JP3262972B2 - 低降伏比を有する低温靭性に優れた溶接性高強度鋼 - Google Patents
低降伏比を有する低温靭性に優れた溶接性高強度鋼Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は９５０MPa 以上の引
張強さ（ＴＳ）を有し、降伏比が低く、低温靭性・溶接
性に優れた超高強度鋼に関するもので、原油・天然ガス
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。
張強さ（ＴＳ）を有し、降伏比が低く、低温靭性・溶接
性に優れた超高強度鋼に関するもので、原油・天然ガス
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・天然ガスを長距離にわたっ
て輸送するパイプラインに使用されているラインパイプ
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（引張強さ６２０MP
a 以上）までのラインパイプが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。
て輸送するパイプラインに使用されているラインパイプ
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（引張強さ６２０MP
a 以上）までのラインパイプが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の製造法の研
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The 7th
Offshore Mechanics 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（引張強さ７６０MPa 以上）ラ
インパイプが製造限界と考えられる。パイプラインの超
高強度化は強度と低温靭性の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。
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The 7th
Offshore Mechanics 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（引張強さ７６０MPa 以上）ラ
インパイプが製造限界と考えられる。パイプラインの超
高強度化は強度と低温靭性の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課題】本発明は強度と低温靭
性のバランスに優れ、かつ現地溶接が容易な引張強さ９
５０MPa 以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）の超高強度・低
降伏比のラインパイプ用鋼を提供するものである。
性のバランスに優れ、かつ現地溶接が容易な引張強さ９
５０MPa 以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）の超高強度・低
降伏比のラインパイプ用鋼を提供するものである。
【０００５】
【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、かつ降伏比が低く、低温靭性・現
地溶接性に優れた超高強度鋼を得るために鋼材の化学成
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、かつ降伏比が低く、低温靭性・現
地溶接性に優れた超高強度鋼を得るために鋼材の化学成
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は、重量％で、Ｃ
：０．０５〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以
下、Ｍｎ：１．７〜２．２％、 Ｐ ：０．
０１５％以下、Ｓ ：０．００３％以下、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１５〜０．５０
％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．
００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０６％以下、Ｂ
：０．０００３〜０．００２０％、Ｎ ：０．００１
〜０．００６％、さらに、必要に応じて、選択的に、Ｃ
ｒ：０．１〜０．６％、 Ｃｕ：０．１〜
１．０％、Ｖ ：０．０１〜０．１０％の１種または２
種以上、さらに、必要に応じてＣａ：０．００１〜０．
００６％、あるいは、さらに必要に応じてＭｇ：０．０
０１〜０．００６％、 Ｙ ：０．００１〜０．０１
０％の１種または２種を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなるとともに、 Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４
５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｖ＋２Ｍｏ で定義されるＰ値が２．５以上４．０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って、フェライト分率が２
０〜９０％で、かつフェライト中に加工フェライトを５
０〜１００％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靭性に優
れた溶接性高強度鋼である。
：０．０５〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以
下、Ｍｎ：１．７〜２．２％、 Ｐ ：０．
０１５％以下、Ｓ ：０．００３％以下、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１５〜０．５０
％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．
００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０６％以下、Ｂ
：０．０００３〜０．００２０％、Ｎ ：０．００１
〜０．００６％、さらに、必要に応じて、選択的に、Ｃ
ｒ：０．１〜０．６％、 Ｃｕ：０．１〜
１．０％、Ｖ ：０．０１〜０．１０％の１種または２
種以上、さらに、必要に応じてＣａ：０．００１〜０．
００６％、あるいは、さらに必要に応じてＭｇ：０．０
０１〜０．００６％、 Ｙ ：０．００１〜０．０１
０％の１種または２種を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなるとともに、 Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４
