JP2002363686A - 高強度鋼管用鋼板及びその製造方法 - Google Patents
高強度鋼管用鋼板及びその製造方法Info
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- JP2002363686A JP2002363686A JP2001176960A JP2001176960A JP2002363686A JP 2002363686 A JP2002363686 A JP 2002363686A JP 2001176960 A JP2001176960 A JP 2001176960A JP 2001176960 A JP2001176960 A JP 2001176960A JP 2002363686 A JP2002363686 A JP 2002363686A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高い内圧を受ける鋼管において溶接欠陥や外
的要因による傷または腐食による減肉部等からの延性破
壊の発生を抑制することにより、バースト破壊及び不安
定延性破壊を防ぐことができる高強度鋼管用鋼板及びそ
の製造方法を提供すること。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓ
ｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ：０．０
２％以下、Ｓ：０．００５％以下を含有し、残部が実質
的にＦｅからなり、金属組織がベイナイト主体の組織で
あり、圧延垂直方向の応力歪曲線において０．５〜３％
の降伏伸びを有することを特徴とする高強度鋼管用鋼板
を用いる。
的要因による傷または腐食による減肉部等からの延性破
壊の発生を抑制することにより、バースト破壊及び不安
定延性破壊を防ぐことができる高強度鋼管用鋼板及びそ
の製造方法を提供すること。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓ
ｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ：０．０
２％以下、Ｓ：０．００５％以下を含有し、残部が実質
的にＦｅからなり、金属組織がベイナイト主体の組織で
あり、圧延垂直方向の応力歪曲線において０．５〜３％
の降伏伸びを有することを特徴とする高強度鋼管用鋼板
を用いる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、ガスパイプライン
や水道配管等の流体輸送用配管、またはガス貯蔵用の鋼
管などに好適な鋼管用鋼板及びその製造方法に関し、特
に内圧による破壊に対して高い抵抗力を有する高強度鋼
管用鋼板及びその製造方法に関するものである。
や水道配管等の流体輸送用配管、またはガス貯蔵用の鋼
管などに好適な鋼管用鋼板及びその製造方法に関し、特
に内圧による破壊に対して高い抵抗力を有する高強度鋼
管用鋼板及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】ＵＯＥ鋼管はガスパイプラインや水道配
管等の流体の輸送用配管として広く用いられているが、
近年輸送のコストを削減するために、パイプラインの高
圧化に対する要求が高まっている。ラインパイプの溶接
欠陥、外的要因により生じた傷、腐食による減肉部等か
ら延性的にき裂が発生する延性破壊が生じると、これが
原因でバースト破壊を生じる場合や、長距離き裂伝播
（不安定延性破壊）を生じる場合がある。パイプライン
が高圧化すると、延性破壊がバースト破壊や不安定延性
破壊に進展して鋼管が破壊される危険性が高まることが
予想される。不安定延性破壊を防ぐことを目的として、
特開昭６２−４８２６号公報には金属組織をベイナイト
単一組織とすることによって吸収エネルギーを高めたラ
インパイプ用鋼板の製造方法が、また特開平１０−１７
９８６号公報には鋼板表層部を超微細組織とすることに
よって不安定破壊の停止性能を高めた鋼材が開示されて
いる。
管等の流体の輸送用配管として広く用いられているが、
近年輸送のコストを削減するために、パイプラインの高
圧化に対する要求が高まっている。ラインパイプの溶接
欠陥、外的要因により生じた傷、腐食による減肉部等か
ら延性的にき裂が発生する延性破壊が生じると、これが
原因でバースト破壊を生じる場合や、長距離き裂伝播
（不安定延性破壊）を生じる場合がある。パイプライン
が高圧化すると、延性破壊がバースト破壊や不安定延性
破壊に進展して鋼管が破壊される危険性が高まることが
予想される。不安定延性破壊を防ぐことを目的として、
特開昭６２−４８２６号公報には金属組織をベイナイト
単一組織とすることによって吸収エネルギーを高めたラ
インパイプ用鋼板の製造方法が、また特開平１０−１７
９８６号公報には鋼板表層部を超微細組織とすることに
よって不安定破壊の停止性能を高めた鋼材が開示されて
いる。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし一度発生したき
裂の高速伝播を抑制することは難しく、また、減圧時に
相変態挙動（ガス→ガス＋ミスト）を示す天然ガスなど
では、相変態によってガスの減圧が阻害されるため、き
裂の停止がさらに困難になる場合がある。
裂の高速伝播を抑制することは難しく、また、減圧時に
相変態挙動（ガス→ガス＋ミスト）を示す天然ガスなど
では、相変態によってガスの減圧が阻害されるため、き
裂の停止がさらに困難になる場合がある。
【０００４】よって、ラインパイプの不安定延性破壊を
防ぐためには、溶接欠陥や外的要因による傷または腐食
による減肉部等からのき裂の発生を抑制することが望ま
しい。欠陥や傷などからの脆性破壊の発生に対しては、
