JP2598357B2 - 低温靱性の優れた高張力鋼板の製造法 - Google Patents
低温靱性の優れた高張力鋼板の製造法Info
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- JP2598357B2 JP2598357B2 JP4086635A JP8663592A JP2598357B2 JP 2598357 B2 JP2598357 B2 JP 2598357B2 JP 4086635 A JP4086635 A JP 4086635A JP 8663592 A JP8663592 A JP 8663592A JP 2598357 B2 JP2598357 B2 JP 2598357B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は低温靱性に優れた高張力
鋼板の製造法に関するものである。この方法で製造した
鋼は厳しい強度、靱性（ＤＷＴＴ：Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇ
ｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅｓｔ）が要求される極寒冷地（−
６０℃）向ラインパイプなどに用いることができる。
鋼板の製造法に関するものである。この方法で製造した
鋼は厳しい強度、靱性（ＤＷＴＴ：Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇ
ｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅｓｔ）が要求される極寒冷地（−
６０℃）向ラインパイプなどに用いることができる。
【０００２】
【従来の技術】エネルギー源として天然ガスが注目され
るなか、北極圏の極寒冷地において新たなガス田の開発
が進められている。これに伴いガスを効率的かつ経済的
に消費地まで輸送するために、大径厚肉の高張力ガスラ
インパイプの需要も増加してきた。
るなか、北極圏の極寒冷地において新たなガス田の開発
が進められている。これに伴いガスを効率的かつ経済的
に消費地まで輸送するために、大径厚肉の高張力ガスラ
インパイプの需要も増加してきた。
【０００３】また安全性の面からは、パイプラインの大
規模な破壊を防止するために、不可避的に発生したクラ
ックの伝播停止特性の目安となるＤＷＴＴの延性破面率
およびシャルピー衝撃値の優れた鋼板が要求されてい
る。
規模な破壊を防止するために、不可避的に発生したクラ
ックの伝播停止特性の目安となるＤＷＴＴの延性破面率
およびシャルピー衝撃値の優れた鋼板が要求されてい
る。
【０００４】このような厳しい材質特性を満足させるた
めに、例えば特開昭５２−１２８８２１号公報、特開昭
５８−７７５２８号公報などに開示されている、いわゆ
る制御圧延法（Ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ ｒｏｌｌｉｎ
ｇ、以下ＣＲという）やオンライン加工熱処理法（Ｔｈ
ｅｒｍｏ−ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐ
ｒｏｃｅｓｓ、以下ＴＭＣＰという）を用いることがよ
く知られている。
めに、例えば特開昭５２−１２８８２１号公報、特開昭
５８−７７５２８号公報などに開示されている、いわゆ
る制御圧延法（Ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ ｒｏｌｌｉｎ
ｇ、以下ＣＲという）やオンライン加工熱処理法（Ｔｈ
ｅｒｍｏ−ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐ
ｒｏｃｅｓｓ、以下ＴＭＣＰという）を用いることがよ
く知られている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】近年、天然資源の枯渇
化に伴いラインパイプの敷設域はさらに−６０℃という
極低温地域まで進み、輸送効率向上の面からは、さらな
る大径厚肉化と５９０Ｎ／ｍｍ2 以上の高張力化が求め
られるようになっている。しかしながら、従来のＣＲや
ＴＭＣＰによって鋼板を製造するだけでは、この要求を
十分に満足できないという問題点がある。
化に伴いラインパイプの敷設域はさらに−６０℃という
