JPH08209287A - 低降伏比を有する低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用鋼 - Google Patents
低降伏比を有する低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用鋼Info
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- JPH08209287A JPH08209287A JP7017302A JP1730295A JPH08209287A JP H08209287 A JPH08209287 A JP H08209287A JP 7017302 A JP7017302 A JP 7017302A JP 1730295 A JP1730295 A JP 1730295A JP H08209287 A JPH08209287 A JP H08209287A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 ＨＡＺ靱性、現地溶接性の優れた引張強さ９
５０ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）の低降伏比・
高強度ラインパイプ用鋼を提供する。 【構成】 低Ｃ−高Ｍｎ−Ｎｉ−Ｃｕ−Ｍｏ−Ｎｂ−Ｔ
ｉ系で、そのミクロ組織がマルテンサイト・ベイナイト
と分率にして２０〜９０％のフェライトの硬軟混合組織
からなり、かつフェライト中に５０〜１００％の加工フ
ェライトを含有し、５μｍ以下のフェライト粒径を有す
る鋼。またはこれを焼戻した鋼。 【効果】 低温靱性、現地溶接性の優れた低降伏比・超
高強度ラインパイプ（Ｘ１００超）用鋼の製造が可能と
なった。その結果、パイフラインの安全性が著しく向上
すると共に、パイプラインの施工能率、輸送効率ま向上
が可能となった。
５０ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）の低降伏比・
高強度ラインパイプ用鋼を提供する。 【構成】 低Ｃ−高Ｍｎ−Ｎｉ−Ｃｕ−Ｍｏ−Ｎｂ−Ｔ
ｉ系で、そのミクロ組織がマルテンサイト・ベイナイト
と分率にして２０〜９０％のフェライトの硬軟混合組織
からなり、かつフェライト中に５０〜１００％の加工フ
ェライトを含有し、５μｍ以下のフェライト粒径を有す
る鋼。またはこれを焼戻した鋼。 【効果】 低温靱性、現地溶接性の優れた低降伏比・超
高強度ラインパイプ（Ｘ１００超）用鋼の製造が可能と
なった。その結果、パイフラインの安全性が著しく向上
すると共に、パイプラインの施工能率、輸送効率ま向上
が可能となった。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は９５０ＭＰａ以上の引張
強さ（ＴＳ）を有する低温靱性・溶接性の優れた超高強
度鋼に関するももので、天然ガス・原油輸送用ラインパ
イプをはじめ、各種圧力容器、産業機械などの溶接用鋼
材として広く使用できる。
強さ（ＴＳ）を有する低温靱性・溶接性の優れた超高強
度鋼に関するももので、天然ガス・原油輸送用ラインパ
イプをはじめ、各種圧力容器、産業機械などの溶接用鋼
材として広く使用できる。
【０００２】
【従来の技術】近年、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、高圧化によ
る輸送効率の向上やラインパイプの外径・重量の低減
による現地施工能率の向上のため、ますます高強度化す
る傾向にある。これまでに米国石油協会（ＡＰＩ）規格
でＸ８０（引張強さ６２０ＭＰａ以上）までのラインハ
パイプの実用化がされているが、さらに高強度のライン
パイプに対するニーズが強くなってきた。
パイプラインに使用するラインパイプは、高圧化によ
る輸送効率の向上やラインパイプの外径・重量の低減
による現地施工能率の向上のため、ますます高強度化す
る傾向にある。これまでに米国石油協会（ＡＰＩ）規格
でＸ８０（引張強さ６２０ＭＰａ以上）までのラインハ
パイプの実用化がされているが、さらに高強度のライン
パイプに対するニーズが強くなってきた。
【０００３】現在、超高強度ラインパイプ製造法の研究
は、従来のＸ８０ラインパイプの製造技術（たとえばＮ
ＫＫ技報 No.138(1992), pp24-31、およびThe 7th Offs
horeMechanics and Arctic Engineering (1988), Volum
e V, pp179-185) を基本に検討されているが、これでは
せいぜい、Ｘ１００（引張強さ７６０ＭＰａ以上）ライ
ンパイプの製造が限界と考えられる。パイプラインの超
高強度化は強度・低温靱性バランスを始めとして溶接熱
影響部（ＨＡＺ）靱性、現地溶接性、継手軟化など多く
の問題を抱えており、これらを克服した画期的な超高強
度ラインパイプ（Ｘ１００超）の早期開発が要望されて
いる。
は、従来のＸ８０ラインパイプの製造技術（たとえばＮ
ＫＫ技報 No.138(1992), pp24-31、およびThe 7th Offs
horeMechanics and Arctic Engineering (1988), Volum
e V, pp179-185) を基本に検討されているが、これでは
せいぜい、Ｘ１００（引張強さ７６０ＭＰａ以上）ライ
ンパイプの製造が限界と考えられる。パイプラインの超
高強度化は強度・低温靱性バランスを始めとして溶接熱
影響部（ＨＡＺ）靱性、現地溶接性、継手軟化など多く
の問題を抱えており、これらを克服した画期的な超高強
度ラインパイプ（Ｘ１００超）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問題点】本発明は強度と低温
靱性のバランスが優れ、かつ現地溶接が容易な引張強さ
９５０ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）の超高強度
・低降伏比ラインパイプ用鋼を提供するものである。
靱性のバランスが優れ、かつ現地溶接が容易な引張強さ
９５０ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）の超高強度
