JPH07173536A - 耐サワー性の優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造法 - Google Patents
耐サワー性の優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造法Info
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- JPH07173536A JPH07173536A JP31710293A JP31710293A JPH07173536A JP H07173536 A JPH07173536 A JP H07173536A JP 31710293 A JP31710293 A JP 31710293A JP 31710293 A JP31710293 A JP 31710293A JP H07173536 A JPH07173536 A JP H07173536A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 本発明は、耐サワー性の優れた高強度パイプ
ライン用鋼板の製造法を提供する。 【構成】 重量％でＣ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：
０．５％以下、Ｍｎ：１．２〜１．５％、Ｐ：０．０１
５％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ｎｂ：０．０１〜
０．０５％、Ｍｏ：０．２〜０．４％、Ｃｒ：０．２〜
０．４％、Ｎｉ：０．１〜０．５％、Ｔｉ：０．００５
〜０．０３％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃａ：０．００
１〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ｏ：０．００２５％以下および必要に応じてさらにＣ
ｕ：０．２〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．０８％の１
種または２種を含有し、かつ１．０≦［Ｃａ］（１−１
２４［Ｏ］）／１．２５［Ｓ］≦１０．０を満足し、残
部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を１０５０〜１
２５０℃の温度範囲に加熱して、９８０℃以下の累積圧
下量５０％以上、圧延終了温度７５０〜９００℃で圧延
を行った後、直ちに冷却速度５〜４０℃／秒で３００〜
６００℃まで水冷し、その後放冷する。
ライン用鋼板の製造法を提供する。 【構成】 重量％でＣ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：
０．５％以下、Ｍｎ：１．２〜１．５％、Ｐ：０．０１
５％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ｎｂ：０．０１〜
０．０５％、Ｍｏ：０．２〜０．４％、Ｃｒ：０．２〜
０．４％、Ｎｉ：０．１〜０．５％、Ｔｉ：０．００５
〜０．０３％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃａ：０．００
１〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ｏ：０．００２５％以下および必要に応じてさらにＣ
ｕ：０．２〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．０８％の１
種または２種を含有し、かつ１．０≦［Ｃａ］（１−１
２４［Ｏ］）／１．２５［Ｓ］≦１０．０を満足し、残
部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を１０５０〜１
２５０℃の温度範囲に加熱して、９８０℃以下の累積圧
下量５０％以上、圧延終了温度７５０〜９００℃で圧延
を行った後、直ちに冷却速度５〜４０℃／秒で３００〜
６００℃まで水冷し、その後放冷する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は耐水素誘起割れ（ＨＩ
Ｃ）性および耐硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ）性の優れ
た耐サワーラインパイプ用高強度鋼板（米国石油協会
（ＡＰＩ）規格Ｘ８０以上の強度、厚み６０ｍｍ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（この場合、圧延後所定の温度まで冷却
された鋼板は巻き取られ、徐冷される）。また、この方
法で製造した鋼板は低温靭性、現地溶接性にも優れてい
るので、寒冷地におけるパイプラインのほか圧力容器
（厚み１００ｍｍ以下）などにも適用できる。
Ｃ）性および耐硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ）性の優れ
た耐サワーラインパイプ用高強度鋼板（米国石油協会
