JPS5983722A - 低炭素当量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】 本発明は、低炭素当量非調質高張力鋼板の製造方法に関
するものであり、特に本発明は、脆性破壊伝播停止特性
などの低温靭性及び溶接性の優れた主として４０〜ｇＯ
ｋｇ　／ｗ−級非調質低温用高張力鋼板の製造方法に関
するものである。すなわち本発明は主として寒冷地での
天然ガス輸送に用いる６０〜ｇｏ　ｋｇ／、、ｙ２級大
径ラインパイプ用鋼板、あるいは５０〜７０　ｋｇ／ｍ
ｒｉ’級調質処理鋼板（以後ＱＴ錆鋼板称す）に代り得
る鋼板の製造方法に関するものである。

近年エネルギー需要が高まるにつれて天然ガスの大量輸
送が望まれ、ラインパイプの操業圧も従来の７５気圧か
ら７００気圧、　　７．２０気圧へと上昇の傾向にある
。これにともない使用される素材は、高張力化、厚肉化
が求められるようになっており、ｓｏ〜４０　ｋｇ／ｍ
＋＋２級であれば一５ｕｎ厚以上の厚肉化、そして／ｇ
朋厚であればｑｏ　−ｇｏ　ｋｇ／ｖｒ−級の高強度化
が必要とされている。捷だ同時に、これらＬｌ）ライン
パイプには、現地での円周溶接の能率の点から溶接性の
向上が望まれ、低炭素当量化が要求され始めている。た
とえば強度的６　ｏ　ｋｇ／闘２級で０．３０係以下、
また強度的７０　ｋｇ／ｖ＝ｎ２級で０．３５係以下の
非常に低い炭素当量が要求され、なおかつ優れた低温靭
性を有するラインパイプ用鋼板が要望されている。この
ような要求を満たす従来鋼板として、１％以上のＮ１を
添加したＱ、Ｔ鋼板が知られているが、成分コスト、生
産性の面から非常に経済的に不利であるという欠点があ
る。また従来の制御圧延後空冷して得られる微細化した
フェライト＋パーライト組織よりなる鋼板では、いかに
析出強化を強めても上記の要求を十分満足させることは
できない。

本発明は、上記従来の製造方法においてみられる欠点を
除いた低炭素当量非調質高張力ｍ板の製造方法を提供す
ることを目的とし、特許請求の範囲記載の方法を提供す
ることによって、前記目的を達成することができる。

次に本発明の詳細な説明する。

本発明者等は、低い炭素当量で高張力化、高靭性化させ
ることのできる製造法について研究を重ねてきた結果、
非常に細かいフェライト（大きくとも３μｍ）す加工す
ることによ・りて得られる６微細加エフエライト”と細
粒オーステナイトのフェライト変態に引続くパーライト
変態に代って剪断変態（ベイナイト変態とマルテンサイ
ト変態）を起こさせることによって得られる”低炭素の
微細ベイナイト及び島状マルテンサイト”とが強度の上
昇と靭性の向上を同時にもたらすことができることに想
到した。そして微細加工フェライトと低炭素の微細ベイ
ナイト及び島状マルテンサイトは本発明の製造方法によ
り同時に得られるととを新規に知見した。

すなわち炭素当量を上げずに焼入れ性の高いＢ元素を添
加した含Ｎｂ鋼を用い高湿オーステナイト域において圧
延を施こすことにより、一部の未再結晶オーステナイト
粒からフェライト変態を先行させ、引続いてＡｒ　点と
Ａｒ３〜ｇｏ℃の温度範囲内で圧延を施し”微細加工フ
ェライト“′を生成させると同時に残９の未再結晶オー
ステナイト粒からフェライト変態に引続きベイナイト変
態、次いでマルテンサイト変態を起こさせ、゛微細べ・
ｒナイトおよび島状マルテンサイト″を生成させること
とによってフェライトを主体として微細ベイナイト、島
状マルテンサイトおよび微細加工フェライトからなる圧
延組織が得られ、この結果低い炭素当量の成分鋼を用い
て高強度化と高靭性化を同時に達成することができる。