５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｖ＋２Ｍｏ で定義されるＰ値が２．５以上４．０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って、フェライト分率が２
０〜９０％で、かつフェライト中に加工フェライトを５
０〜１００％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靭性に優
れた溶接性高強度鋼である。
【０００７】
【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。本発明の特徴は、（１）Ｎｉ−Ｍｏ−Ｎｂ
−微量Ｔｉ−微量Ｂを複合添加した低炭素・高Ｍｎ系で
あること、（２）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、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２相混合組
織からなることである。従来より、極低炭素−高Ｍｎ−
Ｎｂ−（Ｍｏ）−（Ｎｉ）−微量Ｔｉ−微量Ｂ鋼はベイ
ナイト・マルテンサイト組織として使用されてきてお
り、比較的高強度を得やすいが、低温靭性の重要な要素
である亀裂の伝播停止特性が劣っており、高圧ラインパ
イプなどには適用できなかった。
に説明する。本発明の特徴は、（１）Ｎｉ−Ｍｏ−Ｎｂ
−微量Ｔｉ−微量Ｂを複合添加した低炭素・高Ｍｎ系で
あること、（２）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、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２相混合組
織からなることである。従来より、極低炭素−高Ｍｎ−
Ｎｂ−（Ｍｏ）−（Ｎｉ）−微量Ｔｉ−微量Ｂ鋼はベイ
ナイト・マルテンサイト組織として使用されてきてお
り、比較的高強度を得やすいが、低温靭性の重要な要素
である亀裂の伝播停止特性が劣っており、高圧ラインパ
イプなどには適用できなかった。
【０００８】しかしながら、本発明者らは、低炭素−高
Ｍｎ−Ｎｂ−（Ｍｏ）−（Ｎｉ）−微量Ｔｉ−微量Ｂ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靭性が達成できることを
見出した。本発明鋼の特徴は、（１）焼戻し処理なしで
も優れた超高強度、低温靭性が得られること、（２）焼
入れ・焼戻し処理を行った場合と比較して降伏比が低
く、鋼管成形性、低温靭性（シャルピー遷移温度、亀裂
伝播停止特性）に著しく優れていること、などが挙げら
れる。なお本発明鋼では、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。
Ｍｎ−Ｎｂ−（Ｍｏ）−（Ｎｉ）−微量Ｔｉ−微量Ｂ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靭性が達成できることを
見出した。本発明鋼の特徴は、（１）焼戻し処理なしで
も優れた超高強度、低温靭性が得られること、（２）焼
入れ・焼戻し処理を行った場合と比較して降伏比が低
く、鋼管成形性、低温靭性（シャルピー遷移温度、亀裂
伝播停止特性）に著しく優れていること、などが挙げら
れる。なお本発明鋼では、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。
【０００９】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
は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できない。な
お、フェライト分率はＣ量にも依存し、Ｃ量が０．０５
％以上では、実質上フェライト分率を９０％超とするこ
とは困難である。本発明鋼において強度、低温靭性の面
から、最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
ェライトの分率が少なすぎると、目的とする強度（特に
降伏強さ）・低温靭性を達成できない。このため、加工
フェライトの分率を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。さらに、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
は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できない。な
お、フェライト分率はＣ量にも依存し、Ｃ量が０．０５
％以上では、実質上フェライト分率を９０％超とするこ
とは困難である。本発明鋼において強度、低温靭性の面
から、最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
ェライトの分率が少なすぎると、目的とする強度（特に
降伏強さ）・低温靭性を達成できない。このため、加工
フェライトの分率を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。さらに、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。
【００１０】しかしミクロ組織の種類と量を上述のよう
に限定しても優れた低温靭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５
μｍ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。なお、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。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。
に限定しても優れた低温靭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５
μｍ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。なお、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。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。
【００１１】以上により従来低温靭性の中で亀裂伝播停
止特性が十分でなかったベイナイト・マルテンサイト組
織の低炭素−高Ｍｎ−Ｎｂ−（Ｍｏ）−（Ｎｉ）−微量
Ｔｉ−微量Ｂ鋼についてその組織制御を行い、強度・低
温靭性バランスの大幅な向上に成功した。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、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。
止特性が十分でなかったベイナイト・マルテンサイト組
織の低炭素−高Ｍｎ−Ｎｂ−（Ｍｏ）−（Ｎｉ）−微量
Ｔｉ−微量Ｂ鋼についてその組織制御を行い、強度・低
温靭性バランスの大幅な向上に成功した。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、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。
