(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
溶鋼を、真空脱ガス処理した後に連続鋳造して連続鋳造スラブとする工程、
連続鋳造スラブを、１１５０〜１２２０℃で加熱した後、オーステナイト再結晶温度域と未再結晶温度域で多パス圧延を行なって、全圧下率≧８０％、圧延終了温度≧８５０℃とする工程、
圧延された鋼板を、１５〜５０℃／ｓの冷却速度で、ベイナイトの開始点Ｂｓ（℃）−６０℃〜ベイナイトの開始点Ｂｓ（℃）−１００℃の温度域に速やかに水冷し、さらに５〜６０ｓ間空冷する工程、及び
冷却された鋼板を、オンライン誘導加熱炉に入れて、１〜１０℃／ｓの速度で、Ｂｓ＋２０℃まで速やかに加熱し、４０〜６０ｓ間焼戻した後、炉外で空冷する工程を含み、
ベイナイトの開始点Ｂｓ（℃）は、Ｂｓ＝８３０−２７０Ｃ−９０Ｍｎ−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ−８３Ｍｏ（式中、Ｍ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏは、それぞれの金属元素の含有量（質量％）の値を意味する）である、製造方法により製造される低降伏比高靭性鋼板であって、
化学成分は、重量百分率で、Ｃ：０．０５〜０．０８％、Ｓｉ：０．１５〜０．３０％、Ｍｎ：１．５５〜１．８５％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ：０．０２〜０．０３５％、Ｎｂ：０．０１５〜０．０２５％、Ｔｉ：０．０１２〜０．０１９％、Ｃｒ：０．２０〜０．４０％、Ｍｏ：０．１８〜０．３０％、Ｎ≦０．００６％、Ｏ≦０．００４％、Ｃａ：０．００１５〜０．００５０％、Ｎｉ≦０．４０％であり、Ｃａ／Ｓ≧１．５であり、残量は鉄及び不可避的不純物であり、
厚さ１０〜２５ｍｍ、降伏強さ≧５００ＭＰａ、降伏比≦０．７５、伸び率Ａ５０≧２０％、−６０℃でのＡｋｖ≧２００Ｊである、低降伏比高靭性鋼板。
【請求項２】
Ｓｉ：０．１６〜０．２９％である、請求項１に記載の低降伏比高靭性鋼板。
【請求項３】
Ｍｎ：１．５５〜１．８３％である、請求項１又は２に記載の低降伏比高靭性鋼板。
【請求項４】
Ｎ≦０．００５５％である、請求項１〜３のいずれか１項に記載の低降伏比高靭性鋼板。
【請求項５】
Ｐ≦０．００８％、Ｓ≦０．００３％である、請求項１〜４のいずれか１項に記載の低降伏比高靭性鋼板。
【請求項６】
Ｎｉ≦０．２５％である、請求項１〜５のいずれか１項に記載の低降伏比高靭性鋼板。
【請求項７】
Ｃｒ：０．２４〜０．３６％である、請求項１〜６のいずれか１項に記載の低降伏比高靭性鋼板。
【請求項８】
Ｍｏ：０．１９〜０．２６％である、請求項１〜７のいずれか１項に記載の低降伏比高靭性鋼板。
【請求項９】
Ｎｂ：０．０１８〜０．０２４％である、請求項１〜８のいずれか１項に記載の低降伏比高靭性鋼板。
【請求項１０】
Ｃａ：０．００３０〜０．００４５％である、請求項１〜９のいずれか１項に記載の低降伏比高靭性鋼板。
【請求項１１】
請求項１〜１０のいずれか１項に記載の低降伏比高靭性鋼板を製造する方法であって、
溶鋼を、真空脱ガス処理した後に連続鋳造して連続鋳造スラブとする工程、
連続鋳造スラブを、１１５０〜１２２０℃で加熱した後、オーステナイト再結晶温度域と未再結晶温度域で多パス圧延を行なって、全圧下率≧８０％、圧延終了温度≧８５０℃とする工程、
圧延された鋼板を、１５〜５０℃／ｓの冷却速度で、ベイナイトの開始点Ｂｓ（℃）−６０℃〜ベイナイトの開始点Ｂｓ（℃）−１００℃の温度域に速やかに水冷し、さらに５〜６０ｓ間空冷する工程、及び
