(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で
Ｃ  ：０．０３〜０．０６％、
Ｍｎ：１．４〜２．０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｐ  ：≦０．０１％、
Ｓ  ：≦０．００３％、
Ｏ  ：≦０．００５％
を含有し、さらに
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ａｌ：０．００１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物である化学成分の鋼片を、１０００℃以上に加熱して熱間圧延を行うにあたって、圧延前の鋼片厚みを圧延後の鋼板厚みの１０倍以上とし、Ａｒ3〜Ａｒ3＋１００℃の温度範囲の中で累積圧下量が２０％以上６０％未満となるように圧延を終了し、その後空冷することを特徴とする、高い衝撃吸収エネルギーを有する板厚１５ｍｍ以下のＸ７０級鋼板の非水冷型製造方法。
【請求項２】
質量％で
Ｃｕ：≦１％、
Ｎｉ：≦１％、
Ｃｒ：≦１％、
Ｖ：≦０．１％、
Ｂ：≦０．００５％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の高い衝撃吸収エネルギーを有する板厚１５ｍｍ以下のＸ７０級鋼板の非水冷型製造方法。
【請求項３】
質量％で
Ｃａ：≦０．００５％、
Ｍｇ：≦０．００５％、
ＲＥＭ：≦０．０１％、
Ｚｒ：≦０．０１％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする、請求項１または請求項２に記載の高い衝撃吸収エネルギーを有する板厚１５ｍｍ以下のＸ７０級鋼板の非水冷型製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、延性破壊時に高い吸収エネルギーを有する板厚１５ｍｍ以下のＸ７０級鋼板を高い生産性のもとで製造するための技術である。鉄鋼業では厚板製造工程に適用される。本発明によって製造される鋼板は主に原油や天然ガス等の輸送用ラインパイプに使用される。このほかにも、延性破壊特性が重視される各種の鋼構造物に適用することが可能である。
【０００２】
【従来の技術】
ラインパイプを現地溶接する際に、溶接能率の観点から溶接パス数が少なくてすむ薄手化の要求がある。一方で、輸送効率の観点からラインパイプの操業圧力を高めるために高強度化の要求がある。加えて近年では、ラインパイプの安全性の観点から不安定延性破壊に対する抵抗力を高める要求がある。これらが高い次元で要求されるラインパイプ用鋼板として、例えば下記の仕様を満たす鋼板の提供が求められている。
板厚≦１５ｍｍ
Ｘ７０級強度（ＡＰＩ規格）
−２０℃での２ｍｍＶノッチフルサイズシャルピー衝撃試験の吸収エネルギー（ｖＥ-20）≧２５０Ｊ
【０００３】
本発明は上記三つの仕様を満たす鋼板を高い生産性のもとで厚板製造する技術である。
【０００４】
厚板製造工程において、鋼板の強度と靭性を高めるために圧延後に加速冷却を適用することは広く行われている。このような加速冷却技術を駆使すれば、上記の要求特性を兼ね備える鋼板の製造は不可能ではない。しかしながら、板厚が１５ｍｍ以下のような非常に薄い鋼板に加速冷却を適用すると、冷却が不均一になって鋼板形状が劣化する問題がある。その結果、鋼板形状を矯正するための余分な作業工程が発生し、生産現場での生産性が著しく阻害されることが課題であった。このような背景のもと、上記の要求特性を兼ね備える鋼板を加速冷却を使わずに非水冷圧延ままで高生産に製造する新たな大量生産技術が求められている（以後、圧延終了後に水冷による冷却を行わない製造方法を非水冷圧延或いは非水冷型圧延と称する）。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、板厚が１５ｍｍ以下で、Ｘ７０級の強度を有し、２５０Ｊ以上のｖＥ-20を有する鋼板を非水冷圧延ままで製造する方法を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、鋼成分、圧延条件の両面から鋼板の金属組織を制御することにより、−２０℃での延性破面率を１００％にでき、かつ、延性破面率１００％のもとで破壊抵抗を高めることができること、そして、その結果高い衝撃吸収エネルギーを有する板厚１５ｍｍ以下のＸ７０級鋼板が製造できることを見出し、本発明を完成した。
