JP2647302B2 - 耐水素誘起割れ性の優れた高強度鋼板の製造方法 - Google Patents
耐水素誘起割れ性の優れた高強度鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は耐水素誘起割れ（ＨＩ
Ｃ）性の優れたパイプライン用高強度鋼板（米国石油協
会（ＡＰＩ）規格Ｘ８０級以上の強度、厚み４０mm以
下）の製造法に関するものである。
Ｃ）性の優れたパイプライン用高強度鋼板（米国石油協
会（ＡＰＩ）規格Ｘ８０級以上の強度、厚み４０mm以
下）の製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】寒冷地、オフショアーにおける原油、天
然ガス輸送用大径ラインパイプに対しては高強度ととも
に優れた低温靭性、現地溶接性が要求されるが、海水の
注入による原油・ガス井戸のサワー化や劣質資源の開発
にともなって水素誘起割れ（ＨＩＣ）に対する優れた抵
抗も同時に求められるようになった。一方最近、薄肉化
による鋼材使用量の低減、現地溶接施工の向上などを目
的としてアメリカ石油協会（ＡＰＩ）規格５Ｌ−Ｘ８０
（引張強さ６２０MPa 以上）の超高強度鋼管の使用が増
加してきた。その結果、Ｘ８０の高強度と優れた耐ＨＩ
Ｃ性が要求されるケースが次第に増えつつある。
然ガス輸送用大径ラインパイプに対しては高強度ととも
に優れた低温靭性、現地溶接性が要求されるが、海水の
注入による原油・ガス井戸のサワー化や劣質資源の開発
にともなって水素誘起割れ（ＨＩＣ）に対する優れた抵
抗も同時に求められるようになった。一方最近、薄肉化
による鋼材使用量の低減、現地溶接施工の向上などを目
的としてアメリカ石油協会（ＡＰＩ）規格５Ｌ−Ｘ８０
（引張強さ６２０MPa 以上）の超高強度鋼管の使用が増
加してきた。その結果、Ｘ８０の高強度と優れた耐ＨＩ
Ｃ性が要求されるケースが次第に増えつつある。
【０００３】従来、優れた耐ＨＩＣ性を有するサワーラ
インパイプは、鋼の高純化、介在物の低減、硫化物
系介在物のＣａ添加による形態制御、連続鋳造時の軽
圧下や加速冷却による中心偏析の改善、などの技術の総
合化によって製造されてきた（たとえば特公昭６３−０
０１３６９５号、特開昭６２−１１２７２２号公報）。
しかし、Ｘ８０のような高強度鋼管を従来技術のみによ
って製造することはできない。そのもっとも大きな理由
は高強度鋼では、必然的に合金元素量、とくにＭｎ量
（通常Ｘ８０では１．８〜２．０％添加される）が多く
なる結果、連続鋳造スラブの中心偏析帯に偏析、硬化組
織を生成して耐ＨＩＣ性を著しく劣化させるからであ
る。
インパイプは、鋼の高純化、介在物の低減、硫化物
系介在物のＣａ添加による形態制御、連続鋳造時の軽
圧下や加速冷却による中心偏析の改善、などの技術の総
合化によって製造されてきた（たとえば特公昭６３−０
０１３６９５号、特開昭６２−１１２７２２号公報）。
しかし、Ｘ８０のような高強度鋼管を従来技術のみによ
って製造することはできない。そのもっとも大きな理由
は高強度鋼では、必然的に合金元素量、とくにＭｎ量
（通常Ｘ８０では１．８〜２．０％添加される）が多く
なる結果、連続鋳造スラブの中心偏析帯に偏析、硬化組
織を生成して耐ＨＩＣ性を著しく劣化させるからであ
る。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は耐ＨＩＣ性、
耐硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ）性の優れたＡＰＩ規格
５Ｌ−Ｘ８０級以上の強度を有する鋼板の製造法を提供
するものである。
耐硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ）性の優れたＡＰＩ規格
５Ｌ−Ｘ８０級以上の強度を有する鋼板の製造法を提供
するものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は重量％
で、Ｃ：０．０２〜０．０８、Ｓｉ：０．６以下、Ｍ
ｎ：１．００〜１．４０、Ｐ：０．０１０以下、Ｓ：
