、島状マルテンサイトが生成するの
で、ただ単にフェライトを出すだけでは硬度むらをなく
すことはできなかった。
層部にベイナイトやマルテンサイトが生成するため、板
厚方向に硬度むらが生じるからである。そこで表層部に
フェライトを生成させることにより表層部の硬度を低下
させ、硬度むらを小さくする技術があるが、フェライト
が生成すると未変態γ（オーステナイト）にＣ等の合金
元素の濃縮が生じ、島状マルテンサイトが生成するの
で、ただ単にフェライトを出すだけでは硬度むらをなく
すことはできなかった。
【０００４】そこで、本発明者らは、特開平３-223419
号公報において、厚肉材の板厚方向の硬度むらを小さく
するミクロ組織を検討したところ、ポリゴナル・フェラ
イトを生成させずにアシキュラー・フェライトを生成さ
せると板厚方向の硬度むらが小さくなることを見出し、
これに基づく発明を提案している。また、本発明者ら
は、さらに厚肉材の板厚方向の硬度むらを小さくするミ
クロ組織を検討したところ、前記特開平３-223419 号公
報において、見出したものとは異なる原理に基づく発明
に到達した。
号公報において、厚肉材の板厚方向の硬度むらを小さく
するミクロ組織を検討したところ、ポリゴナル・フェラ
イトを生成させずにアシキュラー・フェライトを生成さ
せると板厚方向の硬度むらが小さくなることを見出し、
これに基づく発明を提案している。また、本発明者ら
は、さらに厚肉材の板厚方向の硬度むらを小さくするミ
クロ組織を検討したところ、前記特開平３-223419 号公
報において、見出したものとは異なる原理に基づく発明
に到達した。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、この
新しい原理に基づく発明、すなわち板厚方向の硬度むら
の少ない非調質高張力厚肉鋼板を製造する方法を提供す
ることである。
新しい原理に基づく発明、すなわち板厚方向の硬度むら
の少ない非調質高張力厚肉鋼板を製造する方法を提供す
ることである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、重量比にて、
Ｃ： 0.005〜0.06％、Si：0.05〜1.0 ％、Mn： 0.8〜2.
5 ％、Al：0.005 〜0.08％、Nb：0.01〜0.1 ％を含み、
さらに必要に応じて、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 ％、Ca： 0.001〜0.01％、ＲＥ
Ｍ： 0.001〜0.01％の１種又は２種以上を含有し、残部
が鉄及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを1050〜1250
℃の温度範囲に加熱後、(Ar3＋150 ℃）以上の再結晶γ
域で30％以上の圧下を与え、さらに(Ar3＋150 ℃）未満
〜Ar3 の未再結晶γ域で、少なくとも5％／パス以下の
軽圧下を 1〜 3パス含む50％以上の圧下を与え、次いで
(Ar3−10℃）〜(Ar3−80℃）まで空冷し、その後20〜50
℃／ｓの冷却速度で 400℃未満まで加速冷却することを
特徴とする板厚方向の硬度むらの少ない非調質高張力鋼
板の製造方法である。
Ｃ： 0.005〜0.06％、Si：0.05〜1.0 ％、Mn： 0.8〜2.