・低降伏比ラインパイプ用鋼を提供するものである。
【０００５】
【問題点を解決する為の手段】本発明者らは、引張強さ
が９５０ＭＰａ以上で、かつ低温靱性・現地溶接性の優
れた超高強度鋼を得るための鋼材の化学成分（組成）と
そのミクロ組織について鋭意研究を行い、新しい超高強
度溶接用鋼を発明するに至った。
が９５０ＭＰａ以上で、かつ低温靱性・現地溶接性の優
れた超高強度鋼を得るための鋼材の化学成分（組成）と
そのミクロ組織について鋭意研究を行い、新しい超高強
度溶接用鋼を発明するに至った。
【０００６】すなわち、本発明の要旨とするところは、 (1) 重量％で、Ｃ ：０．０５〜０．１０％、 Ｓ
ｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．７〜２．５％、
Ｐ ：０．０１５％以下、Ｓ ：０．００３％以下、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．８〜１．２
％、 Ｍｏ：０．３５〜０．５０％、Ｎｂ：０．
０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０
％、Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ ：０．００
１〜０．００６％、必要に応じてさらに、Ｖ ：０．１
０％以下、 Ｃｒ：０．６％以下、Ｃａ：０．
００１〜０．００６％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り、下記式で定義
されるＰ値が２．０以上、３．５以下の範囲にあり、さ
らにそのミクロ組織がマルテンサイト、ベイナイトおよ
びフェライトからなり、フェライト分率が２０〜９０％
で、かつフェライト中に加工フェライトを５０〜１００
％含有し、フェライト平均粒径が５μｍ以下であること
を特徴とする低降伏比を有する低温靱性に優れた高強度
ラインパイプ用鋼、および Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４
５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ−１ (2) 前記鋼をＡｃ1 以下の温度で焼戻し処理してなるこ
とを特徴とする低降伏比を有する低温靱性に優れた高強
度ラインパイプ用鋼にある。
ｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．７〜２．５％、
Ｐ ：０．０１５％以下、Ｓ ：０．００３％以下、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．８〜１．２
％、 Ｍｏ：０．３５〜０．５０％、Ｎｂ：０．
０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０
％、Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ ：０．００
１〜０．００６％、必要に応じてさらに、Ｖ ：０．１
０％以下、 Ｃｒ：０．６％以下、Ｃａ：０．
００１〜０．００６％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り、下記式で定義
されるＰ値が２．０以上、３．５以下の範囲にあり、さ
らにそのミクロ組織がマルテンサイト、ベイナイトおよ
びフェライトからなり、フェライト分率が２０〜９０％
で、かつフェライト中に加工フェライトを５０〜１００
％含有し、フェライト平均粒径が５μｍ以下であること
を特徴とする低降伏比を有する低温靱性に優れた高強度
ラインパイプ用鋼、および Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４
５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ−１ (2) 前記鋼をＡｃ1 以下の温度で焼戻し処理してなるこ
とを特徴とする低降伏比を有する低温靱性に優れた高強
度ラインパイプ用鋼にある。
【０００７】以下、本発明の内容について詳細に説明す
る。本発明の特徴は、Ｎｉ−Ｃｕ−Ｍｏ−Ｎｂ−微量
Ｔｉを複合添加した低炭素・高Ｍｎ系であること、そ
のミクロ組織が微細なフェライト（平均粒径が５μｍ以
下で、ある一定量以上の加工フェライトを含む）とマル
テンサイト、ベイナイトの硬軟混合組織からなることで
ある。
る。本発明の特徴は、Ｎｉ−Ｃｕ−Ｍｏ−Ｎｂ−微量
Ｔｉを複合添加した低炭素・高Ｍｎ系であること、そ
のミクロ組織が微細なフェライト（平均粒径が５μｍ以
下で、ある一定量以上の加工フェライトを含む）とマル
テンサイト、ベイナイトの硬軟混合組織からなることで
ある。
【０００８】従来より、低炭素−高Ｍｎ−Ｎｂ−Ｃｕ鋼
は微細なアシキュラーフェライト組織を有するラインパ
イプ用鋼として知られているが、その引張強さの上限は
せいぜい７５０ＭＰが限界であった。本基本成分系で加
工フェライトを含む微細フェライトとマルテンサイト、
ベイナイトの硬軟混合微細組織を有する高強度ラインパ
イフ用鋼はまったく存在しない。これはマルテンサイ
ト、ベイナイト２相混合組織では９５０ＭＰａ以上の引
張強さは到底不可能であるばかりか、低温靱性や現地溶
接性も不十分と考えられていたためである。
は微細なアシキュラーフェライト組織を有するラインパ
イプ用鋼として知られているが、その引張強さの上限は
せいぜい７５０ＭＰが限界であった。本基本成分系で加
工フェライトを含む微細フェライトとマルテンサイト、
ベイナイトの硬軟混合微細組織を有する高強度ラインパ
イフ用鋼はまったく存在しない。これはマルテンサイ
ト、ベイナイト２相混合組織では９５０ＭＰａ以上の引
張強さは到底不可能であるばかりか、低温靱性や現地溶
接性も不十分と考えられていたためである。
【０００９】しかしながら本発明者らはＮｂ−Ｃｕ鋼に
おいても化学成分、ミクロ組織を厳密に制御することに
より、超高強度と優れた低温靱性が達成できることを見
いだした。すなわち、本発明鋼の特徴は焼戻し処理な
しでも優れた超高強度、低温靱性が得られること、焼
入れ・焼戻し処理に比較して降伏比が低く、鋼管成形