（ＡＰＩ）規格Ｘ８０以上の強度、厚み６０ｍｍ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（この場合、圧延後所定の温度まで冷却
された鋼板は巻き取られ、徐冷される）。また、この方
法で製造した鋼板は低温靭性、現地溶接性にも優れてい
るので、寒冷地におけるパイプラインのほか圧力容器
（厚み１００ｍｍ以下）などにも適用できる。
【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
に優れた低温靱性、現地溶接性が要求される。さらに近
年、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、パイプラインのサワー化が進
行し、ＨＩＣ、ＳＳＣに対する優れた抵抗（耐サワー
性）が求められるようになった。
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、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、パイプラインのサワー化が進
行し、ＨＩＣ、ＳＳＣに対する優れた抵抗（耐サワー
性）が求められるようになった。
【０００３】従来、優れた耐サワー性を有するラインパ
イプは、（１）鋼の高純化、介在物の低減、（２）硫化
物系介在物のＣａ添加による形態制御、（３）連続鋳造
時の軽圧下による中心偏析軽減、（４）圧延後の加速冷
却によるミクロ組織制御などの技術を駆使して製造され
てきた（例えば特公昭６３−１３６９５号公報、特願昭
６０−２５２８９８号）。しかし、Ｘ８０のような高強
度鋼板を従来技術のみで製造することは不可能である。
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、特にＭｎ量（通常Ｘ８０では、１．７〜２．０
％添加される）が多くなる結果、連続鋳造スラブの中心
偏析帯に元素（主としてＭｎ、Ｐ）が偏析し、硬化組織
を形成して耐サワー性を著しく劣化させるためである。
イプは、（１）鋼の高純化、介在物の低減、（２）硫化
物系介在物のＣａ添加による形態制御、（３）連続鋳造
時の軽圧下による中心偏析軽減、（４）圧延後の加速冷
却によるミクロ組織制御などの技術を駆使して製造され
てきた（例えば特公昭６３−１３６９５号公報、特願昭
６０−２５２８９８号）。しかし、Ｘ８０のような高強
度鋼板を従来技術のみで製造することは不可能である。
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、特にＭｎ量（通常Ｘ８０では、１．７〜２．０
％添加される）が多くなる結果、連続鋳造スラブの中心
偏析帯に元素（主としてＭｎ、Ｐ）が偏析し、硬化組織
を形成して耐サワー性を著しく劣化させるためである。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は耐サワー性の
優れたＡＰＩ規格５Ｌ−Ｘ８０以上の高強度鋼管（電縫
鋼管、ＵＯＥ鋼管など）用鋼板の製造法を提供すること
を目的とする。
優れたＡＰＩ規格５Ｌ−Ｘ８０以上の高強度鋼管（電縫
鋼管、ＵＯＥ鋼管など）用鋼板の製造法を提供すること
を目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、重量％
でＣ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍ
ｎ：１．２〜１．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：
０．００１％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｍ
ｏ：０．２〜０．４％、Ｃｒ：０．２〜０．４％、Ｎ
ｉ：０．１〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３
％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃａ：０．００１〜０．０
０５％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｏ：０．００
２５％以下に、さらに必要に応じてＣｕ：０．２〜０．
５％、Ｖ：０．０１〜０．０８％の１種または２種を含
有し、かつ１．０≦［Ｃａ］（１−１２４［Ｏ］）／
１．２５［Ｓ］≦１０．０を満足し、残部が鉄および不
可避的不純物からなる鋼を１０５０〜１２５０℃の温度
範囲に加熱して、９８０℃以下の累積圧下量５０％以
上、圧延終了温度７５０〜９００℃で圧延を行った後、
直ちに冷却速度５〜４０℃／秒で３００〜６００℃まで
水冷し、その後放冷することを特徴とする耐サワー性の
優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造法にある。
でＣ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍ
ｎ：１．２〜１．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：
