JP2003328080A - 低温靭性と変形能に優れた高強度鋼管および鋼管用鋼板の製造法 - Google Patents
低温靭性と変形能に優れた高強度鋼管および鋼管用鋼板の製造法Info
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Abstract
I規格X60〜X80の強度を有する鋼管を提供する。 【解決手段】 鋼管母材として、低C−Nb−Ti系成
分系を基本にMg、NおよびO量を厳格に制限し、かつ
MgとAlからなる酸化物を内包する微細な炭窒化物、
および酸化物と硫化物からなる複合物とを含有させた母
材部と低C−Mn−B系の溶接金属部から構成される鋼
管において、良好なHAZ靭性と母材部の高い一様伸び
を有し、溶接金属部の硬さが母材部の硬さの0.95〜
1.15倍である変形能に優れた高強度鋼管。 【効果】 溶接熱影響部靭性および変形能に優れた高強
度鋼管の提供が可能となる。その結果、パイプラインの
安全性が著しく向上すると共に、輸送効率の向上が可能
となる。
Description
PI)規格でX60〜X80(降伏強度で約413〜5
51MPa)の強度と優れた溶接熱影響部(HAZ)靭
性および変形能を有する鋼管に関するものである。
ラインに使用するラインパイプは、高圧による輸送効率
の向上や薄肉化による現地での溶接効率向上のための高
張力化が要求され、これまでにAPI規格でX80まで
のラインパイプが実用化されている。一方、敷設域の寒
冷地化に伴う高HAZ靭性化および地震発生時に十分な
吸収エナルギーを確保するための高変形能も近年要求さ
れつつあり、安全性の高い鋼管が望まれている。
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
サイズは低温靭性に大きな影響を与えることが知られて
おり、HAZ組織を微細化する数多くの技術が開発実用
化されている。
MPa級高張力鋼の大入熱溶接時のHAZ靭性を改善す
る手段が開示されている(「鉄と鋼」(昭和54年6月
発行、第65巻第8号1232頁)。しかし、これらの
析出物は溶融線近傍においては1400℃以上の高温に
さらされるため大部分が粗大化或いは溶解し、HAZ組
織が粗大化してHAZ靭性が劣化するという欠点を有す
る。
細分散させて、溶接時のHAZにおいて粒内アシキュラ
ーフェライト(以下IGFと呼ぶ)を生成させることに
より溶融線近傍のHAZ組織は微細化され、HAZ靭性
が改善されることが特開昭63−210235号公報、
特開平1−15321号公報などに開示されている。し
かしながら、―50〜−60℃となるような寒冷地では
十分に対応できず、HAZ靭性の改善が強く望まれてい
る。
9700号公報では、面積分率で10〜50%の下部ベ
イナイトを含有する対座屈特性に優れた鋼管、特開平1
1−343542号公報では、平均アスペクト比が2〜
15である島状マルテンサイトを面積分率で2〜15%
含有する耐座屈特性に優れた鋼管が開示されている。こ
れは鋼管母材における耐局部座屈性を向上させることを
目的としたものであるが、高い変形能と良好なHAZ靭
性を同時に満足することを目的とした鋼管に関するもの
ではない。
Z靭性および優れた変形能を有するX60〜X80の高
強度鋼管およびその製造方法を提供するものである。
とおりである。 (1) 質量%で、C:0.03〜0.10%、Si:
0.6%以下、Mn:0.8〜2.0%、P:0.01
5%以下、S:0.001〜0.005%、Nb:0.
005〜0.05%、Ti:0.005〜0.030
%、Al:0.001〜0.005%、Mg:0.00
01〜0.0050%、N:0.001〜0.006
%、O:0.001〜0.006%を含有し、残部が鉄
および不可避的不純物からなり、CE=C+Mn/6+
(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15で定義
されるCE値が0.30〜0.45の範囲にあり、Mg
とAlからなる酸化物を内包する0.01〜0.5μm
のTiNが10000個/mm 2 以上含有し、かつ酸化
物と硫化物が複合した形態で0.3質量%以上のMnを
含有する0.5〜10μmの粒子が10個/mm2 以上
含有する母材と、C:0.03〜0.10%、Si:
0.6%以下、Mn:1.0〜2.2%、P:0.01
5%以下、S:0.01%以下、Nb:0.005〜
0.05%、Ti:0.005〜0.03%、B:0.
