JPH09296253A - 低温靱性の優れた極厚高強度鋼管 - Google Patents
低温靱性の優れた極厚高強度鋼管Info
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- JPH09296253A JPH09296253A JP11165096A JP11165096A JPH09296253A JP H09296253 A JPH09296253 A JP H09296253A JP 11165096 A JP11165096 A JP 11165096A JP 11165096 A JP11165096 A JP 11165096A JP H09296253 A JPH09296253 A JP H09296253A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高強度と極低温での良好な靱性を有する極厚
鋼管を提供する。 【解決手段】 実質的にＡｌを含有しない低Ｃ−低Ｓｉ
−高Ｍｎ−Ｎｂ−微量Ｔｉ系−高炭素当量の鋼板を鋼管
母材としＨＡＺにおける粒界フェライトを１０％以下と
すること、かつ低Ｃ−低Ｓｉ−高Ｍｎ−Ｎｂ−微量Ｔｉ
−微量Ｂ−高炭素当量からなり、粒界フェライトが１０
％以下の溶接金属部を有する。低温靱性に優れた極厚高
強度鋼管（ＡＰＩ規格Ｘ７０以上）を提供することによ
りパイプラインの輸送効率が大幅に向上する。
鋼管を提供する。 【解決手段】 実質的にＡｌを含有しない低Ｃ−低Ｓｉ
−高Ｍｎ−Ｎｂ−微量Ｔｉ系−高炭素当量の鋼板を鋼管
母材としＨＡＺにおける粒界フェライトを１０％以下と
すること、かつ低Ｃ−低Ｓｉ−高Ｍｎ−Ｎｂ−微量Ｔｉ
−微量Ｂ−高炭素当量からなり、粒界フェライトが１０
％以下の溶接金属部を有する。低温靱性に優れた極厚高
強度鋼管（ＡＰＩ規格Ｘ７０以上）を提供することによ
りパイプラインの輸送効率が大幅に向上する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、ＡＰＩ規格Ｘ７０
以上の高強度と高靱性を有する極厚（３８ｍｍ以上）鋼
管に関するものである。
以上の高強度と高靱性を有する極厚（３８ｍｍ以上）鋼
管に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】原油・天然ガスを輸送するパイプライン
に使用するラインパイプには、安全性の観点から優れた
強度、低温靱性、溶接性などが求められる。近年、パイ
プライン敷設域の深海化や寒冷地化にともない、極厚肉
化や−６０℃での低温靱性の確保が要求されるようにな
っている。
に使用するラインパイプには、安全性の観点から優れた
強度、低温靱性、溶接性などが求められる。近年、パイ
プライン敷設域の深海化や寒冷地化にともない、極厚肉
化や−６０℃での低温靱性の確保が要求されるようにな
っている。
【０００３】従来、極厚鋼板の製造法としては、特開昭
５９−２１１５２９号公報、特開平１−１５９３２０号
公報に開示のものがある。また、溶接部靱性の優れた極
厚鋼板の製造法としては、特開昭５９−５３６５３号公
報、特開昭５９−１４０３５５号公報などに開示のもの
がある。一方、極厚鋼管の製造法としては、特開昭５３
−１１４８号公報、特開平７−１５０２４５号公報、特
開平７−１５０２４６号公報などに種々の製造法が開示
されている。
５９−２１１５２９号公報、特開平１−１５９３２０号
公報に開示のものがある。また、溶接部靱性の優れた極
厚鋼板の製造法としては、特開昭５９−５３６５３号公
報、特開昭５９−１４０３５５号公報などに開示のもの
がある。一方、極厚鋼管の製造法としては、特開昭５３
−１１４８号公報、特開平７−１５０２４５号公報、特
開平７−１５０２４６号公報などに種々の製造法が開示
されている。
【０００４】例えば、特開昭５３−１１４８号公報に
は、極厚鋼管を成形・シーム溶接後にシーム溶接ＨＡＺ
（溶接熱影響部）を５５０〜６８０℃に加熱することに
よるＨＡＺ靱性の優れた極厚鋼管の製造法が示されてい
る。しかしながら、この方法は鋼管溶接後に熱処理が必
須であるため、生産性や製造コストの観点から問題があ
った。
は、極厚鋼管を成形・シーム溶接後にシーム溶接ＨＡＺ
（溶接熱影響部）を５５０〜６８０℃に加熱することに
よるＨＡＺ靱性の優れた極厚鋼管の製造法が示されてい
る。しかしながら、この方法は鋼管溶接後に熱処理が必
須であるため、生産性や製造コストの観点から問題があ
った。
【０００５】このようなことから、生産性に優れ、高強
度でかつ極低温での優れた靱性を有する極厚鋼管の開発
が強く望まれていた。
度でかつ極低温での優れた靱性を有する極厚鋼管の開発
が強く望まれていた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、高強度でか
つ低温での優れた靱性を有する極厚鋼管を提供すること
を目的とするものである。
つ低温での優れた靱性を有する極厚鋼管を提供すること
を目的とするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】すなわち、本発明の要旨
とするところは下記のとおりである。重量％で、Ｃ：
０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：
１．４〜２．２％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０
３０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、Ｔｉ：
０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００４％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｏ：０．００４％以下
を含有し、必要に応じて、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃ
ｕ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍ
ｏ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、Ｃａ：０．００１〜
０．００５％のうち１種または２種以上を含有し、残部
が鉄および不可避的不純物からなり、かつ下記の式で定
義されるＦＴ値が−０．００５〜０．０１の範囲にあ
り、ＣＥ値が０．４０以上からなる鋼板の溶接熱影響部
のミクロ組織中における粒界フェライトが１０％以下
