JPS63243221A - 耐水素誘起割れ性高強度高靭性鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、耐水素誘起割れ性に優れているとともに、高
い低温靭性を有する高強度高靭性鋼板、例えばＡＰＩ規
格５Ｌ−Ｘ５２、χ５６級以上の鋼板、を製造する方法
に関する。

（従来の技術とその問題点） 近年開発が盛んな腐食性の強い原油や天然ガスの輸送用
ラインパイプ等に発生する水素誘起割れ（Ｈｙｄｅｏｇ
ｅｎ　Ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｃｒａｃｋｉｎｇ、以下ｒＨＩ
　Ｃｌと略す）については、すでに多くの研究が積み重
ねられ、その発生機構もは一解明され尽くしている。

即ち、ＨＩ　Ｃは湿潤（１□Ｓ環境で鋼が腐食したとき
に発生する水素が、鋼中に侵入することによって起こる
水素脆化現象であって、特にＨＩＣ感受性の高いのはス
ラブの中心偏析に起因して異常＆［ｌ織の発生し易い板
厚中心部である。

従って、これまでに提案されているＨＩＣ防止の対策は
、割れの起点となる介在物（ＭｎＳ）の低減、或いはＣ
ａ添加等によるその形状制御と、圧延終了後の加速冷却
による組織の均一微細化および中心偏析部での低温変態
組織の生成防止、が主たるものである。このような耐Ｈ
Ｉ　Ｃ対策は、例えば特開昭５４−１１８３２５号、同
５７−８５９２１１１号、同５１１１−７７５３０号、
同５Ｂ　−１５７９４８号、および同６０−７０１２２
号等に開示されている。

加速冷却を利用する耐ＨＩＣ鋼の製造方法は、概ねＡｒ
ｚ点以上で仕上圧延して、直ちに水冷するというもので
、鋼板の組織は微細なフェライト士パーライトＭｉ織あ
るいはフェライト＋ベイナイト混合組織になる。

しかしながら、このような加速冷却材は、低温靭性、特
に叶ｏｐ　Ｗｅｉｇｈｔ　Ｔｅａｒ　Ｔｅ５ｔ　（ＤＷ
ＴＴ）で測定した低温靭性に、多少劣るところがある。

なぜならば、Ａｒｔ点以上から加速冷却するために低温
圧延材に特有のセパレーションが生成せず、これによる
靭性改善効果が期待できないからである。

低温靭性を高めるのに、（α＋ｒ＞　　２相域圧延が効
果的であることが知られている。それは未変態Ｔに圧下
を加えることにより冷却過程で微細なアシキュラーフェ
ライト組織とし、さらに圧延時に初析フェライトを加工
するからである。これら細粒化の効果と、低温圧延材に
特有のセパレーションにより靭性が向上する。

しかし、従来用いられるようなスラブを用いて、２相域
圧延し圧延終了後加速冷却すると、耐ＨＩＣ性に劣るこ
とが多い。

それは、２相域圧延中にＣが偏析部に濃縮し、加速冷却
によって高硬度（Ｈｖ　３００〜４００以上）の低温変
態＆［ｌ織が生成し、さらにその高硬度Ｍｉ織内の介在
物（Ｍｎ　Ｓや、粗大炭窒化物）を起点にして、ＨＩＣ
が発生・伝播するからである。

本発明は、上記のような相反する現象を克服して、耐Ｈ
ＩＣにすぐれていると同時に、特にＤＷＴＴで評価され
る低温靭性も改善された鋼板を製造する新しい方法を提
供することを目的とする。

（問題点を解決するための手段） 前述のように、２相域圧延−加速冷却材の耐ＨＩＣ性が
劣るのは、板厚中心部に生成する低温変態Ｍｉ織と、そ
の異常組織内に存在する粗大介在物の重畳効果である０
本発明者の知見によれば、低温変態組織もしくは粗大介
在物のいずれかがなければ、ＨＩＣは発生しない。

