JPH0885841A - 低温靭性の優れた高強度耐サワーラインパイプ用鋼板 - Google Patents
低温靭性の優れた高強度耐サワーラインパイプ用鋼板Info
- Publication number
- JPH0885841A JPH0885841A JP22481394A JP22481394A JPH0885841A JP H0885841 A JPH0885841 A JP H0885841A JP 22481394 A JP22481394 A JP 22481394A JP 22481394 A JP22481394 A JP 22481394A JP H0885841 A JPH0885841 A JP H0885841A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- toughness
- separation
- steel plate
- low temperature
- steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Withdrawn
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、低温靭性の優れた高強度耐サワー
ラインパイプ用鋼板（BDWTT 85％ Shear FATT≦ -50
℃、API5L-X60 以上の強度、NACE環境での耐 HIC性）を
提供するものである。 【構成】 強度、耐水素誘起割れ性、溶接性の観点から
化学成分を限定し、ミクロ組織がベイナイトであり、Ｂ
ＤＷＴＴにおけるセパレーション指数の最大値が０．０
２mm-1以上であることを特徴とする、低温靭性の優れた
高強度耐サワーラインパイプ用鋼板。ここで、ＢＤＷＴ
Ｔ破面におけるセパレーション指数とは以下の式で表せ
られる。 セパレーション指数（mm-1）＝セパレーションの長さの
総和(mm)／破面の有効面積( mm2 )
ラインパイプ用鋼板（BDWTT 85％ Shear FATT≦ -50
℃、API5L-X60 以上の強度、NACE環境での耐 HIC性）を
提供するものである。 【構成】 強度、耐水素誘起割れ性、溶接性の観点から
化学成分を限定し、ミクロ組織がベイナイトであり、Ｂ
ＤＷＴＴにおけるセパレーション指数の最大値が０．０
２mm-1以上であることを特徴とする、低温靭性の優れた
高強度耐サワーラインパイプ用鋼板。ここで、ＢＤＷＴ
Ｔ破面におけるセパレーション指数とは以下の式で表せ
られる。 セパレーション指数（mm-1）＝セパレーションの長さの
総和(mm)／破面の有効面積( mm2 )
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は低温靭性の優れた高強度
耐サワーラインパイプ用鋼板（米国石油協会（ＡＰＩ）
規格Ｘ６０以上の強度）に関するものである。
耐サワーラインパイプ用鋼板（米国石油協会（ＡＰＩ）
規格Ｘ６０以上の強度）に関するものである。
【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、高強度と優
れた低温靭性および現地溶接性が要求される。さらに最
近は、海水の注入による原油・ガス井戸のサワー化や劣
悪資源の開発に伴うパイプラインのサワー化が進行し、
耐水素誘起割れ性が求められるようになった。従来、優
れた耐水素誘起割れ性は、鋼の高純度・高清浄度化、
硫化物系介在物のＣａ添加による形態制御、連続鋳
造時の軽圧下による中心偏析の低減、加速冷却による
中心偏析部のミクロ組織の改善、などの技術を駆使して
達成されてきた（例えば特公昭６３−００１３６９号公
報、特開昭６２−１１２７２２号公報）。
然ガス輸送用大径ラインパイプに対しては、高強度と優
れた低温靭性および現地溶接性が要求される。さらに最
近は、海水の注入による原油・ガス井戸のサワー化や劣
悪資源の開発に伴うパイプラインのサワー化が進行し、
耐水素誘起割れ性が求められるようになった。従来、優
れた耐水素誘起割れ性は、鋼の高純度・高清浄度化、
硫化物系介在物のＣａ添加による形態制御、連続鋳
造時の軽圧下による中心偏析の低減、加速冷却による
中心偏析部のミクロ組織の改善、などの技術を駆使して
達成されてきた（例えば特公昭６３−００１３６９号公
報、特開昭６２−１１２７２２号公報）。
【０００３】特に、加速冷却の適用は中心偏析部を含む
ミクロ組織をベイナイトに制御することで、耐水素誘起
割れ性を大幅に向上させる。しかしながら、Ａｒ3 点
（変態開始温度）以上からの加速冷却が必須であるた
め、必然的に圧延終了温度がＡｒ3 点以上に規制され
る。このような圧延においては、変態後のミクロ組織の
微細化に限界があり、組織微細化による低温靭性の向上
には限界があった。
ミクロ組織をベイナイトに制御することで、耐水素誘起
割れ性を大幅に向上させる。しかしながら、Ａｒ3 点
（変態開始温度）以上からの加速冷却が必須であるた
め、必然的に圧延終了温度がＡｒ3 点以上に規制され
る。このような圧延においては、変態後のミクロ組織の
微細化に限界があり、組織微細化による低温靭性の向上
には限界があった。
【０００４】低温靭性の向上には、ミクロ組織の微細化
に加えてセパレーションの発生が有効であることが知ら
