WO2006106591A1 - 延性破壊特性に優れた高強度鋼板及び高強度溶接鋼管並びにそれらの製造方法 - Google Patents

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ductile fracture
steel
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Takuya Hara
Yasuhiro Shinohara
Hitoshi Asahi
Yoshio Terada
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Nippon Steel Corporation
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention is suitable for natural gas, line pipes for transporting crude oil, etc.
  • the present invention relates to a high-strength steel plate and a high-strength welded steel pipe having a tensile strength (T S) of 7 60 MPa or more and less than 90 0 MPa and excellent ductile fracture properties.
  • T S tensile strength
  • the arrest resistance is a property that stops the propagation of cracks, and the property that a brittle crack propagates and stops the base metal, that is, the brittle fracture resistance and the ductile crack propagates through the base material. It is classified as a stopping property, that is, a ductile smashing property.
  • a stopping property that is, a ductile smashing property.
  • the brittle fracture resistance is based on the drop weight test (D_r op W eight T earest, DWT T test) and evaluated at the temperature at which the ductile fracture surface ratio reaches 85% or higher (referred to as DWT T transition temperature).
  • D_r op W eight T earest, DWT T test the temperature at which the ductile fracture surface ratio reaches 85% or higher
  • DWT T transition temperature the temperature at which the ductile fracture surface ratio reaches 85% or higher
  • DWT T transition temperature the temperature at which the ductile fracture surface ratio reaches 85% or higher
  • ductile fracture characteristics is best performed by a full crack test, in which an explosive is attached to the surface of a steel pipe to cause explosion, and whether the generated ductile crack stops.
  • full-crack test was very expensive, and was replaced by Charpy impact test or DWT T test. This is because the results of full crack path test ⁇ and Charpy absorbed energy or absorbed energy obtained by the DWT T test (called DWT T absorbed energy) are compared for steels with a tensile strength of up to about X70 grade. This is because it matches well.
  • the plate surface parallel crack is a crack parallel to the plate surface that is likely to occur particularly in the vicinity of the center of the plate thickness of the steel plate, and is a defect caused by hydrogen.
  • This parallel crack on the plate surface can be detected by ultrasonic flaw detection.
  • High-strength steel plates and high-strength welded steel pipes are highly susceptible to cracking by hydrogen, so there were parallel cracks in the plate surface, which sometimes deteriorated the ductile fracture characteristics. Disclosure of the invention
  • the present invention provides a high-strength steel plate and a high-strength welded steel pipe having a tensile strength equivalent to the API standard X100 class and excellent in ductile fracture characteristics, and methods for producing them.
  • the steel sheet or steel pipe whose tensile strength corresponds to API standard X 100 class is the range where the tensile strength in the width direction of the steel sheet or in the circumferential direction of the steel pipe is 7 60 MPa or more and less than 90 O MP a. belongs to.
  • the present inventor examined and obtained a simple test method that can appropriately evaluate the ductile fracture characteristics of a high-strength welded steel pipe having a tensile strength in the circumferential direction of 760 MPa or more and less than 90 OMPa. Based on the knowledge, we examined the base metal components, micro-structure and texture to obtain a high-strength welded steel pipe with further excellent ductile fracture characteristics. As a result, we obtained the knowledge that it is effective to optimize the matrix structure and texture of the base metal, that is, the steel sheet, further examined the manufacturing conditions, and developed a high-strength steel sheet with high ductility fracture characteristics and high strength. The inventors have invented welded steel pipes and methods for producing them.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • a 1 0.0 6% or less
  • B 0.0 0 0 1 to 0.0 0 5%
  • N 0. 0 0 0 0 to 0. 0 0 6%
  • V 0. 0 0 1 to 0.1%
  • Cu 0. 0.0 1 to 1%
  • C r 0.0 1 to 0.8%
  • Z r 0.0 0 0 1 to 0.0 0 5%
  • T a 0. 0 0 0 1 to 0.0. 0 0 5%
  • C a 0. 0 0 0 1 to 0.0. 1%
  • R EM 0. 0 0 0 1 to 0. 0 1%
  • M g 0. 0 0 0 1 to 0.0 0 0 6% 1 type or 2 types or more, excellent in ductile rupture property as described in (1) or (2) above High strength steel plate.
  • a high-strength welded steel pipe with excellent ductile fracture characteristics wherein the base material is made of the high-strength steel sheet with excellent ductile fracture characteristics described in any one of (1) to (6) above. .
  • the composition of the seam weld metal is% by mass, C: 0.04 to 0.14%, Si: 0.05 to 0.4%, Mn: 1.2 to 2.2. %, P: 0.0 1% or less, S: 0.0 1% or less, Ni: 1.3 to 3.2%, C r + M o + V: l to 2.5%, 0: 0 0 1 to 0.0 6%, and T i: 0. 0 0 3 to 0.0 5%, A 1: 0.0 2% or less, B: 0.0 0 5%
  • Figure 1 shows the relationship between the area ratio of steel sheet ferrite and pre-cracked DWT T energy.
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the degree of ⁇ 1 0 0 ⁇ accumulation on the 45 ° plane of the steel sheet and the precrack DWT T energy.
  • FIG. 3 is a diagram showing the relationship between the degree of accumulation of ⁇ 1 0 0 ⁇ on the 45 ° surface and the rolled surface of the steel sheet and the fracture mode.
  • Fig. 4 shows the relationship between the microstructure of the steel sheet, the tensile strength, and the precrack D W T T energy.
  • the present inventor examined a method for evaluating ductile rupture characteristics of high-strength steel sheets, which can be used as a substitute for full-crack paths in high-strength welded steel pipes. Since the ductile fracture property is a property in which the propagating crack stops, it is considered that there is a correlation with the energy of the crack propagation. Therefore, using various steel materials, the load-displacement curve in the Charpy impact test was obtained, and the crack initiation energy and propagation energy were separated and evaluated. As a result, it was found that in high-strength steel with a tensile strength of 760 MPa or more, the energy of crack initiation is much greater than the energy of propagation.
  • the absorption energy measured in the Charpy impact test is a test that simultaneously evaluates crack initiation and propagation energy, and is suitable for evaluating ductile fracture characteristics that have a large correlation with crack propagation energy. I found out that there was no. In addition, the present inventor obtained the same knowledge in the DWT test as in the Charpy impact test.
  • the present inventor examined a test method for appropriately evaluating the energy of crack propagation.
  • the present inventor has found that a crack generated in a full crack path test propagates in the longitudinal direction of the steel pipe along a section rotated 20 to 50 ° from the wall cross section about the longitudinal direction of the steel pipe. I noticed that That is, in the steel plate, the crack propagates along a cross section rotated 20 to 5.0 ° from the plate thickness cross section with the rolling direction of the steel plate as an axis. It should be noted that the section rotated 20 to 50 ° from the wall thickness section with the longitudinal direction of the steel pipe as the axis, and the sheet thickness section with the rolling direction of the steel sheet as the axis.
  • Sections rotated 20 ° to 50 ° are collectively referred to as the 45 ° plane.
  • the present inventor in evaluating the energy of crack propagation in a steel sheet, has a large ratio of the width direction with respect to the thickness direction of the test piece that easily propagates along the 45 ° plane.
  • the use of DWT T specimens was considered optimal.
  • a press notch that applies pressure to the wedge-shaped jig is introduced, and a ductile crack is introduced by three-point bending. It was investigated.
  • the present inventor conducted a precrack DWT T test on various steel sheets, and examined factors that improve the ductile fracture characteristics of the steel sheets.
  • the ferrite of the steel sheet The relationship between the area ratio and the pre-crack DWTT energy at 120 ° C was investigated.
  • the pre-crack DWTT energy at 120 ° C is improved to 300 0 J or more.
  • the area ratio of the steel sheet ferrite was obtained by image analysis of an optical micrograph of the thickness cross section of the steel sheet.
  • the present inventor has 20 The texture of the cross section rotated ⁇ 50 ° was investigated, and the relationship between the maximum value and the pre-crack DWT T energy was investigated. As a result, as shown in Fig. 2, the maximum integration value of ⁇ 1 0 0 ⁇ in the section rotated 20 to 50 ° from the sheet thickness section with the rolling direction as the axis ( ⁇ 1 0 in 45 ° plane) It was found that the precrack DWT T energy decreases significantly when the degree of accumulation of 0 ⁇ is 3 or more.
  • the degree of integration of ⁇ 1 0 0 ⁇ is evaluated by dividing the measured intensity value of the sample by X-ray diffraction by the measured intensity value of X-ray diffraction of a standard sample having a random orientation. That is, the accumulation degree of ⁇ 1 0 0 ⁇ is 3, which means that the measured value of the intensity of X-ray diffraction of ⁇ 1 0 0 ⁇ is three times the measured value of a standard sample having a random orientation. To do. Note that ⁇ 1 0 0 ⁇ collectively represents an equivalent (1 0 0) crystal plane.
  • the reason why the precrack DWT T energy decreases significantly when ⁇ 1 0 0 ⁇ accumulates on the 45 ° plane of the steel sheet is considered as follows.
  • a ductile crack crack is rolled along a plane rotated 45 ° from the plate thickness section about the rolling direction of the steel plate, that is, inclined 45 ° from the plate thickness direction. Progress in the direction. Therefore, if ⁇ 1 0 0 ⁇ corresponding to the cleaved surface of steel is accumulated on the 45 ° surface of the steel sheet, the surface where the crack propagates matches the cleaved surface. When brittle fracture occurs, it is thought that the crack propagates all at once.
  • the degree of ⁇ 1 0 0 ⁇ accumulation is maximized on a plane rotated 45 ° from the plate thickness section with the rolling direction as the axis.
  • the degree of ⁇ 1 0 0 ⁇ accumulation in the vicinity of the rotated surface is often the largest.
  • the present inventor has found that the degree of ⁇ 1 0 0 ⁇ accumulation on the 45 ° plane of the steel sheet is 3 or less, and various steel sheets having X 10 0 class tensile strength are ⁇ 10 in the rolled surface of the steel sheet.
  • the accumulation of ⁇ 0 ⁇ was investigated by X-ray diffraction, and the relationship between the degree of ⁇ 1 0 0 ⁇ accumulation on the 45 ° and rolled surfaces of the steel sheet and the occurrence of separation was shown in Fig. 3.
  • the degree of ⁇ 1 0 0 ⁇ accumulation on the rolled surface of the steel plate was measured by X-ray diffraction using a test piece taken from the center of the plate thickness so that the measurement surface was parallel to the surface of the steel plate.
  • the accumulation degree of (100) on the 45 ° surface is the maximum value obtained by X-ray diffraction using the surface rotated 20 to 50 ° from the plate thickness section with the rolling direction as the axis as the measurement surface. It was adopted. It should be noted that the degree of ⁇ 1 0 0 ⁇ accumulation on the surface rotated by 40 ° from the plate thickness section with the rolling direction as the axis was the maximum. In Fig. 3, ⁇ means that the occurrence of separation is remarkable, and ⁇ means that almost no separation is observed.
  • ⁇ indicates that the accumulation degree of ⁇ 1 0 0 ⁇ on the rolled surface is less than 1.6. Yes, the occurrence of separation is not significant. On the other hand, the mouth
  • the degree of integration of ⁇ 1 0 0 ⁇ is 1.6 or more, and the occurrence of separation is significant. Therefore, it can be seen that when the ⁇ 1 0 0 ⁇ accumulation degree on the rolled surface is 1.6 or more, the occurrence of separation becomes significant.
  • the present inventor further investigated and examined the influence of the microstructure on the correlation between the tensile strength T S and the precrack D W T T energy E at 120 ° C.
  • the results are shown in Fig. 4.
  • the tensile strength is in the width direction of the steel sheet, corresponding to the circumferential direction of the steel pipe.
  • Fig. 4 When the tensile strength is in the range of 7 60 MPa to less than 90 0 MPa, steel with a mixture structure composed of two phases, ferrite and bainitic martensite, has the same tensile strength.
  • the pre-crack DWTT energy is higher than that of steel with a micro-structure that is a single-phase single-phase.
  • the solid line shows a range where E is 3 0 0 0 to 9 0 0 0 J and 2 0 0 0 0 ⁇ 2 0 T S + E ⁇ 2 5 0 0 0.
  • the broken line is the range of 2 1 0 0 0 ⁇ 2 0 T S + E ⁇ 2 3 0 0 0.
  • high-strength steel sheets which are the materials of high-strength welded steel pipes, may have plate-surface parallel cracks parallel to the plate surface near the center of the plate thickness.
  • Parallel cracks in the plate surface are caused by hydrogen, and the precrack DWT T energy is lowered and the ductile fracture characteristics are impaired.
  • the occurrence of parallel cracks in the plate surface correlates with the water cooling stop temperature, and it was found that when the water cooling stop temperature exceeds 350 ° C, the occurrence of parallel plate surface cracks can be substantially prevented.
  • the occurrence of parallel cracks in the plate surface was obtained by taking a 300 mm square test piece from the rolled steel sheet and performing ultrasonic inspection by vertical inspection at a frequency of 5 MPa in accordance with JISZ 2 3 4 4. It can be confirmed by inspection. That is, as a result of ultrasonic flaw detection, if the plate surface parallel crack is less than 1 mm, the size of the defect is less than the detection limit, and the occurrence of the plate surface parallel crack is substantially prevented. It can be confirmed that it has stopped.
  • the present inventor cuts the steel pipe and presses it into a flat plate shape.
  • the inventor investigates the texture and micro structure of the base material of the steel pipe in the same manner as the steel sheet, and determines the tensile strength and The precrack D WT T energy at 20 ° C was measured.
  • Steel pipes are usually manufactured so that the rolling direction of the steel sheet is the longitudinal direction of the steel pipe, so the circumferential direction of the steel pipe corresponds to the width direction of the steel sheet, and the wall thickness section of the steel pipe corresponds to the plate thickness section of the steel sheet. is doing.
  • the characteristics of the base material of the steel pipe pressed into a flat plate shape were almost the same as the steel plate, which is the material, and that the knowledge of the steel plate could be applied to the steel pipe as it was.
  • the area ratio of the ferrite is preferably more than 5% and not more than 20%.
