JPH06136440A - 耐サワー性の優れた高強度鋼板の製造法 - Google Patents
耐サワー性の優れた高強度鋼板の製造法Info
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- JPH06136440A JPH06136440A JP29039092A JP29039092A JPH06136440A JP H06136440 A JPH06136440 A JP H06136440A JP 29039092 A JP29039092 A JP 29039092A JP 29039092 A JP29039092 A JP 29039092A JP H06136440 A JPH06136440 A JP H06136440A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 耐サワー性の優れた高強度パイプライン用鋼
板（ＡＰＩ規格Ｘ６０以上）の製造法。 【構成】 ＭｏやＮｉ，Ｃｕを含有しない低Ｃ−低Ｍｎ
−Ｎｂ−微量Ｔｉ鋼をベースに、ＣＣスラブで中心偏析
し難いＣｒを０．１〜０．３％添加し、圧延後加速冷却
して高強度化する。これによって、耐サワー性を劣化さ
せずに、現地溶接性、ＨＡＺ靭性の大幅な改善が可能に
なった。 【効果】 現地溶接性、ＨＡＺ靭性の格段に優れた耐サ
ワーパイプラインの製造が可能になり、現場での溶接施
工能率やパイプラインの安全性が著しく向上した。
板（ＡＰＩ規格Ｘ６０以上）の製造法。 【構成】 ＭｏやＮｉ，Ｃｕを含有しない低Ｃ−低Ｍｎ
−Ｎｂ−微量Ｔｉ鋼をベースに、ＣＣスラブで中心偏析
し難いＣｒを０．１〜０．３％添加し、圧延後加速冷却
して高強度化する。これによって、耐サワー性を劣化さ
せずに、現地溶接性、ＨＡＺ靭性の大幅な改善が可能に
なった。 【効果】 現地溶接性、ＨＡＺ靭性の格段に優れた耐サ
ワーパイプラインの製造が可能になり、現場での溶接施
工能率やパイプラインの安全性が著しく向上した。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は耐水素誘起割れ（ＨＩ
Ｃ）性および耐硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ）性の優れ
た耐サワーパイプライン用高強度鋼板（米国石油協会
（ＡＰＩ）規格Ｘ６０以上の強度、厚み４０mm以下）の
製造法に関するものである。
Ｃ）性および耐硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ）性の優れ
た耐サワーパイプライン用高強度鋼板（米国石油協会
（ＡＰＩ）規格Ｘ６０以上の強度、厚み４０mm以下）の
製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】寒冷地、オフショアーにおける原油、天
然ガス輸送用大径ラインパイプに対しては高強度ととも
に優れた低温靭性、現地溶接性が要求される。さらに近
年、海水の注入による原油・ガス井戸のサワー化や劣質
資源の開発にともなって、パイプラインのサワー化が進
行し、ＨＩＣ，ＳＳＣに対する優れた抵抗（耐サワー
性）が求められるようになった。
然ガス輸送用大径ラインパイプに対しては高強度ととも
に優れた低温靭性、現地溶接性が要求される。さらに近
年、海水の注入による原油・ガス井戸のサワー化や劣質
資源の開発にともなって、パイプラインのサワー化が進
行し、ＨＩＣ，ＳＳＣに対する優れた抵抗（耐サワー
性）が求められるようになった。
【０００３】従来、優れた耐サワー性を有するラインパ
イプは、（１）鋼の高純化、介在物の低減、（２）硫化
物系介在物のＣａ添加による形態制御、（３）連続鋳造
時の軽圧下や加速冷却による中心偏析の改善などの技術
を駆使して製造されてきた（たとえば特公昭６３−００
１３６９号公報、特開昭６２−１１２７２２号公報）。
イプは、（１）鋼の高純化、介在物の低減、（２）硫化
物系介在物のＣａ添加による形態制御、（３）連続鋳造
時の軽圧下や加速冷却による中心偏析の改善などの技術
を駆使して製造されてきた（たとえば特公昭６３−００
１３６９号公報、特開昭６２−１１２７２２号公報）。
【０００４】しかし、これらの鋼には、高強度化、耐Ｈ
ＩＣ性の改善などの目的でＭｏまたはＮｉ，Ｃｕが添加
されており、その特性（現地溶接性、靭性など）は必ず
