JPH0625743A - 優れた低温靭性を有する耐サワー鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 （修正有） 【目的】 優れた低温靭性を有する耐サワー鋼板の製造
方法を提供する。 【構成】 重量％でＣ：０．１２％以下、Ｓｉ：０．６
％以下、Ｍｎ：０．６〜１．５％、Ｐ：０．０１５％以
下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｍｏ：
０．１〜０．５％、Ｓ：０．００３％以下、Ｏ：０．０
０５％以下、Ｃａ：０．００６％以下で残部がＦｅ及び
不可避的不純物よりなる鋼を鋳造後熱間圧延し、表面温
度が９００℃以上で圧延を中断し、５〜４０℃／秒の冷
却速度で表面温度７００℃以下まで冷却し、表面温度Ａ
ｃ₃ 以下、板厚中心部９５０℃以下まで放置後、累積圧
下率が６０％以上でかつ平均の１パスあたりの圧延真歪
が０．２以下となる圧下を加え、板厚平均温度がＡｒ₃
以上で圧延を終了し、直ちに５〜４０℃／秒の冷却速度
で３５０〜５５０℃まで冷却し、その後空冷する。

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
耐サワー鋼板の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】近年、パイプラインの敷設が大規模に行
なわれているが、このようなパイプラインにおいて腐食
による材料の劣化が問題となっている。特に石油や天然
ガスのパイプライン輸送において、原油や天然ガスに硫
化水素（以後Ｈ₂ Ｓと言う）や二酸化炭素（以後ＣＯ₂
と言う）を含む場合が多く、これらのＨ₂ Ｓ，ＣＯ₂ は
水と共存し腐食作用により発生した原子状の水素が鋼中
に侵入して起る破壊が問題となっている。

【０００３】この腐食作用により発生した原子状の水素
が鋼中に侵入して起る破壊には、板面に平行な割れであ
る水素誘起割れ（以後ＨＩＣと言う）と板面に垂直な割
れである硫化物応力腐食割れ（以後ＳＳＣと言う）とが
ある。

【０００４】ＨＩＣの発生機構は、サワー環境下で起る
鋼材表面の鉄の腐食によって生じた原子状の水素が鋼中
に侵入し、鋼材中のＭｎＳや酸化物系のクラスターのよ
うな層状の広がりをもつ介在物のまわりに集積して起る
ものである。

【０００５】しかもかかる層状の介在物はしばしば偏析
帯の中に存在するために、介在物を起点に発生したＨＩ
Ｃが偏析帯によって助長されることが知られており、一
般にＨＩＣの発生は中心偏析部に多い。

【０００６】一方、ＳＳＣは特に高強度側で起る現象で
あり、更に、ラインパイプ等の製造、敷設に際しては溶
接施工が必須となるから、これらの用途に供される鋼の
溶接部の硬度は高くなり、パイプラインの操業化及び残
留応力と鋼中の原子状の水素によりＳＳＣが発生するこ
とが知られている。

【０００７】従来、耐サワー用鋼板の製造方法として、
例えば特開昭６３−１３６９号公報のようにＳ含有量を
極端に下げると共にＣａ添加によりＭｎＳの形態制御処
理を実施し、Ｍｏ，Ｔｉ添加した鋼片を加熱し、オース
テナイト粒の再結晶域の圧延に加えて、９００℃以下の
未再結晶域で６０〜８０％の圧下を加え、Ａｒ₃ 変態点
以上で圧延を終了した後、直ちに比較的速い冷却速度２
０超〜４０℃/secで冷却し、３５０℃以上５５０℃未満
の温度で水冷停止し、その後放冷する技術がある。

【０００８】この方法に従えば冷却後の組織は微細なベ
イナイトあるいは微細なフェライト−ベイナイトの混合
組織となり板厚方向の硬度は一定となり、また中心偏析
部のミクロ組織も改善され、耐ＨＩＣ，耐ＳＳＣ性は非
常に改善される。

