JPH08311550A - 超高強度鋼管用鋼板の製造方法 - Google Patents
超高強度鋼管用鋼板の製造方法Info
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- JPH08311550A JPH08311550A JP7411295A JP7411295A JPH08311550A JP H08311550 A JPH08311550 A JP H08311550A JP 7411295 A JP7411295 A JP 7411295A JP 7411295 A JP7411295 A JP 7411295A JP H08311550 A JPH08311550 A JP H08311550A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 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。 【構成】 １％Ｃｕを含有した低Ｃ−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｎｂ
−Ｔｉ系鋼を極低温域に加熱して、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】 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。
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。 【構成】 １％Ｃｕを含有した低Ｃ−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｎｂ
−Ｔｉ系鋼を極低温域に加熱して、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】 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。
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：０．０６％以下、Ｎ：０．００１〜０．００
６％、Ｏ：０．００３％以下に必要に応じて、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
８００〜１０００℃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：０．０６％以下、Ｎ：０．００１〜０．００
６％、Ｏ：０．００３％以下に必要に応じて、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
８００〜１０００℃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を含有した低Ｃ−Ｎｉ−Ｃｕ−Ｍｏ−Ｎｂ
−Ｔｉ系鋼を、（２）オーステナイトの低温域あるいは
オーステナイト−フェライトの２相域に加熱後、（３）
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、加速冷却することにより、微細フェライト＋マル
テンサイトの２相組織とするところにあり、これによっ
て超高強度と優れた低温靭性、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を含有した低Ｃ−Ｎｉ−Ｃｕ−Ｍｏ−Ｎｂ
−Ｔｉ系鋼を、（２）オーステナイトの低温域あるいは
オーステナイト−フェライトの２相域に加熱後、（３）
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、加速冷却することにより、微細フェライト＋マル
テンサイトの２相組織とするところにあり、これによっ
て超高強度と優れた低温靭性、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】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８００〜１０００℃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８００〜１０００℃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。
【００１０】鋼片（スラブ）の再加熱温度は８００〜１
０００℃とする必要がある。これは鋼片の再加熱時の初
期オーステナイト粒を小さく保ち、圧延組織を微細化す
るためである。さらに初期オーステナイト粒が小さいほ
ど微細フェライト−マルテンサイトの２相組織化が起こ
りやすいからである。１０００℃は再加熱時のオーステ
ナイト粒が粗大化しない上限の温度である。
０００℃とする必要がある。これは鋼片の再加熱時の初
期オーステナイト粒を小さく保ち、圧延組織を微細化す
るためである。さらに初期オーステナイト粒が小さいほ
ど微細フェライト−マルテンサイトの２相組織化が起こ
りやすいからである。１０００℃は再加熱時のオーステ
ナイト粒が粗大化しない上限の温度である。
【００１１】一方、加熱温度が低過ぎると合金元素が十
分に溶体化されず、所定の材質が得られない。また鋼片
を均一に加熱するために長時間の加熱が必要となるこ
と、さらには圧延時の変形抵抗が大きくなることから、
エネルギーコストが増大して、好ましくない。このため
に再加熱温度の下限を８００℃とする。
分に溶体化されず、所定の材質が得られない。また鋼片
を均一に加熱するために長時間の加熱が必要となるこ
と、さらには圧延時の変形抵抗が大きくなることから、
エネルギーコストが増大して、好ましくない。このため
に再加熱温度の下限を８００℃とする。
【００１２】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り、変
態後の組織をフェライト−マルテンサイトの２相組織と
するためである。
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り、変
態後の組織をフェライト−マルテンサイトの２相組織と
するためである。
【００１３】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）。
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。
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。
【００１５】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。
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。
【００１６】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８
２０℃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。
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８
２０℃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。
【００１７】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。
【００１８】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。
【００１９】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。
【００２０】つぎに成分元素の限定理由について説明す
る。Ｃの下限０．０２％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。
【００２１】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。
【００２２】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。
【００２３】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は８００℃程度でも鉄中
に十分固溶して、析出硬化能を発揮して強度を増加させ
る。このため、Ｃｕ添加量は最低０．９％必要である。
鋼の強度を低温靭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は８００℃程度でも鉄中
に十分固溶して、析出硬化能を発揮して強度を増加させ
る。このため、Ｃｕ添加量は最低０．９％必要である。
【００２４】しかし、多く添加すると現地溶接性やＮＡ
Ｚ靭性などを劣化させるので、その上限を１．３％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。
Ｚ靭性などを劣化させるので、その上限を１．３％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。
【００２５】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。
【００２６】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。
【００２７】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。
【００２８】Ａｌは通常脱酸剤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Ｔ
ｉ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。
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Ｔ
ｉ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。
【００２９】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。
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。
【００３０】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。
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】つぎに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。
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。
【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。
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。
【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。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）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）、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
高い。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。
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。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）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）、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
高い。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。
【００３７】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。鋼１５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１６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１７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。
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。鋼１５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１６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１７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。
【００３８】鋼１８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。鋼１９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２０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２１は圧延終了温度が低過ぎるため、低温靭
性が劣る。鋼２２は水冷停止温度が高過ぎるため強度が
低い。鋼２３は時効温度が高過ぎるため強度が低い。鋼
２４は時効温度が低過ぎるため強度が低い。
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１９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２０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２１は圧延終了温度が低過ぎるため、低温靭
性が劣る。鋼２２は水冷停止温度が高過ぎるため強度が
低い。鋼２３は時効温度が高過ぎるため強度が低い。鋼
２４は時効温度が低過ぎるため強度が低い。
【００３９】
【表１】
【００４０】
【表２】
【００４１】
【表３】
【００４２】
【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：０．０６％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８００〜１０００℃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
とする超高強度鋼管用鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7411295A JPH08311550A (ja) | 1995-03-13 | 1995-03-30 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP7-52925 | 1995-03-13 | ||
| JP5292595 | 1995-03-13 | ||
| JP7411295A JPH08311550A (ja) | 1995-03-13 | 1995-03-30 | 超高強度鋼管用鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08311550A true JPH08311550A (ja) | 1996-11-26 |
Family
ID=26393592
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7411295A Withdrawn JPH08311550A (ja) | 1995-03-13 | 1995-03-30 | 超高強度鋼管用鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08311550A (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 |
| JPWO2014038200A1 (ja) * | 2012-09-06 | 2016-08-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性に優れた厚肉高張力鋼およびその製造方法 |
| CN108085593A (zh) * | 2017-12-19 | 2018-05-29 | 钢铁研究总院 | 适用于低温环境油气输送用弯管和管件用钢及制造方法 |
-
1995
- 1995-03-30 JP JP7411295A patent/JPH08311550A/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 |
| JPWO2014038200A1 (ja) * | 2012-09-06 | 2016-08-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性に優れた厚肉高張力鋼およびその製造方法 |
| US9777358B2 (en) | 2012-09-06 | 2017-10-03 | Jfe Steel Corporation | Thick-walled, high tensile strength steel with excellent CTOD characteristics of the weld heat-affected zone, and manufacturing method thereof |
| CN108085593A (zh) * | 2017-12-19 | 2018-05-29 | 钢铁研究总院 | 适用于低温环境油气输送用弯管和管件用钢及制造方法 |
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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 |