JPH08104922A - 低温靱性の優れた高強度鋼管の製造方法 - Google Patents
低温靱性の優れた高強度鋼管の製造方法Info
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- JPH08104922A JPH08104922A JP24440394A JP24440394A JPH08104922A JP H08104922 A JPH08104922 A JP H08104922A JP 24440394 A JP24440394 A JP 24440394A JP 24440394 A JP24440394 A JP 24440394A JP H08104922 A JPH08104922 A JP H08104922A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 低温靱性、現地溶接性などの諸特性を同時に
達成できるＡＰＩ規格Ｘ１００以上の高強度鋼管の製造
方法を提供する。 【構成】 ０．９〜１．２％のＣｕを含有する極低Ｓ−
低Ｃ−Ｎｉ−Ｃｕ−Ｍｏ−Ｎｂ−Ｔｉ系鋼を圧延成形し
て製造した鋼管を誘導加熱で加熱して焼入処理し、続い
て焼戻処理を行うことからなる。 【効果】 低温靱性、現地溶接性が優れた高強度鋼管
（Ｘ１００以上）の製造が可能となり、その結果、パイ
プラインの安全性が著しく向上するとともに、パイプラ
イン施工能率、輸送効率の向上がはかれる。
達成できるＡＰＩ規格Ｘ１００以上の高強度鋼管の製造
方法を提供する。 【構成】 ０．９〜１．２％のＣｕを含有する極低Ｓ−
低Ｃ−Ｎｉ−Ｃｕ−Ｍｏ−Ｎｂ−Ｔｉ系鋼を圧延成形し
て製造した鋼管を誘導加熱で加熱して焼入処理し、続い
て焼戻処理を行うことからなる。 【効果】 低温靱性、現地溶接性が優れた高強度鋼管
（Ｘ１００以上）の製造が可能となり、その結果、パイ
プラインの安全性が著しく向上するとともに、パイプラ
イン施工能率、輸送効率の向上がはかれる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、米国石油協会（ＡＰ
Ｉ）規格でＸ１００以上の高強度（降状強度で約６８９
Ｎ／ｍｍ2 以上）と優れた低温靱性、現地溶接性および
耐サワー性を有する鋼管の製造方法に関するものであ
り、ＵＯＥ鋼管、シームレス鋼管、電縫鋼管の製造に適
用できる。
Ｉ）規格でＸ１００以上の高強度（降状強度で約６８９
Ｎ／ｍｍ2 以上）と優れた低温靱性、現地溶接性および
耐サワー性を有する鋼管の製造方法に関するものであ
り、ＵＯＥ鋼管、シームレス鋼管、電縫鋼管の製造に適
用できる。
【０００２】
【従来の技術】原油・天然ガスを長距離輸送するパイプ
ラインに使用するラインパイプは、（１）高圧化による
輸送効率の向上や、（２）薄肉化による現地での溶接能
率向上のため、ますます高張力化する傾向がある。これ
までにＡＰＩ規格でＸ８０までのラインパイプの実用化
が進行中であるが、さらに高強度のラインパイプに対す
るニーズが最近でてきた。
ラインに使用するラインパイプは、（１）高圧化による
輸送効率の向上や、（２）薄肉化による現地での溶接能
率向上のため、ますます高張力化する傾向がある。これ
までにＡＰＩ規格でＸ８０までのラインパイプの実用化
が進行中であるが、さらに高強度のラインパイプに対す
るニーズが最近でてきた。
【０００３】現在、Ｘ１００以上の超高強度ラインパイ
プはＸ８０級ラインパイプの製造法（ＮＫＫ技法、Ｎ
ｏ．１３８（１９９２）、ｐｐ２４−３１およびＴｈｅ
７ｔｈ Ｏｆｆｓｈｏｒｅ Ｍｅｃｈａｎｉｃｓ ａ
ｎｄ Ａｒｃｔｉｃ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ（１９８
８）、Ｖｏｌｕｍｅ Ｖ、ｐｐ１７９−１８５）を基本
に検討されているが、これらのラインパイプは低温靱
性、現地溶接性、継手軟化、耐サワー性（耐水素誘起割
れ性、耐硫化物応力腐食割れ性）などの点で多くの問題
を抱えており、これらを克服した画期的な超高強度鋼管
（ラインパイプ）の早期開発が要望されている。
プはＸ８０級ラインパイプの製造法（ＮＫＫ技法、Ｎ
ｏ．１３８（１９９２）、ｐｐ２４−３１およびＴｈｅ
７ｔｈ Ｏｆｆｓｈｏｒｅ Ｍｅｃｈａｎｉｃｓ ａ
ｎｄ Ａｒｃｔｉｃ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ（１９８
８）、Ｖｏｌｕｍｅ Ｖ、ｐｐ１７９−１８５）を基本
に検討されているが、これらのラインパイプは低温靱
性、現地溶接性、継手軟化、耐サワー性（耐水素誘起割
れ性、耐硫化物応力腐食割れ性）などの点で多くの問題
を抱えており、これらを克服した画期的な超高強度鋼管
（ラインパイプ）の早期開発が要望されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、低温靱性、
現地溶接性、耐サワー性などの諸特性を同時に達成でき
るＸ１００以上の超高強度鋼管の製造方法を提供するこ
とを目的とするものである。
現地溶接性、耐サワー性などの諸特性を同時に達成でき
るＸ１００以上の超高強度鋼管の製造方法を提供するこ
とを目的とするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０９％、Ｓｉ：
０．６％以下、Ｍｎ：１．３〜２．０％、Ｐ：０．０１