冷却された鋼板を、オンライン誘導加熱炉に入れて、１〜１０℃／ｓの速度で、Ｂｓ＋２０℃まで速やかに加熱し、４０〜６０ｓ間焼戻した後、炉外で空冷する工程を含み、
ベイナイトの開始点Ｂｓ（℃）は、Ｂｓ＝８３０−２７０Ｃ−９０Ｍｎ−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ−８３Ｍｏ（式中、Ｍ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏは、それぞれの金属元素の含有量（質量％）の値を意味する）である、方法。
【請求項１２】
多パス圧延において、オーステナイト再結晶温度域での圧下率≧６５％、未再結晶温度域での圧下率≦６３％である、請求項１１に記載の方法。
【請求項１３】
圧延終了温度は、８５０〜８８０℃である、請求項１１又は１２に記載の方法。
【請求項１４】
圧延された鋼板を、１５〜５０℃／ｓの冷却速度で、５１０〜５５０℃に速やかに水冷する、請求項１１〜１３のいずれか１項に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高靭性熱間圧延鋼板及びその製造方法に関し、詳しくは、降伏強さが５００ＭＰａ級である低降伏比高靭性鋼板及びその製造方法に関する。本発明の鋼板はより低い降伏比を有し、この鋼板により製造された輸送用パイプラインは地震多発の地域に適用され、より大きな変形に耐えることができる。
【背景技術】
【０００２】
一般的に、伝統的な油・ガスパイプラインはＮｂの合金化及び制御圧延により製造され、その結果、パイプライン用鋼の降伏比が通常０．８５以上とより高く、このようなパイプライン用鋼は地震多発の地域に用いられる輸送パイプラインの製造に適用されない。
【０００３】
ＣＮ１０１９６２７３３Ａは、低コスト、高靭性のＸ８０級耐高変形パイプライン用鋼及びその生産方法を開示している。その中で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ≦０．４０％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００４％、Ｃｕ≦０．４０％、Ｎｉ≦０．３０％、Ｍｏ：０．１０〜０．３０％、Ｎｂ：０．０３〜０．０８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％であり、生産プロセスは以下のとおりである。均熱温度を１２００〜１２５０℃とし、再結晶温度域での圧延終了温度を１０００〜１０５０℃とし、仕上げ圧延開始温度を８８０〜９５０℃とし、圧延終了温度を７８０〜８５０℃とし、二つの段階において、１〜３℃／ｓでＡｒ３以下である２０〜８０℃まで空冷して、２０〜４０％のフェライトを得て、１５〜３０℃／ｓで２５０〜４５０℃までラミナー冷却して、フェライト（２０〜４０％）＋ベイナイト＋マルテンサイト（１〜３％）の組織であり、降伏強さが５３０〜６３０ＭＰａであり、引張強さが６６０〜８００ＭＰａであり、ｕＥＬ≧１０％、降伏比≦０．８０である鋼板を得る。しかし、その降伏比及び伸び率などの特性は、より大きな変形に耐えるような地震多発地域での輸送用パイプラインに対する要求を満たすことができない。
【０００４】
よって、現在は依然として地震多発地域に適用され、より大きな変形に耐えるような輸送用パイプラインを製造するための低降伏比高靭性鋼板が必要とされている。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は、降伏強さが５００ＭＰａ以上である低降伏比高靭性パイプライン用鋼板、特に、厚さが１０〜２５ｍｍである鋼板を提供することを目的とする。このような鋼板は、地震多発地域及び耐高変形輸送パイプライン用鋼管に適用される。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
