JP3526722B2 - 低温靭性に優れた超高強度鋼管 - Google Patents
低温靭性に優れた超高強度鋼管Info
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Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は米国石油協会（ＡＰ
Ｉ）規格でＸ１２０以上（引張強さで約９５０Ｎ／mm2
以上）の超高強度と低温靭性に優れた鋼管に関するもの
である。 【０００２】 【従来の技術】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)薄肉化による現地での溶接能率向上の
ためますます高張力化する傾向にある。これまでにＡＰ
Ｉ規格でＸ８０までのラインパイプの実用化が進行中で
あるが、さらに高強度のラインパイプに対するニーズが
最近でてきた。現在、Ｘ１００以上の超高強度ラインパ
イプはＸ８０級ラインパイプの製造法（ＮＫＫ技報 N
o.138(1992),pp24-31およびThe 7th Offshore Mechanic
s and Arctic Engineering(1988),Volume V,pp179-18
5）を基本に検討されているが、これではせいぜい、Ｘ
１００（降伏強さ９８９Ｎ／mm2 以上、引張強さ７６０
Ｎ／mm2 以上）ラインパイプの製造が限界と考えられ
る。 【０００３】パイプラインの超高強度化は強度・低温靭
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、継手軟化など多くの問題を抱えてい
る。特にＨＡＺ靭性の向上は重要な課題であり、ＨＡＺ
靭性に優れた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】本発明は低温靭性に優
れた引張強さ９５０Ｎ／mm2 以上（ＡＰＩ規格Ｘ１２０
以上）の超高強度鋼管を提供するものである。 【０００５】 【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、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：０．２５〜０．６０％、 Ｎｂ：０．０１〜
０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０６％
以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％、 Ｏ ：０．００３
％以下 を含有し、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｃｒ：０．１〜
１．０％、 Ｖ ：０．０１〜０．１０％、 Ｂ ：０．０００
３〜０．００２％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％ のうち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなる母材と、 Ｃ ：０．０３〜０．０８％、 Ｓｉ：０．６％以
下、 Ｍｎ：１．５〜２．２％、 Ｐ ：０．０１５
％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ｎｉ：１．０〜
２．５％、 Ｃｒ：０．５０〜１．５％、 Ｍｏ：０．５０〜
１．５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５
〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ ：０．００１
〜０．０１０％、 Ｏ ：０．０１５〜０．０３０％ を含有し、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｖ ：０．０１〜
０．１０％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００３％、Ｃａ：０．００１
〜０．００５％ のうち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなり、かつ Ｐ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．０２Ｎｉ＋
０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂ の式で定義されるＰ値が０．２５〜０．３５の範囲にあ
る溶接金属部を有し、かつ溶接熱影響部の最軟化部の硬
さ（ＨｖＨＡＺ）が溶接金属部の平均硬さ（ＨｖＷＭ）
の０．８５以上を有することを特徴とする低温靭性に優
れた超高強度鋼管である。 【０００６】 【発明の実施の形態】以下に本発明の低温靭性に優れた
超高強度鋼管について説明する。本発明の特徴は、1)低
Ｃ−高Ｍｎ−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｎｂ−Ｔｉ系鋼を母材とし、
2)低Ｃ−Ｍｎ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−低Ｏ系の溶接金属部
を有し、3)ＨＡＺの最軟化部の硬さを溶接溶接金属部の
平均硬さの０．８５以上を有する鋼管である。 【０００７】従来より、低Ｃ−高Ｍｎ−Ｎｂ−Ｍｏ−微
量Ｔｉ鋼は微細なベイナイト主体の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７５０ＭＰａが限界であった。さらに高
強度化するためには、1)Ｃ量や合金元素量を増加させる
こと、2)９００℃以上の高温から焼入れ−焼戻し処理す
ること、が必要であるが、母材やＨＡＺの低温靭性は不
