JPH07292416A - 超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法 - Google Patents
超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法Info
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- JPH07292416A JPH07292416A JP8513894A JP8513894A JPH07292416A JP H07292416 A JPH07292416 A JP H07292416A JP 8513894 A JP8513894 A JP 8513894A JP 8513894 A JP8513894 A JP 8513894A JP H07292416 A JPH07292416 A JP H07292416A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 低温靱性、現地溶接性、耐サワー性などの諸
特性を同時に達成できるＡＰＩ規格Ｘ１００以上の超高
強度鋼板の製造方法。 【構成】 極低Ｓ−Ｃａ処理した低Ｃ−Ｎｉ−１％Ｃｕ
−Ｍｏ−Ｎｂ−微量Ｔｉ系鋼をオーステナイト−フェラ
イト２相域で制御圧延・加速冷却後、時効処理を行って
鋼板を製造する。 【効果】 低温靱性、現地溶接性、耐サワー性が優れた
超高強度ラインパイプ（Ｘ１００以上）用の鋼板が製造
可能となった。その結果、パイプラインの安全性が著し
く向上するとともに、パイプラインの施工能率、輸送効
率の向上が可能となった。
特性を同時に達成できるＡＰＩ規格Ｘ１００以上の超高
強度鋼板の製造方法。 【構成】 極低Ｓ−Ｃａ処理した低Ｃ−Ｎｉ−１％Ｃｕ
−Ｍｏ−Ｎｂ−微量Ｔｉ系鋼をオーステナイト−フェラ
イト２相域で制御圧延・加速冷却後、時効処理を行って
鋼板を製造する。 【効果】 低温靱性、現地溶接性、耐サワー性が優れた
超高強度ラインパイプ（Ｘ１００以上）用の鋼板が製造
可能となった。その結果、パイプラインの安全性が著し
く向上するとともに、パイプラインの施工能率、輸送効
率の向上が可能となった。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は米国石油協会（ＡＰＩ）
規格でＸ１００以上（降伏強度で６８９Ｎ／ｍｍ2 以
上）の超高強度と優れた低温靱性、現地溶接性および耐
サワー性を有するラインパイプ用鋼板の製造方法に関す
るもので、ＵＯＥ鋼管、ベルディングロール鋼管、電縫
鋼管などの素材として使用できる。
規格でＸ１００以上（降伏強度で６８９Ｎ／ｍｍ2 以
上）の超高強度と優れた低温靱性、現地溶接性および耐
サワー性を有するラインパイプ用鋼板の製造方法に関す
るもので、ＵＯＥ鋼管、ベルディングロール鋼管、電縫
鋼管などの素材として使用できる。
【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ＡＰＩ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（例えばＮ
ＫＫ技報，Ｎｏ．１３８ (１９９２），ｐｐ２４−３１
およびＴｈｅ ７ｔｈ Ｏｆｆｓｈｏｒｅ Ｍｅｃｈａ
ｎｉｃｓ ａｎｄＡｒｃｔｉｃ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎ
ｇ（１９８８），Ｖｏｌｕｍｅ Ｖ，ｐｐ１７９−１８
５）を基本に検討されているが、これらのラインパイプ
は低温靱性、現地溶接性、継手軟化、耐サワー性（耐水
素誘起割れ性および耐硫化物応力腐食割れ性）などの点
で多くの問題を抱えており、これらを克服した画期的な
超高強度ラインパイプの早期開発が要望されている。
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ＡＰＩ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（例えばＮ
ＫＫ技報，Ｎｏ．１３８ (１９９２），ｐｐ２４−３１
およびＴｈｅ ７ｔｈ Ｏｆｆｓｈｏｒｅ Ｍｅｃｈａ
ｎｉｃｓ ａｎｄＡｒｃｔｉｃ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎ
ｇ（１９８８），Ｖｏｌｕｍｅ Ｖ，ｐｐ１７９−１８
５）を基本に検討されているが、これらのラインパイプ
は低温靱性、現地溶接性、継手軟化、耐サワー性（耐水
素誘起割れ性および耐硫化物応力腐食割れ性）などの点
で多くの問題を抱えており、これらを克服した画期的な
超高強度ラインパイプの早期開発が要望されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は低温靱性、現
地溶接性、耐サワー性などの諸特性を同時に達成できる
Ｘ１００以上の超高強度ラインパイプ用鋼板の製造技術
を提供するものである。
地溶接性、耐サワー性などの諸特性を同時に達成できる
Ｘ１００以上の超高強度ラインパイプ用鋼板の製造技術
を提供するものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、重量％
で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：
０．００１０％以下、Ｎｉ：０．３〜１．６％、Ｃｕ：