極低温地域まで進み、輸送効率向上の面からは、さらな
る大径厚肉化と５９０Ｎ／ｍｍ2 以上の高張力化が求め
られるようになっている。しかしながら、従来のＣＲや
ＴＭＣＰによって鋼板を製造するだけでは、この要求を
十分に満足できないという問題点がある。
【０００６】本発明の目的は、このような従来法の問題
点を解決し、最適な成分および製造条件を明らかにする
ことにより、低温靱性の優れた高張力厚鋼板（５９０Ｎ
／ｍｍ2 以上）の製造法を提供することである。
点を解決し、最適な成分および製造条件を明らかにする
ことにより、低温靱性の優れた高張力厚鋼板（５９０Ｎ
／ｍｍ2 以上）の製造法を提供することである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、重量％
で、Ｃ：０．０１〜０．０８％、Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．３５
％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００４〜
０．０３％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ａｌ：
０．１０％以下、あるいはさらにＮｉ：０．０５〜１．
０％未満、Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、Ｃｒ：０．０
５〜１．００％、Ｖ：０．００５〜０．０８０％、Ｃ
ａ：０．０００５〜０．００５％の一種または二種以上
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼片
を９００〜１０００℃の温度に加熱し、その後の圧延に
あたって９００℃以下の累積圧下率を５０％以上でかつ
圧延終了温度を８３０℃以下とした後、冷却速度５〜４
０℃／秒で５５０℃以下の温度まで加速冷却し、その後
放冷することを特徴とする低温靱性の優れた高張力鋼板
の製造法である。
で、Ｃ：０．０１〜０．０８％、Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．３５
％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００４〜
０．０３％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ａｌ：
０．１０％以下、あるいはさらにＮｉ：０．０５〜１．
０％未満、Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、Ｃｒ：０．０
５〜１．００％、Ｖ：０．００５〜０．０８０％、Ｃ
ａ：０．０００５〜０．００５％の一種または二種以上
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼片
を９００〜１０００℃の温度に加熱し、その後の圧延に
あたって９００℃以下の累積圧下率を５０％以上でかつ
圧延終了温度を８３０℃以下とした後、冷却速度５〜４
０℃／秒で５５０℃以下の温度まで加速冷却し、その後
放冷することを特徴とする低温靱性の優れた高張力鋼板
の製造法である。
【０００８】
【作用】Ｎｂはフェライト粒の微細化、析出硬化能を有
し、ＣＲ、ＴＭＣＰには欠かせない重要な元素であるこ
とがよく知られている。Ｎｂ添加ＣＲ、ＴＭＣＰ鋼の良
好な低温靱性はフェライト粒の微細化に起因するもので
あるが、これは固溶Ｎｂによる圧延時のオーステナイト
の未再結晶化に依存するところが大きいと考えられてい
る。スラブ再加熱時に固溶したＮｂは圧延で導入された
格子欠陥にＮｂ（ＣＮ）として歪誘起析出し、オーステ
ナイトの再結晶を著しく抑制する。さらに、未再結晶化
したオーステナイトの粒内には多数の変形帯が導入さ
れ、この変形帯がフェライト核生成サイトとして働き、
フェライト粒を微細化させるからである。
し、ＣＲ、ＴＭＣＰには欠かせない重要な元素であるこ
とがよく知られている。Ｎｂ添加ＣＲ、ＴＭＣＰ鋼の良
好な低温靱性はフェライト粒の微細化に起因するもので
あるが、これは固溶Ｎｂによる圧延時のオーステナイト
の未再結晶化に依存するところが大きいと考えられてい
る。スラブ再加熱時に固溶したＮｂは圧延で導入された
格子欠陥にＮｂ（ＣＮ）として歪誘起析出し、オーステ
ナイトの再結晶を著しく抑制する。さらに、未再結晶化