WES2805やBS7910等に脆性破壊に対する安全性の評価手
法が示されており、また材料面でも高靭性化の対策が以
前からなされているが、延性破壊の発生を防ぐための対
策はほとんどなされていないのが実情である。
防ぐためには、溶接欠陥や外的要因による傷または腐食
による減肉部等からのき裂の発生を抑制することが望ま
しい。欠陥や傷などからの脆性破壊の発生に対しては、
WES2805やBS7910等に脆性破壊に対する安全性の評価手
法が示されており、また材料面でも高靭性化の対策が以
前からなされているが、延性破壊の発生を防ぐための対
策はほとんどなされていないのが実情である。
【０００５】したがって本発明の目的は、このような従
来技術の課題を解決し、高い内圧を受ける鋼管において
溶接欠陥や外的要因により生じた傷または腐食による減
肉部等からの延性破壊の発生を抑制することにより、バ
ースト破壊及び不安定延性破壊を防ぐことができる高強
度鋼管用鋼板及びその製造方法を提供することにある。
来技術の課題を解決し、高い内圧を受ける鋼管において
溶接欠陥や外的要因により生じた傷または腐食による減
肉部等からの延性破壊の発生を抑制することにより、バ
ースト破壊及び不安定延性破壊を防ぐことができる高強
度鋼管用鋼板及びその製造方法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記の課題を解決するた
めの本発明の特徴は以下の通りである。
めの本発明の特徴は以下の通りである。
【０００７】（１）、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１
％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ：
０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下を含有し、残部
が実質的にＦｅからなり、金属組織がベイナイト主体の
組織であり、圧延垂直方向の応力歪曲線において０．５
〜３％の降伏伸びを有することを特徴とする高強度鋼管
用鋼板。
％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ：
０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下を含有し、残部
が実質的にＦｅからなり、金属組織がベイナイト主体の
組織であり、圧延垂直方向の応力歪曲線において０．５
〜３％の降伏伸びを有することを特徴とする高強度鋼管
用鋼板。
【０００８】（２）、前記鋼板が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜０．５
％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．
５％の中から選ばれる１種または２種以上を含有するこ
とを特徴とする、（１）に記載の高強度鋼管用鋼板。
Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜０．５
％、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．
５％の中から選ばれる１種または２種以上を含有するこ
とを特徴とする、（１）に記載の高強度鋼管用鋼板。
【０００９】（３）、前記鋼板が、さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１
％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％の中から選ばれる１種
または２種以上を含有することを特徴とする、（１）ま
たは（２）に記載の高強度鋼管用鋼板。
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１
％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％の中から選ばれる１種
または２種以上を含有することを特徴とする、（１）ま
たは（２）に記載の高強度鋼管用鋼板。
【００１０】（４）、（１）ないし（３）のいずれかに
記載の成分を有する鋼を、１０００〜１２００℃に加熱
し、９５０℃以下のオーステナイト温度域で圧下率５０
％以上で圧延を行った後、Ａｒ3温度以上から平均冷却
速度１０℃／秒以上で４００℃超え６５０℃以下まで冷
却することを特徴とする、高強度鋼管用鋼板の製造方
法。
記載の成分を有する鋼を、１０００〜１２００℃に加熱
し、９５０℃以下のオーステナイト温度域で圧下率５０
％以上で圧延を行った後、Ａｒ3温度以上から平均冷却
速度１０℃／秒以上で４００℃超え６５０℃以下まで冷
却することを特徴とする、高強度鋼管用鋼板の製造方
法。
【００１１】（５）、（１）ないし（３）のいずれかに
記載の鋼板を、冷間成形により鋼管とした後、拡管率
０．５〜２％で拡管を行うことを特徴とする高強度鋼管
の製造方法。
記載の鋼板を、冷間成形により鋼管とした後、拡管率
０．５〜２％で拡管を行うことを特徴とする高強度鋼管
の製造方法。
【００１２】
【発明の実施の形態】本発明者らは、外的要因による傷
を想定した切欠きを有する鋼管の内圧による破壊挙動に
関して鋭意研究を行い、内圧による切欠きからの延性破
壊発生を抑制するためには、鋼管の管周方向での降伏比
を低下させて切欠き部への歪の集中を防ぐと共に、鋼材
のミクロ組織を最適化して延性き裂の発生を抑制するこ
とが効果的であるとの事実を見出した。
を想定した切欠きを有する鋼管の内圧による破壊挙動に
関して鋭意研究を行い、内圧による切欠きからの延性破
壊発生を抑制するためには、鋼管の管周方向での降伏比
を低下させて切欠き部への歪の集中を防ぐと共に、鋼材
のミクロ組織を最適化して延性き裂の発生を抑制するこ
