JPH07242944A - 優れた低温靭性を有する耐サワー高強度鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 本発明は、優れた低温靭性を有する耐サワー
ラインパイプ用鋼板（ＡＰＩ５Ｌ−Ｘ６０以上の強度、
板厚１５mm以上）の製造方法を提供する。 【構成】 強度および耐水素誘起割れ性の観点から化学
成分を限定した鋼を、１０００〜１３００℃の温度範囲
に加熱後、９５０℃以上での累積圧下量が３０％以上と
なる圧延を行い、続いてＡｒ₃ 〜Ａｒ₃ ＋１００℃での
累積圧下量が６０％以上で、かつ全パス回数の６０％以
上は１パス当りの圧下率が１５％以上である圧延を行っ
た後、Ａｒ₃ 以上の温度から５〜４０℃／秒の冷却速度
で３５０〜５５０℃まで加速冷却し、その後放冷するこ
とを特徴とする優れた低温靭性を有する耐サワー高強度
鋼板の製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は優れた低温靭性を有する
耐サワー高強度ラインパイプ用鋼板（米国石油協会（Ａ
ＰＩ）規格Ｘ６０以上の強度、板厚１５mm以上）の製造
方法に関するものであり、鉄鋼業において厚板ミルに適
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、高強度と優
れた低温靭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。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６３−００１３６９号公
報、特開昭６２−１１２７２２号公報）。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る。この時
Ａｒ₃ （変態開始温度）以上の温度からの加速冷却が必
須であるため、圧延終了温度は必然的にＡｒ₃ 以上に規
制される。このような圧延終了温度の制限のもとで優れ
た低温靭性と高強度を同時に満足するためには、圧延方
法の最適化をはかることが重要である。制御圧延におけ
るオーステナイト未再結晶域での圧延は、オーステナイ
ト粒の延伸化と粒内への変形帯の積極的な導入によって
フェライト核生成サイトを増加させ、変態後のフェライ
ト粒を微細化させることから、低温靭性および強度の向
上に極めて有効である。オーステナイト未再結晶域での
圧延においてフェライト核生成サイトの増加をはかる方
法として、例えばProceedings of Microalloying 75
(1975),p120で公知のように累積圧下量を増加させるこ
と、例えば鉄と鋼60(1974) 11,S557で公知のように圧
延温度の低温化をはかること、が有効である。従ってフ
ェライト粒の微細化には、Ａｒ₃ 直上のオーステナイト
極低温域での等温的な圧延によって累積圧下量を大きく
することが望ましい。

【０００３】一般的な厚板ミルにおける１パス当りの圧
下率は大きくても高々１５％程度であり、このような従
来の圧延では圧延中に鋼板温度の降下が大きくなるた
め、外部から鋼板を加熱することなしにＡｒ₃ 直上の狭
い温度範囲内で強度の圧延をすることは困難であった。
例えば特開昭６３−０５０４２６号公報では圧延温度域
としてＡｒ₃ 〜Ａｒ₃ ＋１５０℃のように１５０℃の温
度範囲を規定している。従って、従来の圧延ではＡｒ₃
直上のオーステナイト極低温域での累積圧下量を十分大
きくとれないため、フェライト粒の微細化に限界があ
り、耐サワー高強度鋼板において優れた低温靭性を得る
ことが困難であった。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、優れた低温
靭性と耐水素誘起割れ性を有するＡＰＩ５Ｌ−Ｘ６０以
上の高強度鋼板の製造方法を提供するものである。

【０００５】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、重量％
でＣ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍ
ｎ：０．６〜１．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：
０．００１％以下、Ａｌ：０．０６％以下、Ｔｉ：０．
００５〜０．０３％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｃ
ａ：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、さらに必要に応じてＮｉ：０〜０．５％、Ｃ
ｒ：０〜０．５％、Ｍｏ：０〜０．５％、Ｃｕ：０〜
０．５％、Ｖ：０〜０．１％のうち１種以上を含有する
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を、１０００
〜１３００℃の温度範囲に加熱後、９５０℃以上での累
積圧下量が３０％以上とし、続いてＡｒ₃ 〜Ａｒ₃ ＋１
００℃での累積圧下量が６０％以上で、かつ全パス回数
の６０％以上は１パス当りの圧下率が１５％以上である
圧延を行った後、Ａｒ₃ 以上の温度から５〜４０℃／秒
の冷却速度で３５０〜５５０℃まで加速冷却し、その後
放冷することである。

