JP3244985B2 - 低温靭性の優れた溶接性高張力鋼 - Google Patents
低温靭性の優れた溶接性高張力鋼Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、９５０ＭＰａ以上の引
張強さ（ＴＳ）を有する低温靭性・溶接性の優れた超高
張力鋼に関するもので、天然ガス・原油輸送用ラインパ
イプをはじめ、各種圧力容器、産業機械などの溶接用鋼
材として広く利用できる。
張強さ（ＴＳ）を有する低温靭性・溶接性の優れた超高
張力鋼に関するもので、天然ガス・原油輸送用ラインパ
イプをはじめ、各種圧力容器、産業機械などの溶接用鋼
材として広く利用できる。
【０００２】
【従来の技術】近年、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）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、ますます高
張力化する傾向にある。これまでに米国石油協会（ＡＰ
Ｉ）規格でＸ８０（降伏強さ５５１ＭＰａ以上、引張強
さ６２０ＭＰａ以上）までのラインパイプの実用化され
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。
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）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、ますます高
張力化する傾向にある。これまでに米国石油協会（ＡＰ
Ｉ）規格でＸ８０（降伏強さ５５１ＭＰａ以上、引張強
さ６２０ＭＰａ以上）までのラインパイプの実用化され
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。
【０００３】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Ｎ
ＫＫ技報 No.138(1992), pp24-31、およびThe 7th Offs
horeMechanics and Arctic Engineering(1988) 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（降伏強さ６８９ＭＰａ、引張強さ７６
０ＭＰａ）ラインパイプの製造が限界と考えられる。
は、従来のＸ８０ラインパイプの製造技術（たとえばＮ
ＫＫ技報 No.138(1992), pp24-31、およびThe 7th Offs
horeMechanics and Arctic Engineering(1988) 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（降伏強さ６８９ＭＰａ、引張強さ７６
０ＭＰａ）ラインパイプの製造が限界と考えられる。
【０００４】パイプラインの超高張力化は強度靭性バラ
ンスをはじめとして、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性、現
地溶接性、継ぎ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高張力ラインパイプ（Ｘ１００
超）の早期開発が要望されている。
ンスをはじめとして、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性、現
地溶接性、継ぎ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高張力ラインパイプ（Ｘ１００
超）の早期開発が要望されている。
【０００５】
【発明が解決しょうとする課題】本発明は、強度と低温
靭性のバランスが優れ、かつ現地溶接が容易な引張強さ
９５０ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）超高張力溶
接鋼を提供するものである。
靭性のバランスが優れ、かつ現地溶接が容易な引張強さ
９５０ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）超高張力溶
接鋼を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、引張強さ
が９５０ＭＰａ以上で、かつ低温靭性・現地溶接性の優
れた超高張力鋼材を得るための鋼材の化学成分（組成）
とそのミクロ組織について鋭意研究を行い、新しい超高
張力溶接鋼を発明するに至った。
が９５０ＭＰａ以上で、かつ低温靭性・現地溶接性の優
れた超高張力鋼材を得るための鋼材の化学成分（組成）
とそのミクロ組織について鋭意研究を行い、新しい超高
張力溶接鋼を発明するに至った。
【０００７】すなわち本発明の要旨は、重量％でＣ ：
０．０５〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、Ｍ
ｎ：１．７〜２．０％、 Ｐ ：０．０１５％
以下、Ｓ ：０．００３％以下、 Ｎｉ：０．
３〜１．０％、Ｃｕ：０．８〜１．２％、 Ｍ
ｏ：０．３５〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０
