JPH06293914A - 耐ｃｏ２ 腐食性、ｈａｚ靱性に優れた低合金ラインパイプ用鋼板の製造方法 - Google Patents
耐ｃｏ２ 腐食性、ｈａｚ靱性に優れた低合金ラインパイプ用鋼板の製造方法Info
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- JPH06293914A JPH06293914A JP8096793A JP8096793A JPH06293914A JP H06293914 A JPH06293914 A JP H06293914A JP 8096793 A JP8096793 A JP 8096793A JP 8096793 A JP8096793 A JP 8096793A JP H06293914 A JPH06293914 A JP H06293914A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、母材、ＨＡＺ靱性及び現地溶接性
を損なうことなく耐ＣＯ 2 腐食性の優れたラインパイプ
用鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 低Ｃ−Ｃｒ添加−Ｎｂ−Ｔｉ−Ａｌレス鋼を
１１００〜１２５０℃の温度範囲に加熱して、９５０℃
以下の累積圧下量４０％以上、圧延終了温度７００〜８
５０℃で圧延を行った後、空冷または加速冷却すること
を特徴とする耐ＣＯ2 腐食性、ＨＡＺ靱性に優れた低合
金ラインパイプ用鋼板の製造方法。
を損なうことなく耐ＣＯ 2 腐食性の優れたラインパイプ
用鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 低Ｃ−Ｃｒ添加−Ｎｂ−Ｔｉ−Ａｌレス鋼を
１１００〜１２５０℃の温度範囲に加熱して、９５０℃
以下の累積圧下量４０％以上、圧延終了温度７００〜８
５０℃で圧延を行った後、空冷または加速冷却すること
を特徴とする耐ＣＯ2 腐食性、ＨＡＺ靱性に優れた低合
金ラインパイプ用鋼板の製造方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ＣＯ2 を含んだ石油、
天然ガスに用いる耐ＣＯ2 腐食性、ＨＡＺ靱性に優れた
ラインパイプ用高張力鋼板（引張強さ：５００ＭＰａ以
上、板厚：４０ｍｍ以下の鋼板）の製造方法に関するも
のである。また、本発明は、低温靱性および現地溶接性
に優れており、寒冷地やオフショアに使用可能なライン
パイプ用高張力鋼板の製造方法に関するものである。
天然ガスに用いる耐ＣＯ2 腐食性、ＨＡＺ靱性に優れた
ラインパイプ用高張力鋼板（引張強さ：５００ＭＰａ以
上、板厚：４０ｍｍ以下の鋼板）の製造方法に関するも
のである。また、本発明は、低温靱性および現地溶接性
に優れており、寒冷地やオフショアに使用可能なライン
パイプ用高張力鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】本発明は、厚板ミルに適用することが最も
好ましいが、ホットコイルにも適用できる。
好ましいが、ホットコイルにも適用できる。
【０００３】
【従来の技術】寒冷地やオフショアにおける石油、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
優れた低温靱性、現地溶接性が要求される。さらに、近
年原油の２次、３次回収におけるＣＯ2 注入や深井戸化
によるインヒビター効果の低下によって、ＣＯ2 ガスに
よるラインパイプの腐食が大きな問題となり、耐ＣＯ2
腐食性が要求されるようになった。
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
優れた低温靱性、現地溶接性が要求される。さらに、近
年原油の２次、３次回収におけるＣＯ2 注入や深井戸化
によるインヒビター効果の低下によって、ＣＯ2 ガスに
よるラインパイプの腐食が大きな問題となり、耐ＣＯ2
腐食性が要求されるようになった。
【０００４】一方、近年ラインパイプ、油井管等、益々
その使用条件は過酷になり、一層の高靱性化が求められ
るようになった。低合金鋼の靱性確保は、組織粒のサ
イズ、高炭素島状マルテンサイト、上部ベイナイト等
の硬化組織の分散状態、粒界脆化の有無、元素のミ
クロ偏析など種々の冶金学的要因に支配される。この
内、熱影響部（ＨＡＺ）の結晶粒のサイズが低温靱性に
影響を与えることからＨＡＺ組織を微細化する数多くの
技術が開発実用化されている。ＴｉＮ等の高温でも比較
的安定な窒化物を鋼中に微細分散させ、これによってＨ
ＡＺのオーステナイト（γ）粒の粗大化を抑制する技術
は特に有名である。
その使用条件は過酷になり、一層の高靱性化が求められ
るようになった。低合金鋼の靱性確保は、組織粒のサ
イズ、高炭素島状マルテンサイト、上部ベイナイト等
の硬化組織の分散状態、粒界脆化の有無、元素のミ
クロ偏析など種々の冶金学的要因に支配される。この
内、熱影響部（ＨＡＺ）の結晶粒のサイズが低温靱性に
影響を与えることからＨＡＺ組織を微細化する数多くの
技術が開発実用化されている。ＴｉＮ等の高温でも比較
的安定な窒化物を鋼中に微細分散させ、これによってＨ
ＡＺのオーステナイト（γ）粒の粗大化を抑制する技術
は特に有名である。
【０００５】特開平３−２１１２３０号公報では、耐Ｃ
Ｏ2 腐食性、低温靱性および現地溶接性に優れた低温用
耐ＣＯ2 腐食性ラインパイプ用鋼が提案されているが、