0003〜0.002%、Al:0.05%以下、N:
0.001〜0.01%、O:0.015〜0.030
%を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、か
つ、P={1.5(O−0.89Al)+3.4N}−
Tiで定義されるP値が−0.010〜0.010の範
囲であり、さらにCE=C+Mn/6+(Cr+Mo+
V)/5+(Ni+Cu)/15で定義されるCE値が
0.35〜0.50の範囲にある溶接金属部を有するこ
とを特徴とする低温靭性と変形能に優れた高強度鋼管。
%、Si:0.6%以下、Mn:0.8〜2.5%、
P:0.015%以下、S:0.001〜0.005
%、Nb:0.005〜0.05%、Ti:0.005
〜0.030%、Al:0.001〜0.005%以
下、Mg:0.0001〜0.0050%、N:0.0
01〜0.006%、O:0.001〜0.006%を
含有し、さらに、Ni:0.1〜1.0%、Cu:0.
1〜1.2%、Cr:0.1〜1.0%、Mo:0.1
〜1.0%、V:0.01〜0.1%、Ca:0.00
05〜0.0050%の1種または2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、CE=C+M
n/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/1
5で定義されるCE値が0.30〜0.45の範囲にあ
り、MgとAlからなる酸化物を内包する0.01〜
0.5μmのTiNが10000個/mm2 以上含有
し、かつ酸化物と硫化物が複合した形態で0.3質量%
以上のMnを含有する0.5〜10μmの粒子が10個
/mm2 以上含有する母材と、C:0.03〜0.10
%、Si:0.6%以下、Mn:1.0〜2.2%、
P:0.015%以下、S:0.01%以下、Nb:
0.005〜0.005%、Ti:0.005〜0.0
3%、B:0.0003〜0.002%、Al:0.0
5%以下、N:0.001〜0.01%、O:0.01
5〜0.030%を含有し、残部が鉄及び不可避的不純
物からなり、P={1.5(O−0.89Al)+3.
4N}−Tiで定義されるP値が−0.010〜0.0
10の範囲にあり、さらにCE=C+Mn/6+(Cr
+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15で定義される
CE値が0.35〜0.50の範囲にある溶接金属部を
有することを特徴とする低温靭性と変形能に優れた高強
度鋼管。
0.1〜2.0%、Cu:0.1〜1.0%、Cr:
0.1〜2.0%、Mo:0.1〜2.0%、V:0.
01〜0.1%、Ca:0.001〜0.005%のう
ち1種または2種以上を含有していることを特徴とする
前記(1)または(2)に記載の低温靭性と変形能に優
れた高強度鋼管。
載の鋼管において、さらに母材部の金属組織が粒径20
μm以下のフェライトを30〜70%含有することを特
徴とする低温靭性と変形能に優れた高強度鋼管。 (5)前記(1)〜(3)のいずれかに記載の鋼管にお
いて、さらに溶接金属部における硬さが母材部における
硬さの0.95〜1.15倍であることを特徴とする低
温靭性と変形能に優れた高強度鋼管。 (6)前記(1)〜(3)のいずれかに記載の鋼管にお
いて、さらに母材部の金属組織が粒径20μm以下のフ
ェライトを30〜70%、溶接金属部における硬さが母
材部における硬さの0.95〜1.15倍であることを
特徴とする低温靭性と変形能に優れた高強度鋼管。
%、Si:0.6%以下、Mn:0.8〜2.0%、
P:0.015%以下、S:0.001〜0.005
%、Nb:0.005〜0.05%、Ti:0.005
〜0.030%、Al:0.001〜0.005%、M
g:0.0001〜0.0050%、N:0.001〜
0.006%、O:0.001〜0.006%を含有
し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、CE=C
+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)
/15で定義されるCE値が0.30〜0.45の範囲
にあり、MgとAlからなる酸化物を内包する0.01
〜0.5μmのTiNが10000個/mm2以上含有
し、かつ酸化物と硫化物が複合した形態で0.3質量%
以上のMnを含有する0.5〜10μmの粒子が10個
/mm2 以上含有する鋳片を950〜1200℃に加熱
した後、950℃以下の圧下率を50%以上とし、70
0〜850℃の温度範囲で圧延を終了した後、650〜