性、低温靱性（シャルピー遷移温度）に著しく優れるこ
と、などがあげられる（本発明鋼では、鋼板の状態で降
伏強さが低くても、鋼管成形によって降伏強さが上昇
し、目的とする降伏強さを得ることが可能である）。
おいても化学成分、ミクロ組織を厳密に制御することに
より、超高強度と優れた低温靱性が達成できることを見
いだした。すなわち、本発明鋼の特徴は焼戻し処理な
しでも優れた超高強度、低温靱性が得られること、焼
入れ・焼戻し処理に比較して降伏比が低く、鋼管成形
性、低温靱性（シャルピー遷移温度）に著しく優れるこ
と、などがあげられる（本発明鋼では、鋼板の状態で降
伏強さが低くても、鋼管成形によって降伏強さが上昇
し、目的とする降伏強さを得ることが可能である）。
【００１０】まず本発明鋼のミクロ組織について説明す
る。引張強さ９５０ＭＰａ以上の超高強度を達成するた
めには、鋼のミクロ組織を一定量以上のマルテンサイト
・ベイナイトとする必要があり、そのためにはフェライ
ト分率を２０〜９０％（マルテンサイト・ベイナイト分
率１０〜８０％）とする必要がある。フェライト分率が
９０％を超えると、マルテンサイト・ベイナイト分率が
小さくなり過ぎて、目的とする強度は達成出来ない（フ
ェライト分率はＣ量にも依存し、Ｃ量が０．０５％以上
では、実質上フェライトを９０％以上とすることは困難
である）。本発明鋼において強度、低温靱性上、もっと
も望ましいフェライト分率は３０〜８０％である。しか
し、本来フェライトは軟らかいものであり、たとえフェ
ライト分率が２０〜９０％であっても、加工フェライト
の割合が少なすぎると、目的とする強度（とくに降伏強
さ）・低温靱性は達成できない。このため、加工フェラ
イトの割合を５０〜１００％とした。フェライトの加工
（圧延）は転位強化やサブグレイン強化によってフェラ
イトの降伏強さを高めると同時に、後で述べるようにシ
ャルピー遷移温度の改善にも極めて有効である。
る。引張強さ９５０ＭＰａ以上の超高強度を達成するた
めには、鋼のミクロ組織を一定量以上のマルテンサイト
・ベイナイトとする必要があり、そのためにはフェライ
ト分率を２０〜９０％（マルテンサイト・ベイナイト分
率１０〜８０％）とする必要がある。フェライト分率が
９０％を超えると、マルテンサイト・ベイナイト分率が
小さくなり過ぎて、目的とする強度は達成出来ない（フ
ェライト分率はＣ量にも依存し、Ｃ量が０．０５％以上
では、実質上フェライトを９０％以上とすることは困難
である）。本発明鋼において強度、低温靱性上、もっと
も望ましいフェライト分率は３０〜８０％である。しか
し、本来フェライトは軟らかいものであり、たとえフェ
ライト分率が２０〜９０％であっても、加工フェライト
の割合が少なすぎると、目的とする強度（とくに降伏強
さ）・低温靱性は達成できない。このため、加工フェラ
イトの割合を５０〜１００％とした。フェライトの加工
（圧延）は転位強化やサブグレイン強化によってフェラ
イトの降伏強さを高めると同時に、後で述べるようにシ
ャルピー遷移温度の改善にも極めて有効である。
【００１１】しかしミクロ組織の種類を上述のように限
定しても優れた低温靱性を達成するには不十分である。
このためには、加工フェライトの導入によるセパレーシ
ョンを利用するとともに、フェライト平均粒径を５μｍ
以下に微細化する必要がある。超高強度鋼においても、
加工フェライトの導入により、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、破面遷移温度は飛躍
的に低下することがわかった（セパレーションはシャル
ピー衝撃試験などの破面に発生する層状剥離現象で、脆
性き裂先端での３軸応力度を低下させ、脆性き裂伝播停
止特性を改善すると考えられている）。
定しても優れた低温靱性を達成するには不十分である。
このためには、加工フェライトの導入によるセパレーシ
ョンを利用するとともに、フェライト平均粒径を５μｍ
以下に微細化する必要がある。超高強度鋼においても、
加工フェライトの導入により、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、破面遷移温度は飛躍
的に低下することがわかった（セパレーションはシャル
ピー衝撃試験などの破面に発生する層状剥離現象で、脆
性き裂先端での３軸応力度を低下させ、脆性き裂伝播停
止特性を改善すると考えられている）。
【００１２】さらにフェライト平均粒径を５μｍ以下と
することによってフェライト以外のマルテンサイト・ベ
イナイト組織も同時に微細化することができ、遷移温度
の著しい改善や降伏強さの増加が得られることがわかっ
た。
することによってフェライト以外のマルテンサイト・ベ
イナイト組織も同時に微細化することができ、遷移温度
の著しい改善や降伏強さの増加が得られることがわかっ
た。
【００１３】以上により、従来低温靱性が悪いと考えら
れていたＮｂ−Ｃｕ鋼のフェライトとマルテンサイト・
ベイナイト硬軟混合組織の強度・低温靱性バランスの大
幅な向上に成功した。
れていたＮｂ−Ｃｕ鋼のフェライトとマルテンサイト・
ベイナイト硬軟混合組織の強度・低温靱性バランスの大
幅な向上に成功した。
【００１４】しかしながら、上述のように鋼のミクロ組
織を厳密に制御しても目的とする特性を有する鋼材は得
られない。このためにはミクロ組織と同時に化学成分を
限定する必要がある。以下に成分元素の限定理由につい
て説明する。
織を厳密に制御しても目的とする特性を有する鋼材は得
られない。このためにはミクロ組織と同時に化学成分を
限定する必要がある。以下に成分元素の限定理由につい
て説明する。
【００１５】Ｃ量は０．０５〜０．１０％に限定する。
炭素は鋼の強度向上に極めて有効であり、フェライトと
マルテンサイト・ベイナイト硬軟混合組織において目標
とする強度を得るためには、最低０．０５％は必要であ
る。また、この量はＮｂ，Ｖ添加による析出効果、結晶
粒の微細化効果の発現や溶接部強度の確保のための最小
量でもある。しかし、Ｃ量が多すぎると母材、ＨＡＺの
低温靱性や現地溶接性の著しい劣化を招くので、その上
限を０．１０％とした。
炭素は鋼の強度向上に極めて有効であり、フェライトと
マルテンサイト・ベイナイト硬軟混合組織において目標