％、 Ａｌ：０．０６％以下、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３０％、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％を含
有し、必要に応じて、さらにＶ ：０．０１〜０．１０
％、 Ｃｒ：０．１〜０．６％、Ｃａ：０．００１
〜０．００６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ると供に、Ｐ＝２．７Ｃ＋
０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃ
ｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ−１が１．９≦Ｐ≦２．８を満足する鋼
成分を有し、さらにそのミクロ組織が平均オーステナイ
ト粒径（ｄγ）が１０μｍ以下の未再結晶オーステナイ
トから変態した６０％以上の焼き戻しマルテンサイトを
含有し、かつ焼き戻しマルテンサイト分率と焼き戻しベ
イナイトの分率との和が９０％以上であることを特徴と
する低温靭性の優れた溶接性高張力鋼にある。
０．０５〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、Ｍ
ｎ：１．７〜２．０％、 Ｐ ：０．０１５％
以下、Ｓ ：０．００３％以下、 Ｎｉ：０．
３〜１．０％、Ｃｕ：０．８〜１．２％、 Ｍ
ｏ：０．３５〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０
％、 Ａｌ：０．０６％以下、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３０％、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％を含
有し、必要に応じて、さらにＶ ：０．０１〜０．１０
％、 Ｃｒ：０．１〜０．６％、Ｃａ：０．００１
〜０．００６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ると供に、Ｐ＝２．７Ｃ＋
０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃ
ｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ−１が１．９≦Ｐ≦２．８を満足する鋼
成分を有し、さらにそのミクロ組織が平均オーステナイ
ト粒径（ｄγ）が１０μｍ以下の未再結晶オーステナイ
トから変態した６０％以上の焼き戻しマルテンサイトを
含有し、かつ焼き戻しマルテンサイト分率と焼き戻しベ
イナイトの分率との和が９０％以上であることを特徴と
する低温靭性の優れた溶接性高張力鋼にある。
【０００８】本発明の特徴は、(1) ０．８〜１．２％Ｃ
ｕを含有したＮｉ−Ｎｂ−Ｃｕ−Ｍｏ−微量Ｔｉを複合
添加した低炭素・高Ｍｎ系（１．７％以上）のＣｕ析出
硬化型鋼であること、(2) そのミクロ組織が平均オース
テナイト粒径１０μｍ以下の未再結晶オーステナイトか
ら変態した微細なマルテンサイトおよびベイナイトから
なることである。
ｕを含有したＮｉ−Ｎｂ−Ｃｕ−Ｍｏ−微量Ｔｉを複合
添加した低炭素・高Ｍｎ系（１．７％以上）のＣｕ析出
硬化型鋼であること、(2) そのミクロ組織が平均オース
テナイト粒径１０μｍ以下の未再結晶オーステナイトか
ら変態した微細なマルテンサイトおよびベイナイトから
なることである。
【０００９】従来より、Ｃｕ析出硬化型鋼は圧力容器用
高張力鋼（引張強さ：７８４ＭＰａ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。
高張力鋼（引張強さ：７８４ＭＰａ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。
【００１０】低温靭性は、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、(2) いわゆるシャルピー衝撃値名度
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（セパレーションはシャルピー
衝撃試験などの破面に発生する板面に平行な層状剥離現
象で、脆性亀裂先端での３軸応力度を低下させ、脆性亀
裂伝播停止特性を改善すると考えられている）。
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、(2) いわゆるシャルピー衝撃値名度
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（セパレーションはシャルピー
衝撃試験などの破面に発生する板面に平行な層状剥離現
象で、脆性亀裂先端での３軸応力度を低下させ、脆性亀
裂伝播停止特性を改善すると考えられている）。
【００１１】まず本発明鋼のミクロ組織について説明す
る。引張強さ９５０ＭＰａ以上の超高強度を達成するた
めには、鋼材のミクロ組織を一定量以上のマルテンサイ
トとする必要があり、その分率は６０％以上でなければ
ならない。焼き戻しマルテンサイト分率が６０％以下で
あると、十分な強度が得られないだけでなく、良好な低
温靭性を確保することが困難となる。しかし、たとえ焼
き戻しマルテンサイト分率が６０％以上であっても、残
りの組織が不適切であると目的とする強度・低温靭性は
達成できない。このため焼き戻しマルテンサイト分率と