とが効果的であるとの事実を見出した。
【００１３】建築用低降伏比鋼などにおいて、鋼材の低
降伏比化により形状不連続部への歪集中が低減され、構
造物としての変形性能が向上することが知られており、
鋼管においても切欠き部への歪集中を低減することが可
能である。内圧を受ける鋼管の場合は管周方向にフープ
応力を受けるため、管周方向を低降伏比化する必要があ
る。管周方向の引張特性の評価は、一般的に矯正により
平板とした全厚試験片によってなされるが、この場合、
矯正時に鋼管外面側が圧縮変形を受けるため、そのバウ
シンガー効果によって降伏強度が低下し、見かけ上低降
伏比となる。しかし、ＵＯＥ鋼管などの造管工程で拡管
を受ける鋼管は、拡管時の加工硬化によって降伏強度が
上昇するため、矯正を受けない部分から切り出した丸棒
試験片によって引張特性を評価すると、管周方向の降伏
比は高くなる。このように、拡管工程を経て製造された
多くの鋼管は、通常の矯正試験片によって管周方向の降
伏比は見かけ上低く評価されているが、実際には拡管時
の加工硬化によって高降伏比となっている。
降伏比化により形状不連続部への歪集中が低減され、構
造物としての変形性能が向上することが知られており、
鋼管においても切欠き部への歪集中を低減することが可
能である。内圧を受ける鋼管の場合は管周方向にフープ
応力を受けるため、管周方向を低降伏比化する必要があ
る。管周方向の引張特性の評価は、一般的に矯正により
平板とした全厚試験片によってなされるが、この場合、
矯正時に鋼管外面側が圧縮変形を受けるため、そのバウ
シンガー効果によって降伏強度が低下し、見かけ上低降
伏比となる。しかし、ＵＯＥ鋼管などの造管工程で拡管
を受ける鋼管は、拡管時の加工硬化によって降伏強度が
上昇するため、矯正を受けない部分から切り出した丸棒
試験片によって引張特性を評価すると、管周方向の降伏
比は高くなる。このように、拡管工程を経て製造された
多くの鋼管は、通常の矯正試験片によって管周方向の降
伏比は見かけ上低く評価されているが、実際には拡管時
の加工硬化によって高降伏比となっている。
【００１４】本発明者らは、拡管後の鋼管の周方向の降
伏比を低下させるために必要な鋼板の材質特性及び鋼板
の製造条件について検討を行った。拡管時の加工硬化挙
動は鋼板の応力歪曲線の影響を大きく受け、加工硬化率
の高い鋼材は拡管による降伏強度の上昇が大きくなる
が、適当な長さの降伏伸びを有している鋼板を用いれ
ば、拡管時の変形を降伏伸びで吸収することができ、拡
管による降伏強度の上昇を抑制することが可能となる。
そしてオーステナイト温度域で圧延を行った後、加速冷
却を施すことでミクロ組織をベイナイト主体の組織と
し、比較的高温で加速冷却を停止すれば、降伏棚を有す
る応力歪曲線を得ることができ、降伏伸びを有する鋼板
が得られることを見出した。
伏比を低下させるために必要な鋼板の材質特性及び鋼板
の製造条件について検討を行った。拡管時の加工硬化挙
動は鋼板の応力歪曲線の影響を大きく受け、加工硬化率
の高い鋼材は拡管による降伏強度の上昇が大きくなる
が、適当な長さの降伏伸びを有している鋼板を用いれ
ば、拡管時の変形を降伏伸びで吸収することができ、拡
管による降伏強度の上昇を抑制することが可能となる。
そしてオーステナイト温度域で圧延を行った後、加速冷
却を施すことでミクロ組織をベイナイト主体の組織と
し、比較的高温で加速冷却を停止すれば、降伏棚を有す
る応力歪曲線を得ることができ、降伏伸びを有する鋼板
が得られることを見出した。
【００１５】上記のような応力歪曲線を有する鋼板を用
いて製造された鋼管は、拡管による降伏強度の上昇量が
低いため従来の鋼管に比べ管周方向の降伏比が低くな
る。これによって内圧を受けるときの切欠き部での歪集
中を防ぐことができるため、延性破壊発生の抑制に対し
て効果的であり、耐内圧破壊特性が向上する。
いて製造された鋼管は、拡管による降伏強度の上昇量が
低いため従来の鋼管に比べ管周方向の降伏比が低くな
る。これによって内圧を受けるときの切欠き部での歪集
中を防ぐことができるため、延性破壊発生の抑制に対し
て効果的であり、耐内圧破壊特性が向上する。
【００１６】一方、延性破壊は鋼中介在物からのボイド
発生、成長そしてその連結によって生じるとされてお
り、介在物の低減によって延性が向上することは以前か
ら知られているが、本発明者らは鋼材の延性き裂発生抵
抗を更に向上させるために、鋼材のミクロ組織と延性き
裂発生挙動に関して検討を行った。その結果、ベイナイ
ト組織中にフェライト相やマルテンサイト相などの強度
の異なる組織が混在すると、鋼材が変形を受けたとき
に、それらの強度が異なる組織の界面または軟質相へ歪
の集中が起こり、その部分からボイドの発生成長を生じ
るため、延性破壊を生じやすくなることを見出した。す
なわち、鋼材の組織をベイナイト主体の組織とすること
によって延性破壊の発生を抑制することが可能である。
そして、ベイナイト主体の組織を得るために鋼板の製造
条件を検討した結果、オーステナイト温度域で圧延を行
った後、加速冷却を施し、比較的高温で冷却を停止する
ことによって、フェライトまたはマルテンサイト等のベ
イナイト以外の組織の生成を抑制でき、ミクロ組織がベ
イナイト主体の組織となることがわかった。
発生、成長そしてその連結によって生じるとされてお
り、介在物の低減によって延性が向上することは以前か
ら知られているが、本発明者らは鋼材の延性き裂発生抵
抗を更に向上させるために、鋼材のミクロ組織と延性き
裂発生挙動に関して検討を行った。その結果、ベイナイ
ト組織中にフェライト相やマルテンサイト相などの強度
の異なる組織が混在すると、鋼材が変形を受けたとき
に、それらの強度が異なる組織の界面または軟質相へ歪
の集中が起こり、その部分からボイドの発生成長を生じ
るため、延性破壊を生じやすくなることを見出した。す
