(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．１％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
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、（Ａｒ３＋８０）〜９５０℃の温度範囲の中で累積圧下量が５０％以上となるように圧延を実施し、引き続きＡｒ３〜（Ａｒ３−３０℃）の温度範囲の中で累積圧下量が１０〜３０％となるよう圧延を終了し、その後空冷することを特徴とする、セパレーションの発生しない高い吸収エネルギーを有する板厚１５ｍｍ以下の薄手高強度鋼板の非水冷型製造方法。
【請求項２】
鋼片の化学成分が、更に質量％で、
Ｃｕ：≦１．０％、
Ｎｉ：≦１．０％、
Ｃｒ：≦１．０％、
Ｍｏ：≦０．５％、
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に記載のセパレーションの発生しない高い吸収エネルギーを有する板厚１５ｍｍ以下の薄手高強度鋼板の非水冷型製造方法。
【請求項３】
鋼片の化学成分が、更に質量％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又は請求項２に記載のセパレーションの発生しない高い吸収エネルギーを有する板厚１５ｍｍ以下の薄手高強度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以下の薄手高強度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。
【０００３】
制御圧延後、加速冷却技術を適用（ＴＭＣＰ）して製造することにより高強度と高吸収エネルギーを兼ね備えた鋼板が製造可能であるが、板厚１５ｍｍ以下のような薄手材について、ＴＭＣＰを用いて製造した場合、鋼板形状の劣化が問題となる。また再熱焼入れ焼戻しによる製造では生産性に劣るという問題がある。このため薄手ラインパイプ材では非水冷圧延ままでの製造されることが多い。このとき強度と低温での高い延性破面率を満足させるため低温ＣＲでの製造となるが、このときセパレーションと呼ばれる破面に垂直なワレが発生し、高い吸収エネルギーがえられない。このような背景のもと、非水冷圧延ままで高吸収エネルギーを満足する新たな製造技術（非水冷型製造技術）が求められている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、高強度とセパレーションの発生しない高吸収エネルギーを兼ね備えた薄手鋼板を、非水冷圧延ままで製造する方法（非水冷型製造技術）を提供することを課題とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明は適正な圧延条件を付与することにより、高強度とセパレーションの発生しない高吸収エネルギーを兼ね備えた薄手鋼板を非水冷圧延ままで製造する方法である。
即ち、本発明の要旨は、次の通りである。
（１）  質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、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、（Ａｒ３＋８０）〜９５０℃の温度範囲の中で累積圧下量が５０％以上となるように圧延を実施し、引き続きＡｒ３〜（Ａｒ３−３０℃）の温度範囲の中で累積圧下量が１０〜３０％となるよう圧延を終了し、その後空冷することを特徴とする、セパレーションの発生しない高い吸収エネルギーを有する板厚１５ｍｍ以下の薄手高強度鋼板の非水冷型製造方法。
（２）  鋼片の化学成分が、更に質量％で、Ｃｕ：≦１．０％、Ｎｉ：≦１．０％、Ｃｒ：≦１．０％、Ｍｏ：≦０．５％、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）に記載のセパレーションの発生しない高い吸収エネルギーを有する板厚１５ｍｍ以下の薄手高強度鋼板の非水冷型製造方法。
（３）  鋼片の化学成分が、更に質量％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）又は上記（２）に記載のセパレーションの発生しない高い吸収エネルギーを有する板厚１５ｍｍ以下の薄手高強度鋼板の非水冷型製造方法。
これにより、例えば板厚が１５ｍｍ以下で、Ｘ７０級の強度を有し、２５０Ｊ以上のｖＥ-20を有する薄手鋼板を非水冷圧延ままで製造することができる。
【０００６】
まず、高い吸収エネルギーをえるには延性破面率１００％とすることが必要条件となる。０℃以下の低温においても延性破面率１００％を確保するため、Ｎｂを０．０１％以上添加し、鋼片を１０００℃以上に加熱し、９５０℃以下の温度域で５０％以上の累積圧下量を確保しなくてはならない。Ｎｂ添加量が０．０１％未満又は、鋼片加熱温度を１０００℃未満とすると、γ中に固溶するＮｂが不足するために十分な組織の微細化がえられない。また、９５０℃以下の未再結晶温度域での累積圧下量が５０％未満となった場合、γの加工度が不足するため、やはり微細な組織はえられない。
【０００７】
延性破面率１００％であってもセパレーションと呼ばれる破面に垂直で圧延面に平行なワレが発生すると吸収エネルギーが低下することが知られている。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。本発明者らは圧延温度と圧延集合組織の関係について調査し、図２に示すようにＡｒ3変態点＋８０℃より高い高温では圧下を加えても圧延集合組織がほとんど発達しないことを見出した。そのため、セパレーション発生を抑制し高い吸収エネルギーをえるためには、Ａｒ3＋８０℃以上から９５０℃以下の温度域で５０％以上の累積圧下量を確保することにより、金属組織の細粒化を行わなくてはならない。Ａｒ3＋８０℃より低い温度域で過度の変形を加えるとセパレーションが発生し吸収エネルギーが低下する。
【０００８】
