JP3244987B2 - 低降伏比を有する高強度ラインパイプ用鋼 - Google Patents
低降伏比を有する高強度ラインパイプ用鋼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）を有する低温靱性・溶接性の優れた超高強
度鋼に関するももので、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
材として広く使用できる。
強さ（ＴＳ）を有する低温靱性・溶接性の優れた超高強
度鋼に関するももので、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
材として広く使用できる。
【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、高圧化によ
る輸送効率の向上や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、ますます高強度化す
る傾向にある。これまでに米国石油協会（ＡＰＩ）規格
でＸ８０（降伏強さ５５１ＭＰａ以上、引張強さ６２０
ＭＰａ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。
パイプラインに使用するラインパイプは、高圧化によ
る輸送効率の向上や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、ますます高強度化す
る傾向にある。これまでに米国石油協会（ＡＰＩ）規格
でＸ８０（降伏強さ５５１ＭＰａ以上、引張強さ６２０
ＭＰａ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。
【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以上、引張強
さ７６０ＭＰａ以上）ラインパイプの製造が限界と考え
られる。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。
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以上、引張強
さ７６０ＭＰａ以上）ラインパイプの製造が限界と考え
られる。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。
【０００４】
【発明が解決しようとする問題点】本発明は前記要望を
充足すべく、強度と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９５０ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格
Ｘ１００超）の超高強度・低降伏比ラインパイプ用鋼を
提供するものである。
充足すべく、強度と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９５０ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格
Ｘ１００超）の超高強度・低降伏比ラインパイプ用鋼を
提供するものである。
【０００５】
【問題点を解決する為の手段】本発明者らは、引張強さ
が９５０ＭＰａ以上で、かつ低温靱性・現地溶接性、の
優れた超高強度鋼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
強度溶接用鋼を発明するに至った。
が９５０ＭＰａ以上で、かつ低温靱性・現地溶接性、の
優れた超高強度鋼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
強度溶接用鋼を発明するに至った。
【０００６】すなわち、本発明の要旨とするところは、
(1) 重量％で、 Ｃ ：０．０５〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以
下、 Ｍｎ：１．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％
以下、 Ｓ ：０．００３％以下、 Ｎｉ：０．１〜１．
０％、 Ｍｏ：０．３５〜０．６０％、 Ｎｂ：０．０１〜
０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．０６％以
下、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％ を含有し、必要に応じてさらに、 Ｖ ：０．１０％以下、 Ｃｕ：０．７％以
下、 Ｃｒ：０．８％以下、 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
的不純物からなり、下記式で定義されるＰ値が１．９以
上、２．８以下の範囲にあり、さらにそのミクロ組織が
マルテンサイト、ベイナイトおよびフェライトからな
り、フェライト分率が２０〜９０面積％で、かつフェラ
イト中に加工フェライトを面積％で５０〜１００％含有
し、フェライト平均粒径が５μｍ以下であることを特徴
とする低降伏比を有する低温靱性に優れた高強度ライン
パイプ用鋼、および Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ） ＋Ｍｏ＋Ｖ−１ (2) 前記鋼をＡｃ1 点以下の温度で焼戻し処理してなる
ことを特徴とする低降伏比を有する低温靱性に優れた高
強度ラインパイプ用鋼にある。ここで、フェライト平均
粒径は鋼材の厚み方向に測定したフェライトの平均粒界
間隔と定義する。また、以下の説明において、フェライ
ト分率やマルテンサイト・ベイナイト分率、およびフェ
ライト中の加工フェライト量を示す％は面積％である。
(1) 重量％で、 Ｃ ：０．０５〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以
下、 Ｍｎ：１．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％
