JPH0647695B2 - 溶接可能な微粒子の大型管鋼板の製造方法 - Google Patents
溶接可能な微粒子の大型管鋼板の製造方法Info
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- JPH0647695B2 JPH0647695B2 JP58123524A JP12352483A JPH0647695B2 JP H0647695 B2 JPH0647695 B2 JP H0647695B2 JP 58123524 A JP58123524 A JP 58123524A JP 12352483 A JP12352483 A JP 12352483A JP H0647695 B2 JPH0647695 B2 JP H0647695B2
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Description
【発明の詳細な説明】 本発明は，鋼が， 炭素 0.05ないし0.07％ マンガン 1.5ないし2.0％ チタン 0.01ないし0.04％ 硫黄 0.001ないし0.003％ 窒素 0.005ないし0.008％ 珪素 0.25ないし0.40％ アルミニウム0.03ないし0.05％ ニオブ ０ないし0.08％ 残り鉄および通常の不純物 によつて作られ，かつ窒化チタン析出物を有する連続鋳
造スラブが，この鋼から高々850℃の温度少なくとも60
％の変形度で熱間機械圧延され，またそれから750ない
し650℃の温度範囲で仕上げ圧延される，微量合金鋼か
ら熱間機械圧延により溶接可能な微粒子の大型管鋼板の
製造方法に関する。その際％表示は重量％を表わす。本
発明の枠内においてカルシウムも不純物に加えてもよ
い。
造スラブが，この鋼から高々850℃の温度少なくとも60
％の変形度で熱間機械圧延され，またそれから750ない
し650℃の温度範囲で仕上げ圧延される，微量合金鋼か
ら熱間機械圧延により溶接可能な微粒子の大型管鋼板の
製造方法に関する。その際％表示は重量％を表わす。本
発明の枠内においてカルシウムも不純物に加えてもよ
い。
初めに述べたような公知の処理において（ドイツ連邦共
和国特許出願公開第3012139号および同第3146950号明細
書）鋼のチタン含有量は，0.008ないし0.025％の範囲に
ある。チタン含有量を窒素含有量に合わせることは行わ
れない。ニオブは必然的な合金元素ではない。鋼は，析
出硬化および粒子微細化に関してTiNが支配的な鋼であ
る。大きさが0.05μｍを越えない多数の細かい，いわば
微粒子のTiN析出物を作るため，連続鋳造により高い冷
却速度で作業を行う。従つて細かいTiN析出物の大きさ
が別の処理において大きくならず，かつ非常に細かいTi
N析出物が仕上げ圧延された粗板においても存在するよ
うに注意する。後続の白熱圧延段階におけるTiN析出物
の拡大は入念に防止され，そのため圧延前の連続鋳造ス
ラブの白熱温度は，950ないし1050℃（ドイツ連邦共和
国特許出願公開第3146950号明細書），さもなければ900
ないし1000℃（ドイツ連邦共和国特許出願公開第301213
9号明細書）だけに制限される。細かいTiN析出物はオー
ステナイト粒子の成長を防ぐものと思われる。特に溶接
の際溶接結合部の熱作用範囲において粗粒子形成を防ぐ
ようにする。これら鋼において大型管鋼板の強度値（引
張り強さおよび延伸限界）が設計上の要求を満たさない
ことは不利である。例えば設計上の要求とは，ライン圧
力およびその他の構造データのことである。公知の処置
の範囲内において鋼にニオブを加えてもよく，しかも高
々0.08％まで加えることができる。しかしこの添加は強
制的なものではない。バナジウム，ニツケルおよびクロ
ムのかなりの添加と共に行うことができるこのニオブの