  • the microstructure other than ferrite is a mixed structure of bainite and martensite (referred to as bainite and martensite).
  • Microstructure ferrite and bainitic martensite can be distinguished by microstructure observation using an optical microscope or scanning electron microscope. Further, the area ratio of the ferrite can be measured by image analysis of a tissue photograph taken with an optical microscope or a scanning electron microscope.
  • the accumulation degree of ⁇ 1 0 0 ⁇ is 20 to 5 from the plate thickness section with the rolling direction as the axis.
  • X-ray diffraction is performed with the surface rotated at 0 ° as the measurement surface, and the maximum value is obtained.
  • the range of 20 ° to 50 ° from the plate thickness section is rotated at 5 ° intervals.
  • ⁇ 1 0 0 ⁇ The maximum value may be obtained by measuring the degree of integration.
  • the plate-surface parallel crack measured by the ultrasonic flaw detection method must be less than 1 mm.
  • the inspection by the ultrasonic flaw detection method may be performed in accordance with JISZ 2 3 4 4. Since the detection limit for parallel cracks in the plate surface by the ultrasonic flaw detection method is less than 1 mm, if the measured value is less than 1 mm, there is virtually no plate surface parallel cracks.
  • the average particle size of ferrite is preferably 5 ⁇ m or less because if the particle size is larger than 5 ⁇ m, the fracture surface unit of fracture increases and the propagation energy decreases. If the average particle size of the ferrite is 5 ⁇ m or less, fine ferrite will be dispersed and it will not be layered.
  • the average particle size of the ferrite can be measured by a cutting method using a tissue photograph taken with an optical microscope or a scanning electron microscope. The smaller the average particle size of ferrite, the better. However, the manufacturing cost is increased to make it smaller than 1 ⁇ m. Therefore, at present, the lower limit of the average particle size is 1 ⁇ m.
  • the degree of ⁇ 1 0 0 ⁇ accumulation on the rolled surface of the steel sheet is preferably 1.6 or more so as to suppress a decrease in pre-crack DWT T energy due to the occurrence of separation. Further, in order to suppress a decrease in the pre-crack DW TT energy, the accumulation degree of ⁇ 1 0 0 ⁇ on the rolled surface of the steel sheet is preferably 1.8 or more, and 2 or more is optimal. However, when the degree of ⁇ 1 0 0 ⁇ accumulation on the rolled surface of the steel sheet exceeds 7, the decrease in precrack DWT T energy due to separation becomes significant. In addition, accumulation of ⁇ 1 0 0 ⁇ on the rolled surface of the steel plate The upper limit of the degree is preferably set to 3.5 or less in consideration of a decrease in low temperature toughness due to separation.
  • the high-strength steel sheet of the present invention having the microstructure and texture described above is excellent in tensile strength and ductile fracture properties, has a tensile strength of 760 MPa or more and less than 90 OMPa, and pre-crack DWT T
  • the energy is 3 0 0 0 J or more.
  • the high-strength steel of the present invention has an excellent balance of tensile strength TS and pre-crack DWT T energy E, E is 3 00 0 to 9 0 0 0 J, and 2 0 0 0 0 ⁇ 2 0 TS + E ⁇ 2 5 0 0 0 is satisfied.
  • the relationship between T S and E preferably satisfies 2 1 0 0 0 ⁇ 2 0 T S + E.
  • C is an element that is extremely effective for improving the strength of steel, and needs to be added in an amount of 0.01% or more, and preferably contains 0.02% or more of C.
  • the C content is more than 0.5%, the low temperature toughness of the base metal and the welded heat affected zone (HA Z) deteriorates, and the on-site weldability is impaired. It is necessary to be 5 or less.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.14% or less, and more preferably 0.1% or less.
  • S i is an element effective for deoxidation, and should contain 0.0 1% or more. However, if more than 3% Si is added, the low temperature toughness of HAZ deteriorates and the on-site weldability is impaired.Therefore, the upper limit of the additive amount must be 3%, and the preferable upper limit of the Si content is 0.6% or less.
  • Mn is an effective element for improving the balance between strength and low temperature toughness of steel, and it is necessary to add 0.1% or more, and it is preferable to add 1.5% or more.
  • the upper limit of the Mn addition amount needs to be 5% or less, and the preferable upper limit is 2.5% or less.
  • P and S are impurity elements, and in order to further improve the low temperature toughness of the base metal and HAZ, the upper limits of the P content and the S content are 0.03% or less and 0.03, respectively. % Or less, and more preferably 0.015% or less and 0.03% or less, respectively.
  • the lower limit of the P content and S content is preferably as low as possible, but is not specified, but is usually not less than 0.0 0 1% and 0.0 0 0 1 respectively.
  • Ni, Mo, Nb, and Ti may be contained.
  • Ni is an element that improves the low temperature toughness and strength, and the lower limit of the Ni content is preferably 0.1% or more. On the other hand, if the Ni content exceeds 2%, weldability may be impaired. Therefore, the upper limit of the Ni content is preferably 2%.
  • Mo is an element that improves the hardenability of the steel and forms carbonitride to improve the strength. In order to obtain the effect, 0 content is preferably 0.15% or more. . On the other hand, if the Mo content exceeds 0.6%, the strength becomes too high and the low temperature toughness of HAZ may be impaired, so the upper limit of the Mo content is preferably set to 0.6%.
  • Nb is an element that forms carbides and nitrides and improves the strength of the steel.
  • the Nb content is preferably 0.001% or more.
  • the upper limit of the Nb content is preferably set to 0.1%.
  • T i is an element that is effective for deoxidation and contributes to the refinement of the crystal grain size by forming nitrides. To obtain the effect, it is preferable to add 0.005% or more. .
  • Ti content is more than 0.03% If it is too high, coarse carbides may be formed and the low-temperature toughness may be deteriorated. Therefore, the upper limit of the Ti content is preferably set to 0.03% or less. Further, Al, B, N, V, C u, C r, Z r, T a, C a, RE
  • One or more of M and Mg may be added.
  • a 1 is an effective element as a deoxidizer, but if the A 1 content exceeds 0.06%, A 1 non-metallic inclusions may increase, which may impair the cleanliness of steel.
  • the upper limit of the A 1 content is preferably 0.06% or less.
  • B is an element that enhances hardenability and improves the toughness of the heat affected zone. In order to obtain this effect, it is preferable to add B in an amount of 0.001% or more. On the other hand, if it is added more than 0.005%, the toughness may be lowered. Therefore, the amount of B added is preferably in the range of 0.0 0 0 1 to 0.0 0 5%.
  • N forms nitrides with Ti, A1, etc., and prevents coarsening of austenite grains in the weld heat affected zone.
  • N is preferably added in an amount of 0.001% or more.
  • the addition amount of N is in the range of 0.0 0 0 1 to 0.0 0 6%.
  • V like Nb, forms carbides and nitrides and improves the strength of the steel.
  • V is preferably added in an amount of 0.001% or more.
  • the toughness may be lowered, so the upper limit is preferably made 0.1% or less.
  • Cu is an element that increases the strength, and is preferably added in an amount of 0.01% or more. On the other hand, if over 1% is added, cracking tends to occur during heating of the steel slab or during welding, so the upper limit is preferably made 1% or less.
  • C r is an element that improves the strength of steel by precipitation strengthening. 0 0 It is preferable to add 1% or more. on the other hand, . If 1: is added in excess of 0.8%, the toughness may be lowered, so the upper limit is preferably made 0.8% or less.
  • Zr and Ta are elements that form carbides and nitrides as in Nb and improve the strength of the steel, and are each preferably added in an amount of 0.001% or more. On the other hand, if Zr and Ta are added in excess of 0.05%, respectively, the toughness may be lowered. Therefore, the upper limit of the amount of Zr and Ta is set to 0.005%, respectively. % Or less is preferable.
  • C a and R EM generate sulfides, suppress the formation of Mn S stretched in the rolling direction, and improve the properties of the steel material in the plate thickness direction, especially the lamellar resistance.
  • the oxides of Ca and REM increase, so the upper limit of the addition amount of Ca and REM is set to 0.0% respectively. It is preferable to be 1% or less.
  • Mg is an element that produces ultrafine Mg-containing oxides or sulfides such as MgO and MgS, suppresses coarsening of austenite grains, and improves HA Z toughness. In order to obtain this effect, it is preferable to add Mg in an amount of 0.001% or more. On the other hand, if Mg is added in excess of 0.06%, Mg-containing oxides and sulfides become coarse, so the upper limit is preferably made 0.06% or less.
  • the high-strength welded steel pipe of the present invention is manufactured by forming the above steel sheet into a cylindrical shape, butting a single part together and welding.
  • the steel pipe is usually formed by the UO process so that the rolling direction of the steel sheet is the longitudinal direction of the steel pipe.
  • the texture, microstructure, tensile strength, and pre-crack DWTT energy at 120 ° C of the steel pipe base metal can be measured using a test piece taken by pressing the steel plate into a flat plate shape. Range If it is inside, it can be judged that it is a steel pipe which uses the high-strength steel plate of the present invention as a base material.
  • the components of the weld metal in the high-strength welded steel pipe of the present invention are preferably in the following ranges.
  • the C content is extremely effective for improving the strength of steel.
  • the C content is preferably 0.04% or more.
  • the C content exceeds 0.14%, cold cracking is likely to occur, and the on-site weld and seam welds will cross, leading to an increase in the HAZ maximum hardness of the so-called T-cross.
  • the upper limit of the content is preferably set to 0.14% or less. A more preferable upper limit of the C content is 0.1% or less.
  • S i is preferably contained in an amount of 0.05% or more in order to prevent generation of pro-holes.
  • the Si content is more than 0.4%, the low temperature toughness may be deteriorated.
  • the upper limit is preferably 0.4% or less.
  • Mn is an element that improves the balance of strength and low-temperature toughness, and forms inclusions that form the nuclei of intragranular bindery.
  • the Mn content is preferably set to 1.2% or more.
  • the Mn content is more than 2.2%, partial prayer will be promoted and the low temperature toughness may deteriorate, making it difficult to manufacture welding materials. It is preferable to be 2% or less.
  • the P and S contents are each preferably set to not more than 0.01%.
  • Ni is an element that improves hardenability and improves strength, and improves low-temperature toughness. To obtain this effect, Ni of not less than 1.3% is required. It is preferable to contain. On the other hand, if the Ni content is more than 3.2%, hot cracking may occur. Therefore, the upper limit of the Ni content is preferably 3.2% or less.
  • Cr, Mo, and V are all elements that increase the hardenability and improve the strength. In order to obtain the effect, it is preferable to set Cr + Mo + V to 1% or more. On the other hand, if Cr + Mo + V is added in a larger amount than 2.5%, cold cracking may occur, so the upper limit of the Cr + Mo + V content should be 2.5% or less. Is preferred.
  • O is an element that lowers the hardenability and degrades the low temperature toughness of the weld metal, and it is preferable to limit the amount of O to 0.06%. On the other hand, if the amount of O is low, cold cracking is likely to occur, and at the same time, the hardness of the on-site welded portion may be increased.
  • T i, A l and B may be contained.
  • T i is an element that forms nitrides, oxides, and the like of T i that are the nuclei of intragranular bindery, and is preferably contained at 0.03% or more.
  • the Ti content is more than 0.05%, a large amount of carbides of Ti may be generated and the low-temperature toughness may be deteriorated, so the upper limit of the Ti content is limited to 0.05%. It is preferable that
  • a 1 may hinder the formation of oxides of Ti, which are the nuclei of intragranular vanite, it is preferable that the content of A 1 is small.
  • the upper limit of the A 1 content is preferably 0.02% or less, and a more preferable upper limit is 0.015% or less.
  • B is an element that improves hardenability and improves the low temperature toughness of the weld metal.
  • the B content is more than 0.005%, the low temperature toughness may be deteriorated. It is preferable that the upper limit of the content be 0.05% or less.
  • the weld metal may contain elements such as Zr, Nb, and Mg that are added in order to improve the precision and solidification during welding.
  • the weld metal structure is mainly composed of e martensite and intragranular e, with the balance being ferrite and Z or residual austenite.
  • the tensile strength of the weld metal is preferably higher than that of the base metal.
  • the area ratio of the bainite martensite should be 50% or more. Is preferred.
  • Venite martensite and intragranular bainite can be distinguished by microstructure observation with an optical microscope or a scanning electron microscope. The measurement of the area ratio of bainitic martensite and intragranular bainite It can be performed by image analysis of tissue photographs taken with an optical microscope or a scanning electron microscope.
  • the steel comprising the components within the scope of the present invention is melted in the steel making process and continuously forged.
  • the resulting steel slab is reheated, hot-rolled and cooled to produce a steel plate.
  • Hot rolling consists of recrystallization rolling performed in the recrystallization temperature range and further non-recrystallization rolling performed in the non-recrystallization temperature range.
  • ⁇ Must be controlled, and the structure and reduction ratio during hot rolling, particularly the temperature and reduction ratio of non-recrystallization rolling, must be within an appropriate range.
  • austenite when austenite is not recrystallized and rolled, it transforms by cooling, and bainite and martensite in which ⁇ 1 0 0 ⁇ is accumulated on the 45 ° surface of the steel sheet. It is easier to obtain Therefore, when the cumulative rolling reduction is high in the temperature range where there are many austenite phases, the degree of ⁇ 1 0 0 ⁇ accumulation on the 45 ° plane of the steel sheet increases.
  • ferrite is generated by non-recrystallization rolling and cooling.
  • processed ferrite since the ferrite that has been processed by non-recrystallization rolling (called processed ferrite) accumulates ⁇ 1 0 0 ⁇ on the rolled surface, the accumulation of ⁇ 1 0 0 ⁇ on the rolled surface generates the processed ferrite. It depends greatly on the amount.
  • the amount of reduction in the high temperature region where no ferrite is generated is reduced, and further, ⁇ 1
  • the reduction ratio should be increased after the temperature decreases and the ferrite is generated.
  • the microstructure and texture of the steel sheet include the components of the steel, recrystallization rolling, etc. It is also affected by conditions.