以下、 Ｓ ：０．００３％以下、 Ｎｉ：０．１〜１．
０％、 Ｍｏ：０．３５〜０．６０％、 Ｎｂ：０．０１〜
０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．０６％以
下、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％ を含有し、必要に応じてさらに、 Ｖ ：０．１０％以下、 Ｃｕ：０．７％以
下、 Ｃｒ：０．８％以下、 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
的不純物からなり、下記式で定義されるＰ値が１．９以
上、２．８以下の範囲にあり、さらにそのミクロ組織が
マルテンサイト、ベイナイトおよびフェライトからな
り、フェライト分率が２０〜９０面積％で、かつフェラ
イト中に加工フェライトを面積％で５０〜１００％含有
し、フェライト平均粒径が５μｍ以下であることを特徴
とする低降伏比を有する低温靱性に優れた高強度ライン
パイプ用鋼、および Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ） ＋Ｍｏ＋Ｖ−１ (2) 前記鋼をＡｃ1 点以下の温度で焼戻し処理してなる
ことを特徴とする低降伏比を有する低温靱性に優れた高
強度ラインパイプ用鋼にある。ここで、フェライト平均
粒径は鋼材の厚み方向に測定したフェライトの平均粒界
間隔と定義する。また、以下の説明において、フェライ
ト分率やマルテンサイト・ベイナイト分率、およびフェ
ライト中の加工フェライト量を示す％は面積％である。
【０００７】以下、本発明の内容について詳細に説明す
る。本発明の特徴は、Ｎｉ−Ｎｂ−Ｍｏ−微量Ｔｉを
複合添加した低炭素・高Ｍｎ系（１．８％以上）である
こと、そのミクロ組織が微細なフェライト（平均粒径
が５μｍ以下で、ある一定量以上の加工フェライトを含
む）とマルテンサイト・ベイナイトの硬軟混合組織から
なることである。
る。本発明の特徴は、Ｎｉ−Ｎｂ−Ｍｏ−微量Ｔｉを
複合添加した低炭素・高Ｍｎ系（１．８％以上）である
こと、そのミクロ組織が微細なフェライト（平均粒径
が５μｍ以下で、ある一定量以上の加工フェライトを含
む）とマルテンサイト・ベイナイトの硬軟混合組織から
なることである。
【０００８】従来より、低炭素−高Ｍｎ−Ｎｂ−Ｍｏ鋼
は微細なアシキュラーフェライト組織を有するラインパ
イプ用鋼としてよく知られているが、その引張強さの上
限はせいぜい７５０ＭＰが限界であった。本基本成分系
で加工フェライトを含む微細フェライトとマルテンサイ
ト・ベイナイトの硬軟混合微細組織を有する高強度ライ
ンパイフ用鋼はまったく存在しない。これはＮｂ−Ｍｏ
鋼のフェライトとマルテンサイト・ベイナイト硬軟混合
組織では９５０ＭＰａ以上の引張強さは到底不可能であ
るばかりか、低温靱性や現地溶接性も不十分と考えられ
ていたためである。
は微細なアシキュラーフェライト組織を有するラインパ
イプ用鋼としてよく知られているが、その引張強さの上
限はせいぜい７５０ＭＰが限界であった。本基本成分系
で加工フェライトを含む微細フェライトとマルテンサイ
ト・ベイナイトの硬軟混合微細組織を有する高強度ライ
ンパイフ用鋼はまったく存在しない。これはＮｂ−Ｍｏ
鋼のフェライトとマルテンサイト・ベイナイト硬軟混合
組織では９５０ＭＰａ以上の引張強さは到底不可能であ
るばかりか、低温靱性や現地溶接性も不十分と考えられ
ていたためである。
【０００９】しかしながら本発明者らはＮｂ−Ｍｏ鋼に
おいても化学成分、ミクロ組織を厳密に制御することに
より、超高強度と優れた低温靱性が達成できることを見
いだした。本発明鋼の特徴は、焼戻し処理なしでも優
れた超高強度、低温靱性が得られること、焼入れ・焼
戻し処理鋼に比較して降伏比が低く、鋼管成形性、低温
靱性（シャルピー遷移温度）に著しく優れること、など
が挙げられる（本発明鋼では、鋼板の状態で降伏強さが
低くても、鋼管成形によって降伏強さが上昇し、目的と
する降伏強さを得ることが可能である）。
おいても化学成分、ミクロ組織を厳密に制御することに
より、超高強度と優れた低温靱性が達成できることを見
いだした。本発明鋼の特徴は、焼戻し処理なしでも優
れた超高強度、低温靱性が得られること、焼入れ・焼
戻し処理鋼に比較して降伏比が低く、鋼管成形性、低温
靱性（シャルピー遷移温度）に著しく優れること、など
が挙げられる（本発明鋼では、鋼板の状態で降伏強さが
低くても、鋼管成形によって降伏強さが上昇し、目的と
する降伏強さを得ることが可能である）。
【００１０】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・ベイナイトとする必要があり、そのためにはフェラ
イト分率を２０〜９０％（マルテンサイト・ベイナイト
分率１０〜８０％）とする必要がある。フェライト分率
が９０％を超えると、マルテンサイト・ベイナイト分率
が小さくなりすぎて、目的とする強度は達成出来ない
（フェライト分率はＣ量にも依存し、Ｃ量が０．０５％
以上では、実質上フェライトを９０％超とすることは困
難である）。本発明鋼において強度、低温靱性上、もっ
とも望ましいフェライト分率は３０〜８０％である。し
かし、本来フェライトは軟らかいものであり、たとえフ
ェライト分率が２０〜９０％であっても、加工フェライ
トの割合が少なすぎると、目的とする強度（とくに降伏
強さ）・低温靱性は達成できない。このため、加工フェ
ライトの割合を５０〜１００％とした。フェライトの加
工（圧延）は転位強化やサブグレイン強化によってフェ
ライトの降伏強さを高めると同時に、後で述べるように
シャルピー遷移温度の改善にも極めて有効である。
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・ベイナイトとする必要があり、そのためにはフェラ
イト分率を２０〜９０％（マルテンサイト・ベイナイト
分率１０〜８０％）とする必要がある。フェライト分率
が９０％を超えると、マルテンサイト・ベイナイト分率
