JPH09209037A - 耐ｈｉｃ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法 - Google Patents
耐ｈｉｃ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法Info
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- JPH09209037A JPH09209037A JP1537096A JP1537096A JPH09209037A JP H09209037 A JPH09209037 A JP H09209037A JP 1537096 A JP1537096 A JP 1537096A JP 1537096 A JP1537096 A JP 1537096A JP H09209037 A JPH09209037 A JP H09209037A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】引張強さが６９０Ｎ／ｍｍ2 以上でもＨＩＣの
発生を安価にかつ安定して防止することができる耐ＨＩ
Ｃ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法を提
供すること。 【解決手段】重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓ
ｉ：０．０３〜０．５０％以下、Ｍｎ：１．５０〜２．
００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００２％以
下、Ｎｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｏ：０．１０〜
０．３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：
０．００５〜０．１０％、Ａｌ：０．０１〜０．０７
％、Ｃａ：０．０００５〜０．００８０％を含有し、Ｃ
ｕを０．０５％以下に制限した鋼のスラブを、１０００
〜１２５０℃に加熱し、Ａｒ3 温度以上の温度域で圧延
を終了し、５〜２０℃／ｓｅｃの冷却速度で、６００℃
以下で４５０℃以上の温度域まで加速冷却を施す。
発生を安価にかつ安定して防止することができる耐ＨＩ
Ｃ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法を提
供すること。 【解決手段】重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓ
ｉ：０．０３〜０．５０％以下、Ｍｎ：１．５０〜２．
００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００２％以
下、Ｎｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｏ：０．１０〜
０．３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：
０．００５〜０．１０％、Ａｌ：０．０１〜０．０７
％、Ｃａ：０．０００５〜０．００８０％を含有し、Ｃ
ｕを０．０５％以下に制限した鋼のスラブを、１０００
〜１２５０℃に加熱し、Ａｒ3 温度以上の温度域で圧延
を終了し、５〜２０℃／ｓｅｃの冷却速度で、６００℃
以下で４５０℃以上の温度域まで加速冷却を施す。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、板厚が５０ｍｍ以
下で、耐ＨＩＣ性に優れ、強度レベルがＡＰＩ規格Ｘ８
０グレードのラインパイプの素材として使用される鋼板
の製造方法に関する。本発明の鋼板は、厚板ミルや熱延
ミルにて製造され、ＵＯＥ成形、プレスベンド成形、ロ
ール成形などにより成形され、サブマージドアーク溶接
や電縫溶接などにより溶接接合されて、原油や天然ガス
を輸送するためのラインパイプとして利用される。
下で、耐ＨＩＣ性に優れ、強度レベルがＡＰＩ規格Ｘ８
０グレードのラインパイプの素材として使用される鋼板
の製造方法に関する。本発明の鋼板は、厚板ミルや熱延
ミルにて製造され、ＵＯＥ成形、プレスベンド成形、ロ
ール成形などにより成形され、サブマージドアーク溶接
や電縫溶接などにより溶接接合されて、原油や天然ガス
を輸送するためのラインパイプとして利用される。
【０００２】
【従来の技術】硫化水素を含む原油や天然ガスの輸送に
用いられるラインパイプには、一般に、強度、靭性、溶
接性などラインパイプとして必要な特性の他に、耐水素
誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）や耐応力腐食割れ性（耐ＳＳ
ＣＣ性）などのいわゆる耐サワー性能が要求される。
用いられるラインパイプには、一般に、強度、靭性、溶
接性などラインパイプとして必要な特性の他に、耐水素
誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）や耐応力腐食割れ性（耐ＳＳ
ＣＣ性）などのいわゆる耐サワー性能が要求される。
【０００３】ここでＨＩＣは、腐食反応により生成した
水素イオンが鋼表面に吸着し、原子状の水素として鋼内
部に侵入して、鋼中のＭｎＳなどの非金属介在物や硬い
第２相組織のまわりに拡散・集積し、その内圧により発
生するとされている。このため、ＨＩＣの発生を防ぐた
めの方法としてこれまでに以下の方法が提案されてい
る。
水素イオンが鋼表面に吸着し、原子状の水素として鋼内
部に侵入して、鋼中のＭｎＳなどの非金属介在物や硬い
第２相組織のまわりに拡散・集積し、その内圧により発
生するとされている。このため、ＨＩＣの発生を防ぐた
めの方法としてこれまでに以下の方法が提案されてい
る。
【０００４】（１）鋼中のＳ含有量を低下させるととも
に、ＣａやＲＥＭなどを適量添加することにより、長く
伸展したＭｎＳの生成を抑制し、応力集中の小さい微細
に分散した球状の介在物に形態を変えて割れの発生・伝
