JPH0819461B2 - 高張力鋼板の製造法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は特に、溶接性及び低温靭性の優れた高張力厚
鋼板の製造法に関するもので、鉄鋼業においては厚板、
ホットコイルなどに適用可能である。この方法で製造し
た鋼は低温靭性に優れ、かつ安価であるという特徴をも
ち、主にラインパイプなど大径鋼管全般に用いることが
できる。

（従来の技術） 近年におけるエネルギー需要の増大により、石油、天
然ガスの経済的輸送手段としてのラインパイプの建設が
活発化し、さらに北極海沿岸地域やシベリアなどの寒冷
地において多数の大規模な油田、ガス田が発見されるに
至り、今日のラインパイプは長距離、大量輸送が前提と
なった。

このため経済性の点からラインパイプは大口径高圧化
及び薄肉化の一途をたどり、素材に対してはAPIX70,X80
（TS60〜70kg f/mm²）クラスの高強度と優れた低温靭性
が要求されるようになった。また現地でのフィールド溶
接の効率化のため小入熱の自動溶接が普及しつつあり、
溶接部の硬化、割れ防止の観点から溶接性に対する要求
が厳格化してきた。

従来寒冷地使用のラインパイプ素材はNb,V等の細粒
化、析出硬化元素を含有させたフェライト・パーライト
鋼の制御圧延によって製造していた。しかし、ラインパ
イプの高強度、高靭性化及び溶接性の厳格化傾向に対し
て、従来のNb,V等を含有させたフェライト・パーライト
鋼では要求品質特製、特に強度及び溶接性を満足するこ
とは困難となってきた。

これに対処するため、Ｃ含有量を下げ、パーライト量
を少なくして溶接性、靭性の改善を図ったPearlite Red
uced Steel（略称PRS）や、低C,高Mn化し、Nb,Moを含有
させたAcicular Ferrite鋼（以下AF鋼と言う）が開発実
用化されている。しかしながら、これらの鋼はいずれも
フェライト・パーライト組織で強度的には厚み15mmでTS
60kg f/mm²が限界で、溶接性に関しても十分に満足でき
るものではなかった。

そこで、TS60〜70kg f/mm²（APIX70〜80クラス）の強
度と優れた低温靭性を得るために、鋼組織の微細なベイ
ナイト化を図るNb−Ｂ複合添加鋼が開発された（特開昭
58−77528号公報）。

しかしこの鋼では、微細なベイナイト組織を得るため
にはスラブ再加熱時に固溶Nbを充分に確保する必要があ
った。その結果Ｃを非常に低くしなければならず、製鋼
コストの増大を招いていた。

そのため高強度で低温靭性に優れ、かつ大量生産可能
な安価な鋼材の開発が強く望まれていた。

（発明が解決しようとする課題） 本発明はラインパイプなど大径鋼管用高張力鋼材を安
価に提供するためのものである。この方法で製造した鋼
は高強度で低温靭性に優れ、かつ安価であるという特徴
をもち、工業的な大量生産に適している。

（課題を解決するための手段） 本発明の要旨は重量％でC:0.04〜0.12％、Si:0.5％以
下、Mn:1.0〜2.0％、P:0.03％以下、S:0.01％以下、Ti:
0.03〜0.10％、B:0.0005〜0.0020％、Al:0.05％以下、
N:0.005％以下に、必要に応じてCr:0.05〜0.30％、Cu:
0.05〜0.30％の一種または二種を含有し、残部が鉄及び
不可避的不純物からなる鋼片を1100〜1250℃の温度範囲
に加熱して、900℃以下の累積圧下量60％以上、終了温
度680〜800℃で圧延を行なった後、空冷または冷却速度
10〜40℃/secで550〜350℃の温度まで加速冷却、その後
空冷することである。

（作用） 以下、本発明について詳細に説明する。

本発明鋼の著しい特徴は、（１）Nbの代わりにTiを用
い、かつ微量Ｂを複合添加して圧延組織のベイナイト化
と微細析出TiC,TiNによる母材及び溶接部の強度、、靭
性の向上、（２）Nbよりγ（オーステナイト）相に固溶
し易いTiを用いているため高Ｃ化が可能で、Ti以外の合
金成分が少ないことによる製鋼コストの低減、（３）加
熱後のCRによる圧延組織の細粒化にある。

従来のフェライト・パーライト組織では、安価に高強
度を得ることは不可能であり、圧延組織のベイナイト化
によって、強度の向上を図る必要がある。この目的のた
め焼入性向上効果のあるＢの利用が極めて有効である。

