JP2000199036A - 低温靱性に優れた超高強度ラインパイプおよびその製造法 - Google Patents
低温靱性に優れた超高強度ラインパイプおよびその製造法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 低温靱性が優れ、かつ現地溶接が容易な引張
強さ９００ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）の超高
強度ラインパイプおよびその製造方法を提供する。 【解決手段】 鋼板を管状に成形し、突き合わせ部をア
ーク溶接して製造する鋼管において、母材部の強度が９
００〜１１００ＭＰａで溶接金属の強度が母材強度−１
００ＭＰａより高い鋼管。さらに、溶接金属のＮｉ量が
母材に比べて１％以上高い鋼管。これらをＵＯ工程で実
現できる鋼板と溶接金属の化学成分の組み合わせを具体
的に示す。また、これを実現するための鋼板の製造法と
溶接方法を示す。さらに、拡管時の割れを抑制するため
に内面の溶接金属強度を低減する方法を示す。
強さ９００ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）の超高
強度ラインパイプおよびその製造方法を提供する。 【解決手段】 鋼板を管状に成形し、突き合わせ部をア
ーク溶接して製造する鋼管において、母材部の強度が９
００〜１１００ＭＰａで溶接金属の強度が母材強度−１
００ＭＰａより高い鋼管。さらに、溶接金属のＮｉ量が
母材に比べて１％以上高い鋼管。これらをＵＯ工程で実
現できる鋼板と溶接金属の化学成分の組み合わせを具体
的に示す。また、これを実現するための鋼板の製造法と
溶接方法を示す。さらに、拡管時の割れを抑制するため
に内面の溶接金属強度を低減する方法を示す。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は９００ＭＰａ以上の
引張強さ（ＴＳ）を有する低温靱性の優れた超高強度ラ
インパイプに関するもので、天然ガス・原油輸送用ライ
ンパイプとして広く使用できる。
引張強さ（ＴＳ）を有する低温靱性の優れた超高強度ラ
インパイプに関するもので、天然ガス・原油輸送用ライ
ンパイプとして広く使用できる。
【０００２】
【従来の技術】近年、原油・天然ガスの長距離輸送方法
としてパイプラインの重要性がますます高まっている。
現在、長距離輸送用の幹線ラインパイプとしては米国石
油協会（ＡＰＩ）規格Ｘ６５が設計の基本になってお
り、実際の使用量も圧倒的に多い。しかし、(1) 高圧化
による輸送効率の向上や(2) 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、より高強度ラ
インパイプが要望されている。これまでにでＸ８０（引
張強さ６２０ＭＰａ以上）までのラインパイプの実用化
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。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ＮＫＫ技報No.138(1992), pp24-31 およびTh
e 7th Offshore Mechanics and Arctic Engineering (1
988), Volume 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７６０ＭＰ
ａ以上）ラインパイプの製造が限界と考えられる。Ｘ１
００を越える超高強度ラインパイプについては、既に鋼
板製造の研究は行われている（ＰＣＴ／ＪＰ９６／００
１５５、００１５７）。しかし、このような超高強度ラ
インパイプでは従来のシーム溶接に関する技術は適用で
きず、シーム溶接部と鋼板の組み合わせに対する課題が
解決できないと鋼板は製造できても鋼管の製造は不可能
である。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。
としてパイプラインの重要性がますます高まっている。
現在、長距離輸送用の幹線ラインパイプとしては米国石
油協会（ＡＰＩ）規格Ｘ６５が設計の基本になってお
り、実際の使用量も圧倒的に多い。しかし、(1) 高圧化
による輸送効率の向上や(2) 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、より高強度ラ
インパイプが要望されている。これまでにでＸ８０（引
張強さ６２０ＭＰａ以上）までのラインパイプの実用化
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。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ＮＫＫ技報No.138(1992), pp24-31 およびTh
e 7th Offshore Mechanics and Arctic Engineering (1
988), Volume 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７６０ＭＰ
ａ以上）ラインパイプの製造が限界と考えられる。Ｘ１
００を越える超高強度ラインパイプについては、既に鋼
板製造の研究は行われている（ＰＣＴ／ＪＰ９６／００
１５５、００１５７）。しかし、このような超高強度ラ
インパイプでは従来のシーム溶接に関する技術は適用で
きず、シーム溶接部と鋼板の組み合わせに対する課題が
解決できないと鋼板は製造できても鋼管の製造は不可能
である。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。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は低温靱性のバ
ランスが優れ、かつ現地溶接が容易な引張強さ９００Ｍ
Ｐａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）の超高強度ラインパ
イプおよびその製造方法を提供するものである。
ランスが優れ、かつ現地溶接が容易な引張強さ９００Ｍ
Ｐａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）の超高強度ラインパ
イプおよびその製造方法を提供するものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、引張強さ
が900Mpa以上で、かつ低温靱性・現地溶接性の優れた超
高強度鋼管を得るための鋼材とシーム溶接部が満足すべ
き条件について鋭意研究を行い、新しい超高強度ライン
パイプおよびその製造方法を発明するに至った。
が900Mpa以上で、かつ低温靱性・現地溶接性の優れた超
高強度鋼管を得るための鋼材とシーム溶接部が満足すべ
き条件について鋭意研究を行い、新しい超高強度ライン
パイプおよびその製造方法を発明するに至った。
【０００５】本発明の要旨は、以下の通りである。 （１）鋼板を管状に成形し突き合わせ部をアーク溶接し
て製造した鋼管において、鋼管の母材鋼板部円周方向の
引張強さが900MPa〜1100MPa であり、突き合わせ部の接
合に使用した溶接金属の平均引張強度が鋼板の引張強度
−１００ＭＰａ以上であることを特徴とする低温靱性に
優れた超高強度ラインパイプ。
て製造した鋼管において、鋼管の母材鋼板部円周方向の
引張強さが900MPa〜1100MPa であり、突き合わせ部の接
合に使用した溶接金属の平均引張強度が鋼板の引張強度
−１００ＭＰａ以上であることを特徴とする低温靱性に
