JPH1150189A - 高強度耐ｈｉｃラインパイプ用鋼板およびその製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 高温SR特性に優れた高強度耐 HICラインパイ
プ用鋼板を低コストで製造する。 【解決手段】 C:0.02〜0.10％、Si:0.05 〜0.50％、M
n: 0.80〜1.40％、P:0.020 ％以下、S:0.0020％以下、C
r: 0.30〜1.00％、Ti:0.005〜0.030 ％、Ca:0.0005 〜
0.0050％、N:0.0080％以下、残部Feおよび不可避的不純
物からなるスラブを1000〜1200℃に加熱した後、スラブ
表面温度が1000℃以上である温度域でスラブ厚さが製品
厚さの３〜10倍になるまで粗圧延を行い、さらに表面温
度が800℃以上である温度域で仕上げ圧延を行い、圧延
終了後直ちに50〜200m/minの範囲内の搬送速度で鋼板を
搬送しながら、 400〜550 ℃まで水冷する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、高温SR特性に優れ
た高強度耐 HICラインパイプ用鋼板およびその製造方法
に関する。

【０００２】

【従来の技術】近年、北海油田等から産出される天然ガ
スは、H₂S 等の腐食性ガスを多量に含むため、その輸送
に使用されるラインパイプには、これらのガスに対する
耐食性が要求されることが多い。

【０００３】ところで、ラインパイプの敷設に際して
は、敷設の現地でパイプの外周部の溶接 (以下、単に現
地周溶接という) を行うことによりパイプ同士を接続す
るが、現地周溶接により熱影響部 (HAZ)の硬度が上昇
し、耐食性が劣化する。そこで、熱影響部の硬度低下を
目的として後熱処理を行うが、この後熱処理により、鋼
管自体の強度低下、敷設作業の長時間化さらには施工コ
スト上昇が生じる。

【０００４】そのため、溶接ままの後熱処理なしでライ
ンパイプを接続するため、母材の炭素当量(Ceq.)および
溶接割れ感受性組成(Pcm.)のそれぞれの成分の上限値を
規定して管理することが多い。このように、炭素等量(C
eq.)および溶接割れ感受性組成(Pcm.)のそれぞれの上限
値を管理された母材からなるラインパイプ同士を接続す
る場合は、溶接ままでラインパイプを接続しても所望の
耐食性を維持することができる。

【０００５】しかし、例えば油田またはガス田におい
て、このような母材からなるラインパイプに合金元素が
非常に多い鍛造品 (例えばコネクタ) を現地溶接する場
合がしばしば発生する。このような場合には、鍛造品の
溶接による残留応力除去と硬度上昇防止とを目的とし
て、600 〜700 ℃程度の後熱処理を行わざるを得ない。
この後熱処理によって前述の母材からなるラインパイプ
自体も熱処理されるため、溶接部の靱性低下が発生す
る。そのため、ラインパイプ用鋼板には600 ℃以上の高
温SR性能 (SR脆化に対する抵抗性) が要求される。

【０００６】ここに、従来の高温SR性能を有するライン
パイプは、高温SR処理が施されることを勘案して、強度
的にオーバーグレードの鋼板を用いている。そのため、
要求規格に対して設計上相当豊富な合金成分系とせざる
を得ず、極めてコスト高となっていた。

【０００７】ところで、一般的に、鋼材を高強度化する
ために合金成分の添加量を増加していくと、炭素当量お
よび溶接割れ感受性組成がいずれも上昇する。そのた
め、このような鋼材の溶接を行うと、熱影響部の硬化が
著しくなる。

【０００８】また、鋼材の高強度化につれて、水素誘起
割れ(HIC) として現れる腐食性ガス中における腐食の発
生も、著しくなる。この水素誘起割れは、鋼材の成分偏
析にも影響され、特に連続鋳造スラブから製造した鋼板
では中心偏析に起因する水素誘起割れが発生し易い。