で、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．３％以下、
Ｍｎ：１．４〜２．２％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：
０．０３０％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０２％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０５０％、Ａｌ：０．１％以下、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｏ：０．０５％以下、
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％を含有し、必要に応
じて、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜１．０
％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０
％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｃａ：０．００１〜
０．００５％のうち１種または２種以上を含有し、残部
が鉄および不可避的不純物からなり、かつ下記の式で定
義されるＰ値が−０．０１０〜０．０１０の範囲にあ
り、かつミクロ組織中における粒界フェライトが１０％
以下の溶接金属部からなる低温靱性の優れた極厚高強度
鋼管。
とするところは下記のとおりである。重量％で、Ｃ：
０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：
１．４〜２．２％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０
３０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、Ｔｉ：
０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００４％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｏ：０．００４％以下
を含有し、必要に応じて、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃ
ｕ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍ
ｏ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２％、Ｃａ：０．００１〜
０．００５％のうち１種または２種以上を含有し、残部
が鉄および不可避的不純物からなり、かつ下記の式で定
義されるＦＴ値が−０．００５〜０．０１の範囲にあ
り、ＣＥ値が０．４０以上からなる鋼板の溶接熱影響部
のミクロ組織中における粒界フェライトが１０％以下
で、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．３％以下、
Ｍｎ：１．４〜２．２％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：
０．０３０％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０２％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０５０％、Ａｌ：０．１％以下、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、Ｏ：０．０５％以下、
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％を含有し、必要に応
じて、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜１．０
％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０
％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｃａ：０．００１〜
０．００５％のうち１種または２種以上を含有し、残部
が鉄および不可避的不純物からなり、かつ下記の式で定
義されるＰ値が−０．０１０〜０．０１０の範囲にあ
り、かつミクロ組織中における粒界フェライトが１０％
以下の溶接金属部からなる低温靱性の優れた極厚高強度
鋼管。
【０００８】ＦＴ＝Ｔｉ−３．４Ｎ ＣＥ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ
＋Ｃｕ）／１５ Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉ 以下に本発明の低温靱性の優れた極厚高強度鋼管につい
て詳細に説明する。従来より、極厚鋼管を成形・シーム
溶接後、シーム溶接ＨＡＺ部を５５０〜６８０℃に加熱
することにより良好なＨＡＺ靱性を確保できることが知
られている（特開昭５３−１１４８号公報）。しかしな
がら、この方法では生産性や製造コストの観点から問題
がある。
＋Ｃｕ）／１５ Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉ 以下に本発明の低温靱性の優れた極厚高強度鋼管につい
て詳細に説明する。従来より、極厚鋼管を成形・シーム
溶接後、シーム溶接ＨＡＺ部を５５０〜６８０℃に加熱
することにより良好なＨＡＺ靱性を確保できることが知
られている（特開昭５３−１１４８号公報）。しかしな
がら、この方法では生産性や製造コストの観点から問題
がある。
【０００９】極厚鋼管のシーム溶接に対して内外面１パ
スのＳＡＷ（サブマージドアーク溶接）をする場合、溶
接入熱を大きくしなければならず、鋼管厚が厚くなるほ
ど溶接入熱は必然的に大きくなる。溶接入熱が大きくな
ると、再加熱時のγ（オーステナイト）粒が大きくなる
とともに、溶接後の冷却速度が小さくなるため、γから
フェライト（α）への変態の際に、γ粒界から粗大なフ
ェライト（粒界フェライト）が生成し、低温靱性が劣化
する。これはシーム溶接金属およびシーム溶接ＨＡＺで
観察される。低温靱性に有害な粒界フェライトを抑制す
るためには、合金元素の添加量を増加させる必要がある
が、この場合、さらに低温靱性に有害なＭ＊（島状マル