優れた超高強度ラインパイプ。
【０００６】（２）溶接金属のＮｉ量が鋼板のＮｉ量よ
り１％以上高いことを特徴とする上記（１）に記載の低
温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。 （３）鋼板をＵＯ工程で管状に成形し、その突き合わせ
部を内外面からサブマージアーク溶接で接合した後、拡
管したことを特徴とする上記（１）または（２）の何れ
かに記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
り１％以上高いことを特徴とする上記（１）に記載の低
温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。 （３）鋼板をＵＯ工程で管状に成形し、その突き合わせ
部を内外面からサブマージアーク溶接で接合した後、拡
管したことを特徴とする上記（１）または（２）の何れ
かに記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
【０００７】（４）鋼板の成分が Ｃ ：０．０４〜０．１０％ 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％ Ｍｏ：０．１５〜０．６０％ Ｎｂ：０．０１〜０．１０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％ Ａｌ：０．０６％以下 を含み、さらに選択的に Ｂ ：０．００２０％以下 Ｎ ：０．００１〜０．００６％以下 Ｖ ：０．１０％以下 Ｃｕ：１．０％以下 Ｃｒ：０．８％以下 Ｃａ：０．０１％以下 ＲＥＭ：０．０２％以下 Ｍｇ：０．００６％以下 の１種または２種以上を含有して残部が鉄および不可避
的不純物からなり、さらに溶接金属が Ｃ：０．０４〜０．１４％ Ｓｉ：０．０５〜０．４０％ Ｍｎ：１．２〜２．２％ Ｐ：０．０１０％以下 Ｓ：０．０１０％以下 Ｎｉ：１．３〜３．２％ Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：１．０〜２．５％ Ｂ：０．００５％以下 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、さ
らに溶接金属のＮｉ量が鋼板にくらべて１％以上高いこ
とを特徴とする上記（１）〜（３）の何れか１つに記載
の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
的不純物からなり、さらに溶接金属が Ｃ：０．０４〜０．１４％ Ｓｉ：０．０５〜０．４０％ Ｍｎ：１．２〜２．２％ Ｐ：０．０１０％以下 Ｓ：０．０１０％以下 Ｎｉ：１．３〜３．２％ Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：１．０〜２．５％ Ｂ：０．００５％以下 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、さ
らに溶接金属のＮｉ量が鋼板にくらべて１％以上高いこ
とを特徴とする上記（１）〜（３）の何れか１つに記載
の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
【０００８】（５）引張強さが900MPa〜1100MPa の鋼板
をＵＯ工程で管状に成形し、その突き合わせ部を内外面
からＦｅを主成分としてＣ：０．０１〜０．１２％、Ｓ
ｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１．２〜２．４％、Ｎｉ：
４．０〜８．５％、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：３．０〜５．０％
を含む溶接ワイヤーと焼成型または溶融型フラックスを
使用してサブマージアーク溶接を行い、その後、拡管を
行うことを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ライン
パイプの製造方法。
をＵＯ工程で管状に成形し、その突き合わせ部を内外面
からＦｅを主成分としてＣ：０．０１〜０．１２％、Ｓ
ｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１．２〜２．４％、Ｎｉ：
４．０〜８．５％、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：３．０〜５．０％
を含む溶接ワイヤーと焼成型または溶融型フラックスを
使用してサブマージアーク溶接を行い、その後、拡管を
行うことを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ライン
パイプの製造方法。
【０００９】（６）鋼板の成分が Ｃ ：０．０４〜０．１０％ 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％ Ｍｏ：０．１５〜０．６０％ Ｎｂ：０．０１〜０．１０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％ Ａｌ：０．０６％以下 を含み、さらに選択的に Ｂ ：０．００２０％以下 Ｎ ：０．００１〜０．００６％以下 Ｖ ：０．１０％以下 Ｃｕ：１．０％以下 Ｃｒ：０．８％以下 Ｃａ：０．０１％以下 ＲＥＭ：０．０２％以下 Ｍｇ：０．００６％以下 の１種または２種以上を含有して残部が鉄および不可避
的不純物からなり、引張強さが900MPa〜1100MPa の鋼板
をＵＯ工程で管状に成形し、その突き合わせ部を内外面
からＦｅを主成分としてＣ：０．０１〜０．１２％、Ｓ
ｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１．２〜２．４％、Ｎｉ：
４．０〜８．５％、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：３．０〜５．０％
を含む溶接ワイヤーと焼成型または溶融型フラックスを
使用してサブマージアーク溶接を行い、その後、拡管を
行うことを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ライン
パイプの製造方法。
的不純物からなり、引張強さが900MPa〜1100MPa の鋼板
をＵＯ工程で管状に成形し、その突き合わせ部を内外面
からＦｅを主成分としてＣ：０．０１〜０．１２％、Ｓ
ｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１．２〜２．４％、Ｎｉ：
４．０〜８．５％、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：３．０〜５．０％
を含む溶接ワイヤーと焼成型または溶融型フラックスを
使用してサブマージアーク溶接を行い、その後、拡管を
行うことを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ライン
パイプの製造方法。
【００１０】（７）内面溶接の溶接金属の拡管前の引張
り強度が鋼板の引張強度−２００ＭＰａ〜０ＭＰａであ
ることを特徴とする上記（５）および（６）に記載の低
温靱性に優れた超高強度ラインパイプの製造方法。
り強度が鋼板の引張強度−２００ＭＰａ〜０ＭＰａであ
ることを特徴とする上記（５）および（６）に記載の低
温靱性に優れた超高強度ラインパイプの製造方法。
【００１１】
【発明の実施の形態】以下、本発明の内容について詳細
