WO1996023083A1 - Acier soudable de haute resistance ayant une durete excellente a basse temperature - Google Patents

Acier soudable de haute resistance ayant une durete excellente a basse temperature Download PDF

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WO1996023083A1
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low
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austenite
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Hiroshi Tamehiro
Hitoshi Asahi
Takuya Hara
Yoshio Terada
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Nippon Steel Corporation
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    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling

Definitions

  • the present invention relates to an ultra-high-strength steel having a tensile strength (TS) of 950 MPa or more and excellent in low-temperature toughness and weldability, such as line pipes for transporting natural gas and crude oil, various pressure vessels, and industrial machines. Can be widely used as welding steel.
  • TS tensile strength
  • ultra-low carbon-high Mn-Nb-(Mo)-(Ni)-trace B-trace Ti steel has been known as a steel for line pipes having a fine-painite-based structure.
  • the upper limit of the tensile strength was at most 750 MPa.
  • Pipeline ultra-high strength has many problems, including strength balance of low-temperature toughness, heat-affected zone (HAZ) toughness, on-site weldability, and softening of joints.
  • HZ heat-affected zone
  • X100 periodical ultra-high strength linepipe
  • the present invention provides an ultra-high-strength welding steel having an excellent balance between strength and low-temperature toughness and having a tensile strength of 950 MPa or more (API standard X100 or more), which facilitates on-site welding, in order to satisfy the above demand. It is for the purpose of. Disclosure of the invention
  • the present inventors have conducted intensive research on the chemical composition (composition) and microstructure of a steel material to obtain an ultra-high-strength steel with a tensile strength of 950 MPa or more and low-temperature toughness and excellent on-site weldability. This led to the invention of a new ultra-high strength welding steel.
  • a second object of the present invention is that, in the chemical components (composition) constituting the ultra-high strength weldable steel, the P value defined by the following chemical formula is in the range of 1.9 to 4.0. Of course, this P value will vary somewhat with the various ultra-high strength weldable steels provided in the present invention.
  • the P value (Hardenability index) specified in the present invention indicates a hardenability index, and the higher the value, the less the martensite Shi refers to a value that easily transforms into bainite structure, and is an index that can be used as a formula for estimating the strength of steel, and can be expressed by the following general formula.
  • a third object of the present invention is that a chemical composition (composition) constituting the ultra-high strength weldable steel and a microstructure of the steel have a special structure, and the microstructure is In an appropriate combination with the chemical components that constitute the steel, as a microstructure of the steel, a marte transformed from unrecrystallized austenite having an apparent average austenite particle size (da) of 10 m or less. At least 60% by volume, and the sum of the martensite fraction and the bainite fraction is at least 90%, or the average austenite apparent in the microstructure of the steel.
  • the weldable high-tensile steel excellent in low-temperature toughness has the following chemical components (composition).
  • C 0.05 to 0.10%
  • Si ⁇ 0.6%
  • Mn 1.7 to 2.5%
  • P ⁇ 0.015%
  • S ⁇ 0.003%
  • Ni 0.1 to 1.0%
  • Mo 0.15 0.60%
  • Nb 0.01 to 0.10%
  • Ti 0.005 to 0.030%
  • A1 ⁇ 0.06%.
  • N To secure the low-temperature toughness and weldability required as basic components of 0.001 to 0.006%.
  • B 0.0003 to 0.0020% is added to the above basic components to improve the required properties, especially hardenability, and Cu is added to improve the strength and low-temperature toughness.
  • B 0.0003 to 0.0020% is added to the above basic components to improve the required properties, especially hardenability, and Cu is added to improve the strength and low-temperature toughness.
  • V 0.01 to 0.10% and Cr: 0.1 to 0.8% are added to refine the steel structure to strengthen the steel and to improve the welding HAZ characteristics.
  • one or more of Ca: 0.001 to 0.006%, REM: 0.001 to 0.02%, and Mg: 0.001 to 0.006% are selected. Added.
  • martensite and bainite mean not only martensite and bainite but also so-called tempered martensite and tempered bainite.
  • Fig. 1 shows the definition of the apparent average austenite particle size (da).
  • the first feature of the present invention is that (1) a low carbon / high Mn system (1.7% or more) to which Ni—Nb—Mo—trace amount of Ti is added in combination; (2) the microstructure is average Fine martensite and bainiteka transformed from unrecrystallized austenite with an austenite particle size (dr) of 10 m or less.
  • low-carbon, high-Mn—Nb—Mo steel is well known as a linepipe steel having a fine ashes-like structure, but the upper limit of its tensile strength is limited. At most 750MPa was the limit.
  • the microstructure of the steel material In order to achieve an ultra-high tensile strength of 950MPa or more, the microstructure of the steel material must be a certain amount or more of martensite, and its fraction must be 60% or more. If the martensite fraction is less than 60%, not only is it not possible to obtain sufficient strength, but also it is difficult to ensure good low-temperature toughness (more desirable in terms of strength, low-temperature toughness). The martensite fraction is 70-90%). However, even if the martensite fraction is 60% or more, the target strength and low-temperature toughness cannot be achieved if the remaining structure is inappropriate. For this reason, the sum of the martensite fraction and the payite fraction was set to 90% or more.
  • Refinement of the unrecrystallized austenite grain size is particularly effective for improving the low temperature toughness of the Nb-Mo based steel of the present invention.
  • the average grain size In order to achieve the desired low-temperature toughness (for example, at the transition temperature of the V-notch charpy impact test at -80 ° C or less), the average grain size must be 10 m or less.
  • the apparent average austenite grain size is defined as shown in Fig. 1. In the measurement of the austenite grain size, deformation zones and twin boundaries that have the same effect as the austenite grain boundaries are also included.
  • the total length of a straight line drawn in the thickness direction of the steel sheet is The value of d was calculated by dividing by the number of intersections with the austenite grain boundaries present on the straight line. It was found that the average austenite grain size obtained in this way had a very good correlation with the low-temperature toughness (transition temperature in the Charby impact test).
  • the strict control of the chemical composition (high Mn-Nb-high Mo addition) and the microstructure (non-recrystallized austenite) of the steel material as described above enables the Charpy impact test. Separation occurred on fracture surfaces such as these, and it became clear that the fracture transition temperature was further improved. Separation is considered to reduce the triaxial stress at the brittle crack tip and improve brittle crack propagation arresting properties by the layered separation phenomenon parallel to the plate surface that occurs on the fractured surface, such as in a Charpy impact test. Have been.
  • Ni—Mo—Nb—trace B—trace Ti is a low-carbon / high-Mn system to which Ti is added in combination, and (2) its microstructure is average austenitic. It is mainly composed of a fine martensite structure transformed from unrecrystallized austenite with a grain size (d7) of 10 m or less.
  • the third feature of the present invention is that (1) Ni-Nb-Cu-Mo-trace-Ti-containing low-carbon / high-Mn (1.7% or more) Cu precipitation-hardening steel containing 0.8 to 1.2% Cu (2)
  • the microstructure consists of fine martensite and veneite transformed from unrecrystallized austenite having an average austenite particle size of 10 / m or less.
  • the average particle size is particularly effective for improving the low temperature toughness of the present invention of the Nb—Cu system.
  • the desired low-temperature toughness for example, a transition temperature of less than 180 ° C in the V-notch Charpy test
  • the average particle size must be 10 m or less.
  • the apparent average austenite grain size is defined as shown in Fig. 1, and the measurement of the austenite grain size includes the deformation zone-twin boundary that has the same effect as the austenite grain boundary. Specifically, the total length of a straight line drawn in the thickness direction of the steel sheet was divided by the number of intersections of austenite grain boundary units existing on the straight line to obtain d a. It was found that the average austenite grain size obtained in this way had a very good correlation with the low-temperature toughness (transition temperature in the Charby impact test). Was.
  • the microstructure of steel In order to achieve ultra-high tensile strength of 950MPa or more, the microstructure of steel must be a certain degree of martensite, and the fraction must be 90% or more. If the martensite fraction is 90% or less, not only is sufficient strength not obtained, but also it is difficult to ensure good low-temperature toughness.
  • C content is limited to 0.05-0.10%. Carbon is extremely effective in improving the strength of steel, and at least 0.05% is required to achieve the desired strength in a martensite structure. However, if the amount of C is too large, the low-temperature toughness of the base material and HAZ ⁇ significant deterioration of on-site weldability is caused, so the upper limit was set to 0.10%. However, it is desirable to limit the upper limit to 0.08%.