  • the end temperature of non-recrystallization rolling should be 80 ° C or less in order to generate ferrite that is effective in improving ductile fracture characteristics and to make the area ratio of ferri iron 1 to 60%. is required.
  • the non-recrystallization rolling is performed at less than 600 ° C., the shape of the steel sheet deteriorates. Therefore, it is necessary to finish the non-recrystallization rolling at 600 ° C. or more.
  • a preferable upper limit of the end temperature of non-recrystallization rolling is 780 ° C. or less.
  • non-recrystallized rolling if the cumulative rolling reduction below 800 ° C is less than 10%, it is difficult to generate ferrite, so the lower limit must be 10% or more.
  • the cumulative reduction ratio of non-recrystallization rolling is the percentage obtained by dividing the difference between the thickness at 800 ° C and the thickness at the end of non-recrystallization rolling by the thickness at 800 ° C.
  • the upper limit is 90% or less.
  • Ferrite produced by non-recrystallization rolling is a grain boundary ferrite that transforms above 65 ° C. That is, it is a polygonal ferrite.
  • cooling is performed by water cooling to over 3500 ° C.
  • a cooling rate in the range from 600 ° C to 45 ° C is set to 0.5 ° C. It is necessary to make it more than s. This is because when the cooling rate is less than 0.5 ° CZ s, fine austenite grains grow at the end of the non-recrystallization zone rolling, the average prior austenite grain size exceeds 5 ⁇ m, and low temperature toughness This is because the property decreases.
  • the cooling rate is preferably set to 1 ° C / s or more.
  • the upper limit of the cooling rate is set to 10 ° C / s or less so that the area ratio of ferrite near the steel sheet surface is 1% or more. Cooling is performed by water cooling because the cooling rate is easy to control. The reason for setting the water cooling stop temperature to more than 3500 ° C is to prevent the occurrence of parallel cracks on the plate surface.
  • the upper limit of the water cooling stop temperature is preferably set to 4500 ° C or lower.
  • the reheating temperature of the slab is less than 110 ° C, the same coarse grains will exist after heating due to the presence of coarse austenite grains present in the solidified structure. Refinement becomes insufficient, and coarse bainitic martensite crystal grains may be formed in a part of the steel sheet.
  • the reheating temperature exceeds 1250 ° C, the crystal grains of the austenite are likely to become coarse due to grain growth, so that the crystal grain size of the entire steel sheet becomes insufficient and the temperature becomes low. May deteriorate toughness. Therefore, it is preferable that the reheating temperature of the slab is 1100 to 1250 ° C.
  • the average reduction ratio of each pass of recrystallization rolling is less than 5%, recrystallization may not be sufficient. Therefore, the average value of rolling reduction in each pass of recrystallization rolling should be 5% or more.
  • the upper limit is usually about 20%.
  • the rolling reduction in the final pass of recrystallization rolling is preferably 10% or more. This is because recrystallization is less likely to occur as the rolling temperature is lowered, so that the reduction rate per pass is increased to promote recrystallization.
  • the upper limit of the rolling reduction in the final pass of recrystallization rolling is preferably as high as possible, but it is difficult to exceed 40%.
  • the rolling reduction for each pass is a percentage value obtained by dividing the difference in plate thickness before and after rolling for one pass by the plate thickness before rolling, and the rolling reduction for the final pass is also the same.
  • the average value of the rolling reduction of each pass is a value obtained by simply adding up the rolling reduction of each pass and dividing by the number of passes.
  • non-recrystallization rolling is performed to further flatten and refine the crystal grains.
  • the temperature of non-recrystallization rolling exceeds 8880 ° C, the temperature in the vicinity of the center of the plate thickness rises due to rolling, and if it exceeds the recrystallization temperature, grain growth occurs and grain refinement is not achieved. May be enough.
  • the cumulative reduction of non-recrystallization rolling is less than 60%, the crystal grain size is difficult to refine.
  • the temperature range of non-recrystallization rolling is preferably 880 ° C. or less, and the cumulative rolling reduction is preferably 60% or more.
  • the cumulative reduction ratio of non-recrystallization rolling is obtained by dividing the difference between the plate thickness before non-recrystallization rolling, that is, after completion of recrystallization rolling and the plate thickness after completion of non-recrystallization rolling, by the plate thickness before non-recrystallization rolling. The value is expressed as a percentage.
  • the cumulative reduction ratio below 800 ° C of the cumulative reduction ratio of non-recrystallization rolling should be increased. Is preferred.
  • the high-strength steel plate obtained according to the above manufacturing conditions is press-formed into a cylindrical shape, the ends are butted together and submerged arc welding is performed to obtain a high-strength welded steel pipe.
  • Submerged arc welding is a weld with a large dilution of the base metal. It is necessary to select a welding material in consideration of the above. The reasons for limiting the chemical composition of the welding wire will be described below, but basically this is a manufacturing method that can realize a high-strength line pipe.
  • C was set to 0.001 to 0.12% in consideration of dilution with the base metal components and mixing of C from the atmosphere.
  • S i, Mn, N i, C r + M o + V is used to obtain the contents of S i, Mn, N i, C r + M o + V in the range required for the weld metal.
  • they were set to 0.3% or less, 1.2 to 2.4%, 4 to 8.5%, and 3 to 5%, respectively.
  • T i is an element that forms a nitride, oxide, or the like of T i serving as a nucleus for the formation of intragranular bindery, and it is preferable to contain 0.05% or more.
  • the Ti content is more than 0.15%, a large amount of carbides of Ti may be generated and the low-temperature toughness may deteriorate, so the upper limit of the Ti content is 0.15%. It is preferable that
  • a 1 may hinder the formation of oxides of Ti, which are the nuclei of intragranular residues, it is preferable that the content of A 1 is small.
  • a preferred upper limit for the A 1 content is 0.0 2% or less.
  • B may be added in an amount of about 0.0 0 3 to 0.005% in order to ensure strength.
  • impurities of P and S are as small as possible, and Zr, Nb, Mg, etc. are used for the purpose of deoxidation.
  • Flux used for submerged arc welding can be broadly divided into calcined flux and molten flux.
  • Firing type flux Although it has the advantage of being able to add a gold material and having a low amount of diffusible hydrogen, it has the disadvantage of being easily powdered and difficult to use repeatedly.
  • the melt-type flux is in the form of glass powder, has the advantages of high grain strength and is difficult to absorb moisture, but has the disadvantage of slightly higher diffusible hydrogen.
  • the high-strength steel pipe of the present invention When manufacturing the high-strength steel pipe of the present invention, it is easy for cold cracking to occur. From this point, a fired mold is desirable. On the other hand, a molten mold that can be recovered and used repeatedly is suitable for mass production. There is an advantage of low cost. The cost is high in the firing type, and the necessity of strict quality control is a problem in the melting type, but it is within the range that can be handled industrially, and both can be used essentially.
  • the initial tack welding may be any of MAG arc welding, MIG arc welding, and TIG arc welding.
  • MAG arc welding usually MAG arc welding.
  • the inner and outer surface welding is preferably submerged arc welding, but TIG arc welding, MIG arc welding, or MAG arc welding may be used.
  • the inner and outer surfaces can be welded one pass at a time, but multiple passes can be used.
  • the specific heat of the inner and outer surfaces per 1 mm thickness of submerged arc welding is preferably 0.13 to 0. ZS k J Zmm 2 and this range is the thickness of the inner and outer surfaces of 15 mm thickness This corresponds to a welding heat input of 2 to 3.8 kJ / mm.
  • the ratio heat input of the inner and outer surfaces of the plate thickness per 1 mm of the submerged arc welding is less than 0. 1 3 k J / mm 2 , the heat input becomes insufficient penetration too small, the number of welding times, working efficiency May get worse. On the other hand, if the ratio heat input of the inner and outer surfaces of the plate thickness per 1 mm of the submerged arc welding 0.
  • the welding speed of submerged arc welding is preferably in the range of 1 to 3 m / min.
  • the roundness is preferably improved by pipe expansion.
  • the value obtained by dividing the difference between the circumference after pipe expansion and the circumference before pipe expansion by the circumference before pipe expansion is expressed as a percentage.
  • the tube expansion ratio is 0.5% or more.
  • the toughness may deteriorate due to plastic deformation in both the base metal and the weld. Therefore, it is preferable that the tube expansion rate is in the range of 0.5 to 2%.
  • Non-recrystallization rolling is performed at an end temperature in the range of 600 to 80 ° C, a cumulative reduction rate of 80 ° C or less at 10% or more, and water cooling at 60
  • the average cooling rate from ° C to 45 ° C is 0.5 to 10 ° C / s, and it is within the temperature range from more than 35 ° C to less than 45 ° C Stopped at.
  • the end temperature of non-recrystallization rolling was over 80 ° C.
  • X-ray diffraction was performed by collecting test pieces each having a cross section rotated at 5 ° intervals within a range of 20 ° to 50 ° from the plate thickness cross section with the rolling direction as the axis from the steel plate. The maximum value was the accumulation degree of ⁇ 1 0 0 ⁇ on the 45 ° plane. Samples for X-ray diffraction were collected with a thickness of 2 mm and a maximum diameter of 30 mm so that the measurement point was near the center of the plate thickness. Further, specimens were collected with the width direction of the steel sheet as the longitudinal direction, and a precrack DWTT test was conducted at 120 ° C. to determine the precrack DWTT energy.
  • the ferritic fraction is the ferrite area ratio
  • E is the pre-crack DWTT energy at 120 ° C
  • the 45 ° face ⁇ 1 0 0 ⁇ is the ⁇ 1 0 0 ⁇ of the 45 ° face of the steel sheet.
  • This is the degree of integration.
  • the area ratio of ferrite is in the range of 1 to 60%, and in all cases, the integration degree of ⁇ 1 0 0 ⁇ on the 45 ° plane is less than 3, and at ⁇ 20 ° C.
  • the pre-cracked DWT T energy was 300,000 J or higher, and the ductile fracture characteristics were excellent.
  • Steel containing the components shown in Table 2 was melted and forged into steel pieces having a thickness of 2400 mm. These steel slabs were steel sheets having a thickness of 14 to 25 mm under the conditions shown in Table 3. The obtained steel sheet is press-formed into a cylindrical shape, tack welded, and then welded with steel containing the components shown in Table 4 and the inner and outer surfaces are submerged arc welded under the conditions shown in Table 4. Then, the pipe was expanded with a pipe expansion ratio of 2% or less, and a 36-inch steel pipe (91.13 mm diameter) was manufactured. Samples were taken from the seam weld and analyzed for the components of the weld metal. Table 5 shows the components contained in the weld metal.
  • the obtained steel pipe was cut and pressed to form a flat plate, and samples were taken to investigate the microstructure and texture. Polishing and etching were performed, and the structure was observed with an optical microscope. The micro structure was observed with an optical microscope. The sample was taken so that the longitudinal cross section of the steel pipe was the observation surface, and the observation surface was polished and etched. The area ratio and particle size of the ferri cocoons were measured by image analysis of the photomicrograph of the optical microscope. The texture was investigated by X-ray diffraction. 4 Samples for measuring the degree of ⁇ 1 0 0 ⁇ accumulation on the 5 ° surface are in the range of 20 to 50 ° from the wall thickness section of the base metal at the 5 ° intervals with the longitudinal direction of the steel pipe as the axis.
  • the samples were taken so that the rotated surfaces were the measurement surfaces.
  • the sample for measuring the ⁇ 1 100 ⁇ accumulation degree of the rolled surface is a surface near the thickness center parallel to the surface of the base material of the steel pipe pressed into a flat plate shape.
  • the X-ray patrol sample was collected with a thickness of 2 mm and a maximum diameter of 30 mm so that the measurement point was near the center of the plate thickness.
  • a 300 mm square test piece is taken from the base material of a steel tube pressed into a flat plate shape, and ultrasonic flaw detection is performed by vertical flaw detection at a frequency of 5 MPa in accordance with JISZ 2 2 3 4. went.
  • the steel pipe is pressed into a flat plate shape, a DWT T specimen is taken so that the circumferential direction is the longitudinal direction, a press notch is introduced in the thickness direction, and a ductile crack is further introduced by three-point bending.
  • the pre-crack DWT T test was conducted at 120 ° C.
  • the steel pipe is pressed into a flat plate shape, and a test piece is taken so that the circumferential direction becomes the long direction, and a sharp impact test is performed in accordance with JISZ 2 2 4 2.
  • the Charbi absorbed energy in C was measured.
  • the impact test of the weld metal was performed at 30 ° C in accordance with JISZ 3 1 1 1.
  • the Charpy impact test piece of the weld heat affected zone was collected so that the circumferential direction of the steel pipe was the longitudinal direction of the Charpy impact test piece.
  • the cross section of the specimen was ground to check the intersection of the outer weld metal and the inner weld metal, and a V-notch was machined 2 mm away from the intersection toward the weld heat affected zone.
  • the Charpy impact test of the heat affected zone was performed at 30 ° C in accordance with JISZ 2 2 4 2.
  • a partial perspective test was conducted to determine whether the cracks generated by filling the steel pipe with water and gas were stopped or propagated in the longitudinal direction of the steel pipe.
  • Table 6 shows the test results.
  • the fly fraction in Table 6 is the ferrite area ratio
  • TS is the tensile strength
  • E is the precrack DW TT energy at 120 ° C
  • YS is the yield strength
  • YR is the yield ratio
  • v E Is the Charbi absorbed energy
  • the subscript indicates the measured temperature
  • HA Z means the heat affected zone.
  • Nos. 1 to 11 are examples of the present invention, and all of these steel pipes have a pre-crack D W TT energy of 300,000 J or more at 120 ° C. of the base material.
  • the partial gas paste test has stopped the crack, and the ductile smashing properties are excellent.
  • Implementation Nos. 12 to 20 are comparative examples, and no ferrite is generated.
  • the degree of integration of ⁇ 1 0 0 ⁇ on the 45 ° plane exceeds 3 and the pre-crack DWT T energy of the base material is less than 300 0 J.
  • the partial gas burst test is also penetrated and the ductile fracture property is also inferior.