０．００１５以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０６、Ｃｒ：
０．１０〜０．５０、Ｍｏ：０．１０〜０．３０、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０２５、Ａｌ：０．０６以下、Ｃ
ａ：０．００１〜０．００５、Ｎ：０．００１〜０．０
０５、Ｏ：０．００３以下に必要に応じて、さらにＶ：
０．０１〜０．１０、Ｎｉ：０．０５〜０．５０、Ｃ
ｕ：０．０５〜０．５０の１種または２種以上を含有さ
せ、かつ０．５≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．
２５〔Ｓ〕≦７．０を満足する残部が鉄および不可避的
不純物からなる鋼を１１００℃〜１２８０℃の温度範囲
に加熱して、９５０℃以下の累積圧下量６０％以上、圧
延終了温度６８０℃〜９００℃で圧延を行なった後、冷
却速度３〜４０℃／秒で３５０℃〜６００℃まで水冷、
その後放冷し、引張強さ６２０MPa 以上を有することを
特徴とする耐水素誘起割れ性の優れた高強度鋼板の製造
方法である。
で、Ｃ：０．０２〜０．０８、Ｓｉ：０．６以下、Ｍ
ｎ：１．００〜１．４０、Ｐ：０．０１０以下、Ｓ：
０．００１５以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０６、Ｃｒ：
０．１０〜０．５０、Ｍｏ：０．１０〜０．３０、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０２５、Ａｌ：０．０６以下、Ｃ
ａ：０．００１〜０．００５、Ｎ：０．００１〜０．０
０５、Ｏ：０．００３以下に必要に応じて、さらにＶ：
０．０１〜０．１０、Ｎｉ：０．０５〜０．５０、Ｃ
ｕ：０．０５〜０．５０の１種または２種以上を含有さ
せ、かつ０．５≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．
２５〔Ｓ〕≦７．０を満足する残部が鉄および不可避的
不純物からなる鋼を１１００℃〜１２８０℃の温度範囲
に加熱して、９５０℃以下の累積圧下量６０％以上、圧
延終了温度６８０℃〜９００℃で圧延を行なった後、冷
却速度３〜４０℃／秒で３５０℃〜６００℃まで水冷、
その後放冷し、引張強さ６２０MPa 以上を有することを
特徴とする耐水素誘起割れ性の優れた高強度鋼板の製造
方法である。
【０００６】以下、本発明について詳細に説明する。高
強度、優れた低温靭性、現地溶接性とともに優れた耐Ｈ
ＩＣ性を得るためには、まず第１に鋼の化学成分を限定
する必要がある。このためＣ，Ｍｎ量を従来のＸ８０鋼
よりも大幅に低減し、その代替としてＣｒ，Ｍｏを複合
添加した。この理由は連続鋳造（ＣＣ）スラブの中心偏
析を改善し、ＨＩＣの発生・伝播を防止するためであ
る。
強度、優れた低温靭性、現地溶接性とともに優れた耐Ｈ
ＩＣ性を得るためには、まず第１に鋼の化学成分を限定
する必要がある。このためＣ，Ｍｎ量を従来のＸ８０鋼
よりも大幅に低減し、その代替としてＣｒ，Ｍｏを複合
添加した。この理由は連続鋳造（ＣＣ）スラブの中心偏
析を改善し、ＨＩＣの発生・伝播を防止するためであ
る。
【０００７】Ｘ８０鋼のような高強度鋼では必然的にＭ
ｎ量が高くなるが、ＭｎはＰなどとともにＣＣスラブの
中心偏析帯に偏析し、硬化組織の生成を助長して耐ＨＩ
Ｃ性を著しく低下させる。これを防止するため、Ｍｎ量
の上限は１．４０％としなければならない。Ｍｎ量の下
限１．０％は強度・靭性を確保するための最小量であ
る。
ｎ量が高くなるが、ＭｎはＰなどとともにＣＣスラブの
中心偏析帯に偏析し、硬化組織の生成を助長して耐ＨＩ
Ｃ性を著しく低下させる。これを防止するため、Ｍｎ量
の上限は１．４０％としなければならない。Ｍｎ量の下
限１．０％は強度・靭性を確保するための最小量であ
る。
【０００８】またＣ量の低減はＭｎ，Ｐの中心偏析を軽
減するとともに、中心偏析帯に生成する硬化組織の絶対
量を低減し、硬化組織の微細化にも有効である。このた