800℃の温度範囲から2℃/秒以上の冷却速度で45
0℃以下の任意の温度まで冷却し、その後空冷すること
を特徴とする低温靭性と変形能に優れた鋼管用鋼板の製
造法。
0%、Cu:0.1〜1.0%、Cr:0.1〜1.0
%、Mo:0.1〜1.0%、V:0.01〜0.1
%、Ca:0.0005〜0.0050%の1種または
2種以上を含有することを特徴とする前記(7)に記載
の低温靭性と変形能に優れた鋼管用鋼板の製造法。
いて詳細に説明する。本発明の特徴は、低C―Nb−T
i系を基本にMg,NおよびO量を厳格に制限し、かつ
MgとAlからなる酸化物を内包する微細な炭窒化物、
および酸化物と硫化物からなる複合物とを含有させた母
材部と、低C−Mn−B系の溶接金属部から構成される
鋼管において、良好なHAZ靭性と高い変形能を有する
高強度鋼管にある。
イズ、(2)MAや上部ベイナイト(Bu)などの硬化
相の分散状態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MAは低温靱性に
大きな影響を与えることが知られている。
なMAが多量に生成するためにHAZ靱性が劣化する傾
向にある。靭性に有害なMAの悪影響を無くすためには
HAZの結晶粒を徹底的に微細化しなければならない。
そこで、HAZにおけるオーステナイト(γ)粒の粗大
化を抑制する技術とともに、γ粒内からIGFを生成さ
せる技術との複合効果により、HAZの結晶粒を微細化
し、HAZ靭性を著しく改善できることを見出し、本発
明に至った。
らなる酸化物を内包する微細なTiNなどの炭窒化物を
鋼中に生成させることにより、HAZにおけるγ粒の粗
大化を抑制すること、およびMg,Mn,Sを含む酸化
物・析出物からIGFを生成することにより結晶粒を微
細化でき、HAZ靱性を向上させることが可能である。
MgとAlからなる酸化物を内包する微細なTiNなど
の炭窒化物およびMg、Mn,Sを含む酸化物・析出物
は高温でも化学的に安定で溶解しないため、γ粒の粗大
化抑制効果およびIGFの生成効果が維持される。
熱されるHAZにおいても、化学的に安定な微細な酸化
物をピンニング粒子として用いること、および0.5μ
m以上の酸化物・硫化物をIGFの生成核として用いる
ことにより、HAZ組織を徹底的に微細化する方法を検
討した。
させることにより、0.01〜0.05μmの微細な
(Mg,Al)酸化物が多量に生成することを見出し
た。0.01〜0.5μmのTiNがこの微細な(M
g,Al)酸化物を核として複合析出するため、140
0℃以上の高温においても優れたγ粒のピンニング効果
を維持できることを明らかにした。この時、鋼中に含有
する0.01〜0.5μmのTiNが10000個/m
m2 未満の場合には、γ粒の粗大化抑制効果が不十分と
なり、良好なHAZ靱性を得ることができない。そこ
で、MgとAlから成る酸化物を内包する0.01〜
0.5μmのTiNを10000個/mm2 以上含有さ
せる必要がある。
0.0001%以上のMgを添加する必要がある。Mg
添加量が多すぎるとMg系酸化物が増加し、低温靱性を
劣化させるので、その上限を0.0050%に限定し
た。さらに、TiNの核となる微細な(Mg,Al)酸
化物を生成させるためには、微量のAlを含有させる必
要がある。しかしながら、Alの添加により、粗大なア
ルミナのクラスターが生成し、低温靱性に悪影響を与え
る。このため、Alの含有量を0.001〜0.005
%に限定した。0.001%以上のAl量であれば、微
細な(Mg,Al)酸化物を生成させることができる。
物の必要な要件として、酸化物・硫化物の複合体の個
数、サイズおよび組成を制御することにより、溶融線近
傍のHAZにおいてもIGFが生成し、HAZ組織が微
細化され、HAZ靭性が改善されることを見出した。
物の複合体の個数は、少なくとも10個/mm2 以上必
要である。IGF変態核が10個/mm2 未満ではHA
Z組織の微細化が不十分となり良好なHAZ靭性は得ら
れない。また、IGFの変態核として機能するために
は、0.5μm以上の大きさが必要である。0.5μm
未満ではIGF変態核として十分に機能せず、HAZ組
織の微細化効果が得られない。一方、10μmを超える
酸化物・硫化物の複合体の場合、脆性破壊の発生点とな
るため、良好なHAZ靭性が得られない。
めには、0.3質量%以上のMnを含有する必要があ
る。本発明では、1400℃以上の高温においてγ粒の
ピンニングに有効な微細な粒子を生成させるために、M
nよりも脱酸力の強いMg,Al,Tiを含有するの
で、酸化物の中にMnを含有させることは難しい。そこ
で、Mnを含む硫化物を酸化物上に複合析出させる必要
がある。酸化物・硫化物の複合体におけるMn量が0.