【０００９】一方、厚鋼板の低温靭性を向上させる加工
方法としては、特公昭４９−７２９１号公報、特公昭５
７−２１００７号公報、特公昭５９−１４５３５号公報
等があり、オーステナイトの未再結晶温度域において制
御圧延を行ない、引き続いて加速冷却を行なうことが有
効とされてきた。

【００１０】しかしこの方法では板厚が厚くなった場合
に板厚中心部まで十分に圧下の効果がゆきわたらず、圧
下による靭性の向上効果は飽和してしまう。

【００１１】耐サワー用鋼板の場合、耐サワー性の観点
から圧延終了温度がＡｒ₃ 以上に制限されるために低温
靭性に不利な高温圧延が強いられる。しかも、耐サワー
用厚手材においては高温圧延に加えて、圧下による靭性
の向上効果も飽和してしまうために、低温靭性に優れた
耐サワー用厚手鋼板を製造することは極めて困難であっ
た。

【００１２】

【発明が解決しようとする課題】本発明は鋼の成分に特
別な条件を設けると共に圧延途中冷却を特徴とする加熱
圧延条件及び圧延直後の冷却条件を制御することによ
り、湿潤な硫化水素環境（以後サワー環境と言う）、と
くに高濃度の硫化水素あるいはさらに二酸化炭素を含む
湿潤環境下における優れた耐水素誘起割れ性及び耐硫化
物応力腐食割れ性と優れた低温靭性を有する耐サワー鋼
板の製造方法を提供するものである。

【００１３】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、重量％
でＣ：０．１２％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：
０．６〜１．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．
０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｍｏ：０．１〜０．５％
を基本成分としてＳ，Ｏ，Ｃａの含有量がＳ：０．００
３％以下、Ｏ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００６％
以下であって、かつ次式（１），（２） ０．７≦ＩＣＰ≦１．５ ………………………………………（１） ＩＣＰ＝〔Ｃａ〕／１．２５〔Ｓ〕＋０．６２５〔Ｏ〕 ……………（２） を満足する成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純
物よりなる鋼を鋳造後冷片にすることなく、あるいは冷
片を１０００〜１２５０℃の温度に加熱し、抽出後圧延
を開始して表面温度が９００℃以上で圧延を一旦中断
し、引続き５〜４０℃／秒の冷却速度で表面温度が７０
０℃以下になるまで冷却した後、表面温度がＡｃ₃ 以
下、板厚中心部温度が９５０℃以下になるまで放置し、
しかる後に累積圧下率が６０％以上でかつ平均の１パス
あたりの圧延真歪が０．２以下となる圧下を加え、板厚
平均温度がＡｒ₃ 以上で圧延を終了し、直ちに５〜４０
℃／秒の冷却速度で板厚平均温度が３５０〜５５０℃と
なるまで冷却し、その後空冷することを特徴とする低温
靭性に優れた耐サワー鋼板の製造方法である。

【００１４】以下、本発明について詳細に説明する。ま
ず、Ａｒ₃ 以上の高温圧延において厚手材の低温靭性の
向上を図る技術思想について述べる。

【００１５】一般に高温からの冷却による降温過程で生
じる変態温度域と、低温からの加熱による昇温過程で生
じる変態温度域との間には１００℃から２００℃程度の
温度差があり、昇温過程で生じる変態温度域の方が高
い。

【００１６】そのため本発明の場合のように図１に示す
ごとく厚鋼板を適切な温度域まで一度冷却した後に復熱
させる過程においては、板厚表層部は昇温中にフェライ
トからオーステナイトへ変態し、板厚中心部はいまだに
フェライト変態が開始せずに、オーステナイト一相の状
態である。

【００１７】そのため復熱がある程度進行して両者の温
度差が小さくなった時点でも、板厚表層部ではフェライ
ト主体の金属組織を有し、板厚中心部ではオーステナイ
ト主体の金属組織を有するため、両者の間には大きな変
形抵抗差が生じ、板厚表層部の変形抵抗の方が極めて大
きい。