とする強度を得るためには、最低０．０５％は必要であ
る。また、この量はＮｂ，Ｖ添加による析出効果、結晶
粒の微細化効果の発現や溶接部強度の確保のための最小
量でもある。しかし、Ｃ量が多すぎると母材、ＨＡＺの
低温靱性や現地溶接性の著しい劣化を招くので、その上
限を０．１０％とした。
【００１６】Ｓｉは脱酸や強度向上のために添加する元
素であるが、多く添加するとＨＡＺ靱性、現地溶接性を
著しく劣化させるので、上限を０．６％とした。鋼の脱
酸はＡｌでもＴｉでも十分可能であり、Ｓｉは必ずしも
添加する必要はない。
素であるが、多く添加するとＨＡＺ靱性、現地溶接性を
著しく劣化させるので、上限を０．６％とした。鋼の脱
酸はＡｌでもＴｉでも十分可能であり、Ｓｉは必ずしも
添加する必要はない。
【００１７】Ｍｎは本発明鋼のミクロ組織を微細なフェ
ライトとマルテンサイト・ベイナイト硬軟混合組織と
し、優れた強度・低温靱性のバランスを確保する上で不
可欠な元素であり、その下限は１．７％である。しか
し、Ｍｎが多すぎると鋼の焼入れ性が増してＨＡＺ靱
性、現地溶接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、母材の低温靱性をも劣化させるの
で上限を２．２％とした。望ましいＭｎ量は１．９〜
２．１％である。
ライトとマルテンサイト・ベイナイト硬軟混合組織と
し、優れた強度・低温靱性のバランスを確保する上で不
可欠な元素であり、その下限は１．７％である。しか
し、Ｍｎが多すぎると鋼の焼入れ性が増してＨＡＺ靱
性、現地溶接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、母材の低温靱性をも劣化させるの
で上限を２．２％とした。望ましいＭｎ量は１．９〜
２．１％である。
【００１８】Ｎｉを添加する目的は低炭素の本発明鋼を
低温靱性や現地溶接性を劣化させることなく向上させる
ためである。Ｎｉ添加はＭｎやＣｒ，Ｍｏ添加に比較し
て圧延組織（とくに連続鋳造鋼片の中心偏析帯）中に低
温靱性に有害な硬化組織を形成することが少ないばかり
か、０．１％以上での微量のＮｉ添加がＨＡＺ靱性の改
善にも有効であることが判明した。ＨＡＺ靱性上、とく
に有効なＮｉ添加量は０．３％以上である。しかし、添
加量が多すぎると、経済性だけでなく、ＨＡＺ靱性や現
地溶接性を劣化させるので、その上限を１．０％とし
た。また、Ｎｉ添加は連続鋳造時、熱間圧延時における
Ｃｕ割れの防止にも有効である。この場合、ＮｉはＣｕ
量の１／３以上添加する必要がある。
低温靱性や現地溶接性を劣化させることなく向上させる
ためである。Ｎｉ添加はＭｎやＣｒ，Ｍｏ添加に比較し
て圧延組織（とくに連続鋳造鋼片の中心偏析帯）中に低
温靱性に有害な硬化組織を形成することが少ないばかり
か、０．１％以上での微量のＮｉ添加がＨＡＺ靱性の改
善にも有効であることが判明した。ＨＡＺ靱性上、とく
に有効なＮｉ添加量は０．３％以上である。しかし、添
加量が多すぎると、経済性だけでなく、ＨＡＺ靱性や現
地溶接性を劣化させるので、その上限を１．０％とし
た。また、Ｎｉ添加は連続鋳造時、熱間圧延時における
Ｃｕ割れの防止にも有効である。この場合、ＮｉはＣｕ
量の１／３以上添加する必要がある。
【００１９】Ｃｕはフェライトとマルテンサイト・ベイ
ナイト硬軟混合組織においてマルテンサイト・ベイナイ
ト相の硬化および析出強化により強度を大幅に増加させ
る。０．８％未満では効果が十分でなく、一方、過剰に
添加すると、析出硬化により母材、ＨＡＺの靱性低下
し、また熱間加工時にＣｕ割れが生じるので、その上限
を１．２％とした。
ナイト硬軟混合組織においてマルテンサイト・ベイナイ
ト相の硬化および析出強化により強度を大幅に増加させ
る。０．８％未満では効果が十分でなく、一方、過剰に
添加すると、析出硬化により母材、ＨＡＺの靱性低下
し、また熱間加工時にＣｕ割れが生じるので、その上限
を１．２％とした。
【００２０】Ｍｏを添加する理由は鋼の焼入れ性を向上
させ、目的とする硬軟混合組織を得るためである。ま
た、ＭｏはＮｂと共存して制御圧延時にオーステナイト
の再結晶を抑制し、オーステナイト組織の微細化にも効
果がある。このような効果を得るために、Ｍｏは最低で
も０．３５％必要である。しかし、過剰なＭｏ添加はＨ
ＡＺ靱性、現地溶接性を劣化させるので、その上限を
０．５％とした。
させ、目的とする硬軟混合組織を得るためである。ま
た、ＭｏはＮｂと共存して制御圧延時にオーステナイト
の再結晶を抑制し、オーステナイト組織の微細化にも効
果がある。このような効果を得るために、Ｍｏは最低で
も０．３５％必要である。しかし、過剰なＭｏ添加はＨ
ＡＺ靱性、現地溶接性を劣化させるので、その上限を
０．５％とした。
【００２１】また、本発明鋼では、必須の元素としてＮ
ｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
３０％を含有する。ＮｂはＭｏと共存して制御圧延時に
オーステナイトの再結晶を抑制して組織を微細化するだ
けでなく、析出硬化や焼入れ性増大にも寄与し、鋼を強
靱化する。０．０１％未満では効果が十分でなく、一
方、Ｎｂ添加量が多すぎると、ＨＡＺ靱性や現地溶接性
に悪影響をもたらすので、その上限を０．１０％とし
た。
ｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
３０％を含有する。ＮｂはＭｏと共存して制御圧延時に
オーステナイトの再結晶を抑制して組織を微細化するだ
けでなく、析出硬化や焼入れ性増大にも寄与し、鋼を強
靱化する。０．０１％未満では効果が十分でなく、一
方、Ｎｂ添加量が多すぎると、ＨＡＺ靱性や現地溶接性
に悪影響をもたらすので、その上限を０．１０％とし
た。
【００２２】一方、Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、
スラブ再加熱時および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ＨＡＺ
の低温靱性を改善する。また、Ａｌ量が少ない時（たと
えば０．００５％以下）、Ｔｉは酸化物を形成し、ＨＡ
Ｚにおいて粒内フェライト生成核として作用し、ＨＡＺ