０．００１％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｍ
ｏ：０．２〜０．４％、Ｃｒ：０．２〜０．４％、Ｎ
ｉ：０．１〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３
％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃａ：０．００１〜０．０
０５％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｏ：０．００
２５％以下に、さらに必要に応じてＣｕ：０．２〜０．
５％、Ｖ：０．０１〜０．０８％の１種または２種を含
有し、かつ１．０≦［Ｃａ］（１−１２４［Ｏ］）／
１．２５［Ｓ］≦１０．０を満足し、残部が鉄および不
可避的不純物からなる鋼を１０５０〜１２５０℃の温度
範囲に加熱して、９８０℃以下の累積圧下量５０％以
上、圧延終了温度７５０〜９００℃で圧延を行った後、
直ちに冷却速度５〜４０℃／秒で３００〜６００℃まで
水冷し、その後放冷することを特徴とする耐サワー性の
優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造法にある。
【０００６】以下、本発明について詳細に説明する。高
強度、優れた低温靱性、現地溶接性とともに優れた耐サ
ワー性を得るためには、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Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉを
複合添加した。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以上の高強度鋼では必然的にＭｎ量が高く
なるが、ＭｎはＰ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サワー性を著しく劣
化させる。これを防止するためには、Ｍｎ量の上限は
１．５％としなければならない。また十分な強度、靱性
を確保するため、Ｍｎ量は最低１．２％が必要である。
Ｃ量の低減は凝固時の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、Ｃ量の上限を０．０８％とした。Ｃ量の低減はＭ
ｏ、Ｃｒ、Ｎｉ複合添加した本発明鋼では、母材および
溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性や現地溶接性を改善
する上でも必須である。Ｃ量の下限０．０２％は強度・
靱性を確保するための最小量である。
強度、優れた低温靱性、現地溶接性とともに優れた耐サ
ワー性を得るためには、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Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉを
複合添加した。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以上の高強度鋼では必然的にＭｎ量が高く
なるが、ＭｎはＰ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サワー性を著しく劣
化させる。これを防止するためには、Ｍｎ量の上限は
１．５％としなければならない。また十分な強度、靱性
を確保するため、Ｍｎ量は最低１．２％が必要である。
Ｃ量の低減は凝固時の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、Ｃ量の上限を０．０８％とした。Ｃ量の低減はＭ
ｏ、Ｃｒ、Ｎｉ複合添加した本発明鋼では、母材および
溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性や現地溶接性を改善
する上でも必須である。Ｃ量の下限０．０２％は強度・
靱性を確保するための最小量である。
【０００７】Ｃ、Ｍｎ量の低減はＣＣスラブの中心偏
析、溶接性の改善などに極めて有効であるが、強度を低
下させ、Ｘ８０のような高強度を安定して得ることは不
可能となる。そこで本発明者らは鋭意研究の結果、Ｍ
ｏ、Ｃｒ、Ｎｉ複合添加が極めて有効であることを見出
した。Ｍｏは加速冷却鋼のミクロ組織制御に有効で、母
材の強度、低温靱性を同時に向上させるばかりか、中心
偏析帯の組織を改善して耐サワー性を向上させる。また
Ｃｒ、Ｎｉ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鋼の
高強度化に有効で、しかも低温靱性や現地溶接性を損な
わない。以上のような効果を得るためのＭｏ、Ｃｒおよ
びＮｉの最小量はそれぞれ０．２％、０．２％および
０．１％である。しかし過剰なＭｏ、ＣｒやＮｉの添加
は、現地溶接性・ＨＡＺ靱性の劣化やフィシャー発生に
よる耐ＳＳＣ性の劣化を招き、好ましくない。これらの
元素の添加量の上限値はＭｏ、Ｃｒは０．４％、Ｎｉは
０．５％である。
析、溶接性の改善などに極めて有効であるが、強度を低
下させ、Ｘ８０のような高強度を安定して得ることは不