０．９〜１．３％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ｎｂ：
０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３
％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｃａ：０．００１〜０．０
０５％、Ｏ：０．００３％以下、Ｎ：０．００１〜０．
００６％、Ｖ：０．０１〜０．１０％（無添加の場合を
含む）、Ｃｒ：０．１〜０．５％（無添加の場合を含
む）を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる
鋼片を９５０〜１２００℃の温度に再加熱後、９００℃
以下の累積圧下量が７０％以上、かつＡｒ3 点〜Ａｒ 1
点のフェライト・オーステナイト２相域の累積圧下量が
１５〜３５％で圧延終了温度が６８０〜８２０℃となる
ように圧延を行い、次いで１０℃／秒以上の冷却速度で
６００℃以下任意の温度まで冷却し、４００〜６５０℃
の温度で時効処理することを特徴とする超高強度ライン
パイプ用鋼板の製造方法にある。
で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：
０．００１０％以下、Ｎｉ：０．３〜１．６％、Ｃｕ：
０．９〜１．３％、Ｍｏ：０．１〜０．５％、Ｎｂ：
０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３
％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｃａ：０．００１〜０．０
０５％、Ｏ：０．００３％以下、Ｎ：０．００１〜０．
００６％、Ｖ：０．０１〜０．１０％（無添加の場合を
含む）、Ｃｒ：０．１〜０．５％（無添加の場合を含
む）を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる
鋼片を９５０〜１２００℃の温度に再加熱後、９００℃
以下の累積圧下量が７０％以上、かつＡｒ3 点〜Ａｒ 1
点のフェライト・オーステナイト２相域の累積圧下量が
１５〜３５％で圧延終了温度が６８０〜８２０℃となる
ように圧延を行い、次いで１０℃／秒以上の冷却速度で
６００℃以下任意の温度まで冷却し、４００〜６５０℃
の温度で時効処理することを特徴とする超高強度ライン
パイプ用鋼板の製造方法にある。
【０００５】以下に本発明の超高強度ラインパイプ用鋼
板の製造方法について詳細に説明する。本発明の特徴
は、（１）０．９〜１．３％Ｃｕを含有し、かつ極低Ｓ
−Ｃａ処理した低Ｃ−Ｎｉ−Ｃｕ−Ｍｏ−Ｎｂ−Ｔｉ系
鋼を、（２）オーステナイト未再結晶域およびオーステ
ナイト−フェライト２相域で厳格に制御圧延した後、加
速冷却するところにあり、これによって超高強度と優れ
た低温靱性、現地溶接性および耐サワー性を同時に達成
している。従来、Ｃｕ析出鋼は圧力容器用高張力鋼（引
張強さ７８４Ｎ／ｍｍ2 級）などに利用されていたが、
Ｘ１００以上の超高強度ラインパイプにおける開発例は
見当たらない。これはＣｕ析出硬化鋼は強度は得やすい
が、低温靱性および、耐サワー性（とくに水素誘起割れ
（ＨＩＣ）に対する抵抗、以下、耐ＨＩＣ特性と言う）
がラインパイプとしては不十分であったことによると考
えられる。
板の製造方法について詳細に説明する。本発明の特徴
は、（１）０．９〜１．３％Ｃｕを含有し、かつ極低Ｓ
−Ｃａ処理した低Ｃ−Ｎｉ−Ｃｕ−Ｍｏ−Ｎｂ−Ｔｉ系
鋼を、（２）オーステナイト未再結晶域およびオーステ
ナイト−フェライト２相域で厳格に制御圧延した後、加
速冷却するところにあり、これによって超高強度と優れ
た低温靱性、現地溶接性および耐サワー性を同時に達成
している。従来、Ｃｕ析出鋼は圧力容器用高張力鋼（引
張強さ７８４Ｎ／ｍｍ2 級）などに利用されていたが、
Ｘ１００以上の超高強度ラインパイプにおける開発例は
見当たらない。これはＣｕ析出硬化鋼は強度は得やすい
が、低温靱性および、耐サワー性（とくに水素誘起割れ
（ＨＩＣ）に対する抵抗、以下、耐ＨＩＣ特性と言う）
がラインパイプとしては不十分であったことによると考
えられる。
【０００６】まず低温靱性であるが、パイプラインでは
脆性破壊の発生特性とともに伝播停止特性が極めて重要
である。従来のＣｕ析出硬化鋼はシャルピー特性で代表
される脆性破壊の発生特性はまずまずであったが、脆性
破壊の伝播停止特性は十分でなかった。これは（１）ミ
クロ組織の微細化が不十分なことと、（２）いわゆるシ
ャルピー衝撃試験などの試験片破面に発生するセパレー
ションの利用がなされていなかったことによる（セパレ
ーションは衝撃試験時に生ずる板面に平行な層状剥離現
象で、脆性き裂先端での３軸応力度を低下させることに
よって脆性き裂の伝播停止特性を向上させると考えられ
ている）。
脆性破壊の発生特性とともに伝播停止特性が極めて重要
である。従来のＣｕ析出硬化鋼はシャルピー特性で代表
される脆性破壊の発生特性はまずまずであったが、脆性
破壊の伝播停止特性は十分でなかった。これは（１）ミ
クロ組織の微細化が不十分なことと、（２）いわゆるシ
ャルピー衝撃試験などの試験片破面に発生するセパレー
ションの利用がなされていなかったことによる（セパレ
ーションは衝撃試験時に生ずる板面に平行な層状剥離現
象で、脆性き裂先端での３軸応力度を低下させることに
よって脆性き裂の伝播停止特性を向上させると考えられ
ている）。
【０００７】次に耐ＨＩＣ特性が十分でなかったことが