靱性の向上のための高炭素島状マルテンサイト生成の抑
制が不十分である。
Ｏ2 腐食性、低温靱性および現地溶接性に優れた低温用
耐ＣＯ2 腐食性ラインパイプ用鋼が提案されているが、
靱性の向上のための高炭素島状マルテンサイト生成の抑
制が不十分である。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、母材、ＨＡ
Ｚ靱性および現地溶接性を損なうことなく、耐ＣＯ2 腐
食性の優れたラインパイプ用鋼板の製造方法を提供する
ことを目的とする。さらに、本発明の目的は、低Ａｌ化
により高炭素島状マルテンサイトの生成を阻止し、低温
靱性にも優れた鋼板の製造方法を提供することである。
Ｚ靱性および現地溶接性を損なうことなく、耐ＣＯ2 腐
食性の優れたラインパイプ用鋼板の製造方法を提供する
ことを目的とする。さらに、本発明の目的は、低Ａｌ化
により高炭素島状マルテンサイトの生成を阻止し、低温
靱性にも優れた鋼板の製造方法を提供することである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は耐ＣＯ2 腐食性
を損なうことなく、低温靱性に優れたラインパイプ用鋼
板を製造する方法を提供しようとするもので、本発明者
らは耐ＣＯ2 腐食性と低温靱性とを、主に鋼の化学成
分、組織に関して詳しく検討した結果、以下のような事
実を確かめた。
を損なうことなく、低温靱性に優れたラインパイプ用鋼
板を製造する方法を提供しようとするもので、本発明者
らは耐ＣＯ2 腐食性と低温靱性とを、主に鋼の化学成
分、組織に関して詳しく検討した結果、以下のような事
実を確かめた。
【０００８】 Ａｌ量の低減によりＨＡＺの高炭素島
状マルテンサイトの生成が抑制され、靱性が向上する。
また、Ａｌ量の低減は耐ＣＯ2 腐食性に影響を与えな
い。 Ｃｒ添加およびＣの低減により耐ＣＯ2 腐食性が確
保できる。耐ＣＯ2 腐食性に関してはＣｒ添加が有効で
あるが、過量のＣｒ添加は低温靱性、現地溶接性の劣化
を引き起こす。これに対処するには、Ｃｒ量の上限値を
規制した上で、Ｎｂ−Ｔｉの複合添加効果により低温靱
性、現地溶接性の劣化を抑することが可能になる。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
鋼を強靱化する。また、Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成
し、スラブ再加熱時、溶接時のγ粒粗大化を抑制し母
材、ＨＡＺ靱性の改善に効果がある。
状マルテンサイトの生成が抑制され、靱性が向上する。
また、Ａｌ量の低減は耐ＣＯ2 腐食性に影響を与えな
い。 Ｃｒ添加およびＣの低減により耐ＣＯ2 腐食性が確
保できる。耐ＣＯ2 腐食性に関してはＣｒ添加が有効で
あるが、過量のＣｒ添加は低温靱性、現地溶接性の劣化
を引き起こす。これに対処するには、Ｃｒ量の上限値を
規制した上で、Ｎｂ−Ｔｉの複合添加効果により低温靱
性、現地溶接性の劣化を抑することが可能になる。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
鋼を強靱化する。また、Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成
し、スラブ再加熱時、溶接時のγ粒粗大化を抑制し母
材、ＨＡＺ靱性の改善に効果がある。
【０００９】また、高靱性を得るための最も効果的な組
織は粒内変態針状組織（Ｉｎｔｅｒｇｒａｎｕｌａｒ
Ｆｅｒｒｉｔｅ Ｐｌａｔｅ：以下ＩＦＰという）であ
るが、Ｔｉ添加およびＡｌの低減によりＩＦＰの生成核
（Ｔｉ酸化物）が増加し、高靱性化がはかれる。さら
に、Ａｌの低減は高炭素島状マルテンサイトの生成を抑
制するため強化元素の添加が容易になり、強度レベルが
向上しても靱性は劣化しない。
織は粒内変態針状組織（Ｉｎｔｅｒｇｒａｎｕｌａｒ
Ｆｅｒｒｉｔｅ Ｐｌａｔｅ：以下ＩＦＰという）であ
るが、Ｔｉ添加およびＡｌの低減によりＩＦＰの生成核
（Ｔｉ酸化物）が増加し、高靱性化がはかれる。さら
に、Ａｌの低減は高炭素島状マルテンサイトの生成を抑
制するため強化元素の添加が容易になり、強度レベルが
向上しても靱性は劣化しない。
【００１０】一方、ＣＯ2 環境下でのＣｒ添加鋼は、Ｃ
ｒの腐食生成物がＣＯ2 腐食を抑制することから、その
添加量が多いほど有効であることが知られている。しか
し、低温靱性劣化の観点からＣｒ量の上限値が規制され
るため、適正なＣｒ添加と適正な製造条件により耐食性
を向上させることを可能にした。本発明の技術思想の骨
子は、過酷な使用条件下にあるラインパイプ用鋼板とし
て要求される耐ＣＯ2 腐食性と低温靱性、特にＨＡＺ靱
性を、鋼の化学成分と製造条件により確保した点にあ
る。
ｒの腐食生成物がＣＯ2 腐食を抑制することから、その
添加量が多いほど有効であることが知られている。しか
し、低温靱性劣化の観点からＣｒ量の上限値が規制され
るため、適正なＣｒ添加と適正な製造条件により耐食性
を向上させることを可能にした。本発明の技術思想の骨
子は、過酷な使用条件下にあるラインパイプ用鋼板とし
て要求される耐ＣＯ2 腐食性と低温靱性、特にＨＡＺ靱
性を、鋼の化学成分と製造条件により確保した点にあ
る。
【００１１】本発明の要旨とするところは下記のとおり
である。 （１） 重量％でＣ ：０．０１〜０．０８％、Ｓｉ：
０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｐ ：
