JP3218447B2 - 優れた低温靱性を有する耐サワー薄手高強度鋼板の製造方法 - Google Patents
優れた低温靱性を有する耐サワー薄手高強度鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は優れた低温靱性を有する
耐サワーラインパイプ用鋼板（米国石油協会（ＡＰＩ）
規格Ｘ６０以上の強度、板厚１５ｍｍ以下）の製造に関
するものであり、鉄鋼業では厚板ミルに適用することが
望ましい。
耐サワーラインパイプ用鋼板（米国石油協会（ＡＰＩ）
規格Ｘ６０以上の強度、板厚１５ｍｍ以下）の製造に関
するものであり、鉄鋼業では厚板ミルに適用することが
望ましい。
【０００２】
【従来の技術】寒冷地、オフショアーにおける原油、天
然ガス輸送用大径ラインパイプに対しては、高強度、優
れた低温靱性および現地溶接性が要求される。さらに最
近は、海水の注入による原油・ガス井戸のサワー化や劣
悪資源の開発に伴うパイプラインのサワー化が進行し、
耐水素誘起割れ性が求められるようになった。
然ガス輸送用大径ラインパイプに対しては、高強度、優
れた低温靱性および現地溶接性が要求される。さらに最
近は、海水の注入による原油・ガス井戸のサワー化や劣
悪資源の開発に伴うパイプラインのサワー化が進行し、
耐水素誘起割れ性が求められるようになった。
【０００３】従来、優れた耐水素誘起割れ性は、鋼の
高純度・高清浄度化、硫化物系介在物のＣａ添加によ
る形態制御、連続鋳造時の軽圧下による中心偏析の低
減、加速冷却による中心偏析部のミクロ組織の改善、
などの技術を駆使して達成されてきた（例えば特公昭６
３−００１３６９号公報、特開昭６２−１１２７２２号
公報）。
高純度・高清浄度化、硫化物系介在物のＣａ添加によ
る形態制御、連続鋳造時の軽圧下による中心偏析の低
減、加速冷却による中心偏析部のミクロ組織の改善、
などの技術を駆使して達成されてきた（例えば特公昭６
３−００１３６９号公報、特開昭６２−１１２７２２号
公報）。
【０００４】特に、加速冷却の適用は中心偏析部を含む
ミクロ組織を改善し、耐水素誘起割れ性の向上に非常に
有効な手段であり、このためにはＡｒ3 （変態開始温
度）以上の温度からの冷却開始が必須である。しかしな
がら従来の厚板圧延においては、板厚が１５ｍｍ以下で
あるような薄手鋼板は圧延中の鋼板温度の降下が大きい
ため、Ａｒ3 以上の温度から加速冷却を開始することは
困難であった。そこで加速冷却を適用せずに圧延ままで
耐サワー薄手鋼板を製造する技術として、例えば特開昭
６１−２７９６２１号公報に示されるように圧延前の鋼
片（スラブ）を高温で長時間保持する均熱拡散処理とブ
レークダウンを実施することによって中心偏析を低減
し、耐サワー性を確保する方法を実施してきた。しかし
ながら鋼片（スラブ）の均熱拡散処理はオーステナイト
（γ）粒やＴｉＮを粗大化させるため、母材や溶接熱影
響部のミクロ組織が粗大化してしまい良好な低温靱性が
得られなかった。また、均熱拡散処理およびブレークダ
ウンは製造コストの大幅な増加をもたらしていた。
ミクロ組織を改善し、耐水素誘起割れ性の向上に非常に
有効な手段であり、このためにはＡｒ3 （変態開始温
度）以上の温度からの冷却開始が必須である。しかしな
がら従来の厚板圧延においては、板厚が１５ｍｍ以下で
あるような薄手鋼板は圧延中の鋼板温度の降下が大きい
ため、Ａｒ3 以上の温度から加速冷却を開始することは
困難であった。そこで加速冷却を適用せずに圧延ままで
耐サワー薄手鋼板を製造する技術として、例えば特開昭
６１−２７９６２１号公報に示されるように圧延前の鋼
片（スラブ）を高温で長時間保持する均熱拡散処理とブ
レークダウンを実施することによって中心偏析を低減
し、耐サワー性を確保する方法を実施してきた。しかし
ながら鋼片（スラブ）の均熱拡散処理はオーステナイト
（γ）粒やＴｉＮを粗大化させるため、母材や溶接熱影
響部のミクロ組織が粗大化してしまい良好な低温靱性が
得られなかった。また、均熱拡散処理およびブレークダ
ウンは製造コストの大幅な増加をもたらしていた。
【０００５】また、ＡＰＩ規格Ｘ６０を満足するような
耐サワー高強度鋼板においては、例えば特開昭６３−１
３４６４７号公報、特開平１−０９６３２９号公報、特
開平２−００８３２２号公報に示されるようにＮｂの析
出硬化を積極的に利用してきた。しかしながら本発明者
らの研究の結果、鋼片（スラブ）の加熱時に溶け残った
粗大なＮｂ析出物（Ｎｂ（ＣＮ））が水素誘起割れの起
点となって耐水素誘起割れ性を劣化させることが明らか
になった。このようなＮｂ析出物を加熱時に完全に固溶
させるためには鋼片（スラブ）の加熱温度をかなりの高
温にする必要があり、その結果加熱γ粒が粗大化して低