したオーステナイトの粒内には多数の変形帯が導入さ
れ、この変形帯がフェライト核生成サイトとして働き、
フェライト粒を微細化させるからである。
【０００９】さらにフェライト粒を微細化させて靱性の
向上を図るためには、スラブの再加熱温度を低下させ
て、初期オーステナイト粒を小さくすることが必要であ
る。しかしながら、スラブ再加熱温度が低くなると、Ｎ
ｂの固溶量が少なくなるため強度の低下を招き、高強度
化と高靱性化の両立は極めて困難となる。そこで、低温
靱性の極めて優れた５９０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度を有す
る鋼を製造するための最適成分、圧延条件について検討
し、本発明に至った。
向上を図るためには、スラブの再加熱温度を低下させ
て、初期オーステナイト粒を小さくすることが必要であ
る。しかしながら、スラブ再加熱温度が低くなると、Ｎ
ｂの固溶量が少なくなるため強度の低下を招き、高強度
化と高靱性化の両立は極めて困難となる。そこで、低温
靱性の極めて優れた５９０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度を有す
る鋼を製造するための最適成分、圧延条件について検討
し、本発明に至った。
【００１０】以下、本発明について説明する。
【００１１】本発明の特徴は、一定量のＭｏとＮｂを含
有させた鋼を低温域に加熱し、その後適正な圧延を行
い、組織を微細フェライト−マルテンサイト化させるこ
とにより高強度でかつ低温靱性の優れた鋼板を得ること
にある。
有させた鋼を低温域に加熱し、その後適正な圧延を行
い、組織を微細フェライト−マルテンサイト化させるこ
とにより高強度でかつ低温靱性の優れた鋼板を得ること
にある。
【００１２】ＭｏもＮｂと同様にオーステナイトの未再
結晶化温度を上昇させ、フェライト組織の微細化に有効
であるが、ＭｏとＮｂを含有させることにより、オース
テナイト未再結晶効果は著しく促進され、初期オーステ
ナイト粒を微細化させるためにスラブ再加熱温度を低く
した場合でも、オーステナイトの未再結晶化とそれに基
づくフェライトの微細化に極めて有効である。さらに、
Ｍｏは延伸化した未再結晶オーステナイトからの変態時
に、微細なフェライトの生成に引き続いて微細なマルテ
ンサイトを生成させ、組織をフェライト−マルテンサイ
トの二相組織化させるのに有効である。この微細マルテ
ンサイト内部の転位密度は非常に高く、高強度化が容易
に達成できる。
結晶化温度を上昇させ、フェライト組織の微細化に有効
であるが、ＭｏとＮｂを含有させることにより、オース
テナイト未再結晶効果は著しく促進され、初期オーステ
ナイト粒を微細化させるためにスラブ再加熱温度を低く
した場合でも、オーステナイトの未再結晶化とそれに基
づくフェライトの微細化に極めて有効である。さらに、
Ｍｏは延伸化した未再結晶オーステナイトからの変態時
に、微細なフェライトの生成に引き続いて微細なマルテ
ンサイトを生成させ、組織をフェライト−マルテンサイ
トの二相組織化させるのに有効である。この微細マルテ
ンサイト内部の転位密度は非常に高く、高強度化が容易
に達成できる。
【００１３】これらの効果を生じさせるためには、Ｍｏ
量は０．０５〜０．３５％とする必要がある。０．０５
％未満では効果が薄く、０．３５％以上の添加は溶接性
に好ましくないため上限を０．３５％とした。またＮｂ
量は０．０１〜０．１０％とする必要がある。０．０１
％未満では効果が薄く、０．１０％以上の添加は溶接性
に好ましくないため上限を０．１０％とした。
量は０．０５〜０．３５％とする必要がある。０．０５
％未満では効果が薄く、０．３５％以上の添加は溶接性
に好ましくないため上限を０．３５％とした。またＮｂ
量は０．０１〜０．１０％とする必要がある。０．０１
％未満では効果が薄く、０．１０％以上の添加は溶接性
に好ましくないため上限を０．１０％とした。
【００１４】Ｍｏ、Ｎｂの量だけでなく加熱、圧延条件
もまた重要である。
もまた重要である。
【００１５】スラブの再加熱温度は９００〜１０００℃
にする必要がある。これは加熱時の初期オーステナイト
粒を小さく保ち、圧延組織を微細化するためである。さ
らに、初期オーステナイト粒が小さいほど微細フェライ
ト−マルテンサイトの二相組織化が起こりやすいからで
ある。１０００℃は加熱時のオーステナイト粒が粗大化
しない上限温度である。一方、加熱温度が低すぎると添
