JPH08269545A - 溶接部靭性の優れたＭｏ添加超高強度鋼管用鋼板の製造方法 - Google Patents
溶接部靭性の優れたＭｏ添加超高強度鋼管用鋼板の製造方法Info
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- JPH08269545A JPH08269545A JP7072725A JP7272595A JPH08269545A JP H08269545 A JPH08269545 A JP H08269545A JP 7072725 A JP7072725 A JP 7072725A JP 7272595 A JP7272595 A JP 7272595A JP H08269545 A JPH08269545 A JP H08269545A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 母材および溶接部の低温靭性、現地溶接性な
どの諸特性を同時に達成できるＡＰＩ規格Ｘ１００超の
超高強度鋼管用鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 実質的にＡｌを含有しない低Ｃ−Ｎｉ−Ｍｏ
−Ｎｂ−Ｔｉ系鋼をオーステナイト−フェライト２相域
で制御圧延・加速冷却後、時効処理を行って鋼板を製造
する。 【効果】 母材および溶接部の低温靭性、現地溶接性が
優れた超高強度鋼管（Ｘ１００超）の製造が可能となっ
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、パイプライン施工能率、輸送効率の向上が可
能となった。
どの諸特性を同時に達成できるＡＰＩ規格Ｘ１００超の
超高強度鋼管用鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 実質的にＡｌを含有しない低Ｃ−Ｎｉ−Ｍｏ
−Ｎｂ−Ｔｉ系鋼をオーステナイト−フェライト２相域
で制御圧延・加速冷却後、時効処理を行って鋼板を製造
する。 【効果】 母材および溶接部の低温靭性、現地溶接性が
優れた超高強度鋼管（Ｘ１００超）の製造が可能となっ
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、パイプライン施工能率、輸送効率の向上が可
能となった。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は米国石油協会（ＡＰＩ）
規格でＸ１２０以上（引張強さで約９５０Ｎ／mm2 以
上）の超高強度と優れた母材および溶接部の低温靭性、
現地溶接性を有する鋼板の製造方法に関するものであ
る。
規格でＸ１２０以上（引張強さで約９５０Ｎ／mm2 以
上）の超高強度と優れた母材および溶接部の低温靭性、
現地溶接性を有する鋼板の製造方法に関するものであ
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にある。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にある。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技報No．１
３８（１９９２），ｐｐ２４−３１およびＴｈｅ ７ｔ
ｈＯｆｆｓｈｏｒｅ Ｍｅｃｈａｎｉｃｓ ａｎｄ Ａ
ｒｃｔｉｃ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ（１９８８），Ｖ
ｏｌｕｍｅ Ｖ，ｐｐ１７９−１８５）を基本に検討さ
れているが、これではせいぜい、Ｘ１００（降伏強さ９
８９Ｎ／mm2 以上、引張強さ７６０Ｎ／mm2 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・低温靭性バランスをはじめとして、溶
接熱影響部（ＨＡＺ）靭性、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。
プはＸ８０級ラインパイプの製造法（ＮＫＫ技報No．１
３８（１９９２），ｐｐ２４−３１およびＴｈｅ ７ｔ
ｈＯｆｆｓｈｏｒｅ Ｍｅｃｈａｎｉｃｓ ａｎｄ Ａ
ｒｃｔｉｃ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ（１９８８），Ｖ
ｏｌｕｍｅ Ｖ，ｐｐ１７９−１８５）を基本に検討さ
れているが、これではせいぜい、Ｘ１００（降伏強さ９
８９Ｎ／mm2 以上、引張強さ７６０Ｎ／mm2 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・低温靭性バランスをはじめとして、溶
接熱影響部（ＨＡＺ）靭性、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課題】本発明は溶接部および
母材の低温靭性、現地溶接性などの諸特性を同時に達成
できる引張強さ９５０Ｎ／mm2 以上（ＡＰＩ規格Ｘ１０
０超）の超高強度鋼管用鋼板の製造技術を提供するもの
である。
母材の低温靭性、現地溶接性などの諸特性を同時に達成
できる引張強さ９５０Ｎ／mm2 以上（ＡＰＩ規格Ｘ１０
０超）の超高強度鋼管用鋼板の製造技術を提供するもの
である。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、重量％
で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．８〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：
０．００１％以下、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：