が小さくなりすぎて、目的とする強度は達成出来ない
（フェライト分率はＣ量にも依存し、Ｃ量が０．０５％
以上では、実質上フェライトを９０％超とすることは困
難である）。本発明鋼において強度、低温靱性上、もっ
とも望ましいフェライト分率は３０〜８０％である。し
かし、本来フェライトは軟らかいものであり、たとえフ
ェライト分率が２０〜９０％であっても、加工フェライ
トの割合が少なすぎると、目的とする強度（とくに降伏
強さ）・低温靱性は達成できない。このため、加工フェ
ライトの割合を５０〜１００％とした。フェライトの加
工（圧延）は転位強化やサブグレイン強化によってフェ
ライトの降伏強さを高めると同時に、後で述べるように
シャルピー遷移温度の改善にも極めて有効である。
【００１１】上述のようにミクロ組織の種類を限定して
も、優れた低温靱性を達成するには不十分である。この
ためには、加工フェライトの導入によるセパレーション
を利用するとともに、フェライト平均粒径を５μｍ以下
に微細化する必要がある。超高強度鋼においても、加工
フェライト（集合組織）の導入により、シャルピー衝撃
試験などの破面にセパレーションが発生し、破面遷移温
度は飛躍的に低下することがわかった（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）。
も、優れた低温靱性を達成するには不十分である。この
ためには、加工フェライトの導入によるセパレーション
を利用するとともに、フェライト平均粒径を５μｍ以下
に微細化する必要がある。超高強度鋼においても、加工
フェライト（集合組織）の導入により、シャルピー衝撃
試験などの破面にセパレーションが発生し、破面遷移温
度は飛躍的に低下することがわかった（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）。
【００１２】さらにフェライト平均粒径を５μｍ以下と
することによってフェライト以外のマルテンサイト・ベ
イナイト組織も同時に微細化することができ、遷移温度
の著しい改善や降伏強さの増加が得られることがわかっ
た。
することによってフェライト以外のマルテンサイト・ベ
イナイト組織も同時に微細化することができ、遷移温度
の著しい改善や降伏強さの増加が得られることがわかっ
た。
【００１３】以上により、従来低温靱性が悪いと考えら
れていたＮｂ−Ｍｏ鋼のフェライトとマルテンサイト・
ベイナイト硬軟混合組織の強度・低温靱性バランスの大
幅な向上に成功した。
れていたＮｂ−Ｍｏ鋼のフェライトとマルテンサイト・
ベイナイト硬軟混合組織の強度・低温靱性バランスの大
幅な向上に成功した。
【００１４】しかしながら、上述のように鋼のミクロ組
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。以下に成分元素の限定理由につい
て説明する。
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。以下に成分元素の限定理由につい
て説明する。
【００１５】Ｃ量は０．０５〜０．１０％に限定する。
炭素は鋼の強度向上に極めて有効な元素であり、フェラ
イトとマルテンサイト・ベイナイト硬軟混合組織におい
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
めの最小量でもある。しかしＣ量が多すぎると母材、Ｈ
ＡＺ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。
炭素は鋼の強度向上に極めて有効な元素であり、フェラ
イトとマルテンサイト・ベイナイト硬軟混合組織におい
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
めの最小量でもある。しかしＣ量が多すぎると母材、Ｈ
ＡＺ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。
【００１６】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。
【００１７】Ｍｎは本発明鋼のミクロ組織を微細なフェ
ライトとマルテンサイト・ベイナイトの硬軟混合組織と
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１．８％である。しか
し、Ｍｎ量が多すぎると鋼の焼入性が増加して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。望ましいＭｎ量は１．９〜
２．１％である。
ライトとマルテンサイト・ベイナイトの硬軟混合組織と
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１．８％である。しか
し、Ｍｎ量が多すぎると鋼の焼入性が増加して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。望ましいＭｎ量は１．９〜
２．１％である。
【００１８】Ｎｉを添加する目的は低炭素の本発明鋼の
強度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（とくにスラブの中心偏析帯）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、微量の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。
強度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（とくにスラブの中心偏析帯）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、微量の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。
【００１９】Ｍｏを添加する理由は鋼の焼入性を向上さ
せ、目的とする硬軟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