テンサイト）が生成し、低温靱性の改善が困難となる。
スのＳＡＷ（サブマージドアーク溶接）をする場合、溶
接入熱を大きくしなければならず、鋼管厚が厚くなるほ
ど溶接入熱は必然的に大きくなる。溶接入熱が大きくな
ると、再加熱時のγ（オーステナイト）粒が大きくなる
とともに、溶接後の冷却速度が小さくなるため、γから
フェライト（α）への変態の際に、γ粒界から粗大なフ
ェライト（粒界フェライト）が生成し、低温靱性が劣化
する。これはシーム溶接金属およびシーム溶接ＨＡＺで
観察される。低温靱性に有害な粒界フェライトを抑制す
るためには、合金元素の添加量を増加させる必要がある
が、この場合、さらに低温靱性に有害なＭ＊（島状マル
テンサイト）が生成し、低温靱性の改善が困難となる。
【００１０】そこで、極厚高強度鋼管の低温靱性を改善
するために鋭意研究した結果、本発明に至った。すなわ
ち、本発明の特徴は、（１）実質的にＡｌを含有しない
低Ｃ−低Ｓｉ−高Ｍｎ−Ｎｂ−微量Ｔｉ系−高ＣＥ（炭
素当量）の鋼板を鋼管母材とし、ＨＡＺにおける粒界フ
ェライトを１０％以下とすること、（２）低Ｃ−低Ｓｉ
−高Ｍｎ−Ｎｂ−微量Ｔｉ−微量Ｂ系で粒界フェライト
が１０％以下の溶接金属部を有することにあり、これに
よって高強度と優れた低温靱性を同時に達成するもので
ある。
するために鋭意研究した結果、本発明に至った。すなわ
ち、本発明の特徴は、（１）実質的にＡｌを含有しない
低Ｃ−低Ｓｉ−高Ｍｎ−Ｎｂ−微量Ｔｉ系−高ＣＥ（炭
素当量）の鋼板を鋼管母材とし、ＨＡＺにおける粒界フ
ェライトを１０％以下とすること、（２）低Ｃ−低Ｓｉ
−高Ｍｎ−Ｎｂ−微量Ｔｉ−微量Ｂ系で粒界フェライト
が１０％以下の溶接金属部を有することにあり、これに
よって高強度と優れた低温靱性を同時に達成するもので
ある。
【００１１】低合金鋼の低温靱性は、（１）結晶粒のサ
イズ、（２）Ｍ＊や上部ベイナイト（Ｂｕ）などの硬化
相の分散状態など種々の冶金学的要因に支配される。特
に極厚化するほど溶接入熱が必然的に多くなり、再加熱
時のγ粒の粗大化抑制と粒界フェライトの生成抑制が必
須となる。粒界フェライトの生成を１０％以下とするこ
とにより、良好な低温靱性が得られる。なお、本発明に
おけるＨＡＺとは溶融線（フュージョンライン）から１
ｍｍ以内を示す。さらに、粒界フェライトの生成を抑制
するために合金元素が多く添加すると、ＨＡＺにＭ＊が
多量に生成して低温靱性が劣化する。
イズ、（２）Ｍ＊や上部ベイナイト（Ｂｕ）などの硬化
相の分散状態など種々の冶金学的要因に支配される。特
に極厚化するほど溶接入熱が必然的に多くなり、再加熱
時のγ粒の粗大化抑制と粒界フェライトの生成抑制が必
須となる。粒界フェライトの生成を１０％以下とするこ
とにより、良好な低温靱性が得られる。なお、本発明に
おけるＨＡＺとは溶融線（フュージョンライン）から１
ｍｍ以内を示す。さらに、粒界フェライトの生成を抑制
するために合金元素が多く添加すると、ＨＡＺにＭ＊が
多量に生成して低温靱性が劣化する。
【００１２】そこで、本発明では、まず鋼管母材の成分
として、Ｓｉ量とＡｌ量の低減、Ｔｉ−Ｎバランス
の適正化、鋼管母材の合金元素の適正化（適正ＣＥ
（炭素当量）化）、により、ＨＡＺにおいてγ粒の粗大
化を抑制し、粗大な粒界フェライトとＭ＊の生成量を抑
制して、低温靱性を向上させる。たとえ合金元素の添加
量が多くなる場合でも極力ＳｉとＡｌを低減して、実質
的にＡｌを含んでいなければＭ＊は微細に分散され、低
温靱性は向上する。これは、ＳｉとＡｌを添加した場合
には、ＳｉやＡｌはセメンタイトへの溶解度が小さく、
セメンタイト中にＳｉやＡｌが固溶しないため、未変態
オーステナイト中でγが安定化してＭＡの生成が顕著に
なるためである。
として、Ｓｉ量とＡｌ量の低減、Ｔｉ−Ｎバランス
の適正化、鋼管母材の合金元素の適正化（適正ＣＥ
（炭素当量）化）、により、ＨＡＺにおいてγ粒の粗大
化を抑制し、粗大な粒界フェライトとＭ＊の生成量を抑
制して、低温靱性を向上させる。たとえ合金元素の添加
量が多くなる場合でも極力ＳｉとＡｌを低減して、実質
的にＡｌを含んでいなければＭ＊は微細に分散され、低
温靱性は向上する。これは、ＳｉとＡｌを添加した場合
には、ＳｉやＡｌはセメンタイトへの溶解度が小さく、
セメンタイト中にＳｉやＡｌが固溶しないため、未変態
オーステナイト中でγが安定化してＭＡの生成が顕著に
なるためである。
【００１３】この効果を十分に発揮させるために、Ｓ
ｉ：０．３％以下、Ａｌ：０．００４％以下に限定し
た。Ｓｉ、Ａｌ量の上限値は、ＭＡの生成を抑制して低
温靱性を向上させるために必要な値である。Ｓｉは脱酸
や強度向上のために必要な元素であり、その上限の値を
０．３％とした。ただし、Ｓｉ量は強度が確保できる範
囲内でできるだけ少ない方が望ましい。Ａｌは通常脱酸
剤として鋼に含まれるが、本発明では好ましくない元素
である。Ａｌ量が０．００４％を超えるとＨＡＺでのＭ
Ａの生成が顕著となり、低温靱性の劣化を招くので、上
限を０．００４％とした。鋼の脱酸はＴｉのみでも十分
であり、Ｓｉ、Ａｌは必ずしも添加する必要はない。
ｉ：０．３％以下、Ａｌ：０．００４％以下に限定し
た。Ｓｉ、Ａｌ量の上限値は、ＭＡの生成を抑制して低
温靱性を向上させるために必要な値である。Ｓｉは脱酸
や強度向上のために必要な元素であり、その上限の値を
０．３％とした。ただし、Ｓｉ量は強度が確保できる範
囲内でできるだけ少ない方が望ましい。Ａｌは通常脱酸
剤として鋼に含まれるが、本発明では好ましくない元素
である。Ａｌ量が０．００４％を超えるとＨＡＺでのＭ
Ａの生成が顕著となり、低温靱性の劣化を招くので、上
限を０．００４％とした。鋼の脱酸はＴｉのみでも十分
であり、Ｓｉ、Ａｌは必ずしも添加する必要はない。
【００１４】さらに、γ粒の粗大化を抑制するために
は、ＴｉおよびＮ量の適正化とＴｉ−Ｎバランスの適正
化が重要である。すなわち、Ｔｉ：０．００５〜０．０
３％、Ｎ：０．００１〜０．００６％とし、かつＴｉ−
３．４Ｎ：−０．００５〜０．０１の範囲内に限定する
必要がある。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ＨＡＺ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Ｔ
ｉＣ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０．０３０％に限定しなければならない。
は、ＴｉおよびＮ量の適正化とＴｉ−Ｎバランスの適正
化が重要である。すなわち、Ｔｉ：０．００５〜０．０
３％、Ｎ：０．００１〜０．００６％とし、かつＴｉ−