れている。従来、圧延終了温度がＡｒ3 点以下であるよ
うな二相域圧延鋼板においては、セパレーションを利用
して低温靭性の向上が図られてきた。しかしながら、圧
延終了温度がＡｒ3 点以上であるような耐サワー鋼板に
おいては、従来の技術ではセパレーションがほとんど発
生しないため、低温靭性を向上させるためにセパレーシ
ョンを積極的に利用しようという思想はこれまでなかっ
た。
に加えてセパレーションの発生が有効であることが知ら
れている。従来、圧延終了温度がＡｒ3 点以下であるよ
うな二相域圧延鋼板においては、セパレーションを利用
して低温靭性の向上が図られてきた。しかしながら、圧
延終了温度がＡｒ3 点以上であるような耐サワー鋼板に
おいては、従来の技術ではセパレーションがほとんど発
生しないため、低温靭性を向上させるためにセパレーシ
ョンを積極的に利用しようという思想はこれまでなかっ
た。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、優れた低温
靭性と耐水素誘起割れ性（ＮＡＣＥ環境）を有するＡＰ
Ｉ５Ｌ−Ｘ６０以上の高強度ラインパイプ用鋼板を提供
するものである。
靭性と耐水素誘起割れ性（ＮＡＣＥ環境）を有するＡＰ
Ｉ５Ｌ−Ｘ６０以上の高強度ラインパイプ用鋼板を提供
するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、重量％
でＣ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍ
ｎ：０．６〜１．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：
０．００１％以下、Ａｌ：０．０６％以下、Ｔｉ：０．
００５〜０．０３％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｃ
ａ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．
００５％、Ｏ：０．００３％以下を含有し、かつ０．５
≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦
７．０を満足し、さらに必要に応じて、重量％でＮｉ：
０．１〜０．５％、Ｃｒ：０．１〜０．５％、Ｍｏ：
０．１〜０．５％、Ｃｕ：０．１〜０．５％、Ｖ：０．
０１〜０．１％のうち１種以上を含有し、残部が鉄およ
び不可避的不純物である化学成分を有し、ミクロ組織が
ベイナイトであり、ＢＤＷＴＴにおけるセパレーション
指数の最大値が０．０２ｍｍ-1以上であることを特徴と
する低温靭性の優れた高強度耐サワーラインパイプ用鋼
板である。
でＣ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍ
ｎ：０．６〜１．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：
０．００１％以下、Ａｌ：０．０６％以下、Ｔｉ：０．
００５〜０．０３％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｃ
ａ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．
００５％、Ｏ：０．００３％以下を含有し、かつ０．５
≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦
７．０を満足し、さらに必要に応じて、重量％でＮｉ：
０．１〜０．５％、Ｃｒ：０．１〜０．５％、Ｍｏ：
０．１〜０．５％、Ｃｕ：０．１〜０．５％、Ｖ：０．
０１〜０．１％のうち１種以上を含有し、残部が鉄およ
び不可避的不純物である化学成分を有し、ミクロ組織が
ベイナイトであり、ＢＤＷＴＴにおけるセパレーション
指数の最大値が０．０２ｍｍ-1以上であることを特徴と
する低温靭性の優れた高強度耐サワーラインパイプ用鋼
板である。
【０００７】ここで、ＢＤＷＴＴ破面におけるセパレー
ション指数とは以下の式で表せられる。◎ セパレーション指数 (mm-1) ＝セパレーションの長さの
総和(mm)／破面の有効面積 (mm2 )
ション指数とは以下の式で表せられる。◎ セパレーション指数 (mm-1) ＝セパレーションの長さの
総和(mm)／破面の有効面積 (mm2 )
【０００８】以下、本発明について詳細に説明する。本
発明の思想は、耐サワー鋼板の低温靭性を向上させるシ
ーズとして、破面に発生するセパレーションを積極的に
利用することである。セパレーションとは圧延面に平行
で板厚方向に層状の割れであり、集合組織の発達に起因
して発生する。破壊時の主亀裂先端でセパレーションが
発生すると三軸引張応力の集中が緩和されるため、低温
靭性（脆性亀裂伝播停止特性）が向上する。
発明の思想は、耐サワー鋼板の低温靭性を向上させるシ
ーズとして、破面に発生するセパレーションを積極的に
利用することである。セパレーションとは圧延面に平行
で板厚方向に層状の割れであり、集合組織の発達に起因
して発生する。破壊時の主亀裂先端でセパレーションが
発生すると三軸引張応力の集中が緩和されるため、低温
靭性（脆性亀裂伝播停止特性）が向上する。
【０００９】図１にＴＳが同程度でミクロ組織が同程度
