JPH059575A - 耐食性の優れた高強度鋼板の製造法 - Google Patents
耐食性の優れた高強度鋼板の製造法Info
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- JPH059575A JPH059575A JP16839991A JP16839991A JPH059575A JP H059575 A JPH059575 A JP H059575A JP 16839991 A JP16839991 A JP 16839991A JP 16839991 A JP16839991 A JP 16839991A JP H059575 A JPH059575 A JP H059575A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性の優れた高強度鋼板
（ＡＰＩ規格Ｘ８０級鋼）の製造法 【構成】 低Ｃ−低Ｍｎ−Ｎｂ−微量Ｔｉ鋼をベース
に、ＣＣスラブで中心偏析し難いＣｒを０．５％以上添
加し、かつ圧延後加速冷却して高強度化する。これによ
って高強度鋼おいても優れた耐ＨＩＣ，ＳＳＣ性を安定
して確保することができる。 【効果】 耐ＨＩＣ，ＳＳＣ性の優れたＸ８０級鋼が製
造できるようになり、パイプラインの安全性のほか、薄
肉化による現地での溶接施工能率が向上する。
（ＡＰＩ規格Ｘ８０級鋼）の製造法 【構成】 低Ｃ−低Ｍｎ−Ｎｂ−微量Ｔｉ鋼をベース
に、ＣＣスラブで中心偏析し難いＣｒを０．５％以上添
加し、かつ圧延後加速冷却して高強度化する。これによ
って高強度鋼おいても優れた耐ＨＩＣ，ＳＳＣ性を安定
して確保することができる。 【効果】 耐ＨＩＣ，ＳＳＣ性の優れたＸ８０級鋼が製
造できるようになり、パイプラインの安全性のほか、薄
肉化による現地での溶接施工能率が向上する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は耐水素誘起割れ（ＨＩ
Ｃ）性の優れたパイプライン用高強度鋼板（米国石油協
会（ＡＰＩ）規格Ｘ８０級の強度、厚み４０ｍｍ以下）
の製造法に関するものである。鉄鋼業においては厚板ミ
ルに適用することがもっとも好ましいが、ホットコイル
にも適用できる。また、この方法で製造した鋼板は低温
靭性、現地溶接性も優れているので、寒冷地におけるパ
イプラインのほか圧力容器などにも適する。
Ｃ）性の優れたパイプライン用高強度鋼板（米国石油協
会（ＡＰＩ）規格Ｘ８０級の強度、厚み４０ｍｍ以下）
の製造法に関するものである。鉄鋼業においては厚板ミ
ルに適用することがもっとも好ましいが、ホットコイル
にも適用できる。また、この方法で製造した鋼板は低温
靭性、現地溶接性も優れているので、寒冷地におけるパ
イプラインのほか圧力容器などにも適する。
【０００２】
【従来の技術】寒冷地、オフショアーにおける原油、天
然ガス輸送用大径ラインパイプに対しては高強度ととも
に優れた低温靭性、現地溶接性が要求されるが、海水の
注入による原油・ガス井戸のサワー化や劣質資源の開発
にともなって水素誘起割れ（ＨＩＣ）に対する優れた抵
抗も同時に求められるようになった。一方最近、薄肉化
による鋼材使用量の低減、現地溶接施工の向上などを目
的としてアメリカ石油協会（ＡＰＩ）規格５Ｌ−Ｘ８０
（引張強さ６２０ＭＰａ以上）の超高強度鋼管の使用が
増加してきた。その結果、Ｘ８０の高強度と優れた耐Ｈ
ＩＣ性が要求されるケースが次第に増えつつある。
然ガス輸送用大径ラインパイプに対しては高強度ととも
に優れた低温靭性、現地溶接性が要求されるが、海水の
注入による原油・ガス井戸のサワー化や劣質資源の開発
にともなって水素誘起割れ（ＨＩＣ）に対する優れた抵
抗も同時に求められるようになった。一方最近、薄肉化
による鋼材使用量の低減、現地溶接施工の向上などを目
的としてアメリカ石油協会（ＡＰＩ）規格５Ｌ−Ｘ８０
（引張強さ６２０ＭＰａ以上）の超高強度鋼管の使用が
増加してきた。その結果、Ｘ８０の高強度と優れた耐Ｈ
ＩＣ性が要求されるケースが次第に増えつつある。
【０００３】従来、優れた耐ＨＩＣ性を有するサワーラ
インパイプは、 綱の高純化、介在物の低減、 硫
化物系介在物のＣａ添加による形態制御、 連続鋳造
時の軽圧下や加速冷却による中心偏析の改善、などの技
術の総合化によって製造されてきた（たとえば特公６３
−００１３６９号、特開昭６２−１１２７２２号）。し
かし、Ｘ８０のような高強度鋼管を従来技術のみによっ
