JPH08311549A - 超高強度鋼管の製造方法 - Google Patents
超高強度鋼管の製造方法Info
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- JPH08311549A JPH08311549A JP7411195A JP7411195A JPH08311549A JP H08311549 A JPH08311549 A JP H08311549A JP 7411195 A JP7411195 A JP 7411195A JP 7411195 A JP7411195 A JP 7411195A JP H08311549 A JPH08311549 A JP H08311549A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 低温靭性、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
強度鋼管の製造方法を提供する。 【構成】 １％Ｃｕを含有し、かつ極低Ｓ−低Ｃ−Ｎｉ
−Ｍｏ−Ｎｂ−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、成形して鋼管とした
後、時効処理を行う。 【効果】 低温靭性、現地溶接性、耐サワー性が優れた
超高強度鋼管（Ｘ１００以上）の製造が可能となった。
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
強度鋼管の製造方法を提供する。 【構成】 １％Ｃｕを含有し、かつ極低Ｓ−低Ｃ−Ｎｉ
−Ｍｏ−Ｎｂ−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、成形して鋼管とした
後、時効処理を行う。 【効果】 低温靭性、現地溶接性、耐サワー性が優れた
超高強度鋼管（Ｘ１００以上）の製造が可能となった。
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（降伏強度で約６８９Ｎ／mm2 以
上）の超高強度と優れた低温靭性、現地溶接性および耐
サワー性を有する鋼管の製造方法に関するものである。
規格でＸ１００以上（降伏強度で約６８９Ｎ／mm2 以
上）の超高強度と優れた低温靭性、現地溶接性および耐
サワー性を有する鋼管の製造方法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。
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。
【０００３】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 No．
１３８（１９９２），ｐｐ２４−３１およびＴｈｅ ７
ｔｈＯｆｆｓｈｏｒｅ Ｍｅｃｈａｎｉｃｓ ａｎｄ
Ａｒｃｔｉｃ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ（１９８８），
Ｖｏｌｕｍｅ Ｖ，ｐｐ１７９−１８５）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靭性、現地
溶接性、継手軟化、耐サワー性（耐水素誘起割れ性、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鋼管（ライン
パイプ）の早期開発が要望されている。
プはＸ８０級ラインパイプの製造法（ＮＫＫ技報 No．
１３８（１９９２），ｐｐ２４−３１およびＴｈｅ ７
ｔｈＯｆｆｓｈｏｒｅ Ｍｅｃｈａｎｉｃｓ ａｎｄ
Ａｒｃｔｉｃ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ（１９８８），
Ｖｏｌｕｍｅ Ｖ，ｐｐ１７９−１８５）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靭性、現地
溶接性、継手軟化、耐サワー性（耐水素誘起割れ性、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鋼管（ライン
パイプ）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】本発明は低温靭性、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以上の超高強度鋼管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以上の超高強度鋼管の製造技術を提供するもの
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：０．０２〜０．１０％、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％に必要に応じて、さらにＶ：０．０１〜０．１
０％、Ｃｒ：０．１〜０．５％の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〜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４００
℃以下任意の温度まで冷却した鋼板を成形して鋼管とし
た後、４００〜６５０℃の温度で時効処理することであ
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％に必要に応じて、さらにＶ：０．０１〜０．１
０％、Ｃｒ：０．１〜０．５％の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〜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４００
℃以下任意の温度まで冷却した鋼板を成形して鋼管とし
た後、４００〜６５０℃の温度で時効処理することであ
る。
【０００６】
【作用】以下に本発明の超高強度鋼管の製造方法につい
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−フェライト２相域で厳格に制御圧延した後、
加速冷却して鋼板とし、（３）成形した鋼管を時効処理
するところにあり、これによって超高強度と優れた低温
靭性、現地溶接性および耐サワー性を同時に達成してい
る。
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−フェライト２相域で厳格に制御圧延した後、
加速冷却して鋼板とし、（３）成形した鋼管を時効処理
するところにあり、これによって超高強度と優れた低温
靭性、現地溶接性および耐サワー性を同時に達成してい
る。
【０００７】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、低温靭性および耐サワー性（特に水素誘起割れ
（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。
（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、低温靭性および耐サワー性（特に水素誘起割れ
（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。
【０００８】まず低温靭性であるが、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）。
【０００９】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、鋼の鋼純度化や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。
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、鋼の鋼純度化や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。
【００１０】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イートな環境で使
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。
プは硫化水素を含有しないドライでスイートな環境で使
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。
【００１１】まず本発明の製造条件の限定理由について
説明する。本発明では、鋼片を９５０〜１２００℃の温
度範囲に再加熱後、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℃となるように圧延を行い、その後
１０℃／秒以上の冷却速度で４００℃以下任意の温度ま
で冷却した鋼板を成形して鋼管にした後、４００〜６５
０℃で時効処理する。
説明する。本発明では、鋼片を９５０〜１２００℃の温