加合金元素が十分に溶体化されず、鋼の内質が劣化する
とともに、圧延終段の温度が下がり過ぎるため制御冷却
など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。
にする必要がある。これは加熱時の初期オーステナイト
粒を小さく保ち、圧延組織を微細化するためである。さ
らに、初期オーステナイト粒が小さいほど微細フェライ
ト−マルテンサイトの二相組織化が起こりやすいからで
ある。１０００℃は加熱時のオーステナイト粒が粗大化
しない上限温度である。一方、加熱温度が低すぎると添
加合金元素が十分に溶体化されず、鋼の内質が劣化する
とともに、圧延終段の温度が下がり過ぎるため制御冷却
など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。
【００１６】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好な材質を
得ることができないため、９００℃以下の未再結晶温度
域での圧下量を５０％以上とする必要がある。これは低
温加熱に未再結晶温度域での十分な圧延を加えることに
よってオーステナイト粒の細粒化、延伸化を徹底し、さ
らにフェライト−マルテンサイトの二相組織化を図るた
めである。
く制限しても、圧延条件が不適当であると良好な材質を
得ることができないため、９００℃以下の未再結晶温度
域での圧下量を５０％以上とする必要がある。これは低
温加熱に未再結晶温度域での十分な圧延を加えることに
よってオーステナイト粒の細粒化、延伸化を徹底し、さ
らにフェライト−マルテンサイトの二相組織化を図るた
めである。
【００１７】さらに、圧延終了温度は８３０℃以下とす
る必要がある。８３０℃を超える温度で圧延終了した場
合、組織の微細化、二相組織化が十分に行われず、良好
な強度、靱性が得られないからである。
る必要がある。８３０℃を超える温度で圧延終了した場
合、組織の微細化、二相組織化が十分に行われず、良好
な強度、靱性が得られないからである。
【００１８】つぎに、圧延後の冷却は、圧延後空冷する
方法と、圧延後、冷却速度５〜４０℃／秒で５５０℃以
下の温度まで加速冷却し、その後放冷する方法があり、
要求される板厚、強度レベルおよびコストなどの面から
どちらかを選択できる。特に厚手で高強度かつ高靱性が
要求される場合には、圧延後、冷却速度５〜４０℃／秒
で５５０℃以下の温度まで加速冷却し、その後放冷する
ことが望ましい。
方法と、圧延後、冷却速度５〜４０℃／秒で５５０℃以
下の温度まで加速冷却し、その後放冷する方法があり、
要求される板厚、強度レベルおよびコストなどの面から
どちらかを選択できる。特に厚手で高強度かつ高靱性が
要求される場合には、圧延後、冷却速度５〜４０℃／秒
で５５０℃以下の温度まで加速冷却し、その後放冷する
ことが望ましい。
【００１９】冷却速度を５〜４０℃／秒とする理由は、
５℃／秒未満では微細なマルテンサイト組織が生成しに
くく、強度向上が望めないためであり、また４０℃／秒
超では粗大かつ多量のマルテンサイトが生成し、延靱性
を劣化させるからでるある。冷却停止温度を５５０℃以
下としたのは、余りにも低温で冷却してしまうと脱水素
効果や十分な析出硬化が得られないためである。この場
合、３５０〜５５０℃で冷却をやめ、放冷することが望
ましい。しかし、冷却停止温度が５５０℃を超えると十
分な強度上昇が望めない。なお、冷却媒体としては、一
般的には噴霧水あるいは水が適当である。
５℃／秒未満では微細なマルテンサイト組織が生成しに
くく、強度向上が望めないためであり、また４０℃／秒
超では粗大かつ多量のマルテンサイトが生成し、延靱性
を劣化させるからでるある。冷却停止温度を５５０℃以
下としたのは、余りにも低温で冷却してしまうと脱水素
効果や十分な析出硬化が得られないためである。この場
合、３５０〜５５０℃で冷却をやめ、放冷することが望
ましい。しかし、冷却停止温度が５５０℃を超えると十
分な強度上昇が望めない。なお、冷却媒体としては、一
般的には噴霧水あるいは水が適当である。
【００２０】また、本発明に従って製造した鋼を脱水素
などの目的で再加熱する場合、６００℃超では強度の劣
化を招き好ましくない。しかし、約６００℃以下の温度
に再加熱することは若干の強度低下はあるものの、本発
明の効果を損なうものでない。
などの目的で再加熱する場合、６００℃超では強度の劣