に微細であるベイナイト鋼について、ＢＤＷＴＴ特性と
セパレーション指数（＝セパレーションの長さの総和／
破面の有効面積）の関係を示す。セパレーション指数と
はセパレーションの発生の程度を示しており、この値が
大きいほどセパレーションが多く発生している。
に微細であるベイナイト鋼について、ＢＤＷＴＴ特性と
セパレーション指数（＝セパレーションの長さの総和／
破面の有効面積）の関係を示す。セパレーション指数と
はセパレーションの発生の程度を示しており、この値が
大きいほどセパレーションが多く発生している。
【００１０】同一の鋼板でも延性破面率によってセパレ
ーション指数は異なり、通常、延性破面率が１００％か
あるいはそれに近い場合に最大となる。図１の縦軸は延
性破面率が８５％となる温度を示す。図１から、セパレ
ーション指数が大きいほど低温靭性（ＢＤＷＴＴ特性）
は向上している。すなわち、ＴＳが同程度でミクロ組織
が同程度に微細であっても、セパレーションが多く発生
することによって低温靭性が向上する。
ーション指数は異なり、通常、延性破面率が１００％か
あるいはそれに近い場合に最大となる。図１の縦軸は延
性破面率が８５％となる温度を示す。図１から、セパレ
ーション指数が大きいほど低温靭性（ＢＤＷＴＴ特性）
は向上している。すなわち、ＴＳが同程度でミクロ組織
が同程度に微細であっても、セパレーションが多く発生
することによって低温靭性が向上する。
【００１１】二相域圧延鋼板では、セパレーションを多
く発生させるために圧延集合組織を発達させている。耐
サワー鋼板のミクロ組織はベイナイトに制御する必要が
あるため、セパレーションを多く発生させるためにはベ
イナイトの集合組織を発達させなければならない。その
方法として、厚鋼板の製造においてはオンラインの熱間
圧延が一般的と考えられる。オンラインの熱間圧延にお
いてベイナイトの集合組織を発達させるためには、変態
前のオーステナイト（γ）の状態が重要であると考え、
鋭意検討した結果、γの集合組織の発達に伴って変態後
のベイナイトの集合組織も発達し、セパレーションの発
生量が増加することが明らかになった。
く発生させるために圧延集合組織を発達させている。耐
サワー鋼板のミクロ組織はベイナイトに制御する必要が
あるため、セパレーションを多く発生させるためにはベ
イナイトの集合組織を発達させなければならない。その
方法として、厚鋼板の製造においてはオンラインの熱間
圧延が一般的と考えられる。オンラインの熱間圧延にお
いてベイナイトの集合組織を発達させるためには、変態
前のオーステナイト（γ）の状態が重要であると考え、
鋭意検討した結果、γの集合組織の発達に伴って変態後
のベイナイトの集合組織も発達し、セパレーションの発
生量が増加することが明らかになった。
【００１２】この新たな知見に基づき、γの集合組織を
発達させる圧延方法を検討した。その結果、Ａｒ3 点〜
Ａｒ3 点＋１００℃において、パス回数の６０％以上は
１パス当りの圧下率が１５％以上である圧延を行い、累
積圧下率を８０％以上とすることがγの集合組織の発達
に非常に有効であることを見いだした。
発達させる圧延方法を検討した。その結果、Ａｒ3 点〜
Ａｒ3 点＋１００℃において、パス回数の６０％以上は
１パス当りの圧下率が１５％以上である圧延を行い、累
積圧下率を８０％以上とすることがγの集合組織の発達
に非常に有効であることを見いだした。
【００１３】このように各パス圧下率の大きい圧延で
は、パス回数の減少によるロール抜熱量の減少や加工発
熱量の増大などにより、圧延中の鋼板温度の降下量の小
さい圧延が可能となり、Ａｒ3 点直上で強度の加工を行
うことができる。このような圧延を施した後、Ａｒ3 点
以上の温度から冷却速度が５〜４０℃／ｓの加速冷却を
適用することで、集合組織の発達したベイナイトが得ら
れ、セパレーションを多く発生する鋼板を製造すること
ができる。
は、パス回数の減少によるロール抜熱量の減少や加工発
熱量の増大などにより、圧延中の鋼板温度の降下量の小
さい圧延が可能となり、Ａｒ3 点直上で強度の加工を行
うことができる。このような圧延を施した後、Ａｒ3 点
以上の温度から冷却速度が５〜４０℃／ｓの加速冷却を
適用することで、集合組織の発達したベイナイトが得ら
れ、セパレーションを多く発生する鋼板を製造すること
ができる。
【００１４】ＢＤＷＴＴにおけるセパレーション指数の
最大値が０．０２mm-1未満であると、図１からも明らか
なように低温靭性の向上効果が小さい。従って、セパレ
ーション指数の最大値を０．０２mm-1以上とする必要が
ある。
最大値が０．０２mm-1未満であると、図１からも明らか
なように低温靭性の向上効果が小さい。従って、セパレ
ーション指数の最大値を０．０２mm-1以上とする必要が
ある。
【００１５】次に、化学成分の限定理由について説明す
る。機械的性質、耐水素誘起割れ性、溶接性などの観点
から化学成分を限定する必要がある。特に耐水素誘起割
れ性の観点から、スラブに中心偏析したまま拡散しにく
いＭｎ、Ｐを低減し、極低Ｓ化およびＣａ添加によって
硫化物系介在物の低減と形態制御を行うことが重要であ
る。以下、各成分の限定理由について説明する。
る。機械的性質、耐水素誘起割れ性、溶接性などの観点
から化学成分を限定する必要がある。特に耐水素誘起割