３．４Ｎ：−０．００５〜０．０１の範囲内に限定する
必要がある。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ＨＡＺ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Ｔ
ｉＣ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０．０３０％に限定しなければならない。
【００１５】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、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、上限は０．００６％に抑える必要がある。Ｔｉ−
３．４Ｎは化学量論的にＴｉの過不足を表し、Ｔｉ−
３．４Ｎが−０．００５より小さい場合、すなわちＴｉ
量が少ない場合、固溶Ｎが増加してＨＡＺ靱性が劣化す
る。一方、Ｔｉ−３．４Ｎが０．０１を超える場合、Ｔ
ｉが過剰となってＴｉＣによる析出硬化が生じる。
び溶接ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制し、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、上限は０．００６％に抑える必要がある。Ｔｉ−
３．４Ｎは化学量論的にＴｉの過不足を表し、Ｔｉ−
３．４Ｎが−０．００５より小さい場合、すなわちＴｉ
量が少ない場合、固溶Ｎが増加してＨＡＺ靱性が劣化す
る。一方、Ｔｉ−３．４Ｎが０．０１を超える場合、Ｔ
ｉが過剰となってＴｉＣによる析出硬化が生じる。
【００１６】また、鋼管厚が大きくなり溶接入熱が増加
すると、溶接後の冷却速度が小さくなるために粗大な粒
界フェライトが生成しやすくなる。この粒界フェライト
の生成を抑制するためにＣＥ（炭素当量）＝Ｃ＋Ｍｎ／
６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５を
０．４０以上とする必要がある。ＣＥが０．４０未満で
あると鋼板の焼入れ性が低下して、γ−α変態時に粗大
な粒界フェライトが生成し、低温靱性が劣化する。
すると、溶接後の冷却速度が小さくなるために粗大な粒
界フェライトが生成しやすくなる。この粒界フェライト
の生成を抑制するためにＣＥ（炭素当量）＝Ｃ＋Ｍｎ／
６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５を
０．４０以上とする必要がある。ＣＥが０．４０未満で
あると鋼板の焼入れ性が低下して、γ−α変態時に粗大
な粒界フェライトが生成し、低温靱性が劣化する。
【００１７】次に、本発明の鋼管母材におけるその他の
成分元素の限定理由について説明する。Ｃの下限０．０
５％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、現地溶接性の著しい劣化を招くので、
上限を０．１２％とした。
成分元素の限定理由について説明する。Ｃの下限０．０
５％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、現地溶接性の著しい劣化を招くので、
上限を０．１２％とした。
【００１８】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１．４％である。しかし、
Ｍｎが多過ぎると鋼の焼入れ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、低温靱性も劣化させるので、上限を
２．２％とした。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と
ともに、γ粒界からのフェライトの生成抑制にも効果が
ある。これらの効果を発揮させるための最小量として、
その下限を０．００５％とした。しかし、Ｎｂを０．０
２５％超添加すると、現地溶接性やＨＡＺ靱性に悪影響
を及ぼすので、その上限を０．０２５％とした。
欠な元素であり、その下限は１．４％である。しかし、
Ｍｎが多過ぎると鋼の焼入れ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、低温靱性も劣化させるので、上限を
２．２％とした。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と
ともに、γ粒界からのフェライトの生成抑制にも効果が
ある。これらの効果を発揮させるための最小量として、
その下限を０．００５％とした。しかし、Ｎｂを０．０
２５％超添加すると、現地溶接性やＨＡＺ靱性に悪影響
を及ぼすので、その上限を０．０２５％とした。
【００１９】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、０．０３０％
以下、０．００４％以下とする。その主たる理由は、母
材、ＨＡＺの低温靱性をより一層向上させるためであ
る。Ｐ量の低減は連続鋳造スラブの中心偏析を低減し、
粒界破壊を防止して低温靱性を向上させる。また、Ｓ量
の低減は延伸化したＭｎＳを低減して延靱性を向上させ
る効果がある。さらに、Ｏ量の低減は鋼中の酸化物を少
なくして、低温靱性の改善に効果がある。従って、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、０．０３０％
以下、０．００４％以下とする。その主たる理由は、母
材、ＨＡＺの低温靱性をより一層向上させるためであ
る。Ｐ量の低減は連続鋳造スラブの中心偏析を低減し、
粒界破壊を防止して低温靱性を向上させる。また、Ｓ量
の低減は延伸化したＭｎＳを低減して延靱性を向上させ
る効果がある。さらに、Ｏ量の低減は鋼中の酸化物を少
なくして、低温靱性の改善に効果がある。従って、Ｐ、
Ｓ、Ｏ量は低いほど好ましい。
【００２０】次に、溶接金属部の成分として、低Ｃ−低
Ｓｉ−高Ｍｎ−Ｎｂ−微量Ｔｉ−微量Ｂ系とする必要が
ある。溶接金属部における低温靱性改善の基本的な考え
方は、微量Ｂ添加による粒界フェライトの抑制、酸
化物を核とする粒内変態フェライトを活用するためのＡ
ｌ−Ｔｉ−Ｎ−Ｏバランスの適正化が重要である。鋼管
母材の時と同様に、鋼管厚が大きくなって溶接入熱が増
加すると、溶接後の冷却速度が小さくなるために粗大な
粒界フェライトが生成しやすくなる。溶接金属部におい
て低温靱性を改善するためには、粒界フェライトを１０
％以下とする必要がある。粒界フェライトの生成を抑制
