JPH11229079A - 超高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造法 - Google Patents
超高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造法Info
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- JPH11229079A JPH11229079A JP2724698A JP2724698A JPH11229079A JP H11229079 A JPH11229079 A JP H11229079A JP 2724698 A JP2724698 A JP 2724698A JP 2724698 A JP2724698 A JP 2724698A JP H11229079 A JPH11229079 A JP H11229079A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 従来技術では、耐HIC 性および耐CO2 腐食性
に優れ、引張強度が900N/mm2以上である超高強度ライン
パイプ用鋼板を提供できなかった。 【解決手段】 Ｃ：0.03〜0.10％、Si：0.05〜0.40％、
Mn：1.00〜1.50％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.0020％以
下、Cu：0.50％以下、Cr：0.81〜1.50％、Nb：0.01〜0.
10％、Ｖ：0.01〜0.10％、Ti：0.005 〜0.030 ％、Al：
0.06％以下、Ｎ：0.007 ％以下、Ca：0.0005〜0.0050
％、Ｂ：0.0004〜0.0020％、残部Feおよび不可避的不純
物からなる鋼組成を有し、炭素当量Ceq.：0.48〜0.60％
であって、下部ベイナイトおよびラス状マルテンサイト
の混合組織からなる、引張強度が900N/mm2以上の超高強
度ラインパイプ用鋼板。
に優れ、引張強度が900N/mm2以上である超高強度ライン
パイプ用鋼板を提供できなかった。 【解決手段】 Ｃ：0.03〜0.10％、Si：0.05〜0.40％、
Mn：1.00〜1.50％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.0020％以
下、Cu：0.50％以下、Cr：0.81〜1.50％、Nb：0.01〜0.
10％、Ｖ：0.01〜0.10％、Ti：0.005 〜0.030 ％、Al：
0.06％以下、Ｎ：0.007 ％以下、Ca：0.0005〜0.0050
％、Ｂ：0.0004〜0.0020％、残部Feおよび不可避的不純
物からなる鋼組成を有し、炭素当量Ceq.：0.48〜0.60％
であって、下部ベイナイトおよびラス状マルテンサイト
の混合組織からなる、引張強度が900N/mm2以上の超高強
度ラインパイプ用鋼板。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐HIC 性および耐
CO2 腐食性に優れた引張強度が900N/mm2以上の超高強度
ラインパイプ用鋼板およびその製造法に関する。
CO2 腐食性に優れた引張強度が900N/mm2以上の超高強度
ラインパイプ用鋼板およびその製造法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来より、鉄鋼材料に対してはコスト低
減が強く要請されている。特に、ラインパイプに対して
は輸送効果の向上が要請されており、そのために、ライ
ンパイプ用鋼板に対して、よりいっそうのコスト低減お
よび高強度化といった要求性能の複合化・高度化が求め
られている。
減が強く要請されている。特に、ラインパイプに対して
は輸送効果の向上が要請されており、そのために、ライ
ンパイプ用鋼板に対して、よりいっそうのコスト低減お
よび高強度化といった要求性能の複合化・高度化が求め
られている。
【０００３】特に、海底から産出される天然ガスには、
H2S やCO2 等といった腐食性ガスが多量に含まれてお
り、その輸送に使用されるラインパイプには、コスト低
減および高強度化とともに、これらの腐食性ガスに対す
る耐腐食性も要求される。
H2S やCO2 等といった腐食性ガスが多量に含まれてお
り、その輸送に使用されるラインパイプには、コスト低
減および高強度化とともに、これらの腐食性ガスに対す
る耐腐食性も要求される。
【０００４】従来、耐Sour性能に優れた高強度ラインパ
イプ用鋼板は、一般的に、炭素当量の上限値を0.45％
（以下、本明細書においては特にことわりがない限り
「％」は「重量％」を意味するものとする。）程度に限
定した鋼組成を用いるとともに、加速冷却プロセスを適
用することにより、フェライトと上部ベイナイトとの混
合組織とした鋼板が知られている。
イプ用鋼板は、一般的に、炭素当量の上限値を0.45％
（以下、本明細書においては特にことわりがない限り
「％」は「重量％」を意味するものとする。）程度に限
定した鋼組成を用いるとともに、加速冷却プロセスを適
用することにより、フェライトと上部ベイナイトとの混
合組織とした鋼板が知られている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】近年、ラインパイプ用
鋼板に対しては、よりいっそうの高強度、すなわち引張
強度が900N/mm2を超える超高強度化が要求されている。
しかし、従来のラインパイプ用鋼板ではいずれも強度が
不足し、このような超高強度を満足することができな
い。
鋼板に対しては、よりいっそうの高強度、すなわち引張
強度が900N/mm2を超える超高強度化が要求されている。
しかし、従来のラインパイプ用鋼板ではいずれも強度が
不足し、このような超高強度を満足することができな
い。
【０００６】なお、このような超高強度を有する鋼板
は、例えば、特開平８−209290号公報、同８−209291号
公報、同８−269544号公報、同８−269545号さらには同
８−269546号公報等により提案されているが、いずれ
も、ラインパイプ用鋼板ではないために耐CO2 腐食性が
不足する。また、これらの提案により得られる鋼板で
は、中心偏析を十分に抑制することが不可能であるた
め、鋼板に局部的に発生する硬度上昇によって水素誘起
割れ等が発生し、耐HIC 性も不足する。そのため、ライ
ンパイプ用鋼板として用いることはできない。
は、例えば、特開平８−209290号公報、同８−209291号
公報、同８−269544号公報、同８−269545号さらには同
８−269546号公報等により提案されているが、いずれ
も、ラインパイプ用鋼板ではないために耐CO2 腐食性が
不足する。また、これらの提案により得られる鋼板で
は、中心偏析を十分に抑制することが不可能であるた
め、鋼板に局部的に発生する硬度上昇によって水素誘起
割れ等が発生し、耐HIC 性も不足する。そのため、ライ
ンパイプ用鋼板として用いることはできない。
【０００７】このように、従来の技術では、耐HIC 性お
よび耐CO2 腐食性に優れ、引張強度が900N/mm2以上であ
る超高強度ラインパイプ用鋼板を提供することはできな
かった。
よび耐CO2 腐食性に優れ、引張強度が900N/mm2以上であ
る超高強度ラインパイプ用鋼板を提供することはできな