添加によつて，強さと粘性の改善が期待される。しかし
少なくとも効果な合金元素，バナジウムおよび／または
ニツケルおよび／またはクロムをさ程添加せずに，細か
いTiN析出物を多量に含むようにした鋼の強さと粘性の
改善は行うことができない。元素ニオブは，連続鋳造ス
ラブの低い白熱温度ではニオブ結合の十分な分解を行わ
ないので，TiNを主とした鋼においては期待通りに作用
しない。公知の処置においてチタン含有量が少ないと，
ニオブからNbCNが形成され，強度特性の劣化を生じる。
チタンが多すぎると，粘性を害するTiCも生じる。
和国特許出願公開第3012139号および同第3146950号明細
書）鋼のチタン含有量は，0.008ないし0.025％の範囲に
ある。チタン含有量を窒素含有量に合わせることは行わ
れない。ニオブは必然的な合金元素ではない。鋼は，析
出硬化および粒子微細化に関してTiNが支配的な鋼であ
る。大きさが0.05μｍを越えない多数の細かい，いわば
微粒子のTiN析出物を作るため，連続鋳造により高い冷
却速度で作業を行う。従つて細かいTiN析出物の大きさ
が別の処理において大きくならず，かつ非常に細かいTi
N析出物が仕上げ圧延された粗板においても存在するよ
うに注意する。後続の白熱圧延段階におけるTiN析出物
の拡大は入念に防止され，そのため圧延前の連続鋳造ス
ラブの白熱温度は，950ないし1050℃（ドイツ連邦共和
国特許出願公開第3146950号明細書），さもなければ900
ないし1000℃（ドイツ連邦共和国特許出願公開第301213
9号明細書）だけに制限される。細かいTiN析出物はオー
ステナイト粒子の成長を防ぐものと思われる。特に溶接
の際溶接結合部の熱作用範囲において粗粒子形成を防ぐ
ようにする。これら鋼において大型管鋼板の強度値（引
張り強さおよび延伸限界）が設計上の要求を満たさない
ことは不利である。例えば設計上の要求とは，ライン圧
力およびその他の構造データのことである。公知の処置
の範囲内において鋼にニオブを加えてもよく，しかも高
々0.08％まで加えることができる。しかしこの添加は強
制的なものではない。バナジウム，ニツケルおよびクロ
ムのかなりの添加と共に行うことができるこのニオブの
添加によつて，強さと粘性の改善が期待される。しかし
少なくとも効果な合金元素，バナジウムおよび／または
ニツケルおよび／またはクロムをさ程添加せずに，細か
いTiN析出物を多量に含むようにした鋼の強さと粘性の
改善は行うことができない。元素ニオブは，連続鋳造ス
ラブの低い白熱温度ではニオブ結合の十分な分解を行わ
ないので，TiNを主とした鋼においては期待通りに作用
しない。公知の処置においてチタン含有量が少ないと，
ニオブからNbCNが形成され，強度特性の劣化を生じる。
チタンが多すぎると，粘性を害するTiCも生じる。
それに対して本発明の課題は，必須の微量合金元素とし
てニオブを含む鋼に対して初めに述べたような方法を，
大型管鋼板がTiNを主にするのではなく，析出硬化と粒
子微細化に関してニオブを主にするようにすることにあ
る。
てニオブを含む鋼に対して初めに述べたような方法を，
大型管鋼板がTiNを主にするのではなく，析出硬化と粒
子微細化に関してニオブを主にするようにすることにあ
る。
この課題を解決するため本発明は次のことを示してい
る。すなわち鋼が，存在する窒素含有量のほぼ3.5ない
し４倍に相当するチタン含有量により，かつ少なくとも
0.02ないし0.06％のニオブ含有量により作られ，また連
続鋳造スラブが，1120ないし1160℃の温度に加熱され，
その際窒化チタン析出物が0.2ないし0.06μｍの大きさ
に達し，また連続鋳造スラブが，この温度から始めて少
なくとも55％の変形度で予備圧延され，かつ中間冷却の
後に熱間機械圧延され，続いて仕上げ圧延される。