【００１２】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であり、フェライトと
マルテンサイト・ベイナイト２相混合組織において目標
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添加による析出効果、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必要
最小量でもある。一方、Ｃ量が多すぎると母材、ＨＡＺ
（溶接熱影響部）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。
炭素は鋼の強度向上に極めて有効であり、フェライトと
マルテンサイト・ベイナイト２相混合組織において目標
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添加による析出効果、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必要
最小量でもある。一方、Ｃ量が多すぎると母材、ＨＡＺ
（溶接熱影響部）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。
【００１３】Ｓｉは脱酸や強度向上のために添加する元
素であるが、添加量が多いと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。
素であるが、添加量が多いと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。
【００１４】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２相混合組織と
し、優れた強度と低温靭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。一方、
Ｍｎが多すぎると鋼の焼入れ性が増して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２．２％とした。
ェライトとマルテンサイト・ベイナイト２相混合組織と
し、優れた強度と低温靭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。一方、
Ｍｎが多すぎると鋼の焼入れ性が増して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２．２％とした。
【００１５】Ｎｉを添加する目的は、低炭素の本発明鋼
の低温靭性や現地溶接性を劣化させずに向上させるため
である。Ｎｉ添加は、ＭｎやＣｒ，Ｍｏ添加と比較して
圧延組織（特に連続鋳造鋼片の中心偏析帯）に低温靭性
に有害な硬化組織を形成させることが少ないばかりか、
０．１％以上の微量のＮｉを添加すれば、ＨＡＺ靭性の
改善にも有効であることが判明した（ＨＡＺ靭性改善
上、特に有効なＮｉ添加量は０．３％以上である）。一
方、添加量が多すぎると、経済性だけでなく、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。なお、Ｎｉ添加は連続鋳造時、および熱間圧延
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。
の低温靭性や現地溶接性を劣化させずに向上させるため
である。Ｎｉ添加は、ＭｎやＣｒ，Ｍｏ添加と比較して
圧延組織（特に連続鋳造鋼片の中心偏析帯）に低温靭性
に有害な硬化組織を形成させることが少ないばかりか、
０．１％以上の微量のＮｉを添加すれば、ＨＡＺ靭性の
改善にも有効であることが判明した（ＨＡＺ靭性改善
上、特に有効なＮｉ添加量は０．３％以上である）。一
方、添加量が多すぎると、経済性だけでなく、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。なお、Ｎｉ添加は連続鋳造時、および熱間圧延
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。
【００１６】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２相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は最低で
も０．１５％必要である。一方、過剰なＭｏ添加はＨＡ
Ｚ靭性、現地溶接性を劣化させるので、その上限を０．
５０％とした。
上させ、目的とする２相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は最低で
も０．１５％必要である。一方、過剰なＭｏ添加はＨＡ
Ｚ靭性、現地溶接性を劣化させるので、その上限を０．
５０％とした。
【００１７】本発明鋼では、必須の元素としてＮｂ：
０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０
％を含有している。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、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
靭化する。０．０１％未満では効果が十分でなく、一
方、Ｎｂ添加量が多すぎると、ＨＡＺ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。また、Ｔｉ添加は微細な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の低温靭性
を改善する。さらに、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て、ＨＡＺ組織を
微細化する効果も有する。このようなＴｉ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。一方、Ｔｉ量が多すぎると、ＴｉＮの粗大化やＴ
ｉＣ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０．０３０％に限定した。
０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０
％を含有している。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、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
靭化する。０．０１％未満では効果が十分でなく、一
方、Ｎｂ添加量が多すぎると、ＨＡＺ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。また、Ｔｉ添加は微細な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の低温靭性
を改善する。さらに、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て、ＨＡＺ組織を