かった。
【０００８】ここに、本発明の目的は、耐HIC 性および
耐CO2 腐食性に優れた引張強度が900N/mm2以上の超高強
度ラインパイプ用鋼板およびその製造法を提供すること
であり、より具体的には、降伏強度YS：800N/mm2以上、
引張強度TS：900N/mm2以上、母材靱性、HAZ 靱性(vE-40
℃) ：100J以上、耐HIC 性(NACE96 時間 CLR) ：10.0％
以下、耐CO2 腐食速度：0.1mm/年以下を満足する超高強
度ラインパイプ用鋼板およびその製造法を提供すること
である。
耐CO2 腐食性に優れた引張強度が900N/mm2以上の超高強
度ラインパイプ用鋼板およびその製造法を提供すること
であり、より具体的には、降伏強度YS：800N/mm2以上、
引張強度TS：900N/mm2以上、母材靱性、HAZ 靱性(vE-40
℃) ：100J以上、耐HIC 性(NACE96 時間 CLR) ：10.0％
以下、耐CO2 腐食速度：0.1mm/年以下を満足する超高強
度ラインパイプ用鋼板およびその製造法を提供すること
である。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明の特徴は、組成お
よび組織、さらには製造条件を最適化することにより、
耐HIC 性および耐CO2 腐食性に優れた引張強度が900N/m
m2以上の超高強度ラインパイプ用鋼板を提供する点であ
る。
よび組織、さらには製造条件を最適化することにより、
耐HIC 性および耐CO2 腐食性に優れた引張強度が900N/m
m2以上の超高強度ラインパイプ用鋼板を提供する点であ
る。
【００１０】ここに、本発明の要旨とするところは、
Ｃ：0.03〜0.10％、Si：0.05〜0.40％、Mn：1.00〜1.50
％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.0020％以下、Cu：0.50％
以下、Cr：0.81〜1.50％、Nb：0.01〜0.10％、Ｖ：0.01
〜0.10％、Ti：0.005 〜0.030％、Al：0.06％以下、
Ｎ：0.007 ％以下、Ca：0.0005〜0.0050％、Ｂ：0.0004
〜0.0020％、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組
成を有し、炭素当量Ceq.：0.48〜0.60％であって、下部
ベイナイトおよびラス状マルテンサイトの混合組織から
なることを特徴とする、耐HIC 性および耐CO2 腐食性に
優れた引張強度が900N/mm2以上の超高強度ラインパイプ
用鋼板である。
Ｃ：0.03〜0.10％、Si：0.05〜0.40％、Mn：1.00〜1.50
％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.0020％以下、Cu：0.50％
以下、Cr：0.81〜1.50％、Nb：0.01〜0.10％、Ｖ：0.01
〜0.10％、Ti：0.005 〜0.030％、Al：0.06％以下、
Ｎ：0.007 ％以下、Ca：0.0005〜0.0050％、Ｂ：0.0004
〜0.0020％、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組
成を有し、炭素当量Ceq.：0.48〜0.60％であって、下部
ベイナイトおよびラス状マルテンサイトの混合組織から
なることを特徴とする、耐HIC 性および耐CO2 腐食性に
優れた引張強度が900N/mm2以上の超高強度ラインパイプ
用鋼板である。
【００１１】この本発明にかかる超高強度ラインパイプ
用鋼板は、さらに、Ni：Cu (％)/2以上2.0 ％以下およ
びMo：0.1 〜0.6 ％の一方または双方を含有すること
が、望ましい。
用鋼板は、さらに、Ni：Cu (％)/2以上2.0 ％以下およ
びMo：0.1 〜0.6 ％の一方または双方を含有すること
が、望ましい。
【００１２】また、別の観点からは、本発明は、上記の
鋼組成を有するスラブを、1000〜1200℃に加熱した後、
表面温度が700 〜850 ℃の範囲内で仕上圧下率65％以上
を確保して仕上圧延を行って熱延鋼板とし、圧延完了後
に引き続いてこの熱延鋼板の表面温度が650 ℃以上の温
度域で水冷を開始し、200 〜450 ℃の範囲内まで水冷を
行うことを特徴とする、耐HIC 性および耐CO2 腐食性に
優れた引張強度が900N/mm2以上の超高強度ラインパイプ
用鋼板の製造法である。
鋼組成を有するスラブを、1000〜1200℃に加熱した後、
表面温度が700 〜850 ℃の範囲内で仕上圧下率65％以上
を確保して仕上圧延を行って熱延鋼板とし、圧延完了後
に引き続いてこの熱延鋼板の表面温度が650 ℃以上の温
度域で水冷を開始し、200 〜450 ℃の範囲内まで水冷を
行うことを特徴とする、耐HIC 性および耐CO2 腐食性に
優れた引張強度が900N/mm2以上の超高強度ラインパイプ
用鋼板の製造法である。
【００１３】この本発明にかかる超高強度ラインパイプ
用鋼板の製造法においては、スラブが、連続鋳造設備の
鋳型から引き抜く際に鋳型出口の鋳片厚さに比べてロー
ルキャビティを大きくしたロール間で鋳片をバルジング
させ、凝固が完了する前に大圧下を加えることにより製
造された連続鋳造スラブであることが、望ましい。
用鋼板の製造法においては、スラブが、連続鋳造設備の
鋳型から引き抜く際に鋳型出口の鋳片厚さに比べてロー
ルキャビティを大きくしたロール間で鋳片をバルジング
させ、凝固が完了する前に大圧下を加えることにより製
造された連続鋳造スラブであることが、望ましい。
【００１４】具体的には、この連続鋳造スラブは、バル
ジングゾーン内に鋳片引抜き方向に配列されたガイドロ
ールの鋳片厚み方向の間隔を段階的に増加させて、鋳片
の液相線クレータエンドとバルジングゾーン終端との間
で鋳片にバルジングを生じさせることにより、鋳片の最
大厚みを鋳型の短辺長さの10〜50％分厚くし、次いで、
バルジングゾーン終端から凝固完了点までの間で、少な
くとも一対の圧下ロールを用いて鋳片の厚み方向にその
一対あたり前記鋳型の短辺長さの10％以上の圧下を与え
ることにより、製造される。
ジングゾーン内に鋳片引抜き方向に配列されたガイドロ
ールの鋳片厚み方向の間隔を段階的に増加させて、鋳片
の液相線クレータエンドとバルジングゾーン終端との間
で鋳片にバルジングを生じさせることにより、鋳片の最
大厚みを鋳型の短辺長さの10〜50％分厚くし、次いで、
バルジングゾーン終端から凝固完了点までの間で、少な
くとも一対の圧下ロールを用いて鋳片の厚み方向にその
一対あたり前記鋳型の短辺長さの10％以上の圧下を与え
ることにより、製造される。
【００１５】これにより、圧下すべき未凝固部の位置を
バルジングにより現出させ、その部分を効果的に圧下で
きる。したがって、比較的小さい圧下荷重で未凝固部に
大圧下を効果的に作用させることにより、負偏析帯を生
じることなく、セミマクロ偏析をも含んで中心偏析を軽
減させることができる。
バルジングにより現出させ、その部分を効果的に圧下で
きる。したがって、比較的小さい圧下荷重で未凝固部に
大圧下を効果的に作用させることにより、負偏析帯を生
じることなく、セミマクロ偏析をも含んで中心偏析を軽
減させることができる。
【００１６】