化を招き好ましくない。しかし、約６００℃以下の温度
に再加熱することは若干の強度低下はあるものの、本発
明の効果を損なうものでない。
【００２１】つぎに、その他の成分の限定理由について
述べる。
述べる。
【００２２】Ｃは必要な引張強度を得るために０．０１
％以上の添加が必要である。しかしながら、Ｃの過度の
添加は溶接性の劣化をもたらすことから、その上限を
０．０８％とする。
％以上の添加が必要である。しかしながら、Ｃの過度の
添加は溶接性の劣化をもたらすことから、その上限を
０．０８％とする。
【００２３】Ｓｉは脱酸上鋼に含まれる元素であるが、
その過剰添加は溶接性、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靱性を
阻害する。従って、その上限を０．６％とする。
その過剰添加は溶接性、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靱性を
阻害する。従って、その上限を０．６％とする。
【００２４】Ｍｎは強度、靱性および焼入性を確保する
上で有用な元素であり、１．２％以上の添加が必要であ
る。しかし、Ｍｎ量が多すぎると溶接性、ＨＡＺ靱性の
劣化を招くためその上限を２．０％とする。
上で有用な元素であり、１．２％以上の添加が必要であ
る。しかし、Ｍｎ量が多すぎると溶接性、ＨＡＺ靱性の
劣化を招くためその上限を２．０％とする。
【００２５】Ｔｉは溶接時のオーステナイト粒の粗大化
を抑制し、ＨＡＺ靱性を確保する上で有用である。しか
し、０．００４％未満の添加では効果がなく、また０．
０３％以上の添加ではＴｉＣの析出硬化により逆にＨＡ
Ｚ靱性の劣化を招くため、その添加量を０．００４〜
０．０３％に限定する。
を抑制し、ＨＡＺ靱性を確保する上で有用である。しか
し、０．００４％未満の添加では効果がなく、また０．
０３％以上の添加ではＴｉＣの析出硬化により逆にＨＡ
Ｚ靱性の劣化を招くため、その添加量を０．００４〜
０．０３％に限定する。
【００２６】Ｎは一般に不可避的不純物として鋼中に含
まれるが、ＴｉＮとして存在することによりオーステナ
イト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靱性を確保する上で有
用である。しかし、０．００１％未満の添加では効果が
なく、またＮの過剰添加はＨＡＺ靱性の劣化を招くた
め、その上限を０．００６％とする。
まれるが、ＴｉＮとして存在することによりオーステナ
イト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靱性を確保する上で有
用である。しかし、０．００１％未満の添加では効果が
なく、またＮの過剰添加はＨＡＺ靱性の劣化を招くた
め、その上限を０．００６％とする。
【００２７】Ａｌは一般に脱酸上鋼に含まれる元素であ
るが、ＳｉおよびＭｎあるいはＴｉによっても脱酸は行
われるので、本発明ではＡｌについては下限を限定しな
い。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くな
り、ＨＡＺ靱性が劣化するので上限を０．１％とする。
るが、ＳｉおよびＭｎあるいはＴｉによっても脱酸は行
われるので、本発明ではＡｌについては下限を限定しな
い。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くな
り、ＨＡＺ靱性が劣化するので上限を０．１％とする。
【００２８】なお、Ｐ、Ｓは不可避的不純物として鋼中
に含まれる。本発明では、その量を特に限定しないが、
これらは母材ならびに溶接部の靱性を劣化させるため、
その量は極力少ない方が好ましく、それぞれ０．０３
％、０．０１％以下とすることが望ましい。
に含まれる。本発明では、その量を特に限定しないが、
これらは母材ならびに溶接部の靱性を劣化させるため、
その量は極力少ない方が好ましく、それぞれ０．０３
％、０．０１％以下とすることが望ましい。
【００２９】本発明においては、さらに必要によりＮ
ｉ：０．０５〜１．０％末満、Ｃｕ：０．０５〜１．５
０％、Ｃｒ：０．０５〜１．００％、Ｖ：０．００５〜
０．０８０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％のう
ちいずれか一種または二種以上を含有させることができ
る。これらの元素を含有させる主たる目的は、本発明法
