JPH06293918A - 耐サワー性および低温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
耐サワー性および低温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法Info
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- JPH06293918A JPH06293918A JP8222293A JP8222293A JPH06293918A JP H06293918 A JPH06293918 A JP H06293918A JP 8222293 A JP8222293 A JP 8222293A JP 8222293 A JP8222293 A JP 8222293A JP H06293918 A JPH06293918 A JP H06293918A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明の目的とするところは、耐サワー性、
低温靭性かつ高張力性に優れた高張力ラインパイプ用鋼
板の製造方法を提供することである。 【構成】 低Ｃ−Ｎｂ−Ｖ−Ｔｉ−Ａｌレス鋼を１１０
０〜１２５０℃の温度領域で再加熱後、９００℃以下の
累積圧下量４０％以上、圧延終了温度７５０〜９５０℃
で圧延を行った後、加速冷却することを特徴とする耐サ
ワー性および低温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。
低温靭性かつ高張力性に優れた高張力ラインパイプ用鋼
板の製造方法を提供することである。 【構成】 低Ｃ−Ｎｂ−Ｖ−Ｔｉ−Ａｌレス鋼を１１０
０〜１２５０℃の温度領域で再加熱後、９００℃以下の
累積圧下量４０％以上、圧延終了温度７５０〜９５０℃
で圧延を行った後、加速冷却することを特徴とする耐サ
ワー性および低温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、Ｈ2 Ｓを含んだ石油、
天然ガスに用いるラインパイプ用として有用な、耐サワ
ー性に優れかつ、低温靭性に優れたことを特徴とする鋼
板の製造方法、特に小入熱溶接から大入熱溶接に至るま
で熱影響部（ＨＡＺ）の低温靭性が優れ、板厚方向の特
性が良好な鋼の製造方法に関する。
天然ガスに用いるラインパイプ用として有用な、耐サワ
ー性に優れかつ、低温靭性に優れたことを特徴とする鋼
板の製造方法、特に小入熱溶接から大入熱溶接に至るま
で熱影響部（ＨＡＺ）の低温靭性が優れ、板厚方向の特
性が良好な鋼の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】硫化水素（Ｈ2 Ｓ）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およびその付属設
備あるいはＨ2 Ｓを含む流体を扱う化学プラント配管等
の鋼管材に対しては耐サワー性（耐ＨＩＣ性と共に耐Ｓ
ＳＣ性）が要求される。この場合、耐ＨＩＣ性について
は通常ＮＡＣＥ ＴＭ−０２−８４に規定された人工海
水＋飽和Ｈ2 Ｓ溶液（ｐＨ約５．０）やＮＡＣＥ ＴＭ
−０１−７７に規定された５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ
3 ＣＯＯＨ＋飽和Ｈ2 Ｓ溶液（ｐＨ約３．５）が評価に
使用される。特に後者のような低ｐＨ環境における耐Ｈ
ＩＣ鋼材としては、極低Ｓ化およびＣａ添加による介
在物形態制御やＭｎやＰを低減することによる偏析部
の硬さ制御による対策がとられてきた。
・サワーガスを輸送するラインパイプおよびその付属設
備あるいはＨ2 Ｓを含む流体を扱う化学プラント配管等
の鋼管材に対しては耐サワー性（耐ＨＩＣ性と共に耐Ｓ
ＳＣ性）が要求される。この場合、耐ＨＩＣ性について
は通常ＮＡＣＥ ＴＭ−０２−８４に規定された人工海
水＋飽和Ｈ2 Ｓ溶液（ｐＨ約５．０）やＮＡＣＥ ＴＭ
−０１−７７に規定された５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ
3 ＣＯＯＨ＋飽和Ｈ2 Ｓ溶液（ｐＨ約３．５）が評価に
使用される。特に後者のような低ｐＨ環境における耐Ｈ
ＩＣ鋼材としては、極低Ｓ化およびＣａ添加による介
在物形態制御やＭｎやＰを低減することによる偏析部
の硬さ制御による対策がとられてきた。
【０００３】しかし、鋼材が高強度化した場合、偏析部
への成分濃化が増し必ずしも低ｐＨ環境における耐ＨＩ
Ｃ性を満足しないこともあり、応力が付加した場合の耐
ＳＳＣ性を、例えばＮＡＣＥ ＴＭ−０１−７７規格に
よる定荷重ＳＳＣ試験（６．３５mmφの丸棒試験片を５
％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ3 ＣＯＯＨ＋飽和Ｈ2 Ｓ液内
である荷重で引張応力を付与し、種々の応力における破
断時間を求める試験）で評価した場合、上記従来鋼材は
破断の限界応力値（７２０hr破断しない最大応力）は
０．５〜０．８×降伏応力（σy ）程度である。
への成分濃化が増し必ずしも低ｐＨ環境における耐ＨＩ
Ｃ性を満足しないこともあり、応力が付加した場合の耐
ＳＳＣ性を、例えばＮＡＣＥ ＴＭ−０１−７７規格に