【発明の実施の形態】まず、本発明にかかる超高強度ラ
インパイプ用鋼板の組成を限定する理由を説明する。
インパイプ用鋼板の組成を限定する理由を説明する。
【００１７】[Ｃ：0.03〜0.10％]Ｃ含有量が0.03％未満
では、所定の強度を得難い。一方、Ｃ含有量が0.10％を
越えると、連続鋳造スラブを用いた場合には、その中心
部にＣが過度に濃化し偏析帯を形成し、また、凝固過程
における包晶反応の影響によりスラブ割れが発生し易く
なる。そこで、本発明では、Ｃ含有量は0.03％以上0.10
％以下と限定する。同様の観点から、0.04％以上、0.09
％以下であることがそれぞれ望ましい。
では、所定の強度を得難い。一方、Ｃ含有量が0.10％を
越えると、連続鋳造スラブを用いた場合には、その中心
部にＣが過度に濃化し偏析帯を形成し、また、凝固過程
における包晶反応の影響によりスラブ割れが発生し易く
なる。そこで、本発明では、Ｃ含有量は0.03％以上0.10
％以下と限定する。同様の観点から、0.04％以上、0.09
％以下であることがそれぞれ望ましい。
【００１８】[Si：0.05〜0.40％]Siは脱酸剤として、ま
た鋼を強化する成分として効果がある。Si含有量が0.05
％未満では脱酸が不十分となる。一方、Si含有量が0.40
％超であると、溶接熱影響部に縞状マルテンサイトが多
く生成し、靱性を極度に劣化させる。そこで、本発明で
は、Si含有量は0.05％以上0.40％以下と限定するが、鋼
板の板厚とのバランスを考慮して決定することが望まし
い。
た鋼を強化する成分として効果がある。Si含有量が0.05
％未満では脱酸が不十分となる。一方、Si含有量が0.40
％超であると、溶接熱影響部に縞状マルテンサイトが多
く生成し、靱性を極度に劣化させる。そこで、本発明で
は、Si含有量は0.05％以上0.40％以下と限定するが、鋼
板の板厚とのバランスを考慮して決定することが望まし
い。
【００１９】[Mn：1.00〜1.50％]Mnは鋼を強化かつ強靱
化する元素であり、1.00％未満では強度が不足し所望の
超高強度鋼が得られない。一方、1.50％超含有すると、
スラブの中心部にMnが濃化し偏析帯を形成し、耐HIC 性
能を劣化させるとともに、鋼板水冷に伴って平坦度が悪
化する。そこで、本発明では、Mn含有量は1.00％以上1.
50％以下と限定する。同様の観点から、Mn含有量の上限
は1.41％であることが、下限は1.10％であることが望ま
しい。
化する元素であり、1.00％未満では強度が不足し所望の
超高強度鋼が得られない。一方、1.50％超含有すると、
スラブの中心部にMnが濃化し偏析帯を形成し、耐HIC 性
能を劣化させるとともに、鋼板水冷に伴って平坦度が悪
化する。そこで、本発明では、Mn含有量は1.00％以上1.
50％以下と限定する。同様の観点から、Mn含有量の上限
は1.41％であることが、下限は1.10％であることが望ま
しい。
【００２０】[Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.0020％以下]Ｐ
およびＳは、いずれも不純物であって、できるだけ少な
い方が好ましい。Ｐ含有量が0.030 ％を越えるとスラブ
の中心偏析度が上昇し、局部的に硬度が上昇する。ま
た、Ｓ含有量が0.0020％を越えると鋼に対して有害な介
在物であるMnＳが多く生成する。そこで、本発明では、
Ｐ含有量は0.030 ％以下、Ｓ含有量は0.0020％以下にそ
れぞれ限定する。
およびＳは、いずれも不純物であって、できるだけ少な
い方が好ましい。Ｐ含有量が0.030 ％を越えるとスラブ
の中心偏析度が上昇し、局部的に硬度が上昇する。ま
た、Ｓ含有量が0.0020％を越えると鋼に対して有害な介
在物であるMnＳが多く生成する。そこで、本発明では、
Ｐ含有量は0.030 ％以下、Ｓ含有量は0.0020％以下にそ
れぞれ限定する。
【００２１】[Cu：0.50％以下]Cuは鋼を強化する元素で
あるが、Cuチェッキング防止のためNiを約Cu/2以上の割
合で添加する。そのため、Cu添加量が多いと必然的にコ
スト高になる。そこで、本発明では、Cu含有量は0.50％
以下と限定する。
あるが、Cuチェッキング防止のためNiを約Cu/2以上の割
合で添加する。そのため、Cu添加量が多いと必然的にコ
スト高になる。そこで、本発明では、Cu含有量は0.50％
以下と限定する。
【００２２】[Cr：0.81〜1.50％]Crは、スラブの凝固過
程において中心偏析部に濃化し難い元素であるととも
に、鋼板の水冷時においてオーステナイトのフェライト
やパーライトへの変態を遅らせて焼き入れ性を向上し、
鋼板の強度を上昇させる。Crの添加量が0.81％未満では
所望の強度が得られず、一方、Crの添加量が1.50％を越
えると、溶接時の作業性を極度に低下させるとともにコ
ストが上昇する。そこで、本発明では、Cr含有量は0.81
％以上1.50％以下と限定する。同様の観点から、Cr含有
量の上限は1.40％、下限は0.85％であることが望まし
い。
程において中心偏析部に濃化し難い元素であるととも
に、鋼板の水冷時においてオーステナイトのフェライト
やパーライトへの変態を遅らせて焼き入れ性を向上し、
鋼板の強度を上昇させる。Crの添加量が0.81％未満では
所望の強度が得られず、一方、Crの添加量が1.50％を越
えると、溶接時の作業性を極度に低下させるとともにコ
ストが上昇する。そこで、本発明では、Cr含有量は0.81
％以上1.50％以下と限定する。同様の観点から、Cr含有
量の上限は1.40％、下限は0.85％であることが望まし
い。
【００２３】[Nb：0.01〜0.10％]Nbは、鋼の強度および
靱性を向上させる元素であり、特に、オーステナイト未
再結晶領域で仕上圧延を行うことによりオーステナイト
粒を細粒化し、鋼板をAr3 変態点以上から急冷すること
により強靱でかつ均一な下部ベイナイト細粒組織を得る
ことができる。したがって、Nb含有量は、成品に求める
強度と靱性とのバランスに応じて決定するが、Nb含有量
が0.01％未満ではこれらの効果が得られず、一方、Nb含
有量が0.10％超ではスラブ加熱時の固溶が不完全になる
とともに、コスト高になる。そこで、本発明では、Nb含
有量は0.01％以上0.10％以下と限定する。同様の観点か
ら、Nb含有量の上限は0.075 ％、下限は0.015 ％である
ことが望ましい。
靱性を向上させる元素であり、特に、オーステナイト未
再結晶領域で仕上圧延を行うことによりオーステナイト
粒を細粒化し、鋼板をAr3 変態点以上から急冷すること
により強靱でかつ均一な下部ベイナイト細粒組織を得る
ことができる。したがって、Nb含有量は、成品に求める
強度と靱性とのバランスに応じて決定するが、Nb含有量
が0.01％未満ではこれらの効果が得られず、一方、Nb含
有量が0.10％超ではスラブ加熱時の固溶が不完全になる
とともに、コスト高になる。そこで、本発明では、Nb含
有量は0.01％以上0.10％以下と限定する。同様の観点か
ら、Nb含有量の上限は0.075 ％、下限は0.015 ％である
ことが望ましい。
【００２４】[Ｖ：0.01〜0.10％]Ｖは、スラブ加熱時の
固溶強化および仕上圧延による析出硬化により、鋼の強
度を向上させる。後述する、本発明の仕上温度範囲で、
析出硬化に効果があるＶ添加量の範囲は、0.01％以上0.