なわち、鋼材の組織をベイナイト主体の組織とすること
によって延性破壊の発生を抑制することが可能である。
そして、ベイナイト主体の組織を得るために鋼板の製造
条件を検討した結果、オーステナイト温度域で圧延を行
った後、加速冷却を施し、比較的高温で冷却を停止する
ことによって、フェライトまたはマルテンサイト等のベ
イナイト以外の組織の生成を抑制でき、ミクロ組織がベ
イナイト主体の組織となることがわかった。
【００１７】以上のように、本発明の最大の特徴は鋼板
の金属組織と応力歪曲線を規定することにより造管後の
鋼管の延性破壊発生を防止することであり、これにより
バースト破壊及び不安定延性破壊を防止して、耐内圧破
壊特性を向上させることができる。以下、本発明の各要
素について具体的に説明する。
の金属組織と応力歪曲線を規定することにより造管後の
鋼管の延性破壊発生を防止することであり、これにより
バースト破壊及び不安定延性破壊を防止して、耐内圧破
壊特性を向上させることができる。以下、本発明の各要
素について具体的に説明する。
【００１８】金属組織：ベイナイト主体の組織とする。
ベイナイト組織は強度靭性を兼ね備えた優れた組織であ
るが、軟質なフェライト相が混在すると、変形時にフェ
ライト相に優先的に変形が集中するため、降伏棚のある
応力歪曲線が得られないだけでなく、フェライト相がボ
イドの発生場所となるため延性き裂が発生しやすくな
る。また、ベイナイトより硬質なマルテンサイト相が混
在する場合も、降伏棚のある応力歪曲線が得られず、ベ
イナイトとマルテンサイトの界面近傍に歪が集中しボイ
ドの発生を促進し、延性破壊が生じやすくなる。また、
パーライトが混在した組織の場合も同様に組織の界面近
傍に歪集中を起こし延性破壊が生じやすくなる。よっ
て、金属組織はベイナイト主体の組織にする必要があ
る。しかし、ベイナイト以外の組織の体積分率が低い場
合はその影響が無視できるため、トータルの体積分率で
１０％以下、好ましくは５％以下の他の金属組織、すな
わちフェライト、マルテンサイト、パーライトの１種以
上を含有してもよい。
ベイナイト組織は強度靭性を兼ね備えた優れた組織であ
るが、軟質なフェライト相が混在すると、変形時にフェ
ライト相に優先的に変形が集中するため、降伏棚のある
応力歪曲線が得られないだけでなく、フェライト相がボ
イドの発生場所となるため延性き裂が発生しやすくな
る。また、ベイナイトより硬質なマルテンサイト相が混
在する場合も、降伏棚のある応力歪曲線が得られず、ベ
イナイトとマルテンサイトの界面近傍に歪が集中しボイ
ドの発生を促進し、延性破壊が生じやすくなる。また、
パーライトが混在した組織の場合も同様に組織の界面近
傍に歪集中を起こし延性破壊が生じやすくなる。よっ
て、金属組織はベイナイト主体の組織にする必要があ
る。しかし、ベイナイト以外の組織の体積分率が低い場
合はその影響が無視できるため、トータルの体積分率で
１０％以下、好ましくは５％以下の他の金属組織、すな
わちフェライト、マルテンサイト、パーライトの１種以
上を含有してもよい。
【００１９】圧延方向に対して垂直な方向（圧延垂直方
向）の応力歪曲線：降伏棚を有し、０．５〜３％の降伏
伸びを有するものとする。図１に応力歪曲線における降
伏伸びの定義を示す。応力歪曲線における降伏点の不連
続部（降伏棚）の長さが降伏伸びである。一般に、鋼板
の圧延方向に対して垂直な方向（圧延垂直方向）が鋼管
の管周方向と一致しているため、鋼板の圧延垂直方向の
引張特性が重要である。応力歪曲線に降伏棚がある場
合、拡管による圧延垂直方向の引張変形を降伏伸びによ
って吸収することができ、加工硬化による降伏強度の上
昇量が低減できるため、従来の鋼管に比べ管周方向の降
伏比を低くすることが可能となる。降伏伸びが0.5%未満
では拡管による加工硬化量が大きくなるため、鋼管の降
伏比が上昇する。一方、降伏伸びが3%を超えると、拡管
後も管軸方向の応力歪曲線に長い降伏伸びが残留するた
め、座屈特性が劣化する。よって、鋼板の圧延垂直方向
の応力歪曲線における降伏伸びを0.5〜3%有するものと
する。
向）の応力歪曲線：降伏棚を有し、０．５〜３％の降伏
伸びを有するものとする。図１に応力歪曲線における降
伏伸びの定義を示す。応力歪曲線における降伏点の不連
続部（降伏棚）の長さが降伏伸びである。一般に、鋼板
の圧延方向に対して垂直な方向（圧延垂直方向）が鋼管
の管周方向と一致しているため、鋼板の圧延垂直方向の
引張特性が重要である。応力歪曲線に降伏棚がある場
合、拡管による圧延垂直方向の引張変形を降伏伸びによ
って吸収することができ、加工硬化による降伏強度の上
昇量が低減できるため、従来の鋼管に比べ管周方向の降
伏比を低くすることが可能となる。降伏伸びが0.5%未満
では拡管による加工硬化量が大きくなるため、鋼管の降
伏比が上昇する。一方、降伏伸びが3%を超えると、拡管
後も管軸方向の応力歪曲線に長い降伏伸びが残留するた
め、座屈特性が劣化する。よって、鋼板の圧延垂直方向
の応力歪曲線における降伏伸びを0.5〜3%有するものと
する。
【００２０】次に成分の限定理由について述べる。
【００２１】C：0.03〜0.1%とする。Cは鋼材の強度を確
保するとともに、ベイナイトの生成を促進するために必
要な元素である。0.03％未満ではベイナイト変態が生成
し難く、0.1％を超えて添加すると溶接性を劣化させる
ので、0.03〜0.1％とする。
保するとともに、ベイナイトの生成を促進するために必
要な元素である。0.03％未満ではベイナイト変態が生成
し難く、0.1％を超えて添加すると溶接性を劣化させる
ので、0.03〜0.1％とする。
【００２２】Si：0.01〜1％とする。Siは脱酸のため添
加するが、0.01%未満では脱酸効果が十分でなく、1%を
超えると靭性や溶接性を劣化させるため、Si含有量を0.
