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【発明の名称】 |
高強度・高靱性熱間圧延鋼帯の製造方法 |
| 【発明者】 |
【氏名】佐藤 馨
【氏名】小林 聡雄
【氏名】三辻 晴夫
【氏名】大村 雅紀
【氏名】大和田 浩 |
【課題】ラインパイプ用鋼管製造用の高強度・高靱性の熱間圧延鋼帯を得る。
【解決手段】重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．１１％、Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：１．４０〜１．８０％、Ｔｉ：０．０１５〜０．０７０％、Ｎｂ：０．０３０〜０．０６０％、Ｖ：０．０５０〜０．０９０％、Ａｌ：０．０００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下を含有し、さらに、Ｔｉ* （％）〔＝Ｔｉ（％）−Ｎ（％）×４８／１４〕≧０．０１５％を満足する鋼を、１１５０〜１２５０℃の温度域で圧延を開始し、７３０〜８６０℃の温度域で圧延を終了し、５℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で冷却し、５５０〜６５０℃で巻き取る。 |
【特許請求の範囲】
【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．１１％、Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：１．４０〜１．８０％、Ｔｉ：０．０１５〜０．０７０％、Ｎｂ：０．０３０〜０．０６０％、Ｖ：０．０５０〜０．０９０％、Ａｌ：０．０００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下を含有し、さらに、（１）式で表される、Ｔｉ* が、０．０１５％以上である組成の鋼を、１１５０〜１２５０℃の温度域で圧延を開始し、７３０〜８６０℃の温度域で圧延を終了し、５℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で冷却し、５５０〜６５０℃で巻取ることを特徴とする高強度・高靱性熱間圧延鋼帯の製造方法。
Ｔｉ* （％）＝Ｔｉ（％）−Ｎ（％）×４８／１４・・・・・・（１）
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【発明の詳細な説明】【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、ラインパイプ用鋼管の製造に用いる高強度・高靱性の熱間圧延鋼帯の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】ラインパイプ用鋼管に要求される特性は、強度、靱性、溶接性、耐食性と多岐にわたる。電縫溶接法により製造するラインパイプ用鋼管においても同様である。そのためには、鋼管を製造するための熱間圧延鋼帯において、特性の確保が必要である。
【０００３】上記の要求特性の内、強度と靱性は、従来からの多くの例にも見られる様に、しばしば、両立が困難である。たとえば、強化元素を含有させると靱性は劣化することが多い。
【０００４】合金元素で強化して高強度・高靱性の熱間圧延鋼帯を得る方法には、たとえば、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等の析出強化型元素を合金化し、それらの微細な析出物により強化する方法や、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ等の、主としてマトリックスを固溶強化する元素を含有させる方法等がある。
【０００５】前者の析出物の強化作用を利用する方法では、これらの元素を比較的少量、含有させることにより、大きな降伏強度の増加が得られる。しかしながら、強力な炭化物あるいは、窒化物形成元素である、これらの元素を含有させると、僅かの製造条件の差により、その特性が大きく変化する。
【０００６】たとえば、Ｔｉを含有する溶鋼では、大気中より侵入したＮがＴｉＮを形成する。この場合のＴｉＮは比較的大きな析出物となるため、鋼を強化する作用はほとんどない。したがって、鋼中に進入するＮ量が多い場合は、ＴｉＮ以外の析出物を形成して鋼の強化に働くＴｉ量が減少し、十分な降伏強度が得られない。
【０００７】一方、固溶しているＴｉ、Ｖ、Ｎｂ等の炭化物や窒化物が析出する場合には、その条件が僅かに変化するだけで、析出物の大きさや、密度が大きく変化し、その結果、降伏強度等の機械的性質が異なることも多い。
【０００８】また、これらの元素の炭化物や窒化物は、鋼の靱性を劣化させる。上記したような溶解時に鋼中に生成した比較的大きいＴｉＮも、靱性を劣化させるが、鋼に固溶した炭化物や窒化物が、微細な析出物となって析出した場合の靱性への悪影響はさらに大きい。しかもこの悪影響も場合によりその程度が異なる。
【０００９】この様に、析出物のよる強化作用を利用する場合は、僅かな製造条件の差が大きな特性の差になって現れやすく、ほぼ同一の組成の鋼の間の比較や、１つの鋼材の中の異なった位置における比較においても、特性が大きく異なることがしばしば起こる。