度範囲に再加熱後、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℃となるように圧延を行い、その後
１０℃／秒以上の冷却速度で４００℃以下任意の温度ま
で冷却した鋼板を成形して鋼管にした後、４００〜６５
０℃で時効処理する。
【００１２】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靭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は１２００℃とした。
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靭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は１２００℃とした。
【００１３】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図るため
である。Ｘ１００ラインパイプでは特に安全上、従来に
も増して高靭性を必要とするので、その累積圧下量は７
０％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、その上限については限定しない）。
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図るため
である。Ｘ１００ラインパイプでは特に安全上、従来に
も増して高靭性を必要とするので、その累積圧下量は７
０％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、その上限については限定しない）。
【００１４】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％以下では、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％以上では、加
工によるフェライトの脆化が顕著となって低温靭性はか
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１５〜３５％とした。
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％以下では、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％以上では、加
工によるフェライトの脆化が顕著となって低温靭性はか
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１５〜３５％とした。
【００１５】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靭性は達成できな
い。圧延終了温度が６８０℃以下では、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℃以上では、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
８２０℃に限定した。
圧延温度が不適切であると優れた低温靭性は達成できな
い。圧延終了温度が６８０℃以下では、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℃以上では、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
８２０℃に限定した。
【００１６】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℃
／秒以下であったり、水冷停止温度が４００℃以上であ
ると、変態強化やＣｕ析出硬化による強度・低温靭性バ
ランスの向上が十分に期待できない。冷却速度が大きい
ほど変態強化に有効であり、特に上限は限定しないが、
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℃
／秒以下であったり、水冷停止温度が４００℃以上であ
ると、変態強化やＣｕ析出硬化による強度・低温靭性バ
ランスの向上が十分に期待できない。冷却速度が大きい
ほど変態強化に有効であり、特に上限は限定しないが、
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。
【００１７】水冷した鋼板から成形して製造された鋼管
を４００〜６５０℃の温度で時効処理する必要がある。
水冷した鋼板を時効処理した場合、Ｃｕ析出硬化により
強度が上昇するため成形時に割れが生じたり、また成形
に大きな力が必要となるため、プレス装置も極めて大き
なものとなりコストの上昇は避けられない。冷却ままの
鋼板は可動転位が多いため降伏強度が低く、成形時に割
れの発生もなく容易に成形できる。
を４００〜６５０℃の温度で時効処理する必要がある。
水冷した鋼板を時効処理した場合、Ｃｕ析出硬化により
強度が上昇するため成形時に割れが生じたり、また成形
に大きな力が必要となるため、プレス装置も極めて大き
なものとなりコストの上昇は避けられない。冷却ままの
鋼板は可動転位が多いため降伏強度が低く、成形時に割
れの発生もなく容易に成形できる。
【００１８】成形後はＣｕ析出硬化（ε−Ｃｕによる析
出硬化）による高強度化を図るために、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
℃以下であると、Ｃｕ析出が不十分で高強度が得られ
ず、時効処理温度が６５０℃以上ではＣｕ析出物が粗大
化して析出硬化能が失われる。
出硬化）による高強度化を図るために、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
℃以下であると、Ｃｕ析出が不十分で高強度が得られ
ず、時効処理温度が６５０℃以上ではＣｕ析出物が粗大
化して析出硬化能が失われる。
【００１９】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、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、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。
【００２０】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。
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。
【００２１】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１．０％、好ましくは１．
３％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、ＮＡＺ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、耐サワー性、低温靭
性も劣化させるので上限を２．０％とした。
欠な元素であり、その下限は１．０％、好ましくは１．
３％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、ＮＡＺ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、耐サワー性、低温靭
性も劣化させるので上限を２．０％とした。
【００２２】Ｎｉ，Ｃｕを添加する目的は低Ｃの本発明
鋼の強度を低温靭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（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。
鋼の強度を低温靭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（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。
【００２３】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Ｈ
ＡＺ靭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Ｈ
ＡＺ靭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。
【００２４】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０．１％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０．５％とした。
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０．１％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０．５％とした。
【００２５】また本発明鋼では、必須の元素としてＮ
