JPH06293917A - Ｃｌ− 含有環境下で耐ＣＯ２ 腐食性、低温靱性に優れた低合金ラインパイプ用鋼板の製造方法 - Google Patents
Ｃｌ− 含有環境下で耐ＣＯ２ 腐食性、低温靱性に優れた低合金ラインパイプ用鋼板の製造方法Info
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- JPH06293917A JPH06293917A JP8097093A JP8097093A JPH06293917A JP H06293917 A JPH06293917 A JP H06293917A JP 8097093 A JP8097093 A JP 8097093A JP 8097093 A JP8097093 A JP 8097093A JP H06293917 A JPH06293917 A JP H06293917A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、Ｃｌ- 含有環境下で耐ＣＯ2 腐食
性および低温靱性の優れたラインパイプ用鋼板の製造方
法を提供する。 【構成】 低Ｃ−高Ｐ−Ｎｂ−Ｔｉ鋼を１１００〜１２
５０℃の温度範囲に加熱して、９５０℃以下の累積圧下
量４０％以上、圧延終了温度７００〜８５０℃で圧延を
行った後、空冷または加速冷却することを特徴とするＣ
ｌ- 含む環境下で耐ＣＯ2 腐食性、低温靱性に優れた低
合金ラインパイプ用鋼板の製造方法。
性および低温靱性の優れたラインパイプ用鋼板の製造方
法を提供する。 【構成】 低Ｃ−高Ｐ−Ｎｂ−Ｔｉ鋼を１１００〜１２
５０℃の温度範囲に加熱して、９５０℃以下の累積圧下
量４０％以上、圧延終了温度７００〜８５０℃で圧延を
行った後、空冷または加速冷却することを特徴とするＣ
ｌ- 含む環境下で耐ＣＯ2 腐食性、低温靱性に優れた低
合金ラインパイプ用鋼板の製造方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ＣＯ2 を含んだ石油、
天然ガスに用いるＣｌ- 含有環境下で耐ＣＯ 2 腐食性、
低温靱性に優れたラインパイプ用高張力鋼板（引張強
さ：５００ＭＰａ以上、板厚：４０ｍｍ以下の鋼板）の
製造方法に関するものである。また、本発明は低温靱性
および現地溶接性にも優れ、寒冷地やオフショアに使用
可能なラインパイプ用高張力鋼板の製造方法に関するも
のである。
天然ガスに用いるＣｌ- 含有環境下で耐ＣＯ 2 腐食性、
低温靱性に優れたラインパイプ用高張力鋼板（引張強
さ：５００ＭＰａ以上、板厚：４０ｍｍ以下の鋼板）の
製造方法に関するものである。また、本発明は低温靱性
および現地溶接性にも優れ、寒冷地やオフショアに使用
可能なラインパイプ用高張力鋼板の製造方法に関するも
のである。
【０００２】本発明は、厚板ミルに適用することが最も
好ましいが、ホットコイルにも適用できる。
好ましいが、ホットコイルにも適用できる。
【０００３】
【従来の技術】寒冷地やオフショアにおける石油、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
優れた低温靱性、現地溶接性が要求される。さらに、近
年原油の２次、３次回収におけるＣＯ2 注入や深井戸化
によるインヒビター効果の低下によって、ＣＯ2 ガスに
よるラインパイプの腐食が大きな問題となり、耐ＣＯ2
腐食性が要求されるようになった。さらに、Ｃｌ- イオ
ンを含む環境下では一般に腐食が促進され、メサコロー
ジョンなどの不均一な腐食が生成する場合がある。
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
優れた低温靱性、現地溶接性が要求される。さらに、近
年原油の２次、３次回収におけるＣＯ2 注入や深井戸化
によるインヒビター効果の低下によって、ＣＯ2 ガスに
よるラインパイプの腐食が大きな問題となり、耐ＣＯ2
腐食性が要求されるようになった。さらに、Ｃｌ- イオ