Ｂは微量（５〜20ppm）で圧延組織のベイナイト化に
有効でかつ安価なため本発明鋼にとって必須の元素であ
る。しかし、Ｂは溶接部靭性、溶接性にとって極めて有
害であるため、Ｂの含有量についてはとりわけ十分な配
慮が必要である。Ｂ量が0.0020％より多いとHAZが硬化
するだけでなく、オーステナイト粒界にＢ化合物が生成
する。したがってＢ量の上限を0.0020％とすることが必
要である。

一方Ｂの焼入性の安定確保のためには少なくとも0.00
05％が必要であり、この量は通常の焼入焼戻処理におけ
る場合より多い。最も好ましい含有量は0.0010〜0.0015
％である。

焼入性に効果のあるＢの存在形態は圧延終了後の冷却
時にオーステナイト粒界に均一に偏析した状態であり、
析出物になると効果がなくなる。したがって固溶Ｂの適
性確保が焼入性を安定して向上させるために必要である
が、Ｂは窒化物BNを形成し易いため、より強力な窒化物
形成元素でＮを固定しておく必要がある。このためTiを
添加することは非常に有効である。

さらにベイナイト鋼の靭性は結晶粒度依存性が極めて
強いことから、ベイナイト鋼の母材、HAZ靭性を向上さ
せ、ラインパイプ素材としてふさわしい低温靭性を確保
するためには、圧延組織及びHAZの徹底的な細粒化を図
る必要がある。このためには後述する加熱圧延条件の限
定と合せて、合金元素としてのTiの有効利用を図ること
が重要である。

上述の如くTiはＮをTiNとして固定しＢの焼入性向上
効果を十分に発揮させる他、鋼片中に微細析出したTiN,
TiC（0.05μ以下）は加熱時のオーステナイト粒（以下
加熱γ粒と言う）を細粒化し、圧延組織の細粒化に有効
であり、また鋼板中に存在する微細TiN,TiCは溶接時にH
AZ組織を細粒化する。

しかしながら、通常の製鋼法で生成する粗大なTiNは
靭性に対し悪影響を与える。従ってTiを添加し、これを
逆に母材及びHAZの靭性向上に役立てるためには、TiNを
微細析出させることが、この鋼をラインパイプに適用す
る上で必須である。

また高強度鋼を大量にしかも安価に製造するには、他
の高価な合金成分の添加を極力避ける必要があるため、
Tiを化学量論的にＮを固定するのに十分である以上に添
加し、TiCを析出させ強度を確保する必要がある。

このためにはTi,N量を合せて制限することが有効であ
り、Ti,N量をそれぞれ0.03〜0.10％,0.005％以下に限定
する。Tiの下限はそれ以下であるとTiC不足で母材の強
度の確保が困難であり、また母材とHAZの靭性を向上さ
せるための必要最小量である。一方Ti,N量の上限は、こ
れを超えると通常の製鋼工程では微細なTiNが得られ
ず、また過剰のTiCが析出し母材及びHAZ靭性を劣化させ
るためである。

以下成分範囲限定理由について説明する。

前記特徴をもつ本発明鋼中、第１の発明の鋼の成分範
囲はC:0.04〜0.12％、Si:0.5％以下、Mn:1.0〜2.0％、
P:0.03％以下、S:0.01％以下、Ti:0.03〜0.10％、B:0.0
005〜0.0020％、Al:0.05％以下、N:0.005％以下を含有
させたものである。

Ti,B,Nについては前述した通りである。

Ｃ含有量を0.04〜0.12％に限定した理由は、溶接性の
向上と強度の確保及び製鋼コスト低減のためである。即
ちラインパイプでは中継溶接のため小入熱の現地溶接が
行われるが、この溶接部は硬化し易く、各種の溶接割れ
が発生し、これを起点としてラインパイプが破壊する場
合がある。しかし無数の割れを完全に補修溶接するには
莫大な費用を必要とし、溶接時にできる限り発生しない
ように配慮することが肝要である。

このためには溶接棒、溶接条件等の選定も重要である
が、まず第１に硬化性が少ないラインパイプ素材を使用
することが極めて重要である。そのためＣ含有量の上限
を0.12％とした。

またベイナイト鋼では母材及び溶接部に高炭素島状マ
ルテンサイトが多量に生成し、靭性、対水素誘起割れ性
を劣化させるが、島状マルテンサイトの量を低減し、微
細に分散させ、これらの特性を向上させるためにも低Ｃ
化は有効である。

しかしながら余りにも極端なＣ含有量の低減は、Tiの
炭窒化物による析出強化、微細化効果を弱め、また母材
及び溶接部の強度確保が困難となり、さらに製鋼コスト
の上昇を招くため下限を0.04％に限定する。

