JPS5949285B2 - 不安定破壊特性のすぐれた鋼板の製造法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 この発明は、不安定破壊特性のすぐれた鋼板の製造法に
関するものである。

この発明は石油、天然ガスなどの輸送に用いられるライ
ンパイプ用鋼板とくに高強度とともにすぐれた不安定延
性破壊抵抗性およびぜい性破壊抵抗性を有し、主として
圧延のままで上述使途に供される鋼板の製造法を提案す
るものである。

ラインパイプ用鋼板は、高強度でかつ良好な溶接性とと
もに不安定破壊に対する抵抗性にすぐれていることが要
求される。

ここでラインパイプで問題とされる不安定破壊にはぜい
性破壊のほかに、不安定延性破壊がある。

まずぜい性破壊に対する抵抗性は、バラチル式落重試験
（以下ＢＤＷＴＴと略す゛）における延性破面率、ある
いは破面遷移温度で評価されている。

一方不安定延性破壊に対する抵抗性は特定温度の衝撃試
験における吸収エネルギーで評価される。

不安定延性破壊を防止するために必要な最低エネルギー
値はパイプ破面にセパレーションとよばれる表面に平行
な割れが生じる材料に対する場合と、これが生じない材
料の場合とでは異なり、前者の場合には、後者の場合に
比べて高い吸収エネルギーが要求される。

したがって不安定延性破壊を防止するだめの一ツノ方法
はセパレーションが発生せず、しかも一定以上の吸収エ
ネルギーを有する鋼板を製造することである。

ところで従来高強度ラインパイプ用鋼板は制御圧延法に
よって製造され、一般の制御圧延法では少ない合金元素
量で高強度を確保するために、圧延終了温度が（γ十α
）共存域に相当するような低温域での圧延が不可欠であ
る。

このような低温圧延では高強度がえられるかわりに、（
１００）集合組織の発達や、介在物の伸長のためにセパ
レーションが発生しやすくなってセパレーションの発生
は、吸収エネルギーヲ低下させる。

なおセパレーションがクラックデバイダ−としてはたら
くため、破面遷移温度は見かけ士低下する。

この結果、単なる低温圧延を指向する制御圧延により製
造された鋼板は、十分な強度とぜい性破喪抵抗性を有す
るがセパレーションの発生が抑制できず、従って不安定
性破壊に対する抵抗性は十分とはいえないわけである。

ここで制御圧延材のしん性について一言すれば通常鋼板
のしん性は破面遷移温度あるいは、特定温度における吸
収エネルギーで評価され、非制御圧延材ではこの両者に
よる評価は一致する。

すなわち吸収エネルギーの増加は破面遷移温度の低下を
意味するのが普通であった。

しかし制御圧延材では、上述の理由から破面遷移温度の
低下は必らずしも吸収エネルギーの増加と対応せずして
、セパレーションが生じる場合、吸収エネルギーの減少
をともなって、破面遷移温度が低下することが多いので
制御圧延材のしん性を評価する場合、とくに注意し２な
ければならない問題である。

一方セパレーションの発生を制御する方法としては、一
般に制御圧延に比し、低温域圧延を緩和し、圧延終了温
度を上げる方法が容易に類推されるほか、Ｃｒの適量添
加により、パーライト組織を分断させる方法が提案され
ている（特開昭５０−１５８５１７号公報）。

しかし前者の方法では強度が低下するほか、ぜい性破壊
抵抗性が劣化するという欠点がある。

また後者の方法では、不安定延性破壊抵抗性は改善され
るが、ぜい性破壊抵抗性については従来と同程度である
。

すなわち従来提案されているラインパイプ用鋼板の製造
法は、不安定延性破壊と、ぜい性破壊の両者の改善を対
象とした場合に、一方の犠牲において他方を改善するか
、あるいは、一方のみしか改善できない。

これに対しこの発明は、強度を維持しながら、上記した
両タイプの破壊に対する抵抗性をも、同時に改善しよう
とするものである。

ここでラインパイプ用鋼板というのは、圧延のま捷で使
用され、組織的にはフェライトおよびパーライト組織を
主とし、これにベイナイト組織が一部混在しているもの
である。

このような鋼板では、化学成分、製造条件によっては、
パーライトあるいはベイナイト結晶粒は、圧延方向およ
び鋼板表面に平行にバンド状に集積する（以下バンド状
パーライトという）。

。発明者らはこのようなバンド状パーライトが不安定
破壊抵抗性におよぼす影響について研究した結果、適当
な化学成分と圧延条件の規制によって、バンド状パーラ
イトの大きさが小さくなり均一に分布すること、その結
果セパレーションが抑制されると同時に破面遷移温度も
低下すること、を知見した。

バンド状パーライトについて、その大きさを制限し、均
一に分布させるために必要な第１の条件は、化学成分上
の配慮であり、その骨子はＣ量を０．０５〜０．２５係
に制限すること、Ｃｒ量をＣとの関係において、次式で
定める値以上に添加することである。