【０００７】
本発明の要旨は以下の通りである。
【０００８】
（１）  質量％で
Ｃ  ：０．０３〜０．０６％、
Ｍｎ：１．４〜２．０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｐ  ：≦０．０１％、
Ｓ  ：≦０．００３％、
Ｏ  ：≦０．００５％
を含有し、さらに
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ａｌ：０．００１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物である化学成分の鋼片を、１０００℃以上に加熱して熱間圧延を行うにあたって、圧延前の鋼片厚みを圧延後の鋼板厚みの１０倍以上とし、Ａｒ3〜Ａｒ3＋１００℃の温度範囲の中で累積圧下量が２０％以上６０％未満となるように圧延を終了し、その後空冷することを特徴とする、高い衝撃吸収エネルギーを有する板厚１５ｍｍ以下のＸ７０級鋼板の非水冷型製造方法。
【０００９】
（２）  質量％で
Ｃｕ：≦１％、
Ｎｉ：≦１％、
Ｃｒ：≦１％、
Ｖ：≦０．１％、
Ｂ：≦０．００５％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の高い衝撃吸収エネルギーを有する板厚１５ｍｍ以下のＸ７０級鋼板の非水冷型製造方法。
【００１０】
（３）  質量％で
Ｃａ：≦０．００５％、
Ｍｇ：≦０．００５％、
ＲＥＭ：≦０．０１％、
Ｚｒ：≦０．０１％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の高い衝撃吸収エネルギーを有する板厚１５ｍｍ以下のＸ７０級鋼板の非水冷型製造方法。
【００１１】
【発明の実施の形態】
本発明における最大の技術的課題は２５０Ｊ以上のｖＥ-20を大量生産のもとで安定に獲得することである。このための技術的思想を（１）と（２）の二つに大別して説明する。
【００１２】
（１）  まず、シャルピー試験温度である−２０℃での破壊形態を完全な延性破壊にすることが高いｖＥ-20を得るための最低条件となる。つまり、−２０℃での延性破面率を１００％にしなければならない。このためには、本発明が対象とする鋼材においては、破面遷移温度を−６０℃以下にする必要がある。これを実現するために、本発明では下記の三つの条件によって鋼板の金属組織を微細化する。
▲１▼Ｎｂを０．０１％以上添加した鋼片を１０００℃以上に加熱した後に熱間圧延する。
▲２▼熱間圧延におけるＡｒ3〜Ａｒ3＋１００℃での累積圧下量を２０％以上とする。
▲３▼熱間圧延前の鋼片厚みは熱間圧延後の鋼板厚みの１０倍以上とする。
【００１３】
これら三つの条件を同時に満たすことで圧延時のオーステナイト（γ）組織が微細化され、その後の放冷過程で生成する変態組織が微細化し、−６０℃以下の破面遷移温度が達成され、−２０℃での延性破面率が安定に１００％となる。これら三つの条件が揃わないと、鋼板の破面遷移温度が−６０℃よりも高くなってしまい、−２０℃で１００％の延性破面率を安定して確保することが困難となる。▲１▼について、Ｎｂが０．０１％未満であったり、鋼片加熱温度が１０００℃未満であると、γ中に固溶するＮｂが不足するためにγ再結晶温度域とγ未再結晶温度域での圧延を通じてγ組織が十分に微細化しない。▲２▼について、Ａｒ3〜Ａｒ3＋１００℃での累積圧下量が２０％未満であると、γ未再結晶温度域でのγの加工度が不足するためにγが十分に微細化しない。▲３▼について、圧延前の鋼片厚みが圧延後の鋼板厚みの１０倍未満であると、Ａｒ3＋１００℃以上の高温での加工量が不足してγが十分に微細化しない。
【００１４】