播を抑制する（例えば、特開昭５４−１１０１１９号公
報）。
に、ＣａやＲＥＭなどを適量添加することにより、長く
伸展したＭｎＳの生成を抑制し、応力集中の小さい微細
に分散した球状の介在物に形態を変えて割れの発生・伝
播を抑制する（例えば、特開昭５４−１１０１１９号公
報）。
【０００５】（２）中央偏析部での割れについては起点
となり得る島状マルテンサイトの生成を抑制するととも
に、割れの伝播経路となりやすいマルテンサイトやベイ
ナイトなどの硬化組織の生成を抑制するために、鋼中の
Ｃ、Ｍｎ、Ｐなどの偏析傾向の高い元素の含有量を低減
したり、圧延前のスラブ加熱段階で合金元素偏析を解消
するための均熱処理を施すか、あるいは圧延後の冷却時
の変態途中でＣの拡散による硬化組織の生成を防ぐため
に加速冷却を施す（例えば、特開昭６１−６０８６６号
公報、特開昭６１−１６５２０７号公報など）。
となり得る島状マルテンサイトの生成を抑制するととも
に、割れの伝播経路となりやすいマルテンサイトやベイ
ナイトなどの硬化組織の生成を抑制するために、鋼中の
Ｃ、Ｍｎ、Ｐなどの偏析傾向の高い元素の含有量を低減
したり、圧延前のスラブ加熱段階で合金元素偏析を解消
するための均熱処理を施すか、あるいは圧延後の冷却時
の変態途中でＣの拡散による硬化組織の生成を防ぐため
に加速冷却を施す（例えば、特開昭６１−６０８６６号
公報、特開昭６１−１６５２０７号公報など）。
【０００６】（３）焼入・焼戻しなどの熱処理を施した
り、圧延仕上温度をオーステナイトの再結晶温度以下と
するなど、割れ感受性の低いミクロ組織を得る（例え
ば、特開昭５４−１２７８２号公報）＞ （４）鋼中へのＣｕの添加により、表面に保護膜を形成
して、鋼中への水素の侵入を抑制する（特開昭５２−１
１１８１５号公報）。
り、圧延仕上温度をオーステナイトの再結晶温度以下と
するなど、割れ感受性の低いミクロ組織を得る（例え
ば、特開昭５４−１２７８２号公報）＞ （４）鋼中へのＣｕの添加により、表面に保護膜を形成
して、鋼中への水素の侵入を抑制する（特開昭５２−１
１１８１５号公報）。
【０００７】これらの各種方法で耐ＨＩＣ性は向上し、
耐サワー性を必要とするラインパイプもＡＰＩ規格Ｘ６
５グレードまで大量生産されるようになった。しかしな
がら、近年になって輸送効率の増大や敷設費用低減のた
めにより高強度の鋼管に対する要求が高まり、サワー環
境で使用されるラインパイプにもＸ８０グレードまでの
高強度化が要求されるようになっている。
耐サワー性を必要とするラインパイプもＡＰＩ規格Ｘ６
５グレードまで大量生産されるようになった。しかしな
がら、近年になって輸送効率の増大や敷設費用低減のた
めにより高強度の鋼管に対する要求が高まり、サワー環
境で使用されるラインパイプにもＸ８０グレードまでの
高強度化が要求されるようになっている。
【０００８】ところが、ＨＩＣは強度の上昇とともに発
生しやすくなるため、上記（１）〜（４）の方法ではＨ
ＩＣの発生を完全に抑制することができなくなってき
た。最近になって、耐サワー性を有するＸ８０グレード
のラインパイプ用鋼板の製造方法が相次いで提案されて
いる。その骨子は、低ＳおよびＣａ添加により介在物の
形態制御を行いつつ、低Ｃ、低Ｍｎとして中央偏析を抑
制し、それに伴う強度の低下をＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉなどの
添加と圧延後の加速冷却で補うというものであり、特開
平５−９５７５号公報にはＣｒ添加が、特開平５−２７
１７６６号、特開平７−１０９５１９号の各公報にはＣ
ｒ−Ｍｏ添加が、特開平７−１７３５３６号公報にはＮ
ｉ−Ｃｒ−Ｍｏ添加が示されている。
生しやすくなるため、上記（１）〜（４）の方法ではＨ
ＩＣの発生を完全に抑制することができなくなってき
た。最近になって、耐サワー性を有するＸ８０グレード
のラインパイプ用鋼板の製造方法が相次いで提案されて
いる。その骨子は、低ＳおよびＣａ添加により介在物の
形態制御を行いつつ、低Ｃ、低Ｍｎとして中央偏析を抑
制し、それに伴う強度の低下をＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉなどの
添加と圧延後の加速冷却で補うというものであり、特開
平５−９５７５号公報にはＣｒ添加が、特開平５−２７
１７６６号、特開平７−１０９５１９号の各公報にはＣ
ｒ−Ｍｏ添加が、特開平７−１７３５３６号公報にはＮ
ｉ−Ｃｒ−Ｍｏ添加が示されている。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】本発明者らは、Ｘ８０
グレードの鋼管の素材となる鋼板のＡＰＩ規格の最小引
張強さは６２０Ｎ／ｍｍ2 であるものの、鋼管に成形後
に十分な降伏強度が得られ、かつ製造時のばらつきを考
慮して大量に生産するためには、引張強さが６９０Ｎ／
ｍｍ2 以上、望ましくは７４０Ｎ／ｍｍ2 以上でもＨＩ
Ｃを発生しないことが必要となると判断した。
グレードの鋼管の素材となる鋼板のＡＰＩ規格の最小引
張強さは６２０Ｎ／ｍｍ2 であるものの、鋼管に成形後
に十分な降伏強度が得られ、かつ製造時のばらつきを考
慮して大量に生産するためには、引張強さが６９０Ｎ／
ｍｍ2 以上、望ましくは７４０Ｎ／ｍｍ2 以上でもＨＩ
Ｃを発生しないことが必要となると判断した。
【００１０】このような高強度素材になると，上述した
ように上記（１）〜（４）の方法ではＨＩＣの発生を完
全に抑制することができない。具体的には、（１）の方
法によって形態制御された介在物からも割れが発生する
ようになり、（２）の方法によって中央偏析対策を施し
た中心部以外の部分で割れが発生するようになる。ま
た、（３）の方法のうち、焼入・焼戻し処理はラインパ
イプの大量生産にはコストおよび能率の面から不適当で
あるし、再結晶温度域仕上げによる組織制御もその効果
が十分でなくなってくる。さらに（４）の方法によるＣ
ｕ被膜も、ｐＨの低い環境ではその効果が期待できず、
実際にｐＨが約３の硫化水素を飽和させた５％ＮａＣｌ
＋０．５％ＣＨ3 ＣＯＯＨ水溶液（通称ＮＡＣＥ溶液）
では被膜の効果が得られていない。