靱性、現地溶接性を劣化させるので、その上限を０．６
％とした。
せ、目的とする硬軟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
靱性、現地溶接性を劣化させるので、その上限を０．６
％とした。
【００２０】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結晶粒を微細化する
だけでなく、析出硬化や焼入性増大にも寄与し、鋼を強
靱化する作用を有する。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。
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結晶粒を微細化する
だけでなく、析出硬化や焼入性増大にも寄与し、鋼を強
靱化する作用を有する。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。
【００２１】一方、Ｔｉ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、母材およびＨ
ＡＺの低温靱性を改善する。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、Ｈ
ＡＺにおいて粒内フェライト生成核として作用し、ＨＡ
Ｚ組織を微細化する効果も有する。このようなＴｉ添加
効果を発現させるには、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、低温靱性を劣化させ
るので、その上限を０．０３％に限定した。
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、母材およびＨ
ＡＺの低温靱性を改善する。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、Ｈ
ＡＺにおいて粒内フェライト生成核として作用し、ＨＡ
Ｚ組織を微細化する効果も有する。このようなＴｉ添加
効果を発現させるには、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、低温靱性を劣化させ
るので、その上限を０．０３％に限定した。
【００２２】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、Ａｌは必ずしも添加す
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、Ａｌは必ずしも添加す
る必要はない。
【００２３】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靱性の劣化の原因となる
ので、その上限は０．００６％に抑える必要がある。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％以下、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量の低減は制御圧延で延伸化した
ＭｎＳを低減して延性、靱性を向上させる効果がある。
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靱性の劣化の原因となる
ので、その上限は０．００６％に抑える必要がある。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％以下、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量の低減は制御圧延で延伸化した
ＭｎＳを低減して延性、靱性を向上させる効果がある。
【００２４】次にＶ，Ｃｕ，ＣｒおよびＣａを添加する
目的について説明する。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、強度・低温靱性などの特性の一層の
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、その添加量は自から制限されるべき性
質のものである。
目的について説明する。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、強度・低温靱性などの特性の一層の
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、その添加量は自から制限されるべき性
質のものである。
【００２５】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。Ｖはフェ
ライトの加工（熱間圧延）によって歪誘起析出し、フェ
ライトを著しく強化することがわかった。Ｖの上限はＨ
ＡＺ靱性、現地溶接性の点から０．１０％まで許容で
き、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。Ｖはフェ
ライトの加工（熱間圧延）によって歪誘起析出し、フェ
ライトを著しく強化することがわかった。Ｖの上限はＨ
ＡＺ靱性、現地溶接性の点から０．１０％まで許容で
き、特に０．０３〜０．０８％の添加が望ましい範囲で
ある。
【００２６】ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果をもつととも
に、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上にも効果があ
る。またＣｕ析出硬化によって強度を大幅に増加させ
る。しかし過剰に添加すると、析出硬化により母材、Ｈ
ＡＺの靱性低下や熱間圧延時にＣｕクラックが生じるの
で、その上限を０．７％とした。
に、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上にも効果があ
る。またＣｕ析出硬化によって強度を大幅に増加させ
る。しかし過剰に添加すると、析出硬化により母材、Ｈ