十分となる。 【０００８】本発明者らは低Ｃ−高Ｍｎ−Ｎｂ−Ｍｏ鋼
において、化学成分を適正に制御することにより、鋼管
母材において超高強度と優れた低温靭性が達成できるこ
とを見いだした。一方、鋼管母材の強度上昇に伴ない、
必然的に溶接金属の強度も上昇させる必要がある。通
常、鋼管母材は圧延時の加工熱処理（制御圧延〜加速冷
却）の適用により容易に組織を制御でき、所定の強度お
よび低温靭性を満足させることができる。しかしなが
ら、ＨＡＺおよび溶接金属部の強度、低温靭性は母材お
よび溶接金属中の化学成分と溶接後の冷却速度で決定さ
れるため、溶接条件が一定の場合（例えば板厚が一定の
場合）、ＨＡＺ靭性および溶接金属部の強度、低温靭性
は合金元素の添加量でほぼ決まる。すなわち、ＨＡＺお
よび溶接金属部の強度、低温靭性を満足させるために化
学成分を適正な範囲に制御する必要がある。しかしなが
ら、化学成分の適正化だけでは良好なＨＡＺ靭性が得ら
れないことが判明した。すなわち、溶接部における母
材、ＨＡＺおよび溶接金属の強度（硬さ）を制御しない
場合にはＨＡＺに大きなひずみが集中し、ＨＡＺ靭性が
劣化することがわかった。 【０００９】そこで、本発明者らは超高強度鋼管におい
てＨＡＺ靭性を改善する方法を鋭意検討した。その結
果、溶接金属中の合金元素の添加量を適正な範囲に制御
して、溶接金属の強度を適正な範囲に制御すると共に、
ＨＡＺの最軟化部の硬さを溶接金属部の平均硬さとの相
対比較で適正に制御することにより、ＨＡＺに大きなひ
ずみが集中することなく、良好なＨＡＺ靭性を得ること
ができることを見いだし、本発明に至った。 【００１０】溶接金属部の強度を適正な範囲に制御する
ためには、Ｐ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．
０２Ｎｉ＋０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂ
で表わされるＰ値を２．５≦Ｐ≦３．５に制御する必要
がある。これは低温靭性を損なうことなく、目的とする
溶接金属部の強度・低温靭性バランスを達成すためであ
る。Ｐ値の下限を２．５としたのは９５０Ｎ／mm2 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３．５としたのは低温靭性を維持するためであ
る。 【００１１】次にＨＡＺ最軟化部の硬さを溶接金属部の
平均硬さの０．８５以上とする必要がある。これはＨＡ
Ｚに大きなひずみが集中し、低温靭性が劣化するのを防
止するためである。溶接部平均硬さの０．８５以上とす
ることにより、ＨＡＺに大きなひずみの集中が防止で
き、ＨＡＺ靭性が向上する。また０．８５未満になると
ＨＡＺに大きなひずみが集中し、ＨＡＺ靭性が劣化す
る。 【００１２】以下に、本発明の溶接金属の成分元素の限
定理由について説明する。Ｃの下限０．０３％は溶接金
属の強度を確保するための最小量である。しかしＣ量が
多過ぎると低温靭性、現地溶接性の著しい劣化を招くの
で、上限を０．０８％とした。 【００１３】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。 【００１４】Ｍｎは強度、低温靭性を確保する上で不可
欠な元素であり、その下限は１．５％である。しかしＭ
ｎが多過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。 【００１５】Ｎｉを添加する目的は、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。しかし、添加量が多過ぎると、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２．５％、
下限は１．０％とした。 【００１６】Ｃｒは強度を増加させるが、多過ぎると低
温靭性や現地溶接性を著しく劣化させる。このためＣｒ
量の上限を１．５％、下限を０．５０％とした。 【００１７】Ｍｏを添加する理由は、鋼の焼入れ性を向
上させるためである。この効果を得るためには、Ｍｏは
最低０．５０％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１．
５％とした。 【００１８】Ｎｂは鋼を強靭化する作用を有し、最低
０．０１％は必要である。しかしＮｂを０．１０％を超
えて添加すると、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０．１０％とした。 【００１９】Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、低温靭
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量が多過ぎると、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０．０３０％に限定しなければならない。 【００２０】Ａｌは通常脱酸元素として効果を有する。
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。 【００２１】ＮはＴｉＮを形成して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、多過ぎると、低温靭性を劣化させるので、その上
限は０．０１０％に抑える必要がある。 【００２２】Ｏ量の低減は、溶接金属中の酸化物を少な
くして、低温靭性の改善に効果がある。しかしながら、
Ｏ量が少なくなると低温割れが発生すると共に、現地溶
接時の硬さが高くなるため、その下限を０．０１５％と
した。しかし、Ｏ量が多過ぎると低温靭性が劣化するの