５％以下、Ｓ：０．００１０％以下、Ｎｉ：０．３〜
１．２％、Ｃｕ：０．９〜１．２％、Ｍｏ：０．１〜
０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０６％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．０３％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．０
０１〜０．００６％を含有し、必要に応じて、さらにＣ
ａ：０．００１〜０．００５％、Ｖ：０．０１〜０．１
０％、Ｃｒ：０．１〜０．５％の１種または２種以上を
含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を
再加熱後、圧延成形して製造した鋼管を、５００℃以下
の温度から誘導加熱でＡｃ3 点〜１０００℃の温度範囲
に加熱して焼入処理し、続いて４５０℃〜Ａｃ1 点の温
度範囲で焼戻処理することを特徴とする低温靱性の優れ
た高強度鋼管の製造方法にある。
ろは、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０９％、Ｓｉ：
０．６％以下、Ｍｎ：１．３〜２．０％、Ｐ：０．０１
５％以下、Ｓ：０．００１０％以下、Ｎｉ：０．３〜
１．２％、Ｃｕ：０．９〜１．２％、Ｍｏ：０．１〜
０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０６％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．０３％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．０
０１〜０．００６％を含有し、必要に応じて、さらにＣ
ａ：０．００１〜０．００５％、Ｖ：０．０１〜０．１
０％、Ｃｒ：０．１〜０．５％の１種または２種以上を
含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片を
再加熱後、圧延成形して製造した鋼管を、５００℃以下
の温度から誘導加熱でＡｃ3 点〜１０００℃の温度範囲
に加熱して焼入処理し、続いて４５０℃〜Ａｃ1 点の温
度範囲で焼戻処理することを特徴とする低温靱性の優れ
た高強度鋼管の製造方法にある。
【０００６】以下に本発明の超高強度鋼管の製造方法に
ついて詳細に説明する。本発明の特徴は、（１）０．９
〜１．２％のＣｕを含有し、かつ極低Ｓ処理した低Ｃ−
Ｎｉ−Ｃｕ−Ｍｏ−Ｎｂ−Ｔｉ系鋼を圧延成形して製造
した鋼管を、（２）誘導加熱で一定の温度範囲に加熱し
て焼入処理し、続いて一定の温度範囲で焼戻処理すると
ころにあり、これによって超高強度と優れた低温靱性、
現地溶接性および耐サワー性を同時に達成している。
ついて詳細に説明する。本発明の特徴は、（１）０．９
〜１．２％のＣｕを含有し、かつ極低Ｓ処理した低Ｃ−
Ｎｉ−Ｃｕ−Ｍｏ−Ｎｂ−Ｔｉ系鋼を圧延成形して製造
した鋼管を、（２）誘導加熱で一定の温度範囲に加熱し
て焼入処理し、続いて一定の温度範囲で焼戻処理すると
ころにあり、これによって超高強度と優れた低温靱性、
現地溶接性および耐サワー性を同時に達成している。
【０００７】従来、Ｃｕ析出鋼は圧力容器用高張力鋼
（引張強さ７８４Ｎ／ｍｍ2 級）などに利用されていた
が、Ｘ１００以上の超高強度ラインパイプにおける開発
例は見当たらない。これは、Ｃｕ析出硬化鋼は強度は得
やすいが、低温靱性および耐サワー性（特に水素誘起割
れ（ＨＩＣ）に対する抵抗、以下、耐ＨＩＣ特性とい
う）がラインパイプとしては不十分であったことによる
と考えられる。
（引張強さ７８４Ｎ／ｍｍ2 級）などに利用されていた
が、Ｘ１００以上の超高強度ラインパイプにおける開発
例は見当たらない。これは、Ｃｕ析出硬化鋼は強度は得
やすいが、低温靱性および耐サワー性（特に水素誘起割
れ（ＨＩＣ）に対する抵抗、以下、耐ＨＩＣ特性とい
う）がラインパイプとしては不十分であったことによる
と考えられる。
【０００８】まず、低温靱性であるが、パイプラインで
は脆性破壊の発生特性とともに伝播停止特性が極めて重
要である。従来のＣｕ析出硬化鋼は、シャルピー特性で
代表される脆性破壊の発生特性はまずまずであったが、
脆性破壊の停止特性は十分でなかった。これは（１）ミ
クロ組織の微細化が不十分なことと、（２）いわゆるシ
ャルピー衝撃試験などの試験片破面に発生するセパレー
ションの利用がなされていなかったことによる（セパレ
ーションは衝撃試験時生ずる板面に平行な層状剥離現象
で、脆性亀裂先端での３軸応力度を低下させることによ
って脆性亀裂の伝播停止特性を向上させると考えられて
いる）。
は脆性破壊の発生特性とともに伝播停止特性が極めて重
要である。従来のＣｕ析出硬化鋼は、シャルピー特性で
代表される脆性破壊の発生特性はまずまずであったが、
脆性破壊の停止特性は十分でなかった。これは（１）ミ
クロ組織の微細化が不十分なことと、（２）いわゆるシ
ャルピー衝撃試験などの試験片破面に発生するセパレー
ションの利用がなされていなかったことによる（セパレ
ーションは衝撃試験時生ずる板面に平行な層状剥離現象
で、脆性亀裂先端での３軸応力度を低下させることによ
って脆性亀裂の伝播停止特性を向上させると考えられて
いる）。
【０００９】次に耐ＨＩＣ特性が十分でなかったことが
