JPH0841536A - 板厚方向の硬度むらが少なくｄｗｔｔ特性の優れた高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
板厚方向の硬度むらが少なくｄｗｔｔ特性の優れた高張力鋼板の製造方法Info
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- JPH0841536A JPH0841536A JP6178527A JP17852794A JPH0841536A JP H0841536 A JPH0841536 A JP H0841536A JP 6178527 A JP6178527 A JP 6178527A JP 17852794 A JP17852794 A JP 17852794A JP H0841536 A JPH0841536 A JP H0841536A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 板厚方向の硬度むらが少なく、ＤＷＴＴ８５
％破面遷移温度が−６０℃以下の厚肉のパイプライン用
高強度鋼板を製造する方法を提供する。 【構成】 Ｃ：０．０１〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５
〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｎｂ：０．０１
〜０．１％を含む鋼スラブを９００〜１０５０℃に加熱
後、再結晶γ域で５０％以上、未再結晶γ域で６５％以
上、γ＋α２相域で１〜６回の水冷パスを含む１０〜６
０％の圧下を加え、２０〜５０℃／ｓの速度で４００℃
未満まで加速冷却する。
％破面遷移温度が−６０℃以下の厚肉のパイプライン用
高強度鋼板を製造する方法を提供する。 【構成】 Ｃ：０．０１〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５
〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｎｂ：０．０１
〜０．１％を含む鋼スラブを９００〜１０５０℃に加熱
後、再結晶γ域で５０％以上、未再結晶γ域で６５％以
上、γ＋α２相域で１〜６回の水冷パスを含む１０〜６
０％の圧下を加え、２０〜５０℃／ｓの速度で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鋼管用素材
に用いられる低温でのＤＷＴＴ(Drop weight tear tes
t) 特性に優れ、板厚方向の硬度むらが少ない高張力鋼
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鋼管用素材
に用いられる低温でのＤＷＴＴ(Drop weight tear tes
t) 特性に優れ、板厚方向の硬度むらが少ない高張力鋼
板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】最近、原油や天然ガス等を輸送するパイ
プラインにおいては、輸送の効率を上げるために高圧の
操業が指向され、強度が高くかつ板厚の厚いＵＯＥ鋼管
用鋼板が要求されている。これらパイプラインは、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させ
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試験で評価されるのに対
して、後者はＤＷＴＴの破面遷移温度で評価される。Ｄ
ＷＴＴ85％破面遷移温度（85% FATT）を低下させるに
は、従来はシャルピー衝撃試験の破面遷移温度とＤＷＴ
Ｔの破面遷移温度とに相関があるとの考えから、結晶粒
微細化を達成することが重要であるとして、そのため例
えば制御圧延等の結晶粒微細化技術が発展してきたこと
は周知の通りである。
プラインにおいては、輸送の効率を上げるために高圧の
操業が指向され、強度が高くかつ板厚の厚いＵＯＥ鋼管
用鋼板が要求されている。これらパイプラインは、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させ
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試験で評価されるのに対
して、後者はＤＷＴＴの破面遷移温度で評価される。Ｄ
ＷＴＴ85％破面遷移温度（85% FATT）を低下させるに
は、従来はシャルピー衝撃試験の破面遷移温度とＤＷＴ
Ｔの破面遷移温度とに相関があるとの考えから、結晶粒
微細化を達成することが重要であるとして、そのため例
えば制御圧延等の結晶粒微細化技術が発展してきたこと
は周知の通りである。
【０００３】しかしながら、板厚が20mmを超えるような
場合には、結晶粒の細粒化を行えばシャルピーの破面遷
移温度は低温側に移行するものの、ＤＷＴＴの破面遷移
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でてきた。今までに
ＵＯＥ鋼管に要求されているＤＷＴＴ特性は幹線ライン
では-20 ℃、ステーション廻りで-46 ℃が最低温度であ
ったが、近年北極海等のガス田や油田を開発するため、
ＤＷＴＴ85% 破面遷移温度が -60℃以下の極低温用ＵＯ
Ｅ鋼管が要求されるようになった。
場合には、結晶粒の細粒化を行えばシャルピーの破面遷
移温度は低温側に移行するものの、ＤＷＴＴの破面遷移
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でてきた。今までに
ＵＯＥ鋼管に要求されているＤＷＴＴ特性は幹線ライン