そこで、本発明者は、低温靭性確保のために２相域圧延
−加速冷却のプロセスを採用するという前提の下に、粗
大介在物の生成を抑えることによって、耐ＨＩＣ性を改
善することを検討した。

ＨＩＣの発生起点となる介在物の１つは、ＭｎＳである
ことは従来から知られている。そして、ＭｎＳを減らす
ために、Ｓ含有量を低く抑えること、或いは、ＭｎＳの
形態制御のためＣａ等を添加することも知られている。

しかしながら、２相域圧延と加速冷却を行う綱板の耐Ｈ
ＩＣ性を満足すべき水準まで改善するには、従来行われ
ている程度のＳ低減などの対策ではなお不十分である。

本発明者は、Ｓ含有量の徹底的な低減とともに、Ｍｎ添
加量も通常レベルよりも低く抑えた。それによって、Ｍ
ｎＳの形態制御Ｔｎｌのために添加されるＣａの量も必
要最小限にすることができ、Ｃａクラスターの生成を防
止できる。

更に、酸化物（八ＱＺＯ３＞　ｔ）ＨＩ　Ｃの起点とな
るおそれがあるため、ＡＱの添加量も厳格に調整するこ
ととした。

また、さらに、ＨＩＧの発生面を詳細に調査したところ
、ＴｉＨのような粗大窒化物あるいは、Ｎｂ系、■系、
Ｔｉ系の粗大炭化物も見受けられた。これらの介在物も
、高硬度の低温変態組織内にあるとＨＩＣの起点となっ
ているものと推定される。

そこで粗大窒化物の生成を抑えるために、Ｎ含有量を制
限し、粗大炭化物はスラブ加熱温度を高くして完全に固
溶させるか、または析出粒径を小さくするというそれぞ
れの対策をとった。

上述の如き鋼の組成についての配慮と、所定の強度、靭
性を付与するための製造プロセス上の条件とを総合した
本発明は、下記のとおりの鋼板の製造方法を要旨とする
。

重量％で、Ｃ：　０．０４〜０．１２％、Ｓｉ　：　０
．０３〜０．８０％、Ｍｎ　：　０．４０〜１．２０％
、Ｐ　：　０．０２５％以下、Ｓ：０．００１％未満、
Ｔｉ　：　０．００８〜０．１５０％、ｓｏｌ、ＡＱ　
：　０．０１〜０．０５％、Ｃａ　：　０．０００５〜
０．００３０％、Ｎ：０．００４％未満、残部Ｆｅおよ
び不可避不純物から成り、１．０　＜　Ｃａ（χ）／Ｓ
（χ）　　＜　３．０である鋼の連続鋳造スラブを下記
の工程で加工することを特徴とする耐水素誘起割れ性高
強度高靭性鋼板の製造方法。

■スラブを１１５０℃以上に加熱する工程、■少なくと
もＡｒｘ点〜Δｒ３点＋１５０℃で圧下率４０％以上の
圧延を行う工程、 ［３］Ａｒ３点より低い温度で圧下率１０％以上の圧延
を行う工程、 ■圧延終了後、７００℃以上の温度域から４００〜５５
０℃まで３〜ｂ 以後放冷する工程。

上記の組成と製造条件によって、ＡＰＩ規格５Ｌ−Ｘ５
２級以上の強度レベルは十分に確保される。しかし、Ｘ
５６級以上の高強度が必要な場合、上記の素材鋼に更に
、それぞれ０．０５〜０．５０％のＣｕ、、Ｎ＋ｓＣｒ
、　Ｍｏと、それぞれ０．０１〜０．１５％のＮｂ、　
Ｖの６成分のうちの１種以上を含存させることができる
。