【００１８】これは図２に示すように、フェライト主体
の金属組織とオーステナイト主体の金属組織とではその
応力−歪関係が異なり、圧延真歪で０．２以下の範囲で
はフェライト主体の金属組織の方が同じ歪を与えた場合
の変形抵抗が大きいためである。

【００１９】本発明ではこの板厚方向の変形抵抗差を利
用した板厚中心部の強圧下により、高温圧延における厚
手材の低温靭性の向上を図る。

【００２０】次に加熱、圧延、冷却条件について説明す
る。本発明においては鋳造後冷片にすることなく鋳片を
直接圧延してもよいし、また鋳造後冷片としたものを再
加熱して用いてもよい。加熱温度は１０００〜１２５０
℃の範囲である。

【００２１】これは母材の強度、低温靭性を確保するた
めに必要である。加熱温度が１０００℃未満になると、
Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ等の固溶が不十分となり、良好な強度、
低温靭性が確保できない。しかし再加熱温度が１２５０
℃超になると、オーステナイト（γ）粒が粗大化、圧延
後の結晶粒も大きくなって低温靭性が劣化する。したが
って適切な再加熱温度は１０００〜１２５０℃である。

【００２２】加熱後、圧延を行ない表面温度が９００℃
以上で圧延を一旦中断し、５〜４０℃／秒の冷却速度で
表面温度が７００℃以下まで冷却する必要がある。

【００２３】粗圧延を必要とするのは、オーステナイト
再結晶温度域での圧延によって、組織の細粒化、均一化
を図るためである。

【００２４】スラブの表面温度が９００℃未満から冷却
すると、鋼板中心部の温度も低下するために、圧延終了
時に板厚平均温度をＡｒ₃ 以上に確保するのが困難とな
る。冷却により到達する温度域を表面温度で７００℃以
下とした理由は、７００℃を超える温度では板厚中心部
の温度が復熱過程で未再結晶温度域まで下がらないため
である。

【００２５】冷却速度が小さ過ぎると板厚表層部でαへ
変態する部分の割合が小さくなり過ぎて、板厚中心部を
強圧下できなくなるため、冷却速度の下限は５℃／秒と
した。冷却速度が大き過ぎると板厚平均温度が低下し過
ぎて、圧延終了時に板厚平均温度をＡｒ₃ 以上に確保で
きなくなるため、上限を４０℃／秒とした。

【００２６】冷却後、表面温度がＡｃ₃ 以下、板厚中心
部温度が９５０℃以下の温度域になるまで放置し、その
後累積圧下率で６０％以上でかつ平均の１パスあたりの
圧延真歪が０．２以下となるような圧下を加えなければ
ならない。

【００２７】冷却後の圧延開始時の表面温度がＡｃ₃ 以
下である理由は、Ａｃ₃ を超えてしまうと板厚表層部の
αがγへ逆変態してしまい、本発明の基本思想であるα
とγの変形抵抗差の利用が不可能となるからである。

【００２８】また冷却終了後板厚中心部の温度が９５０
℃以下の温度域に低下するまで放置する理由は、板厚中
心部の温度をオーステナイトの未再結晶温度域に低下さ
せた後圧下を加えるためである。

【００２９】冷却後の圧延の累積圧下率を６０％以上と
する理由は、６０％未満では板厚表層部（α）と板厚中
心部（γ）の変形抵抗差による強圧下の効果は小さく、
板厚中心部へ導入される加工歪量が少ないためである。

【００３０】また平均の１パスあたりの圧延真歪を０．
２以下に制限した理由は、圧延真歪が０．２超となると
板厚中心部と板厚表層部の変形抵抗の大きさが逆転して
しまうためであり、これについては図２に示したとおり
である。

【００３１】冷却後の圧延は板厚平均温度がＡｒ₃ 以上
で終了し、その後直ちに５〜４０℃／秒の冷却速度で板
厚平均温度が３５０〜５５０℃となるまで加速冷却し、
その後空冷する。