（２）  次ぎに、延性破面率が１００％のもとで破壊抵抗を高めなければならない。このために本発明では、セパレーションの抑制に着眼して鋼成分と圧延条件の両面から金属組織を制御することを考案した。セパレーションとは破面に垂直で圧延面に平行なわれである。セパレーションが発生すると吸収エネルギーが低下することが広く知られている。本発明が対象とする１５ｍｍ以下の薄手鋼板を非水冷圧延ままで製造する場合、従来のように破面遷移温度を重視して強力な制御圧延を施すと、多数のセパレーションが発生し、延性破面率がたとえ１００％であっても２５０Ｊを超えるような高い吸収エネルギーを安定に獲得することは困難であった。セパレーションの発生原因として、例えば「鉄と鋼、６８（１９８２）、４３５」に記載されているように、圧延集合組織の関与が広く知られている。そして、圧延集合組織の発達を抑制するためにＡｒ3以上で圧延を終了することがセパレーション抑制に効果的であることが知られている。しかしながら、セパレーションの発生に及ぼす鋼成分の影響に関して知見はなかった。
【００１５】
そこで発明者らは、セパレーションに及ぼす鋼成分の影響を詳細に検討した結果、Ｃ量が非常に大きな影響を及ぼす実験事実を発見した。図１はＣ量を変化させた１２ｍｍ厚みＸ７０級鋼板におけるシャルピー衝撃特性の遷移曲線を示す。これらの鋼板は全ての鋼のＡｒ3よりも高い同一の温度で圧延が終了され空冷された。
【００１６】
これらの全ての鋼は−６０℃以下の破面遷移温度を有しており、−２０℃での延性破面率は全ての鋼板で１００％である。しかしながら、ｖＥ-20の値はＣ量に依存して大きく異なる。Ｃ量が０．０５５％以下では３００Ｊを超え、Ｃ量が０．０７４％以上では２５０Ｊを下回る。このようにＣ量に依存してｖＥ-20が変動する理由は、セパレーションの発生量がＣ量に依存するからである。
【００１７】
−２０℃でのセパレーション発生量（Ｉｓ：破面上に現れたセパレーション長さの総長）をみると、０．０５５％以下の低いＣ量ではセパレーションは全く発生していない。一方、０．０７４％以上の高いＣ量になるとセパレーションは発生する。−４０℃でみるとＣ量の増加に伴ってセパレーション発生量が順次増加する傾向が明らかである。つまり、延性破面率が１００％のもとでセパレーションを抑制して高い吸収エネルギーを獲得するためには、Ｃ量を低減することが極めて有効であることがわかった。
【００１８】
Ｃ量が少なくなると、圧延集合組織の発達が抑制されてセパレーションが発生しにくくなるのである。Ｃ量を低減することの第二の効果は、鋼板の中心偏析部に沿って発生するセパレーションが抑制されることである。このような形態のセパレーションは破面に対して垂直に深く生成するために、吸収エネルギーを大きく損なう。Ｃ量が少なくなると連続鋳造鋼片における中心偏析が軽減されるので、鋼板の中心偏析部に生成するバンド組織の発達が抑制され、中心偏析起因の深いセパレーションが発生しにくくなるのである。
【００１９】
このように、Ｃ量を低減することで、板厚方向の表層から内部にわたる全域にわたってセパレーションの発生を強力に抑制できることを突き止めた。この全く新しい知見に基づき、本発明ではＣ量を０．０６％以下に制御することが技術的な柱である。
【００２０】
さらに、圧延条件とセパレーションの関係を検討した結果、従来知られているようにＡｒ3以上で圧延を終了することで圧延集合組織の回避を試みても、Ａｒ3〜Ａｒ3＋１００℃の累積圧下量が６０％以上になると、γの圧延集合組織が変態組織に遺伝してセパレーションが発生しやくなることがわかった。従って、本発明ではこの温度域での累積圧下量を６０％未満に抑えて徹底的にセパレーションの発生を抑制する。
【００２１】
次に各化学成分の限定理由について説明する。
【００２２】
Ｃは本発明で最も重要な元素である。強度を確保するためには０．０３％以上のＣが必要である。しかし、Ｃが多くなるとセパレーションが発生しやすくなり吸収エネルギーが低下する。また、Ｃが多くなると中心偏析が助長されて、これに起因する深いセパレーションが発生して吸収エネルギーが低下する。さらに、Ｃが多くなるとセメンタイト粒子やパーライト相の体積率が増加し、これらが延性破壊におけるボイド発生の芽となって破壊を促し、吸収エネルギーが低下する。以上から、Ｃの上限を０．０６％としなければならない。