01〜1%とする。
加するが、0.01%未満では脱酸効果が十分でなく、1%を
超えると靭性や溶接性を劣化させるため、Si含有量を0.
01〜1%とする。
【００２３】Mn：0.5〜2%とする。Mnは強度、靭性のた
め添加するが、0.5%未満ではその効果が十分でなく、2%
を超えると溶接性が劣化するため、Mn含有量を0.5〜2%
とする。
め添加するが、0.5%未満ではその効果が十分でなく、2%
を超えると溶接性が劣化するため、Mn含有量を0.5〜2%
とする。
【００２４】P：0.02%以下とする。Pは不可避不純物と
して含有されるが、靭性及び溶接性を劣化させるため、
P含有量の上限を0.02%とする。
して含有されるが、靭性及び溶接性を劣化させるため、
P含有量の上限を0.02%とする。
【００２５】S：0.005%以下とする。Sは不可避不純物と
して含有されるが、一般的に鋼中においてはMnS介在物
となりボイドの発生起点となるため、延性き裂の発生を
防ぐためにはその含有量を厳しく規制する必要がある。
しかし、0．005%以下であれば問題ないので、S含有量の
上限を0.005%とする。
して含有されるが、一般的に鋼中においてはMnS介在物
となりボイドの発生起点となるため、延性き裂の発生を
防ぐためにはその含有量を厳しく規制する必要がある。
しかし、0．005%以下であれば問題ないので、S含有量の
上限を0.005%とする。
【００２６】本発明では上記の化学成分の他に、以下の
元素を選択元素として含有することができる。
元素を選択元素として含有することができる。
【００２７】Cu：0.05〜0.5%、Ni：0.05〜0.5%、Cr：0.
05〜0.5%、Mo：0.05〜0.5%とする。Cu、Ni、Cr、Moは選
択元素であり、強度を高める場合、Cu、Ni、Cr、Moの中
から選択される1種または2種以上添加することができ
る。各元素とも、0.05％未満では効果がなく、0.5％を
超えると溶接性が劣化するので、添加する場合は0.05〜
0.5％とする。
05〜0.5%、Mo：0.05〜0.5%とする。Cu、Ni、Cr、Moは選
択元素であり、強度を高める場合、Cu、Ni、Cr、Moの中
から選択される1種または2種以上添加することができ
る。各元素とも、0.05％未満では効果がなく、0.5％を
超えると溶接性が劣化するので、添加する場合は0.05〜
0.5％とする。
【００２８】Nb：0.005〜0.1％、V：0.005〜0.1％、T
i：0.005〜0.1％とする。Nb、V、Tiは選択元素であり、
靭性および強度を高める場合、Nb、V、Tiのうち、いず
れか1種または2種以上添加することができる。各元素と
も、0.005％未満では効果がなく、0.1％を超えると溶接
部の靭性を劣化させるので、添加する場合は0.005〜0.1
％とする。
i：0.005〜0.1％とする。Nb、V、Tiは選択元素であり、
靭性および強度を高める場合、Nb、V、Tiのうち、いず
れか1種または2種以上添加することができる。各元素と
も、0.005％未満では効果がなく、0.1％を超えると溶接
部の靭性を劣化させるので、添加する場合は0.005〜0.1
％とする。
【００２９】Ca：0.0005〜0.0025％とする。Caは介在物
の制御のために添加することができる。0.0005％未満で
は効果がなく、0.0025％を超えると介在物量が増えて靭
性が劣化するので、添加する場合は0.0005〜0.0025％と
する。
の制御のために添加することができる。0.0005％未満で
は効果がなく、0.0025％を超えると介在物量が増えて靭
性が劣化するので、添加する場合は0.0005〜0.0025％と
する。
【００３０】B：0.001%以下とする。Bは焼入れ性向上に
よる高強度化のために添加することができる。0.001％
を超えると靭性が劣化するので、添加する場合は0.001
％以下とする。
よる高強度化のために添加することができる。0.001％
を超えると靭性が劣化するので、添加する場合は0.001
％以下とする。
【００３１】上記以外に脱酸剤としてのAl、介在物の制
御のためのREMを必要に応じて添加することができる。
御のためのREMを必要に応じて添加することができる。
【００３２】上記以外の残部は実質的にFeからなる。残
部が実質的にFeからなるとは、本発明の作用効果を無く
さない限り、不可避不純物をはじめ、他の微量元素を含
有するものが本発明の範囲に含まれ得ることを意味す
る。
部が実質的にFeからなるとは、本発明の作用効果を無く
さない限り、不可避不純物をはじめ、他の微量元素を含
有するものが本発明の範囲に含まれ得ることを意味す
る。
【００３３】次に本発明の製造方法について説明する。
本発明の鋼板の金属組織及び圧延垂直方向の応力歪曲線
は、上記の化学成分を有する鋼を、１０００〜１２００
℃に加熱し、９５０℃以下のオーステナイト温度域で圧
下率５０％以上で圧延を行った後、Ａｒ3温度以上から
平均冷却速度１０℃／秒以上で４００℃超え６５０℃以
下まで冷却することによって得ることができる。加熱温
度、圧延条件、冷却開始温度、鋼板平均冷却速度、冷却
停止温度の限定理由は以下の通りである。
本発明の鋼板の金属組織及び圧延垂直方向の応力歪曲線
は、上記の化学成分を有する鋼を、１０００〜１２００
℃に加熱し、９５０℃以下のオーステナイト温度域で圧
下率５０％以上で圧延を行った後、Ａｒ3温度以上から
平均冷却速度１０℃／秒以上で４００℃超え６５０℃以
下まで冷却することによって得ることができる。加熱温
度、圧延条件、冷却開始温度、鋼板平均冷却速度、冷却
停止温度の限定理由は以下の通りである。
【００３４】加熱温度：1000〜1200℃とする。本発明の
成分を有する鋼（スラブ）の圧延前の加熱温度が1000℃
未満では強度が得られず、1200℃を超えると靭性やＤＷ
ＴＴ特性が劣化するため、1000〜1200℃とする。
成分を有する鋼（スラブ）の圧延前の加熱温度が1000℃
未満では強度が得られず、1200℃を超えると靭性やＤＷ