め上限を０．０８％に限定した。Ｃ量の低減はＣｒ，Ｍ
ｏを複合添加する本発明鋼において、母材および溶接熱
影響部（ＨＡＺ）の低温靭性や現地溶接性の改善の上で
も必須である。Ｃ量の下限０．０２％は母材・溶接部の
強度を確保するための最小量である。
減するとともに、中心偏析帯に生成する硬化組織の絶対
量を低減し、硬化組織の微細化にも有効である。このた
め上限を０．０８％に限定した。Ｃ量の低減はＣｒ，Ｍ
ｏを複合添加する本発明鋼において、母材および溶接熱
影響部（ＨＡＺ）の低温靭性や現地溶接性の改善の上で
も必須である。Ｃ量の下限０．０２％は母材・溶接部の
強度を確保するための最小量である。
【０００９】Ｃ，Ｍｎ量の低減はＣＣスラブの中心偏析
改善に大きな効果がある。しかし、このような低Ｃ，Ｍ
ｎ量ではＸ８０のような高強度を得ることはできない。
そこで本発明者らは鋭意研究の結果、Ｃｒ，Ｍｏの複合
添加が極めて有効であることを発明した。
改善に大きな効果がある。しかし、このような低Ｃ，Ｍ
ｎ量ではＸ８０のような高強度を得ることはできない。
そこで本発明者らは鋭意研究の結果、Ｃｒ，Ｍｏの複合
添加が極めて有効であることを発明した。
【００１０】ＣｒはＣＣスラブにおいても中心偏析し難
く、かつ制御圧延・加速冷却プロセスにおいて低Ｃ−低
Ｍｎ鋼の高強度に有効で、しかも低温靭性や現地溶接性
を損なわないことが明らかになった。またＭｏは低Ｃ−
低Ｍｎ鋼における中心偏析帯の組織の均一化（硬化組織
の微細分散化）に大きな効果を有し、耐ＨＩＣ性を改善
することがわかった。Ｃｒ，Ｍｏ複合添加による優れた
相乗効果を得るためには、Ｃｒ，Ｍｏはそれぞれ０．１
０％が最低必要である。しかし、添加量が多過ぎるとＨ
ＡＺ靭性、現地溶接性に有害であり、Ｃｒ，Ｍｏ量はそ
れぞれ０．５０％，０．３０％を上限としなければなら
ない。
く、かつ制御圧延・加速冷却プロセスにおいて低Ｃ−低
Ｍｎ鋼の高強度に有効で、しかも低温靭性や現地溶接性
を損なわないことが明らかになった。またＭｏは低Ｃ−
低Ｍｎ鋼における中心偏析帯の組織の均一化（硬化組織
の微細分散化）に大きな効果を有し、耐ＨＩＣ性を改善
することがわかった。Ｃｒ，Ｍｏ複合添加による優れた
相乗効果を得るためには、Ｃｒ，Ｍｏはそれぞれ０．１
０％が最低必要である。しかし、添加量が多過ぎるとＨ
ＡＺ靭性、現地溶接性に有害であり、Ｃｒ，Ｍｏ量はそ
れぞれ０．５０％，０．３０％を上限としなければなら
ない。
【００１１】本発明鋼は必須の元素としてＮｂ：０．０
１〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％を含
有する。Ｎｂは制御圧延における結晶粒の微細化や析出
硬化に寄与し、鋼を強靭化する。またＴｉ添加は微細な
ＴｉＮを形成し、スラブ加熱時、溶接時のγ粒粗大化を
抑制して母材靭性、ＨＡＺ靭性の改善に効果がある。Ｃ
ｒを添加すると制御圧延鋼においてもシャルピー衝撃試
験などの破面にセパレーションが発生しにくくなり、低
温靭性の劣化をきたすので、とくに本発明鋼では、低温
靭性確保の観点からＮｂ，Ｔｉ添加は必須であることが
わかった。Ｎｂ，Ｔｉ量の下限は、これらの元素がその
効果を発揮するための最小量であり、その上限はＨＡＺ
靭性や現地溶接性を劣化させない添加量の限界である。
１〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％を含
有する。Ｎｂは制御圧延における結晶粒の微細化や析出
硬化に寄与し、鋼を強靭化する。またＴｉ添加は微細な
ＴｉＮを形成し、スラブ加熱時、溶接時のγ粒粗大化を
抑制して母材靭性、ＨＡＺ靭性の改善に効果がある。Ｃ
ｒを添加すると制御圧延鋼においてもシャルピー衝撃試
験などの破面にセパレーションが発生しにくくなり、低
温靭性の劣化をきたすので、とくに本発明鋼では、低温
靭性確保の観点からＮｂ，Ｔｉ添加は必須であることが
わかった。Ｎｂ，Ｔｉ量の下限は、これらの元素がその
効果を発揮するための最小量であり、その上限はＨＡＺ
靭性や現地溶接性を劣化させない添加量の限界である。
【００１２】つぎに、その他元素の限定理由について説