【００３２】板厚平均の圧延終了温度をＡｒ₃ 以上とす
る理由は、Ａｒ₃ 未満ではＭｎＳ系介在物が残存した
場合に延伸しやすい、Ｍｎ等の偏析により周囲よりも
Ａｒ₃ が低下している中心偏析部へ、その周囲のγ→α
変態に伴なうＣの濃縮が起り中心偏析部に硬化組織が形
成される等により耐サワー性を劣化させるからである。

【００３３】圧延終了後の加速冷却及び空冷は、耐サワ
ー性と良好な強度、靭性を確保するために行なう。加速
冷却において、５℃／秒以下の冷却速度あるいは５５０
℃を超える冷却停止温度ではγ→α変態に伴なう中心偏
析部へのＣ濃縮やパーライトの生成により硬化組織が形
成されるために耐サワー性が劣化する。

【００３４】４０℃／秒以上の冷却速度あるいは３５０
℃未満の冷却停止温度では焼きの入りが大きくマルテン
サイト等の硬化組織が形成されるために耐サワー性が劣
化する。加速冷却後の空冷では焼戻し処理と同等の効果
が得られ、良好な強度、靭性を確保できる。

【００３５】次に各成分の限定理由について説明する。
Ｃの上限を０．１２％としたのは母材及び溶接部の強度
確保のためであるが、０．１２％を超えると制御冷却し
た場合島状マルテンサイトが生成し、延靭性に悪影響を
及ぼすばかりでなく、内質、溶接性及びＨＡＺ靭性も劣
化させるため上限を０．１２％とした。なお、Ｃは０．
０３％未満であれば中心偏析部を非常に改善することか
ら０．０３％未満が好ましい。

【００３６】Ｓｉは脱酸上鋼に必然的に含まれる元素で
あるが、溶接性及びＨＡＺ部靭性を劣化させるため上限
を０．６％とした（鋼の脱酸はＡｌだけでも可能であり
好ましくは０．２％以下が望ましい）。

【００３７】Ｍｎは強度、靭性を同時に向上せしめる極
めて重要な元素である。Ｍｎが０．６％未満では低Ｃで
あるため強度が確保できず、靭性改善効果も少ないため
下限を０．６％とした。

【００３８】しかしＭｎが多過ぎて焼入性が増加する
と、マルテンサイトが多量に生成し易くなると共に、中
心偏析が著しくなり、ＨＩＣ伝播停止能力が低下する。
また、母材及びＨＡＺの靭性を劣化させるため、その上
限を１．５％とした。

【００３９】Ｐについては、中心偏析を助長する元素で
あるから上限を０．０１５％以下とした。

【００４０】Ａｌは脱酸上この種のキルド鋼に必然的に
含有される元素であるが、Ａｌ０．０１％未満では脱酸
が不十分となり、母材靭性が劣化するため下限を０．０
１％とした。

【００４１】一方Ａｌが０．１０％を超えるとクラスタ
ー状の酸化物系介在物が増加し、ＨＩＣに悪影響を及ぼ
すと共に、ＨＡＺ靭性が劣化するため上限を０．１０％
にした。

【００４２】Ｔｉは添加量が少ない範囲（Ｔｉ０．００
５〜０．０３０％）では微細なＴｉＮを形成し、圧延組
織及びＨＡＺの細粒化、つまり靭性向上に効果的であ
る。またＴｉ，Ｃａの相乗効果によりＨＩＣの発生原因
であるＭｎＳを球状化する効果もある。

【００４３】したがってＴｉ添加量の下限は材質上の効
果が発揮される最少量であり、上限は微細なＴｉＮが鋼
片中に通常の製造法で得られ、またＴｉＣによる靭性劣
化が起きない条件から０．０３０％とした。

【００４４】Ｎｂは圧延組織の細粒化、焼入性の向上と
析出硬化のため含有させるもので強度、靭性を共に向上
させる重要な元素であり、０．０１％以下では実質的に
効果がないため、下限を０．０１％とした。