  • Si is an element added for deoxidation and strength improvement. However, if added too much, the HAZ toughness and on-site weldability are significantly deteriorated, so the upper limit was set to 0.6%. Deoxidation of steel is possible with both A1 and Ti, and Si need not always be added.
  • Mn is an element indispensable for ensuring the balance of excellent strength and low-temperature toughness by making the microstructure of the steel of the present invention a structure mainly composed of martensite, and the lower limit thereof is 1.7%.
  • the hardenability of steel Not only deteriorates HAZ toughness and on-site weldability, but also promotes central segregation of continuously formed steel slabs, and also degrades the low-temperature toughness of the base metal, so the upper limit was set to 2.5%.
  • Ni addition reduces the formation of a hardened structure that is harmful to low-temperature toughness in the rolled structure (particularly, the central segregation zone of continuous steel slabs). It was found that the addition of a small amount of Ni at 1% or more is also effective for improving the HAZ toughness (particularly effective Ni content is 0.3% or more for the HAZ toughness). However, if the amount of addition is too large, not only economic efficiency but also HAZ toughness ⁇ on-site weldability deteriorates, so the upper limit was set to 1.0%. Ni addition is also effective in preventing Cu cracking during continuous production and hot rolling. In this case, Ni needs to be added at least 1/3 of the Cu amount.
  • the reason for adding Mo is to improve the hardenability of steel and obtain the desired microstructure mainly composed of martensite.
  • the effect of improving the hardenability of Mo is enhanced, and the multiple of Mo in the P value described below is 2 in B-steel compared to 1 in non-B-steel. It is valid.
  • Mo coexists with Nb and suppresses austenite recrystallization during controlled rolling, and is also effective in refining the austenite structure. To achieve this effect, Mo needs to be at least 0.15%.
  • excessive addition of Mo deteriorates the HAZ toughness and on-site weldability, and may even lose the effect of improving the hardenability of B, so the upper limit was set to 0.6%.
  • the steel of the present invention contains, as essential elements, Nb: 0.01% to 0.10% and Ti: 0.005% to 0.30%.
  • Nb coexists with Mo to suppress the recrystallization of austenite during controlled rolling, not only to refine the structure, but also to contribute to precipitation hardening and increase in hardenability and toughen the steel.
  • N'b and B If present, the effect of improving the hardenability increases synergistically.
  • the Nb content is too large, the HAZ toughness minus the on-site weldability is adversely affected, so the upper limit was set to 0.10%.
  • the addition of Ti forms fine TiN, suppresses the coarsening of austenite grains in the HAZ during reheating of the slab and refines the microstructure, improving the low-temperature toughness of the base metal and HAZ. Further, it also has a role of fixing solid solution N harmful to the effect of improving the hardenability of B as TiN.
  • Ti forms an oxide, acts as an intragranular light generation nucleus in HAZ, and has the effect of making the HAZ structure finer.
  • the upper limit was set to 0.03%.
  • A1 is an element that is usually contained in steel as a deoxidizer, and is also effective in refining the structure. However, if the amount of A1 exceeds 0.06%, A1 non-metallic inclusions increase and impair the cleanliness of the steel, so the upper limit was set to 0.06%. Deoxidation is possible with Ti or Si, and A1 need not always be added.
  • N forms TiN and suppresses the coarsening of the austenite grains of the HAZ during reheating of the slab and improves the low-temperature toughness of the base metal and HAZ.
  • the minimum required for this is 0.001%.
  • the N content is too large, it causes the HAZ toughness to be degraded due to the slab surface flaws and solid solution N, and the effect of improving the hardenability of B is reduced. Therefore, the upper limit must be suppressed to 0.006%.
  • the amounts of P and S as impurity elements are set to 0.015% and 0.003% or less, respectively.
  • the main reason for this is to further improve the low-temperature toughness of the base metal and HAZ. Reducing the amount of P reduces the segregation of the center of the continuous structure slab, prevents grain boundary fracture, and improves low-temperature toughness.
  • reducing the amount of S reduces the amount of MnS drawn by hot rolling. * Has the effect of improving ductility * toughness.
  • the main purpose of adding these elements to the basic components is to further improve the strength and toughness and increase the size of the steel material that can be manufactured without impairing the excellent characteristics of the steel of the present invention. . Therefore, the amount of addition is of a nature that should be restricted.
  • B is an indispensable element in the steel of the present invention in order to dramatically increase the hardenability of the steel in a trace amount and to obtain the intended martensite-based structure. This has an effect equivalent to 1 in the P value described later, that is, equivalent to 1% Mn.
  • B enhances the hardenability of Mo, and synergistically increases the hardenability with Nb. To achieve this effect, B must be at least 0.0003%.
  • an excessive addition not only deteriorates the low-temperature toughness, but may also lose the effect of improving the hardenability of B, so the upper limit was made 0.0020%.
  • the purpose of adding Cu is to improve the low carbon strength of the present invention without deteriorating the low temperature toughness.
  • the addition of Cu is less likely to form a hardened structure that is detrimental to low-temperature toughness in the rolled structure (especially the central segregation zone of the slab), and has been found to increase the strength. did.
  • Cu content must be at least 0.1%.
  • the addition of large amounts deteriorates the on-site weldability and HAZ toughness, so the upper limit was set to 1.2%.
  • Cr increases the strength of the base metal and welds, but if too much, significantly deteriorates HAZ paddy properties and on-site weldability. Therefore, the upper limit of Cr content is 0.8% ⁇
  • V is a force that has almost the same effect as Nb ⁇ , and its effect is weaker than Nb.
  • the effect of V addition on ultra-high strength steel is significant, and the combined addition of Nb and V makes the excellent features of the steel of the present invention more remarkable.
  • Ca and REM control the morphology of sulfides (MnS) and improve low-temperature toughness (eg, increase energy absorption in sharp tests).
  • the amount of Ca or REM is 0.001% or less, there is no practical effect, and if the amount of Ca exceeds 0.006% or REM exceeds 0.02%, CaO-CaS or REM-CaS is generated in large quantities and large clusters are formed. However, it becomes a large inclusion and not only impairs the cleanliness of the steel, but also has an adverse effect on the on-site weldability. For this reason, the upper limit of the amount of Ca added was limited to 0.006%, or the upper limit of the amount of REM added was limited to 0.02%.
  • Mg Forms finely dispersed oxides and suppresses grain coarsening in the heat affected zone of welding, improving toughness. If the content is less than 0.001%, no improvement in toughness is observed, and if the content is 0.006% or more, coarse oxides are formed and conversely, toughness is deteriorated.
  • P 2.7 C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45 (Ni + Cu) + (1—; S ) Limit Mo + V — 1 + S to 1.9 ⁇ P ⁇ 4.
  • ⁇ takes a value of 0 when 1 ⁇ 3 ppm and a value of 1 when B ⁇ 3 ppm. This is to achieve the desired strength / low temperature toughness balance.
  • the lower limit of the P value is set to 1.9 in order to obtain a strength of 950 MPa or more and excellent low-temperature toughness.
  • the upper limit of the P value was set to 4.0 in order to maintain excellent HAZ toughness and on-site weldability.
  • the high-strength steel with excellent low-temperature toughness it is desirable to adopt the following production method. After reheating the slab of the component of the present invention to a temperature of 950 to 1300 ° C, rolling is performed so that the cumulative rolling reduction at 950 ° C or less is 50% or more, and the rolling end temperature is 800 ° C or more. in 10 ° CZsec a cooling rate higher than cooled to 500 D C temperature below arbitrary. If necessary, tempering is performed at a temperature lower than the Ac point.
  • the lower limit of the reheating temperature of the slab is determined so that the solid solution of the element is sufficient, and the upper limit is determined under the condition that the crystal grains do not become coarse.
  • At 950 ° C or lower it shows the non-recrystallization temperature range, and a cumulative reduction of 50% or more is required to obtain a fine target particle size.
  • the temperature at the end of rolling should be 800 ° C or higher at which no filaments are formed. After that, it is cooled at a cooling rate of 10 ° C / sec or more to make it a martensite and a bainite. Transformation is almost complete at 500 ° C, so cool to 500 ° C or less.
  • a tempering treatment can be performed at a temperature not higher than Ac, point.
  • the ductility and toughness are moderately recovered by tempering.
  • the tempering treatment does not change the microstructure fraction itself, does not impair the excellent features of the present invention, and also has the effect of narrowing the softening width of the heat affected zone.
  • the mechanical properties of the steel sheet (yield strength: YS, tensile strength TS, Charpy impact test absorbed energy at 40 ° C: vE- "and transition temperature: vTrs) It was investigated in the direction perpendicular to the rolling.