上記目的を達するために、本発明は、降伏強さが５００ＭＰａ以上である低降伏比高靭性鋼板であって、その化学成分の重量百分率は、Ｃ：０．０５〜０．０８％、Ｓｉ：０．１５〜０．３０％、Ｍｎ：１．５５〜１．８５％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００５％、Ａｌ：０．０１５〜０．０４％、Ｎｂ：０．０１５〜０．０２５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０２％、Ｃｒ：０．２０〜０．４０％、Ｍｏ：０．１８〜０．３０％、Ｎ≦０．００６％、Ｏ≦０．００４％、Ｃａ：０．００１５〜０．００５０％、Ｎｉ≦０．４０％であり、Ｃａ／Ｓ≧１．５であり、残量は鉄及び不可避的不純物である、鋼板を提供する。
【０００７】
好ましくは、Ｓｉ：０．１６〜０．２９％である。
好ましくは、Ｍｎ：１．５５〜１．８３％である。
【０００８】
好ましくは、Ｎ≦０．００５５％であり、好ましくは、Ｎ：０．００３〜０．００４５％である。
【０００９】
好ましくは、Ｐ≦０．００８％、Ｓ≦０．００３％である。
好ましくは、Ａｌ：０．０２〜０．０３５％である。
【００１０】
好ましくは、Ｎｉ≦０．２５％である。
好ましくは、Ｃｒ：０．２４〜０．３６％である。
【００１１】
好ましくは、Ｍｏ：０．１９〜０．２６％である。
好ましくは、Ｎｂ：０．０１８〜０．０２４％である。
【００１２】
好ましくは、Ｔｉ：０．０１２〜０．０１９％である。
好ましくは、Ｃａ：０．００３０〜０．００４５％である。
【００１３】
本発明において、特段の事情がない限り、含有量はいずれも重量百分率含有量である。
本発明において、上記鋼板の組織は、主にフェライト、焼戻しベイナイト及び可能性のある少量のマルテンサイトである。
【００１４】
また、本発明は、上記低降伏比高靭性鋼板により製造された鋼管を提供することも目的とする。
【００１５】
また、本発明は、上記降伏強さが５００ＭＰａ以上である、低降伏比高靭性中鋼板の製造方法を提供することも目的とする。
【００１６】
上記製造方法は、
溶鋼を、真空脱ガス処理した後に連続鋳造又はダイ鋳造し、ダイ鋳造した後はブルーミングを経てビレットとする工程、
連続鋳造スラブ又はビレットを、１１５０〜１２２０℃で加熱した後、オーステナイト再結晶温度域と未再結晶温度域で多パス圧延を行なって、全圧下率≧８０％、圧延終了温度≧８５０℃とする工程、
圧延された鋼板を、１５〜５０℃／ｓの冷却速度で、Ｂｓ−６０℃〜Ｂｓ−１００℃の温度範囲に速やかに水冷し、さらに５〜６０ｓ間空冷する工程、及び
冷却された鋼板を、オンライン誘導加熱炉に入れて、１〜１０℃／ｓの速度でＢｓ＋２０℃まで速やかに加熱し、４０〜６０ｓ間焼戻した後、炉外で空冷する工程を含む。
【００１７】
本発明において、ベイナイトの開始点Ｂｓは次式により計算される。
Ｂｓ＝８３０−２７０Ｃ−９０Ｍｎ−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ−８３Ｍｏ。
【００１８】
好ましくは、多パス圧延において、オーステナイト再結晶温度域での圧下率≧６５％、未再結晶温度域での圧下率≦６３％である。
【００１９】
好ましくは、圧延終了温度は８５０〜８８０℃であり、より好ましくは、８５０〜８６０℃である。
【００２０】