れ性の観点から、スラブに中心偏析したまま拡散しにく
いＭｎ、Ｐを低減し、極低Ｓ化およびＣａ添加によって
硫化物系介在物の低減と形態制御を行うことが重要であ
る。以下、各成分の限定理由について説明する。
【００１６】Ｃ量はＸ６０以上の高強度鋼では必然的に
多くなるが、Ｃ量の増加はスラブの中心偏析におけるＭ
ｎやＰの偏析を強めて耐水素誘起割れ性を著しく劣化さ
せるため、上限を０．１２％とした。下限は強度・低温
靭性を確保するため０．０２％とした。Ｍｎ，Ｐ量は中
心偏析を軽減して耐水素誘起割れ性を確保するため、上
限をそれぞれ１．５％、０．０１５％とした。Ｍｎ量の
下限は母材および溶接部の強度・低温靭性を確保するた
め０．６％とした。一方、Ｐ量は少ないほど耐水素誘起
割れ性が向上する。
多くなるが、Ｃ量の増加はスラブの中心偏析におけるＭ
ｎやＰの偏析を強めて耐水素誘起割れ性を著しく劣化さ
せるため、上限を０．１２％とした。下限は強度・低温
靭性を確保するため０．０２％とした。Ｍｎ，Ｐ量は中
心偏析を軽減して耐水素誘起割れ性を確保するため、上
限をそれぞれ１．５％、０．０１５％とした。Ｍｎ量の
下限は母材および溶接部の強度・低温靭性を確保するた
め０．６％とした。一方、Ｐ量は少ないほど耐水素誘起
割れ性が向上する。
【００１７】Ｎｂ，Ｔｉは本発明鋼に必須の元素であ
る。Ｎｂは制御圧延におけるオーステナイト組織の微細
化や析出強化に寄与して鋼を強靭化する。Ｔｉは微細な
ＴｉＮを形成し、スラブ加熱時および溶接時の加熱オー
ステナイト粒の粗大化を抑制し、母材靭性およびＨＡＺ
靭性を改善する。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Ｈ
ＡＺ靭性や現地溶接性を劣化させない添加量の限界であ
る。
る。Ｎｂは制御圧延におけるオーステナイト組織の微細
化や析出強化に寄与して鋼を強靭化する。Ｔｉは微細な
ＴｉＮを形成し、スラブ加熱時および溶接時の加熱オー
ステナイト粒の粗大化を抑制し、母材靭性およびＨＡＺ
靭性を改善する。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Ｈ
ＡＺ靭性や現地溶接性を劣化させない添加量の限界であ
る。
【００１８】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０．６％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。本発明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、
０．５≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５
〔Ｓ〕≦７．０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。
靭性を劣化させるため、その上限を０．６％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。本発明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、
０．５≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５
〔Ｓ〕≦７．０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。
【００１９】そこでＳ量を０．００１％以下とし、Ｃａ
量を０．００１〜０．００５％添加し、Ｃａによる硫化
物の形態制御を十分に行うため、ＥＳＳＰ＝〔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。
量を０．００１〜０．００５％添加し、Ｃａによる硫化
物の形態制御を十分に行うため、ＥＳＳＰ＝〔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。
【００２０】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
低減し、Ｃａ量で硫化物の形態制御を行うためである。
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０．０６％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０．０６％とした。
限定した。これはＨＩＣの起点となる酸化物系介在物を
低減し、Ｃａ量で硫化物の形態制御を行うためである。
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０．０６％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０．０６％とした。
【００２１】次に選択元素であるＮｉ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｃ
ｕ，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な目的は、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