ように上記（１）〜（４）の方法ではＨＩＣの発生を完
全に抑制することができない。具体的には、（１）の方
法によって形態制御された介在物からも割れが発生する
ようになり、（２）の方法によって中央偏析対策を施し
た中心部以外の部分で割れが発生するようになる。ま
た、（３）の方法のうち、焼入・焼戻し処理はラインパ
イプの大量生産にはコストおよび能率の面から不適当で
あるし、再結晶温度域仕上げによる組織制御もその効果
が十分でなくなってくる。さらに（４）の方法によるＣ
ｕ被膜も、ｐＨの低い環境ではその効果が期待できず、
実際にｐＨが約３の硫化水素を飽和させた５％ＮａＣｌ
＋０．５％ＣＨ3 ＣＯＯＨ水溶液（通称ＮＡＣＥ溶液）
では被膜の効果が得られていない。
【００１１】また、上記特開平５−９５７５号、特開平
５−２７１７６６号、特開平７−１０９５１９号、特開
平７−１７３５３６号の各公報に開示された方法は、い
ずれも中央偏析部のＨＩＣ発生を防止するための方法で
あって、中央偏析部以外については具体的な割れ対策は
施されていないし、またこれらの実施例に示されている
引張強さは６２９〜６９５Ｎ／ｍｍ2 であって、本発明
者がＸ８０グレード鋼管の素材鋼板の強度として意図す
る６９０Ｎ／ｍｍ2 以上、望ましくは７４０Ｎ／ｍｍ2
以上に比べて低い強度レベルにおける耐ＨＩＣ性対策に
過ぎない。
５−２７１７６６号、特開平７−１０９５１９号、特開
平７−１７３５３６号の各公報に開示された方法は、い
ずれも中央偏析部のＨＩＣ発生を防止するための方法で
あって、中央偏析部以外については具体的な割れ対策は
施されていないし、またこれらの実施例に示されている
引張強さは６２９〜６９５Ｎ／ｍｍ2 であって、本発明
者がＸ８０グレード鋼管の素材鋼板の強度として意図す
る６９０Ｎ／ｍｍ2 以上、望ましくは７４０Ｎ／ｍｍ2
以上に比べて低い強度レベルにおける耐ＨＩＣ性対策に
過ぎない。
【００１２】すなわち、引張強さが上昇すると、中央偏
析部だけでなく板厚方向全体にＨＩＣが発生しやすくな
るから、上記各公報に開示された中央偏析部のＨＩＣ発
生防止対策では不十分であるし、これら各公報の強度自
体も本発明者らが意図する引張強度に達していない。
析部だけでなく板厚方向全体にＨＩＣが発生しやすくな
るから、上記各公報に開示された中央偏析部のＨＩＣ発
生防止対策では不十分であるし、これら各公報の強度自
体も本発明者らが意図する引張強度に達していない。
【００１３】本発明はかかる事情に鑑みてなされたもの
であって、引張強さが６９０Ｎ／ｍｍ2 以上、望ましく
は７４０Ｎ／ｍｍ2 以上でもＨＩＣの発生を安価にかつ
安定して防止することができる耐ＨＩＣ性に優れた高強
度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。
であって、引張強さが６９０Ｎ／ｍｍ2 以上、望ましく
は７４０Ｎ／ｍｍ2 以上でもＨＩＣの発生を安価にかつ
安定して防止することができる耐ＨＩＣ性に優れた高強
度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。
【００１４】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、鋼の添加
元素と、圧延・加速冷却・熱処理条件を変化させて種々
の成分系およびミクロ組織を有する母材を作成し、耐Ｈ
ＩＣ性と強度、靭性を調査した。その結果、以下のこと
を見出した。
元素と、圧延・加速冷却・熱処理条件を変化させて種々
の成分系およびミクロ組織を有する母材を作成し、耐Ｈ
ＩＣ性と強度、靭性を調査した。その結果、以下のこと
を見出した。
【００１５】すなわち、低ＣでかつＣｕを実質的に含有
しない場合に、適量のＮｉ−Ｍｏが鋼中に存在すること
により、湿潤硫化水素環境下での腐食反応において鋼表
面で結晶状の硫化鉄が生成され、鋼表面への水素吸着の
触媒作用となるＳイオンを硫化鉄として消費するととも
に緻密な保護被膜として作用するため、新たな腐食を抑
制する。これにより水素の鋼中への侵入を抑制すること
ができ、高強度でもＨＩＣの発生を抑制することができ
る。図１、２に、低ＣでかつＣｕを含有せず、適量のＮ
ｉ−Ｍｏを含有した鋼板のＨＩＣ試験片表面で観察され
た硫化鉄層の表面および断面の電子顕微鏡写真を示す。
しない場合に、適量のＮｉ−Ｍｏが鋼中に存在すること
により、湿潤硫化水素環境下での腐食反応において鋼表
面で結晶状の硫化鉄が生成され、鋼表面への水素吸着の
触媒作用となるＳイオンを硫化鉄として消費するととも
に緻密な保護被膜として作用するため、新たな腐食を抑
制する。これにより水素の鋼中への侵入を抑制すること
ができ、高強度でもＨＩＣの発生を抑制することができ
る。図１、２に、低ＣでかつＣｕを含有せず、適量のＮ
ｉ−Ｍｏを含有した鋼板のＨＩＣ試験片表面で観察され
た硫化鉄層の表面および断面の電子顕微鏡写真を示す。
【００１６】また、低ＣでもＸ８０グレードとして十分
な強度と靭性ならびに溶接性を付与するためには、適量
のＭｎ添加、ならびに圧延終了後の冷却時に所定値以上
の冷却速度および所定値以下の冷却停止温度の加速冷却
が必要であることを知見した。
な強度と靭性ならびに溶接性を付与するためには、適量
のＭｎ添加、ならびに圧延終了後の冷却時に所定値以上
の冷却速度および所定値以下の冷却停止温度の加速冷却
が必要であることを知見した。
【００１７】本発明は以上の知見に基づいて完成された
ものであり、第１に、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０
８％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０％以下、Ｍｎ：１．５
０〜２．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００
２％以下、Ｎｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｏ：０．１
０〜０．３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．１０％、Ａｌ：０．０１〜０．０