10％以下である。そこで、本発明では、Ｖ含有量は0.01
％以上0.10％以下と限定する。
固溶強化および仕上圧延による析出硬化により、鋼の強
度を向上させる。後述する、本発明の仕上温度範囲で、
析出硬化に効果があるＶ添加量の範囲は、0.01％以上0.
10％以下である。そこで、本発明では、Ｖ含有量は0.01
％以上0.10％以下と限定する。
【００２５】[Ti：0.005 〜0.030 ％]Tiは、0.005 ％以
上含有することにより、鋼の強度を向上させ、スラブの
品質も安定させる。しかし、0.030 ％超含有すると、溶
接熱影響部(HAZ) の靱性を劣化させる。そこで、本発明
では、Ti含有量は0.005 ％以上0.030 ％以下と限定す
る。同様の観点から、Ti含有量の上限は0.026 ％、下限
は0.010 ％であることが望ましい。
上含有することにより、鋼の強度を向上させ、スラブの
品質も安定させる。しかし、0.030 ％超含有すると、溶
接熱影響部(HAZ) の靱性を劣化させる。そこで、本発明
では、Ti含有量は0.005 ％以上0.030 ％以下と限定す
る。同様の観点から、Ti含有量の上限は0.026 ％、下限
は0.010 ％であることが望ましい。
【００２６】[Al：0.06％以下]Alは、溶製段階で添加さ
れて脱酸剤として用いられるが、0.06％超含有すると、
介在物量が増加して耐HIC 性を低下させる。そこで、本
発明では、Al含有量は0.06％以下と限定する。
れて脱酸剤として用いられるが、0.06％超含有すると、
介在物量が増加して耐HIC 性を低下させる。そこで、本
発明では、Al含有量は0.06％以下と限定する。
【００２７】[Ｎ：0.007 ％以下]Ｎは、精錬時に必然的
に鋼中に含有されるが、0.007 ％超含有されるとスラブ
品質の悪化を招く。そこで、本発明では、Ｎ含有量は0.
007 ％以下と限定する。なお、低Ｎ化によりHAZ 靱性が
向上するため、例えば−40℃でのシャルピー吸収エネル
ギー：200J以上のように、良好なHAZ 靱性が要求される
場合には、Ｎ含有量は0.0010％以下に限定することが望
ましい。
に鋼中に含有されるが、0.007 ％超含有されるとスラブ
品質の悪化を招く。そこで、本発明では、Ｎ含有量は0.
007 ％以下と限定する。なお、低Ｎ化によりHAZ 靱性が
向上するため、例えば−40℃でのシャルピー吸収エネル
ギー：200J以上のように、良好なHAZ 靱性が要求される
場合には、Ｎ含有量は0.0010％以下に限定することが望
ましい。
【００２８】[Ca：0.0005〜0.0050％]Caは、耐HIC 鋼に
おいては非常に有害な介在物を形態制御して低減させる
ことに有効である。また、Caを添加することによって伸
長性のMnＳを低減し、鋼自体の靱性も向上する。Ca含有
量が0.0005％未満ではこのような効果が得られず、一
方、Ca含有量が0.0050％を超えるとCa系介在物が増加す
るとともにコスト高となる。そこで、本発明では、Ca含
有量は0.0005％以上0.0050％％以下と限定する。[Ｂ：
0.0004〜0.0020％]Ｂは、鋼の焼き入れ性を高める元素
であり、本発明が対象とする超高強度鋼については、母
材強度を確保するために0.0004％以上含有する。しか
し、0.0020％を超えて含有すると、母材靱性およびHAZ
靱性を劣化させる。そこで、本発明では、Ｂ含有量は0.
0004％以上0.0020％以下と限定する。同様の観点から、
Ｂ含有量の上限は0.0019％、0.0018％であることが、下
限は0.0005％、0.0006％であることがそれぞれ望まし
い。
おいては非常に有害な介在物を形態制御して低減させる
ことに有効である。また、Caを添加することによって伸
長性のMnＳを低減し、鋼自体の靱性も向上する。Ca含有
量が0.0005％未満ではこのような効果が得られず、一
方、Ca含有量が0.0050％を超えるとCa系介在物が増加す
るとともにコスト高となる。そこで、本発明では、Ca含
有量は0.0005％以上0.0050％％以下と限定する。[Ｂ：
0.0004〜0.0020％]Ｂは、鋼の焼き入れ性を高める元素
であり、本発明が対象とする超高強度鋼については、母
材強度を確保するために0.0004％以上含有する。しか
し、0.0020％を超えて含有すると、母材靱性およびHAZ
靱性を劣化させる。そこで、本発明では、Ｂ含有量は0.
0004％以上0.0020％以下と限定する。同様の観点から、
Ｂ含有量の上限は0.0019％、0.0018％であることが、下
限は0.0005％、0.0006％であることがそれぞれ望まし
い。
【００２９】[Ni：2.0 ％以下]Niは、本発明では任意添
加元素であって、母材強度および靱性を高めることがで
きる。また、Cu添加時にはCuチェッキング防止のためNi
をCu (％)/2 以上の割合で添加する。しかし、Ni含有量
が2.0 ％を超えると、現地溶接能率が極端に低下し、か
つNi上昇のコストアップに見合うだけの効果が得られな
い。そこで、Niを添加する場合には、その含有量はCu
(％)/2 以上2.0 ％以下と限定する。
加元素であって、母材強度および靱性を高めることがで
きる。また、Cu添加時にはCuチェッキング防止のためNi
をCu (％)/2 以上の割合で添加する。しかし、Ni含有量
が2.0 ％を超えると、現地溶接能率が極端に低下し、か
つNi上昇のコストアップに見合うだけの効果が得られな
い。そこで、Niを添加する場合には、その含有量はCu
(％)/2 以上2.0 ％以下と限定する。
【００３０】[Mo：0.1 〜0.6 ％]Moも、本発明では任意
添加元素であって、スラブの凝固過程において中心偏析
部に濃化し難い元素である。また、鋼板の水冷時におい
てオーステナイトのフェライトやパーライトへの変態を
遅らせて焼き入れ性を向上し鋼板の強度を上昇させる。
Mo含有量が0.1 ％未満では鋼板の強化効果が認められ
ず、一方、0.6 ％を越えると、溶接時の作業性を極度に
低下させるとともにコストが高くなる。そこで、Moを添
加する場合には、その含有量は0.1 ％以上0.6 ％以下と
限定する。
添加元素であって、スラブの凝固過程において中心偏析
部に濃化し難い元素である。また、鋼板の水冷時におい
てオーステナイトのフェライトやパーライトへの変態を
遅らせて焼き入れ性を向上し鋼板の強度を上昇させる。
Mo含有量が0.1 ％未満では鋼板の強化効果が認められ
ず、一方、0.6 ％を越えると、溶接時の作業性を極度に
低下させるとともにコストが高くなる。そこで、Moを添
加する場合には、その含有量は0.1 ％以上0.6 ％以下と
限定する。
【００３１】なお、NiおよびMoは、それぞれ単独で、ま
たは複合して添加してよい。
たは複合して添加してよい。
【００３２】[炭素当量Ceq.：0.48〜0.60％]本発明が対
象とする超高強度鋼を製造するには、各元素を上述した
範囲内に限定するだけでは、目標とする母材性能を満足
することが困難である。そこで、本発明では、母材強度
を確保するために炭素当量Ceq.：0.48％以上とする。一
方、炭素当量が0.60％を超えると、母材靱性およびHAZ
靱性を劣化させるとともに、現地周溶接時の能率を極度
に低下させる。そこで、本発明では、炭素当量Ceq.は0.
