JP2010189720A - 耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】鋼片の加熱温度を低下させた場合や、鋼板の板厚が薄い場合は、熱間圧延中に温度が低下し易いため、熱間圧延の加熱温度や板厚の変動に対応することが可能な、耐サワー性に優れたラインパイプ用鋼板の製造方法を提供する。
【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉを含有し、Ａｌ、Ｐ、Ｎを制限し、更に、Ｃａ：０．００１〜０．００４％を含有し、Ｓ：０．０００８％以下、Ｏ：０．００３０％以下に制限し、Ｃａ、Ｏ、及び、Ｓの含有量が、［Ｃａ］（１−１２４［Ｏ］）／１．２５［Ｓ］＞３．０を満足する鋼片を、１０００〜１２５０℃に再加熱後、粗圧延、仕上げ圧延、加速冷却を行う。加速冷却の冷却開始温度Ｔcと、Ｃ量とＭｎ量との比［Ｃ／Ｍｎ］が、４≦Ｔc×［Ｃ／Ｍｎ］≦３２を満足し、加速冷却の冷却速度を１０〜４０℃／ｓ、停止温度を２００〜５００℃とする。
【選択図】なし
【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉを含有し、Ａｌ、Ｐ、Ｎを制限し、更に、Ｃａ：０．００１〜０．００４％を含有し、Ｓ：０．０００８％以下、Ｏ：０．００３０％以下に制限し、Ｃａ、Ｏ、及び、Ｓの含有量が、［Ｃａ］（１−１２４［Ｏ］）／１．２５［Ｓ］＞３．０を満足する鋼片を、１０００〜１２５０℃に再加熱後、粗圧延、仕上げ圧延、加速冷却を行う。加速冷却の冷却開始温度Ｔcと、Ｃ量とＭｎ量との比［Ｃ／Ｍｎ］が、４≦Ｔc×［Ｃ／Ｍｎ］≦３２を満足し、加速冷却の冷却速度を１０〜４０℃／ｓ、停止温度を２００〜５００℃とする。
【選択図】なし
Description
本発明は、硫化水素（Ｈ2Ｓ）を含んだ環境における耐水素誘起割れ性、即ち、耐サワー性に優れた鋼板の製造方法に関するものである。
硫化水素を含むサワーオイル、サワーガスを輸送するラインパイプに使用される鋼管や、パイプラインの付属設備などに使用される鋼板には、耐サワー性が要求される。なお、耐サワー性とは、硫化水素を含む腐食環境における耐水素誘起割れ性（ＨＩＣ性）及び耐応力割れ性（耐ＳＳＣ性）である。
耐サワー性は、圧延方向に延伸化したＭｎＳの生成や、クラスター状の介在物の生成によって劣化することが知られている。また、極めて厳しい腐食環境における耐サワー性を向上させるために、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｎの含有量を低下させ、Ｃａを添加して、ＭｎＳの形態を制御した鋼材を制御圧延し、水冷する方法が提案されている（例えば、特許文献１）。
また、パイプラインの輸送効率の向上や薄肉化によるコスト低減などの観点から、ラインパイプ用鋼板の高強度化が要求されている。このような要求に対して、例えば、Ｘ７０程度の強度を有し、金属組織が、板厚方向に均一で、微細なベイナイトである、耐サワー性に優れた鋼板を製造する方法が提案されている（例えば、特許文献２）。
更に、寒冷地にパイプラインを敷設する際には、ラインパイプ用鋼板の低温靭性を向上させることが必要になる。このような問題に対して、低温靭性と耐サワー性を向上させた高強度鋼板の製造方法が提案されている（例えば、特許文献３〜５）。これらは、Ｃ量の低減によって硬度の上昇を抑制し、Ｓ量の低減とＣａの添加によってＭｎＳの形態を制御し、Ａｌ量の低減によって酸化物の形態を制御し、耐サワー性と低温靭性との両立を図ったものである。
耐サワー性を向上させるためには、ポリゴナルフェライトの生成を抑制することが必要である。そのためには、金属組織がオーステナイト単相である温度（Ａｒ3点以上）で、熱間圧延後の加速冷却を開始することが望ましい。しかし、鋼片の加熱温度を低下させた場合や、鋼板の板厚が薄い場合は、熱間圧延中に温度が低下して、水冷開始温度がＡｒ3点未満になり、ポリゴナルフェライトが生成して耐サワー性を損なうことがある。
本発明は、このような問題を解決するものであって、熱間圧延の加熱温度や板厚が変動に対応することが可能な、耐サワー性に優れたラインパイプ用鋼板の製造方法の提供を課題とするものである。
本発明は、Ｓ及びＯの含有量を厳格に制限し、Ｃａを添加して、
〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕
で表されるＥＳＳＰ値を高く制御して、硫化物の形態を制御し、熱間圧延後の加速冷却を開始する前の結晶粒径が微細になるように、熱間圧延の温度と圧下比とを制御し、更に、Ｃ量を低く制限し、Ｍｎ量を増加するとともに、Ｃ量とＭｎ量の比［Ｃ／Ｍｎ］と、加速冷却の開始温度Ｔcの関係を規定することにより、冷却開始温度Ｔcが低下しても、ポリゴナルフェライトの生成が抑制され、耐サワー性の劣化が防止され得るという知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕
で表されるＥＳＳＰ値を高く制御して、硫化物の形態を制御し、熱間圧延後の加速冷却を開始する前の結晶粒径が微細になるように、熱間圧延の温度と圧下比とを制御し、更に、Ｃ量を低く制限し、Ｍｎ量を増加するとともに、Ｃ量とＭｎ量の比［Ｃ／Ｍｎ］と、加速冷却の開始温度Ｔcの関係を規定することにより、冷却開始温度Ｔcが低下しても、ポリゴナルフェライトの生成が抑制され、耐サワー性の劣化が防止され得るという知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．０６、
Ｓｉ：０．１〜０．５％、
Ｍｎ：１．０〜１．５％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．０４０％、
Ｃａ：０．００１〜０．００４％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
を含有し、
Ａｌ：０．０８％以下、
Ｐ： ０．０１５％以下、
Ｓ： ０．０００８％以下、
Ｏ： ０．００３０％以下、
Ｎ： ０．００５０％以下
に制限し、Ｃａ、Ｏ、及び、Ｓの含有量が、
［Ｃａ］（１−１２４［Ｏ］）／１．２５［Ｓ］＞３．０
を満足する鋼片を、１０００〜１２５０℃に再加熱後、粗圧延を行い、更に、仕上げ圧延を行い、Ｃ量とＭｎ量の比［Ｃ／Ｍｎ］と、冷却開始温度Ｔcが、
４≦Ｔc×［Ｃ／Ｍｎ］≦３２
を満足するように、冷却速度が１０〜４０℃／ｓの加速冷却を、前記冷却開始温度Ｔcから開始し、２００〜５００℃で該加速冷却を停止する
ことを特徴とする耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法。
Ｃ ：０．０１〜０．０６、
Ｓｉ：０．１〜０．５％、
Ｍｎ：１．０〜１．５％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．０４０％、
Ｃａ：０．００１〜０．００４％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
を含有し、
Ａｌ：０．０８％以下、
Ｐ： ０．０１５％以下、
Ｓ： ０．０００８％以下、
Ｏ： ０．００３０％以下、
Ｎ： ０．００５０％以下
に制限し、Ｃａ、Ｏ、及び、Ｓの含有量が、
［Ｃａ］（１−１２４［Ｏ］）／１．２５［Ｓ］＞３．０
を満足する鋼片を、１０００〜１２５０℃に再加熱後、粗圧延を行い、更に、仕上げ圧延を行い、Ｃ量とＭｎ量の比［Ｃ／Ｍｎ］と、冷却開始温度Ｔcが、
４≦Ｔc×［Ｃ／Ｍｎ］≦３２
を満足するように、冷却速度が１０〜４０℃／ｓの加速冷却を、前記冷却開始温度Ｔcから開始し、２００〜５００℃で該加速冷却を停止する
ことを特徴とする耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法。
（２）仕上げ温度を８００℃以上とし、９５０℃以下の圧下比Ｒを３．１２５超として、前記仕上げ圧延を行い、該仕上げ圧延の圧下比Ｒと冷却開始温度Ｔcが、
２０／（Ｒ−３）＋６４０≦Ｔc≦８００
を満足することを特徴とする上記（１）に記載の耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法。
２０／（Ｒ−３）＋６４０≦Ｔc≦８００
を満足することを特徴とする上記（１）に記載の耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法。
（３）前記冷却開始温度Ｔcが、６５０〜８００℃の範囲内であることを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法。
（４）前記鋼片が、更に、質量％で、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｃｒ：０．５％以下、
Ｍｏ：０．３％以下、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れかに記載の耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法。
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｃｒ：０．５％以下、
Ｍｏ：０．３％以下、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れかに記載の耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法。
（５）前記鋼片が、更に、質量％で、
Ｖ：０．１０％以下
を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）の何れかに記載の耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法。
Ｖ：０．１０％以下
を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）の何れかに記載の耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法。
