JPS6223056B2

JPS6223056B2 -

Info

Publication number: JPS6223056B2
Application number: JP2549178A
Authority: JP
Inventors: Tomoyoshi Ookita; Chiaki Oochi; Masayuki Tanimura; Yoshikazu Ishizawa; Hirosuke Inagaki; Takayuki Nishimura; Mitsuoki Kodama
Original assignee: Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1978-03-08
Filing date: 1978-03-08
Publication date: 1987-05-21
Also published as: JPS54118325A

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は耐水素割れ特性の優れた非調質鋼板の
製造方法に関し、高度の強度、靭性および溶接性
の基本材質性能に加えてHzSと水分が共存する原
油或いは天然ガス等の輸送ラインパイプなどにお
いて問題となつているHzS原因した腐食による割
れに対し優れた抵抗力を有する、即ち優れた耐水
素誘起割れ性或いは耐水素応力割れ特性（以下こ
の耐水素誘起割れ性および耐水素応力割れ特性の
双方を総称して耐水素割れ性という）を具備した
非調質鋼板を製造せしめ、API規格×42〜70相当
程度の該鋼板を安価に提供し得る方法を確立しよ
うとするものである。各種流体資源に関する輸送をパイプラインによ
つて大規模に行うことが近時普及されつつあり、
斯様な場合においては腐食による材料の脆化が問
題となつている。特に原油や天然ガスのように硫
化水素が含まれる所謂サワーガスやサワーオイル
の場合においてはHzSと水分の腐食作用により発
生した原子状水素が鋼中に侵入して無負荷状態で
も所謂水素誘起割れと呼ばれる割れを形成するこ
とが知られており、又これら流体の輸送圧力やパ
イプ製造時の成形又は溶接の如きに原因した残留
応力が重畳し鋼材の降伏点近傍に達する場合にお
いては水素応力割れと呼ばれる割れが生じ易くな
る。然してこれらの水素割れが相互に連結してパ
イプの肉厚を貫通した場合にはパイプラインにお
ける大規模な漏洩事故となる。このため斯様な水
素割れ防止に関しては当業者の重大な関心が払わ
れ、従来これが防止策としては介在物の形状制
御、Cuの添加、低温変態生成物の除去のような
方法が採られているが夫々に以下のような問題点
を有している。即ち介在物の形状制御は、鋼にCeなどの稀土
類元素を添加し水素割れの発生核となる硫化物系
介在物を除去し或いは球状化することにより水素
割れを防止するものであるが、これら稀土類元素
を添加すること自体コストアツプとなるばかり
か、この方法によつても現状では水素割れを完全
に除去することが不可能である。又Cu添加は、
鋼に0.25％以上のCuを添加すると湿潤HzS環境
下で鋼表面に耐食性の良好な被膜が形成され、水
素の侵入を防止して水素割れを防止し得るとする
ものであるが、このようなCuの添加がコストア
ツプにつながることは当然であると共に熱間圧延
時におけるCu疵の発生や溶接性の劣化を伴う等
の不利がある。更に低温変態生成物の除去は、鋼中にバンド状
の低炭素ベイナイト組織やマルテンサイト組織が
存在する場合に硫化物介在物だけでなく、これら
の組織も水素割れを惹起するので、Ｃ，Mn，
Mo，Cr，Niなどのこれら低温変態生成物の形成
を促進する元素を低減し、熱間圧延後徐冷を行う
などの処置を採るものであるが、このため鋼の強
度、靭性を確保する上において、或いは生産能率
を確保する上において重大な制約を受けざるを得
ない。然してこれらは主として非調質鋼の場合に採ら
れる対策であるが、一般的には非調質材よりも調
質材の方が耐応力腐食割れ性において優れている
という実験事実から場合によつては調質という熱
処理工程が採用されることがあるが、このように
特殊な熱処理工程の採用は何れにしても生産能率
を低下せしめ、エネルギーを消費し、生産コスト
上昇を随伴することとなる。本発明は上記したような従来技術における問題
点を解消すべく研究と推考を重ねて創案されたも
のであつて、従来成分の鋼において又殊更にコス
トアツプや生産性低下を伴うことなしに、前記し
たような特別の配慮をなした鋼材と同等若しくは