3質量%未満の場合、十分なIGF生成機能が得られ
ず、HAZ組織は微細化しない。
靭性は劣化する。そこで、HAZ靭性を大幅な劣化を招
くことなく目標とする強度を得るために、合金元素の適
正な添加量について検討した。CE値で定義される値を
所定の範囲に限定することにより、十分な強度を確保す
ることができる。また溶接金属中の合金元素添加量につ
いても、CE値および値を所定の範囲に制御すれば、溶
接金属の靭性を大きく損なうことなく、目標とする強度
が得られる。
るパイプラインにおいては、数%の歪がパイプラインに
負荷されるといわれている。この場合、溶接金属部にお
ける硬さが母材部における硬さの0.95〜1.15倍
であれば、延性亀裂の発生が防止できることを見出し
た。また、母材の一様伸びを増加させるためには20μ
m以下のフェライトを30〜70%含有することが必要
であることを見出した。また、鋼管用鋼板の製造法とし
て、700〜850℃の温度範囲で圧延を終了し、65
0〜800℃の温度範囲から2℃/秒以上の冷却速度で
450℃以下の任意の温度まで冷却し、その後空冷する
ことにより、高強度と高一様伸びを両立する鋼板が得ら
れることを見出し、本発明に至った。
て、低C−Nb−Ti−Mg系成分を適用するに際し、
目標とする強度を確保するために、合金元素添加量をC
E値で定義される適正な範囲に限定すること、および溶
接金属として、靭性の劣化を損なうことなく目標とする
強度を満足させるために、合金元素添加量をCE値で定
義される適正な範囲に限定すること、溶接金属の低温靭
性を確保するために、合金元素添加量をP値で定義され
る適正な範囲に限定すること、さらに優れた変形能を確
保するために、溶接金属部における硬さが母材部におけ
る硬さの0.95〜1.15倍にすること、大きな一様
伸びを得るために、母材部の金属組織が粒径20μm以
下のフェライトを30〜70%含有することにある。
説明する。Cは母材とHAZの強度、靭性および高い一
様伸びを確保するために、0.03%以上の添加が必要
である。しかし、0.10%を超えると母材およびHA
Zの靭性が低下すると共に、溶接性が劣化するので、
0.10%を上限値とした。
せるためには、合金元素の添加量の適正化が必要であ
る。すなわち、CE=C+Mn/6+(Cr+Mo+
V)/5+(Ni+Cu)/15で定義されるCE値を
0.30〜0.45の範囲にしなければならない。CE
値が0.30未満では目標とするX60以上の強度が確
保できない。また、CE値が0.45を超えるとM* の
生成が顕著となり、HAZ靭性が劣化する。このためC
E値の範囲を0.30〜0.45に限定した。
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
のみでも十分であり、Siは必ずしも添加する必要はな
い。
欠な元素であり、その下限は0.8%である。しかし、
Mnが多すぎると鋼の焼入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、低温靭性も劣化させるので上限を2.0
%とした。
量を0.015%以下とする。この主たる理由は母材及
びHAZ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させて、
粒界破壊を防止し低温靭性を向上させる。
GF変態核として酸化物上に硫化物を複合析出させるた
めには0.001%以上含有しなければならない。しか
し、Sが0.005%を超えると母材およびHAZの靭
性が劣化するので、0.005%を上限値とする。
結晶粒を微細化するだけでなく、析出硬化や焼入性の増
大にも寄与し、鋼を強靭化する作用を有し、本発明にお
いて必須の元素である。この効果を得るためには最低
0.005%のNbが必要である。しかしながら、Nb
量が多すぎるとHAZ靭性が劣化するので、その上限値
を0.05%に限定した。
熱時及びHAZのγ粒の粗大化を抑制して、ミクロ組織
を微細化して、母材及びHAZの低温靭性を改善し、本
発明において必須の元素である。この効果を発揮させる
ためには、0.005%以上の添加が必要である。ま
た、多すぎるとTiNの粗大化やTiCによる析出硬化
が生じ、低温靭性を劣化させるので、その上限値を0.
03%に限定した。
HAZのγ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、N量が多す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
限値は0.006%に抑える必要がある。
成して、HAZのγ粒の粗大化抑制効果を発揮すると同
時に、0.5〜10μmのMg含有酸化物を形成してH
AZにおいてIGF変態核として機能する。これらの機
能を発揮させるためには、0.001%以上のOが必要
である。Oが0.001%未満の場合、10000個/
mm2 以上の超微細酸化物や10個/mm2 以上の0.
5〜10μm酸化物を確保することが困難である。しか
し、Oが0.006%を超えると10μmを超える粗大
な酸化物が生成し、母材やHAZにおいて脆性破壊の発
生点となるため、0.006%を上限値とした。
添加する理由について説明する。基本成分にこれらの元
素を添加する主たる目的は、本発明鋼の特徴を損なうこ
となく、強度・低温靭性などの特性の向上をはかるため
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。
すことなく母材の強度、低温靭性を向上させるが、0.