明する。Ｓｉは多く添加すると現地溶接性、ＨＡＺ靭性
を劣化させるため、その上限を０．６％とした。鋼の脱
酸はＡｌ，Ｔｉのみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも添
加する必要はない。
明する。Ｓｉは多く添加すると現地溶接性、ＨＡＺ靭性
を劣化させるため、その上限を０．６％とした。鋼の脱
酸はＡｌ，Ｔｉのみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも添
加する必要はない。
【００１３】本発明鋼においては不純物であるＰ，Ｓを
それぞれ０．０１０％，０．００１５％以下とし、かつ
Ｃａを添加して、０．５≦〔Ｃａ〕（１−１２４
〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０とする。ＰはＣＣス
ラブの中心偏析を助長し、硬化組織を形成してＨＩＣの
発生・伝播を容易にするため、Ｐ量は０．０１０％以下
に限定した。
それぞれ０．０１０％，０．００１５％以下とし、かつ
Ｃａを添加して、０．５≦〔Ｃａ〕（１−１２４
〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０とする。ＰはＣＣス
ラブの中心偏析を助長し、硬化組織を形成してＨＩＣの
発生・伝播を容易にするため、Ｐ量は０．０１０％以下
に限定した。
【００１４】またＳはＭｎＳ系介在物を形成し、ＭｎＳ
は圧延で伸長してＨＩＣの発生起点となる。これを防止
するには介在物の絶対量を低減するとともに硫化物の形
態を制御して圧延で制御し難いＣａＳとしなければなら
ない。
は圧延で伸長してＨＩＣの発生起点となる。これを防止
するには介在物の絶対量を低減するとともに硫化物の形
態を制御して圧延で制御し難いＣａＳとしなければなら
ない。
【００１５】そこでＳ量は０．００１５％以下（望まし
くは０．００１０％以下）とし、Ｃａを０．００１〜
０．００５％添加した。Ｃａによる硫化物の形態制御を
十分に行なうため、ＥＳＳＰ＝〔Ｃａ〕（１−１２４
〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≧０．５とした。しかもＥＳ
ＳＰが大きすぎると、Ｃａ系介在物が増加、ＨＩＣの発
生起点となるので、その上限を７．０とした。
くは０．００１０％以下）とし、Ｃａを０．００１〜
０．００５％添加した。Ｃａによる硫化物の形態制御を
十分に行なうため、ＥＳＳＰ＝〔Ｃａ〕（１−１２４
〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≧０．５とした。しかもＥＳ
ＳＰが大きすぎると、Ｃａ系介在物が増加、ＨＩＣの発
生起点となるので、その上限を７．０とした。
【００１６】上記に関連してＯ量を０．００３％以下に
限定した。これはＨＩＣの起点となる酸化物系介在物を
低減するとともに少ないＣａ量で硫化物の形態制御を行
なうためである。
限定した。これはＨＩＣの起点となる酸化物系介在物を
低減するとともに少ないＣａ量で硫化物の形態制御を行
なうためである。
【００１７】Ａｌは脱酸元素として鋼に含まれる元素で
あるが、脱酸はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、必ず
しも添加する必要はない。Ａｌ量が０．０６％以上にな
るとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害する
ので、その上限を０．０６％とした。
あるが、脱酸はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、必ず
しも添加する必要はない。Ａｌ量が０．０６％以上にな
るとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害する
ので、その上限を０．０６％とした。
【００１８】ＮはＴｉＮを形成しスラブ再加熱時や溶接
時のγ粒の粗大化抑制を通じて母材、ＨＡＺ靭性を向上