よる定荷重ＳＳＣ試験（６．３５mmφの丸棒試験片を５
％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ3 ＣＯＯＨ＋飽和Ｈ2 Ｓ液内
である荷重で引張応力を付与し、種々の応力における破
断時間を求める試験）で評価した場合、上記従来鋼材は
破断の限界応力値（７２０hr破断しない最大応力）は
０．５〜０．８×降伏応力（σy ）程度である。
【０００４】これに対し、鋼材を低Ｃ化し、それによる
強度低下をＭｎ，Ｎｂ等の合金添加によって補い、ミク
ロ組織を均一な低炭素ベイナイト組織にすることによ
り、通常Ｃ−低Ｍｎ形の鋼に比べて比較的高強度であっ
ても優れた耐ＨＩＣ性が低ｐＨ環境でも得られる。ま
た、制御圧延（ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ ｒｏｌｌｉｎ
ｇ）だけでなく制御冷却（ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ ｃｏ
ｏｌｉｎｇ）をも組み合わせることによって、微細で均
一なベイナイト組織が得られ、優れた母材の耐ＨＩＣ性
および耐ＳＳＣ性が得られる。一方、Ｈ2 Ｓガスを含む
油井等、最近益々その使用条件は過酷になり、一層の高
靭化が求められるようになってきた。
強度低下をＭｎ，Ｎｂ等の合金添加によって補い、ミク
ロ組織を均一な低炭素ベイナイト組織にすることによ
り、通常Ｃ−低Ｍｎ形の鋼に比べて比較的高強度であっ
ても優れた耐ＨＩＣ性が低ｐＨ環境でも得られる。ま
た、制御圧延（ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ ｒｏｌｌｉｎ
ｇ）だけでなく制御冷却（ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ ｃｏ
ｏｌｉｎｇ）をも組み合わせることによって、微細で均
一なベイナイト組織が得られ、優れた母材の耐ＨＩＣ性
および耐ＳＳＣ性が得られる。一方、Ｈ2 Ｓガスを含む
油井等、最近益々その使用条件は過酷になり、一層の高
靭化が求められるようになってきた。
【０００５】低合金鋼のＨＡＺ靭性確保は結晶粒のサ
イズ、高炭素島状マルテンサイト（ＭＡ）、上部ベイ
ナイト（Ｂｕ）等の硬化組織の分散状態、粒界脆化の
有無、元素のミクロ偏析等の種々の冶金学的な要因に
支配される。中でもＨＡＺの結晶粒内のサイズは低温靭
性に大きな影響を与えることが知られており、ＨＡＺ組
織を微細化する数多くの技術が開発実用化されている。
ＴｉＮ等の高温でも比較的安定な窒化物を鋼中に微細分
散させ、これによってＨＡＺのオーステナイト（γ）粒
の粗大化を抑制する技術は特に有名である。
イズ、高炭素島状マルテンサイト（ＭＡ）、上部ベイ
ナイト（Ｂｕ）等の硬化組織の分散状態、粒界脆化の
有無、元素のミクロ偏析等の種々の冶金学的な要因に
支配される。中でもＨＡＺの結晶粒内のサイズは低温靭
性に大きな影響を与えることが知られており、ＨＡＺ組
織を微細化する数多くの技術が開発実用化されている。
ＴｉＮ等の高温でも比較的安定な窒化物を鋼中に微細分
散させ、これによってＨＡＺのオーステナイト（γ）粒
の粗大化を抑制する技術は特に有名である。
【０００６】しかし、ＨＡＺの１４００℃以上に加熱さ
れる領域では、ＴｉＮは粗大化もしくは溶解し、γ粒の
粗大化抑制能力は消失する。このため溶融線近傍での靭
性劣化が大きく、ＨＡＺ全域で安定して高靭性を得るこ
とができない。これに対して、Ｔｉ酸化物（主としてＴ
ｉ2 Ｏ3 ）を微細分散させた鋼（特開昭６１−７９７４
５号公報）は溶融線近傍でもＨＡＺ組織を小さくするこ
とができ、ＴｉＮ鋼に比較して優れた低温靭性が得られ
る。
れる領域では、ＴｉＮは粗大化もしくは溶解し、γ粒の
粗大化抑制能力は消失する。このため溶融線近傍での靭
性劣化が大きく、ＨＡＺ全域で安定して高靭性を得るこ
とができない。これに対して、Ｔｉ酸化物（主としてＴ
ｉ2 Ｏ3 ）を微細分散させた鋼（特開昭６１−７９７４
５号公報）は溶融線近傍でもＨＡＺ組織を小さくするこ
とができ、ＴｉＮ鋼に比較して優れた低温靭性が得られ
る。
【０００７】さらに、低Ｓ鋼にＣａを添加し微細なＣａ
酸化物（主としてＣａＯ）を形成、分散させ、これによ
って組織を微細化、かつ残存するＣａでＳを固定するこ
とによって、ＨＡＺ靭性に優れた鋼を安価に製造する技
術が確立された。この方法で製造した鋼は溶融線近傍か
らＨＡＺまで全域で組織が微細化し、優れた低温靭性を
示す。
酸化物（主としてＣａＯ）を形成、分散させ、これによ
って組織を微細化、かつ残存するＣａでＳを固定するこ
とによって、ＨＡＺ靭性に優れた鋼を安価に製造する技
術が確立された。この方法で製造した鋼は溶融線近傍か
らＨＡＺまで全域で組織が微細化し、優れた低温靭性を
示す。
【０００８】Ｃａ酸化物はγ粒の粗大化抑制能力は小さ
いが、γ−α変態時にγ粒内に存在するＣａＯを核とし
て、放射状に微細なアシキュラーフェライト（ＩＦＰ）
が生成するので、ＨＡＺ組織は著しく微細化する。Ｃａ
Ｏは溶融線近傍の１４００℃以上に加熱される領域でも
安定であり、この領域でも組織の微細化に効果を発揮す
る。その結果、溶接部は全域にわたって微細化し、極め
て優れた低温靭性が得られる。