７％、Ｃａ：０．０００５〜０．００８０％を含有し、
Ｃｕを０．０５％以下に制限した鋼のスラブを、１００
０〜１２５０℃に加熱し、Ａｒ3 温度以上の温度域で圧
延を終了し、５〜２０℃／ｓｅｃの冷却速度で、６００
℃以下で４５０℃以上の温度域まで加速冷却を施すこと
を特徴とする耐ＨＩＣ性に優れた高強度ラインパイプ用
鋼板の製造方法を提供するものである。
ものであり、第１に、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０
８％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０％以下、Ｍｎ：１．５
０〜２．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００
２％以下、Ｎｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｏ：０．１
０〜０．３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．１０％、Ａｌ：０．０１〜０．０
７％、Ｃａ：０．０００５〜０．００８０％を含有し、
Ｃｕを０．０５％以下に制限した鋼のスラブを、１００
０〜１２５０℃に加熱し、Ａｒ3 温度以上の温度域で圧
延を終了し、５〜２０℃／ｓｅｃの冷却速度で、６００
℃以下で４５０℃以上の温度域まで加速冷却を施すこと
を特徴とする耐ＨＩＣ性に優れた高強度ラインパイプ用
鋼板の製造方法を提供するものである。
【００１８】第２に、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０
８％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０％以下、Ｍｎ：１．５
０〜２．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００
２％以下、Ｎｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｏ：０．１
０〜０．３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．１０％、Ａｌ：０．０１〜０．０
７％、Ｃａ：０．０００５〜０．００８０％、さらにＣ
ｒ：０．５０％以下、Ｖ：０．１０％以下のうち１種ま
たは２種を含有し、Ｃｕを０．０５％以下に制限した鋼
のスラブを、１０００〜１２５０℃に加熱し、Ａｒ3 温
度以上の温度域で圧延を終了し、５〜２０℃／ｓｅｃの
冷却速度で、６００℃以下で４５０℃以上の温度域まで
加速冷却を施すことを特徴とする耐ＨＩＣ性に優れた高
強度ラインパイプ用鋼板の製造方法を提供するものであ
る。
８％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０％以下、Ｍｎ：１．５
０〜２．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００
２％以下、Ｎｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｏ：０．１
０〜０．３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．１０％、Ａｌ：０．０１〜０．０
７％、Ｃａ：０．０００５〜０．００８０％、さらにＣ
ｒ：０．５０％以下、Ｖ：０．１０％以下のうち１種ま
たは２種を含有し、Ｃｕを０．０５％以下に制限した鋼
のスラブを、１０００〜１２５０℃に加熱し、Ａｒ3 温
度以上の温度域で圧延を終了し、５〜２０℃／ｓｅｃの
冷却速度で、６００℃以下で４５０℃以上の温度域まで
加速冷却を施すことを特徴とする耐ＨＩＣ性に優れた高
強度ラインパイプ用鋼板の製造方法を提供するものであ
る。
【００１９】
【発明の実施の形態】以下、本発明について詳細に説明
する。まず、本発明に係る鋼板の組成は、重量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０
％以下、Ｍｎ：１．５０〜２．００％、Ｐ：０．０３０
％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｉ：０．１０〜０．
５０％、Ｍｏ：０．１０〜０．３０％、Ｎｂ：０．００
５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ａ
ｌ：０．０１〜０．０７％、Ｃａ：０．０００５〜０．
００８０％であり、かつＣｕを０．０５％以下に制限す
るものである。また、選択成分としてＣｒ：０．５０％
以下、Ｖ：０．１０％以下のうち１種または２種を含有
してもよい。
する。まず、本発明に係る鋼板の組成は、重量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０
％以下、Ｍｎ：１．５０〜２．００％、Ｐ：０．０３０
％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｉ：０．１０〜０．
５０％、Ｍｏ：０．１０〜０．３０％、Ｎｂ：０．００
５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ａ
ｌ：０．０１〜０．０７％、Ｃａ：０．０００５〜０．
００８０％であり、かつＣｕを０．０５％以下に制限す
るものである。また、選択成分としてＣｒ：０．５０％
以下、Ｖ：０．１０％以下のうち１種または２種を含有
してもよい。
【００２０】これら成分元素の限定理由は以下の通りで
ある。 Ｃ：０．０２〜０．０８％ Ｃ量が０．０２％未満ではＸ８０の所定の強度を確保す
ることが難しくなり、一方０．０８％を超えて過剰に添
加すると鋼表面での硫化鉄被膜の安定生成を阻害する。
また溶接性や耐硫化物応力腐食割れ性の観点からもＣ量
の低減が望ましい。したがって、Ｃ量を０．０２〜０．
０８％の範囲とする。