０．０３％以下、Ｓ ：０．００５％以下 Ｎｂ：０．０２〜０．０６％、Ｃｒ：０．４〜１．４
％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００
２％以下、Ｎ ：０．００１〜０．００５％、Ｏ ：
０．００１〜０．００５％を含有し、かつ ０．３５≦Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃ
ｕ）／１５≦０．５２ を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を
１１００〜１２５０℃の温度範囲に加熱して、９５０℃
以下の累積圧下量４０％以上、圧延終了温度７００〜８
５０℃で圧延を行った後、空冷または加速冷却すること
を特徴とする耐ＣＯ2 腐食性、ＨＡＺ靱性に優れた低合
金ラインパイプ用鋼板の製造方法。
である。 （１） 重量％でＣ ：０．０１〜０．０８％、Ｓｉ：
０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｐ ：
０．０３％以下、Ｓ ：０．００５％以下 Ｎｂ：０．０２〜０．０６％、Ｃｒ：０．４〜１．４
％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００
２％以下、Ｎ ：０．００１〜０．００５％、Ｏ ：
０．００１〜０．００５％を含有し、かつ ０．３５≦Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃ
ｕ）／１５≦０．５２ を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を
１１００〜１２５０℃の温度範囲に加熱して、９５０℃
以下の累積圧下量４０％以上、圧延終了温度７００〜８
５０℃で圧延を行った後、空冷または加速冷却すること
を特徴とする耐ＣＯ2 腐食性、ＨＡＺ靱性に優れた低合
金ラインパイプ用鋼板の製造方法。
【００１２】（２） 重量％でＣ ：０．０１〜０．０
８％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．７〜１．
５％、Ｐ ：０．０３％以下、Ｓ ：０．００５％以下 Ｎｂ：０．０２〜０．０６％、Ｃｒ：０．４〜１．４
％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００
２％以下、Ｎ ：０．００１〜０．００５％、Ｏ ：
０．００１〜０．００５％を含有し、さらにＶ ：０．
００５〜０．０６０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃ
ｕ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０
％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、Ｚｒ：０．００
５〜０．０２５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％
のうちの１種以上を含有し、かつ ０．３５≦Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃ
ｕ）／１５≦０．５２ を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を
１１００〜１２５０℃の温度範囲に加熱して、９５０℃
以下の累積圧下量４０％以上、圧延終了温度７００〜８
５０℃で圧延を行った後、空冷または加速冷却すること
を特徴とする耐ＣＯ2 腐食性、ＨＡＺ靱性に優れた低合
金ラインパイプ用鋼板の製造方法。
８％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．７〜１．
５％、Ｐ ：０．０３％以下、Ｓ ：０．００５％以下 Ｎｂ：０．０２〜０．０６％、Ｃｒ：０．４〜１．４
％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００
２％以下、Ｎ ：０．００１〜０．００５％、Ｏ ：
０．００１〜０．００５％を含有し、さらにＶ ：０．
００５〜０．０６０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃ
ｕ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０
％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、Ｚｒ：０．００
５〜０．０２５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％
のうちの１種以上を含有し、かつ ０．３５≦Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃ
ｕ）／１５≦０．５２ を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を
１１００〜１２５０℃の温度範囲に加熱して、９５０℃
以下の累積圧下量４０％以上、圧延終了温度７００〜８
５０℃で圧延を行った後、空冷または加速冷却すること
を特徴とする耐ＣＯ2 腐食性、ＨＡＺ靱性に優れた低合
金ラインパイプ用鋼板の製造方法。
【００１３】
【作用】本発明において化学成分を上述のように限定し