ＴＴ特性が劣化するため、1000〜1200℃とする。
【００３５】圧延条件：950℃以下のオーステナイト温
度域で圧下率60%以上とする。加速冷却前の鋼板の結晶
粒が粗大であると、冷却後の鋼板強度が上昇し、靭性が
劣化する。オーステナイト未再結晶温度域に相当する95
0℃以下のオーステナイト温度域で圧下率60%以上で圧延
を行うことにより結晶粒を微細化することができる。
度域で圧下率60%以上とする。加速冷却前の鋼板の結晶
粒が粗大であると、冷却後の鋼板強度が上昇し、靭性が
劣化する。オーステナイト未再結晶温度域に相当する95
0℃以下のオーステナイト温度域で圧下率60%以上で圧延
を行うことにより結晶粒を微細化することができる。
【００３６】冷却開始温度：Ar3温度以上とする。圧延
終了後、引き続いて加速冷却をフェライト生成量が多く
なる温度域から開始すると、フェライト相が混在したベ
イナイト組織となり、本発明の効果が得られないため、
冷却開始温度をAr3温度以上とする。ここで、Ar3温度は
フェライト変態が開始する温度であり、たとえば下記
（１）式により求めることができる。 Ar3(℃)=910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo・・・（１） ただし、（１）式に示す元素記号は各元素の質量％を表
す。
終了後、引き続いて加速冷却をフェライト生成量が多く
なる温度域から開始すると、フェライト相が混在したベ
イナイト組織となり、本発明の効果が得られないため、
冷却開始温度をAr3温度以上とする。ここで、Ar3温度は
フェライト変態が開始する温度であり、たとえば下記
（１）式により求めることができる。 Ar3(℃)=910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo・・・（１） ただし、（１）式に示す元素記号は各元素の質量％を表
す。
【００３７】鋼板平均冷却速度：10℃／秒以上とする。
圧延後の冷却速度が速いほど微細で均質なベイナイト組
織が得られるため、強度・靭性が向上するだけでなく、
耐延性き裂抵抗も高まる。しかし、10℃/秒未満では十
分な効果が得られず、また冷却過程でパーライトが生成
するため耐内圧破壊特性が低下するので、鋼板平均冷却
速度を10℃/秒以上とする加速冷却を行う。
圧延後の冷却速度が速いほど微細で均質なベイナイト組
織が得られるため、強度・靭性が向上するだけでなく、
耐延性き裂抵抗も高まる。しかし、10℃/秒未満では十
分な効果が得られず、また冷却過程でパーライトが生成
するため耐内圧破壊特性が低下するので、鋼板平均冷却
速度を10℃/秒以上とする加速冷却を行う。
【００３８】冷却停止温度：400℃超え、650℃以下とす
る。加速冷却における冷却停止温度が400℃以下になる
と、マルテンサイト変態が生じる場合や、ベイナイト組
織中に島状マルテンサイトが生成する場合があるため、
本発明の効果が得られない。また650℃を超える温度で
加速冷却を停止するとベイナイト組織を得ることができ
ず、十分な強度が得られない。よって、加速冷却の停止
温度は400℃超え、650℃以下とする。加速冷却停止後
は、空冷を行う。
る。加速冷却における冷却停止温度が400℃以下になる
と、マルテンサイト変態が生じる場合や、ベイナイト組
織中に島状マルテンサイトが生成する場合があるため、
本発明の効果が得られない。また650℃を超える温度で
加速冷却を停止するとベイナイト組織を得ることができ
ず、十分な強度が得られない。よって、加速冷却の停止
温度は400℃超え、650℃以下とする。加速冷却停止後
は、空冷を行う。
【００３９】次に、本発明の鋼板を用いた鋼管の製造方
法を説明する。上記の鋼板を用いて、冷間成形によって
鋼管とし、造管工程において拡管率0.5〜2%で拡管を行
う。冷間成形方法はいかなる方法によっても良いが、工
業的にはＵＯＥプロセス、プレスベンドプロセスまたは
ロール成形等があり、その後溶接によって鋼管とする。
拡管率は、拡管前の鋼管の直径に対する、拡管後の鋼管
の直径の増加分の比で定義する。温間または熱間で成形
を行うと、強度の低下を招くだけでなく、ベイナイトの
分解によってセメンタイトが生成し、延性き裂が発生し
やすくなるため、鋼管成形は冷間で行う必要がある。ま
た鋼管の真円度を高めるために、通常は造管の最終工程
において拡管を行う。拡管率が0.5%未満だと、高い真円
度が得られないだけでなく、管軸方向の応力歪曲線にお
いても長い降伏棚が残留し、耐座屈性能が劣化する。拡
管率が2%を超えると、加工硬化によって管周方向の降伏
強度の上昇量が高くなるため、鋼管の管周方向の降伏比
が高くなる。よって、拡管率を0.5〜2%とする。
法を説明する。上記の鋼板を用いて、冷間成形によって
鋼管とし、造管工程において拡管率0.5〜2%で拡管を行
う。冷間成形方法はいかなる方法によっても良いが、工
業的にはＵＯＥプロセス、プレスベンドプロセスまたは
ロール成形等があり、その後溶接によって鋼管とする。
拡管率は、拡管前の鋼管の直径に対する、拡管後の鋼管
の直径の増加分の比で定義する。温間または熱間で成形
を行うと、強度の低下を招くだけでなく、ベイナイトの
分解によってセメンタイトが生成し、延性き裂が発生し
やすくなるため、鋼管成形は冷間で行う必要がある。ま
た鋼管の真円度を高めるために、通常は造管の最終工程
において拡管を行う。拡管率が0.5%未満だと、高い真円
度が得られないだけでなく、管軸方向の応力歪曲線にお
いても長い降伏棚が残留し、耐座屈性能が劣化する。拡
管率が2%を超えると、加工硬化によって管周方向の降伏
強度の上昇量が高くなるため、鋼管の管周方向の降伏比
が高くなる。よって、拡管率を0.5〜2%とする。
【００４０】
【実施例】表１に本実施例で用いた供試鋼（鋼種A〜C）
の化学成分を、表２に各供試鋼から製造した鋼板（No.1
〜10）の製造条件、金属組織、機械的性質を示す。本実
施例で用いた供試鋼はいずれも化学成分が本発明の範囲
内であり、1100℃に加熱した後、950℃以下のオーステ