【００１０】特開昭６３−１４５７４５号公報には、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂを添加した熱延高張力鋼帯と、その製造方法が開示されている。しかし、示されている降伏強度は、２５〜４８ｋｇｆ／ｍｍ2 の広い範囲にばらついており、なおかつ、そのばらつきの発生する理由が明確でない。
【００１１】上記のような欠点を持ってはいるが、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ等の強化方法によると、比較的安価に高強度の鋼を得ることが可能なため、たとえば、川崎製鉄技報誌、第１３巻、第１号、第５３頁〜第６２頁、（１９８１年発行）に例を見るように、ラインパイプ用電縫溶接鋼管としても、広く実用化している。
【００１２】なお、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物および窒化物の鋼中における挙動は、似ている点も多い。そのため、個々の元素を区別せず、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種、または２種以上含有すると記述されている例も多い。たとえば、特開昭６３−２２７７１５号公報にもその例が見られるが、ここでは個々の元素の作用については、注目をしておらず、どれかが含有されていれば良いとの考え方である。
【００１３】なお、上記した、特開昭６３−１４５７４５号公報に開示されている発明では、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖを添加しているにもかかわらず、それらの析出物を強化に積極的に利用する材質設計はとっていない。すなわち、冷却途中の析出を抑えることに重点を置いた材料設計である、急冷、低温巻取りを行っており、その結果、得られている降伏強度は低い。特開昭６３−２２７７１５号公報に開示されている発明においても同様であり、靱性は十分であるが、降伏強度は低い。
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】鋼を強化する元素としての、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂは、少量含有させることで、大きな効果が得られる。一方、それらを添加した鋼は、特性がばらつきやすい欠点がある。また、強度と靱性が両立しにくい。
【００１５】電縫溶接鋼管の製造には通常、熱間圧延鋼帯を用いるが、熱間圧延鋼帯は巻取り、コイル冷却の工程を経て製造される。巻取りはある程度の高温で行なう必要があり、巻取られた後のコイルは、相当に遅い冷却速度で冷やされる。従来のＴｉ、Ｖ、Ｎｂ含有鋼は、巻取り温度を低くし、コイルになった後には、炭化物の析出が起こらない製造方法を採用しているものが多いが、この方法ではばらつきはある程度は小さくできるが、降伏強度は低くなる。
【００１６】上記の様な事情にあるため、比較的安価な、高強度・高靱性のラインパイプ用電縫溶接鋼管の製造に用いる鋼帯が求められており、特に、降伏強度が５５０ＭＰａ以上の鋼材への要望が大きい。
【００１７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、 常温の降伏強度が５５０ＭＰａ以上、０℃のシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが、２００Ｊ以上の高強度・高靱性の熱間圧延鋼帯を得るために、検討を重ねて本発明を完成させた。
【００１８】本発明者らは、 まず、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ等の炭化物の析出状態と、降伏強度およびと靱性との関係について検討した。そして、平均粒径が１０ｎｍ以下の微細な（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃの析出物が鋼中に存在する場合に、高い降伏強度と靱性が得られるとの知見を得た。〔以後、この平均粒径が１０ｎｍ以下の微細な（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃの析出物を、（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃと記す。〕
【００１９】この（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃを鋼中に形成させるためには、鋼にＴｉ、Ｎｂ、Ｖの３種の元素を最適な量含有させる必要があり、さらに、適切な加工・熱履歴を与える必要がある。