焼き戻しベイナイト分率の和を９０％以上とした。
る。引張強さ９５０ＭＰａ以上の超高強度を達成するた
めには、鋼材のミクロ組織を一定量以上のマルテンサイ
トとする必要があり、その分率は６０％以上でなければ
ならない。焼き戻しマルテンサイト分率が６０％以下で
あると、十分な強度が得られないだけでなく、良好な低
温靭性を確保することが困難となる。しかし、たとえ焼
き戻しマルテンサイト分率が６０％以上であっても、残
りの組織が不適切であると目的とする強度・低温靭性は
達成できない。このため焼き戻しマルテンサイト分率と
焼き戻しベイナイト分率の和を９０％以上とした。
【００１２】しかし、ミクロ組織の種類を上述のように
限定しても、必ずしも良好な低温靭性は得られない。優
れた低温靭性を得るためには、γ−α変態前のオーステ
ナイト組織（旧オーステナイト組織）を最適化し、鋼材
の最終組織を効果的に微細化する必要がある。このため
旧オーステナイト組織を未再結晶オーステナイトとし、
かつその平均粒径（ｄγ）を１０μｍ以下に限定した。
これにより、従来低温靭性が悪いと考えられていたＮｂ
−Ｃｕ鋼の焼き戻しマルテンサイトとベイナイトとの混
合組織においても極めて優れた強度・低温靭性バランス
が得られることを見いだした。
限定しても、必ずしも良好な低温靭性は得られない。優
れた低温靭性を得るためには、γ−α変態前のオーステ
ナイト組織（旧オーステナイト組織）を最適化し、鋼材
の最終組織を効果的に微細化する必要がある。このため
旧オーステナイト組織を未再結晶オーステナイトとし、
かつその平均粒径（ｄγ）を１０μｍ以下に限定した。
これにより、従来低温靭性が悪いと考えられていたＮｂ
−Ｃｕ鋼の焼き戻しマルテンサイトとベイナイトとの混
合組織においても極めて優れた強度・低温靭性バランス
が得られることを見いだした。
【００１３】未再結晶オーステナイト粒径の微細化はＮ
ｂ−Ｃｕ系の本発明の低温靭性改善にとくに有効であ
る。目的とする低温靭性（たとえばＶノッチシャルピー
試験の遷移温度で−８０℃以下）を得るには、平均粒径
を１０μｍ以下としなければならない。ここで見掛けの
平均オーステナイト粒径は図１のように定義し、オース
テナイト粒径の測定では、オーステナイト粒界と同様の
作用をもつ変形帯や双晶境界も含めた。具体的には、鋼
板厚み方向に引いた直線の全長を、該直線上に存在する
オーステナイト粒界戸の交点の数で除し、ｄγを求め
た。このようにして求めた平均オーステナイト粒径は低
温靭性（シャルピー衝撃試験の遷移温度）と極めて良い
相関があることを見つけた。
ｂ−Ｃｕ系の本発明の低温靭性改善にとくに有効であ
る。目的とする低温靭性（たとえばＶノッチシャルピー
試験の遷移温度で−８０℃以下）を得るには、平均粒径
を１０μｍ以下としなければならない。ここで見掛けの
平均オーステナイト粒径は図１のように定義し、オース
テナイト粒径の測定では、オーステナイト粒界と同様の
作用をもつ変形帯や双晶境界も含めた。具体的には、鋼
板厚み方向に引いた直線の全長を、該直線上に存在する
オーステナイト粒界戸の交点の数で除し、ｄγを求め
た。このようにして求めた平均オーステナイト粒径は低
温靭性（シャルピー衝撃試験の遷移温度）と極めて良い
相関があることを見つけた。
【００１４】さらに鋼材の化学成分（高Ｍｎ−Ｎｂ−Ｍ
ｏ−Ｃｕ添加）、ミクロ組織（オーステナイトの未再結
晶化）の形態を上述のように厳密に制御することによ
り、シャルピー衝撃試験などの波面にセパレーションが
発生し、破面遷移温度はより一層向上することも明らか
となった。
ｏ−Ｃｕ添加）、ミクロ組織（オーステナイトの未再結
晶化）の形態を上述のように厳密に制御することによ
り、シャルピー衝撃試験などの波面にセパレーションが
発生し、破面遷移温度はより一層向上することも明らか
となった。
【００１５】しかしながら、上述のように、鋼材のミク
ロ組織を厳密に制御しても目的とする特性を有する鋼材
は得られない。このためにはミクロ組織と同時に化学成
分を限定する必要がある。
ロ組織を厳密に制御しても目的とする特性を有する鋼材
は得られない。このためにはミクロ組織と同時に化学成
分を限定する必要がある。
【００１６】以下に成分元素の限定理由について説明す
る。 Ｃ：Ｃ量は０．０５〜０．１０％に限定する。Ｃは鋼の
強度向上に極めて有効な元素であり、焼き戻しマルテン
サイト・ベイナイト混合組織において目的とする強度を
得るためには、最低０．０５％は必要である。またこの
量はＮｂ，Ｖ添加による析出硬化、結晶粒の微細化効果
の発現や溶接部強度の確保のための最少量でもある。し
かしＣ量が多すぎると母材、ＨＡＺの低温靭性や現地溶
接性の著しい劣化を招くので、その上限を０．１０％と
した。
る。 Ｃ：Ｃ量は０．０５〜０．１０％に限定する。Ｃは鋼の
強度向上に極めて有効な元素であり、焼き戻しマルテン
サイト・ベイナイト混合組織において目的とする強度を
得るためには、最低０．０５％は必要である。またこの
量はＮｂ，Ｖ添加による析出硬化、結晶粒の微細化効果
の発現や溶接部強度の確保のための最少量でもある。し
かしＣ量が多すぎると母材、ＨＡＺの低温靭性や現地溶
接性の著しい劣化を招くので、その上限を０．１０％と
した。