ンを含む環境下では一般に腐食が促進され、メサコロー
ジョンなどの不均一な腐食が生成する場合がある。
【０００４】一方、近年ラインパイプ、油井管等は、益
々その使用条件は過酷になり、一層の高靱性化が求めら
れるようになった。低合金鋼の靱性確保は、組織粒の
サイズ、高炭素島状マルテンサイト（ＭＡ）、上部ベ
イナイト等の硬化組織の分散状態、粒界脆化の有無、
元素のミクロ偏析など種々の冶金学的要因に支配され
る。
々その使用条件は過酷になり、一層の高靱性化が求めら
れるようになった。低合金鋼の靱性確保は、組織粒の
サイズ、高炭素島状マルテンサイト（ＭＡ）、上部ベ
イナイト等の硬化組織の分散状態、粒界脆化の有無、
元素のミクロ偏析など種々の冶金学的要因に支配され
る。
【０００５】この内、ＨＡＺの結晶粒のサイズが低温靱
性に影響を与えることから、ＨＡＺ組織を微細化する数
多くの技術が開発実用化されている。ＴｉＮ等の高温で
も比較的安定な窒化物を鋼中に微細分散させ、これによ
ってＨＡＺのオーステナイト（γ）粒の粗大化を抑制す
る技術は特に有名である。特開平３−２１１２３０号公
報では、耐ＣＯ2 腐食性、低温靱性および現地溶接性に
優れた低温用耐ＣＯ2 腐食性ラインパイプ用鋼が提案さ
れている。しかし、ＣＯ2 を含有する環境で１．２％Ｃ
ｒ以下の鋼ではＣｒによる不働態域の形成はできないた
め、腐食生成物と地鉄との界面へのＣｌ- イオンの侵入
を防ぐのは困難である。
性に影響を与えることから、ＨＡＺ組織を微細化する数
多くの技術が開発実用化されている。ＴｉＮ等の高温で
も比較的安定な窒化物を鋼中に微細分散させ、これによ
ってＨＡＺのオーステナイト（γ）粒の粗大化を抑制す
る技術は特に有名である。特開平３−２１１２３０号公
報では、耐ＣＯ2 腐食性、低温靱性および現地溶接性に
優れた低温用耐ＣＯ2 腐食性ラインパイプ用鋼が提案さ
れている。しかし、ＣＯ2 を含有する環境で１．２％Ｃ
ｒ以下の鋼ではＣｒによる不働態域の形成はできないた
め、腐食生成物と地鉄との界面へのＣｌ- イオンの侵入
を防ぐのは困難である。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】かかる現状に鑑みて、
本発明は耐ＣＯ2 腐食性および低温靱性の優れたライン
パイプ用鋼の製造方法を提供するを目的とする。さら
に、本発明の目的は、腐食生成物と地鉄との界面へのＣ
ｌ- イオンの侵入を防止し、不均一な腐食を抑制する特
性を備えたラインパイプ用鋼板の製造方法を提供するこ
とである。
本発明は耐ＣＯ2 腐食性および低温靱性の優れたライン
パイプ用鋼の製造方法を提供するを目的とする。さら
に、本発明の目的は、腐食生成物と地鉄との界面へのＣ
ｌ- イオンの侵入を防止し、不均一な腐食を抑制する特
性を備えたラインパイプ用鋼板の製造方法を提供するこ
とである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は耐ＣＯ2腐食
性、特にＣｌ- イオンによる不均一な腐食を抑制する特
性を具備する高靱性ラインパイプ用鋼板を製造する方法
を提供しようとするもので、本発明者らは、耐ＣＯ2 腐
食性に及ぼす不均一腐食の影響を、主に化学成分、組織
に関して詳しく検討した結果、以下のような事実を確か
めた。
性、特にＣｌ- イオンによる不均一な腐食を抑制する特
性を具備する高靱性ラインパイプ用鋼板を製造する方法
を提供しようとするもので、本発明者らは、耐ＣＯ2 腐
食性に及ぼす不均一腐食の影響を、主に化学成分、組織
に関して詳しく検討した結果、以下のような事実を確か
めた。
【０００８】 Ｐ添加により耐ＣＯ2 腐食性が向上す
るとともに、不均一な腐食を抑制する。しかし、過量の
Ｐ添加は低温靱性、現地溶接性を劣化させる。 耐ＣＯ2 腐食性は主としてＰ量で決まり、組織の依
存性は少ない。但し、極度の高炭素島状マルテンサイト
（ＭＡ）および炭化物の生成は耐ＣＯ2 腐食性を劣化さ
せる。