０．３５〜０．６０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００４％
以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｏ：０．００３
％以下を含有し、必要に応じて、Ｖ：０．０１〜０．１
０％、Ｃｕ：０．１〜０．７％、Ｃｒ：０．１〜０．８
％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％の一種または二種
以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からな
り、かつＰ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ
＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ−１が１．９≦Ｐ
≦２．８を満足する鋼片を９５０〜１２００℃の温度に
再加熱後、９００℃以下の累積圧下量が７０％以上、か
つＡｒ3 点〜Ａｒ1 点のフェライト・オーステナイト２
相域の累積圧下量が１５〜３５％で圧延終了温度が６８
０〜８２０℃となるように圧延を行い、その後１０℃／
秒以上の冷却速度で４００℃以下の任意の温度まで冷却
し、４００〜６５０℃の温度で焼戻し処理することであ
る。
で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．８〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：
０．００１％以下、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：
０．３５〜０．６０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００４％
以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｏ：０．００３
％以下を含有し、必要に応じて、Ｖ：０．０１〜０．１
０％、Ｃｕ：０．１〜０．７％、Ｃｒ：０．１〜０．８
％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％の一種または二種
以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からな
り、かつＰ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ
＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ−１が１．９≦Ｐ
≦２．８を満足する鋼片を９５０〜１２００℃の温度に
再加熱後、９００℃以下の累積圧下量が７０％以上、か
つＡｒ3 点〜Ａｒ1 点のフェライト・オーステナイト２
相域の累積圧下量が１５〜３５％で圧延終了温度が６８
０〜８２０℃となるように圧延を行い、その後１０℃／
秒以上の冷却速度で４００℃以下の任意の温度まで冷却
し、４００〜６５０℃の温度で焼戻し処理することであ
る。
【０００６】以下に本発明の超高強度鋼管用鋼板の製造
方法について詳細に説明する。本発明の特徴は、（１）
実質的にＡｌを含有しない低Ｃ−Ｎｉ−Ｎｂ−Ｍｏ−Ｔ
ｉ系鋼を、（２）オーステナイト−フェライト２相域で
厳格に制御圧延した後、加速冷却するところにあり、こ
れによって超高強度と優れた母材および溶接部の低温靭
性、現地溶接性を同時に達成している。
方法について詳細に説明する。本発明の特徴は、（１）
実質的にＡｌを含有しない低Ｃ−Ｎｉ−Ｎｂ−Ｍｏ−Ｔ
ｉ系鋼を、（２）オーステナイト−フェライト２相域で
厳格に制御圧延した後、加速冷却するところにあり、こ
れによって超高強度と優れた母材および溶接部の低温靭
性、現地溶接性を同時に達成している。
【０００７】従来より、低炭素−高Ｍｎ−Ｎｂ−Ｍｏ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
イプ用鋼としてよく知られているが、その引張強さの上
限はせいぜい７５０MPa が限界であった。さらに高強度
化するためには、（１）Ｃ量や合金元素量を増加させる
こと、（２）９００℃以上の高温から焼入れ−焼戻し処
理すること、が必要であるが、母材やＨＡＺの低温靭性
は不十分となる。
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
イプ用鋼としてよく知られているが、その引張強さの上
限はせいぜい７５０MPa が限界であった。さらに高強度
化するためには、（１）Ｃ量や合金元素量を増加させる
こと、（２）９００℃以上の高温から焼入れ−焼戻し処
理すること、が必要であるが、母材やＨＡＺの低温靭性
は不十分となる。
【０００８】まず母材の低温靭性であるが、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。脆性破壊の伝播停止特性を向上させるた
めには、（１）ミクロ組織を微細化すること、（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
セパレーションを利用すること（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、脆性き裂先
端での３軸応力度を低下させることによって脆性き裂の
伝播停止特性を向上させると考えられている）が必要で
ある。
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。脆性破壊の伝播停止特性を向上させるた
めには、（１）ミクロ組織を微細化すること、（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