【０００９】したがって、従来の高温SR性能の改善と高
合金化とは相反する内容となっており、また耐食性もか
えって低下する結果を招いていた。ここに、本発明の目
的は、高温SR特性に優れた高強度耐 HICラインパイプ用
鋼板を低コストで製造する技術を提供することである。

【００１０】

【課題を解決するための手段】ここに、本発明の要旨と
するところは、Ｃ：0.02〜0.10％（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）、Si：0.05〜0.50％、Mn：0.80〜1.
40％、Ｐ：0.020 ％以下、Ｓ：0.0020％以下、Cr：0.30
〜1.00％、Ti：0.005 〜0.030 ％、Ca：0.0005〜0.0050
％、Ｎ：0.0080％以下を含有し、さらに必要に応じて、
Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Mo：0.50％以下、N
b：0.060 ％以下、V ：0.10％以下、およびAl：0.10％
以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有
し、残部Feおよび不可避的不純物からなることを特徴と
する高温SR特性に優れた高強度耐 HICラインパイプ用鋼
板である。

【００１１】また、別の面からは、本発明は、Ｃ：0.02
〜0.10％、Si：0.05〜0.50％、Mn：0.80〜1.40％、Ｐ：
0.020 ％以下、Ｓ：0.0020％以下、Cr：0.30〜1.00％、
Ti：0.005 〜0.030 ％、Ca：0.0005〜0.0050％、Ｎ：0.
0080％以下、さらに必要に応じて、Cu：0.50％以下、N
i：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Nb：0.060 ％以下、V
：0.10％以下、およびAl：0.10％以下からなる群から
選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Feおよび不
可避的不純物からなるスラブを1000〜1200℃に加熱した
後、スラブ表面温度が1000℃以上である温度域でスラブ
厚さが成品厚さの３〜10倍になるまで粗圧延を行い、引
き続き、表面温度が800 ℃以上である温度域で仕上げ圧
延を行い、圧延終了後直ちに50〜200m/minの範囲内の搬
送速度で搬送しながら、 400〜550 ℃の温度域まで水冷
することを特徴とする高温SR特性に優れた高強度耐 HIC
ラインパイプ用鋼板の製造法である。

【００１２】

【発明の実施の形態】以下、本発明にかかる高強度耐 H
ICラインパイプ用鋼板の製造方法の実施形態を、詳細に
説明する。

【００１３】本発明の１つの特徴は、略述すれば、スラ
ブに熱間圧延を行い、その後に加速冷却を行って得られ
るラインパイプ用鋼板であって、特にそれを製造するに
際し、スラブ組成、圧延条件および加速冷却条件を特定
することにより、600 ℃以上の高温SR性能と耐HIC 性能
とに優れた高強度ラインパイプ用鋼板をコスト上昇をで
きるだけ抑制して製造する点にある。そこで、本発明に
おける鋼組成、さらに圧延条件および加速冷却条件を、
それぞれの限定理由を望ましい条件とともに、分説す
る。

【００１４】(1) 鋼組成 スラブ組成は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.05〜0.50％、
Mn：0.80〜1.40％、Ｐ：0.020 ％以下、Ｓ：0.0020％以
下、Cr：0.30〜1.00％、Ti：0.005 〜0.030 ％、Ca：0.
0005〜0.0050％、Ｎ：0.0080％以下と、その他にCu：0.
50％以下、Ni：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Nb：0.06
0 ％以下、V ≦0.10％以下、およびAl：0.10％以下から
なる群から選ばれた１種または２種以上を必要に応じて
任意に含み、残部はFeおよび不可避的不純物からなる。

【００１５】[Ｃ：0.02〜0.10％]Ｃ含有量が0.02％未満
では所定の強度を得難く、一方0.10％を越えてしまうと
溶接割れ感受性組成Pcm.が上昇して溶接割れ感受性が大
きくなり、また、連続鋳造スラブを用いた場合には、連
続鋳造スラブの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とともに、連続鋳造スラブ
の中心部にＣが過度に濃化して偏析帯を形成してしま
う。したがって、Ｃ含有量は0.02％以上0.10％以下に限
定する。望ましくは、上限は0.08％であり、下限は0.04
％である。