5 ％、Al：0.005 〜0.08％、Nb：0.01〜0.1 ％を含み、
さらに必要に応じて、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 ％、Ca： 0.001〜0.01％、ＲＥ
Ｍ： 0.001〜0.01％の１種又は２種以上を含有し、残部
が鉄及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを1050〜1250
℃の温度範囲に加熱後、(Ar3＋150 ℃）以上の再結晶γ
域で30％以上の圧下を与え、さらに(Ar3＋150 ℃）未満
〜Ar3 の未再結晶γ域で、少なくとも5％／パス以下の
軽圧下を 1〜 3パス含む50％以上の圧下を与え、次いで
(Ar3−10℃）〜(Ar3−80℃）まで空冷し、その後20〜50
℃／ｓの冷却速度で 400℃未満まで加速冷却することを
特徴とする板厚方向の硬度むらの少ない非調質高張力鋼
板の製造方法である。
【０００７】
【作 用】本発明者らは厚肉材の表面近傍の硬度を低下
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・
フェライトを混入させた方が、板厚方向の硬度むらが小
さくなることを見出した。すなわち組織中に10〜25μm
のポリゴナル・フェライトを 5〜40％含ませることによ
り、表面硬度と板厚中心部との硬度差（ΔＨｖ）が著し
く小さくなることがわかった。
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・
フェライトを混入させた方が、板厚方向の硬度むらが小
さくなることを見出した。すなわち組織中に10〜25μm
のポリゴナル・フェライトを 5〜40％含ませることによ
り、表面硬度と板厚中心部との硬度差（ΔＨｖ）が著し
く小さくなることがわかった。
【０００８】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。図１は0.04％Ｃ− 1.4％Mn−0.03％
Nb鋼を用い、1150℃に加熱後、(Ar3＋150℃）以上の再
結晶γ域で50％の圧下を与え、(Ar3＋150 ℃）未満〜 A
r3の未再結晶γ域で70％の圧下を与える際の圧下率／パ
スを変え、その後(Ar3−10℃）〜(Ar3−80℃）まで空冷
し、30℃／ｓの冷却速度で 300℃まで加速冷却したとき
の板厚方向の硬度分布（○、△印）を示す。このときの
仕上厚は25mmとした。また同図中には比較として1150℃
に加熱後、(Ar3＋150 ℃）以上の再結晶γ域で50％の圧
下を与え、(Ar3＋150 ℃）未満〜 Ar3の未再結晶γ域で
70％の圧下を与え、直ちに30℃／ｓの冷却速度で 300℃
まで加速冷却したときの板厚方向の硬度分布（□印）も
合わせて示す。□印は加速冷却前の冷却開始温度を Ar3
以上としたため、粗大ポリゴナル・フェライトが生成せ
ず、ΔＨｖ（表面硬度と板厚中心部との硬度差）が約60
ポイント以上となる。△印は未再結晶γ域での軽圧下パ
スが15％／パス（ 5パス超）のため、冷却開始温度を(A
r3−10℃）〜(Ar3−80℃）の範囲まで空冷すると微細フ
ェライトが生成するため、ΔＨｖは約30ポイントと高く
なる。これに対し、○印は未再結晶γ域での軽圧下パス
が 3％／パス（ 5パス以下）のため、(Ar3−10℃）〜(A
r3−80℃）の範囲まで空冷すると、粗大ポリゴナル・フ
ェライトが生成するため、ΔＨｖは約10ポイント以下と
なる。
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。図１は0.04％Ｃ− 1.4％Mn−0.03％
Nb鋼を用い、1150℃に加熱後、(Ar3＋150℃）以上の再
結晶γ域で50％の圧下を与え、(Ar3＋150 ℃）未満〜 A
r3の未再結晶γ域で70％の圧下を与える際の圧下率／パ
スを変え、その後(Ar3−10℃）〜(Ar3−80℃）まで空冷
し、30℃／ｓの冷却速度で 300℃まで加速冷却したとき
の板厚方向の硬度分布（○、△印）を示す。このときの
仕上厚は25mmとした。また同図中には比較として1150℃
に加熱後、(Ar3＋150 ℃）以上の再結晶γ域で50％の圧
下を与え、(Ar3＋150 ℃）未満〜 Ar3の未再結晶γ域で
70％の圧下を与え、直ちに30℃／ｓの冷却速度で 300℃
まで加速冷却したときの板厚方向の硬度分布（□印）も
合わせて示す。□印は加速冷却前の冷却開始温度を Ar3
以上としたため、粗大ポリゴナル・フェライトが生成せ
ず、ΔＨｖ（表面硬度と板厚中心部との硬度差）が約60
ポイント以上となる。△印は未再結晶γ域での軽圧下パ
スが15％／パス（ 5パス超）のため、冷却開始温度を(A
r3−10℃）〜(Ar3−80℃）の範囲まで空冷すると微細フ
ェライトが生成するため、ΔＨｖは約30ポイントと高く
なる。これに対し、○印は未再結晶γ域での軽圧下パス
が 3％／パス（ 5パス以下）のため、(Ar3−10℃）〜(A
r3−80℃）の範囲まで空冷すると、粗大ポリゴナル・フ
ェライトが生成するため、ΔＨｖは約10ポイント以下と
なる。
【０００９】すなわち、ただ単にフェライトを生成させ