温靱性に悪影響を及ぼしていた。
耐サワー高強度鋼板においては、例えば特開昭６３−１
３４６４７号公報、特開平１−０９６３２９号公報、特
開平２−００８３２２号公報に示されるようにＮｂの析
出硬化を積極的に利用してきた。しかしながら本発明者
らの研究の結果、鋼片（スラブ）の加熱時に溶け残った
粗大なＮｂ析出物（Ｎｂ（ＣＮ））が水素誘起割れの起
点となって耐水素誘起割れ性を劣化させることが明らか
になった。このようなＮｂ析出物を加熱時に完全に固溶
させるためには鋼片（スラブ）の加熱温度をかなりの高
温にする必要があり、その結果加熱γ粒が粗大化して低
温靱性に悪影響を及ぼしていた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は優れた低温靱
性を有する耐サワー薄手高強度鋼板（ＡＰＩＸ６０以上
の強度、板厚１５ｍｍ以下）を低コストで製造する方法
を提供するものである。
性を有する耐サワー薄手高強度鋼板（ＡＰＩＸ６０以上
の強度、板厚１５ｍｍ以下）を低コストで製造する方法
を提供するものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは下記のとおりである。 （１）重量％で Ｃ：０．０４〜０．１４％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．８〜１．６％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．００１％以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％、 Ｎ：０．００１〜０．００５％、 Ｏ：０．００３％以下 を含有し、かつ０．５≦［Ｃａ］（１−１２４［Ｏ］）
／１．２５［Ｓ］≦７．０を満足し、残部が鉄および不
可避的不純物からなる鋼片を、９００〜１２００℃に加
熱後、１０００℃以下において累積圧下量が６０％以上
で、かつパス回数の６０％以上は１パス当りの圧下率が
１５％以上となる圧延を行い、Ａｒ 3 以上９８０℃以下
で圧延を終了した後、Ａｒ3 以上の温度から５〜４０℃
／秒の冷却速度で３５０〜６００℃まで加速冷却し、そ
の後放冷することを特徴とする板厚１５ｍｍ以下の優れ
た低温靱性を有する耐サワー薄手高強度鋼板の製造方
法。
ろは下記のとおりである。 （１）重量％で Ｃ：０．０４〜０．１４％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．８〜１．６％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．００１％以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％、 Ｎ：０．００１〜０．００５％、 Ｏ：０．００３％以下 を含有し、かつ０．５≦［Ｃａ］（１−１２４［Ｏ］）
／１．２５［Ｓ］≦７．０を満足し、残部が鉄および不
可避的不純物からなる鋼片を、９００〜１２００℃に加
熱後、１０００℃以下において累積圧下量が６０％以上
で、かつパス回数の６０％以上は１パス当りの圧下率が
１５％以上となる圧延を行い、Ａｒ 3 以上９８０℃以下
で圧延を終了した後、Ａｒ3 以上の温度から５〜４０℃
／秒の冷却速度で３５０〜６００℃まで加速冷却し、そ
の後放冷することを特徴とする板厚１５ｍｍ以下の優れ
た低温靱性を有する耐サワー薄手高強度鋼板の製造方
法。
【０００８】（２）重量％で Ｎｉ：０．１〜０．５％、 Ｍｏ：０．１〜０．５％、 Ｃｒ：０．１〜０．５％、 Ｃｕ：０．１〜０．５％、 Ｖ：０．０１〜０．１％ の１種以上を含有することを特徴とする前項１記載の板
厚１５ｍｍ以下の優れた低温靱性を有する耐サワー薄手
高強度鋼板の製造方法。
厚１５ｍｍ以下の優れた低温靱性を有する耐サワー薄手
高強度鋼板の製造方法。
【０００９】以下、本発明について詳細に説明する。本
発明はＮｂを添加しない鋼において、鋼片（スラブ）の
均熱拡散処理およびブレークダウンを実施せずに圧延後
の加速冷却を適用することで優れた低温靱性を有する薄
手（板厚１５ｍｍ以下）耐サワー高強度鋼板を製造する
方法である。本発明の技術的思想は、Ｎｂを添加しない
鋼において、鋼片（スラブ）加熱温度の低温化によっ
て加熱γ粒の粗大化を抑制し、γ低温域（１０００℃
以下）での圧延において１パス当りの圧下率を１５％以
上に増加させることで強圧下を行いγ組織を極限まで微
細化するとともに圧延終了温度をＡｒ3 以上に確保し、
圧延後の加速冷却によって中心偏析部のミクロ組織を
改善して組織の微細化と変態強化をはかり、優れた低温
靱性を有する板厚１５ｍｍ以下の耐サワー高強度鋼板を
低コストで製造することにある。本発明でＮｂを添加し