それ以上の耐水素割れ性を有する鋼材を製造し得
る方法を提供するものである。即ち上述したよう
な硫化物による水素割れ機構に関しては今日にお
いてもその解明が十分となし得ないが、本発明者
等の組織と応力腐食割れとの関係についての広汎
な研究結果によるならば、特に水素割れ性を考慮
した成分系でない従来鋼種においても制御圧延
後、適切な加速冷却による組織制御を行うことに
より耐水素割れ性が圧延ままのものよりも格段に
優れ、同一強度水準からみて従来法によるものよ
りも更に上廻つた特性を有する鋼材が得られるこ
とを確認した。即ちこの本発明についてより具体的に説明する
と、本発明では、Ｃ：0.03〜0.20％、Si：0.1〜
0.8％、Mn：0.5〜2.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：
0.010％以下、Cu：0.19％以下、Al：0.005〜0.1
％にして、必要に応じ上記基本組成にNb：0.10
％以下、Ｖ：0.10％以下の２種を含有し、または
上記基本組成にCa：0.005％以下を含有し、残部
が鉄及び不可避不純物より成る組成の鋼を950〜
1200℃に加熱し未再結晶温度域での累積圧下率40
％以上で仕上り温度A₃変態点以上の圧延をな
し、次いでこのA₃変態点以上の温度域から500〜
650℃までを３〜20℃／secの冷却速度で加速冷却
し以後放冷することから成り、鋼板表面において
少くとも30％以上のベイナイト組織を有するよう
にするものである。蓋し、先ず第１図は従来材と
本発明材についてNACE法と称される0.5％酢酸
＋５％NaCl＋HzSのPH2.8〜4.0である溶液中で降
伏点以下の定荷重引張りを行い、500時間でも破
断しない限界応力と降伏点との比を採つた限界応
力比の強度依存性を示したものであるが、一般に
高強度のもの程この限界応力比は低下し、耐水素
応力割れ性が低下することが知られており、この
第１図においては同一鋼種は同じ符号で示してあ
るが、従来材（圧延まま）と加速冷却された本発
明材とを比較すると本発明材はその加速冷却によ
つて常に強度が上昇するだけでなく（又前記限界
応力比が低下するのではなく）、限界応力比は圧
延ままのものと同等若しくはむしろ向上し、しか
も降伏点が相当高くなつているのであつて、この
ような結果によれば耐水素割れ性が飛躍的に向上
しているということができる。本発明材は前記したような成分組成鋼種のスラ
ブを前記したような特定温度域に加熱後制御圧延
してから加速冷却し、放冷するもので、それによ
つて得られる組織は圧延前のスラブ加熱ならびに
制御圧延に基く極めて微細なオーステナイトの形
成と、この微細なオーステナイトの加速冷却とに
より均一且つ微細に分布したフエライト―ベイナ
イト組織である。然してこの組織が高強度化した
にも拘わらず、より優れた耐水素応力割れ性を示
すのは主としてパーライトや低温変態生成物のバ
ンド組織を消失させ、ミクロ偏析を実質的に拡散
状態とみなせる状態となし、水素応力割れの初期
段階におけるブリスターの優先発生起点を消滅さ
せることに起因するものと認められる。又このこ
とから本発明材は、この耐水素応力割れのみなら
ず、その発生原因が同じと考えられる無負荷での
割れ、即ちいわゆる水素誘起割れに対しても優れ
た耐割れ性を示す。然してこのようなミクロ組織を得るためには先
ずスラブの加熱温度に関して熱間圧延前のオース
テナイト結晶粒も微細であるように950〜1200℃
とすべきであつて、これが1200℃以上となるとオ
ーステナイト結晶粒は急激に粗大化し、又950℃
以下では熱間変形抵抗が急増し、熱間圧延が困難
となるのでこれを下限とする。又上記のようなミ
クロ組織を得るためには斯かるスラブの低温加熱
と共に圧延段階でオーステナイトを実質的に微細
化しておくことが必要であつて、未再結晶域で少
くとも40％以上の累積圧下を採ることが必要であ
る。このようなスラブの加熱条件とそれに続く圧
延段階での圧延条件の何れもが満足されないと本
発明の効果は発揮されないものであつて、即ち圧
延段階で未再結晶温度域における大きな累積圧下
率を採つてもスラブ加熱段階でのオーステナイト
粒が粗大であると圧延終了時に得られるオーステ
ナイト粒は充分に微細化されたものにならない
し、又圧延開始前のオーステナイト粒が粗大でな
くても未再結晶温度域での累積圧下率が40％に満
たない場合にも充分に微細化されたものにならな
いことは同様である。圧延仕上げ温度は特異な集合組織を発達させな