1%未満では効果が薄く、1.0%超の添加は溶接性に
好ましくないため、その上限値を1.0%とした。
に耐食性、耐水素誘起割れ性などにも効果があり、0.
1%以上の添加が必要である。しかし、過剰に添加する
と析出硬化により母材、HAZ靭性劣化や熱間圧延時に
Cu−クラックが発生するため、その上限値を1.2%
とした。
果があり、0.1%以上の添加が必要である。しかし、
多す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1.0%とした。
元素であるが、1.0%を超えるとCrと同様に母材、
HAZ靭性及び溶接性を劣化させる。また、0.1%未
満の添加ではその効果が薄い。
その効果はNbに比較して格段に弱い。その効果を発揮
させるためには0.01%以上の添加が必要である。ま
た、上限は現地溶接性、HAZ靭性の点から0.1%ま
で許容できる。
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。0.0005%未満ではその効果が
薄く、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
を及ぼす。このためCa添加量を0.0005〜0.0
05%に制限した。
性は、(1)結晶粒のサイズ、(2)島状マルテンサイ
トなどの硬化相の分散状態など種々の冶金学的要因に支
配される。とくに高強度化、厚肉化するほど合金元素の
添加量は必然的に多くなり、組織は上部ベイナイト主体
の組織となり、靭性は劣化しやすくなる。そこでAl,
N,酸素およびTi量のバンランスを適正化することに
より低温靱性を飛躍的に改善できる。すなわちP=
{1.5(O−0.89Al)+3.4N}−Tiで表
される式において、P値が−0.010〜0.010%
になるように各成分を適正化することにより、低温靱性
が向上する。P値はTi量の過不足を示したもので、P
値が低い(マイナス)場合にはTiが過剰に添加されて
いることになり、TiCなど析出硬化により低温靱性が
劣化する。一方P値が高い(プラス)場合にはTi量が
不足(または酸素量が過剰)しているために、低温靱性
が劣化する。良好な低温靱性を得るためにはP値を−
0.010〜0.010%にする必要がある。
する。溶接金属の高温割れを防止するために、C量は
0.03%以上必要である。0.03%未満では溶接
後、凝固する過程でδ凝固が起こり、高温割れが発生す
るためである。しかしながらC量が0.10%を超える
と、溶接金属の低温靭性が劣化するため、その上限値を
0.10%とした。
であるが、多く添加すると低温靭性や現地溶接性を劣化
させるので、上限を0.6%とした。
欠な元素であり、その下限は1.0%である。しかし、
Mnが多すぎると鋼の焼入性が増加して低温靭性や現地
溶接性を劣化させるので、上限を2.2%とした。
05%以上必要である。しかし、Nbを0.05%超添
加すると現地溶接性や低温靭性に悪影響をもたらすの
で、その上限を0.05%とした。
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量が多すぎると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。
元素である。このような効果を得るためには、Bは最低
でも0.0003%必要である。一方、過剰に添加する
と、低温靭性を劣化させるだけでなく、かえってBの焼
入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%とした。
る。しかし、Al量が0.05%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
0.05%とした。
る。このために必要な最小量は0.001%である。し
かし、多すぎると低温靭性を劣化させるので、その上限
は0.01%に抑える必要がある。
粒内変態フェライトの核として作用し、組織の微細化に
効果がある。しかし、多すぎると溶接金属の低温靭性が
劣化すると共に、スラグ巻きこみなどの溶接欠陥を起こ
す。このため、O量の下限を0.015%、上限を0.
030%とした。
S量をそれぞれ0.015%以下、0.005%以下と
する。この主たる理由は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MnSを低減して、
延靭性を向上させる効果がある。
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、必要に応じて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、溶接金属
の強度・低温靭性などの特性の向上をはかるためであ
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。
接性を劣化させることなく、強度を上昇させるためであ
る。しかし、添加量が多すぎると経済性だけでなく、低
温靭性などを劣化させるので、その上限を2.0%、下
限を0.1%とした。
を劣化させることなく、強度を上昇させる。しかし、過
剰に添加すると低温靭性が劣化するので、その上限を
1.0%とした。Cuの下限0.1%は添加による材質
上の効果が顕著になる最小値である。
温靭性や現地溶接性を著しく劣化させる。このため、C
r量の上限を2.0%、下限を0.1%とした。
させるためである。この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添加は低温
靭性、現地溶接性を劣化させるので、その上限を2.0
%とした。
その効果はNbに比較して弱い。Vは歪誘起析出し、強
度を上昇させる。下限は0.01%、その上限は現地溶
接性、低温靭性の観点から0.1%まで許容できる。
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。しかし、Ca量が0.001%
未満では実用上効果がなく、また0.005%を超えて
添加するとCaO−CaSが大量に発生して、溶接欠陥
を発生させる。このためCa添加量を0.001〜0.