ない理由はＮｂ添加鋼では加熱時に溶け残った粗大なＮ
ｂ析出物（Ｎｂ（ＣＮ））が水素誘起割れの起点になる
という本発明者らの知見に基づく。また、圧延方法であ
るは本発明の特徴であり、γ低温域で１パス当りの圧
下率を１５％以上に増加させると鋼板温度の降下の小さ
い圧延が可能となり、板厚１５ｍｍ以下の薄手鋼板にお
いてもγ低温域（Ａｒ3 〜１０００℃）で累積圧下量が
６０％以上となるような強圧下が可能となる。このよう
に１パス当りの圧下率の大きい圧下をγ低温域で数多く
累積することによって再結晶によるγ粒の細粒化が促進
される。１パス当りの圧下率を１５％以上に増加させる
ことで鋼板温度の降下の小さい圧延が可能となるのは、
パス回数の減少に伴うロール抜熱量の減少や加工発熱量
の増大などによる。図１に本発明法と従来法の圧延・冷
却工程における鋼板温度の履歴を模式的に示す。
発明はＮｂを添加しない鋼において、鋼片（スラブ）の
均熱拡散処理およびブレークダウンを実施せずに圧延後
の加速冷却を適用することで優れた低温靱性を有する薄
手（板厚１５ｍｍ以下）耐サワー高強度鋼板を製造する
方法である。本発明の技術的思想は、Ｎｂを添加しない
鋼において、鋼片（スラブ）加熱温度の低温化によっ
て加熱γ粒の粗大化を抑制し、γ低温域（１０００℃
以下）での圧延において１パス当りの圧下率を１５％以
上に増加させることで強圧下を行いγ組織を極限まで微
細化するとともに圧延終了温度をＡｒ3 以上に確保し、
圧延後の加速冷却によって中心偏析部のミクロ組織を
改善して組織の微細化と変態強化をはかり、優れた低温
靱性を有する板厚１５ｍｍ以下の耐サワー高強度鋼板を
低コストで製造することにある。本発明でＮｂを添加し
ない理由はＮｂ添加鋼では加熱時に溶け残った粗大なＮ
ｂ析出物（Ｎｂ（ＣＮ））が水素誘起割れの起点になる
という本発明者らの知見に基づく。また、圧延方法であ
るは本発明の特徴であり、γ低温域で１パス当りの圧
下率を１５％以上に増加させると鋼板温度の降下の小さ
い圧延が可能となり、板厚１５ｍｍ以下の薄手鋼板にお
いてもγ低温域（Ａｒ3 〜１０００℃）で累積圧下量が
６０％以上となるような強圧下が可能となる。このよう
に１パス当りの圧下率の大きい圧下をγ低温域で数多く
累積することによって再結晶によるγ粒の細粒化が促進
される。１パス当りの圧下率を１５％以上に増加させる
ことで鋼板温度の降下の小さい圧延が可能となるのは、
パス回数の減少に伴うロール抜熱量の減少や加工発熱量
の増大などによる。図１に本発明法と従来法の圧延・冷
却工程における鋼板温度の履歴を模式的に示す。
【００１０】以下、化学成分の限定理由について説明す
る。Ｃ量はＡＰＩＸ６０以上の高強度鋼では必然的に多
くなるが、Ｃ量の増加はスラブの中心偏析におけるＭｎ
やＰの偏析を強めて耐水素誘起割れ性を著しく劣化させ
るためその上限を０．１４％とした。下限は強度・低温
靱性を確保するため０．０４％とした。
る。Ｃ量はＡＰＩＸ６０以上の高強度鋼では必然的に多
くなるが、Ｃ量の増加はスラブの中心偏析におけるＭｎ
やＰの偏析を強めて耐水素誘起割れ性を著しく劣化させ
るためその上限を０．１４％とした。下限は強度・低温
靱性を確保するため０．０４％とした。
【００１１】Ｍｎ、Ｐは中心偏析の度合が強く耐水素誘
起割れ性を著しく劣化させる元素である。したがって、
中心偏析を軽減して耐水素誘起割れ性を確保するために
Ｍｎ量の上限を１．６％、Ｐ量の上限を０．０１５％と
した。Ｍｎ量の下限は母材および溶接部の強度・低温靱
性を確保するため０．８％とした。一方、Ｐ量は少ない
ほど耐水素誘起割れ性が向上する。
起割れ性を著しく劣化させる元素である。したがって、
中心偏析を軽減して耐水素誘起割れ性を確保するために
Ｍｎ量の上限を１．６％、Ｐ量の上限を０．０１５％と
した。Ｍｎ量の下限は母材および溶接部の強度・低温靱
性を確保するため０．８％とした。一方、Ｐ量は少ない
ほど耐水素誘起割れ性が向上する。
【００１２】Ｔｉは微細なＴｉＮを形成し、スラブ加熱
時および溶接時の加熱オーステナイト粒の粗大化を抑制
し、母材靱性およびＨＡＺ靱性を改善する。Ｔｉ量の下
限はその効果を発揮するため０．００５％とし、上限は
ＨＡＺ靱性や現地溶接性を劣化させないために０．０３
％とした。Ｓｉは多く添加すると現地溶接性、ＨＡＺ靱
性を劣化させるため、その上限を０．６％とした。鋼の
脱酸はＡｌ，Ｔｉのみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも
添加する必要はない。
時および溶接時の加熱オーステナイト粒の粗大化を抑制
し、母材靱性およびＨＡＺ靱性を改善する。Ｔｉ量の下
限はその効果を発揮するため０．００５％とし、上限は
ＨＡＺ靱性や現地溶接性を劣化させないために０．０３