48％以上0.60％以下と限定する。なお、本発明では、炭
素当量Ceq.は、下記式により算出される。
象とする超高強度鋼を製造するには、各元素を上述した
範囲内に限定するだけでは、目標とする母材性能を満足
することが困難である。そこで、本発明では、母材強度
を確保するために炭素当量Ceq.：0.48％以上とする。一
方、炭素当量が0.60％を超えると、母材靱性およびHAZ
靱性を劣化させるとともに、現地周溶接時の能率を極度
に低下させる。そこで、本発明では、炭素当量Ceq.は0.
48％以上0.60％以下と限定する。なお、本発明では、炭
素当量Ceq.は、下記式により算出される。
【００３３】
【数１】 Ceq.＝Ｃ＋Mn/6＋Cu/15＋Cr/5＋Ni/15＋Mo/5＋V/5 ・・・・・・・ 上記以外の組成は、残部Feおよび不可避的不純物であ
る。
る。
【００３４】[組織]次に、本発明にかかる超高強度ライ
ンパイプ用鋼板の組織を限定する理由を説明する。
ンパイプ用鋼板の組織を限定する理由を説明する。
【００３５】本発明にかかる超高強度ラインパイプ用鋼
板は、下部ベイナイトおよびラス状マルテンサイトの混
合組織からなる。このように、下部ベイナイトとラス状
マルテンサイトとの混合組織を有するため、極めて高い
強度および高靱性を有する。
板は、下部ベイナイトおよびラス状マルテンサイトの混
合組織からなる。このように、下部ベイナイトとラス状
マルテンサイトとの混合組織を有するため、極めて高い
強度および高靱性を有する。
【００３６】次に、本発明にかかる超高強度ラインパイ
プ用鋼板の製造法を説明する。 [スラブ加熱]本発明で用いるスラブは、連続鋳造スラブ
や造塊スラブ等を用いることができ、特定のスラブには
限定されない。ただし、連続鋳造スラブを用いる場合に
は、連続鋳造設備の鋳型から引き抜く際に鋳型出口の鋳
片厚さに比べてロールキャビティを大きくしたロール間
で鋳片をバルジングさせ、凝固が完了する前に大圧下を
加えることにより製造された連続鋳造スラブであること
がより望ましい。この連続鋳造スラブを用いることによ
り、中心偏析を軽減または解消することができるため、
耐HIC 性を向上させることができる。
プ用鋼板の製造法を説明する。 [スラブ加熱]本発明で用いるスラブは、連続鋳造スラブ
や造塊スラブ等を用いることができ、特定のスラブには
限定されない。ただし、連続鋳造スラブを用いる場合に
は、連続鋳造設備の鋳型から引き抜く際に鋳型出口の鋳
片厚さに比べてロールキャビティを大きくしたロール間
で鋳片をバルジングさせ、凝固が完了する前に大圧下を
加えることにより製造された連続鋳造スラブであること
がより望ましい。この連続鋳造スラブを用いることによ
り、中心偏析を軽減または解消することができるため、
耐HIC 性を向上させることができる。
【００３７】本発明では、このスラブを1000℃以上1200
℃以下のスラブ加熱温度に加熱する。スラブ加熱温度
は、靱性確保のためには低い方が好ましいが、1000℃未
満では所定の強度を得ることができないことがあり、一
方、1200℃を越えるとオーステナイト粒が粗大化して靱
性が劣化する。そこで、本発明では、スラブ加熱温度
は、1000℃以上1200℃以下と限定する。
℃以下のスラブ加熱温度に加熱する。スラブ加熱温度
は、靱性確保のためには低い方が好ましいが、1000℃未
満では所定の強度を得ることができないことがあり、一
方、1200℃を越えるとオーステナイト粒が粗大化して靱
性が劣化する。そこで、本発明では、スラブ加熱温度
は、1000℃以上1200℃以下と限定する。
【００３８】[仕上圧延]上記のスラブ加熱温度に加熱し
たスラブに対して、熱間圧延を行って、所望の板厚の熱
延鋼板とするが、本発明では、この熱間圧延において、
表面温度が700℃以上850 ℃以下となる温度域で、65％
以上の仕上圧下率を確保して仕上圧延を行う。なお、仕
上圧下率は、スラブ厚をＴとし、鋼板仕上厚をｔとした
場合に、(Ｔ−ｔ）／Ｔ×１００（％）により算出され
る。
たスラブに対して、熱間圧延を行って、所望の板厚の熱
延鋼板とするが、本発明では、この熱間圧延において、
表面温度が700℃以上850 ℃以下となる温度域で、65％
以上の仕上圧下率を確保して仕上圧延を行う。なお、仕
上圧下率は、スラブ厚をＴとし、鋼板仕上厚をｔとした
場合に、(Ｔ−ｔ）／Ｔ×１００（％）により算出され
る。
【００３９】仕上圧延温度および仕上圧下率を限定する
のは、圧延直後に行う水冷過程において、鋼板の水冷開
始温度をAr3 変態点以上に維持するためである。すなわ
ち、オーステナイト未再結晶領域で仕上圧延を完了して
鋼板をAr3 変態点以上から急冷することにより、強靱か
つ細粒な組織が得られる。仕上温度が850 ℃超では母材
靱性が低下し、一方、仕上温度が700 ℃未満ではフェラ
イト変態が開始して均一な組織が得られず耐HIC 性が低
下してしまう。
のは、圧延直後に行う水冷過程において、鋼板の水冷開
始温度をAr3 変態点以上に維持するためである。すなわ
ち、オーステナイト未再結晶領域で仕上圧延を完了して
鋼板をAr3 変態点以上から急冷することにより、強靱か
つ細粒な組織が得られる。仕上温度が850 ℃超では母材
靱性が低下し、一方、仕上温度が700 ℃未満ではフェラ
イト変態が開始して均一な組織が得られず耐HIC 性が低
下してしまう。
【００４０】また、仕上圧下率が65％未満では、鋼板の
中心部まで圧下が浸透せず所望の細粒組織が得られな
い。そこで、本発明では、表面温度が700 ℃以上850 ℃
以下となる温度域で65％以上の仕上圧下率を確保して仕
上圧延を行う。スラブ加熱後に行われる圧延に関して
は、上記の条件以外の条件限定は不要である。通常の圧
延条件により、所望の板厚の熱延鋼板とすればよい。
中心部まで圧下が浸透せず所望の細粒組織が得られな
い。そこで、本発明では、表面温度が700 ℃以上850 ℃
以下となる温度域で65％以上の仕上圧下率を確保して仕
上圧延を行う。スラブ加熱後に行われる圧延に関して
は、上記の条件以外の条件限定は不要である。通常の圧
延条件により、所望の板厚の熱延鋼板とすればよい。
【００４１】[仕上圧延後の水冷]圧延を完了した鋼板に
対して、直ちに水冷を開始し、200 ℃以上450 ℃以下の
温度域で水冷を停止する。水冷停止温度が200 ℃未満に
なると、強度上昇は期待できず、逆に母材靱性を劣化さ
せるとともに冷却に長時間を要して製造能率が極端に低