【０００６】以下、本発明について詳細に説明する。優
れた耐水素誘起割れ性、低温靭性、強度および現地溶接
性を同時に達成するためには、鋼の化学成分および製造
方法を最適化しなければならない。化学成分について
は、耐水素誘起割れ性の観点からスラブに中心偏析しや
すいＣ，Ｍｎ，Ｐを低減し、さらに極低Ｓ化およびＣａ
添加によって硫化物系介在物の低減および形態制御を行
う必要がある。製造方法については、制御圧延における
オーステナイト再結晶域圧延によって再結晶オーステナ
イト粒を均一に細粒化し、続くオーステナイト未再結晶
域圧延によってオーステナイト粒を延伸化するとともに
粒内へ変形帯を導入してフェライト核生成サイトを増加
させ、圧延後Ａｒ₃ 以上からの加速冷却によって中心偏
析部を含むミクロ組織を改善し高強度化をはかる必要が
ある。

【０００７】本発明の技術的思想は、オーステナイト未
再結晶域での圧延において１パス当りの圧下率を利用し
て圧延温度を制御することにより、Ａｒ₃ 直上のオース
テナイト極低温域で強度の圧延を行い、フェライト核生
成サイトを著しく増加させてフェライト粒を極限まで微
細化し、優れた低温靭性を有する耐サワー高強度鋼板を
製造することにある。９５０℃未満のオーステナイト未
再結晶域における圧延温度と１パス当りの圧下率との関
連について発明者らが鋭意検討した結果、図１に示すよ
うに１パス当りの圧下率を１５％以上に増加させること
で、圧延中の鋼板温度の降下が著しく小さくなり、１０
０℃以内の狭い温度範囲内での圧延が可能であることが
明らかとなった。

【０００８】このような温度降下の小さい圧延が可能と
なる理由は、パス回数の減少によるロール抜熱量の減
少、加工発熱量の増加、などである。発明者らはこの
ような温度降下の小さい圧延を利用して、Ａｒ₃ 〜Ａｒ
₃ ＋１００℃のオーステナイト極低温域の狭い温度範囲
内で累積圧下量が６０％以上となるような強度の圧延を
行うことにより、極めて微細なフェライト粒を得る方法
を発明した。

【０００９】以下、化学成分の限定理由について説明す
る。Ｃ量はＸ６０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、上限を０．１２％とした。下限は強度・低温靭性を
確保するため０．０２％とした。Ｍｎ，Ｐ量は中心偏析
を軽減して耐水素誘起割れ性を確保するため、上限をそ
れぞれ１．５％、０．０１０％とした。Ｍｎ量の下限は
母材および溶接部の強度・低温靭性を確保するため０．
６％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。

【００１０】Ｎｂ，Ｔｉは本発明鋼に必須の元素であ
る。Ｎｂは制御圧延におけるオーステナイト組織の微細
化や析出強化に寄与して鋼を強靭化する。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、母材靭性およびＨＡＺ
靭性を改善する。Ｎｂ，Ｔｉ量の下限はこれらの元素が
その効果を発揮するための最小量であり、その上限はＨ
ＡＺ靭性や現地溶接性を劣化させない添加量の限界であ
る。

【００１１】Ｓｉは多く添加すると現地溶接性、ＨＡＺ
靭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。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≦〔Ｃａ〕（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量を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、ＥＳＳ
Ｐ＝〔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、ＨＩＣの発生起点となるので、その上限
を７．０とした。

【００１２】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％以上になると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。

【００１３】次に選択元素であるＮｉ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｃ
ｕ，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、靭性などの特性
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。Ｎｉは溶接性および
ＨＡＺ靭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０．５％とした。

【００１４】Ｍｏは母材の強度、靭性をともに向上させ
るが、過剰な添加は母材およびＨＡＺの靭性、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、過剰な添加は母材およびＨＡＺの靭性、溶接性
を劣化させるため、上限を０．５％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靭性の向上や、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靭性、溶接性の劣化を招くため、上
限を０．１％とした。

【００１５】次に製造方法の限定理由について述べる。
鋼（スラブ）の加熱温度は１０００〜１３００℃としな
ければならない。これはＮｂを十分に固溶させると同時
に加熱オーステナイト粒の粗大化を抑制するためであ
る。加熱温度が１０００℃未満ではＮｂが十分に固溶し
ないため、圧延によるオーステナイト組織の微細化やＮ
ｂによる析出強化が不十分となって低温靭性および強度
が劣化する。加熱温度が１３００℃を超える場合、加熱
オーステナイト粒が粗大化してしまい、フェライト粒が
十分に微細化されずに低温靭性が劣化してしまう。望ま
しい加熱温度は１１５０〜１２５０℃である。