％とした。Ｓｉは多く添加すると現地溶接性、ＨＡＺ靱
性を劣化させるため、その上限を０．６％とした。鋼の
脱酸はＡｌ，Ｔｉのみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも
添加する必要はない。
【００１３】本発明鋼においては不純物であるＳを０．
００１％以下とし、かつＣａを添加して、０．５≦［Ｃ
ａ］（１−１２４［Ｏ］）／１．２５［Ｓ］≦７．０と
する。ＳはＭｎＳ系介在物を形成し、ＭｎＳは圧延で伸
長してＨＩＣの発生起点となる。これを防止するには、
介在物の絶対量を低減するとともに、硫化物の形態を制
御して圧延で延伸化し難いＣａＳ（−Ｏ）としなければ
ならない。そこでＳ量を０．００１％以下とし、Ｃａを
０．００１〜０．００５％添加し、Ｃａによる硫化物の
形態制御を十分に行うため、ＥＳＳＰ＝［Ｃａ］（１−
１２４［Ｏ］）／１．２５［Ｓ］≧０．５とした。しか
しＥＳＳＰが大きすぎると、Ｃａ系介在物が増加してＨ
ＩＣの発生起点となるので、その上限を７．０とした。
００１％以下とし、かつＣａを添加して、０．５≦［Ｃ
ａ］（１−１２４［Ｏ］）／１．２５［Ｓ］≦７．０と
する。ＳはＭｎＳ系介在物を形成し、ＭｎＳは圧延で伸
長してＨＩＣの発生起点となる。これを防止するには、
介在物の絶対量を低減するとともに、硫化物の形態を制
御して圧延で延伸化し難いＣａＳ（−Ｏ）としなければ
ならない。そこでＳ量を０．００１％以下とし、Ｃａを
０．００１〜０．００５％添加し、Ｃａによる硫化物の
形態制御を十分に行うため、ＥＳＳＰ＝［Ｃａ］（１−
１２４［Ｏ］）／１．２５［Ｓ］≧０．５とした。しか
しＥＳＳＰが大きすぎると、Ｃａ系介在物が増加してＨ
ＩＣの発生起点となるので、その上限を７．０とした。
【００１４】上記に関連してＯ量を０．００３％以下に
限定した。これはＨＩＣの起点となる酸化物系介在物を
低減し、Ｃａ量で硫化物の形態制御を行うためである。
Ａｌは脱酸元素として鋼に含まれる元素であるが、脱酸
はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、必ずしも添加する
必要はない。Ａｌ量が０．０６％超になるとＡｌ系非金
属介在物が増加して鋼の清浄度を害するので、その上限
を０．０６％とした。
限定した。これはＨＩＣの起点となる酸化物系介在物を
低減し、Ｃａ量で硫化物の形態制御を行うためである。
Ａｌは脱酸元素として鋼に含まれる元素であるが、脱酸
はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、必ずしも添加する
必要はない。Ａｌ量が０．０６％超になるとＡｌ系非金
属介在物が増加して鋼の清浄度を害するので、その上限
を０．０６％とした。
【００１５】ＮはＴｉＮを形成しスラブ再加熱時や溶接
時のγ粒の粗大化抑制を通じて母材、ＨＡＺ靱性を向上
させる。このために必要な最小量は０．００１％であ
る。しかし多過ぎるとスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡ
Ｚ靱性劣化の原因となるので、その上限は０．００５％
以下に抑える必要がある。次に選択元素であるＮｉ、Ｍ
ｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｖを添加する理由について説明する。
基本となる成分にさらにこれらの元素を添加する主な目
的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく強度、靱
性などの特性の向上をはかるためである。従って、その
添加量は自ら制限されるべき性質のものであり、下限は
これらの実質的な効果が得られる最小量である。
時のγ粒の粗大化抑制を通じて母材、ＨＡＺ靱性を向上
させる。このために必要な最小量は０．００１％であ
る。しかし多過ぎるとスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡ
Ｚ靱性劣化の原因となるので、その上限は０．００５％
以下に抑える必要がある。次に選択元素であるＮｉ、Ｍ
ｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｖを添加する理由について説明する。
基本となる成分にさらにこれらの元素を添加する主な目
的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく強度、靱
性などの特性の向上をはかるためである。従って、その
添加量は自ら制限されるべき性質のものであり、下限は
これらの実質的な効果が得られる最小量である。
【００１６】Ｎｉは溶接性及びＨＡＺ靱性に悪影響を及
ぼすことなく母材の強度、靱性を向上させるが、過剰な