  • No. 19 and 20 conducted had a water cooling stop temperature of 3500 ° C. or less, parallel cracks in the plate surface occurred and the pre-crack DWTT energy was reduced.

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Abstract

本発明は、引張強度がＡＰＩ規格のＸ１００級に相当する、延性破壊特性に優れた高強度鋼板及び高強度溶接鋼管並びにそれらの製造方法を提供するもので、質量％で、Ｃ：０．０１～０．５％、Ｓｉ：０．０１～３％、Ｍｎ：０．１～５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、面積率で１～６０％のフェライトを含み残部がベイナイト及びマルテンサイトからなるミクロ組織を有し、圧延方向を軸として板厚断面から２０～５０°回転させた断面の｛１００｝の集積度の最大値が３以下であり、超音波探傷法で測定された板厚平行割れが１ｍｍ未満であることを特徴とする延性破壊特性に優れた高強度鋼板及び該鋼板を母材とする高強度溶接鋼管。

Description

延性破壌特性に優れた高強度鋼板及び高強度溶接鋼管並びにそれら の製造方法
技術分野
本発明は、 天然ガス、 原油を輸送するライ ンパイプ等に好適な、 明
7 6 0 MP a以上 9 0 0 MP a未満の引張強度 （T S) を有する延 性破壌特性に優れた高強度鋼板及び高強度溶接鋼管に関する。
書 背景技術
近年、 原油及び天然ガスのパイプラインにおいて、 輸送効率の向 上を目的とした高内圧化や現地施工能率の向上を目的としたライン パイプの外径、 重量の低減が要求され、 円周方向の引張強度が A P
I規格の X I 0 0級に相当する、 7 6 0 MP a以上 9 0 O MP a未 満である高強度鋼管の開発が進められている （例えば、 特開平 1 1 - 1 4 0 5 8 0号公報、 特開 2 0 0 3— 2 9 3 0 7 8号公報） 。 また、 パイプラインでは、 鋼管の母材に発生した延性き裂が管軸 方向に 1 0 O mZ s以上の高速で 1 0 O mから数 k mにも及ぶ長距 離を伝播する可能性があり、 耐ァレス ト性が要求される。 耐アレス ト性は、 き裂の伝播を停止させる特性であり、 脆性き裂が母材を伝 播して停止する特性、 即ち耐脆性破壊特性と、 延性き裂が母材を伝 播して停止する特性、 即ち延性破壌特性に分類される。 このう ち、 脆性破壊特性については、 圧延面に（ 2 1 1 )面を集積させて脆性き 裂伝播停止特性を向上させた構造用鋼材が提案示されている （例え ば、 特開 2 0 0 2— 2 4 8 9 1号公報） 。
耐脆性破壊特性は、 落重破壊試験 （D_r o p W e i g h t T e a r e s t、 DWT T試験という） を行い、 延性破面率が 8 5 %以上になる温度' （DWT T遷移温度という） で評価される。 特 に、 脆性き裂は溶接部から発生することが多いため、 試験片の中央 部に溶接ビー ドを形成して脆性き裂を導入し、 DWT T試験を行つ て評価するこ とができ、 このよ うな耐脆性破壌特性に優れた鋼管が 提案されている （例えば、 特開平 1 1 一 3 6 0 4 2号公報） 。
一方、 延性破壊特性の評価には、 鋼管の表面に爆薬を装着して爆 発させ、 発生した延性き裂が停止するか否かを判定するフルクラッ クパース トテス トが最適である。 しかし、 フルクラ ックパース トテ ス トは試験に要するコス トが非常に高いため、 シャルピー衝撃試験 又は DWT T試験によって代用されていた。 これは、 フルクラ ック パース トテス 卜の結果とシャルピー吸収エネルギー又は DWT T試 験によって求められる吸収エネルギー （DWT T吸収エネルギーと いう） が、 引張強度が X 7 0級程度までの鋼については、 比較的良 く一致するためである。
しかし、 引張強度が X 1 0 0級以上の高強度鋼板と高強度溶接鋼 管では、 鋼管のフルクラックパース トテス ト と素材である鋼板のシ ャルピー吸収エネルギー及び D W T T吸収エネルギーとの間には相 関が認められないこ とが判明し、 シャルピー衝撃試験及び DWT T 試験が高強度鋼板の延性破壊特性の評価に適していないことがわか つた。 そのため、 試験コス トが高い鋼管のフルクラックパース トテ ス トの代替と して、 延性破壊特性を簡便に評価し得る試験方法が必 要とされ、 更にはその試験によって得られた知見を活用し、 延性破 壌特性に優れた高強度鋼板及び高強度溶接鋼管の開発が要望されて レ、た。
また、 X 1 0 0級に相当する高強度鋼板及び高強度溶接鋼管では
、 板面平行割れと呼ばれる欠陥が発生すること合がある。 本発明に おいて、 板面平行割れとは、 特に鋼板の板厚中心部の近傍に発生し 易い、 板面に平行な割れであり、 水素に起因した欠陥である。 この 板面平行割れは超音波探傷法によって検出することができる。 高強 度鋼板及び高強度溶接鋼管は水素による割れ感受性が高いため、 板 面平行割れが存在し、 延性破壌特性が劣化することがあった。 発明の開示
本発明は、 引張強度が A P I規格の X 1 0 0級に相当する、 延性 破壊特性に優れた高強度鋼板及び高強度溶接鋼管並びにそれらの製 造方法を提供するものである。 なお、 引張強度が A P I規格の X 1 0 0級に相当する鋼板又は鋼管とは、 鋼板の幅方向又は鋼管の円周 方向の引張強度が 7 6 0 MP a以上 9 0 O MP a未満の範囲のもの である。
本発明者は、 円周方向の引張強度が 7 6 0 MP a以上 9 0 OMP a未満の高強度溶接鋼管の延性破壊特性を適正に評価し得る簡便な 試験方法について検討を行い、 得られた知見に基づいて更に延性破 壊特性に優れた高強度溶接鋼管を得るための母材の成分、 ミクロ組 織及び集合組織について検討を行った。 その結果、 母材、 即ち鋼板 のミ ク口組織、 集合組織を最適化することが有効であるという知見 を得、 更に製造条件について検討を行い、 延性破壊特性に優れた高 強度鋼板及び高強度溶接鋼管並びにそれらの製造方法を発明するに 至った。 本発明の要旨は以下のとおりである。
( 1 ) 質量％で、 C : 0. 0 1〜 0. 5 %、 S i : 0. 0 1〜 3 %、 M n ： 0. 1〜 5 %、 P ： 0. 0 3 %以下、 S ： 0. 0 3 % 以下を含有し、 残部が F e及び不可避的不純物からなり、 面積率で 1〜 6 0 %のフェライ トを含み残部がべィナイ ト及びマルテンサイ トからなるミク口組織を有し、 圧延方向を軸と して板厚断面から 2 0〜 5 0° 回転させた断面の { 1 0 0 } の集積度の最大値が 3以下 であり、 超音波探傷法で測定された板厚平行割れが 1 mm未満であ ることを特徴とする延性破壊特性に優れた高強度鋼板。
( 2 ) 質量0 /。で、 更に、 N i ： 0. 1.〜 2 %、 M o ： 0. 1 5 〜 0. 6 %、 N b : 0. 0 0 1〜 0. l %、 T i : 0. 0 0 5〜 0 . 0 3 %を含有することを特徴とする上記 （ 1 ) 記載の延性破壊特 性に優れた高強度鋼板。
( 3 ) 質量0 /。で、 更に、 A 1 ： 0. 0 6 %以下、 B ： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 5 %、 N : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 6 %、 V : 0. 0 0 1〜 0. 1 %、 C u ： 0. 0 1〜 1 %、 C r ： 0. 0 1〜 0. 8 %、 Z r ： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 5 %、 T a ： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 5 %、 C a ： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 1 %、 R EM : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 1 %、 M g : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 6 %の 1種又 は 2種以上を含有することを特徴とする上記 （ 1 ) 又は （ 2 ) に記 載の延性破壌特性に優れた高強度鋼板。
( 4 ) フェライ トの平均粒径が 5 μ πι以下であることを特徴と する上記 （ 1 ) 〜 （ 3 ) の何れか 1項に記載の延性破壌特性に優れ た高強度鋼板。
( 5 ) 圧延面の { 1 0 0 } の集積度が 1. 6〜 7であることを 特徴とする上記 （ 1 ) 〜 （ 4 ) の何れか 1項に記載の延性破壊特性 に優れた高強度鋼板。
( 6 ) 引張強度 T S力 S 7 6 0〜 9 0 0 MP a未満であり、 一 2 0 °Cにおけるプリ クラック DWT Tエネルギー Eが 3 0 0 0〜 9 0 0 0 J であり、 T S と Eが下記 （ 1 ) 式を満足することを特徴とす る上記 （ 1 ) 〜 （ 5 ) の何れか 1項に記載の延性破壊特性に優れた 高強度鋼板。
2 0 0 0 0≤ 2 0 T S + E≤ 2 5 0 0 0 · · · ( 1 ) ( 7 ) 母材が上記 （ 1 ) 〜 （ 6 ) の何れか 1項に記載の延性破 壊特性に優れた高強度鋼板からなることを特徴とする延性破壌特性 に優れた高強度溶接鋼管。
( 8 ) シーム溶接金属の成分が、 質量％で、 C ： 0. 0 4〜 0. 1 4 %、 S i ： 0. 0 5〜 0. 4 %、 M n ： 1 . 2〜 2. 2 %、 P ： 0. 0 1 %以下、 S ： 0. 0 1 %以下、 N i ： 1 . 3〜 3. 2 % 、 C r +M o + V : l〜 2. 5 %、 0 : 0. 0 1〜 0. 0 6 %を含 有し、 更に、 T i : 0. 0 0 3〜 0. 0 5 %、 A 1 : 0. 0 2 %以 下、 B ： 0. 0 0 5 %以下の 1種又は 2種以上を含有し、 残部が F e及び不可避的不純物からなることを特徴とする上記 （ 7 ) に記載 の延性破壊特性に優れた高強度溶接鋼管。
( 9 ) 上記 （ 1 ) 〜 （ 3 ) の何れか 1項に記載の成分からなる 銅を溶製、 連続铸造して鋼片とし、. 該鋼片を再加熱し、 再結晶圧延 及び未再結晶圧延後、 水冷する工程からなる上記 （ 1 ) 〜 （ 6 ) の 何れか 1項に記載の鋼板の製造方法であって、 未再結晶圧延の終了 温度が 6 0 0〜 8 0 0 °Cであり、 8 0 0 °C以下での累積圧下率が 1 0 %以上であり、 水冷時の鋼板中心部の 6 0 0でから 4 5 0でまで の平均冷速が 0. 5〜 1 0。じ/ sであり、 水冷停止温度が 3 5 0 °C 超であることを特徴とする延性破壌特性に優れた高強度鋼板の製造 方法。
( 1 0 ) 鋼片の再加熱温度が 1 1 0 0〜； 1 2 5 0 °Cであること を特徴とする上記 （ 9 ) 記載の延性破壌特性に優れた高強度鋼板の 製造方法。
( 1 1 ) 再結晶圧延における 9 0 0 °C以上での各圧延パスの圧 下率の平均値が 5 %以上であり、 最終パスの圧下率が 1 0 %以上で あることを特徴とする上記 （ 9 ) 又は （ 1 0 ) に記載の延性破壊特 性に優れた高強度鋼板の製造方法。 ( 1 2 ) 未再結晶圧延における 8 8 0 °C以下での累積圧下率が 6 0 %以上であることを特徴とする上記 （ 9 ) 〜 （ 1 2 ) の何れか 1項に記載の延性破壊特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
( 1 3 ) 上記 （ 7 ) に記載の延性破壊特性に優れた高強度溶接 鋼管を製造する方法であって、 上記 （ 1 ) 〜 （ 6 ) の何れか 1項に 記載の延性破壌特性に優れた高強度鋼板を UO工程で管状に成形し 、 端部同士を溶接ワイヤー及び焼成型フラックス又は溶融型フラッ タスを使用してサブマージ ドアーク溶接し、 その後、 拡管を行う こ とを特徴とする延性破壊特性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。
( 1 4 ) 上記 （ 8 ) に記載の延性破壌特性に優れた高強度溶接 鋼管を製造する方法であって、 溶接ワイヤーの成分が、 質量％で、 C ： 0. 0 1 - 0. 1 2 %、 S i ： 0. 3 %以下、 Mn : l . 2〜 2. 4 %、 N i : 4〜 8. 5 %、 C r +M o +V : 3〜 5 %を含有 し、 更に、 T i : 0. 0 0 5〜 0. 1 5 %、 A 1 : 0. 0 2 %以下 の 1種又は 2種を含有し、 残部が F e及び不可避的不純物からなる ことを特徴とする上記 （ 1 3 ) に記載の延性破壌特性に優れた高強 度溶接鋼管の製造方法。
( 1 5 ) サブマージドアーク溶接の板厚 1 mm当たりの比入熱 が 0. 1 3〜 0. 2 5 k J /mm2 であることを特徴とする上記 （ 1 3 ) 又は （ 1 4 ) に記載の延性破壌特性に優れた高強度溶接鋼管 の製造方法。 図面の簡単な説明