005%に限定した。
満足させるためには、合金元素添加量の適正化が必要で
ある。すなわち、CE=C+Mn/6+(Cr+Mo+
V)/5+(Ni+Cu)/15で定義されるCE値を
0.35〜0.50の範囲にしなければならない。CE
値が0.35未満では十分な溶接部強度を確保できな
い。また、CE値が0.50を超えるとM* の生成が顕
著となり、靭性が劣化する。このためCE値の範囲を
0.35〜0.50に限定した。
いて以下に述べる。地震多発地域や永久凍土に敷設され
るパイプラインにおいて、数%のひずみがパイプライン
に負荷される場合、溶接金属部における硬さが母材部に
おける硬さの0.95〜1.15倍にすることにより延
性亀裂の発生が防止できる。母材部における硬さが0.
95倍未満の場合、溶接金属にひずみが集中し、延性亀
裂が溶接金属部から発生する。一方、1.15倍を超え
るとHAZにひずみが集中し、HAZから母材部の領域
から延性亀裂が発生する。このため、その範囲を0.9
5〜1.15倍に限定した。
μm以下のフェライトを30〜70%含有することが必
要である。20μmを超えると母材の靭性が著しく低下
するためである。フェライト分率が30%未満の場合、
一様伸びの向上効果が得られないためである。また、7
0%を超えると十分な強度が得られないため、フェライ
ト分率の含有量を30〜70%に限定した。
を950〜1200℃に加熱した後、950℃以下での
圧下率を50%以上とし、700〜850℃の温度範囲
で圧延を終了した後、650〜800℃の温度範囲から
2℃/秒以上の冷却速度で450℃以下の任意の温度ま
で冷却する必要がある。まず、再加熱温度を950〜1
200℃の範囲に限定する。再加熱温度はNb析出物を
固溶させ、圧延中の組織を微細化し、優れた低温靭性を
得るために950℃以上としなければならない。しか
し、再加熱温度が1200℃を超えると、γ粒が著しく
粗大化し、圧延によっても完全に微細化できないため、
優れた低温靭性が得られない。このため再加熱温度の上
限を1200℃とした。
以上、圧延終了温度を700〜850℃としなければな
らない。これは、再結晶域圧延で微細化したγ粒を低温
圧延によって延伸化し、結晶粒の徹底的な微細化をはか
って低温靭性を改善するためである。累積圧下率が50
%未満ではγ組織の延伸化が不十分で、微細な結晶粒が
得られない。また、圧延終了温度が850℃以上では、
例えば累積圧下率が50%以上でも微細な結晶粒は達成
できない。また、圧延温度が低すぎると過度のγ/α2
相域圧延となり、低温靭性が劣化するので、圧延終了温
度の下限を700℃とした。
ある。加速冷却は、低温靭性を損なわずに強度の増加及
びミクロ組織の制御に基づく一様伸びの向上を可能にす
る。加速冷却の条件としては、圧延後650〜800℃
の温度範囲から冷却速度2℃/秒以上で450℃以下の
任意の温度まで冷却し、その後空冷しなければならな
い。冷却を開始する温度が800℃を超えると、一様伸
びが低下する。また、冷却を開始する温度が650℃以
下の場合、十分な強度が得られない。したがって、冷却
を開始する温度範囲を650〜800℃に限定した。ま
た、冷却速度が小さすぎたり、冷却停止温度が高すぎる
と加速冷却の効果が十分に得られず、十分な強度を得る
ことができない。
ましいが、ホットコイルにも適用できる(この場合、圧
延冷却後の鋼板は巻き取られ、冷却される)。また、こ
の方法で製造した鋼板は低温靭性に優れているので、寒
冷地におけるパイプラインのほか圧力容器などにも適用
できる。
鋳造法で種々の鋼成分の鋼片から製造された鋼板を用い
て、鋼管を製造し、諸性質を調査した。鋼管溶接部の特
性は内外面の1層のSAW(サブマージドアーク溶接)
を実施した後、鋼板1/2t部より採取したシャルピー
試験片を用いて評価した。ノッチ位置は溶接金属中央及
びHAZ(内面溶接と外面溶接の溶接金属が交わる点か
ら1mm)とした。また、引張試験は直径12.7m
m、ゲージレングス50.8mmの丸棒引張試験片を使
用した。
1(表1−1〜表1−5)に鋼管母材と溶接金属の化学
成分を示し、表2(表2−1〜表2−2)に酸化物の個
数、鋼板製造条件および組織を示し、表3(表3−1〜
表3−2)に鋼管母材の機械的性質、鋼管溶接部の機械
的性質を示した。鋼 No.1〜14が本発明鋼で、鋼 No.