いが、γ−α変態時にγ粒内に存在するＣａＯを核とし
て、放射状に微細なアシキュラーフェライト（ＩＦＰ）
が生成するので、ＨＡＺ組織は著しく微細化する。Ｃａ
Ｏは溶融線近傍の１４００℃以上に加熱される領域でも
安定であり、この領域でも組織の微細化に効果を発揮す
る。その結果、溶接部は全域にわたって微細化し、極め
て優れた低温靭性が得られる。
【０００９】酸化物によってＨＡＺ靭性を改善する方法
には、特開昭６１−７９７４５号公報のようにＴｉ酸化
物を利用するものもあるが、Ｃａ酸化物とＴｉ酸化物で
ＩＦＰ生成能力に大きな差はない。ＣａＯはＴｉ2 Ｏ3
よりも生成温度が高く、凝固冷却速度の影響を受けにく
いので、スラブ全域にわたって均一微細分散が可能な点
が優れている。さらに、特開平３−２３６４２０号公報
によればＴｉ酸化物による低温靭性の向上とＣａによる
介在物制御等によりＨＡＺを含む全ての領域での低温靭
性かつ耐サワー性の両特性に優れた鋼が可能となった。
には、特開昭６１−７９７４５号公報のようにＴｉ酸化
物を利用するものもあるが、Ｃａ酸化物とＴｉ酸化物で
ＩＦＰ生成能力に大きな差はない。ＣａＯはＴｉ2 Ｏ3
よりも生成温度が高く、凝固冷却速度の影響を受けにく
いので、スラブ全域にわたって均一微細分散が可能な点
が優れている。さらに、特開平３−２３６４２０号公報
によればＴｉ酸化物による低温靭性の向上とＣａによる
介在物制御等によりＨＡＺを含む全ての領域での低温靭
性かつ耐サワー性の両特性に優れた鋼が可能となった。
【００１０】しかしながら、耐サワー性を確保するため
には低Ｃ−低Ｍｎ化が必須であり該公報においてはＴＳ
で４８０〜６２０MPa 程度のレベルであり高張力化がは
かれない。即ち、従来技術では耐サワー性、高ＨＡＺ靭
性および高張力性の３特性を兼ね備えることはできな
い。
には低Ｃ−低Ｍｎ化が必須であり該公報においてはＴＳ
で４８０〜６２０MPa 程度のレベルであり高張力化がは
かれない。即ち、従来技術では耐サワー性、高ＨＡＺ靭
性および高張力性の３特性を兼ね備えることはできな
い。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的とすると
ころは、耐サワー性、低温靭性かつ高張力性に優れた高
張力ラインパイプ用鋼板の製造方法を提供することであ
る。さらに、本発明の目的は、低Ｃ化による高炭素島状
マルテンサイトの生成、ベイナイトの硬度上昇を阻止
し、低Ｓ化にＴｉおよびＣａ添加、実質的にＡｌを含有
せず、制御圧延、制御冷却による、低温靭性、かつ耐Ｓ
ＳＣ性および耐ＨＩＣ性に優れた鋼板の製造方法を提供
することである。
ころは、耐サワー性、低温靭性かつ高張力性に優れた高
張力ラインパイプ用鋼板の製造方法を提供することであ
る。さらに、本発明の目的は、低Ｃ化による高炭素島状
マルテンサイトの生成、ベイナイトの硬度上昇を阻止
し、低Ｓ化にＴｉおよびＣａ添加、実質的にＡｌを含有
せず、制御圧延、制御冷却による、低温靭性、かつ耐Ｓ
ＳＣ性および耐ＨＩＣ性に優れた鋼板の製造方法を提供
することである。
【００１２】
【課題を解決するための手段】制御圧延＋加速冷却鋼の
耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性と低温靭性と強度とを、主
に化学成分、組織に関して詳しく検討した結果以下のよ
うな事実が判明した。即ち低Ｃ化により硬さを２５０
Hv以下とした微細で均一なベイナイト（第２相としてフ
ェライトまたはＩＦＰ）からなる組織が最も耐ＳＳＣ性
および耐ＨＩＣ性に優れている。低Ｓ化とＣａ添加に
より、耐サワー性および低温靭性の両特性が向上する。
低Ｓ化しＣａ添加と共にＡｌを低減した場合、ＨＡＺ
におけるＩＦＰの生成が多くなると共に高炭素島状マル
テンサイトの生成が減少し、低温靭性は向上し、また、
耐サワー性は劣化しない。Ａｌを低減しＮｂ−Ｖを添
加した場合、ＨＡＺにおける高炭素島状マルテンサイト
の生成は抑制されると共に強度は著しく上昇する。
耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性と低温靭性と強度とを、主
に化学成分、組織に関して詳しく検討した結果以下のよ
うな事実が判明した。即ち低Ｃ化により硬さを２５０
Hv以下とした微細で均一なベイナイト（第２相としてフ
ェライトまたはＩＦＰ）からなる組織が最も耐ＳＳＣ性
および耐ＨＩＣ性に優れている。低Ｓ化とＣａ添加に
より、耐サワー性および低温靭性の両特性が向上する。
低Ｓ化しＣａ添加と共にＡｌを低減した場合、ＨＡＺ
におけるＩＦＰの生成が多くなると共に高炭素島状マル
テンサイトの生成が減少し、低温靭性は向上し、また、
耐サワー性は劣化しない。Ａｌを低減しＮｂ−Ｖを添
加した場合、ＨＡＺにおける高炭素島状マルテンサイト
の生成は抑制されると共に強度は著しく上昇する。
【００１３】つまり、圧延条件および冷却条件を適正に
選択することにより、パーライトの生成を抑え、ベイナ
イト変態を起こさせる。加えて、マルテンサイトの生成
を抑え、微細で均一なベイナイト組織により耐ＳＳＣ性
および耐ＨＩＣ性は向上する。さらに、低Ｓ化にＣａ添
加することにより、ＭｎＳ等の介在物の形態制御によ
り、耐ＨＩＣ性が向上する。
選択することにより、パーライトの生成を抑え、ベイナ