の向上をはかるためである。従って、その添加量は自ら
制限されるべき性質のものである。Ｎｉは溶接性および
ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性
を向上させるが、過剰な添加は溶接性に好ましくないた
め上限を０．５％とした。
ｕ，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な目的は、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
の向上をはかるためである。従って、その添加量は自ら
制限されるべき性質のものである。Ｎｉは溶接性および
ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性
を向上させるが、過剰な添加は溶接性に好ましくないた
め上限を０．５％とした。
【００２２】Ｍｏは母材の強度、靭性をともに向上させ
るが、過剰な添加は母材およびＨＡＺの靭性、溶接性の
劣化を招くため、上限を０．５％とした。ＣｒはＣＣス
ラブにおいて中心偏析し難く、かつ母材の強度を向上さ
せるが、過剰な添加は母材およびＨＡＺの靭性、溶接性
を劣化させるため、上限を０．５％とした。
るが、過剰な添加は母材およびＨＡＺの靭性、溶接性の
劣化を招くため、上限を０．５％とした。ＣｒはＣＣス
ラブにおいて中心偏析し難く、かつ母材の強度を向上さ
せるが、過剰な添加は母材およびＨＡＺの靭性、溶接性
を劣化させるため、上限を０．５％とした。
【００２３】ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果を有するが、
過剰な添加は熱間圧延時にＣｕ−クラックを発生し製造
が困難となるため、上限を０．５％とした。ＶはＮｂと
ほぼ同様な効果を有し、ミクロ組織の微細化による靭性
の向上や、焼入れ性の増大、析出硬化による強度の向上
を可能とする。しかし、過剰な添加はＨＡＺ靭性、溶接
性の劣化を招くため、上限を０．１％とした。
過剰な添加は熱間圧延時にＣｕ−クラックを発生し製造
が困難となるため、上限を０．５％とした。ＶはＮｂと
ほぼ同様な効果を有し、ミクロ組織の微細化による靭性
の向上や、焼入れ性の増大、析出硬化による強度の向上
を可能とする。しかし、過剰な添加はＨＡＺ靭性、溶接
性の劣化を招くため、上限を０．１％とした。
【００２４】次にミクロ組織について説明する。上述の
ように化学成分を調整した上で、ミクロ組織をベイナイ
トに制御する必要がある。ここで、本発明で意味すると
ころのベイナイトとは、アシキュラー（針状）フェライ
トを含み、体積率で２０％以下のポリゴナル（粒状）フ
ェライトの含有を許容する。このような組織に制御され
ていれば耐水素誘起割れ性は確保できる。ポリゴナルフ
ェライト＋パーライトに組織制御すると、変態の進行に
伴って中心偏析部の未変態部にＣが濃化して硬化組織が
形成され、耐水素誘起割れ性が大幅に劣化してしまう。
ように化学成分を調整した上で、ミクロ組織をベイナイ
トに制御する必要がある。ここで、本発明で意味すると
ころのベイナイトとは、アシキュラー（針状）フェライ
トを含み、体積率で２０％以下のポリゴナル（粒状）フ
ェライトの含有を許容する。このような組織に制御され
ていれば耐水素誘起割れ性は確保できる。ポリゴナルフ
ェライト＋パーライトに組織制御すると、変態の進行に
伴って中心偏析部の未変態部にＣが濃化して硬化組織が
形成され、耐水素誘起割れ性が大幅に劣化してしまう。
【００２５】また、マルテンサイトに組織制御すると、
強度が過剰となって耐水素誘起割れ性および低温靭性が
劣化し、更に溶接熱影響部の軟化も大きくなってしま
う。ミクロ組織をベイナイトに制御することは、耐水素
誘起割れ性の確保はもとより、低合金成分で高強度が達
成できるために溶接性の点からも有利である。
強度が過剰となって耐水素誘起割れ性および低温靭性が
劣化し、更に溶接熱影響部の軟化も大きくなってしま
う。ミクロ組織をベイナイトに制御することは、耐水素
誘起割れ性の確保はもとより、低合金成分で高強度が達
成できるために溶接性の点からも有利である。
【００２６】図２に耐水素誘起割れ性とセパレーション
指数の関係を示す。セパレーション指数の大きい鋼板、
すなわちベイナイトの集合組織がより発達している鋼板
でも良好な耐水素誘起割れ性を示している。このことか
ら、セパレーションの発生を促すベイナイトの集合組織
が耐水素誘起割れ性に対して悪影響を及ぼすことはな
い。なお、本発明鋼をＡｃ1 点以下の温度に焼戻し処理
することは、何ら本発明鋼の特徴を損なうものではな
い。また、本発明鋼はラインパイプのほかにも、例えば
圧力容器などにも適用可能である。
指数の関係を示す。セパレーション指数の大きい鋼板、
すなわちベイナイトの集合組織がより発達している鋼板
でも良好な耐水素誘起割れ性を示している。このことか
ら、セパレーションの発生を促すベイナイトの集合組織
が耐水素誘起割れ性に対して悪影響を及ぼすことはな
い。なお、本発明鋼をＡｃ1 点以下の温度に焼戻し処理
することは、何ら本発明鋼の特徴を損なうものではな
い。また、本発明鋼はラインパイプのほかにも、例えば
圧力容器などにも適用可能である。
【００２７】