挙げられる。これは０．９〜１．３％Ｃｕ添加は鋼表面
での腐食反応を抑制し耐ＨＩＣ性を向上させるにもかか
わらず、鋼の高純度化やＣａ処理がされていない結果、
僅かに水素が侵入してもＨＩＣが発生するためと考えら
れる。一般にＸ１００以上の超高強度ラインパイプは硫
化水素を含有しないドライでスィートな環境で使用され
るが、場合によっては海水などの侵入により少量の硫化
水素が発生することもあり、この対策は超高強度ライン
パイプの安全性にとって極めて重要である。
挙げられる。これは０．９〜１．３％Ｃｕ添加は鋼表面
での腐食反応を抑制し耐ＨＩＣ性を向上させるにもかか
わらず、鋼の高純度化やＣａ処理がされていない結果、
僅かに水素が侵入してもＨＩＣが発生するためと考えら
れる。一般にＸ１００以上の超高強度ラインパイプは硫
化水素を含有しないドライでスィートな環境で使用され
るが、場合によっては海水などの侵入により少量の硫化
水素が発生することもあり、この対策は超高強度ライン
パイプの安全性にとって極めて重要である。
【０００８】まず本発明の製造プロセス条件の限定理由
について説明する。本発明では、鋼片を９５０〜１２０
０℃の温度に再加熱後、９００℃以下の累積圧下量が７
０％以上、かつＡｒ3 点〜Ａｒ1 点のフェライト・オー
ステナイト２相域の累積圧下量が１５〜３５％で圧延終
了温度が６８０〜８２０℃となるように圧延を行い、そ
の後１０℃／秒以上の冷却速度で６００℃以下任意の温
度まで冷却し、４００〜６５０℃で時効処理する。鋼片
（スラブ）の再加熱温度を９５０℃以上とする理由は、
粗大な鋳造組織である鋼片をオーステナイト域で十分に
溶体化させ、圧延終了温度を確保するためである。しか
し再加熱温度が１２００℃を超えると、再加熱時のオー
ステナイト粒が成長し、圧延後の結晶粒も大きくなって
低温靱性や耐サワー性の劣化を招く。このため再加熱温
度の上限を１２００℃とした。
について説明する。本発明では、鋼片を９５０〜１２０
０℃の温度に再加熱後、９００℃以下の累積圧下量が７
０％以上、かつＡｒ3 点〜Ａｒ1 点のフェライト・オー
ステナイト２相域の累積圧下量が１５〜３５％で圧延終
了温度が６８０〜８２０℃となるように圧延を行い、そ
の後１０℃／秒以上の冷却速度で６００℃以下任意の温
度まで冷却し、４００〜６５０℃で時効処理する。鋼片
（スラブ）の再加熱温度を９５０℃以上とする理由は、
粗大な鋳造組織である鋼片をオーステナイト域で十分に
溶体化させ、圧延終了温度を確保するためである。しか
し再加熱温度が１２００℃を超えると、再加熱時のオー
ステナイト粒が成長し、圧延後の結晶粒も大きくなって
低温靱性や耐サワー性の劣化を招く。このため再加熱温
度の上限を１２００℃とした。
【０００９】再加熱した鋼片は９００℃以下の累積圧下
量が７０％以上、かつＡｒ3 点〜Ａｒ1 点のフェライト
・オーステナイト２相域の累積圧下量が１５〜３５％で
圧延終了温度が６８０〜８２０℃となるように圧延しな
ければならない。９００℃以下の累積圧下量を７０％以
上とする理由はオーステナイト未再結晶域での圧延を強
化し、変態前のオーステナイト組織の微細化をはかるた
めである。Ｘ１００ラインパイプでは特に安全上、従来
にも増して高靱性を必要とするので、その累積圧下量は
７０％以上としなければならない（累積圧下量は大きい
ほど、望ましくはその上限については限定しない）。さ
らに本発明では、フェライト・オーステナイト２相域の
累積圧下量を１５〜３５％とし、圧延終了温度を６８０
〜８２０℃とする。これはオーステナイト未再結晶域で
細粒化したオーステナイト組織を一層微細化し、かつフ
ェライトを加工してフェライトの強化と衝撃試験時にセ
パレーションの発生を容易にするためである。２相域の
累積圧下量が１５％未満では、セパレーションの発生が
十分でなく脆性き裂の伝播停止特性の向上は得られな
い。また累積圧下量が３５％超では、加工によるフェラ
イトの脆化が顕著となって低温靱性はかえって劣化す
る。このため、２相域での累積圧下量の範囲を１５〜３
５％とした。一方、累積圧下量が適切であっても、その
圧延温度が不適切であると優れた低温靱性は達成できな
い。圧延終了温度が６８０℃未満では、フェライト変態
が進行して続く加速冷却の効果がなくなるばかりか、加
工によるフェライトの脆化も顕著となるので、圧延終了
温度の下限を６８０℃とした。しかし圧延終了温度が８
２０℃超では、オーステナイト組織の微細化やセパレー
ション発生が十分でないため、圧延終了温度の上限を８
２０℃に限定した。
量が７０％以上、かつＡｒ3 点〜Ａｒ1 点のフェライト
・オーステナイト２相域の累積圧下量が１５〜３５％で
圧延終了温度が６８０〜８２０℃となるように圧延しな
ければならない。９００℃以下の累積圧下量を７０％以
上とする理由はオーステナイト未再結晶域での圧延を強
化し、変態前のオーステナイト組織の微細化をはかるた
めである。Ｘ１００ラインパイプでは特に安全上、従来
にも増して高靱性を必要とするので、その累積圧下量は
７０％以上としなければならない（累積圧下量は大きい
ほど、望ましくはその上限については限定しない）。さ
らに本発明では、フェライト・オーステナイト２相域の
累積圧下量を１５〜３５％とし、圧延終了温度を６８０
〜８２０℃とする。これはオーステナイト未再結晶域で
細粒化したオーステナイト組織を一層微細化し、かつフ
ェライトを加工してフェライトの強化と衝撃試験時にセ
パレーションの発生を容易にするためである。２相域の
累積圧下量が１５％未満では、セパレーションの発生が