  • the HAZ toughness (absorbed energy at 20 ° C in the Charby impact test: vE- 2 ) was evaluated using the HAZ reproduced with a reproducible thermal cycler (maximum heating temperature: 1400 ° C, cooling at 800 to 500 ° C) time [ ⁇ t 8 ..- 5 ..]: 25 seconds).
  • the on-site weldability was evaluated by the minimum preheating temperature required to prevent low-temperature cracking in ⁇ in the ⁇ -slit welding crack test (JIS G3158) (welding method: gas metal arc welding, welding rod: tensile strength 100 MPa, Heat input: 0.5 kJZmm, hydrogen content of deposited metal: 3 cc / 100 g). Examples are shown in Tables 1 and 2.
  • the steel sheet manufactured according to the present invention has an excellent balance of strength and low-temperature toughness, HAZ toughness and on-site weldability. In contrast, the properties of the comparative steels are notably poor, due to inappropriate chemical composition or microstructure.
  • Steel 9 has too much C content, so the base metal and HAZ have low Charpy absorption energy and high preheating temperature during welding.
  • Steel 10 does not contain Ni, so the low-temperature toughness of the base metal and HAZ is poor.
  • Steel 11 has an excessively high Mn content and P value, so that the low-temperature toughness of the base metal and HAZ is poor and the preheating temperature during welding is remarkably high.
  • Steel 12 has no added Nb, and thus has insufficient strength, has a large austenite grain size, and has poor base material toughness.
  • VE 40 was evaluated by HAZ was reproduced in simulated thermal cycle apparatus (maximum heating temperature: 1400 ° C, 800 ⁇ 500 ° C cooling time [ ⁇ 1: 8 ...- 5 ...]: 25 seconds).
  • the on-site weldability was evaluated in the ⁇ ⁇ slit welding crack test (JIS G3158) at the minimum preheating temperature required to prevent low temperature cracking in ⁇ (welding method: gas metal arc welding, welding rod: tensile strength 100 MPa, heat input) : 0.3 kJ / mm. Hydrogen amount of deposited metal: 3 cc / 100g metal).
  • the steel sheet manufactured according to the method of the present invention exhibits excellent balance of strength and low-temperature toughness, HAZ toughness and on-site weldability. On the other hand, it is clear that the comparative steel is significantly inferior in one of its properties due to inappropriate chemical composition or microstructure.
  • HAZ toughness (Sharpy impact test – absorbed energy at 20 ° C: vE 20) was evaluated by HAZ reproduced with a reproducible thermal cycler (maximum heating temperature: 1400 ° C, cooling at 800 to 500 ° C) [.. ⁇ t B "5 D] time: 25 sec) c the site weldability is Y - scan Li Tsu preparative weld cracking test (J iS G3158) odor Te rated at the lowest preheating temperature required for HAZ of cold cracking prevention (Welding method: gas metal arc welding, welding rod: tensile strength 100 MPa, heat input: 0.5 kJ Zmm, hydrogen content of deposited metal: 3 ccZ 100 g).
  • the steel sheet produced according to the invention has an excellent balance of strength toughness, HAZ toughness and field weldability. In contrast, the properties of the comparative steels are inferior due to their inadequate chemical composition or microstructure.
  • Thick Nite fraction vE 20 Minimum preheating temperature Remarks Non-availability ay YS TS VE 40
  • the present invention it has become possible to stably mass-produce ultra-high-strength linepipes (tensile strength of 950 MPa or more, API standard X100 or more) with excellent low-temperature toughness and on-site weldability.
  • ultra-high-strength linepipes tensile strength of 950 MPa or more, API standard X100 or more
  • the safety of the pie plant has been significantly improved, and the transportation efficiency and construction efficiency of the pie plant have been dramatically improved.

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Description

明 細 書 低温靱性の優れた溶接性高張力鋼 技術分野
本発明は 950MPa以上の引張強さ （TS) を有する低温靱性 · 溶接性 の優れた超高強度鋼に関する ものであり、 天然ガス · 原油輸送用ラ イ ンパイプをはじめ、 各種圧力容器、 産業機械などの溶接用鋼材と して広く 使用できる。 背景技術