下する。一方、水冷停止温度が450 ℃超になると、鋼板
の焼き入れ性が不十分となり、所定の下部ベイナイトお
よびラス状マルテンサイトの混合組織を得ることができ
ず、強度および靱性が劣化する。さらに、板厚中心部の
組織制御が不十分となり、拡散性元素が濃化し易くなっ
て母材の硬度分布が不均一になり耐HIC 性が劣化する。
そこで、本発明では、水冷停止温度は200 ℃以上450 ℃
以下と限定する。
対して、直ちに水冷を開始し、200 ℃以上450 ℃以下の
温度域で水冷を停止する。水冷停止温度が200 ℃未満に
なると、強度上昇は期待できず、逆に母材靱性を劣化さ
せるとともに冷却に長時間を要して製造能率が極端に低
下する。一方、水冷停止温度が450 ℃超になると、鋼板
の焼き入れ性が不十分となり、所定の下部ベイナイトお
よびラス状マルテンサイトの混合組織を得ることができ
ず、強度および靱性が劣化する。さらに、板厚中心部の
組織制御が不十分となり、拡散性元素が濃化し易くなっ
て母材の硬度分布が不均一になり耐HIC 性が劣化する。
そこで、本発明では、水冷停止温度は200 ℃以上450 ℃
以下と限定する。
【００４２】水冷停止後には、空冷に切り換えて、常温
まで冷却することにより、成品である超高強度ラインパ
イプ用鋼板が得られる。この超高強度ラインパイプ用鋼
板は、下部ベイナイトおよびラス状マルテンサイトの混
合組織からなり、降伏強度YS：800N/mm2以上、引張強度
TS：900N/mm2以上、母材靱性、HAZ 靱性(vE-40℃) ：10
0J以上、耐HIC 性(NACE96 時間 CLR) ：10.0％以下、耐
CO2 腐食速度：0.1mm/年以下という、超高強度ラインパ
イプ用鋼板として極めて適した特性を備える。
まで冷却することにより、成品である超高強度ラインパ
イプ用鋼板が得られる。この超高強度ラインパイプ用鋼
板は、下部ベイナイトおよびラス状マルテンサイトの混
合組織からなり、降伏強度YS：800N/mm2以上、引張強度
TS：900N/mm2以上、母材靱性、HAZ 靱性(vE-40℃) ：10
0J以上、耐HIC 性(NACE96 時間 CLR) ：10.0％以下、耐
CO2 腐食速度：0.1mm/年以下という、超高強度ラインパ
イプ用鋼板として極めて適した特性を備える。
【００４３】このように、本発明によれば、 (1) 上記の組成に限定することにより耐HIC 性および耐
CO2 腐食性が確保される。具体的には、Mn：1.50％以
下、Ｐ：0.030 ％以下、Al：0.06％以下、Ca：0.0005％
以下、仕上温度：700 ℃以上、および水冷停止温度：45
0 ℃以下に限定することにより、耐HIC 性および耐CO2
腐食性が確保される。
CO2 腐食性が確保される。具体的には、Mn：1.50％以
下、Ｐ：0.030 ％以下、Al：0.06％以下、Ca：0.0005％
以下、仕上温度：700 ℃以上、および水冷停止温度：45
0 ℃以下に限定することにより、耐HIC 性および耐CO2
腐食性が確保される。
【００４４】(2) Ｃ：0.03％以上、Si：0.05％以上、M
n：1.00％以上、Cu：0.50％以下、Cr：0.81％以上、N
b：0.01％以上、Ｖ：0.01〜0.10％、Ti：0.005 ％以
上、Ｂ：0.0004％以上、スラブ加熱温度：1000〜1200
℃、仕上温度：850 ℃以下、仕上圧下率：65％以上、水
冷停止温度：200 〜450 ℃、Ceq.：0.48％以上、および
組織：下部ベイナイトとラス状マルテンサイトとの混合
組織に限定することにより、900N/mm2以上の引張強度が
確保される。
n：1.00％以上、Cu：0.50％以下、Cr：0.81％以上、N
b：0.01％以上、Ｖ：0.01〜0.10％、Ti：0.005 ％以
上、Ｂ：0.0004％以上、スラブ加熱温度：1000〜1200
℃、仕上温度：850 ℃以下、仕上圧下率：65％以上、水
冷停止温度：200 〜450 ℃、Ceq.：0.48％以上、および
組織：下部ベイナイトとラス状マルテンサイトとの混合
組織に限定することにより、900N/mm2以上の引張強度が
確保される。
【００４５】
【実施例】さらに、本発明を実施例を参照しながら、よ
り具体的に説明する。 (実施例１)表１に示す組成を有する鋼種１〜鋼種14から
なるラインパイプ用鋼板を、本発明で規定する加熱温
度、仕上温度、水冷開始温度、水冷停止温度および仕上
圧下率を全て満足した条件で、製造した。
り具体的に説明する。 (実施例１)表１に示す組成を有する鋼種１〜鋼種14から
なるラインパイプ用鋼板を、本発明で規定する加熱温
度、仕上温度、水冷開始温度、水冷停止温度および仕上
圧下率を全て満足した条件で、製造した。
【００４６】
【表１】
【００４７】これらのラインパイプ用鋼板は、いずれ
も、下部ベイナイトおよびラス状マルテンサイトの混合
組織からなり、降伏強度YS：800N/mm2以上、引張強度T
S：900N/mm2以上、母材靱性、HAZ 靱性(vE-40℃) ：100
J以上、耐HIC 性(NACE96 時間 CLR) ：10.0％以下、耐C
O2 腐食速度：0.1mm/年以下という、超高強度ラインパ
イプ用鋼板として極めて適した特性を備えていた。
も、下部ベイナイトおよびラス状マルテンサイトの混合
組織からなり、降伏強度YS：800N/mm2以上、引張強度T
S：900N/mm2以上、母材靱性、HAZ 靱性(vE-40℃) ：100
J以上、耐HIC 性(NACE96 時間 CLR) ：10.0％以下、耐C
O2 腐食速度：0.1mm/年以下という、超高強度ラインパ
イプ用鋼板として極めて適した特性を備えていた。
【００４８】(実施例２)表２に示す組成を有する鋼種１
〜鋼種21からなる厚さが235mm のスラブ連続鋳造プロセ
スにより製造した。
〜鋼種21からなる厚さが235mm のスラブ連続鋳造プロセ
スにより製造した。
【００４９】
【表２】
【００５０】この際、鋼種６〜８は、いずれも、Ｃ含有
量が本発明の範囲の上限を超えているため、スラブ割れ
が発生した。また、鋼種９〜11は、いずれも、Cu含有量
に対するNi含有量が本発明の範囲の下限を下回っている
ためCuチェッキングが発生した。さらに、鋼種12および
13は、ともに、Ti含有量が本発明の範囲を下回っている
ため、スラブに横ヒビが発生した。そのため、鋼種６〜
13については、いずれも、後述する確認実験を行わなか
った。
量が本発明の範囲の上限を超えているため、スラブ割れ