の効果を損なうことなく、強度、靱性の向上および製造
板厚の拡大を可能にするところにあり、その添加量は溶
接性およびＨＡＺ靱性等の面から自ずと制限されるべき
性質のものである。
ｉ：０．０５〜１．０％末満、Ｃｕ：０．０５〜１．５
０％、Ｃｒ：０．０５〜１．００％、Ｖ：０．００５〜
０．０８０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％のう
ちいずれか一種または二種以上を含有させることができ
る。これらの元素を含有させる主たる目的は、本発明法
の効果を損なうことなく、強度、靱性の向上および製造
板厚の拡大を可能にするところにあり、その添加量は溶
接性およびＨＡＺ靱性等の面から自ずと制限されるべき
性質のものである。
【００３０】Ｎｉは溶接性、ＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼ
すことなく、母材の強度、靱性を向上させるが、０．０
５％以下では効果が薄く、１．０％以上の添加は溶接性
に好ましくないため上限を１．０％未満とした。
すことなく、母材の強度、靱性を向上させるが、０．０
５％以下では効果が薄く、１．０％以上の添加は溶接性
に好ましくないため上限を１．０％未満とした。
【００３１】ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果とともに耐食
性、耐水素誘起割れ性などにも効果があるが、１．５０
％を超えると熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し、製
造困難となる。このため上限を１．５０％とした。
性、耐水素誘起割れ性などにも効果があるが、１．５０
％を超えると熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し、製
造困難となる。このため上限を１．５０％とした。
【００３２】Ｃｒは母材の強度を高める元素であり、
０．０５％以上添加する。しかし、Ｃｒ量が１．００％
を超えると溶接性やＨＡＺ靱性を劣化させるため、その
上限を１．００％とする。
０．０５％以上添加する。しかし、Ｃｒ量が１．００％
を超えると溶接性やＨＡＺ靱性を劣化させるため、その
上限を１．００％とする。
【００３３】Ｖは圧延組織の細粒化と析出強化のために
含有させるもので、強度、靱性をともに向上させる元素
であるが、０．００５％未満では十分にその効果が得ら
れず、また０．０８０％を超えると溶接性および溶接部
靱性に有害であるため、その範囲を０．００５〜０．０
８０％に制限した。
含有させるもので、強度、靱性をともに向上させる元素
であるが、０．００５％未満では十分にその効果が得ら
れず、また０．０８０％を超えると溶接性および溶接部
靱性に有害であるため、その範囲を０．００５〜０．０
８０％に制限した。
【００３４】Ｃａは硫化物の形態を制御し、シャルピー
吸収エネルギーを増加させ低温靱性を向上させるほか、
耐水素誘起割れ性の改善にも効果を発揮する。しかし、
Ｃａ量は０．０００５％以下では実用上効果がなく、ま
た、０．００５％を超えるとＣａＯ，ＣａＳが多量に生
成して大型介在物となり、鋼の靱性のみならず清浄度も
害し、さらに溶接性にも悪影響を与えるので、Ｃａ添加
量の範囲を０．０００５〜０．００５％とする。
吸収エネルギーを増加させ低温靱性を向上させるほか、
耐水素誘起割れ性の改善にも効果を発揮する。しかし、
Ｃａ量は０．０００５％以下では実用上効果がなく、ま
た、０．００５％を超えるとＣａＯ，ＣａＳが多量に生
成して大型介在物となり、鋼の靱性のみならず清浄度も
害し、さらに溶接性にも悪影響を与えるので、Ｃａ添加
量の範囲を０．０００５〜０．００５％とする。
【００３５】
【実施例】次に本発明の実施例について説明する。
【００３６】表１〜３に供試鋼の化学成分、製造条件お
よび機械的性質を示す。種々の板厚の鋼板を製造し、機
械的性質を調査した。引張特性はＡＰＩ引張試験片、シ
ャルピー特性は１／４ｔ部から採取したＪＩＳ４号試験
片、ＤＷＴＴ特性は表面から１９．０５ｍｍに減厚した
ＤＷＴＴ試験片を用いて調査した。また、溶接性につい
てはピーク温度１４００℃の再現熱サイクルを付与して
−６０℃におけるＨＡＺ靱性を評価した。表１〜３にお
いて、鋼１〜５は本発明例、６〜１６は比較例を示す。
本発明例１〜５は５９０Ｎ／ｍｍ2 以上の引張強度を有
