JP3393314B2 - 低温靱性の優れた耐サワー高強度鋼板の製造法 - Google Patents
低温靱性の優れた耐サワー高強度鋼板の製造法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、優れた耐水素誘起割れ
性（耐ＨＩＣ性）および耐硫化物応力腐食割れ性（耐Ｓ
ＳＣ性）と米国石油協会（ＡＰＩ）規格Ｘ６５以上の強
度を有し、かつ従来よりも格段に優れた低温靱性を有す
るラインパイプ用鋼板の製造に関するものであり、鉄鋼
業においては厚板ミルに適用することが望ましい。
性（耐ＨＩＣ性）および耐硫化物応力腐食割れ性（耐Ｓ
ＳＣ性）と米国石油協会（ＡＰＩ）規格Ｘ６５以上の強
度を有し、かつ従来よりも格段に優れた低温靱性を有す
るラインパイプ用鋼板の製造に関するものであり、鉄鋼
業においては厚板ミルに適用することが望ましい。
【０００２】
【従来の技術】近年、原油・天然ガス井戸への海水の注
入や劣悪資源の開発に伴ってパイプライン環境のサワー
化が進行しており、ラインパイプには優れた耐ＨＩＣ性
と耐ＳＳＣ性が求められるようになった。また、輸送効
率の向上や薄肉化による現地溶接施工能率の向上などの
観点から高強度化の要求が年々強まっている。さらに最
近では、−４５℃以下の寒冷地でかつサワーな環境に適
用するラインパイプが要求されつつある。
入や劣悪資源の開発に伴ってパイプライン環境のサワー
化が進行しており、ラインパイプには優れた耐ＨＩＣ性
と耐ＳＳＣ性が求められるようになった。また、輸送効
率の向上や薄肉化による現地溶接施工能率の向上などの
観点から高強度化の要求が年々強まっている。さらに最
近では、−４５℃以下の寒冷地でかつサワーな環境に適
用するラインパイプが要求されつつある。
【０００３】従来、優れた耐ＨＩＣ性は、例えば特公昭
６３−００１３６９号公報、特開昭６２−１１２７２２
号公報に示されるように、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。特に圧延後の加速冷却の適用は中心偏
析部における硬化組織の生成を抑制し、耐ＨＩＣ性の向
上に非常に有効な手段である。
６３−００１３６９号公報、特開昭６２−１１２７２２
号公報に示されるように、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。特に圧延後の加速冷却の適用は中心偏
析部における硬化組織の生成を抑制し、耐ＨＩＣ性の向
上に非常に有効な手段である。
【０００４】また、高強度を有する耐サワー鋼板におい
ては、例えば特開昭６１−１４７８１３号公報、特開昭
６３−１３４６４７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高強度化を達成して
きた。しかしながら本発明者らの鋭意研究の結果、Ｎｂ
添加鋼においては、スラブ加熱時に固溶せずに溶け残っ
た粗大なＮｂ析出物（Ｎｂ炭窒化物）が鋼板中でクラス
ターを形成し、これらがＨＩＣの起点となって耐ＨＩＣ
性を劣化させることが明らかになった。Ｎｂ析出物をス
ラブ加熱時の限定された時間内で完全に固溶させるため
にはかなりの高温に加熱する必要があり、加熱γ粒の粗
大化やエネルギーコストの増大が伴っていた。
ては、例えば特開昭６１−１４７８１３号公報、特開昭
６３−１３４６４７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高強度化を達成して
きた。しかしながら本発明者らの鋭意研究の結果、Ｎｂ
添加鋼においては、スラブ加熱時に固溶せずに溶け残っ
た粗大なＮｂ析出物（Ｎｂ炭窒化物）が鋼板中でクラス
ターを形成し、これらがＨＩＣの起点となって耐ＨＩＣ
性を劣化させることが明らかになった。Ｎｂ析出物をス
ラブ加熱時の限定された時間内で完全に固溶させるため
にはかなりの高温に加熱する必要があり、加熱γ粒の粗
大化やエネルギーコストの増大が伴っていた。
【０００５】一方、特開昭６２−１８２２２１号公報に
示されるようにＮｂを添加しない鋼に加速冷却を適用す
ることにより高強度な耐サワー鋼板を製造する技術があ
る。ラインパイプの低温靱性としては脆性亀裂伝播停止
特性を現わすＢＤＷＴＴ（Ｂａｔｔｅｌｌｅ Ｄｒｏｐ
Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅｓｔ）特性が重要であ
る。特開昭６２−１８２２２１号公報に示されるＢＤＷ
ＴＴ特性は−３０℃を保証するレベルであり、最近要求
されつつある−４５℃以下の寒冷地でかつサワーな環境
においての定温靱性は保証できない。
示されるようにＮｂを添加しない鋼に加速冷却を適用す
ることにより高強度な耐サワー鋼板を製造する技術があ
る。ラインパイプの低温靱性としては脆性亀裂伝播停止
特性を現わすＢＤＷＴＴ（Ｂａｔｔｅｌｌｅ Ｄｒｏｐ
Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅｓｔ）特性が重要であ
る。特開昭６２−１８２２２１号公報に示されるＢＤＷ