セパレーションを利用すること（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、脆性き裂先
端での３軸応力度を低下させることによって脆性き裂の
伝播停止特性を向上させると考えられている）が必要で
ある。
【０００９】つぎに溶接部の低温靭性であるが、低合金
鋼の溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性は、（１）結晶粒のサ
イズ、（２）高炭素島状マルテンサイト（Ｍ* ）、上部
ベイナイト（Ｂｕ）などの硬化相の分散状態、（３）粒
界脆化の有無、（４）元素のミクロ偏析など種々の冶金
学的要因に支配される。なかでもＨＡＺの結晶粒のサイ
ズおよびＭ* は低温靭性に大きな影響を与えることが知
られている。本発明では鋼中のＡｌ量を低減することに
より、ＨＡＺでのＭ* の生成量を抑制して、かつ微細に
分散させることによりＨＡＺ靭性を向上させる。
鋼の溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性は、（１）結晶粒のサ
イズ、（２）高炭素島状マルテンサイト（Ｍ* ）、上部
ベイナイト（Ｂｕ）などの硬化相の分散状態、（３）粒
界脆化の有無、（４）元素のミクロ偏析など種々の冶金
学的要因に支配される。なかでもＨＡＺの結晶粒のサイ
ズおよびＭ* は低温靭性に大きな影響を与えることが知
られている。本発明では鋼中のＡｌ量を低減することに
より、ＨＡＺでのＭ* の生成量を抑制して、かつ微細に
分散させることによりＨＡＺ靭性を向上させる。
【００１０】とくに高強度化すればするほど合金元素の
添加量は必然的に多くなり、ＨＡＺでのＭ* 生成の完全
抑制は困難になる。しかしながら、この場合でも実質的
にＡｌを含んでいなければＭ* は微細に分散され、ＨＡ
Ｚ靭性は向上する。Ａｌを添加した場合には、Ａｌは炭
化物に固溶しないために、未変態オーステナイト中でγ
が安定化してＭ* の生成が顕著になる。
添加量は必然的に多くなり、ＨＡＺでのＭ* 生成の完全
抑制は困難になる。しかしながら、この場合でも実質的
にＡｌを含んでいなければＭ* は微細に分散され、ＨＡ
Ｚ靭性は向上する。Ａｌを添加した場合には、Ａｌは炭
化物に固溶しないために、未変態オーステナイト中でγ
が安定化してＭ* の生成が顕著になる。
【００１１】まず本発明の製造条件の限定理由について
説明する。本発明では、鋼片を９５０〜１２００℃の温
度範囲に再加熱後、９００℃以下の累積圧下量が７０％
以上、かつＡｒ3 点〜Ａｒ1 点のフェライト・オーステ
ナイト２相域の累積圧下量が１５〜３５％で圧延終了温
度が６８０〜８２０℃となるように圧延を行い、その後
１０℃／秒以上の冷却速度で４００℃以下の任意の温度
まで冷却し、４００〜６５０℃で時効処理する。
説明する。本発明では、鋼片を９５０〜１２００℃の温
度範囲に再加熱後、９００℃以下の累積圧下量が７０％
以上、かつＡｒ3 点〜Ａｒ1 点のフェライト・オーステ
ナイト２相域の累積圧下量が１５〜３５％で圧延終了温
度が６８０〜８２０℃となるように圧延を行い、その後
１０℃／秒以上の冷却速度で４００℃以下の任意の温度
まで冷却し、４００〜６５０℃で時効処理する。
【００１２】鋼片（スラブ）の再加熱温度を９５０℃以
上とする理由は、粗大な鋳造組織である鋼片をオーステ
ナイト域で十分に溶体化させ、圧延終了温度を確保する
ためである。しかし再加熱温度が１２００℃を超える
と、再加熱時のオーステナイト粒が成長し、圧延後の結
晶粒も大きくなって低温靭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は１２００℃とした。
上とする理由は、粗大な鋳造組織である鋼片をオーステ
ナイト域で十分に溶体化させ、圧延終了温度を確保する
ためである。しかし再加熱温度が１２００℃を超える
と、再加熱時のオーステナイト粒が成長し、圧延後の結
晶粒も大きくなって低温靭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は１２００℃とした。
【００１３】再加熱した鋼片は９００℃以下の累積圧下
量が７０％以上、かつＡｒ3 点〜Ａｒ1 点のフェライト
・オーステナイト２相域の累積圧下量が１５〜３５％で
圧延終了温度が６８０〜８２０℃となるように圧延しな
ければならない。９００℃以下の累積圧下量を７０％以
上とする理由はオーステナイト未再結晶域での圧延を強
化し、変態前のオーステナイト組織の微細化を図るため
である。Ｘ１００ラインパイプではとくに安全上、従来
にも増して高靭性を必要とするので、その累積圧下量は
７０％としなければならない（累積圧下量は大きいほど
望ましく、その上限については限定しない）。
量が７０％以上、かつＡｒ3 点〜Ａｒ1 点のフェライト
・オーステナイト２相域の累積圧下量が１５〜３５％で
圧延終了温度が６８０〜８２０℃となるように圧延しな
ければならない。９００℃以下の累積圧下量を７０％以
上とする理由はオーステナイト未再結晶域での圧延を強
化し、変態前のオーステナイト組織の微細化を図るため
である。Ｘ１００ラインパイプではとくに安全上、従来
にも増して高靭性を必要とするので、その累積圧下量は
７０％としなければならない（累積圧下量は大きいほど
望ましく、その上限については限定しない）。
【００１４】さらに本発明では、フェライト・オーステ
ナイト２相域の累積圧下量を１５〜３５％とし、圧延終
了温度を６８０〜８２０℃とする。これはオーステナイ
ト未再結晶域で細粒化したオーステナイト組織を一層微
細化し、かつフェライトを加工してフェライトの強化と
衝撃試験時にセパレーションの発生を容易にするためで
ある。２相域の累積圧下量が１５％以下では、セパレー
ションの発生が十分でなく脆性き裂の伝播停止特性の向
上は得られない。