するためには、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％とす
ることが有効である。固溶Ｂは変態前のγ粒界に偏析し
て、γ粒界からのフェライト変態を抑制し、粗大な粒界
フェライトの生成を抑制して、低温靱性を改善する。Ｂ
添加量が０．０００３％未満であると粒界フェライトの
抑制効果がないため、下限を０．０００３％とした。ま
た、０．００２０％を超えてＢを添加すると、低温靱性
を劣化させるだけでなく、却ってＢの焼入れ性向上効果
を消失せしめることもあるので、上限を０．００２０％
とした。
Ｓｉ−高Ｍｎ−Ｎｂ−微量Ｔｉ−微量Ｂ系とする必要が
ある。溶接金属部における低温靱性改善の基本的な考え
方は、微量Ｂ添加による粒界フェライトの抑制、酸
化物を核とする粒内変態フェライトを活用するためのＡ
ｌ−Ｔｉ−Ｎ−Ｏバランスの適正化が重要である。鋼管
母材の時と同様に、鋼管厚が大きくなって溶接入熱が増
加すると、溶接後の冷却速度が小さくなるために粗大な
粒界フェライトが生成しやすくなる。溶接金属部におい
て低温靱性を改善するためには、粒界フェライトを１０
％以下とする必要がある。粒界フェライトの生成を抑制
するためには、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％とす
ることが有効である。固溶Ｂは変態前のγ粒界に偏析し
て、γ粒界からのフェライト変態を抑制し、粗大な粒界
フェライトの生成を抑制して、低温靱性を改善する。Ｂ
添加量が０．０００３％未満であると粒界フェライトの
抑制効果がないため、下限を０．０００３％とした。ま
た、０．００２０％を超えてＢを添加すると、低温靱性
を劣化させるだけでなく、却ってＢの焼入れ性向上効果
を消失せしめることもあるので、上限を０．００２０％
とした。
【００２１】さらに、溶接金属部においては、酸化物を
核とする粒内変態フェライトの活用が有効である。酸化
物を核とする粒内変態フェライトの生成により、結晶粒
のサイズが小さくなり、低温靱性が向上する。この効果
を発揮させるためには、Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａ
ｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉを−０．０１０〜０．０１０％
とする必要がある。Ｐ値はＴｉ量の過不足を示したもの
で、Ｐ値が低い（マイナス）場合にはＴｉが過剰に添加
されていることになり、ＴｉＣなどによる析出硬化によ
り低温靱性が劣化する。一方、Ｐ値が高い（プラス）場
合にはＴｉ量が不足（または酸素量が過剰）しているた
めに、低温靱性が劣化する。良好な低温靱性を得るため
には、Ｐ値を−０．０１０〜０．０１０％にする必要が
ある。
核とする粒内変態フェライトの活用が有効である。酸化
物を核とする粒内変態フェライトの生成により、結晶粒
のサイズが小さくなり、低温靱性が向上する。この効果
を発揮させるためには、Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａ
ｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉを−０．０１０〜０．０１０％
とする必要がある。Ｐ値はＴｉ量の過不足を示したもの
で、Ｐ値が低い（マイナス）場合にはＴｉが過剰に添加
されていることになり、ＴｉＣなどによる析出硬化によ
り低温靱性が劣化する。一方、Ｐ値が高い（プラス）場
合にはＴｉ量が不足（または酸素量が過剰）しているた
めに、低温靱性が劣化する。良好な低温靱性を得るため
には、Ｐ値を−０．０１０〜０．０１０％にする必要が
ある。
【００２２】次に、本発明の溶接金属におけるその他の
成分元素の限定理由について説明する。Ｃの下限０．０
５％は、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
地溶接性の著しい劣化を招くので、上限を０．１２％と
した。
成分元素の限定理由について説明する。Ｃの下限０．０
５％は、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
地溶接性の著しい劣化を招くので、上限を０．１２％と
した。
【００２３】Ｓｉは脱酸や強度向上のために必要な元素
であり、その上限を０．３％とした。ただし、Ｓｉ量は
強度が確保できる範囲内でできるだけ少ない方が望まし
い。鋼の脱酸は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。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１．４％であ
る。しかし、Ｍｎが多過ぎると鋼の焼入れ性が増加して
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、低温靱性も劣化させるの
で、上限を２．２％とした。
であり、その上限を０．３％とした。ただし、Ｓｉ量は
強度が確保できる範囲内でできるだけ少ない方が望まし
い。鋼の脱酸は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。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１．４％であ
る。しかし、Ｍｎが多過ぎると鋼の焼入れ性が増加して
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、低温靱性も劣化させるの
で、上限を２．２％とした。
【００２４】Ｎｂは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とともに、γ粒界から
のフェライトの生成抑制にも効果がある。これらの効果
を発揮させるための最小量として、その下限を０．００
３％とした。しかし、Ｎｂを０．０２％超添加すると、
現地溶接性や低温靱性に悪影響を及ぼすので、その上限
を０．０２％とした。
し、鋼を強靱化する作用を有するとともに、γ粒界から
のフェライトの生成抑制にも効果がある。これらの効果
を発揮させるための最小量として、その下限を０．００
３％とした。しかし、Ｎｂを０．０２％超添加すると、
現地溶接性や低温靱性に悪影響を及ぼすので、その上限
を０．０２％とした。
【００２５】Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、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、