挙げられる。これは、０．９〜１．３％Ｃｕ添加は鋼表
面での腐食反応を抑制し、耐ＨＩＣ性を向上させるにも
かかわらず、鋼の高純度化やＣａ処理がなされていない
結果、僅かに水素が侵入してもＨＩＣが発生するためと
考えられる。一般にＸ１００以上の超高強度ラインパイ
プは硫化水素を含有しないドライでスイートな環境で使
用されるが、場合によっては海水などの侵入により少量
の硫化水素が発生することもあり、この対策は超高強度
ラインパイプの安全性にとって極めて重要である。
挙げられる。これは、０．９〜１．３％Ｃｕ添加は鋼表
面での腐食反応を抑制し、耐ＨＩＣ性を向上させるにも
かかわらず、鋼の高純度化やＣａ処理がなされていない
結果、僅かに水素が侵入してもＨＩＣが発生するためと
考えられる。一般にＸ１００以上の超高強度ラインパイ
プは硫化水素を含有しないドライでスイートな環境で使
用されるが、場合によっては海水などの侵入により少量
の硫化水素が発生することもあり、この対策は超高強度
ラインパイプの安全性にとって極めて重要である。
【００１０】まず、本発明の製造条件の限定理由につい
て説明する。再加熱後、圧延成形して製造した鋼管を５
００℃以下の温度から誘導加熱でＡｃ3 点〜１０００℃
の温度範囲に加熱して焼入処理し、続いて４５０℃〜Ａ
ｃ1点の温度範囲で焼戻処理する必要がある。鋼管を５
００℃以下の温度から誘導加熱でＡｃ3 点〜１０００℃
の温度範囲に加熱する理由は、その後の焼入処理によっ
てベイナイト組織の形成などによる変態強化を活用する
ため、およびＣｕを十分に溶体化させて析出硬化に有効
な固溶Ｃｕを確保するためである。しかし、加熱温度が
１０００℃を超えると、再加熱時のオーステナイト粒が
成長し、結晶粒が大きくなって低温靱性や耐サワー性の
劣化を招く。このため、再加熱温度の上限を１０００℃
とした。加熱温度の下限Ａｃ3 点は、焼入時の変態強化
を活用するための最低温度である。加熱に際し、Ａｒ1
点以下の温度から加熱する理由は、組織を均一に微細化
して、低温靱性の劣化を防止するためである。完全にオ
ーステナイト（γ）からフェライト（α）への変態が終
了する５００℃以下から再加熱すると、αからγへの変
態後のγ組織が均一に微細化される。
て説明する。再加熱後、圧延成形して製造した鋼管を５
００℃以下の温度から誘導加熱でＡｃ3 点〜１０００℃
の温度範囲に加熱して焼入処理し、続いて４５０℃〜Ａ
ｃ1点の温度範囲で焼戻処理する必要がある。鋼管を５
００℃以下の温度から誘導加熱でＡｃ3 点〜１０００℃
の温度範囲に加熱する理由は、その後の焼入処理によっ
てベイナイト組織の形成などによる変態強化を活用する
ため、およびＣｕを十分に溶体化させて析出硬化に有効
な固溶Ｃｕを確保するためである。しかし、加熱温度が
１０００℃を超えると、再加熱時のオーステナイト粒が
成長し、結晶粒が大きくなって低温靱性や耐サワー性の
劣化を招く。このため、再加熱温度の上限を１０００℃
とした。加熱温度の下限Ａｃ3 点は、焼入時の変態強化
を活用するための最低温度である。加熱に際し、Ａｒ1
点以下の温度から加熱する理由は、組織を均一に微細化
して、低温靱性の劣化を防止するためである。完全にオ
ーステナイト（γ）からフェライト（α）への変態が終
了する５００℃以下から再加熱すると、αからγへの変
態後のγ組織が均一に微細化される。
【００１１】鋼管は１０℃／秒以上の冷却速度で焼入処
理することが望ましい。これはベイナイト組織の形成な
どによる変態強化、組織の微細化と冷却中の粗大なＣｕ
析出を抑制するためである。冷却中にＣｕが析出する
と、時効処理後の析出硬化量が減少し、高強度が得られ
ない。Ｃｕ析出硬化（ε−Ｃｕによる析出硬化）による
高強度化をはかるためには、適当な温度で時効処理を行
わなければならない。時効処理温度が４５０℃未満であ
るとＣｕ析出が不十分で高強度が得られず、また時効処
理温度がＡｃ1 点超ではＣｕ析出物が粗大化して析出硬
化能が失われる。
理することが望ましい。これはベイナイト組織の形成な
どによる変態強化、組織の微細化と冷却中の粗大なＣｕ
析出を抑制するためである。冷却中にＣｕが析出する
と、時効処理後の析出硬化量が減少し、高強度が得られ
ない。Ｃｕ析出硬化（ε−Ｃｕによる析出硬化）による
高強度化をはかるためには、適当な温度で時効処理を行
わなければならない。時効処理温度が４５０℃未満であ
るとＣｕ析出が不十分で高強度が得られず、また時効処
理温度がＡｃ1 点超ではＣｕ析出物が粗大化して析出硬
化能が失われる。
【００１２】圧延成形して製造した鋼管は、圧延鋼板を
ＵＯＥ成形、溶接する鋼管、圧延鋼板を電縫溶接する鋼
管および圧延工程において直接成形する鋼管を含むもの
である。次に成分元素の限定理由について説明する。Ｃ
の下限０．０２％は、母材および溶接部の強度、低温靱
性の確保ならびにＮｂ、Ｖ添加による析出硬化、結晶粒
の微細化効果を発揮させるための最小量である。しか
し、Ｃ量が多過ぎると低温靱性、現地溶接性や耐サワー
性の著しい劣化を招くので、上限を０．０９％とした。
ＵＯＥ成形、溶接する鋼管、圧延鋼板を電縫溶接する鋼
管および圧延工程において直接成形する鋼管を含むもの
である。次に成分元素の限定理由について説明する。Ｃ
の下限０．０２％は、母材および溶接部の強度、低温靱
性の確保ならびにＮｂ、Ｖ添加による析出硬化、結晶粒
の微細化効果を発揮させるための最小量である。しか