15〜43が比較鋼である。表から明らかなように、本
発明の鋼管は優れた強度(YS、TS)、一様伸び(u
El)、低温靭性、溶接部靭性を有する。
べき条件が適切でなく、いずれかの特性が劣る。鋼15
はC量が少ないため、母材の一様伸びが劣る。鋼16は
S量が少ないため、HAZ靭性が劣る。鋼17は母材の
Al量が少ないため、HAZ靭性が劣る。鋼18は母材
のAl量が多いため、HAZ靭性が劣る。鋼19は母材
のMg量が少ないため、HAZ靭性が劣る。鋼20は母
材のMg量が多いため、母材の靭性が劣る。
標の強度を満足しない。鋼22は母材のCE値が高すぎ
るため、HAZ靭性が劣る。鋼23は溶接金属のC量が
少ないため、溶接金属の高温割れが発生する。鋼24は
溶接金属のC量が多すぎるため、溶接金属の低温靭性が
劣る。鋼25は溶接金属のCE値が低すぎるため、溶接
部の強度が低い。鋼26は溶接金属のCE値が高すぎる
ため、溶接金属の靭性が劣る。
溶接金属の靭性が劣る。鋼28は溶接金属のP値が高す
ぎるため、溶接金属の靭性が劣る。鋼29はMgとAl
からなる酸化物を内包する0.01〜0.5μmのTi
N、すなわちピン止め粒子の個数が少ないため、HAZ
靭性が劣る。鋼30は酸化物と硫化物が複合した形態で
0.3質量%以上のMnを含有する0.5〜10μmの
粒子、すなわちIGF変態核の個数が少ないため、HA
Z靭性が劣る。
30%未満であるために十分な一様伸びが得られない。
鋼32は20μm以下のフェライト分率が70%を超え
るために十分な強度が得られない。鋼33は溶接金属の
硬さが母材の硬さの0.95倍未満であるために、十分
な耐延性亀裂特性が得られない。鋼34は溶接金属の硬
さが母材お方さの1.15倍を超えるために、十分な耐
延性亀裂特性が得られない。
であるために十分な強度が得られない。鋼36はスラブ
再加熱温度が1200℃を超えるために優れた低温靭性
が得られない。鋼37は950℃以下の圧下量が50%
未満であるために良好な低温靭性が得られない。鋼38
は圧延終了温度が850℃を超えるために良好な低温靭
性が得られない。鋼39は圧延終了温度が700℃未満
であるために良好な低温靭性が得られない。鋼40は冷
却開始温度が800℃を超えるために良好な一様伸びが
得られない。鋼41は冷却開始温度が650℃未満であ
るために十分な強度が得られない。鋼42は冷却停止温
度が450℃を超えるために十分な強度が得られない。
鋼43は冷却速度が小さいために十分な強度が得られな
い。
形能を有する高強度鋼管(API規格X60〜X80)
をパイプラインに採用することにより、パイプラインの
安全性が著しく向上すると共に、輸送効率が飛躍的に改
善される。
Claims (8)
- 【請求項1】 質量%で、 C :0.03〜0.10%、 Si:0.6%以下、 Mn:0.8〜2.0%、 P :0.015%以下、 S :0.001〜0.005%、 Nb:0.005〜0.05%、 Ti:0.005〜0.030%、 Al:0.001〜0.005%、 Mg:0.0001〜0.0050%、 N :0.001〜0.006%、 O :0.001〜0.006% を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、 CE=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni
+Cu)/15 で定義されるCE値が0.30〜0.45の範囲にあ
り、MgとAlからなる酸化物を内包する0.01〜
0.5μmのTiNが10000個/mm2 以上含有
し、かつ酸化物と硫化物が複合した形態で0.3質量%
以上のMnを含有する0.5〜10μmの粒子が10個
/mm2 以上含有する母材と、 C :0.03〜0.10%、 Si:0.6%以下、 Mn:1.0〜2.2%、 P :0.015%以下、 S :0.01%以下、 Nb:0.005〜0.05%、 Ti:0.005〜0.03%、 B :0.0003〜0.002%、 Al:0.05%以下、 N :0.001〜0.01%、 O :0.015〜0.030% を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、かつ P={1.5(O−0.89Al)+3.4N}−Ti で定義されるP値が−0.010〜0.010の範囲で
あり、さらに CE=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni
+Cu)/15 で定義されるCE値が0.35〜0.50の範囲にある
溶接金属部を有することを特徴とする低温靭性と変形能