【００２０】本発明は、重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．１１％、Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：１．４０〜１．８０％、Ｔｉ：０．０１５〜０．０７０％、Ｎｂ：０．０３０〜０．０６０％、Ｖ：０．０５０〜０．０９０％、Ａｌ：０．０００５〜０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下を含有し、さらに、（１）式で表される、Ｔｉ* が、０．０１５％以上である組成の鋼を、１１５０〜１２５０℃の温度域で圧延を開始し、７３０〜８６０℃の温度域で圧延を終了し、５℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で冷却し、５５０〜６５０℃で巻取る高強度・高靱性熱間圧延鋼帯の製造方法である。
【００２１】
Ｔｉ* （％）＝Ｔｉ（％）−Ｎ（％）×４８／１４・・・・・・（１）
まず、成分範囲の限定理由について述べる。
【００２２】Ｃは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖと（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃを形成して、鋼を強化する元素である。十分な降伏強度を確保するためには０．０５％以上含有させる必要が有る。一方、Ｃは溶接性に有害な元素であり、その悪影響は、０．１１％越えると顕著になる。したがって、 Ｃ量は０．０５〜０．１１％の範囲とする。
【００２３】Ｓｉは、溶鋼の脱酸に必要な元素であり、０．０１％以上含有させることが望ましいが、Ａｌ等の他の元素によっても代替可能である。一方、０．３５％を超えて含有させると、鋼の靭性、特に、溶接ＨＡＺ部の靭性を劣化させる。したがって、 Ｓｉ量は０．３５％以下とする。
【００２４】Ｍｎは、鋼の強度を確保するために必要な元素である。 含有量が１．４０％未満の場合は降伏強度が不足する。一方、Ｍｎは溶接性に有害な元素であり、特に、含有量が１．８０％を越えると悪影響が顕著になる。したがって、 Ｍｎ量は１．４０〜１．８０％の範囲とする。
【００２５】Ａｌは脱酸に必要な元素である。 その量が０．０００５％未満の場合には、十分な脱酸効果が期待できない。一方、０．１０％を超えて過剰に含有させると、靱性が劣化し、また、連続鋳造時のスラブの表面にキズが発生しやすい。したがって、Ａｌ量は０．０００５〜０．１０％とする。
【００２６】Ｔｉは、Ｎｂ、Ｖと共に、（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃを形成して鋼を強化する。十分な降伏強度を確保するためには、０．０１５％以上のＴｉを含有させる必要がある。一方、Ｔｉ量が多くなると、複合炭化物の析出状態が変化して強度が低下し、また、靱性も劣化する。これらのＴｉの悪影響は、０．０７０％を越えると顕著になる。したがって、Ｔｉ量の範囲は、０．０１５〜０．０７０％とする。
【００２７】ＮｂもＴｉ、Ｖと共に、（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃを形成すが、そのためには０．０３０％以上含有させる必要がある。一方、Ｎｂ量が多くなると、複合炭化物の析出状態が変化して強度が低し、また、靱性も劣化する。これらのＮｂの悪影響は、０．０６０％を越えると顕著になる。したがって、Ｎｂ量の範囲は、０．０３０〜０．０６０％とする。
【００２８】Ｖも、Ｎｂ、Ｔｉと共に、（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃを形成するが、そのためには０．０５０％以上含有させる必要がある。一方、Ｖ量が多くなると複合炭化物の析出状態が変化して強度が低下し、また、靱性も劣化する。これらのＶの悪影響は、０．０９０％を越えると顕著になる。したがって、Ｖ量の範囲は、０．０５０〜０．０９０％とする。
【００２９】先に述べたようにＴｉは鋼中では、まずＮとＴｉＮを形成する。したがって、（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃを形成するＴｉは、含有させたＴｉの内のＴｉＮを形成していないＴｉになる。
【００３０】Ｔｉ* はそのＴｉ量であり、Ｔｉ* （％）＝Ｔｉの含有量−ＴｉＮを形成していないＴｉ量であるが、具体的には、すべてのＮがＴｉとＴｉＮを形成すると仮定して、 Ｔｉ* （％）＝Ｔｉの含有量−Ｎ含有量×（４８／１４）・・・・・（１）
より求める。このＴｉ* が、０．０１５％以上の場合に上記の（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃが形成される。すなわち、Ｔｉ量が、先に示した０．０１５〜０．０７０％の範囲にある場合も、Ｎ量が多く、Ｔｉ* が、０．０１５未満の場合は、（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃが形成されず、十分に高い降伏強度が得られない。