ても板厚方向の硬度むらは解消できないが、粗大ポリゴ
ナル・フェライトを混入させることにより、板厚方向の
硬度むらが小さくなることがわかる。未再結晶γ域で圧
下率が 5％／パス未満の低圧下を付加すると、γ粒界が
歪み誘起粒界移動が起こり、適度の混粒状態となる。こ
の混粒γを(Ar3−10℃）〜(Ar3−80℃）の範囲まで空冷
すると、歪みの少ない10〜25μm の粗大ポリゴナル・フ
ェライトが生成する。このような歪みの少ない粗大フェ
ライトが平均粒径が約 6μm の微細アシキュラーフェラ
イト中に生成すると硬度むらが小さくなる。またこのよ
うな粗大フェライトが生成すると、未変態γにＣ等が適
度に濃化する。この適度に濃化した未変態γを加速冷却
するとアシキュラーフェライトに変態するため、島状マ
ルテンサイトの生成が抑制され、硬度むらは小さくなる
と考えられる。
ても板厚方向の硬度むらは解消できないが、粗大ポリゴ
ナル・フェライトを混入させることにより、板厚方向の
硬度むらが小さくなることがわかる。未再結晶γ域で圧
下率が 5％／パス未満の低圧下を付加すると、γ粒界が
歪み誘起粒界移動が起こり、適度の混粒状態となる。こ
の混粒γを(Ar3−10℃）〜(Ar3−80℃）の範囲まで空冷
すると、歪みの少ない10〜25μm の粗大ポリゴナル・フ
ェライトが生成する。このような歪みの少ない粗大フェ
ライトが平均粒径が約 6μm の微細アシキュラーフェラ
イト中に生成すると硬度むらが小さくなる。またこのよ
うな粗大フェライトが生成すると、未変態γにＣ等が適
度に濃化する。この適度に濃化した未変態γを加速冷却
するとアシキュラーフェライトに変態するため、島状マ
ルテンサイトの生成が抑制され、硬度むらは小さくなる
と考えられる。
【００１０】なお、従来から圧延後の冷却開始温度を A
r3以下とする例が、たとえば特開昭52-123921 号公報や
特開昭58-77529号公報に見られるが、いずれも本発明の
ように未再結晶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、硬度むらを小さくすることにつ
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。
r3以下とする例が、たとえば特開昭52-123921 号公報や
特開昭58-77529号公報に見られるが、いずれも本発明の
ように未再結晶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、硬度むらを小さくすることにつ
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。
【００１１】Ｃ： 0.005〜0.06％ 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、ＨＡＺと記す）の軟化を来す。一方0.06
％を超えると、表層部にマルテンサイトが生成し、板厚
方向の硬度むらが生じるため、Ｃは 0.005〜0.06％の範
囲内にする必要がある。
影響部（以下、ＨＡＺと記す）の軟化を来す。一方0.06
％を超えると、表層部にマルテンサイトが生成し、板厚
方向の硬度むらが生じるため、Ｃは 0.005〜0.06％の範
囲内にする必要がある。
【００１２】Si：0.05〜1.0 ％ Si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する。一方、 1.0％
を超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、Siは0.05〜1.0 ％の範囲内にする必要がある。 Mn： 0.8〜2.5 ％ Mnは 0.8％未満では鋼板の強度及び靭性が不足し、さら
にＨＡＺの軟化がひどくなり、一方、 2.5％を超えると
ＨＡＺの靭性が劣化するので、Mnは 0.8〜2.5％の範囲
にする必要がある。
が、0.05％未満では母材靭性が不足する。一方、 1.0％
を超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、Siは0.05〜1.0 ％の範囲内にする必要がある。 Mn： 0.8〜2.5 ％ Mnは 0.8％未満では鋼板の強度及び靭性が不足し、さら
にＨＡＺの軟化がひどくなり、一方、 2.5％を超えると
ＨＡＺの靭性が劣化するので、Mnは 0.8〜2.5％の範囲
にする必要がある。
【００１３】Al： 0.005〜0.08％ 鋼の脱酸上最低 0.005％のAlを固溶するよう含有させる
ことが必要であり、一方、0.08％を超えるとＨＡＺ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、Al
は 0.005〜0.08％の範囲内にする必要がある。 Nb：0.01〜0.1 ％ Nbはフェライトの細粒化には効果があるが、0.01％未満
ではその効果は発現せず、一方、 0.1％を超えると溶接
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0.01〜0.10％の範囲内に限定した。
ことが必要であり、一方、0.08％を超えるとＨＡＺ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、Al
