JPH028322A - 耐ｓｓｃ性の優れた高張力鋼板の製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、特に耐ＳＳＣ性に優れた引張強さ６０Ｋｇｆ
／ｍｓ”級の高張力鋼の製造法に関する。

（従来の技術） アンモニア、ＬＰＧなどの貯蔵タンクや石油、天然ガス
輸送用のラインパイプでは、硫化水素（Ｈ２Ｓ　）によ
る５ＳＣ（硫化物応力腐食割れ）が大きな問題となって
いる。ＳＳＣは、湿潤な硫化水素環境下の腐食反応で生
じた水素による水素脆性割れの一種と考えられている。

鋼のＳＳＣ感受性は、化学成分やミクロ組織、非金属介
在物の有無などによって異なるが、特に硬さの影響が大
きく、ビッカース硬さＨｖ２４８（Ｈ，Ｃ２２）以下で
はＳＳＣは起こらないとされている。しかし、従来のＨ
Ｔ６０は特開昭５９１２６７１６号公報で示すように、
Ｂ添加鋼の焼入れ・焼戻しくＱＴ）処理によって製造さ
れており、Ｂの焼入れ性向上効果を利用しているために
、小人熱溶接熱影響部（Ｉ−ｆ　Ａ　Ｚ　）の硬さが高
く、ＳＳＣ感受性が増大するという欠点を有していた。

またＢ無添加のＨＴ　６０もＣ量をはしめ添加元素や製
造法が適切でなく、母材、ＨＡ　Ｚの耐ＳＳＣ性は著し
く劣っていた。このため新知見に基づく画期的なＨＴ　
６０の開発が強く望まれていた。

（発明が解決しようとする課題） 本発明は耐ＳＳＣ性に優れた高張力鋼を安価に製造する
方法を提供するもので、本発明法で製造した鋼は低火熱
溶接時においてもＨＡＺ硬さを低く抑えることが可能と
なり、きわめて優れた耐ＳＳＣ性を示す。

（課題を解決するだめの手段） 本発明の要旨は、重量％でＣ：０．０２〜０．０６％、
Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ　：　１．０〜１．６％、Ｐ
：０．０２０％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａり：０
．００１　〜０．０６０　％、　Ｍｏ：０．０５〜０．
４０　％、Ｎｂ：０．０１　〜０．０５　％、　Ｔｉ：
０．００５　〜０．０３０％、Ｎ：０．００６％以下、
必要に応じて■：０．０１　〜０．１０　　％、　Ｃｒ
　　：　　０．０５　〜０．５０　　％、　Ｎ：ｏ、ｏ
　５〜１．０％、　Ｃｕ　　：　　０．０５　〜１．０
％、　Ｃａ　：　０．００１〜０．００６％の一種また
はＶ−Ｃｒ、Ｃｒ−Ｎｉ　　、、　Ｎｉ−Ｃｕ、　　Ｖ
−Ｃａ　　、、　Ｖ−ＣｒＣｕ、　　Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃｕ
、　　Ｖ−Ｃｒ　　−Ｎｉ−Ｃｕの組合せを含有し、残
部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＢを含有
しない鋼を連続鋳造法によってスラブとし、再加熱なし
の直送圧延（ＨＣＲ，ＤＲ）ないしはスラブ冷却後これ
を１０５０〜１２５０℃の温度で再加熱し、８００〜９
２０°Ｃの温度で圧延を終了してただちに焼入れた後Ａ
ＣＩ点以下の温度で焼戻し処理する。

（作用） 以下、本発明について説明する。

発明者らの研究によれば、母材強度および耐ＳＳＣ性に
影響を及ぼすとされるＨＡＺ硬さは鋼の焼入れ性に大き
く依存し、ＨＡＺ硬さの低減と母ζ 材の高張力化とを同時にバランスよく達成するためには
、焼入れ性のみに着目した鋼成分の適正化たけでは不十
分である。

一方、Ｂフリー・低Ｃ化によって焼入れ性を下げること
は、ＨＡ　Ｚ硬さ低減の見地からきわめて有効である。

そこで焼入れ性を下げるためＢフリー・低Ｃをヘースと
してＨＡ　Ｚ硬さを抑え、母材強度の不足分はＮｂ（必
要に応じ■）添加による析出硬化現象を活用することに
よって補う方法を発明した。

析出硬化は鋼中に析出物を微細に分散させることによっ
てその効果を発揮する。そのため溶鋼の凝固冷却中に微
細析出したＮｂの析出物が粗大化することのないよう適
切な再加熱、圧延、冷却、熱処理条件を付与する必要が
ある。