ある。 Ｃ：０．０２〜０．０８％ Ｃ量が０．０２％未満ではＸ８０の所定の強度を確保す
ることが難しくなり、一方０．０８％を超えて過剰に添
加すると鋼表面での硫化鉄被膜の安定生成を阻害する。
また溶接性や耐硫化物応力腐食割れ性の観点からもＣ量
の低減が望ましい。したがって、Ｃ量を０．０２〜０．
０８％の範囲とする。
【００２１】Ｓｉ：０．０３〜０．５０％ Ｓｉは脱酸のために添加されるが、０．０３％未満では
十分な脱酸効果が得られない。一方、０．５０％を超え
ると靭性や溶接性の劣化を引き起こす。したがって、Ｓ
ｉ量を０．０３〜０．５０％の範囲とする。
十分な脱酸効果が得られない。一方、０．５０％を超え
ると靭性や溶接性の劣化を引き起こす。したがって、Ｓ
ｉ量を０．０３〜０．５０％の範囲とする。
【００２２】Ｍｎ：１．５０〜２．００％ Ｍｎは鋼の強度および靭性の向上に有効な鋼の基本成分
として添加されるが、１．５０％未満ではその効果が小
さい。一方、２．００％を超えると溶接性が著しく劣化
する。したがって、Ｍｎ量を１．５０〜２．００％の範
囲とする。
として添加されるが、１．５０％未満ではその効果が小
さい。一方、２．００％を超えると溶接性が著しく劣化
する。したがって、Ｍｎ量を１．５０〜２．００％の範
囲とする。
【００２３】Ｐ：０．０３０％以下 本発明の場合、Ｐは溶接性を劣化させる不純物元素であ
り、極力低減することが望ましいが、過度の脱Ｐはコス
ト上昇を招くため、Ｐ量の上限を０．０３０％とする。
り、極力低減することが望ましいが、過度の脱Ｐはコス
ト上昇を招くため、Ｐ量の上限を０．０３０％とする。
【００２４】Ｓ：０．００２％以下 Ｃａを添加してＭｎＳからＣａＳ系の介在物に形態制御
をおこなったとしても、Ｘ８０グレードの高強度材の場
合には微細に分散したＣａＳ系介在物も割れの起点とな
り得るため、Ｓ量を０．００２％以下に低減する必要が
ある。
をおこなったとしても、Ｘ８０グレードの高強度材の場
合には微細に分散したＣａＳ系介在物も割れの起点とな
り得るため、Ｓ量を０．００２％以下に低減する必要が
ある。
【００２５】Ｎｉ：０．１０〜０．５０％ ＮｉはＭｏとともに硫化鉄被膜の形成を促進するための
主要な元素の一つであり、０．１０％以上でその効果が
顕著となる。しかし、０．５０％を超えるとその効果が
飽和し、応力腐食割れが発生しやすくなる。したがっ
て、Ｎｉ量を０．１０〜０．５０％の範囲とする。
主要な元素の一つであり、０．１０％以上でその効果が
顕著となる。しかし、０．５０％を超えるとその効果が
飽和し、応力腐食割れが発生しやすくなる。したがっ
て、Ｎｉ量を０．１０〜０．５０％の範囲とする。
【００２６】Ｍｏ：０．１０〜０．３０％ ＭｏはＮｉとともに硫化鉄被膜の形成を促進するための
主要な元素の一つであり、０．１０％以上でその効果が
顕著となる。しかし、０．３０％を超えると効果が飽和
し、溶接性を劣化させる。したがって、Ｍｏ量を０．１
０〜０．３０％の範囲とする。
主要な元素の一つであり、０．１０％以上でその効果が
顕著となる。しかし、０．３０％を超えると効果が飽和
し、溶接性を劣化させる。したがって、Ｍｏ量を０．１
０〜０．３０％の範囲とする。
【００２７】Ｎｂ：０．００５〜０．０５％ Ｎｂは圧延時の粒成長を抑制することによりミクロ組織
を細粒化し、ラインパイプとして十分な靭性を付与する
ために必要な必須成分であり、０．００５％以上でその
効果が有効に発揮される。しかし、０．０５％を超える
とその効果がほぼ飽和して溶接熱影響部の靭性を劣化さ
せる。したがって、Ｎｂ量を０．００５〜０．０５％の
範囲とする。
を細粒化し、ラインパイプとして十分な靭性を付与する
ために必要な必須成分であり、０．００５％以上でその
効果が有効に発揮される。しかし、０．０５％を超える
とその効果がほぼ飽和して溶接熱影響部の靭性を劣化さ
せる。したがって、Ｎｂ量を０．００５〜０．０５％の
範囲とする。
【００２８】Ｔｉ：０．００５〜０．１０％ ＴｉはＴｉＮを形成してスラブ加熱時の粒成長を抑制
し、結果としてミクロ組織の微細化をもたらして靭性を
改善する効果があり、その効果は０．００５％以上で現
れる。しかし、０．１０％を超えると逆に靭性の劣化を
引き起こす。したがって、Ｔｉ量を０．００５〜０．１
０％の範囲とする。
し、結果としてミクロ組織の微細化をもたらして靭性を
改善する効果があり、その効果は０．００５％以上で現
れる。しかし、０．１０％を超えると逆に靭性の劣化を
引き起こす。したがって、Ｔｉ量を０．００５〜０．１
０％の範囲とする。
【００２９】Ａｌ：０．０１〜０．０７％ Ａｌは脱酸剤として添加され、０．０１％以上でその効
果が有効に発揮される。しかし、０．０７％を超えると
清浄度が低下して耐ＨＩＣ性の劣化を引き起こす。した
がって、Ａｌ量を０．０１〜０．０７％の範囲とする。
果が有効に発揮される。しかし、０．０７％を超えると
清浄度が低下して耐ＨＩＣ性の劣化を引き起こす。した
がって、Ａｌ量を０．０１〜０．０７％の範囲とする。
【００３０】Ｃａ：０．０００５〜０．００８０％ Ｃａは硫化物系介在物の形態制御に不可欠な元素であ
り、０．０００５％以上でその効果が有効に発揮され
る。しかし、０．００８０％を超えるとその効果が飽和
し、逆に清浄度を低下させて耐ＨＩＣ性を劣化させる。
したがって、Ｃａ量を０．０００５〜０．００８０％の
範囲とする。
り、０．０００５％以上でその効果が有効に発揮され
る。しかし、０．００８０％を超えるとその効果が飽和
し、逆に清浄度を低下させて耐ＨＩＣ性を劣化させる。
したがって、Ｃａ量を０．０００５〜０．００８０％の
範囲とする。
【００３１】Ｃｕ：０．０５％以下 Ｃｕが０．０５％を超えると、鋼表面における硫化鉄被
膜の形成を著しく阻害するため、Ｃｕ量は０．０５％以
下に規制される必要がある。
膜の形成を著しく阻害するため、Ｃｕ量は０．０５％以
下に規制される必要がある。
【００３２】次に、任意添加成分の限定について説明す
る。 Ｃｒ：０．５０％以下 ＣｒはＭｎとともに低ＣでもＸ８０グレードとして十分
な強度を得るために有効な元素であるが、０．５０％を
超えて添加すると硫化鉄被膜の均一生成に悪影響を与え