に説明する。本発明は９００ＭＰａ以上の引張強さ（Ｔ
Ｓ）を有する低温靱性の優れた超高強度ラインパイプに
関する発明である。この強度水準の超高強度ラインパイ
プでは、従来主流であるＸ６５と較べて約２倍の圧力に
耐えるため、同じサイズで約２倍のガスを輸送すること
が可能になる。Ｘ６５の場合は圧力を高めるためには肉
厚を厚くする必要があり、材料費、輸送費、現地溶接施
工費が高くなってパイプライン敷設費が大幅に上昇す
る。これが９００ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を有す
る低温靱性の優れた超高強度ラインパイプが必要とされ
る理由である。一方、高強度になると急激に鋼管の製造
が困難になる。そこで、工業的制御の困難さを考慮して
上限強度を１１００ＭＰａとした。この場合、シーム溶
接部も含めて目標強度の特性を得るためにはシーム溶接
金属の強度が十分高くなくてはならない。一つの基準と
して、シーム溶接部を含んだ円周方向の余盛り付き引張
試験において溶接金属から破断しないことが必須と考え
られている。凝固ままで使用される溶接金属は強度の上
昇と共に低温靭性が低下するために、溶接強度は低い方
が望ましい。多数の試験を行った結果、溶接金属の引張
強度が鋼板の強度−１００ＭＰａ以上であれば余盛り付
き引張試験において溶接金属から破断しないことがわか
った。従って、溶接金属の平均引張強度が鋼管の母材鋼
板部の円周方向引張強度−１００ＭＰａ以上であること
とした。溶接金属の上限強度は低温靭性および溶接低温
割れ防止の点から1200MPa 以下であることが望ましい。
なお、引張り強さについては鋼板そのままと鋼管に加工
した後は変化しない。
に説明する。本発明は９００ＭＰａ以上の引張強さ（Ｔ
Ｓ）を有する低温靱性の優れた超高強度ラインパイプに
関する発明である。この強度水準の超高強度ラインパイ
プでは、従来主流であるＸ６５と較べて約２倍の圧力に
耐えるため、同じサイズで約２倍のガスを輸送すること
が可能になる。Ｘ６５の場合は圧力を高めるためには肉
厚を厚くする必要があり、材料費、輸送費、現地溶接施
工費が高くなってパイプライン敷設費が大幅に上昇す
る。これが９００ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を有す
る低温靱性の優れた超高強度ラインパイプが必要とされ
る理由である。一方、高強度になると急激に鋼管の製造
が困難になる。そこで、工業的制御の困難さを考慮して
上限強度を１１００ＭＰａとした。この場合、シーム溶
接部も含めて目標強度の特性を得るためにはシーム溶接
金属の強度が十分高くなくてはならない。一つの基準と
して、シーム溶接部を含んだ円周方向の余盛り付き引張
試験において溶接金属から破断しないことが必須と考え
られている。凝固ままで使用される溶接金属は強度の上
昇と共に低温靭性が低下するために、溶接強度は低い方
が望ましい。多数の試験を行った結果、溶接金属の引張
強度が鋼板の強度−１００ＭＰａ以上であれば余盛り付
き引張試験において溶接金属から破断しないことがわか
った。従って、溶接金属の平均引張強度が鋼管の母材鋼
板部の円周方向引張強度−１００ＭＰａ以上であること
とした。溶接金属の上限強度は低温靭性および溶接低温
割れ防止の点から1200MPa 以下であることが望ましい。
なお、引張り強さについては鋼板そのままと鋼管に加工
した後は変化しない。
【００１２】鋼板は、鋳造後これを熱間加工し、本発明
の超高強度鋼の場合は、その後急冷したり、場合によっ
ては焼戻しを行って製造される。一方、凝固まま組織で
あり、かつ冷却速度が早くない溶接金属で、目的の強度
を得てさらに鋼板に対応する低温靱性を得るためには化
学成分の調整が必要である。Ｎｉは焼入性を高めて低い
冷却速度でも高強度を得ることを可能にする。また、マ
ルテンサイトラス間に残留オーステナイトを形成するこ
とを促進し低温靱性を向上させる。鋼板成分より溶接金
属のＮｉ量を１％高めることにより、所望の強度と低温
靱性が得られる。
の超高強度鋼の場合は、その後急冷したり、場合によっ
ては焼戻しを行って製造される。一方、凝固まま組織で
あり、かつ冷却速度が早くない溶接金属で、目的の強度
を得てさらに鋼板に対応する低温靱性を得るためには化
学成分の調整が必要である。Ｎｉは焼入性を高めて低い
冷却速度でも高強度を得ることを可能にする。また、マ
ルテンサイトラス間に残留オーステナイトを形成するこ
とを促進し低温靱性を向上させる。鋼板成分より溶接金
属のＮｉ量を１％高めることにより、所望の強度と低温
靱性が得られる。
【００１３】上記の超高強度鋼管は内外面からサブマー
ジアーク溶接でシーム溶接を行うＵＯ製管工程において
効率良く大量生産が可能になる。引張強さ９００ＭＰａ
以上の超高強度を達成するためには、鋼をマルテンサイ
ト・ベイナイト等の低温変態組織主体のミクロ組織にし
てフェライトの生成を抑制する必要がある。
ジアーク溶接でシーム溶接を行うＵＯ製管工程において
効率良く大量生産が可能になる。引張強さ９００ＭＰａ
以上の超高強度を達成するためには、鋼をマルテンサイ
ト・ベイナイト等の低温変態組織主体のミクロ組織にし
てフェライトの生成を抑制する必要がある。
【００１４】次ぎに、以下に成分元素の限定理由を述べ
る。Ｃ量は０．０４〜０．１０％に限定する。炭素は鋼
の強度向上に極めて有効であり、マルテンサイト組織に
おいて目標とする強度を得るためには、最低０．０４％
は必要である。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。さらに、望ましくは上限値は
０．０８％が好ましい。
る。Ｃ量は０．０４〜０．１０％に限定する。炭素は鋼
の強度向上に極めて有効であり、マルテンサイト組織に
おいて目標とする強度を得るためには、最低０．０４％
は必要である。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。さらに、望ましくは上限値は
０．０８％が好ましい。
【００１５】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。Ｍｎは本発明鋼のミクロ組織をマ
ルテンサイト主体の組織とし、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２．５％とした。
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。Ｍｎは本発明鋼のミクロ組織をマ
ルテンサイト主体の組織とし、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２．５％とした。
【００１６】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％以上の微量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％以上の微量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。
【００１７】Ｍｏを添加する理由は鋼の焼入れ性を向上
させ、目的とするマルテンサイト主体の組織を得るため
である。Ｂ添加鋼においてはＭｏの焼入れ性向上効果が
高まり、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、Ｍ
ｏは最低でも０．１５％必要である。しかし、過剰なＭ
ｏ添加はＨＡＺ靱性、現地溶接性を劣化させ、さらにＢ