では-20 ℃、ステーション廻りで-46 ℃が最低温度であ
ったが、近年北極海等のガス田や油田を開発するため、
ＤＷＴＴ85% 破面遷移温度が -60℃以下の極低温用ＵＯ
Ｅ鋼管が要求されるようになった。
【０００４】また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、板内の歪みや材質バラツキの原因とな
っている。
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、板内の歪みや材質バラツキの原因とな
っている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、板厚
方向の硬度むらが少なく、ＤＷＴＴ特性の優れた厚肉Ｕ
ＯＥ鋼管材の製造方法を提供することである。
方向の硬度むらが少なく、ＤＷＴＴ特性の優れた厚肉Ｕ
ＯＥ鋼管材の製造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 ：0.01〜0.18％、Si：0.05〜0.5 ％、Mn：1.0 〜2.5
％、Al：0.005 〜0.06％、Nb：0.01〜0.1 ％を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物によりなる鋼スラブを90
0 〜1050℃の範囲に加熱後、(Ar3＋70℃) 以上の再結晶
γ域で50％以上の圧下を与え、引き続いて(Ar3＋70℃)
〜Ar3 の未再結晶γ域で65％以上の圧下を与え、次いで
Ar3 〜(Ar3 -80℃) の（γ＋α）２相域で最終仕上げ前
に１〜６回の水冷パスを含む10〜60％の圧下を与え、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が少なく低温
靱性の優れた高張力鋼板の製造方法であり、また本発明
は、必要によりさらに重量比にて、Cu：1.0 ％以下、N
i：1.0 ％以下、Cr：1.5 ％以下、Mo：0.5 ％以下、V
：0.01〜0.1 ％以下、Ti：0.005 〜0.1 ％以下、Ca：
0.001 〜0.01％、REM ：0.001 〜0.01％の１種または２
種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物により
なる鋼スラブを900 〜1050℃の範囲に加熱後、(Ar3＋70
℃) 以上の再結晶γ域で50％以上の圧下を与え、引き続
いて(Ar3＋70℃)〜Ar3 の未再結晶γ域で65％以上の圧
下を与え、次いでAr3 〜(Ar3−80℃) の（γ＋α）２相
域で最終仕上げ前に１〜６回の水冷パスを含む10〜60％
の圧下を与え、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
むらが少なく低温靱性の優れた高張力鋼板の製造方法で
ある。
C ：0.01〜0.18％、Si：0.05〜0.5 ％、Mn：1.0 〜2.5
％、Al：0.005 〜0.06％、Nb：0.01〜0.1 ％を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物によりなる鋼スラブを90
0 〜1050℃の範囲に加熱後、(Ar3＋70℃) 以上の再結晶
γ域で50％以上の圧下を与え、引き続いて(Ar3＋70℃)
〜Ar3 の未再結晶γ域で65％以上の圧下を与え、次いで
Ar3 〜(Ar3 -80℃) の（γ＋α）２相域で最終仕上げ前
に１〜６回の水冷パスを含む10〜60％の圧下を与え、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が少なく低温
靱性の優れた高張力鋼板の製造方法であり、また本発明
は、必要によりさらに重量比にて、Cu：1.0 ％以下、N
i：1.0 ％以下、Cr：1.5 ％以下、Mo：0.5 ％以下、V
：0.01〜0.1 ％以下、Ti：0.005 〜0.1 ％以下、Ca：
0.001 〜0.01％、REM ：0.001 〜0.01％の１種または２
種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物により
なる鋼スラブを900 〜1050℃の範囲に加熱後、(Ar3＋70
℃) 以上の再結晶γ域で50％以上の圧下を与え、引き続
いて(Ar3＋70℃)〜Ar3 の未再結晶γ域で65％以上の圧
下を与え、次いでAr3 〜(Ar3−80℃) の（γ＋α）２相
域で最終仕上げ前に１〜６回の水冷パスを含む10〜60％
の圧下を与え、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
むらが少なく低温靱性の優れた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ＤＷＴＴ特性を向上
させるミクロ組織を鋭意検討した結果、単にスラブ加熱
温度を低下させ、フェライト組織を微細化させるだけで
は、ＤＷＴＴ85% 破面遷移温度が -60℃以下とならない
のに対し、微細アシキュラーフェライト組織に島状マル
テンサイトを混入させた組織とすることにより、ＤＷＴ
Ｔ特性が改善され、板厚方向の硬度むらも少なくなるこ
とを新規に見い出した。
させるミクロ組織を鋭意検討した結果、単にスラブ加熱
温度を低下させ、フェライト組織を微細化させるだけで
は、ＤＷＴＴ85% 破面遷移温度が -60℃以下とならない
のに対し、微細アシキュラーフェライト組織に島状マル
テンサイトを混入させた組織とすることにより、ＤＷＴ
Ｔ特性が改善され、板厚方向の硬度むらも少なくなるこ
とを新規に見い出した。