組織を微細化する効果も有する。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量が多すぎると、ＴｉＮの
粗大化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、低温靱性を劣化
させるので、その上限を０．０３％に限定した。
スラブ再加熱時および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ＨＡＺ
の低温靱性を改善する。また、Ａｌ量が少ない時（たと
えば０．００５％以下）、Ｔｉは酸化物を形成し、ＨＡ
Ｚにおいて粒内フェライト生成核として作用し、ＨＡＺ
組織を微細化する効果も有する。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量が多すぎると、ＴｉＮの
粗大化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、低温靱性を劣化
させるので、その上限を０．０３％に限定した。
【００２３】Ａｌは通常脱酸材として鋼に含まれる元素
で、組織の微細化にも効果を有する。しかし、Ａｌ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。
で、組織の微細化にも効果を有する。しかし、Ａｌ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。
【００２４】ＮはＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時およ
び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量が多すぎると
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量が多すぎると
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。
【００２５】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％、０．００３％以下と
する。この主たる理由は母材およびＨＡＺ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軽減するとともに、粒界破壊を防止
して低温靱性を向上させる。また、Ｓ量の低減は熱間圧
延で延伸化するＭｎＳを低減して延性，靱性を向上させ
る効果がある。
Ｐ，Ｓ量をそれぞれ０．０１５％、０．００３％以下と
する。この主たる理由は母材およびＨＡＺ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軽減するとともに、粒界破壊を防止
して低温靱性を向上させる。また、Ｓ量の低減は熱間圧
延で延伸化するＭｎＳを低減して延性，靱性を向上させ
る効果がある。
【００２６】つぎに、Ｖ，Ｃｒ，Ｃａを添加する目的に
ついて説明する。基本となる成分に、更にこれらの元素
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、強度・靱性の一層の向上や製造可能な鋼材
サイズの拡大をはかるためである。したがって、必ずし
も含有する必要はなく、また、その添加量は自ずから制
限されるべき性質のものである。
ついて説明する。基本となる成分に、更にこれらの元素
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、強度・靱性の一層の向上や製造可能な鋼材
サイズの拡大をはかるためである。したがって、必ずし
も含有する必要はなく、また、その添加量は自ずから制
限されるべき性質のものである。
【００２７】ＶはＮｂとほぼ同様の効果を有するが、そ
の効果はＮｂに比較して弱い。しかし、超高強度鋼にお
けるＶ添加の効果は大きく、ＮｂとＶの複合添加は本発
明鋼の優れた特徴をさらに顕著なものとする。また、Ｖ
はフェライトの加工（熱間圧延）によって歪誘起析出
し、フェライトを著しく強化することがわかった。上限
はＨＡＺ靱性、現地溶接性の点から０．１０％まで許容
でき、特に０．０３〜０．０８％の添加が望ましい範囲
である。
の効果はＮｂに比較して弱い。しかし、超高強度鋼にお
けるＶ添加の効果は大きく、ＮｂとＶの複合添加は本発
明鋼の優れた特徴をさらに顕著なものとする。また、Ｖ
はフェライトの加工（熱間圧延）によって歪誘起析出
し、フェライトを著しく強化することがわかった。上限
はＨＡＺ靱性、現地溶接性の点から０．１０％まで許容
でき、特に０．０３〜０．０８％の添加が望ましい範囲
である。
【００２８】Ｃｒは母材、溶接部の強度を増加させる
が、多すぎるとＨＡＺ靱性や現地溶接性を著しく劣化さ
せる。このためＣｒ量の上限は０．８％である。Ｖ，Ｃ
ｒ量の下限は特に限定しないが、材質上の効果が顕著に
なる最少量として、Ｖは０．０１％，Ｃｒは０．１％で
ある。
が、多すぎるとＨＡＺ靱性や現地溶接性を著しく劣化さ
せる。このためＣｒ量の上限は０．８％である。Ｖ，Ｃ
ｒ量の下限は特に限定しないが、材質上の効果が顕著に
なる最少量として、Ｖは０．０１％，Ｃｒは０．１％で
ある。
【００２９】Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、
低温靱性を向上（シャルピー試験の吸収エネルギーの増
加など）させる。しかし、Ｃａ量が０．００１％以下で
は実用上効果は無い。また０．００６％を超えて添加す
るとＣａＯ−ＣａＳが大量に生成して大型クラスター、
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およぼす。このためＣａ添加量の
上限を０．００６％に制限した。なお超高強度ラインパ
イプでは、Ｓ，Ｏ量をそれぞれ０．００１％、０．００
２％以下に低減し、かつＥＳＳＰ＝（Ｃａ）〔１−１２
４（Ｏ）〕／１．２５Ｓを０．５≦ＥＳＳＰ≦１０．０
とすることがとくに有効である。ここでＥＳＳＰとは、
有効硫化物形態制御パラメターの略である。
低温靱性を向上（シャルピー試験の吸収エネルギーの増
加など）させる。しかし、Ｃａ量が０．００１％以下で