で、上限を０．０３０％とした。 【００２３】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、０．００５％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。 【００２４】次にＣｕ，Ｖ，Ｂ，Ｃａを添加する理由に
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・靭性などの特性の向上を
図るためである。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。 【００２５】ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果を持つと共
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低温靭性が低下するので、
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量である。 【００２６】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。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、低温靭性の点から０．１０％まで許容できる。 【００２７】Ｂは極微量で鋼の焼入れ性を飛躍的に高め
る元素である。さらにＢはＭｏの焼入れ性向上効果を高
めると共に、Ｎｂと共存して相乗的に焼入れ性を増す。
このような効果を得るためには、Ｂは最低でも０．００
０３％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の焼入れ性向上効
果を消失せしめることもあるので、その上限を０．００
２％とした。 【００２８】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０．００１〜０．００５％に制限した。 【００２９】上記の溶接金属を得るための溶接材料は、
フラックスとしては高塩基度溶融型フラックスを選択
し、また溶接棒にはＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ系ワイヤの使用が
好ましい。 【００３０】次に、母材の成分元素の限定理由について
説明する。Ｃの下限０．０５％は母材の強度、低温靭性
の確保ならびにＮｂ，Ｖ添加による析出硬化、結晶粒の
微細化効果を発揮させるための最小量である。しかし、
Ｃ量が多過ぎると、低温靭性や現地溶接性の著しい劣化
を招くので、上限を０．１０％とした。 【００３１】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
あるいはＡｌのみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも添加
する必要はない。 【００３２】Ｍｎは強度、低温靭性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が多過ぎると、鋼の焼入性が増加して現地溶接性、
ＨＡＺ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．
５％とした。 【００３３】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（特にスラブの中心偏析帯）中に
低温靭性、耐サワー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。しかし、
添加量が多過ぎると、経済性だけでなく、現地溶接性や
ＨＡＺ靭性などを劣化させるので、その上限を１．０
％、下限は０．１％とした。Ｎｉ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。 【００３４】Ｍｏを添加する理由は、鋼の焼入れ性を向
上させるためである。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
果を得るためには、Ｍｏは最低０．２５％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０．６０％とした。 【００３５】Ｎｂは制御圧延において結晶粒の微細化や
析出硬化に寄与し、鋼を強靭化する作用を有する。その
ために０．０１％以上の添加が必要である。しかし、Ｎ
ｂを０．１０％以上添加すると、現地溶接性やＨＡＺ靭
性に悪影響をもたらすので、その上限を０．１０％とし
た。 【００３６】また、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の低温靭性を改善する。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量が多過ぎると、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０．０３０％に限定しなければならな
い。 【００３７】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。 【００３８】ＮはＴｉＮを形成して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
最小量は０．００１％である。しかし、多過ぎると、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。 【００３９】さらに本発明では、不純物元素であるＰ，
Ｓ，Ｏ量をそれぞれ、０．０１５％以下、０００３％以
下、０．００３％以下とする。この主たる理由は、母
材、ＨＡＺ靭性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し