イト変態を起こさせる。加えて、マルテンサイトの生成
を抑え、微細で均一なベイナイト組織により耐ＳＳＣ性
および耐ＨＩＣ性は向上する。さらに、低Ｓ化にＣａ添
加することにより、ＭｎＳ等の介在物の形態制御によ
り、耐ＨＩＣ性が向上する。
【００１４】また、ＨＡＺ靭性の向上をはかるための最
も効果的な組織はＩＦＰであるが、低Ｓ化、Ｔｉおよび
Ｃａ添加およびＡｌの低減により、ＩＦＰの生成核（Ｃ
ａ酸化物、Ｔｉ酸化物）が増加し、高靭化がはかれる。
さらに、Ａｌの低減は高炭素島状マルテンサイトの生成
を抑制するために強化元素のＶの添加が容易となり、強
度レベルが上昇してもＨＡＺ靭性は劣化しない。本発明
の重要性は耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性と低温靭性と強
度レベルとを向上するという、耐サワーラインパイプと
して３つの重要な特性を確保した点にある。
も効果的な組織はＩＦＰであるが、低Ｓ化、Ｔｉおよび
Ｃａ添加およびＡｌの低減により、ＩＦＰの生成核（Ｃ
ａ酸化物、Ｔｉ酸化物）が増加し、高靭化がはかれる。
さらに、Ａｌの低減は高炭素島状マルテンサイトの生成
を抑制するために強化元素のＶの添加が容易となり、強
度レベルが上昇してもＨＡＺ靭性は劣化しない。本発明
の重要性は耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性と低温靭性と強
度レベルとを向上するという、耐サワーラインパイプと
して３つの重要な特性を確保した点にある。
【００１５】よって、本発明の要旨とするところは、次
の通りである。 （１）重量％でＣ：０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：０．
０５〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜１．５％、Ｐ：０．０
１５％以下、Ｓ：０．００１０％以下、Ｎｂ：０．０１
０〜０．０５０％、Ｖ：０．０１０〜０．０８０％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．００８％以
下、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００１
〜０．００５％、Ｏ：０．００１〜０．００５％を含有
し、残留不可避不純物および鉄からなる鋼を連続鋳造方
法によってスラブとし、これを１１００〜１２５０℃の
温度領域で再加熱後、９００℃以下の累積圧下量４０％
以上、圧延終了温度７５０〜９５０℃で圧延を行った
後、加速冷却することを特徴とする耐サワー性および低
温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。
の通りである。 （１）重量％でＣ：０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：０．
０５〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜１．５％、Ｐ：０．０
１５％以下、Ｓ：０．００１０％以下、Ｎｂ：０．０１
０〜０．０５０％、Ｖ：０．０１０〜０．０８０％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．００８％以
下、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００１
〜０．００５％、Ｏ：０．００１〜０．００５％を含有
し、残留不可避不純物および鉄からなる鋼を連続鋳造方
法によってスラブとし、これを１１００〜１２５０℃の
温度領域で再加熱後、９００℃以下の累積圧下量４０％
以上、圧延終了温度７５０〜９５０℃で圧延を行った
後、加速冷却することを特徴とする耐サワー性および低
温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。
【００１６】（２）重量％でＣ：０．０１〜０．０７
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜１．５
％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１０％以下、
Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％、Ｖ：０．０１０〜
０．０８０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａ
ｌ：０．００８％以下、Ｃａ：０．００１〜０．００５
％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｏ：０．００１〜
０．００５％を含有し、さらにＮｉ：０．０５〜０．５
０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０５〜
１．０％を１種以上含有し、残留不可避不純物および鉄
からなる鋼を連続鋳造方法によってスラブとし、これを
１１００〜１２５０℃の温度領域で再加熱後、９００℃
以下の累積圧下量４０％以上、圧延終了温度７５０〜９
５０℃で圧延を行った後、加速冷却することを特徴とす