（作用） 以下、本発明において、素材鋼の組成と、製造条件を前
記のとおり定めた理由をそれぞれの作用効果とともに分
脱する。

まず、素材鋼中の成分について述べる。なお、本発明に
おいて、成分の含有量を示す「％」は、全て「重量％」
である。

Ｃ：鋼の強度確保のために０．０４％以上を必要とし、
また、耐ＨＩＣ性の劣化を防ぐため０．１２％以下とす
る。

Ｓｉ；鋼の強度確保および脱酸のために０．０３％以上
を必要とし、また、鋼の靭性確保および焼戻脆化の防止
のため０．８０％以下とする。

Ｍｎ：　Ｆ４の強度および靭性の確保のため０．４０％
以上を必要とするが、Ｍｎの増加によって偏析部の合金
元素濃度が増加し、かつＭｎＳの量が増加するから、上
限を１．２０％とする。

Ｐ：少ないほど偏析部の合金元素濃度は減少し、耐ＨＩ
Ｃ性に優れるから、少なければ少ない程好ましい。０．
０２５％は許容上限値である。

低Ｐ化することは製造コストの上昇になるから、求めら
れる性質とコストとの兼ね合いで、０．０２５％以下の
範囲で所定量に抑えればよい。

Ｓ：Ｓは、耐ＨＩＣ性に極めて有害な元素である。

Ｓを低くすれば、後述のＣａ添加量も少なくすることが
できる０本発明では、Ｓの含ｆｆを０．００１％未満に
抑える。　０．００１％以上になると、急激にＭｎＳの
数が増えＨＩ　Ｃを発生しやすくなる。

Ｔｉ：　ＴｉＮにより圧延＆１Ｉｒａの細粒化をはかり
、さらにＴｉＮおよびＴｉＣによる水素のトラップ効果
で耐ＨＩＣ性を向上させるため０．００８％以上を必要
とし、一方、０．１５０％を超えると靭性及び溶接性が
著しく損なわれるため、上限を０．１５０％とする。

ｓｏｌ．Ａｌ：　ｔＡの脱酸のため０．０１％以上を必
要とする。

しかし、前述の如＜、ＡＱｆＯｆｆがＨＩ　Ｃの起点と
なり得るので、ＡＱの添加は必要最小限に抑えるべきで
ある。即ち、本発明では清浄度を確保するため０．０５
％以下とする。

Ｎ：Ｎの含有量を低く抑えることも本発明の特徴のひと
つである。Ｎが０．００４０％以上となると粗大窒化物
が生成してＨＩＣが発生しやすくなるので０．００４０
％未満とする。

Ｃａ：　Ｑ中介在物であるＭｎＳの形態を制御し、耐Ｈ
ＩＣ性を向上させるために０．０００５％以上を含有さ
せる。しかし、０．００３０％を超えると、Ｃａ系介在
物が逆に耐ＨＩＣ性を劣化させる０本発明ではかかるＣ
ａの弊害も考慮し、下記のとおりＳ含有量と関係づけて
Ｃａ添加量を必要最小量に調整している。

Ｃａ／Ｓ：　ＭｎＳの球状化を図り、かつ、Ｃａ系介在
物（酸化物）の析出抑制のために、Ｃａ／Ｓは１．０超
３．０未満とする。上記のようにＳを０．００１％未満
と低くし、更にＭｎを低めに抑えであるため、Ｃａは従
来のＣａ処理鋼におけるほど必要ではない。

以上の成分の外、前記のとおりＸ５６或いはそれ以上の
高強度が要求される場合、さらに強度調整元素として、
Ｃｕ、　Ｎｉ、　Ｃｒ、　Ｍｏ、、Ｎｂ、　Ｖのうちの
１種以上を添加する。

Ｃｕ；強度調整及び耐食性付与のため０．０５％以上を
含有させる。しかし、Ｃｕ含有量が０．５０％を超える
と溶接性及び熱間圧延性を損なう。

Ｎｉ：　Ｎｉ含有量は鋼の強度、靭性改善のためには０
゜０５％以上を必要とし、０．５０％を超えると耐硫化
物応力腐食割れ性が劣化する。

Ｃｒ、　Ｍｏ：いずれも鋼の強度、靭性を向上させるた
めそれぞれ０，０５％以上、０．５０％以下を含有させ
る。

Ｎｂ、■＝いずれも鋼の強度、靭性向上のためにはそれ
ぞれ０．０１％以上、０．１５％以下を必要とする。

上記のような付加的な添加成分を含む鋼を対象とする場
合であっても、次に述べる製造工程の各条件は、これら
の成分を含有しない鋼を対象とする場合と本質的に変わ
りはない。