微細化する効果も有する。このようなＴｉ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。一方、Ｔｉ量が多すぎると、ＴｉＮの粗大化やＴ
ｉＣ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０．０３０％に限定した。
【００１８】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ＴｉあるいはＳｉでも可能であり、必ずしもＡｌを
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ＴｉあるいはＳｉでも可能であり、必ずしもＡｌを
添加する必要はない。
【００１９】Ｂは圧延中、粒界からの粗大なフェライト
の生成を抑制し、粒内からの微細なフェライト生成に寄
与する。さらに、溶接鋼管のシーム溶接に使用されるＳ
ＡＷのような大入熱溶接のＨＡＺにおいて粒界フェライ
トの生成を抑制してＨＡＺ靭性を改善する。０．０００
３％以下では効果がなく、０．００２０％を超えて添加
するとＢ化合物が析出して低温靭性の低下を招くので、
添加範囲を０．０００３〜０．００２０％とした。
の生成を抑制し、粒内からの微細なフェライト生成に寄
与する。さらに、溶接鋼管のシーム溶接に使用されるＳ
ＡＷのような大入熱溶接のＨＡＺにおいて粒界フェライ
トの生成を抑制してＨＡＺ靭性を改善する。０．０００
３％以下では効果がなく、０．００２０％を超えて添加
するとＢ化合物が析出して低温靭性の低下を招くので、
添加範囲を０．０００３〜０．００２０％とした。
【００２０】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。このための必要最低量
は、０．００１％である。一方、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ＨＡＺのオーステナイト粒粗大化を抑制して母材、
ＨＡＺの低温靭性を向上させる。このための必要最低量
は、０．００１％である。一方、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。
【００２１】さらに、本発明では、不純物元素である
Ｐ，Ｓの含有量をそれぞれ０．０１５％以下、０．００
３％以下とする。この主たる理由は母材およびＨＡＺの
低温靭性をより一層向上させるためである。Ｐ含有量の
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。また、Ｓ含
有量の低減は熱間圧延で延伸化するＭｎＳを低減して延
靭性を向上させる効果がある。
Ｐ，Ｓの含有量をそれぞれ０．０１５％以下、０．００
３％以下とする。この主たる理由は母材およびＨＡＺの
低温靭性をより一層向上させるためである。Ｐ含有量の
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。また、Ｓ含
有量の低減は熱間圧延で延伸化するＭｎＳを低減して延
靭性を向上させる効果がある。
【００２２】次に、Ｃｒ，Ｃｕ，Ｖ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｙを
添加する目的について説明する。以上に述べてきた基本
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・
靭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。従って、必ずしも含有する必要はなく、
また、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。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０．６％である。
添加する目的について説明する。以上に述べてきた基本
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・
靭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。従って、必ずしも含有する必要はなく、
また、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。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０．６％である。
【００２３】Ｃｕは、フェライトとマルテンサイト・ベ
イナイト２相混合組織において、マルテンサイト・ベイ
ナイト相の硬化および析出強化により強度を大幅に増加
させる。さらに、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上に
も効果がある。しかし、過剰に添加すると、析出硬化に
より母材、ＨＡＺの靭性が低下し、また熱間加工時にＣ
ｕ割れが生じるので、その上限を１．０％とした。
イナイト２相混合組織において、マルテンサイト・ベイ
ナイト相の硬化および析出強化により強度を大幅に増加
させる。さらに、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上に
も効果がある。しかし、過剰に添加すると、析出硬化に
より母材、ＨＡＺの靭性が低下し、また熱間加工時にＣ
ｕ割れが生じるので、その上限を１．０％とした。
【００２４】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。また、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。上限
はＨＡＺ靭性、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。また、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。上限
はＨＡＺ靭性、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。
【００２５】Ｃａは硫化物（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ーの増
加など）させる。しかし、Ｃａ含有量が０．００１％未
満では実用上効果はない。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。なお超高強度ラ
インパイプでは、Ｓ，Ｏの含有量をそれぞれ０．００１
％以下、０．００２％以下に低減し、かつＥＳＳＰ＝
（Ｃａ）〔１−１２４（Ｏ）〕／１．２５（Ｓ）を０．
５≦ＥＳＳＰ≦１０．０とすることが特に有効である。
低温靭性を向上（シャルピー試験の吸収エネルギーの増
加など）させる。しかし、Ｃａ含有量が０．００１％未
満では実用上効果はない。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。なお超高強度ラ
インパイプでは、Ｓ，Ｏの含有量をそれぞれ０．００１
％以下、０．００２％以下に低減し、かつＥＳＳＰ＝
（Ｃａ）〔１−１２４（Ｏ）〕／１．２５（Ｓ）を０．