ＡＺの靱性低下や熱間圧延時にＣｕクラックが生じるの
で、その上限を０．７％とした。
【００２７】Ｃｒは母材、溶接部の強度を増加させる
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０．８％である。Ｖ，Ｃ
ｕ，Ｃｒのそれぞれの元素添加による材質上の効果が顕
著になる最小量は、それぞれ０．０１％、０．１％、
０．１％である。
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０．８％である。Ｖ，Ｃ
ｕ，Ｃｒのそれぞれの元素添加による材質上の効果が顕
著になる最小量は、それぞれ０．０１％、０．１％、
０．１％である。
【００２８】Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、
低温靱性を向上（シャルピー衝撃試験の吸収エネルギー
の増加など）させる。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ーが要求されるので、Ｓ
量の低減とＣａ処理は重要である。
低温靱性を向上（シャルピー衝撃試験の吸収エネルギー
の増加など）させる。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ーが要求されるので、Ｓ
量の低減とＣａ処理は重要である。
【００２９】しかし、Ｃａ添加量が０．００１％未満で
は実用上効果がなく、また０．００６％を超えて添加す
るとＣａＯ−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％に制限した。なお超高強度鋼では、
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）〕
／１．２５Ｓを０．５≦ＥＳＳＰ≦１０．０とすること
がとくに有効である。なお、ＥＳＳＰとは、有効硫化物
形態制御パラメーターの略である。
は実用上効果がなく、また０．００６％を超えて添加す
るとＣａＯ−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％に制限した。なお超高強度鋼では、
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）〕
／１．２５Ｓを０．５≦ＥＳＳＰ≦１０．０とすること
がとくに有効である。なお、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９５０ＭＰａ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２．８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。
明では、さらにＰ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．
８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ−１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９５０ＭＰａ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２．８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。
【００３１】次に、請求項４について説明する。請求項
４は請求項１〜３の鋼をＡｃ1 点以下の温度で焼戻し処
理を行うものである。焼戻し処理によって延性、靭性は
適度に回復する。焼戻し処理はミクロ組織分率など、そ
のものを変えず、本発明の優れた特徴を損なうものでは
ない。
４は請求項１〜３の鋼をＡｃ1 点以下の温度で焼戻し処
理を行うものである。焼戻し処理によって延性、靭性は
適度に回復する。焼戻し処理はミクロ組織分率など、そ
のものを変えず、本発明の優れた特徴を損なうものでは
ない。
【００３２】
【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（２４０mm厚）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１５〜３２mmの鋼板に
圧延し、諸機械的性質、ミクロ組織を調査した。（一部
の鋼板については焼戻し処理を付加）。
溶解（５０kg，１２０mm厚鋼塊）または転炉−連続鋳造
法（２４０mm厚）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１５〜３２mmの鋼板に
圧延し、諸機械的性質、ミクロ組織を調査した。（一部
の鋼板については焼戻し処理を付加）。
【００３３】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５０％破面遷移温度：vTrs）は圧延
と直角方向で調査した。ＨＡＺ靱性（シャルピー試験の
−２０℃での吸収エネルギー：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：１
４００℃，８００〜５００℃の冷却時間〔Δt
800-500 〕：２５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１００
ＭＰａ，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５０％破面遷移温度：vTrs）は圧延
と直角方向で調査した。ＨＡＺ靱性（シャルピー試験の
−２０℃での吸収エネルギー：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：１
４００℃，８００〜５００℃の冷却時間〔Δt
800-500 〕：２５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１００
ＭＰａ，入熱：０．５kJ／mm，溶着金属の水素量：３cc
／１００ｇ）。
【００３４】実施例を表１および２に示す。本発明法に