ＴＴ特性は−３０℃を保証するレベルであり、最近要求
されつつある−４５℃以下の寒冷地でかつサワーな環境
においての定温靱性は保証できない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は優れた耐ＨＩ
Ｃ性および耐ＳＳＣ（ともにＮＡＣＥ環境）とＡＰＩ規
格Ｘ６５以上の強度を有し、格段に優れた低温靱性（Ｂ
ＤＷＴＴ ８５％ Ｓｈｅａｒ ＦＡＴＴ≦−４５℃）
を有するラインパイプ用鋼板の製造法を提供することを
目的とする。
Ｃ性および耐ＳＳＣ（ともにＮＡＣＥ環境）とＡＰＩ規
格Ｘ６５以上の強度を有し、格段に優れた低温靱性（Ｂ
ＤＷＴＴ ８５％ Ｓｈｅａｒ ＦＡＴＴ≦−４５℃）
を有するラインパイプ用鋼板の製造法を提供することを
目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は、重量％で
Ｃ：０．０４〜０．１４％、 Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．６〜１．６％、 Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００１％以下、 Ｖ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ａｌ：０．０２４〜０．０６％、
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〕≦８．０を満足し、さらに必要に応じ
て重量％で Ｎｉ：０．１〜０．５％、 Ｍｏ：０．１〜０．５％、 Ｃｒ：０．１〜０．５％、 Ｃｕ：０．１〜０．５％ の１種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物か
らなる鋼片を、９５０〜１１５０℃に加熱し、１０００
℃以下での累積圧下量が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％以上である圧
延をＡｒ3 以上で終了した後、Ａｒ 3 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２０ｍｍ以
上の低温靱性の優れた耐サワー高強度鋼板の製造法を要
旨とするものである。
／１．２５〔Ｓ〕≦８．０を満足し、さらに必要に応じ
て重量％で Ｎｉ：０．１〜０．５％、 Ｍｏ：０．１〜０．５％、 Ｃｒ：０．１〜０．５％、 Ｃｕ：０．１〜０．５％ の１種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物か
らなる鋼片を、９５０〜１１５０℃に加熱し、１０００
℃以下での累積圧下量が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％以上である圧
延をＡｒ3 以上で終了した後、Ａｒ 3 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２０ｍｍ以
上の低温靱性の優れた耐サワー高強度鋼板の製造法を要
旨とするものである。
【０００８】以下、本発明の技術的思想について説明す
る。本発明の思想は、Ｎｂを添加しないことによる耐
サワー性の向上、加熱温度の低温化による加熱オース
テナイト（γ）粒の粗大化抑制、γ低温域での１パス
当りの圧下率の大きい圧延によるγ組織の微細化、圧
延後の加速冷却による耐サワー性の確保と変態強化、に
よって低温靱性の優れた耐サワー高強度鋼板を製造する
ことである。
る。本発明の思想は、Ｎｂを添加しないことによる耐
サワー性の向上、加熱温度の低温化による加熱オース
テナイト（γ）粒の粗大化抑制、γ低温域での１パス
当りの圧下率の大きい圧延によるγ組織の微細化、圧
延後の加速冷却による耐サワー性の確保と変態強化、に
よって低温靱性の優れた耐サワー高強度鋼板を製造する
ことである。
【０００９】本発明者らの研究の結果、Ｎｂ添加鋼では
スラブ加熱時に溶け残った１０μｍを越す大きさのＮｂ
炭窒化物が中心偏析部近傍に１００μｍを越す領域のク
ラスターを形成し、これらがＨＩＣの起点となって耐Ｈ
ＩＣ性を劣化させることが明らかになった。このような
粗大なＮｂ炭窒化物をスラブ加熱時の限定された時間内
に完全に固溶させるためには、１２００℃を超えるよう
な高温まで加熱しなければならないのが実状である。こ
のような加熱温度の高温化は加熱γ粒の著しい粗大化を
もたらすとともに、エネルギーコストの著しい増大をま
ねく。そこで本発明では、Ｎｂを添加しないことでＮｂ
炭窒化物の生成を防止して耐ＨＩＣ性の向上を図る。
スラブ加熱時に溶け残った１０μｍを越す大きさのＮｂ
炭窒化物が中心偏析部近傍に１００μｍを越す領域のク
ラスターを形成し、これらがＨＩＣの起点となって耐Ｈ
ＩＣ性を劣化させることが明らかになった。このような
粗大なＮｂ炭窒化物をスラブ加熱時の限定された時間内
に完全に固溶させるためには、１２００℃を超えるよう
な高温まで加熱しなければならないのが実状である。こ
のような加熱温度の高温化は加熱γ粒の著しい粗大化を