ナイト２相域の累積圧下量を１５〜３５％とし、圧延終
了温度を６８０〜８２０℃とする。これはオーステナイ
ト未再結晶域で細粒化したオーステナイト組織を一層微
細化し、かつフェライトを加工してフェライトの強化と
衝撃試験時にセパレーションの発生を容易にするためで
ある。２相域の累積圧下量が１５％以下では、セパレー
ションの発生が十分でなく脆性き裂の伝播停止特性の向
上は得られない。
【００１５】また累積圧下量が３５％以上では、加工に
よるフェライトの脆化が顕著となって低温靭性はかえっ
て劣化する。このため、２相域での累積圧下量の範囲を
１５〜３５％とした。一方、累積圧下量が適切であって
も、その圧延温度が不適切であると優れた低温靭性は達
成できない。圧延終了温度が６８０℃以下では、フェラ
イト変態が進行して続く加速冷却の効果がなくなるばか
りか、加工によるフェライトの脆化も顕著となるので、
圧延終了温度の下限を６８０℃とした。しかし圧延終了
温度が８２０℃以上では、オーステナイト組織の微細化
やセパレーション発生が十分でないため、圧延終了温度
の上限を８２０℃に限定した。
よるフェライトの脆化が顕著となって低温靭性はかえっ
て劣化する。このため、２相域での累積圧下量の範囲を
１５〜３５％とした。一方、累積圧下量が適切であって
も、その圧延温度が不適切であると優れた低温靭性は達
成できない。圧延終了温度が６８０℃以下では、フェラ
イト変態が進行して続く加速冷却の効果がなくなるばか
りか、加工によるフェライトの脆化も顕著となるので、
圧延終了温度の下限を６８０℃とした。しかし圧延終了
温度が８２０℃以上では、オーステナイト組織の微細化
やセパレーション発生が十分でないため、圧延終了温度
の上限を８２０℃に限定した。
【００１６】圧延終了後、鋼板は１０℃／秒以上の冷却
速度で４００℃以下の任意の温度まで冷却する必要があ
る。これはベイナイト組織の形成などによる変態強化、
組織の微細化を図るためである。冷却速度が１０℃／秒
以下であったり、水冷停止温度が４００℃以上である
と、変態強化による強度・低温靭性バランスの向上が十
分に期待できない。冷却速度が大きいほど変態強化に有
効であり、とくに上限は限定しないが、実用上可能な冷
却速度は板厚にも依存するが、４０℃／秒程度である。
速度で４００℃以下の任意の温度まで冷却する必要があ
る。これはベイナイト組織の形成などによる変態強化、
組織の微細化を図るためである。冷却速度が１０℃／秒
以下であったり、水冷停止温度が４００℃以上である
と、変態強化による強度・低温靭性バランスの向上が十
分に期待できない。冷却速度が大きいほど変態強化に有
効であり、とくに上限は限定しないが、実用上可能な冷
却速度は板厚にも依存するが、４０℃／秒程度である。
【００１７】さらに圧延・冷却後の鋼板は４００〜６５
０℃の温度で焼戻し処理する必要がある。焼戻し処理温
度が４００℃以下であると低温靭性が不十分となり、焼
戻し処理温度が６５０℃以上では強度が低下する。
０℃の温度で焼戻し処理する必要がある。焼戻し処理温
度が４００℃以下であると低温靭性が不十分となり、焼
戻し処理温度が６５０℃以上では強度が低下する。
【００１８】つぎに成分元素の限定理由について説明す
る。Ｃの下限０．０５％は母材および溶接部の強度、低
温靭性の確保ならびに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靭性、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０．１０％とした。
Ｓｉは脱酸や強度向上のため添加する元素であるが、多
く添加すると現地溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるの
で、上限を０．６％とした。鋼の脱酸はＴｉあるいはＡ
ｌのみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも添加する必要は
ない。
る。Ｃの下限０．０５％は母材および溶接部の強度、低
温靭性の確保ならびに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靭性、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０．１０％とした。
Ｓｉは脱酸や強度向上のため添加する元素であるが、多
く添加すると現地溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるの
で、上限を０．６％とした。鋼の脱酸はＴｉあるいはＡ
ｌのみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも添加する必要は
ない。
【００１９】Ｍｎは強度、低温靭性を確保する上で不可
欠な元素であり、その下限は１．８％である。しかしＭ
ｎが多過ぎると鋼の焼入れ性が増加して現地溶接性、Ｈ
ＡＺ靭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、低温靭性も劣化させるので
上限を２．５％とした。
欠な元素であり、その下限は１．８％である。しかしＭ
ｎが多過ぎると鋼の焼入れ性が増加して現地溶接性、Ｈ
ＡＺ靭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、低温靭性も劣化させるので
上限を２．５％とした。
【００２０】Ｎｉを添加する目的は低炭素の本発明鋼の
強度を低温靭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（とくにスラブの中心偏析帯）中に低
温靭性、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。しかし、添
加量が多過ぎると、経済性だけでなく、現地溶接性やＨ