従って製造した鋼板は優れた強度・低温靱性バランス、
ＨＡＺ靱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・低温靱性バランス、
ＨＡＺ靱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。
【００３５】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。鋼１１はＭｎ
添加量、Ｐ値が高すぎるため、母材およびＨＡＺの低温
靭性が悪く、かつ溶接時の予熱温度も著しく高い。鋼１
２はＭｏ添加量が多すぎるため、母材の低温靭性が悪
く、かつ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、強度不足で、かつフェライト粒径が大
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の低温靭性が劣る。鋼１５はＭｏ添加
量が少なすぎるため、目標とする強度が達成できない。
鋼１６はフェライト分率が小さすぎるため、引張強さは
十分であるが、降伏強さが低すぎる。鋼１７は加工フェ
ラ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はフェライト粒径が
大きいため、低温靭性が著しく劣る。鋼１９はフェライ
ト分率、加工フェライト分率がともに小さすぎるため、
降伏強さが低く、かつシャルピー遷移温度が劣る。
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。鋼１１はＭｎ
添加量、Ｐ値が高すぎるため、母材およびＨＡＺの低温
靭性が悪く、かつ溶接時の予熱温度も著しく高い。鋼１
２はＭｏ添加量が多すぎるため、母材の低温靭性が悪
く、かつ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、強度不足で、かつフェライト粒径が大
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の低温靭性が劣る。鋼１５はＭｏ添加
量が少なすぎるため、目標とする強度が達成できない。
鋼１６はフェライト分率が小さすぎるため、引張強さは
十分であるが、降伏強さが低すぎる。鋼１７は加工フェ
ラ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はフェライト粒径が
大きいため、低温靭性が著しく劣る。鋼１９はフェライ
ト分率、加工フェライト分率がともに小さすぎるため、
降伏強さが低く、かつシャルピー遷移温度が劣る。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【発明の効果】本発明により、低温靱性、現地溶接性の
優れた低降伏比の超高強度ラインパイプ（引張強さ９５
０ＭＰａ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。
優れた低降伏比の超高強度ラインパイプ（引張強さ９５
０ＭＰａ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。
───────────────────────────────────────────────────── 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 (56)参考文献 特開 平８−209287（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 6/00 C21D 8/00 - 8/10
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０５〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００３％以下、 Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．３５〜０．６０％、 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り、下
記式で定義されるＰ値が１．９以上、２．８以下の範囲
にあり、さらにそのミクロ組織がマルテンサイト、ベイ
ナイトおよびフェライトからなり、フェライト分率が２
０〜９０面積％で、かつフェライト中に加工フェライト
を面積％で５０〜１００％含有し、フェライト平均粒径
が５μｍ以下であることを特徴とする低降伏比を有する
低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用鋼。 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 ：０．１０％以下、 Ｃｕ：０．７％以下、 Ｃｒ：０．８％以下の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１記載の低降伏比を有する低温靱
性に優れた高強度ラインパイプ用鋼。 - 【請求項３】 請求項１または２記載の成分に加えて、
さらに重量％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記載の低降伏比を有する低温靱
性に優れた高強度ラインパイプ用鋼。 - 【請求項４】 請求項１，２または３記載の鋼であっ
て、Ａｃ1 点以下の温度で焼戻し処理した鋼からなるこ
とを特徴とする低降伏比を有する低温靱性に優れた高強
度ラインパイプ用鋼。
Priority Applications (11)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01830895A JP3244987B2 (ja) | 1995-02-06 | 1995-02-06 | 低降伏比を有する高強度ラインパイプ用鋼 |
| CN96190145A CN1148416A (zh) | 1995-02-03 | 1996-01-26 | 具有低屈服比和优良低温韧性的高强度干线用管钢 |