【００１７】Ｓｉ：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ＨＡＺ靭性、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ＴｉあるいはＡｌでも十分可能であり、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ＨＡＺ靭性、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ＴｉあるいはＡｌでも十分可能であり、Ｓｉは必ずし
も添加する必要はない。
【００１８】Ｍｎ：本発明鋼のミクロ組織を微細なマル
テンサイト・ベイナイト混合組織とし、優れた強度・低
温靭性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量が多すぎると鋼
の焼き入れ性が増加してＨＡＺ靭性、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、
母材の低温靭性をも劣化させるので上限を２．０％とし
た。
テンサイト・ベイナイト混合組織とし、優れた強度・低
温靭性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量が多すぎると鋼
の焼き入れ性が増加してＨＡＺ靭性、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、
母材の低温靭性をも劣化させるので上限を２．０％とし
た。
【００１９】Ｃｕ：Ｃｕを添加する目的は低炭素の本発
明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。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
０．８％必要である。しかし多く添加すると現地溶接性
やＨＡＺ靭性を劣化させるので、その上限を１．２％と
した。
明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。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
０．８％必要である。しかし多く添加すると現地溶接性
やＨＡＺ靭性を劣化させるので、その上限を１．２％と
した。
【００２０】Ｎｉ：Ｎｉを添加する目的は低炭素の本発
明鋼の強度を低温靭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い
ばかりか、微量のＮｉ添加がＨＡＺ靭性の改善にも有効
であることが判明した（ＨＡＺ靭性上、とくに有効なＮ
ｉ添加量は０．３％以上である）。しかし添加量が多す
ぎると、経済性だけではなく、ＨＡＺ靭性や現地溶接性
を劣化させるので、その上限を１．０％とした。またＮ
ｉ添加は連続鋳造時、熱間圧延時におけるＣｕクラック
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。
明鋼の強度を低温靭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い
ばかりか、微量のＮｉ添加がＨＡＺ靭性の改善にも有効
であることが判明した（ＨＡＺ靭性上、とくに有効なＮ
ｉ添加量は０．３％以上である）。しかし添加量が多す
ぎると、経済性だけではなく、ＨＡＺ靭性や現地溶接性
を劣化させるので、その上限を１．０％とした。またＮ
ｉ添加は連続鋳造時、熱間圧延時におけるＣｕクラック
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。
【００２１】Ｍｏ：Ｍｏを添加させる理由は鋼の焼き入
れ性を向上させ、目的とするマルテンサイト・ベイナイ
ト混合組織を得るためである。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、Ｍｏは最低０．３５％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。
れ性を向上させ、目的とするマルテンサイト・ベイナイ
ト混合組織を得るためである。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、Ｍｏは最低０．３５％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。
【００２２】Ｎｂ：Ｎｂ量は０．０１〜０．１０％に限
定する。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結晶粒を微細化するだけでな
く、析出硬化や焼き入れ性増大にも寄与し、鋼を強靭化
する作用を有する。しかしＮｂ添加量が多すぎると、Ｈ
ＡＺ靭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。
定する。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結晶粒を微細化するだけでな
く、析出硬化や焼き入れ性増大にも寄与し、鋼を強靭化
する作用を有する。しかしＮｂ添加量が多すぎると、Ｈ
ＡＺ靭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。
【００２３】Ｔｉ：Ｔｉの添加は微細なＴｉＮを形成
し、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ミクロ組織を微細化し、母材、Ｈ