に優れた高強度鋼管。 - 【請求項2】 質量%で、 C :0.03〜0.10%、 Si:0.6%以下、 Mn:0.8〜2.5%、 P :0.015%以下、 S :0.001〜0.005%、 Nb:0.005〜0.05%、 Ti:0.005〜0.030%、 Al:0.001〜0.005%以下、 Mg:0.0001〜0.0050%、 N :0.001〜0.006%、 O :0.001〜0.006% を含有し、さらに、 Ni:0.1〜1.0%、 Cu:0.1〜1.2%、 Cr:0.1〜1.0%、 Mo:0.1〜1.0%、 V :0.01〜0.1%、 Ca:0.0005〜0.0050% の1種または2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、 CE=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni
+Cu)/15 で定義されるCE値が0.30〜0.45の範囲にあ
り、MgとAlからなる酸化物を内包する0.01〜
0.5μmのTiNが10000個/mm2 以上含有
し、かつ酸化物と硫化物が複合した形態で0.3質量%
以上のMnを含有する0.5〜10μmの粒子が10個
/mm2 以上含有する母材と、 C :0.03〜0.10%、 Si:0.6%以下、 Mn:1.0〜2.2%、 P :0.015%以下、 S :0.01%以下、 Nb:0.005〜0.005%、 Ti:0.005〜0.03%、 B :0.0003〜0.002%、 Al:0.05%以下、 N :0.001〜0.01%、 O :0.015〜0.030% を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、 P={1.5(O−0.89Al)+3.4N}−Ti で定義されるP値が−0.010〜0.010の範囲に
あり、さらに CE=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni
+Cu)/15 で定義されるCE値が0.35〜0.50の範囲にある
溶接金属部を有することを特徴とする低温靭性と変形能
に優れた高強度鋼管。 - 【請求項3】 前記溶接金属が、さらに、 Ni:0.1〜2.0%、 Cu:0.1〜1.0%、 Cr:0.1〜2.0%、 Mo:0.1〜2.0%、 V :0.01〜0.1%、 Ca:0.001〜0.005% のうち1種または2種以上を含有していることを特徴と
する請求項1または2に記載の低温靭性と変形能に優れ
た高強度鋼管。 - 【請求項4】 請求項1〜3のいずれかに記載の鋼管に
おいて、さらに母材部の金属組織が粒径20μm以下の
フェライトを30〜70%含有することを特徴とする低
温靭性と変形能に優れた高強度鋼管。 - 【請求項5】 請求項1〜3のいずれかに記載の鋼管に
おいて、さらに溶接金属部における硬さが母材部におけ
る硬さの0.95〜1.15倍であることを特徴とする
低温靭性と変形能に優れた高強度鋼管。 - 【請求項6】 請求項1〜3のいずれかに記載の鋼管に
おいて、さらに母材部の金属組織が粒径20μm以下の
フェライトを30〜70%、溶接金属部における硬さが
母材部における硬さの0.95〜1.15倍であること
を特徴とする低温靭性と変形能に優れた高強度鋼管。 - 【請求項7】 質量%で、 C :0.03〜0.10%、 Si:0.6%以下、 Mn:0.8〜2.0%、 P :0.015%以下、 S :0.001〜0.005%、 Nb:0.005〜0.05%、 Ti:0.005〜0.030%、 Al:0.001〜0.005%、 Mg:0.0001〜0.0050%、 N :0.001〜0.006%、 O :0.001〜0.006% を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、 CE=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni
+Cu)/15 で定義されるCE値が0.30〜0.45の範囲にあ
り、MgとAlからなる酸化物を内包する0.01〜
0.5μmのTiNが10000個/mm2 以上含有
し、かつ酸化物と硫化物が複合した形態で0.3質量%
以上のMnを含有する0.5〜10μmの粒子が10個
/mm2 以上含有する鋳片を950〜1200℃に加熱
した後、950℃以下の圧下率を50%以上とし、70
0〜850℃の温度範囲で圧延を終了した後、650〜
800℃の温度範囲から2℃/秒以上の冷却速度で45
0℃以下の任意の温度まで冷却し、その後空冷すること
を特徴とする低温靭性と変形能に優れた鋼管用鋼板の製
造法。 - 【請求項8】 鋳片がさらに、 Ni:0.1〜1.0%、 Cu:0.1〜1.0%、 Cr:0.1〜1.0%、 Mo:0.1〜1.0%、 V:0.01〜0.1%、 Ca:0.0005〜0.0050% の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7に記載の低温靭性と変形能に優れた鋼管用鋼板の製
造法。
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