【００２３】
Ｍｎは強度、靭性の確保に不可欠な元素であり、特に強度の観点から本発明の低いＣに代替して積極的に添加する必要がある。Ｘ７０級の強度を低いＣのもとで確保するために１．４％以上のＭｎを添加する必要がある。Ｍｎが２．０％を超えると中心偏析が助長されて、これに起因する深いセパレーションが発生して吸収エネルギーが低下する。従って、Ｍｎの上限を２．０％とする。
【００２４】
Ｍｏは本発明で非常に重要な元素である。Ｍｏは圧延後の変態において焼入れ性を高め、針状フェライトとベイナイトが混じった微細組織の生成を促す。同時に、圧延方向に平行なバンド組織が形成されることを食い止め、より等方的な組織の生成を促す。セメンタイト粒子の分散状態も微細化される。その結果、組織微細化によって破面遷移温度が低下して強度が増加する。さらに、セパレーションとボイドが発生しにくくなって吸収エネルギーが向上する。これらの効果を享受するためには０．０５％以上のＭｏが必要である。Ｍｏが０．５％を超えると焼入性が過剰となってＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ  ａｕｓｔｅｎｉｔｅ  ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）と呼ばれる硬化相が増えて吸収エネルギーが低下する。従って、Ｍｏの上限を０．５％とする。
【００２５】
Ｎｂは本発明で重要な元素である。Ｎｂは圧延によるγ組織の微細化を促して変態組織を微細化する。その結果、破面遷移温度の低下と強度の増加をもたらす。析出硬化によっても強度を増加させる。これらのためには０．０１％以上のＮｂが必要である。Ｎｂが０．１％を超えると中心偏析が助長されて、これに起因する深いセパレーションが発生して吸収エネルギーが低下する。従って、Ｎｂの上限を０．１％とする。
【００２６】
Ｐは本発明では好ましくない元素である。Ｐは中心偏析を助長したり粒界偏析することで靭性の著しい劣化を引き起こす。高い吸収エネルギーを得るためには、Ｐを０．０１％以下にしなければならない。
【００２７】
ＳとＯは本発明で好ましくない元素である。これらは非金属介在物を形成してボイドの発生を促し、吸収エネルギーを低下させる。Ｓは０．００３％以下、Ｏは０．００５％以下にしなければならない。
【００２８】
Ｓｉ、Ａｌ、Ｔｉは脱酸元素として作用する。Ｏを０．００５％以下にするためには、これらの１種以上を添加する必要がある。このために、Ｓｉは０．０５％以上、Ａｌは０．００１％以上、Ｔｉは０．００５％以上が必要である。これらの脱酸元素が多すぎると酸化物が粗大化して破壊の起点として悪影響を及ぼすため、Ｓｉは０．５％、Ａｌは０．０５％、Ｔｉは０．０５％を上限とする。
【００２９】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｂは強度の増加に有効である。これらの添加量が多すぎるとＨＡＺ靭性が損なわれるので、Ｃｕは１％、Ｎｉは１％、Ｃｒは１％、Ｖは０．１％、Ｂは０．００５％を上限とする。
【００３０】
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、ＺｒはＭｎに優先して硫化物を形成し、圧延で延伸化しにくい球状介在物をつくる。その結果、セパレーションとボイドが発生しにくくなって吸収エネルギーが向上する。これらの脱硫元素が多すぎると硫化物が粗大化して破壊の起点として悪影響を及ぼすため、Ｃａは０．００５％、Ｍｇは０．００５％、ＲＥＭは０．０１％、Ｚｒは０．０１％を上限とする。
【００３１】