（６）前記鋼片が、更に、質量％で、
Ｂ：０．００２０％以下
を含有することを特徴とする上記（１）〜（５）の何れかに記載の耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法。
Ｂ：０．００２０％以下
を含有することを特徴とする上記（１）〜（５）の何れかに記載の耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法。
（７）前記鋼片が、更に、質量％で、
Ｍｇ：０．０１％以下、
の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（１）〜（６）の何れかに記載の耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法。
Ｍｇ：０．０１％以下、
の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（１）〜（６）の何れかに記載の耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法。
本発明によれば、熱間圧延の加熱温度、板厚が変動した場合であっても、耐サワー性に優れたラインパイプ用鋼板を提供することが可能になる。
本発明者らは、Ｃａ、Ｓ、及び、Ｏの含有量から、
〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕
によって求められるＥＳＳＰ値を制御した鋼板を製造し、耐サワー性を評価した。
〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕
によって求められるＥＳＳＰ値を制御した鋼板を製造し、耐サワー性を評価した。
耐サワー性は、ＮＡＣＥ（National Association of Corrosion and Engineer）のＴＭ０２８４に準拠した試験を行い、ＨＩＣ（水素誘起割れ）の発生の有無によって評価した。ＨＩＣ破面率が５％程度以下であれば、耐サワー特性が良好であるとされる。
ＮＡＣＥ試験は、５％ＮａＣｌ溶液＋０．５％酢酸、ｐＨ２．７の溶液中に硫化水素ガスを飽和させて、９６時間後に割れが生成するかどうかを調査する試験方法である。ＨＩＣが発生した試料の組織を調査した結果、耐サワー性が劣化した鋼板には、ポリゴナルフェライトが生成していることが解った。
更に、鋼板の組織と、製造条件との関係を整理した結果、加速冷却の開始温度を低下させても、ポリゴナルフェライトが生成しない鋼板は、定性的には、Ｃ量が多く、Ｍｎ量が少ないものであることが解った。
そこで、本発明者らは、Ｃ量とＭｎ量の比［Ｃ／Ｍｎ］を低下させると、加速冷却の冷却開始温度Ｔcを低下させることができると考え、試験データを整理した。その結果、Ｔcと［Ｃ／Ｍｎ］が、
４≦Ｔc×［Ｃ／Ｍｎ］≦３２
との関係を満足すれば、ポリゴナルフェライトを生成させることなく、冷却開始温度Ｔcを低下させることが可能であるという知見を得るに至った。
４≦Ｔc×［Ｃ／Ｍｎ］≦３２
との関係を満足すれば、ポリゴナルフェライトを生成させることなく、冷却開始温度Ｔcを低下させることが可能であるという知見を得るに至った。
更に、本発明者らは、９５０℃以下、仕上げ圧延までの圧下比を３．１２５超として鋼板を製造し、圧下比と冷却開始温度Ｔcの関係について調査した。その結果、圧下比を高くすると、結晶粒径が微細化し、冷却開始温度Ｔcを低下させても、金属組織が層状組織にはならず、耐サワー性が向上することが解った。
そこで、本発明者らは、仕上げ圧延の条件及び加速冷却の冷却開始温度Ｔcと、耐サワー性の関係について、試験データを整理した。その結果、
２０／（Ｒ−３）＋６４０≦Ｔc≦８００
との関係を満足すれば、金属組織が層状組織にならず、良好な耐サワー性が得られるという知見を得るに至った。
２０／（Ｒ−３）＋６４０≦Ｔc≦８００
との関係を満足すれば、金属組織が層状組織にならず、良好な耐サワー性が得られるという知見を得るに至った。
以下、本発明について、詳細に説明する。なお、以下、％は、質量％を意味する。
Ｃ：０．０１〜０．０６％
Ｃ：Ｃは鋼の強度を向上させる元素であり、その有効な下限として０．０１％以上の添加が必要である。一方、Ｃ量が０．０６％を超えると、炭化物の生成が促進されて、耐ＨＩＣ性が損なわれるので、上限を０．０６％とする。また、ＨＩＣ性、溶接性、靱性等の低下を抑制するには、Ｃ量を０．０５％以下とすることが好ましい。
Ｃ：Ｃは鋼の強度を向上させる元素であり、その有効な下限として０．０１％以上の添加が必要である。一方、Ｃ量が０．０６％を超えると、炭化物の生成が促進されて、耐ＨＩＣ性が損なわれるので、上限を０．０６％とする。また、ＨＩＣ性、溶接性、靱性等の低下を抑制するには、Ｃ量を０．０５％以下とすることが好ましい。
Ｓｉ：０．１〜０．５％
Ｓｉ：Ｓｉは脱酸元素であり、０．１％以上の添加が必要である。一方、Ｓｉ量が０．５％を超えると、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靱性が低下するので、上限を０．５％とする。好ましい範囲は、０．１５〜０．３５％である。