る。すなわち鋼が，存在する窒素含有量のほぼ3.5ない
し４倍に相当するチタン含有量により，かつ少なくとも
0.02ないし0.06％のニオブ含有量により作られ，また連
続鋳造スラブが，1120ないし1160℃の温度に加熱され，
その際窒化チタン析出物が0.2ないし0.06μｍの大きさ
に達し，また連続鋳造スラブが，この温度から始めて少
なくとも55％の変形度で予備圧延され，かつ中間冷却の
後に熱間機械圧延され，続いて仕上げ圧延される。
本発明による方法においても，連続鋳造の後に高い冷却
速度で作業が行われ，その際TiN析出物が生じる。しか
し本発明は次のような知識を前提としている。すなわち
必須の合金元素としてニオブを含む前記組成の微量合金
鋼において，チタンはTiNを主とした鋼におけるものと
は全く異つた機能を果たすことができる。チタンは，い
ぜんとして脱ニトロ元素として作用するだけであり，か
つ連続鋳造温度から冷却する際にNbCN，すなわちニオブ
カーボニトライドの形成を防止する。この方法によれば
前記のように高温の加熱により作業を行うので，公知技
術（ドイツ連邦共和国特許出願公開第3012139号および
同第3146950号明細書）により注意深く防止すべきTiN析
出物の拡大が生じる。予備白熱温度がこのようにさらに
高いので，ニオブはオーステナイト中にかなり溶ける。
変形中の冷却の際およびその後にはなおNbC析出物だけ
が生じる。NbC析出物は，析出物硬化および粒子微細化
を行う。完成した大型管鋼板中に検出できる拡大したTi
N析出物は，析出物硬化と粒子微細化に関連してもはや
意味を持たない。しかしこれら析出物は，あらかじめ窒
素の作用をいわば中和する。そのため本発明によればチ
タン含有量は注意深く窒素含有量に合わされている。Nb
CN，すなわちニオブカーボニトライドを形成するために
はもはや窒素は使われない。強さ特性は，本発明による
鋼または本発明による大型管鋼板において高められてい
る。ぜい性破壊傾向は減少し，粘性特性が適合する。永
久的に冷たい地域における最高級の強さを有する導管の
ため大型管鋼板から管を作る場合，両方共特に重要であ
る。
速度で作業が行われ，その際TiN析出物が生じる。しか
し本発明は次のような知識を前提としている。すなわち
必須の合金元素としてニオブを含む前記組成の微量合金
鋼において，チタンはTiNを主とした鋼におけるものと
は全く異つた機能を果たすことができる。チタンは，い
ぜんとして脱ニトロ元素として作用するだけであり，か
つ連続鋳造温度から冷却する際にNbCN，すなわちニオブ
カーボニトライドの形成を防止する。この方法によれば
前記のように高温の加熱により作業を行うので，公知技
術（ドイツ連邦共和国特許出願公開第3012139号および
同第3146950号明細書）により注意深く防止すべきTiN析
出物の拡大が生じる。予備白熱温度がこのようにさらに
高いので，ニオブはオーステナイト中にかなり溶ける。
変形中の冷却の際およびその後にはなおNbC析出物だけ
が生じる。NbC析出物は，析出物硬化および粒子微細化
を行う。完成した大型管鋼板中に検出できる拡大したTi
N析出物は，析出物硬化と粒子微細化に関連してもはや
意味を持たない。しかしこれら析出物は，あらかじめ窒
素の作用をいわば中和する。そのため本発明によればチ
タン含有量は注意深く窒素含有量に合わされている。Nb
CN，すなわちニオブカーボニトライドを形成するために
はもはや窒素は使われない。強さ特性は，本発明による
鋼または本発明による大型管鋼板において高められてい
る。ぜい性破壊傾向は減少し，粘性特性が適合する。永
久的に冷たい地域における最高級の強さを有する導管の
ため大型管鋼板から管を作る場合，両方共特に重要であ
る。
本発明の有利な実施例により鋼が0.025％以上のまたは