【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0.07％Ｃ−0.3 ％Ｓｉ−1.9
％Ｍｎ−0.04％Ｎｂ鋼を用い、スラブを850 ℃から1100
℃に加熱後、(Ar3＋70℃) 以上の再結晶γ域で60％の圧
下を与えた後、(Ar3＋70℃) からAr3 までの未再結晶γ
域で70％の圧下を与え、さらにAr3から(Ar3−80℃) ま
での（γ＋α）２相域で30％の圧下を与えた後、加速冷
却を行ったときの引張強さとＤＷＴＴ85% 破面遷移温度
の関係を示す。加速冷却は冷却速度を30℃/sと固定し、
冷却停止温度を600 ℃( □印）と300 ℃（△印および○
印) と変えたものである。300 ℃停止材の○印と△印の
相違は加速冷却前の(γ+ α) ２相域圧延において、最
終仕上げ圧延前１パスから６パスの間に水冷パスを３回
入れたもの（○印）と水冷パスを１回も入れないもの
（△印）との比較である。このときの板厚は24mmとし
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0.07％Ｃ−0.3 ％Ｓｉ−1.9
％Ｍｎ−0.04％Ｎｂ鋼を用い、スラブを850 ℃から1100
℃に加熱後、(Ar3＋70℃) 以上の再結晶γ域で60％の圧
下を与えた後、(Ar3＋70℃) からAr3 までの未再結晶γ
域で70％の圧下を与え、さらにAr3から(Ar3−80℃) ま
での（γ＋α）２相域で30％の圧下を与えた後、加速冷
却を行ったときの引張強さとＤＷＴＴ85% 破面遷移温度
の関係を示す。加速冷却は冷却速度を30℃/sと固定し、
冷却停止温度を600 ℃( □印）と300 ℃（△印および○
印) と変えたものである。300 ℃停止材の○印と△印の
相違は加速冷却前の(γ+ α) ２相域圧延において、最
終仕上げ圧延前１パスから６パスの間に水冷パスを３回
入れたもの（○印）と水冷パスを１回も入れないもの
（△印）との比較である。このときの板厚は24mmとし
た。
【０００９】冷却停止温度を600 ℃から300 ℃と低くす
ると引張強さは上昇し、ＤＷＴＴ特性は低温側に移行
し、高強度化と高ＤＷＴＴ特性化が同時に図れる。また
300 ℃停止材において水冷パスを導入することにより、
さらにＤＷＴＴ特性が向上することが分かる。またＤＷ
ＴＴ特性は加熱温度に強く依存し、加熱温度を900 ℃か
ら1050℃の範囲にすることにより、ＤＷＴＴ85% 破面遷
移温度が-60 ℃以下となる。
ると引張強さは上昇し、ＤＷＴＴ特性は低温側に移行
し、高強度化と高ＤＷＴＴ特性化が同時に図れる。また
300 ℃停止材において水冷パスを導入することにより、
さらにＤＷＴＴ特性が向上することが分かる。またＤＷ
ＴＴ特性は加熱温度に強く依存し、加熱温度を900 ℃か
ら1050℃の範囲にすることにより、ＤＷＴＴ85% 破面遷
移温度が-60 ℃以下となる。
【００１０】図２は0.07％Ｃ−0.3 ％Ｓｉ−1.9 ％Ｍｎ
−0.04％Ｎｂ鋼を用い、スラブを1000℃に加熱後、(Ar3
＋70℃) 以上の再結晶γ域で60％の圧下を与えた後、(A
r3＋70℃) からAr3 までの未再結晶γ域で70％の圧下を
与え、さらにAr3 から(Ar3−80℃) までの（γ＋α）２
相域で30％の圧下を与えた後、30℃/sの冷却速度で300
℃まで加速冷却を行ったときの板厚方向の硬度分布を示
す。
−0.04％Ｎｂ鋼を用い、スラブを1000℃に加熱後、(Ar3
＋70℃) 以上の再結晶γ域で60％の圧下を与えた後、(A
r3＋70℃) からAr3 までの未再結晶γ域で70％の圧下を
与え、さらにAr3 から(Ar3−80℃) までの（γ＋α）２
相域で30％の圧下を与えた後、30℃/sの冷却速度で300
℃まで加速冷却を行ったときの板厚方向の硬度分布を示
す。
【００１１】同図は加速冷却前の（γ＋α）２相域圧延
において、最終仕上げ圧延前１パスから６パスの間に水
冷パスを導入しないもの（△印）と３回の水冷パスを導
入したもの（○印）と硬度分布の相違を比較したもので
ある。水冷パスを導入しないものは硬度差が約３０ポイ
ントあるのに対し、水冷パスを導入することにより硬度
差は約１０ポイントとなり、板厚方向の硬度差が小さく
なることがわかる。
において、最終仕上げ圧延前１パスから６パスの間に水
冷パスを導入しないもの（△印）と３回の水冷パスを導
入したもの（○印）と硬度分布の相違を比較したもので
ある。水冷パスを導入しないものは硬度差が約３０ポイ
ントあるのに対し、水冷パスを導入することにより硬度
差は約１０ポイントとなり、板厚方向の硬度差が小さく
なることがわかる。
【００１２】すなわち、（γ＋α）２相域圧延中に水冷
パスを導入し、冷却停止温度を４００℃未満とすること
により、板厚方向の硬度むらが少なくＤＷＴＴ特性の優
れた鋼板を製造することができることが分かる。冷却停
止温度を４００℃未満とすることにより、ＤＷＴＴ特性
が向上する詳細なメカニズムは明らかになっていない
が、ＤＷＴＴ試験ではシャルピー試験片に比べ、試験片
板厚が厚いため、亀裂先端で大きな内部応力が発生す
る。この内部応力により、硬い島状マルテンサイトが剥
離し、微細セパレーションが発生する。この島状マルテ
ンサイトは微細分散させることにより微細セパレーショ
ンが多数発生し、破面遷移温度が低温側に移行する。
パスを導入し、冷却停止温度を４００℃未満とすること
により、板厚方向の硬度むらが少なくＤＷＴＴ特性の優
れた鋼板を製造することができることが分かる。冷却停
止温度を４００℃未満とすることにより、ＤＷＴＴ特性
が向上する詳細なメカニズムは明らかになっていない
が、ＤＷＴＴ試験ではシャルピー試験片に比べ、試験片
板厚が厚いため、亀裂先端で大きな内部応力が発生す
