JPS5914535B2 - 不安定延性破壊抵抗性の良好な非調質高張力鋼ラインパイプ用厚板 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、不安定延性破壊抵抗性の良好な非調質高張力
鋼ラインパイプ用厚板に関するものである。

特に本発明は、コントロールトローリングによる靭性、
特にシャルピー吸収エネルギー値の高い非調質高張力鋼
ラインパイプ用厚板に関するものである。

従来熱間圧延時の仕上温度を低下させることにより、結
晶粒の微細化を計り、圧延のままで良好な強度とともに
優れた靭性な得る圧延法が行われている。

近年さらにこの方法を拡大してＡｒ３変態点直上の安定
オーステナイト領域で多大の変形を与えることにより結
晶粒の微細なフェライト組織を形成させるいわゆるコン
トロールトローリング法が実用されるようになった。

この方法によればフェライト粒径をＡＳＴＭＡ＝１２〜
１３程度にすることが可能であり、焼準によって得られ
るフェライト粒径がＡＳＴＭ屋＝１０程度であることを
考えると、前記コントロールトローリング法は優れた方
法であることが判る。

さて前記コントロールトローリング法を適用した熱間圧
延材、すなわちコンドロールドロールド材は近年天然ガ
ス輸送大径鋼管用の厚板としてしばしば用いられ、その
理由はかかる大径鋼管は強度が高く、低温で靭性大であ
り、かつ溶接性が良好であることが要求されるため、か
かる鋼管にコントロールドローリングを施した厚板を使
用することは好適であるからである。

しかしながら天然ガス輸送ライン用鋼管は、内容物が気
体であること、作用応力が高いこと、形状が円形管であ
ることのため、破壊靭性について特別の考慮が払われね
ばならない。

この点一般の構造体に生ずる不安定破壊については、脆
性破壊のみを問題とすれば足りる場合が多いこととは対
照的である。

さて脆性破壊は遷移温度以下の温度領域で生ずるもので
あるから、構造体の使用温度を材料固有の遷移温度以上
に限定すれば、その構造体は脆性破壊することはないこ
とになる。

しかし天然ガス輸送ラインパイプにおいては使用温度が
材料固有の遷移温度以上の温度領域であっても不安定破
壊が発生し、その際の破壊による破面は脆性破壊による
破面とは異り、剪断破壊による破面性状を呈することか
ら、かかる破壊は不安定延性破壊と呼ばれている。

ラインパイプに不安定延性破壊が発生することは言うま
でもなく非常に危険であり、その発生を防止すると共に
、特に万一破壊が発生してもその破壊の伝播が直ちに阻
止される如き性質を使用材料に具備させることが必要で
ある。

かかる不安定延性破壊の伝播阻止に関しその結論が広く
認められている米国Ｂａｔｔｅｌｌｅ Ｍｅｍｏｒｉａ
ｌＩｎｓｔｉｔｕｔｅの研究結果によれば、ラインパイ
プの使用温度がたとえ材料の遷移温度以上の靭性領域に
あっても、もし吸収エネルギーが低下しある臨界値以下
になると不安定延性破壊が生じ、これを防止するには材
料に臨界値以上の吸収エネルギーを具備させることが必
須の条件であるとしている。

前述の如くコンドロールドロールド材はその結晶粒径が
微細であるため強度が高く、遷移温度も著しく低温側に
位置することは大なる特長であるが、残念なことには吸
収エネルギーは規準材および一般圧延材に比し著しく低
いという欠点を有し。

このためコンドロールドロールド材を天然ガス輸送ライ
ンパイプに使用することには未だ問題が残っており、か
つそのため使用が制限されている。

本発明は、強度と靭性の両特性と共にシャルピー吸収エ
ネルギーが高く不安定延性破壊抵抗性の良好な非調質高
張力鋼ラインパイプ用厚板を提供することを目的とする
ものである。