もたらすとともに、エネルギーコストの著しい増大をま
ねく。そこで本発明では、Ｎｂを添加しないことでＮｂ
炭窒化物の生成を防止して耐ＨＩＣ性の向上を図る。
【００１０】スラブ加熱温度の高温化は加熱γ粒の粗大
化をもたらし、低温靱性の劣化をまねく。本発明ではＮ
ｂを含有しないのでＮｂを固溶させるための高温加熱の
必要がない。従って本発明では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、低温靱性の向上が
図れる。γ低温域での１パス当りの圧下率の大きい圧延
は本発明の特徴である。このような圧下を数多く累積す
ることによって、再結晶温度域でのγ粒の細粒化や未再
結晶温度域でのγ粒の延伸化および変形帯の導入が促進
され、変態の核生成サイトが著しく増加して変態後のミ
クロ組織が十分に微細化し、非常に良好な低温靱性が得
られる。
化をもたらし、低温靱性の劣化をまねく。本発明ではＮ
ｂを含有しないのでＮｂを固溶させるための高温加熱の
必要がない。従って本発明では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、低温靱性の向上が
図れる。γ低温域での１パス当りの圧下率の大きい圧延
は本発明の特徴である。このような圧下を数多く累積す
ることによって、再結晶温度域でのγ粒の細粒化や未再
結晶温度域でのγ粒の延伸化および変形帯の導入が促進
され、変態の核生成サイトが著しく増加して変態後のミ
クロ組織が十分に微細化し、非常に良好な低温靱性が得
られる。
【００１１】圧延後の加速冷却は中心偏析部における硬
化組織の形成を抑制して耐サワー性を確保するととも
に、ベイネチックフェライトへの変態強化によって高強
度化を達成する。以下、化学成分の限定理由について説
明する。Ｃ量およびＭｎ量はＡＰＩ規格Ｘ６５以上の高
強度鋼では必然的に多くなるが、これらの元素はスラブ
に中心偏析する度合いが強く、鋼板の板厚中心部に硬化
組織を形成して耐ＨＩＣ性を著しく劣化させるため、Ｃ
量の上限を０．１４％、Ｍｎ量の上限を１．６％とし
た。Ｃ量およびＭｎ量の下限は母材、溶接熱影響部（Ｈ
ＡＺ）の強度と低温靱性を確保するためにそれぞれ０．
０４％、０．６％とした。
化組織の形成を抑制して耐サワー性を確保するととも
に、ベイネチックフェライトへの変態強化によって高強
度化を達成する。以下、化学成分の限定理由について説
明する。Ｃ量およびＭｎ量はＡＰＩ規格Ｘ６５以上の高
強度鋼では必然的に多くなるが、これらの元素はスラブ
に中心偏析する度合いが強く、鋼板の板厚中心部に硬化
組織を形成して耐ＨＩＣ性を著しく劣化させるため、Ｃ
量の上限を０．１４％、Ｍｎ量の上限を１．６％とし
た。Ｃ量およびＭｎ量の下限は母材、溶接熱影響部（Ｈ
ＡＺ）の強度と低温靱性を確保するためにそれぞれ０．
０４％、０．６％とした。
【００１２】Ｐは中心偏析の度合いが強く耐ＨＩＣ性を
著しく劣化させる元素である。したがって上限を０．０
１５％とした。Ｐ量は少ないほど耐ＨＩＣ性が向上す
る。Ｖは本発明に必須の元素であり、従来のＮｂに代わ
って析出硬化による高強度化とミクロ組織の微細化によ
る低温靱性の向上を可能にする。Ｖ量の下限はこれらの
実質的な効果を得るために０．０１％とした。過剰なＶ
添加はＨＡＺ靱性や溶接性の劣化を招くため、その上限
を０．１％とした。Ｖは同量のＮｂに比較してより低い
温度で固溶するため、本発明の加熱温度の範囲において
完全に固溶でき、ＨＩＣの起点となるような粗大な析出
物は形成されない。
著しく劣化させる元素である。したがって上限を０．０
１５％とした。Ｐ量は少ないほど耐ＨＩＣ性が向上す
る。Ｖは本発明に必須の元素であり、従来のＮｂに代わ
って析出硬化による高強度化とミクロ組織の微細化によ
る低温靱性の向上を可能にする。Ｖ量の下限はこれらの
実質的な効果を得るために０．０１％とした。過剰なＶ
添加はＨＡＺ靱性や溶接性の劣化を招くため、その上限
を０．１％とした。Ｖは同量のＮｂに比較してより低い
温度で固溶するため、本発明の加熱温度の範囲において
完全に固溶でき、ＨＩＣの起点となるような粗大な析出
物は形成されない。
【００１３】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γ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。Ｓ
ｉ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γ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。Ｓ
ｉ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。
【００１４】本発明対象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≦
〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦８．