以上のような低Ｃ−高Ｍｎ−Ｍｏ−Ｎｂ成分を特徴とする鋼片を熱間圧延する際の条件を説明する。まず、鋼片の加熱温度を１０００℃以上にする。この理由は、加熱温度が１０００℃未満であると、γ中に固溶するＮｂが不足するため、圧延によるγ組織の微細化が不十分となるうえ、Ｎｂの析出硬化も小さくなるからである。つまり、強度と破面遷移温度がともに劣化するからである。次ぎに、Ａｒ3〜Ａｒ3＋１００℃での累積圧下量を２０％以上６０％未満とする。この理由は、この温度域での累積圧下量が２０％未満のときには、圧延によるγ組織の微細化が不十分となって破面遷移温度が劣化するからである。また、この温度域での累積圧下量が６０％以上のときには、圧延によるγの集合組織が発達して変態組織に遺伝し、セパレーションが発生しやすくなって吸収エネルギーが劣化するからである。次ぎに、Ａｒ3以上で圧延を終了する。この理由は、Ａｒ3未満で圧延を終えると、加工フェライトの形成によって圧延集合組織の発達が著しくなり、セパレーションが多量に発生して吸収エネルギーが劇的に低下するからである。次ぎに、圧延終了後は空冷する。この理由は、板厚が１５ｍｍ以下のような非常に薄い鋼板に加速冷却を適用すると、冷却が不均一になって鋼板形状が劣化し、これを矯正するための余分な作業工程が発生して生産性が著しく阻害されるからである。以上の熱間圧延において、圧延前の鋼片厚みは圧延後の鋼板厚みの１０倍以上である。この理由は、圧延前の鋼片厚みが圧延後の鋼板厚みの１０倍未満であると、Ａｒ3＋１００℃以上での加工量が不足してγが十分に微細化しないため、破面遷移温度が劣化するためである。
【００３２】
【実施例】
表１に示す化学成分を有する連続鋳造鋼片を素材として、表２に示す厚板製造条件で板厚１５ｍｍ以下の鋼板を非水冷圧延ままで製造した。表３は鋼板の機械的性質を示す。
【００３３】
【表１】
0004660034.tif 000002
【００３４】
【表２】
0004660034.tif 000003
【００３５】
【表３】
0004660034.tif 000004
【００３６】
鋼１〜８は本発明鋼であり、化学成分と製造条件を特定の狭い範囲に最適化することで、Ｘ７０級の強度と２５０Ｊ以上の高いｖＥ-20を同時に満足している。非水冷圧延ままであるからこのときの生産性は高い。一方、鋼９〜２４は従来鋼であり、化学成分あるいは製造条件が最適な範囲から外れるために、上記の強度あるいは吸収エネルギーを達成することができない。鋼９はＣが少ないためにＹＳが不足している。鋼１０はＣが多いためにｖＥ-20が不足している。鋼１１はＭｎが少ないためにＹＳが不足している。鋼１２はＭｎが多いためにｖＥ-20が不足している。鋼１３はＭｏが少ないためにｖＥ-20が不足している。鋼１４はＭｏが多いためにｖＥ-20が不足している。鋼１５はＮｂが少ないためにＹＳ、ＦＡＴＴ、ＳＡ-20、ｖＥ-20が劣化している。鋼１６はＮｂが多いためにｖＥ-20が不足している。鋼１７はＰが多いためにＦＡＴＴとＳＡ-20が劣化してｖＥ-20も不足している。鋼１８はＳが多いためにｖＥ-20が不足している。鋼１９は脱酸元素であるＳｉが少ないためにＯが多くなってしまい、ｖＥ-20が不足している。鋼２０は圧延前の鋼片厚みが圧延後の鋼板厚みに対して小さいためにＦＡＴＴとＳＡ-20が劣化してｖＥ-20が不足している。鋼２１は加熱温度が低いためにＹＳ、ＦＡＴＴ、ＳＡ-20、ｖＥ-20が劣化している。鋼２２はＡｒ3〜Ａｒ3＋１００℃での累積圧下量が少ないためにＹＳ、ＦＡＴＴ、ＳＡ-20、ｖＥ-20が劣化している。鋼２３はＡｒ3〜Ａｒ3＋１００℃での累積圧下量が多いためにｖＥ-20が劣化している。鋼２４は圧延終了温度がＡｒ3未満であるためにｖＥ-20が不足している。
【００３７】
【発明の効果】
本発明により、板厚が１５ｍｍ以下で、Ｘ７０級の強度を有し、２５０Ｊ以上のｖＥ-20を有する鋼板を高い生産性のもとで製造することが可能になった。その結果、鋼板製造者は製造コストを低く抑え、製造納期を短縮することが可能となった。本発明によって製造された鋼板は、原油や天然ガス等の輸送用ラインパイプをはじめ、延性破壊特性が重視される各種の鋼構造物に適用され、鋼構造物の安全性を高めることに貢献する。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｃ量を変化させた１２ｍｍ厚みＸ７０級鋼板におけるシャルピー衝撃特性の遷移曲線を示す図である。
【図１】
0004660034.tif 000005