低温靱性を改善する。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Ｔ
ｉＣ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０．０５０％に限定しなければならない。
テナイト粒の粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、
低温靱性を改善する。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Ｔ
ｉＣ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０．０５０％に限定しなければならない。
【００２６】ＮはＴｉＮを形成してオーステナイト粒の
粗大化を抑制し、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、Ｎ量が多過
ぎると固溶Ｎによる低温靱性の劣化の原因となるので、
その上限は０．０１％に抑える必要がある。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、０．０３０％以下、０．０５％以下
とする。その主たる理由は、低温靱性をより一層向上さ
せるためである。Ｐ量の低減は偏析を低減し、粒界破壊
を防止して低温靱性を向上させる。また、Ｓ量の低減は
ＭｎＳを低減して延靱性を向上させる効果がある。さら
に、Ｏ量の低減は溶接金属中の酸化物を少なくして、低
温靱性の改善に効果がある。従って、Ｐ、Ｓ、Ｏ量は低
いほど好ましい。
粗大化を抑制し、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、Ｎ量が多過
ぎると固溶Ｎによる低温靱性の劣化の原因となるので、
その上限は０．０１％に抑える必要がある。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、０．０３０％以下、０．０５％以下
とする。その主たる理由は、低温靱性をより一層向上さ
せるためである。Ｐ量の低減は偏析を低減し、粒界破壊
を防止して低温靱性を向上させる。また、Ｓ量の低減は
ＭｎＳを低減して延靱性を向上させる効果がある。さら
に、Ｏ量の低減は溶接金属中の酸化物を少なくして、低
温靱性の改善に効果がある。従って、Ｐ、Ｓ、Ｏ量は低
いほど好ましい。
【００２７】次に、鋼管母材および溶接金属部にＮｉ、
Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ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・靱性など
の特性の向上を図るためである。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。
Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ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・靱性など
の特性の向上を図るためである。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。
【００２８】Ｎｉを添加する目的は、低炭素の本発明鋼
の強度を低温靱性や現地溶接性を劣化させることなく向
上させるためである。Ｎｉ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
温靱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。この効果を発揮させるためには、０．１
％以上の添加が必要である。しかし、添加量が多すぎる
と、経済性だけでなく現地溶接性やＨＡＺ靱性などを劣
化させるので、その上限を１．０％とした。Ｎｉは連続
鋳造時、熱間圧延時におけるＣｕクラックの防止にも有
効である。
の強度を低温靱性や現地溶接性を劣化させることなく向
上させるためである。Ｎｉ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
温靱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。この効果を発揮させるためには、０．１
％以上の添加が必要である。しかし、添加量が多すぎる
と、経済性だけでなく現地溶接性やＨＡＺ靱性などを劣
化させるので、その上限を１．０％とした。Ｎｉは連続
鋳造時、熱間圧延時におけるＣｕクラックの防止にも有
効である。
【００２９】ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果を持つととも
に、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上にも効果があ
る。また、Ｃｕ析出硬化によって強度を大幅に増加させ
る。この効果を発揮させるためには、０．１％以上の添
加が必要である。しかし、過剰に添加すると析出硬化に
より母材、ＨＡＺの靱性低下や熱間圧延時にＣｕクラッ
クが生じるので、その上限を１．０％とした。
に、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上にも効果があ
る。また、Ｃｕ析出硬化によって強度を大幅に増加させ
る。この効果を発揮させるためには、０．１％以上の添
加が必要である。しかし、過剰に添加すると析出硬化に
より母材、ＨＡＺの靱性低下や熱間圧延時にＣｕクラッ
クが生じるので、その上限を１．０％とした。
【００３０】Ｃｒは母材、溶接部の強度を増加させる効
果があり、この効果を発揮させるためには、０．１％以
上の添加が必要である。しかし、多過ぎると現地溶接性
やＨＡＺ靱性を著しく劣化させるため、Ｃｒ量の上限を
１．０％とした。Ｍｏを添加する理由は、母材、溶接部
の強度を増加させるためである。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、過剰のＭｏ添加はＨＡＺ靱性、現地溶接性
を劣化させるので、上限を１．０％とした。
果があり、この効果を発揮させるためには、０．１％以
上の添加が必要である。しかし、多過ぎると現地溶接性
やＨＡＺ靱性を著しく劣化させるため、Ｃｒ量の上限を
１．０％とした。Ｍｏを添加する理由は、母材、溶接部
の強度を増加させるためである。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、過剰のＭｏ添加はＨＡＺ靱性、現地溶接性