る耐サワー性および低温靭性に優れた高張力鋼板の製造
方法。
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜１．５
％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１０％以下、
Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％、Ｖ：０．０１０〜
０．０８０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａ
ｌ：０．００８％以下、Ｃａ：０．００１〜０．００５
％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｏ：０．００１〜
０．００５％を含有し、さらにＮｉ：０．０５〜０．５
０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０５〜
１．０％を１種以上含有し、残留不可避不純物および鉄
からなる鋼を連続鋳造方法によってスラブとし、これを
１１００〜１２５０℃の温度領域で再加熱後、９００℃
以下の累積圧下量４０％以上、圧延終了温度７５０〜９
５０℃で圧延を行った後、加速冷却することを特徴とす
る耐サワー性および低温靭性に優れた高張力鋼板の製造
方法。
【００１７】
【作用】本発明において化学成分を上述のように限定し
た理由は次の通りである。 Ｃ：Ｃ量の下限を０．０１％としたのは、母材および溶
接部の強度の確保ならびにＮｂ，Ｖ等の添加時に、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
が多すぎるとＨＡＺ靭性に悪影響をおよぼすだけでな
く、母材靭性、溶接性、耐サワー性を劣化させるので、
上限を０．０７％とした。 Ｓｉ：Ｓｉは脱酸上、０．０５％以上鋼に必要である
が、多く添加すると溶接性および溶接部の靭性が劣化す
るので上限を０．５％とした。
た理由は次の通りである。 Ｃ：Ｃ量の下限を０．０１％としたのは、母材および溶
接部の強度の確保ならびにＮｂ，Ｖ等の添加時に、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
が多すぎるとＨＡＺ靭性に悪影響をおよぼすだけでな
く、母材靭性、溶接性、耐サワー性を劣化させるので、
上限を０．０７％とした。 Ｓｉ：Ｓｉは脱酸上、０．０５％以上鋼に必要である
が、多く添加すると溶接性および溶接部の靭性が劣化す
るので上限を０．５％とした。
【００１８】Ｍｎ：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０．８％である。ＨＡＺ
靭性を改善するには、γ粒界に生成する粗大な初析フェ
ライトを防止する必要があるが、Ｍｎ添加は、これを抑
制する効果がある。しかし、Ｍｎが多すぎると焼入性が
増加して、溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるだけでな
く、スラブのＭｎＳ等の中心偏析を助長して、耐サワー
性を劣化させるので、Ｍｎ添加の上限を１．５％とし
た。
可欠な元素であり、その下限は０．８％である。ＨＡＺ
靭性を改善するには、γ粒界に生成する粗大な初析フェ
ライトを防止する必要があるが、Ｍｎ添加は、これを抑
制する効果がある。しかし、Ｍｎが多すぎると焼入性が
増加して、溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるだけでな
く、スラブのＭｎＳ等の中心偏析を助長して、耐サワー
性を劣化させるので、Ｍｎ添加の上限を１．５％とし
た。
【００１９】Ｐ：本発明において不純物であるＰを０．
０１５％以下とした。これは、母材、ＨＡＺの低温靭性
をより一層向上させ、スラブの中心偏析を軽減するため
である。Ｐ量の低減は、ＨＡＺにおける粒界破壊傾向を
減少させる傾向がある。好ましくはＰ量は０．０１０％
以下が望ましい。 Ｓ：Ｓ量の上限を０．００１％以上にすると、Ｃａによ
る形態制御が不可能なＭｎＳが生成し、ＨＩＣの起点と
なる。従って、本発明ではＳ量を０．００１％以下とし
た。
０１５％以下とした。これは、母材、ＨＡＺの低温靭性
をより一層向上させ、スラブの中心偏析を軽減するため
である。Ｐ量の低減は、ＨＡＺにおける粒界破壊傾向を
減少させる傾向がある。好ましくはＰ量は０．０１０％
以下が望ましい。 Ｓ：Ｓ量の上限を０．００１％以上にすると、Ｃａによ
る形態制御が不可能なＭｎＳが生成し、ＨＩＣの起点と
なる。従って、本発明ではＳ量を０．００１％以下とし
た。
【００２０】Ｎｂ：Ｎｂは本発明鋼において重要な元素
であり、高強度鋼においてはＮｂを添加することなく優
れたＨＡＺ靭性を得ることは困難である。Ｎｂはγ粒界
に生成するフェライトを抑制し、ＣａＯを核とする微細
なＩＦＰの生成を促進する働きがある。この効果を得る
ためには最低０．０１０％のＮｂ量が必要である。しか
しながら、Ｎｂ量が多すぎると、逆に微細なＩＦＰの生
成が妨げられるので、またＨＡＺのＭＡ生成を助長しＨ
ＡＺ靭性を劣化させるので、その上限を０．０５０％と
した。
であり、高強度鋼においてはＮｂを添加することなく優
れたＨＡＺ靭性を得ることは困難である。Ｎｂはγ粒界