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。
０．００１％以下とし、かつＣａを添加して、０．５≦
〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦８．
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。
【００１５】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
かしながら、ＥＳＳＰが大きすぎると、Ｃａ系介在物が
増加、ＨＩＣの発生起点となるので、その上限を８．０
とした。
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
かしながら、ＥＳＳＰが大きすぎると、Ｃａ系介在物が
増加、ＨＩＣの発生起点となるので、その上限を８．０
とした。
【００１６】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。
【００１７】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、本発明対象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、本発明対象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。
【００１８】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、
下限は０．１％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、下限は
０．１％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、
下限は０．１％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、下限は
０．１％とした。
【００１９】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、下限は０．１％とした。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Ｃ
ｕ−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、下限は０．１％とした。
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、下限は０．１％とした。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Ｃ
ｕ−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、下限は０．１％とした。
【００２０】次に製造方法の限定理由について説明す
る。鋼片の加熱温度は９５０〜１１５０℃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 以上に確保し、本発明に必須の元
素であるＶを完全に固溶させるためである。加熱温度が
９５０℃未満では圧延終了温度をＡｒ3 以上に確保する
ことは困難であり、また析出硬化元素であるＶを完全に
固溶できない。加熱温度が１１５０℃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１００
０〜１１５０℃である。
る。鋼片の加熱温度は９５０〜１１５０℃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 以上に確保し、本発明に必須の元
素であるＶを完全に固溶させるためである。加熱温度が
９５０℃未満では圧延終了温度をＡｒ3 以上に確保する
ことは困難であり、また析出硬化元素であるＶを完全に
固溶できない。加熱温度が１１５０℃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１００
０〜１１５０℃である。
【００２１】１０００℃以下での累積圧下量が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％以上である圧延をＡｒ3 以上で終了しなければ
ならない。これは本発明の特徴であり、γ低温域で１パ
ス当りの圧下率の大きい圧下を数多く累積することによ
って、再結晶温度域でのγ粒の細粒化や未再結晶温度域
でのγ粒の延伸化および変形帯の導入が促進され、変態
の核生成サイトが著しく増加して変態後のミクロ組織が
十分に微細化し、非常に良好な低温靱性が得られる。１
０００℃以下での累積圧下率が６０％未満であったり、
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％未満であったりすると、γ粒の細粒化や延伸化
および変形帯の導入が不十分となり、変態後のミクロ組
織が微細化せず、良好な低温靱性が得られない。また、