を劣化させるので、上限を１．０％とした。
【００３１】ＶはほぼＮｂと同様の効果を有する。この
効果を発揮させるためには、０．０１％以上の添加が必
要である。Ｖの上限は現地溶接性、ＨＡＺ靱性の観点か
ら０．１０％まで許容できる。Ｂは極微量で鋼の焼入れ
性を飛躍的に高める。このような効果を得るためには、
Ｂは最低でも０．０００３％必要である。一方、過剰に
添加すると、低温靱性を劣化させるだけでなく、却って
Ｂの焼入れ性向上効果を消失せしめることもあるので、
上限を０．００２０％とした。
効果を発揮させるためには、０．０１％以上の添加が必
要である。Ｖの上限は現地溶接性、ＨＡＺ靱性の観点か
ら０．１０％まで許容できる。Ｂは極微量で鋼の焼入れ
性を飛躍的に高める。このような効果を得るためには、
Ｂは最低でも０．０００３％必要である。一方、過剰に
添加すると、低温靱性を劣化させるだけでなく、却って
Ｂの焼入れ性向上効果を消失せしめることもあるので、
上限を０．００２０％とした。
【００３２】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。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。
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。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。
【００３３】なお、上記成分を有する鋼の圧延方法とし
ては、制御圧延または制御圧延〜加速冷却することが望
ましい。これは、ベンド管の袖部の強度と低温靱性を確
保するためである。
ては、制御圧延または制御圧延〜加速冷却することが望
ましい。これは、ベンド管の袖部の強度と低温靱性を確
保するためである。
【００３４】
【発明の実施の形態】本発明の実施の形態について述べ
る。種々の成分を有する鋼片を１１５０℃に加熱後、９
００℃以下の累積圧下量６５％で、かつ圧延終了温度７
５０℃で圧延を終了した後、５℃／秒以上の冷却速度で
４００℃まで冷却し、その後空冷した鋼板を母材とし、
さらにシーム溶接としてＳＡＷにより種々の溶接金属成
分を有する鋼管厚３８ｍｍ以上の極厚鋼管を製造した。
成形方法はＵＯＥおよびＢＲ（ベンディングロール）で
ある。その後、鋼管諸性質を調査した。機械的性質は圧
延と直角方向で調査した。
る。種々の成分を有する鋼片を１１５０℃に加熱後、９
００℃以下の累積圧下量６５％で、かつ圧延終了温度７
５０℃で圧延を終了した後、５℃／秒以上の冷却速度で
４００℃まで冷却し、その後空冷した鋼板を母材とし、
さらにシーム溶接としてＳＡＷにより種々の溶接金属成
分を有する鋼管厚３８ｍｍ以上の極厚鋼管を製造した。
成形方法はＵＯＥおよびＢＲ（ベンディングロール）で
ある。その後、鋼管諸性質を調査した。機械的性質は圧
延と直角方向で調査した。
【００３５】実施例を表１、表２（表１のつづき−
１）、表３（表１のつづき−２）、表４（表１のつづき
−３）、表５（表１のつづき−４）、表６（表１のつづ
き−５）に示す。
１）、表３（表１のつづき−２）、表４（表１のつづき
−３）、表５（表１のつづき−４）、表６（表１のつづ
き−５）に示す。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【表３】
【００３９】
【表４】
【００４０】
【表５】
【００４１】
【表６】
【００４２】本発明の鋼管は優れた強度・低温靱性を有
する。これに対して、比較鋼は化学成分が適切でなく、
いずれかの特性が劣る。鋼６は母材のＣ量が多過ぎるた
め、母材およびＨＡＺの低温靱性が悪い。鋼７は母材の
Ｓｉ量が高過ぎるため、ＨＡＺの低温靱性が悪い。鋼８
は母材のＡｌ量が多過ぎるため、ＨＡＺの低温靱性が悪
い。鋼９は母材のＴｉ−Ｎバランスが悪く、Ｎが過剰で
あるため、母材およびＨＡＺの低温靱性が悪い。鋼１０
は母材のＴｉ−Ｎバランスが悪く、Ｔｉが過剰であるた
めに母材およびＨＡＺの低温靱性が悪い。鋼１１は母材
の炭素当量が低く、Ｘ７０としての十分な強度が得られ
ないと同時にＨＡＺの低温靱性も悪い。鋼１２は溶接金
属のＣ量が多過ぎるため、溶接金属の低温靱性が悪い。
鋼１３は溶接金属のＢ量が少ないため、溶接金属の低温
靱性が悪い。鋼１４はＰ値が低過ぎるため溶接金属の低
温靱性が悪い。鋼１５はＰ値が高過ぎるため溶接金属の
低温靱性が悪い。鋼１６はＨＡＺの粒界フェライト分率
が高く、ＨＡＺ靱性が悪い。鋼１７は溶接金属部の粒界
フェライト分率が高く、ＨＡＺ靱性が悪い。
する。これに対して、比較鋼は化学成分が適切でなく、
いずれかの特性が劣る。鋼６は母材のＣ量が多過ぎるた
め、母材およびＨＡＺの低温靱性が悪い。鋼７は母材の
Ｓｉ量が高過ぎるため、ＨＡＺの低温靱性が悪い。鋼８
は母材のＡｌ量が多過ぎるため、ＨＡＺの低温靱性が悪
い。鋼９は母材のＴｉ−Ｎバランスが悪く、Ｎが過剰で
あるため、母材およびＨＡＺの低温靱性が悪い。鋼１０
は母材のＴｉ−Ｎバランスが悪く、Ｔｉが過剰であるた
めに母材およびＨＡＺの低温靱性が悪い。鋼１１は母材
の炭素当量が低く、Ｘ７０としての十分な強度が得られ
ないと同時にＨＡＺの低温靱性も悪い。鋼１２は溶接金
属のＣ量が多過ぎるため、溶接金属の低温靱性が悪い。
鋼１３は溶接金属のＢ量が少ないため、溶接金属の低温
靱性が悪い。鋼１４はＰ値が低過ぎるため溶接金属の低
温靱性が悪い。鋼１５はＰ値が高過ぎるため溶接金属の
低温靱性が悪い。鋼１６はＨＡＺの粒界フェライト分率
が高く、ＨＡＺ靱性が悪い。鋼１７は溶接金属部の粒界
フェライト分率が高く、ＨＡＺ靱性が悪い。
【００４３】
【発明の効果】本発明により低温靱性に優れた極厚高強
度鋼管（ＡＰＩ規格Ｘ７０以上）が安定して得られるよ
うになった。その結果、パイプラインの輸送効率の向上
が可能となった。
度鋼管（ＡＰＩ規格Ｘ７０以上）が安定して得られるよ
うになった。その結果、パイプラインの輸送効率の向上
が可能となった。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/14 Ｃ２２Ｃ 38/14 38/58 38/58
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．１２％、 Ｓｉ：０．３％以下、 Ｍｎ：１．４〜２．２％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．０３０％以下、 Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．００４％以下、 Ｎ：０．００１〜０．００６％、 Ｏ：０．００４％以下 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、か
