JPH08311548A - 溶接部靭性の優れた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超高強度鋼管用鋼板の製造方法Info
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- JPH08311548A JPH08311548A JP7411095A JP7411095A JPH08311548A JP H08311548 A JPH08311548 A JP H08311548A JP 7411095 A JP7411095 A JP 7411095A JP 7411095 A JP7411095 A JP 7411095A JP H08311548 A JPH08311548 A JP H08311548A
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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以上
の超高強度鋼管用鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 １％Ｃｕを含有し、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以上）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以上
の超高強度鋼管用鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 １％Ｃｕを含有し、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以上）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Ｘ１００以上（降伏強度で約６８９Ｎ／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Ｘ１００以上（降伏強度で約６８９Ｎ／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．
１３８（１９９２），ｐｐ２４−３１およびＴｈｅ ７
ｔｈＯｆｆｓｈｏｒｅ Ｍｅｃｈａｎｉｃｓ ａｎｄ
Ａｒｃｔｉｃ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ（１９８８），
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母材および溶接
部の低温靭性、現地溶接性、継手軟化などの点で多くの
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技報 No．
１３８（１９９２），ｐｐ２４−３１およびＴｈｅ ７
ｔｈＯｆｆｓｈｏｒｅ Ｍｅｃｈａｎｉｃｓ ａｎｄ
Ａｒｃｔｉｃ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ（１９８８），
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母材および溶接
部の低温靭性、現地溶接性、継手軟化などの点で多くの
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Ｘ１００以上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Ｘ１００以上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：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：
０．００１０％以下、Ｎｉ：０．３〜１．６％、Ｃｕ：
０．９〜１．３％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ｎｂ：
０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３
％、Ａｌ：０．００４％以下、Ｎ：０．００１〜０．０
０６％、Ｏ：０．００３％以下に必要に応じて、さらに
Ｃａ：０．００１〜０．００５％、Ｖ：０．０１〜０．
１０％、Ｃｒ：０．１〜０．５％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４０
０℃以下任意の温度まで冷却し、４００〜６５０℃の温
度で時効処理することである。
で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：
０．００１０％以下、Ｎｉ：０．３〜１．６％、Ｃｕ：
０．９〜１．３％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ｎｂ：
０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３
％、Ａｌ：０．００４％以下、Ｎ：０．００１〜０．０
０６％、Ｏ：０．００３％以下に必要に応じて、さらに
Ｃａ：０．００１〜０．００５％、Ｖ：０．０１〜０．
１０％、Ｃｒ：０．１〜０．５％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４０
０℃以下任意の温度まで冷却し、４００〜６５０℃の温
度で時効処理することである。
【０００６】
【作用】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〜
１．３％Ｃｕを含有し、実質的にＡｌを含有しない低Ｃ
−Ｎｉ−Ｃｕ−Ｍｏ−Ｎｂ−Ｔｉ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。
て詳細に説明する。本発明の特徴は、（１）０．９〜
１．３％Ｃｕを含有し、実質的にＡｌを含有しない低Ｃ
−Ｎｉ−Ｃｕ−Ｍｏ−Ｎｂ−Ｔｉ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、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、低温靭性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、低温靭性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。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）。
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）。
【０００９】次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。
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。
【００１０】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。特に高
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。
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。特に高
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。
【００１１】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、ＨＡＺ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。
を含んでいなければＭ* は微細に分散され、ＨＡＺ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。
【００１２】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℃以下任意の温度ま
で冷却し、４００〜６５０℃の温度で時効処理する。
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℃以下任意の温度ま
で冷却し、４００〜６５０℃の温度で時効処理する。
【００１３】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。
【００１４】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ラインパイプでは特に安全上、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７
０％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ラインパイプでは特に安全上、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７
０％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）。
【００１５】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。
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。
【００１６】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。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。
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。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。
【００１７】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。
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。
【００１８】圧延終了後、鋼板は１０℃／秒以上の冷却
速度で６００℃以下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。
速度で６００℃以下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。
【００１９】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、変態強化やＣｕ析
出硬化による強度・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、特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。
冷停止温度が４００℃以上であると、変態強化やＣｕ析
出硬化による強度・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、特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。
【００２０】さらに圧延・冷却後の鋼板は４００〜６５
０℃の温度で時効処理する必要がある。冷却ままでは、
Ｃｕはほとんど析出しておらずＣｕ析出硬化は期待でき
ない。Ｃｕ析出硬化（ε−Ｃｕによる析出硬化）による
高強度化を図るためには、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４００℃以下である
と、Ｃｕ析出が不十分で高強度が得られず、時効処理温
度が６５０℃以上ではＣｕ析出物が粗大化して析出硬化
能が失われる。
０℃の温度で時効処理する必要がある。冷却ままでは、
Ｃｕはほとんど析出しておらずＣｕ析出硬化は期待でき
ない。Ｃｕ析出硬化（ε−Ｃｕによる析出硬化）による
高強度化を図るためには、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４００℃以下である
と、Ｃｕ析出が不十分で高強度が得られず、時効処理温
度が６５０℃以上ではＣｕ析出物が粗大化して析出硬化
能が失われる。
【００２１】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。
る。Ｃの下限０．０２％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。
【００２２】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。
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。
【００２３】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１．０％、好ましくは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、ＮＡＺ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２．０％とした。
欠な元素であり、その下限は１．０％、好ましくは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、ＮＡＺ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２．０％とした。
【００２４】Ｎｉ，Ｃｕを添加する目的は低Ｃの本発明
鋼の強度を低温靭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Ｃｒ，
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。
鋼の強度を低温靭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Ｃｒ，