ＡＺ靭性などを劣化させるので、下限は０．１％、その
上限を１．０％とした。Ｎｉは連続鋳造時、熱間圧延時
におけるＣｕクラック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。
強度を低温靭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（とくにスラブの中心偏析帯）中に低
温靭性、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。しかし、添
加量が多過ぎると、経済性だけでなく、現地溶接性やＨ
ＡＺ靭性などを劣化させるので、下限は０．１％、その
上限を１．０％とした。Ｎｉは連続鋳造時、熱間圧延時
におけるＣｕクラック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。
【００２１】Ｍｏを添加する理由は鋼の焼入れ性を向上
させるためである。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強力に抑制し、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
得るためには、Ｍｏは最低０．３５％必要である。しか
し過剰なＭｏ添加はＨＡＺ靭性、現地溶接性を劣化させ
るので、その上限を０．６０％とした。
させるためである。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強力に抑制し、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
得るためには、Ｍｏは最低０．３５％必要である。しか
し過剰なＭｏ添加はＨＡＺ靭性、現地溶接性を劣化させ
るので、その上限を０．６０％とした。
【００２２】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、鋼を強靭化する作用を有す
る。しかしＮｂを０．１０％以上添加すると、現地溶接
性やＨＡＺ靭性に悪影響をもたらすので、その上限を
０．０６％、下限を０．０１％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ＨＡ
Ｚ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の低温靭性を改善する。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、低温靭性が劣化するので、その上限は０．０３０％
に限定しなければならない。
ｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
３０％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、鋼を強靭化する作用を有す
る。しかしＮｂを０．１０％以上添加すると、現地溶接
性やＨＡＺ靭性に悪影響をもたらすので、その上限を
０．０６％、下限を０．０１％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ＨＡ
Ｚ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の低温靭性を改善する。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、低温靭性が劣化するので、その上限は０．０３０％
に限定しなければならない。
【００２３】Ａｌは通常脱酸剤として鋼に含まれるが、
本発明では好ましくない元素である。Ａｌ量が０．００
４％を超えるとＨＡＺでのＭ* の生成量が顕著となり、
ＨＡＺ靭性の劣化を招くので上限を０．００４％とし
た。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。
本発明では好ましくない元素である。Ａｌ量が０．００
４％を超えるとＨＡＺでのＭ* の生成量が顕著となり、
ＨＡＺ靭性の劣化を招くので上限を０．００４％とし
た。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。
【００２４】さらに本発明では、不純物元素であるＰ，
Ｓ，Ｏ量をそれぞれ、０．０１５％以下、０．００１％
以下、０．００３％以下とする。この主たる理由は母
材、ＨＡＺ靭性の低温靭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、粒界破壊を防止し低温靭性を向上させる。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靭
性を向上させる効果がある。Ｏ量の低減は鋼中の酸化物
を少なくして、耐サワー性や低温靭性の改善に効果があ
る。したがってＰ，Ｓ，Ｏ量は低いほど好ましい。
Ｓ，Ｏ量をそれぞれ、０．０１５％以下、０．００１％
以下、０．００３％以下とする。この主たる理由は母
材、ＨＡＺ靭性の低温靭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、粒界破壊を防止し低温靭性を向上させる。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靭
性を向上させる効果がある。Ｏ量の低減は鋼中の酸化物
を少なくして、耐サワー性や低温靭性の改善に効果があ
る。したがってＰ，Ｓ，Ｏ量は低いほど好ましい。
【００２５】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ＨＡＺ靭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ＨＡＺ靭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。