て製造することはできない。そのもっとも大きな理由は
高強度鋼では、必然的に合金元素量、とくにＭｎ量（通
常Ｘ８０では１．８〜２．０％添加される）が多くなる
結果、連続鋳造スラブの中心偏析帯に偏析、硬化組織を
生成して耐ＨＩＣ性を著しく劣化させるからである。
インパイプは、 綱の高純化、介在物の低減、 硫
化物系介在物のＣａ添加による形態制御、 連続鋳造
時の軽圧下や加速冷却による中心偏析の改善、などの技
術の総合化によって製造されてきた（たとえば特公６３
−００１３６９号、特開昭６２−１１２７２２号）。し
かし、Ｘ８０のような高強度鋼管を従来技術のみによっ
て製造することはできない。そのもっとも大きな理由は
高強度鋼では、必然的に合金元素量、とくにＭｎ量（通
常Ｘ８０では１．８〜２．０％添加される）が多くなる
結果、連続鋳造スラブの中心偏析帯に偏析、硬化組織を
生成して耐ＨＩＣ性を著しく劣化させるからである。
【０００４】
【発明が解決しようとする問題点】本発明は耐ＨＩＣ
性、耐硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ）性の優れたＡＰＩ
規格５Ｌ−Ｘ８０以上の強度を有する鋼管（電縫鋼管、
ＵＯＥ鋼管など）用鋼板の製造法を提供するものであ
る。
性、耐硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ）性の優れたＡＰＩ
規格５Ｌ−Ｘ８０以上の強度を有する鋼管（電縫鋼管、
ＵＯＥ鋼管など）用鋼板の製造法を提供するものであ
る。
【０００５】
【問題を解決するための手段】本発明の要旨は、重量％
でＣ：０．０２〜０．０７，Ｓｉ：０．５以下，Ｍｎ：
０．７〜１．４，Ｐ：０．０１５以下，Ｓ：０．００２
以下，Ｎｂ：０．０１〜０．０６，Ｃｒ：０．５〜１．
５以下，Ｔｉ：０．００５〜０．０３，Ａｌ：０．０５
以下，Ｃａ：０．００１〜０．００５，Ｎ：０．００１
〜０．００５，Ｏ：０．００３以下に，さらに必要に応
じてＶ：０．０１〜０．０８，Ｎｉ：０．０５〜０．
５，Ｃｕ：０．０５〜０．５，Ｍｏ：０．０５〜０．３
の１種または２種以上を含有させ、かつ０．４０≦Ｃ＋
（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５≦
０．５２，０．５≦［Ｃａ］（１−１２４［Ｏ］）／
１．２５［Ｓ］≦７．０を満足する残部が鉄および不可
避的不純物からなる鋼を１１００℃〜１２７０℃の温度
範囲に加熱して、９５０℃以下の累積圧下量６０％以
上、圧延終了温度７００℃〜９００℃で圧延を行なった
後、ただちに冷却速度３〜４０℃／秒で３５０〜６００
℃まで水冷、その後放冷することである。
でＣ：０．０２〜０．０７，Ｓｉ：０．５以下，Ｍｎ：
０．７〜１．４，Ｐ：０．０１５以下，Ｓ：０．００２
以下，Ｎｂ：０．０１〜０．０６，Ｃｒ：０．５〜１．
５以下，Ｔｉ：０．００５〜０．０３，Ａｌ：０．０５
以下，Ｃａ：０．００１〜０．００５，Ｎ：０．００１
〜０．００５，Ｏ：０．００３以下に，さらに必要に応
じてＶ：０．０１〜０．０８，Ｎｉ：０．０５〜０．
５，Ｃｕ：０．０５〜０．５，Ｍｏ：０．０５〜０．３
の１種または２種以上を含有させ、かつ０．４０≦Ｃ＋
（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５≦
０．５２，０．５≦［Ｃａ］（１−１２４［Ｏ］）／
１．２５［Ｓ］≦７．０を満足する残部が鉄および不可
避的不純物からなる鋼を１１００℃〜１２７０℃の温度
範囲に加熱して、９５０℃以下の累積圧下量６０％以
上、圧延終了温度７００℃〜９００℃で圧延を行なった
後、ただちに冷却速度３〜４０℃／秒で３５０〜６００
℃まで水冷、その後放冷することである。
【０００６】以下、本発明について詳細に説明する。
【０００７】高強度、優れた低温靭性、現地溶接性とと
もに優れた耐ＨＩＣ性を得るためには、まず第一にその
化学成分を限定する必要がある。このためＣ，Ｍｎ量を
従来のＸ８０よりも大幅に低減し、その代替としてＣｒ
を添加した。この理由は連続鋳造（ＣＣ）スラブの中心
偏析を改善し、ＨＩＣの発生・伝播を防止するためであ
る。Ｘ８０のような高強度綱では必然的にＭｎ量が高く
なるが、ＭｎはＰなどとともにＣＣスラブの中心偏析帯
に偏析し、硬化組織の生成を助長して耐ＨＩＣ性を著し
く劣化させる。これを防止するためＭｎ量の上限は１．
４％としなければならない。Ｍｎ量の下限０．７％は強
度・靭性を確保するための最小量である。またＣ量の低