は実用上効果は無い。また０．００６％を超えて添加す
るとＣａＯ−ＣａＳが大量に生成して大型クラスター、
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およぼす。このためＣａ添加量の
上限を０．００６％に制限した。なお超高強度ラインパ
イプでは、Ｓ，Ｏ量をそれぞれ０．００１％、０．００
２％以下に低減し、かつＥＳＳＰ＝（Ｃａ）〔１−１２
４（Ｏ）〕／１．２５Ｓを０．５≦ＥＳＳＰ≦１０．０
とすることがとくに有効である。ここでＥＳＳＰとは、
有効硫化物形態制御パラメターの略である。
【００３０】以上の個々の添加元素の限定に加えて本発
明では、さらにＰ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．
８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ−１を２．
０≦Ｐ≦３．５に制限する。これは、目的とする強度・
低温靱性バランスを達成するためである。Ｐ値の下限は
９５０ＭＰａ以上の強度と優れた低温靱性を得るためで
ある。また、Ｐ値の上限を３．５としたのは優れたＨＡ
Ｚ靱性、現地溶接性を維持するためである。
明では、さらにＰ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．
８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ−１を２．
０≦Ｐ≦３．５に制限する。これは、目的とする強度・
低温靱性バランスを達成するためである。Ｐ値の下限は
９５０ＭＰａ以上の強度と優れた低温靱性を得るためで
ある。また、Ｐ値の上限を３．５としたのは優れたＨＡ
Ｚ靱性、現地溶接性を維持するためである。
【００３１】次に、請求項２について説明する。請求項
２は請求項１の鋼をＡｃ1 点以下の温度で焼戻し処理を
行うものである。焼戻し処理によって延性、靱性は適度
に回復する。焼戻し処理はミクロ組織分率そのものを変
えず、本発明の優れた特徴を損なうものでなく、溶接熱
影響部の軟化幅を狭める効果も有する。
２は請求項１の鋼をＡｃ1 点以下の温度で焼戻し処理を
行うものである。焼戻し処理によって延性、靱性は適度
に回復する。焼戻し処理はミクロ組織分率そのものを変
えず、本発明の優れた特徴を損なうものでなく、溶接熱
影響部の軟化幅を狭める効果も有する。
【００３２】
【実施例】つぎに本発明の実施例について述べる。実験
室溶解（５０kg，１００mm厚鋼塊）または転炉−連続鋳
造法（２４０mm厚）で種々の鋼成分の鋳片を製造した。
これらの鋳片を種々の条件で厚みが１５〜２５mmの鋼板
に圧延し、場合によっては焼戻し処理を行い諸性質、ミ
クロ組織を調査した。
室溶解（５０kg，１００mm厚鋼塊）または転炉−連続鋳
造法（２４０mm厚）で種々の鋼成分の鋳片を製造した。
これらの鋳片を種々の条件で厚みが１５〜２５mmの鋼板
に圧延し、場合によっては焼戻し処理を行い諸性質、ミ
クロ組織を調査した。
【００３３】鋼板の機械的性質（降伏強さ：ＹＳ，引張
強さ：ＴＳ，シャルピー試験の−４０℃での吸収エネル
ギー：vE-40 と５０％破面遷移温度：vTrs）は圧延と直
角方向で調査した。ＨＡＺ靱性（シャルピー試験の−４
０℃での吸収エネルギー：vE-40 ）は再現熱サイクル装
置で再現したＨＡＺで評価した（最高加熱温度：１４０
０℃，８００〜５００℃の冷却時間〔Δt 800-500 〕：
２５秒）。また現地溶接性はＹスリット溶接割れ試験
（ＪＩＳ Ｇ３１５８）においてＨＡＺの低温割れ防止
に必要な最低予熱温度で評価した（溶接方法：ガスメタ
ルアーク溶接，溶接棒：引張強さ１００ＭＰａ，入熱：
０．３kJ/mm ，溶着金属の水素量：３cc／１００ｇ金
属）。
強さ：ＴＳ，シャルピー試験の−４０℃での吸収エネル
ギー：vE-40 と５０％破面遷移温度：vTrs）は圧延と直
角方向で調査した。ＨＡＺ靱性（シャルピー試験の−４
０℃での吸収エネルギー：vE-40 ）は再現熱サイクル装
置で再現したＨＡＺで評価した（最高加熱温度：１４０
０℃，８００〜５００℃の冷却時間〔Δt 800-500 〕：
２５秒）。また現地溶接性はＹスリット溶接割れ試験
（ＪＩＳ Ｇ３１５８）においてＨＡＺの低温割れ防止
に必要な最低予熱温度で評価した（溶接方法：ガスメタ
ルアーク溶接，溶接棒：引張強さ１００ＭＰａ，入熱：
０．３kJ/mm ，溶着金属の水素量：３cc／１００ｇ金
属）。
【００３４】実施例を表１および２に示す。本発明法に
従って製造した鋼板は優れた強度・低温靱性バランス、
ＨＡＺ靱性および現地溶接性を示す。これに対して比較
鋼は化学成分またはミクロ組織が不適切なため、いずれ
かの特性が著しく劣ることが明らかである。
従って製造した鋼板は優れた強度・低温靱性バランス、
ＨＡＺ靱性および現地溶接性を示す。これに対して比較
鋼は化学成分またはミクロ組織が不適切なため、いずれ
かの特性が著しく劣ることが明らかである。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】
【発明の効果】本発明により、低温靱性、現地溶接性の
優れた低降伏比の超強度ラインパイプ（引張強さ９５０
ＭＰａ以上、ＡＰＩ規格Ｘ１００超）用鋼が安定して大
量に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、パイプラインの輸
送効率、施工能率の飛躍的な向上が可能となった。
優れた低降伏比の超強度ラインパイプ（引張強さ９５０
ＭＰａ以上、ＡＰＩ規格Ｘ１００超）用鋼が安定して大
量に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、パイプラインの輸
送効率、施工能率の飛躍的な向上が可能となった。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 寺田 好男 東京都千代田区大手町２−６−３ 新日本 製鐵株式会社内