可能となる。そこで本発明者らは鋭意研究の結果、Ｍ
ｏ、Ｃｒ、Ｎｉ複合添加が極めて有効であることを見出
した。Ｍｏは加速冷却鋼のミクロ組織制御に有効で、母
材の強度、低温靱性を同時に向上させるばかりか、中心
偏析帯の組織を改善して耐サワー性を向上させる。また
Ｃｒ、Ｎｉ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鋼の
高強度化に有効で、しかも低温靱性や現地溶接性を損な
わない。以上のような効果を得るためのＭｏ、Ｃｒおよ
びＮｉの最小量はそれぞれ０．２％、０．２％および
０．１％である。しかし過剰なＭｏ、ＣｒやＮｉの添加
は、現地溶接性・ＨＡＺ靱性の劣化やフィシャー発生に
よる耐ＳＳＣ性の劣化を招き、好ましくない。これらの
元素の添加量の上限値はＭｏ、Ｃｒは０．４％、Ｎｉは
０．５％である。
【０００８】本発明の出発鋼は必須の元素としてＮｂ：
０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
を含有する。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、鋼を強靱化する。またＴｉ添加は微
細なＴｉ窒化物（ＴｉＮ）やＴｉ酸化物を形成し、スラ
ブ加熱時、溶接時のγ粒の粗大化を抑制して母材靱性、
ＨＡＺ靱性の改善に効果がある。Ｃｒを添加すると制御
圧延鋼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、低温靱性がやや劣化す
る傾向にある。特に良好な低温靱性を必要とする本発明
鋼では、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現
するための最小量であり、その上限はＨＡＺ靱性や現地
溶接性を劣化させない添加量の限界である。
０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
を含有する。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、鋼を強靱化する。またＴｉ添加は微
細なＴｉ窒化物（ＴｉＮ）やＴｉ酸化物を形成し、スラ
ブ加熱時、溶接時のγ粒の粗大化を抑制して母材靱性、
ＨＡＺ靱性の改善に効果がある。Ｃｒを添加すると制御
圧延鋼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、低温靱性がやや劣化す
る傾向にある。特に良好な低温靱性を必要とする本発明
鋼では、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現
するための最小量であり、その上限はＨＡＺ靱性や現地
溶接性を劣化させない添加量の限界である。
【０００９】次に、その他元素の限定理由について説明
する。Ｓｉは多く添加すると現地溶接性、ＨＡＺ靱性を
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は必ずしも添加
する必要はない。Ｐは、高い程、低温靱性あるいは耐Ｈ
ＩＣ性が劣化するため、上限を０．０１５％とした。
する。Ｓｉは多く添加すると現地溶接性、ＨＡＺ靱性を
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は必ずしも添加
する必要はない。Ｐは、高い程、低温靱性あるいは耐Ｈ
ＩＣ性が劣化するため、上限を０．０１５％とした。
【００１０】本発明の出発鋼においては不純物であるＳ
を０．００１％以下とし、かつＣａを添加して、１．０
≦［Ｃａ］（１−１２４［Ｃ］）／１．２５［Ｓ］≦１
０．０とする。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延伸化し難いＣａＳ（−Ｏ）とし
なければならない。そこでＳ量を０．００１％以下と
し、Ｃａを０．００１〜０．００５％添加してＣａによ
る硫化物の形態制御を十分に行うために、ＥＳＳＰ＝
［Ｃａ］（１−１２４［Ｏ］）／１．２５［Ｓ］≧１．
０とした。しかしＥＳＳＰが大きすぎると、Ｃａ系介在
物が増加して、ＨＩＣの発生起点となるので、その上限
値を１０．０とした。
を０．００１％以下とし、かつＣａを添加して、１．０
≦［Ｃａ］（１−１２４［Ｃ］）／１．２５［Ｓ］≦１
０．０とする。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延伸化し難いＣａＳ（−Ｏ）とし
なければならない。そこでＳ量を０．００１％以下と
し、Ｃａを０．００１〜０．００５％添加してＣａによ
る硫化物の形態制御を十分に行うために、ＥＳＳＰ＝
［Ｃａ］（１−１２４［Ｏ］）／１．２５［Ｓ］≧１．
０とした。しかしＥＳＳＰが大きすぎると、Ｃａ系介在
物が増加して、ＨＩＣの発生起点となるので、その上限
値を１０．０とした。
【００１１】上記に関連してＯ量を０．００２５％以下
に限定した。この理由はＣａによる硫化物の形態制御を
容易にするためと硫化物とともにＨＩＣの起点となる酸
化物系介在物を低減するためである。Ａｌは脱酸元素と