減はＭｎ，Ｐの中心偏析を軽減するとともに、中心偏析
帯に生成する硬化組織の生成量を低減させ、硬化組織の
微細分散化にも有効である。このため上限を０．０７％
に限定した。Ｃ量の低減はＣｒを多く添加する本発明綱
において、母材および溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靭
性や現地溶接性の改善の上でも必須である。Ｃ量の下限
０．０２％は母材・溶接部の強度を確保するための最小
量である。
もに優れた耐ＨＩＣ性を得るためには、まず第一にその
化学成分を限定する必要がある。このためＣ，Ｍｎ量を
従来のＸ８０よりも大幅に低減し、その代替としてＣｒ
を添加した。この理由は連続鋳造（ＣＣ）スラブの中心
偏析を改善し、ＨＩＣの発生・伝播を防止するためであ
る。Ｘ８０のような高強度綱では必然的にＭｎ量が高く
なるが、ＭｎはＰなどとともにＣＣスラブの中心偏析帯
に偏析し、硬化組織の生成を助長して耐ＨＩＣ性を著し
く劣化させる。これを防止するためＭｎ量の上限は１．
４％としなければならない。Ｍｎ量の下限０．７％は強
度・靭性を確保するための最小量である。またＣ量の低
減はＭｎ，Ｐの中心偏析を軽減するとともに、中心偏析
帯に生成する硬化組織の生成量を低減させ、硬化組織の
微細分散化にも有効である。このため上限を０．０７％
に限定した。Ｃ量の低減はＣｒを多く添加する本発明綱
において、母材および溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靭
性や現地溶接性の改善の上でも必須である。Ｃ量の下限
０．０２％は母材・溶接部の強度を確保するための最小
量である。
【０００８】Ｃ，Ｍｎ量の低減はＣＣスラブの中心偏析
改善には大きな効果がある。しかし、このような低Ｃ，
Ｍｎ量ではＸ８０のような高強度を得ることはできな
い。そこで発明者らは鋭意研究の結果、Ｃｒ添加が極め
て有効であることを見出した。ＣｒはＣＣスラブにおい
ても中心偏析し難く、かつ制御圧延−加速冷却プロセス
において低Ｃ，Ｍｎ綱の高強度化に有効で、しかも低温
靭性や現地溶接性を損なわないことが明らかになった。
Ｃｒ量の下限の０．５％は低Ｃ，Ｍｎ綱において必要な
母材、溶接部の強度を得るための最小量である。一方、
Ｃｒ量の上限は優れた低温靭性、溶接性を維持するため
１．５％とした。しかし、優れた諸特性を得るには単独
にＣ，Ｍｎ，Ｃｒ量を規制するだけでは不十分であり、
これらの総量を０．４０≦Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ）／５≦
０．５２としなければならない。下限の０．４０％は母
材、溶接部の強度を確保するための最小量であり、０．
５２％はＨＡＺ靭性や耐ＨＩＣ性を確保するための上限
である。
改善には大きな効果がある。しかし、このような低Ｃ，
Ｍｎ量ではＸ８０のような高強度を得ることはできな
い。そこで発明者らは鋭意研究の結果、Ｃｒ添加が極め
て有効であることを見出した。ＣｒはＣＣスラブにおい
ても中心偏析し難く、かつ制御圧延−加速冷却プロセス
において低Ｃ，Ｍｎ綱の高強度化に有効で、しかも低温
靭性や現地溶接性を損なわないことが明らかになった。
Ｃｒ量の下限の０．５％は低Ｃ，Ｍｎ綱において必要な
母材、溶接部の強度を得るための最小量である。一方、
Ｃｒ量の上限は優れた低温靭性、溶接性を維持するため
１．５％とした。しかし、優れた諸特性を得るには単独
にＣ，Ｍｎ，Ｃｒ量を規制するだけでは不十分であり、
これらの総量を０．４０≦Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ）／５≦
０．５２としなければならない。下限の０．４０％は母
材、溶接部の強度を確保するための最小量であり、０．
５２％はＨＡＺ靭性や耐ＨＩＣ性を確保するための上限
である。
【０００９】本発明鋼は必須の元素としてＮｂ：０．０
１〜０．０６％，Ｔｉ：０．００５〜０．３％を含有す
る。Ｎｂは制御圧延における結晶粒の微細化や析出硬化
に寄与し、鋼を強靭化する。またＴｉ添加は微細なＴｉ
Ｎを形成し、スラブ加熱時、溶接時のγ粒粗大化を制御
して母材靭性、ＨＡＺ靭性の改善に効果がある。Ｃｒを
多量に添加すると制御圧延綱においてもシャルピー衝撃
試験などの破面にセパレーションが発生しにくくなり、
低温靭性の劣化をきたすので、とくに本発明鋼では、低
温靭性確保の観点からＮｂ，Ｔｉ添加は必須であること