次に、製造工程の各条件について説明する。

第１図は、本発明の工程（ヒートパターン）を模式的に
示すものである。

まず■の加熱温度は１１５０℃以上とする。その理由は
、先に述べた粗大な窒化物、炭化物を十分に固溶させる
ためである。加熱温度が１１５０’ｌｌ：未満では炭化
物の十分な固溶がなされず、２相域圧延−加速冷却法を
適用した鋼板では耐ＨＩＣ性に劣る、　　ものになって
しまう。

上限は特に規定しないが、１２５０℃超ではオーステナ
イト粒が著しく粗大化し、以後の熱間圧延において細粒
化することが困難となるので、１２５０℃以下が望まし
い。加熱の時間は、スラブのサイズにもよるが、およそ
５〜１２０分程度でよい。

熱間圧延は、まず＾ｒｘ　＋　１５０℃以下Ａｒ３点以
上のオーステナイト域で少なくとも４０％以上の圧下（
第１図の■）が必要であるａ　　Ａｒ、　＋　１５０℃
を超える温度域での圧下は任意である。このときの圧下
率は、４０％未満ではオーステナイト粒が十分な細粒と
ならず、以下に述べる２相域圧延の効果が乏しくなり製
品鋼板の靭性が劣る。また、加速冷却時に十分な細粒と
なっていないので、幅広くつながった低温変態組織が生
成し、耐ＨＩＣ性が劣化する。

第１図の■はＡｒ３点未満７００℃以上の温度域（α＋
γ２相域）での圧延である。ここでの圧下率が１０％未
満では十分な細粒とならず、またセパレーションが生成
せず、低温靭性に劣る。しかし、仕上圧延温度を下げす
ぎると冷却開始が遅れ、耐ＨＩＣ性が損なわれるので、
（Ａｒ３　５０℃）以上で仕上圧延を終了するのが望ま
しい。

以上により熱間圧延を終了した鋼板は、７００℃以上の
温度から加速冷却される（第１図の■）。

加速冷却開始温度が７００℃より低いと、初析フェライ
トの著しい成長に伴い、偏析部にＣが濃縮し起点（介在
物）がなくてもＨＩＣを発生するような非常に硬い低温
変態＆［ｌ織が生成する。より好ましい冷却開始温度は
（Ａｒｓ　　５０℃）以上である。

加速冷却における水冷停止温度は上限を５５０℃とする
。これより高い温度ではベイナイト変態が完了していな
いので、以後の放冷時にパーライト変態が進み、さらに
中心偏析部でＣの濃縮した部分に非常に硬い＆［ｌ織が
生成して、耐ＨＩＣ性が劣化する。下限は４００℃とす
る。４００℃より低温度に加速冷却すると、マルテンサ
イト変態して硬さが上昇し、耐ＨＩＣ性が劣化する。即
ち、４００℃より下は放冷が必要である。

加速冷却の速度は３〜ｂ 秒より遅いと冷却時に一部パーライトが生成し、加速冷
却の効果がなく耐ＨＩＣ性が劣化する。また、２５℃／
秒を超える大きな冷却速度では２相域圧延時にＣ及び合
金元素の濃縮した中心偏析部で冷却過程に硬さが上昇し
耐ＨＩ　Ｃ性が劣化する。

３〜ｂ 水噴射型の鋼板加速冷却装置によって得られる。

（実施例） 第１表に示す化学組成の鋼Ａ−にのスラブ（サイズ、２
４０ｔ　Ｘ　１６００ｗ　Ｘ　６００　ｊ！　）を供試
材とし、次の試験を行った。第１表中備考欄の○は本発
明の条件にかなう組成の鋼、△はいずれかの成分の含有
量が本発明の条件を外れる比較材である。