し、極めて良好な低温靱性を示す。これに対して、比較
例６はスラブ再加熱温度が低すぎるために十分な強度、
靱性が得られず、内質欠陥も認められる。比較例７はス
ラブ再加熱温度が高すぎるため初期オーステナイト粒が
大きくなり、良好な強度、靱性が得られない。比較例８
は９００℃以下での圧下率が少ないため良好な強度、靱
性が得られない。比較例９は圧延終了温度が高すぎるた
め良好な強度、靱性が得られない。比較例１０は加速冷
却時の冷却速度が遅いため十分な強度が得られない。比
較例１１は加速冷却時の冷却速度が速すぎるため十分な
靱性が得られない。比較例１２は冷却停止温度が高すぎ
るため十分な強度が得られない。比較例１３はＭｏを含
有していないため良好な強度、靱性が得られない。比較
例１４はＭｏ量が多すぎるため良好なＨＡＺ靱性が得ら
れない。比較例１５はＮｂを含有していないため良好な
強度、靱性が得られない。比較例１６はＮｂ量が多すぎ
るため良好なＨＡＺ靱性が得られない。
よび機械的性質を示す。種々の板厚の鋼板を製造し、機
械的性質を調査した。引張特性はＡＰＩ引張試験片、シ
ャルピー特性は１／４ｔ部から採取したＪＩＳ４号試験
片、ＤＷＴＴ特性は表面から１９．０５ｍｍに減厚した
ＤＷＴＴ試験片を用いて調査した。また、溶接性につい
てはピーク温度１４００℃の再現熱サイクルを付与して
−６０℃におけるＨＡＺ靱性を評価した。表１〜３にお
いて、鋼１〜５は本発明例、６〜１６は比較例を示す。
本発明例１〜５は５９０Ｎ／ｍｍ2 以上の引張強度を有
し、極めて良好な低温靱性を示す。これに対して、比較
例６はスラブ再加熱温度が低すぎるために十分な強度、
靱性が得られず、内質欠陥も認められる。比較例７はス
ラブ再加熱温度が高すぎるため初期オーステナイト粒が
大きくなり、良好な強度、靱性が得られない。比較例８
は９００℃以下での圧下率が少ないため良好な強度、靱
性が得られない。比較例９は圧延終了温度が高すぎるた
め良好な強度、靱性が得られない。比較例１０は加速冷
却時の冷却速度が遅いため十分な強度が得られない。比
較例１１は加速冷却時の冷却速度が速すぎるため十分な
靱性が得られない。比較例１２は冷却停止温度が高すぎ
るため十分な強度が得られない。比較例１３はＭｏを含
有していないため良好な強度、靱性が得られない。比較
例１４はＭｏ量が多すぎるため良好なＨＡＺ靱性が得ら
れない。比較例１５はＮｂを含有していないため良好な
強度、靱性が得られない。比較例１６はＮｂ量が多すぎ
るため良好なＨＡＺ靱性が得られない。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】
【表３】
【００４０】
【発明の効果】本発明により５９０Ｎ／ｍｍ2 以上の高
強度と良好な低温靱性を合わせ持つ画期的な鋼板を製造
することが可能となり、この鋼板を使用して製造したラ
インパイプの安全性を図ることができる。
強度と良好な低温靱性を合わせ持つ画期的な鋼板を製造
することが可能となり、この鋼板を使用して製造したラ
インパイプの安全性を図ることができる。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．０１〜０．０８％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．２〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜０．３５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００４〜０．０３％、 Ｎ：０．００１〜０．００６％、 Ａｌ：０．１０％以下 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼片
を９００〜１０００℃の温度に加熱し、その後の圧延に
あたって９００℃以下の累積圧下率を５０％以上でかつ
圧延終了温度を８３０℃以下とした後、冷却速度５〜４
０℃／秒で５５０℃以下の温度まで加速冷却し、その後
放冷することを特徴とする低温靱性の優れた高張力鋼板