しも十分ではなかった。Ｍｏ添加は溶接熱影響部（ＨＡ
Ｚ）の硬さを上昇させ、現地溶接性やＨＡＺ靭性に好ま
しくない。
ＩＣ性の改善などの目的でＭｏまたはＮｉ，Ｃｕが添加
されており、その特性（現地溶接性、靭性など）は必ず
しも十分ではなかった。Ｍｏ添加は溶接熱影響部（ＨＡ
Ｚ）の硬さを上昇させ、現地溶接性やＨＡＺ靭性に好ま
しくない。
【０００５】またＮｉ，Ｃｕ添加は湿潤な硫化水素（Ｈ
2 Ｓ）環境化では鋼表面にフィシャーとよばれる微小な
割れの発生を助長し、耐ＳＳＣ性を劣化させることが明
らかになった。このため従来の耐サワーラインパイプよ
りも格段に優れた現地溶接性、ＨＡＺ靭性の優れたサワ
ーラインパイプの開発が強く望まれていた。
2 Ｓ）環境化では鋼表面にフィシャーとよばれる微小な
割れの発生を助長し、耐ＳＳＣ性を劣化させることが明
らかになった。このため従来の耐サワーラインパイプよ
りも格段に優れた現地溶接性、ＨＡＺ靭性の優れたサワ
ーラインパイプの開発が強く望まれていた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は耐サワー性の
優れたＡＰＩ規格５Ｌ−Ｘ６０以上の高強度を有する鋼
管（電縫鋼管、ＵＯＥ鋼管など）の製造法を提供するも
のである。
優れたＡＰＩ規格５Ｌ−Ｘ６０以上の高強度を有する鋼
管（電縫鋼管、ＵＯＥ鋼管など）の製造法を提供するも
のである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、重量％
でＣ：０．０２〜０．０７％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍ
ｎ：０．８〜１．５％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：
０．００１％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｃ
ｒ：０．１〜０．３％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０
３％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃａ：０．００１〜０．
００５％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｏ：０．０
０２５％以下に、さらに必要に応じてＶ：０．０１〜
０．０８％を含有させ、かつ１．０≦〔Ｃａ〕（１−１
２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０を満足する残部
が鉄および不可避的不純物からなる鋼を１０５０℃〜１
３００℃の温度範囲に加熱して、９５０℃以下の累積圧
下量６０％以上、圧延終了温度７５０℃〜９００℃で圧
延を行なった後、ただちに冷却速度３〜４０℃／秒で３
５０〜６００℃まで水冷、その後放冷することである。
でＣ：０．０２〜０．０７％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍ
ｎ：０．８〜１．５％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：
０．００１％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｃ
ｒ：０．１〜０．３％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０
３％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃａ：０．００１〜０．
００５％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｏ：０．０
０２５％以下に、さらに必要に応じてＶ：０．０１〜
０．０８％を含有させ、かつ１．０≦〔Ｃａ〕（１−１
２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０を満足する残部
が鉄および不可避的不純物からなる鋼を１０５０℃〜１
３００℃の温度範囲に加熱して、９５０℃以下の累積圧
下量６０％以上、圧延終了温度７５０℃〜９００℃で圧
延を行なった後、ただちに冷却速度３〜４０℃／秒で３
５０〜６００℃まで水冷、その後放冷することである。