し、Ｃ量が多過ぎると低温靱性、現地溶接性や耐サワー
性の著しい劣化を招くので、上限を０．０９％とした。
【００１３】Ｓｉは脱酸や強度向上のために添加する元
素であるが、多量に添加すると現地溶接性、ＨＡＺ靱性
を劣化させるので、上限を０．６％とした。鋼の脱酸は
ＴｉあるいはＡｌのみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも
添加する必要はない。Ｍｎは強度、低温靱性を確保する
上で不可欠な元素であり、その下限は１．３％である。
しかし、Ｍｎが多過ぎると鋼の焼入性が増加して現地溶
接性、ＨＡＺ靱性を劣化させるだけでなく、連続鋳造鋼
片の中心偏析を助長し、耐サワー性、低温靱性も劣化さ
せるので、上限を２．０％とした。
素であるが、多量に添加すると現地溶接性、ＨＡＺ靱性
を劣化させるので、上限を０．６％とした。鋼の脱酸は
ＴｉあるいはＡｌのみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも
添加する必要はない。Ｍｎは強度、低温靱性を確保する
上で不可欠な元素であり、その下限は１．３％である。
しかし、Ｍｎが多過ぎると鋼の焼入性が増加して現地溶
接性、ＨＡＺ靱性を劣化させるだけでなく、連続鋳造鋼
片の中心偏析を助長し、耐サワー性、低温靱性も劣化さ
せるので、上限を２．０％とした。
【００１４】Ｎｉ、Ｃｕを添加する目的は、低Ｃの本発
明鋼の強度を低温靱性や耐サワー性を劣化させることな
く向上させるためである。Ｎｉ、Ｃｕ添加はＭｎやＣ
ｒ、Ｍｏ添加に比較して圧延組織（特にスラブの中心偏
析帯）中に低温靱性、耐サワー性に有害な硬化組織を形
成することが少なく、強度を増加させることが判明し
た。Ｃｕ添加は主としてＣｕ析出硬化によって強度を増
加させる。このため、Ｃｕ添加量は最低０．９％が必要
である。しかし、多く添加すると現地溶接性やＨＡＺ靱
性などを劣化させるので、その上限を１．２％とした。
Ｎｉは連続鋳造時、熱間圧延時のＣｕクラックを防止す
るために添加するものであり、その下限は０．３％であ
る。しかし、１．２％を超えてＮｉを添加すると現地溶
接性などに好ましくないため、上限を１．２％とした。
明鋼の強度を低温靱性や耐サワー性を劣化させることな
く向上させるためである。Ｎｉ、Ｃｕ添加はＭｎやＣ
ｒ、Ｍｏ添加に比較して圧延組織（特にスラブの中心偏
析帯）中に低温靱性、耐サワー性に有害な硬化組織を形
成することが少なく、強度を増加させることが判明し
た。Ｃｕ添加は主としてＣｕ析出硬化によって強度を増
加させる。このため、Ｃｕ添加量は最低０．９％が必要
である。しかし、多く添加すると現地溶接性やＨＡＺ靱
性などを劣化させるので、その上限を１．２％とした。
Ｎｉは連続鋳造時、熱間圧延時のＣｕクラックを防止す
るために添加するものであり、その下限は０．３％であ
る。しかし、１．２％を超えてＮｉを添加すると現地溶
接性などに好ましくないため、上限を１．２％とした。
【００１５】また本発明鋼では、必須の元素として、Ｎ
ｂ：０．０１〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
３％を含有する。Ｎｂは制御圧延において結晶粒の微細
化や析出硬化に寄与し、鋼を強靱化する作用を有する。
しかし、Ｎｂを０．０６％超添加すると、現地溶接性や
ＨＡＺ靱性に悪影響をもたらすので、その上限を０．０
６％とした。また、Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、
スラブ再加熱時および溶接ＨＡＺのオーステナイト粒の
粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、母材およびＨ
ＡＺの低温靱性を改善する。このようなＴｉＮの効果を
発現させるためには、最低０．００５％のＴｉ添加が必
要である。しかし、Ｔｉ量が多過ぎると、ＴｉＮの粗大
化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、低温靱性が劣化する
ので、その上限は０．０３％に限定しなければならな
い。
ｂ：０．０１〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
３％を含有する。Ｎｂは制御圧延において結晶粒の微細
化や析出硬化に寄与し、鋼を強靱化する作用を有する。
しかし、Ｎｂを０．０６％超添加すると、現地溶接性や
ＨＡＺ靱性に悪影響をもたらすので、その上限を０．０
６％とした。また、Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、
スラブ再加熱時および溶接ＨＡＺのオーステナイト粒の
粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、母材およびＨ
ＡＺの低温靱性を改善する。このようなＴｉＮの効果を
発現させるためには、最低０．００５％のＴｉ添加が必
要である。しかし、Ｔｉ量が多過ぎると、ＴｉＮの粗大
化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、低温靱性が劣化する
ので、その上限は０．０３％に限定しなければならな
い。
【００１６】Ａｌは、通常脱酸剤として鋼に含まれる元
素であり、組織の微細化にも効果を有する。しかし、Ａ
ｌ量が０．０６％を超えるとＡｌ系非金属介在物が増加