【００１６】[Si：0.05〜0.50％]Siは、脱酸剤または鋼
強化成分として作用する。Si含有量が0.05％未満では脱
酸が不十分となり、一方0.50％を越えると溶接熱影響部
に縞状マルテンサイトが多く生成して靱性を極度に劣化
させる。したがって、Si含有量は0.05％以上0.50％以下
に限定する。同様の観点から、望ましくは、上限は0.35
％であり、下限は0.05％である。

【００１７】[Mn：0.80〜1.40％]Mnは、鋼を強化すると
ともに強靱化する。Mn含有量が0.80％未満では高強度鋼
として要求される強度が得られない。一方、Mn含有量が
1.40％を超えるとスラブの中心偏析が増大して水素誘起
割れが多く発生する。したがって、Mn含有量は0.80％以
上1.40％以下に限定する。

【００１８】[Ｐ：0.020 ％以下、Ｓ：0.0020％以下]
Ｐ、Ｓはいずれもできるだけ少ないほうが好ましい元素
である。Ｐ含有量が0.020 ％を越えるとスラブにおける
中心偏析度が上昇し、局部的な硬度上昇が発生する。そ
こで、Ｐ含有量は0.020 ％以下に限定する。同様の観点
から、望ましくは0.0015％以下である。

【００１９】一方、Ｓ含有量が0.0020％を越えると鋼に
対して有害な介在物(MnS) が多く生成する。そこで、Ｓ
含有量は0.0020％以下に限定する。同様の観点から、望
ましくは0.015 ％以下である。

【００２０】[Cr：0.30〜1.00％]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。また、
Crは、熱間圧延後の鋼板の水冷時に、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
を向上して鋼板の強度を上昇させ、かつ焼き戻し処理
(高温SR) においては素地フェライトの軟化を遅らせて
微細な特殊炭化物の析出硬化作用により軟化抵抗の増加
をもたらす。そのため、ラインパイプ用鋼板の耐HIC 性
能と強度とをともに確保するには非常に有効な元素であ
る。Cr含有量が0.30％未満では高温熱処理の前後で高強
度鋼として求められる強度が得られない。一方、Cr含有
量が1.00％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嵩む。したがって、Cr含有量は0.30
％以上1.00％以下に限定する。同様の観点から、望まし
くは上限：0.70％、下限：0.30％であり、より望ましく
は上限：0.60％、下限：0.30％である。

【００２１】[Ti：0.005 〜0.030 ％]Tiは、鋼の強度を
向上させるとともにスラブ品質を安定させる元素であ
る。Ti含有量が0.005 ％未満ではこのような効果が認め
られず、一方Ti含有量が0.030％を超えると、溶接熱影
響部(HAZ) の靱性を劣化させる。したがって、Ti含有量
は0.005 ％以上0.030 ％以下に限定する。

【００２２】[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
ことに有効な元素である。また、Caを添加することによ
って伸長性のMnS を低減し、鋼自体の靱性を向上する。
Ca含有量が0.0005％以下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が嵩む。したがって、Ca含有量は
0.0005％以上0.0050％以下に限定する。

【００２３】[Ｎ：0.0080％以下]Ｎは、Tiと窒化物を形
成し、溶接熱影響部の靱性劣化を防止する反面、多く含
有しすぎると、過剰なＮがAlと結合し、スラブの表面品
質を悪化させる。したがって、Ｎ含有量は0.0080％以下
に限定する。同様の観点から、望ましくは上限：0.0070
％、下限：0.0020％である。

【００２４】さらに、本発明で用いるスラブは、強度維
持のため、Cu、Ni、Mo、Nb、V およびAlの１種または２
種以上を必要に応じて任意に含有する。以下、これらの
任意添加元素の組成を限定する理由を説明する。