させる。このために必要な最小量は０．００１％であ
る。しかし多過ぎるとスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡ
Ｚ靭性劣化の原因となるので、その上限は０．００５％
以下に抑える必要がある。
時のγ粒の粗大化抑制を通じて母材、ＨＡＺ靭性を向上
させる。このために必要な最小量は０．００１％であ
る。しかし多過ぎるとスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡ
Ｚ靭性劣化の原因となるので、その上限は０．００５％
以下に抑える必要がある。
【００１９】つぎにＶ，Ｎｉ，Ｃｕを添加する理由につ
いて説明する。基本となる成分に、さらにこれらの元素
を添加する主たる目的は本発明鋼の優れた特徴を損なう
ことなく、強度・靭性などの特性向上をはかるためであ
る。したがって、その添加量は自ら制限される性質のも
のである。
いて説明する。基本となる成分に、さらにこれらの元素
を添加する主たる目的は本発明鋼の優れた特徴を損なう
ことなく、強度・靭性などの特性向上をはかるためであ
る。したがって、その添加量は自ら制限される性質のも
のである。
【００２０】ＶはほぼＮｂと同様な効果を有し、ミクロ
組織の微細化による低温靭性の向上や焼入性の増大、析
出硬化による高強度化などに効果がある。その効果を発
揮するための最小量は、０．０１％である。しかし、添
加量が多過ぎると現地溶接性やＨＡＺ靭性の劣化を招く
ので、その上限を０．１０％とした。
組織の微細化による低温靭性の向上や焼入性の増大、析
出硬化による高強度化などに効果がある。その効果を発
揮するための最小量は、０．０１％である。しかし、添
加量が多過ぎると現地溶接性やＨＡＺ靭性の劣化を招く
ので、その上限を０．１０％とした。
【００２１】Ｎｉは現地溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を
およぼすことなく、強度、靭性をともに向上させるほ
か、Ｃｕ添加時の熱間割れ防止にも効果がある。その効
果を発揮するための最小量は、０．０５％である。しか
し０．５％を超えると経済性の点で好ましくないため、
その上限を０．５％とした。
およぼすことなく、強度、靭性をともに向上させるほ
か、Ｃｕ添加時の熱間割れ防止にも効果がある。その効
果を発揮するための最小量は、０．０５％である。しか
し０．５％を超えると経済性の点で好ましくないため、
その上限を０．５％とした。
【００２２】Ｃｕは耐食性、耐ＨＩＣ性にも効果があ
る。その効果を発揮するための最小量は、０．０５％で
ある。しかし、０．５％を超えると熱間圧延時にＣｕ−
クラックが生じ、製造が困難になる。このため上限を
０．５％とした。
る。その効果を発揮するための最小量は、０．０５％で
ある。しかし、０．５％を超えると熱間圧延時にＣｕ−
クラックが生じ、製造が困難になる。このため上限を
０．５％とした。
【００２３】上記のようなＣｒ添加鋼において母材の低
温靭性を改善するためには、さらに製造法が適切でなけ
ればならない。このため鋼（スラブ）の再加熱、圧延、
冷却条件を限定する必要がある。まず再加熱温度を１１
００〜１２８０℃の範囲に限定する。再加熱温度はＮｂ
析出物を固溶させ、かつ圧延終了温度を確保するために
１１００℃以上としなければならない（望ましくは１１
５０〜１２００℃である）。しかし再加熱熱温度が１２
８０℃以上では、γ粒が著しく粗大化し圧延によっても
完全に微細化できないため、優れた低温靭性が得られな
い。このため再加熱温度を１２８０℃以下とした。
温靭性を改善するためには、さらに製造法が適切でなけ
ればならない。このため鋼（スラブ）の再加熱、圧延、
冷却条件を限定する必要がある。まず再加熱温度を１１
００〜１２８０℃の範囲に限定する。再加熱温度はＮｂ
析出物を固溶させ、かつ圧延終了温度を確保するために
１１００℃以上としなければならない（望ましくは１１
５０〜１２００℃である）。しかし再加熱熱温度が１２
８０℃以上では、γ粒が著しく粗大化し圧延によっても
完全に微細化できないため、優れた低温靭性が得られな