鋼中Ｃ量の増加は、パーライト総量の増加を生じ、０．
２５％をこえると粗大バンド状パーライトの生成を阻止
できなくなる。

また０、０５％未満のＣ量では強度を確保するために、
低温域圧延が必要になり、セパレーションの発生を阻止
できなくなる。

Ｃｒはこの発明においてもつとも重要な元素であり、バ
ンド状パーライトを小さくする効果を有する。

この効果は上記の式（１）によりＣ量に応じて決まる量
のＣｒが添加されたときにのみ発揮される。

第２の条件は、熱間圧延中、鋼板温度が８５０℃から７
８０℃まで冷却される間の板厚減少率で表わされる圧下
率を、１０％以上、５０％未満に規制することである。

バンド状パーライトを小さく均一に分布させるためには
、γ→α変態に際し、最初に析出する初析フェライトを
均一に析出させる必要がある。

このためには変態直前の未再結晶γ域に相当する８５０
〜７８０℃間でγにあたえる加工量を圧下率１０係以上
として変態前のγに均一な加工ひずみをあたえておく必
要がある。

この条件はまたα粒の微細化によって破面遷移温度を低
下させるとともに強度低下を防ぐためにも必要である。

しかし８５０〜７８０℃間で圧下率５０係をこえる強加
工は、圧下率が大きい程、変態前のγ粒をよシ著しく伸
長させることによってバンド状パーライトの長さが過大
になり、そして変態後のαに集合組織を発達させ、何れ
もセパレーションノ発生を助長する。

すなわちＣｙＣｒ含Ｃｒに関する上述した第１の条件を
満たし、かつ８５０℃、以下のγ域における加工量を、
圧下率５０係未満に制限する第２の条件もあわせ満足し
てはじめて圧延終了温度が（γ十α）域に低下しても、
セパレーションの発生を完全に抑制することが可能にな
るのである。

この発明では、このほか高い強度と、低い破面遷移温度
およびセパレーション発生の抑制を実現するために、従
来知られている次の要因にも留意する必要がある。

すなわち、微細フェライト・パーライト組織を得るため
に通常高級ラインパイプ材に添加される範囲として０．
０１〜０．１０％Ｎｂの添加を、そして非金属介在物の
低減のためにＳを０．０１５％以下に、また０を０．０
０５０％以下に制限すること、およびぜい化元素である
Ｐを０．０２５％以下に制限することなどが、これに相
当する。

このような条件が満足される場合、強度レベルに応じて
添加される他の合金元素については、下記の範囲内であ
れば、上にのべた効果を得ることの妨げにならない。

なお次式 で示される炭素当量の値は、はじめに述べた使途で不可
避な溶接性を確保するため、０．５係以下にすることが
必要である。

Ｓｉ：０．５０％以下 Ｍｎ ； ０．５０〜１．８０％ Ｖ；０．０１〜０．１５％ Ｎｉ；０．０１〜１．０係 Ｃｕ ；０．０１〜１．０％ Ｍｏ ： ０．０１〜０．４０係 Ａｌ：０．００１〜０．０８係 希土類元素；ＲＥＭ（％）／Ｓ（係）−１，０〜１３．
０Ｃａ；Ｃａ（％）／Ｓ（％） ＝０．３〜４．０Ｔｉ
；０．００２〜０．０８係 Ｚｒ ； ０．００２〜０．０８％ この発明において鋼中化学成分を制限又は許容する理由
を、まとめて要約すると次の通りであるＣ；０．０５％
未満では強度が不足し０．２５％超過では溶接性が悪化
するとともにバンド状パーライトが粗大化する。