ＡＺの低温靭性を改善する。またＡｌ量が少ないとき
（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には、最低０．００５％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、低温靭性を劣
化させるので、その上限を０．０３％に限定した。
し、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ミクロ組織を微細化し、母材、Ｈ
ＡＺの低温靭性を改善する。またＡｌ量が少ないとき
（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には、最低０．００５％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、低温靭性を劣
化させるので、その上限を０．０３％に限定した。
【００２４】Ａｌ：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系非金属介材物が増加して
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。
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系非金属介材物が増加して
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。
【００２５】Ｎ：ＮはＴｉＮを形成しスラブ再加熱時お
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
な最少量は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、その上限は０．００６％に抑える必要があ
る。
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
な最少量は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、その上限は０．００６％に抑える必要があ
る。
【００２６】Ｐ：母材およびＨＡＺの低温靭性をより一
層向上させるためにＰ量を０．０１５％以下にする。さ
らに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靭性を向上させる。 Ｓ：Ｓも母材およびＨＡＺの低温靭性をより一層向上さ
せるためにＳ量を０．００３％以下にする。さらにＳ量
の低減は熱間圧延で延伸したＭｎＳを低減して延靭性を
向上させる効果がある。
層向上させるためにＰ量を０．０１５％以下にする。さ
らに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靭性を向上させる。 Ｓ：Ｓも母材およびＨＡＺの低温靭性をより一層向上さ
せるためにＳ量を０．００３％以下にする。さらにＳ量
の低減は熱間圧延で延伸したＭｎＳを低減して延靭性を
向上させる効果がある。
【００２７】Ｖ：必要に応じて添加するＶはほぼＮｂと
同様の効果を有するが、その効果はＮｂに比較して弱
い。しかし超高強度におけるＶ添加の効果は大きく、Ｎ
ｂ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。（本発明鋼では、０．０３〜０．０８％
Ｖ添加がとくに望ましい）。その上限はＨＡＺ靭性、現
地溶接性の点から０．１０％まで許容できる。またＶ量
の下限０．０１％はＶ添加による材質上の効果が顕著に
なる最少量である。
同様の効果を有するが、その効果はＮｂに比較して弱
い。しかし超高強度におけるＶ添加の効果は大きく、Ｎ
ｂ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。（本発明鋼では、０．０３〜０．０８％
Ｖ添加がとくに望ましい）。その上限はＨＡＺ靭性、現
地溶接性の点から０．１０％まで許容できる。またＶ量
の下限０．０１％はＶ添加による材質上の効果が顕著に
なる最少量である。
【００２８】Ｃｒ：母材、溶接部の強度を増加させるた
め必要に応じて添加するが、多すぎるとＨＡＺ靭性や現
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。またＣｒ量の下限０．１％はＣｒ添加
による材質上の効果が顕著になる最少量である。
め必要に応じて添加するが、多すぎるとＨＡＺ靭性や現
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。またＣｒ量の下限０．１％はＣｒ添加
による材質上の効果が顕著になる最少量である。
【００２９】Ｃａ：硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、
低温靭性を向上（シャルピー試験の吸収エネルギ−の増
加など）させるため必要に応じ添加する。とくに超高強
度ラインパイプを主用途とする本発明鋼では、不安定延
性破壊の伝播防止のため高シャルピー吸収エネルギ−が
要求されるので、Ｓ量の低減とＣａ処理は重要である。
しかしＣａ量が０．００１％以下では実用上効果がな
く、また０．００６％を超えて添加するとＣａＯ−Ｃａ
Ｓが多量に生成して大型クラスター、大型介材物とな