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。
【００２５】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
％必要である。しかし、多く添加すると現地溶接性やＮ
ＡＺ靭性などを劣化させるので、その上限を１．３％、
好ましくは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１．６％を超え
て添加すると現地溶接性などに好ましくないため上限を
１．６％とした。
強度を増加させる。このため、Ｃｕ添加量は最低０．９
％必要である。しかし、多く添加すると現地溶接性やＮ
ＡＺ靭性などを劣化させるので、その上限を１．３％、
好ましくは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１．６％を超え
て添加すると現地溶接性などに好ましくないため上限を
１．６％とした。
【００２６】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０．１％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０．５％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０．１％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０．５％とした。
【００２７】また本発明鋼では、必須の元素としてＮ
ｂ：０．００５％、好ましくは０．０１〜０．０６％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％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０．０６％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％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。
ｂ：０．００５％、好ましくは０．０１〜０．０６％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％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０．０６％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％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。
【００２８】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
０．０３％に限定しなければならない。
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
０．０３％に限定しなければならない。
【００２９】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。
【００３０】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、０．００１０
％以下、０．００３％以下とする。この主たる理由とは
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低温
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、０．００１０
％以下、０．００３％以下とする。この主たる理由とは
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低温
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。
【００３１】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。
【００３２】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・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。
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。
【００３３】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）させる他、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。
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）させる他、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。
【００３４】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Ｃ
ａＯ−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
も悪影響をおよぼす。このためＣａ添加量を０．００１
〜０．００５％に制限した。
上効果がなく、また０．００５％を超えて添加するとＣ
ａＯ−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
も悪影響をおよぼす。このためＣａ添加量を０．００１
〜０．００５％に制限した。
【００３５】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靭性の点から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靭性を著しく劣化させる。このため
Ｃｒ量の上限は０．５％である。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靭性の点から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靭性を著しく劣化させる。このため
Ｃｒ量の上限は０．５％である。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。
【００３６】
【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。
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。
【００３７】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。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ＨＡＺ靭性が悪い。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
ピー遷移温度が高く（強度・低温靭性バランスが悪
い）、またＨＡＺ靭性も悪い。
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。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ＨＡＺ靭性が悪い。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
ピー遷移温度が高く（強度・低温靭性バランスが悪
い）、またＨＡＺ靭性も悪い。
【００３８】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
Ｃｕ添加量が少な過ぎるため、目標とする強度が達成で
きない。鋼１４はＮｉ量が少な過ぎる。その結果、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、ラインパイプとして使えない。
ャルピー遷移温度が高く、ＨＡＺ靭性が劣る。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
きない。鋼１４はＮｉ量が少な過ぎる。その結果、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、ラインパイプとして使えない。
【００３９】鋼１５はＡｌ量が多過ぎるため、ＨＡＺ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。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−フィライト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。
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。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−フィライト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。
【００４０】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は時効温度が高過ぎるため強度が低い。
鋼２５は時効温度が低過ぎるため強度が低い。
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は時効温度が高過ぎるため強度が低い。
鋼２５は時効温度が低過ぎるため強度が低い。
【００４１】
【表１】
【００４２】
【表２】
【００４３】
【表３】
【００４４】
【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以上）
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以上）
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。
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．１０％ Ｓｉ：０．６％以下 Ｍｎ：１．０〜２．０％ Ｐ ：０．０１５％以下 Ｓ ：０．００１０％以下 Ｎｉ：０．３〜１．６％ Ｃｕ：０．９〜１．３％ Ｍｏ：０．１〜０．５％ Ｎｂ：０．００５〜０．０６％ Ｔｉ：０．００５〜０．０３％ Ａｌ：０．００４％以下 Ｎ ：０．００１〜０．００６％ Ｏ ：０．００３％以下 に必要に応じて、さらにＣａ：０．００１〜０．００５
％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｃｒ：０．１〜０．５
％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℃以下任意の温度まで冷却
し、４００〜６５０℃の温度で時効処理することを特徴
とする溶接部靭性の優れた超高強度鋼管用鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7411095A JPH08311548A (ja) | 1995-03-13 | 1995-03-30 | 溶接部靭性の優れた超高強度鋼管用鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5292395 | 1995-03-13 | ||
| JP7-52923 | 1995-03-13 | ||
| JP7411095A JPH08311548A (ja) | 1995-03-13 | 1995-03-30 | 溶接部靭性の優れた超高強度鋼管用鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08311548A true JPH08311548A (ja) | 1996-11-26 |
Family
ID=26393588
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7411095A Withdrawn JPH08311548A (ja) | 1995-03-13 | 1995-03-30 | 溶接部靭性の優れた超高強度鋼管用鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08311548A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| 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 |
| JP2007260715A (ja) * | 2006-03-28 | 2007-10-11 | Jfe Steel Kk | 超高強度溶接鋼管の製造方法 |
-
1995
- 1995-03-30 JP JP7411095A patent/JPH08311548A/ja not_active Withdrawn
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| 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 |
| US8758528B2 (en) | 2005-03-31 | 2014-06-24 | Jfe Steel Corporation | High-strength steel plate, method of producing the same, and high-strength steel pipe |
| JP2007260715A (ja) * | 2006-03-28 | 2007-10-11 | Jfe Steel Kk | 超高強度溶接鋼管の製造方法 |
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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 |