がわかった。Ｎｂ，Ｔｉ量の下限は、これらの元素がそ
の効果を発揮するための最小量であり、その上限はＨＡ
Ｚ靭性や現地溶接性を劣化させない添加量の限界であ
る。
１〜０．０６％，Ｔｉ：０．００５〜０．３％を含有す
る。Ｎｂは制御圧延における結晶粒の微細化や析出硬化
に寄与し、鋼を強靭化する。またＴｉ添加は微細なＴｉ
Ｎを形成し、スラブ加熱時、溶接時のγ粒粗大化を制御
して母材靭性、ＨＡＺ靭性の改善に効果がある。Ｃｒを
多量に添加すると制御圧延綱においてもシャルピー衝撃
試験などの破面にセパレーションが発生しにくくなり、
低温靭性の劣化をきたすので、とくに本発明鋼では、低
温靭性確保の観点からＮｂ，Ｔｉ添加は必須であること
がわかった。Ｎｂ，Ｔｉ量の下限は、これらの元素がそ
の効果を発揮するための最小量であり、その上限はＨＡ
Ｚ靭性や現地溶接性を劣化させない添加量の限界であ
る。
【００１０】つぎに、その他元素の限定理由について説
明する。
明する。
【００１１】Ｓｉは多く添加すると現地溶接性、ＨＡＺ
靭性を劣化させるため、その上限を０．５％とした。鋼
の脱酸はＡｌ，Ｔｉのみでも十分であり、Ｓｉはかなら
ずしも添加する必要はない。
靭性を劣化させるため、その上限を０．５％とした。鋼
の脱酸はＡｌ，Ｔｉのみでも十分であり、Ｓｉはかなら
ずしも添加する必要はない。
【００１２】本発明鋼においては不純物であるＰ，Ｓを
それぞれ０．０１％，０．００２％以下とし、かつＣａ
を添加して、０．５≦［Ｃａ］（１−１２４［Ｏ］）／
１．２５［Ｓ］≦７．０とするＰはＣＣスラブの中心偏
析を助長し、硬化組織を形成してＨＩＣの発生・伝播を
容易にするため、Ｐ量は０．０１５％以下に限定した。
またＳはＭｎＳ系介在物を形成し、ＭｎＳは圧延で伸長
してＨＩＣの発生起点となる。これを防止するには介在
物の絶対量を低減するとともに硫化物の形態を制御して
圧延で制御し難いＣａＳとしなければならない。そこで
Ｓ量は０．００２％以下（望ましくは０．００１％以
下）とし、Ｃａを０．００１〜０．００５％添加した。
Ｃａによる硫化物の形態制御を十分に行うため、ＥＳＳ
Ｐ＝［Ｃａ］（１−１２４［Ｏ］）／１．２５［Ｓ］≧
０．５とした。しかしＥＳＳＰが大きすぎると、Ｃａ系
介在物が増加、ＨＩＣの発生起点となるので、その上限
を７．０とした。
それぞれ０．０１％，０．００２％以下とし、かつＣａ
を添加して、０．５≦［Ｃａ］（１−１２４［Ｏ］）／
１．２５［Ｓ］≦７．０とするＰはＣＣスラブの中心偏
析を助長し、硬化組織を形成してＨＩＣの発生・伝播を
容易にするため、Ｐ量は０．０１５％以下に限定した。
またＳはＭｎＳ系介在物を形成し、ＭｎＳは圧延で伸長
してＨＩＣの発生起点となる。これを防止するには介在
物の絶対量を低減するとともに硫化物の形態を制御して
圧延で制御し難いＣａＳとしなければならない。そこで
Ｓ量は０．００２％以下（望ましくは０．００１％以
下）とし、Ｃａを０．００１〜０．００５％添加した。
Ｃａによる硫化物の形態制御を十分に行うため、ＥＳＳ
Ｐ＝［Ｃａ］（１−１２４［Ｏ］）／１．２５［Ｓ］≧
０．５とした。しかしＥＳＳＰが大きすぎると、Ｃａ系
介在物が増加、ＨＩＣの発生起点となるので、その上限
を７．０とした。
【００１３】上記に関連してＯ量を０．００３％以下に
限定した。これはＨＩＣの起点となる酸化物系介在物を
低減するとともに少ないＣａ量で硫化物の形態制御を行
なうためである。
限定した。これはＨＩＣの起点となる酸化物系介在物を
低減するとともに少ないＣａ量で硫化物の形態制御を行
なうためである。
【００１４】Ａｌは脱酸元素として鋼に含まれる元素で
あるが、脱酸はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、必ず
しも添加する必要はない。Ａｌ量が０．０５％以上にな
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、その上限を０．０５％とした。
あるが、脱酸はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、必ず
しも添加する必要はない。Ａｌ量が０．０５％以上にな
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、その上限を０．０５％とした。
【００１５】ＮはＴｉＮを形成しスラブ再加熱時や溶接