た理由は次の通りである。 Ｃ：Ｃ量の下限を０．０１％としたのは、母材および溶
接部の強度の確保ならびにＮｂ、Ｖ等の添加時に、これ
らの効果を発揮させるための最小量であるからである。
しかし、Ｃが多すぎるとＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼすだ
けでなく、母材靱性、溶接性を劣化させるので上限を
０．０８％とした。Ｃ量が多いとマルテンサイトが生成
し、低温靱性を著しく劣化する。過量のＣ添加は炭化物
などのカソードサイトを生成するので、耐ＣＯ2 腐食性
の観点からはＣ量は低い方が望ましい。
た理由は次の通りである。 Ｃ：Ｃ量の下限を０．０１％としたのは、母材および溶
接部の強度の確保ならびにＮｂ、Ｖ等の添加時に、これ
らの効果を発揮させるための最小量であるからである。
しかし、Ｃが多すぎるとＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼすだ
けでなく、母材靱性、溶接性を劣化させるので上限を
０．０８％とした。Ｃ量が多いとマルテンサイトが生成
し、低温靱性を著しく劣化する。過量のＣ添加は炭化物
などのカソードサイトを生成するので、耐ＣＯ2 腐食性
の観点からはＣ量は低い方が望ましい。
【００１４】Ｓｉ：Ｓｉは鋼の脱酸剤として０．０５％
以上必要であるが、多量に添加すると溶接性および溶接
部の靱性が劣化するので上限を０．５％とした。 Ｍｎ：Ｍｎは強度、靱性を確保する上で不可欠な元素で
あり、その下限は０．７％である。ＨＡＺ靱性を改善す
るには、γ粒界に粗大な初析フェライトが生成するのを
防止する必要があり、Ｍｎはこれを抑制する効果があ
る。しかし、Ｍｎが多すぎると焼入性が増加して、溶接
性、ＨＡＺ靱性を劣化させるため上限を１．５％とし
た。
以上必要であるが、多量に添加すると溶接性および溶接
部の靱性が劣化するので上限を０．５％とした。 Ｍｎ：Ｍｎは強度、靱性を確保する上で不可欠な元素で
あり、その下限は０．７％である。ＨＡＺ靱性を改善す
るには、γ粒界に粗大な初析フェライトが生成するのを
防止する必要があり、Ｍｎはこれを抑制する効果があ
る。しかし、Ｍｎが多すぎると焼入性が増加して、溶接
性、ＨＡＺ靱性を劣化させるため上限を１．５％とし
た。
【００１５】Ｐ：本発明において不純物であるＰは０．
０３％以下とした。これは、母材、ＨＡＺの低温靱性を
より一層向上させ、スラブの中心偏析を軽減するためで
ある。Ｐ量の低減は、ＨＡＺにおける粒界破壊傾向を減
少させる。好ましくはＰ量は０．０１０％以下とする。
０３％以下とした。これは、母材、ＨＡＺの低温靱性を
より一層向上させ、スラブの中心偏析を軽減するためで
ある。Ｐ量の低減は、ＨＡＺにおける粒界破壊傾向を減
少させる。好ましくはＰ量は０．０１０％以下とする。
【００１６】Ｓ：Ｓ量の上限が０．００５％を超える
と、ＭｎＳによる靱性の劣化を引き起こす。従って、本
発明ではＳ量を０．００５％以下とした。好ましくは
０．００３％以下とする。 Ｎｂ：Ｎｂは本発明において重要な元素であり、高強度
鋼においてはＮｂを添加することなく優れたＨＡＺ靱性
を得ることは困難である。Ｎｂはγ粒界におけるフェラ
イトの生成を抑制し、結晶粒を微細化して鋼を高靱性化
する。この効果を得るためには最低０．０２％のＮｂ量
が必要である。しかしながら、Ｎｂ量が多すぎると、逆
に微細組織の生成が妨げられるので、その上限を０．０
６％とした。
と、ＭｎＳによる靱性の劣化を引き起こす。従って、本
発明ではＳ量を０．００５％以下とした。好ましくは
０．００３％以下とする。 Ｎｂ：Ｎｂは本発明において重要な元素であり、高強度
鋼においてはＮｂを添加することなく優れたＨＡＺ靱性
を得ることは困難である。Ｎｂはγ粒界におけるフェラ
イトの生成を抑制し、結晶粒を微細化して鋼を高靱性化
する。この効果を得るためには最低０．０２％のＮｂ量
が必要である。しかしながら、Ｎｂ量が多すぎると、逆
に微細組織の生成が妨げられるので、その上限を０．０
６％とした。
【００１７】Ｃｒ Ｃｒは耐ＣＯ2 腐食性の観点から重要な元素である。下
限値０．４％は耐ＣＯ 2 腐食性の効果を得る最小値であ
る。しかし、多すぎると現地溶接性やＨＡＺ靱性を劣化
させるので上限を１．４％とした。 Ｔｉ：Ｔｉは本発明において重要な元素であり、ＴｉＮ
を形成してＨＡＺ組織を微細化し、ＨＡＺ靱性を向上さ
せる。下限の０．００５％は、この効果を得るための最
小量であり、また０．０３０％はＴｉＣ形成によるＨＡ
Ｚ靱性劣化を防止するための上限である。
限値０．４％は耐ＣＯ 2 腐食性の効果を得る最小値であ
る。しかし、多すぎると現地溶接性やＨＡＺ靱性を劣化
させるので上限を１．４％とした。 Ｔｉ：Ｔｉは本発明において重要な元素であり、ＴｉＮ
を形成してＨＡＺ組織を微細化し、ＨＡＺ靱性を向上さ
せる。下限の０．００５％は、この効果を得るための最
小量であり、また０．０３０％はＴｉＣ形成によるＨＡ
Ｚ靱性劣化を防止するための上限である。
【００１８】Ａｌ：Ａｌは、一般に脱酸剤としての添加
により鋼に含まれる元素であるが、本発明では好ましく
ない元素であり、その上限は０．００２％とした。その
理由はこの値を超えるとＡｌが鋼中に含まれているＯと
結合してＴｉ酸化物が生成せず、粒内変態針状組織（Ｉ
ＦＰ）の生成が抑制されるためである。また、Ａｌの低
減により高炭素島状マルテンサイトの生成が抑制され、
高靱性化がはかれる。
により鋼に含まれる元素であるが、本発明では好ましく