【００４５】制御冷却材では０．１０％を超えて添加し
ても材質上効果なく、また溶接性及びＨＡＺ靭性に有害
であるため上限を０．１０％に限定した。

【００４６】Ｍｏについては低ｐＨ環境においてＨＩＣ
に有効な元素であり０．１％以下ではこの効果は小さい
ため下限を０．１％とした。また０．５％超ではこの効
果が薄く、かつコストアップになるため上限を０．５％
とした。

【００４７】本発明鋼において不純物であるＳを０．０
０３％以下、Ｏを０．００５％以下、Ｃａを０．００６
％以下に限定し、更にこの３成分の関係が０．７≦〔Ｃ
ａ〕／１．２５〔Ｓ〕＋０．６２５〔Ｏ〕≦１．５の条
件を満足するように規定した。

【００４８】この主なる理由は、ＨＩＣの発生主因であ
るＭｎＳの球状化と主に低ｐＨ域でＨＩＣの起点となる
クラスター状の酸化物系介在物の減少にある。

【００４９】この対策として鋼中のＳ量、即ち、ＭｎＳ
の絶対量を減少させ、更にＣａ添加によりＭｎＳを形態
制御すると共に、Ｏ量即ちＡｌ₂ Ｏ₃ の絶対量を減少さ
せ、Ｃａ添加によりクラスター状の酸化物であるＡｌ₂
Ｏ₃ を還元させ、球状のＣａＯ・Ａｌ₂ Ｏ₃ に転化させ
る。

【００５０】このための条件を鋭意検討した結果、本発
明者らは、Ｓを０．００３％以下と少なくした上で、
〔Ｃａ〕／１．２５〔Ｓ〕＋０．６２５〔Ｏ〕を０．７
以上にすることにより、伸長介在物ＭｎＳを極端に減少
させることが可能である。同様に〔Ｃａ〕／１．２５
〔Ｓ〕＋０．６２５〔Ｏ〕を１．５以下に抑えることに
よりクラスター状の酸化物系介在物の発生量を最少に抑
えることが可能であり、耐ＨＩＣに顕著な効果が認めら
れることを見出した。

【００５１】このためＳの上限を０．００３％とし、
〔Ｃａ〕／１．２５〔Ｓ〕＋０．６２５〔Ｏ〕の上限を
１．５、下限を０．７とした。またＳは低い程改善効果
が大きく、０．００１％以下にすることにより飛躍的に
向上する。

【００５２】なお、圧延後の鋼板を靭性改善、脱水素等
の目的でＡｃ₁ 以下の温度に再加熱（焼戻し処理）する
ことは何ら本発明の特徴を損なうものではない。

【００５３】

【実施例】転炉−連鋳工程で製造した表１の化学成分の
鋼を用い、表２のごとく加熱、圧延、冷却の条件を変え
て、板厚２５〜４０mmの鋼板を製造した。表３には機械
的性質、及び耐ＨＩＣ特性、耐ＳＳＣ特性を示す。

【００５４】ＨＩＣ試験は鋼板より表裏面１mm切削した
厚さで、幅２０mm、長さ１００mmの試験片を用い、また
ＳＳＣ試験は厚さ３mm、幅１０mm、長さ１１５mmの試験
片を用いて行なった。

【００５５】試験条件としてはＨＩＣ試験は外部応力を
負荷せずに行ない、ＳＳＣ試験は４点曲げ治具により降
伏応力に相当するたわみを試験片に負荷した。

【００５６】浸漬条件としては２５℃のＨ₂ Ｓ飽和で
０．５％ＣＨ₃ ＣＯＯＨ−５％ＮａＣｌ水溶液（ｐＨ約
３）中に、ＨＩＣ試験片は４日間、ＳＳＣ試験片は２１
日間浸漬した。浸漬結果を表２に示す。ＤＷＴＴは板厚
を１９．１mmに減厚して試験を行なった。