【０００８】以下、本発明について詳細に説明する。高
強度、優れた低温靭性、現地溶接性とともに優れた耐サ
ワー性を得るためには、まず第一にその化学成分を限定
する必要がある。このためＣ，Ｍｎ，Ｐ量を低減し、そ
の代替としてＣｒを添加した。
強度、優れた低温靭性、現地溶接性とともに優れた耐サ
ワー性を得るためには、まず第一にその化学成分を限定
する必要がある。このためＣ，Ｍｎ，Ｐ量を低減し、そ
の代替としてＣｒを添加した。
【０００９】この理由は連続鋳造（ＣＣ）スラブの中心
偏析を改善し、ＨＩＣの発生・伝播を防止するためであ
る。Ｘ６０以上の高強度鋼では必然的にＣ量が高くなる
が、Ｃ量の増加はＣＣスラブの中心偏析帯をおけるＭ
ｎ，Ｐ偏析を強め、硬化組織の生成を助長して耐サワー
性を著しく劣化させる。
偏析を改善し、ＨＩＣの発生・伝播を防止するためであ
る。Ｘ６０以上の高強度鋼では必然的にＣ量が高くなる
が、Ｃ量の増加はＣＣスラブの中心偏析帯をおけるＭ
ｎ，Ｐ偏析を強め、硬化組織の生成を助長して耐サワー
性を著しく劣化させる。
【００１０】これを防止するためＣ量の上限は０．０７
％としなければならない。Ｃ量の下限０．０２％は強度
・靭性を確保するための最小量である。Ｃ量の低減に加
えて、さらにＭｎ，Ｐ量を低減することは中心偏析を軽
減、すなわち硬化組織の生成抑制に有効である。
％としなければならない。Ｃ量の下限０．０２％は強度
・靭性を確保するための最小量である。Ｃ量の低減に加
えて、さらにＭｎ，Ｐ量を低減することは中心偏析を軽
減、すなわち硬化組織の生成抑制に有効である。
【００１１】このためＭｎ，Ｐ量の上限を、それぞれ
１．５，０．０１０％に限定した。Ｍｎ量の下限０．８
％は母材・溶接部の強度を確保するための最小量であ
る。一方、Ｐ量は低いほど、耐サワー性は向上する。
１．５，０．０１０％に限定した。Ｍｎ量の下限０．８
％は母材・溶接部の強度を確保するための最小量であ
る。一方、Ｐ量は低いほど、耐サワー性は向上する。
【００１２】Ｃ，Ｍｎ量の低減はＣＣスラブの中心偏
析、現地溶接性の改善などに極めて有効であるが、高強
度を低下させ、Ｘ６０以上の高強度を安定して得ること
は困難となる。しかしＭｏやＮｉ，Ｃｕの添加は、現地
溶接性・ＨＡＺ靭性の劣化やフィシャーの発生を招き、
好ましくない。
析、現地溶接性の改善などに極めて有効であるが、高強
度を低下させ、Ｘ６０以上の高強度を安定して得ること
は困難となる。しかしＭｏやＮｉ，Ｃｕの添加は、現地
溶接性・ＨＡＺ靭性の劣化やフィシャーの発生を招き、
好ましくない。
【００１３】そこで発明者らは鋭意研究の結果、Ｃｒ添
加が極めて有効であることを見出した。ＣｒはＣＣスラ
ブにおいても中心偏析し難く、かつ制御圧延−加速冷却
プロセスにおいて低Ｃ，Ｍｎ鋼の高強度化に有効で、低
温靭性や現地溶接性を損なわないことが明らかになっ
た。しかもＣｒ添加は湿潤な硫化水素環境下でも、フィ
シャーを発生させないことが明らかになった。
加が極めて有効であることを見出した。ＣｒはＣＣスラ
ブにおいても中心偏析し難く、かつ制御圧延−加速冷却
プロセスにおいて低Ｃ，Ｍｎ鋼の高強度化に有効で、低
温靭性や現地溶接性を損なわないことが明らかになっ
た。しかもＣｒ添加は湿潤な硫化水素環境下でも、フィ
シャーを発生させないことが明らかになった。
【００１４】Ｃｒ量の下限の０．１％は低Ｃ，Ｍｎ鋼に
おいて必要な母材、溶接部の強度を得るための最小量で
ある。一方、Ｃｒ量の上限は優れた低温靭性、現地溶接
性を維持するため０．３％とした。
おいて必要な母材、溶接部の強度を得るための最小量で
ある。一方、Ｃｒ量の上限は優れた低温靭性、現地溶接
性を維持するため０．３％とした。
【００１５】本発明鋼は必須の元素としてＮｂ：０．０
１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有
する。Ｎｂは制御圧延における結晶粒の微細化や析出硬
化に寄与し、鋼を強靭化する。またＴｉ添加は微細なＴ
ｉＮを形成し、スラブ加熱時、溶接時のγ粒粗大化を抑
制して母材靭性、ＨＡＺ靭性の改善に効果がある。Ｃｒ
を添加すると制御圧延鋼においてもシャルピー衝撃試験
などの破面にセパレーションが発生しにくくなり、低温
靭性がやや劣化する傾向にある。
１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有
する。Ｎｂは制御圧延における結晶粒の微細化や析出硬