好ましくは、圧延された鋼板は、１５〜５０℃／ｓの冷却速度で、５１０〜５５０℃に速やかに水冷され、より好ましくは、５１５〜５４０℃に速やかに水冷される。
【００２１】
本発明は、適宜な成分設計、加熱、圧延、圧延後の急冷、オンライン急速加熱及び短時間の焼戻しプロセスにより、組織がフェライト＋焼戻しベイナイト及び可能性のある少量のマルテンサイトである低降伏比高靭性パイプライン用鋼板が得られる。１０〜２５ｍｍ厚さの鋼板は、降伏強さ≧５００ＭＰａ、降伏比≦０．７５、伸び率Ａ５０≧２０％、−６０℃でのＡｋｖ≧２００Ｊであり、冷間曲げ特性のよく、耐高変形パイプライン用鋼板に対するより高い要求を満たすことができる。本発明において、低降伏比高靭性鋼板は、耐高変形パイプライン輸送用鋼管に適用され、とくに、地震多発地域での耐高変形パイプライン輸送用鋼管に適用される。
【図面の簡単な説明】
【００２２】
【図１】本発明の実施例１における１０ｍｍ厚さの鋼板の典型的な金属組織写真である。
【図２】本発明の実施例５における２５ｍｍ厚さの鋼板の典型的な金属組織写真である。
【発明を実施するための形態】
【００２３】
以下、実施例を示して、本発明の特徴及び性質をより詳しく説明する。
本発明の降伏強さが５００ＭＰａ以上である低降伏比高靭性パイプライン用鋼板を提供する目的を達するために、鋼板の化学成分を以下のように調整する。
【００２４】
炭素：鋼板の強度を確保するキーエレメントである。通常、パイプライン用鋼中の炭素の含有量は０．１１％未満である。炭素は、固溶強化及び析出強化により鋼板の強度を向上する。しかし、炭素は、鋼の靭性、塑性及び溶接性を明らかに損なうため、パイプライン用鋼の発展はいつも炭素の含有量を低下することが求められる。靭性に対する要求が高いパイプライン用鋼は、通常、炭素の含有量が０．０８％未満である。より高い低温衝撃靭性を得るために、本発明において炭素の含有量は０．０５〜０．０８％と低い。
【００２５】
珪素：鋼に珪素を加えると、鋼の純度及び脱酸素力を向上することができる。珪素は鋼中で固溶強化の作用を奏する。しかし、珪素の含有量が高すぎると、鋼板を加熱するときに酸化被膜の粘度が大きくなり、炉から出した後は鱗を除去しにくくなり、その結果、圧延された鋼板に多量の赤い酸化被膜が生じて、表面品質が悪くなる。かつ多量の珪素は溶接性に不利である。多方面にわたる影響を考慮すると、本発明において珪素の含有量は０．１５〜０．３０％であり、好ましくは、Ｓｉ：０．１６〜０．２９％である。
【００２６】
マンガン：炭素の含有量の低下による強度損失を補うために、マンガンの含有量を高めることは最も安価で直接な方法である。しかし、マンガンはより高い偏析傾向があるため、その含有量は高すぎると望ましくなく、通常、低炭素微合金鋼中のマンガンの含有量は２．０％以下である。マンガンの加入量は主に鋼の強度レベルによって決まる。本発明においてマンガンの含有量は１．５５〜１．８５％の範囲に調整すべきであり、好ましくは、Ｍｎ：１．５５〜１．８３％である。
【００２７】
窒素：パイプライン用鋼において窒素は主にニオブと結合して窒化ニオブ又は炭窒化ニオブを形成して、析出強化効果を示す。ニオブの再結晶を抑制する作用を奏するために、圧延するときニオブが固溶態で再結晶を抑制するようにするほうがよく、パイプライン用鋼に過量の窒素を加えずに、通常の加熱温度（約１２００℃）でビレットにおけるニオブの炭窒化物のほとんどを溶解するようにする。通常、パイプライン用鋼中の窒素の含有量は６０ｐｐｍ以下であり、好ましくは０．００５５％以下であり、より好ましくは０．００３〜０．００４５％である。
【００２８】