に生成するフェライトを抑制し、ＣａＯを核とする微細
なＩＦＰの生成を促進する働きがある。この効果を得る
ためには最低０．０１０％のＮｂ量が必要である。しか
しながら、Ｎｂ量が多すぎると、逆に微細なＩＦＰの生
成が妨げられるので、またＨＡＺのＭＡ生成を助長しＨ
ＡＺ靭性を劣化させるので、その上限を０．０５０％と
した。
【００２１】Ｖ：ＶはＮｂとほぼ同じ効果を持つ元素で
あるが、鋼の高強度化をはかるためには０．０１０％以
下では効果がない。また、０．０８０％超の添加はＡｌ
の低減によるＭＡ生成抑制の効果がなくなるので０．０
８０％以下とする。 Ｔｉ：Ｔｉを本発明鋼に添加するとＴｉＯおよびＴｉＮ
を形成して、ＨＡＺ組織を微細化し、ＨＡＺ靭性を向上
させる。下限の０．００５％は、この効果を得るための
最小量であり、また、上限の０．０２５％はＴｉＣ形成
によるＨＡＺ靭性劣化を防止するためである。
あるが、鋼の高強度化をはかるためには０．０１０％以
下では効果がない。また、０．０８０％超の添加はＡｌ
の低減によるＭＡ生成抑制の効果がなくなるので０．０
８０％以下とする。 Ｔｉ：Ｔｉを本発明鋼に添加するとＴｉＯおよびＴｉＮ
を形成して、ＨＡＺ組織を微細化し、ＨＡＺ靭性を向上
させる。下限の０．００５％は、この効果を得るための
最小量であり、また、上限の０．０２５％はＴｉＣ形成
によるＨＡＺ靭性劣化を防止するためである。
【００２２】Ａｌ：Ａｌは、一般に脱酸上鋼に含まれる
元素であるが、本発明では好ましくない元素であり、そ
の上限を０．００８％とした。これは、Ａｌが鋼中に含
まれているとＯと結合して、Ｔｉ酸化物、Ｃａ酸化物が
生成しないためである。好ましくはＡｌ量は０．００３
％以下が望ましい。 Ｃａ：鋼中介在物であるＭｎＳの形態を制御し耐ＨＩＣ
性を向上させるために、また、ＨＡＺにおいて靭性を向
上するためのＣａＯを生成するために０．００１％以上
を添加する。しかし、０．００５％を超えるとＣａ系の
大型介在物やクラスターにより耐ＨＩＣ性および耐ＳＳ
Ｃ性が劣化するので０．００５％を上限とした。
元素であるが、本発明では好ましくない元素であり、そ
の上限を０．００８％とした。これは、Ａｌが鋼中に含
まれているとＯと結合して、Ｔｉ酸化物、Ｃａ酸化物が
生成しないためである。好ましくはＡｌ量は０．００３
％以下が望ましい。 Ｃａ：鋼中介在物であるＭｎＳの形態を制御し耐ＨＩＣ
性を向上させるために、また、ＨＡＺにおいて靭性を向
上するためのＣａＯを生成するために０．００１％以上
を添加する。しかし、０．００５％を超えるとＣａ系の
大型介在物やクラスターにより耐ＨＩＣ性および耐ＳＳ
Ｃ性が劣化するので０．００５％を上限とした。
【００２３】Ｎ：ＴｉＮ等によるＨＡＺ靭性を確保する
ためには０．００１％以上必要である。また、０．００
５％を超えると耐ＨＩＣ性が劣化するので、上限を０．
００５％とした。 Ｏ：ＨＡＺにおいてＣａＯ，ＴｉＯを生成するために
は、Ｏ量が０．００１％以上必要である。Ｏ量の上限を
０．００５％としたのは、非金属介在物の生成による鋼
の清浄度、靭性劣化を防止するためである。
ためには０．００１％以上必要である。また、０．００
５％を超えると耐ＨＩＣ性が劣化するので、上限を０．
００５％とした。 Ｏ：ＨＡＺにおいてＣａＯ，ＴｉＯを生成するために
は、Ｏ量が０．００１％以上必要である。Ｏ量の上限を
０．００５％としたのは、非金属介在物の生成による鋼
の清浄度、靭性劣化を防止するためである。
【００２４】本発明にあたっては、所望によりさらに強
度調整元素としてＶ，Ｃｕ，Ｃｒの少なくとも１種類以
上を添加する。 Ｎｉ：Ｎｉは０．０５％以上の添加により、溶接性、Ｈ
ＡＺ靭性に悪影響をおよぼすことなく、母材の強度、靭
性を向上させる。一方、０．５％を超えると耐ＳＳＣ性
が劣化するので、上限を１．０％とした。 Ｃｕ：ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果が０．０５％以上の
添加によって得られる。しかし、１．０％以上添加する
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。 Ｃｒ：Ｃｒは０．０５％以上の添加により、母材、溶接
部の強度を高めるが、多すぎると溶接性やＨＡＺ靭性を
劣化させる。そのため、上限を１．０％とした。
度調整元素としてＶ，Ｃｕ，Ｃｒの少なくとも１種類以
上を添加する。 Ｎｉ：Ｎｉは０．０５％以上の添加により、溶接性、Ｈ
ＡＺ靭性に悪影響をおよぼすことなく、母材の強度、靭
性を向上させる。一方、０．５％を超えると耐ＳＳＣ性
が劣化するので、上限を１．０％とした。 Ｃｕ：ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果が０．０５％以上の
添加によって得られる。しかし、１．０％以上添加する
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。 Ｃｒ：Ｃｒは０．０５％以上の添加により、母材、溶接
部の強度を高めるが、多すぎると溶接性やＨＡＺ靭性を
劣化させる。そのため、上限を１．０％とした。
【００２５】このような組成のＣＣスラブを、熱間圧延
そして加速冷却するが、図１はこのときの水冷パターン
を示すものである。即ち、１１００〜１２５０℃の温度