ｂ：０．００５％、好ましくは０．０１〜０．０６％、
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
強靭化する作用を有する。しかしＮｂを０．０６％以上
添加すると、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０．０６％とした。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ＨＡ
Ｚ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ＨＡＺの低温靭性を改善する。
ｂ：０．００５％、好ましくは０．０１〜０．０６％、
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
強靭化する作用を有する。しかしＮｂを０．０６％以上
添加すると、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０．０６％とした。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ＨＡ
Ｚ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ＨＡＺの低温靭性を改善する。
【００２６】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
０．０３％に限定しなければならない。
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
０．０３％に限定しなければならない。
【００２７】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。
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。
【００２８】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〜
０．００５％添加する。この主たる理由は耐サワー性の
改善と母材、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低温靭性を向上させ
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。
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〜
０．００５％添加する。この主たる理由は耐サワー性の
改善と母材、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低温靭性を向上させ
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。
【００２９】一方、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）させる他、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、Ｃａの添加は必須
である。
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）させる他、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、Ｃａの添加は必須
である。
【００３０】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Ｃ
ａＯ−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
も悪影響をおよぼす。このためＣａ添加量を０．００１
〜０．００５％に制限した。なお、耐サワー性を改善す
るためにはＳ，Ｏ量をそれぞれ０．００１％，０．００
２％以下に低減し、ＥＳＳＰ＝（Ｃａ）〔１−１２４
（Ｏ）〕／１２５（Ｓ）を０．５≦ＥＳＳＰ≦１０．０
とすることが特に有効である。
上効果がなく、また０．００５％を超えて添加するとＣ
ａＯ−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
も悪影響をおよぼす。このためＣａ添加量を０．００１
〜０．００５％に制限した。なお、耐サワー性を改善す
るためにはＳ，Ｏ量をそれぞれ０．００１％，０．００
２％以下に低減し、ＥＳＳＰ＝（Ｃａ）〔１−１２４
（Ｏ）〕／１２５（Ｓ）を０．５≦ＥＳＳＰ≦１０．０
とすることが特に有効である。
【００３１】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。
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。
【００３２】次にＶ，Ｃｒ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。
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。
【００３３】ＶはほぼＮｂと同様の効果を有するが、そ
の効果はＮｂに比較して格段に弱い。その上限は現地溶
接性、ＨＡＺ靭性の点から０．１０％まで許容できる。
Ｃｒは母材、溶接部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０．５％である。Ｖ，Ｃｒ量の下限０．
０１％，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。
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靭性の点から０．１０％まで許容できる。
Ｃｒは母材、溶接部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０．５％である。Ｖ，Ｃｒ量の下限０．
０１％，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。
【００３４】
【実施例】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た。これらを種々の条
件で時効処理して、諸性質を調査した。機械的性質は鋼
管軸方向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、ｐＨ４．８〜５．４）に９
６時間浸漬後、試験表面より超音波探傷し、試験片の割
れ面積率（％）で評価した。
種々の製造法により鋼管を製造した。これらを種々の条
件で時効処理して、諸性質を調査した。機械的性質は鋼
管軸方向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、ｐＨ４．８〜５．４）に９
６時間浸漬後、試験表面より超音波探傷し、試験片の割
れ面積率（％）で評価した。
【００３５】実施例を表１に示す。本発明にしたがって
製造した鋼板は優れた強度・低温靭性、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の熱処
理条件が適切でなく、いずれかの特性が劣る。鋼９はＣ
量が多過ぎるため、低温靭性（シャルピー吸収エネルギ
ー、遷移温度）、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼１０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１１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・低温靭性バラン
スが悪い）。
製造した鋼板は優れた強度・低温靭性、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の熱処
理条件が適切でなく、いずれかの特性が劣る。鋼９はＣ
量が多過ぎるため、低温靭性（シャルピー吸収エネルギ
ー、遷移温度）、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼１０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１１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・低温靭性バラン
スが悪い）。
【００３６】鋼１２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１３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１４はＮｉ量が少な過ぎる。その結果、機械
的性質はまずまずであるが、鋼管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１５はＣａ処理
されていないため、耐ＨＩＣ性が悪い。鋼１６は化学成