ここでいうフェライトの大きさは平均粒径で／θμｍ以
下、微細ベイナイトの大きさは７μｍ以下。

微細加工フェライトの大きさは３μｍ以下、島状マルテ
ンサイトの大きさは３μｍ以下であり、これらの量比率
は、フェライトが約ＳＯ％以上、微細加エフエライトと
微細ベイナイトと島状マルテンサイトの和が約ｋＯｔ４
以下が一般的であるが、鋼板の強度が１，０　、　’１
０　、　ｇＯｋｌｉ’／ｙ＋Ｊ　ト増加するニドもない
フェライト率を減少させ「方策コ相の量比率を増加させ
ることが必要である。

なお、上記Ｂ元素を添加したＮｌ）鋼は圧延終了後空冷
のままでも微細ベイナイト、島状マルテンサイト組織が
得られるが、上記組織の体積率は低く　、４０　ｋｇｆ
／ｍｙ”以上の高強度は得がたい。このためＶ、Ｎ１．
ＭＯ等の高価な成分を強度補足の目的で添加する必要が
あるが、これらの元素は多く添加されると溶接性が劣化
する傾向にある。

上記従来方法に対し、本発明によれば圧延終了後加熱冷
却を施すことによシ微細ベイナイト十島状マルテンサイ
トの体積率を増すことができ高強度を得ることができる
。すなわち本発明によれば、Ｎｌ）、！：Ｂ等の特殊な
成分を含有する鋼をもちいて制御圧延を施し、そのなか
でも限られた（α＋γ）コ相域において圧延を施して１
微細加エフエライト”を生成させ、圧延後直ちに加速冷
却をなすことによって、微細ベイナイトと島状マルテン
サイトの体積率を増加させることができる。これら３つ
の第２相組織の増加は靭性を損わす＾強度化を可能にす
るので、低炭素当量の高靭性高張力鋼を製造することが
できる。

本発明で用いる鋼は、０．０７〜０．７．２％Ｃ含有と
するのが特徴の一つである。Ｂの微量添加は、ベイナイ
ト化および島状マルテンサイト化を促進し、Ｃ成分と他
の添加合金成分の軽減を目的とするものである。

本発明の方法において、出発材として用いられるスラブ
の特徴は、Ｏ，Ｎ含有量の低減及びＢ。

Ｔ１の有効利用にある。Ｃ含有量の軽減は、フェライト
−ベイナイト組織のベイナイト粒の靭性を良好にして母
材の靭性の向上を第１目的とするもので、その低炭素当
量を下げ溶接部の靭性の向上及び溶接割れの防止を同時
に則ろうとするものである。更に高強歴１強靭性の鋼を
得るためには再結晶オーステナイト粒でＢが固溶してい
ることが重要であり、そのためにばＢがＢＮ析出物とし
て析出し、ないように（１）Ｎ含有量を低減するか（Ｉ
Ｉ）Ｔｔを添加してＴｉＮ析出物になしＮを固定してし
甘うことが大切である。

次に本発明の構成要件のうちスラブの圧延及び熱処理の
条件を限定する理由を説明する。

本発明は、前述のとおり、微細加工フェライト及び微細
ベイナイト組織を　有する鋼を製造するととを目的とし
ており、これらの微細粒を生成させるためにＮｂを含有
させる必要があり、　Ｎｌ）が０．０／係以上固溶する
ように先ず鋼スラブを加熱しなければならないが、　Ｎ
ｂは未固溶のときには、未再結晶オーステナイト域の上
限はＡｒ３＋　！ｒＯ℃であるが０．０／％以上Ｎｂを
固溶すると、前記未再結晶オーステナイト域はＡｒ３＋
　／！；０℃まで上昇するので、この未再結晶オーステ
ナイト域において５０チ以上の圧延を可能とするために
は、との未再結晶オーステナイト域を拡大する必要があ
り、さらにまた固溶Ｎｂは鋼の焼入性を増しベイナイト
ならびに島状マルテンサイトを生成させ易くなるので、
スラブの加熱温度はＡｒ３＋　１３０℃を越える温度で
累積圧下率が少なくともｇｏ　％となるように圧延でき
る温度にする必要がある。

Ａｒ３　＋　１３０℃を越える高温再結晶オーステナイ
ト域におけるＳＯＳの累積圧下率は、約３μ′ｍ以下の
細粒にするために必要な圧下率の下限である。

Ａｒ３＋　１３０℃以下でかつＡｒ３点以上の未再結晶
オーステナイト域の温度範囲内で累積圧下率が少なくと
もｓＯ％となるように圧延を施す理由は、゛未再結晶オ
ーステナイト粒をパンケーキ状に伸展させ、その粒内に
多くの変形帯を導入しフェライト粒を生成させるためで
あり、このためには少くとも５０％累積圧下量が必要で
あるので、この温度域での圧下率は下限を、５−（７％
にする必要がある。