ナイト温度域で圧下率60%で熱間圧延を施した。冷却開
始温度、冷却速度、冷却停止温度は表２に示すように変
化させた。鋼板の機械的性質を全厚試験片を用いて評価
し、圧延垂直方向の降伏応力（YS）、引張強度（TS）、
降伏比（YR）、降伏伸びを測定した。そして、これらの
鋼板を用いてＵＯＥプロセスにより、管厚18mm、外径76
0mmの鋼管を製造し、その最終工程で種々の拡管率で拡
管を施した。拡管後の鋼管について、管周方向から丸棒
試験片（平行部径：6mmφ、標点間距離：25mm）を切り
出して、降伏応力（YS）、引張強度（TS）、降伏比（Y
R）を測定した。また拡管後の鋼管について図２に示す
ように、長さ8mの鋼管１の中央部の管軸方向に、深さ14
mm、幅4mm、長さ350mmの表面切欠２を機械加工によって
付与し、鋼管１の両端部に耐圧キャップ３を取り付けた
のち、水圧によるバースト試験を行い、バースト破壊圧
力を測定して耐内圧破壊特性を評価した。表２に拡管
率、鋼管の管周方向特性、バースト破壊圧力を併せて示
す。
の化学成分を、表２に各供試鋼から製造した鋼板（No.1
〜10）の製造条件、金属組織、機械的性質を示す。本実
施例で用いた供試鋼はいずれも化学成分が本発明の範囲
内であり、1100℃に加熱した後、950℃以下のオーステ
ナイト温度域で圧下率60%で熱間圧延を施した。冷却開
始温度、冷却速度、冷却停止温度は表２に示すように変
化させた。鋼板の機械的性質を全厚試験片を用いて評価
し、圧延垂直方向の降伏応力（YS）、引張強度（TS）、
降伏比（YR）、降伏伸びを測定した。そして、これらの
鋼板を用いてＵＯＥプロセスにより、管厚18mm、外径76
0mmの鋼管を製造し、その最終工程で種々の拡管率で拡
管を施した。拡管後の鋼管について、管周方向から丸棒
試験片（平行部径：6mmφ、標点間距離：25mm）を切り
出して、降伏応力（YS）、引張強度（TS）、降伏比（Y
R）を測定した。また拡管後の鋼管について図２に示す
ように、長さ8mの鋼管１の中央部の管軸方向に、深さ14
mm、幅4mm、長さ350mmの表面切欠２を機械加工によって
付与し、鋼管１の両端部に耐圧キャップ３を取り付けた
のち、水圧によるバースト試験を行い、バースト破壊圧
力を測定して耐内圧破壊特性を評価した。表２に拡管
率、鋼管の管周方向特性、バースト破壊圧力を併せて示
す。
【００４１】
【表１】
【００４２】
【表２】
【００４３】No.1〜6は本発明例であり、いずれもベイ
ナイト単一の組織で、鋼管の管周方向の降伏比（YR）が
低いために、バースト試験でのバースト破壊圧力が高
い。一方、No.7は冷却開始温度が本発明範囲より低いた
め、組織がベイナイトとフェライトの混合組織となり、
さらに、鋼板の応力歪曲線に降伏伸びが見られないた
め、鋼管のYRが高くなっており、バースト破壊圧力が低
い。No.8は冷却速度が本発明範囲より遅いために、フェ
ライト＋パーライト組織となり、降伏伸びが本発明の範
囲外となり、バースト破壊圧力が低い。No.9は冷却停止
温度が低いため、島状マルテンサイトを含んだベイナイ
ト組織となり、また降伏伸びもないため拡管後のYRが高
く、バースト破壊圧力が低くなっている。No.10は鋼板
の製造条件は本発明の範囲内であるが、造管時の拡管率
が本発明範囲より高いため、鋼管の管周方向のYRが高く
なりすぎ、バースト破壊圧力が低下している。
ナイト単一の組織で、鋼管の管周方向の降伏比（YR）が
低いために、バースト試験でのバースト破壊圧力が高
い。一方、No.7は冷却開始温度が本発明範囲より低いた
め、組織がベイナイトとフェライトの混合組織となり、
さらに、鋼板の応力歪曲線に降伏伸びが見られないた
め、鋼管のYRが高くなっており、バースト破壊圧力が低
い。No.8は冷却速度が本発明範囲より遅いために、フェ
ライト＋パーライト組織となり、降伏伸びが本発明の範
囲外となり、バースト破壊圧力が低い。No.9は冷却停止
温度が低いため、島状マルテンサイトを含んだベイナイ
ト組織となり、また降伏伸びもないため拡管後のYRが高
く、バースト破壊圧力が低くなっている。No.10は鋼板
の製造条件は本発明の範囲内であるが、造管時の拡管率
が本発明範囲より高いため、鋼管の管周方向のYRが高く
なりすぎ、バースト破壊圧力が低下している。
【００４４】
【発明の効果】以上述べたように、本発明によれば、内
圧に対して高い耐延性破壊性能を有した鋼管を提供する
ことができ、ガスパイプライン、水道配管等の流体輸送
用または貯蔵用等で高い内圧下で使用できる鋼管が得ら
れる。
圧に対して高い耐延性破壊性能を有した鋼管を提供する
ことができ、ガスパイプライン、水道配管等の流体輸送
用または貯蔵用等で高い内圧下で使用できる鋼管が得ら
れる。
【図１】応力歪曲線における降伏伸びを示すグラフ。
【図２】バースト試験における表面切欠きの説明図。
１、鋼管 ２、表面切欠 ３、耐圧キャップ
───────────────────────────────────────────────────── 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） Ｃ２１Ｄ 9/46 Ｃ２１Ｄ 9/46 Ｓ Ｃ２２Ｃ 38/04 Ｃ２２Ｃ 38/04 38/50 38/50 (72)発明者 新宮 豊久 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 Ｆターム(参考） 4E028 CB06 4K032 AA04 AA11 AA14 AA16 AA19 AA22 AA23 AA27 AA29 AA31 AA35 AA36 BA01 BA03 CA02 CB02 CC02 CC03 CC04 CD03 4K037 EA05 EA11 EA13 EA15 EA17 EA19 EA20 EA23 EA25 EA27 EA31 EA32 EB05 EB09 FA02 FC07 FD03 FD04 HA02 JA02