は 0.005〜0.08％の範囲内にする必要がある。 Nb：0.01〜0.1 ％ Nbはフェライトの細粒化には効果があるが、0.01％未満
ではその効果は発現せず、一方、 0.1％を超えると溶接
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0.01〜0.10％の範囲内に限定した。
【００１４】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： 1.0％以下 NiはＨＡＺ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％を超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。
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： 1.0％以下 NiはＨＡＺ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％を超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。
【００１５】Cu： 1.0％以下 Cuは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％を超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： 0.5％以下 Moは圧延時のγ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、靭性の向上に有効であるが、
0.5％を超える必要はなく、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。
上にも寄与するが、 1.0％を超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： 0.5％以下 Moは圧延時のγ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、靭性の向上に有効であるが、
0.5％を超える必要はなく、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。
【００１６】Ｖ：0.01〜0.10％ Ｖは鋼板の母材の強度と靭性向上、継手部強度確保のた
め、むしろ0.01％以上の含有を可とするが、0.10％を超
えると母材およびＨＡＺの靭性を著しく劣化させるの
で、Ｖは0.01〜0.10％の範囲内に制限する。 Cr： 1.0％以下 Cr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％を超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。
め、むしろ0.01％以上の含有を可とするが、0.10％を超
えると母材およびＨＡＺの靭性を著しく劣化させるの
で、Ｖは0.01〜0.10％の範囲内に制限する。 Cr： 1.0％以下 Cr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％を超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。
【００１７】Ti： 0.005〜0.1 ％ Tiはγ粒の微細化効果による靭性向上とTi炭窒化物によ
る強度上昇を目的として添加する。しかし、Ti量が 0.0
05％未満ではその効果はなく、また、0.10％を超えると
靭性が劣化するのでTi量の範囲を 0.005〜0.1 ％とす
る。 Ca： 0.001〜0.01％ Caは 0.001％程度の微量にて 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、0.01％を超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％の範囲に限定した。
る強度上昇を目的として添加する。しかし、Ti量が 0.0
05％未満ではその効果はなく、また、0.10％を超えると
靭性が劣化するのでTi量の範囲を 0.005〜0.1 ％とす
る。 Ca： 0.001〜0.01％ Caは 0.001％程度の微量にて 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、0.01％を超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％の範囲に限定した。
【００１８】ＲＥＭ： 0.001〜0.01％ ＲＥＭ（La, Ce, Pr, Nd, Il, Sm, Eu, Gd, Tb,Dy, Ho,
Er, Tu,Yb, Lu, Sc,Ytの希土類元素）は、 0.001％程
度の微量にてやはり MnSの形態制御効果をあらわし、鋼
板の圧延と直角方向の靭性向上に有効であるが、0.01％
を超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％の範囲に限定し
た。