【００２６】つぎにＶ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｃａ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・靭
性などの特性の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べき性質のものである。
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・靭
性などの特性の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べき性質のものである。
【００２７】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。その下限は０．０
１％、上限は現地溶接性、ＨＡＺ靭性の点から０．１０
％まで許容できる。ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果を持つ
とともに、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上にも効果
がある。またＣｕ析出硬化によって強度を大幅に増加さ
せる。しかし過剰に添加すると析出硬化により母材、Ｈ
ＡＺの靭性低下や熱間圧延時にＣｕクラックが生じるの
で、その上限を０．７％とした。
の効果はＮｂに比較して格段に弱い。その下限は０．０
１％、上限は現地溶接性、ＨＡＺ靭性の点から０．１０
％まで許容できる。ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果を持つ
とともに、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上にも効果
がある。またＣｕ析出硬化によって強度を大幅に増加さ
せる。しかし過剰に添加すると析出硬化により母材、Ｈ
ＡＺの靭性低下や熱間圧延時にＣｕクラックが生じるの
で、その上限を０．７％とした。
【００２８】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靭性を著しく劣化さ
せる。このためＣｒ量の上限は０．８％、好ましくは
０．６％である。Ｃｕ，Ｃｒ量の下限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。Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靭
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。とく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％以下では実用上効果が
なく、また０．００５％を超えて添加するとＣａＯ−Ｃ
ａＳ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
をおよぼす。このためＣａ添加量を０．００１〜０．０
０５％に制限した。なお、超高強度鋼ではＳ，Ｏ量をそ
れぞれ０．００１％、０．００２％以下に低減しＥＳＳ
Ｐ＝（Ｃａ）〔１−１２４（Ｏ）〕／１２５（Ｓ）を
０．５≦ＥＳＳＰ≦１０．０とすることがとくに有効で
ある。
が、多過ぎると現地溶接性やＨＡＺ靭性を著しく劣化さ
せる。このためＣｒ量の上限は０．８％、好ましくは
０．６％である。Ｃｕ，Ｃｒ量の下限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。Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靭
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。とく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％以下では実用上効果が
なく、また０．００５％を超えて添加するとＣａＯ−Ｃ
ａＳ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
をおよぼす。このためＣａ添加量を０．００１〜０．０
０５％に制限した。なお、超高強度鋼ではＳ，Ｏ量をそ
れぞれ０．００１％、０．００２％以下に低減しＥＳＳ
Ｐ＝（Ｃａ）〔１−１２４（Ｏ）〕／１２５（Ｓ）を
０．５≦ＥＳＳＰ≦１０．０とすることがとくに有効で
ある。
【００２９】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１．
９≦Ｐ≦２．８に制限する。これはＨＡＺ靭性、現地溶
接性を損なうことなく、目的とする強度・低温靭性バラ
ンスを達成するためである。Ｐ値の下限を１．９とした
のは９５０Ｎ／mm2 以上の強度と優れた低温靭性を得る
ためである。またＰ値の上限を２．８としたのは優れた
ＨＡＺ靭性、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１．
９≦Ｐ≦２．８に制限する。これはＨＡＺ靭性、現地溶
接性を損なうことなく、目的とする強度・低温靭性バラ
ンスを達成するためである。Ｐ値の下限を１．９とした
のは９５０Ｎ／mm2 以上の強度と優れた低温靭性を得る
ためである。またＰ値の上限を２．８としたのは優れた
ＨＡＺ靭性、現地溶接性を維持するためである。
【００３０】
【実施例】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板を製造して、諸性質を調査し
た。機械的性質は圧延と直角方向で調査した。ＨＡＺ靭
性は入熱５kJ／mm相当の再現熱サイクルを付与して調査