が発生した。また、鋼種９〜11は、いずれも、Cu含有量
に対するNi含有量が本発明の範囲の下限を下回っている
ためCuチェッキングが発生した。さらに、鋼種12および
13は、ともに、Ti含有量が本発明の範囲を下回っている
ため、スラブに横ヒビが発生した。そのため、鋼種６〜
13については、いずれも、後述する確認実験を行わなか
った。
【００５１】そして、鋼種１〜５と鋼種14〜21とについ
て、以下に列記するスラブ加熱温度、仕上温度および仕
上圧下率、水冷開始温度および水冷停止温度により、板
厚が20mmのラインパイプ用鋼板を製造し、試料No.1〜試
料No.40 とした。
て、以下に列記するスラブ加熱温度、仕上温度および仕
上圧下率、水冷開始温度および水冷停止温度により、板
厚が20mmのラインパイプ用鋼板を製造し、試料No.1〜試
料No.40 とした。
【００５２】(スラブ加熱温度)本発明で規定する組成で
は、NbおよびＶの双方を含有するが、高靱性鋼製造を目
的とした、初期オーステナイト粒の粗大化の抑制効果を
確認するため、本実施例ではスラブ加熱温度を1050℃ま
たは950 ℃とした。なお、1200℃超の高温加熱は、量産
ベースでは原単位が悪化してコスト高となり、現実的な
条件ではないため、行っていない。
は、NbおよびＶの双方を含有するが、高靱性鋼製造を目
的とした、初期オーステナイト粒の粗大化の抑制効果を
確認するため、本実施例ではスラブ加熱温度を1050℃ま
たは950 ℃とした。なお、1200℃超の高温加熱は、量産
ベースでは原単位が悪化してコスト高となり、現実的な
条件ではないため、行っていない。
【００５３】(仕上温度および仕上圧下率)粗圧延後のス
ラブ厚は、圧延能率を考慮して、約5.0 mmとした。仕上
圧延では、フェライト変態が開始して耐HIC 性の劣化防
止を確認するため、表面温度が680 〜870 ℃の範囲内で
仕上温度を変更した。さらに、仕上圧下率は、結晶粒微
細化の程度を確認するため、80〜95％の範囲で圧下率を
変更した。
ラブ厚は、圧延能率を考慮して、約5.0 mmとした。仕上
圧延では、フェライト変態が開始して耐HIC 性の劣化防
止を確認するため、表面温度が680 〜870 ℃の範囲内で
仕上温度を変更した。さらに、仕上圧下率は、結晶粒微
細化の程度を確認するため、80〜95％の範囲で圧下率を
変更した。
【００５４】(水冷開始温度および水冷停止温度)圧延完
了した鋼板を、下部ベイナイトおよびラス状マルテンサ
イトの混合組織が得られるか否かを確認するため、640
〜850 ℃の水冷開始温度で水冷を開始し、150 〜500 ℃
の水冷停止温度で水冷を停止した。水冷後は空冷に切り
換え、常温まで冷却した。
了した鋼板を、下部ベイナイトおよびラス状マルテンサ
イトの混合組織が得られるか否かを確認するため、640
〜850 ℃の水冷開始温度で水冷を開始し、150 〜500 ℃
の水冷停止温度で水冷を停止した。水冷後は空冷に切り
換え、常温まで冷却した。
【００５５】これらの試料No.1〜試料No.40 について、
組織、平坦度、母材強度、母材靱性、耐HIC 性、耐CO2
腐食性、HAZ 靱性および焼入れ性を調査した。そして、
強度：YS≧800N/mm2、TS≧900N/mm2、母材靱性およびHA
Z 靱性(vE-40℃)0≧100J、耐HIC 性：NACE96時間 CLR≦
10.0％、耐CO2 腐食速度：0.1mm/年以下を合否基準とし
て、合否を判定した。試験結果を、鋼種条件および圧延
条件とともに、表３および表４にまとめて示す。
組織、平坦度、母材強度、母材靱性、耐HIC 性、耐CO2
腐食性、HAZ 靱性および焼入れ性を調査した。そして、
強度：YS≧800N/mm2、TS≧900N/mm2、母材靱性およびHA
Z 靱性(vE-40℃)0≧100J、耐HIC 性：NACE96時間 CLR≦
10.0％、耐CO2 腐食速度：0.1mm/年以下を合否基準とし
て、合否を判定した。試験結果を、鋼種条件および圧延
条件とともに、表３および表４にまとめて示す。
【００５６】
【表３】
【００５７】
【表４】
【００５８】試料No.1、4 、5 、８、10、12、14、15、
17、18、20および21は、いずれも、本発明で規定する条
件を全て満足する本発明例である。これらの本発明例
は、いずれも、上述した合否基準を満足し、超高強度ラ
インパイプ用鋼板として極めて適していることがわか
る。
17、18、20および21は、いずれも、本発明で規定する条
件を全て満足する本発明例である。これらの本発明例
は、いずれも、上述した合否基準を満足し、超高強度ラ
インパイプ用鋼板として極めて適していることがわか
る。
【００５９】これに対し、試料No.1、９は水冷停止温度
が本発明の範囲の上限を上回っているため、所望の組織
を得ることができず、母材強度および母材靱性がいずれ
も劣化した。
が本発明の範囲の上限を上回っているため、所望の組織
を得ることができず、母材強度および母材靱性がいずれ
も劣化した。
【００６０】試料No.3、11は水冷停止温度が本発明の範
囲の下限を下回っているため、母材靱性が劣化した。試
料No.6は仕上温度が本発明の範囲の上限を上回っている
ため、母材靱性が劣化した。
囲の下限を下回っているため、母材靱性が劣化した。試
料No.6は仕上温度が本発明の範囲の上限を上回っている
ため、母材靱性が劣化した。
【００６１】試料No.7は仕上温度が本発明の範囲の下限
を下回っているため、耐HIC 性が劣化した。試料No.13
、16、19および22は、いずれも、スラブ加熱温度が本
発明の範囲の下限を下回っているため、母材強度が劣化
した。
を下回っているため、耐HIC 性が劣化した。試料No.13
、16、19および22は、いずれも、スラブ加熱温度が本
発明の範囲の下限を下回っているため、母材強度が劣化
した。
【００６２】試料No.23 〜25は、Mn含有量が本発明の範
囲の上限を上回っているため、耐HIC 性および鋼板平坦
度が劣化した。試料No.26 〜28は、Cr含有量が本発明の
範囲の下限を下回っているため、母材強度が劣化した。
囲の上限を上回っているため、耐HIC 性および鋼板平坦
度が劣化した。試料No.26 〜28は、Cr含有量が本発明の
範囲の下限を下回っているため、母材強度が劣化した。
【００６３】試料No.29 〜31は、Si含有量が本発明の範
囲の上限を上回っているため、HAZ靱性が劣化した。試