それどころか0.03％以上のチタン含有量で作られると，
前記の効果は特にはつきりと現われる。その結果本発明
による方法は，公知のTiNを主にした熱間機械圧延した
鋼の欠点をもはや持たない鋼で作業を行う。
それどころか0.03％以上のチタン含有量で作られると，
前記の効果は特にはつきりと現われる。その結果本発明
による方法は，公知のTiNを主にした熱間機械圧延した
鋼の欠点をもはや持たない鋼で作業を行う。
本発明による方法において前記TiN析出物の拡大およびN
b結合の分解が行われる温度は，白熱温度として設定さ
れる。処理のため必要な時間は，経験的に容易につきと
められ，オーステナイト中におけるニオブの溶解を確実
に行い，かつTiN析出物の大きさの前記限界により決め
ることができる。一般に前記の効果は，すでに連続鋳造
スラブを加熱する際に現われる。
b結合の分解が行われる温度は，白熱温度として設定さ
れる。処理のため必要な時間は，経験的に容易につきと
められ，オーステナイト中におけるニオブの溶解を確実
に行い，かつTiN析出物の大きさの前記限界により決め
ることができる。一般に前記の効果は，すでに連続鋳造
スラブを加熱する際に現われる。
本発明の有利な実施形によれば熱間機械圧延および仕上
げ圧延は改善を行う。これに関して本発明は次のことを
示している。すなわち熱間機械圧延は820ないし790℃の
温度で行われ，仕上げ圧延は700ないし680℃の温度で行
われる。次のことは本発明の枠内にある。すなわち仕上
げ圧延に続いて大型管鋼板が，水により平均毎秒15℃以
上の速度で550ないし500℃の温度まで冷均され，それか
ら空気中で室温まで冷却される。それにより粘性の低下
を生じることなく，かつ特別な合金元素のため費用を必
要とすることなく，強さはさらに高まる。
げ圧延は改善を行う。これに関して本発明は次のことを
示している。すなわち熱間機械圧延は820ないし790℃の
温度で行われ，仕上げ圧延は700ないし680℃の温度で行
われる。次のことは本発明の枠内にある。すなわち仕上
げ圧延に続いて大型管鋼板が，水により平均毎秒15℃以
上の速度で550ないし500℃の温度まで冷均され，それか
ら空気中で室温まで冷却される。それにより粘性の低下
を生じることなく，かつ特別な合金元素のため費用を必
要とすることなく，強さはさらに高まる。
次に本発明の実施例について説明する。
0.070％の炭素，1.88％のマンガン，0.033％のチタン，
0.042％のニオブ，0.0083％の窒素，0.35％の珪素，0.0
4％のアルミニウムおよび0.0018％の硫黄の鋼組成を有
する200mmの厚さの連続鋳造スラブを，1150℃の温度に
加熱する。完全にあたたまるまでのこの加熱の際にニオ
ブは溶ける。連続鋳造スラブは，この温度で引張られ，
かつ続いて60％の変形度で80mmの厚さに予備圧延され
る。それから静止空気中で790℃に冷却され，それから
板スラブは30mmの厚さまで引続き圧延される（変形度＝
62.5％）。さらに680℃まで冷却した後に粗板は20mmの
仕上げ寸法に圧延される。板の最終温度は690ないし720
℃であり，この板は，最後に室温まで冷却される。その
際次のような技術的特性が得られる。
0.042％のニオブ，0.0083％の窒素，0.35％の珪素，0.0
4％のアルミニウムおよび0.0018％の硫黄の鋼組成を有
する200mmの厚さの連続鋳造スラブを，1150℃の温度に
加熱する。完全にあたたまるまでのこの加熱の際にニオ
ブは溶ける。連続鋳造スラブは，この温度で引張られ，
かつ続いて60％の変形度で80mmの厚さに予備圧延され
る。それから静止空気中で790℃に冷却され，それから
板スラブは30mmの厚さまで引続き圧延される（変形度＝
62.5％）。さらに680℃まで冷却した後に粗板は20mmの