【００２５】[Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下]Cuは、
鋼強化元素であるが、Cuを含有する場合にはCuチェッキ
ング防止のためNiを約Cu/2以上の割合で添加しなければ
ならず、Cu含有量の増加に伴って必然的にコストが嵩
む。したがって、Cu含有量は0.50％以下に、Ni含有量は
0.50％以下にそれぞれ限定する。

【００２６】[Mo：0.50％以下]Moは、鋼強化元素である
が、0.50％超添加すると必然的にコスト上昇を伴う。そ
こで、Mo含有量は0.50％以下に限定する。同様の観点か
ら、望ましくは0.30％以下である。

【００２７】[Nb：0.060 ％以下]Nbは、鋼の強度および
靱性を向上させる元素である。特に、オーステナイト未
再結晶領域で仕上げ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
とにより強靱な細粒でかつ均一なベーナイト組織を得る
ことができる。したがって、成品に求める強度と靱性と
のバランスに応じて適宜添加されるが、0.060 ％超添加
するとスラブ加熱時に固溶が不完全になるとともにコス
トが嵩む。そこで、Nb含有量は0.060 ％以下に限定す
る。同様の観点から、望ましくは上限：0.060 ％、下
限：0.020 ％である。

【００２８】[Ｖ：0.10％以下]Ｖは、鋼のスラブ加熱時
の固溶強化および低温仕上げ圧延による析出硬化によ
り、強度を向上させる元素である。しかし、本発明にお
いて規定する圧延仕上げ温度は、Ｖの析出効果が得られ
る温度範囲を外れるため、過度に添加しても有効ではな
く、コストが嵩むだけである。そこで、Ｖ含有量は0.10
％以下に限定する。同様の観点から、望ましくは0.070
％以下である。

【００２９】[Al：0.10％以下]Alは、溶製段階で脱酸剤
として用いられるが、0.10％超含有すると、溶接熱影響
部(HAZ) の靱性を劣化させる。したがって、Al含有量は
0.10％以下に限定する。同様の観点から、望ましくは0.
070 ％以下である。次に、本発明における圧延条件を、
スラブ加熱、粗圧延および仕上圧延に分けて説明する。

【００３０】(2) スラブ種 本発明において用いるスラブとしては、造塊−分塊スラ
ブや連続鋳造スラブを用いることができるが、製造効
率、歩留りおよび省エネルギーの観点から、連続鋳造ス
ラブを用いることが望ましい。

【００３１】(3)−１ (スラブ加熱) 鋼板の靱性向上のためにはスラブ加熱温度は低い方が好
ましいが、1000℃未満では所定の強度を得ることができ
ないことがある。一方、スラブ加熱温度が１２００℃を
越えるとオーステナイト粒が粗大化して鋼板の靱性を劣
化させる可能性がある。そこで、本発明では、スラブの
加熱温度は１０００℃以上1200℃以下と限定する。望ま
しくは1020〜1180℃である。

【００３２】(3)−２ (粗圧延） スラブに対する粗圧延は、スラブ表面温度が1000℃以上
である温度域でスラブ厚さが成品厚さの３〜10倍になる
まで行う。1000℃未満の温度域で粗圧延を行うと、仕上
げ圧延時の表面温度を800 ℃以上に保持できない場合が
あるからである。

【００３３】また、粗圧延におけるスラブ厚さが成品厚
さの３倍よりも薄く粗圧延すると、仕上げ圧延における
圧下量が不足し鋼板の靱性を改善できないおそれがあ
り、一方、粗圧延におけるスラブ厚さが成品厚さの10倍
を越える厚さであるとスラブ中心部まで粗圧延による圧
下が浸透し難くなるとともに圧延能率が極度に低下す
る。そこで、粗圧延におけるスラブ厚を製品厚の３〜10
倍に限定する。望ましくは、４〜７倍である。