の製造法。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：０．０１〜０．０８％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．２〜２．０％、 Ｍｏ：０．０５〜０．３５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００４〜０．０３％、 Ｎ：０．００１〜０．００６％、 Ａｌ：０．１０％以下 に、さらに Ｎｉ：０．０５〜１．０％未満、 Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、 Ｃｒ：０．０５〜１．００％、 Ｖ：０．００５〜０．０８０％、 Ｃａ：０．０００５〜０．００５％ の一種または二種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなる鋼片を９００〜１０００℃の温度に加
熱し、その後の圧延にあたって９００℃以下の累積圧下
率を５０％以上でかつ圧延終了温度を８３０℃以下とし
た後、冷却速度５〜４０℃／秒で５５０℃以下の温度ま
で加速冷却し、その後放冷することを特徴とする低温靱
性の優れた高張力鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4086635A JP2598357B2 (ja) | 1992-03-11 | 1992-03-11 | 低温靱性の優れた高張力鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4086635A JP2598357B2 (ja) | 1992-03-11 | 1992-03-11 | 低温靱性の優れた高張力鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05255744A JPH05255744A (ja) | 1993-10-05 |
| JP2598357B2 true JP2598357B2 (ja) | 1997-04-09 |
Family
ID=13892485
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4086635A Expired - Lifetime JP2598357B2 (ja) | 1992-03-11 | 1992-03-11 | 低温靱性の優れた高張力鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2598357B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JP2011052282A (ja) * | 2009-09-02 | 2011-03-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 厚鋼板の鋼成分の設計方法 |
| CN107075645B (zh) * | 2014-11-11 | 2020-06-16 | 杰富意钢铁株式会社 | Ni合金包层钢板及其制造方法 |
| CN108085593A (zh) * | 2017-12-19 | 2018-05-29 | 钢铁研究总院 | 适用于低温环境油气输送用弯管和管件用钢及制造方法 |
| KR102357082B1 (ko) * | 2019-12-20 | 2022-02-03 | 주식회사 포스코 | 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5814848B2 (ja) * | 1979-03-30 | 1983-03-22 | 新日本製鐵株式会社 | 非調質高強度高靭性鋼の製造法 |
| JPS58171526A (ja) * | 1982-03-31 | 1983-10-08 | Nippon Steel Corp | 極低温用鋼の製造法 |
| JPS6141968A (ja) * | 1984-08-06 | 1986-02-28 | Sanyo Denki Kk | 回転速度検出器 |
| JPH0249382A (ja) * | 1988-06-01 | 1990-02-19 | Hitachi Ltd | コネクタ |
-
1992
- 1992-03-11 JP JP4086635A patent/JP2598357B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05255744A (ja) | 1993-10-05 |
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