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、延伸化したＭｎＳを低減して耐サワー性や延靭性
を向上させる効果がある。Ｏ量の低減は鋼中の酸化物を
少なくして、耐サワー性や低温靭性の改善に効果があ
る。したがって、Ｐ，Ｓ，Ｏ量は低いほど好ましい。 【００４０】次にＣｕ，Ｃｒ，Ｖ，Ｂ，Ｃａを添加する
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、製造可能な板厚の拡大や母材の強度・
靭性などの特性の向上を図るためである。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。 【００４１】ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果を持つと共
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、
ＨＡＺの靭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１．０％とした。Ｃｒは母材、ＨＡＺ
の強度を増加させるが、多過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％である。Ｃｕ，Ｃｒの下限０．１％はそれぞれの元
素添加による材質上の効果が顕著になる最小量である。 【００４２】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添加の効果は大きい。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。下限は０．０１％、その上限は現地溶接性、Ｈ
ＡＺ靭性の点から０．１０％まで許容できる。 【００４３】Ｂは極微量で鋼の焼入れ性を飛躍的に高め
る元素である。さらにＢはＭｏの焼入れ性向上効果を高
めると共に、Ｎｂと共存して相乗的に焼入れ性を増す。
このような効果を得るためには、Ｂは最低でも０．００
０３％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の焼入れ性向上効
果を消失せしめることもあるので、その上限を０．００
２％とした。 【００４４】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０．００１〜０．００５％に制限した。 【００４５】 【実施例】本発明の実施例について述べる。転炉−連続
鋳造法で表１に示すように種々の鋼成分の鋼片から表２
に示す種々の製造法により鋼管を製造して、諸性質を調
査した。鋼管の機械的性質は圧延と直角方向で調査し
た。また低温割れの有無については溶接後４８時間経過
した後、超音波探傷（ＵＳＴ）により評価した。結果を
表２に示す。 【００４６】本発明の鋼管は母材および溶接部において
優れた強度・低温靭性を有する。これに対して比較鋼は
化学成分やＨＡＺ最軟化部の硬さとＷＭ平均硬さの比が
適切でなく、いずれかの特性が劣る。 【００４７】鋼５は母材のＣ量が多過ぎるために母材お
よびＨＡＺの低温靭性が悪い。鋼６は溶接金属のＣ量が
多過ぎるために低温靭性が悪い。鋼７は溶接金属のＮｉ
量が少ないために低温靭性が悪い。鋼８は溶接金属のＣ
ｒ量が多過ぎるために低温靭性が悪い。鋼９は溶接金属
のＭｏ量が多過ぎるために低温靭性が悪い。鋼１０は溶
接金属の酸素量が少ないために低温割れが発生した。鋼
１１は溶接金属の酸素量が多過ぎるために低温靭性が悪
い。鋼１２はＰ値が低過ぎるために溶接部の強度が低
い。鋼１３はＰ値が高過ぎるために低温靭性が悪く、低
温割れも発生した。鋼１４はＨＡＺの硬さとＷＭの硬さ
の差が大きく、ＨＡＺ靭性が悪い。 【００４８】 【表１】【００４９】 【表２】【００５０】 【発明の効果】本発明による低温靭性に優れた超高強度
鋼管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、パイプラインの施
工能率、輸送効率の飛躍的な向上が可能となった。
Ｉ）規格でＸ１２０以上（引張強さで約９５０Ｎ／mm2
以上）の超高強度と低温靭性に優れた鋼管に関するもの
である。 【０００２】 【従来の技術】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)薄肉化による現地での溶接能率向上の
ためますます高張力化する傾向にある。これまでにＡＰ
Ｉ規格でＸ８０までのラインパイプの実用化が進行中で
あるが、さらに高強度のラインパイプに対するニーズが
最近でてきた。現在、Ｘ１００以上の超高強度ラインパ
イプはＸ８０級ラインパイプの製造法（ＮＫＫ技報 N
o.138(1992),pp24-31およびThe 7th Offshore Mechanic
s and Arctic Engineering(1988),Volume V,pp179-18
5）を基本に検討されているが、これではせいぜい、Ｘ
１００（降伏強さ９８９Ｎ／mm2 以上、引張強さ７６０
Ｎ／mm2 以上）ラインパイプの製造が限界と考えられ
る。 【０００３】パイプラインの超高強度化は強度・低温靭
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、継手軟化など多くの問題を抱えてい
る。特にＨＡＺ靭性の向上は重要な課題であり、ＨＡＺ
靭性に優れた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】本発明は低温靭性に優
れた引張強さ９５０Ｎ／mm2 以上（ＡＰＩ規格Ｘ１２０