【００３４】(3)−３ [仕上げ圧延] 仕上げ圧延では、上述したようにして粗圧延を行われた
スラブに対し、冷却することなく引き続き、圧下を行っ
て所定の板厚の成品とする。この仕上圧延では、圧延終
了時の成品表面温度が800 ℃以上になるようにして、圧
延を行う。成品である鋼板の水冷開始温度を Ar₃変態点
以上にするためである。水冷開始温度をAr₃変態点以上
とすることにより、オーステナイト未再結晶領域におい
て仕上げ圧延を完了し、鋼板を Ar₃変態点以上の温度域
から急冷することにより、部分的なパーライト組織の生
成を抑制し、強靱な細粒でかつ均一なべーナイト組織を
得ることができる。

【００３５】(4)仕上圧延後、鋼板の搬送速度：50〜200
m/minで 400〜550 ℃まで水冷し、その後空冷または放
冷する。成品表面温度800 ℃以上で仕上圧延を終了した
後、搬送速度：50〜200m/minで直ちに鋼板を搬送しなが
ら水冷し、 400〜550 ℃の温度域で水冷を停止する。

【００３６】水冷の停止温度が 400℃未満であると過冷
却となって一部にマルテンサイト組織が存在する混在組
織になってしまい耐HIC 性能が悪化するとともに、降状
応力が低下する。一方、水冷の停止温度が 550℃超であ
ると細粒組織が得られず、所定の強度および靱性が得ら
れない。そこで、本発明では水冷の停止温度を 400℃以
上550 ℃以下に限定する。同様の観点から、望ましくは
400〜500 ℃である。

【００３７】また、水冷時における鋼板搬送速度が50m/
min 未満では、水冷温度が上昇するので鋼板内部の残留
応力が増大し、鋼板に平坦度不良が発生し易くなる。一
方、鋼板搬送速度が200m/minを越えると冷却速度が低下
し、鋼板の焼入れ性が不十分となって強度および靱性が
劣化する。さらに、板厚方向の中心部における組織制御
が不十分となって拡散性元素が濃化し易くなり、母材の
硬度分布が不均一になるとともに耐HIC 性能が劣化す
る。そこで、本発明では鋼板の搬送速度は、50〜200m/m
inに限定する。望ましくは、50〜150 m/min である。な
お、鋼板搬送速度は、上記の範囲内で、スラブの組成お
よび鋼板 (成品) の板厚に応じて、適宜決定する。この
ようにして、水冷を行った後は、空冷に切り換えて常温
まで冷却すればよい。

【００３８】以上詳細に説明した本発明にかかる高強度
耐 HICラインパイプ用鋼板の製造方法により、高温SR特
性に優れた高強度耐 HICラインパイプ用鋼板を低コスト
で製造することが可能となる。

【００３９】このようにして得られた高強度耐 HICライ
ンパイプ用鋼板は、適宜手段により製管された後、例え
ばラインパイプ用として、現地周溶接を行うことにより
それぞれの端面同士が、現地周溶接により接続される。

【００４０】図１は、本発明にかかる高強度耐 HICライ
ンパイプ用鋼板を使って製造されたパイプをコネクタに
接続するときの溶接の施工を模式的に説明するもので、
図中、パイプ１、１の間には、パイプ１の外径と略同一
の内径を有する管状のコネクタ２、２が突き合わされた
状態で配置される。コネクタ２、２はパイプ１、１に外
挿されており、コネクタ２とパイプ１との接合部３、３
が現地周溶接により、環状に溶接される。また、コネク
タ２、２の突き合わせ部には環状にフランジ４、４が形
成されており、フランジ４、４を貫通する複数組のボル
トおよびナット５により締結固定されて、接続される。

【００４１】接続後に、溶接による残留応力除去と硬度
上昇防止とを目的として、後熱処理(焼なまし) が600
〜700 ℃で行われても、本発明にかかる高強度耐 HICラ
インパイプ用鋼板は、600 ℃以上の高温SR性能 (SR脆化
に対する抵抗性) が優れるため、溶接部の靱性低下は殆
ど発生しない。