近年、 原油 · 天然ガスを長距離輸送するパイプラ イ ンに使用する ライ ンパイプは、 （ 1 ) 高圧化による輸送効率の向上や （ 2 ) ライ ンパイプの外径 ' 重量の低減による現地施工能率の向上のため、 ま すます高強度化する傾向にある。 これまでに米国石油協会（API) 規 格で X80(引張強さ 620MPa以上） までのライ ンパイプの実用化がされ ている力く、 さ らに高強度のライ ンパイプに対するニーズが強く なつ てきた。
従来より、 極低炭素 -高 Mn - Nb— (Mo) -（Ni)—微量 B -微量 Ti鋼 は微細なペイナイ ト主体の組織を有するライ ンパイブ用鋼と して知 られている力'、 その引張強さの上限はせいぜい 750MPaが限界であつ た。 本基本成分系で微細なマルテ ンサイ 卜を主体とする組織の超高 強度鋼は存在していない。 これはべイナィ ト主体の組織では 950MPa 以上の引張強さは到底不可能であるばかり力、、 マルテンサイ ト組織 が増すと低温靱性が劣化すると考えられていたためである。
現在、 超高強度ラ イ ンパイプ製造法の研究は、 従来の X80ラ イ ン パイプの製造技術 （例えば NKK技法 Να 138 (1992)， ρρ24- 31 、 およ び The 7th Offshore Mechanics and Arctic Engineering (1998)， Volume V, ppl79- 185)を基本に検討されているが、 これではせいぜ い、 X100 (引張強さ 760MPa以上） ライ ンパイ プの製造が限界と考え り o。
パイ プラ イ ンの超高強度化は強度 ' 低温靱性バラ ンスを始めと し て溶接熱影響部（HAZ) 靱性、 現地溶接性、 継手軟化など多く の問題 を抱えており、 これらを克服した画期的な超高強度ラ イ ンパイプ （ X100超） の早期開発が要望されている。
本発明は前記要望を充足すべく 、 強度と低温靱性のバラ ンスが優 れ、 かつ現地溶接が容易な引張強さ 950MPa以上（API規格 X100超） の 超高強度溶接用鋼を提供するこ とを目的とする ものである。 発明の開示
本発明者らは、 引張強さが 950MPa以上で、 かつ低温靱性 ' 現地溶 接性の優れた超高強度鋼を得るための鋼材の化学成分 （組成） とそ の ミ ク ロ組織について鋭意研究を行い、 新しい超高強度溶接用鋼を 発明するに至った。
本発明の第一の目的は、 Ni— Mo - Nb—微量 Tiを複合添加した低炭 素 · 高 Mn系の鋼で引張強さが 950MPa以上で、 かつ低温靱性 · 寒冷地 等での現地溶接性の優れた新しい超高強度溶接性鋼を提供するこ と にめ 。
また、 本発明の第二の目的は、 前記超高強度溶接性鋼を構成する 化学成分 （組成） において、 次の化学式で定義される P値が 1.9〜 4.0 の範囲にあることである。 勿論、 この P値は、 本発明で提供さ れる種々 の超高強度溶接性鋼により多少変動する。
本発明で規定する P値（Hardenabi l i ty index) とは、 焼入性指標 を表すものであり、 高い値をとつた時に、 よりマルテ ンサイ 卜 ない しはべイナィ ト組織に変態し易い値をいい、 鋼の強度推定式と して 使用可能な指標であり、 以下の一般式で表すこ とができる。
P = 2.7C + 0.4Si +Mn+ 0.8Cr + 0.45 (Ni + Cu) + ( 1 + 3 ) o
+ Y - I + β
/3→ B < 3 ppm の時→ 0 の値をと り 、 また、 /S→ B ≥ 3 ppm の時 → 1 の値をとる。
また、 本発明の第三の目的は、 前記超高強度溶接性鋼を構成する 化学成分 （組成） とその鋼の ミ ク ロ組織が特殊な組織を有しており 、 その ミ ク ロ組織が前記鋼を構成する化学成分との適切な組み合わ せにおいて、 鋼の ミ ク ロ組織と して見かけの平均オーステナイ ト粒 径 （ d ァ） が 10 m以下の未再結晶オーステナイ 卜から変態したマ ルテ ンサイ トを体積分率で 60%以上含有し、 かつマルテ ンサイ ト分 率とべィナイ ト分率との和が 90%以上であるこ と、 或いは鋼の ミ ク 口組織と して見かけの平均オーステナイ ト粒径 （ d y ) が 10 m以 下の未再結晶オーステナイ 卜から変態したマルテ ンサイ トを体積分 率で 60%以上含有し、 かつマルテ ンサイ ト分率とペイナイ ト分率と の和が 90%以上と した低温靱性の優れた溶接性高張力鋼を提供する こ とにある。
上記目的のために、 本発明による低温靱性の優れた溶接性高張力 鋼は、 以下の化学成分 （組成） を有するものである。 重量％で、 C ： 0.05〜0. 10%、 Si ： ≤ 0.6%、 Mn： 1.7〜2.5 %、 P ： ≤ 0.015 %、 S ： ≤ 0.003%、 Ni ： 0. 1〜1.0 %、 Mo ： 0.15〜 0.60%、 Nb： 0.01〜0. 10%、 Ti ： 0.005〜0.030 %、 A1 ： ≤ 0.06%. N ： 0.001 〜0.006 %を基本成分と レて要求される低温靱性、 溶接性を確保す る高張力鋼を提供する ものであり、 更に要求される諸特性、 特に焼 入れ性向上を図るため上記基本成分に B ： 0.0003~ 0.0020%の追加 添加、 また、 強度、 低温靱性向上を図るため Cu ： 0. 1~ 1.2 %を追 加添加する ものである。 更に、 鋼組織を微細化して鋼を強靱化した り、 溶接 HAZ特性向上のために V ： 0.01~0. 10%、 Cr ： 0. 1〜0.8 %の 1 種または 2種を添加する。
また、 硫化物等の介在物の形態制御を行い低温靱性を確保する観 点から Ca : 0.001〜0.006 %、 REM ： 0.001〜0.02%、 Mg： 0.001 〜 0.006 %の 1.種または 2種以上を添加する。
なお、 こ こで言うマルテンサイ ト、 ベイナイ ト とは、 マルテンサ ィ 卜、 べィナイ 卜そのものに加えて、 これ等を焼戻した、 いわゆる 焼戻しマルテ ンサイ ト、 焼戻しべィナイ トをも示す。 図面の簡単な説明
第 1 図は、 見かけの平均オーステナイ 卜粒径 （ d ァ） の定義を示 す図である。 発明を実施するための最良の形態
本発明の第 1 の特徴は、 （ 1 ) Ni— Nb— Mo—微量 Tiを複合添加し た低炭素 · 高 Mn系（1.7%以上） であること、 （ 2 ) その ミ ク ロ組織 が平均オーステナイ ト粒径 （ d r ) 10 m以下の未再結晶オーステ ナイ 卜から変態した微細なマルテンサイ トおよびべィナイ トカ、らな ること、 である。
従来より、 低炭素一高 Mn— Nb— Mo鋼は微細なァ シキユ ラ 一フ ヱ ラ イ ト組織を有するライ ンパイプ用鋼と してよ く知られているが、 そ の引張強さの上限はせいぜい 750MPaが限界であつた。 本基本成分系 で微細な焼戻しマルテ ンサイ ト · ベイナィ ト混合組織を有する超高 張力鋼はま った く 存在しない。 これは Nb— Mo鋼の焼戻しマルテンサ ィ ト · ペイナイ 卜混合組織では、 950MPa以上の引張強さは到底不可 能であるばかりか、 低温靱性ゃ現地溶接性も不十分と考えられてい たためである。
まず本発明鋼の ミ ク ロ組織について説明する。
引張強さ 950MPa以上の超高強度を達成するためには、 鋼材の ミ ク 口組織を一定量以上のマルテ ンサイ ト とする必要があり、 その分率 は 60 %以上でなければならない。 マルテ ンサイ ト分率が 60 %以下で あると、 十分な強度が得られないだけでな く 、 良好な低温靱性を確 保することが困難となる （強度、 低温靱性上、 もっ と も望ま しいマ ルテンサイ ト分率は 70〜 90 %である） 。 しかし、 たとえマルテンサ ィ ト分率が 60 %以上であっても、 残りの組織が不適切であると目的 とする強度 · 低温靱性は達成できない。 このためマルテンサイ ト分 率とペイナイ ト分率の和を 90 %以上と した。
しかし、 ミ ク ロ組織の種類を上述のよう に限定しても、 必ずしも 良好な低温靱性は得られない。 優れた低温靱性を得るためには、 ァ 一 変態前のオーステナイ ト組織 （旧オーステナイ ト組織） を最適 化し、 鋼材の最終組織を効果的に微細化する必要がある。 このため 旧オーステナイ ト組織を未再結晶オーステナイ 卜 と し、 かつその平 均粒径 （ d ァ） を 10 i m以下に限定した。 これにより、 従来低温靱 性が悪いと考えられていた N b— Mo鋼のマルテ ンサイ ト とべイナィ 卜 との混合組織においても極めて優れた強度 · 低温靱性バラ ンスが得 られるこ とを見いだした。
未再結晶オーステナイ ト粒径の微細化は N b— Mo系の本発明鋼の低 温靱性改善にと く に有効である。 目的とする低温靱性 （たとえば V ノ ッ チシ ャルピー衝撃試験の遷移温度で— 80 °C以下） を得るには、 平均粒径を 1 0 m以下と しなければならない。 こ こで見掛けの平均 オーステナイ 卜粒径は図 1 のように定義し、 オーステナイ ト粒径の 測定では、 オーステナイ 卜粒界と同様の作用をもつ変形帯や双晶境 界も含めた。 具体的には、 鋼板厚さ方向に引いた直線の全長を、 該 直線上に存在するオーステナイ ト粒界との交点の数で除し、 d ァを 求めた。 このようにして求めたオーステナイ 卜平均粒径は低温靱性 (シ ャルビー衝撃試験の遷移温度） と極めて良い相関があることを 見つけた。