る。この内部応力により、硬い島状マルテンサイトが剥
離し、微細セパレーションが発生する。この島状マルテ
ンサイトは微細分散させることにより微細セパレーショ
ンが多数発生し、破面遷移温度が低温側に移行する。
【００１３】微細な島状マルテンサイトを微細分散させ
るためには基地組織をアシキュラーフェライト組織と
し、アシキュラーフェライトの間に島状マルテンサイト
を生成させることが重要となる。そこで冷却速度を２０
℃／ｓ以上と速くし、冷却速度を４００℃未満とするこ
とにより未変態γがアシキュラーフェライトに変態し、
その界面に島状マルテンサイトが生成する。
るためには基地組織をアシキュラーフェライト組織と
し、アシキュラーフェライトの間に島状マルテンサイト
を生成させることが重要となる。そこで冷却速度を２０
℃／ｓ以上と速くし、冷却速度を４００℃未満とするこ
とにより未変態γがアシキュラーフェライトに変態し、
その界面に島状マルテンサイトが生成する。
【００１４】しかし、島状マルテンサイトが生成すると
硬度上昇しやすい問題がある。組織をポリゴナルフェラ
イトからアシキュラーフェライトとすることにより、未
変態γは微細分散され、また微細分散された未変態γへ
のＣなどの濃化が少なくなり、島状マルテンサイトの硬
度上昇が小さくなる。鋼板を（γ＋α）２相域を空冷し
ながら圧延するとフェライトが粗大化し、島状マルテン
サイトが生成し、硬度が上昇する。しかし（γ＋α）２
相域圧延中に水冷パスを導入すると、水冷パスにより鋼
板が過冷却状態になり、フェライト核は多数発生する
が、フェライトの粒成長は阻止され、フェライト粒は微
細化される。さらに微細フェライトが多数生成すること
により未変態γへのＣなどの濃化が防止されるため、硬
度は低下し、靱性は向上する。
硬度上昇しやすい問題がある。組織をポリゴナルフェラ
イトからアシキュラーフェライトとすることにより、未
変態γは微細分散され、また微細分散された未変態γへ
のＣなどの濃化が少なくなり、島状マルテンサイトの硬
度上昇が小さくなる。鋼板を（γ＋α）２相域を空冷し
ながら圧延するとフェライトが粗大化し、島状マルテン
サイトが生成し、硬度が上昇する。しかし（γ＋α）２
相域圧延中に水冷パスを導入すると、水冷パスにより鋼
板が過冷却状態になり、フェライト核は多数発生する
が、フェライトの粒成長は阻止され、フェライト粒は微
細化される。さらに微細フェライトが多数生成すること
により未変態γへのＣなどの濃化が防止されるため、硬
度は低下し、靱性は向上する。
【００１５】なお従来から（γ＋α）２相域圧延後加速
冷却する例が例えば特開昭51-26615号公報や特開昭57-1
34518 号公報に見られるが、いずれも本発明のように第
２相組織をアシキュラーフェライトに変態させ、島状マ
ルテンサイトを微細分散させ、板厚方向の硬度むらが少
なく、ＤＷＴＴ特性を向上させる技術についての開示は
みられない。
冷却する例が例えば特開昭51-26615号公報や特開昭57-1
34518 号公報に見られるが、いずれも本発明のように第
２相組織をアシキュラーフェライトに変態させ、島状マ
ルテンサイトを微細分散させ、板厚方向の硬度むらが少
なく、ＤＷＴＴ特性を向上させる技術についての開示は
みられない。
【００１６】次にこのような圧延、加速冷却処理により
上述のような組織とするための鋼板の成分組成の限定理
由について説明する。Ｃは、0.01％未満では鋼板の強度
が低下すること及び溶接熱影響部（以下ＨＡＺと略記す
る）の軟化が大きいため、Ｃ含有量の下限は0.01％とし
た。またＣが0.18％を超えると母材の靱性が劣化すると
ともに溶接部の硬化、耐割れ性の劣化が著しいので上限
を0.18％とした。
上述のような組織とするための鋼板の成分組成の限定理
由について説明する。Ｃは、0.01％未満では鋼板の強度
が低下すること及び溶接熱影響部（以下ＨＡＺと略記す
る）の軟化が大きいため、Ｃ含有量の下限は0.01％とし
た。またＣが0.18％を超えると母材の靱性が劣化すると
ともに溶接部の硬化、耐割れ性の劣化が著しいので上限
を0.18％とした。
【００１７】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％未満になると母材靱性が劣化
するため下限を0.05％とした。一方Ｓｉが多すぎると鋼
の清浄度が劣化し、靱性を低下させるため上限を0.5 ％
とした。Ｍｎは、1.0 ％未満では鋼板の強度及び靱性が
低下すること、そしてＨＡＺの軟化が大きくなるため下
限を1.0 ％とした。一方Ｍｎが多すぎるとＨＡＺの靱性
が劣化するため上限を2.5 ％とした。
れる元素であるが、0.05％未満になると母材靱性が劣化
するため下限を0.05％とした。一方Ｓｉが多すぎると鋼
の清浄度が劣化し、靱性を低下させるため上限を0.5 ％
とした。Ｍｎは、1.0 ％未満では鋼板の強度及び靱性が
低下すること、そしてＨＡＺの軟化が大きくなるため下
限を1.0 ％とした。一方Ｍｎが多すぎるとＨＡＺの靱性
が劣化するため上限を2.5 ％とした。
【００１８】Ａｌは、脱酸上、最低0.005 ％のＡｌが固
溶するように添加する必要があることから、Ａｌの下限
を0.005 ％とした。一方、固溶が0.06％超になるとＨＡ
Ｚの靱性のみならず溶接金属の靱性も著しく劣化する。
このためＡｌの上限を0.06％とした。Ｎｂは、本発明に
おいてアシキュラーフェライトを得るために重要な元素
であるが、溶接金属部の靱性劣化を避けるためには0.1
％以下でなければならないので、上限を0.1 ％とした。
一方Ｎｂ含有量が0.01％未満では遷移温度を向上させる
細粒効果が得られず、このことから全Ｎｂ量の下限を0.