十分でなく脆性き裂の伝播停止特性の向上は得られな
い。また累積圧下量が３５％超では、加工によるフェラ
イトの脆化が顕著となって低温靱性はかえって劣化す
る。このため、２相域での累積圧下量の範囲を１５〜３
５％とした。一方、累積圧下量が適切であっても、その
圧延温度が不適切であると優れた低温靱性は達成できな
い。圧延終了温度が６８０℃未満では、フェライト変態
が進行して続く加速冷却の効果がなくなるばかりか、加
工によるフェライトの脆化も顕著となるので、圧延終了
温度の下限を６８０℃とした。しかし圧延終了温度が８
２０℃超では、オーステナイト組織の微細化やセパレー
ション発生が十分でないため、圧延終了温度の上限を８
２０℃に限定した。
【００１０】圧延終了後、鋼板は１０℃／秒以上の冷却
速度で６００℃以下任意の温度まで冷却する必要があ
る。これはベイナイト組織の形成などによる変態強化、
組織の微細化と、冷却中の粗大なＣｕ析出を抑制するた
めである。冷却中にＣｕが析出すると時効処理後の析出
硬化量が減少し、高強度が得られない。冷却速度が１０
℃／秒未満であったり、水冷停止温度が６００℃超であ
ると、変態強化やＣｕ析出硬化による強度・低温靱性バ
ランスの向上が十分に期待できない。冷却速度は大きい
ほど変態強化に有効であり、特に上限は限定しないか、
実用上可能な冷却速度は板厚にも依存するが、４０℃／
秒程度である。
速度で６００℃以下任意の温度まで冷却する必要があ
る。これはベイナイト組織の形成などによる変態強化、
組織の微細化と、冷却中の粗大なＣｕ析出を抑制するた
めである。冷却中にＣｕが析出すると時効処理後の析出
硬化量が減少し、高強度が得られない。冷却速度が１０
℃／秒未満であったり、水冷停止温度が６００℃超であ
ると、変態強化やＣｕ析出硬化による強度・低温靱性バ
ランスの向上が十分に期待できない。冷却速度は大きい
ほど変態強化に有効であり、特に上限は限定しないか、
実用上可能な冷却速度は板厚にも依存するが、４０℃／
秒程度である。
【００１１】さらに圧延・冷却後の鋼板は４００〜６５
０℃の温度で時効処理する必要がある。冷却ままでは、
Ｃｕはほとんど析出しておらずＣｕ析出硬化は期待でき
ない。Ｃｕ析出硬化（ε−Ｃｕによる析出硬化）による
高強度化をはかるためには、適当な温度で時効処理を行
わなければならない。時効処理温度が４００℃未満であ
ると、Ｃｕ析出が不十分で高強度が得られず、時効処理
温度が６５０℃超ではＣｕ析出物が粗大化して析出硬化
能が失われる。
０℃の温度で時効処理する必要がある。冷却ままでは、
Ｃｕはほとんど析出しておらずＣｕ析出硬化は期待でき
ない。Ｃｕ析出硬化（ε−Ｃｕによる析出硬化）による
高強度化をはかるためには、適当な温度で時効処理を行
わなければならない。時効処理温度が４００℃未満であ
ると、Ｃｕ析出が不十分で高強度が得られず、時効処理
温度が６５０℃超ではＣｕ析出物が粗大化して析出硬化
能が失われる。
【００１２】次に成分元素の限定理由について説明す
る。Ｃの下限０．０２％は母材および溶接部の強度、低
温靱性の確保ならびに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靱性、現地溶接性や耐サワー
性の著しい劣化を招くので、上限を０．１０％とした。
る。Ｃの下限０．０２％は母材および溶接部の強度、低
温靱性の確保ならびに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靱性、現地溶接性や耐サワー
性の著しい劣化を招くので、上限を０．１０％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、多く添加すると現地溶接性、ＨＡＺ靱性を劣
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。Ｍｎは強度、低温靱性を確保する上で
不可欠な元素であり、その下限は１．０％である。しか
しＭｎ量が多過ぎると鋼の焼入性が増加して現地溶接
性、ＨＡＺ靱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、耐サワー性、低温靱性も劣化させ
るので上限を２．０％とした。
であるが、多く添加すると現地溶接性、ＨＡＺ靱性を劣
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。Ｍｎは強度、低温靱性を確保する上で
不可欠な元素であり、その下限は１．０％である。しか
しＭｎ量が多過ぎると鋼の焼入性が増加して現地溶接
性、ＨＡＺ靱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、耐サワー性、低温靱性も劣化させ
るので上限を２．０％とした。
【００１４】Ｎｉ、Ｃｕを添加する目的は低Ｃの本発明
鋼の強度を低温靱性や耐サワー性を劣化させることなく
向上させるためである。Ｎｉ、Ｃｕ添加はＭｎやＣｒ、
Ｍｏ添加に比較して圧延組織（とくにスラブの中心偏析
帯）中に低温靱性、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。
鋼の強度を低温靱性や耐サワー性を劣化させることなく
向上させるためである。Ｎｉ、Ｃｕ添加はＭｎやＣｒ、
Ｍｏ添加に比較して圧延組織（とくにスラブの中心偏析
帯）中に低温靱性、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。
【００１５】Ｃｕ添加は主としてＣｕ析出硬化によって