い。このため再加熱温度を１２８０℃以下とした。
【００２４】さらに９５０℃以下の累積圧下量を６０％
以上、圧延終了温度を６８０〜９００℃としなければな
らない。これは再結晶域圧延で微細化したγ粒を低温圧
延によって延伸化し、フェライト粒径の徹底的な微細化
をはかって低温靭性を改善するためである。累積圧下量
が６０％未満ではγ組織の伸延化が不十分で、微細なフ
ェライト粒が得られない。また圧延終了温度が９００℃
以上では、たとえ累積圧下量が６０％以上でも微細なフ
ェライト粒は達成できない。しかし圧延終了温度が低下
し過ぎると過度の（γ＋α）２相域圧延となり、低温靭
性の劣化を招くので、圧延終了温度の下限を６８０℃と
した。
以上、圧延終了温度を６８０〜９００℃としなければな
らない。これは再結晶域圧延で微細化したγ粒を低温圧
延によって延伸化し、フェライト粒径の徹底的な微細化
をはかって低温靭性を改善するためである。累積圧下量
が６０％未満ではγ組織の伸延化が不十分で、微細なフ
ェライト粒が得られない。また圧延終了温度が９００℃
以上では、たとえ累積圧下量が６０％以上でも微細なフ
ェライト粒は達成できない。しかし圧延終了温度が低下
し過ぎると過度の（γ＋α）２相域圧延となり、低温靭
性の劣化を招くので、圧延終了温度の下限を６８０℃と
した。
【００２５】圧延後、鋼板を加速冷却することが必須で
ある。加速冷却は中心偏析帯を含めたミクロ組織の改善
に有効で、靭性を損なわずに強度の増加、耐ＨＩＣ性の
向上を可能にする。加速冷却の条件として圧延後、ただ
ちに冷却速度３〜４０℃／sec で３５０℃以上６００℃
以下の温度まで冷却、その後空冷しなければならない。
冷却速度が遅すぎたり、冷却停止温度が高すぎると加速
冷却の効果が十分に得られず、適正なミクロ組織を得る
ことができない。一方、冷却速度が大きすぎたり、停止
温度が低すぎると硬化組織が生成して低温靭性や耐ＨＩ
Ｃ性が大幅に劣化する。
ある。加速冷却は中心偏析帯を含めたミクロ組織の改善
に有効で、靭性を損なわずに強度の増加、耐ＨＩＣ性の
向上を可能にする。加速冷却の条件として圧延後、ただ
ちに冷却速度３〜４０℃／sec で３５０℃以上６００℃
以下の温度まで冷却、その後空冷しなければならない。
冷却速度が遅すぎたり、冷却停止温度が高すぎると加速
冷却の効果が十分に得られず、適正なミクロ組織を得る
ことができない。一方、冷却速度が大きすぎたり、停止
温度が低すぎると硬化組織が生成して低温靭性や耐ＨＩ
Ｃ性が大幅に劣化する。
【００２６】なお、この鋼を製造後、焼戻、脱水素など
の目的でＡｃ1 点以下の温度で再加熱処理しても本発明
の特徴を損なうものではない。また省エネルギーなどを
目的としてＣＣスラブを加熱炉にホットチャージ、圧延
してもよい。
の目的でＡｃ1 点以下の温度で再加熱処理しても本発明
の特徴を損なうものではない。また省エネルギーなどを
目的としてＣＣスラブを加熱炉にホットチャージ、圧延
してもよい。
【００２７】本発明は厚板ミルに適用することがもっと
も好ましいが、ホットコイルにも適用できる。また、こ
の方法で製造した鋼板は低温靭性、現地溶接性も優れて
いるので、寒冷地におけるパイプラインのほか圧力容器
などにも適する。
も好ましいが、ホットコイルにも適用できる。また、こ
の方法で製造した鋼板は低温靭性、現地溶接性も優れて
いるので、寒冷地におけるパイプラインのほか圧力容器
などにも適する。
【００２８】
【実施例】転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の
鋼板（厚み１２〜３０mm）を製造し、その強度、低温靭
性、ＨＡＺ靭性および耐ＨＩＣ性を調査した。表１に実
施例を示す。
鋼板（厚み１２〜３０mm）を製造し、その強度、低温靭
性、ＨＡＺ靭性および耐ＨＩＣ性を調査した。表１に実
施例を示す。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】本発明法にしたがって製造した鋼板（本発
明鋼）はすべて良好な特性を有する。これに対して本発