るとともに、不均一な腐食を抑制する。しかし、過量の
Ｐ添加は低温靱性、現地溶接性を劣化させる。 耐ＣＯ2 腐食性は主としてＰ量で決まり、組織の依
存性は少ない。但し、極度の高炭素島状マルテンサイト
（ＭＡ）および炭化物の生成は耐ＣＯ2 腐食性を劣化さ
せる。
【０００９】つまり、ＣＯ2 腐食、特に不均一な腐食に
関してはＰ添加が有効であるが、過量のＰ添加は低温靱
性、現地溶接性の劣化を引き起こす。これに対処するに
は、Ｐ量の上限値を規制した上で、主としてＮｂ−Ｔｉ
の複合効果により低温靱性、現地溶接性の劣化の抑制が
可能になる。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、鋼を強靱化する。また、Ｔｉ添加は
微細なＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時、溶接時のγ粒
粗大化を抑制し、母材、ＨＡＺ靱性の改善に効果があ
る。
関してはＰ添加が有効であるが、過量のＰ添加は低温靱
性、現地溶接性の劣化を引き起こす。これに対処するに
は、Ｐ量の上限値を規制した上で、主としてＮｂ−Ｔｉ
の複合効果により低温靱性、現地溶接性の劣化の抑制が
可能になる。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、鋼を強靱化する。また、Ｔｉ添加は
微細なＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時、溶接時のγ粒
粗大化を抑制し、母材、ＨＡＺ靱性の改善に効果があ
る。
【００１０】一方、Ｃｌ-イオン を含むＣＯ2 環境下で
のＰ添加は、ＰＯ2 3-イオン 等の負イオンを腐食生成物
内に生じさせ、腐食生成物と地鉄界面へのＣｌ- イオン
の侵入を阻止し、腐食を抑制することから、その添加量
が多いほど有効であることが明らかになった。本発明の
技術思想の骨子は、過酷な使用条件下にあるラインパイ
プ用鋼板として要求される耐ＣＯ2 腐食性、特にＣｌ-
による不均一腐食の抑制特性と低温靱性という特性を、
鋼の化学成分と製造条件とによって確保した点にある。
のＰ添加は、ＰＯ2 3-イオン 等の負イオンを腐食生成物
内に生じさせ、腐食生成物と地鉄界面へのＣｌ- イオン
の侵入を阻止し、腐食を抑制することから、その添加量
が多いほど有効であることが明らかになった。本発明の
技術思想の骨子は、過酷な使用条件下にあるラインパイ
プ用鋼板として要求される耐ＣＯ2 腐食性、特にＣｌ-
による不均一腐食の抑制特性と低温靱性という特性を、
鋼の化学成分と製造条件とによって確保した点にある。
【００１１】すなわち、本発明の要旨とするところは下
記のとおりである。 （１） 重量％でＣ ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：
０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｐ ：
０．０１５〜０．０４０％、Ｓ ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．０２〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．
０３０％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ ：０．００１〜
０．００５％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物
からなる鋼を１１００〜１２５０℃の温度範囲に加熱し
て、９５０℃以下の累積圧下量４０％以上、圧延終了温
度７００〜８５０℃で圧延を行った後、空冷または加速
冷却することを特徴とするＣｌ - 含有環境下で耐ＣＯ2
腐食性、低温靱性に優れた低合金ラインパイプ用鋼板の
製造方法。