の焼入れ性向上効果を消失せしめることもあるので、そ
の上限を０．６％とした。
させ、目的とするマルテンサイト主体の組織を得るため
である。Ｂ添加鋼においてはＭｏの焼入れ性向上効果が
高まり、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、Ｍ
ｏは最低でも０．１５％必要である。しかし、過剰なＭ
ｏ添加はＨＡＺ靱性、現地溶接性を劣化させ、さらにＢ
の焼入れ性向上効果を消失せしめることもあるので、そ
の上限を０．６％とした。
【００１８】Ｂは極微量で鋼の焼入れ性を飛躍的に高
め、目的とするマルテンサイト主体の組織を得るため
に、非常に有効な元素である。さらに、ＢはＭｏの焼入
れ性向上効果を高めると共に、Ｎｂと共存して相乗的に
焼入れ性を増す。一方、過剰に添加すると、低温靱性を
劣化させるだけでなく、かえってＢの焼入れ性向上効果
を消失せしめることもあるので、その上限を０．００２
０％とした。
め、目的とするマルテンサイト主体の組織を得るため
に、非常に有効な元素である。さらに、ＢはＭｏの焼入
れ性向上効果を高めると共に、Ｎｂと共存して相乗的に
焼入れ性を増す。一方、過剰に添加すると、低温靱性を
劣化させるだけでなく、かえってＢの焼入れ性向上効果
を消失せしめることもあるので、その上限を０．００２
０％とした。
【００１９】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。特にＮｂとＢが共存すると焼入れ性向上効果
が相乗的に高まる。しかし、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。一方、Ｔｉ添加は微細なＴｉ
Ｎ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、Ｂの焼入れ
性向上効果に有害な固溶ＮをＴｉＮとして固定する役割
も有する。この目的のために、Ｔｉ量は３．４Ｎ（各々
重量％）以上添加することが望ましい。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、ＨＡＺ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０．００
５％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０．０３０％に
限定した。
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。特にＮｂとＢが共存すると焼入れ性向上効果
が相乗的に高まる。しかし、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。一方、Ｔｉ添加は微細なＴｉ
Ｎ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、Ｂの焼入れ
性向上効果に有害な固溶ＮをＴｉＮとして固定する役割
も有する。この目的のために、Ｔｉ量は３．４Ｎ（各々
重量％）以上添加することが望ましい。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、ＨＡＺ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０．００
５％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０．０３０％に
限定した。
【００２０】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％を越えると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。しか
し、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。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、Ｂの焼入れ性向上効果の低下の原因となるので、そ
の上限は０．００６％に抑える必要がある。
で、組織の微細化にも効果を有する。しかし、Ａｌ量が
０．０６％を越えると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。しか
し、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。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、Ｂの焼入れ性向上効果の低下の原因となるので、そ
の上限は０．００６％に抑える必要がある。
【００２１】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を低減して延靱性を向上させる効
果がある。
【００２２】つぎに、Ｖ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｃａ、 ＲＥＭ、
Ｍｇ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、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。
Ｍｇ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、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。
【００２３】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。上限はＨ
ＡＺ靱性、現地溶接性の点から０．１０％まで許容でき
るが、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。上限はＨ
ＡＺ靱性、現地溶接性の点から０．１０％まで許容でき
るが、特に０．０３〜０．０８％の添加が望ましい範囲
である。
【００２４】Ｃｕ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Ｃｕ量の上限は１．０％である。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０．６％である。ＣａおよびＲＥＭ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。Ｃａ量が
０．００６％、ＲＥＭが０．０２％を越えて添加すると
ＣａＯ−ＣａＳまたはＲＥＭ−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％またはＲＥＭ添加
量の条件を０．０２％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％、０．０
０２％以下に低減し、かつＥＳＳＰ＝（Ｃａ）〔１−１
２４（Ｏ）〕／１．２５Ｓを０．５≦ＥＳＳＰ≦１０．
０とすることがとくに有効である。
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Ｃｕ量の上限は１．０％である。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０．６％である。ＣａおよびＲＥＭ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。Ｃａ量が
０．００６％、ＲＥＭが０．０２％を越えて添加すると