Claims (5)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓ
ｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ：０．０
２％以下、Ｓ：０．００５％以下を含有し、残部が実質
的にＦｅからなり、金属組織がベイナイト主体の組織で
あり、圧延垂直方向の応力歪曲線において０．５〜３％
の降伏伸びを有することを特徴とする高強度鋼管用鋼
板。 - 【請求項２】 前記鋼板が、さらに、質量％で、Ｃｕ：
０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．０５〜０．５％、Ｃ
ｒ：０．０５〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％の
中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特
徴とする、請求項１に記載の高強度鋼管用鋼板。 - 【請求項３】 前記鋼板が、さらに、質量％で、Ｎｂ：
０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．１％の中から選ばれる１種または
２種以上を含有することを特徴とする、請求項１または
請求項２に記載の高強度鋼管用鋼板。 - 【請求項４】 請求項１ないし請求項３のいずれかに記
載の化学成分を有する鋼を、１０００〜１２００℃に加
熱し、９５０℃以下のオーステナイト温度域で圧下率５
０％以上で圧延を行った後、Ａｒ3温度以上から平均冷
却速度１０℃／秒以上で４００℃超え６５０℃以下まで
冷却することを特徴とする、高強度鋼管用鋼板の製造方
法。 - 【請求項５】 請求項１ないし請求項３のいずれかに記
載の鋼板を、冷間成形により鋼管とした後、拡管率０．
５〜２％で拡管を行うことを特徴とする高強度鋼管の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001176960A JP3772696B2 (ja) | 2001-06-12 | 2001-06-12 | 高強度鋼管用鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001176960A JP3772696B2 (ja) | 2001-06-12 | 2001-06-12 | 高強度鋼管用鋼板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002363686A true JP2002363686A (ja) | 2002-12-18 |
| JP3772696B2 JP3772696B2 (ja) | 2006-05-10 |
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001176960A Expired - Fee Related JP3772696B2 (ja) | 2001-06-12 | 2001-06-12 | 高強度鋼管用鋼板及びその製造方法 |
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|---|---|
| JP (1) | JP3772696B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2010143433A1 (ja) * | 2009-06-11 | 2010-12-16 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度鋼管及びその製造方法 |
| CN106498279A (zh) * | 2016-10-14 | 2017-03-15 | 武汉钢铁股份有限公司 | 一种抗CO2腐蚀的低Cr经济型X65管线钢及生产方法 |
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| CN106011642B (zh) * | 2016-07-08 | 2017-11-14 | 首钢总公司 | 一种耐腐蚀爆炸复合板用基材管线钢板及其制备方法 |
-
2001
- 2001-06-12 JP JP2001176960A patent/JP3772696B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|---|---|---|
| WO2010143433A1 (ja) * | 2009-06-11 | 2010-12-16 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度鋼管及びその製造方法 |
| JP4741715B2 (ja) * | 2009-06-11 | 2011-08-10 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度鋼管及びその製造方法 |
| CN102803535A (zh) * | 2009-06-11 | 2012-11-28 | 新日本制铁株式会社 | 高强度钢管及其制造方法 |
| US8685182B2 (en) | 2009-06-11 | 2014-04-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength steel pipe and producing method thereof |
| CN106498279A (zh) * | 2016-10-14 | 2017-03-15 | 武汉钢铁股份有限公司 | 一种抗CO2腐蚀的低Cr经济型X65管线钢及生产方法 |
| CN106498279B (zh) * | 2016-10-14 | 2018-08-07 | 武汉钢铁有限公司 | 一种抗CO2腐蚀的低Cr经济型X65管线钢及生产方法 |
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