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０５〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．７〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００３％以下、 Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｃｕ：０．８〜１．２％、 Ｍｏ：０．３５〜０．５０％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 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り、下記式で定義されるＰ値
が２．０以上、３．５以下の範囲にあり、さらにそのミ
クロ組織がマルテンサイト、ベイナイトおよびフェライ
トからなり、フェライト分率が２０〜９０％で、かつフ
ェライト中に加工フェライトを５０〜１００％含有し、
フェライト平均粒径が５μｍ以下であることを特徴とす
る低降伏比を有する低温靱性に優れた高強度ラインパイ
プ用鋼。 Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４
５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ−１ - 【請求項２】 請求項１記載の成分に加えて、重量％
で、 Ｖ ：０．１０％以下、 Ｃｒ：０．６％以下の１種または２種を含有することを
特徴とする請求項１記載の低降伏比を有する低温靱性に
優れた高強度ラインパイプ用鋼。 - 【請求項３】 請求項１または２記載の成分に加えて、
さらに重量％で、 Ｃａ：０．００１〜０．００６％を含有することを特徴
とする請求項１または２記載の低降伏比を有する低温靱
性に優れた高強度ラインパイプ用鋼。 - 【請求項４】 請求項１，２または３記載の鋼であっ
て、Ａｃ1 以下の温度で焼戻し処理した鋼からなること
を特徴とする低降伏比を有する低温靱性に優れた高強度
ラインパイプ用鋼。
Priority Applications (11)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01730295A JP3244984B2 (ja) | 1995-02-03 | 1995-02-03 | 低降伏比を有する低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用鋼 |
| EP96901131A EP0757113B1 (en) | 1995-02-03 | 1996-01-26 | High-strength line-pipe steel having low yield ratio and excellent low-temperature toughness |
| CN96190145A CN1148416A (zh) | 1995-02-03 | 1996-01-26 | 具有低屈服比和优良低温韧性的高强度干线用管钢 |
| DE69607702T DE69607702T2 (de) | 1995-02-03 | 1996-01-26 | Hochfester Leitungsrohrstahl mit niedrigem Streckgrenze-Zugfestigkeit-Verhältnis und ausgezeichneter Tieftemperaturzähigkeit |
| CA002187028A CA2187028C (en) | 1995-02-03 | 1996-01-26 | High strength line pipe steel having low yield ratio and excellent low temperature toughness |
| PCT/JP1996/000157 WO1996023909A1 (en) | 1995-02-03 | 1996-01-26 | High-strength line-pipe steel having low yield ratio and excellent low-temperature toughness |
| KR1019960705573A KR100222302B1 (ko) | 1995-02-03 | 1996-01-26 | 저항복비를 가지는 저온인성이 우수한 고강도 라인파이프강재 |
| RU96121789A RU2136776C1 (ru) | 1995-02-03 | 1996-01-26 | Высокопрочная сталь для магистральных трубопроводов, имеющая низкий коэффициент текучести и повышенную низкотемпературную вязкость |
| US08/718,567 US5755895A (en) | 1995-02-03 | 1996-01-26 | High strength line pipe steel having low yield ratio and excellent in low temperature toughness |
| AU44966/96A AU677540B2 (en) | 1995-02-03 | 1996-01-26 | High-strength line-pipe steel having low yield ratio and excellent low-temperature toughness |
| NO964182A NO964182L (no) | 1995-02-03 | 1996-10-02 | Rörledningsstål med höy styrke, lavt flytegrense-forhold og utmerket seighet ved lave temperaturer |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01730295A JP3244984B2 (ja) | 1995-02-03 | 1995-02-03 | 低降伏比を有する低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08209287A true JPH08209287A (ja) | 1996-08-13 |