して通常、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％超になると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０．０
５％とした。
に限定した。この理由はＣａによる硫化物の形態制御を
容易にするためと硫化物とともにＨＩＣの起点となる酸
化物系介在物を低減するためである。Ａｌは脱酸元素と
して通常、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％超になると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０．０
５％とした。
【００１２】ＮはＴｉＮを形成してスラブ再加熱時や溶
接時のγ粒の粗大化抑制を通じて母材およびＨＡＺ靱性
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靱性劣化の原因となるので、０．００６％以下に
抑える必要がある。次に選択元素であるＣｕ、Ｖ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により
得られる鋼板の優れた特徴を損なうことなく、強度・靱
性などの特性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性質のものである。
接時のγ粒の粗大化抑制を通じて母材およびＨＡＺ靱性
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靱性劣化の原因となるので、０．００６％以下に
抑える必要がある。次に選択元素であるＣｕ、Ｖ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により
得られる鋼板の優れた特徴を損なうことなく、強度・靱
性などの特性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性質のものである。
【００１３】Ｃｕは０．２％以上で、Ｎｉと同様に現地
溶接性、ＨＡＺ靱性に悪影響をおよぼすことなく、強
度、低温靱性を向上させるほか、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、鋼板の製造が困難となる。このため上
限を０．５％とした。Ｖは０．０１％以上で、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靱性の劣化を招くので、その上限を０．０８％
とした。
溶接性、ＨＡＺ靱性に悪影響をおよぼすことなく、強
度、低温靱性を向上させるほか、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、鋼板の製造が困難となる。このため上
限を０．５％とした。Ｖは０．０１％以上で、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靱性の劣化を招くので、その上限を０．０８％
とした。
【００１４】Ｃｕ、Ｖ量の下限値は、前述の効果を発現
するための最小量である。上記のような本発明により得
られる鋼板において母材の低温靱性を改善するために
は、さらに鋼板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１０５０〜１２５０℃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１０５０℃以上とし
なければならない（望ましい再加熱温度は１１５０〜１
２００℃である）。しかし再加熱温度が１２５０℃超で
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、優れた低温靱性が得られない。このため
再加熱温度の上限を１２５０℃とした。
するための最小量である。上記のような本発明により得
られる鋼板において母材の低温靱性を改善するために
は、さらに鋼板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１０５０〜１２５０℃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１０５０℃以上とし
なければならない（望ましい再加熱温度は１１５０〜１
２００℃である）。しかし再加熱温度が１２５０℃超で
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、優れた低温靱性が得られない。このため
再加熱温度の上限を１２５０℃とした。
【００１５】さらに９８０℃以下の累積圧下量を５０％
以上、圧延終了温度を７５０〜９００℃としなければな
らない（望ましくはＡｒ3 変態点以上）。これは再結晶
域圧延で微細化したγ粒を低温圧延（未再結晶域圧延）
によって延伸化し、結晶粒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５０％未
満ではγ組織の伸延化が不十分で、微細な結晶粒が得ら
れない。また圧延終了温度が９００℃超では、たとえ累
積圧下量が５０％以上でも微細な結晶粒は達成できな
い。しかし圧延終了温度が低下し、フェライトが多く生