硫黄とリン：硫黄は鋼中でマンガン等と化合して塑性包有物である硫化マンガンを形成し、とくに鋼の横方向塑性及び靭性に不利であるため、硫黄の含有量はできるだけ低いほうがよい。リンも鋼中の有害元素であり、鋼板の塑性及び靭性を厳重に害する。本発明において、硫黄及びリンはいずれも不可避的不純物であり、その含有量は低ければ低いほどよく、製鋼工場の実際の製鋼状態を考慮すると、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００５％であり、好ましくは、Ｐ≦０．００８％、Ｓ≦０．００３％であることが求められる。
【００２９】
アルミニウム：本発明において、アルミニウムは強い脱酸素元素として用いられる。鋼中の酸素の含有量をできるだけ低くするためには、アルミニウムの含有量を０．０１５〜０．０４％の範囲に調整する。脱酸素後過剰のアルミニウムと鋼中の窒素元素はＡｌＮ析出物への形成が可能であり、強度を高めるだけではなく、熱処理して加熱するときに鋼の元素オーステナイト結晶粒度を微細化することができる。好ましくは、Ａｌ：０．０２〜０．０３５％である。
【００３０】
ニオブ：鋼の再結晶温度を顕著に向上し、結晶粒子を微細化することができる。熱間圧延プロセスにおいてニオブの炭化物は歪誘起析出により変形オーステナイトの回復及び再結晶を制限することができ、制御圧延及び制御冷却を行なった後、変形オーステナイト組織は微細な相変化製品になる。現代のパイプライン用鋼は、ニオブの含有量が通常０．０２％を超え、ＴＭＣＰパイプライン用鋼は一般的により高い降伏比及び異方性を有する。本発明では、低降伏比を有する耐高変形パイプライン用鋼を得るために、より低いニオブの含有量を採用し、ニオブの減少による強度損失はＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏにより補われ、急速冷却及びオンライン急速焼戻しプロセスにおいて微細な炭化物を分散的に析出させることにより析出強化効果を高める。よって、本発明において、ニオブの含有量は０．０１５〜０．０２５％、好ましくは、Ｎｂ：０．０１８〜０．０２４％に調整される。
【００３１】
チタン：チタンは強い炭化物形成元素であり、鋼に微量のＴｉを加えると、鋼中のＮの固定に有利であり、形成されたＴｉＮは、ビレットを加熱するときにオーステナイト粒が粗大化しすぎることを防止し、元のオーステナイト結晶粒度を微細化する。チタンは、鋼中で炭素及び硫黄とそれぞれ化合して、ＴｉＣ、ＴｉＳ、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２等を生成し、これらは包有物及び第二相粒子の形式で存在することができる。このようなチタンの炭窒化物析出物は、溶接するときに熱影響域での結晶粒子の成長を抑制し、溶接性能を向上することができる。本発明において、チタンの含有量は０．０１〜０．０２％、好ましくはＴｉ：０．０１２〜０．０１９％に調整される。
【００３２】
クロム：鋼の焼入れ性を高め、鋼の焼戻し安定性を向上する。クロムは、オーステナイトでの溶解度が大きく、オーステナイトを安定化し、焼き入れの後マルテンサイトで大量に固溶され、その後の焼戻しプロセスにおいてＣｒ２３Ｃ７、Ｃｒ７Ｃ３等炭化物を析出させて、鋼の強度及び硬度を高める。鋼の強度レベルを維持するために、マンガンの一部の代わりにクロムを用いて、高マンガンの偏析傾向を弱めることができる。オンライン急速誘導加熱焼戻し技術による微細な炭化物の析出を利用して、それに応じてＮｂの合金の含有量を低下させることができるため、本発明においては０．２０〜０．４０％、好ましくは０．２４〜０．３６％のクロムを添加すればよい。