Ｓｉ：Ｓｉは脱酸元素であり、０．１％以上の添加が必要である。一方、Ｓｉ量が０．５％を超えると、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靱性が低下するので、上限を０．５％とする。好ましい範囲は、０．１５〜０．３５％である。
Ｍｎ：１．０〜１．５％
Ｍｎ：Ｍｎは、強度及び靱性を向上させる元素であり、１．０％以上の添加が必要である。一方、Ｍｎは、ＭｎＳを生成して、耐サワー性を劣化させる元素であるため、ＨＩＣを抑制するには、Ｍｎ量の上限を１．５％とすることが必要である。好ましい範囲は、１．１〜１．４％である。
Ｍｎ：Ｍｎは、強度及び靱性を向上させる元素であり、１．０％以上の添加が必要である。一方、Ｍｎは、ＭｎＳを生成して、耐サワー性を劣化させる元素であるため、ＨＩＣを抑制するには、Ｍｎ量の上限を１．５％とすることが必要である。好ましい範囲は、１．１〜１．４％である。
Ｎｂ：０．０１０〜０．０４０％
Ｎｂ：Ｎｂは、未再結晶温度域を拡大して結晶粒径を微細化し、炭化物、窒化物を形成し、強度の向上に寄与する元素であり、０．０１０％以上の添加が必要である。一方、本発明では、粗大な炭化物の生成を防止することが極めて重要であり、上限を０．０４０％以下にすることが必要である。Ｎｂの好ましい範囲は、０．０１１〜０．０２５％であり、更に好ましい範囲は、０．０１２〜０．０２０％である。
Ｎｂ：Ｎｂは、未再結晶温度域を拡大して結晶粒径を微細化し、炭化物、窒化物を形成し、強度の向上に寄与する元素であり、０．０１０％以上の添加が必要である。一方、本発明では、粗大な炭化物の生成を防止することが極めて重要であり、上限を０．０４０％以下にすることが必要である。Ｎｂの好ましい範囲は、０．０１１〜０．０２５％であり、更に好ましい範囲は、０．０１２〜０．０２０％である。
Ｃａ：０．００１〜０．００４％
Ｃａ：Ｃａは硫化物ＣａＳを生成し、圧延方向に伸長するＭｎＳの生成を抑制し、耐ＨＩＣ性の改善に顕著に寄与する元素である。Ｃａの添加量が０．００１％未満では、効果が得られないため、下限を０．００１％とする。一方、Ｃａの添加量が０．００４％を超えると、酸化物が集積し、耐ＨＩＣ性を損なうので、上限を０．００４％とする。好ましい範囲は、０．００２５〜０．００３５％である。
Ｃａ：Ｃａは硫化物ＣａＳを生成し、圧延方向に伸長するＭｎＳの生成を抑制し、耐ＨＩＣ性の改善に顕著に寄与する元素である。Ｃａの添加量が０．００１％未満では、効果が得られないため、下限を０．００１％とする。一方、Ｃａの添加量が０．００４％を超えると、酸化物が集積し、耐ＨＩＣ性を損なうので、上限を０．００４％とする。好ましい範囲は、０．００２５〜０．００３５％である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｔｉ：Ｔｉは、脱酸剤や窒化物形成元素として結晶粒の細粒化に利用される元素であり、０．００５％以上を添加する必要がある。一方、Ｔｉを過剰に添加すると、粗大な窒化物の形成によって、靱性が低下するので、上限を０．０３０％とする。好ましい範囲は、０．０１０〜０．０２０％である。
Ｔｉ：Ｔｉは、脱酸剤や窒化物形成元素として結晶粒の細粒化に利用される元素であり、０．００５％以上を添加する必要がある。一方、Ｔｉを過剰に添加すると、粗大な窒化物の形成によって、靱性が低下するので、上限を０．０３０％とする。好ましい範囲は、０．０１０〜０．０２０％である。
Ａｌ：０．０８％以下
Ａｌ：Ａｌは脱酸元素であるが、添加量が０．０８％を超えると、Ａｌ酸化物の集積クラスターが生成し、耐サワー性を損なうため、０．０８％以下に制限する。また、靭性が要求される場合には、Ａｌ量を０．０３％以下にすることが好ましい。更に好ましいＡｌ量の上限は０．０１％である。Ａｌ量の下限は特に限定しないが、溶鋼中の酸素量を低減させるためには、０．０００５％以上添加することが好ましい。
Ａｌ：Ａｌは脱酸元素であるが、添加量が０．０８％を超えると、Ａｌ酸化物の集積クラスターが生成し、耐サワー性を損なうため、０．０８％以下に制限する。また、靭性が要求される場合には、Ａｌ量を０．０３％以下にすることが好ましい。更に好ましいＡｌ量の上限は０．０１％である。Ａｌ量の下限は特に限定しないが、溶鋼中の酸素量を低減させるためには、０．０００５％以上添加することが好ましい。
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐ：Ｐは不純物であり、含有量が０．０１５％を超えると、耐ＨＩＣ性を損なうことになる。したがって、Ｐの含有量の上限を０．０１５％とする。
Ｐ：Ｐは不純物であり、含有量が０．０１５％を超えると、耐ＨＩＣ性を損なうことになる。したがって、Ｐの含有量の上限を０．０１５％とする。
Ｓ：０．０００８％以下