Er, Tu,Yb, Lu, Sc,Ytの希土類元素）は、 0.001％程
度の微量にてやはり MnSの形態制御効果をあらわし、鋼
板の圧延と直角方向の靭性向上に有効であるが、0.01％
を超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％の範囲に限定し
た。
【００１９】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。また鋼を1250℃を超えて加熱すると、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。
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。また鋼を1250℃を超えて加熱すると、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。
【００２０】上記条件により加熱されたスラブを(Ar3＋
150 ℃）以上の再結晶γ域で圧延を施す。圧延−再結晶
の繰り返しによりγ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、
続く未再結晶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。
150 ℃）以上の再結晶γ域で圧延を施す。圧延−再結晶
の繰り返しによりγ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、
続く未再結晶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。
【００２１】次に(Ar3＋150 ℃）未満 Ar3以上の未再結
晶γ域での圧延は、歪誘起粒界移動によるγ粒の粗大化
と、γ粒の伸長化やγ粒内に変形帯を導入することによ
る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γ粒の粗大化と１パス当たり
の軽圧下が 5％／パス以下でないと起こらない。またこ
のパス回数も３回を超えるとγ粒が成長しすぎるため、
最終のα粒径が25μm 以上となり靭性が劣化する。よっ
て軽圧下率／パスの圧下率は 5％以下、またこのパス回
数は３回以下にする必要がある。またこの軽圧下率／パ
スを与える温度域は(Ar3＋150 ℃）未満 Ar3以上の未再
結晶γ域の範囲であればよいが、好ましくは、未再結晶
γ域の圧延開始初期より圧延途上や圧延終了近傍で与え
た方がよい。
晶γ域での圧延は、歪誘起粒界移動によるγ粒の粗大化
と、γ粒の伸長化やγ粒内に変形帯を導入することによ
る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γ粒の粗大化と１パス当たり
の軽圧下が 5％／パス以下でないと起こらない。またこ
のパス回数も３回を超えるとγ粒が成長しすぎるため、
最終のα粒径が25μm 以上となり靭性が劣化する。よっ
て軽圧下率／パスの圧下率は 5％以下、またこのパス回
数は３回以下にする必要がある。またこの軽圧下率／パ
スを与える温度域は(Ar3＋150 ℃）未満 Ar3以上の未再
結晶γ域の範囲であればよいが、好ましくは、未再結晶
γ域の圧延開始初期より圧延途上や圧延終了近傍で与え
た方がよい。
【００２２】さらに（ Ar3＋150 ℃）未満 Ar3以上の未
再結晶γ域ではγ粒の伸長化やγ粒内に変形帯を導入
し、結晶粒の細粒化を図るために行うが、（ Ar3＋150
℃）以上の温度域あるいは Ar3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50％以
上とする必要がある。圧下率が50％未満ではγ粒の伸長
化や変形帯の導入が不十分となり、靭性が著しく劣化す
る。よって圧下率の下限を50％とする。
再結晶γ域ではγ粒の伸長化やγ粒内に変形帯を導入
し、結晶粒の細粒化を図るために行うが、（ Ar3＋150
℃）以上の温度域あるいは Ar3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50％以
上とする必要がある。圧下率が50％未満ではγ粒の伸長
化や変形帯の導入が不十分となり、靭性が著しく劣化す
る。よって圧下率の下限を50％とする。
【００２３】続いて(Ar3−10℃）〜(Ar3−80℃）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硬度
の低い鋼板を製造するため、粗大ポリゴナル・フェライ
トを生成させるために行う。空冷の終了温度が(Ar3−10
℃）より高い場合、粗大ポリゴナル・フェライト粒径が
10μm 以上とならず、またその体積率も 5％以上となら
ない。一方空冷の終了温度が(Ar3−80℃）より低い場
合、粗大ポリゴナル・フェライト粒径が25μm 以上とな
り、またその体積率も40％以上となり、靭性が劣化す
る。よって空冷の温度範囲は(Ar3−10℃）〜(Ar3−80
℃）の範囲に限定した。
範囲まで空冷するが、これは本発明の主目的である硬度
の低い鋼板を製造するため、粗大ポリゴナル・フェライ
トを生成させるために行う。空冷の終了温度が(Ar3−10