時のγ粒の粗大化制御を通じて母材、ＨＡＺ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ＨＡ
Ｚ靭性劣化の原因となるので、その上限は０．００５％
以下に抑える必要がある。
時のγ粒の粗大化制御を通じて母材、ＨＡＺ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ＨＡ
Ｚ靭性劣化の原因となるので、その上限は０．００５％
以下に抑える必要がある。
【００１６】つぎにＶ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏを添加する理
由について説明する。
由について説明する。
【００１７】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、靭性などの特性向上をはかるためであ
る。したがって、その添加量は自ら制限される性質のも
のである。
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、靭性などの特性向上をはかるためであ
る。したがって、その添加量は自ら制限される性質のも
のである。
【００１８】ＶはほぼＮｂと同様な効果を有し、ミクロ
組織の微細化による低温靭性の向上や焼入性の増大、析
出硬化による高強度化などに効果がある。しかし、添加
量が多過ぎると現地溶接性やＨＡＺ靭性の劣化を招くの
で、その上限を０．０８％とした。
組織の微細化による低温靭性の向上や焼入性の増大、析
出硬化による高強度化などに効果がある。しかし、添加
量が多過ぎると現地溶接性やＨＡＺ靭性の劣化を招くの
で、その上限を０．０８％とした。
【００１９】Ｎｉは現地溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を
およぼすことなく、強度、靭性をともに向上させるほ
か、Ｃｕ添加時の熱間割れ防止にも効果がある。しかし
０．５％を超えると経済性の点で好ましくないため、そ
の上限を０．５％とした。
およぼすことなく、強度、靭性をともに向上させるほ
か、Ｃｕ添加時の熱間割れ防止にも効果がある。しかし
０．５％を超えると経済性の点で好ましくないため、そ
の上限を０．５％とした。
【００２０】Ｃｕは耐食性、耐ＨＩＣ性にも効果がある
が、０．５％を超えると熱間圧延時にＣｕ−クラックが
生じ、製造が困難になる。このため上限を０．５％とし
た。
が、０．５％を超えると熱間圧延時にＣｕ−クラックが
生じ、製造が困難になる。このため上限を０．５％とし
た。
【００２１】ＭｏはＣｒとほぼ同等の効果を有するが、
０．３％を超えるとＨＡＺ靭性、現地溶接性に好ましく
ない。このため上限を０．３％とした。
０．３％を超えるとＨＡＺ靭性、現地溶接性に好ましく
ない。このため上限を０．３％とした。
【００２２】しかし、これらの元素は単独で限定するだ
けでは不十分であり、前述の理由により０．４０≦Ｃ＋
（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ）／５（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５≦０．
５２としなければならない。
けでは不十分であり、前述の理由により０．４０≦Ｃ＋
（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ）／５（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５≦０．
５２としなければならない。
【００２３】上記のようなＣｒ添加鋼において母材の低
温靭性を改善するためには、さらに製造法が適切でなけ
ればならない。このため鋼（スラブ）の再加熱、圧延、
冷却条件を限定する必要がある。まず再加熱温度を１１
００〜１２７０℃の範囲に限定する。再加熱温度はＮｂ
析出物を固溶させ、かつ圧延終了温度を確保するために
１１００℃以上としなければならない（望ましくは１１
５０〜１２００℃である）しかし再加熱熱温度が１２７
０℃以上では、γ粒が著しく粗大化し圧延によっても完
全に微細化できないため、優れた低温靭性が得られな
い。このため再加熱温度を１２７０℃以下とした。
温靭性を改善するためには、さらに製造法が適切でなけ
ればならない。このため鋼（スラブ）の再加熱、圧延、
冷却条件を限定する必要がある。まず再加熱温度を１１
００〜１２７０℃の範囲に限定する。再加熱温度はＮｂ
析出物を固溶させ、かつ圧延終了温度を確保するために