01％とした。
溶するように添加する必要があることから、Ａｌの下限
を0.005 ％とした。一方、固溶が0.06％超になるとＨＡ
Ｚの靱性のみならず溶接金属の靱性も著しく劣化する。
このためＡｌの上限を0.06％とした。Ｎｂは、本発明に
おいてアシキュラーフェライトを得るために重要な元素
であるが、溶接金属部の靱性劣化を避けるためには0.1
％以下でなければならないので、上限を0.1 ％とした。
一方Ｎｂ含有量が0.01％未満では遷移温度を向上させる
細粒効果が得られず、このことから全Ｎｂ量の下限を0.
01％とした。
【００１９】以上が本発明において使用される鋼スラブ
の基本成分であり、さらに必要により、強度上昇あるい
は厚肉化のためにＣｕ:1.0％以下、Ｃｒ:1.5％以下、Ｎ
ｉ:1.0％以下、Ｍｏ:0.5％以下、Ｖ:0.01 〜0.1 ％以下
を１種又は２種以上、靱性むらを少なくし、もしくは靱
性を向上させるためにＴｉ:0.005〜0.1 ％、またＭｎＳ
の形態制御、靱性向上及び耐ＨＩＣ特性向上のためにＣ
ａ:0.001〜0.01％、ＲＥＭ:0.001〜0.01％のうち１種ま
たは２種以上を含有させることができる。
の基本成分であり、さらに必要により、強度上昇あるい
は厚肉化のためにＣｕ:1.0％以下、Ｃｒ:1.5％以下、Ｎ
ｉ:1.0％以下、Ｍｏ:0.5％以下、Ｖ:0.01 〜0.1 ％以下
を１種又は２種以上、靱性むらを少なくし、もしくは靱
性を向上させるためにＴｉ:0.005〜0.1 ％、またＭｎＳ
の形態制御、靱性向上及び耐ＨＩＣ特性向上のためにＣ
ａ:0.001〜0.01％、ＲＥＭ:0.001〜0.01％のうち１種ま
たは２種以上を含有させることができる。
【００２０】Ｃｕは、靱性を向上させるが、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上限を1.0 ％とした。Ｎｉ
は、Ｃｕとほぼ同様の効果があるが、1.0 ％を超えて添
加含有させるとＨＡＺの硬化性及び製造コストの上昇を
招き、また本発明の目的ならびに効果を達成するために
は必要がないのでＮｉの上限を1.0 ％とした。
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上限を1.0 ％とした。Ｎｉ
は、Ｃｕとほぼ同様の効果があるが、1.0 ％を超えて添
加含有させるとＨＡＺの硬化性及び製造コストの上昇を
招き、また本発明の目的ならびに効果を達成するために
は必要がないのでＮｉの上限を1.0 ％とした。
【００２１】Ｃｒは、ベイナイトを生成するので、強
度、靱性を向上させるため添加するが、添加量が多きに
失すると母材およびＨＡＺの靱性を著しく劣化させるの
で上限を1.5 ％とした。Ｍｏは、圧延時のγ粒を整粒に
し、なおかつ微細なベイナイトを生成するので強度と靱
性を向上させるが、この発明の目的を達成するためには
0.5％を超えて添加する必要はなく、それ以上は製造コ
ストの上昇を招くので上限を 0.5％とした。
度、靱性を向上させるため添加するが、添加量が多きに
失すると母材およびＨＡＺの靱性を著しく劣化させるの
で上限を1.5 ％とした。Ｍｏは、圧延時のγ粒を整粒に
し、なおかつ微細なベイナイトを生成するので強度と靱
性を向上させるが、この発明の目的を達成するためには
0.5％を超えて添加する必要はなく、それ以上は製造コ
ストの上昇を招くので上限を 0.5％とした。
【００２２】Ｖは、鋼板の母材強度と靱性向上、継手部
強度確保のため添加するものである。しかし添加量が多
きに失すると母材及びＨＡＺの靱性を著しく劣化させる
ので上限を 0.1％とした。Ｔｉは、γ粒の微細化効果に
よる靱性向上と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 0.005％未満ではその効果
はなく、また0.1％を超えると靱性が劣化するのでＴｉ
添加量の下限を0.005 ％、上限を0.1 ％とした。
強度確保のため添加するものである。しかし添加量が多
きに失すると母材及びＨＡＺの靱性を著しく劣化させる
ので上限を 0.1％とした。Ｔｉは、γ粒の微細化効果に
よる靱性向上と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 0.005％未満ではその効果
はなく、また0.1％を超えると靱性が劣化するのでＴｉ
添加量の下限を0.005 ％、上限を0.1 ％とした。
【００２３】Ｃａは、 0.001％未満ではＭｎＳの形態制
御に不十分で、Ｔ方向の靱性改善効果がないのでＣａの
下限を 0.001％とした。一方、Ｃａ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、Ｃ
ａの上限を0.01％とした。ＲＥＭは、 0.001％未満では
ＭｎＳの形態制御に不十分でＴ方向の靱性向上に有効で
ないのでＲＥＭの下限を 0.001％とした。一方ＲＥＭが
0.01％を超えると鋼の清浄度が悪くなり、またアーク溶
接の際にトラブルを起こすこともあるので、ＲＥＭの上
限を0.01％とした。
御に不十分で、Ｔ方向の靱性改善効果がないのでＣａの
下限を 0.001％とした。一方、Ｃａ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、Ｃ
ａの上限を0.01％とした。ＲＥＭは、 0.001％未満では
ＭｎＳの形態制御に不十分でＴ方向の靱性向上に有効で
ないのでＲＥＭの下限を 0.001％とした。一方ＲＥＭが