図 1 は、 鋼板のフエライ トの面積率とプリ クラック DWT Tエネ ルギ一との関係を示す図である。
図 2は、 鋼板の 4 5 ° 面の { 1 0 0 } の集積度とプリ クラック D WT Tエネルギーとの関係を示す図である。 図 3は、 鋼板の 4 5 ° 面及び圧延面の { 1 0 0 } の集積度と破断 形態との関係を示す図である。
図 4は、 鋼板のミク ロ組織と引張強度及びプリ クラック D W T T エネルギーとの関係を示す図である。 発明を実施するための最良の形態
まず、 本発明者は、 高強度溶接鋼管のフルクラックパース トの代 替となり得る、 高強度鋼板の延性破壌特性の評価方法について検討 を行った。 延性破壊特性は、 伝播するき裂が停止する特性であるか ら、 き裂の伝播のエネルギーと相関があると考えられる。 そこで、 種々の鋼材を用いて、 シャルピー衝撃試験における荷重一変位曲線 を求め、 き裂の発生のエネルギーと伝播のエネルギーを分離して評 価した。 その結果、 引張強度が 7 6 0 M P a以上である高強度鋼で はき裂の発生のエネルギーが伝播のエネルギーより も非常に大きい ことがわかった。 即ち、 シャルピー衝撃試験で測定した吸収エネル ギ一は、 き裂の発生と伝播のエネルギーを同時に評価する試験であ り、 き裂の伝播のエネルギーとの相関が大きい延性破壊特性の評価 には適さないことがわかった。 なお、 本発明者は D W T T試験でも シャルピー衝撃試験と同様の知見を得た。
次に、 本発明者は、 き裂の伝播のエネルギーを適正に評価するた めの試験方法について検討を行った。 本発明者は、 フルクラックパ ース トテス トで発生したき裂が、 鋼管の長手方向を軸として肉厚断 面から 2 0〜 5 0 ° 回転した断面に沿って、 鋼管の長手方向に進展 していることに注目 した。 即ち、 鋼板では、 き裂が鋼板の圧延方向 を軸と して板厚断面から 2 0〜 5 .0 ° 回転した断面に沿って進展す ることになる。 なお、 鋼管の長手方向を軸と して肉厚断面から 2 0 〜 5 0 ° 回転した断面及び鋼板の圧延方向を軸と して板厚断面から 2 0〜 5 0 ° 回転した断面を総称して 4 5 ° 面という。 上記の知見 から、 本発明者は、 鋼板のき裂の伝播のエネルギーの評価には、 4 5 ° 面に沿って進展し易い試験片、 即ち、 板厚方向に対する板幅方 向の比が大きい DWT T試験片を用いることが最適であると考えた 。 更に、 ノ ッチの先端を鋭く して、 き裂の発生のエネルギーを低下 させるために、 楔状の治具に圧力を加えるプレスノ ツチを導入し、 更に 3点曲げによって延性き裂を導入する方法を検討した。
その結果、 プレスノ ッチを試験片の中央に導入し、 プレスノ ッチ の反対側の中央部とプレスノ ッチ側の両端と荷重を加える 3点曲げ を行う際に、 最大荷重に達した後、 最大荷重の 5 %までの範囲で荷 重が低下した時点で停止し、 延性き裂を導入した試験片を用いて、 DWT T試験 （以下、 プリ クラック D WT T試験という） を行えば 、 得られた吸収エネルギー （プリ クラック D W T Tエネルギーとい う） によって、 き裂の伝播のエネルギーを適正に評価できることが わかった。
この知見に基づき、 本発明者は種々の鋼板についてプリ クラック DWT T試験を行い、 鋼板の延性破壊特性が向上する要因について 検討を行った。 まず、 0. 0 6 C— 2 Mn— N i — C u— C r _M o一 T i 系の鋼板のプリ クラック D W T Tエネルギーと ミク口組織 との関係を明確にするために、 鋼板のフェライ トの面積率と、 一 2 0 °Cでのプリ クラック D W T Tエネルギーとの関係を調査した。 そ の結果、 図 1 に示すように、 ミク ロ組織のフェライ トの面積率が 1 〜 6 0 %であると、 一 2 0 °Cでのプリ クラック D W T Tエネルギー が 3 0 0 0 J以上に向上することがわかった。 なお、 鋼板のフェラ ィ トの面積率は、 鋼板の板厚断面の光学顕微鏡組織写真を画像解析 して求めた。
更に、 本発明者は、 鋼板の圧延方向を軸と して板厚断面から 2 0 〜 5 0 ° 回転した断面の集合組織を調査し、 その最大値とプリ クラ ック DWT Tエネルギーとの関係を検討した。 その結果、 図 2に示 すように、 圧延方向を軸として板厚断面から 2 0〜 5 0 ° 回転した 断面の { 1 0 0 } の集積度の最大値 （ 4 5 ° 面の { 1 0 0 } の集積 度という） が 3以上になるとプリ クラック DWT Tエネルギーが著 しく低下することがわかった。 なお、 { 1 0 0 } の集積度は、 試料 の X線回折による強度の測定値を、 ランダムな方位を有する標準試 料の X線回折による強度の測定値で除して評価する。 即ち、 { 1 0 0 } の集積度が 3であることは、 { 1 0 0 } の X線回折の強度の測 定値がランダムな方位を有する標準試料の測定値の 3倍であること を意味する。 なお、 { 1 0 0 }は、 等価な （ 1 0 0 ) の結晶面をまと めて示すものである。
鋼板の 4 5 ° 面に { 1 0 0 } が集積するとプリ クラック DWT T エネルギーが著しく低下する理由は次のように考えられる。 延性破 壌のき裂は、 理論的には、 鋼板の圧延方向を軸と して板厚断面から 4 5° 回転した面に沿って、 即ち、 板厚方向から 4 5 ° 傾斜して圧 延方向に進展する。 したがって鋼板の 4 5 ° 面に鋼の劈開面に相当 する { 1 0 0 } が集積していると、 き裂が進展する面と劈開面が一 致するため、 ひとたび鋼板の 4 5 ° 面にて脆性破壊が発生するとき 裂が一気に伝播すると考えられる。 なお、 理論的には圧延方向を軸 と して板厚断面から 4 5 ° 回転した面での { 1 0 0 } の集積度が最 大となるが、 実際に測定を行う と、 4 0° 回転した面の近傍での { 1 0 0 } の集積度が最大であることが多い。
次に、 鋼板の 4 5 ° 面で { 1 0 0 } が集積した部位のミク ロ組織 を観察した結果、 主にべィナイ ト及びマルテンサイ トであることが わかった。 一般的に、 未再結晶温度域での熱間圧延 （未再結晶圧延 という。 ） を行う場合、 オーステナイ トは、 冷却時にべィナイ ト及 びマルテンサイ トに変態し、 鋼板の 4 5 ° 面には { 1 0 0 } が集積 し易い。 一方、 未再結晶圧延されたフェライ トは、 鋼板の表面に平 行な面である圧延面に { 1 0 0 } が集積し易い。 そのため、 未再結 晶圧延時のフェライ ト分率が増加すると鋼板の 4 5 ° 面の { 1 0 0 } の集積度が低下する傾向がある。 また、 鋼板の圧延面の { 1 0 0 } の集積度が増加すると、 き裂が伝播し易い劈開面が圧延面に沿つ た方向にも増加するため、 セパレーシヨ ンが発生し易くなる。 一般 的にはセパレーショ ンの発生は靭性を損なうものであるが、 セパレ ーシ ョ ンが発生しない場合と比較すると、 セパレーシ ヨ ンの発生に よってプリ クラック DWT Tエネルギーの低下が著しく抑制される ことがわかった。
更に、 本発明者は鋼板の 4 5 ° 面の { 1 0 0 } の集積度が 3以下 であり、 X 1 0 0級の引張強度を有する種々の鋼板について、 鋼板 の圧延面における { 1 0 0 } の集積を X線回折によって調査し、 鋼 板の 4 5 ° 面及び圧延面の { 1 0 0 } の集積度とセパレーシヨ ンの 発生との関係を図 3に示した。 鋼板の圧延面の { 1 0 0 } の集積度 は、 測定面が鋼板の表面と平行になるように板厚中心部から採取し た試験片を用いて、 X線回折によって測定した。 図 3は、 鋼板の 4 5 ° 面の （ 1 0 0 ) の集積度と鋼板の圧延面の { 1 0 0 } の集積度 と破壊の形態の関係を示したものである。 なお、 4 5 ° 面の （ 1 0 0 ) の集積度は、 圧延方向を軸として板厚断面から 2 0〜 5 0 ° 回 転した面を測定面と して X線回折を行い、 最大値を採用した。 なお 、 圧延方向を軸として板厚断面から 4 0° 回転した面の { 1 0 0 } の集積度が最大であった。 また、 図 3において、 〇はセパレーショ ンの発生が顕著であること、 △はセパレーシヨ ンの発生がほとんど 認められないことを意味する。
図 3において、 △は圧延面の { 1 0 0 } の集積度が 1 . 6未満で あり、 セパレーシヨ ンの発生が顕著ではない。 一方、 口は圧延面の
{ 1 0 0 } の集積度が 1. 6以上であり、 セパレーシヨ ンの発生が 顕著である。 したがって、 圧延面の { 1 0 0 } の集積度が 1. 6以 上になるとセパレーシヨ ンの発生が顕著になることがわかる。
本発明者は更に検討を進め、 引張強度 T S と一 2 0 °Cにおけるプ リ クラック D W T Tエネルギー Eとの相関関係に及ぼすミクロ組織 の影響について検討を行った。 結果を図 4に結果を示す。 なお、 図 4において、 引張強度は鋼管の円周方向に相当する、 鋼板の幅方向 のものである。 図 4力、ら、 引張強度が 7 6 0 MP a〜 9 0 0 MP a 未満の範囲では、 フェライ ト とべイナィ ト · マルテンサイ トの 2相 からなるミク 口組織を有する鋼は、 同程度の引張強度で比較すると 、 ミク ロ組織がダラ二ユラ一べイナイ ト単相である鋼より も、 プリ クラック D W T Tエネルギーが高いことがわかる。 図 4において、 実線は Eが 3 0 0 0〜 9 0 0 0 Jであり、 かつ 2 0 0 0 0≤ 2 0 T S + E≤ 2 5 0 0 0を満足する範囲を示す。 なお、 破線は 2 1 0 0 0≤ 2 0 T S + E≤ 2 3 0 0 0の範囲である。
また、 高強度溶接鋼管の素材である高強度鋼板には、 板表面に平 行な板面平行割れが板厚中心部近傍に生じることがある。 板面平行 割れは水素に起因しており、 プリ クラック DWT Tエネルギーを低 下させ、 延性破壊特性を損なう。 この板面平行割れの発生は、 水冷 停止温度と相関があり、 水冷停止温度を 3 5 0 °C超にすると実質的 に板面平行割れの発生を防止できることがわかった。 なお、 板面平 行割れの発生は、 圧延後の鋼板から 3 0 0 mm角の試験片を採取し 、 J I S Z 2 3 4 4に準拠して、 周波数を 5 MP a として垂直 探傷による超音波探傷検査を行って確認することができる。 即ち、 超音波探傷検査の結果、 板面平行割れが 1 mm未満であれば、 欠陥 の大きさが検出限界未満であり、 実質的に板面平行割れの発生が防 止できていることを確認することができる。
なお、 本発明者は、 鋼管を切断して平板状にプレスし、 採取した 試験片を用いて、 鋼板と同様にして鋼管の母材の集合組織およびミ クロ組織を調査し、 引張強度及び一 2 0 °Cにおけるプリ クラック D WT Tエネルギーを測定した。 鋼管の製造は、 通常、 鋼板の圧延方 向が鋼管の長手方向になるようにして行ったため、 鋼管の円周方向 は鋼板の幅方向に、 鋼管の肉厚断面は鋼板の板厚断面に対応してい る。 その結果、 平板状にプレスした鋼管の母材の諸特性は、 素材で 'ある鋼板とほぼ同等であり、 鋼管についても鋼板の知見がそのまま 適用できることを確認した。
以下、 本発明の高強度鋼板及び高強度溶接鋼管について詳細に説 明する。
フェライ トの面積率は、 1 %未満ではプリ クラック DWT Tエネ ルギ一が低下し、 6 0 %を超えると、 引張強度が低下する。 引張強 度と延性破壌特性のバランスを考慮すると、 フェライ トの面積率は 、 5 %超〜 2 0 %以下であることが好ましい。 なお、 フェライ ト以 外のミクロ組織はべイナィ ト及びマルテンサイ トの混合組織 （べィ ナイ ト · マルテンサイ ト という。 ） である。 ミクロ組織のフェライ ト とべイナィ ト · マルテンサイ トは、 光学顕微鏡又は走査電子顕微 鏡を用いた組織観察によって判別することが可能である。 また、 フ ェライ トの面積率は、 光学顕微鏡又は走査電子顕微鏡で撮影した組 織写真の画像解析によって測定することができる。
鋼板の圧延方向を軸と して板厚断面から 2 0〜 5 0 ° 回転した面 での { 1 0 0 } の集積度の最大値 （ 4 5 ° 面の { 1 0 0 } の集積度 ) は、 3を超えると延性破壌特性が著しく低下するため、 3以下と し、 下限はランダムな方位に相当する 1 とする。 なお、 4 5 ° 面の
{ 1 0 0 } の集積度は、 圧延方向を軸と して板厚断面から 2 0〜 5 0 ° 回転した面を測定面と して X線回折を行い、 最大値を求めるが 、 板厚断面から 2 0〜 5 0 ° の範囲を 5 ° 間隔で回転させた面の { 1 0 0 } の集積度を測定し、 最大値を求めてもよい。
鋼板の圧延面に平行な欠陥である板面平行割れはプリ クラック D WT Tエネルギーを低下させるため、 超音波探傷法で測定した板面 平行割れが 1 mm未満であることが必要である。 超音波探傷法によ る検査は J I S Z 2 3 4 4に準拠して行えば良い。 なお、 超音 波探傷法による板面平行割れの検出限界は 1 mm未満であるため、 測定値が 1 mm未満であれば、 実質的に鋼板に板面平行割れが存在 しない。