仕上げ寸法に圧延される。板の最終温度は690ないし720
℃であり，この板は，最後に室温まで冷却される。その
際次のような技術的特性が得られる。
降伏点 512Ｎ／mm2 引張り強さ 617Ｎ／mm2 A5伸び率 21％ 切欠きじん性 210Ｊ−20℃まで 転移温度 Ｔ85％BUWTT＝−40℃ 転移温度 ＴCv 100＝−80℃ 11ないし12 ASTMの粒度を有するフエライトパーライト
構造。
構造。
仕上げ圧延の直後に板を水により毎秒10℃の速度で500
℃まで冷却し，続いて空気で室温まで冷却すると，技術
的な特性は次のように改善される。
℃まで冷却し，続いて空気で室温まで冷却すると，技術
的な特性は次のように改善される。
降伏点 557Ｎ／mm2 引張り強さ 658Ｎ／mm2 A5伸び率 21％ 切欠きじん性 215Ｊ−20℃まで 転移温度 Ｔ85％BUWTT＝−40℃ 転移温度 ＴCv 100＝−80℃ 12 ASTM以下の粒度に相当するフエライトパーライト構
造。
造。
本発明により作られた板から形成された大型管は，優れ
た技術的な値のため，特に永久的に凍結する地域におい
て導管として使用するのに適している。
た技術的な値のため，特に永久的に凍結する地域におい
て導管として使用するのに適している。
Claims (6)
- 【請求項１】鋼が， 炭素 0.05ないし0.07％ マンガン 1.5ないし2.0％ チタン 0.01ないし0.04％ 硫黄 0.001ないし0.003％ 窒素 0.005ないし0.008％ 珪素 0.25ないし0.40％ アルミニウム0.03ないし0.05％ ニオブ ０ないし0.08％ 残り鉄および通常の不純物 によつて作られ，かつ窒化チタン析出物を有する連続鋳
造スラブが，この鋼から高々850℃の温度少なくとも60
％の変形度で熱間機械圧延され，またそれから750ない
し650℃の温度範囲で仕上げ圧延される，微量合金鋼か
ら熱間機械圧延により溶接可能な微粒子の大型管鋼板の
製造方法において， 鋼が，存在する窒素含有量のほぼ3.5ないし４倍に相当
するチタン含有量により，かつ少なくとも0.02ないし0.
06％のニオブ含有量により作られ，また連続鋳造スラブ
が，1120ないし1160℃の温度に加熱され，その際窒化チ
タン析出物が0.2ないし0.06μｍの大きさに達し，また
連続鋳造スラブが，この温度から始めて少なくとも55％
の変形度で予備圧延され，かつ中間冷却の後に熱間機械
圧延され，続いて仕上げ圧延されることを特徴とする，
溶接可能な微粒子の大型管鋼板の製造方法。 - 【請求項２】鋼が，0.025％以上のチタン含有量で作ら
れる，特許請求の範囲第１項記載の方法。 - 【請求項３】鋼が，0.03％以上のチタン含有量で作られ
る，特許請求の範囲第１項記載の方法。 - 【請求項４】熱間機械圧延が，820ないし790℃の温度で
行われる，特許請求の範囲第１項ないし第３項の１つに
記載の方法。 - 【請求項５】仕上げ圧延が，700ないし680℃の温度で行
われる，特許請求の範囲第１項ないし第４項の１つに記
載の方法。 - 【請求項６】仕上げ圧延に続いて大型管鋼板が，水によ
り平均毎秒15℃以上の速度で550ないし500℃の温度まで
冷却され，それから空気中で室温まで冷却される，特許
請求の範囲第１項ないし第５項の１つに記載の方法。
Applications Claiming Priority (2)
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| JP58090569A Pending JPS5913023A (ja) | 1982-07-09 | 1983-05-23 | 大径縦溶接管製造用鋼板の製法 |
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