るため、上限を０．５０％とする。
る。 Ｃｒ：０．５０％以下 ＣｒはＭｎとともに低ＣでもＸ８０グレードとして十分
な強度を得るために有効な元素であるが、０．５０％を
超えて添加すると硫化鉄被膜の均一生成に悪影響を与え
るため、上限を０．５０％とする。
【００３３】Ｖ：０．１０％以下 適量のＶの添加は、靭性、溶接性や耐サワー性を劣化さ
せずに強度を高めるため、Ｃｒとともに低ＣでもＸ８０
グレードとして十分な強度を得るために有効な元素であ
るが、０．１０％を超えると溶接性を著しく損なうた
め、上限を０．１０％とする。
せずに強度を高めるため、Ｃｒとともに低ＣでもＸ８０
グレードとして十分な強度を得るために有効な元素であ
るが、０．１０％を超えると溶接性を著しく損なうた
め、上限を０．１０％とする。
【００３４】本発明では、上記組成の鋼のスラブを、１
０００〜１２５０℃に加熱し、Ａｒ3 温度以上の温度域
で圧延を終了し、５〜２０℃／ｓｅｃの冷却速度で、６
００℃以下で４５０℃以上の温度域まで加速冷却を施
す。
０００〜１２５０℃に加熱し、Ａｒ3 温度以上の温度域
で圧延を終了し、５〜２０℃／ｓｅｃの冷却速度で、６
００℃以下で４５０℃以上の温度域まで加速冷却を施
す。
【００３５】加熱温度を１０００〜１２５０℃としたの
は、Ｎｂ炭窒化物を固溶させ、かつＡｒ3 以上の温度域
で圧延を終了させるためには１０００℃以上でなければ
ならず、一方１２５０℃を超えるとγ粒径が著しく増大
して圧延後の結晶粒が粗大化し、良好な靭性が得られな
いためである。
は、Ｎｂ炭窒化物を固溶させ、かつＡｒ3 以上の温度域
で圧延を終了させるためには１０００℃以上でなければ
ならず、一方１２５０℃を超えるとγ粒径が著しく増大
して圧延後の結晶粒が粗大化し、良好な靭性が得られな
いためである。
【００３６】圧延仕上温度をＡｒ3 温度以上、すなわち
γ単相域とするのは、よりＨＩＣ感受性の低いミクロ組
織を得るためで、靭性に余裕がある場合にはγ再結晶温
度域で圧延を仕上げるのが望ましい。
γ単相域とするのは、よりＨＩＣ感受性の低いミクロ組
織を得るためで、靭性に余裕がある場合にはγ再結晶温
度域で圧延を仕上げるのが望ましい。
【００３７】圧延後の加速冷却時の冷却速度と冷却停止
温度を、それぞれ５〜２０℃／ｓｅｃ、６００℃以下４
５０℃以上とするのは、Ｘ８０グレードの所定の強度を
得るとともに、ＨＩＣの起点となる島状マルテンサイト
の生成を抑制するためである。
温度を、それぞれ５〜２０℃／ｓｅｃ、６００℃以下４
５０℃以上とするのは、Ｘ８０グレードの所定の強度を
得るとともに、ＨＩＣの起点となる島状マルテンサイト
の生成を抑制するためである。
【００３８】なお、強度に余裕がある場合には、ＨＩＣ
が発生する限界の強度を上昇させる焼戻し処理を施して
もかまわない。本発明においては、ＮｉおよびＭｏの適
量添加と、ＣおよびＣｕ量の制限により、湿潤硫化水素
環境下での腐食に際して鋼表面に緻密で安定な硫化鉄層
を形成し、これにより腐食反応で生成した水素イオンの
鋼表面への吸着を促進するＳイオンを消費するととも
に、新たな腐食を抑制することにより、鋼中への水素侵
入量を激減させる。このため、高強度でもＨＩＣが発生
しにくくなり、引張強さが６９０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強
度と耐サワー性とを両立させることができる。また、加
速冷却条件の適正化や適量のＭｎ、Ｃｒ、Ｖなどの添加
により低いＣ含有量でも６９０Ｎ／ｍｍ2 以上の高い強
度が得られる。
が発生する限界の強度を上昇させる焼戻し処理を施して
もかまわない。本発明においては、ＮｉおよびＭｏの適
量添加と、ＣおよびＣｕ量の制限により、湿潤硫化水素
環境下での腐食に際して鋼表面に緻密で安定な硫化鉄層
を形成し、これにより腐食反応で生成した水素イオンの
鋼表面への吸着を促進するＳイオンを消費するととも
に、新たな腐食を抑制することにより、鋼中への水素侵
入量を激減させる。このため、高強度でもＨＩＣが発生
しにくくなり、引張強さが６９０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強
度と耐サワー性とを両立させることができる。また、加
速冷却条件の適正化や適量のＭｎ、Ｃｒ、Ｖなどの添加
により低いＣ含有量でも６９０Ｎ／ｍｍ2 以上の高い強
度が得られる。
【００３９】
【実施例】以下、本発明の具体的な実施例について説明
する。表１に示す化学組成を有する鋼を、表２に示す条
件にて圧延および加速冷却を行い鋼板を得た。これら鋼
板について引張試験、シャルピー衝撃試験、ＨＩＣ試験
を行った。その結果を表２に併記する。
する。表１に示す化学組成を有する鋼を、表２に示す条
件にて圧延および加速冷却を行い鋼板を得た。これら鋼
板について引張試験、シャルピー衝撃試験、ＨＩＣ試験
を行った。その結果を表２に併記する。
【００４０】
【表１】
【００４１】
【表２】
【００４２】表２に示すように、本発明の範囲内の組成
を有し、本発明の範囲内で製造されたＡ〜Ｆは、いずれ
も６９０Ｎ／ｍｍ2 を超える高い引張強さと、ｖＴｓが
−８９℃以下の優れた靭性、ならびにＮＡＣＥ ＴＭ０
２−８４で規定されるＮＡＣＥ溶液を用いたＨＩＣ試験
において割れ面積率が３％未満の優れた耐ＨＩＣ性を示
した。
を有し、本発明の範囲内で製造されたＡ〜Ｆは、いずれ
も６９０Ｎ／ｍｍ2 を超える高い引張強さと、ｖＴｓが
−８９℃以下の優れた靭性、ならびにＮＡＣＥ ＴＭ０
２−８４で規定されるＮＡＣＥ溶液を用いたＨＩＣ試験
において割れ面積率が３％未満の優れた耐ＨＩＣ性を示
した。
【００４３】一方、鋼番１〜１３で示される比較鋼は、
化学成分、圧延条件、加速冷却条件が不適切なため、所
定の性能が得られなかった。すなわち、鋼番１〜５は本
発明の範囲内の化学組成を有するものの、鋼番１は圧延
仕上温度がＡｒ3 以下のα＋γの二相域のため、面積率
で２０％以上のＨＩＣが発生した。鋼番２は圧延後の加
速冷却において冷却速度が１℃／ｓｅｃと小さいため、
また鋼番４も冷却停止温度が６５０℃と高いため、いず