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添加量の上限を０．００６
％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％、０．００２％以下に低減し、
かつＥＳＳＰ＝（Ｃａ）[ １−１２４（Ｏ）] ／１．２
５Ｓ）を０．５≦ＥＳＳＰ≦１０．０とすることがとく
に有効である。ここでＥＳＳＰとは、有効硫化物形態制
御パラメーターの略である。
低温靭性を向上（シャルピー試験の吸収エネルギ−の増
加など）させるため必要に応じ添加する。とくに超高強
度ラインパイプを主用途とする本発明鋼では、不安定延
性破壊の伝播防止のため高シャルピー吸収エネルギ−が
要求されるので、Ｓ量の低減とＣａ処理は重要である。
しかしＣａ量が０．００１％以下では実用上効果がな
く、また０．００６％を超えて添加するとＣａＯ−Ｃａ
Ｓが多量に生成して大型クラスター、大型介材物とな
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添加量の上限を０．００６
％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％、０．００２％以下に低減し、
かつＥＳＳＰ＝（Ｃａ）[ １−１２４（Ｏ）] ／１．２
５Ｓ）を０．５≦ＥＳＳＰ≦１０．０とすることがとく
に有効である。ここでＥＳＳＰとは、有効硫化物形態制
御パラメーターの略である。
【００３０】以上の個々の添加元素の限定に加えて本発
明では、さらにＰ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．
８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ−１で求め
るＰ値を１．９≦Ｐ≦２．８に制限する。これはＨＡＺ
靭性、現地溶接性を損なうことなく、目的とする強度・
低温靭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９５０ＭＰａ以上の強度と優れた低温
靭性を得るためである。また、Ｐ値の上限を２．８とし
たのは優れたＨＡＺ靭性、現地溶接性を維持するためで
ある。
明では、さらにＰ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．
８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ−１で求め
るＰ値を１．９≦Ｐ≦２．８に制限する。これはＨＡＺ
靭性、現地溶接性を損なうことなく、目的とする強度・
低温靭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９５０ＭＰａ以上の強度と優れた低温
靭性を得るためである。また、Ｐ値の上限を２．８とし
たのは優れたＨＡＺ靭性、現地溶接性を維持するためで
ある。
【００３１】
【実施例】次に本発明の実施例について述べる。実験室
溶解（５０kg，１２０mm厚鋼塊）または転炉−連続鋳造
法（厚み：２４０mm）で種々の鋼成分の鋳片を製造し
た。これらの鋳片を種々の条件で厚みが１５〜３０mmの
鋼板に圧延し、焼き戻し処理（５５０℃〜６２０℃×２
０分空冷）を行って諸性質、ミクロ組織を調査した。
溶解（５０kg，１２０mm厚鋼塊）または転炉−連続鋳造
法（厚み：２４０mm）で種々の鋼成分の鋳片を製造し
た。これらの鋳片を種々の条件で厚みが１５〜３０mmの
鋼板に圧延し、焼き戻し処理（５５０℃〜６２０℃×２
０分空冷）を行って諸性質、ミクロ組織を調査した。
【００３２】鋼板の機械的性質（降伏強さ：ＹＳ，引張
強さ：ＴＳ，シャルピー衝撃試験の−４０℃での吸収エ
ネルギー：vE-40 と遷移温度：vTrs）は圧延と直角方向
で調査した。ＨＡＺ靭性（シャルピ−衝撃試験−２０℃
での吸収エネルギ−：vE-20 ）は再現熱サイクル装置で
再現したＨＡＺで評価した（最高加熱温度：１４００
℃，８００〜５００℃の冷却時間〔Δｔ800-500 〕：２
５秒）。また現地溶接性はＹ−スリット溶接割れ試験
（ＪＩＳ Ｇ３１５８）においてＨＡＺの低温割れ防止
に必要な最低予熱温度で評価した（溶接方法：ガスメタ
ルアーク溶接，溶接棒：引張強さ１００ＭＰａ，入熱：
０．５kJ/mm ，溶着金属の水素量：３cc／１００ｇ）。
強さ：ＴＳ，シャルピー衝撃試験の−４０℃での吸収エ
ネルギー：vE-40 と遷移温度：vTrs）は圧延と直角方向
で調査した。ＨＡＺ靭性（シャルピ−衝撃試験−２０℃
での吸収エネルギ−：vE-20 ）は再現熱サイクル装置で
再現したＨＡＺで評価した（最高加熱温度：１４００
℃，８００〜５００℃の冷却時間〔Δｔ800-500 〕：２
５秒）。また現地溶接性はＹ−スリット溶接割れ試験
（ＪＩＳ Ｇ３１５８）においてＨＡＺの低温割れ防止
に必要な最低予熱温度で評価した（溶接方法：ガスメタ
ルアーク溶接，溶接棒：引張強さ１００ＭＰａ，入熱：
０．５kJ/mm ，溶着金属の水素量：３cc／１００ｇ）。
【００３３】実施例を表１および表２に示す。本発明に
従って製造した鋼板は優れた強度靭性バランス、ＨＡＺ
靭性および現地溶接性を有する。これに対して比較鋼は
化学成分またはミクロ組織が不適切なため、いずれかの
特性が著しく劣る。
従って製造した鋼板は優れた強度靭性バランス、ＨＡＺ