Ｓ：Ｓは、熱間圧延時に圧延方向に延伸するＭｎＳを生成して、耐ＨＩＣ性を低下させる元素である。したがって、本発明では、Ｓ量を低減することが必要であり、上限を０．０００８％とする。Ｓ量は、少ないほど好ましいが、０．０００１％未満にすることは困難である。また、製造コストの観点からも、０．０００１％以上にすることが好ましい。
Ｓ：Ｓは、熱間圧延時に圧延方向に延伸するＭｎＳを生成して、耐ＨＩＣ性を低下させる元素である。したがって、本発明では、Ｓ量を低減することが必要であり、上限を０．０００８％とする。Ｓ量は、少ないほど好ましいが、０．０００１％未満にすることは困難である。また、製造コストの観点からも、０．０００１％以上にすることが好ましい。
Ｏ：０．００３０％以下
Ｏ：Ｏは不純物であり、酸化物の集積を抑制して耐ＨＩＣ性を向上させるためには、上限を０．００３０％とすることが必要である。酸化物の生成を抑制して、靭性を向上させるためには、Ｏ量を０．００２０％以下とすることが好ましい。
Ｏ：Ｏは不純物であり、酸化物の集積を抑制して耐ＨＩＣ性を向上させるためには、上限を０．００３０％とすることが必要である。酸化物の生成を抑制して、靭性を向上させるためには、Ｏ量を０．００２０％以下とすることが好ましい。
Ｎ：０．００５０％以下
Ｎ：Ｎは、不純物であり、Ｎの含有量が０．００５０％を超えると、ＴｉとＮｂの炭窒化物が集積し易くなり、耐ＨＩＣ性を損なう。したがって、Ｎ量の上限を０．００５０％とする。なお、靭性などが要求される場合には、ＴｉＮの粗大化を抑制するため、Ｎ量を０．００３５％以下にすることが好ましい。また、ＴｉＮ、ＮｂＮなどの窒化物を利用し、加熱時のオーステナイト粒径の微細化を図る場合は、０．００１０％以上のＮを含有させることが好ましい。
Ｎ：Ｎは、不純物であり、Ｎの含有量が０．００５０％を超えると、ＴｉとＮｂの炭窒化物が集積し易くなり、耐ＨＩＣ性を損なう。したがって、Ｎ量の上限を０．００５０％とする。なお、靭性などが要求される場合には、ＴｉＮの粗大化を抑制するため、Ｎ量を０．００３５％以下にすることが好ましい。また、ＴｉＮ、ＮｂＮなどの窒化物を利用し、加熱時のオーステナイト粒径の微細化を図る場合は、０．００１０％以上のＮを含有させることが好ましい。
［Ｃａ］（１−１２４［Ｏ］）／１．２５［Ｓ］＞３．０
本発明では、［Ｃａ］（１−１２４［Ｏ］）／１．２５［Ｓ］、即ち、ＥＳＳＰ値を大きくすることが必要である。ＥＳＳＰ値は、Ｃａが酸化物を形成することを考慮し、ＣａＳを生成させるために必要な、Ｓ量に対するＣａ量の比である。Ｃａを添加して、ＣａＳを形成させて、Ｓを固定するためには、ＥＳＳＰ値を３．０超とすることが必要である。
本発明では、［Ｃａ］（１−１２４［Ｏ］）／１．２５［Ｓ］、即ち、ＥＳＳＰ値を大きくすることが必要である。ＥＳＳＰ値は、Ｃａが酸化物を形成することを考慮し、ＣａＳを生成させるために必要な、Ｓ量に対するＣａ量の比である。Ｃａを添加して、ＣａＳを形成させて、Ｓを固定するためには、ＥＳＳＰ値を３．０超とすることが必要である。
なお、Ｓ量が０になると、ＥＳＳＰ値は無限大になるが、この場合、ＭｎＳの生成は有り得ない。したがって、Ｃａ量が上述の範囲内にあれば、ＥＳＳＰ値の上限を規定する必要はない。
本発明においては、強度及び靱性を改善する元素として、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂのうち、１種又は２種以上の元素を添加することが好ましい。
Ｎｉ：０．５％以下
Ｎｉ：Ｎｉは、靱性及び強度の改善に有効な元素であり、耐食性の向上にも寄与するため、０．０１％以上の添加が好ましい。一方、Ｎｉは高価な元素であり、製造コストを削減するためには、上限を、０．５％に制限することが好ましい。
Ｎｉ：Ｎｉは、靱性及び強度の改善に有効な元素であり、耐食性の向上にも寄与するため、０．０１％以上の添加が好ましい。一方、Ｎｉは高価な元素であり、製造コストを削減するためには、上限を、０．５％に制限することが好ましい。
Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕ：Ｃｕは、強度の上昇に有効な元素であり、耐食性の向上にも寄与するので、０．０１％以上の添加が好ましい。一方、Ｃｕも高価な元素であり、製造コストを削減するためには、上限を、０．５％に制限することが好ましい。
Ｃｕ：Ｃｕは、強度の上昇に有効な元素であり、耐食性の向上にも寄与するので、０．０１％以上の添加が好ましい。一方、Ｃｕも高価な元素であり、製造コストを削減するためには、上限を、０．５％に制限することが好ましい。
Ｃｒ：０．５％以下
Ｃｒ：Ｃｒは、強度の上昇に有効な元素であり、０．０１％以上の添加が好ましい。一方、多量に添加すると、焼入れ性が高くなり、靱性が低下することがあるので、上限は、０．５％が好ましい。
Ｃｒ：Ｃｒは、強度の上昇に有効な元素であり、０．０１％以上の添加が好ましい。一方、多量に添加すると、焼入れ性が高くなり、靱性が低下することがあるので、上限は、０．５％が好ましい。
Ｍｏ：０．３％以下