強度を増加させる。このため、Ｃｕ添加量は最低０．９
％必要である。しかし多く添加すると現地溶接性やＨＡ
Ｚ靱性などを劣化させるので、その上限を１．３％とし
た。Ｎｉは連続鋳造時、熱間圧延時のＣｕクラックを防
止するために添加するものであり、その下限は０．３％
である。しかし１．６％を超えて添加すると現地溶接性
などに好ましくないため上限を１．６％とした。
強度を増加させる。このため、Ｃｕ添加量は最低０．９
％必要である。しかし多く添加すると現地溶接性やＨＡ
Ｚ靱性などを劣化させるので、その上限を１．３％とし
た。Ｎｉは連続鋳造時、熱間圧延時のＣｕクラックを防
止するために添加するものであり、その下限は０．３％
である。しかし１．６％を超えて添加すると現地溶接性
などに好ましくないため上限を１．６％とした。
【００１６】また本発明鋼では、必須の元素としてＮ
ｂ：０．００５〜０．０６％、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、鋼を強靱化する作用を有す
る。しかしＮｂを０．０６％を超えて添加すると、現地
溶接性やＨＡＺ靱性に悪影響をもたらすので、その上限
を０．０６％とした。
ｂ：０．００５〜０．０６％、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、鋼を強靱化する作用を有す
る。しかしＮｂを０．０６％を超えて添加すると、現地
溶接性やＨＡＺ靱性に悪影響をもたらすので、その上限
を０．０６％とした。
【００１７】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ＨＡ
Ｚの低温靱性を改善する。このようなＴｉＮの効果を発
現させるには、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Ｔｉ
Ｃによる析出硬化が生じ、低温靱性が劣化するので、そ
の上限は０．０３％に限定しなければならない。
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ＨＡ
Ｚの低温靱性を改善する。このようなＴｉＮの効果を発
現させるには、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Ｔｉ
Ｃによる析出硬化が生じ、低温靱性が劣化するので、そ
の上限は０．０３％に限定しなければならない。
【００１８】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Ｔ
ｉ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。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、０．００１０％以
下、０．００３％以下とし、Ｃａを０．００１〜０．０
０５％添加する。この主たる理由は耐サワー性の改善と
母材、ＨＡＺの低温靱性をより一層向上させるためであ
る。Ｐ量の低減は鋳造スラブの中心偏析を低減し耐サワ
ー性を向上させるとともに、粒界破壊を防止し低温靱性
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靱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
温靱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。一方、Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形
態を制御し、低温靱性を向上（シャルピー試験における
吸収エネルギーの増加など）させるほか、耐サワー性の
向上にも著しい効果を発揮する。特に衝撃試験でのセパ
レーションを利用する本発明鋼ではシャルピー試験など
の吸収エネルギーは低下する傾向にあるので、Ｓ量の低
減とＣａ処理は必須である。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。なお耐サワ
ーを改善するには、Ｓ、Ｏ量をそれぞれ０．００１％以
下、０．００２％以下に低減し、ＥＳＳＰ＝（Ｃａ）
〔１−１２４ (Ｏ）〕／１．２５ (Ｓ）を０．５≦ＥＳ
ＳＰ≦１０．０とすることがとくに有効である。
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Ｔ
ｉ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。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、０．００１０％以
下、０．００３％以下とし、Ｃａを０．００１〜０．０
０５％添加する。この主たる理由は耐サワー性の改善と
母材、ＨＡＺの低温靱性をより一層向上させるためであ
る。Ｐ量の低減は鋳造スラブの中心偏析を低減し耐サワ
ー性を向上させるとともに、粒界破壊を防止し低温靱性
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靱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
温靱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。一方、Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形