ＣａＯ−ＣａＳまたはＲＥＭ−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％またはＲＥＭ添加
量の条件を０．０２％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％、０．０
０２％以下に低減し、かつＥＳＳＰ＝（Ｃａ）〔１−１
２４（Ｏ）〕／１．２５Ｓを０．５≦ＥＳＳＰ≦１０．
０とすることがとくに有効である。
【００２５】Ｍｇは微細分散した酸化物を形成し、溶接
熱影響部の粒粗大化を抑制して低温靭性を向上させる。
０．００６％以上では粗大酸化物を生成し逆に靭性を劣
化させる。以上の個々の添加元素の限定に加えて、さら
にＰ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．
４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋（１＋β）Ｍｏ−１＋βを１．９
≦Ｐ≦４．０に制限することが望ましい。但し、Ｂ≧３
ｐｐｍではβ＝１、Ｂ＜３ｐｐｍではβ＝０。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値の下限を１．９としたのは９００ＭＰａ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４．０としたのは優れたＨＡＺ靱性、現地溶接性
を維持するためである。
熱影響部の粒粗大化を抑制して低温靭性を向上させる。
０．００６％以上では粗大酸化物を生成し逆に靭性を劣
化させる。以上の個々の添加元素の限定に加えて、さら
にＰ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．
４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋（１＋β）Ｍｏ−１＋βを１．９
≦Ｐ≦４．０に制限することが望ましい。但し、Ｂ≧３
ｐｐｍではβ＝１、Ｂ＜３ｐｐｍではβ＝０。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値の下限を１．９としたのは９００ＭＰａ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４．０としたのは優れたＨＡＺ靱性、現地溶接性
を維持するためである。
【００２６】以上のような化学成分を有していても、微
細なマルテンサイト＋ベイナイト主体の組織が得られる
適正な製造条件としなければ所望の特性は得られない。
微細なマルテンサイト主体の組織を得る原理的な方法
は、再結晶粒を未再結晶温度域で加工し、板厚方向に偏
平したオーステナイト粒とし、これをフェライト生成が
抑制される臨界冷却速度以上の冷却速度で冷却すること
である。
細なマルテンサイト＋ベイナイト主体の組織が得られる
適正な製造条件としなければ所望の特性は得られない。
微細なマルテンサイト主体の組織を得る原理的な方法
は、再結晶粒を未再結晶温度域で加工し、板厚方向に偏
平したオーステナイト粒とし、これをフェライト生成が
抑制される臨界冷却速度以上の冷却速度で冷却すること
である。
【００２７】望ましい製造方法は、本発明の化学成分を
有する鋼片を９５０〜１２５０℃に再加熱し、７００〜
９５０℃での累積圧下量が５０％以上となるように７０
０℃以上の鋼材温度で圧延した後、１０℃以上の冷却速
度で５５０℃以下まで冷却する。 また必要に応じてＡC1
変態点以下の温度で焼戻しを行う。このようにして製造
された鋼板は管状に成形されて突き合わせ部がアーク溶
接されて鋼管となる。
有する鋼片を９５０〜１２５０℃に再加熱し、７００〜
９５０℃での累積圧下量が５０％以上となるように７０
０℃以上の鋼材温度で圧延した後、１０℃以上の冷却速
度で５５０℃以下まで冷却する。 また必要に応じてＡC1
変態点以下の温度で焼戻しを行う。このようにして製造
された鋼板は管状に成形されて突き合わせ部がアーク溶
接されて鋼管となる。
【００２８】次ぎに、溶接金属の限定理由について述べ
る。Ｃ量は０．０４〜０．１４％に限定する。炭素は鋼
の強度向上に極めて有効であり、マルテンサイト組織に
おいて目標とする強度を得るためには、最低０．０４％
は必要である。しかし、Ｃ量が多すぎると溶接低温割れ
が発生しやすくなり、現地溶接部とシーム溶接が交わる
いわゆるＴクロス部のＨＡＺの最高硬さの上昇招くの
で、その上限を０．１４％とした。さらに、望ましくは
上限値は０．１０％が好ましい。
る。Ｃ量は０．０４〜０．１４％に限定する。炭素は鋼
の強度向上に極めて有効であり、マルテンサイト組織に
おいて目標とする強度を得るためには、最低０．０４％
は必要である。しかし、Ｃ量が多すぎると溶接低温割れ
が発生しやすくなり、現地溶接部とシーム溶接が交わる
いわゆるＴクロス部のＨＡＺの最高硬さの上昇招くの
で、その上限を０．１４％とした。さらに、望ましくは
上限値は０．１０％が好ましい。
【００２９】Ｓｉはブローホール防止のために０．０５
％以上は必要であるが、含有量が多いと低温靱性を著し
く劣化させるので、上限を０．６％とした。特に、内外
面溶接や多層溶接を行う場合、再熱部の低温靱性を劣化
させる。Ｍｎは優れた強度・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１．２％であ
る。しかし、Ｍｎが多すぎると偏析が助長され低温靱性
を劣化させるだけでなく、溶接材料の製造も困難になる
ので上限を２．２％とした。
％以上は必要であるが、含有量が多いと低温靱性を著し
く劣化させるので、上限を０．６％とした。特に、内外
面溶接や多層溶接を行う場合、再熱部の低温靱性を劣化
させる。Ｍｎは優れた強度・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１．２％であ
る。しかし、Ｍｎが多すぎると偏析が助長され低温靱性
を劣化させるだけでなく、溶接材料の製造も困難になる
ので上限を２．２％とした。
【００３０】Ｎｉを添加する目的は焼入れ性を高めて強
度を確保し、さらに低温靱性向上させるためである。1.
3 ％以下では目標の強度、低温靭性を得ることが難し
い。一方、含有量が多すぎると高温割れの危険があるた
め上限は3.2 ％とした。Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの効果の違いは
厳密には区別できないが、いずれも焼入れ性を高めるこ
とにより高強度を得るために添加する。Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ
が1.2 ％以下では効果が十分でなく、一方多量に添加す
ると低温割れの危険が増すため上限を2.5 ％とした。
度を確保し、さらに低温靱性向上させるためである。1.
3 ％以下では目標の強度、低温靭性を得ることが難し
い。一方、含有量が多すぎると高温割れの危険があるた
め上限は3.2 ％とした。Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの効果の違いは
厳密には区別できないが、いずれも焼入れ性を高めるこ
とにより高強度を得るために添加する。Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ
が1.2 ％以下では効果が十分でなく、一方多量に添加す
ると低温割れの危険が増すため上限を2.5 ％とした。
【００３１】Ｂは微量で焼入れ性を高め、溶接金属の低
温靭性向上に有効な元素であるが、含有量が多すぎると