Ｍｏ：Ｍｏは、焼入れ性を向上させると同時に、炭窒化物を形成し強度を改善する元素であり、その効果を得るためには、０．０１％以上の添加が好ましい。一方、Ｍｏは、高価な元素であり、製造コストを削減するために、上限を０．３０％にすることが好ましい。また、鋼の強度が上昇すると、ＨＩＣ性及び靱性が低下することがあるので、好ましい上限は、０．２０％である。
Ｍｏ：Ｍｏは、焼入れ性を向上させると同時に、炭窒化物を形成し強度を改善する元素であり、その効果を得るためには、０．０１％以上の添加が好ましい。一方、Ｍｏは、高価な元素であり、製造コストを削減するために、上限を０．３０％にすることが好ましい。また、鋼の強度が上昇すると、ＨＩＣ性及び靱性が低下することがあるので、好ましい上限は、０．２０％である。
Ｖ：０．１０％以下
Ｖ：Ｖは、炭化物、窒化物を形成し、強度の向上に寄与する元素であり、添加効果を得るためには、０．０１％以上の添加が好ましい。一方、０．１０％を超えるＶを添加すると、靱性の低下を招くことがあるので、上限は、０．１０％が好ましい。
Ｖ：Ｖは、炭化物、窒化物を形成し、強度の向上に寄与する元素であり、添加効果を得るためには、０．０１％以上の添加が好ましい。一方、０．１０％を超えるＶを添加すると、靱性の低下を招くことがあるので、上限は、０．１０％が好ましい。
Ｂ：０．００２０％以下
Ｂ：Ｂは、鋼の粒界に偏析して焼入れ性の向上に著しく寄与する元素である。この添加効果を得るには、０．０００１％以上のＢの添加が好ましい。一方。Ｂを過剰に添加すると、粒界への偏析が過剰になり、靱性の低下を招くことがあるので、上限は、０．００２０％が好ましい。
Ｂ：Ｂは、鋼の粒界に偏析して焼入れ性の向上に著しく寄与する元素である。この添加効果を得るには、０．０００１％以上のＢの添加が好ましい。一方。Ｂを過剰に添加すると、粒界への偏析が過剰になり、靱性の低下を招くことがあるので、上限は、０．００２０％が好ましい。
Ｍｇ：０．０１％以下
Ｍｇ：Ｍｇは、脱酸剤及び脱硫剤として作用する元素であり、特に、微細な酸化物を生じて、粒径の粗大化を抑制するので、靭性の向上に有効である。この添加効果を得るには、０．０００１％以上の添加が好ましい。一方、Ｍｇを０．０１％超添加すると、酸化物が凝集、粗大化し易くなり、ＨＩＣ性や靱性を低下させることがあるので、上限は、０．０１％が好ましい。
Ｍｇ：Ｍｇは、脱酸剤及び脱硫剤として作用する元素であり、特に、微細な酸化物を生じて、粒径の粗大化を抑制するので、靭性の向上に有効である。この添加効果を得るには、０．０００１％以上の添加が好ましい。一方、Ｍｇを０．０１％超添加すると、酸化物が凝集、粗大化し易くなり、ＨＩＣ性や靱性を低下させることがあるので、上限は、０．０１％が好ましい。
上記の成分を含有する鋼は、製鋼工程で溶製後、連続鋳造により鋼片とし、鋼片を加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる厚板圧延を施して、鋼板とされる。
加熱温度：１０００〜１２５０℃
鋼片の加熱温度が１０００℃未満であると、鋼片に析出したＮｂＣが固溶せず、粗大なＮｂＣが鋼板に残存し、耐サワー性が低下する。一方、鋼片の加熱温度が１２５０℃を超えると、鋼板の結晶粒径が粗大になり、仕上げ圧延後の金属組織が層状組織となり、耐サワー性が低下する。したがって、鋼片の加熱温度は、１０００〜１２５０℃の範囲内とする。
鋼片の加熱温度が１０００℃未満であると、鋼片に析出したＮｂＣが固溶せず、粗大なＮｂＣが鋼板に残存し、耐サワー性が低下する。一方、鋼片の加熱温度が１２５０℃を超えると、鋼板の結晶粒径が粗大になり、仕上げ圧延後の金属組織が層状組織となり、耐サワー性が低下する。したがって、鋼片の加熱温度は、１０００〜１２５０℃の範囲内とする。
仕上げ圧延後には、加速冷却を行う。加速冷却は、仕上げ圧延後、直ちに行うことが好ましい。しかし、鋼板の板厚が薄くなると、温度が低下し易くなる。そのため、本発明では、加速冷却の条件は、ポリゴナルフェライトの生成を抑制し、フェライトと低温変態相（ベイナイトやマルテンサイト）の層状組織となることを防止するため、極めて重要である。
加速冷却の冷却開始温度Ｔc：
加速冷却は、鋼板の組織を微細なアシキュラーフェライトやベイニティックフェライトにするために行うものである。加速冷却の冷却開始温度が低下すると、ポリゴナルフェライト変態が促進される。一方、Ｃ量の低減及びＭｎ量の増加により、ポリゴナルフェライト変態は抑制される。
加速冷却は、鋼板の組織を微細なアシキュラーフェライトやベイニティックフェライトにするために行うものである。加速冷却の冷却開始温度が低下すると、ポリゴナルフェライト変態が促進される。一方、Ｃ量の低減及びＭｎ量の増加により、ポリゴナルフェライト変態は抑制される。
そのため、本発明では、ポリゴナルフェライトの生成を抑制し、かつ、加速冷却の冷却開始温度を低下させるために、Ｃ量とＭｎ量の比［Ｃ／Ｍｎ］と、冷却開始温度Ｔc（℃）の積：Ｔc×［Ｃ／Ｍｎ］を、３２以下とする。なお、加速冷却の開始温度Ｔcを低下させるという観点では、Ｔc×［Ｃ／Ｍｎ］の上限は、３０が好ましく、２７が更に好ましい。