なお、第２表、第３表に示す試験結果のうち、靭性（Ｄ
ＷＴＴ）と耐ＨＩＣ的中率の試験、評価方法は次のとお
りである。

ＤＷＴＴ：第２図に示す要領で試験片を採取し、−３０
℃で試験、（試験片と試験要領の詳細は、例えば、「鉄
鋼便覧」第３版（昭和５６年）第■巻２００頁参照）、
延性破面率５ｈｅａｒ　Ａｒｅａ　（ＳＡ）が８５％以
上であれば脆性破壊は起らない。

耐ＨＩＣ的中率：　第３図（イ）に示すようにｗ４仮よ
り表裏面２ｍｍ切削した厚さで、幅１１００Ｉ１、長さ
１０１００Ｉの板状試験片を全幅にわたって採取し、同
じく長さ方向にも数ケ所採取した。これらの試験片は、
６００メツシユエメリー研磨した後、アセトン脱脂した
。ＨＩＣ試験に用いた試験液は、ＮＡＣＥ液と呼ばれる
もので０．５％酢酸（ＣＩｈＣＯｔＨ）　　５％食塩（
ＮａＣＱ）水溶液で試験中はＨａｓを通気し、飽和状態
にした。温度は２５℃で、試験時間は１００時間である
。

第３図（ロ）に、ＨＩＣ試験後の試験片端面を示すが、
このとき観察されるＨＩＣを板幅方向の割れの長さくａ
ｉｊ）で測定し、断面幅に対するこのａｉｊの総和の比
を割れ長さ率（％）（Ｃ，Ｌ、Ｒ，）とした、そして、
耐ＨＩＣ的中率は、次式で表す。

Ｃ試験ｌ〕 まず、スラブ加熱温度と圧延および冷却条件が耐ＨＩＣ
性と靭性に及ぼす影響をみるため、鋼ＡとＢを対象に上
記の各条件を様々に変えた試験を行った。その結果を第
２表に掲げる。（試験番号のＡ、Ｂ、・・・は第１表の
鋼種を意味する。）第２表の試験結果を要約すると次の
通りである。

まず、耐ＨＩ　Ｃは満足できるが靭性（ＤＷＴＴ）が不
満足なものは、八−１、Ａ−２、Ｂ−３である。Ａ−１
とＡ−２はＡｒ３点未満の温度域での圧延が全くないこ
とがＤＷＴＴの低い主原因であり、Ｂ−３はＡｒ＋未満
での圧下量が少ないのが原因である。

一方、ＤＷＴＴが８５以上であっても、耐ＨＩＣに劣る
のはＡ−５、Ａ−６、Ａ−８、Ａ−９、Ｂ−２、Ｂ−５
、Ｂ−６である。Ａ−５は水冷の開始温度が低すぎ、Ａ
−６とＢ−２はスラブの加熱温度が低すぎる。Ａ−８、
Ａ−９は水冷の停止温度が適正範囲にない。Ｂ−５とＢ
−６は冷却速度が適正でない。

なお、八−１０は、Ａｒ３＋　１５０からＡｒ＋までの
温度域での圧延量が少なく、水冷開始温度も低すぎるた
め、靭性、耐ＨＩＣ性ともに悪い。

上記の結果から、仮に素材鋼の組成が本発明の条件を満
していても、圧延、冷却の条件のひとつでも適正範囲に
ないと靭性と耐１（Ｉ　Ｃ性の両方を満足することはで
きない、ということが分かる。

〔試験２〕 素材鋼の組成が靭性と耐ＨＩＣ性に及ぼず影響を調べた
。圧延と冷却は全て本発明の条件を満足する範囲に設定
した。即ち、スラブ加熱温度は１２００℃、Ｉｌｒ：ｌ
　＋　１５０℃から計、までの温度域での圧下率は６０
％、Ａｒ３点未満での圧下率は２０％である。