領域で再加熱後、９００℃以下の累積圧下量４０％以
上、圧延終了温度７５０〜９５０℃で圧延を行った後、
加速冷却する。
そして加速冷却するが、図１はこのときの水冷パターン
を示すものである。即ち、１１００〜１２５０℃の温度
領域で再加熱後、９００℃以下の累積圧下量４０％以
上、圧延終了温度７５０〜９５０℃で圧延を行った後、
加速冷却する。
【００２６】本発明においての再加熱条件、熱間圧延条
件および水冷条件を上述のように限定した理由は次の通
りである。まず、再加熱温度は上限を１２５０℃とし
た。これはγ粒が粗大化し、靭性が劣化するためであ
る。また、１１００℃低くするとＮｂ（ＣＮ）等の析出
物が粗大化して、耐ＨＩＣ性を劣化させる。熱間仕上温
度は、上限を９５０℃とするが、これを超えた温度で熱
間圧延を終了すると十分細粒化されず、高強度、高靭性
が得られない。また、７５０℃以下で終了すると、所定
の水冷開始温度が得られない。望ましくはＡｒ3 −３０
以上で圧延を終了することが望ましい。
件および水冷条件を上述のように限定した理由は次の通
りである。まず、再加熱温度は上限を１２５０℃とし
た。これはγ粒が粗大化し、靭性が劣化するためであ
る。また、１１００℃低くするとＮｂ（ＣＮ）等の析出
物が粗大化して、耐ＨＩＣ性を劣化させる。熱間仕上温
度は、上限を９５０℃とするが、これを超えた温度で熱
間圧延を終了すると十分細粒化されず、高強度、高靭性
が得られない。また、７５０℃以下で終了すると、所定
の水冷開始温度が得られない。望ましくはＡｒ3 −３０
以上で圧延を終了することが望ましい。
【００２７】９００℃以下の累積圧下量が、４０％未満
ではオーステナイト粒が十分な細粒にならず、加速冷却
しても均一な細粒組織が得られない。それ以外の再加熱
−仕上温度の途中の圧延は任意である。水冷開始温度は
約６８０℃より低い温度から初析フェライトの生成にと
もない、偏析部に合金元素が濃化し、水冷時に低温変態
組織が生成するので、耐ＨＩＣ性を劣化させる。好まし
くは７００℃以上が望ましい。また、圧延終了後の冷却
条件は任意であるが、望ましくは６００〜３５０℃で冷
却を終了し、冷却速度を５〜４０℃/secにする。
ではオーステナイト粒が十分な細粒にならず、加速冷却
しても均一な細粒組織が得られない。それ以外の再加熱
−仕上温度の途中の圧延は任意である。水冷開始温度は
約６８０℃より低い温度から初析フェライトの生成にと
もない、偏析部に合金元素が濃化し、水冷時に低温変態
組織が生成するので、耐ＨＩＣ性を劣化させる。好まし
くは７００℃以上が望ましい。また、圧延終了後の冷却
条件は任意であるが、望ましくは６００〜３５０℃で冷
却を終了し、冷却速度を５〜４０℃/secにする。
【００２８】
【実施例】表１に示す化学成分の供試鋼を用い、ＣＣス
ラブを表２に示すような製造条件で再加熱、熱間圧延そ
して加速冷却を行った。それによって得られた鋼板の機
械的性質、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性を表２に示す。
試験片は図２に示す位置から採取した。
ラブを表２に示すような製造条件で再加熱、熱間圧延そ
して加速冷却を行った。それによって得られた鋼板の機
械的性質、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性を表２に示す。
試験片は図２に示す位置から採取した。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】鋼１３〜１５は適切な製造条件ではないの
で、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性が劣化している。鋼１
３は再加熱温度が低すぎるため、鋼１４は９５０℃以下
の圧下量が低いため、鋼１５は圧延終了温度が低すぎる
ためである。なお、鋼１３に関しては母材強度が十分で
ない。また、鋼１４では組織の細粒化がはかれず、鋼１
５では低温圧延であるため母材靭性が劣化した。鋼１６
〜２５は化学成分が適切でなく、機械的性質が得られな
い。鋼１６はＣ量が多く微細で均一なベイナイト組織が
得られないため、鋼１７はＭｎ量が超で多量のＭｎＳの
析出のため、鋼１８はＳ量が多くＭｎＳの形態制御が行
えないため、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性が得られな
い。
で、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性が劣化している。鋼１
３は再加熱温度が低すぎるため、鋼１４は９５０℃以下
の圧下量が低いため、鋼１５は圧延終了温度が低すぎる
ためである。なお、鋼１３に関しては母材強度が十分で
ない。また、鋼１４では組織の細粒化がはかれず、鋼１
５では低温圧延であるため母材靭性が劣化した。鋼１６
〜２５は化学成分が適切でなく、機械的性質が得られな
い。鋼１６はＣ量が多く微細で均一なベイナイト組織が
得られないため、鋼１７はＭｎ量が超で多量のＭｎＳの
析出のため、鋼１８はＳ量が多くＭｎＳの形態制御が行
えないため、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性が得られな
い。