却って低温靭性が低下するので含有範囲を0.005 ％以下
とした。溶接金属には、その他に溶接時の精錬・凝固を
良好に行わせるために必要に応じて添加されたＴｉ, Ａ
ｌ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｇ等の元素を含有する場合がある
が、残部は鉄および不可避的不純物である。なお、低温
靭性の劣化、低温割れ感受性の低減のためにはＰ、Ｓの
量は低い方が望ましい。
温靭性向上に有効な元素であるが、含有量が多すぎると
却って低温靭性が低下するので含有範囲を0.005 ％以下
とした。溶接金属には、その他に溶接時の精錬・凝固を
良好に行わせるために必要に応じて添加されたＴｉ, Ａ
ｌ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｇ等の元素を含有する場合がある
が、残部は鉄および不可避的不純物である。なお、低温
靭性の劣化、低温割れ感受性の低減のためにはＰ、Ｓの
量は低い方が望ましい。
【００３２】本願発明が目指すラインパイプは通常、直
径が450mm から1500mm、肉厚が10mmから40mm程度のサイ
ズである。このようなサイズの鋼管を高率良く製造する
方法としては、鋼板をＵ形次いでＯ形に成形するＵＯ工
程で製管し、突き合わせ部を仮付け溶接した後に、内外
面からサブマージアーク溶接を行い、その後、拡管して
真円度を高める製造方法が確立されている。
径が450mm から1500mm、肉厚が10mmから40mm程度のサイ
ズである。このようなサイズの鋼管を高率良く製造する
方法としては、鋼板をＵ形次いでＯ形に成形するＵＯ工
程で製管し、突き合わせ部を仮付け溶接した後に、内外
面からサブマージアーク溶接を行い、その後、拡管して
真円度を高める製造方法が確立されている。
【００３３】サブマージアーク溶接は母材の希釈が大き
い溶接であり、所望の特性すなわち溶接金属組成を得る
ためには、母材の希釈を考慮した溶接材料の選択が必要
である。以下、溶接ワイヤーの化学組成の限定理由を述
べるが、基本的には請求項４に示された超高強度ライン
パイプを実現できる製造方法である。Ｃは、溶接金属で
必要とされるＣ量の範囲を得るために、母材成分による
希釈および雰囲気からＣの混入を考慮して０．０１〜
０．１２％とした。
い溶接であり、所望の特性すなわち溶接金属組成を得る
ためには、母材の希釈を考慮した溶接材料の選択が必要
である。以下、溶接ワイヤーの化学組成の限定理由を述
べるが、基本的には請求項４に示された超高強度ライン
パイプを実現できる製造方法である。Ｃは、溶接金属で
必要とされるＣ量の範囲を得るために、母材成分による
希釈および雰囲気からＣの混入を考慮して０．０１〜
０．１２％とした。
【００３４】Ｓｉは、溶接金属で必要とされるＳｉ量の
範囲を得るために、母材成分による希釈を考慮して０．
３％以下とした。Ｍｎは、溶接金属で必要とされるＭｎ
量の範囲を得るために、母材成分による希釈を考慮して
１．２％〜２．４％とした。Ｎｉは、溶接金属で必要と
されるＮｉ量の範囲を得るために、母材成分による希釈
を考慮して４．０％〜８．５％とした。
範囲を得るために、母材成分による希釈を考慮して０．
３％以下とした。Ｍｎは、溶接金属で必要とされるＭｎ
量の範囲を得るために、母材成分による希釈を考慮して
１．２％〜２．４％とした。Ｎｉは、溶接金属で必要と
されるＮｉ量の範囲を得るために、母材成分による希釈
を考慮して４．０％〜８．５％とした。
【００３５】Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖは、溶接金属で必要とされ
るＣｒ＋Ｍｏ＋Ｖ量の範囲を得るために、母材成分によ
る希釈を考慮して３．０％〜５．０％とした。その他
Ｐ，Ｓの不純物は極力少ない方が望ましく、Ｂは強度確
保に添加することも可能である。また、Ｔｉ，Ａｌ，Ｚ
ｒ，Ｎｂ，Ｍｇ等が脱酸を目的として使用される。
るＣｒ＋Ｍｏ＋Ｖ量の範囲を得るために、母材成分によ
る希釈を考慮して３．０％〜５．０％とした。その他
Ｐ，Ｓの不純物は極力少ない方が望ましく、Ｂは強度確
保に添加することも可能である。また、Ｔｉ，Ａｌ，Ｚ
ｒ，Ｎｂ，Ｍｇ等が脱酸を目的として使用される。
【００３６】なお、溶接は単極だけでなく、複数電極で
の溶接も可能である。複数電極で溶接の場合は各種ワイ
ヤーの組み合わせが可能であり、個々のワイヤーが上記
成分範囲にある必要はなく、それぞれのワイヤー成分と
消費量からの平均組成が上記成分範囲にあれば良い。サ
ブマージアーク溶接に使用されるフラックスは大別する
と焼成型フラックスと溶融型フラックスがある。焼成型
フラックスは合金材添加が可能で拡散性水素量が低い利
点があるが、粉化しやすく繰り返し使用が難しい欠点が
ある。一方、溶融型フラックスはガラス粉状で、粒強度
が高く、吸湿しにくい利点があり、拡散性水素がやや高
い欠点がある。本願発明のごとき超高強度の場合は、溶
接低温割れが起こりやすく、この点からは焼成型が望ま
しいが、一方、回収して繰り返し使用が可能な溶融型は
大量生産に向きコストが低い利点がある。焼成型ではコ
ストが高いことが、溶融型では厳密な品質管理の必要性
が問題であるが、工業的に対処可能な範囲であり、どち
らでも本質的には使用可能である。
の溶接も可能である。複数電極で溶接の場合は各種ワイ
ヤーの組み合わせが可能であり、個々のワイヤーが上記
成分範囲にある必要はなく、それぞれのワイヤー成分と
消費量からの平均組成が上記成分範囲にあれば良い。サ
ブマージアーク溶接に使用されるフラックスは大別する
と焼成型フラックスと溶融型フラックスがある。焼成型
フラックスは合金材添加が可能で拡散性水素量が低い利
点があるが、粉化しやすく繰り返し使用が難しい欠点が
ある。一方、溶融型フラックスはガラス粉状で、粒強度
が高く、吸湿しにくい利点があり、拡散性水素がやや高
い欠点がある。本願発明のごとき超高強度の場合は、溶
接低温割れが起こりやすく、この点からは焼成型が望ま
しいが、一方、回収して繰り返し使用が可能な溶融型は
大量生産に向きコストが低い利点がある。焼成型ではコ
ストが高いことが、溶融型では厳密な品質管理の必要性
が問題であるが、工業的に対処可能な範囲であり、どち
らでも本質的には使用可能である。
【００３７】溶接条件については技術的にほぼ確立され
ているが、望ましい範囲は以下の通りである。溶接条
件、特に溶接入熱により母材希釈率は変化し、一般に入
熱が高くなると母材希釈率は高くなる。しかし、速度が
遅い条件では入熱を高くしても母材希釈率は高くならな
い。両面を１パス溶接で十分な溶け込みを確保するため
には、入熱の増加と共に溶接速度をある速度以上にする
必要があり、１〜３ｍ／分程度が適切な範囲である。１
ｍ／分未満の溶接はラインパイプのシーム溶接としては
非効率であり、３ｍ／分を超える高速溶接ではビード形
状が安定しない。入熱は２．５〜５．０ｋＪ／ｍｍが望
ましい範囲である。入熱が小さすぎると溶け込みが不十
分になり、大きすぎると熱影響部の軟化が大きく、靭性
も低下する。
ているが、望ましい範囲は以下の通りである。溶接条
件、特に溶接入熱により母材希釈率は変化し、一般に入
熱が高くなると母材希釈率は高くなる。しかし、速度が
遅い条件では入熱を高くしても母材希釈率は高くならな
い。両面を１パス溶接で十分な溶け込みを確保するため
には、入熱の増加と共に溶接速度をある速度以上にする
必要があり、１〜３ｍ／分程度が適切な範囲である。１
ｍ／分未満の溶接はラインパイプのシーム溶接としては
非効率であり、３ｍ／分を超える高速溶接ではビード形