態を制御し、低温靱性を向上（シャルピー試験における
吸収エネルギーの増加など）させるほか、耐サワー性の
向上にも著しい効果を発揮する。特に衝撃試験でのセパ
レーションを利用する本発明鋼ではシャルピー試験など
の吸収エネルギーは低下する傾向にあるので、Ｓ量の低
減とＣａ処理は必須である。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。なお耐サワ
ーを改善するには、Ｓ、Ｏ量をそれぞれ０．００１％以
下、０．００２％以下に低減し、ＥＳＳＰ＝（Ｃａ）
〔１−１２４ (Ｏ）〕／１．２５ (Ｓ）を０．５≦ＥＳ
ＳＰ≦１０．０とすることがとくに有効である。
【００１９】Ｎは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母
材、ＨＡＺの低温靱性を向上させる。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。次に
Ｖ、Ｃｒを添加する理由について説明する。
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。次に
Ｖ、Ｃｒを添加する理由について説明する。
【００２０】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・靱性などの
特性の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べき性質のものである。ＶはほぼＮ
ｂと同様の効果を有するが、その効果はＮｂに比較して
格段に弱い。その上限は現地溶接性、ＨＡＺ靱性の点か
ら０．１０％まで許容できる。
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・靱性などの
特性の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べき性質のものである。ＶはほぼＮ
ｂと同様の効果を有するが、その効果はＮｂに比較して
格段に弱い。その上限は現地溶接性、ＨＡＺ靱性の点か
ら０．１０％まで許容できる。
【００２１】Ｃｒは母材、溶接部の強度を増加せるが、
多過ぎると現地溶接性やＨＡＺ靱性を著しく劣化させ
る。このためＣｒ量の上限は０．５％である。Ｖ、Ｃｒ
を添加する場合の下限はそれぞれ０．０１％、０．１％
であり、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。
多過ぎると現地溶接性やＨＡＺ靱性を著しく劣化させ
る。このためＣｒ量の上限は０．５％である。Ｖ、Ｃｒ
を添加する場合の下限はそれぞれ０．０１％、０．１％
であり、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。
【００２２】
【実施例】次に本発明の実施例について述べる。実験室
溶解（１５０ｋｇ、１７０ｍｍ厚鋼塊）または転炉−連
続鋳造法（厚み：２４０ｍｍ）で種々の鋼成分の鋼片を
製造した。これらを種々の条件で鋼板に圧延し、諸性質
を調査した。機械的性質は圧延と直角方向で調査し、耐
サワー性はＢＰ溶液（硫化水素飽和の人工海水、ｐＨ
４．８〜５．４）に９６時間浸漬後、試験片表面より超
音波探傷し、試験片の割れ面積率（％）で評価した。
溶解（１５０ｋｇ、１７０ｍｍ厚鋼塊）または転炉−連
続鋳造法（厚み：２４０ｍｍ）で種々の鋼成分の鋼片を
製造した。これらを種々の条件で鋼板に圧延し、諸性質
を調査した。機械的性質は圧延と直角方向で調査し、耐
サワー性はＢＰ溶液（硫化水素飽和の人工海水、ｐＨ
４．８〜５．４）に９６時間浸漬後、試験片表面より超
音波探傷し、試験片の割れ面積率（％）で評価した。
【００２３】実施例を表１、表２（表１のつづき１）、
表３（表１のつづき２）に示す。本発明にしたがって製
造した鋼板は優れた強度・低温靱性、耐サワー性を有す
る。これに対して比較鋼は化学成分または鋼板製造条件
が適切でなく、いずれかの特性が劣る。鋼７はＣ量が高
過ぎるため、低温靱性（シャルピー吸収エネルギー、遷
移温度）、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼８はＣａ処理されてい
ないため、耐ＨＩＣ性が悪い。鋼９はＭｏ添加量が少な
くＭｎ量が多過ぎるため、シャルピー吸収エネルギーが
低く、かつ耐ＨＩＣ性が悪い。鋼１０はＮｂが添加され
ていないため、Ｎｂ添加鋼よりもやや強度が低くシャル
ピー遷移温度が高い（強度・低温靱性バランスが悪
い）。鋼１１はＴｉが添加されていないため、シャルピ
ー遷移温度が高く、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼１２はＣｕ添
加量が少な過ぎるため、目標とする強度が達成できな
い。鋼１３はＮｉ量が少な過ぎる。その結果、機械的性
質、耐ＨＩＣ性はまずまずであるが、鋼板表面に微小な
疵が多数発生、ラインパイプとして使えない。鋼１４は
化学成分は適当であるが、製造条件中の鋼片再加熱温度
が高過ぎるため、シャルピー遷移温度が高く、耐ＨＩＣ
性が悪い。鋼１５は９００℃以下の累積圧下量が少な過
ぎるため、低温靱性が今一歩である。鋼１６はオーステ
ナイト−フェライト２相域での累積圧下量が少な過ぎる
ため、シャルピー遷移温度が高い。鋼１７は２相域での
累積圧下量が多過ぎるため、かえって低温靱性、耐ＨＩ
Ｃ性が劣化している。鋼１８は２相域での圧延がなく圧