【００４２】

【実施例】さらに、本発明をデータを参照しながら、よ
り詳細に説明する。表１に示す鋼種Ａ〜Ｖの組成を有す
るスラブ (厚さ235 mm) を連続鋳造プロセスで製造し
た。

【００４３】

【表１】

【００４４】この結果、鋼種Ｌ、Ｎ、Ｒのスラブは、Ｃ
含有量が本発明の上限値である0.10％を越えているた
め、連続鋳造後のスラブ段階で割れが発生した。さら
に、鋼種Ｌ、Ｐ、Ｓ、Ｖのスラブは、Cu含有量に対する
Ni含有量が相対的に少ないため、Cuチェッキングが発生
した。したがって、鋼種Ｌ、Ｎ、Ｐ、Ｒ、Ｓ、Ｖのスラ
ブについては圧延を行わなかった。

【００４５】次に、鋼種Ｌ、Ｎ、Ｐ、Ｒ、ＳおよびＶを
除く表１に示す鋼種のうちで炭素当量Ceq.｛＝Ｃ＋Mn／
６＋ (Cr＋Mo＋Ｖ) ／５＋ (Cu＋Ni) ／15｝が略0.45で
ある鋼種Ａ、Ｔ、Ｕ、炭素当量Ceq が略0.40である鋼種
Ｊ、Ｑ、炭素当量Ceq が略0.32である鋼種Ｋ、Ｍのスラ
ブについて、それぞれグレードX80 、X70 またはX52の
ラインパイプ用鋼板を圧延した。鋼板の板厚は、それぞ
れ、19.05mm 、25.40mm または15.88mm である。圧延条
件を表２に示す。

【００４６】

【表２】

【００４７】本実施例では、加熱温度は、用いた鋼種が
含有するNbかＶのどちらか一方の固溶強化作用を有効に
活用するため、1140℃に設定しているが、鋼板に要求す
る性能 (強度、靱性) に応じて1000〜1200℃の範囲で適
宜決定することができる。

【００４８】また、粗圧延後のスラブ厚さは、仕上温度
および水冷条件の性能に及ぼす影響を比較するため、お
よそ板厚×5.0(mm) に設定した。

【００４９】さらに、熱間圧延後における水冷時の鋼板
搬送速度は、50〜200m/minの範囲で、グレードおよび板
厚に応じて適宜設定することができ、平坦度に悪影響を
及ぼさない搬送速度とした。

【００５０】このようにして製造したラインパイプ用鋼
板について、パイプＴ方向強度 (YS、TS) 、耐HIC 性能
および650 ℃SR後Ｔ方向強度 (YS、TS) を調査した。結
果を表３にまとめて示す。

【００５１】

【表３】

【００５２】表３に示すように、グレードＸ80では、鋼
種Ａ、ＵおよびＴについて比較した。本発明の範囲を満
足する鋼種Ａのスラブを、本発明の範囲を満足する圧延
条件および加速冷却条件で製造した試料 (試料No.A−1
〜試料No.A−3)は、耐HIC 性能および高温SR特性とも良
好であった。しかし、試料No.A−4 、試料No.A−5 は、
水冷停止温度、圧延仕上温度が本発明の範囲を外れるた
め、耐HIC 性能が不足した。

【００５３】また、本発明の範囲を外れる鋼種Ｕ、Ｔの
スラブからなる試料 (試料No.U−1、試料No.U−2 、試
料No.U−3 および試料No.T−1)は、本発明の範囲を満足
する圧延条件および加速冷却条件で製造しても (試料N
o.U−1 、試料No.U−2 および試料No.T−1)、Cr含有量
が本発明の範囲の下限を下回るため、高温SR特性が不足
する。