Ａｒ　　からＡｒ３”−ｇ　０℃までの（γ＋α）、２
相域での圧延を施す理由は、残りの未再結晶オーステナ
イト粒から変態して生じた未成長の細粒フェライトから
、微細加工フェライト粒を生成させ、また未再結晶オー
ステナイトに有効に歪を蓄積させるので、フェライト粒
とベイナイト粒の微細化に有効であるためであるが、Ａ
ｒ３１０℃より低い温度域で圧延すると大きなフェライ
ト粒を加工することになり、遷移温度（以後この温度を
ｖＴｒｓと称す）が低下するので、コ相域における圧延
はＡｒ３〜Ａｒ　　−ｔＯ℃の範囲内にする必要がある
。またコ相域での圧延の圧下率は７０％より小さいと引
張強さく以後この強さをＴＳと称す）の上昇効果がない
ので、コ相域での圧延の圧下率はｔＯ％以上にする必要
がある。

次に本発明の圧延後加速冷却条件を限定する理由を説明
する。

本発明の目的は、フェライト組織中に微細ベイナイトや
島状マルテンサイトを混入させることにめ９、冷却速度
が３０℃／ｓｅｅより速いと、もとのオーステナイト粒
界が観察される塊状のマルテンザイトやベイナイトが生
成し、いわゆる焼入組織となって、焼戻し処理が必要と
なり本発明の目的とする非調質鋼の製造方法とならず、
一方冷却速度が、２’Ｃ／θθＣより遅いと加速冷却の
効果がみられないので冷却速度は１．２〜３０℃７８ｅ
Ｃの範囲内にする必要がある。

前記圧延後の加速冷却の停止温度は、３０００Ｃ以上で
冷却を停止するとベイナイトやマルテンサイトの体積率
が少なくなり、その結果強度上昇が小さくなり、一方Ｓ
ＯＯ°Ｃ以下で加速冷却を停止すると靭性の劣下をとも
なわず高張力を得ることができるので、冷却停止温度は
ＳＯＯ°Ｃ未満にする必要がある。

次に本発明の成分組成を限定する理由を説明する。

Ｃは０．０７係未満では鋼板の強度が低下すること及び
溶接熱影響部（以後ＨＡＺと称す）の軟化が大きく、か
つ製造コストが著しく高くなり、一方Ｃが０．１２％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、
耐割れ性の劣化が著しいので、Ｃは０．０７〜０．　／
、２　％の範囲内にする必要がある３、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、０００５チ
未満になると母材靭性が劣化し、一方θ、５０係を越え
るとベイナイト化の促進が低Ｆするので、　Ｓｉは０．
０Ｓ〜ｏ、　ｓｏ　％の範囲内にする必要がある。

Ｍｎは７．００％未満では鋼、板の強度および靭性が低
−Ｆｌ〜、さらにＨＡＺの軟化が大きくなり、一方λ、
５θ係を越えるとＨＡＺの靭性が劣下するので、Ｍｎは
７．００〜２．５θ％の範囲内にする必要がある。

ｈｔ　ｒＨ１鋼の脱酸−ヒ最低０゜ＯＯＳ係のＡｌが固
溶するよう添加することが必要であり、一方固溶Ａｌが
ｏ、　ｏｇ％以上になるとＨＡＺの靭性のみならず溶接
金属の靭性も劣下するので、ＡｌｔＯｔａ／、はｏ、　
ｏｏｓ〜０．０ｇ０％の範囲内にする必要がある。

Ｓはｏ、　ｏｇ％以下でないと本発明の製造方法ではＣ
方向のｖＴｒｓが一１０℃以下にならず、さらに吸収エ
ネルギーも著しく低くなるので、不純物の　　　　中で
も特にＳは０．０θｇ％以下にする必要がある。

Ｎｂは０．００ｊｔ　４未満では遷移温度を向上させる
細粒効果が得られず、一方０．　／θ係を越えると溶接
部の溶接金属靭性の劣化が生じるので、Ｎｂはｏ、　ｏ
ｏｓ〜０．７０％の範囲内にする必要がある。