【００５７】

【表１】

【００５８】

【表２】

【００５９】

【表３】

【００６０】

【表４】

【００６１】比較鋼中、鋼１１は圧延途中に冷却を行な
わない従来方法であり、本発明鋼に比べて低温靭性が劣
る。鋼１２は加熱温度が高いために、低温靭性が劣化す
る。鋼１３は逆に加熱温度が低いために、強度、低温靭
性が劣化する。鋼１４は仕上圧延における累積圧下率が
低いために低温靭性が劣化する。

【００６２】鋼１５は圧延途中冷却の冷却開始表面温度
が低いために、圧延終了温度がＡｒ₃ 以下となり、耐サ
ワー特性が劣化する。鋼１６は圧延途中冷却の冷却速度
が小さいために、仕上圧延での変形抵抗差による強圧下
効果が小さく、低温靭性が劣化する。鋼１７は逆に冷却
速度が大きいために圧延終了温度がＡｒ₃ 以下となり、
耐サワー特性が劣化する。

【００６３】鋼１８は圧延途中冷却の冷却停止表面温度
が高いために仕上圧延開始時の板厚中心部温度がγ未再
結晶温度域まで下がらず、鋼１９は仕上圧延開始表面温
度が高いために強圧下効果が小さく、鋼２０は仕上圧延
での各パス平均圧延真歪が大きいために、強圧下効果が
効かず、低温靭性が劣化する。

【００６４】鋼２１は圧延終了後の加速冷却の冷却速度
が小さいために、鋼２２は逆に冷却速度が大きいため
に、鋼２３は加速冷却停止温度が高いために、鋼２４は
逆に冷却停止温度が低いために耐サワー特性が劣化す
る。

【００６５】鋼２５はＭｎが高いために、鋼２６はＰが
高いために耐サワー特性が劣化する。鋼２７はＮｂが低
いために低温靭性が劣化する。鋼２８はＩＣＰが高いた
めに、鋼２９は逆にＩＣＰが低いために耐サワー特性が
劣化する。

【００６６】

【発明の効果】本発明により、低温靭性に優れた耐サワ
ー鋼板を大量かつ安価に製造することが可能になった。
その結果、耐サワー鋼管を主とするサワー環境用鉄鋼構
造物の安全性を大きく向上させることができた。

【図面の簡単な説明】

【図１】鋼板製造プロセスにおける鋼板表面と板厚中心
部の温度履歴模式図表である。

【図２】αとγの組織の差による変形抵抗差を示す図表
である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．１２％以下、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．６〜１．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｍｏ：０．１〜０．５％ を基本成分としてＳ，Ｏ，Ｃａの含有量が Ｓ ：０．００３％以下、 Ｏ ：０．００５％以下、 Ｃａ：０．００６％以下 であって、かつ次式（１），（２） ０．７≦ＩＣＰ≦１．５ ………………………………………（１） ＩＣＰ＝〔Ｃａ〕／１．２５〔Ｓ〕＋０．６２５〔Ｏ〕 ……………（２） を満足する成分を含有し、 残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる鋼を鋳造後冷片
   にすることなく、あるいは冷片を１０００〜１２５０℃
   の温度に加熱し、抽出後圧延を開始して表面温度が９０
   ０℃以上で圧延を一旦中断し、引続き５〜４０℃／秒の
   冷却速度で表面温度が７００℃以下になるまで冷却した
   後、表面温度がＡｃ₃ 以下、板厚中心部温度が９５０℃
   以下になるまで放置し、しかる後に累積圧下率が６０％
   以上でかつ平均の１パスあたりの圧延真歪が０．２以下
   となる圧下を加え、板厚平均温度がＡｒ₃ 以上で圧延を
   終了し、直ちに５〜４０℃／秒の冷却速度で板厚平均温
   度が３５０〜５５０℃となるまで冷却し、その後空冷す
   ることを特徴とする低温靭性に優れた耐サワー鋼板の製
   造方法。