分は適当であるが、製造条件中の鋼片再加熱開始温度が
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１７は鋼片の再加熱温度が低過ぎるため、溶
体化が不十分で強度が低い。
ャルピー遷移温度が高く、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼１３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１４はＮｉ量が少な過ぎる。その結果、機械
的性質はまずまずであるが、鋼管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１５はＣａ処理
されていないため、耐ＨＩＣ性が悪い。鋼１６は化学成
分は適当であるが、製造条件中の鋼片再加熱開始温度が
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１７は鋼片の再加熱温度が低過ぎるため、溶
体化が不十分で強度が低い。
【００３７】鋼１８は９００℃以下の累積圧下量が少な
過ぎるため、低温靭性が今一歩である。鋼１９はオース
テナイト−フィライト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２０は２相域で
の累積圧下量が多過ぎるため、かえって低温靭性、耐Ｈ
ＩＣ性が劣化している。鋼２１は２相域での圧延がなく
圧延終了温度が高過ぎるため、低温靭性が劣る。鋼２２
は圧延終了温度が低過ぎるため、低温靭性が劣る。鋼２
３は水冷停止温度が高過ぎるため強度が低い。鋼２４は
時効温度が高過ぎるため強度が低い。鋼２５は時効温度
が低過ぎるため強度が低い。
過ぎるため、低温靭性が今一歩である。鋼１９はオース
テナイト−フィライト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２０は２相域で
の累積圧下量が多過ぎるため、かえって低温靭性、耐Ｈ
ＩＣ性が劣化している。鋼２１は２相域での圧延がなく
圧延終了温度が高過ぎるため、低温靭性が劣る。鋼２２
は圧延終了温度が低過ぎるため、低温靭性が劣る。鋼２
３は水冷停止温度が高過ぎるため強度が低い。鋼２４は
時効温度が高過ぎるため強度が低い。鋼２５は時効温度
が低過ぎるため強度が低い。
【００３８】
【表１】
【００３９】
【表２】
【００４０】
【表３】
【００４１】
【発明の効果】本発明により低温靭性、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）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）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％ に必要に応じて、さらにＶ：０．０１〜０．１０％、Ｃ
ｒ：０．１〜０．５％の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〜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４００℃以下任
意の温度まで冷却した鋼板を成形して鋼管とした後、４
００〜６５０℃の温度で時効処理することを特徴とする
超高強度鋼管の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7411195A JPH08311549A (ja) | 1995-03-13 | 1995-03-30 | 超高強度鋼管の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5292495 | 1995-03-13 | ||
| JP7-52924 | 1995-03-13 | ||
| JP7411195A JPH08311549A (ja) | 1995-03-13 | 1995-03-30 | 超高強度鋼管の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08311549A true JPH08311549A (ja) | 1996-11-26 |
Family
ID=26393590
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7411195A Withdrawn JPH08311549A (ja) | 1995-03-13 | 1995-03-30 | 超高強度鋼管の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08311549A (ja) |
Cited By (7)
| 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 |
| EP1169485A2 (en) * | 1998-12-19 | 2002-01-09 | Exxonmobil Upstream Research Company | Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness |
| EP1416059A1 (en) * | 2002-10-29 | 2004-05-06 | The Japan Steel Works, Ltd. | Base material for clad steel plate excellent in low-temperature toughness at weld heat-affected zone and method for producing the clad steel plate |
| JP5846311B2 (ja) * | 2012-09-06 | 2016-01-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性に優れた厚肉高張力鋼およびその製造方法 |
-
1995
- 1995-03-30 JP JP7411195A patent/JPH08311549A/ja not_active Withdrawn
Cited By (10)
| 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 |
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| 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 |
| EP1169485A2 (en) * | 1998-12-19 | 2002-01-09 | Exxonmobil Upstream Research Company | Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness |
| EP1169485A4 (en) * | 1998-12-19 | 2004-11-10 | Exxonmobil Upstream Res Co | AUSTENITIC STEELS HAVING EXTREMELY HIGH RESISTANCE AND EXCELLENT TENACITY AT CRYOGENIC TEMPERATURES |
| EP1416059A1 (en) * | 2002-10-29 | 2004-05-06 | The Japan Steel Works, Ltd. | Base material for clad steel plate excellent in low-temperature toughness at weld heat-affected zone and method for producing the clad steel plate |
| JP5846311B2 (ja) * | 2012-09-06 | 2016-01-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性に優れた厚肉高張力鋼およびその製造方法 |
| JPWO2014038200A1 (ja) * | 2012-09-06 | 2016-08-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性に優れた厚肉高張力鋼およびその製造方法 |
| US9777358B2 (en) | 2012-09-06 | 2017-10-03 | Jfe Steel Corporation | Thick-walled, high tensile strength steel with excellent CTOD characteristics of the weld heat-affected zone, and manufacturing method thereof |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20020604 |