さ らに鋼材の化学成分 （高 Mn— Nb—高 Mo添加） 、 ミ ク 口組織 （ォ ーステナイ 卜の未再結晶化） の形態を上述のように厳密に制御する こ とにより、 シャルピー衝撃試験などの破面にセパレーシ ョ ンが発 生し、 破面遷移温度はより一層向上するこ と も明らかになった。 セ パレ一 シ ヨ ンはシ ャルピー衝撃試験などの破面に発生する板面に平 行な層状剝離現象で脆性亀裂先端での 3軸応力度を低下させ、 脆性 亀裂伝播停止特性を改善すると考えられている。
本発明の第 2 の特徴は、 （ 1 ) Ni— Mo— Nb—微量 B —微量 Tiを複 合添加した低炭素 · 高 Mn系であるこ と、 （ 2 ) その ミ ク ロ組織が平 均オーステナイ ト粒径 （ d 7 ) が 10 m以下の未再結晶オーステナ ィ 卜から変態した微細なマルテ ンサイ ト組織を主体とするこ とであ る。
本発明の第 3の特徴は、 （ 1 ) 0.8〜1.2 % Cu を含有した Ni— Nb— Cu— Mo—微量 Tiを複合添加した低炭素 · 高 Mn系（1.7%以上） の Cu析出硬化型鋼であるこ と、 （ 2 ) その ミ ク ロ組織が平均オーステ ナイ ト粒径 10 / m以下の未再結晶オーステナイ 卜から変態した微細 なマルテンサイ 卜およびべィナイ 卜からなるこ とである。
従来より、 Cu析出硬化型鋼は圧力容器用高張力鋼 （引張強さ ： 78 4MPa級） などに利用されていたが、 X100以上の超高強度ライ ンパイ プにおける開発例は見当たらない。 これは Cu析出硬化鋼は強度は得 やすいが低温靱性がライ ンパイプと しては不十分であったこ とによ ると考えられる。
低温靱性は、 パイプライ ンでは脆性破壊の発生特性と と もに、 伝 播停止特性が極めて重要である。 従来の C u析出硬化鋼はシ ャ ルピー 特性で代表される脆性破壊の発生特性はまずまずであつたが、 脆性 破壊の停止特性は十分でなかった。 これは （ 1 ) ミ ク ロ組織の微細 化が不十分なこ と、 （ 2 ) いわゆるシ ャルピー衝撃値名度の試験片 破面に発生するセパレーシ ョ ンの利用がなされていなかつたこ とに よる （セパレーシ ョ ンはシ ャルピー衝撃試験などの破面に発生する 板面に平行な層状剝離現象で、 脆性亀裂先端での 3軸応力度を低下 させ、 脆性亀裂伝播停止特性を改善すると考えられている） 。
しかし、 ミ ク ロ組織の種類を上述のように限定しても、 必ずし も 良好な低温靱性は得られない。 優れた低温靱性を得るためには、 ァ — な変態前のオーステナイ ト組織 （旧オーステナイ ト組織） を最適 化し、 鋼材の最終組織を効果的に微細化する必要がある。 このため 旧オーステナイ ト組織を未再結晶オーステナイ 卜と し、 かつその平 均粒径 （ d 7 ) を 1 0 m以下に限定した。 これにより、 従来低温靱 性が悪いと考えられていた Nb— Cu鋼のマルテンサイ ト とべイナィ 卜 との混合組織においても極めて優れた強度 · 低温靱性バラ ンスが得 られるこ とを見いだした。
未再結晶オーステナイ ト粒径の微細化は N b— C u系の本発明の低温 靱性改善にと く に有効である。 目的とする低温靱性 （たとえば Vノ ツチシ ャルピー試験の遷移温度で一 80 °C以下） を得るには、 平均粒 径を 1 0 m以下と しなければならない。 こ こで見掛けの平均オース テナイ ト粒径は図 1 のように定義し、 オーステナイ ト粒径の測定で は、 オーステナイ 卜粒界と同様の作用をもつ変形帯ゃ双晶境界も含 めた。 具体的には、 鋼板厚み方向に引いた直線の全長を、 該直線上 に存在するオーステナイ ト粒界戸の交点の数で除し、 d ァを求めた 。 このようにして求めた平均オーステナイ ト粒径は低温靱性 （ シ ャ ルビー衝撃試験の遷移温度） と極めて良い相関があるこ とを見つけ た。
さ らに鋼材の化学成分 （高 Mn— Nb— Mo— Cu添加） 、 ミ ク ロ組織 （ オーステナイ トの未再結晶化） の形態を上述のよう に厳密に制御す るこ とにより、 シ ャルピー衝撃試験などの波面にセパレーシ ョ ンが 発生し、 破面遷移温度はより一層向上するこ と も明らかとなった。
引張強さ 950MPa以上の超高強度を達成するためには、 鋼の ミ ク ロ 組織を一定以上のマルテ ンサイ ト とする必要があり、 その分率は 90 %以上でなくてはならない。 マルテ ンサイ 卜分率が 90 %以下である と、 十分な強度が得られないだけでな く 、 良好な低温靱性を確保す るこ とが困難となる。
しかしながら、 上述のよ うに鋼の ミ ク ロ組織を厳密に制御して目 的とする特性を有する鋼材は得られない。 このためには ミ ク ロ組織 と同時に化学成分を限定する必要がある。
以下に成分元素の限定理由について説明する。
C量は 0.05〜0. 10%に限定する。 炭素は鋼の強度向上に極めて有 効であり、 マルテ ンサイ ト組織において目標とする強度を得るため には、 最低 0.05%は必要である。 しかし、 C量が多すぎると母材、 HAZの低温靱性ゃ現地溶接性の著しい劣化を招く ので、 その上限を 0. 10%と した。 しかし、 望ま し く は上限値は 0.08%に制限したほう がよい。
Siは脱酸や強度向上のために添加する元素であるが、 多く 添加す ると HAZ靱性、 現地溶接性を著し く 劣化させるので、 上限を 0.6% と した。 鋼の脱酸は A1でも Tiでも十分可能であり、 Siは必ずし も添 加する必要はない。
Mnは本発明鋼の ミ ク ロ組織をマルテ ンサイ 卜主体の組織と し、 優 れた強度 · 低温靱性のバラ ンスを確保する上で不可欠な元素であり 、 その下限は 1.7%である。 しかし、 Mnが多すぎる と鋼の焼入れ性 が増して HAZ靱性、 現地溶接性を劣化させるだけでな く 、 連続铸造 鋼片の中心偏析を助長し、 母材の低温靱性をも劣化させるので上限 を 2. 5 %と した。
N iを添加する目的は低炭素の本発明鋼を低温靱性ゃ現地溶接性を 劣化させるこ とな く 向上させるためである。 N i添加は Mnや C r， Mo添 加に比較して圧延組織 （特に連続铸造鋼片の中心偏析帯） 中に低温 靱性に有害な硬化組織を形成するこ とが少ないばかり力、、 0. 1 %以 上の微量の N i添加が HAZ靭性の改善にも有効であるこ とが判明した ( HAZ靭性上、 特に有効な N i添加量は 0. 3 %以上である） 。 しかし、 添加量が多すぎると、 経済性だけではな く 、 HAZ靱性ゃ現地溶接性 を劣化させるので、 その上限を 1. 0 %と した。 また、 N i添加は連続 铸造時、 熱間圧延時における Cu割れの防止にも有効である。 この場 合、 N iは Cu量の 1 / 3以上添加する必要がある。
Moを添加する理由は鋼の焼入れ性を向上させ、 目的とするマルテ ンサイ ト主体の組織を得るためである。 B添加鋼においては Moの焼 入れ性向上効果が高ま り、 後述の P値における Moの倍数が非 B鋼の 1 に対して B鋼では 2 となるため、 B添加鋼では Mo添加が特に有効 である。 また、 Moは Nbと共存して制御圧延時にオーステナイ 卜の再 結晶を抑制し、 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、 Moは最低でも 0. 15 %必要である。 しかし 、 過剰な Mo添加は HAZ靭性、 現地溶接性を劣化させ、 さ らに Bの焼 入れ性向上効果を消失せしめるこ と もあるので、 その上限を 0. 6 % と した。
また、 本発明鋼では、 必須の元素と して Nb ： 0. 01〜 0. 10 %、 T i ： 0. 005〜0. 030 %を含有する。 Nbは Moと共存して制御圧延時にォ— ステナイ 卜の再結晶を抑制して組織を微細化するだけでな く 、 析出 硬化や焼入れ性増大にも寄与し、 鋼を強靱化する。 特に N'bと Bが共 存すると焼入れ性向上効果が相乗的に高まる。 しかし、 Nb添加量が 多すぎると、 HAZ靱性ゃ現地溶接性に悪影響をもたらすので、 その 上限を 0.10%と した。 一方、 Ti添加は微細な TiNを形成し、 スラブ 再加熱時および 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。 また、 B の焼入れ性向上効果に有害な固溶 Nを TiNと して固定する役割も有 - する。 この目的のために、 Ti量は 3.4N (各々重量％) 以上添加す るこ とが望ま しい。 また、 A1量が少ない時 （たとえば 0.005%以下 ) 、 Tiは酸化物を形成し、 HAZにおいて粒内フ ライ ト生成核と し て作用 し、 HAZ組織を微細化する効果も有する。 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量が多すぎると、 TiN粗大化や TiCによる析出硬化が生 じ、 低温靱性を劣化させるので、 その上限を 0.03%に限定した。
A1は通常脱酸材と して鋼に含まれる元素で、 組織の微細化にも効 果を有する。 しかし、 A1量が 0.06%を超えると A1系非金属介在物が 増加して鋼の清浄度を害するので、 上限を 0.06%と した。 脱酸は Ti あるいは Siでも可能であり、 A1は必ずしも添加する必要はない。