以上）の超高強度鋼管を提供するものである。 【０００５】 【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、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：０．２５〜０．６０％、 Ｎｂ：０．０１〜
０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０６％
以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％、 Ｏ ：０．００３
％以下 を含有し、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｃｒ：０．１〜
１．０％、 Ｖ ：０．０１〜０．１０％、 Ｂ ：０．０００
３〜０．００２％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％ のうち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなる母材と、 Ｃ ：０．０３〜０．０８％、 Ｓｉ：０．６％以
下、 Ｍｎ：１．５〜２．２％、 Ｐ ：０．０１５
％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ｎｉ：１．０〜
２．５％、 Ｃｒ：０．５０〜１．５％、 Ｍｏ：０．５０〜
１．５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５
〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ ：０．００１
〜０．０１０％、 Ｏ ：０．０１５〜０．０３０％ を含有し、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｖ ：０．０１〜
０．１０％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００３％、Ｃａ：０．００１
〜０．００５％ のうち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなり、かつ Ｐ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．０２Ｎｉ＋
０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂ の式で定義されるＰ値が０．２５〜０．３５の範囲にあ
る溶接金属部を有し、かつ溶接熱影響部の最軟化部の硬
さ（ＨｖＨＡＺ）が溶接金属部の平均硬さ（ＨｖＷＭ）
の０．８５以上を有することを特徴とする低温靭性に優
れた超高強度鋼管である。 【０００６】 【発明の実施の形態】以下に本発明の低温靭性に優れた
超高強度鋼管について説明する。本発明の特徴は、1)低
Ｃ−高Ｍｎ−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｎｂ−Ｔｉ系鋼を母材とし、
2)低Ｃ−Ｍｎ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−低Ｏ系の溶接金属部
を有し、3)ＨＡＺの最軟化部の硬さを溶接溶接金属部の
平均硬さの０．８５以上を有する鋼管である。 【０００７】従来より、低Ｃ−高Ｍｎ−Ｎｂ−Ｍｏ−微
量Ｔｉ鋼は微細なベイナイト主体の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７５０ＭＰａが限界であった。さらに高
強度化するためには、1)Ｃ量や合金元素量を増加させる
こと、2)９００℃以上の高温から焼入れ−焼戻し処理す
ること、が必要であるが、母材やＨＡＺの低温靭性は不
十分となる。 【０００８】本発明者らは低Ｃ−高Ｍｎ−Ｎｂ−Ｍｏ鋼
において、化学成分を適正に制御することにより、鋼管
母材において超高強度と優れた低温靭性が達成できるこ
とを見いだした。一方、鋼管母材の強度上昇に伴ない、
必然的に溶接金属の強度も上昇させる必要がある。通
常、鋼管母材は圧延時の加工熱処理（制御圧延〜加速冷
却）の適用により容易に組織を制御でき、所定の強度お
よび低温靭性を満足させることができる。しかしなが
ら、ＨＡＺおよび溶接金属部の強度、低温靭性は母材お
よび溶接金属中の化学成分と溶接後の冷却速度で決定さ
れるため、溶接条件が一定の場合（例えば板厚が一定の
場合）、ＨＡＺ靭性および溶接金属部の強度、低温靭性
は合金元素の添加量でほぼ決まる。すなわち、ＨＡＺお
よび溶接金属部の強度、低温靭性を満足させるために化
学成分を適正な範囲に制御する必要がある。しかしなが
ら、化学成分の適正化だけでは良好なＨＡＺ靭性が得ら
れないことが判明した。すなわち、溶接部における母
材、ＨＡＺおよび溶接金属の強度（硬さ）を制御しない
場合にはＨＡＺに大きなひずみが集中し、ＨＡＺ靭性が
劣化することがわかった。 【０００９】そこで、本発明者らは超高強度鋼管におい
てＨＡＺ靭性を改善する方法を鋭意検討した。その結
果、溶接金属中の合金元素の添加量を適正な範囲に制御
して、溶接金属の強度を適正な範囲に制御すると共に、
ＨＡＺの最軟化部の硬さを溶接金属部の平均硬さとの相
対比較で適正に制御することにより、ＨＡＺに大きなひ
ずみが集中することなく、良好なＨＡＺ靭性を得ること
ができることを見いだし、本発明に至った。 【００１０】溶接金属部の強度を適正な範囲に制御する
ためには、Ｐ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．
０２Ｎｉ＋０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂ
で表わされるＰ値を２．５≦Ｐ≦３．５に制御する必要
がある。これは低温靭性を損なうことなく、目的とする
溶接金属部の強度・低温靭性バランスを達成すためであ