Ｂはｏ、　ｏｏｏ３％未満ではベイナイト化の促進には
有効でないし、一方０．００３０％を越えるとＨＡＺの
硬化が大きいので、Ｂは０．０００３〜０．００３０チ
の範囲内にする必要がある。

Ｔ１はγ粒の微細効果による靭性向上と、前述のとおｐ
Ｔｉ炭窒化物の生成による未再結晶オーステナイト粒中
の固溶Ｎ量を低下させ、その結果Ｂ窒化物の生成を防止
する目的として添加するが、ｏ、　ｏｏｓ係未満ではそ
の効果はなく、一方０．０グ０係を越えると靭性が劣化
するので、ＴｉはＯ１θＯり〜ｏ、　ｏｌｌｏ％の範囲
内にする必要がある。

Ｎはｏ、　ｏｏｇｏ　５６以上含有すると本発明の範囲
のＡｌ、Ｔｉ量ではＴ１窒化物、　Ａｌ窒化物として固
定するには不十分でその結果ＢがＢ窒化物を生成するこ
とになシ、鋼の焼き入れ性を悪くするので、Ｎはｏ、　
ｏｏｇｏ　９６以下にする必要がある。

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、必要によシＮｉ、　Ｍｏ、　Ｏｕ、　Ｏｒのうち
から選んだ何れか少なくとも７種を、更に必要によりＶ
　、　Ｃ！ａ、　ＲＩＭのうちから選んだ何れか少なく
とも７種を添加含有させることができ、それぞれの元素
の適正な量の含有によって後述するように特有な効果が
付加される。

すなわちＮ１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′向上させるが
、／、００９６を越えて添加含有させると製造コストの
上昇を招き、また本発明の目的ならびに効果を達成する
ためには必要でないので、Ｎ１は／、００チ以下にする
。

ＯｕはＮ１とほぼ同様の効果があるだけでなく、耐食性
も向上させるが、ｏ、　ｓｏ　％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、ａＵは０３ＳＯ％以下にする必要がある。

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、靭性を向上させるが、この発
明の目的を達成するには、ｏ、ｓ９Ａを越えて添加する
必要はなく、それ以上は製造コストの上昇を招くので、
　Ｍｏはｏ、５ｏｑｂ以下にする。

■はこの発明による鋼板の母材強度と靭性向上。

継手部強度確保のために添加するものであるが、添加量
が多きに失すると、母材及びＨＡＺの靭性を著しく劣下
させるので、■はｏ、１０ｃ４以下にする必要がある。

Ｃａは０．００１１未満ではＭｎＳの形態制御に不十分
でＣ方向の靭性向上に効果がなく、一方０．０７０％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、ＣａはＯ０θ０２〜０．０／θチの範囲内にする
必要がある。

ＲＥＭはｏ、　ｏｏ、ｚチ未満では、ＭｎＳの形態制御
に不十分で鋼板のＣ方向の靭性向上に有効でなく、一方
ｏ、ｏ１０’ｌｒを越えると、鋼の清浄度が悪くなシ、
またアーク溶接面でも不利であるので、　ＨＥＭは０、
θＯコ係〜ｏ、　ｏｌｏ　％の範囲内にする必要がある
。

次に本発明を実施例について説明する。

実施例１ 第１表の成分組成を示す供試鋼種のスラブ／Ａ〜３Ａ、
／Ｂｆ：用いてそれぞれ第二衣に示す圧延。

冷却条件により処理した鋼板の機械的諸性質を同表に示
す。

第−表に示す試験例／１６／〜／３は本発明において用
いることのできる成分組成を有する／Ｂ鋼のスラブにつ
いて種々の圧延条件を変えて製造したものである。第２
表によれば／１６／と廓λはスラブ固溶Ｎｂが０．Ｏ／
チに達せず、Ｉ６３は空冷であシ、腐６は冷却停止温度
がＳＯＯ℃以上であシ、また／１６／／はＡｒ３点以下
の圧下量が零であシ、すなわちそれぞれ本発明の構成要
件が完全には満たされていないために製造された鋼板の
強度は’ｌＯｋｇｆ／ｍ−に達していないことがわかる
。