一方、冷却開始温度Ｔcが低くなり過ぎると、本発明の成分組成の範囲内で［Ｃ／Ｍｎ］を低下させても、ポリゴナルフェライトの生成を避けられないので、Ｔc×［Ｃ／Ｍｎ］の下限は４とする。また、ポリゴナルフェライトの生成を抑制するためには、Ｔc×［Ｃ／Ｍｎ］は、４．５以上が好ましく、更に好ましくは、１０以上である。
なお、加速冷却の冷却開始温度が６５０℃未満になると、ポリゴナルフェライトの生成が促進されるので、耐サワー性を確保するためには、加速冷却の冷却開始温度を６５０℃以上とすることが好ましい。
一方、耐サワー性を向上させるためには、熱間圧延の仕上げ温度を、９００〜８００℃程度に低下させ、組織を均質化することが好ましい。加速冷却の冷却開始温度は、熱間圧延の仕上げ温度以下になるので、加速冷却の冷却開始温度を、８００℃以下にすることが好ましい。
加速冷却の冷却速度：１０〜４０℃／ｓ
加速冷却は、鋼板の組織を微細なアシキュラーフェライトやベイニティックフェライトにするために行うものである。ポリゴナルフェライト変態を抑制し、パーライトの生成を防止するには、冷却速度を１０℃／ｓ以上にすることが必要である。
加速冷却は、鋼板の組織を微細なアシキュラーフェライトやベイニティックフェライトにするために行うものである。ポリゴナルフェライト変態を抑制し、パーライトの生成を防止するには、冷却速度を１０℃／ｓ以上にすることが必要である。
一方、加速冷却の冷却速度が４０℃／ｓを超えると、マルテンサイトが過剰に生成して、硬度が不均一になり、耐サワー性及び靭性が低下する。したがって、加速冷却の冷却速度は１０〜４０℃／ｓとする。なお、冷却速度は鋼板の板厚中心での速度である。
加速冷却の停止温度：２００〜５００℃
加速冷却の停止温度は、マルテンサイトの生成を抑制するために、２００〜５００℃の範囲内とする。ポリゴナルフェライト変態を抑制し、パーライトの生成を防止するには、加速冷却の停止温度を５００℃以下にすることが必要である。
加速冷却の停止温度は、マルテンサイトの生成を抑制するために、２００〜５００℃の範囲内とする。ポリゴナルフェライト変態を抑制し、パーライトの生成を防止するには、加速冷却の停止温度を５００℃以下にすることが必要である。
一方、加速冷却の停止速度が２００℃未満になると、マルテンサイトが過剰に生成して、硬度が不均一になり、耐サワー性及び靭性が低下する。
更に、層状組織の生成を抑制するには、仕上げ圧延の温度、圧下比、圧延後の加速冷却の冷却開始温度を制御することが好ましい。
仕上げ温度：８００℃以上
熱間圧延の仕上げ温度は、組織を均質にするために、８００℃以上とすることが好ましい。これは、成分組成よっては、８００℃未満でフェライトが生成して、圧延後の鋼板の組織が層状になり、耐サワー性が損なわれることがあるからである。また、仕上げ圧延の条件によっては、鋼板に加工フェライトが残存し、靭性が損なわれることがある。
熱間圧延の仕上げ温度は、組織を均質にするために、８００℃以上とすることが好ましい。これは、成分組成よっては、８００℃未満でフェライトが生成して、圧延後の鋼板の組織が層状になり、耐サワー性が損なわれることがあるからである。また、仕上げ圧延の条件によっては、鋼板に加工フェライトが残存し、靭性が損なわれることがある。
９５０℃以下の圧下比Ｒ：３．１２５超
仕上げ圧延では、結晶粒径を微細化するために、圧延温度と圧下比とを制御することが必要である。特に、低温での圧下比を大きくして、仕上げ圧延を行うことにより、鋼板の組織を微細にすることができる。圧延温度が９５０℃を超えている場合、再結晶が生じるので、９５０℃以下での圧下比Ｒが重要である。
仕上げ圧延では、結晶粒径を微細化するために、圧延温度と圧下比とを制御することが必要である。特に、低温での圧下比を大きくして、仕上げ圧延を行うことにより、鋼板の組織を微細にすることができる。圧延温度が９５０℃を超えている場合、再結晶が生じるので、９５０℃以下での圧下比Ｒが重要である。
また、９５０℃以下での圧下比が、３．１２５以下であると、組織が均質にならず、耐サワー性が低下することがある。したがって、９５０℃以下、仕上げ圧延が終了するまでの圧下比を３．１２５超とすることが好ましく、４以上が更に好ましい。９５０℃以下での圧下比の上限は規定しないが、スラブ厚及び仕上げ圧延後の板厚を考慮すると、２０が好ましい上限である。９５０℃以下から仕上げ圧延が終了するまでの圧下比は、９５０℃における板厚に対する圧延後の板厚の比である。
２０／（Ｒ−３）＋６４０≦Ｔc≦８００
本発明では、熱間圧延後、そのまま加速冷却を行うため、加速冷却の冷却開始温度は、熱間圧延の仕上げ温度以下になる。耐サワー性を向上させるためには、熱間圧延の仕上げ温度を９００〜８００℃程度に低下させることが好ましい。したがって、加速冷却の冷却開始温度も、８００℃以下にすることが好ましい。
本発明では、熱間圧延後、そのまま加速冷却を行うため、加速冷却の冷却開始温度は、熱間圧延の仕上げ温度以下になる。耐サワー性を向上させるためには、熱間圧延の仕上げ温度を９００〜８００℃程度に低下させることが好ましい。したがって、加速冷却の冷却開始温度も、８００℃以下にすることが好ましい。