る。Ｐ値の下限を２．５としたのは９５０Ｎ／mm2 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３．５としたのは低温靭性を維持するためであ
る。 【００１１】次にＨＡＺ最軟化部の硬さを溶接金属部の
平均硬さの０．８５以上とする必要がある。これはＨＡ
Ｚに大きなひずみが集中し、低温靭性が劣化するのを防
止するためである。溶接部平均硬さの０．８５以上とす
ることにより、ＨＡＺに大きなひずみの集中が防止で
き、ＨＡＺ靭性が向上する。また０．８５未満になると
ＨＡＺに大きなひずみが集中し、ＨＡＺ靭性が劣化す
る。 【００１２】以下に、本発明の溶接金属の成分元素の限
定理由について説明する。Ｃの下限０．０３％は溶接金
属の強度を確保するための最小量である。しかしＣ量が
多過ぎると低温靭性、現地溶接性の著しい劣化を招くの
で、上限を０．０８％とした。 【００１３】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。 【００１４】Ｍｎは強度、低温靭性を確保する上で不可
欠な元素であり、その下限は１．５％である。しかしＭ
ｎが多過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。 【００１５】Ｎｉを添加する目的は、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。しかし、添加量が多過ぎると、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２．５％、
下限は１．０％とした。 【００１６】Ｃｒは強度を増加させるが、多過ぎると低
温靭性や現地溶接性を著しく劣化させる。このためＣｒ
量の上限を１．５％、下限を０．５０％とした。 【００１７】Ｍｏを添加する理由は、鋼の焼入れ性を向
上させるためである。この効果を得るためには、Ｍｏは
最低０．５０％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１．
５％とした。 【００１８】Ｎｂは鋼を強靭化する作用を有し、最低
０．０１％は必要である。しかしＮｂを０．１０％を超
えて添加すると、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０．１０％とした。 【００１９】Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、低温靭
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量が多過ぎると、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０．０３０％に限定しなければならない。 【００２０】Ａｌは通常脱酸元素として効果を有する。
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。 【００２１】ＮはＴｉＮを形成して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、多過ぎると、低温靭性を劣化させるので、その上
限は０．０１０％に抑える必要がある。 【００２２】Ｏ量の低減は、溶接金属中の酸化物を少な
くして、低温靭性の改善に効果がある。しかしながら、
Ｏ量が少なくなると低温割れが発生すると共に、現地溶
接時の硬さが高くなるため、その下限を０．０１５％と
した。しかし、Ｏ量が多過ぎると低温靭性が劣化するの
で、上限を０．０３０％とした。 【００２３】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、０．００５％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。 【００２４】次にＣｕ，Ｖ，Ｂ，Ｃａを添加する理由に
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・靭性などの特性の向上を
図るためである。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。 【００２５】ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果を持つと共
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低温靭性が低下するので、
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量である。 【００２６】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。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、低温靭性の点から０．１０％まで許容できる。 【００２７】Ｂは極微量で鋼の焼入れ性を飛躍的に高め
る元素である。さらにＢはＭｏの焼入れ性向上効果を高
めると共に、Ｎｂと共存して相乗的に焼入れ性を増す。
このような効果を得るためには、Ｂは最低でも０．００
０３％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の焼入れ性向上効
果を消失せしめることもあるので、その上限を０．００
２％とした。 【００２８】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０．００１〜０．００５％に制限した。 【００２９】上記の溶接金属を得るための溶接材料は、
フラックスとしては高塩基度溶融型フラックスを選択