【００１６】９５０℃以上での圧延において累積圧下量
を３０％以上としなければならない。これは、オーステ
ナイト再結晶域での圧延によって均一で細粒なオーステ
ナイト粒を得るためである。９５０℃以上での圧延にお
いてはオーステナイト粒はほぼ完全に再結晶する。９５
０℃以上での累積圧下量が３０％未満であると再結晶に
よる細粒化が不十分となり、一部粗大な再結晶粒のまま
オーステナイト未再結晶域での圧延が行われるため、粗
大なフェライト粒を含む混粒組織が形成されて低温靭性
が劣化してしまう。

【００１７】続いて、Ａｒ₃ 〜Ａｒ₃ ＋１００℃での累
積圧下量が６０％以上で、かつ全パス回数の６０％以上
は１パス当りの圧下率が１５％以上である圧延を行わな
ければならない。これは本発明の特徴であり、Ａｒ₃ 直
上での強度の圧延によってオーステナイト粒のフェライ
ト核生成サイトを著しく増加させ、フェライト粒を極限
まで微細化するための新しい方法である。図２に平均の
フェライト粒径に及ぼすＡｒ₃ 〜Ａｒ₃ ＋１００℃での
累積圧下量の影響を示す。Ａｒ₃ 〜Ａｒ₃ ＋１００℃で
の累積圧下量が６０％未満であるとフェライト核生成サ
イトの形成が不十分となり、フェライト粒が十分に微細
化しない。

【００１８】圧延温度がＡｒ₃ 未満になると変態の進行
に伴って中心偏析部へＣの濃化が起こり、圧延後に加速
冷却を適用しても中心偏析部に硬化組織が形成されて耐
水素誘起割れ性が劣化する。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％未満であると、圧
延中の鋼板温度の降下が大きくなり、Ａｒ₃ 〜Ａｒ₃＋
１００℃での累積圧下量が６０％以上となる強度の圧延
ができない。

【００１９】圧延後はＡｒ₃ 以上の温度から５〜４０℃
／秒の冷却速度で３５０〜５５０℃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、低温靭性を損なわずに高強度化を可能とす
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５５０℃を超
えたりすると、変態の進行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耐水素誘起割れ性が劣化
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靭性が劣化
する。

【００２０】なお、本鋼板を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。本発明鋼
は寒冷地における耐サワーラインパイプの他、耐サワー
圧力容器としても適用できる。

【００２１】

【実施例】表１に鋼片の化学成分を示す。表２に鋼板の
製造条件を示す。表３に鋼板の機械的性質および耐水素
誘起割れ性を示す。

【００２２】

【表１】

【００２３】

【表２】

【００２４】

【表３】

【００２５】

【表４】

【００２６】表１，表２，表３中の鋼１〜６は本発明鋼
であり、鋼７〜２５は比較鋼である。本発明鋼は、ＡＰ
Ｉ５Ｌ−Ｘ６０以上の高強度を有し、かつ優れた低温靭
性（ｖＴｒｓ≦−１４０℃、ＢＤＷＴＴ８５％ Ｓｈｅ
ａｒ ＦＡＴＴ≦−５０℃）とＮＡＣＥ溶液での優れた
耐水素誘起割れ性（ＣＡＲ＝０％）を有する。一方、比
較鋼は化学成分あるいは圧延方法が適当でないために強
度、低温靭性、耐水素誘起割れ性の何れかが劣る。鋼
７，８，９はそれぞれＣ量，Ｍｎ量，Ｐ量が多すぎるた
め、中心偏析部に硬化組織が形成され耐水素誘起割れ性
が劣っている。

【００２７】鋼１０は、Ｓ量が多すぎるためにＥＳＳＰ
（＝〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕）
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１１はＮ
ｂ量が少なすぎるために圧延によるオーステナイト組織
の微細化とＮｂによる析出強化が不十分となり、低温靭
性および強度が劣っている。鋼１２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１３はＴｉ量が少なす
ぎるためにＴｉＮによる加熱オーステナイト粒の成長抑
制が不十分となり、加熱オーステナイト粒の粗大化によ
ってフェライト粒が十分に微細化されず、低温靭性が劣
っている。