記のとおりである。 （１） 重量％でＣ ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：
０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｐ ：
０．０１５〜０．０４０％、Ｓ ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．０２〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．
０３０％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ ：０．００１〜
０．００５％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物
からなる鋼を１１００〜１２５０℃の温度範囲に加熱し
て、９５０℃以下の累積圧下量４０％以上、圧延終了温
度７００〜８５０℃で圧延を行った後、空冷または加速
冷却することを特徴とするＣｌ - 含有環境下で耐ＣＯ2
腐食性、低温靱性に優れた低合金ラインパイプ用鋼板の
製造方法。
【００１２】（２） 重量％でＣ ：０．０１〜０．１
０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．７〜１．
５％、Ｐ ：０．０１５〜０．０４０％、Ｓ ：０．０
０５％以下、Ｎｂ：０．０２〜０．０６％、Ｔｉ：０．
００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ ：
０．００１〜０．００５％を含有し、さらにＶ ：０．
００５〜０．０６０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃ
ｕ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｃａ：０．００１〜０．
００５％、Ｚｒ：０．００５〜０．０２５％、ＲＥＭ：
０．０００５〜０．０１％のうちの１種以上を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を１１００〜
１２５０℃の温度範囲に加熱して、９５０℃以下の累積
圧下量４０％以上、圧延終了温度７００〜８５０℃で圧
延を行った後、空冷または加速冷却することを特徴とす
るＣｌ- 含有環境下で耐ＣＯ2 腐食性、低温靱性に優れ
た低合金ラインパイプ用鋼板の製造方法。
０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．７〜１．
５％、Ｐ ：０．０１５〜０．０４０％、Ｓ ：０．０
０５％以下、Ｎｂ：０．０２〜０．０６％、Ｔｉ：０．
００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ ：
０．００１〜０．００５％を含有し、さらにＶ ：０．
００５〜０．０６０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃ
ｕ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｃａ：０．００１〜０．
００５％、Ｚｒ：０．００５〜０．０２５％、ＲＥＭ：
０．０００５〜０．０１％のうちの１種以上を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を１１００〜
１２５０℃の温度範囲に加熱して、９５０℃以下の累積
圧下量４０％以上、圧延終了温度７００〜８５０℃で圧
延を行った後、空冷または加速冷却することを特徴とす
るＣｌ- 含有環境下で耐ＣＯ2 腐食性、低温靱性に優れ
た低合金ラインパイプ用鋼板の製造方法。
【００１３】
【作用】本発明において化学成分を上述のように限定し
た理由は次の通りである。 Ｃ：Ｃ量の下限を０．０１％としたのは、母材および溶
接部の強度の確保ならびにＮｂ、Ｖ等の添加時に、これ