状が安定しない。入熱は２．５〜５．０ｋＪ／ｍｍが望
ましい範囲である。入熱が小さすぎると溶け込みが不十
分になり、大きすぎると熱影響部の軟化が大きく、靭性
も低下する。
【００３８】シーム溶接後、拡管により真円度を向上さ
せる。真円にするためには塑性域まで変形させる必要が
あるが、本願発明のごとき高強度鋼の場合は０．７％程
度以上の拡管率（＝（拡管後円周−拡管前円周）／拡管
前円周）が必要であるが、２％を超える大きな拡管を行
うと、母材、溶接部とも塑性変形による靭性劣化が大き
くなるため、拡管率は０．７〜２％以下にするのが望ま
しい。
せる。真円にするためには塑性域まで変形させる必要が
あるが、本願発明のごとき高強度鋼の場合は０．７％程
度以上の拡管率（＝（拡管後円周−拡管前円周）／拡管
前円周）が必要であるが、２％を超える大きな拡管を行
うと、母材、溶接部とも塑性変形による靭性劣化が大き
くなるため、拡管率は０．７〜２％以下にするのが望ま
しい。
【００３９】超高強度鋼管ではＵＯ成形後の形状が悪い
と、拡管時にシーム溶接熱影響部の軟化域に局所的に歪
みが集中して、大幅な靭性劣化や場合によっては割れが
生じる場合がある。歪みが集中しやすい内面側の溶接金
属強度を低下させると軟化域への歪み集中が緩和される
効果がある。拡管の塑性変形により、拡管後は加工硬化
により強度は上昇するが、余りに溶接金属強度が低すぎ
ると、拡管後の鋼管の溶接継ぎ手引張りで溶接金属破断
が発生するので内面側溶接金属の下限は鋼板の引張り強
度−２００ＭＰａの範囲とした。
と、拡管時にシーム溶接熱影響部の軟化域に局所的に歪
みが集中して、大幅な靭性劣化や場合によっては割れが
生じる場合がある。歪みが集中しやすい内面側の溶接金
属強度を低下させると軟化域への歪み集中が緩和される
効果がある。拡管の塑性変形により、拡管後は加工硬化
により強度は上昇するが、余りに溶接金属強度が低すぎ
ると、拡管後の鋼管の溶接継ぎ手引張りで溶接金属破断
が発生するので内面側溶接金属の下限は鋼板の引張り強
度−２００ＭＰａの範囲とした。
【００４０】
【実施例】以下に、本発明を具体的に説明する。表１に
示す化学成分の鋼を３００トン転炉で溶製後、連続鋳造
鋼片とし、その後１１００℃に再加熱後、再結晶域で圧
延し、その後９００〜７５０℃の累積圧下量が８０％と
なる制御圧延を１８ｍｍまで行い、その後水冷停止温度
が４００〜５００℃になるように水冷して鋼板を製造し
た。発明範囲の化学成分の鋼Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄは強度が目
標範囲にあり低温靭性（シャルピー試験の−４０℃での
吸収エネルギー）も高い。一方、Ｃ量が高くＮｉが添加
されていない鋼Ｅは強度は目標範囲にあるが低温靭性が
低い。このようにして製造した鋼板をＵＯ工場で管状に
成形し、仮付け溶接後、表２にしめす溶接ワイヤーを用
い３電極、１．５ｍ／分、入熱３．５ｋＪ／ｍｍの溶接
条件で内外面各１パスのサブマージアーク溶接を行い、
その後、拡管率１％の拡管を行った。表２に示すよう
に、発明例である実施No１〜６では良好な溶接ビードが
得られ、溶接金属の化学成分は請求範囲にあって、強度
も適正である。比較例の実施No７，８は鋼板は発明範囲
であるがワイヤー成分が発明範囲外であって、７は強度
が低く８では低温割れが発生した。このために引張り試
験は実施しなかった。９は溶接ワイヤーは発明の範囲で
あるが、鋼板が発明範囲外の例である。鋼管特性の評価
結果を表３に示す。本発明範囲の母材部はすべて優れた
機械的性質である。シーム溶接部が本発明範囲である条
件では、良好なシーム溶接部特性を示すが、比較例７で
は継ぎ手引張りで溶接金属破断や低温割れが生じたり、
比較例８は溶接金属の靭性が低かったりとラインパイプ
の要求特性を満たしていない。
示す化学成分の鋼を３００トン転炉で溶製後、連続鋳造
鋼片とし、その後１１００℃に再加熱後、再結晶域で圧
延し、その後９００〜７５０℃の累積圧下量が８０％と
なる制御圧延を１８ｍｍまで行い、その後水冷停止温度
が４００〜５００℃になるように水冷して鋼板を製造し
た。発明範囲の化学成分の鋼Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄは強度が目
標範囲にあり低温靭性（シャルピー試験の−４０℃での
吸収エネルギー）も高い。一方、Ｃ量が高くＮｉが添加
されていない鋼Ｅは強度は目標範囲にあるが低温靭性が
低い。このようにして製造した鋼板をＵＯ工場で管状に
成形し、仮付け溶接後、表２にしめす溶接ワイヤーを用
い３電極、１．５ｍ／分、入熱３．５ｋＪ／ｍｍの溶接
条件で内外面各１パスのサブマージアーク溶接を行い、
その後、拡管率１％の拡管を行った。表２に示すよう
に、発明例である実施No１〜６では良好な溶接ビードが
得られ、溶接金属の化学成分は請求範囲にあって、強度
も適正である。比較例の実施No７，８は鋼板は発明範囲
であるがワイヤー成分が発明範囲外であって、７は強度
が低く８では低温割れが発生した。このために引張り試
験は実施しなかった。９は溶接ワイヤーは発明の範囲で
あるが、鋼板が発明範囲外の例である。鋼管特性の評価
結果を表３に示す。本発明範囲の母材部はすべて優れた
機械的性質である。シーム溶接部が本発明範囲である条
件では、良好なシーム溶接部特性を示すが、比較例７で
は継ぎ手引張りで溶接金属破断や低温割れが生じたり、
比較例８は溶接金属の靭性が低かったりとラインパイプ
の要求特性を満たしていない。
【００４１】
【表１】
【００４２】
【表２】
【００４３】
【表３】
【００４４】
【発明の効果】本発明によれば、低温靭性に優れた超高
強度ラインパイプが実現可能であり、長距離パイプライ
ンの敷設コストが低下し、世界のエネルギー問題解決に
寄与できる。
強度ラインパイプが実現可能であり、長距離パイプライ
ンの敷設コストが低下し、世界のエネルギー問題解決に
寄与できる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58 (72)発明者 原 卓也 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 (72)発明者 寺田 好男 千葉県君津市君津１番地 新日本製鐵株式 会社君津製鐵所内 (72)発明者 大北 茂 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 (72)発明者 小山 邦夫 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 Ｆターム(参考） 4E001 AA03 BB05 CA05 CC03 DA07 DB04 DC01 DD01 DF09 DG04 EA05 4E081 AA12 BA04 BA34 BB15 BB17 CA05 DA05 DA11 DA35 FA03
Claims (7)
- 【請求項１】 鋼板を管状に成形し突き合わせ部をアー
ク溶接して製造した鋼管において、鋼管の母材鋼板部円
周方向の引張強さが900MPa〜1100MPa であり、突き合わ
せ部の接合に使用した溶接金属の平均引張強度が鋼板の
引張強度−１００ＭＰａ以上であることを特徴とする低
温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。 - 【請求項２】 溶接金属のＮｉ量が鋼板のＮｉ量より１
％以上高いことを特徴とする請求項１に記載の低温靱性
に優れた超高強度ラインパイプ。 - 【請求項３】 鋼板をＵＯ工程で管状に成形し、その突