いため、又次の加速冷却効果を発揮させるため、
A₃変態点以上とすることが肝要であり、本発明
において採用する合金成分範囲に該当する変態点
の温度範囲、前記スラブ加熱温度、圧延条件並び
に仕上圧延スタンドから加速冷却装置に到るまで
の温度降下を考慮するならば、圧延仕上げ温度は
850〜760℃であることが望ましい。又斯くして圧
延を終了した鋼板は、650〜500℃まで３〜20℃／
secの冷却速度で加速冷却して少くとも鋼板表面
が30％以上のベイナイトを含む組織とする。この
冷却速度が３℃より遅い場合は、鋼表面近傍にバ
ンド状低温変態生成物が残留し大きな水素割れを
誘発する。一方この冷却速度が20℃／sec以上に
なるとバンド状のマルテンサイト組織或いはブロ
ツク状ベイナイト組織が出現し、その顕微鏡組織
を不均一化すると同時に水素割れの発生場所とな
る。上記したベイナイト量については第２図に前述
したところと同様の水素応力割れ試験により後述
する実施例の第１表の鋼番Ｃ，Ｄの応力限界比と
ベイナイト量の関係を示す。即ち冷却速度を変化
させてそのベイナイト量を変化させ、斯かるベイ
ナイト量の変化に伴い限界応力比が変化すること
は図示の通りであつて、ベイナイト量30％以上と
なることにより限界応力比は急激に向上するが、
それが更に増加すると高強度化に対応して稍々低
下する。蓋し耐水素応力割れに対しては少くとも
30％以上のベイナイトを均一且つ微細に分布させ
ることが不可欠であることは明かである。更にこ
の第２図には圧延条件或いは加速冷却条件が不充
分なことにより量的には十分であるが粗大なブロ
ツク状ベイナイトが形成された場合も破線ハツチ
ングを施して示してあるが、このようなミクロ組
織では却つて耐水素割れ性が低下してしまうこと
も明かであつて、要するに均一且つ微細にベイナ
イトを分散制御することが本発明の必須要件であ
る。又冷却停止温度については、所要のベイナイト
量を得るため上限を650℃とし、下限は加速冷却
後或る程度の自己焼戻効果を起させる必要がある
ことと特にこれ以下に冷却すると鋼板の歪みが生
ずることによる鋼板製造上の問題から500℃とす
る。加速冷却後の放冷は上述した冷却停止温度と
関連して自己焼戻的効果を発揮させるためであ
る。更に本発明は広幅、厚肉の厚板ミル圧延を主対
象としているが、ホツトストリツプミルの熱延で
も原理的に適用可能である。即ちランナウトテー
ブル上での冷却による加速冷却効果及び巻取りに
よる自己焼戻し効果の組合わせが可能である。何
れにしてもスラブの加熱並びに粗圧延、仕上圧延
を厳しくコントロールし、圧延終了時のオーステ
ナイト粒を微細化すると共にA₃変態点以上の温
度域から所定の冷却速度で所定温度まで加速冷却
し、微細ベイナイトが均一に分散するミクロ組織
とすることが耐水素応力割れ性を向上させるため
に不可欠であることは明かである。本発明における化学成分についての限定理由に
ついて説明すると、以下の通りである。Ｃについては、0.03％未満では所定の強度が得
られない。又それが0.20％超となると溶接性を劣
化させ、最終組織に粗いベイナイトが形成され易
くなるから0.03〜0.20％とする。 Siは、脱酸剤として0.1％以上は必要である
が、0.8％超となると靭性を阻害するので、0.1〜
0.8％とする。 Mnは、0.5％未満では充分な強度が得られな
い。又それが2.0％を越えると粗大なブロツク状
ベイナイト或いはマルテンサイトが形成され易い
こととなつて耐水素割れのみならず靭性をも害す
るようになるので0.5〜2.0％とする。Ｐについては、0.05％を超えると靭性が劣化す
るのでこれを上限とする。Ｓは、0.010％を超すと硫化物系介在物周辺か
ら水素割れが著しく多発するので上限を0.010％
とする。 Cuは、0.19％超となると熱間圧延疵を生ずる
から、これを上限とする。 Alは、鋼の脱酸剤として必要であるが、0.10％
超添加すると鋼を汚染し、又靭性を劣化するので
好ましくない。 NbとＶについては、鋼の機械的強度を高める
上で必要に応じて共に添加することができるが、
0.10％を超すと溶接部の靭性を劣化させるのでこ
れを上限とする。 Caは、鋼における硫化物系介在物の形状を制
御するのに有効な元素であつて、その効果は
0.0001％以上で顕われるが、0.005％超となると
鋼が汚染されるのでこれを上限とする。本発明方法によるものの具体的な実施例を示
し、その特質性をより明確化すると以下の如くで
ある。次の第１表に示すような化学成分を有する鋼Ａ
〜Ｄを用いた。