添加は溶接性に好ましくないため上限を０．５％とし
た。Ｍｏは母材の強度、靱性をともに向上させるが、過
剰な添加は母材及びＨＡＺの靱性、溶接性の劣化を招く
ため、上限を０．５％とした。ＣｒはＣＣスラブにおい
て中心偏析し難く、かつ母材の強度を向上させるが、過
剰な添加は母材及びＨＡＺの靱性、溶接性を劣化させる
ため、上限を０．５％とした。
ぼすことなく母材の強度、靱性を向上させるが、過剰な
添加は溶接性に好ましくないため上限を０．５％とし
た。Ｍｏは母材の強度、靱性をともに向上させるが、過
剰な添加は母材及びＨＡＺの靱性、溶接性の劣化を招く
ため、上限を０．５％とした。ＣｒはＣＣスラブにおい
て中心偏析し難く、かつ母材の強度を向上させるが、過
剰な添加は母材及びＨＡＺの靱性、溶接性を劣化させる
ため、上限を０．５％とした。
【００１７】ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果を有するが、
過剰な添加は熱間圧延時にＣｕ−クラックを発生し製造
が困難となるため、上限を０．５％とした。ＶはＮｂと
ほぼ同様な効果を有し、ミクロ組織の微細化による靱性
の向上や、焼入れ性の増大、析出硬化による強度の向上
を可能とする。しかし、過剰な添加はＨＡＺ靱性、溶接
性の劣化を招くため、上限を０．１％とした。
過剰な添加は熱間圧延時にＣｕ−クラックを発生し製造
が困難となるため、上限を０．５％とした。ＶはＮｂと
ほぼ同様な効果を有し、ミクロ組織の微細化による靱性
の向上や、焼入れ性の増大、析出硬化による強度の向上
を可能とする。しかし、過剰な添加はＨＡＺ靱性、溶接
性の劣化を招くため、上限を０．１％とした。
【００１８】次に製造方法の限定理由について述べる。
鋼片の加熱温度は９００〜１２００℃としなければなら
ない。これは加熱γ粒の粗大化を抑制するとともに圧延
終了温度をＡｒ3 以上に確保するためである。加熱温度
が９００℃未満では圧延終了温度をＡｒ3 以上に確保す
ることは困難である。加熱温度が１２００℃を超えると
加熱γ粒が粗大化してしまい変態後のミクロ組織が十分
に微細化せず低温靱性が劣化する。望ましい加熱温度は
９５０〜１１００℃である。
鋼片の加熱温度は９００〜１２００℃としなければなら
ない。これは加熱γ粒の粗大化を抑制するとともに圧延
終了温度をＡｒ3 以上に確保するためである。加熱温度
が９００℃未満では圧延終了温度をＡｒ3 以上に確保す
ることは困難である。加熱温度が１２００℃を超えると
加熱γ粒が粗大化してしまい変態後のミクロ組織が十分
に微細化せず低温靱性が劣化する。望ましい加熱温度は
９５０〜１１００℃である。
【００１９】続く１０００℃以下での圧延において累積
圧下量を６０％以上とし、かつパス回数の６０％以上は
１パス当りの圧下率が１５％以上とし、Ａｒ3 〜９８０
℃で圧延を終了しなければならない。これは本発明の特
徴であり、板厚が１５ｍｍ以下の鋼板においても１パス
当りの圧下率を大きくすることによって鋼板温度の降下
が小さくなり、γ低温域での強圧下によってγ組織を微
細化できる新しい方法である。１パス当りの圧下率が１
５％以上となるパス回数の割合が６０％未満であると圧
延中の鋼板温度の降下が大きくなり、Ａｒ3 〜１０００
℃での累積圧下量が６０％以上となるような強圧下がで
きずに圧延終了温度がＡｒ3 未満となってしまう。Ａｒ
3 〜１０００℃での累積圧下量が６０％未満であるとγ
組織の微細化が不十分となり、変態後のミクロ組織が十
分に微細化せず良好な低温靱性が得られない。圧延終了
温度が９８０℃を超えると再結晶によるγ粒の細粒化が
不十分となって、変態後のミクロ組織が十分に微細化し
ない。一方、圧延終了温度がＡｒ3 未満になると変態の
進行に伴って中心偏析部へＣが濃化し、硬化組織が形成
されて耐水素誘起割れ性が劣化する。
圧下量を６０％以上とし、かつパス回数の６０％以上は
１パス当りの圧下率が１５％以上とし、Ａｒ3 〜９８０
℃で圧延を終了しなければならない。これは本発明の特
徴であり、板厚が１５ｍｍ以下の鋼板においても１パス
当りの圧下率を大きくすることによって鋼板温度の降下
が小さくなり、γ低温域での強圧下によってγ組織を微
細化できる新しい方法である。１パス当りの圧下率が１
５％以上となるパス回数の割合が６０％未満であると圧
延中の鋼板温度の降下が大きくなり、Ａｒ3 〜１０００
℃での累積圧下量が６０％以上となるような強圧下がで
きずに圧延終了温度がＡｒ3 未満となってしまう。Ａｒ
3 〜１０００℃での累積圧下量が６０％未満であるとγ
組織の微細化が不十分となり、変態後のミクロ組織が十
分に微細化せず良好な低温靱性が得られない。圧延終了
温度が９８０℃を超えると再結晶によるγ粒の細粒化が