本発明は、Ｃ０，０４〜０．２０係、Ｓｉ０．０５〜０
．８％、Ｍｎ０．８０〜２．５％、酸可溶性Ａ Ａｏ、
０１０〜０．０４５％を含有するほかに、Ｎｂ、Ｖおよ
びＴｉのうちから選んだ１種または２種以上からなる析
出硬化型元素群またはさらにＣｒ９Ｍｏ。

ＮｉおよびＣｕのうちから選んだ１種または２種以上か
らなる固溶体硬化型元素群を含有し、かつ０．００４５
％以下に低減したＮとを含有し、残部実質的にＦｅより
なるスラブにおいて、オーステナイト域に加熱後熱間加
工する際９００℃以下の温度において、全圧下率の５０
係以上の低温圧延を施すことによってその目的を達成す
ることができる。

析出硬化型元素群は、Ｎｂ 、Ｖにあっては０．１係以
下、Ｔｉにあっては００４％未満が炭窒化物を形成して
析出硬化によって強度上昇に寄与する元素として均等作
用を呈する同効成分である。

固溶体硬化型元素群は、Ｃｒ ｔＮｉにあっては１％以
下、Ｍｏ、Ｃｕにあっては０．５％以下が固溶体硬化に
より、強度上昇に寄与する元素として均等作用を呈する
同効成分である。

本発明の研究において、構造用鋼５Ｍ５０の規準材と７
００℃仕上材との温度による延性破面率（％）および吸
収エネルギー（ｋｇ−ｍ）の変化を比較した。

この結果をそれぞれ第１図、第２図に示す。

７００℃仕上したコンドロールドロールド材の破面遷移
温度は第１図に示す如く規準材のそれよりも低温側にあ
る。

しかしながらコンドロールドロールド材の吸収エネルギ
ーは第２図に示す如く規準材のそれよりもはるかに低値
を示す。

規準材においては延性破面率が１００係に達すると、吸
収エネルギーもほぼ飽和値に達し、いわゆる５ｈｅｌｆ
ｅｎｅｒｇｙを規定することができる。

これに反しコンドロールドロールド材にあっては延性破
面率１００％に相当する温度以上でも吸収エネルギーは
増大し続けるため、Ｓｈ ｅ １ ｆ ｅｎｅｒｇｙ
を規定することができない。

コンドロールドロールド材はこのような特性を有するこ
とから前記Ｂａｔｔｅｌｌｅグループの研究報告におい
ては延性破面率が１００％のときの吸収エネルギーをＣ
ＶＩ−１００と呼称し、伝播する不安定延性破壊を減速
、停止させるに必要な臨界吸収エネルギー（ＣＶＤと呼
称すル）ニ前記ｃＶＩ−１ｏｃ１等しいか、あるいはそ
れより犬であること、すなわち ＣＶ Ｉ−１００〉ＣＶＤ であることが不安定延性破壊伝播阻止の必要条件である
としている。

すなわち第１，２図においてはコンドロールドロールド
材の遷移温度は規準材のそれよりも低温側に存在するが
、コンドロールドロールド材のＣＶＩ−１００は規準材
のＣＶＩ−１００よりはるかに低値である。

次にＮｂ含有鋼（Ｃ０，１係、Ｓｉ０．２７％、Ｍｎ
１．３２ ％、Ｐｏ、００３％、Ｓｏ、００５％、Ａｌ
Ｏ，０１８係、Ｎｂ０．０６１係、ＮＯ，０１８４係）
の７３０℃仕上材と８６０℃仕上材のシャルピー衝撃試
験結果を第３，４図に示す。

７３０℃仕上材の遷移温度は８６０℃仕上材のそれより
低温側に位置するが、前者の吸収エネルギーは後者のそ
れよりはるかに低値を示している。

このことはコントロールトローリングを強く行なった場
合にはＣＶＩ−１００が低下して。

ＣＶＩ−１００＜ＣＶＤ となり、不安定延性破壊が生起する条件の範囲に入る恐
れも生じ得るわけである。

前述の如くコくントロールドロールド材のＣＶＩ−１０
０は規準材、通常の熱間圧延材のそれよりも低いので、
これを大径鋼管に使用する場合には不安定延性破壊伝播
の生起条件範囲に入るか、あるいは接近するものである
ことを考慮しなければならない。