0.01％を超えると鋼の清浄度が悪くなり、またアーク溶
接の際にトラブルを起こすこともあるので、ＲＥＭの上
限を0.01％とした。
【００２４】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、加熱温度を900 ℃〜1050℃に限定
した理由は加熱時のγ粒を微細に保ち、圧延組織の細粒
化を図るためである。1050℃は加熱時のγ粒が粗大化し
ない上限温度であって、加熱温度がこれを超えるとγ粒
が粗大化し、これが圧延後も粗大ベイナイトとなって残
存し、鋼の靱性を劣化させる。一方加熱温度が余りにも
低すぎると炭化物などが十分に溶体化されず、鋼の内質
が劣化するとともに、圧延終了段階の温度が下がりす
ぎ、加速冷却による十分な材質向上効果が期待できな
い。このため下限を 900℃とする必要がある。
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、加熱温度を900 ℃〜1050℃に限定
した理由は加熱時のγ粒を微細に保ち、圧延組織の細粒
化を図るためである。1050℃は加熱時のγ粒が粗大化し
ない上限温度であって、加熱温度がこれを超えるとγ粒
が粗大化し、これが圧延後も粗大ベイナイトとなって残
存し、鋼の靱性を劣化させる。一方加熱温度が余りにも
低すぎると炭化物などが十分に溶体化されず、鋼の内質
が劣化するとともに、圧延終了段階の温度が下がりす
ぎ、加速冷却による十分な材質向上効果が期待できな
い。このため下限を 900℃とする必要がある。
【００２５】しかしながら加熱温度を上記のように低く
制限しても圧延条件が不適当であると良い材質を得るこ
とができない。このため(Ar3＋70℃) 以上の再結晶γ域
での圧下率が50％以上という条件を付加する。再結晶γ
域では圧延−再結晶の繰り返しにより結晶粒の細粒化を
図るが、圧下率が50％未満ではγ粒の細粒化が不十分と
なり、続く未再結晶γ域での圧延を行っても靱性が劣化
する。よって再結晶γ域での圧下率は50％以上とする必
要がある。
制限しても圧延条件が不適当であると良い材質を得るこ
とができない。このため(Ar3＋70℃) 以上の再結晶γ域
での圧下率が50％以上という条件を付加する。再結晶γ
域では圧延−再結晶の繰り返しにより結晶粒の細粒化を
図るが、圧下率が50％未満ではγ粒の細粒化が不十分と
なり、続く未再結晶γ域での圧延を行っても靱性が劣化
する。よって再結晶γ域での圧下率は50％以上とする必
要がある。
【００２６】次に(Ar3＋70℃) 以下Ar3 以上の未再結晶
γ域での圧延は、γ粒の伸長化やγ粒内に変形体を導入
するために行うが、(Ar3＋70℃) 超の温度域あるいはAr
3 未満の温度域では前記目的が達成されない。さらにこ
の温度域での圧下率を65％以上とする必要がある。圧下
率が65％未満ではγ粒の伸長化、変形帯の導入が不十分
となり、この後に続く（γ＋α）２相域圧延中のαが粗
大化するため、靱性が著しく劣化する。
γ域での圧延は、γ粒の伸長化やγ粒内に変形体を導入
するために行うが、(Ar3＋70℃) 超の温度域あるいはAr
3 未満の温度域では前記目的が達成されない。さらにこ
の温度域での圧下率を65％以上とする必要がある。圧下
率が65％未満ではγ粒の伸長化、変形帯の導入が不十分
となり、この後に続く（γ＋α）２相域圧延中のαが粗
大化するため、靱性が著しく劣化する。
【００２７】続いてAr3 〜(Ar3−80℃) の（γ＋α）２
相域での圧延は、変態したα中にサブグレインを導入
し、また未変態γの細粒化と伸長化を図り、さらに衝撃
試験片破面にセパレーションを発生させ、遷移温度の低
下を図るために行う。しかしAr 3 超の温度域あるいは(A
r3−80℃) 未満の温度域では前記目的は達成されない。
さらにこの温度域での圧下率が10％未満では未変態γの
細粒化が不十分となり、この後に続く加速冷却により粗
大ベイナイトが生成する。また圧下率が60％超えでは変
態したα中のサブグレイン導入が多くなるため、いずれ
も靱性が著しく劣化する。よって圧下率を10〜60％とす
る必要がある。
相域での圧延は、変態したα中にサブグレインを導入
し、また未変態γの細粒化と伸長化を図り、さらに衝撃
試験片破面にセパレーションを発生させ、遷移温度の低
下を図るために行う。しかしAr 3 超の温度域あるいは(A
r3−80℃) 未満の温度域では前記目的は達成されない。
さらにこの温度域での圧下率が10％未満では未変態γの
細粒化が不十分となり、この後に続く加速冷却により粗
大ベイナイトが生成する。また圧下率が60％超えでは変
態したα中のサブグレイン導入が多くなるため、いずれ
も靱性が著しく劣化する。よって圧下率を10〜60％とす
る必要がある。
【００２８】上記（γ＋α）2 相域圧延の最終仕上げ前
1 パスから6 パスにおいて、水冷しながら圧延を行う。
これは鋼板表面から3mm 近傍までを過冷状態とし、微細
フェライトを多数生成させ、板厚方向の硬度むらを少な
くするために行うが、水冷パスを行わないと鋼板表面近
傍が過冷状態とならないため、硬度むらが発生する。一
方6 パス超えでは水冷による過冷領域が3mm 超えとな
り、硬度むら防止の効果が小さくなるため、水冷パスは
1 〜6 パスの範囲とした。
1 パスから6 パスにおいて、水冷しながら圧延を行う。
これは鋼板表面から3mm 近傍までを過冷状態とし、微細
フェライトを多数生成させ、板厚方向の硬度むらを少な