／Ｉ６９は、オーステナイト再結晶域での圧下量がｒｏ
　ｅ４未満であシ、／１６／θはＡｒ３　＋　１５０℃
からＡ　ｒＢ点に至る未再結晶オーステナイト域での圧
下量が５゜係未満であｔ）ｚ／Ｉ６ｎは仕上温度がＡｒ
３−４０℃未満でおり、すなわちそれぞれ本発明の構成
要件が完全には満たされていないために製造された鋼板
の’ｖＴｒｓは、−７０℃以上であることがわかる。

屑３．ダ、？、ｇ、７．２は本発明において用いること
のできる全ての構成要件の範囲内において製造を施した
丸め、それぞれ７０　ｋｇ　ｆ　／ｒｓｖｔ２以上のＴ
Ｓと一７０℃以下のｖＴｒｓを有し、上記の諸比較例の
方法にくらべ優れた高張力と高靭性を有する非常に低い
炭素当量の鋼板が得られることがわかる。

実施例２ 第３表の成分組成を示す供試鋼を用いてそれぞれ第１表
に示す圧延条件により処理し／Ｃ鋼板の機械的性質を同
表に示す。

第１表によれば／１６７〜乙は本発明において用いるこ
とのできる成分組成の鋼種のスラブを出発材となし本発
明において用いることのできる全ての構成要件の範囲内
において製造を施したため、／Ｉ６／〜３は、ｏ、３ｏ
ｓ以下のＣ当量で乙θｋｇ　ｆ／１ｎ、、２以上の強度
と−り０℃以下のＶＴｒｅが得られており、ＡＩＩ、ｊ
’は０．３！；チ以下のＣ当量でｑｏｋｇｆ／苅−以上
の強度と一７０℃以ＦのｖＴｒｓが得られており、／１
６Ａはｏ、ｑｏｓ以下のＣ当量でｇｏｋｇｆ／、−以上
の強度と一７０℃以下のｖＴｒｓが得られることがわか
る。

以上実施例からもわかるように１本発明の製造方法によ
り製造すれば高強度、高靭性を有する低炭素当量非調質
鋼であって安定した品質のものを、多量にかつ安価に容
易に製造することができる。

１２５−

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｌ　　００．０７〜０．７！％、Ｂｉ０．０３〜ｏ、　
   ｇｏチ。 Ｍｎ　／、００〜２．！；０　％　、　Ｎｂ　Ｏ，０（
   Ｂ；　〜θ、ＩＯ’４゜Ｂ　Ｏ，０００３〜０．θ０３
   ０チ、　Ｎ　Ｏ，００ｇ０係以下。 Ｔ１　θ、００５〜０．θグθ　係　、　　Ａ）　０．
   ｏｏｇ　　〜　ｏ、ｏｇｏ　　チ。 ｓ　ｏ、　ｏｏｇ　％以下を含有し、必要によりＮ１／
   、　ｏｏ　嗟以丁、　ＭＯｏ、ｇｏ　１以下、　ａｕ　
   ｏ、ｓｏ　％以下、Ｏｒ０．３０％以ドのうちから選ば
   れる倒れか少なくとも１種を含有し、更に必要によｐ　
   Ｖ　Ｏ，１０％以下、　Ｏａ　Ｏ，００２−０，θｔｏ
   　ｑＡ　。 Ｉ（ＥｉＭθ、θ（７，２〜０．０７０％のうちから選
   ばれる何れか少なくとも７種を含有し、残部不可避的不
   純物及びＦｅよりなる鋼スラブを、鋼スラブに含有して
   いるＮｌ）が少なくとも０．０７％固溶する温度に加熱
   した後、Ａｒ３点＋１５０℃を越える温度で累積圧下率
   が少なくとも５＜７　％となるように圧延を施し、引続
   いてＡｒ３点十／３０℃以ドで、かつＡｒ３点以上の未
   再結晶オーステナイト域の温度範囲内で累積圧下率が少
   なくともＳＯ％となるよう圧延を施し、次いでＡｒ３点
   未満で、かつＡｒ３点−ｇｏ′Ｃ以上のオーステナイト
   とフェライトとのコ相域の温度範囲内で、累積圧下率が
   少なくとも１０チとなるように圧延を施し、その後直ち
   に２〜ｂ／ｓｅｃの冷却速度でＳＯＯ℃未満の温度まで
   強制冷却を施す為ことにより、フェライト、微細ベイナ
   イト、島状マルテンサイト及び微細加工フェライトを主
   体とする組織を形成させることを特徴とする靭性と溶接
   性の優れた低炭素当ダニ非調質高張力鋼板の製造方法。