【実施例】表１に鋼の化学成分、Ａｒ3 点を示す。表２
に圧延終了温度、冷却速度、板厚、ミクロ組織、セパレ
ーション指数、強度、低温靭性、耐水素誘起割れ性を示
す。鋼板はオンラインの熱間圧延によって製造した。Ａ
ｒ3 以上の温度から加速冷却によってベイナイトあるい
はマルテンサイト組織を得た。また、二相域圧延の後空
冷することによって、ポリゴナルフェライト＋パーライ
ト組織を得た。表１、表２中の鋼１〜６は本発明鋼で、
鋼７〜１６は比較鋼である。
に圧延終了温度、冷却速度、板厚、ミクロ組織、セパレ
ーション指数、強度、低温靭性、耐水素誘起割れ性を示
す。鋼板はオンラインの熱間圧延によって製造した。Ａ
ｒ3 以上の温度から加速冷却によってベイナイトあるい
はマルテンサイト組織を得た。また、二相域圧延の後空
冷することによって、ポリゴナルフェライト＋パーライ
ト組織を得た。表１、表２中の鋼１〜６は本発明鋼で、
鋼７〜１６は比較鋼である。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】本発明鋼は、ＡＰＩ５Ｌ−Ｘ６０以上の高
強度を有し、かつ優れた低温靭性（BDWTT 85％ Shear
FATT≦−50℃）とＮＡＣＥ環境での優れた耐水素誘起割
れ性（ CAR≦５％）を有する。一方、比較鋼は化学成
分、ミクロ組織が適当でないことや、セパレーション指
数が小さいために強度、低温靭性、耐水素誘起割れ性の
何れかが劣る。鋼７、８、９はそれぞれＣ量，Ｍｎ量，
Ｐ量が多すぎるため、中心偏析部に硬化組織が形成して
しまい、耐水素誘起割れ性が劣っている。
強度を有し、かつ優れた低温靭性（BDWTT 85％ Shear
FATT≦−50℃）とＮＡＣＥ環境での優れた耐水素誘起割
れ性（ CAR≦５％）を有する。一方、比較鋼は化学成
分、ミクロ組織が適当でないことや、セパレーション指
数が小さいために強度、低温靭性、耐水素誘起割れ性の
何れかが劣る。鋼７、８、９はそれぞれＣ量，Ｍｎ量，
Ｐ量が多すぎるため、中心偏析部に硬化組織が形成して
しまい、耐水素誘起割れ性が劣っている。
【００３１】鋼１０は、Ｓ量が多すぎるためにＥＳＳＰ
（＝〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕）
が０．５未満となり、硫化物系介在物の形態制御が不十
分となって耐水素誘起割れ性が劣っている。鋼１１はＮ
ｂ量が少なすぎるために圧延によるオーステナイト組織
の微細化とＮｂによる析出強化が不十分となり、低温靭
性および強度が劣っている。鋼１２はＣａ量が少なすぎ
るために硫化物系介在物の形態制御が不十分となり、耐
水素誘起割れ性が劣っている。
（＝〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕）
が０．５未満となり、硫化物系介在物の形態制御が不十
分となって耐水素誘起割れ性が劣っている。鋼１１はＮ
ｂ量が少なすぎるために圧延によるオーステナイト組織
の微細化とＮｂによる析出強化が不十分となり、低温靭
性および強度が劣っている。鋼１２はＣａ量が少なすぎ
るために硫化物系介在物の形態制御が不十分となり、耐
水素誘起割れ性が劣っている。
【００３２】鋼１３はＴｉ量が少なすぎるためにＴｉＮ
による加熱オーステナイト粒の成長抑制が不十分とな
り、加熱オーステナイト粒の粗大化によってフェライト
粒が十分に微細化されず、低温靭性が劣っている。鋼１
４はセパレーションが発生しないため、低温靭性をミク
ロ組織の微細化のみで担っており、低温靭性が劣化して
いる。鋼１５はミクロ組織がポリゴナルフェライト＋パ
ーライトであるため、耐水素誘起割れ性が大幅に劣化し
ている。鋼１６はミクロ組織がマルテンサイトであるた
め強度が過剰となり、低温靭性および耐水素誘起割れ性
が劣化している。
による加熱オーステナイト粒の成長抑制が不十分とな
り、加熱オーステナイト粒の粗大化によってフェライト
粒が十分に微細化されず、低温靭性が劣っている。鋼１
４はセパレーションが発生しないため、低温靭性をミク
ロ組織の微細化のみで担っており、低温靭性が劣化して
いる。鋼１５はミクロ組織がポリゴナルフェライト＋パ
ーライトであるため、耐水素誘起割れ性が大幅に劣化し
ている。鋼１６はミクロ組織がマルテンサイトであるた
め強度が過剰となり、低温靭性および耐水素誘起割れ性
が劣化している。
【００３３】
【発明の効果】本発明法によって提供される高強度耐サ
ワーラインパイプ用鋼板は、従来の鋼に比較して非常に
優れた低温靭性を有しており、寒冷でかつサワーな環境
におけるパイプラインの安全性が格段に向上した。
ワーラインパイプ用鋼板は、従来の鋼に比較して非常に
優れた低温靭性を有しており、寒冷でかつサワーな環境
におけるパイプラインの安全性が格段に向上した。
【図１】ＢＤＷＴＴ特性とセパレーション指数の関係の
図表を示す。
図表を示す。
【図２】耐水素誘起割れ性とセパレーション指数の関係
の図表を示す。
の図表を示す。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成６年１０月１２日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２９
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２９】