不十分となって、変態後のミクロ組織が十分に微細化し
ない。一方、圧延終了温度がＡｒ3 未満になると変態の
進行に伴って中心偏析部へＣが濃化し、硬化組織が形成
されて耐水素誘起割れ性が劣化する。
【００２０】圧延後はＡｒ3 以上の温度から５〜４０℃
／秒の冷却速度で３５０〜６００℃まで加速冷却し、そ
の後放冷しなければならない。加速冷却は中心偏析部を
含むミクロ組織を改善して耐水素誘起割れ性を向上させ
るとともに、ミクロ組織の微細化による低温靱性の向上
と変態強化による高強度化を可能にする。冷却開始温度
がＡｒ3 未満であったり、冷却速度が５℃／秒未満であ
ったり、冷却停止温度が６００℃を超えたりすると、変
態に伴う中心偏析部へのＣの濃化によって硬化組織が形
成されて耐水素誘起割れ性が劣化するとともに、ミクロ
組織の微細化や変態強化が不十分となって低温靱性や強
度が劣化する。一方、冷却速度が４０℃／秒を超えたり
水冷停止温度が３５０℃未満であったりすると、低温変
態生成物が形成されて耐水素誘起割れ性および低温靱性
が劣化する。
／秒の冷却速度で３５０〜６００℃まで加速冷却し、そ
の後放冷しなければならない。加速冷却は中心偏析部を
含むミクロ組織を改善して耐水素誘起割れ性を向上させ
るとともに、ミクロ組織の微細化による低温靱性の向上
と変態強化による高強度化を可能にする。冷却開始温度
がＡｒ3 未満であったり、冷却速度が５℃／秒未満であ
ったり、冷却停止温度が６００℃を超えたりすると、変
態に伴う中心偏析部へのＣの濃化によって硬化組織が形
成されて耐水素誘起割れ性が劣化するとともに、ミクロ
組織の微細化や変態強化が不十分となって低温靱性や強
度が劣化する。一方、冷却速度が４０℃／秒を超えたり
水冷停止温度が３５０℃未満であったりすると、低温変
態生成物が形成されて耐水素誘起割れ性および低温靱性
が劣化する。
【００２１】なお、本発明によって得られた鋼板をＡｃ
1 以下の温度に焼戻し処理しても本発明が期待する鋼板
の特性を何ら損なうものではない。また、省エネルギー
などを目的としてＣＣスラブを加熱炉にホットチャージ
して圧延してもよい。本発明により得られた鋼板は寒冷
地における耐サワーラインパイプ用のほか、耐サワー圧
力容器用としても適用できる。
1 以下の温度に焼戻し処理しても本発明が期待する鋼板
の特性を何ら損なうものではない。また、省エネルギー
などを目的としてＣＣスラブを加熱炉にホットチャージ
して圧延してもよい。本発明により得られた鋼板は寒冷
地における耐サワーラインパイプ用のほか、耐サワー圧
力容器用としても適用できる。
【００２２】
【実施例】表１に鋼片の化学成分を示す。表２に鋼板の
製造条件、機械的性質および耐水素誘起割れ性を示す。
表１、表２中の鋼１〜８は本発明鋼であり、鋼９〜２５
は比較鋼である。本発明鋼はＡＰＩ５Ｌ−Ｘ６０以上の
高強度を有し、かつ優れた低温靱性（ｖＴｒｓ≦−１２
０℃、ＢＤＷＴＴ ８５％ Ｓｈｅａｒ ＦＡＴＴ≦−
４０℃）とＮＡＣＥ溶液での優れた耐水素誘起割れ性
（割れ面積率≦１０％）を有する。一方、比較鋼は化学
成分あるいは製造条件が適当でないために低温靱性、耐
水素誘起割れ性、強度のいずれかが劣っている。鋼９、
１０、１１はそれぞれＣ量、Ｍｎ量、Ｐ量が多すぎるた
めに中心偏析が助長され耐水素誘起割れ性が劣ってい
る。鋼１２はＳ量が多すぎるためにＥＳＳＰが０．５未
満となり、硫化物系介在物の形態制御が不十分となって
耐水素誘起割れ性が劣っている。鋼１３はＴｉ量が少な
すぎるためにＴｉＮによる加熱γ粒の粗大化抑制が不十
分となって低温靱性が劣っている。鋼１４はＣａ量が少
なすぎるために硫化物系介在物の形態制御が不十分とな
り、耐水素誘起割れ性が劣っている。鋼１５はＣａ量が
多すぎるためにＥＳＳＰが７．０を超えてしまい、Ｃａ
系介在物が増加して耐水素誘起割れ性が劣っている。鋼
１６は加熱温度が９００℃未満であるためＡｒ 3 以上の
圧延終了温度が確保できず、耐水素誘起割れ性が劣って
いる。鋼１７は加熱温度が１２００℃を超えるため加熱
γ粒が粗大化してしまい低温靱性が劣っている。鋼１
８、１９は１０００℃以下での圧延において１パス当り
の圧下率が１５％以上となるパス回数の割合が６０％未
満であるため、圧延中の鋼板温度の降下が大きくなり、
Ａｒ3 〜１０００℃での累積圧下量が６０％未満でかつ
圧延終了温度がＡｒ3 未満となってしまい、低温靱性、
耐水素誘起割れ性および強度が劣っている。鋼２０は１
０００℃以下での仕上圧延開始温度が低いために圧延終
了温度がＡｒ3 未満となり、耐水素誘起割れ性が劣って
いる。鋼２１は水冷開始温度がＡｒ3 未満であるため、
鋼２２は冷却速度が５℃／秒未満であるため、鋼２４は
水冷停止温度が６００℃を超えるため、耐水素誘起割れ
性や低温靱性が劣っている。鋼２３は冷却速度が４０℃