フェライ トの平均粒径は、 5 μ mを超えて粗大化すると、 破壊の 破面単位が大きくなって伝播エネルギーが低下することがあるため 、 5 μ m以下であることが好ましい。 また、 フェライ トの平均粒径 が 5 μ m以下であれば、 微細なフェライ トが分散することになり、 層状にはならない。 フェライ トの平均粒径は、 光学顕微鏡又は走査 型電子顕微鏡によつて撮影した組織写真を用いて、 切断法によって 測定することができる。 フェライ トの平均粒径は小さいほど好まし いが、 1 μ m未満にするには製造コス トが高くなる。 したがって、 現状ではフ ライ ト平均粒径の下限は 1 μ mである。
鋼板の圧延面における { 1 0 0 } の集積度は、 セパレーシヨ ンの 発生によってプリ クラック DWT Tエネルギーの低下を抑制させる ために、 1 . 6以上とすることが好ましい。 更にプリ クラック DW T Tエネルギーの低下を抑制するには、 鋼板の圧延面における { 1 0 0 } の集積度を 1. 8以上とすることが好ましく、 2以上が最適 である。 しかし、 鋼板の圧延面における { 1 0 0 } の集積度が 7を 超えるとセパレーシヨ ンによるプリ クラック DWT Tエネルギーの 低下が顕著になる。 なお、 鋼板の圧延面における { 1 0 0 } の集積 度の上限は、 セパレーショ ンによる低温靱性の低下を考慮すれば 3 . 5以下とすることが好ましい。
上記のミクロ組織、 集合組織を有する本発明の高強度鋼板は、 引 張強度及び延性破壌特性に優れ、 引張強度が 7 6 0 MP a以上 9 0 O MP a未満であり、 プリ クラック DWT Tエネルギーは 3 0 0 0 J以上である。 また、 本発明の高強度鋼は引張強度 T S とプリ クラ ック DWT Tエネルギー Eのパランスが優れており、 Eが 3 0 0 0 〜 9 0 0 0 J であり、 かつ 2 0 0 0 0≤ 2 0 T S + E≤ 2 5 0 0 0 を満足する。 なお、 T S と Eの関係は、 2 1 0 0 0≤ 2 0 T S + E を満足することが好ましい。
次に母材の化学成分の限定理由について説明する。
Cは鋼の強度向上に極めて有効な元素であり、 0. 0 1 %以上の 添加が必要であり、 0. 0 2 %以上の Cを含有することが好ましい 。 しかし、 C含有量が 0. 5 %より も多すぎると母材及び溶接熱影 響部 （HA Z という） の低温靱性が劣化し、 現地溶接性を損なうた め、 C含有量の上限を 0. 5以下とすることが必要である。 なお、 低温靭性を良好にするには C含有量の上限を 0. 1 4 %以下とする ことが好ましく、 更に好ましい上限は 0. 1 %以下である。
S i は、 脱酸に有効な元素であり、 0. 0 1 %以上を含有するこ とが必要である。 しかし、 3 %超の S i を添加すると H A Zの低温 靱性が劣化し、 現地溶接性を損なうため、 添加量の上限を 3 %とす ることが必要であり、 好ましい S i含有量の上限は 0. 6 %以下で ある。
Mnは、 鋼の強度と低温靱性とのパランスを良好にするために有 効な元素であり、 0. 1 %以上添加することが必要であり、 1 . 5 %以上添加することが好ましい。 一方、 Mnを過剰に含有すると鋼 の焼き入れ性が増して HA Zの低温靱性を劣化させ、 また、 現地溶 接性を損なう。 したがって、 M nの添加量の上限を 5 %以下とする ことが必要であり、 好ましい上限は 2. 5 %以下である。
P、 Sは不純物元素であり、 母材及び H A Zの低温靱性をよ り一 層向上させるために、 Pの含有量及び Sの含有量の上限をそれぞれ 0. 0 3 %以下及び 0. 0 3 %以下とすることが必要であり、 更に 、 それぞれ 0. 0 1 5 %以下及び 0. 0 0 3 %以下にすることが好 ましい。 Pの含有量及び Sの含有量の下限は低いほど好ましいため 規定しないが、 通常、 それぞれ 0. 0 0 1 %以上及び 0. 0 0 0 1
%以上を含有する。
更に、 N i 、 M o、 N b、 T i を含有しても良い。
N i は、 低温靱性及び強度を向上させる元素であり、 N i含有量 の下限を 0. 1 %以上とすることが好ましい。 一方、 N i の含有量 が 2 %を超えると、 溶接性を損なう ことがあるため、 N i含有量の 上限を 2 %とすることが好ましい。
M oは、 鋼の焼き入れ性を向上させ、 炭窒化物を形成して強度を 向上させる元素であり、 その効果を得るには、 0含有量を 0. 1 5 %以上とすることが好ましい。 一方、 M oを 0. 6 %超含有する と、 強度が高くなり過ぎて H A Zの低温靱性を損なう ことがあるた め、 M o含有量の上限を 0. 6 %とすることが好ましい。
N bは炭化物、 窒化物を形成し、 鋼の強度を向上させる元素であ り、 この効果を得るには、 N b含有量を 0. 0 0 1 %以上とするこ とが好ましい。 一方、 N b含有量が 0. 1 %よ り も多すぎると、 母 材及び H A Zの低温靱性を損なう ことがあるため、 N b含有量の上 限を 0. 1 %とすることが好ましい。
T i は、 脱酸に有効であり、 窒化物を形成して結晶粒径の微細化 に寄与する元素であり、 その効果を得るには、 0. 0 0 5 %以上を 添加することが好ましい。 一方、 T i含有量が 0. 0 3 %よ り も多 すぎると、 粗大な炭化物を生じて、 低温靱性を劣化させることがあ るため、 T i含有量の上限を 0. 0 3 %以下とすることが好ましい 更に、 A l 、 B、 N、 V、 C u、 C r、 Z r、 T a、 C a、 R E
M、 M gの 1種又は 2種以上を添加しても良い。
A 1 は脱酸材として有効な元素であるが、 A 1含有量が 0. 0 6 %を超えると A 1系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を阻害する ことがあるため、 A 1含有量の上限を 0. 0 6 %以下とすることが 好ましい。
Bは、 焼入れ性を高め、 溶接熱影響部の靱性を向上させる元素で ある。 この効果を得るには、 Bを 0. 0 0 0 1 %以上添加すること が好ましく、 一方、 0. 0 0 5 %よ り も過剰に添加すると、 靱性が 低下することがある。 したがって、 Bの添加量を 0. 0 0 0 1〜 0 . 0 0 5 %の範囲とすることが好ましい。
Nは、 T i 、 A 1等と窒化物を形成し、 溶接熱影響部のオーステ ナイ ト粒の粗大化を防止する。 この効果を得るには 0. 0 0 0 1 % 以上 Nを添加することが好ましいが、 0. 0 0 6 %よりも過剰に N を添加すると、 靱性の低下を招く ことがある。 したがって、 Nの添 加量を 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 6 %の範囲とすることが好ましい。
Vは、 N b と同様に炭化物、 窒化物を形成し、 鋼の強度を向上さ せる元素であり、 効果を得るには 0. 0 0 1 %以上の添加が好まし い。 一方、 Vを 0. 1 %超添加する と、 靱性の低下を招く ことがあ るため、 上限を 0. 1 %以下とすることが好ましい。
C uは、 強度を上昇させる元素であり、 0. 0 1 %以上添加する ことが好ましい。 一方、 1 %超を添加すると鋼片加熱時や溶接時に 割れを生じ易くするため、 上限を 1 %以下とすることが好ましい。
C r は、 析出強化によって鋼の強度を向上させる元素であり、 0 . 0 1 %以上を添加するこ とが好ましい。 一方、 。 1： を 0. 8 %よ り も過剰に添加する と靱性を低下させることがあるため、 上限を 0 . 8 %以下とすることが好ましい。
Z r及び T aは、 N b と同様に炭化物、 窒化物を形成し、 鋼の強 度を向上させる元素であり、 それぞれ、 0. 0 0 0 1 %以上の添加 が好ましい。 一方、 Z r及び T aを、 それぞれ、 0. 0 0 5 %超添 加すると、 靱性の低下を招く ことがあるため、 Z r及び T aの添加 量の上限をそれぞれ、 0. 0 0 5 %以下とすることが好ましい。
C a及び R EMは硫化物を生成して、 圧延方向に伸長した Mn S の生成を抑制し、 鋼材の板厚方向の特性、 特に耐ラメラティアー性 を改善する。 この効果を得るには、 C a及び R EMを、 それぞれ、 0. 0 0 0 1 %以上添加することが好ましい。 一方、 じ 3及び £ Mを、 それぞれ、 0. 0 1 %超添加すると、 C a及び R EMの酸化 物が増加するため、 C a及び R EMの添加量の上限を、 それぞれ、 0. 0 1 %以下とすることが好ましい。
M gは、 M g O、 M g S等の超微細な M g含有酸化物又は硫化物 を生成し、 オーステナイ ト粒の粗大化を抑制し、 HA Z靱性を向上 させる元素である。 この効果を得るには、 M gを 0. 0 0 0 1 %以 上添加することが好ましい。 一方、 M gを 0. 0 0 6 %超添加する と M g含有酸化物、 硫化物が粗大化するため、 その上限を 0. 0 0 6 %以下とすることが好ましい。
本発明の高強度溶接鋼管は、 上記の鋼板を筒状に成形し、 単部同 士を突き合わせて溶接して製造する。 なお、 鋼管の UO工程による 成形は、 通常、 鋼板の圧延方向が鋼管の長手方向になるようにして 行う。 鋼管の母材の集合組織、 ミクロ組織、 引張強度及び一 2 0 °C におけるプリ クラック D W T Tエネルギーは、 鋼板を平板状にプレ スして採取した試験片を用いて測定すれば良く、 結果が上記の範囲 内であれば、 本発明の高強度鋼板を母材とする鋼管である と判断す ることができる。
本発明の高強度溶接鋼管の溶接金属の成分は以下の範囲とするこ とが好ましい。
C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、 C含有量を 0. 0 4 %以上 とすることが好ましい。 一方、 C含有量が 0. 1 4 %を超えると溶 接低温割れが発生しやすくなり、 現地溶接部とシーム溶接が交わる 、 いわゆる Tク ロス部の H A Z最高硬さの上昇を招くので、 C含有 量の上限を 0. 1 4 %以下とすることが好ましい。 更に好ましい C 含有量の上限値は 0. 1 %以下である。
S i は、 プロ一ホールの発生を防止するために、 0. 0 5 %以上 含有させることが好ましい。 一方、 S i含有量が 0. 4 %よ り も多 いと、 低温靱性を劣化させることがあり、 特に、 内外面溶接や多層 溶接を行う場合、 再熱部の低温靱性を劣化させることがあるため、 上限を 0. 4 %以下とすることが好ましい。
Mnは、 強度、 低温靱性のパランスを良好にし、 粒内べイナィ ト の生成核となる介在物を形成する元素である。 この効果を得るには 、 Mn含有量を 1. 2 %以上にすることが好ましい。 一方、 Mn含 有量が 2. 2 %よ り も多すぎると偏祈が助長され、 低温靱性が劣化 することがあり、 溶接材料の製造が困難になるので、 Mn含有量の 上限を 2. 2 %以下とすることが好ましい。
P、 Sは不可避的不純物であり、 低温靱性の劣化を抑制し、 低温 割れ感受性を低減するためには、 P、 Sの含有量を、 それぞれ 0. 0 1 %以下とすることが好ましい。
N i は、 焼き入れ性を高めて強度を向上させ、 低温靱性を向上さ せる元素であり、 この効果を得るためには、 1. 3 %以上のN i を 含有させることが好ましい。 一方、 N i 含有量が 3. 2 %より も多 すぎると高温割れを生じることがあるため、 N i含有量の上限を 3 . 2 %以下とすることが好ましい。
C r、 M o、 Vは、 何れも焼き入れ性を高め、 強度を向上させる 元素であり、 効果を得るには、 C r +M o +Vを 1 %以上とするこ とが好ましい。 一方、 C r +M o +Vを 2. 5 %よ り も多量に添加 すると低温割れを生じることがあるため、 C r +M o +V含有量の 上限を 2. 5 %以下とすることが好ましい。
Oは、 焼入れ性を下げ、 溶接金属の低温靭性を劣化させる元素で あり、 O量を 0. 0 6 %に制限することが好ましい。 一方、 O量が 低いと低温割れが発生し易くなると同時に現地溶接部の硬さが高く なることがあるため、 0. 0 1 %以上とすることが好ましい。
また、 T i 、 A l 、 Bの 1種又は 2種以上を含有しても良い。
T i は、 粒内べイナィ トの生成核となる T i の窒化物及び酸化物 等を形成する元素であり、 0. 0 0 3 %以上を含有させることが好 ましい。 一方、 T i含有量が 0. 0 5 %よ り も多すぎると、 T i の 炭化物が多く生成し、 低温靱性を劣化させることがあるため、 T i 含有量の上限を 0. 0 5 %とすることが好ましい。
A 1 は、 粒内べイナイ トの生成核となる T i の酸化物の生成を阻 害することがあるため、 A 1含有量は少ない方が好ましい。 A 1含 有量は 0. 0 2 %以下を上限とすることが好ましく、 更に好ましい 上限は 0. 0 1 5 %以下である。