５≦ＥＳＳＰ≦１０．０とすることが特に有効である。
【００２６】ＭｇとＹは各々微細な酸化物を形成し、鋼
が圧延再加熱された時のγ粒の成長を抑制して圧延後の
組織を微細にする作用がある。さらに、溶接熱影響部の
粒成長を抑制してＨＡＺの低温靭性を改善する効果を有
する。添加量が少なすぎるとその効果がなく、一方多す
ぎると粗大な酸化物となり、低温靭性を劣化させるた
め、添加量を、Ｍｇ：０．００１〜０．００６％、Ｙ：
０．００１〜０．０１０％とした。Ｍｇ，Ｙを添加する
場合は、微細分散および歩留りの点からＡｌ含有量を
０．００５％以下とするのが望ましい。
が圧延再加熱された時のγ粒の成長を抑制して圧延後の
組織を微細にする作用がある。さらに、溶接熱影響部の
粒成長を抑制してＨＡＺの低温靭性を改善する効果を有
する。添加量が少なすぎるとその効果がなく、一方多す
ぎると粗大な酸化物となり、低温靭性を劣化させるた
め、添加量を、Ｍｇ：０．００１〜０．００６％、Ｙ：
０．００１〜０．０１０％とした。Ｍｇ，Ｙを添加する
場合は、微細分散および歩留りの点からＡｌ含有量を
０．００５％以下とするのが望ましい。
【００２７】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）＋Ｖ＋２Ｍｏで定義さ
れるＰ値を２．５≦Ｐ≦４．０に制限する。これは、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２．５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４．０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）＋Ｖ＋２Ｍｏで定義さ
れるＰ値を２．５≦Ｐ≦４．０に制限する。これは、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２．５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４．０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。
【００２８】
【実施例】次に本発明の実施例について述べる。実験室
溶解（１００kg，１５０mm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１６〜２４mmの鋼板
に圧延し、諸性質、ミクロ組織を調査した。鋼板の機械
的性質（降伏強さ：ＹＳ、引張強さ：ＴＳ、シャルピー
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。また、亀裂伝播停止特性として−１００℃でのシャ
ルピー破面でのセパレーション指数Ｓ1 （破面上のセパ
レーション長さの総計を破面の面積８×１０（mm2 ）で
除した値、大きい方が亀裂伝播停止特性に優れている）
を測定した。ＨＡＺ靭性（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：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（Ｊ
ＩＳ 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：０．３
kJ／mm、溶着金属の水素量：３cc／１００ｇ金属）。
溶解（１００kg，１５０mm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１６〜２４mmの鋼板
に圧延し、諸性質、ミクロ組織を調査した。鋼板の機械
的性質（降伏強さ：ＹＳ、引張強さ：ＴＳ、シャルピー
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。また、亀裂伝播停止特性として−１００℃でのシャ
ルピー破面でのセパレーション指数Ｓ1 （破面上のセパ
レーション長さの総計を破面の面積８×１０（mm2 ）で
除した値、大きい方が亀裂伝播停止特性に優れている）
を測定した。ＨＡＺ靭性（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：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（Ｊ
ＩＳ 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：０．３
kJ／mm、溶着金属の水素量：３cc／１００ｇ金属）。
【００２９】試料の部分および各特性の測定結果を表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・低温靭性バランス、ＨＡＺ靭性および現地溶接
性を示す。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こと
が明らかである。
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・低温靭性バランス、ＨＡＺ靭性および現地溶接
性を示す。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こと
が明らかである。
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】
【発明の効果】本発明により、低温靭性、現地溶接性に
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 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 (56)参考文献 特開 昭58−100625（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−97626（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０５〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．７〜２．２％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００３％以下、 Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．１５〜０．５０％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％、 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ともに、 Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋２Ｍｏ で定義されるＰ値が２．５以上４．０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って、フェライト分率が２
０〜９０％で、かつフェライト中に加工フェライトを５
０〜１００％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靭性に優