延終了温度が高過ぎるため、低温靱性が劣る。
表３（表１のつづき２）に示す。本発明にしたがって製
造した鋼板は優れた強度・低温靱性、耐サワー性を有す
る。これに対して比較鋼は化学成分または鋼板製造条件
が適切でなく、いずれかの特性が劣る。鋼７はＣ量が高
過ぎるため、低温靱性（シャルピー吸収エネルギー、遷
移温度）、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼８はＣａ処理されてい
ないため、耐ＨＩＣ性が悪い。鋼９はＭｏ添加量が少な
くＭｎ量が多過ぎるため、シャルピー吸収エネルギーが
低く、かつ耐ＨＩＣ性が悪い。鋼１０はＮｂが添加され
ていないため、Ｎｂ添加鋼よりもやや強度が低くシャル
ピー遷移温度が高い（強度・低温靱性バランスが悪
い）。鋼１１はＴｉが添加されていないため、シャルピ
ー遷移温度が高く、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼１２はＣｕ添
加量が少な過ぎるため、目標とする強度が達成できな
い。鋼１３はＮｉ量が少な過ぎる。その結果、機械的性
質、耐ＨＩＣ性はまずまずであるが、鋼板表面に微小な
疵が多数発生、ラインパイプとして使えない。鋼１４は
化学成分は適当であるが、製造条件中の鋼片再加熱温度
が高過ぎるため、シャルピー遷移温度が高く、耐ＨＩＣ
性が悪い。鋼１５は９００℃以下の累積圧下量が少な過
ぎるため、低温靱性が今一歩である。鋼１６はオーステ
ナイト−フェライト２相域での累積圧下量が少な過ぎる
ため、シャルピー遷移温度が高い。鋼１７は２相域での
累積圧下量が多過ぎるため、かえって低温靱性、耐ＨＩ
Ｃ性が劣化している。鋼１８は２相域での圧延がなく圧
延終了温度が高過ぎるため、低温靱性が劣る。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】
【表３】
【００２７】
【発明の効果】本発明により低温靱性、現地溶接性およ
び耐サワー性が優れた超高強度ラインパイプ（ＡＰＩ規
格Ｘ１００以上）の鋼板が安定して製造できるようにな
った。その結果、パイプラインの安全性が著しく向上す
るとともに、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。
び耐サワー性が優れた超高強度ラインパイプ（ＡＰＩ規
格Ｘ１００以上）の鋼板が安定して製造できるようにな
った。その結果、パイプラインの安全性が著しく向上す
るとともに、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。
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．０２〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．０〜２．０％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．００１０％以下、 Ｎｉ：０．３〜１．６％、 Ｃｕ：０．９〜１．３％、 Ｍｏ：０．１〜０．５％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％、 Ｏ：０．００３％以下、 Ｎ：０．００１〜０．００６％、 Ｖ：０．０１〜０．１０％（無添加の場合を含む）、 Ｃｒ：０．１〜０．５％（無添加の場合を含む） を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片
を９５０〜１２００℃の温度に再加熱後、９００℃以下
の累積圧下量が７０％以上、かつＡｒ3 点〜Ａｒ 1 点の
フェライト・オーステナイト２相域の累積圧下量が１５
〜３５％で圧延終了温度が６８０〜８２０℃となるよう
に圧延を行い、次いで１０℃／秒以上の冷却速度で６０
０℃以下任意の温度まで冷却し、４００〜６５０℃の温
度で時効処理することを特徴とする超高強度ラインパイ
プ用鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8513894A JPH07292416A (ja) | 1994-04-22 | 1994-04-22 | 超高強度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 |
|---|---|---|---|
| JP8513894A JPH07292416A (ja) | 1994-04-22 | 1994-04-22 | 超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07292416A true JPH07292416A (ja) | 1995-11-07 |
Family
ID=13850302
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8513894A Withdrawn JPH07292416A (ja) | 1994-04-22 | 1994-04-22 | 超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07292416A (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6224689B1 (en) | 1997-07-28 | 2001-05-01 | Exxonmobil Upstream Research Company | Ultra-high strength, weldable, essentially boron-free steels with superior toughness |