くするために行うが、水冷パスを行わないと鋼板表面近
傍が過冷状態とならないため、硬度むらが発生する。一
方6 パス超えでは水冷による過冷領域が3mm 超えとな
り、硬度むら防止の効果が小さくなるため、水冷パスは
1 〜6 パスの範囲とした。
【００２９】水冷の目的は鋼板表面から約3mm 近傍まで
を過冷状態にすることであり、例えば、圧延機の前後面
に設置されているディスケーリングの水冷装置での水冷
や温度調節用のシャワーなどによる水冷などが考えられ
るが、水冷の手段は特に問わない。上記（γ＋α）２相
域圧延及び水冷パスを付与後に加速冷却を行うが、この
冷却では未変態γをアシキュラーフェライトと微細島状
マルテンサイトに変態させ、微細なセパレーションを生
成させ、ＤＷＴＴ特性を向上させることにある。冷却速
度が20℃/sに満たないと、アシキュラーフェライトが生
成しないため、一方50℃/sを超えると粗大ベイナイトが
生成し、ＤＷＴＴ特性が著しく劣化するので冷却速度を
20℃/s〜50℃/sの範囲に限定した。前記加速冷却は400
℃未満まで冷却を続けるが、400 ℃以上で加速冷却を停
止すると、島状マルテンサイトが生成しないため、ＤＷ
ＴＴ特性が著しく劣化するので冷却停止温度を400 ℃未
満とした。
を過冷状態にすることであり、例えば、圧延機の前後面
に設置されているディスケーリングの水冷装置での水冷
や温度調節用のシャワーなどによる水冷などが考えられ
るが、水冷の手段は特に問わない。上記（γ＋α）２相
域圧延及び水冷パスを付与後に加速冷却を行うが、この
冷却では未変態γをアシキュラーフェライトと微細島状
マルテンサイトに変態させ、微細なセパレーションを生
成させ、ＤＷＴＴ特性を向上させることにある。冷却速
度が20℃/sに満たないと、アシキュラーフェライトが生
成しないため、一方50℃/sを超えると粗大ベイナイトが
生成し、ＤＷＴＴ特性が著しく劣化するので冷却速度を
20℃/s〜50℃/sの範囲に限定した。前記加速冷却は400
℃未満まで冷却を続けるが、400 ℃以上で加速冷却を停
止すると、島状マルテンサイトが生成しないため、ＤＷ
ＴＴ特性が著しく劣化するので冷却停止温度を400 ℃未
満とした。
【００３０】
【実施例】表１に成分組成を示す供試鋼について、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
的性質の変化を調査し、その結果を表２にまとめて示
す。
に示す加熱−圧延−冷却条件により処理した鋼板の機械
的性質の変化を調査し、その結果を表２にまとめて示
す。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】表２において試験No.1〜10およびNo. 12〜
16は本発明で限定した範囲内の成分組成を有する表１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24mmの製品としたものである。まず試験No.1
はスラブ加熱温度が850 ℃と低いため、引張強さが低
く、ＤＷＴＴ特性が十分でない。
16は本発明で限定した範囲内の成分組成を有する表１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24mmの製品としたものである。まず試験No.1
はスラブ加熱温度が850 ℃と低いため、引張強さが低
く、ＤＷＴＴ特性が十分でない。
【００３４】試験No.2、3 は未再結晶γ域での圧下率が
50％と低いため、あるいは（γ＋α）２相域圧延を実施
していないため、ＤＷＴＴ特性が悪い。試験No.4、5 は
冷却速度が15℃/sと遅いため、あるいは冷却停止温度が
500 ℃と高いため、引張強さが低く、ＤＷＴＴ特性が十
分でない。試験No.6、7 、8 はスラブ加熱温度が1100℃
と高いため、あるいは再結晶γ域での圧下率が40％と低
いため、および（γ＋α）２相域での圧下率が70% と大
きすぎるため、ＤＷＴＴ特性が悪い。
50％と低いため、あるいは（γ＋α）２相域圧延を実施
していないため、ＤＷＴＴ特性が悪い。試験No.4、5 は
冷却速度が15℃/sと遅いため、あるいは冷却停止温度が
500 ℃と高いため、引張強さが低く、ＤＷＴＴ特性が十
分でない。試験No.6、7 、8 はスラブ加熱温度が1100℃
と高いため、あるいは再結晶γ域での圧下率が40％と低
いため、および（γ＋α）２相域での圧下率が70% と大
きすぎるため、ＤＷＴＴ特性が悪い。
【００３５】試験No. 14は( γ＋α）２相域での最終仕
上げ前の水冷パスを行なっていないため、表面と中心と
の硬度差（ΔHv) が大きい。試験No. 15は圧延後の冷却
速度が 60 ℃/sと速すぎるため、ＤＷＴＴ特性が悪い。
これらに対して試験No.9、10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ＤＷＴＴ特性 (85％
破面遷移温度が -60℃以下) を有していることがわか
る。
上げ前の水冷パスを行なっていないため、表面と中心と
の硬度差（ΔHv) が大きい。試験No. 15は圧延後の冷却
速度が 60 ℃/sと速すぎるため、ＤＷＴＴ特性が悪い。
これらに対して試験No.9、10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ＤＷＴＴ特性 (85％
破面遷移温度が -60℃以下) を有していることがわか
る。
【００３６】試験No.11 、は製造条件は本発明の構成条