成した（γ＋α）２相域から水冷すると組織の制御が困
難となり、耐サワー性や強度・靱性の劣化を招くので、
圧延終了温度の下限を７５０℃とした。
以上、圧延終了温度を７５０〜９００℃としなければな
らない（望ましくはＡｒ3 変態点以上）。これは再結晶
域圧延で微細化したγ粒を低温圧延（未再結晶域圧延）
によって延伸化し、結晶粒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５０％未
満ではγ組織の伸延化が不十分で、微細な結晶粒が得ら
れない。また圧延終了温度が９００℃超では、たとえ累
積圧下量が５０％以上でも微細な結晶粒は達成できな
い。しかし圧延終了温度が低下し、フェライトが多く生
成した（γ＋α）２相域から水冷すると組織の制御が困
難となり、耐サワー性や強度・靱性の劣化を招くので、
圧延終了温度の下限を７５０℃とした。
【００１６】さらに鋼板を圧延後、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、靱性を損なわずに強度の増加、耐サワ
ー性の向上を可能にする。加速冷却の条件としては圧延
後、直ちに冷却速度５〜４０℃／秒で３００℃以上６０
０℃以下の温度まで冷却し、その後空冷しなければなら
ない。冷却速度が遅過ぎたり、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、冷却速度が大き過ぎた
り、停止温度が低過ぎると硬化組織が生成して低温靱性
や耐サワー性が大幅に劣化する。
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、靱性を損なわずに強度の増加、耐サワ
ー性の向上を可能にする。加速冷却の条件としては圧延
後、直ちに冷却速度５〜４０℃／秒で３００℃以上６０
０℃以下の温度まで冷却し、その後空冷しなければなら
ない。冷却速度が遅過ぎたり、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、冷却速度が大き過ぎた
り、停止温度が低過ぎると硬化組織が生成して低温靱性
や耐サワー性が大幅に劣化する。
【００１７】なお、この鋼を製造後、焼戻し、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し、
圧延してもよい。
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し、
圧延してもよい。
【００１８】
【実施例】次に本発明の実施例について述べる。転炉−
連続鋳造−厚板工程で表１、表２（表１のつづき）に示
す種々の鋼成分の鋼板（厚み１２〜３８ｍｍ）を表３に
示す種々の製造条件により製造し、その強度、低温靱
性、ＨＡＺ靱性および耐ＨＩＣ性を調査し、その結果を
表４に示した。
連続鋳造−厚板工程で表１、表２（表１のつづき）に示
す種々の鋼成分の鋼板（厚み１２〜３８ｍｍ）を表３に
示す種々の製造条件により製造し、その強度、低温靱
性、ＨＡＺ靱性および耐ＨＩＣ性を調査し、その結果を
表４に示した。
【００１９】本発明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、低温靱性、ＨＡＺ靱性、耐Ｈ
ＩＣ性のいずれかの特性が劣る。比較鋼７〜１６におい
て、鋼７、８はそれぞれＣ量、Ｎｎ量が高過ぎるため
に、母材・ＨＡＺ靱性あるいは耐ＨＩＣ性が劣る。比較
鋼９はＰ、Ｓ量が高く、かつ硫化物の形態制御ＥＳＳＰ
が１．０未満であるため、ＨＡＺ靱性、耐ＨＩＣ性がと
もに劣る。比較鋼１０はＣｒを含有せず、強度確保の点
からＭｎ量が高く、その結果、母材の強度がやや不十分
であり、耐ＨＩＣ性も悪い。鋼１１はＭｏ量が高過ぎる
ために、現地溶接性のほか母材・ＨＡＺ靱性および耐Ｈ
ＩＣ性が劣る。鋼１２はＭｏ量が少な過ぎるため、母材
の組織制御が十分でなく、母材強度、耐ＨＩＣ性が劣
る。鋼１３〜１６は成分は本発明による鋼と同様である
が、製造条件が適当でないために母材強度あるいは耐Ｈ
ＩＣ性が劣る。鋼１３は圧延後の冷却速度が遅く、鋼１
４はスラブ再加熱温度が低く、鋼１５は水冷停止温度が
高く、また鋼１６は圧延終了温度が低過ぎる。
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、低温靱性、ＨＡＺ靱性、耐Ｈ
ＩＣ性のいずれかの特性が劣る。比較鋼７〜１６におい
て、鋼７、８はそれぞれＣ量、Ｎｎ量が高過ぎるため
に、母材・ＨＡＺ靱性あるいは耐ＨＩＣ性が劣る。比較
鋼９はＰ、Ｓ量が高く、かつ硫化物の形態制御ＥＳＳＰ
が１．０未満であるため、ＨＡＺ靱性、耐ＨＩＣ性がと
もに劣る。比較鋼１０はＣｒを含有せず、強度確保の点
からＭｎ量が高く、その結果、母材の強度がやや不十分
であり、耐ＨＩＣ性も悪い。鋼１１はＭｏ量が高過ぎる
ために、現地溶接性のほか母材・ＨＡＺ靱性および耐Ｈ
ＩＣ性が劣る。鋼１２はＭｏ量が少な過ぎるため、母材
の組織制御が十分でなく、母材強度、耐ＨＩＣ性が劣
る。鋼１３〜１６は成分は本発明による鋼と同様である
が、製造条件が適当でないために母材強度あるいは耐Ｈ
ＩＣ性が劣る。鋼１３は圧延後の冷却速度が遅く、鋼１
４はスラブ再加熱温度が低く、鋼１５は水冷停止温度が