１１００℃以上としなければならない（望ましくは１１
５０〜１２００℃である）しかし再加熱熱温度が１２７
０℃以上では、γ粒が著しく粗大化し圧延によっても完
全に微細化できないため、優れた低温靭性が得られな
い。このため再加熱温度を１２７０℃以下とした。
【００２４】さらに９５０℃以下の累積圧下量を６０％
以上、圧延終了温度を７００〜９００℃としなければな
らない。これは再結晶域圧延で微細化したγ粒を低温圧
延によって延伸化し、フェライト粒径の徹底的な微細化
をはかって低温靭性を改善するためである。累積圧下量
が６０％未満ではγ組織の延伸化が不十分で、微細なフ
ェライト粒が得られない。また圧延終了温度が９００℃
以上では、たとえ累積圧下量が６０％以上でも微細なフ
ェライト粒は達成できない。しかし圧延終了温度が低下
し過ぎると温度の（γ＋α）２相域圧延となり、低温靭
性の劣化を招くので、圧延終了温度の下限を７００℃と
した。
以上、圧延終了温度を７００〜９００℃としなければな
らない。これは再結晶域圧延で微細化したγ粒を低温圧
延によって延伸化し、フェライト粒径の徹底的な微細化
をはかって低温靭性を改善するためである。累積圧下量
が６０％未満ではγ組織の延伸化が不十分で、微細なフ
ェライト粒が得られない。また圧延終了温度が９００℃
以上では、たとえ累積圧下量が６０％以上でも微細なフ
ェライト粒は達成できない。しかし圧延終了温度が低下
し過ぎると温度の（γ＋α）２相域圧延となり、低温靭
性の劣化を招くので、圧延終了温度の下限を７００℃と
した。
【００２５】圧延後、鋼板を加速冷却することが必須で
ある。加速冷却は中心偏析帯を含めたミクロ組織の改善
に有効で、靭性を損なわずに強度の増加、耐ＨＩＣ性の
向上を可能にする。加速冷却の条件としては圧延後、た
だちに冷却速度３〜４０℃／ｓｅｃで３５０℃以上６０
０℃以下の温度まで冷却、その後空冷しなければならな
い。冷却速度が遅すぎたり、冷却停止温度が高すぎると
加速冷却の効果が十分に得られず、適正なミクロ組織を
得ることができない。一方、冷却速度が大きすぎたり、
停止温度が低すぎると硬化組織が生成して低温靭性や耐
ＨＩＣ性が大幅に劣化する。
ある。加速冷却は中心偏析帯を含めたミクロ組織の改善
に有効で、靭性を損なわずに強度の増加、耐ＨＩＣ性の
向上を可能にする。加速冷却の条件としては圧延後、た
だちに冷却速度３〜４０℃／ｓｅｃで３５０℃以上６０
０℃以下の温度まで冷却、その後空冷しなければならな
い。冷却速度が遅すぎたり、冷却停止温度が高すぎると
加速冷却の効果が十分に得られず、適正なミクロ組織を
得ることができない。一方、冷却速度が大きすぎたり、
停止温度が低すぎると硬化組織が生成して低温靭性や耐
ＨＩＣ性が大幅に劣化する。
【００２６】なお、この鋼を製造後、焼戻、脱水素など
の目的でＡｃ1 点以下の温度で再加熱処理しても本発明
の特徴を損なうものではない。また省エネルギーなどを
目的としてＣＣスラブを加熱炉にホットチャージ、圧延
してもよい。
の目的でＡｃ1 点以下の温度で再加熱処理しても本発明
の特徴を損なうものではない。また省エネルギーなどを
目的としてＣＣスラブを加熱炉にホットチャージ、圧延
してもよい。
【００２７】
【実施例】つぎに本発明の実施例について述べる。転炉
−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の鋼板（厚み１２
−３２ｍｍ）を製造し、その強度、低温靭性、ＨＡＺ靭
性および耐ＨＩＣ性を調査した。第１表に実施例を示
す。本発明法にしたがって製造した鋼板（本発明鋼）は
すべて良好な特性を有する。これに対して本発明によら
ない比較鋼は、強度、低温靭性、ＨＡＺ靭性、耐ＨＩＣ
性のいずれかが劣る。
−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の鋼板（厚み１２
−３２ｍｍ）を製造し、その強度、低温靭性、ＨＡＺ靭
性および耐ＨＩＣ性を調査した。第１表に実施例を示
す。本発明法にしたがって製造した鋼板（本発明鋼）は
すべて良好な特性を有する。これに対して本発明によら
ない比較鋼は、強度、低温靭性、ＨＡＺ靭性、耐ＨＩＣ
性のいずれかが劣る。
【００２８】比較鋼１１〜２０において、鋼１２，１３
および１４はそれぞれＣ量、Ｍｎ量あるいはＰｗが高過
ぎるために、ＨＡＺ靭性、耐ＨＩＣ性がともに劣る。比
較鋼１４はＴｉを含有しないために、母材、ＨＡＺの靭
性が劣る。比較鋼１５、１６はそれぞれＣａが添加され