件を満足しているが、もう1 つの重要な構成条件である
成分組成において、Nbを含有していないため強度とＤＷ
ＴＴ特性が悪い。次に試験No.12 、13はこの発明に従う
成分組成よりなるＣ，Ｄ鋼スラブについて、しかもこの
構成要件を全て満足して製造した板厚30mmの鋼板の機械
的性質を示す。いずれも高い強度と優れたＤＷＴＴ特性
を有する鋼板であることがわかる。
件を満足しているが、もう1 つの重要な構成条件である
成分組成において、Nbを含有していないため強度とＤＷ
ＴＴ特性が悪い。次に試験No.12 、13はこの発明に従う
成分組成よりなるＣ，Ｄ鋼スラブについて、しかもこの
構成要件を全て満足して製造した板厚30mmの鋼板の機械
的性質を示す。いずれも高い強度と優れたＤＷＴＴ特性
を有する鋼板であることがわかる。
【００３７】
【発明の効果】本発明によれば、板厚方向の冷却むらが
少なく、ＤＷＴＴ８５％破面遷移温度が─６０℃以下と
ＤＷＷＴＴ特性が優れ、しかも高強度の厚肉の極寒冷地
パイプライン用鋼板が容易に得られる。
少なく、ＤＷＴＴ８５％破面遷移温度が─６０℃以下と
ＤＷＷＴＴ特性が優れ、しかも高強度の厚肉の極寒冷地
パイプライン用鋼板が容易に得られる。
【図１】加熱温度と（γ＋α）２相域圧延中の水冷パス
の有無および冷却停止温度を変化させたときの引張強さ
とＤＷＴＴ８５％遷移温度( ＦＡＴＴ )の関係を示す特
性図。
の有無および冷却停止温度を変化させたときの引張強さ
とＤＷＴＴ８５％遷移温度( ＦＡＴＴ )の関係を示す特
性図。
【図２】（γ＋α）２相域圧延中の水冷パスの有無によ
る板厚方向の硬度分布の相違を示す図。
る板厚方向の硬度分布の相違を示す図。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量比にて、C ：0.01〜0.18％、Si：0.
05〜0.5 ％、Mn：1.0 〜2.5 ％、Al：0.005 〜0.06％、
Nb：0.01〜0.1 ％を含有し、残部が鉄および不可避的不
純物よりなる鋼スラブを900 〜1050℃の範囲に加熱後、
(Ar3＋70℃)以上の再結晶γ域で50％以上の圧下を与
え、引き続いて(Ar3＋70℃) 〜Ar3 の未再結晶γ域で65
％以上の圧下を与え、次いでAr3 〜(Ar3 -80℃) の（γ
＋α）２相域で最終仕上げ前に１〜６回の水冷パスを含
む10〜60％の圧下を与え、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
方向の硬度むらが少なくＤＷＴＴ特性の優れた高張力鋼
板の製造方法。 - 【請求項２】 重量比にて、C ：0.01〜0.18％、Si：0.
05〜0.5 ％、Mn：1.0 〜2.5 ％、Al：0.005 〜0.06％、
Nb：0.01〜0.1 ％を含有し、さらにCu：1.0％以下、N
i：1.0 ％以下、Cr：1.5 ％以下、Mo：0.5 ％以下、V
：0.01〜0.1 ％以下、Ti：0.005 〜0.1 ％以下、Ca：
0.001 〜0.01％、REM ：0.001 〜0.01％の１種または２
種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物よりな
る鋼スラブを900 〜1050℃の範囲に加熱後、(Ar3＋70
℃) 以上の再結晶γ域で50％以上の圧下を与え、引き続
いて(Ar3＋70℃) 〜Ar3 の未再結晶γ域で65％以上の圧
下を与え、次いでAr3 〜(Ar3−80℃) の（γ＋α）２相
域で最終仕上げ前に１〜６回の水冷パスを含む10〜60％
の圧下を与え、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
むらが少なくＤＷＴＴ特性の優れた高張力鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6178527A JPH0841536A (ja) | 1994-07-29 | 1994-07-29 | 板厚方向の硬度むらが少なくｄｗｔｔ特性の優れた高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6178527A JPH0841536A (ja) | 1994-07-29 | 1994-07-29 | 板厚方向の硬度むらが少なくｄｗｔｔ特性の優れた高張力鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0841536A true JPH0841536A (ja) | 1996-02-13 |
Family
ID=16050038
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6178527A Pending JPH0841536A (ja) | 1994-07-29 | 1994-07-29 | 板厚方向の硬度むらが少なくｄｗｔｔ特性の優れた高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0841536A (ja) |
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-
1994
- 1994-07-29 JP JP6178527A patent/JPH0841536A/ja active Pending
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