して鋼の清浄度を害するので、上限を０．０６％とし
た。脱酸はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、Ａｌは必
ずしも添加する必要はない。さらに本発明では、不純物
元素であるＰ、Ｓ量を、それぞれ０．０１５％以下、
０．００１０％以下とする。その主たる理由は、耐サワ
ー性の改善と母材、ＨＡＺ靱性の低温靱性をより一層向
上させるためである。Ｐ量の低減は連続鋳造スラブの中
心偏析を低減し、耐サワー性を向上させるとともに、粒
界破壊を防止し、低温靱性を向上させる。また、Ｓ量の
低減は延伸化したＭｎＳを低減して耐サワー性や延靱性
を向上させる効果がある。
素であり、組織の微細化にも効果を有する。しかし、Ａ
ｌ量が０．０６％を超えるとＡｌ系非金属介在物が増加
して鋼の清浄度を害するので、上限を０．０６％とし
た。脱酸はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、Ａｌは必
ずしも添加する必要はない。さらに本発明では、不純物
元素であるＰ、Ｓ量を、それぞれ０．０１５％以下、
０．００１０％以下とする。その主たる理由は、耐サワ
ー性の改善と母材、ＨＡＺ靱性の低温靱性をより一層向
上させるためである。Ｐ量の低減は連続鋳造スラブの中
心偏析を低減し、耐サワー性を向上させるとともに、粒
界破壊を防止し、低温靱性を向上させる。また、Ｓ量の
低減は延伸化したＭｎＳを低減して耐サワー性や延靱性
を向上させる効果がある。
【００１７】ＮはＴｉＮを形成してスラブ再加熱時およ
び溶接ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制して母
材、ＨＡＺの低温靱性を向上させる。このために必要な
最小量は０．００１％である。しかし、Ｎ量が多過ぎる
とスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靱性の劣化の原因
となるので、その上限は０．００６％に抑える必要があ
る。
び溶接ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制して母
材、ＨＡＺの低温靱性を向上させる。このために必要な
最小量は０．００１％である。しかし、Ｎ量が多過ぎる
とスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靱性の劣化の原因
となるので、その上限は０．００６％に抑える必要があ
る。
【００１８】次にＣａ、Ｖ、Ｃｒ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これらの元素を添
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、製造可能な板厚の拡大や母材の強度・靱性など
の特性の向上をはかるためである。従って、その添加量
は自ら制限されるべき性質のものである。
て説明する。基本となる成分にさらにこれらの元素を添
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、製造可能な板厚の拡大や母材の強度・靱性など
の特性の向上をはかるためである。従って、その添加量
は自ら制限されるべき性質のものである。
【００１９】Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、
低温靱性を向上（シャルピー試験における吸収エネルギ
ーの増加など）させるほか、耐サワー性の向上にも著し
い効果を発揮する。特に衝撃試験でのセパレーションを
利用する本発明鋼では、シャルピー試験などの吸収エネ
ルギーは低下する傾向にあるので、Ｃａの添加は必須で
ある。しかし、Ｃａ量が０．００１％未満では実用上効
果がなく、また、０．００５％を超えて添加するとＣａ
Ｏ−ＣａＳが大量に生成してクラスター、大型介在物と
なり、鋼の清浄度を害するだけでなく、現地溶接性にも
悪影響を及ぼす。このため、Ｃａ添加量を０．００１〜
０．００５％に制限した。
低温靱性を向上（シャルピー試験における吸収エネルギ
ーの増加など）させるほか、耐サワー性の向上にも著し
い効果を発揮する。特に衝撃試験でのセパレーションを
利用する本発明鋼では、シャルピー試験などの吸収エネ
ルギーは低下する傾向にあるので、Ｃａの添加は必須で
ある。しかし、Ｃａ量が０．００１％未満では実用上効
果がなく、また、０．００５％を超えて添加するとＣａ
Ｏ−ＣａＳが大量に生成してクラスター、大型介在物と
なり、鋼の清浄度を害するだけでなく、現地溶接性にも
悪影響を及ぼす。このため、Ｃａ添加量を０．００１〜
０．００５％に制限した。
【００２０】ＶはほぼＮｂと同様の効果を有するが、そ
の効果はＮｂに比較して格段に弱い。その上限は現地溶
接性、ＨＡＺ靱性の点から０．１０％まで許容できる。
Ｃｒは母材、溶接部の強度を増加させるが、多過ぎると
現地溶接性やＨＡＺ靱性を著しく劣化させる。このた
め、Ｃｒ量の上限は０．５％とする。Ｖ、Ｃｒ量の下限
０．０１％、０．１％は、それぞれの元素添加による材
質上の効果が顕著になる最小量である。
の効果はＮｂに比較して格段に弱い。その上限は現地溶
接性、ＨＡＺ靱性の点から０．１０％まで許容できる。
Ｃｒは母材、溶接部の強度を増加させるが、多過ぎると
現地溶接性やＨＡＺ靱性を著しく劣化させる。このた