Nは TiNを形成しスラブ再加熱時および HAZのオーステナイ ト粒 の粗大化を抑制して母材、 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、 N量が多すぎるとスラ ブ表面疵ゃ固溶 Nによる HAZ靱性の劣化、 Bの焼入れ性向上効果の 低下の原因となるので、 その上限は 0.006 %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量をそれぞれ 0.015 %、 0.003%以下とする。 この主たる理由は母材および HAZの低温 靱性をより一層向上させるためである。 P量の低減は連続铸造スラ ブの中心偏析を軽減すると と もに、 粒界破壊を防止して低温靱性を 向上させる。 また、 S量の低減は熱間圧延で延伸化する MnSを低減 して延性 * 靱性を向上させる効果がある。
つぎに、 B， Cu, Cr, Vを添加する目的について説明する。
基本となる成分に、 更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 、 強度 · 靭性の一層の向上 や製造可能な鋼材サイズの拡大をはかるためである。 したがって、 その添加量は自 ら制限されるべき性質のものである。
Bは極微量で鋼の焼入れ性を飛躍的に高め、 目的とするマルテン サイ ト主体の組織を得るために、 本発明鋼において必要不可欠の元 素である。 後述の P値において 1 に相当する、 すなわち 1 % Mn に 相当する効果がある。 さ らに、 Bは Moの焼入れ性向上効果を高める と共に、 Nbと共存して相乗的に焼入れ性を増す。 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 、 かえって Bの焼入れ 性向上効果を消失せしめるこ と もあるので、 その上限を 0.0020%と した。
Cuを添加する目的は、 低炭素の本発明の強度を低温靱性を劣化さ せるこ とな く 向上させるためである。 Cu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 、 強度を增加させるこ とが判明し た。 Cu添加量は最低 0. 1%必要である。 しかし多く添加する と現地 溶接性や HAZ靱性を劣化させるので、 その上限を 1.2%と した。
Crは母材、 溶接部の強度を増加させるが、 多すぎると HAZ籾性や 現地溶接性を著し く 劣化させる。 このため Cr量の上限は 0.8%であ る ο
Vは Nbとほぼ同様の効果を有する力〈、 その効果は Nbに比較して弱 い。 しかし、 超高強度鋼における V添加の効果は大き く 、 Nbと Vの 複合添加は本発明鋼の優れた特徴をさ らに顕著なものとする。 上限 は HAZ靱性、 現地溶接性の点から 0. 10%まで許容できるが、 特に 0. 03〜0. 08%の添加が望ま しい範囲である。
更に、 Ca, REM, Mg を添加する目的について説明する。
Caおよび REMは硫化物（MnS) の形態を制御し、 低温靱性を向上 （ シ ャ ルピー試験の吸収エネルギーの増加など） させる。 しかし、 Ca 量あるいは REM量が 0.001%以下では実用上効果なく 、 また Ca量が 0.006%あるいは REMが 0.02%を超えて添加すると CaO- CaSあるい は REM-CaSが大量に生成して大型クラスター、 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およぼす 。 このため Ca添加量の上限を 0. 006%あるいは REM添加量の上限を 0.02%に制限した。 なお超高強度ラ イ ンパイプでは、 S , 0量をそ れぞれ 0. 001%、 0.002%以下に低減し、 かつ ESSP= (Ca) [ 1 - 12 4(0 ) 〕 Z 1.25 Sを 0.5≤ ESSP≤ 10.0とすることが特に有効である
Mg： 微細分散した酸化物を形成し、 溶接熱影響部の粒粗大化を抑 えて靱性を向上させる。 0.001%未満では、 靱性向上が見られず、 0.006%以上では粗大酸化物が生成し逆に靱性を劣化させる。
以上の個々の添加元素の限定に加えて本発明では、 さ らに前述し た P値と して P = 2.7 C + 0.4Si + Mn+ 0.8Cr + 0.45 (Ni + Cu) + ( 1 — ;S ) Mo + V — 1 + Sを 1.9≤ P ≤ 4 に制限する。 なお、 βは Β < 3 ppm の時 0 の値をと り、 B ≥ 3 ppm の時 1 となる値である。 これは、 目的とする強度 · 低温靱性バラ ンスを達成するためである 。 P値の下限を 1. 9と したのは、 950MPa以上の強度と優れた低温靱 性を得るためである。 また、 P値の上限を 4. 0と したのは優れた H AZ靱性、 現地溶接性を維持するためである。
本発明による低温靱性の優れた高張力鋼を製造に際しては、 以下 に述べるような製造方法を採用するこ とが望ま しい。 本発明成分の鋼片を 950〜 1300°Cの温度に再加熱後、 950°C以下 の累積圧下量が 50%以上、 圧延終了温度が 800°C以上となるよ う に 圧延を行ない、 次いで 10°CZsec 以上の冷却速度で 500DC以下の任 意の温度まで冷却する。 また、 必要に応じて Ac,点以下の温度で焼 戻し処理を行なう。
鋼片の再加熱温度は、 元素の固溶を十分にするよ うに下限が決ま り、 上限は結晶粒の粗大化が著し く ならないような条件で決まる。 950°C以下では未再結晶温度域を示し、 微細な目標とする粒径を得 るためには 50%以上の累積圧下量が必要である。 また、 圧延終了温 度はフ ヱライ 卜が生成しない 800°C以上とする。 その後、 マルテン サイ ト、 べィナイ トにするために 10°C/sec 以上の冷却速度で冷却 する。 500°Cで変態はほぼ終了するので 500°C以下まで冷却する。 更に、 本発明鋼においては Ac,点以下の温度で焼戻し処理を行う こ とができる。 焼戻し処理によって延性、 靱性は適度に回復する。 焼戻し処理は ミ ク ロ組織分率そのものを変えず、 本発明の優れた特 徴を損なう ものでな く 、 溶接熱影響部の軟化幅を狭める効果も有す る。 実施例
次に本発明の実施例について述べる。
<実施例 1 〉
実験室溶解 （50kg、 120難厚鋼塊） または転炉 -連続铸造法（240 mm厚） で種々の鋼成分の鋼片を製造した。 これらの鋼片を種々の条 件で厚みが 15〜28mmの鋼板に圧延した。 このように圧延された鋼板 の諸機械的性質およびミ ク ロ組織を調査した。
鋼板の機械的性質 （降伏強さ ： YS、 引張強さ ·· TS、 シャルピー衝 撃試験の一 40°Cでの吸収エネルギー ： vE- " と遷移温度 ： vTrs) は 圧延と直角方向で調査した。 HAZ靱性 （シ ャルビー衝撃試験一 20°C での吸収エネルギー ： vE— 2。）は再現熱サイ クル装置で再現した HAZ で評価した （最高加熱温度 ： 1400°C、 800〜500 °Cの冷却時間 〔Δ t 8。。— 5。。 〕 ： 25秒） 。 また現地溶接性は Υ— ス リ ツ ト溶接割れ試 験（JIS G3158) において ΗΑΖの低温割れ防止に必要な最低予熱温度 で評価した （溶接方法 ： ガスメ タルアーク溶接、 溶接棒 ： 引張強さ 100MPa、 入熱 ： 0.5kJZmm、 溶着金属の水素量 ： 3 cc/ 100 g ) 。 実施例を表 1 および表 2 に示す。 本発明に従って製造した鋼板は 優れた強度 · 低温靱性バラ ンス、 HAZ靱性および現地溶接性を有す る。 これに対して比較鋼は化学成分または ミ ク ロ組織が不適切なた め、 いずれかの特性が著し く 劣る。
鋼 9 は C量が多すぎるため、 母材および HAZの シ ャルピー吸収ェ ネルギ一が低く 、 かつ溶接時の予熱温度も高い。 鋼 10は N iが添加さ れていないため、 母材および HAZの低温靱性が劣る。 鋼 11は Mn添加 量、 P値が高すぎるため、 母材および HAZの低温靱性が悪く 、 かつ 溶接時の予熱温度も著し く 高い。
鋼 12は Nbが添加されていないため、 強度不足で、 かつオーステナ ィ 卜粒径が大き く 母材の靱性が悪い。
化 学 成 分 （wt%， * ppm) mm 区分 鋼
C Si Mn P* S* Ni Mo Nb Ti Al N* その他 P値 （■)
1 0.058 0.26 2.37 100 15 0. 0 0.43 0.041 0.009 0.027 23 2.24 15 本 2 0.093 0.32 1.89 60 8 0.48 0.57 0.024 0.012 0.018 40 Mg:0.002 1.96 20
3 0.064 0.18 2.15 70 3 0.24 0.38 0.017 0.021 0.024 56 Cr:0.34 2.16 20 発 4 0.070 0.27 2.10 50 7 0.34 0.51 0.038 0.015 0.027 38 Cu:0.39 2.24 20
5 0.073 0.23 2.24 120 18 0.18 0.46 0.041 0.016 0.034 27 V :0.05 2.12 20 明 6 0.067 0.02 2.13 80 6 0.36 0.47 0.032 0.015 0.019 37 V :0.06, Cu:0.41 2.20 20
7 0.075 0. 7 2.01 60 10 0.35 0.45 0.038 0.016 0.002 33 V :0.07, Cu:0.37 2.54 22 鋼 Cr:0.58