【表２】 ─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成７年１月５日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２０
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２０】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
低減し、Ｃａ量で硫化物の形態制御を行うためである。
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０．０６％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０．０６％とした。ＮはＴｉＮを形成しスラブ再加
熱時や溶接時のγ粒の粗大化抑制を通じて母材、ＨＡＺ
靭性を向上させる。このために必要な最小量は０．００
１％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。
限定した。これはＨＩＣの起点となる酸化物系介在物を
低減し、Ｃａ量で硫化物の形態制御を行うためである。
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０．０６％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０．０６％とした。ＮはＴｉＮを形成しスラブ再加
熱時や溶接時のγ粒の粗大化抑制を通じて母材、ＨＡＺ
靭性を向上させる。このために必要な最小量は０．００
１％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。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．１２％、 Ｓｉ：０．６％
以下、 Ｍｎ：０．６〜１．５％、 Ｐ ：０．０１
５％以下、 Ｓ ：０．００１％以下、 Ａｌ：０．０６
％以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｎｂ：０．０１
〜０．１％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％、 Ｎ ：０．００
１〜０．００５％、 Ｏ ：０．００３％以下 を含有し、かつ０．５≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）
／１．２５〔Ｓ〕≦７．０を満足し、残部が鉄および不
可避的不純物である化学成分を有し、ミクロ組織がベイ
ナイトであり、ＢＤＷＴＴにおけるセパレーション指数
の最大値が０．０２ｍｍ-1以上であることを特徴とする
低温靭性の優れた高強度耐サワーラインパイプ用鋼板。
◎ここで、ＢＤＷＴＴ破面におけるセパレーション指数
とは以下の式で表せられる。◎ セパレーション指数 (mm-1) ＝セパレーションの長さの
総和(mm)／破面の有効面積 (mm2 ) - 【請求項２】 さらに重量％で、 Ｎｉ：０．１〜０．５％、 Ｃｒ：０．１〜
０．５％、 Ｍｏ：０．１〜０．５％、 Ｃｕ：０．１〜
０．５％、 Ｖ ：０．０１〜０．１％ のうち１種以上を含有することを特徴とする請求項１記
載の低温靭性の優れた高強度耐サワーラインパイプ用鋼
板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22481394A JPH0885841A (ja) | 1994-09-20 | 1994-09-20 | 低温靭性の優れた高強度耐サワーラインパイプ用鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22481394A JPH0885841A (ja) | 1994-09-20 | 1994-09-20 | 低温靭性の優れた高強度耐サワーラインパイプ用鋼板 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0885841A true JPH0885841A (ja) | 1996-04-02 |
Family
ID=16819610
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22481394A Withdrawn JPH0885841A (ja) | 1994-09-20 | 1994-09-20 | 低温靭性の優れた高強度耐サワーラインパイプ用鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0885841A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003293079A (ja) * | 2002-04-09 | 2003-10-15 | Nippon Steel Corp | 高エネルギー密度溶接用耐サワー鋼材及び鋼構造物 |
| WO2008132882A1 (ja) | 2007-03-01 | 2008-11-06 | Nippon Steel Corporation | 低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