め、Ｃｒ量の上限は０．５％とする。Ｖ、Ｃｒ量の下限
０．０１％、０．１％は、それぞれの元素添加による材
質上の効果が顕著になる最小量である。
【００２１】
【実施例】本発明の実施例について述べる。転炉−連続
鋳造法で種々の鋼成分の鋼片から種々の製造法により鋼
管を製造した。これらを種々の条件で熱処理して、諸性
質を調査した。機械的性質は鋼管軸方向と直角方向で調
査した。Ｃａ添加の鋼管については耐サワー性を調査し
た。耐サワー性はＢＰ溶液（硫化水素飽和の人工海水、
ｐＨ４．８〜５．４）に９６時間浸漬後、試験片表面よ
り超音波探傷し、試験片の割れ面積率（％）で評価し
た。
鋳造法で種々の鋼成分の鋼片から種々の製造法により鋼
管を製造した。これらを種々の条件で熱処理して、諸性
質を調査した。機械的性質は鋼管軸方向と直角方向で調
査した。Ｃａ添加の鋼管については耐サワー性を調査し
た。耐サワー性はＢＰ溶液（硫化水素飽和の人工海水、
ｐＨ４．８〜５．４）に９６時間浸漬後、試験片表面よ
り超音波探傷し、試験片の割れ面積率（％）で評価し
た。
【００２２】実施例を表１、表２（表１のつづき−
１）、表３（表１のつづき−２）に示す。
１）、表３（表１のつづき−２）に示す。
【００２３】
【表１】
【００２４】
【表２】
【００２５】
【表３】
【００２６】本発明に従って製造した鋼管は優れた強度
・低温靱性、耐サワー性を有する。これに対して比較鋼
は化学成分または鋼管の熱処理条件が適切でなく、いず
れかの特性が劣る。鋼９はＣ量が多過ぎるため、低温靱
性（シャルピー吸収エネルギー、遷移温度）、耐ＨＩＣ
性が劣る。鋼１０はＭｏ添加量が少なく、Ｍｎ量が多過
ぎるため、シャルピー吸収エネルギーが低く、かつ耐Ｈ
ＩＣ性が悪い。鋼１１はＮｂが添加されていないため、
Ｎｂ添加鋼よりもやや強度が低く、シャルピー遷移温度
が高い（強度・低温靱性バランスが悪い）。鋼１２はＴ
ｉが添加されていないため、シャルピー遷移温度が高
く、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼１３はＣｕ添加量が少な過ぎ
るため、目標とする強度が達成できていない。鋼１４は
Ｎｉ量が少な過ぎるため、機械的性質はまずまずである
が、鋼管表面に微小な疵が多数発生し、ラインパイプと
して使えない。鋼１５は化学成分は適当であるが、製造
条件中の加熱開始温度が高過ぎるため、シャルピー遷移
温度が高い。鋼１６は加熱温度が低過ぎるため、強度が
低く、低温靱性が劣る。鋼１７は加熱温度が高過ぎるた
め、低温靱性が悪い。鋼１８は焼戻温度が低過ぎるた
め、Ｃｕ析出効果能が発揮されず、強度が低い。鋼１９
は焼戻温度が高過ぎるため、Ｃｕ析出物が粗大化して析
出硬化能が失われ、強度が低い。
・低温靱性、耐サワー性を有する。これに対して比較鋼
は化学成分または鋼管の熱処理条件が適切でなく、いず
れかの特性が劣る。鋼９はＣ量が多過ぎるため、低温靱
性（シャルピー吸収エネルギー、遷移温度）、耐ＨＩＣ
性が劣る。鋼１０はＭｏ添加量が少なく、Ｍｎ量が多過
ぎるため、シャルピー吸収エネルギーが低く、かつ耐Ｈ
ＩＣ性が悪い。鋼１１はＮｂが添加されていないため、
Ｎｂ添加鋼よりもやや強度が低く、シャルピー遷移温度
が高い（強度・低温靱性バランスが悪い）。鋼１２はＴ
ｉが添加されていないため、シャルピー遷移温度が高
く、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼１３はＣｕ添加量が少な過ぎ
るため、目標とする強度が達成できていない。鋼１４は
Ｎｉ量が少な過ぎるため、機械的性質はまずまずである
が、鋼管表面に微小な疵が多数発生し、ラインパイプと
して使えない。鋼１５は化学成分は適当であるが、製造
条件中の加熱開始温度が高過ぎるため、シャルピー遷移
温度が高い。鋼１６は加熱温度が低過ぎるため、強度が
低く、低温靱性が劣る。鋼１７は加熱温度が高過ぎるた
め、低温靱性が悪い。鋼１８は焼戻温度が低過ぎるた
め、Ｃｕ析出効果能が発揮されず、強度が低い。鋼１９
は焼戻温度が高過ぎるため、Ｃｕ析出物が粗大化して析
出硬化能が失われ、強度が低い。
【００２７】
【発明の効果】本発明により低温靱性、現地溶接性およ
び耐サワー性が優れた超高強度ラインパイプ（ＡＰＩ規
格Ｘ１００以上）が安定して製造できるようになった。
その結果、パイプラインの安全性が著しく向上するとと
もに、パイプラインの施工能率、輸送効率の飛躍的な向
上が可能となった。
び耐サワー性が優れた超高強度ラインパイプ（ＡＰＩ規
格Ｘ１００以上）が安定して製造できるようになった。
その結果、パイプラインの安全性が著しく向上するとと
もに、パイプラインの施工能率、輸送効率の飛躍的な向
上が可能となった。
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で、 Ｃ：０．０２〜０．０９％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．３〜２．０％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．００１０％以下、 Ｎｉ：０．３〜１．２％、 Ｃｕ：０．９〜１．２％、 Ｍｏ：０．１〜０．５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．０６％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ：０．００１〜０．００６％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片