しかるにこの条件を避けるためコントロールトローリン
グを施すことを止めれば、結晶粒微細化が計られないた
め強度を上昇させることができず、かつ遷移温度が高い
ことから低温における使用は不可能となる。

したがって天然ガス輸送用ラインパイプに使用さるべき
厚板はコントロールトローリングにより強度を大となし
、遷移温度を低温側に移行させた上で、さらに吸収エネ
ルギー、特にＣＶＩ−１００を高くすることが必要であ
り、本発明によれば上記相反する条件を同時に満足させ
ることができるのである。

本発明の研究において、コンドロールドロールド材の吸
収エネルギーＣＶＩ−１００は鋼中に存在する窒素含有
量によって大きく変化することを新規に知見した。

第１表に示す組成のスラブを１１５０℃に加熱してコン
トロールトローリングに供した。

この場合のコントロールトローリング条件は９００℃以
下で全圧下率の５０％を施し、仕上温度を７３０℃とし
、最終板厚は１１．５朋である。

かくして得たコンドロールドロールド材（７３０℃仕上
材）のＣＶＩ−１００とＮ量との関係を第５図に示す。

同図において判る如＜ＣＶＩ−１００はＮ量の増加とと
もに急激に低下することを知見した。

特にＮが１１００ｐｐ未満においてはＣＶＩ−１００の
低下する割合は天である。

一方通常圧延材（９００℃仕上材）のＣＶＩ−１００も
Ｎ量の増加とともに減少するが、Ｎ１００ｐｐ：ｍ以、
下の範囲におけるＣＶＩ−１００の低下する割合は僅少
であるが１１００ｐｐ以上においてはその低下の割合は
著しい。

この結果によりコンドロールドロールド材ノＣＶＩ−１
００値はＮ量に対して敏感であり、ＣＶＩ−１００値を
大となすにはＮ量をできるだけ低値に抑えておくことが
必要であることを新規に知見することができた。

しかしながら通常の製鋼法によればＮ量は相当高い。

例えば転炉鋼のＮ量は０．００６〜０．００９ ％、電
気炉鋼のＮ量は０．００７〜０．０１％程度である。

したがって本発明の鋼を製造するにはスラブをコントロ
ールトローリングによって強度を高め、遷移温度を低く
し、かつ吸収エネルギーの低下を防止するため、スラブ
中のＮ量を低く制御しなければならないわけである。

Ｎ量を低く制御する手段としては真空鋳造、真空脱ガス
、アルゴン雰囲気下鋳造、あるいは溶鋼にチタンの添加
等既知の方法を採用することができる。

本発明の鋼の各成分の含有量の限定理由を説明する。

Ｃは０．０４％未満にすると降伏比が高くなり、強度が
小となるので、０．０４％以上が望ましく、また０、２
％を超えると靭性ならびに溶接性を害する。

したがってＣは０．０４〜０．２係の範囲にする必要が
ある。

Ｓｉは０．０５％未満にすると脱酸不良となり、かつ固
溶体硬化が生起しないため強度が上昇せず、０．８％を
超えると切欠靭性を害する。

よってＳｉは０．０５〜０．８％の範囲とすることが必
要である。

Ｍｎは０．８０％未満においては、固溶体硬化が小量で
強度が弱く、２．５％を超えると炭素当量が増大し、割
れ感受性が高まる。

よってＭｎは０．８０〜２．５チの範囲とすることが必
要である。

Ａｌを０．０１０％未満にすると、脱酸小量となると共
に、またＡＣ３以上の温度で再加熱するとき析出するＡ
［Ｎが少ないためオーステナイト結晶粒が粗大化し、０
．０４５％を超えてＡｌを添加してもＡ７Ｎ析出による
オーステナイト結晶粒の細粒化には寄与しない。