料No.32 および33は、Mo含有量が本発明の範囲の下限を
下回っているため、母材強度が劣化した。
囲の上限を上回っているため、HAZ靱性が劣化した。試
料No.32 および33は、Mo含有量が本発明の範囲の下限を
下回っているため、母材強度が劣化した。
【００６４】試料No.34 および35は、Nb含有量が本発明
の範囲の下限を下回っているため、母材靱性が劣化し
た。試料No.36 〜38は、Ｖ含有量が本発明の範囲の下限
を下回っているため、母材強度が劣化した。
の範囲の下限を下回っているため、母材靱性が劣化し
た。試料No.36 〜38は、Ｖ含有量が本発明の範囲の下限
を下回っているため、母材強度が劣化した。
【００６５】試料No.39 は、Ｂ含有量が本発明の範囲の
上限を上回っているため、母材靱性が劣化した。さら
に、試料No.40 は、炭素当量Ceq.が本発明の範囲の下限
を下回っているため、母材強度が不足した。このよう
に、本発明で規定する条件を一つでも満足しないと、所
望の超高強度ラインパイプ用鋼板を製造することができ
ない。
上限を上回っているため、母材靱性が劣化した。さら
に、試料No.40 は、炭素当量Ceq.が本発明の範囲の下限
を下回っているため、母材強度が不足した。このよう
に、本発明で規定する条件を一つでも満足しないと、所
望の超高強度ラインパイプ用鋼板を製造することができ
ない。
【００６６】
【発明の効果】以上詳細に説明したように、本発明によ
り、耐HIC 性および耐CO2 腐食性に優れた引張強度が90
0N/mm2以上の超高強度ラインパイプ用鋼板、より具体的
には、降伏強度YS：800N/mm2以上、引張強度TS：900N/m
m2以上、母材靱性、HAZ 靱性(vE-40℃) ：100J以上、耐
HIC 性(NACE96 時間 CLR) ：10.0％以下、耐CO2 腐食速
度：0.1mm/年以下を満足する超高強度ラインパイプ用鋼
板を提供できることになった。かかる効果を有する本発
明の意義は、極めて著しい。
り、耐HIC 性および耐CO2 腐食性に優れた引張強度が90
0N/mm2以上の超高強度ラインパイプ用鋼板、より具体的
には、降伏強度YS：800N/mm2以上、引張強度TS：900N/m
m2以上、母材靱性、HAZ 靱性(vE-40℃) ：100J以上、耐
HIC 性(NACE96 時間 CLR) ：10.0％以下、耐CO2 腐食速
度：0.1mm/年以下を満足する超高強度ラインパイプ用鋼
板を提供できることになった。かかる効果を有する本発
明の意義は、極めて著しい。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：0.03〜0.10％、Si：0.05
〜0.40％、Mn：1.00〜1.50％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：
0.0020％以下、Cu：0.50％以下、Cr：0.81〜1.50％、N
b：0.01〜0.10％、Ｖ：0.01〜0.10％、Ti：0.005 〜0.0
30 ％、Al：0.06％以下、Ｎ：0.007 ％以下、Ca：0.000
5〜0.0050％、Ｂ：0.0004〜0.0020％、残部Feおよび不
可避的不純物からなる鋼組成を有し、炭素当量Ceq.：0.
48〜0.60％であって、下部ベイナイトおよびラス状マル
テンサイトの混合組織からなることを特徴とする、耐HI
C 性および耐CO2 腐食性に優れた引張強度が900N/mm2以
上の超高強度ラインパイプ用鋼板。 - 【請求項２】 さらに、重量％で、Ni：Cu (％)/2 以上
2.0 ％以下、および／またはMo：0.1 〜0.6 ％を含有す
ることを特徴とする、請求項１に記載された耐HIC 性お
よび耐CO2 腐食性に優れた引張強度が900N/mm2以上の超
高強度ラインパイプ用鋼板。 - 【請求項３】 請求項１または請求項２に記載された鋼
組成を有するスラブを、1000〜1200℃に加熱した後、表
面温度が700 〜850 ℃の温度域で仕上圧下率65％以上を
確保して仕上圧延を行って熱延鋼板とし、圧延完了後に
引き続いて前記熱延鋼板の表面温度が650 ℃以上の温度
域で水冷を開始し、200 〜450 ℃の温度域まで水冷を行
うことを特徴とする、耐HIC 性および耐CO2 腐食性に優
れた引張強度が900N/mm2以上の超高強度ラインパイプ用
鋼板の製造法。 - 【請求項４】 前記スラブは、連続鋳造設備の鋳型から
引き抜く際に鋳型出口の鋳片厚さに比べてロールキャビ
ティを大きくしたロール間で鋳片をバルジングさせ、凝
固が完了する前に大圧下を加えることにより製造された
連続鋳造スラブである請求項３記載の耐HIC 性および耐
CO2 腐食性に優れた引張強度が900N/mm2以上の超高強度
ラインパイプ用鋼板の製造法。
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|---|---|---|---|
| JP02724698A JP3344308B2 (ja) | 1998-02-09 | 1998-02-09 | 超高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11229079A true JPH11229079A (ja) | 1999-08-24 |
| JP3344308B2 JP3344308B2 (ja) | 2002-11-11 |
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ID=12215731
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| JP02724698A Expired - Fee Related JP3344308B2 (ja) | 1998-02-09 | 1998-02-09 | 超高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造法 |
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-
1998
- 1998-02-09 JP JP02724698A patent/JP3344308B2/ja not_active Expired - Fee Related
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