圧延終了温度がＡｒ3 未満であるとフェライト変態に伴
って中心偏析部へＣが濃化し、硬化組織が形成されて耐
サワー性が劣化してしまう。
上で、かつパス回数の６０％以上は１パス当りの圧下率
が１５％以上である圧延をＡｒ3 以上で終了しなければ
ならない。これは本発明の特徴であり、γ低温域で１パ
ス当りの圧下率の大きい圧下を数多く累積することによ
って、再結晶温度域でのγ粒の細粒化や未再結晶温度域
でのγ粒の延伸化および変形帯の導入が促進され、変態
の核生成サイトが著しく増加して変態後のミクロ組織が
十分に微細化し、非常に良好な低温靱性が得られる。１
０００℃以下での累積圧下率が６０％未満であったり、
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％未満であったりすると、γ粒の細粒化や延伸化
および変形帯の導入が不十分となり、変態後のミクロ組
織が微細化せず、良好な低温靱性が得られない。また、
圧延終了温度がＡｒ3 未満であるとフェライト変態に伴
って中心偏析部へＣが濃化し、硬化組織が形成されて耐
サワー性が劣化してしまう。
【００２２】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の
ミクロ組織を改善して耐ＨＩＣ性を向上させるととも
に、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、
フェライト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ＨＩＣ性が劣化するとともに、
変態強化が不十分となって強度が不足する。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、低温変態生成物が大量に形成され
て耐ＨＩＣ性および低温靱性が劣化する。本発明におけ
る鋼板の製造方法の模式図を図１に示す。
／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の
ミクロ組織を改善して耐ＨＩＣ性を向上させるととも
に、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、
フェライト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ＨＩＣ性が劣化するとともに、
変態強化が不十分となって強度が不足する。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、低温変態生成物が大量に形成され
て耐ＨＩＣ性および低温靱性が劣化する。本発明におけ
る鋼板の製造方法の模式図を図１に示す。
【００２３】なお、本発明による鋼板をＡｃ1 以下の温
度に焼戻し処理することは何ら本発明鋼の特性を損なう
ものではない。また、省エネルギーなどを目的としてＣ
Ｃスラブを加熱炉にホットチャージして圧延してもよ
い。本発明による鋼板は耐サワーラインパイプのほか、
耐サワー圧力容器用としても適用できる。
度に焼戻し処理することは何ら本発明鋼の特性を損なう
ものではない。また、省エネルギーなどを目的としてＣ
Ｃスラブを加熱炉にホットチャージして圧延してもよ
い。本発明による鋼板は耐サワーラインパイプのほか、
耐サワー圧力容器用としても適用できる。
【００２４】
【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、表３（表２のつづき）に機械的性質および耐
サワー性を示す。表１〜表３中の鋼１〜３、５〜８は本
発明鋼であり、鋼９〜２５は比較鋼である。本発明鋼は
ＡＰＩ５Ｌ−Ｘ６５以上の高強度を有し、かつ優れた低
温靱性（ＢＤＷＴＴ ８５％ Ｓｈｅａｒ ＦＡＴＴ≦
−４５℃）とＮＡＣＥ溶液環境での優れた耐ＨＩＣ性、
耐ＳＳＣ性を有する。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強度、低温靱性、耐サワー
性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ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ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ＨＩＣ性、耐
ＳＳＣ性が劣っている。鋼１３はＶ量が少なすぎるため
に析出硬化が不十分となって強度が不足している。鋼１
４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ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性が劣ってい
る。鋼１５はＣａ量が多すぎるために、Ｃａ系介在物が
増加して耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性が劣っている。鋼１６
は加熱温度が９５０℃未満であるために圧延終了温度が
Ａｒ3 未満となって中心偏析部に硬化組織が形成され耐
ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性が劣っている。また、加熱時のＶ
固溶量が少ないために析出硬化が不十分となって強度が
不足している。完全鋼１７は加熱温度が１１５０℃を超
えるため加熱γ粒が粗大化してしまいＢＤＷＴＴ特性が
劣っている。鋼１８は１０００℃以下の累積圧下量が小
さいため、鋼１９は１０００℃以下での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、変態後のミクロ組織が十分に微細化されずＢ
ＤＷＴＴ特性が劣っている。鋼２０は圧延終了温度がＡ
ｒ3 未満であるため、鋼２１は水冷開始温度がＡｒ3 未
満であるため、中心偏析部に硬化組織を形成して耐ＨＩ
Ｃ性、耐ＳＳＣ性が劣っている。鋼２２は冷却速度が５
℃／秒未満であるため、中心偏析部の硬化組織の形成に
よる耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性の劣化と、変態強化が十分
でないことによる強度の不足がおこっている。鋼２３は
冷却速度が４０℃／秒を超えるため、鋼２４は水冷停止
温度が３５０℃未満であるため、硬い低温変態生成物が
大量に生成して耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性およびＢＤＷＴ
Ｔ特性が劣っている。鋼２５は水冷停止温度が６００℃
を超えるため、中心偏析部に硬化組織が形成され耐ＨＩ
Ｃ性、耐ＳＳＣ性が劣っている。
製造条件、表３（表２のつづき）に機械的性質および耐
サワー性を示す。表１〜表３中の鋼１〜３、５〜８は本
発明鋼であり、鋼９〜２５は比較鋼である。本発明鋼は
ＡＰＩ５Ｌ−Ｘ６５以上の高強度を有し、かつ優れた低
温靱性（ＢＤＷＴＴ ８５％ Ｓｈｅａｒ ＦＡＴＴ≦
−４５℃）とＮＡＣＥ溶液環境での優れた耐ＨＩＣ性、
耐ＳＳＣ性を有する。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強度、低温靱性、耐サワー
性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ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ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ＨＩＣ性、耐
ＳＳＣ性が劣っている。鋼１３はＶ量が少なすぎるため
に析出硬化が不十分となって強度が不足している。鋼１
４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ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性が劣ってい
る。鋼１５はＣａ量が多すぎるために、Ｃａ系介在物が
増加して耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性が劣っている。鋼１６
は加熱温度が９５０℃未満であるために圧延終了温度が
Ａｒ3 未満となって中心偏析部に硬化組織が形成され耐
ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性が劣っている。また、加熱時のＶ
固溶量が少ないために析出硬化が不十分となって強度が
不足している。完全鋼１７は加熱温度が１１５０℃を超
えるため加熱γ粒が粗大化してしまいＢＤＷＴＴ特性が
劣っている。鋼１８は１０００℃以下の累積圧下量が小
さいため、鋼１９は１０００℃以下での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、変態後のミクロ組織が十分に微細化されずＢ
ＤＷＴＴ特性が劣っている。鋼２０は圧延終了温度がＡ
ｒ3 未満であるため、鋼２１は水冷開始温度がＡｒ3 未
満であるため、中心偏析部に硬化組織を形成して耐ＨＩ
Ｃ性、耐ＳＳＣ性が劣っている。鋼２２は冷却速度が５
℃／秒未満であるため、中心偏析部の硬化組織の形成に
よる耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性の劣化と、変態強化が十分
でないことによる強度の不足がおこっている。鋼２３は
冷却速度が４０℃／秒を超えるため、鋼２４は水冷停止
温度が３５０℃未満であるため、硬い低温変態生成物が
大量に生成して耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性およびＢＤＷＴ
Ｔ特性が劣っている。鋼２５は水冷停止温度が６００℃
を超えるため、中心偏析部に硬化組織が形成され耐ＨＩ
Ｃ性、耐ＳＳＣ性が劣っている。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】
【表３】
【００２８】
【発明の効果】本発明によって製造された耐サワー高強
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する。