| JP3244984B2 JP3244984B2 (ja) | 2002-01-07 |
Family
ID=11940216
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP01730295A Expired - Lifetime JP3244984B2 (ja) | 1995-02-03 | 1995-02-03 | 低降伏比を有する低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3244984B2 (ja) |
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1999002747A1 (en) * | 1997-07-08 | 1999-01-21 | Exxon Research And Engineering Company | Ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability |
| US6045630A (en) * | 1997-02-25 | 2000-04-04 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | High-toughness, high-tensile-strength steel and method of manufacturing the same |
| JP2004360074A (ja) * | 2004-08-06 | 2004-12-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 超大入熱溶接特性に優れた鋼材 |
| KR100518323B1 (ko) * | 2001-12-24 | 2005-10-04 | 주식회사 포스코 | 고강도 라인파이프 강의 제조방법 |
| WO2006104261A1 (ja) * | 2005-03-31 | 2006-10-05 | Jfe Steel Corporation | 高強度厚鋼板およびその製造方法、ならびに高強度鋼管 |
| WO2008054166A1 (en) * | 2006-11-02 | 2008-05-08 | Posco | Steel plate for linepipe having ultra-high strength and excellent low temperature toughness and manufacturing method of the same |
| KR100833035B1 (ko) * | 2006-12-20 | 2008-05-27 | 주식회사 포스코 | 변형능이 우수한 고강도 고인성 라인파이프용 강판 및 그제조방법 |
| WO2008078917A1 (en) * | 2006-12-26 | 2008-07-03 | Posco | High strength api-x80 grade steels for spiral pipes with less strength changes and method for manufacturing the same |
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| US8070887B2 (en) * | 2002-04-09 | 2011-12-06 | Nippon Steel Corporation | High-strength steel sheet and high-strength steel pipe excellent in deformability and method for producing the same |
| JP2019143171A (ja) * | 2018-02-16 | 2019-08-29 | 株式会社日本製鋼所 | 高強度高靱性を有するＣｕ含有低合金鋼およびその製造方法 |
| CN113046653A (zh) * | 2021-02-01 | 2021-06-29 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种大线能量焊接性能优异的管线钢及其制造方法 |
-
1995
- 1995-02-03 JP JP01730295A patent/JP3244984B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (15)
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| US6183573B1 (en) | 1997-02-25 | 2001-02-06 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | High-toughness, high-tensile-strength steel and method of manufacturing the same |
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| JP2006307334A (ja) * | 2005-03-31 | 2006-11-09 | Jfe Steel Kk | 高強度厚鋼板およびその製造方法、ならびに高強度鋼管 |
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| JP2019143171A (ja) * | 2018-02-16 | 2019-08-29 | 株式会社日本製鋼所 | 高強度高靱性を有するＣｕ含有低合金鋼およびその製造方法 |
| CN113046653A (zh) * | 2021-02-01 | 2021-06-29 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种大线能量焊接性能优异的管线钢及其制造方法 |
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