よって０．０１０〜０．０４５チの範囲とすることが必
要である。

Ｎは０．００４５％を超えるとシャルピーの吸収エネル
ギー、特にＣＶＩ−１００が低下するので、０１００４
５係以下にすることが必要である。

Ｎｂは炭窒化物を形成して析出硬化によって強度上昇に
寄与するとともに低温側熱間加工後の再結晶を著しく遅
滞させ、かつフェライト細粒化に大きく寄与する重要な
元素であるが、０．１％を超えると吸収エネルギーを減
少させ、溶接部を脆化させるので、０．１％以下が望ま
しい。

■は炭窒化物を形成して析出硬化によって強度に寄与す
る元素であるが、０．１％を超えると材料を脆化させる
ので０．１％以下とすることが必要である。

Ｔｉも炭窒化物を形成して析出硬化によって強度に寄与
する元素であるが、０．０４係以上となると材料を脆化
させるので０．０４％未満にする必要がある。

Ｃｒは固溶体硬化により強度を上昇させ、さらにオース
テナイトからフェライトへの変態温度を低下させ、過冷
却度を高めて微細なフェライト粒を生成させるのに寄与
する元素であるが、１．００係を超えると溶接硬化性を
増大させるので、１．００チ以下に抑える必要がある。

Ｍｏは固溶体硬化を生起させ、強度を上昇させ、組織の
一部をベーナイト化して降伏比を低下させる効果を有す
る元素であるが、０．５％を超えると溶接硬化性が増大
するので、０．５係以下にする必要がある。

Ｎｉは固溶体硬化により強度を上昇させ、さらに鋼の靭
性を高めるのに有効な元素であるが、１係を超えても靭
性がさほど高くなることがなく、高価になりすぎるので
１％以下が望ましい。

Ｃｕは固溶体硬化により、強度を上昇させるとともにベ
ーナイト変態を促進し降伏比を低下させる効果のある元
素であるが、０．５％を超えると材料を脆化させるので
０．５％以下にする必要がある。

次に熱間圧延条件を限定する理由は、９００℃より高い
温度で圧延を完了すると、結晶粒を微細化させることが
できない。

よって微細な結晶粒となすためには９００℃以下の温度
で全圧下率の５０係以上の低温圧延を施すことが必要で
ある。

次に本発明を実施例によって説明する。

実施例 １ 第１表に示す組成の鋼を５０ｋｇ真空溶解炉で溶製して
スラブとなし、１１５０℃に６０分間加熱後熱間圧延を
施した。

この際９００℃以下の温度範囲において全圧下率の５０
％の圧下加工を施し、仕上温度を７３０℃とし、最終板
厚は１１．５１Ｌｍになった。

かくして得た材料の機械的性質を第２表に示す。

第１，２表において鋼Ａ、Ｂは本発明の鋼、Ｃ〜Ｆは比
較鋼である。

転炉製鋼法で得られる鋼はＮを６０ｐｐｍ程度含有する
が、Ｎ量がこの程度以上になると例えば比較鋼り、Ｅ、
Ｆに見る如くＣＶＩ−１００は急激に低下した。

これに対しＮ量０．００３％程度の本発明鋼Ａ 、 Ｂ
ノＣＶＩ−１００は１１．８ｋｇ−ｍ、１１．０ｋｇ−
ｍと極めて高く優れた材料であることを知見することが
できた。

実施例 ２ 第３表に示す組成の転炉溶製商用鋼のうちＧ〜Ｒは第１
発明の実施例と比較例を、ＧとＨ，ＩとＪ、にとり、Ｍ
とＮ、０とＰ、およびＱとＲで対比したようにＮ含有量
のみがそれぞれ異なり他の成分はそれぞれほぼ近似の含
有量である。