靭性および現地溶接性を有する。これに対して比較鋼は
化学成分またはミクロ組織が不適切なため、いずれかの
特性が著しく劣る。
【００３４】鋼９はＣ量が多すぎるため、母材およびＨ
ＡＺのシャルピー吸収エネルギーが低くかつ溶接時の予
熱温度も高い。鋼１０はＮｉが添加されていないため、
母材およびＨＡＺの低温靭性が劣る。また鋼板表面に微
小な疵が多数発生し、ラインパイプとして使用できな
い。鋼１１はＭｎ，Ｐ量が多すぎるために、母材および
ＨＡＺの低温靭性がわるく、かつ溶接時の余熱温度も著
しく高い。
ＡＺのシャルピー吸収エネルギーが低くかつ溶接時の予
熱温度も高い。鋼１０はＮｉが添加されていないため、
母材およびＨＡＺの低温靭性が劣る。また鋼板表面に微
小な疵が多数発生し、ラインパイプとして使用できな
い。鋼１１はＭｎ，Ｐ量が多すぎるために、母材および
ＨＡＺの低温靭性がわるく、かつ溶接時の余熱温度も著
しく高い。
【００３５】鋼１２はＭｏ量が多すぎるために、溶接時
に予熱を要する。鋼１３はＮｂが添加されていないため
に強度不足で、かつオーステナイト粒径が大きく母材の
靭性が悪い。鋼１４はＳ量が多すぎるため、母材および
ＨＡＺの吸収エネルギ−が低い。鋼１５はＭｏ量が少な
すぎるために、目標とする強度が達成できない。鋼１６
はオーステナイト粒径が大きすぎるため、母材の低温靭
性が劣る。鋼１７は焼き戻しマルテンサイト分率が小さ
すぎるため、強度不足で、かつ母材のシャルピー遷移温
度が劣る。鋼１８は焼き戻しマルテンサイトと焼き戻し
ベイナイトの分率が小さすぎるため、強度不足である。
鋼１９はオーステナイト粒径が大きく、かつ焼き戻しマ
ルテンサイト分率が小さすぎるため、強度および低温靭
性が目標に達しない。鋼２０はＣｕ添加量が少ないため
に、目標とする強度が達成できない。
に予熱を要する。鋼１３はＮｂが添加されていないため
に強度不足で、かつオーステナイト粒径が大きく母材の
靭性が悪い。鋼１４はＳ量が多すぎるため、母材および
ＨＡＺの吸収エネルギ−が低い。鋼１５はＭｏ量が少な
すぎるために、目標とする強度が達成できない。鋼１６
はオーステナイト粒径が大きすぎるため、母材の低温靭
性が劣る。鋼１７は焼き戻しマルテンサイト分率が小さ
すぎるため、強度不足で、かつ母材のシャルピー遷移温
度が劣る。鋼１８は焼き戻しマルテンサイトと焼き戻し
ベイナイトの分率が小さすぎるため、強度不足である。
鋼１９はオーステナイト粒径が大きく、かつ焼き戻しマ
ルテンサイト分率が小さすぎるため、強度および低温靭
性が目標に達しない。鋼２０はＣｕ添加量が少ないため
に、目標とする強度が達成できない。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【発明の効果】本発明により低温靭性、現地溶接性の優
れた超高強度ラインパイプ（引張強さ９５０ＭＰａ以
上、ＡＰＩ規格Ｘ１００超）用鋼が安定して大量に製造
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、パイプラインの輸送効率、
施工能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（引張強さ９５０ＭＰａ以
上、ＡＰＩ規格Ｘ１００超）用鋼が安定して大量に製造
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、パイプラインの輸送効率、
施工能率の飛躍的な向上が可能となった。
【図１】平均オーステナイト粒径（ｄγ）の定義の説明
図。
図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 寺田 好男 東京都千代田区大手町２−６−３ 新日 本製鐵株式会社内 (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 8/00 - 8/10
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．０５〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．７〜２．０％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００３％以下、 Ｎｉ：０．３〜１．０％、 Ｃｕ：０．８〜１．２％、 Ｍｏ：０．３５〜０．５０％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ ：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ると共
に、下記式で定義されるＰ値が１．９〜２．８の範囲内
にあり、さらに鋼のミクロ組織として平均オーステナイ
ト粒径が１０μｍ以下の未再結晶オーステナイトから変
態した焼き戻しマルテンサイトを体積分率で６０％以上
含有し、かつ焼き戻しマルテンサイト分率と焼き戻しベ
イナイトの分率との和が９０％以上であることを特徴と
する低温靭性の優れた溶接性高張力鋼。 Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ） ＋Ｍｏ＋Ｖ−１ - 【請求項２】 請求項１記載の成分に加えて、重量％
で、 Ｖ ：０．０１〜０．１０％、 Ｃｒ：０．１〜０．６％の１種または２種を含有するこ