ない元素であり、その上限は０．００２％とした。その
理由はこの値を超えるとＡｌが鋼中に含まれているＯと
結合してＴｉ酸化物が生成せず、粒内変態針状組織（Ｉ
ＦＰ）の生成が抑制されるためである。また、Ａｌの低
減により高炭素島状マルテンサイトの生成が抑制され、
高靱性化がはかれる。
【００１９】Ｎ：ＮはＴｉＮを形成してγ粒の粗大化抑
制効果を通じて母材、ＨＡＺ靱性を向上させる。このた
めの最小量は０．００１％である。しかし、多すぎると
スラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靱性劣化の原因とな
るので、上限は０．００５％に抑える必要がある。
制効果を通じて母材、ＨＡＺ靱性を向上させる。このた
めの最小量は０．００１％である。しかし、多すぎると
スラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靱性劣化の原因とな
るので、上限は０．００５％に抑える必要がある。
【００２０】Ｏ：ＨＡＺにおいて高靱性化に有効な酸化
物を生成させるためには、Ｏ量は０．００１％以上必要
である。Ｏ量の上限を０．００５％としたのは、非金属
介在物の生成による鋼の清浄度、靱性の劣化を防止する
ためである。本発明においては、所望によりさらに強度
調整元素として、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｃａ、Ｚｒ、
ＲＥＭのうちの少なくとも１種を添加することができ
る。
物を生成させるためには、Ｏ量は０．００１％以上必要
である。Ｏ量の上限を０．００５％としたのは、非金属
介在物の生成による鋼の清浄度、靱性の劣化を防止する
ためである。本発明においては、所望によりさらに強度
調整元素として、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｃａ、Ｚｒ、
ＲＥＭのうちの少なくとも１種を添加することができ
る。
【００２１】Ｖ：ＶはＮｂとほぼ同じ効果を持つ元素で
あるが、０．００５％未満では効果がなく、他方上限は
０．０６０％まで許容できる。 Ｎｉ：Ｎｉは０．０５％以上の添加により、溶接性、Ｈ
ＡＺ靱性に悪影響を及ぼすことなく、母材の強度、靱性
を向上させる。一方、１．０％を超えると経済性の点で
好ましくないため上限を１．０％とした。
あるが、０．００５％未満では効果がなく、他方上限は
０．０６０％まで許容できる。 Ｎｉ：Ｎｉは０．０５％以上の添加により、溶接性、Ｈ
ＡＺ靱性に悪影響を及ぼすことなく、母材の強度、靱性
を向上させる。一方、１．０％を超えると経済性の点で
好ましくないため上限を１．０％とした。
【００２２】Ｃｕ：ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果が０．
０５％以上の添加によって得られる。しかし、１．０％
を超えて添加すると熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生
して製造困難となるので、上限を１．０％とした。 Ｍｏ：Ｍｏは０．０５％以上の添加により、母材の強
度、靱性を向上させる元素であるが、多すぎると母材、
ＨＡＺ靱性、溶接性の劣化を招き好ましくない。その上
限は０．３０％である。
０５％以上の添加によって得られる。しかし、１．０％
を超えて添加すると熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生
して製造困難となるので、上限を１．０％とした。 Ｍｏ：Ｍｏは０．０５％以上の添加により、母材の強
度、靱性を向上させる元素であるが、多すぎると母材、
ＨＡＺ靱性、溶接性の劣化を招き好ましくない。その上
限は０．３０％である。
【００２３】Ｃａ：Ｃａは鋼中介在物であるＭｎＳの形
態を制御し、靱性を向上させる。しかし、０．００１％
未満では実用上効果がなく、また０．００５％を超える
とＣａ系の大型介在物やクラスターが生成し、鋼の清浄
度を害するだけでなく靱性、現地溶接性にも悪影響を及
ぼすので０．００５％を上限した。
態を制御し、靱性を向上させる。しかし、０．００１％
未満では実用上効果がなく、また０．００５％を超える
とＣａ系の大型介在物やクラスターが生成し、鋼の清浄
度を害するだけでなく靱性、現地溶接性にも悪影響を及
ぼすので０．００５％を上限した。
【００２４】Ｚｒ：ＺｒはほぼＴｉと同様の効果を持つ
元素である。その上下限は、それぞれ、０．００５％、
０．０２５％である。 ＲＥＭ：ＲＥＭはＣａの場合と同様にＭｎＳの形態制御
のために０．０００５％以上添加するが、０．０１％を
超えると鋼の清浄度が損なわれるので、その上限を０．
０１％とした。
元素である。その上下限は、それぞれ、０．００５％、
０．０２５％である。 ＲＥＭ：ＲＥＭはＣａの場合と同様にＭｎＳの形態制御
のために０．０００５％以上添加するが、０．０１％を
超えると鋼の清浄度が損なわれるので、その上限を０．
０１％とした。
【００２５】０．３５≦Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｖ）／５＋
（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５≦０．５２：本発明においては、
各成分元素の個々の量を限定するだけでは不十分であ
り、下記式 ０．３５≦Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃ
ｕ）／１５≦０．５２ を満足しなければならない。これは低温靱性や現地溶接
性がＣｒを含めた化学成分の全量で決まるからである。
下限の０．３５は必要な母材、溶接部の強度を得るため
の最小量であり、０．５２は優れた低温靱性、溶接性を
得るための上限値である。
（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５≦０．５２：本発明においては、
各成分元素の個々の量を限定するだけでは不十分であ
り、下記式 ０．３５≦Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃ
ｕ）／１５≦０．５２ を満足しなければならない。これは低温靱性や現地溶接
性がＣｒを含めた化学成分の全量で決まるからである。
下限の０．３５は必要な母材、溶接部の強度を得るため
の最小量であり、０．５２は優れた低温靱性、溶接性を
得るための上限値である。
【００２６】上記のようなＣｒ添加鋼において母材低温
靱性を改善するためには、さらに製造法が適切でなけれ
ばならず、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、スラブ再加熱温度を１１００
〜１２５０℃の範囲に限定する必要がある。再加熱温度
はＮｂ析出物を固溶させ、かつ圧延温度を確保するため
に１１００℃以上としなければならない。しかし、再加
熱温度が１２５０℃を超えると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
靱性が得られない。このため、スラブ再加熱温度を１２
５０℃以下とする。好ましくは１１５０〜１２００℃が
望ましい。
靱性を改善するためには、さらに製造法が適切でなけれ
ばならず、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、スラブ再加熱温度を１１００
〜１２５０℃の範囲に限定する必要がある。再加熱温度
はＮｂ析出物を固溶させ、かつ圧延温度を確保するため
に１１００℃以上としなければならない。しかし、再加
熱温度が１２５０℃を超えると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
靱性が得られない。このため、スラブ再加熱温度を１２
５０℃以下とする。好ましくは１１５０〜１２００℃が
望ましい。
【００２７】さらに、９５０℃以下の累積圧下量を４０
％以上、圧延終了温度を７００〜８５０℃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
化をはかって低温靱性を改善するためである。累積圧下
量が４０％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８５
０℃超では、たとえ累積圧下量が４０％以上でも微細な
フェライト粒は達成できない。しかし圧延温度が低下し
過ぎると過度の（γ−α）２相域圧延となり、低温靱性
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７００〜８５０℃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
化をはかって低温靱性を改善するためである。累積圧下
量が４０％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８５
０℃超では、たとえ累積圧下量が４０％以上でも微細な
フェライト粒は達成できない。しかし圧延温度が低下し
過ぎると過度の（γ−α）２相域圧延となり、低温靱性
の劣化を招くので、圧延終了温度の下限を７００℃とし
た。
【００２８】圧延後の冷却条件は、空冷または加速冷却
とする。加速冷却の条件としては、圧延後ただちに冷却
速度１０〜４０℃／ｓｅｃで６００℃以下任意の温度ま
で冷却し、その後空冷することが望ましい。なお、この
鋼を製造後、焼戻、脱水素等の目的でＡC1点以下の温度
で再加熱しても本発明の特徴を損なうものではない。
とする。加速冷却の条件としては、圧延後ただちに冷却
速度１０〜４０℃／ｓｅｃで６００℃以下任意の温度ま
で冷却し、その後空冷することが望ましい。なお、この
鋼を製造後、焼戻、脱水素等の目的でＡC1点以下の温度
で再加熱しても本発明の特徴を損なうものではない。
【００２９】
【実施例】表１、表２（表１のつづき）に示す化学成分
の供試鋼を使い、ＣＣスラブを表３、表４（表３のつづ
き）に示すような製造条件で再加熱、熱間圧延そして加
速冷却を行った。かくして得られた鋼板の機械的性質、
耐ＣＯ2 腐食性を表３、表４に示す。
の供試鋼を使い、ＣＣスラブを表３、表４（表３のつづ
き）に示すような製造条件で再加熱、熱間圧延そして加
速冷却を行った。かくして得られた鋼板の機械的性質、
耐ＣＯ2 腐食性を表３、表４に示す。
【００３０】比較鋼の鋼１１〜１７は化学成分が適切で
なく、所望の機械的性質が得られない例を示す。鋼１１
はＣｒ量が低く、ＣＯ2 腐食環境下でカソード反応を抑
制できず、耐ＣＯ2 腐食性が劣化した例である。鋼１２
はＣｒ量が多く溶接部の靱性が低下した例である。鋼１
３はＣ量が多いため靱性が低下するとともに、セメンタ
イト等のカソードサイトが増加し、耐ＣＯ2 腐食性が劣
化した例である。鋼１４はＭｎ量が多いため溶接部の焼
入性が増加して靱性が低下した例である。鋼１５、鋼１
６はそれぞれＮｂ、Ｔｉが不足しているために靱性が低