Ｇ、Ｉ。Ｋ、Ｍ、０およびＱは通常製造工程を経て注入
造塊したものであるのでＮ含有量は０．００７５〜０．
００８５係と高い。

これに対し、Ｈ，Ｊ、Ｌ、Ｎ、ＰおよびＲは鋳込時にア
ルゴン雰囲気を用いて大気中のＮ吸収を防止する手段を
採用したためにＮ含有量は低い。

これら鋼塊を分塊圧延により２４０朋のスラブとなし、
さらにコントロールトローリングすなわち９００℃以下
の全圧下率を７０％、仕上温度を均７３０℃として最終
板厚１８．０１７１１に熱間圧延した。

これらの材料の機械的性質は第４表の如くであった。

ＧとＨ，ＩとＪ、にとり、ＭとＮ、ＯとＰおよびＱとＲ
の強度（σＹ、σＴＳ）はそれぞれほぼ同一であるが、
Ｎ含有量の低い材料の吸収エネルギーＣＶＩ−１００は
Ｎ含有量の高い材料に比し３〜５ｋｇ・ｍだけ確実に増
加しいずれもＣＶＩ−１００は１０ゆ・ｍ以上を示す。

第３，４表中のｓ−ｚ’にて第２発明の実施例について
化学成分と機械的性質を示す。

コントロールトローリング条件、最終板厚は第１発明の
場合と同じである。

ｓ −ｚ’はＮ含有量がいずれも０．００４５％以下で
あるタメ、ＣＶＩ−１００は１０ｋｇ・ｍ以上の値を示
し、強度、靭性ともに優れた鋼であることがわかる。

以上本発明の鋼は強度、靭性が高く、かつ吸収エネルギ
ーが大であるから、天然ガス輸送ラインパイプとして非
常に有利に使用することができる。

以上本発明の鋼は強度、靭性が高く、かつ吸収エネルギ
ーが犬であるから、天然ガス輸送ラインパイプとして非
常に有利に使用することができる。

【図面の簡単な説明】

第１図はコンドロールドロールド材と焼準材の温度と延
性破面率との関係図、第２図は第１図の材料と温度と吸
収エネルギーとの関係図、第３図は７３０℃仕上材と８
６０℃仕上材の温度と延性破面率との関係図、第４図は
第３図の材料の吸収エネルギーと温度との関係図、第５
図は９００℃仕上材と７３０℃仕上材の吸収エネルギー
とＮ量の関係図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 炭素０．０４〜０．２０％、珪素０．０５〜０．８
   チ、マンガン０．８０〜２．５％、酸可溶性アルミニウ
   ム０．０１０〜０．０４５％のほか、ニオブ０．１係以
   下、バナヂウム０．１％以下およびチタン０．０４％未
   満のうちから選んだ１種または２種以上を０．００４５
   係以下に低減した窒素とともに含有し、残部実質的に鉄
   よりなり、オーステナイト域に加熱したスラブ段階の熱
   間加工が、９００℃以下の温度で全圧下率の５０％以上
   の低温圧延を経たものであることを特徴とする不安定延
   性破壊抵抗性の良好な非調質高張力鋼ラインパイプ用厚
   板。 ２ 炭素０．０４〜０．２０％、珪素０．０５〜０．８
   ％、マンガン０．８０〜２．５％、酸可溶性アルミニウ
   ム０．０１０〜０．０４５％のほか、ニオブ０．１％以
   下、バナヂウム０．１％以下、チタン０．０４％未満の
   うちから選んだ１種または２種以上ならびにクロム１％
   以下、モリブデン０．５％以下、ニッケル１係以下、銅
   ０．５％以下のうちから選んだ１種または２種以上を、
   ０．００４５％以下に低減した窒素とともに含有し、残
   部実質的に鉄よりなり、オーステナイト域に加熱したス
   ラブ段階の熱間加工が、９００℃以下の温度で全圧下率
   の５０％以上の低温圧延を経たものであることを特徴と
   する不安定延性破壊抵抗性の良好な非調質高張力鋼ライ
   ンパイプ用厚板。