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
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Info
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Abstract
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
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
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。
/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。
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。
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。
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。
(=〔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。
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。
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。
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。
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。
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。
+100℃での累積圧下量の影響を示す図表。
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)
- 【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%) - 【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。
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