らの効果を発揮させるための最小量であるからである。
しかし、Ｃが多すぎるとＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼすだ
けでなく、母材の靱性、溶接性を劣化させるので、上限
を０．１０％とした。Ｃ量が多いとマルテンサイトが生
成し、低温靱性を著しく劣化する。
た理由は次の通りである。 Ｃ：Ｃ量の下限を０．０１％としたのは、母材および溶
接部の強度の確保ならびにＮｂ、Ｖ等の添加時に、これ
らの効果を発揮させるための最小量であるからである。
しかし、Ｃが多すぎるとＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼすだ
けでなく、母材の靱性、溶接性を劣化させるので、上限
を０．１０％とした。Ｃ量が多いとマルテンサイトが生
成し、低温靱性を著しく劣化する。
【００１４】Ｓｉ：Ｓｉは脱酸のために０．０５％以上
鋼に添加する必要があるが、多量に添加すると溶接性お
よび溶接部の靱性が劣化するので上限を０．５％とし
た。 Ｍｎ：Ｍｎは強度、靱性を確保する上で不可欠な元素で
あり、その下限は０．７％である。ＨＡＺ靱性を改善す
るには、γ粒界に粗大な初析フェライトが生成するのを
防止する必要があるが、Ｍｎはこの生成を抑制する効果
がある。しかし、Ｍｎが多すぎると焼入性が増加して、
溶接性、ＨＡＺ靱性を劣化させるため、上限を１．５％
とした。
鋼に添加する必要があるが、多量に添加すると溶接性お
よび溶接部の靱性が劣化するので上限を０．５％とし
た。 Ｍｎ：Ｍｎは強度、靱性を確保する上で不可欠な元素で
あり、その下限は０．７％である。ＨＡＺ靱性を改善す
るには、γ粒界に粗大な初析フェライトが生成するのを
防止する必要があるが、Ｍｎはこの生成を抑制する効果
がある。しかし、Ｍｎが多すぎると焼入性が増加して、
溶接性、ＨＡＺ靱性を劣化させるため、上限を１．５％
とした。
【００１５】Ｐ：本発明においてＰは重要な元素であ
り、０．０１５％以上の添加で耐ＣＯ2 腐食性に効果が
ある。しかし、０．０４０％超になると母材、ＨＡＺの
低温靱性を劣化させるため、その上限を０．０４０％と
する。さらに、Ｐ添加はＣｌ- 以外にＣＮ- 等の負イオ
ンの侵入も抑制する効果がある。 Ｓ：Ｓ量が０．００５％を超えると、ＭｎＳによる靱性
の劣化を引き起こす。従って、本発明ではＳ量を０．０
０５％以下とした。好ましくは０．００３％以下とす
る。
り、０．０１５％以上の添加で耐ＣＯ2 腐食性に効果が
ある。しかし、０．０４０％超になると母材、ＨＡＺの
低温靱性を劣化させるため、その上限を０．０４０％と
する。さらに、Ｐ添加はＣｌ- 以外にＣＮ- 等の負イオ
ンの侵入も抑制する効果がある。 Ｓ：Ｓ量が０．００５％を超えると、ＭｎＳによる靱性
の劣化を引き起こす。従って、本発明ではＳ量を０．０
０５％以下とした。好ましくは０．００３％以下とす
る。
【００１６】Ｎｂ：Ｎｂは本発明において重要な元素で
あり、高強度鋼においてはＮｂを添加することなく優れ
たＨＡＺ靱性を得ることは困難である。Ｎｂはγ粒界に
フェライトが生成するのを抑制し、結晶粒を微細化して
鋼を高靱性化する。この効果を得るためには最低０．０
２％のＮｂ量が必要である。しかしながら、Ｎｂ量が多
すぎると、逆に微細組織の生成が妨げられるので、その
上限を０．０６％とした。
あり、高強度鋼においてはＮｂを添加することなく優れ
たＨＡＺ靱性を得ることは困難である。Ｎｂはγ粒界に
フェライトが生成するのを抑制し、結晶粒を微細化して
鋼を高靱性化する。この効果を得るためには最低０．０
２％のＮｂ量が必要である。しかしながら、Ｎｂ量が多
すぎると、逆に微細組織の生成が妨げられるので、その
上限を０．０６％とした。
【００１７】Ｔｉ：Ｔｉは本発明において重要な元素で
あり、ＴｉＮを形成してＨＡＺ組織を微細化し、ＨＡＺ
靱性を向上させる。下限の０．００５％は、この効果を
得るための最小量であり、また０．０３０％はＴｉＣ形