【００３３】
モリブデン：モリブデンは、結晶粒子を顕著に微細化し、強度及び靭性を高める。モリブデンは、鋼の焼戻し脆性を減少するとともに、焼戻すときに非常に微細な炭化物を析出させて、鋼の基質を顕著に補強することができる。モリブデンは非常に高価で戦略上重要な合金元素であり、そのため、本発明においては僅か０．１８〜０．３０％のモリブデンを添加し、好ましくは０．１９〜０．２６％のモリブデンを添加する。
【００３４】
ニッケル：オーステナイトを安定化する元素であり、強度の向上には明らかな効果がない。鋼にニッケルを加えること、特に、調質鋼にニッケルを加えることにより、鋼の靭性とくに低温靭性を大幅に向上することができる。かつ、ニッケルは高価な合金元素であり、そのため、本発明においては０．４０％以下、好ましくは０．２５％以下のニッケル元素を選択的に添加してよい。
【００３５】
カルシウム：本発明のパイプライン用鋼に対しカルシウム処理を行なうことは、主に硫化物の形態を変えて、鋼の厚み方向特性、横方向特性及び冷間曲げ特性を向上するためである。硫黄の含有量が非常に少ない鋼はカルシウム処理を行なわなくてもよい。本発明において、カルシウムの含有量は硫黄の含有量により決まり、Ｃａ／Ｓ比≧１．５、Ｃａ：０．００１５〜０．００５０％、より好ましくはＣａ：０．００３０〜０．００４５％に調整する。
【００３６】
上記低降伏比高靭性パイプライン用鋼板は、以下のプロセスにより製造される。
ベッセマーライジング及び真空処理：その目的は、溶鋼の基本成分要求を確保し、鋼中の酸素、水素等有害ガスを除去するとともに、マンガン、チタンなど必要な合金元素を加えて、合金元素を調整することにある。
【００３７】
連続鋳造又はダイ鋳造：ビレットの内部成分の均一化及び表面品質の良好を確保し、また、ダイ鋳造されたインゴットはビレットに圧延することが必要となる。
【００３８】
加熱及び圧延：連続鋳造スラブ又はビレットを１１５０〜１２２０℃の温度で加熱して、一方では均一なオーステナイト組織を得て、一方ではニオブ、チタン、クロム、モリブデン等合金元素の化合物の一部を溶解させる。オーステナイト再結晶温度域と未再結晶温度域で多パス圧延を行ない、再結晶温度域での圧下率≧６５％、未再結晶温度域での圧下率≦６３％、全圧下率≧８０％、圧延終了温度≧８５０℃、好ましくは８５０〜８８０℃である。
【００３９】
急速冷却：圧延された鋼板を、１５〜５０℃／ｓの冷却速度で、Ｂｓ−６０℃〜Ｂｓ−１００℃の温度域に速やかに水冷し、５〜６０ｓ間空冷する。急速冷却過程において、ほとんどの合金元素はマルテンサイト中に固溶される。
【００４０】
オンライン焼戻し：冷却された鋼板を、オンライン誘導加熱炉に入れて、１〜１０℃／ｓの速度でＢｓ＋２０℃まで速やかに加熱し、４０〜６０ｓ間焼戻した後、炉外で空冷する。焼戻しは、急冷するときの鋼板による内応力の除去及びベイナイトストリップ内又は間の微小クラックの除去に有利であり、分散的に一部の炭化物を析出させて強化し、強塑性、靭性及び冷間曲げ特性を高める。
【００４１】
超急速及び急速オンライン焼戻しプロセスは、パイプライン用鋼の降伏比及び異方性を効率的に低減することができる。オンライン熱処理（焼戻し）プロセスは、工程所要時間を短縮しエネルギーを節約する以外に、最も重要なのは、そもそもはＴＭＣＰプロセスによって生産される鋼板の性能を十分に向上させ、特に微量合金鋼の未再結晶圧延により異方性及び降伏比が高すぎるとの欠陥を解決し、これにより、高変形可能なパイプライン用鋼、低降伏比の高強度建築用鋼及び高い性能の求める鋼板の生産に条件を創造する。
【００４２】