【００５４】なお、試料No.T−1 は高温SRの処理前の強
度が２グレード程度高いため、高温SR後の強度はＸ80は
満足する。換言すれば、Cr含有量が本発明の範囲を満足
しない鋼種からなる試料では、高温SR後の強度低下を考
慮して組成を設計せざるを得ず、合金元素量の増加に伴
うコスト高となり、生産性が低下する。

【００５５】また、グレードＸ70では、ともにCrを含有
する鋼種ＪおよびＱについて比較した。いずれも適当な
Crを含有するため、高温SR特性は良好である。しかし、
鋼種ＱはMn含有量が本発明の範囲外であるため、Mn等の
濃化部による中心偏析および介在物原因で水素誘起割れ
が発生し、耐HIC 性能が劣化した。さらに、グレードＸ
52では、グレードＸ80、Ｘ70と同様な挙動を呈し、Cr含
有量が少ない鋼種Ｍでは、高温SRにおける強度の低下が
激しい。

【００５６】さらに、鋼種ＡおよびＴを用いて、650 ℃
／SR後Ｘ80グレードを目標に、ラインパイプ用鋼板を製
造した。図１は、Crを添加した高温SR後の強度に及ぼす
影響例を示すグラフである。鋼種Ａは、高温SR抵抗が大
きく700 ℃／SRでもＸ80を満足する。しかし、鋼種Ｔ
は、ASの状態から比較しても強度の降下はかなり激しい
ことがわかる。

【００５７】

【発明の効果】以上詳細に説明したように、本発明によ
り、高温SR特性に優れた高強度耐 HICラインパイプ用鋼
板を低コストで製造することが可能となった。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明にかかる高強度耐 HICラインパイプ用鋼
板を使って製造されたパイプをコネクタに接続するとき
の溶接の施工を模式的に示す説明図である。

【図２】実施例において、Crを添加した高温SR後の強度
に及ぼす影響例を示すグラフである。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.05
   〜0.50％、Mn：0.80〜1.40％、Ｐ：0.020 ％以下、Ｓ：
   0.0020％以下、Cr：0.30〜1.00％、Ti：0.005 〜0.030
   ％、Ca：0.0005〜0.0050％、Ｎ：0.0080％以下、残部Fe
   および不可避的不純物からなることを特徴とする高温SR
   特性に優れた高強度耐 HICラインパイプ用鋼板。
2. 【請求項２】 さらに、重量％で、Cu：0.50％以下、N
   i：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Nb：0.060 ％以下、V
   ：0.10％以下、およびAl：0.10％以下からなる群から
   選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とす
   る請求項１記載の高温SR特性に優れた高強度耐 HICライ
   ンパイプ用鋼板。
3. 【請求項３】 重量％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.05
   〜0.50％、Mn：0.80〜1.40％、Ｐ：0.020 ％以下、Ｓ：
   0.0020％以下、Cr：0.30〜1.00％、Ti：0.005 〜0.030
   ％、Ca：0.0005〜0.0050％、Ｎ：0.0080％以下、残部Fe
   および不可避的不純物からなるスラブを1000〜1200℃に
   加熱した後、スラブ表面温度が1000℃以上である温度域
   でスラブ厚さが成品厚さの３〜10倍になるまで粗圧延を
   行い、引き続き、表面温度が800 ℃以上である温度域で
   仕上げ圧延を行い、圧延終了後直ちに50〜200m/minの範
   囲内の搬送速度で搬送しながら、 400〜550 ℃の温度域
   まで水冷することを特徴とする高温SR特性に優れた高強
   度耐 HICラインパイプ用鋼板の製造法。
4. 【請求項４】 さらに、前記スラブは、重量％で、Cu：
   0.50％以下、Ni：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Nb：0.
   060 ％以下、V ：0.10％以下、およびAl：0.10％以下か
   らなる群から選ばれた１種または２種以上を含有するこ
   とを特徴とする請求項３記載の高温SR特性に優れた高強
   度耐 HICラインパイプ用鋼板の製造法。