化に寄与し、鋼を強靭化する。またＴｉ添加は微細なＴ
ｉＮを形成し、スラブ加熱時、溶接時のγ粒粗大化を抑
制して母材靭性、ＨＡＺ靭性の改善に効果がある。Ｃｒ
を添加すると制御圧延鋼においてもシャルピー衝撃試験
などの破面にセパレーションが発生しにくくなり、低温
靭性がやや劣化する傾向にある。
【００１６】とくに良好な低温靭性を必要とする本発明
鋼では、Ｎｂ，Ｔｉ添加は必須であることがわかった。
Ｎｂ，Ｔｉ量の下限は、これらの元素がその効果を発揮
するための最小量であり、その上限はＨＡＺ靭性や現地
溶接性を劣化させない添加量の限界である。
鋼では、Ｎｂ，Ｔｉ添加は必須であることがわかった。
Ｎｂ，Ｔｉ量の下限は、これらの元素がその効果を発揮
するための最小量であり、その上限はＨＡＺ靭性や現地
溶接性を劣化させない添加量の限界である。
【００１７】つぎに、その他元素の限定理由について説
明する。Ｓｉは多く添加すると現地溶接性、ＨＡＺ靭性
を劣化させるため、その上限を０．５％とした。鋼の脱
酸はＡｌ，Ｔｉのみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも添
加する必要はない。
明する。Ｓｉは多く添加すると現地溶接性、ＨＡＺ靭性
を劣化させるため、その上限を０．５％とした。鋼の脱
酸はＡｌ，Ｔｉのみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも添
加する必要はない。
【００１８】本発明鋼においては不純物であるＳを０．
００１％以下とし、かつＣａを添加して、１．０≦〔Ｃ
ａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０と
する。ＳはＭｎＳ系介在物を形成し、ＭｎＳは圧延で伸
長してＨＩＣの発生起点となる。これを防止するには、
介在物の絶対量を低減するとともに、硫化物の形態を制
御して圧延で延伸化し難いＣａＳ（−Ｏ）としなければ
ならない。
００１％以下とし、かつＣａを添加して、１．０≦〔Ｃ
ａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０と
する。ＳはＭｎＳ系介在物を形成し、ＭｎＳは圧延で伸
長してＨＩＣの発生起点となる。これを防止するには、
介在物の絶対量を低減するとともに、硫化物の形態を制
御して圧延で延伸化し難いＣａＳ（−Ｏ）としなければ
ならない。
【００１９】そこでＳ量を０．００１％以下とし、Ｃａ
を０．００１〜０．００５％添加し、Ｃａによる硫化物
の形態制御を十分に行なうため、ＥＳＳＰ＝〔Ｃａ〕
（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≧１．０とし
た。しかしＥＳＳＰが大きすぎると、Ｃａ系介在物が増
加、ＨＩＣの発生起点となるので、その上限を７．０と
した。
を０．００１〜０．００５％添加し、Ｃａによる硫化物
の形態制御を十分に行なうため、ＥＳＳＰ＝〔Ｃａ〕
（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≧１．０とし
た。しかしＥＳＳＰが大きすぎると、Ｃａ系介在物が増
加、ＨＩＣの発生起点となるので、その上限を７．０と
した。
【００２０】上記に関連してＯ量を０．００２５％以下
に限定した。これはＨＩＣの起点となる酸化物系介在物
を低減し、Ｃａ量で硫化物の形態制御を行なうためであ
る。Ａｌは脱酸元素として鋼に含まれる元素であるが、
脱酸はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、必ずしも添加
する必要はない。Ａｌ量が０．０５％以上になるとＡｌ
系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害するので、そ
の上限を０．０５％とした。
に限定した。これはＨＩＣの起点となる酸化物系介在物
を低減し、Ｃａ量で硫化物の形態制御を行なうためであ
る。Ａｌは脱酸元素として鋼に含まれる元素であるが、
脱酸はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、必ずしも添加
する必要はない。Ａｌ量が０．０５％以上になるとＡｌ
系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害するので、そ
の上限を０．０５％とした。
【００２１】ＮはＴｉＮを形成しスラブ再加熱時や溶接