【００３１】（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃ中のＴｉ：Ｖ：Ｎｂの割合は、重量比で、５：４：１程度である。また、十分な降伏強度を得るためには、（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃとして存在するＶ量は０．０１０％以上でなければならない。従って、Ｔｉは、０．００８％以上、Ｎｂは、０．００２％以上必要である。このＴｉ、Ｖ、Ｎｂ量は、（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃ中のこれらの量（重量）の（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃを含む鋼の重量に対する値である。すなわち、鋼に対する（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃの重量％（たとえば、抽出して）が０．０３０％で、その析出物中のＶ量が、０．０１０％であれば、（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃ中のＶの量は、３３％である。
【００３２】なお、平均粒径が１０ｎｍとは、例えば、１０万倍の倍率で鋼を調査した場合に、粒径が測定可能な析出物の平均径であり、実際上は５〜３０ｎｍ程度の析出物が対象となる。これらの析出物の１０個以上の平均値である。凝固時に既に存在するＴｉＮの巨大析出物は、この平均値には含まれない。
【００３３】なお、本発明においては、たとえば耐食性を上げる作用を有する元素である、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、を１．０％以下の範囲で、また、Ｃａを０．０１％以下の範囲で含有させた場合も、上記の（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃの状態には大きな変化はなく、同様に優れた強度と靱性を持つ鋼帯が得られる。
【００３４】鋼中の不可避的不純物のＰおよびＳは、その量が増加すると鋼の靭性や延性に悪影響を及ぼす。悪影響が現れない上限は、おのおの０．０２０％、０．０１０％であり、この値以下に制限する。
【００３５】つぎに、加工・熱履歴について述べる。上記の（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃを鋼中に析出させるためには、１１５０〜１２５０℃の温度域で圧延を開始する。上限を１２５０℃とした理由は、この温度を越える温度で開始すると、高温域での圧下量が大きくなるため、圧延後の結晶粒径（フェライト−パーライト組織である。）が大きくなり、十分な靱性が得られない。
【００３６】一方、１１５０℃より低い場合は圧延開始時に、または、転移密度が十分に高くなっていない状態で、かなりの量の複合炭化物が形成され、低温において、（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃとして析出する量が減少して十分な強度が得られなくなる。好ましい温度範囲は、１１８０〜１２３０℃である。
【００３７】熱間圧延の終了温度は、７３０〜８６０℃とする。８６０℃を越えている場合は、組織が粗くなり、また、複合炭化物が粗大になり十分な強度が得られず、靱性も低下する。７３０℃より下がると靱性が低下する。最適温度範囲は、７５０〜７８０℃である。
【００３８】７３０〜８６０℃の温度域で圧延を終了し、５℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で冷却する。５℃／ｓｅｃ未満の場合は、冷却途中に結晶粒が粗大化し、また、複合炭化物が析出する。冷却速度の上限は特に定める必要はないが、５０℃／ｓｅｃ程度である。
【００３９】ついで、５５０〜６５０℃の温度範囲で巻取る。巻取り後の冷却速度は、３０℃／ｈ程度であり、４００℃程度まで約１０時間をかけて冷却される。その間に、上記した（Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）Ｃが析出するが、熱間圧延時に鋼中に導入された転位が析出物の微細化に有効に働き、強度・靱性共に優れた、また、特性のばらつきの少ない鋼帯が得られる。
【００４０】巻取り温度が６５０℃を越える場合は、析出する複合炭化物の粒径が大きくなる。また、５５０℃より下がると、析出量が不足する。好ましい範囲は５７０〜６３０℃である。
【００４１】
【発明の実施の形態】本発明の実施においては、まず、上記した組成の鋼を溶製し、連続鋳造によりスラブとする。Ｎの含有量は可能な限り低くする。得られたスラブをそのまま、粗圧延、連続圧延を行なって鋼帯としても良く、１度、冷却したスラブとし、再加熱して上記の工程をとっても良い。薄鋳片をつくり高温のまま、連続圧延を行なって鋼帯としても良い。圧延開始温度は、強度・靱性を確保するために、１２２０℃近傍とする。
【００４２】圧延終了温度は、７６０℃程度とやや低温である。低温仕上げにより、鋼中に積極的に転位を導入する。圧延機を出た鋼帯を冷却ゾーンで、空冷および水冷により、６００℃程度に下げて巻取る。巻取り温度は、通常の熱延鋼帯の製造の場合に比較して、やや高温である。
【００４３】その後、鋼帯を用いて電縫溶接鋼管を製造するが、この製管工程は、通常の方法でよい。
【００４４】
【実施例】表１に本発明が規定する範囲内の成分を持つ鋼を示した。また、表２に何れかの成分が、本発明が規定する範囲を外れている鋼を示した。表１中の、Ｎｏ．１鋼は、Ｔｉ* が下限に近く、Ｎｏ．７鋼はＶが低め、Ｎｏ．９鋼はＮｂが下限に近い。Ｎｏ．１０鋼はＮが上限に近い。