き合わせ部を内外面からサブマージアーク溶接で接合し
た後、拡管したことを特徴とする請求項１または請求項
２の何れかに記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパ
イプ。 - 【請求項４】 鋼板の成分が Ｃ ：０．０４〜０．１０％ 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％ Ｍｏ：０．１５〜０．６０％ Ｎｂ：０．０１〜０．１０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％ Ａｌ：０．０６％以下 を含み、さらに選択的に Ｂ ：０．００２０％以下 Ｎ ：０．００１〜０．００６％以下 Ｖ ：０．１０％以下 Ｃｕ：１．０％以下 Ｃｒ：０．８％以下 Ｃａ：０．０１％以下 ＲＥＭ：０．０２％以下 Ｍｇ：０．００６％以下 の１種または２種以上を含有して残部が鉄および不可避
的不純物からなり、さらに溶接金属が Ｃ：０．０４〜０．１４％ Ｓｉ：０．０５〜０．４０％ Ｍｎ：１．２〜２．２％ Ｐ：０．０１０％以下 Ｓ：０．０１０％以下 Ｎｉ：１．３〜３．２％ Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：１．０〜２．５％ Ｂ：０．００５％以下 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、さ
らに溶接金属のＮｉ量が鋼板にくらべて１％以上高いこ
とを特徴とする請求項１〜３の何れか１つに記載の低温
靱性に優れた超高強度ラインパイプ。 - 【請求項５】 引張強さが900MPa〜1100MPa の鋼板をＵ
Ｏ工程で管状に成形し、その突き合わせ部を内外面から
Ｆｅを主成分としてＣ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：
０．３％以下、Ｍｎ：１．２〜２．４％、Ｎｉ：４．０
〜８．５％、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：３．０〜５．０％を含む
溶接ワイヤーと焼成型または溶融型フラックスを使用し
てサブマージアーク溶接を行い、その後、拡管を行うこ
とを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ
の製造方法。 - 【請求項６】 鋼板の成分が Ｃ ：０．０４〜０．１０％ 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％ Ｍｏ：０．１５〜０．６０％ Ｎｂ：０．０１〜０．１０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％ Ａｌ：０．０６％以下 を含み、さらに選択的に Ｂ ：０．００２０％以下 Ｎ ：０．００１〜０．００６％以下 Ｖ ：０．１０％以下 Ｃｕ：１．０％以下 Ｃｒ：０．８％以下 Ｃａ：０．０１％以下 ＲＥＭ：０．０２％以下 Ｍｇ：０．００６％以下 の１種または２種以上を含有して残部が鉄および不可避
的不純物からなり、引張強さが900MPa〜1100MPa の鋼板
をＵＯ工程で管状に成形し、その突き合わせ部を内外面
からＦｅを主成分としてＣ：０．０１〜０．１２％、Ｓ
ｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１．２〜２．４％、Ｎｉ：
４．０〜８．５％、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：３．０〜５．０％
を含む溶接ワイヤーと焼成型または溶融型フラックスを
使用してサブマージアーク溶接を行い、その後、拡管を
行うことを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ライン
パイプの製造方法。 - 【請求項７】 内面溶接の溶接金属の拡管前の引張り強
度が鋼板の引張強度−２００ＭＰａ〜０ＭＰａであるこ
とを特徴とする請求項５および請求項６に記載の低温靱
性に優れた超高強度ラインパイプの製造方法。
Priority Applications (6)
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|---|---|---|---|
| JP00204299A JP3519966B2 (ja) | 1999-01-07 | 1999-01-07 | 低温靱性に優れた超高強度ラインパイプおよびその製造法 |
| EP00100109A EP1020539A3 (en) | 1999-01-07 | 2000-01-05 | Super-high-strength line pipe excellent in low temperature toughness and production method thereof |
| DE60044830T DE60044830D1 (de) | 1999-01-07 | 2000-01-05 | Verfahren zur Herstellung eines ultra-hochfesten Rohres mit ausgezeichneter Tieftemperatur-Zähigkeit |
| EP06012543A EP1777316B1 (en) | 1999-01-07 | 2000-01-05 | Method for the production of super-high-strength line pipe excellent in low temperature toughness |
| KR1020000000293A KR100361471B1 (ko) | 1999-01-07 | 2000-01-05 | 저온 인성이 우수한 초고강도 라인 파이프 및 그 제조방법 |
| US09/478,653 US6532995B1 (en) | 1999-01-07 | 2000-01-06 | Super-high-strength line pipe excellent in low temperature toughness and production method thereof |
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|---|---|---|---|
| JP00204299A JP3519966B2 (ja) | 1999-01-07 | 1999-01-07 | 低温靱性に優れた超高強度ラインパイプおよびその製造法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000199036A true JP2000199036A (ja) | 2000-07-18 |
| JP3519966B2 JP3519966B2 (ja) | 2004-04-19 |
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ID=11518282
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| EP (2) | EP1020539A3 (ja) |
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| DE (1) | DE60044830D1 (ja) |
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