し、また溶接棒にはＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ系ワイヤの使用が
好ましい。 【００３０】次に、母材の成分元素の限定理由について
説明する。Ｃの下限０．０５％は母材の強度、低温靭性
の確保ならびにＮｂ，Ｖ添加による析出硬化、結晶粒の
微細化効果を発揮させるための最小量である。しかし、
Ｃ量が多過ぎると、低温靭性や現地溶接性の著しい劣化
を招くので、上限を０．１０％とした。 【００３１】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
あるいはＡｌのみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも添加
する必要はない。 【００３２】Ｍｎは強度、低温靭性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が多過ぎると、鋼の焼入性が増加して現地溶接性、
ＨＡＺ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．
５％とした。 【００３３】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（特にスラブの中心偏析帯）中に
低温靭性、耐サワー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。しかし、
添加量が多過ぎると、経済性だけでなく、現地溶接性や
ＨＡＺ靭性などを劣化させるので、その上限を１．０
％、下限は０．１％とした。Ｎｉ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。 【００３４】Ｍｏを添加する理由は、鋼の焼入れ性を向
上させるためである。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
果を得るためには、Ｍｏは最低０．２５％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０．６０％とした。 【００３５】Ｎｂは制御圧延において結晶粒の微細化や
析出硬化に寄与し、鋼を強靭化する作用を有する。その
ために０．０１％以上の添加が必要である。しかし、Ｎ
ｂを０．１０％以上添加すると、現地溶接性やＨＡＺ靭
性に悪影響をもたらすので、その上限を０．１０％とし
た。 【００３６】また、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の低温靭性を改善する。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量が多過ぎると、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０．０３０％に限定しなければならな
い。 【００３７】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。 【００３８】ＮはＴｉＮを形成して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
最小量は０．００１％である。しかし、多過ぎると、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。 【００３９】さらに本発明では、不純物元素であるＰ，
Ｓ，Ｏ量をそれぞれ、０．０１５％以下、０００３％以
下、０．００３％以下とする。この主たる理由は、母
材、ＨＡＺ靭性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し
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、延伸化したＭｎＳを低減して耐サワー性や延靭性
を向上させる効果がある。Ｏ量の低減は鋼中の酸化物を
少なくして、耐サワー性や低温靭性の改善に効果があ
る。したがって、Ｐ，Ｓ，Ｏ量は低いほど好ましい。 【００４０】次にＣｕ，Ｃｒ，Ｖ，Ｂ，Ｃａを添加する
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、製造可能な板厚の拡大や母材の強度・
靭性などの特性の向上を図るためである。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。 【００４１】ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果を持つと共
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、
ＨＡＺの靭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１．０％とした。Ｃｒは母材、ＨＡＺ
の強度を増加させるが、多過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％である。Ｃｕ，Ｃｒの下限０．１％はそれぞれの元
素添加による材質上の効果が顕著になる最小量である。 【００４２】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添加の効果は大きい。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。下限は０．０１％、その上限は現地溶接性、Ｈ
ＡＺ靭性の点から０．１０％まで許容できる。 【００４３】Ｂは極微量で鋼の焼入れ性を飛躍的に高め
る元素である。さらにＢはＭｏの焼入れ性向上効果を高
めると共に、Ｎｂと共存して相乗的に焼入れ性を増す。
このような効果を得るためには、Ｂは最低でも０．００