つ下記の式で定義されるＦＴ値が−０．００５〜０．０
１の範囲にあり、ＣＥ値が０．４０以上からなる鋼板の
溶接熱影響部のミクロ組織中における粒界フェライトが
１０％以下で、 Ｃ：０．０５〜０．１２％、 Ｓｉ：０．３％以下、 Ｍｎ：１．４〜２．２％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．０３０％以下、 Ｎｂ：０．００３〜０．０２％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、 Ａｌ：０．１％以下、 Ｎ：０．００１〜０．０１％、 Ｏ：０．０５％以下、 Ｂ：０．０００３〜０．００２０％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、か
つ下記の式で定義されるＰ値が−０．０１０〜０．０１
０の範囲にあり、かつミクロ組織中における粒界フェラ
イトが１０％以下の溶接金属部からなる低温靱性の優れ
た極厚高強度鋼管。 ＦＴ＝Ｔｉ−３．４Ｎ ＣＥ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ
＋Ｃｕ）／１５ Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉ - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．１２％、 Ｓｉ：０．３％以下、 Ｍｎ：１．４〜２．２％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．０３０％以下、 Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．００４％以下、 Ｎ：０．００１〜０．００６％、 Ｏ：０．００４％以下 を含有し、さらに Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．１〜１．０％、 Ｖ：０．０１〜０．１０％、 Ｂ：０．０００３〜０．００２％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％ のうち１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなり、かつ下記の式で定義されるＦＴ
値が−０．００５〜０．０１の範囲にあり、ＣＥ値が
０．４０以上からなる鋼板の溶接熱影響部のミクロ組織
中における粒界フェライトが１０％以下で、 Ｃ：０．０５〜０．１２％、 Ｓｉ：０．３％以下、 Ｍｎ：１．４〜２．２％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．０３０％以下、 Ｎｂ：０．００３〜０．０２％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、 Ａｌ：０．１％以下、 Ｎ：０．００１〜０．０１％、 Ｏ：０．０５％以下、 Ｂ：０．０００３〜０．００２０％ を含有し、さらに Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．１〜１．０％、 Ｖ：０．０１〜０．１０％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％ のうち１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなり、かつ下記の式で定義されるＰ値
が−０．０１０〜０．０１０の範囲にあり、かつミクロ
組織中における粒界フェライトが１０％以下の溶接金属
部からなる低温靱性の優れた極厚高強度鋼管。 ＦＴ＝Ｔｉ−３．４Ｎ ＣＥ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ
＋Ｃｕ）／１５ Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉ
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11165096A JPH09296253A (ja) | 1996-05-02 | 1996-05-02 | 低温靱性の優れた極厚高強度鋼管 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11165096A JPH09296253A (ja) | 1996-05-02 | 1996-05-02 | 低温靱性の優れた極厚高強度鋼管 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09296253A true JPH09296253A (ja) | 1997-11-18 |
Family
ID=14566711
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11165096A Withdrawn JPH09296253A (ja) | 1996-05-02 | 1996-05-02 | 低温靱性の優れた極厚高強度鋼管 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09296253A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001340990A (ja) * | 2000-03-31 | 2001-12-11 | Kawasaki Steel Corp | 溶接部靱性に優れた高強度厚肉溶接ベンド鋼管用の素管およびその製造方法 |
| JP2008000808A (ja) * | 2006-06-26 | 2008-01-10 | Kobe Steel Ltd | 低温靭性、耐低温割れ性、および全姿勢溶接時のビード形状が良好な高強度溶接金属 |
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- 1996-05-02 JP JP11165096A patent/JPH09296253A/ja not_active Withdrawn
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