Ｓｉ：０．５０％超過ではじん性が劣化する。

Ｍｎ； ０．５ ％未満では強度が不足するとともに靭
性が劣化し、１．８％超過では溶接性が悪化する。

Ｎｂ；０．０１％未満ではγの細粒化作用がなく、０．
１０係超過では溶接性が悪化する。

Ｃｒ； （”’＋ ０．０５ ）％以上ないとバンド状
パーライトの分断微細化効果がない。

Ｐ；０．０２５％超過になるとマトリックスの靭性を劣
化させる。

Ｓ；０．０１５％超過では吸収エネルギーが著しく低下
する。

０；０．００５０％超過では吸収エネルギーが著しく低
下する。

Ａｌ； ０．００１％未満では脱酸効果がなく、０．０
８％超過では靭性が劣化する。

Ｖ；０．０１％未満では強度上昇効果がなく 、 ０．
１５係超過では溶接性が悪化する。

Ｎｉ： ０．０１ ％未満では強度上昇効果がなく、ｉ
、。

％超過では溶接性が悪化する。

Ｃｕ；０．０１％未満では強度上昇効果がなく、１．０
％超過では溶接性が悪化する。

Ｍｏ； ０．０１％未満では強度上昇効果がなく、０．
４０％超過では靭性が劣化する。

Ｔｉ、Ｚｒ；０．００２％未満ではγの細粒化作用がな
く、０．０８％超過では靭性が劣化する。

希土類元素；Ｓ（％）と同量未満では介在物の形状制御
効果がなく、Ｓ（％）の１３．０倍をこえると鋼塊の内
質が劣化する。

Ｃａ；Ｓ（％）の０．３倍未満では介在物の形状制御効
果がなくＳ（％）の４，０倍を超過しても効果は改善さ
れない。

以下この発明の効果を実施例により比較例との対比で説
明する。

第１表の化学成分を有する鋼Ａ−Ｄを何れも３０ ｔｏ
ｎ電気炉で溶製し、造塊後分塊圧延により１４０〜２２
０１１０Ｉｌ厚のスラブとした。

このスラブを１１６０℃に加熱し８５０℃〜７８０℃間
の圧下率を５〜７０チの範囲で変化させ第１表に示す各
板厚の鋼板捷で制御圧延した３、なおこの実施例の圧延
終了温度の目標は７４０〜７７０℃とした。

第１表にはさらに、これらの各条件で製造した鋼板の０
．５ ％耐力、引張強さ、２．Ｖノツチシャルピー衝撃
試験における一２０℃の吸収エネルギー（ＶＥ ）
と破面遷移温度（ＶＴＳ）、ＢＩルロ丁における８５条
延性破面遷移温度（８５％ＦＡＴＴ）、そして−２０℃
におけるシャルピー衝撃試験およびＢＤＷＴＴ試験にお
ける破面のセパレーションの有無もまとめて示した。

Ｃｒ含有量においてこの発明の範囲に満たない鋼Ａおよ
び鋼Ｂは８５０〜７８０℃間の圧下率を如何に変化させ
ても、低い破面遷移温度を有し、かつセパレーションを
発生しない材質のものは得られず、不安定延性破壊とぜ
い性破壊とのうちいずれか一方の犠牲が強いられる。

これに反し、Ｃｒ含有量をこの発明の成分範囲に適合さ
せた鋼Ｃ，Ｄ、Ｅを、８５０〜７８０℃間の圧下率がこ
の発明の条件範囲になるように制御圧延すれば、セパレ
ーションはまったく発生せずしかも８５％ＦＡＴＴは−
４０〜−７０℃程度と低い材質のものが得られる。

このようにこの発明によって、はじめて不安定延性破壊
抵抗性の両特性ともすぐれた鋼板を製造することが可能
となる。

なおこの発明に従う実施例でみられるごとく、圧延終了
温度が低いほど、また８５０〜７８０℃間の圧下率がこ
の発明範囲内で大きいほど強度は上昇し、破面遷移温度
はより低くなる。

なおこの発明の範囲でＣｒ量を含有する鋼であっても、
８５０〜７８０℃間の圧下率がこの発明の範囲外の場合
は、セパレーション発生あるいは破面遷移温度のいずれ
かが犠牲になる。

すなわち８５０〜７８０℃間の圧下率が１０係未満の場
合には、試料記号Ｃ−１、Ｃ−８、Ｄ−１、Ｅ−１、Ｅ
−６のように破面遷移温度が上昇し、一方５０係超過の
場合には、試料記号Ｃ−７、Ｃ−１４、Ｄ−４、Ｅ−５
、Ｅ−９のようにセパレーションが著しく発生する。

またＣ−３、Ｅ−３の例のごとく、圧延終了温度が７０
０℃未満になった場合には、（１００）集合組織が著し
く発達子るためセパレーション力発生スル。

従来の制御圧延技術では、不安定延性破壊抵抗性とぜい
性破壊抵抗性のいずれの特性もが、同時にすぐれた鋼板
を製造することができず、これらのうちの一方の特性の
劣化を余儀なくされていたが、この発明により、上記の
問題が一挙に解決され、所要の強度のもとて両特性がと
もにすぐれる鋼板が、安定的に製造可能となったのであ
る。

この発明による鋼板は、通常のパイプラインに使用され
るが、その効果はとくに、不安定延性破壊抵抗性が要求
されるガスパイプラインさらに、ガスパイプラインで高
水準のぜい性破壊抵抗性が要求される場合に、より大き
く発揮される。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量でＣ；０．０５〜０゜２５％ Ｓｉ；０．５０％以下 Ｍｎ ； ０．５０〜１．８０％ Ｎｂ；０．０１〜０．１０％ Ｃｒ；（）Ｃ（％）＋０．０５）％以上 Ｐ；０．０２５％以下 Ｓ；０．０１５％以下 ０；０．００５０％以下 を含みかつ、Ｃｅｑ：０．５０％以下 の条件を満す組成に調製したスラブに、 ８５０℃〜７８０℃間の圧下率が１０チ以上、５０係未
   満、圧延終了温度が７００〜８１０℃の条件で、制御圧
   延を施すことを特徴とする不安定破壊特性のすぐれた鋼
   板の製造法。