した。実施例を表１に示す。本発明にしたがって製造し
た鋼板は優れた強度・低温靭性を有する。これに対して
比較鋼は化学成分または鋼板製造条件が適切でなく、い
ずれかの特性が劣る。
種々の製造法により鋼板を製造して、諸性質を調査し
た。機械的性質は圧延と直角方向で調査した。ＨＡＺ靭
性は入熱５kJ／mm相当の再現熱サイクルを付与して調査
した。実施例を表１に示す。本発明にしたがって製造し
た鋼板は優れた強度・低温靭性を有する。これに対して
比較鋼は化学成分または鋼板製造条件が適切でなく、い
ずれかの特性が劣る。
【００３１】鋼９はＣ量が多過ぎるため、低温靭性（シ
ャルピー吸収エネルギー、遷移温度）、ＨＡＺ靭性が悪
く、かつ溶接時の予熱温度も高い。鋼１０はＭｎ添加
量、Ｐ値が高過ぎるため、母材およびＨＡＺ靭性が悪
く、かつ溶接時の予熱温度も著しく高い。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く（強度・低温靭性バラ
ンスが悪い）、またＨＡＺ靭性も悪い。
ャルピー吸収エネルギー、遷移温度）、ＨＡＺ靭性が悪
く、かつ溶接時の予熱温度も高い。鋼１０はＭｎ添加
量、Ｐ値が高過ぎるため、母材およびＨＡＺ靭性が悪
く、かつ溶接時の予熱温度も著しく高い。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く（強度・低温靭性バラ
ンスが悪い）、またＨＡＺ靭性も悪い。
【００３２】鋼１２はＴｉが添加されていないため、シ
ャルピー遷移温度が高く、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼１３は
Ｍｏ添加量が多過ぎるため、溶接時に予熱を必要とす
る。鋼１４はＭｏ量が少な過ぎるため、目標とする強度
が達成できない。鋼１５はＡｌ量が多過ぎるため、ＨＡ
Ｚ靭性が悪い。鋼１６は化学成分は適当であるが、製造
条件中の鋼片再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１７は鋼片の再加熱温度が低過ぎ
るため、溶体化が不十分で強度が低い。
ャルピー遷移温度が高く、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼１３は
Ｍｏ添加量が多過ぎるため、溶接時に予熱を必要とす
る。鋼１４はＭｏ量が少な過ぎるため、目標とする強度
が達成できない。鋼１５はＡｌ量が多過ぎるため、ＨＡ
Ｚ靭性が悪い。鋼１６は化学成分は適当であるが、製造
条件中の鋼片再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１７は鋼片の再加熱温度が低過ぎ
るため、溶体化が不十分で強度が低い。
【００３３】鋼１８は９００℃以下の累積圧下量が少な
過ぎるため、低温靭性が今一歩である。鋼１９はオース
テナイト−フェライト２相域での累積圧下量が少な過ぎ
るため、シャルピー遷移温度が高い。鋼２０は２相域で
の累積圧下量が多過ぎるため、かえって低温靭性が劣化
している。鋼２１は２相域での圧延がなく圧延終了温度
が高過ぎるため、低温靭性が劣る。鋼２２は圧延終了温
度が低過ぎるため、低温靭性が劣る。鋼２３は水冷停止
温度が高過ぎるため強度が低い。鋼２４は焼戻し温度が
高過ぎるため強度が低い。鋼２５は焼戻し温度が低過ぎ
るため低温靭性が悪い。
過ぎるため、低温靭性が今一歩である。鋼１９はオース
テナイト−フェライト２相域での累積圧下量が少な過ぎ
るため、シャルピー遷移温度が高い。鋼２０は２相域で
の累積圧下量が多過ぎるため、かえって低温靭性が劣化
している。鋼２１は２相域での圧延がなく圧延終了温度
が高過ぎるため、低温靭性が劣る。鋼２２は圧延終了温
度が低過ぎるため、低温靭性が劣る。鋼２３は水冷停止
温度が高過ぎるため強度が低い。鋼２４は焼戻し温度が
高過ぎるため強度が低い。鋼２５は焼戻し温度が低過ぎ
るため低温靭性が悪い。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】
【表３】
【００３７】
【発明の効果】本発明により低温靭性、現地溶接性が優
れた超高強度ラインパイプ（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）の
鋼板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。
れた超高強度ラインパイプ（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）の
鋼板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。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58 (72)発明者 原 卓也 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技 術開発本部内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０５〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００１％以下、 Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．３５〜０．６０％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．００４％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％、 Ｏ ：０．００３％以下を含有し、残部が鉄および不可
避的不純物からなり、下記の式で定義されるＰ値が１．
９〜２．８の範囲にある鋼片を９５０〜１２００℃の温