Bは、 焼き入れ性を高め、 溶接金属の低温靱性を向上させる元素 であるが、 B含有量が 0. 0 0 5 %よ り も多すぎると低温靱性を劣 化させることがあるため、 B含有量の上限を 0. 0 0 5 %以下とす ることが好ましい。 なお、 焼入性及び低温靭性の向上という効果を 得るには、 Bを 0. 0 0 0 3 %以上含有することが好ましい。 その他、 溶接金属は、 溶接時の精鍊及び凝固を良好に行わせるた めに添加させた Z r 、 N b、 M g等の元素を含有する場合がある。 溶接金属の組織は、 主にべィナイ ト · マルテンサイ ト、 粒内べィ ナイ トからなり、 残部はフェライ ト及び Z又は残留オーステナイ ト である。 溶接金属の引張強度は母材よ り も高いことが好ましく、 引 張強度を 7 7 0 M P a以上にするためには、 べィナイ ト · マルテン サイ トの面積率を 5 0 %以上にすることが好ましい。 更に溶接金属 の低温靱性を良好にするには粒内べイナィ トの面積率を 1 0 %以上 にすることが好ましい。 べィナイ ト · マルテンサイ トと粒内べイナ ィ トは、 光学顕微鏡又は走査型電子顕微鏡による組織観察によって 判別することができ、 べィナイ ト · マルテンサイ ト、 粒内べィナイ トの面積率の測定は、 光学顕微鏡又は走査型電子顕微鏡によって撮 影した組織写真の画像解析によって行う ことができる。
次に、 本発明の延性破壊特性に優れた高強度鋼板の製造方法につ いて説明する。 本発明の範囲内の成分からなる鋼を製鋼工程で溶製 後、 連続鎊造し、 得られた鋼片を再加熱し、 熱間圧延を施し、 冷却 して鋼板を製造する。 熱間圧延は、 再結晶温度域で行う再結晶圧延 と、 更に引き続いて未再結晶温度域で行う未再結晶圧延からなる。 本発明者の延性破壊特性の優れた鋼板を得るには鋼板の { 1 0 0
} の集積を制御することが必要であり、 熱間圧延時の組織と圧下率 、 特に未再結晶圧延の温度と圧下率を適正な範囲内とする必要があ る。 べィナイ ト及びマルテンサイ トが主体である高強度鋼板の場合 、 オーステナイ トを未再結晶圧延すると、 冷却によって変態し、 鋼 板の 4 5 ° 面に { 1 0 0 } が集積したベイナイ ト及びマルテンサイ トが得られ易くなる。 したがって、 オーステナイ ト相が多い温度域 での累積圧下率が高いと、 鋼板の 4 5 ° 面の { 1 0 0 } の集積度が 高くなる。 一方、 未再結晶圧延及び冷却によってフェライ トが生成 するとべィナイ ト ' マルテンサイ トが減少し、 鋼板の 4 5 ° 面の { 1 0 0 } の集積度は低下する。 更に、 未再結晶圧延によって加工を 受けたフェライ ト （加工フェライ ト という） は圧延面に { 1 0 0 } が集積するため、 圧延面の { 1 0 0 } の集積は加工フェライ トの生 成量に大きく依存する。 以上のことから、 鋼板の 4 5 ° 面への { 1 0 0 } の集積を抑制するには、 フェライ トが生成しない高温度域で の圧下量を低く し、 更に、 圧延面での { 1 0 0 } の集積を大きくす るには温度が低下してフェライ トが生成してから圧下率を高くすれ ば良いと考えられる。 即ち、 鋼板の集合組織を最適化するには、 未 再結晶圧延の条件を適正な範囲とすることが重要ではあるが、 鋼板 のミクロ組織及び集合組織は、 鋼の成分、 再結晶圧延などの条件に も影響される。
以下、 本発明の高強度鋼板を得る製造条件について説明する。 未再結晶圧延の終了温度は、 延性破壊特性の向上に有効であるフ ェライ トを生成させ、 フェライ 卜の面積率を 1〜 6 0 %とするため に、 8 0 0 °C以下にすることが必要である。 一方、 6 0 0 °C未満で 未再結晶圧延を行う と鋼板の形状が悪くなるため、 6 0 0 °C以上で 未再結晶圧延を終了することが必要である。 なお、 未再結晶圧延の 終了温度の好ましい上限は 7 8 0 °C以下である。
未再結晶圧延において 8 0 0 °C以下での累積圧下率が 1 0 %未満 であるとフェライ トが生成しにく くなるため、 下限を 1 0 %以上に することが必要である。 未再結晶圧延を 8 0 0 °Cで終了する場合に は、 8 0 0 °Cでの 1パスの圧下率を 1 0 %以上とする。 また、 未再 結晶圧延の累積圧下率は、 8 0 0 °Cでの板厚と未再結晶圧延終了時 の板厚との差を 8 0 0 °Cでの板厚で除した値を百分率で示したもの と定義され、 通常、 上限は 9 0 %以下である。 なお、 未再結晶圧延 で生成するフェライ トは 6 5 0 °C以上にて変態する粒界フエライ ト 、 即ちポリ ゴナルフェライ トである。
未再結晶圧延の終了後、 3 5 0 °C超まで水冷して冷却するが、 こ の際に 6 0 0 °Cから 4 5 0 °Cまでの範囲の冷却速度を 0 . 5 °Cノ s 以上にすることが必要である。 これは、 冷却速度が 0 . 5 °C Z s未 満では、 未再結晶域圧延の終了時には微細であったオーステナイ ト 粒が成長し、 平均旧オーステナイ ト粒径が 5 μ m超となり、 低温靭 性が低下するためである。 また、 オーステナイ ト粒成長を避けるた めに冷却速度を 1 °C / s以上とすることが好ましい。 一方、 冷却速 度の上限は、 鋼板表面近傍のフェライ トの面積率を 1 %以上にする ために、 1 0 °C / s以下とする。 冷却を水冷によって行うのは冷却 速度を制御し易いためである。 また、 水冷停止温度を 3 5 0 °C超と するのは、 板面平行割れの発生を防止するためである。 なお、 水冷 停止温度の上限は 4 5 0 °C以下とすることが好ましい。
鋼片の再加熱温度が 1 1 0 0 °C未満であると、 凝固組織に存在す る粗大なオーステナイ トの結晶粒の存在によって加熱後も同 ·じょ う な粗大粒が存在するので、 微細化が不十分になり、 鋼板の一部に粗 大なべイナィ ト · マルテンサイ トの結晶粒が生じることがある。 一 方、 再加熱温度が 1 2 5 0 °Cを超えると粒成長によつてオーステナ ィ トの結晶粒が粗大化し易くなるため、 鋼板全体の結晶粒径の微細 化が不十分になって低温靭性を劣化させることがある。 したがって 、 鋼片の再加熱温度は 1 1 0 0〜 1 2 5 0 °Cとすることが好ましい 再結晶圧延は、 圧延温度が 9 0 0 °C未満になるとオーステナイ ト の十分な再結晶化が図れず、 結晶粒が細粒化しにくいため、 9 0 0 °C以上で行う ことが好ましい。 また、 再結晶圧延の各パスの圧下率 の平均値が 5 %未満であると十分に再結晶しないことがある。 その ため、 再結晶圧延の各パスの圧下率の平均値を 5 %以上とすること が好ましく、 上限は通常 2 0 %程度である。
再結晶圧延の最終パスの圧下率は、 1 0 %以上とすることが好ま しい。 これは、 圧延温度が低下するにしたがって再結晶しにく くな るため、 1 パス当たりの圧下率を大きく して再結晶を促進するため である。 なお、 再結晶圧延の最終パスの圧下率の上限は高いほど好 ましいが、 4 0 %超とすることは困難である。
なお、 各パスの圧下率は 1 パスの圧延前後の板厚の差を圧延前の 板厚で除した値を百分率で示した値であり、 最終パスの圧下率も同 様である。 また、 各パスの圧下率の平均値は、 各パスの圧下率を単 純に合計し、 パス数で除した値である。
再結晶圧延に引き続いて、 結晶粒を更に扁平させて細粒化させる ために未再結晶圧延を行う。
未再結晶圧延の温度は、 8 8 0 °Cを超えると、 板厚中心近傍の温 度が圧延によって上昇し、 再結晶温度を超えると粒成長が生じて、 結晶粒の細粒化が不十分になることがある。 また、 未再結晶圧延の 累積圧下量が 6 0 %未満では結晶粒径が微細化しにく くなる。 その ため未再結晶圧延の温度範囲は 8 8 0 °C以下とすることが好ましく 、 累積圧下率は 6 0 %以上とすることが好ましい。 なお、 未再結晶 圧延の累積圧下率は、 未再結晶圧延前即ち再結晶圧延終了後の板厚 と未再結晶圧延終了後の板厚の差を未再結晶圧延前の板厚で除した 値を百分率で表したものである。 また、 4 5 ° 面の { 1 0 0 } の集 積度を抑制するには、 未再結晶圧延の累積圧下率のうち、 8 0 0 °C 以下での累積圧下率をよ り大きくすることが好ましい。
上記の製造条件によつて得られた高強度鋼板を筒状にプレス成形 し、 端部同士を突き合わせてサブマージアーク溶接し、 高強度溶接 鋼管とする。 サブマージアーク溶接は母材の希釈が大きい溶接であ り、 所望の特性すなわち溶接金属組成を得るためには、 母材の希釈 を考慮した溶接材料の選択が必要である。 以下、 溶接ワイヤーの化 学組成の限定理由を述べるが、 基本的には高強度ラインパイプを実 現できる製造方法である。
Cは、 溶接金属で必要とされる範囲の C含有量を得るために、 母 材成分による希釈及び雰囲気から Cの混入を考慮して 0. 0 1〜 0 . 1 2 %と した。
S i 、 Mn、 N i 、 C r +M o +Vは、 溶接金属で必要とされる 範囲の S i 、 Mn、 N i 、 C r +M o +Vの含有量を得るために、 母材成分による希釈を考慮して、 それぞれ、 0. 3 %以下、 1 . 2 〜 2. 4 %、 4〜 8. 5 %、 3〜 5 %とした。
T i は、 粒内べイナィ トの生成核となる T i の窒化物及び酸化物 等を形成する元素であり、 0. 0 0 5 %以上を含有させることが好 ましい。 一方、 T i含有量が 0. 1 5 %よ りも多すぎると、 T i の 炭化物が多く生成し、 低温靱性を劣化させることがあるため、 T i 含有量の上限を 0. 1 5 %とすることが好ましい。
A 1 は、 粒内べイナィ トの生成核となる T i の酸化物の生成を阻 害することがあるため、 A 1含有量は少ない方が好ましい。 A 1含 有量の好ましい上限は 0. 0 2 %以下である。
Bは、 強度を確保するために、 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 5 %程度 添加しても良い。 その他 P、 Sの不純物は極力少ない方が望ましく 、 また、 Z r、 N b、 M g等が脱酸を目的として使用される。
なお、 溶接は単極だけでなく、 複数電極での溶接も可能である。 複数電極で溶接の場合は各種ワイヤーの組み合わせが可能であり、 個々のワイヤーが上記成分範囲にある必要はなく、 それぞれのワイ ヤー成分と消費量からの平均組成が上記成分範囲にあれば良い。 サブマージ ドアーク溶接に使用されるフラックスは大別すると焼 成型フラックスと溶融型フラックスがある。 焼成型フラックスは合 金材添加が可能で拡散性水素量が低いという利点があるが、 粉化し やすく繰り返し使用が難しいという欠点がある。 一方、 溶融型フラ ックスはガラス粉状で、 粒強度が高く、 吸湿しにくいという利点が あるが、 拡散性水素がやや高いという欠点がある。 本発明の高強度 鋼管を製造する場合には、 溶接低温割れが起こ りやすく、 この点か らは焼成型が望ましいが、 一方、 回収して繰り返し使用が可能な溶 融型は大量生産に向きコス トが低い利点がある。 焼成型ではコス ト が高いことが、 溶融型では厳密な品質管理の必要性が問題であるが 、 工業的に対処可能な範囲であり、 どちらでも本質的には使用可能 である。
次に溶接条件について以下に説明する。
最初に行う仮付け溶接は、 MAGアーク溶接、 M I Gアーク溶接 、 T I Gアーク溶接の何れでもよい。 通常は MAGアーク溶接であ る。 特に、 内外面の溶接をサブマージ ドアーク溶接とすることが好 ましいが、 T I Gアーク溶接、 M I Gアーク溶接又は MAGアーク 溶接でも良い。 内外面の溶接はそれぞれ 1パスづっでも良いが、 複 数パス行っても良い。
サブマージアーク溶接の板厚 1 mmあたりの内外面の比入熱は 0 . 1 3〜 0. Z S k J Zmm2 とすることが好ましく、 この範囲は 、 板厚が 1 5 mm厚の内外面の溶接入熱が 2〜 3. 8 k J /mmで あることに相当する。 サブマージアーク溶接の板厚 1 mmあたりの 内外面の比入熱は 0. 1 3 k J /mm2 未満では、 入熱が小さすぎ て溶け込みが不十分になり、 溶接回数が多くなり、 作業効率が悪く なることがある。 一方、 サブマージアーク溶接の板厚 1 mmあたり の内外面の比入熱が 0. 2 5 k J /mm2 よ り も大きいと、 熱影響 部が軟化し、 溶接部の靭性が低下することがある。 なお、 仮付け溶 接と内外面の溶接の溶接部が重複する場合には、 溶接入熱は出来る 限り低い方が好ましい。
内外面をサブマージドアーク溶接する場合、 溶接速度を l m/分 未満とするとラインパイプのシーム溶接と しては非効率であり、 3 m/分を超えるとビード形状が不安定になることがある。 したがつ て、 サブマージ ドアーク溶接の溶接速度は、 l〜 3 m/分の範囲内 であることが好ましい。
シーム溶接後、 拡管によ り真円度を向上させることが好ましい。 真円度を高めるには塑性域まで変形させる必要があり、 本発明の高 強度鋼管の場合は、 拡管後円周と拡管前円周の差を拡管前円周で除 した値を百分率で表した拡管率が、 0. 5 %以上であることが好ま しい。 一方、 拡管率が 2 %を超えると、 母材、 溶接部とも塑性変形 により靭性が劣化することがある。 したがって、 拡管率は 0. 5〜 2 %の範囲とすることが好ましい。 実施例
(実施例 1 )
C ： 0. 1 1 %、 S i ； 0. 2 5 %、 M n ： 1 . 5 %、 P ： 0.