この析出硬化の活用は、圧延後の直接焼入れによって可
能となったものであり、その理由についでは後述する。

またこの直接焼入れ・焼戻し処理を施すことによって組
織の均一化がはかられ、耐硫化水素割れ性の面からも好
ましいものとなる。

しかし、たとえＮｂの析出物が鋼中に微細に分散してい
ても基本成分が適当でないと、ＨＡ　Ｚ硬さと母材の高
張力化とのバランスのよい達成と困難である。

以下、この点について説明する。

Ｃは焼入れ性に最も顕著に効くものであるが、下限０．
０２％は母材および溶接部の強度確保ならびにＮｂなど
の添加時に、これらの効果を発揮させるための最小量で
ある。しかしＣ量が多過ぎると焼入れ性が上がり、ＨＡ
Ｚ硬さを上昇させるため上限を０．０６％とした。

Ｓｉは脱酸上鋼に含まれる元素であるが、多（添加する
と溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を０．６％
に限定した。鋼の脱酸はＡｎのみでも十分可能であり、
焼入れ性の観点から０．２５％以下が望ましい。

Ｍｎは強度、靭性を確保する上で不可欠な元素であり、
その下限は１．０％である。しかしＭｎ量が多過ぎると
焼入れ性が上昇して溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるだ
けでなく、スラブの中心偏析を助長するので上限を１．
６％とした。

本発明鋼において不純物であるＰ、Ｓをそれぞれ０．０
２０％以下、０．００６％以下とした理由は、母材、溶
接部の低温靭性をより一層向上させるためである。Ｐ量
の低減はＨＡＺにおける粒界破壊を減少させ、またＳ量
の低減は粒界フェライトの生成を抑制する傾向がある。

最も好ましいＰ、Ｓ量は、それぞれ０．０１％、０．０
０２％以下である。

Ａ１は一般に脱酸上鋼に含まれる元素であり、最低０．
００１％の添加含有が必要である。しかし、ＡＮが０．
０６０％を超えるとＨＡＺ靭性のみならず溶接金属の靭
性も著しく劣化させるためその上限を０．０６０％とし
た。

Ｍｏは母材の強度、靭性をともに向上させる。

特に本発明鋼においては強度確保上不可欠の元素であり
、その下限は０．０５％である。しかし添加量が多過ぎ
ると母材、溶接部の靭性、溶接性の劣化を招き好ましく
ない。そのため上限を０．４０％とした。

Ｎｂは本発明鋼において必須元素であり、焼入れ性低下
に伴う強度不足分を析出硬化として補う上で、最低０．
０１％が必要である。しかしＮｂは同時にＨＡＺ硬さ上
昇も伴うためその上限を０．０５％とした。

Ｔｉは母材およびＨＡＺ靭性向上のために必須であり、
その下限を０．００５％とした。上限は過剰のＴｉによ
るＴｉＣの析出を防止するため０．０３０％とした。

次に■、Ｃｒ、Ｎｉ、、ＣｕＸＣａ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た
る目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく強度
、靭性など特性の向上をはかるためである。したがって
その添加量は自ずから制限されるべき性質のものである
。

■はＮｂと同様析出硬化に寄与するものであるが、Ｎｂ
に比べて母材強度の強化化は小さいため０．０１％以下
では効果が少なく、上限は０．１０％まで許容できる。

また■はＨＡＺ硬さをほとんど変化させないためＮｂと
の複合添加が望ましい。

Ｃｒは母材、溶接部の強度を高めるが、多過ぎると溶接
性や接合部の靭性を劣化させるため上限を０．５０％と
した。下限は材質上への効果が得られるための最小量と
すべきで０．０５％である。これは次のＮｉ、Ｃｕにつ
いても同様である。

Ｎｉは溶接性、ＨＡＺＩＭＪ性に悪影響を及ぼすことな
く、母材の強度、靭性を向上させるが、過剰な添加は溶
接性に好ましくないため上限を１．０％とした。

ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果とともに耐食性、耐水素誘
起割れ性などにも効果があるが、１．０％を超えると熱
間圧延時にＣｕ−クラックが発生し製造困難となる。こ
のため上限を１．０％とした。

Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靭性を向
上（シャルピー吸収エネルギーを増加）させるほか、耐
水素誘起割れ性の改善にも効果を発揮する。しかしＣａ
量０．００１％以下では実用上効果がなく、また０、０
０６％を超えて添加するとＣａｂ、ＣａＳが多量に生成
して大型介在物となり、鋼の靭性のみならず清浄度も害
し、さら番こは溶接性にも悪影響を与える。このため添
加量の範囲を０．００１〜０．００６％に制限した。

綱の成分を上記のように限定しても、製造法が適切でな
ければ析出硬化を利用した母材強度の確保およびＨＡＺ
硬さの低減を達成することはできない。このため製造条
件についても限定する必要がある。

まず、この綱は工業的には連続鋳造法で製造することが
必須である。この理由は、連続鋳造法では溶鋼の凝固冷
却速度が速く、スラブ中に微細なＮｂの析出物が多量に
得られるためである。大型鋼塊による造塊−分塊法では
、Ｎｂの析出物をスラブ中に微細分散させることは難し
い。