8 0.072 0.12 2.03 70 5 0.52 0.43 0.038 0.017 0.028 35 V :0.07, Cu:0.53 2.24 28
Ca: 0.0021
9 0.117 0. 6 2.01 80 15 0.37 0.38 0.032 0.015 0.021 29 1.98 15 比
10 0.076 0.21 2.16 50 7 0.46 0.046 0.014 0.031 36 Cu:0.32 2.05 20 較
11 0.079 0.28 2.62 60 5 0.38 0.42 0.039 0.015 0.028 42 Cr:0.38 2.84 20 鋼
12 0.072 0.27 2.08 70 5 0.37 0.46 0.004 0.018 0.025 29 2.01 20
表 2 ク ロ 組 織 機 械 的 性 質 ΗΑΖ¾ 現地溶接性 娠し
区分 鋼 処 理 オーステ マルテン マルテンサ YS TS vTrs VE 最低予熱温度 有 無 ナイ卜 サイト分率 イト ·ペイ
十ィ卜 率
( ) (%) (N/iim2) (J) (Ό (J) (°C)
1 〇 5.3 97 100 892 1025 234 -100 213 要
1 ' X 5.3 97 100 845 1081 211 - 95 213 要
2 7.6 79 97 918 1076 208 - 0 o0 lot 要
3 〇 8.2 94 100 872 978 217 - 95 159 要 発 3 ' X 8.2 79 97 863 1122 195 - 80 187 要
4 〇 7.3 96 100 869 981 302 -120 202 要 明 5 〇 7.1 91 100 903 1018 231 -110 167 要
6 〇 6.7 89 100 884 979 302 -110 320 要 鋼 7 〇 7.4 83 100 874 984 276 -105 307 要
7 ' X 7.4 83 100 821 1030 265 - 95 307 要
8 〇 8.9 75 100 862 970 285 -110 243
Figure imgf000018_0001
要 比 9 6.9 89 100 926 1098 124 - 80 56 100
10 7.2 93 100 856 973 ~78 - 55 73 予熱小要 鋼 11 6.6 100 100 967 1127 34 ^60 28 150
12 12.8 87 93 798 894 37 - 50 256 予熱小要
ぐ実施例 2 >
実験室溶解 （50kg、 100mm厚鋼塊） または転炉 -連続铸造法で種 々 の鋼成分の鋼片（240mm厚） を製造した。 これらの鋼片を種々の条 件で厚みが 15〜25mmの鋼板に圧延した。 このよう にして圧延された 鋼板の諸性質、 ミ ク ロ組織を調査した。 鋼板の機械的性質 （降伏強 さ ： YS、 引張強さ ： TS、 シ ャ ルピー試験の一 40°Cでの吸収エネルギ - ： と 50%破面遷移温度 ： vTrs) は圧延と直角方向で調査し た。 HAZ靱性 （シ ャルビ.一試験— 40°Cでの吸収エネルギー ： vE 40) は再現熱サイ クル装置で再現した HAZで評価した （最高加熱温度 ： 1400°C、 800〜500 °Cの冷却時間 〔Δ 1: 8。。— 5。。 〕 ： 25秒） 。 また 現地溶接性は Υス リ ッ ト溶接割れ試験（JIS G3158) において ΗΑΖの 低温割れ防止に必要な最低予熱温度で評価した （溶接方法 ： ガスメ タルアーク溶接、 溶接棒 ： 引張強さ 100MPa、 入熱 ： 0.3kJ/mm. 溶 着金属の水素量 ： 3 cc/ 100g金属） 。
実施例を表 1 および 2 に示す。 本発明法に従って製造した鋼板は 優れた強度 · 低温靱性バラ ンス、 HAZ靱性および現地溶接性を示す 。 これに対して比較鋼は化学成分または ミ ク ロ組織が不適切なため 、 いずれかの特性が著し く 劣ることが明らかである。
表 3
鋼 の 化 学 成 分 （wt%) 区
分 鋼 c Si Mn p s Ni Mo Nb T B Al N その他 P値
1 0.06 0.24 1.95 0.003 0, 001 0.36 0.35 0.031 0.012 0.0007 0.024 0.0027 3.07 本 2 0.07 0.05 1.76 0.012 0.002 0.78 0.35 0.015 0.015 0.0012 0.006 0.0035 Cu:0.60 3.29
3 0.05 0.31 2.12 0.009 0.002 0.81 0.24 0.035 0.017 0.0010 0.006 0.0041 Cr:0.5 3.62 発 4 0.08 0.17 2.02 0.014 0.001 0.45 0.45 0.018 0.013 0.0005 0.038 0.0027 V :0.06 3.41
5 0.06 0.40 2.13 0.006 0.003 0.25 0.38 0.024 0.021 0.0015 0.019 0.0022 Ca:0.004 3.32 明 6 0.06 0.23 2.17 0.008 0.001 0.37 0.21 0.032 0.012 0.0009 0.045 0.0048 3.01
7 0.07 0.01 1.87 0.012 0.002 0.60 0.20 0.027 0.014 0.0013 0.011 0.0029 Cr:0.3， 3.11
Cu:0.3
鋼
8 0.09 0.26 1.96 0.005 0.001 0.37 0.33 0.030 0.018 0.0008 0.033 0.0021 3.13
9 0.07 0.28 1.94 0.004 0.002 0.40 0.38 0.033 0.012 0.0030 0.029 0.0035 3.18 比
10 0.06 0.25 1.96 0.008 0.001 0.21 0.75 0.036 0.013 0.0014 0.030 0.0032 3.82 奉父
11 0.06 0.18 1.60 0.010 0.001 0.38 0.22 0.037 0.020 0.0011 0.043 0.0035 Cu:0.4 2.63 鋼
12 0.08 0.31 2.53 0.008 0.001 0.86 0.32 0.035 0.024 0.0013 0.035 0.0034 3.90
表 4 ミ クロ組織 機 械 的 性 質 瞻性 現地溶接性 区 焼戻 し
鋼 dy マルテン YS TS vE vTrs VE 最低予熱温度 分 (画） 。CX20分 サイト率
( im) (%) (MPa) (MPa) (J) (°C) (J) CO
1 20 ― 7.3 97 831 1163 204 -100 175 卞熱不要
1 20 550 7.3 97 966 993 218 -120 176
本 2 20 5.1 95 835 1147 205 -110 174 〃
3 25 550 8.5 92 903 1002 221 - 95 198 〃 発
4 25 550 7.9 92 878 995 204 -100 168 〃 明 5 20 一 6.6 94 855 1171 205 -105 173 〃
6 16 5.4 98 819 1158 207 - 130 184
鋼
6 16 550 5.4 98 877 1110 206 - 95 187
7 20 7.8 93 842 1135 223 - 95 179 〃
8 20 550 8.2 91 1001 1089 186 - 85 158
6 20 14.6 96 799 1162 210 - 65 183 〃 比 6 20 7.5 74 797 910 205 - 70 179 〃
JL 20 550 8.2 93 862 978 141 50 33 〃 幸父
10 20 550 7.9 94 1033 1154 159 - 60 45 〃 鋼 Π 20 6.7 91 797 897 193 - 75 152 〃
12 20 7.3 95 1024 1180 176 - 80 37 80
<実施例 3 >
実験室溶解 （50kg、 120mm厚鋼塊） または転炉 -連続铸造法 （厚 み ： 240mm)で種々の鋼成分の鋼片を製造した。 これらの鋼片を種々 の条件で厚みが 15〜 30mmの鋼板に圧延した。 このよう にして圧延さ れた鋼板の諸性質、 ミ ク ロ組織を調査した。
鋼板の機械的性質 （降伏強さ ： YS、 引張強さ ： TS、 シ ャルビ一衝 撃試験の— 40°Cでの吸収エネルギー ： vE 4 π と遷移温度 ： vTrs) は 圧延と直角方向で調査した。
HAZ靱性 （シ ャルピー衝擊試験一 20°Cでの吸収エネルギ一 ： vE 2 0 )は再現熱サイ クル装置で再現した HAZで評価した （最高加熱温度 ： 1400°C、 800〜500 °Cの冷却時間 〔 Δ t B。" 5。 D 〕 ： 25秒） c また現地溶接性は Y — ス リ ッ ト溶接割れ試験（J IS G3158) におい て HAZの低温割れ防止に必要な最低予熱温度で評価した （溶接方法 ： ガスメ タルアーク溶接、 溶接棒 ： 引張強さ 100MPa、 入熱 ： 0.5kJ Zmm、 溶着金属の水素量 ： 3 ccZ 100 g ) 。
実施例を表 1 および表 2 に示す。 本発明に従って製造した鋼板は 優れた強度靱性バラ ンス、 HAZ靱性および現地溶接性を有する。 こ れに対して比較鋼は化学成分または ミ ク ロ組織が不適切なため、 い ずれかの特性が著し く 劣る。