れも目標とする強度が得られていない。鋼番３は加速冷
却の停止温度が４００℃と低いため、島状マルテンサイ
トが生成してＨＩＣ感受性が高くなり、割れ面積率で１
０％を超えるＨＩＣが発生した。鋼番５はスラブ加熱温
度が１２５０℃を超えるため、靭性が著しく劣化した。
化学成分、圧延条件、加速冷却条件が不適切なため、所
定の性能が得られなかった。すなわち、鋼番１〜５は本
発明の範囲内の化学組成を有するものの、鋼番１は圧延
仕上温度がＡｒ3 以下のα＋γの二相域のため、面積率
で２０％以上のＨＩＣが発生した。鋼番２は圧延後の加
速冷却において冷却速度が１℃／ｓｅｃと小さいため、
また鋼番４も冷却停止温度が６５０℃と高いため、いず
れも目標とする強度が得られていない。鋼番３は加速冷
却の停止温度が４００℃と低いため、島状マルテンサイ
トが生成してＨＩＣ感受性が高くなり、割れ面積率で１
０％を超えるＨＩＣが発生した。鋼番５はスラブ加熱温
度が１２５０℃を超えるため、靭性が著しく劣化した。
【００４４】鋼番６〜１３は本発明の組成範囲を外れる
ものであり、鋼番６はＭｎ含有量が１．１９％と低いた
め所定の強度が得られなかった。鋼番７〜１３は、それ
ぞれＣｕが意図的に添加されている、Ｃ含有量が高い、
Ｎｉ含有量が低い、Ｓ含有量が高い、Ｃｒ含有量が高
い、Ｍｏ含有量が低い、Ｃａが添加されていないなどの
理由でいずれも１５％を超える面積率のＨＩＣが発生し
た。以上のように、本発明の化学組成および圧延条件、
加速冷却条件で製造された鋼板は、Ｘ８０グレードとし
て十分な強度と優れた耐ＨＩＣ性を示した。
ものであり、鋼番６はＭｎ含有量が１．１９％と低いた
め所定の強度が得られなかった。鋼番７〜１３は、それ
ぞれＣｕが意図的に添加されている、Ｃ含有量が高い、
Ｎｉ含有量が低い、Ｓ含有量が高い、Ｃｒ含有量が高
い、Ｍｏ含有量が低い、Ｃａが添加されていないなどの
理由でいずれも１５％を超える面積率のＨＩＣが発生し
た。以上のように、本発明の化学組成および圧延条件、
加速冷却条件で製造された鋼板は、Ｘ８０グレードとし
て十分な強度と優れた耐ＨＩＣ性を示した。
【００４５】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
板厚５０ｍｍ以下で、引張強さが６９０Ｎ／ｍｍ2 以上
で耐ＨＩＣ性に優れたラインパイプ用鋼板を安価にかつ
安定して製造することが可能となった。
板厚５０ｍｍ以下で、引張強さが６９０Ｎ／ｍｍ2 以上
で耐ＨＩＣ性に優れたラインパイプ用鋼板を安価にかつ
安定して製造することが可能となった。
【図１】本発明に基づいて製造された鋼板の表面で観察
された硫化鉄層の表面を示す電子顕微鏡写真。
された硫化鉄層の表面を示す電子顕微鏡写真。
【図２】本発明に基づいて製造された鋼板の表面で観察
された硫化鉄層の断面を示す電子顕微鏡写真。
された硫化鉄層の断面を示す電子顕微鏡写真。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％以下、Ｍｎ：１．５０〜
２．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００２％
以下、Ｎｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｏ：０．１０〜
０．３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：
０．００５〜０．１０％、Ａｌ：０．０１〜０．０７
％、Ｃａ：０．０００５〜０．００８０％を含有し、Ｃ
ｕを０．０５％以下に制限した鋼のスラブを、１０００
〜１２５０℃に加熱し、Ａｒ3 温度以上の温度域で圧延
を終了し、５〜２０℃／ｓｅｃの冷却速度で、６００℃
以下で４５０℃以上の温度域まで加速冷却を施すことを
特徴とする耐ＨＩＣ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼
板の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％以下、Ｍｎ：１．５０〜
２．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００２％
以下、Ｎｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｏ：０．１０〜
０．３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：
０．００５〜０．１０％、Ａｌ：０．０１〜０．０７
％、Ｃａ：０．０００５〜０．００８０％、さらにＣ
ｒ：０．５０％以下、Ｖ：０．１０％以下のうち１種ま
たは２種を含有し、Ｃｕを０．０５％以下に制限した鋼
のスラブを、１０００〜１２５０℃に加熱し、Ａｒ3 温
度以上の温度域で圧延を終了し、５〜２０℃／ｓｅｃの
冷却速度で、６００℃以下で４５０℃以上の温度域まで
加速冷却を施すことを特徴とする耐ＨＩＣ性に優れた高
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 |
|---|---|---|---|
| JP1537096A JPH09209037A (ja) | 1996-01-31 | 1996-01-31 | 耐ｈｉｃ性に優れた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 |
|---|---|---|---|
| JP1537096A JPH09209037A (ja) | 1996-01-31 | 1996-01-31 | 耐ｈｉｃ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09209037A true JPH09209037A (ja) | 1997-08-12 |
Family
ID=11886908