℃）より高い場合、粗大ポリゴナル・フェライト粒径が
10μm 以上とならず、またその体積率も 5％以上となら
ない。一方空冷の終了温度が(Ar3−80℃）より低い場
合、粗大ポリゴナル・フェライト粒径が25μm 以上とな
り、またその体積率も40％以上となり、靭性が劣化す
る。よって空冷の温度範囲は(Ar3−10℃）〜(Ar3−80
℃）の範囲に限定した。
【００２４】上記範囲まで空冷後加速冷却を行うが、冷
却速度が20℃／ｓに満たないと加速冷却による高強度化
の効果がなく、一方50℃／ｓを超えて冷却しても高強度
化は飽和するので冷却速度は20〜50℃／ｓの範囲に限定
した。前記加速冷却は400 ℃未満まで加速冷却を続ける
が、 400℃以上で冷却を停止すると加速冷却の効果が不
十分となるため、冷却停止温度を 400℃未満に限定し
た。
却速度が20℃／ｓに満たないと加速冷却による高強度化
の効果がなく、一方50℃／ｓを超えて冷却しても高強度
化は飽和するので冷却速度は20〜50℃／ｓの範囲に限定
した。前記加速冷却は400 ℃未満まで加速冷却を続ける
が、 400℃以上で冷却を停止すると加速冷却の効果が不
十分となるため、冷却停止温度を 400℃未満に限定し
た。
【００２５】
【実施例】表１に成分組成を示した供試鋼について、表
２に示す加熱−圧延−冷却条件により処理した。鋼板の
機械的性質及びフェライト組織の変化について調査し、
その結果を表２にまとめて示す。表２において試験Ｎ
ｏ．１〜１３は本発明で限定した範囲内の成分組成にな
る表１のＢ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24mmの製品としたものである。
２に示す加熱−圧延−冷却条件により処理した。鋼板の
機械的性質及びフェライト組織の変化について調査し、
その結果を表２にまとめて示す。表２において試験Ｎ
ｏ．１〜１３は本発明で限定した範囲内の成分組成にな
る表１のＢ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24mmの製品としたものである。
【００２６】まず試験Ｎｏ．１はスラブ加熱温度が1000
℃と低いため（限定範囲1050〜1250℃、以下括弧内は限
定範囲を示す）、ＴＳが低い。試験Ｎｏ．２はスラブ加
熱温度が1300℃と高いため、試験No. ３は再結晶γ域で
の圧下率が10％と低いため（30％以上）、試験No. ４、
５はそれぞれ未再結晶γ域での圧下率が40％と低いため
（50％以上）、あるいは未再結晶γ域での 5％／パス以
下の軽圧下のパス回数が 4パスと多いため（ 1〜 3パ
ス）、シャルピー特性が悪い。試験Ｎｏ．６、７はそれ
ぞれ加速冷却条件での、冷却速度が10℃／ｓと遅いため
（20〜50℃）、あるいは冷却停止温度が 500℃と高いた
め（400 ℃未満）、ＴＳが低い。
℃と低いため（限定範囲1050〜1250℃、以下括弧内は限
定範囲を示す）、ＴＳが低い。試験Ｎｏ．２はスラブ加
熱温度が1300℃と高いため、試験No. ３は再結晶γ域で
の圧下率が10％と低いため（30％以上）、試験No. ４、
５はそれぞれ未再結晶γ域での圧下率が40％と低いため
（50％以上）、あるいは未再結晶γ域での 5％／パス以
下の軽圧下のパス回数が 4パスと多いため（ 1〜 3パ
ス）、シャルピー特性が悪い。試験Ｎｏ．６、７はそれ
ぞれ加速冷却条件での、冷却速度が10℃／ｓと遅いため
（20〜50℃）、あるいは冷却停止温度が 500℃と高いた
め（400 ℃未満）、ＴＳが低い。
【００２７】これらに対して、試験Ｎｏ．８〜１２は本
発明の構成要件に従い製造したため、高い強度と十分な
低温靭性を有し、さらに表面硬度が低く、板厚方向の硬
度むらの少ない鋼板であることがわかる。試験Ｎｏ．１
３は製造条件においては本発明の限定条件を満足してい
るが、もう１つの重要な構成条件である成分組成のＣ量
が0.09％と高いため（0.005 〜0.06％）、表面硬度が高
く、板厚方向の硬度むらの大きい鋼板であることがわか
る。
発明の構成要件に従い製造したため、高い強度と十分な
低温靭性を有し、さらに表面硬度が低く、板厚方向の硬
度むらの少ない鋼板であることがわかる。試験Ｎｏ．１
３は製造条件においては本発明の限定条件を満足してい
るが、もう１つの重要な構成条件である成分組成のＣ量
が0.09％と高いため（0.005 〜0.06％）、表面硬度が高
く、板厚方向の硬度むらの大きい鋼板であることがわか
る。
【００２８】試験Ｎｏ．１４、１５及び１６は本発明に
従う成分組成よりなるＣ鋼、Ｄ鋼及びＥ鋼のスラブにつ
いて、しかも本発明の構成要件を満足して製造した30mm
及び15mm厚鋼板の特性を示す。十分な引張特性と低温靭
性を具備し、さらに表面硬度が低く、板厚方向の硬度む
らの少ない鋼板であることがわかる。
従う成分組成よりなるＣ鋼、Ｄ鋼及びＥ鋼のスラブにつ
いて、しかも本発明の構成要件を満足して製造した30mm
及び15mm厚鋼板の特性を示す。十分な引張特性と低温靭
性を具備し、さらに表面硬度が低く、板厚方向の硬度む
らの少ない鋼板であることがわかる。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