| CA002187028A CA2187028C (en) | 1995-02-03 | 1996-01-26 | High strength line pipe steel having low yield ratio and excellent low temperature toughness |
| RU96121789A RU2136776C1 (ru) | 1995-02-03 | 1996-01-26 | Высокопрочная сталь для магистральных трубопроводов, имеющая низкий коэффициент текучести и повышенную низкотемпературную вязкость |
| EP96901131A EP0757113B1 (en) | 1995-02-03 | 1996-01-26 | High-strength line-pipe steel having low yield ratio and excellent low-temperature toughness |
| DE69607702T DE69607702T2 (de) | 1995-02-03 | 1996-01-26 | Hochfester Leitungsrohrstahl mit niedrigem Streckgrenze-Zugfestigkeit-Verhältnis und ausgezeichneter Tieftemperaturzähigkeit |
| PCT/JP1996/000157 WO1996023909A1 (fr) | 1995-02-03 | 1996-01-26 | Acier de canalisation extremement resistant possedant un rapport d'ecoulement peu eleve et une excellente resistance a basse temperature |
| AU44966/96A AU677540B2 (en) | 1995-02-03 | 1996-01-26 | High-strength line-pipe steel having low yield ratio and excellent low-temperature toughness |
| KR1019960705573A KR100222302B1 (ko) | 1995-02-03 | 1996-01-26 | 저항복비를 가지는 저온인성이 우수한 고강도 라인파이프강재 |
| US08/718,567 US5755895A (en) | 1995-02-03 | 1996-01-26 | High strength line pipe steel having low yield ratio and excellent in low temperature toughness |
| NO964182A NO964182L (no) | 1995-02-03 | 1996-10-02 | Rörledningsstål med höy styrke, lavt flytegrense-forhold og utmerket seighet ved lave temperaturer |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01830895A JP3244987B2 (ja) | 1995-02-06 | 1995-02-06 | 低降伏比を有する高強度ラインパイプ用鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08209291A JPH08209291A (ja) | 1996-08-13 |
| JP3244987B2 true JP3244987B2 (ja) | 2002-01-07 |
Family
ID=11967994
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP01830895A Expired - Lifetime JP3244987B2 (ja) | 1995-02-03 | 1995-02-06 | 低降伏比を有する高強度ラインパイプ用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3244987B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| 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 |
| CA2231985C (en) | 1997-03-26 | 2004-05-25 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Welded high-strength steel structures and methods of manufacturing the same |
| CN103667905B (zh) * | 2013-12-04 | 2015-12-02 | 武汉钢铁(集团)公司 | 塑韧性优良的超细晶粒结构用钢及生产方法 |
| JP6455533B2 (ja) * | 2016-02-26 | 2019-01-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高強度厚鋼板およびその製造方法 |
-
1995
- 1995-02-06 JP JP01830895A patent/JP3244987B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH08209291A (ja) | 1996-08-13 |
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