とを特徴とする請求項１記載の低温靭性の優れた溶接性
高張力鋼。 - 【請求項３】 請求項１または２記載の成分に加えて、
重量％で、 Ｃａ：０．００１〜０．００６％を含有することを特徴
とする請求項１または２記載の低温靭性の優れた溶接性
高張力鋼。
Priority Applications (10)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01730395A JP3244985B2 (ja) | 1995-02-03 | 1995-02-03 | 低温靭性の優れた溶接性高張力鋼 |
| KR1019960705330A KR100206151B1 (ko) | 1995-01-26 | 1996-01-26 | 저온인성이 뛰어난 용접성 고장력강 |
| AU44964/96A AU680590B2 (en) | 1995-01-26 | 1996-01-26 | Weldable high-tensile steel excellent in low-temperature toughness |
| CA002186476A CA2186476C (en) | 1995-01-26 | 1996-01-26 | Weldable high strength steel having excellent low temperature toughness |
| DE69608179T DE69608179T2 (de) | 1995-01-26 | 1996-01-26 | Schweissbarer hochfester stahl mit ausgezeichneter tieftemperaturzähigkeit |
| CN96190123A CN1146784A (zh) | 1995-01-26 | 1996-01-26 | 低温韧性优良的可焊性高强度钢 |
| PCT/JP1996/000155 WO1996023083A1 (fr) | 1995-01-26 | 1996-01-26 | Acier soudable de haute resistance ayant une durete excellente a basse temperature |
| EP96901129A EP0753596B1 (en) | 1995-01-26 | 1996-01-26 | Weldable high-tensile steel excellent in low-temperature toughness |
| US08/714,098 US5798004A (en) | 1995-01-26 | 1996-01-26 | Weldable high strength steel having excellent low temperature toughness |
| NO964034A NO964034L (no) | 1995-01-26 | 1996-09-25 | Stål som kan sveises og som har höy strekkfasthet og utmerket seighet ved lave temperaturer |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01730395A JP3244985B2 (ja) | 1995-02-03 | 1995-02-03 | 低温靭性の優れた溶接性高張力鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08209288A JPH08209288A (ja) | 1996-08-13 |
| JP3244985B2 true JP3244985B2 (ja) | 2002-01-07 |
Family
ID=11940247
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP01730395A Expired - Lifetime JP3244985B2 (ja) | 1995-01-26 | 1995-02-03 | 低温靭性の優れた溶接性高張力鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3244985B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| NO320153B1 (no) * | 1997-02-25 | 2005-10-31 | Sumitomo Metal Ind | Stal med hoy seighet og hoy strekkfasthet, samt fremgangsmate for fremstilling |
| CN112180066A (zh) * | 2020-08-25 | 2021-01-05 | 航天材料及工艺研究所 | 一种单相钛合金孪生变形行为的验证方法 |
-
1995
- 1995-02-03 JP JP01730395A patent/JP3244985B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH08209288A (ja) | 1996-08-13 |
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