【発明の効果】本発明により、板厚方向の硬度むらが小
さく、低温靭性にも優れた非調質高張力厚肉鋼板が、従
来の製造方法とはまた別の方法で容易に製造できるよう
になり、ラインパイプの高級化要求を満足することがで
きるようになった意義は大きい。
さく、低温靭性にも優れた非調質高張力厚肉鋼板が、従
来の製造方法とはまた別の方法で容易に製造できるよう
になり、ラインパイプの高級化要求を満足することがで
きるようになった意義は大きい。
【図１】板厚方向の硬さ分布を示すグラフである。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量比にて、Ｃ： 0.005〜0.06％、Si：
0.05〜1.0 ％、Mn：0.8〜2.5 ％、Al：0.005 〜0.08
％、Nb：0.01〜0.1 ％を含有し、残部が鉄及び不可避的
不純物よりなる鋼スラブを1050〜1250℃の温度範囲に加
熱後、(Ar3＋150 ℃）以上の再結晶γ域で30％以上の圧
下を与え、さらに(Ar3＋150 ℃）未満〜Ar3 の未再結晶
γ域で、少なくとも 5％／パス以下の軽圧下を 1〜 3パ
ス含む50％以上の圧下を与え、次いで(Ar3−10℃）〜(A
r3−80℃）まで空冷し、その後20〜50℃／ｓの冷却速度
で 400℃未満まで加速冷却することを特徴とする板厚方
向の硬度むらの少ない非調質高張力鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 重量比にて、Ｃ： 0.005〜0.06％、Si：
0.05〜1.0 ％、Mn：0.8〜2.5 ％、Al：0.005 〜0.08
％、Nb：0.01〜0.1 ％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 ％、Ca： 0.001
〜0.01％、ＲＥＭ： 0.001〜0.01％の１種又は２種以上
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物よりなる鋼スラ
ブを1050〜1250℃の温度範囲に加熱後、(Ar3＋150 ℃）
以上の再結晶γ域で30％以上の圧下を与え、さらに(Ar3
＋150 ℃）未満〜Ar3 の未再結晶γ域で、少なくとも 5
％／パス以下の軽圧下を 1〜 3パス含む50％以上の圧下
を与え、次いで(Ar3−10℃）〜(Ar3−80℃）まで空冷
し、その後20〜50℃／ｓの冷却速度で 400℃未満まで加
速冷却することを特徴とする板厚方向の硬度むらの少な
い非調質高張力鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3452594A JPH07242937A (ja) | 1994-03-04 | 1994-03-04 | 板厚方向の硬度むらの少ない非調質高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3452594A JPH07242937A (ja) | 1994-03-04 | 1994-03-04 | 板厚方向の硬度むらの少ない非調質高張力鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07242937A true JPH07242937A (ja) | 1995-09-19 |
Family
ID=12416696
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3452594A Pending JPH07242937A (ja) | 1994-03-04 | 1994-03-04 | 板厚方向の硬度むらの少ない非調質高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07242937A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010236047A (ja) * | 2009-03-31 | 2010-10-21 | Jfe Steel Corp | 強度−伸びバランスに優れた高靭性高張力鋼板およびその製造方法 |
| JP2010236046A (ja) * | 2009-03-31 | 2010-10-21 | Jfe Steel Corp | 強度−伸びバランスに優れた高靭性高張力鋼板およびその製造方法 |
-
1994
- 1994-03-04 JP JP3452594A patent/JPH07242937A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010236047A (ja) * | 2009-03-31 | 2010-10-21 | Jfe Steel Corp | 強度−伸びバランスに優れた高靭性高張力鋼板およびその製造方法 |
| JP2010236046A (ja) * | 2009-03-31 | 2010-10-21 | Jfe Steel Corp | 強度−伸びバランスに優れた高靭性高張力鋼板およびその製造方法 |
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