| US6228183B1 (en) | 1997-07-28 | 2001-05-08 | Exxonmobil Upstream Research Company | Ultra-high strength, weldable, boron-containing steels with superior toughness |
| US6248191B1 (en) | 1997-07-28 | 2001-06-19 | Exxonmobil Upstream Research Company | Method for producing ultra-high strength, weldable steels with superior toughness |
| US6264760B1 (en) | 1997-07-28 | 2001-07-24 | Exxonmobil Upstream Research Company | Ultra-high strength, weldable steels with excellent ultra-low temperature toughness |
| KR100833035B1 (ko) * | 2006-12-20 | 2008-05-27 | 주식회사 포스코 | 변형능이 우수한 고강도 고인성 라인파이프용 강판 및 그제조방법 |
| JP2009127069A (ja) * | 2007-11-21 | 2009-06-11 | Jfe Steel Corp | 高靭性ラインパイプ用鋼板およびその製造方法 |
| JP2009161824A (ja) * | 2008-01-09 | 2009-07-23 | Jfe Steel Corp | 高降伏強度・高靭性厚鋼板の製造方法 |
| KR100946052B1 (ko) * | 2002-12-28 | 2010-03-09 | 주식회사 포스코 | 길이방향의 항복강도 편차가 적은 라인파이프용열연강판의 제조방법 |
| KR101091368B1 (ko) * | 2004-09-30 | 2011-12-07 | 주식회사 포스코 | 극저온 충격인성이 우수한 고강도 라인파이프용열연강판의 제조방법 |
-
1994
- 1994-04-22 JP JP8513894A patent/JPH07292416A/ja not_active Withdrawn
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6224689B1 (en) | 1997-07-28 | 2001-05-01 | Exxonmobil Upstream Research Company | Ultra-high strength, weldable, essentially boron-free steels with superior toughness |
| US6228183B1 (en) | 1997-07-28 | 2001-05-08 | Exxonmobil Upstream Research Company | Ultra-high strength, weldable, boron-containing steels with superior toughness |
| US6248191B1 (en) | 1997-07-28 | 2001-06-19 | Exxonmobil Upstream Research Company | Method for producing ultra-high strength, weldable steels with superior toughness |
| US6264760B1 (en) | 1997-07-28 | 2001-07-24 | Exxonmobil Upstream Research Company | Ultra-high strength, weldable steels with excellent ultra-low temperature toughness |
| KR100946052B1 (ko) * | 2002-12-28 | 2010-03-09 | 주식회사 포스코 | 길이방향의 항복강도 편차가 적은 라인파이프용열연강판의 제조방법 |
| KR101091368B1 (ko) * | 2004-09-30 | 2011-12-07 | 주식회사 포스코 | 극저온 충격인성이 우수한 고강도 라인파이프용열연강판의 제조방법 |
| KR100833035B1 (ko) * | 2006-12-20 | 2008-05-27 | 주식회사 포스코 | 변형능이 우수한 고강도 고인성 라인파이프용 강판 및 그제조방법 |
| JP2009127069A (ja) * | 2007-11-21 | 2009-06-11 | Jfe Steel Corp | 高靭性ラインパイプ用鋼板およびその製造方法 |
| JP2009161824A (ja) * | 2008-01-09 | 2009-07-23 | Jfe Steel Corp | 高降伏強度・高靭性厚鋼板の製造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20010703 |