下した例である。鋼１７はＡｌが少ないためＨＡＺの粒
内変態針状組織（ＩＦＰ）生成が抑制され、高炭素島状
マルテンサイトが増加したために溶接部の靱性が低下し
た例である。
なく、所望の機械的性質が得られない例を示す。鋼１１
はＣｒ量が低く、ＣＯ2 腐食環境下でカソード反応を抑
制できず、耐ＣＯ2 腐食性が劣化した例である。鋼１２
はＣｒ量が多く溶接部の靱性が低下した例である。鋼１
３はＣ量が多いため靱性が低下するとともに、セメンタ
イト等のカソードサイトが増加し、耐ＣＯ2 腐食性が劣
化した例である。鋼１４はＭｎ量が多いため溶接部の焼
入性が増加して靱性が低下した例である。鋼１５、鋼１
６はそれぞれＮｂ、Ｔｉが不足しているために靱性が低
下した例である。鋼１７はＡｌが少ないためＨＡＺの粒
内変態針状組織（ＩＦＰ）生成が抑制され、高炭素島状
マルテンサイトが増加したために溶接部の靱性が低下し
た例である。
【００３１】比較例の鋼１８〜２０は適切な製造条件で
はないので、所望の機械的性質が得られない例を示す。
鋼１８は再加熱温度が低いために母材強度が十分でな
い。鋼１９は９５０℃以下の累積圧下量が不足で母材靱
性が悪い。また、鋼２０は圧延終了温度が低いため母材
靱性が劣化した例である。
はないので、所望の機械的性質が得られない例を示す。
鋼１８は再加熱温度が低いために母材強度が十分でな
い。鋼１９は９５０℃以下の累積圧下量が不足で母材靱
性が悪い。また、鋼２０は圧延終了温度が低いため母材
靱性が劣化した例である。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【表３】
【００３５】
【表４】
【００３６】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によりＣＯ
2 を含有した環境における耐ＣＯ2 腐食性を改善し、特
に母材のみならず溶接部の靱性を適切に改善して、ライ
ンパイプ用鋼板としての特性を有効に高めることができ
るので、本発明の産業上に及ぼす効果は極めて大きい。
2 を含有した環境における耐ＣＯ2 腐食性を改善し、特
に母材のみならず溶接部の靱性を適切に改善して、ライ
ンパイプ用鋼板としての特性を有効に高めることができ
るので、本発明の産業上に及ぼす効果は極めて大きい。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 為広 博 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
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．０１〜０．０８％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５％、 Ｍｎ：０．７〜１．５％、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｓ ：０．００５％以下 Ｎｂ：０．０２〜０．０６％、 Ｃｒ：０．４〜１．４％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．００２％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００５％、 Ｏ ：０．００１〜０．００５％ を含有し、かつ ０．３５≦Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃ
ｕ）／１５≦０．５２ を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を
１１００〜１２５０℃の温度範囲に加熱して、９５０℃
以下の累積圧下量４０％以上、圧延終了温度７００〜８
５０℃で圧延を行った後、空冷または加速冷却すること
を特徴とする耐ＣＯ2 腐食性、ＨＡＺ靱性に優れた低合
金ラインパイプ用鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ ：０．０１〜０．０８％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５％、 Ｍｎ：０．７〜１．５％、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｓ ：０．００５％以下 Ｎｂ：０．０２〜０．０６％、 Ｃｒ：０．４〜１．４％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．００２％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００５％、 Ｏ ：０．００１〜０．００５％ を含有し、さらに Ｖ ：０．００５〜０．０６０％、 Ｎｉ：０．０５〜１．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％、 Ｚｒ：０．００５〜０．０２５％、 ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％ のうちの１種以上を含有し、かつ ０．３５≦Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃ
ｕ）／１５≦０．５２ を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を
１１００〜１２５０℃の温度範囲に加熱して、９５０℃