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する。
【図１】本発明による鋼板の製造方法の模式図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 平３−236420（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−295434（ＪＰ，Ａ)
特開 平３−90516（ＪＰ，Ａ)
特開 平１−136929（ＪＰ，Ａ)
特開 昭63−223124（ＪＰ，Ａ)
特許3213447（ＪＰ，Ｂ２)
特許3212438（ＪＰ，Ｂ２)
特許3274013（ＪＰ，Ｂ２)
特許3009568（ＪＰ，Ｂ２)
特許3009569（ＪＰ，Ｂ２)
特許3009558（ＪＰ，Ｂ２)
(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：０．６〜１．６％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．００１％以下、 Ｖ：０．０１〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ａｌ：０．０２４〜０．０６％、 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〕≦８．０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、９５０〜１１５０℃に加
熱し、１０００℃以下での累積圧下量が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
％以上である圧延をＡｒ3 以上で終了した後、Ａｒ 3 以
上の温度から５〜４０℃／秒の冷却速度で３５０〜６０
０℃まで加速冷却し、その後放冷することを特徴とする
板厚２０ｍｍ以上の低温靱性の優れた耐サワー高強度鋼
板の製造法。 - 【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％ 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２０ｍｍ以上の低温靱性の優れた耐サワー高強度鋼
板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10729594A JP3393314B2 (ja) | 1994-05-20 | 1994-05-20 | 低温靱性の優れた耐サワー高強度鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10729594A JP3393314B2 (ja) | 1994-05-20 | 1994-05-20 | 低温靱性の優れた耐サワー高強度鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07316652A JPH07316652A (ja) | 1995-12-05 |
| JP3393314B2 true JP3393314B2 (ja) | 2003-04-07 |
Family
ID=14455487
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10729594A Expired - Fee Related JP3393314B2 (ja) | 1994-05-20 | 1994-05-20 | 低温靱性の優れた耐サワー高強度鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3393314B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100481370B1 (ko) * | 2000-12-23 | 2005-04-08 | 주식회사 포스코 | 저온인성이 우수한 라인파이프용 열연강재의 제조방법 |
| JP5145616B2 (ja) * | 2001-04-19 | 2013-02-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部靭性の優れた低温用溶接構造用高張力鋼 |
| JP5223706B2 (ja) * | 2009-02-03 | 2013-06-26 | 新日鐵住金株式会社 | 大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材およびその製造方法 |
-
1994
- 1994-05-20 JP JP10729594A patent/JP3393314B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|
| JPH07316652A (ja) | 1995-12-05 |
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