０３％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の焼入れ性向上効
果を消失せしめることもあるので、その上限を０．００
２％とした。 【００４４】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０．００１〜０．００５％に制限した。 【００４５】 【実施例】本発明の実施例について述べる。転炉−連続
鋳造法で表１に示すように種々の鋼成分の鋼片から表２
に示す種々の製造法により鋼管を製造して、諸性質を調
査した。鋼管の機械的性質は圧延と直角方向で調査し
た。また低温割れの有無については溶接後４８時間経過
した後、超音波探傷（ＵＳＴ）により評価した。結果を
表２に示す。 【００４６】本発明の鋼管は母材および溶接部において
優れた強度・低温靭性を有する。これに対して比較鋼は
化学成分やＨＡＺ最軟化部の硬さとＷＭ平均硬さの比が
適切でなく、いずれかの特性が劣る。 【００４７】鋼５は母材のＣ量が多過ぎるために母材お
よびＨＡＺの低温靭性が悪い。鋼６は溶接金属のＣ量が
多過ぎるために低温靭性が悪い。鋼７は溶接金属のＮｉ
量が少ないために低温靭性が悪い。鋼８は溶接金属のＣ
ｒ量が多過ぎるために低温靭性が悪い。鋼９は溶接金属
のＭｏ量が多過ぎるために低温靭性が悪い。鋼１０は溶
接金属の酸素量が少ないために低温割れが発生した。鋼
１１は溶接金属の酸素量が多過ぎるために低温靭性が悪
い。鋼１２はＰ値が低過ぎるために溶接部の強度が低
い。鋼１３はＰ値が高過ぎるために低温靭性が悪く、低
温割れも発生した。鋼１４はＨＡＺの硬さとＷＭの硬さ
の差が大きく、ＨＡＺ靭性が悪い。 【００４８】 【表１】【００４９】 【表２】【００５０】 【発明の効果】本発明による低温靭性に優れた超高強度
鋼管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、パイプラインの施
工能率、輸送効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 原 卓也
千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株
式会社 技術開発本部内
(72)発明者 小山 邦夫
千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株
式会社 技術開発本部内
(56)参考文献 特開 平10−324950（ＪＰ，Ａ)
特開 平８−269545（ＪＰ，Ａ)
特開 平８−92649（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−375（ＪＰ，Ａ)
特開 平７−303987（ＪＰ，Ａ)
特開 平７−204881（ＪＰ，Ａ)
特開 平３−133576（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00
B21C 37/08
Claims (1)
- (57)【特許請求の範囲】 【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：０．２５〜０．６０％、 Ｎｂ：０．０１〜
０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０６％
以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％、 Ｏ ：０．００３
％以下 に、さらに Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｃｒ：０．１〜
１．０％、 Ｖ ：０．０１〜０．１０％、 Ｂ ：０．０００
３〜０．００２％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％ のうち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなる母材と、 Ｃ ：０．０３〜０．０８％、 Ｓｉ：０．６％以
下、 Ｍｎ：１．５〜２．２％、 Ｐ ：０．０１５
％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ｎｉ：１．０〜
２．５％、 Ｃｒ：０．５０〜１．５％、 Ｍｏ：０．５０〜
１．５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５
〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ ：０．００１
〜０．０１０％、 Ｏ ：０．０１５〜０．０３０％ に、さらに Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｖ ：０．０１〜
０．１０％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００３％、Ｃａ：０．００１
〜０．００５％ のうち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなり、かつ下記の式で定義されるＰ値
が０．２５〜０．３５の範囲にある溶接金属部を有し、
かつ溶接熱影響部の最軟化部の硬さ（ＨｖＨＡＺ）が溶
接金属部の平均硬さ（ＨｖＷＭ）の０．８５以上を有す
ることを特徴とする低温靭性に優れた超高強度鋼管。 Ｐ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．０２Ｎｉ＋
０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂ
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