時のγ粒の粗大化抑制を通じて母材、ＨＡＺ靭性を向上
させる。このために必要な最小量は０．００１％であ
る。しかし多過ぎるとスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡ
Ｚ靭性劣化の原因となるので、その上限は０．００５％
以下に抑える必要がある。
時のγ粒の粗大化抑制を通じて母材、ＨＡＺ靭性を向上
させる。このために必要な最小量は０．００１％であ
る。しかし多過ぎるとスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡ
Ｚ靭性劣化の原因となるので、その上限は０．００５％
以下に抑える必要がある。
【００２２】つぎに選択元素であるＶを添加する理由に
ついて説明する。基本となる成分に、さらにＶを添加す
る主たる目的は本発明鋼の優れた特徴を損なうことな
く、強度・靭性などの特性向上を図るためである。した
がって、その添加量は自ら制限される性質のものであ
る。ＶはほぼＮｂと同様な効果を有し、ミクロ組織の微
細化による低温靭性の向上や焼入性の増大、析出硬化に
よる高強度化などに効果がある。
ついて説明する。基本となる成分に、さらにＶを添加す
る主たる目的は本発明鋼の優れた特徴を損なうことな
く、強度・靭性などの特性向上を図るためである。した
がって、その添加量は自ら制限される性質のものであ
る。ＶはほぼＮｂと同様な効果を有し、ミクロ組織の微
細化による低温靭性の向上や焼入性の増大、析出硬化に
よる高強度化などに効果がある。
【００２３】しかし、添加量が多過ぎると現地溶接性や
ＨＡＺ靭性の劣化を招くので、その上限を０．０８％と
した。Ｖ添加量の下限は、前述の効果を発揮するための
最小量である。
ＨＡＺ靭性の劣化を招くので、その上限を０．０８％と
した。Ｖ添加量の下限は、前述の効果を発揮するための
最小量である。
【００２４】上記のようなＣｒ添加鋼において母材の低
温靭性を改善するためには、さらに製造法が適切でなけ
ればならない。このため鋼（スラブ）の再加熱、圧延、
冷却条件を限定する必要がある。まず再加熱温度を１０
５０〜１３００℃の範囲に限定する。再加熱温度はＮｂ
析出物を固溶させ、かつ圧延終了温度を確保するために
１０５０℃以上としなければならない（望ましい再加熱
温度は１１５０〜１２００℃である）。
温靭性を改善するためには、さらに製造法が適切でなけ
ればならない。このため鋼（スラブ）の再加熱、圧延、
冷却条件を限定する必要がある。まず再加熱温度を１０
５０〜１３００℃の範囲に限定する。再加熱温度はＮｂ
析出物を固溶させ、かつ圧延終了温度を確保するために
１０５０℃以上としなければならない（望ましい再加熱
温度は１１５０〜１２００℃である）。
【００２５】しかし再加熱温度が１３００℃以上では、
γ粒が著しく粗大化し圧延によっても完全に微細化でき
ないため、優れた低温靭性が得られない。このため再加
熱温度を１３００℃以下とした。
γ粒が著しく粗大化し圧延によっても完全に微細化でき
ないため、優れた低温靭性が得られない。このため再加
熱温度を１３００℃以下とした。
【００２６】さらに９５０℃以下の累積圧下量を６０％
以上、圧延終了温度を７５０〜９００℃としなければな
らない（望ましくはＡｒ3 変態点以上）。これは再結晶
域圧延で微細化したγ粒を低温圧延によって延伸化し、
結晶粒の徹底的な微細化をはかって低温靭性を改善する
ためである。
以上、圧延終了温度を７５０〜９００℃としなければな
らない（望ましくはＡｒ3 変態点以上）。これは再結晶
域圧延で微細化したγ粒を低温圧延によって延伸化し、
結晶粒の徹底的な微細化をはかって低温靭性を改善する
ためである。
【００２７】累積圧下量が６０％未満ではγ組織の延伸
化が不十分で、微細な結晶粒が得られない。また圧延終
了温度が９００℃以上では、たとえ累積圧下量が６０％
以上でも微細な結晶粒は達成できない。しかし圧延終了
温度が低下し、（γ＋α）２相域から水冷すると組織の
制御が困難となり、耐ＨＩＣ性や強度・靭性の劣化を招
くので、圧延終了温度の下限を７５０℃とした。
化が不十分で、微細な結晶粒が得られない。また圧延終
了温度が９００℃以上では、たとえ累積圧下量が６０％
以上でも微細な結晶粒は達成できない。しかし圧延終了
温度が低下し、（γ＋α）２相域から水冷すると組織の
制御が困難となり、耐ＨＩＣ性や強度・靭性の劣化を招
くので、圧延終了温度の下限を７５０℃とした。
