JP3526723B2 - 耐低温割れ性に優れた超高強度鋼管 - Google Patents
耐低温割れ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）の超高強度と溶接金属部の耐低温割れ性に優れた
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。さらに、溶接金属の強度が高くなれば溶接金属中の
水素を原因とする低温割れが発生しやすくなる。低温割
れを防止するためには、溶接時に予熱あるいは後熱処理
することが有効であるが、鋼管の製造において予熱や後
熱は製造コストを上昇させるため好ましくない。このよ
うな背景のもと、予熱あるいは後熱処理を必要としない
廉価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】本発明は溶接金属部の
耐低温割れ性に優れた引張強さ９５０Ｎ／mm2 以上（Ａ
ＰＩ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：０．０００３
〜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 ：０．０３５〜０．０５０％ 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０．２５〜０．４０の範囲にあ
る溶接金属部を有することを特徴とする耐低温割れ性に
優れた超高強度鋼管である。 【０００６】 【発明の実施の形態】以下に本発明の耐低温割れ性に優
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−高Ｏ系の溶接金
属部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。また、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。一般に溶接
金属の強度は母材の強度より高くなければならない。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強度を上昇させることができる
が、溶接金属部の強度は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）、溶接金属部の強度は合金
元素の添加量でほぼ決まると考えられる。このため溶接
金属部の強度を上昇させるためには、多量の合金元素を
添加する必要がある。しかしながら、多量に合金元素を
添加した場合、溶接時に溶接金属中に取り込まれた水素
による低温割れ感受性を著しく高めてしまう。 【０００９】そこで、本発明者らは多量に合金元素を添
加した溶接金属部において、水素による割れ感受性を低
下させ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すると共に、溶接
金属中の酸素濃度を上昇させることにより水素による割
れ感受性を低下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≦４．０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４．０としたのは低温靭性および耐低温割れ性を
維持するためである。さらに、低温割れ感受性を低下さ
せるために、溶接金属中の酸素濃度を０．０３５％以上
にする必要がある。ただし、酸素濃度が高過ぎると、溶
接金属の低温靭性が劣化するので、その上限を０．０５
０％以下にする必要がある。 【００１１】まず、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。 【００１２】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。 【００１３】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、
Ｍｎ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。 【００１４】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。 【００１５】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。 【００１６】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。 【００１７】Ｎｂは鋼を強靭化する作用を有する。その
ためには０．０１％以上の添加が必要である。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。 【００１８】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。 【００１９】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。 【００２０】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。 【００２１】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。 【００２２】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。 【００２３】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。 【００２４】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。 【００２５】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。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。 【００２６】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、また溶融棒にはＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ系ワイヤの使用が
好ましい。 【００２７】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。 【００２８】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。 【００２９】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。 【００３０】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。 【００３１】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。 【００３２】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量が０．１０％を超えると、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。 【００３３】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。 【００３４】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。 【００３５】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。 【００３６】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。 【００３７】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。 【００３８】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、Ｈ
ＡＺ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量の下限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。 【００３９】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。 【００４０】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。 【００４１】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％
以下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。 【００４２】 【実施例】本発明の実施例について述べる。転炉−連続
鋳造法で種々の鋼成分の鋼片から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。 【００４３】実施例および比較例を表１に示す。本発明
の鋼管は優れた強度・低温靭性と溶接金属の耐低温割れ
性を有する。これに対して比較鋼は化学成分が適切でな
く、いずれかの特性が劣る。 【００４４】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。 【００４５】 【表１】【００４６】 【表２】【００４７】 【発明の効果】本発明による耐低温割れ性に優れた超高
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）の超高強度と溶接金属部の耐低温割れ性に優れた
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。さらに、溶接金属の強度が高くなれば溶接金属中の
水素を原因とする低温割れが発生しやすくなる。低温割
れを防止するためには、溶接時に予熱あるいは後熱処理
することが有効であるが、鋼管の製造において予熱や後
熱は製造コストを上昇させるため好ましくない。このよ
うな背景のもと、予熱あるいは後熱処理を必要としない
廉価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】本発明は溶接金属部の
耐低温割れ性に優れた引張強さ９５０Ｎ／mm2 以上（Ａ
ＰＩ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：０．０００３
〜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 ：０．０３５〜０．０５０％ 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０．２５〜０．４０の範囲にあ
る溶接金属部を有することを特徴とする耐低温割れ性に
優れた超高強度鋼管である。 【０００６】 【発明の実施の形態】以下に本発明の耐低温割れ性に優
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−高Ｏ系の溶接金
属部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。また、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。一般に溶接
金属の強度は母材の強度より高くなければならない。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強度を上昇させることができる
が、溶接金属部の強度は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）、溶接金属部の強度は合金
元素の添加量でほぼ決まると考えられる。このため溶接
金属部の強度を上昇させるためには、多量の合金元素を
添加する必要がある。しかしながら、多量に合金元素を
添加した場合、溶接時に溶接金属中に取り込まれた水素
による低温割れ感受性を著しく高めてしまう。 【０００９】そこで、本発明者らは多量に合金元素を添
加した溶接金属部において、水素による割れ感受性を低
下させ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すると共に、溶接
金属中の酸素濃度を上昇させることにより水素による割
れ感受性を低下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≦４．０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４．０としたのは低温靭性および耐低温割れ性を
維持するためである。さらに、低温割れ感受性を低下さ
せるために、溶接金属中の酸素濃度を０．０３５％以上
にする必要がある。ただし、酸素濃度が高過ぎると、溶
接金属の低温靭性が劣化するので、その上限を０．０５
０％以下にする必要がある。 【００１１】まず、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。 【００１２】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。 【００１３】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、
Ｍｎ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。 【００１４】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。 【００１５】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。 【００１６】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。 【００１７】Ｎｂは鋼を強靭化する作用を有する。その
ためには０．０１％以上の添加が必要である。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。 【００１８】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。 【００１９】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。 【００２０】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。 【００２１】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。 【００２２】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。 【００２３】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。 【００２４】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。 【００２５】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。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。 【００２６】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、また溶融棒にはＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ系ワイヤの使用が
好ましい。 【００２７】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。 【００２８】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。 【００２９】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。 【００３０】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。 【００３１】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。 【００３２】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量が０．１０％を超えると、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。 【００３３】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。 【００３４】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。 【００３５】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。 【００３６】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。 【００３７】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。 【００３８】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、Ｈ
ＡＺ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量の下限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。 【００３９】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。 【００４０】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。 【００４１】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％
以下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。 【００４２】 【実施例】本発明の実施例について述べる。転炉−連続
鋳造法で種々の鋼成分の鋼片から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。 【００４３】実施例および比較例を表１に示す。本発明
の鋼管は優れた強度・低温靭性と溶接金属の耐低温割れ
性を有する。これに対して比較鋼は化学成分が適切でな
く、いずれかの特性が劣る。 【００４４】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。 【００４５】 【表１】【００４６】 【表２】【００４７】 【発明の効果】本発明による耐低温割れ性に優れた超高
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８−176724（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
C21D 8/10
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 ：０．０３５〜０．０５０％ 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０．２５〜０．４０の範囲にある溶接金属部を有する
耐低温割れ性に優れた鋼管。 Ｐ＝Ｃ＋０．１１Ｓｉ＋０．０３Ｍｎ＋０．０２Ｎｉ＋
０．０４Ｃｒ＋０．０７Ｍｏ＋１．４６Ｎｂ
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|---|---|---|---|
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- 1997-05-06 JP JP11595097A patent/JP3526723B2/ja not_active Expired - Fee Related
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