鋼 9 は C量が多すぎるため、 母材および HAZのシ ャルピー吸収ェ ネルギ一が低く かつ溶接時の予熱温度も高い。 鋼 10は Mn， P量が多 すぎるために、 母材および HAZの低温靱性がわる く 、 かつ溶接時の 余熱温度も著し く 高い。
鋼 11は S量が多すぎるため、 母材および HAZの吸収ェネルギ一が 低い。 表 5 化 学 成 分 (wt%, * ppm)
区分 鋼
C Si Mn P* S* Ni Cu Mo Nb Ti Al その他 P値
1 0.060 0.29 1.96 120 20 0.42 0.98 0.42 0.040 0.012 0.030 33 2.29 本 2 0.090 0.35 1.72 65 18 0.50 1.07 0.50 0.026 0.015 0.020 45 REM:0.008 2.31 3 0.065 0.20 1.85 74 13 0.36 1.01 0.40 0.020 0.024 0.026 59 Cr:0.65 2.55 発
4 0.070 0.29 1.82 52 17 0.35 1.12 0.50 0.036 0.018 0.029 48 2.29 明 5 0.071 0.25 1.71 128 18 0.45 1.03 0.42 0.045 0.020 0.035 37 V :0.061 2.15 6 0.069 0.05 1.92 84 16 0.39 0.92 0.49 0.035 0.018 0.018 39 V :0.071 2. 8 鋼
0.078 0.24 1.84 65 10 0.48 1.15 0.48 0.040 0.019 0.002 30 Cr:0.38, V :0.080 2.74
0.070 0.15 1.95 78 15 0.42 0.85 0. 5 0.040 0.015 0.030 38 V :0.08, Ca: 0.00202.30 比 9 0.127 0. 8 1.71 70 18 0.39 0.93 0.39 0.030 0.018 0.024 39 2.15 較 10 0.080 0.26 2.17 160 18 0.40 1.02 0.40 0.037 0.017 0.026 32 Cr:0.40 2.85 鋼 11 0.082 0.40 1.87 90 53 0.42 0.98 0.45 0.039 0.018 0.032 35 2.33
表 6 願し オーステ Μ分率 Μ+Β 機 械 的 性 質 ΗΑΖ籾性 現地溶接性
厚 ナ イ ト 分率 vE 20 最低予熱温度 備 考 不 ji性 ay YS TS VE 40
( V a m ( z υ) (%) (MPa)(MPa) (J) (°C) (J) C)
1 〇 15 5.2 65 98 835 940 224 -95 193 予熱不要
1 ' X 15 5.2 65 98 801 955 213 -85 193 卞熱不要
本 2 〇 20 7.4 90 97 918 1018 216 -85 177 予熱不要
3 〇 22 8.0 74 99 840 1003 197 90 159 亍熱不要
発 3 ' X 22 8.0 74 99 812 1023 200 -85 159 予熱不要
4 〇 20 7.1 80 92 832 952 204 -90 182 f熱不要
明 5 〇 22 6.8 82 91 846 970 214 - 95 157 卞熱不要
6 〇 20 6.2 76 94 852 993 201 85 220 予熱不要
鋼 6' X 20 6.2 76 94 825 999 193 -80 220 予熱不要
7 〇 25 6.4 85 100 906 1032 216 -90 227 卞熱不要
8 〇 30 5.9 70 91 850 990 226 -90 213 ャ執木要 比 9 〇 22 6.7 91 100 906 998 98 -80 66 80
父 10 〇 24 6.1 85 91 947 1027 54 - 75 38 125
鋼 11 〇 28 7.1 80 98 850 971 107 -80 58 予熱不要
産業上の利用可能性
本発明により低温靱性、 現地溶接性の優れた超高強度ラ イ ンパイ プ （引張強さ 950MPa以上、 AP I規格 X 1 00超） 用鋼が安定して大量に 製造できるよう になった。 その結果、 パイ プラ イ ンの安全性が著し く 向上するとと もに、 パイ プラ イ ンの輸送効率、 施工能率の飛躍的 な向上が可能となった。

Claims

1 . 重量％で、 C ： 0.05-0. 10%
Si ≤ 0.6%
Mn 1.7-2.5 %
P ≤ 0.015%
S ≤ 0.003%
Ni ： 0. 1~ 1.0 %
一冃
Mo ： 0. 15-0.60%
Nb： 0.01~0. 10%
の
Ti ： 0.005〜 0.030 %
Al ： ≤ 0.06%
N ： 0.001〜0.006 % 囲
を含有し、 残部が Feおよび不可避的不純物からなり、 下記式で定義 される P値が 1.9〜4.0 の範囲にあり、 更に、 鋼の ミ ク ロ組織と し て見かけの平均オー ステナイ ト粒径 （ d ァ） が 10/z m以下の未再結 晶オー ステナイ 卜から変態したマルテ ンサイ トを体積分率で 60%以 上含有し、 かつマルテ ンサイ ト分率とペイナイ ト分率との和が 90% 以上であるこ とを特徴とする低温靱性の優れた溶接性高張力鋼。 P = 2.7 C + 0.4Si + Mn+ 0.8Cr + 0.45 (Ni + Cu) + ( 1 ^ /3 ) Mo - \ + β
/S→ B く 3 ppm の時→ 0の値をと り、 また、
β→ B ≥ 3 ppm の時→ 1 の値をとる。
2. 請求項 1 記載の鋼成分に加えて、 重量％で、.
B ： 0.0003〜0.0020%
Cu ： 0. 1〜 1.2 %
Cr ： 0.1〜0.8 % V ： 0.01〜0. 10%
の 1 種または 2種以上を含有するこ とを特徴とする低温靱性の優れ た溶接性高張力鋼。
3 . 請求項 1 および 2記載の鋼成分に加えて、 重量％で、
Ca ： 0.00卜 0.006 %
REM ： 0.00卜 0.02%
Mg ： 0.001-0.006 %
の 1 種または 2種以上を含有するこ とを特徴とする低温籾性の優れ た溶接性高張力鋼。
4 . 重量％で、 C ： 0.05-0. 10%
Si ： ≤ 0.6%
Mn ： 1.7〜2.5 %
P ： ≤ 0.015%
5 ： ≤ 0.003%
Ni ： 0. 〜 1.0 %
Mo ： 0. 15〜0.60%
Nb ： 0.01〜0. 10%
Ti ： 0.005〜0.030 %
A1 ： ≤ 0.06%
N ： 0.001〜0.006 %
B ： 0.0003〜0.0020%
を含有し、 残部が Feおよび不可避的不純物からなり、 下記式で定義 される P値力く 2.5〜4.0 の範囲にあり、 更に、 鋼の ミ ク ロ組織と し て見かけの平均オーステナイ ト粒径 （ d 7 ) が 10 m以下の未再結 晶オーステナイ 卜から変態したマルテ ンサイ トを体積分率で 60%以 上含有し、 かつマルテ ンサイ ト分率とペイナイ ト分率との和が 90% 以上であることを特徴とする低温靱性の優れた溶接性高張力鋼。 P = 2.7C + 0.4Si + Mn+ 0.8Cr + 0.45 (Ni + Cu) + 2 Mo
5. 請求項 4記載の鋼成分に加えて、 重量％で、
V ： 0.01〜0. 10%
Cu ： 0. 1〜 1.2 %
Cr ： 0. 1~0.8 %
の 1 種または 2種以上を含有する とを特徴とする低温靭性の優れ た溶接性高張力鋼。
6： 重量％で、 C ： 0: 05〜0. 10%
Si ： ≤ 0.6%
Mn ： 1.7〜2.0 %
P ： ≤ 0.015%
S ： ≤ 0.003%
Ni ： 0.3〜 1.0 %
Cu ： 0.8〜 1.2 %
Mo ： 0.35〜0.50%
Nb ： 0.01〜0. 10%
Ti ： 0.005〜0.030 %
A1 ： ≤ 0.06%
N ： 0.00卜。.006 %
を含有し、 残部が Feおよび不可避的不純物からなり、 下記式で定義 される P値が 1.9〜2.8 の範囲にあり、 更に、 鋼の ミ ク ロ組織と し て見かけの平均オーステナイ 卜粒径 （ d ァ） が 10// m以下の未再結 晶オーステナイ 卜から変態したマルテンサイ トを体積分率で 60%以 上含有し、 かつマルテンサイ 卜分率とペイナイ 卜分率との和が 90% 以上であるこ とを特徴とする低温靱.性の優れた溶接性高張力鋼。 P = 2.7C + 0.4Si + Mn+ 0.8Cr + 0.45 (Ni + Cu) + Mo + V - 1
7. 請求項 6記載の鋼成分に加えて、 重量％で、 V ： 0.01~0.10%
Cr： 0.卜 0· 8 %
の 1 種または 2種を含有することを特徴とする低温靱性の優れた溶 接性高張力鋼。
8. 請求項 4 〜請求項 7記載の鋼成分に加えて、 重量％で、
Ca： 0.001〜0.006 %
REM ： 0.00ト 0.02%
Mg： 0.001- 0.006 %
の 1種または 2種以上を含有するこ とを特徴とする低温靭性の優れ た溶接性高張力鋼。
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