【表】これらの鋼Ａ〜Ｄは、1150℃に加熱（但し後述
する第２表の鋼板Ｄ―５、Ｄ―６は1100℃に加
熱）してから熱間圧延して800℃で仕上げ、780℃
より加速冷却した後、未再結晶域での圧下率、冷
却速度、冷却停止温度を種々に変化させて板厚20
mmの鋼板とした。然して斯かる鋼板の製造条件、
ベイナイト量、機械的性質および耐応力割れ性の
評価としてNACE法による限界応力比の測定結果
は次の第２表に示す通りである。

【表】即ちこのような結果によれば、本発明によつて
API規格Ｘ―52〜Ｘ―65ないしＸ―70に対し従来
採られている鋼種成分において従来法（圧延ま
ま）のものよりも、強度、靭性はともに改善さ
れ、同時に耐応力割れ特性が絶対値でも向上し、
しかも従来材と同一強度水準でみると飛躍的に向
上していることが明かである。これに対し鋼板Ｃ
―３は何れもベイナイト量が少く、耐応力割れ性
が改善されていない。又鋼板Ｂ―４は未再結晶域
の圧下率が小さいため理想的な加速冷却を行つて
も微細且つ均一なベイナイトが形成されず、耐応
力割れ性は却つて低下しているものである。なお
上記したような第１，２表のもののＣ，Mn量と
Y.S値との関係からして本発明のものがAPI規格
Ｘ―42程度のものにも充分適用されることは明か
である。以上説明したような本発明によれば圧延条件、
加速冷却条件を特定のものとすることによりベイ
ナイトを極めて微細且つ均一に分散せしめる組織
制御を図り、これによつて強度、靭性などの鋼材
の基本的性能を改善し、しかも強度レベルで低炭
素当量化が可能となつて溶接性も改善され、加う
るに飛躍的な耐水素割れ特性を向上した鋼材を特
別な熱処理工程や特殊な元素又は多量のCu添加
の如きを必要としないで適切に得しめることがで
きるものであるから工業的にその効果の大きい発
明である。

【図面の簡単な説明】

図面は本発明の技術的内容を示すものであつ
て、第１図は本発明材と比較材についての限界応
力比と降伏点との関係を示した図表、第２図はベ
イナイト量と限界応力比との関係を示した図表で
ある。

Claims

【特許請求の範囲】１Ｃ：0.03〜0.2％、Si：0.1〜0.8％、Mn：0.5
〜2.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.010％以下、
Cu：0.19％以下、Al：0.005〜0.1％にして、残部
が鉄及び不可避不純物より成る組成の鋼を950〜
1200℃に加熱し、未再結晶温度域での累積圧下率
40％以上で仕上り温度A₃変態点以上の圧延をな
し、次いでこのA₃変態点以上の温度域から500〜
650℃までを３〜20℃／secの冷却温度で加速冷却
し以後放冷することから成り、鋼板表面において
少くとも30％以上のベイナイト組織を有するよう
にした耐水素割れ特性の優れた非調質鋼板の製造
方法。２Ｃ：0.03〜0.2％、Si：0.1〜0.8％、Mn：0.5
〜2.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.010％以下、
Cu：0.19％以下、Al：0.005〜0.1％、Nb：0.10％
以下、Ｖ：0.10％以下にして、残部が鉄及び不可
避不純物より成る組成の鋼を950〜1200℃に加熱
し、未再結晶温度域での累積圧下率40％以上で仕
上り温度A₃変態点以上の圧延をなし、次いでこ
のA₃変態点以上の温度域から500〜650℃までを
３〜20℃／secの冷却温度で加速冷却し以後放冷
することから成り、鋼板表面において少くとも30
％以上のベイナイト組織を有するようにした耐水
素割れ特性の優れた非調質鋼板の製造方法。３Ｃ：0.03〜0.2％、Si：0.1〜0.8％、Mn：0.5
〜2.0％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.010％以下、
Cu：0.19％以下、Al：0.005〜0.1％、Ca：0.005
％以下にして、残部が鉄及び不可避不純物より成
る組成の鋼を950〜1200℃に加熱し、未再結晶温
度域での累積圧下率40％以上で仕上り温度A₃変
態点以上の圧延をなし、次いでこのA₃変態点以
上の温度域から500〜650℃までを３〜20℃／sec
の冷却速度で加速冷却し以後放冷することから成
り、鋼板表面において少くとも30％以上のベイナ
イト組織を有するようにした耐水素割れ特性の優
れた非調質鋼板の製造方法。