【００２８】圧延後、鋼板を加速冷却することが必須で
ある。加速冷却は中心偏析帯を含めたミクロ組織の改善
に有効で、靭性を損なわずに強度の増加、耐ＨＩＣ性の
向上を可能にする。加速冷却の条件としては圧延後、た
だちに冷却速度３〜４０℃／秒で３５０℃以上６００℃
以下の温度まで冷却、その後空冷しなければならない。
ある。加速冷却は中心偏析帯を含めたミクロ組織の改善
に有効で、靭性を損なわずに強度の増加、耐ＨＩＣ性の
向上を可能にする。加速冷却の条件としては圧延後、た
だちに冷却速度３〜４０℃／秒で３５０℃以上６００℃
以下の温度まで冷却、その後空冷しなければならない。
【００２９】冷却速度が遅すぎたり、冷却停止温度が高
すぎると加速冷却の効果が十分に得られず、適正なミク
ロ組織を得ることができない。一方、冷却速度が大きす
ぎたり、停止温度が低すぎると硬化組織が生成して低温
靭性や耐ＨＩＣ性が大幅に劣化する。
すぎると加速冷却の効果が十分に得られず、適正なミク
ロ組織を得ることができない。一方、冷却速度が大きす
ぎたり、停止温度が低すぎると硬化組織が生成して低温
靭性や耐ＨＩＣ性が大幅に劣化する。
【００３０】なお、この鋼を製造後、焼戻、脱水素など
の目的でＡｃ1 点以下の温度で再加熱処理しても本発明
の特徴を損なうものではない。また省エネルギーなどを
目的としてＣＣスラブを加熱炉にホットチャージ、圧延
してもよい。
の目的でＡｃ1 点以下の温度で再加熱処理しても本発明
の特徴を損なうものではない。また省エネルギーなどを
目的としてＣＣスラブを加熱炉にホットチャージ、圧延
してもよい。
【００３１】本発明は厚板ミルに適用することがもっと
も好ましいが、ホットコイルにも適用できる（この場
合、圧延冷却後の鋼板は巻き取られ、冷却される）。ま
た、この方法で製造した鋼板は低温靭性、現地溶接性も
優れているので、寒冷地におけるパイプラインのほか圧
力容器などにも適用できる。
も好ましいが、ホットコイルにも適用できる（この場
合、圧延冷却後の鋼板は巻き取られ、冷却される）。ま
た、この方法で製造した鋼板は低温靭性、現地溶接性も
優れているので、寒冷地におけるパイプラインのほか圧
力容器などにも適用できる。
【００３２】
【実施例】転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の
鋼板（厚み１０〜３２mm）を製造し、その強度、低温靭
性、ＨＡＺ靭性および耐ＨＩＣ性を調査した。
鋼板（厚み１０〜３２mm）を製造し、その強度、低温靭
性、ＨＡＺ靭性および耐ＨＩＣ性を調査した。
【００３３】表１に実施例を示す。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】本発明法にしたがって製造した鋼板（本発
明鋼）はすべて良好な特性を有する。これに対して本発
明によらない比較鋼は強度、低温靭性、ＨＡＺ靭性、耐
ＨＩＣ性のいずれかが劣る。
明鋼）はすべて良好な特性を有する。これに対して本発
明によらない比較鋼は強度、低温靭性、ＨＡＺ靭性、耐
ＨＩＣ性のいずれかが劣る。
【００３７】比較鋼７〜１６において、鋼７，８はそれ
ぞれＣ量，Ｍｎ量が高すぎるために、母材・ＨＡＺ靭性
あるいは耐ＨＩＣ性が劣る。比較鋼９はＰ，Ｓ量が高
く、かつ硫化物の形態制御ＥＳＳＰが１．０以上を満足
しないため、ＨＡＺ靭性、耐ＨＩＣ性がともに劣る。比
較鋼１０はＮｂを含有しないため、母材の強度、靭性が
悪い。
ぞれＣ量，Ｍｎ量が高すぎるために、母材・ＨＡＺ靭性
あるいは耐ＨＩＣ性が劣る。比較鋼９はＰ，Ｓ量が高
く、かつ硫化物の形態制御ＥＳＳＰが１．０以上を満足
しないため、ＨＡＺ靭性、耐ＨＩＣ性がともに劣る。比
較鋼１０はＮｂを含有しないため、母材の強度、靭性が
悪い。
【００３８】比較鋼１１はＣｒ量が高すぎるために、現
地溶接性のほかＨＡＺ靭性が劣る。鋼１２はＣａが添加
されていないため、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼１３〜１６は
成分は本発明鋼と同様であるが、製造条件が適当でない
ために母材強度、靭性あるいは耐ＨＩＣ性が劣る。鋼１
３は圧延後の冷却速度が遅く、鋼１４はスラブ再加熱温
度が低く、鋼１５は水冷停止温度が高く、また鋼１６は
９５０℃以下での累積圧下量が低い。
地溶接性のほかＨＡＺ靭性が劣る。鋼１２はＣａが添加