れた溶接性高強度鋼。 - 【請求項２】 請求項１記載の成分に加え、重量％で、 Ｃｒ：０．１〜０．６％、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｖ ：０．０１〜０．１０％の１種または２種以上を含
有せしめ、残部が鉄および不可避的不純物からなるとと
もに、 Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４
５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｖ＋２Ｍｏ で定義されるＰ値が２．５以上４．０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って、フェライト分率が２
０〜９０％で、かつフェライト中に加工フェライトを５
０〜１００％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靭性に優
れた溶接性高強度鋼。 - 【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靭
性に優れた溶接性高強度鋼。 - 【請求項４】 請求項１，２または３のいずれかに記載
の成分に加え、さらに、重量％で、 Ｍｇ：０．００１〜０．００６％、 Ｙ ：０．００１〜０．０１０％を含有することを特徴
とする請求項１，２または３のいずれかに記載の低降伏
比を有する低温靭性に優れた溶接性高強度鋼。
Priority Applications (11)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19535895A JP3262972B2 (ja) | 1995-07-31 | 1995-07-31 | 低降伏比を有する低温靭性に優れた溶接性高強度鋼 |
| 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 |
|---|---|---|---|
| JP19535895A JP3262972B2 (ja) | 1995-07-31 | 1995-07-31 | 低降伏比を有する低温靭性に優れた溶接性高強度鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0941080A JPH0941080A (ja) | 1997-02-10 |
| JP3262972B2 true JP3262972B2 (ja) | 2002-03-04 |
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ID=16339852
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19535895A Expired - Fee Related JP3262972B2 (ja) | 1995-02-03 | 1995-07-31 | 低降伏比を有する低温靭性に優れた溶接性高強度鋼 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3262972B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US9863828B2 (en) | 2014-06-18 | 2018-01-09 | Seiko Epson Corporation | Physical quantity sensor, electronic device, altimeter, electronic apparatus, and mobile object |
| EP3421630A4 (en) * | 2016-02-25 | 2019-01-02 | The Japan Steel Works, Ltd. | Cu-containing low alloy copper having excellent balance between strength and low-temperature toughness and method for producing same |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3718348B2 (ja) | 1998-07-31 | 2005-11-24 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度高靱性圧延形鋼とその製造方法 |
| JP3968011B2 (ja) | 2002-05-27 | 2007-08-29 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼とその製造方法および高強度鋼管の製造方法 |
| JP4959167B2 (ja) * | 2005-09-27 | 2012-06-20 | 新日本製鐵株式会社 | 鋼板の熱加工方法 |
| JP2008266792A (ja) * | 2008-05-28 | 2008-11-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱延鋼板 |
| JP6252291B2 (ja) * | 2014-03-26 | 2017-12-27 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板及びその製造方法 |
| KR20220092977A (ko) * | 2020-03-30 | 2022-07-04 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 강판 및 그 제조 방법 |
-
1995
- 1995-07-31 JP JP19535895A patent/JP3262972B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US9863828B2 (en) | 2014-06-18 | 2018-01-09 | Seiko Epson Corporation | Physical quantity sensor, electronic device, altimeter, electronic apparatus, and mobile object |
| EP3421630A4 (en) * | 2016-02-25 | 2019-01-02 | The Japan Steel Works, Ltd. | Cu-containing low alloy copper having excellent balance between strength and low-temperature toughness and method for producing same |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0941080A (ja) | 1997-02-10 |
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