連続鋳造法の場合、スラブ厚によって冷却速度が異なる
が、その厚みは３５０　＊＊以下が望ましい。

さらにスラブの再加熱温度を１２５０℃以下とする必要
がある。なぜならこれ以上の温度で再加熱すると析出物
が粗大化して、析出硬化現象を期待できないためである
。

なお本発明においては、スラブの再加熱は必ずしも実施
する必要はなく、ホットチャージ圧延やダイレクト圧延
を行っても全く問題はない。

次にスラブ再加熱後の圧延・熱処理条件の限定理由につ
いて述べる。

圧延終了温度が８００°Ｃ以下になると、Ｍ　ｎ　Ｓ系
介在物が残存した場合に延伸しやすいこと、圧延中にフ
ェライトを加工する危険性が生ずることなどから８００
℃以上でなければならない。しかしあまり高温で圧延を
終了した場合、圧延により細粒化したオーステナイト粒
が再び成長し、鋼の焼入れ性が上昇するためその上限を
９２０℃とした。

また圧延終了後ただちに焼入れする理由は、従来法にし
たがい空冷した場合、空冷中にＮｂの析出物が粗大化し
てしまい、空冷のままの強度はもとよりこれを再加熱し
て焼入れ・焼戻しを行ってもその加熱時にＮｂが固溶し
ないため、析出物を微細化できず高強度が得られない。

すなわち圧延後の直接焼入れは組織の微細化をはかると
ともに、析出物の粗大化を防止するために不可欠のもの
であり、これを焼戻すことによって析出物が微細に分散
し、同時に焼入れ後に得られる微細組織の焼戻しによっ
て、高張力、高靭性を確保することができる。

（実施例） 表１は本発明を実施するにあたって使用に供した鋼の化
学組成である。また表２は各々の鋼に対する製造条件と
母材特性及びＨＡＺ硬さとを示したものである。

比較鋼において鋼１６はＮｂが添加されていないため強
度が不足している。また鋼１７は直接焼き入れを行って
いないために析出硬化を活用できておらず、強度が不足
している。さらに鋼１８ではＣ量が多過ぎる上にＢを含
有するため、ＨＡＺ硬さを低く抑えることができていな
い。

これに対して本発明法で製造した鋼板（本発明鋼）は母
材強度とＨＡＺ硬さとをバランスよく達成できている。

また本発明鋼は、４点曲げのＳＳＣ試験を実降伏応力の
１２０％までの曲げ応力を付加して行ったが、割れは全
く認められなかった。

（発明の効果） 本発明により、母材の高張力化とＨＡＺ硬さの低減とを
同時に達成する鋼を大量かつ安価に製造することが可能
になった。その結果、硫化水素雰囲気にさらされるＬＰ
Ｇ、ガス貯蔵用球形タンクなどの溶接鋼構造物の安全性
を大きく向上させることができた。

本発明は、厚板ミルに適用することが最も好ましいが、
ホットコイル、形鋼などにも適用可能である。また、こ
の方法で製造した厚鋼板は圧力容器、海洋構造物、ライ
ンパイプなど厳しい環境下で使用される溶接鋼構造物を
用いることができる。

代理人　弁理士　茶　野　木　立　夫

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １　重量％で、 Ｃ：０．０２〜０．０６％ Ｓｉ：０．６％以下 Ｍｎ：１．０〜１．６％ Ｐ：０．０２０％以下 Ｓ：０．００６％以下 Ａｌ：０．００１〜０．０６０％ Ｍｏ：０．０５〜０．４０％ Ｎｂ：０．０１〜０．０５％ Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％ Ｎ：０．００６％以下 残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造法
   によってスラブとし、再加熱なしの直送圧延ないしはス
   ラブ冷却後これを１０５０〜１２５０℃の温度で再加熱
   し、８００〜９２０℃の温度で圧延を終了してただちに
   焼入れした後Ａｃ＿１点以下の温度で焼戻し処理するこ
   とを特徴とする耐ＳＳＣ性の優れた高張力鋼板の製造法
   。 ２　重量％で、 Ｃ：０．０２〜０．０６％ Ｓｉ：０．６％以下 Ｍｎ：１．０〜１．６％ Ｐ：０．０２０％以下 Ｓ：０．００６％以下 Ａｌ：０．００１〜０．０６０％ Ｍｏ：０．０５〜０．４０％ Ｎｂ：０．０１〜０．０５％ Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％ Ｎ：０．００６％以下 更に Ｖ：０．０１〜０．１０％ Ｃｒ：０．０５〜０．５０％ Ｎｉ：０．０５〜１．０％ Ｃｕ：０．０５〜１．０％ Ｃａ：０．００１〜０．００６％ の一種またはＶ−Ｃｒ、Ｃｒ−Ｎｉ、Ｎｉ−Ｃｕ、Ｖ−
   Ｃａ、Ｖ−Ｃｒ−Ｃｕ、Ｃｒ−Ｎｉ−Ｃｕ、Ｖ−Ｃｒ−
   Ｎｉ−Ｃｕの組合せ残部が鉄および不可避的不純物から
   なる鋼を用いることを特徴とする請求項１に記載する耐
   ＳＳＣ性の優れた高張力鋼板の製造法。