-
1994
- 1994-09-20 JP JP22481394A patent/JPH0885841A/ja not_active Withdrawn
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003293079A (ja) * | 2002-04-09 | 2003-10-15 | Nippon Steel Corp | 高エネルギー密度溶接用耐サワー鋼材及び鋼構造物 |
| WO2008132882A1 (ja) | 2007-03-01 | 2008-11-06 | Nippon Steel Corporation | 低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| US8562762B2 (en) | 2007-03-01 | 2013-10-22 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High strength hot rolled steel products for line-pipes excellent in low temperature toughness and production method of the same |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR100506967B1 (ko) | 고인장강도 강 및 이의 제조방법 | |
| JP4969915B2 (ja) | 耐歪時効性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及び高強度ラインパイプ用鋼板並びにそれらの製造方法 | |
| JP4502012B2 (ja) | ラインパイプ用継目無鋼管およびその製造方法 | |
| JP5353156B2 (ja) | ラインパイプ用鋼管及びその製造方法 | |
| JP4700741B2 (ja) | 靭性に優れた厚肉耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法 | |
| AU8676498A (en) | Ultra-high strength, weldable steels with excellent ultra-low temperature toughness | |
| WO2009125863A1 (ja) | 低温靱性に優れた高強度鋼板及び鋼管並びにそれらの製造方法 | |
| JP3387371B2 (ja) | アレスト性と溶接性に優れた高張力鋼および製造方法 | |
| JPH07173536A (ja) | 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 | |
| JP2010189720A (ja) | 耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法 | |
| JP3941211B2 (ja) | 耐ｈｉｃ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法 | |
| JP3244984B2 (ja) | 低降伏比を有する低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用鋼 | |
| JP3812108B2 (ja) | 中心部特性に優れる高張力鋼およびその製造方法 | |
| JPH10298707A (ja) | 高靭性高張力鋼およびその製造方法 | |
| WO2010143433A1 (ja) | 高強度鋼管及びその製造方法 | |
| JP2711163B2 (ja) | 耐ｃｏ▲下２▼腐食性の優れた高耐食性低合金ラインパイプ用鋼の製造法 | |
| JP4964480B2 (ja) | 溶接部の靱性に優れた高強度鋼管及びその製造方法 | |
| JP3244986B2 (ja) | 低温靭性の優れた溶接性高張力鋼 | |
| JP2003293078A (ja) | 溶接熱影響部靭性及び変形能に優れた鋼管及び鋼管用鋼板の製造法 | |
| JPH06136440A (ja) | 耐サワー性の優れた高強度鋼板の製造法 | |
| JPH11172374A (ja) | 高強度高靭性ベンド管およびその製造法 | |
| JP3854412B2 (ja) | 溶接熱影響部靱性に優れた耐サワー鋼板およびその製造法 | |
| JPH0885841A (ja) | 低温靭性の優れた高強度耐サワーラインパイプ用鋼板 | |
| JP2001207242A (ja) | 円周方向溶接部の低温靱性に優れた厚肉耐サワー鋼管およびパイプライン | |
| JPH09324217A (ja) | 耐ｈｉｃ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方法 |
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: 20011120 |