高く、また鋼１６は圧延終了温度が低過ぎる。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】
【表３】
【００２３】
【表４】
【００２４】
【発明の効果】本発明により、耐サワー性の優れた高強
度ラインパイプ用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。
度ラインパイプ用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】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。
位置を示す図である。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％でＣ：０．０２〜０．０８％、Ｓ
ｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．２〜１．５％、Ｐ：０．
０１５％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ｎｂ：０．０１
〜０．０５％、Ｍｏ：０．２〜０．４％、Ｃｒ：０．２
〜０．４％、Ｎｉ：０．１〜０．５％、Ｔｉ：０．００
５〜０．０３％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃａ：０．０
０１〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ｏ：０．００２５％以下を含有し、かつ１．０≦［Ｃ
ａ］（１−１２４［Ｏ］）／１．２５［Ｓ］≦１０．０
を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を
１０５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱して、９８０℃
以下の累積圧下量５０％以上、圧延終了温度７５０〜９
００℃で圧延を行った後、直ちに冷却速度５〜４０℃／
秒で３００〜６００℃まで水冷し、その後放冷すること
を特徴とする耐サワー性の優れた高強度ラインパイプ用
鋼板の製造法。 - 【請求項２】 重量％でＣ：０．０２〜０．０８％、Ｓ
ｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．２〜１．５％、Ｐ：０．
０１５％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ｎｂ：０．０１
〜０．０５％、Ｍｏ：０．２〜０．４％、Ｃｒ：０．２
〜０．４％、Ｎｉ：０．１〜０．５％、Ｔｉ：０．００
５〜０．０３％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃａ：０．０
０１〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ｏ：０．００２５％以下に、さらにＣｕ：０．２〜０．
５％、Ｖ：０．０１〜０．０８％の１種または２種を含
有し、かつ１．０≦［Ｃａ］（１−１２４［Ｏ］）／
１．２５［Ｓ］≦１０．０を満足し、残部が鉄および不
可避的不純物からなる鋼を１０５０〜１２５０℃の温度
範囲に加熱して、９８０℃以下の累積圧下量５０％以
上、圧延終了温度７５０〜９００℃で圧延を行った後、
直ちに冷却速度５〜４０℃／秒で３００〜６００℃まで
水冷し、その後放冷することを特徴とする耐サワー性の
優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31710293A JPH07173536A (ja) | 1993-12-16 | 1993-12-16 | 耐サワー性の優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31710293A JPH07173536A (ja) | 1993-12-16 | 1993-12-16 | 耐サワー性の優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07173536A true JPH07173536A (ja) | 1995-07-11 |
Family
ID=18084465
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP31710293A Pending JPH07173536A (ja) | 1993-12-16 | 1993-12-16 | 耐サワー性の優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07173536A (ja) |
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-
1993
- 1993-12-16 JP JP31710293A patent/JPH07173536A/ja active Pending
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