／秒を超えるため、鋼２５は水冷停止温度が３５０℃未
満となるため、耐水素誘起割れ性および低温靱性が劣っ
ている。
製造条件、機械的性質および耐水素誘起割れ性を示す。
表１、表２中の鋼１〜８は本発明鋼であり、鋼９〜２５
は比較鋼である。本発明鋼はＡＰＩ５Ｌ−Ｘ６０以上の
高強度を有し、かつ優れた低温靱性（ｖＴｒｓ≦−１２
０℃、ＢＤＷＴＴ ８５％ Ｓｈｅａｒ ＦＡＴＴ≦−
４０℃）とＮＡＣＥ溶液での優れた耐水素誘起割れ性
（割れ面積率≦１０％）を有する。一方、比較鋼は化学
成分あるいは製造条件が適当でないために低温靱性、耐
水素誘起割れ性、強度のいずれかが劣っている。鋼９、
１０、１１はそれぞれＣ量、Ｍｎ量、Ｐ量が多すぎるた
めに中心偏析が助長され耐水素誘起割れ性が劣ってい
る。鋼１２はＳ量が多すぎるためにＥＳＳＰが０．５未
満となり、硫化物系介在物の形態制御が不十分となって
耐水素誘起割れ性が劣っている。鋼１３はＴｉ量が少な
すぎるためにＴｉＮによる加熱γ粒の粗大化抑制が不十
分となって低温靱性が劣っている。鋼１４はＣａ量が少
なすぎるために硫化物系介在物の形態制御が不十分とな
り、耐水素誘起割れ性が劣っている。鋼１５はＣａ量が
多すぎるためにＥＳＳＰが７．０を超えてしまい、Ｃａ
系介在物が増加して耐水素誘起割れ性が劣っている。鋼
１６は加熱温度が９００℃未満であるためＡｒ 3 以上の
圧延終了温度が確保できず、耐水素誘起割れ性が劣って
いる。鋼１７は加熱温度が１２００℃を超えるため加熱
γ粒が粗大化してしまい低温靱性が劣っている。鋼１
８、１９は１０００℃以下での圧延において１パス当り
の圧下率が１５％以上となるパス回数の割合が６０％未
満であるため、圧延中の鋼板温度の降下が大きくなり、
Ａｒ3 〜１０００℃での累積圧下量が６０％未満でかつ
圧延終了温度がＡｒ3 未満となってしまい、低温靱性、
耐水素誘起割れ性および強度が劣っている。鋼２０は１
０００℃以下での仕上圧延開始温度が低いために圧延終
了温度がＡｒ3 未満となり、耐水素誘起割れ性が劣って
いる。鋼２１は水冷開始温度がＡｒ3 未満であるため、
鋼２２は冷却速度が５℃／秒未満であるため、鋼２４は
水冷停止温度が６００℃を超えるため、耐水素誘起割れ
性や低温靱性が劣っている。鋼２３は冷却速度が４０℃
／秒を超えるため、鋼２５は水冷停止温度が３５０℃未
満となるため、耐水素誘起割れ性および低温靱性が劣っ
ている。
【００２３】
【表１】
【００２４】
【表２】
【００２５】
【発明の効果】本発明によって製造された耐サワー薄手
高強度鋼板は、従来の鋼に比較して非常に優れた低温靱
性を有しており、寒冷でかつサワーな環境におけるパイ
プラインの安全性が格段に向上した。また、本発明によ
って製造コストの大幅な低減が可能となった。
高強度鋼板は、従来の鋼に比較して非常に優れた低温靱
性を有しており、寒冷でかつサワーな環境におけるパイ
プラインの安全性が格段に向上した。また、本発明によ
って製造コストの大幅な低減が可能となった。
【図１】本発明法と従来法の圧延・冷却工程における鋼
板温度の履歴を模式的に示したものである。
板温度の履歴を模式的に示したものである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平５−295434（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−236420（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−112722（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−90516（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−358021（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−136929（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−9573（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/00 - 8/10 C22C 38/00 - 38/60
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ：０．０４〜０．１４％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．８〜１．６％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．００１％以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％、 Ｎ：０．００１〜０．００５％、 Ｏ：０．００３％以下 を含有し、かつ０．５≦［Ｃａ］（１−１２４［Ｏ］）