0 1 %、 S ： 0. 0 0 2 %を含有する鋼を溶製し、 铸造して鋼片と し、 鋼片を再加熱して再結晶圧延及び未再結晶圧延を行い、 水冷し 、 板厚が 2 0 mmの鋼板を製造した。 本発明の鋼板の製造は以下の 条件で行った。 即ち、 未再結晶圧延は、 終了温度を 6 0 0〜 8 0 0 °Cの範囲内とし、 8 0 0 °C以下での累積圧下率を 1 0 %以上として 行い、 水冷は、 6 0 0 °Cから 4 5 0 °Cまでの平均の冷却速度が 0. 5〜 1 0 °C/ s になるようにして行い、 3 5 0 °C超から 4 5 0 °C未 満の温度範囲内で停止した。 一方、 比較例の鋼板は未再結晶圧延の 終了温度を 8 0 0 °C超と した。
鋼板から 3 0 0 mm角の試験片を採取し、 J I S Z 2 2 3 4 に準拠して、 周波数を 5 MP a と して垂直探傷で超音波探傷を行い 、 何れの鋼板も測定値が 1 mm未満であり、 板面平行割れが生じて いないことを確認した。 鋼板の圧延方向の板厚断面が観察面となる よ うに試験片を採取し、 研磨及びエッチングを行い、 ミ ク ロ組織を 光学顕微鏡で観察した。 板厚中心部の近傍で撮影した組織写真を画 像解析し、 フェライ トの面積率及びフェライ ト粒径を求めた。 また 、 鋼板から圧延方向を軸と して板厚断面から 2 0〜 5 0 ° の範囲を 5 ° 間隔で回転させた断面をそれぞれ測定面と した試験片を採取し て X線回折を行い、 最大値を 4 5 ° 面の { 1 0 0 } の集積度と した 。 X線回折の試料は、 測定点が板厚中心部の近傍となるよ うに、 厚 みを 2 mm、 最大径を 3 0 mmと して採取した。 更に、 鋼板の幅方 向を長手方向と して試験片を採取して一 2 0 °Cでプリ クラック DW T T試験を行い、 プリ クラック D W T Tエネルギーを求めた。
結果を表 1 に示す。 表 1 において、 フェライ ト分率はフェライ ト の面積率、 Eは一 2 0 °Cにおけるプリ クラック D W T Tエネルギー 、 4 5 ° 面 { 1 0 0 } は鋼板の 4 5 ° 面の { 1 0 0 } の集積度であ る。 本発明の鋼板は、 フェライ トの面積率が 1〜 6 0 %の範囲であ り、 何れも 4 5° 面の { 1 0 0 } の集積度が 3未満であり、 — 2 0 °Cでのプリ クラック DWT Tエネルギーは 3 0 0 0 J以上と延性破 壌特性に優れていた。 しかし、 比較例の鋼板はフヱライ トが生成し ておらず、 4 5 ° 面の { 1 0 0 } の集積度が 3を超え、 母材のプリ クラック DWT Tエネルギーが 3 0 0 0 J未満であり、 延性破壌特 性は良好でなかった。 表 1
Figure imgf000030_0001
(実施例 2 )
表 2に示す成分を含有する鋼を溶製して錄造し、 厚みが 2 4 0 m mの鋼片と した。 これらの鋼片を表 3に示す条件で板厚が 1 4〜 2 5 mmの鋼板と した。 得られた鋼板を筒状にプレス成形し、 仮付け 溶接を行った後、 表 4に示す成分を含有する鋼からなる溶接ワイャ 一を用いて、 表 4に示す条件で内外面をサブマージ ドアーク溶接し 、 拡管率 2 %以下の拡管を行い、 3 6イ ンチ （ 9 1 3 mm径） の鋼 管を製造した。 シーム溶接部から試料を採取して溶接金属の成分分 析を行った。 表 5に溶接金属に含まれる成分を示す。
得られた鋼管を切断し、 平板状になるよ うにプレス し、 試料を採 取してミ ク ロ組織及び集合組織の調査を行った。 研磨及びェッチン グを行い、 光学顕微鏡による組織観察を行った。 ミ ク ロ組織の観察 は光学顕微鏡によって行い、 試料は、 鋼管の長手方向の肉厚断面が 観察面となるように採取し、 観察面を研磨し、 エッチングした。 光 学顕微鏡組織写真を画像解析してフェライ 卜の面積率及び粒径を測 定した。 また、 集合組織の調査は X線回折によって行った。 4 5 ° 面の { 1 0 0 } の集積度を測定するための試料は、 鋼管の長手方向 を軸と して母材の肉厚断面から 2 0〜 5 0 ° の範囲を 5 ° 間隔で回 転させた面がそれぞれ測定面となるよ うにして採取した。 また、 圧 延面の { 1 0 0 } の集積度を測定するための試料は、 平板状にプレ スした鋼管の母材の表面と平行な肉厚中心部近傍の面が測定面とな るように採取した。 X線回祈の試料は、 測定点が板厚中心部の近傍 となるよ うに、 厚み 2 mm、 最大径を 3 0 mmと して採取した。 更 に、 平板状にプレスした鋼管の母材から 3 0 0 mm角の試験片を採 取し、 J I S Z 2 2 3 4に準拠して、 周波数を 5 MP a として 垂直探傷で超音波探傷検査を行った。 超音波探傷検査の結果、 欠陥 の長径の測定値が全て 1 mm未満であるものを板面平行割れ無、 測 定値が 1 mm以上の欠陥を有するものを板面平行割れ有と評価した 更に、 鋼管の母材から円周方向を長手方向と して、 板厚中央部付 近が試験片の平行部となるように、 J I S Z 2 2 4 0に準拠し て 2号引張試験片を採取し、 J I S Z 2 2 4 1 に準拠して引張 試験を行った。 溶接金属の引張試験は J I S Z 3 1 1 1 に準拠 して A 2号引張試験片を用いて行った。
また、 鋼管を平板状にプレス し、 円周方向が長手方向になるよ う に DWT T試験片を採取し、 肉厚方向にプレスノ ツチを導入して、 更に 3点曲げで延性き裂を導入し、 プリ クラック DWT T試験を一 2 0 °Cで実施した。 更に、 鋼管を平板状にプレス し、 円周方向が長 手方向になるよ うに試験片を採取して J I S Z 2 2 4 2に準拠 してシャ ピー衝撃試験を行い、 母材の一 4 0 °Cにおけるシャルビ 一吸収エネルギーを測定した。 溶接金属の衝擊試験は J I S Z 3 1 1 1 に準拠して一 3 0 °Cで行った。 溶接熱影響部のシャルピー 衝撃試験片は、 鋼管の円周方向がシャルピー衝撃試験片の長手方向 となるように採取した。 試験片の肉厚断面を研磨して外面の溶接金 属と内面の溶接金属の交点を確認し、 その交点から溶接熱影響部側 に 2 mm離した位置に Vノ ツチを機械加工した。 溶接熱影響部のシ ャルピー衝撃試験は J I S Z 2 2 4 2に準拠して一 3 0 °Cで行 つた。 更に、 鋼管の内部に水とガスを充填し、 爆発させて、 発生したき 裂が停止するか、 鋼管の長手方向に伝播して貫通するかを見極める 部分パース ト試験を行った。
表 6に試験結果を示す。 表 6のフ ライ ト分率はフェライ トの面 積率であり、 T Sは引張強度、 Eは一 2 0 °Cでのプリ クラック DW T Tエネルギー、 Y Sは降伏強度、 YRは降伏比、 v Eはシャルビ 一吸収エネルギーであり、 添え字は測定温度を示し、 HA Zは溶接 熱影響部を意味する。 表 6において実施 N o . 1〜 1 1は本発明の 例であり、 これらの鋼管は何れも母材の一 2 0 °Cでのプリ クラック D W T Tエネルギーが 3 0 0 0 J以上である。 また、 部分ガスパー ス ト試験でき裂が停止しており、 延性破壌特性が優れている。
一方、 実施 N o . 1 2〜 2 0は比較例であり、 フェライ トが生成 していない。 その結果、 4 5 ° 面の { 1 0 0 } の集積度が 3を超え 、 母材のプリ クラック DWT Tエネルギーが 3 0 0 0 J未満である 。 しかも、 これらの特性が悪いために部分ガスパース ト試験も貫通 し、 延性破壊特性も劣っている。 更に、 実施 N o . 1 9及び 2 0は 水冷停止温度が 3 5 0 °C以下であるため、 板面平行割れが発生し、 プリ クラック D W T Tエネルギーが低下している。
Figure imgf000033_0001
表 3
Figure imgf000034_0001
表 4
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κ
Figure imgf000036_0002
Figure imgf000036_0001
SLL00/S00∑df/I3d T6S90T/900∑: OAV 表 6
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産業上の利用可能性
本発明によ り、 引張強度が A P I規格の X 1 0 0級に相当する、 延性破壌特性に優れた高強度鋼板及び高強度溶接鋼管並びにそれら の製造方法の提供を可能にするものである。

Claims

求 の 範 囲
1 . 質量0/。で、 C ： 0. 0 1〜 0. 5 %、 S i ： 0. 0 1〜 3 % 、 Mn : 0. 1〜 5 %、 P ： 0. 0 3 %以下、 S : 0. 0 3 %以下 を含有し、 残部が F e及び不可避的不純物からなり、 面積率で 1〜 6 0 %のフェライ トを含み残部がべィナイ ト及びマルテンサイ トか らなるミクロ組織を有し、 圧延方向を軸と して板厚断面から 2 0〜 5 0° 回転させた断面の { 1 0 0 } の集積度の最大値が 3以下であ り、 超音波探傷法で測定された板厚平行割れが 1 mm未満であるこ とを特徴とする延性破壊特性に優れた高強度鋼板。
2. 質量0 /。で、 更に、 N i ： 0. 1〜 2 %、 M o ： 0. 1 5〜 0 . 6 %、 N b : 0. 0 0 1〜 0. l %、 T i : 0. 0 0 5〜 0. 0 3 %を含有することを特徴とする請求項 1記載の延性破壊特性に優 れた高強度鋼板。
3. 質量％で、 更に、 A 1 ： 0. 0 6 %以下、 B ： 0. 0 0 0 1 〜 0. 0 0 5 %、 N : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 6 %、 V : 0. 0 0 1〜 0. 1 %、 C u ： 0. 0 1〜 1 %、 C r ： 0. 0 1〜 0. 8 % 、 Z r ： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 5 %、 T a ： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 5 %、 C a ： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 1 %、 R EM : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 1 %、 M g : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 6 %の 1種又は 2 種以上を含有することを特徴とする請求項 1又は 2に記載の延性破 壌特性に優れた高強度鋼板。
4. フェライ トの平均粒径が 5 μ πι以下であることを特徴とする 請求項 1〜 3の何れか 1項に記載の延性破壌特性に優れた高強度鋼 板。
5. 圧延面の { 1 0 0 } の集積度が 1 . 6〜 7であることを特徴 とする請求項 1〜 4の何れか 1項に記載の延性破壌特性に優れた高 強度鋼板
6. 引張強度 T Sが 7 6 0〜 9 0 0 MP a未満であり、 — 2 0 °C におけるプリ クラック DWT Tエネルギー Eが 3 0 0 0〜 9 0 0 0 Jであり、 T S と Eが下記 （ 1 ) 式を満足することを特徴とする請 求項 1〜 5の何れか 1項に記載の延性破壊特性に優れた高強度鋼板
2 0 0 0 0≤ 2 0 T S + E≤ 2 5 0 0 0 · · · ( 1 )
7. 母材が請求項 1 ~ 6の何れか 1項に記載の延性破壊特性に優 れた高強度鋼板からなることを特徴とする延性破壊特性に優れた高 強度溶接鋼管。
8. シーム溶接金属の成分が、 質量0 /。で、 C ： 0. 0 4〜 0. 1 4 %、 S i ： 0. 0 5〜 0. 4 %、 M n ： 1. 2〜 2. 2 %、 P ： 0. 0 1 %以下、 S ： 0. 0 1 %以下、 N i ： 1 . 3〜 3. 2 %、 C r +M o +V : l〜 2. 5 %、 O : 0. 0 1— 0. 0 6 %を含有 し、 更に、 T i : 0. 0 0 3〜 0. 0 5 %、 A 1 : 0. 0 2 %以下 、 B ： 0. 0 0 5 %以下の 1種又は 2種以上を含有し、 残部が F e 及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項 7に記载の延 性破壊特性に優れた高強度溶接鋼管。
9. 請求項 1〜 3の何れか 1項に記載の成分からなる鋼を溶製、 連続铸造して鋼片と し、 該鋼片を再加熱し、 再結晶圧延及び未再結 晶圧延後、 水冷する工程からなる請求項 1〜 6の何れか 1項に記载 の鋼板の製造方法であって、 未再結晶圧延の終了温度が 6 0 0〜 8 0 0 °Cであり、 8 0 0 °C以下での累積圧下率が 1 0 %以上であり、 水冷時の鋼板中心部の 6 0 0 °Cから 4 5 0 °Cまでの平均冷速が 0. 5〜 1 0。じ/ s であり、 水冷停止温度が 3 5 0 °C超であることを特 徴とする延性破壊特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
1 0. 鋼片の再加熱温度が 1 1 0 0〜 1 2 5 0 °Cであることを特 徴とする請求項 9記載の延性破壊特性に優れた高強度鋼板の製造方 法。
1 1. 再結晶圧延における 9 0 0 °C以上での各圧延パスの圧下率 の平均値が 5 %以上であり、 最終パスの圧下率が 1 0 %以上である ことを特徴とする請求項 9又は 1 0に記載の延性破壊特性に優れた 高強度鋼板の製造方法。
1 2. 未再結晶圧延における 8 8 0 °C以下での累積圧下率が 6 0 %以上であることを特徴とする請求項 9〜 1 2の何れか 1項に記載 の延性破壌特性に優れた高強度鋼板の製造方法。 '
1 3. 請求項 7に記載の延性破壌特性に優れた高強度溶接鋼管を 製造する方法であって、 請求項 1〜 6の何れか 1項に記載の延性破 壌特性に優れた高強度鋼板を U O工程で管状に成形し、 端部同士を 溶接ワイヤ—及び焼成型フラックス又は溶融型フラックスを使用し てサブマージ ドアーク溶接し、 その後、 拡管を行う ことを特徴とす る延性破壊特性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。
1 4.. 請求項 8に記載の延性破壌特性に優れた高強度溶接鋼管を 製造する方法であって、 溶接ワイヤーの成分が、 質量％で、 C ： 0 . 0 1 - 0. 1 2 %、 S i ： 0. 3 %以下、 Mn : l . 2〜 2. 4 %、 N i ： 4〜 8. 5 %、 C r +M o + V ： 3〜 5 %を含有し、 更 に、 T i : 0. 0 0 5〜 0. 1 5 %、 A 1 : 0. 0 2 %以下の 1種 又は 2種を含有し、 残部が F e及び不可避的不純物からなることを 特徴とする請求項 1 3に記載の延性破壊特性に優れた高強度溶接鋼 管の製造方法。
1 5. サブマージ ドアーク溶接の板厚 l mm当たりの比入熱が 0 . 1 3〜 0. 2 5 k J /mm2 であることを特徴とする請求項 1 3 又は 1 4に記載の延性破壊特性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法
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