しかしながら、かかる高温で圧延を終了すると十分な強度がえられない。本発明者らは種々の圧延条件の検討により、Ａｒ3+８０℃以上の高温での圧延の後、暫く空冷させ、Ａｒ3〜Ａｒ3−３０℃の温度域で累積圧下量を１０〜３０％とすることにより、圧延集合組織を発達させることなく、加工フェライトを利用し高強度化を実現することが可能であることが分かった。Ａｒ3より高い温度で圧延すると加工フェライトによる強度上昇が享受できないため、十分な強度上昇はえられない。Ａｒ3−３０℃より低い温度で変形を加えると軽い圧下でもセパレーションが発生し吸収エネルギーが低下する。Ａｒ3〜Ａｒ3−３０℃の温度域であっても、３０％を超える累積圧下量を加えるとやはりセパレーションが発生し吸収エネルギーが低下する。
【０００９】
上記に述べた本発明で想定する圧延条件と従来の圧延条件の模式図を図１（ｂ）及び図１（ａ）に示す。図１に示すように９５０℃以下からＡｒ３−３０℃までの温度域での圧延条件が本発明と従来圧延とでは異なっている。
【００１０】
つまり、本発明の特徴は、次の通りである。
▲１▼  ０．０１％以上のＮｂを添加し、１０００℃以上に加熱する
▲２▼  Ａｒ3＋８０℃以上、９５０℃以下の温度域で５０％以上の圧下を加える
▲３▼  Ａｒ3＋８０℃以上の高温での圧延の後、引き続きＡｒ3〜Ａｒ3−３０℃の温度域で１０以上３０％以下の圧下を加える
とすることにより、薄手、高強度、高吸収エネルギー鋼板の非水冷圧延ままでの製造が可能となった。本発明により、例えば板厚１２ｍｍ、Ｘ７０級強度（ＡＰＩ規格）、ｖＥ-20℃≧２５０Ｊを満足する鋼板も製造可能である。
【００１１】
次に各化学成分の限定理由について説明する。
【００１２】
Ｃは強度を確保するためには０．０３％以上必要である。しかし、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。また、Ｃが高くなるとセパレーションが発生し易くなり吸収エネルギーが低下する。さらに、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。以上から、Ｃの上限を０．１％としなければならない。
【００１３】
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１．０％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。
【００１４】
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。
【００１５】
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えるためには、Ｐを０．０１％以下にしなければならない。
【００１６】
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。
【００１７】
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。
【００１８】
Ｃｕ、Ｎｉ、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１．０％、Ｎｉは１．０％、Ｖは０．１％、Ｂは０．００５％を上限とする。
【００１９】
Ｃｒ、Ｍｏは強度の増加に有効な元素である。Ｃｒが１．０％、Ｍｏが０．５％を超えると焼入れ性が過剰となって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、Ｃｒの上限を１．０％Ｍｏの上限を０．５％とする。
【００２０】
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。
【００２１】
【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、板厚１５ｍｍ以下の鋼板を非水冷圧延ままで製造した。その製造条件およびそのときの機械的性質を表２に示す。
【００２２】
【表１】
0004705287.tif 000002
【００２３】
【表２】
0004705287.tif 000003
【００２４】
鋼１〜６は本発明鋼であり、適正な化学成分に調整し、未再結晶温度域での圧延条件を狭い範囲で最適化することによりＸ７０の強度と２５０Ｊを超える高いｖＥ-20、ｖＥ-40を同時に満足している。一方、鋼７〜１８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、十分な強度あるいはｖＥを達成することができない。鋼７はＣが少ないために強度が不足している。鋼８はＣが多いため十分な吸収エネルギーがえられない。鋼９はＭｎが多いため吸収エネルギーが不足している。鋼１０はＰが多いため延性破面率が劣化して吸収エネルギーも不足している。鋼１１はＳが多いため吸収エネルギーが不足している。鋼１２はＮｂが少ないため、強度、延性破面率、吸収エネルギーいずれも劣化している。鋼１３はＮｂが多いため吸収エネルギーが不足している。鋼１４は加熱温度が低いため、強度、延性破面率、吸収エネルギーが劣化している。鋼１５はＡｒ3＋８０℃〜９５０℃の温度域での累積圧下量が少ないため強度、延性破面率、吸収エネルギーが劣化する。鋼１６はＡｒ3〜Ａｒ3−３０℃の温度域での累積圧下量が少ないため十分な強度がえられない。鋼１７はＡｒ3〜Ａｒ3−３０℃の温度域での累積圧下量が多いためセパレーションが発生し吸収エネルギーが劣化する。鋼１８は圧延終了温度が低いためセパレーションが発生し吸収エネルギーが劣化する。
【００２５】
【発明の効果】
本発明により、高吸収エネルギー有する高強度鋼板が非水冷圧延ままで製造可能となった。例えば、板厚が１２ｍｍ、Ｘ７０級の強度を有し、ｖＥ-20≧２５０Ｊを有する鋼板が非水冷圧延ままで製造可能である。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】本発明が規定する圧延条件の模式図である。
【図２】ある一定温度で５０％歪を加えたときの圧延温度とセパレーションを誘発する圧延集合組織との関係を示すグラフである。図中のｌｏｇ［Ｉ／Ｉ0{100}ｘＩ／Ｉ0{111}］はセパレーションを誘発する圧延集合組織の発達度を示すパラメータである。そしてＩ｛ｈｋｌ｝はＸ線回折によりえられるフェライトの格子面｛ｈｋｌ｝のピーク高さであり、Ｉ0はランダム方位試料のピーク高さである。
【図１】
0004705287.tif 000004
【図２】
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