されていないため、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼１３〜１６は
成分は本発明鋼と同様であるが、製造条件が適当でない
ために母材強度、靭性あるいは耐ＨＩＣ性が劣る。鋼１
３は圧延後の冷却速度が遅く、鋼１４はスラブ再加熱温
度が低く、鋼１５は水冷停止温度が高く、また鋼１６は
９５０℃以下での累積圧下量が低い。
【００３９】
【発明の効果】本発明により、耐サワー性の優れた高強
度パイプライン用鋼を安価に大量生産することが可能と
なった。その結果、現場での溶接施工能率やパイプライ
ンの安全性が著しく向上した。
度パイプライン用鋼を安価に大量生産することが可能と
なった。その結果、現場での溶接施工能率やパイプライ
ンの安全性が著しく向上した。
【図１】両面潜弧溶接部からのシャルピー試験片の採取
位置を示す説明図である。
位置を示す説明図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 川田 保幸 君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君 津製鐵所内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．０２〜０．０７％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．８〜１．５％、 Ｐ ：０．０１０％以下、 Ｓ ：０．００１％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、 Ｃｒ：０．１〜０．３％以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ａｌ：０．０５％以下、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％、 Ｎ ：０．００１〜０．００５％、 Ｏ ：０．００２５％以下 を含有し、かつ １．０≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５
〔Ｓ〕≦７．０ を満足する残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を
１０５０℃〜１３００℃の温度範囲に加熱して、９５０
℃以下の累積圧下量６０％以上、圧延終了温度７５０℃
〜９００℃で圧延を行なった後、ただちに冷却速度３〜
４０℃／秒で３５０〜６００℃まで水冷、その後放冷す
ることを特徴とする耐サワー性の優れた高強度鋼板の製
造法。 - 【請求項２】 重量％でＶ：０．０１〜０．０８％を含
有することを特徴とする請求項１記載の耐サワー性の優
れた高強度鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29039092A JPH06136440A (ja) | 1992-10-28 | 1992-10-28 | 耐サワー性の優れた高強度鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29039092A JPH06136440A (ja) | 1992-10-28 | 1992-10-28 | 耐サワー性の優れた高強度鋼板の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06136440A true JPH06136440A (ja) | 1994-05-17 |
Family
ID=17755396
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29039092A Withdrawn JPH06136440A (ja) | 1992-10-28 | 1992-10-28 | 耐サワー性の優れた高強度鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06136440A (ja) |
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-
1992
- 1992-10-28 JP JP29039092A patent/JPH06136440A/ja not_active Withdrawn
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