【００２８】鋼１４は、加熱温度が１０００℃未満であ
るため、加熱時の固溶Ｎｂ量が少なく、圧延によるオー
ステナイト粒の微細化およびＮｂによる析出強化が不十
分となり、低温靭性および強度が劣っている。鋼１５は
加熱温度が１３００℃を超えるため、加熱オーステナイ
ト粒が粗大化してしまい、フェライト粒が十分に微細化
されず低温靭性が劣っている。鋼１６は９５０℃以上の
圧延での累積圧下量が３０％未満であるため、再結晶に
よるオーステナイト粒の細粒化が不十分であり、フェラ
イト粒が混粒となって低温靭性が劣っている。鋼１７は
９５０℃未満での圧延開始温度が高すぎるため、Ａｒ₃
〜Ａｒ₃ ＋１００℃での累積圧下量が６０％未満となっ
てしまい、フェライト粒が十分に微細化されず低温靭性
が劣っている。

【００２９】鋼１８は、９５０℃未満での圧延開始温度
が低すぎるために、圧延終了温度がＡｒ₃ 未満となり、
中心偏析部のミクロ組織が改善されず耐水素誘起割れ性
が劣っている。鋼１９は９５０℃未満の圧延において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、Ａｒ₃ 〜Ａｒ₃ ＋１００℃での
累積圧下量が６０％未満となり、フェライト粒が十分に
微細化されずに低温靭性が劣っている。鋼２０は９５０
℃以下の圧延において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、Ａｒ₃
〜Ａｒ₃ ＋１００℃での累積圧下量が６０％未満となる
とともに圧延終了温度がＡｒ₃ 未満となってしまい、フ
ェライト粒の微細化および中心偏析部のミクロ組織の改
善が不十分となって低温靭性および耐水素誘起割れ性が
劣っている。

【００３０】鋼２１は、加速冷却の開始温度がＡｒ₃ 未
満であるため、鋼２２は加速冷却の停止温度が５５０℃
を超えるため、鋼２３は加速冷却の冷却速度が５℃／秒
未満であるため、中心偏析部のミクロ組織が改善されず
耐水素誘起割れ性が劣っている。鋼２４は加速冷却の停
止温度が３５０℃未満であるため、鋼２５は加速冷却の
冷却速度が４０℃／秒を超えるため、低温変態生成物が
形成されて低温靭性および耐水素誘起割れ性が劣ってい
る。

【００３１】

【発明の効果】本発明法によって製造された耐サワー高
強度ラインパイプ用鋼板は、従来の鋼に比較して非常に
優れた低温靭性を有しており、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。

【図面の簡単な説明】

【図１】９５０℃未満での累積圧下量が６０％となる圧
延（板厚１５mm）における、圧延温度に及ぼす１パス当
りの圧下率の影響を示す図表。

【図２】平均のフェライト粒径に及ぼすＡｒ₃ 〜Ａｒ₃
＋１００℃での累積圧下量の影響を示す図表。

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【手続補正書】

【提出日】平成６年９月２日

【手続補正１】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】００１３

【補正方法】変更

【補正内容】

【００１３】次に選択元素であるＮｉ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｃ
ｕ，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、靭性などの特性
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る。Ｎｉは溶接性および
ＨＡＺ靭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０．５％とした。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．１２％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．６〜１．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００１％以下、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１％、 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を満足する残部が鉄および不
   可避的不純物からなる鋼を、１０００〜１３００℃の温
   度範囲に加熱後、９５０℃以上での累積圧下量が３０％
   以上となる圧延を行い、続いてＡｒ₃ 〜Ａｒ₃ ＋１００
   ℃での累積圧下量が６０％以上で、かつ全パス回数の６
   ０％以上は１パス当りの圧下率が１５％以上である圧延
   を行った後、Ａｒ₃ 以上の温度から５〜４０℃／秒の冷
   却速度で３５０〜５５０℃まで加速冷却し、その後放冷
   することを特徴とする優れた低温靭性を有する耐サワー
   高強度鋼板の製造方法。 但し、〔Ｃａ〕：Ｃａ含有量（重量％） 〔Ｏ〕 ：Ｏ 含有量（重量％） 〔Ｓ〕 ：Ｓ 含有量（重量％）
2. 【請求項２】 重量％で、 Ｎｉ：０〜０．５％、 Ｃｒ：０〜０．５％、 Ｍｏ：０〜０．５％、 Ｃｕ：０〜０．５％、 Ｖ ：０〜０．１％ のうち１種以上を含有することを特徴とする請求項１記
   載の優れた低温靭性を有する耐サワー高強度鋼板の製造
   方法。