本発明は、冷却温度の特定の範囲内での調整、オンライン急速誘導加熱、短時間の焼戻し及び温度に対する適当な選択により、鋼板の組織類型が正確に調整されるようにし、そのため、より低い降伏比を獲得し、かつ、鋼板内部に炭化物が微細で分散的に析出されて、強度及び靭性の両立を達することができる。
【００４３】
本発明は、適宜な成分設計、加熱、圧延、圧延後の急冷、オンライン急速加熱及び短時間の焼戻しプロセスにより、組織がフェライト（Ｆ）＋ベイナイト（Ｂ）及び可能性のある少量のマルテンサイト（ＭＡ）である、低降伏比高靭性パイプライン用鋼板を得ることができる。１０〜２５ｍｍ厚さの鋼板は、降伏強さ≧５００ＭＰａ、降伏比≦０．７５、伸び率Ａ５０≧２０％、−６０℃でのＡｋｖ≧２００Ｊであり、冷間曲げ特性のよく、耐高変形パイプライン用鋼板に対するより高い要求を満たすことができる。
【００４４】
実施例
実施例１
表１に示す配合比で製錬した溶鋼を、真空脱ガス処理した後に、連続鋳造又はダイ鋳造を行なって、厚さ８０ｍｍのスラブを得、得られたスラブを１２００℃で加熱した後、オーステナイト再結晶温度範囲内で多パス圧延を行なって、厚さ１０ｍｍの鋼板に圧延し、全圧下率は８８％であり、圧延終了温度は８６０℃であった。その後、３５℃／ｓの速度で５３５℃に水冷し、オンライン急速加熱により６４０℃まで加熱してから焼戻し、その後に室温まで空冷した。
【００４５】
実施例２〜５の詳細な成分は表１に示し、プロセスは実施例１と同様であり、製造パラメーターは表２に示した。
【００４６】
【表１】
0005750546.tif 000002
【００４７】
【表２】
0005750546.tif 000003
【００４８】
試験例１：力学的性質
ＧＢ／Ｔ２２８−２００２に基づいた金属材料の室温引張試験方法、ＧＢ２１０６−１９８０に基づいた金属のＶノッチシャルピー衝撃試験方法、ＧＢ／Ｔ８３６３−２００７落重引裂試験基準により、本発明実施例１〜５の鋼板の各力学的性質を測定し、その結果を表３に示した。
【００４９】
【表３】
0005750546.tif 000004
【００５０】
試験例２：曲げ特性
ＧＢ／Ｔ２３２−２０１０に基づいた金属材料の曲げ試験方法により、本発明実施例１〜５の鋼板につきｄ＝２ａ、１８０°で横方向冷間曲げ試験を行なった結果、全ての実施例の鋼板は完全であり、いずれの表面にもクラックがなかった。
【００５１】
試験例３：金属組織
図１は、本発明実施例１の厚さ１０ｍｍ鋼板の金属組織図である。
【００５２】
図２は、本発明実施例５の厚さ２５ｍｍ鋼板の金属組織図である。
図面から分かるように、鋼板の組織はフェライト、焼戻しベイナイト及び少量のマルテンサイトであった。他の実施例でも類似している組織が得られる。
【００５３】
上記実施例の結果から分かるように、本発明による成分設計、加熱、圧延プロセス、急冷及びオンライン急速加熱焼戻しプロセスにより得られた鋼板は、細粒度強化、相変化強化、析出強化が実現され、鋼板の強度、硬度が高められ、高い低温靭性を有し、特により低い降伏比を有し、組織はフェライト、焼戻しベイナイト、少量のマルテンサイト及び分散的な炭化物であった。厚さ１０〜２５ｍｍ鋼板は、縦方向、横方向の降伏強さ≧５００ＭＰａ、降伏比≦０．７５、伸び率Ａ５０≧２０％、−６０℃でのＡｋｖ≧２００Ｊであり、冷間曲げ特性のよく、耐高変形パイプライン輸送用鋼に対する要求を満たした。また、表１によれば、本発明の鋼のＣｅｑ及びＰｃｍ値はより低く、これは本発明の鋼板の溶接性及び耐クラック感度がよりよいことを説明する。
【図１】
0005750546.tif 000005
【図２】
0005750546.tif 000006