以下の累積圧下量４０％以上、圧延終了温度７００〜８
５０℃で圧延を行った後、空冷または加速冷却すること
を特徴とする耐ＣＯ2 腐食性、ＨＡＺ靱性に優れた低合
金ラインパイプ用鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8096793A JPH06293914A (ja) | 1993-04-07 | 1993-04-07 | 耐ｃｏ２ 腐食性、ｈａｚ靱性に優れた低合金ラインパイプ用鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8096793A JPH06293914A (ja) | 1993-04-07 | 1993-04-07 | 耐ｃｏ２ 腐食性、ｈａｚ靱性に優れた低合金ラインパイプ用鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06293914A true JPH06293914A (ja) | 1994-10-21 |
Family
ID=13733290
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8096793A Pending JPH06293914A (ja) | 1993-04-07 | 1993-04-07 | 耐ｃｏ２ 腐食性、ｈａｚ靱性に優れた低合金ラインパイプ用鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06293914A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100294421B1 (ko) * | 1997-10-23 | 2001-07-12 | 구마모토 마사히로 | 내암모니아 응력부식 균열성 및 대입열용접에있어서 열영향부의 인성이 우수한 저항복비형 저온용 강판 |
| JP2007277679A (ja) * | 2006-04-11 | 2007-10-25 | Nippon Steel Corp | 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法 |
| JP2008144216A (ja) * | 2006-12-08 | 2008-06-26 | Nippon Steel Corp | 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法 |
| JP2008156754A (ja) * | 2006-11-30 | 2008-07-10 | Nippon Steel Corp | 低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 |
| JP2009149917A (ja) * | 2006-11-30 | 2009-07-09 | Nippon Steel Corp | 低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 |
| CN114763591A (zh) * | 2021-01-11 | 2022-07-19 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种耐盐和酸腐蚀的耐腐蚀钢及其制造方法 |
-
1993
- 1993-04-07 JP JP8096793A patent/JPH06293914A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100294421B1 (ko) * | 1997-10-23 | 2001-07-12 | 구마모토 마사히로 | 내암모니아 응력부식 균열성 및 대입열용접에있어서 열영향부의 인성이 우수한 저항복비형 저온용 강판 |
| JP2007277679A (ja) * | 2006-04-11 | 2007-10-25 | Nippon Steel Corp | 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法 |
| JP2008156754A (ja) * | 2006-11-30 | 2008-07-10 | Nippon Steel Corp | 低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 |
| JP2009149917A (ja) * | 2006-11-30 | 2009-07-09 | Nippon Steel Corp | 低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 |
| JP2008144216A (ja) * | 2006-12-08 | 2008-06-26 | Nippon Steel Corp | 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法 |
| CN114763591A (zh) * | 2021-01-11 | 2022-07-19 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种耐盐和酸腐蚀的耐腐蚀钢及其制造方法 |
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