を再加熱後、圧延成形して製造した鋼管を、５００℃以
下の温度から誘導加熱でＡｃ3 点〜１０００℃の温度範
囲に加熱して焼入処理し、続いて４５０℃〜Ａｃ1 点の
温度範囲で焼戻処理することを特徴とする低温靱性の優
れた高強度鋼管の製造方法。 - 【請求項２】 出発鋼片はさらにＣａ：０．００１〜
０．００５％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｃｒ：０．
１〜０．５％の１種または２種以上を含有することを特
徴とする請求項１記載の低温靱性の優れた高強度鋼管の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24440394A JPH08104922A (ja) | 1994-10-07 | 1994-10-07 | 低温靱性の優れた高強度鋼管の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24440394A JPH08104922A (ja) | 1994-10-07 | 1994-10-07 | 低温靱性の優れた高強度鋼管の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08104922A true JPH08104922A (ja) | 1996-04-23 |
Family
ID=17118156
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24440394A Withdrawn JPH08104922A (ja) | 1994-10-07 | 1994-10-07 | 低温靱性の優れた高強度鋼管の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08104922A (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6045630A (en) * | 1997-02-25 | 2000-04-04 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | High-toughness, high-tensile-strength steel and method of manufacturing the same |
| US6188037B1 (en) | 1997-03-26 | 2001-02-13 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Welded high-strength steel structures and method of manufacturing the same |
| US6224689B1 (en) | 1997-07-28 | 2001-05-01 | Exxonmobil Upstream Research Company | Ultra-high strength, weldable, essentially boron-free steels with superior toughness |
| US6228183B1 (en) | 1997-07-28 | 2001-05-08 | Exxonmobil Upstream Research Company | Ultra-high strength, weldable, boron-containing steels with superior toughness |
| US6248191B1 (en) | 1997-07-28 | 2001-06-19 | Exxonmobil Upstream Research Company | Method for producing ultra-high strength, weldable steels with superior toughness |
| US6264760B1 (en) | 1997-07-28 | 2001-07-24 | Exxonmobil Upstream Research Company | Ultra-high strength, weldable steels with excellent ultra-low temperature toughness |
| US6843237B2 (en) | 2001-11-27 | 2005-01-18 | Exxonmobil Upstream Research Company | CNG fuel storage and delivery systems for natural gas powered vehicles |
| WO2011021396A1 (ja) | 2009-08-21 | 2011-02-24 | 住友金属工業株式会社 | 厚肉継目無鋼管の製造方法 |