第３表に仕上温度から冷却速度までの各条件と、第３表
の試験結果によれば、圧延と冷却の条件が本発明の範囲
にある限り、Ａ−にの全鋼種がＤ−ＴＴを満足する。し
かし、同時に耐ＨＩＣ性をも満足するためには、素材鋼
の組成を厳格に調整する必要がある。要約すればＣ−１
、Ｄ−１、Ｅ−１、Ｇ−１はそれぞれＭｎ、Ｓ、Ｎ、Ｃ
の含有量が本発明で定めた上限値を超えて多すぎるため
、耐ＨＩＣ性に劣る。又、Ｉ−１は、Ｃａの総量が多す
ぎＣａ／Ｓが３．９と大きすぎて、耐ＨＩＣ性に悪影響
を与えている。

一方、本発明の実施例に相当するものは、素材鋼の組成
が適正範囲にあることと、圧延および冷却の条件との総
合的な効果によって、低温靭性と耐ＨＩＣ性のともに優
れた鋼板になっている。

（発明の効果） 本発明は、これまでの水素誘起割れ対策を更に進めて、
特にＤＷＴＴによって評価される低温靭性と耐ＨＩＣ性
とを兼ね備え、しかもＡＰＩ規格Ｘ５２、Ｘ５６　レベ
ルを優に満足する高強度高靭性鋼板の製造方法を提供す
るものである０本発明方法によづて製造される鋼板は、
益々過酷な環境で使用されることが多いラインパイプ用
素材、或いは優れた耐ＨＩＣ性と低温靭性を必須とする
多くの用途に高い信顛性をもって使用できるものである
。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明を概念的に示すヒートパターン図、 第２図は、ＤＷｔＴの試験片採取要領を示す図、第３図
は、旧Ｃ試験の試験片採取と評価方法の概要を示す図、
である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０
   ．０３〜０．８０％、Ｍｎ：０．４０〜１．２０％、Ｐ
   ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００１％未満、Ｔｉ：０
   ．００８〜０．１５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０
   ．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｎ：
   ０．００４％未満、残部Ｆｅおよび不可避不純物から成
   り、１．０＜Ｃａ（％）／Ｓ（％）＜３．０である鋼の
   連続鋳造スラブを下記の工程で加工することを特徴とす
   る耐水素誘起割れ性高強度高靭性鋼板の製造方法。 ［１］スラブを１１５０℃以上に加熱する工程、［２］
   少なくともＡｒ＿３点〜Ａｒ＿３点＋１５０℃で圧下率
   ４０％以上の圧延を行う工程、 ［３］Ａｒ＿３点より低い温度で圧下率１０％以上の圧
   延を行う工程、 ［４］圧延終了後、７００℃以上の温度域から４００〜
   ５５０℃まで３〜２５℃／秒の冷却速度で加速冷却し、
   以後放冷する工程。
2. （２）重量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０
   ．０３〜０．８０％、Ｍｎ：０．４０〜１．２０％、Ｐ
   ：０．０２５％以下Ｓ：０．００１％未満、Ｔｉ：０．
   ００８〜０．１５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．
   ０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｎ：０
   ．００４％未満、およびそれぞれ０．０５〜０．５０％
   のＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏと、それぞれ０．０１〜０．
   １５％のＮｂ、Ｖの６成分のうちの１種以上、残部Ｆｅ
   および不可避不純物から成り、１．０＜Ｃａ（％）／Ｓ
   （％）＜３．０である鋼の連続鋳造スラブを下記の工程
   で加工することを特徴とする耐水素誘起割れ性高強度高
   靭性鋼板の製造方法。 ［１］スラブを１１５０℃以上に加熱する工程、［２」
   少なくともＡｒ＿３点〜Ａｒ＿３点＋１５０℃で圧下率
   ４０％以上の圧延を行う工程、 ［３］Ａｒ＿３点より低い温度で圧下率１０％以上の圧
   延を行う工程、 ［４］圧延終了後、７００℃以上の温度域から４００〜
   ５５０℃まで３〜２５℃／秒の冷却速度で加速冷却し、
   以後放冷する工程。