Siは脱酸上、鋼に必然的に含有される元素であるが、
Siは溶接性及び溶接部の靭性対策上好ましくない元素で
あるため、その上限を0.5％とした。

Mnは本発明鋼の変態点を低下させ、CRによる材質向上
効果を高め、また圧延組織のベイナイト化を図って強
度、靭性を同時に向上せしめる極めて重要な元素であ
る。しかし、1.0％未満ではベイナイト化が不十分とな
り目的とする強度、靭性が得られないため下限を1.0％
とした。

一方Mnが多過ぎると焼入性が増加し、島状マルテンサ
イトが生成し、母材及びHAZの靭性が劣化するばかり
か、炭素当量が高くなって溶接性を阻害するため上限を
2.0％とした。望ましいMnの範囲は1.4〜1.7％である。

Alは脱酸上、この種のキルド鋼に必然的に含有される
元素であるが、Al totalが0.05％を超えると、HAZの靭
性が劣化するため上限を0.05％とした。尚、加熱時にAl
Nが固溶せず、ＮがAlによって固定される場合にはAlはT
iと同様、Ｂの焼入性向上に役立つ。

不純物であるＳを0.01％以下に限定した理由は、寒冷
地で使用される大径高圧ガスラインパイプでは、不安定
延性破壊防止の点から母材及び溶接部に高吸収エネルギ
ーが要求される。

本発明ではかなり低い温度域での圧下を行っており、
一般に衝撃値は低下する。このため衝撃値の向上対策と
してＳを0.01％以下とした。この場合Ｓが低い程靭性は
改善されるが、特に0.001％以下とすることによって大
幅に向上する。

また本発明鋼は不純物としてＰを含有するが通常0.03
％以下であり、低い程母材、溶接部靭性、溶接性は向上
する。

第２の発明においては、第１の発明の鋼の成分及び製
造プロセスに、さらにCr:0.05〜0.30％、Cu:0.05〜0.30
％の一種または二種を含有させたものである。

これらの元素を含有させる主たる目的は本発明鋼の母
材強度、靭性の向上と製造可能な板厚の拡大を可能とす
るところにあり、その含有量は自ら制限されるべき性質
のものである。

Crは圧延組織のベイナイト化を促進し、強度、靭性を
向上させる他、対環境腐食性を有し安価な元素であるた
め、その利用価値は高い。しかし、0.05％未満では十分
にその効果が得られず、また多量に添加すると溶接部の
硬化性を増大させ、靭性及び対割れ性の低下を招くた
め、その上限を0.30％とした。

Cuは溶接性に悪影響を与えることなしに母材の強度、
靭性、溶接部靭性を向上させる極めて好ましい元素であ
り、ベイナイト鋼においても析出硬化により強度を上昇
させる。さらに対環境腐食性、対水素誘起割れ性などに
効果がある。しかし、0.05％未満では十分にその効果が
得られず、また多量に添加すると、鋼の熱間圧延中にCu
−クラックが発生し、製造が難しくなる。そのため上限
を0.30％とした。

以上の如く成分系を限定しても加熱圧延条件が不適当
であれば、優れた強度、靭性を得ることができないため
加熱圧延条件も合せて限定する。

前述の如く、ベイナイト鋼の靭性は結晶粒度依存性が
強く、十分に圧延組織を細粒化しなければ、十分な低温
靭性を確保することができない。

このためにはまず加熱温度の下限を1100℃に限定し
た。この理由は1100℃未満であると、Tiが十分固溶せず
圧延中に再析出するTiC（Ｎ）が少なく、γ粒再結晶抑
制効果が期待できないためである。

一方上限を1250℃としたのはこの温度以上になると鋼
片中の微細析出したTiNが粗大化し始め、加熱γ粒及びH
AZの微細化効果が十分に望めなくなるためである。

しかし、加熱γ粒を如何に細粒化しても単に圧延した
だけでは、高強度と優れた低温靭性を持った鋼板を製造
するのは難しい。それ故、圧延条件についても制限を加
える。

本発明では圧延条件として900℃以下の累積圧下率を6
0％以上かつ仕上温度を680〜800℃と限定した。この条
件に従えば鋼板の強度、靭性は大幅に向上する。

以下圧延条件の限定理由について述べる。

まず900℃以下の累積圧下率を60％以上であると、フ
ェライト粒の細粒化が著しくなり強度と靭性が大幅に向
上する。しかし、累積圧下率が60％未満であると高強度
と優れた靭性を確保できない。一方、900℃以下の累積
圧下率が60％以上であっても、仕上温度が800℃以上で
は著しく優れた強度と靭性をもつ鋼板が製造できない。