【００４５】表２中のＮｏ．２１鋼はＶが不足、Ｎｏ．２２鋼はＮｂが不足、Ｎｏ．２３鋼はＴｉ* が不足、Ｎｏ．２４鋼はＴｉ* が不足し、Ｎが上限、Ｎｏ．２５鋼はＴｉが過剰、Ｎｏ．２６鋼はＮｂが過剰、Ｎｏ．２７鋼はＶが過剰、Ｎｏ．２８鋼はＮが過剰である。
【００４６】
【表１】
【００４７】
【表２】
【００４８】これらの表１および表２中に示した各鋼を実験室で真空溶解し、５０ｋｇインゴットとし、１２００℃に加熱して板圧５０ｍｍまで圧延した後、空冷した。その鋼板から５０×１５０×４００ｍｍの板を切り出し、圧延開始温度を１２００〜１２３０℃、圧延終了温度を７６０〜７８０℃とし、１２ｍｍまで圧延した。
【００４９】その後、平均冷却速度：１０℃／ｓｅｃで冷却し、前もって、５７０〜６１０℃に加熱しておいた電気炉に挿入し、平均冷却速度：３０℃／ｈで炉冷した。これらの工程は熱間圧延による鋼帯の製造条件をシミュレートしたものである。
【００５０】表３に本発明の実施例を示す。実施例のＮｏ．は、表１中の鋼のＮｏ．と同一である。表中には製造条件も示したが、圧延開始温度、圧延終了温度、巻取り温度共に、先に述べた好ましい範囲内にある。いずれの鋼においても、５５０ＭＰａ以上の降伏強度、および２００Ｊ以上の吸収エネルギーが得られた。
【００５１】
【表３】
【００５２】表４に本発明の比較例を示す。実施例のＮｏ．は、表２中の鋼のＮｏ．と同一である。製造条件は表１における場合と同様に、圧延開始温度、圧延終了温度、巻取り温度共に、先に述べた好ましい範囲内にある。
【００５３】これらの鋼は、成分のいずれかが、本発明が規定する範囲を外れており、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ* の何れかが少ない場合は、降伏強度が十分でない。Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、の何れかが多い場合は、降伏強度も低く靱性も低い。
【００５４】
【表４】
【００５５】表５に、製造条件が本発明が規定する範囲の、上限または、下限に近い実施例を示した。表１中のＮｏ．５鋼を用いて表中に示した種々の条件下で製造した。圧延開始温度がやや低い実施例Ａ、圧延終了温度がやや高い実施例Ｄ，巻取り温度がやや低い実施例Ｅ、および、冷却速度がやや低い実施例Ｇは降伏強度が多少低い。
【００５６】一方、圧延開始温度がやや高い実施例Ｂ、圧延終了温度がやや低い実施例Ｃ，巻取り温度がやや高い実施例Ｆは靱性が低い。しかし、製造条件をこのように広い範囲に変化させているにも係わらず、降伏強度の範囲は５６３〜６０１ＭＰａと、極めて狭い範囲に分布している点は注目に値する。
【００５７】
【表５】
【００５８】表６に、製造条件が本発明が規定する範囲を外れる比較例を示した。表１中のＮｏ．１、Ｎｏ．２、およびＮｏ．５鋼を用いて、種々の条件下で製造したもので、圧延開始温度が下限より低い比較例Ｋ、圧延終了温度が上限を越えている比較例Ｉおよび比較例Ｎ，巻取り温度が下限より低い比較例Ｈ、比較例Ｊおよび比較例Ｏ、冷却速度が下限未満の比較例Ｑは降伏強度が低い。
【００５９】一方、圧延開始温度が上限を越えている比較例Ｌ，圧延終了温度が上限より高い比較例Ｉ、比較例Ｎ、圧延終了温度が下限より低い比較例Ｍ、巻取り温度が上限を越えている比較例Ｐは靱性が２００Ｊに満たない。
【００６０】
【表６】
【００６１】上記の結果をもとに、工場で熱間圧延鋼帯を製造し、さらに電縫溶接鋼管を製造した。転炉溶解・連続鋳造によりスラブとし、１２２０℃に加熱しホットストリップミルで、１０．８ｍｍｔの鋼帯としている。成分を表７に、また、製造条件および諸特性を表８に示した。電縫溶接鋼管の寸法は、３０５φ×１０．８ｍｍｔである。何れの鋼帯および電縫溶接鋼管とも、５５０ＭＰａ以上の降伏強度、２００Ｊ以上の吸収エネルギーを示している。
【００６２】
【表７】
【００６３】
【表８】
【００６４】
【発明の効果】本発明の完成により、強度、靱性ともに優れた、電縫溶接鋼管用の熱延鋼帯が得られた。特に、従来は不可能であった、安価な析出硬化型鋼により、高い降伏強度および靱性を有する鋼帯が得られたことの意義は大きい。また、本発明により得られた鋼帯は、従来の析出硬化型に比較して、その特性のばらつきが小さい特徴も有している。鋼帯より製造した電縫溶接鋼管も同様に優れた特性を示した。
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| 【出願人】 |
【識別番号】０００００４１２３
【氏名又は名称】日本鋼管株式会社
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| 【出願日】 |
平成８年（１９９６）７月１５日 |
| 【代理人】 |
【弁理士】
【氏名又は名称】細江 利昭
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| 【公開番号】 |
特開平１０−３０１２２ |
| 【公開日】 |
平成１０年（１９９８）２月３日 |
| 【出願番号】 |
特願平８−１８５０５０ |
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