一方、仕上げ圧延の圧下比を大きくすると、板厚が薄くなるため、加速冷却の開始が遅れ、冷却開始温度が低下する。しかし、仕上げ圧延の圧下比の増大により、結晶粒径が微細化するため、冷却開始温度が低下しても、層状組織になることを防止することができる。そのため、圧下比を高め、冷却開始温度Ｔcを低下させれば、耐サワー性に優れた薄手の鋼板を製造する際の製造条件の許容範囲が広がることになる。
したがって、９５０℃以下、仕上げ圧延までの圧下比Ｒと冷却開始温度Ｔcの関係が、
２０／（Ｒ−３）＋６４０≦Ｔc≦８００
との関係を満足すれば、金属組織が層状組織にならず、良好な耐サワー性が得られ、しかも、製造条件の許容範囲を広げることができる。
２０／（Ｒ−３）＋６４０≦Ｔc≦８００
との関係を満足すれば、金属組織が層状組織にならず、良好な耐サワー性が得られ、しかも、製造条件の許容範囲を広げることができる。
表１に示す化学成分を有する鋼を転炉、二次精錬で溶製し、連続鋳造で２５０ｍｍ厚の鋼片を製造した。得られた鋼片を表２に示す条件で熱間圧延を行い、鋼板とした。製造後の鋼板のＨＩＣ性をＮＡＣＥ試験によって評価した。ＮＡＣＥ試験の条件は、５％ＮａＣｌ溶液＋０．５％酢酸、ｐＨ２．７の溶液中に硫化水素ガスを飽和させて、浸漬時間を９６時間とし、割れの有無を観察し、ＨＩＣ破面率（ＣＡＲ）を測定した。
結果を表２に示す。Ｎｏ．１〜１１は、鋼板の成分及び製造条件が本発明の範囲内であり、ＣＡＲが５％以下となり、良好な耐サワー性を有している。一方、Ｎｏ．１２は、ＥＳＳＰ値が本発明の範囲よりも低く、耐サワー性が低下した例である。また、Ｎｏ．１３及び１４は、Ｃ量が多く、Ｔc×［Ｃ／Ｍｎ］も大きくなり、耐ＨＩＣ性が低下した例である。Ｎｏ．１５は、冷却開始温度が低く、耐サワー性が劣化した例である。
前述したように、本発明によれば、熱間圧延の加熱温度、板厚が変動した場合であっても、耐サワー性に優れたラインパイプ用鋼板を提供することが可能になる。したがって、本発明は、産業上の貢献が極めて顕著であり、産業上の利用可能性が大きいものである。
Claims (7)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．０６、
Ｓｉ：０．１〜０．５％、
Ｍｎ：１．０〜１．５％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．０４０％、
Ｃａ：０．００１〜０．００４％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
を含有し、
Ａｌ：０．０８％以下、
Ｐ： ０．０１５％以下、
Ｓ： ０．０００８％以下、
Ｏ： ０．００３０％以下、
Ｎ： ０．００５０％以下
に制限し、Ｃａ、Ｏ、及び、Ｓの含有量が、
［Ｃａ］（１−１２４［Ｏ］）／１．２５［Ｓ］＞３．０
を満足する鋼片を１０００〜１２５０℃に再加熱後、粗圧延を行い、更に、仕上げ圧延を行い、Ｃ量とＭｎ量との比［Ｃ／Ｍｎ］と冷却開始温度Ｔcとが、
４≦Ｔc×［Ｃ／Ｍｎ］≦３２
を満足するように、冷却速度が１０〜４０℃／ｓの加速冷却を、前記冷却開始温度Ｔcから開始し、２００〜５００℃で該加速冷却を停止する
ことを特徴とする耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法。 - 仕上げ温度を８００℃以上とし、９５０℃以下の圧下比Ｒを３．１２５超として、前記仕上げ圧延を行い、該仕上げ圧延の圧下比Ｒと冷却開始温度Ｔcとが、
２０／（Ｒ−３）＋６４０≦ Ｔc ≦８００
を満足することを特徴とする請求項１に記載の耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法。 - 前記冷却開始温度Ｔcが、６５０〜８００℃の範囲内であることを特徴とする請求項１又は２に記載の耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法。
- 前記鋼片が、更に、質量％で、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｃｒ：０．５％以下、
Ｍｏ：０．３％以下、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法。 - 前記鋼片が、更に、質量％で、
Ｖ：０．１０％以下
を含有することを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法。 - 前記鋼片が、更に、質量％で、
Ｂ：０．００２０％以下
を含有することを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法。 - 前記鋼片が、更に、質量％で、
Ｍｇ：０．０１％以下、
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項１〜６の何れか１項に記載の耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法。
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