ていないか、Ｓ量が高すぎるために耐ＨＩＣ性が悪い。
比較鋼１７〜２０は成分は本発明鋼と同様であるが、製
造条件が適当でないために母材強度、靭性あるいは耐Ｈ
ＩＣ性が劣る。鋼１７は圧延後の冷却速度が遅く、鋼１
８はスラブ再加熱温度が低く、鋼１９は水冷停止温度が
高く、また鋼２０は９５０℃以下での累積圧下量が低
い。
および１４はそれぞれＣ量、Ｍｎ量あるいはＰｗが高過
ぎるために、ＨＡＺ靭性、耐ＨＩＣ性がともに劣る。比
較鋼１４はＴｉを含有しないために、母材、ＨＡＺの靭
性が劣る。比較鋼１５、１６はそれぞれＣａが添加され
ていないか、Ｓ量が高すぎるために耐ＨＩＣ性が悪い。
比較鋼１７〜２０は成分は本発明鋼と同様であるが、製
造条件が適当でないために母材強度、靭性あるいは耐Ｈ
ＩＣ性が劣る。鋼１７は圧延後の冷却速度が遅く、鋼１
８はスラブ再加熱温度が低く、鋼１９は水冷停止温度が
高く、また鋼２０は９５０℃以下での累積圧下量が低
い。
【００２９】図１は両面潜弧溶接部からのシャルピー試
験片の採取位置を示す図である。試験片は板厚の中心部
から採取され、ノッチは内外面溶接の交点から２ｍｍ離
れた位置に入れた。
験片の採取位置を示す図である。試験片は板厚の中心部
から採取され、ノッチは内外面溶接の交点から２ｍｍ離
れた位置に入れた。
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】
【発明の効果】本発明により、耐ＨＩＣ性の優れた超高
強度Ｘ８０鋼を安価に大量生産することが可能となっ
た。その結果、現場での溶接施工能率やパイプラインの
安全性が著しく向上した。
強度Ｘ８０鋼を安価に大量生産することが可能となっ
た。その結果、現場での溶接施工能率やパイプラインの
安全性が著しく向上した。
【図１】図１は両面潜弧溶接部からのシャルピー試験片
の採取位置を示す図。
の採取位置を示す図。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ：０．０２〜０．０７， Ｓｉ：０．５以下， Ｍｎ：０．７〜１．４， Ｐ：０．０１５以下， Ｓ：０．００２以下， Ｎｂ：０．０１〜０．０６， Ｃｒ：０．５〜１．５以下， Ｔｉ：０．００５〜０．０３， Ａｌ：０．０５以下， Ｃａ：０．００１〜０．００５， Ｎ：０．００１〜０．００５， Ｏ：０．００３以下 を含有し、かつ０．４０≦Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ）／５≦
０．５２，０．５≦［Ｃａ］（１−１２４［Ｏ］）／
１．２５［Ｓ］≦７．０を満足する残部が鉄および不可
避的不純物からなる鋼を、１１００℃〜１２７０℃の温
度範囲に加熱して、９５０℃以下の累積圧下量６０％以
上、圧延終了温度７００℃〜９００℃で圧延を行なった
後、ただちに冷却速度３〜４０℃／秒で３５０〜６００
℃まで水冷、その後放冷することを特徴とする耐食性の
優れた高強度鋼板の製造法。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ：０．０２〜０．０７， Ｓｉ：０．５以下， Ｍｎ：０．７〜１．４， Ｐ：０．０１５以下， Ｓ：０．００２以下， Ｎｂ：０．０１〜０．０６， Ｃｒ：０．５〜１．５以下， Ｔｉ：０．００５〜０．０３， Ａｌ：０．０５以下， Ｃａ：０．００１〜０．００５， Ｎ：０．００１〜０．００５， Ｏ：０．００３以下に， さらにＶ：０．０１〜０．０８，Ｎｉ：０．０５〜０．
５，Ｃｕ：０．０５〜０．５，Ｍｏ：０．０５〜０．３
の１種または２種以上を含有し、 かつ０．４０≦Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ）／５＋（Ｎｉ
＋Ｃｕ）／１５≦０．５２，０．５≦［Ｃａ］（１−１
２４［Ｏ］）／１．２５［Ｓ］≦７．０を満足する残部
が鉄および不可避的不純物からなる鋼を１１００℃〜１
２７０℃の温度範囲に加熱して、９５０℃以下の累積圧
下量６０％以上、圧延終了温度７００℃〜９００℃で圧
延を行なった後、ただちに冷却速度３〜４０℃／秒で３
５０〜６００℃まで水冷、その後放冷することを特徴と