明によらない比較鋼は、強度、低温靭性、ＨＡＺ靭性、
耐ＨＩＣ性のいずれかが劣る。
明鋼）はすべて良好な特性を有する。これに対して本発
明によらない比較鋼は、強度、低温靭性、ＨＡＺ靭性、
耐ＨＩＣ性のいずれかが劣る。
【００３２】比較鋼７〜１４において、鋼７，８および
９はそれぞれＣ量、Ｍｎ，Ｍｏ量あるいはＣｒ量が高す
ぎるために、ＨＡＺ靭性、耐ＨＩＣ性がともに劣る。比
較鋼１０はＳ量が多く、かつＥＳＳＰが小さいために、
耐ＨＩＣ性が劣る。比較鋼１１〜１４は成分は本発明鋼
と同様であるが、製造条件が適当でないために、母材強
度、靭性あるいは耐ＨＩＣ性が劣る。鋼１１は圧延後の
冷却速度が遅すぎ、鋼１２はスラブの再加熱温度が低
く、鋼１３は水冷停止温度が高く、鋼１４は９５０℃以
下の累積圧下量が小さい。
９はそれぞれＣ量、Ｍｎ，Ｍｏ量あるいはＣｒ量が高す
ぎるために、ＨＡＺ靭性、耐ＨＩＣ性がともに劣る。比
較鋼１０はＳ量が多く、かつＥＳＳＰが小さいために、
耐ＨＩＣ性が劣る。比較鋼１１〜１４は成分は本発明鋼
と同様であるが、製造条件が適当でないために、母材強
度、靭性あるいは耐ＨＩＣ性が劣る。鋼１１は圧延後の
冷却速度が遅すぎ、鋼１２はスラブの再加熱温度が低
く、鋼１３は水冷停止温度が高く、鋼１４は９５０℃以
下の累積圧下量が小さい。
【００３３】
【発明の効果】本発明により、耐ＨＩＣ性の優れた超高
強度Ｘ８０鋼を安価に大量生産することが可能となっ
た。その結果、現場での溶接施工能率やパイプラインの
安全性が著しく向上した。
強度Ｘ８０鋼を安価に大量生産することが可能となっ
た。その結果、現場での溶接施工能率やパイプラインの
安全性が著しく向上した。
フロントページの続き (56)参考文献 特開 平３−236420（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−64414（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−243221（ＪＰ，Ａ) 日本鋼管技報Ｎｏ．110（1985）松本, 赤尾，平，有方，新倉，長縄Ｐ．39〜46 製鉄研究第340号（1991）為広，西岡, 尾形，川田Ｐ．16〜21
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．０８、 Ｓｉ：０．６以下、 Ｍｎ：１．００〜１．４０、 Ｐ ：０．０１０以下、 Ｓ ：０．００１５以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．０６、 Ｃｒ：０．１０〜０．５０、 Ｍｏ：０．１０〜０．３０、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５、 Ａｌ：０．０６以下、 Ｃａ：０．００１〜０．００５、 Ｎ ：０．００１〜０．００５、 Ｏ ：０．００３以下 に必要に応じて、さらに Ｖ ：０．０１〜０．１０、 Ｎｉ：０．０５〜０．５０、 Ｃｕ：０．０５〜０．５０ の１種または２種以上を含有し、かつ０．５≦〔Ｃａ〕
（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０を満足
する残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を１１０
０℃〜１２８０℃の温度範囲に加熱して、９５０℃以下
の累積圧下量６０％以上、圧延終了温度６８０℃〜９０
０℃で圧延を行なった後、冷却速度３〜４０℃／秒で３
５０℃〜６００℃まで水冷、その後放冷し、引張強さ６
２０MPa 以上を有することを特徴とする耐水素誘起割れ
性の優れた高強度鋼板の製造方法。
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1992
- 1992-03-30 JP JP4074285A patent/JP2647302B2/ja not_active Expired - Fee Related
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