| EP1876254A4 (en) * | 2005-03-29 | 2012-08-01 | Sumitomo Metal Ind | THICK SEAMLESS STEEL TUBE FOR LINE TUBE AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| CN113441910A (zh) * | 2021-06-17 | 2021-09-28 | 大冶特殊钢有限公司 | 一种超厚壁调质管及其制备方法 |
-
1994
- 1994-10-07 JP JP24440394A patent/JPH08104922A/ja not_active Withdrawn
Cited By (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6045630A (en) * | 1997-02-25 | 2000-04-04 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | High-toughness, high-tensile-strength steel and method of manufacturing the same |
| US6183573B1 (en) | 1997-02-25 | 2001-02-06 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | High-toughness, high-tensile-strength steel and method of manufacturing the same |
| US6188037B1 (en) | 1997-03-26 | 2001-02-13 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Welded high-strength steel structures and method of manufacturing the same |
| US6264760B1 (en) | 1997-07-28 | 2001-07-24 | Exxonmobil Upstream Research Company | Ultra-high strength, weldable steels with excellent ultra-low temperature toughness |
| US6228183B1 (en) | 1997-07-28 | 2001-05-08 | Exxonmobil Upstream Research Company | Ultra-high strength, weldable, boron-containing steels with superior toughness |
| US6248191B1 (en) | 1997-07-28 | 2001-06-19 | Exxonmobil Upstream Research Company | Method for producing ultra-high strength, weldable steels with superior toughness |
| US6224689B1 (en) | 1997-07-28 | 2001-05-01 | Exxonmobil Upstream Research Company | Ultra-high strength, weldable, essentially boron-free steels with superior toughness |
| US6843237B2 (en) | 2001-11-27 | 2005-01-18 | Exxonmobil Upstream Research Company | CNG fuel storage and delivery systems for natural gas powered vehicles |
| EP1876254A4 (en) * | 2005-03-29 | 2012-08-01 | Sumitomo Metal Ind | THICK SEAMLESS STEEL TUBE FOR LINE TUBE AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| WO2011021396A1 (ja) | 2009-08-21 | 2011-02-24 | 住友金属工業株式会社 | 厚肉継目無鋼管の製造方法 |
| JP4748283B2 (ja) * | 2009-08-21 | 2011-08-17 | 住友金属工業株式会社 | 厚肉継目無鋼管の製造方法 |
| US8845830B2 (en) | 2009-08-21 | 2014-09-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Method of manufacturing heavy-wall seamless steel pipe |
| CN113441910A (zh) * | 2021-06-17 | 2021-09-28 | 大冶特殊钢有限公司 | 一种超厚壁调质管及其制备方法 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
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Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20020115 |