度に再加熱後、９００℃以下の累積圧下量が７０％以
上、かつＡｒ3 点〜Ａｒ1 点のフェライト・オーステナ
イト２相域の累積圧下量が１５〜３５％で圧延終了温度
が６８０〜８２０℃となるように圧延を行い、その後１
０℃／秒以上の冷却速度で４００℃以下の任意の温度ま
で冷却し、４００〜６５０℃の温度で焼戻し処理するこ
とを特徴とする溶接部靭性の優れたＭｏ添加超高強度鋼
管用鋼板の製造方法。 Ｐ＝ 2.7Ｃ＋ 0.4Ｓｉ＋Ｍｎ＋ 0.8Ｃｒ＋0.45（Ｎｉ＋
Ｃu)＋Ｍｏ＋Ｖ−１ - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ ：０．０５〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００１％以下、 Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．３５〜０．６０％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．００４％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％、 Ｏ ：０．００３％以下に必要に応じて、 Ｖ ：０．０１〜０．１０％、 Ｃｕ：０．１〜０．７％、 Ｃｒ：０．１〜０．８％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％の一種または二種以上
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下
記の式で定義されるＰ値が１．９〜２．８の範囲にある
鋼片を９５０〜１２００℃の温度に再加熱後、９００℃
以下の累積圧下量が７０％以上、かつＡｒ3 点〜Ａｒ1
点のフェライト・オーステナイト２相域の累積圧下量が
１５〜３５％で圧延終了温度が６８０〜８２０℃となる
ように圧延を行い、その後１０℃／秒以上の冷却速度で
４００℃以下の任意の温度まで冷却し、４００〜６５０
℃の温度で焼戻し処理することを特徴とする溶接部靭性
の優れたＭｏ添加超高強度鋼管用鋼板の製造方法。 Ｐ＝ 2.7Ｃ＋ 0.4Ｓｉ＋Ｍｎ＋ 0.8Ｃｒ＋0.45（Ｎｉ＋
Ｃu)＋Ｍｏ＋Ｖ−１
Priority Applications (10)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7072725A JPH08269545A (ja) | 1995-03-30 | 1995-03-30 | 溶接部靭性の優れたＭｏ添加超高強度鋼管用鋼板の製造方法 |
| KR1019960705573A KR100222302B1 (ko) | 1995-02-03 | 1996-01-26 | 저항복비를 가지는 저온인성이 우수한 고강도 라인파이프강재 |
| AU44966/96A AU677540B2 (en) | 1995-02-03 | 1996-01-26 | High-strength line-pipe steel having low yield ratio and excellent low-temperature toughness |
| DE69607702T DE69607702T2 (de) | 1995-02-03 | 1996-01-26 | Hochfester Leitungsrohrstahl mit niedrigem Streckgrenze-Zugfestigkeit-Verhältnis und ausgezeichneter Tieftemperaturzähigkeit |
| 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 |
| 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 |
| 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 |
| CA002187028A CA2187028C (en) | 1995-02-03 | 1996-01-26 | High strength line pipe steel having low yield ratio and excellent low temperature toughness |
| EP96901131A EP0757113B1 (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 |
|---|---|---|---|
| JP7072725A JPH08269545A (ja) | 1995-03-30 | 1995-03-30 | 溶接部靭性の優れたＭｏ添加超高強度鋼管用鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08269545A true JPH08269545A (ja) | 1996-10-15 |
Family
ID=13497629
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7072725A Withdrawn JPH08269545A (ja) | 1995-02-03 | 1995-03-30 | 溶接部靭性の優れたＭｏ添加超高強度鋼管用鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08269545A (ja) |
-
1995
- 1995-03-30 JP JP7072725A patent/JPH08269545A/ja not_active Withdrawn
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20020604 |