／１．２５［Ｓ］≦７．０を満足し、残部が鉄および不
可避的不純物からなる鋼片を、９００〜１２００℃に加
熱後、１０００℃以下において累積圧下量が６０％以上
で、かつパス回数の６０％以上は１パス当りの圧下率が
１５％以上となる圧延を行い、Ａｒ 3 以上９８０℃以下
で圧延を終了した後、Ａｒ3 以上の温度から５〜４０℃
／秒の冷却速度で３５０〜６００℃まで加速冷却し、そ
の後放冷することを特徴とする板厚１５ｍｍ以下の優れ
た低温靱性を有する耐サワー薄手高強度鋼板の製造方
法。 - 【請求項２】 重量％で Ｎｉ：０．１〜０．５％、 Ｍｏ：０．１〜０．５％、 Ｃｒ：０．１〜０．５％、 Ｃｕ：０．１〜０．５％、 Ｖ：０．０１〜０．１％ の１種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の
板厚１５ｍｍ以下の優れた低温靱性を有する耐サワー薄
手高強度鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP08513794A JP3218447B2 (ja) | 1994-04-22 | 1994-04-22 | 優れた低温靱性を有する耐サワー薄手高強度鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP08513794A JP3218447B2 (ja) | 1994-04-22 | 1994-04-22 | 優れた低温靱性を有する耐サワー薄手高強度鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07292414A JPH07292414A (ja) | 1995-11-07 |
| JP3218447B2 true JP3218447B2 (ja) | 2001-10-15 |
Family
ID=13850272
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP08513794A Expired - Fee Related JP3218447B2 (ja) | 1994-04-22 | 1994-04-22 | 優れた低温靱性を有する耐サワー薄手高強度鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3218447B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4507669B2 (ja) * | 2004-03-31 | 2010-07-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接部靭性に優れた低温用低降伏比鋼材の製造方法 |
| KR20150126031A (ko) | 2013-03-12 | 2015-11-10 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 다층 용접 이음매 ｃｔｏｄ 특성이 우수한 후강판 및 그의 제조 방법 |
| KR101719943B1 (ko) * | 2013-03-12 | 2017-03-24 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 다층 용접 조인트 ctod 특성이 우수한 후강판 및 그 제조 방법 |
| JP6048436B2 (ja) * | 2014-03-28 | 2016-12-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 調質高張力厚鋼板及びその製造方法 |
| EP3006587B1 (en) | 2014-09-05 | 2019-04-24 | Jfe Steel Corporation | Thick steel plate having excellent ctod properties in multi-layer welded joints and method for producing same |
-
1994
- 1994-04-22 JP JP08513794A patent/JP3218447B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07292414A (ja) | 1995-11-07 |
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