する耐食性の優れた高強度鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16839991A JPH059575A (ja) | 1991-07-09 | 1991-07-09 | 耐食性の優れた高強度鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16839991A JPH059575A (ja) | 1991-07-09 | 1991-07-09 | 耐食性の優れた高強度鋼板の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH059575A true JPH059575A (ja) | 1993-01-19 |
Family
ID=15867400
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16839991A Pending JPH059575A (ja) | 1991-07-09 | 1991-07-09 | 耐食性の優れた高強度鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH059575A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100514797B1 (ko) * | 2001-12-20 | 2005-09-14 | 주식회사 포스코 | 해양구조용 후강판의 제조방법 |
| KR100584768B1 (ko) * | 2004-09-24 | 2006-05-30 | 주식회사 포스코 | 내수소유기균열성이 우수한 열연강판의 제조방법 |
| JP2008163455A (ja) * | 2006-12-04 | 2008-07-17 | Nippon Steel Corp | 低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 |
| JP2010100872A (ja) * | 2008-10-21 | 2010-05-06 | Kobe Steel Ltd | 鉱物を収容する容器に用いられる鋼材 |
| US7935197B2 (en) | 2002-02-07 | 2011-05-03 | Jfe Steel Corporation | High strength steel plate |
| US7959745B2 (en) * | 2001-07-13 | 2011-06-14 | Jfe Steel Corporation | High-strength steel pipe of API X65 grade or higher |
| JP2017150003A (ja) * | 2016-02-22 | 2017-08-31 | 新日鐵住金株式会社 | バラストタンク用耐食鋼材 |
-
1991
- 1991-07-09 JP JP16839991A patent/JPH059575A/ja active Pending
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7959745B2 (en) * | 2001-07-13 | 2011-06-14 | Jfe Steel Corporation | High-strength steel pipe of API X65 grade or higher |
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| EP2420586A1 (en) | 2002-02-07 | 2012-02-22 | JFE Steel Corporation | High strength steel plate and method for manufacturing the same |
| US8147626B2 (en) | 2002-02-07 | 2012-04-03 | Jfe Steel Corporation | Method for manufacturing high strength steel plate |
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| JP2017150003A (ja) * | 2016-02-22 | 2017-08-31 | 新日鐵住金株式会社 | バラストタンク用耐食鋼材 |
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|---|---|---|---|
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