【００３２】鋼１９ではＴｉが少ないために、鋼２０で
はＡｌ量が多いためＨＡＺ靭性が低下した。また、鋼２
１はＯ量が多く、清浄度が損なわれ、靭性が劣化した例
である。鋼２２はＶ量が少ないため強度が不足してお
り、鋼２３ではＶ量が多いため靭性が劣化した例であ
る。鋼２４はＮｂ量が少ないため母材、ＨＡＺ靭性が低
下している。また、鋼２５はＮｂ量が多いためＨＡＺ靭
性が低下した。
はＡｌ量が多いためＨＡＺ靭性が低下した。また、鋼２
１はＯ量が多く、清浄度が損なわれ、靭性が劣化した例
である。鋼２２はＶ量が少ないため強度が不足してお
り、鋼２３ではＶ量が多いため靭性が劣化した例であ
る。鋼２４はＮｂ量が少ないため母材、ＨＡＺ靭性が低
下している。また、鋼２５はＮｂ量が多いためＨＡＺ靭
性が低下した。
【００３３】
【発明の効果】本発明によりＨ2 Ｓを含有した約ｐＨ３
のような低ｐＨ環境における耐水素誘起割れ性および耐
硫化物応力腐食割れ性を改善し、特に母材のみならず溶
接部の靭性を適切に改善して、高強度耐サワーラインパ
イプ用鋼管材としての特性を有効に高められる。工業的
にその効果の大きい発明である。
のような低ｐＨ環境における耐水素誘起割れ性および耐
硫化物応力腐食割れ性を改善し、特に母材のみならず溶
接部の靭性を適切に改善して、高強度耐サワーラインパ
イプ用鋼管材としての特性を有効に高められる。工業的
にその効果の大きい発明である。
【図１】本発明法の圧延、水冷パターンを示す線図であ
る。
る。
【図２】（ａ），（ｂ），（ｃ）は試験片採取位置の説
明図である。
明図である。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．０１〜０．０７％ Ｓｉ：０．０５〜
０．５％ Ｍｎ：０．８〜１．５％ Ｐ ：０．０１５
％以下 Ｓ ：０．００１０％以下 Ｎｂ：０．０１０
〜０．０５０％ Ｖ ：０．０１０〜０．０８０％ Ｔｉ：０．００５
〜０．０２５％ Ａｌ：０．００８％以下 Ｃａ：０．００１
〜０．００５％ Ｎ ：０．００１〜０．００５％ Ｏ ：０．００１
〜０．００５％ 残留不可避不純物および鉄からなる鋼を連続鋳造方法に
よってスラブとし、これを１１００〜１２５０℃の温度
領域で再加熱後、９００℃以下の累積圧下量４０％以
上、圧延終了温度７５０〜９５０℃で圧延を行った後、
加速冷却することを特徴とする耐サワー性および低温靭
性に優れた高張力鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で Ｎｉ：０．０５〜０．５０％ Ｃｕ：０．０５〜
１．０％ Ｃｒ：０．０５〜１．０％ を１種類以上含有することを特徴とする請求項１記載の
耐サワー性および低温靭性に優れた高張力鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8222293A JPH06293918A (ja) | 1993-04-08 | 1993-04-08 | 耐サワー性および低温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8222293A JPH06293918A (ja) | 1993-04-08 | 1993-04-08 | 耐サワー性および低温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06293918A true JPH06293918A (ja) | 1994-10-21 |
Family
ID=13768392
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8222293A Withdrawn JPH06293918A (ja) | 1993-04-08 | 1993-04-08 | 耐サワー性および低温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06293918A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100349157B1 (ko) * | 1998-12-22 | 2002-11-18 | 주식회사 포스코 | 생산성이 우수한 선급 고장력강 제조방법 |
| KR100544671B1 (ko) * | 2001-12-26 | 2006-01-23 | 주식회사 포스코 | 용융아연 취화 균열에 대한 저항성이 우수한 강재 및 그제조방법 |
-
1993
- 1993-04-08 JP JP8222293A patent/JPH06293918A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100349157B1 (ko) * | 1998-12-22 | 2002-11-18 | 주식회사 포스코 | 생산성이 우수한 선급 고장력강 제조방법 |
| KR100544671B1 (ko) * | 2001-12-26 | 2006-01-23 | 주식회사 포스코 | 용융아연 취화 균열에 대한 저항성이 우수한 강재 및 그제조방법 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20000704 |