仕上温度を800℃未満とすることによって、フェライ
ト粒の細粒化は著しく促進され、強度、靭性の両方の向
上または靭性を劣化させずに強度を向上させることがで
きる。

また、本発明鋼の成分範囲、加熱圧延条件であれば、
フェライト・オーステナイト域あるいはフェライト域で
の相当量の圧延を行っても低温靭性は良好であり、強度
を高めるために有効であるが、仕上温度の下限が680℃
以下になると加工硬化が著しくなり、靭性が劣化し始め
る。このため仕上温度を680〜800℃に限定した。

圧延後の冷却については空冷で強度、伸び、靭性に優
れたAPIX70クラスの鋼板が製造できるが、スプレー水、
ミストあるいは空気で加速冷却することは圧延組織のベ
イナイト化、細粒化を図る上で効果的である。この場
合、10〜40℃/secの冷却速度が望ましい。

しかし水冷停止温度が550℃以上ではAPIX80クラスの
強度の確保が困難であり、350℃以下では靭性の確保が
難しくなる。このため加速冷却する場合、550〜350℃で
冷却を停止し、その後空冷すれば強度、靭性共に優れた
鋼板が製造できるため、水冷停止温度を550〜350℃に限
定した。

尚、本発明の鋼片製造法としては造塊法、連続鋳造法
いずれでも可能であるが、連続鋳造法は冷却速度が速く
微細なTiNを多く得られるためより好ましい。また、熱
間圧延法としてホットストリップ圧延、厚板圧延、形鋼
圧延等が採用される。

（実 施 例） 転炉−連続連鋳−圧延工程で製造した種々の鋼成分の
鋼板（厚み15〜17mm）を製造し、母材及び溶接部の機械
的性質を調べた結果を表１に示す。

表１での鋼１〜12は本発明鋼、鋼13〜18は比較鋼であ
る。鋼13はＣが上限値より高いもの、鋼14はTiが下限値
より少ないもの、鋼15はＢが下限値より少ないもの、鋼
16は900℃以下の累積圧下率が下限値以下のもの、鋼17
は水冷停止温度が低いもの、鋼18は900℃以下の累積圧
下率が下限値以下でかつ仕上温度が高いものである。

尚、溶接部の靭性は入熱30kJ/cm相当の内外面造管溶
接を行い、溶接金属と熱影響部が50対50となっている部
分の−20℃での値である。

本発明鋼は高強度にもかかわらず低温靭性及び溶接部
の靭性が良好である。これに対し比較鋼では強度と靭性
両者を満足させてはいない。

（発明の効果） 本発明により大径鋼管用鋼を大量、かつ安価に製造す
ることが可能になった。その結果ラインパイプの工期が
短縮すると共に寒冷地における石油、天然ガスの経済的
輸送ができるようになった。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 為広 博 千葉県君津市君津１ 新日本製鐵株式会社 君津製鐵所内 (56)参考文献 特開 昭58−77528（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−127814（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−56019（ＪＰ，Ａ)

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で C:0.04〜0.12％、 Si:0.5％以下、 Mn:1.0〜2.0％、 P:0.03％以下、 S:0.01％以下、 Ti:0.03〜0.10％、 B:0.0005〜0.0020％、 Al:0.05％以下、 N:0.005％以下、 を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を
   1100〜1250℃の温度範囲に加熱して、900℃以下の累積
   圧下量60％以上、終了温度680〜800℃で圧延を行なった
   後、空冷または冷却速度10〜40℃/secで550〜350℃の温
   度まで加速冷却、その後空冷することを特徴とする高張
   力鋼板の製造法。
2. 【請求項２】重量％で C:0.04〜0.12％、 Si:0.5％以下、 Mn:1.0〜2.0％、 P:0.03％以下、 S:0.01％以下、 Ti:0.03〜0.10％、 B:0.0005〜0.0020％、 Al:0.05％以下、 N:0.005％以下、 にさらに Cr:0.05〜0.30％、 Cu:0.05〜0.30％ の一種または二種を含有させ、残部が鉄及び不可避的不
   純物からなる鋼片を1100〜1250℃の温度範囲に加熱し
   て、900℃以下の累積圧下量60％以上、終了温度680〜80
   0℃で圧延を行なった後、空冷または冷却速度10〜40℃/
   secで550〜350℃の温度まで加速冷却、その後空冷する
   ことを特徴とする高張力鋼板の製造法。