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1537096A Pending JPH09209037A (ja) | 1996-01-31 | 1996-01-31 | 耐ｈｉｃ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09209037A (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100349157B1 (ko) * | 1998-12-22 | 2002-11-18 | 주식회사 포스코 | 생산성이 우수한 선급 고장력강 제조방법 |
| KR100360090B1 (ko) * | 1998-05-21 | 2002-12-18 | 주식회사 포스코 | 라인 파이프용 55㎏/㎟급 강판의 제조방법 |
| KR100518323B1 (ko) * | 2001-12-24 | 2005-10-04 | 주식회사 포스코 | 고강도 라인파이프 강의 제조방법 |
| KR100544671B1 (ko) * | 2001-12-26 | 2006-01-23 | 주식회사 포스코 | 용융아연 취화 균열에 대한 저항성이 우수한 강재 및 그제조방법 |
| CN1318631C (zh) * | 2004-06-30 | 2007-05-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 高强度高韧性x80管线钢及其热轧板制造方法 |
| WO2010104165A1 (ja) * | 2009-03-12 | 2010-09-16 | 住友金属工業株式会社 | 耐ｈｉｃ厚鋼板およびｕｏｅ鋼管 |
| WO2012029945A1 (ja) | 2010-09-03 | 2012-03-08 | 住友金属工業株式会社 | 耐破壊特性および耐ｈｉｃ特性に優れる高強度鋼板 |
| WO2014024234A1 (en) | 2012-08-10 | 2014-02-13 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel plate for high strength steel pipe and high strength steel pipe |
| CN107385340A (zh) * | 2017-07-30 | 2017-11-24 | 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 | 高韧性热煨弯管用钢轧制工艺 |
| WO2018176788A1 (zh) * | 2017-04-01 | 2018-10-04 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种抗hic的x80弯管用管线钢板及其制造方法 |
-
1996
- 1996-01-31 JP JP1537096A patent/JPH09209037A/ja active Pending
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100360090B1 (ko) * | 1998-05-21 | 2002-12-18 | 주식회사 포스코 | 라인 파이프용 55㎏/㎟급 강판의 제조방법 |
| KR100349157B1 (ko) * | 1998-12-22 | 2002-11-18 | 주식회사 포스코 | 생산성이 우수한 선급 고장력강 제조방법 |
| KR100518323B1 (ko) * | 2001-12-24 | 2005-10-04 | 주식회사 포스코 | 고강도 라인파이프 강의 제조방법 |
| KR100544671B1 (ko) * | 2001-12-26 | 2006-01-23 | 주식회사 포스코 | 용융아연 취화 균열에 대한 저항성이 우수한 강재 및 그제조방법 |
| CN1318631C (zh) * | 2004-06-30 | 2007-05-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 高强度高韧性x80管线钢及其热轧板制造方法 |
| WO2010104165A1 (ja) * | 2009-03-12 | 2010-09-16 | 住友金属工業株式会社 | 耐ｈｉｃ厚鋼板およびｕｏｅ鋼管 |
| JPWO2010104165A1 (ja) * | 2009-03-12 | 2012-09-13 | 住友金属工業株式会社 | 耐ｈｉｃ厚鋼板およびｕｏｅ鋼管 |
| WO2012029945A1 (ja) | 2010-09-03 | 2012-03-08 | 住友金属工業株式会社 | 耐破壊特性および耐ｈｉｃ特性に優れる高強度鋼板 |
| US9528172B2 (en) | 2010-09-03 | 2016-12-27 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength steel sheet having improved resistance to fracture and to HIC |
| WO2014024234A1 (en) | 2012-08-10 | 2014-02-13 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel plate for high strength steel pipe and high strength steel pipe |
| WO2018176788A1 (zh) * | 2017-04-01 | 2018-10-04 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种抗hic的x80弯管用管线钢板及其制造方法 |
| CN107385340A (zh) * | 2017-07-30 | 2017-11-24 | 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 | 高韧性热煨弯管用钢轧制工艺 |
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