成によるＨＡＺ靱性劣化を防止するための上限である。
あり、ＴｉＮを形成してＨＡＺ組織を微細化し、ＨＡＺ
靱性を向上させる。下限の０．００５％は、この効果を
得るための最小量であり、また０．０３０％はＴｉＣ形
成によるＨＡＺ靱性劣化を防止するための上限である。
【００１８】Ａｌ：Ａｌは、一般に脱酸上鋼に含まれる
元素であるが、過量の添加は鋼の清浄度が損なわれるた
め、その上限を０．０５％とした。 Ｎ：ＮはＴｉＮを形成してγ粒の粗大化抑制効果を通じ
て母材、ＨＡＺ靱性を向上させる。このための最小量は
０．００１％である。しかし、多すぎるとスラブ表面疵
や固溶ＮによるＨＡＺ靱性劣化の原因となるので、上限
は０．００５％に抑える必要がある。
元素であるが、過量の添加は鋼の清浄度が損なわれるた
め、その上限を０．０５％とした。 Ｎ：ＮはＴｉＮを形成してγ粒の粗大化抑制効果を通じ
て母材、ＨＡＺ靱性を向上させる。このための最小量は
０．００１％である。しかし、多すぎるとスラブ表面疵
や固溶ＮによるＨＡＺ靱性劣化の原因となるので、上限
は０．００５％に抑える必要がある。
【００１９】本発明においては、所望によりさらに強度
調整元素として、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｚｒ、
Ｃａ、ＲＥＭのうちの少なくとも１種を添加することが
できる。 Ｖ：ＶはＮｂとほぼ同じ効果を持つ元素であるが、０．
００５％未満では効果がなく、上限は０．０６０％まで
許容できる。 Ｎｉ：Ｎｉは０．０５％以上の添加により、溶接性、Ｈ
ＡＺ靱性に悪影響を及ぼすことなく、母材の強度、靱性
を向上させる。一方、１．０％を超えると耐ＳＳＣ性が
劣化するので、上限を１．０％とした。
調整元素として、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｚｒ、
Ｃａ、ＲＥＭのうちの少なくとも１種を添加することが
できる。 Ｖ：ＶはＮｂとほぼ同じ効果を持つ元素であるが、０．
００５％未満では効果がなく、上限は０．０６０％まで
許容できる。 Ｎｉ：Ｎｉは０．０５％以上の添加により、溶接性、Ｈ
ＡＺ靱性に悪影響を及ぼすことなく、母材の強度、靱性
を向上させる。一方、１．０％を超えると耐ＳＳＣ性が
劣化するので、上限を１．０％とした。
【００２０】Ｃｕ：ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果が０．
０５％以上の添加によって得られる。しかし、１．０％
を超えて添加すると熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生
し、製造困難となるので、上限を１．０％とした。 Ｃｒ：Ｃｒは耐ＣＯ2 腐食性を向上させる元素である。
また、Ｃｒは０．０５％以上の添加により母材、溶接部
の強度を高めるが、多すぎると溶接性やＨＡＺ靱性を劣
化させるので、上限を１．０％とした。
０５％以上の添加によって得られる。しかし、１．０％
を超えて添加すると熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生
し、製造困難となるので、上限を１．０％とした。 Ｃｒ：Ｃｒは耐ＣＯ2 腐食性を向上させる元素である。
また、Ｃｒは０．０５％以上の添加により母材、溶接部
の強度を高めるが、多すぎると溶接性やＨＡＺ靱性を劣
化させるので、上限を１．０％とした。
【００２１】Ｍｏ：Ｍｏは０．０５％以上の添加によ
り、母材の強度、靱性を向上させる元素であるが、多す
ぎると母材、ＨＡＺ靱性、溶接性の劣化を招き好ましく
ない。その上限は０．３０％である。 Ｚｒ：ＺｒはほぼＴｉと同様の効果を持つ元素である。
その上下限は、それぞれ、０．００５％、０．０２５％
である。
り、母材の強度、靱性を向上させる元素であるが、多す
ぎると母材、ＨＡＺ靱性、溶接性の劣化を招き好ましく
ない。その上限は０．３０％である。 Ｚｒ：ＺｒはほぼＴｉと同様の効果を持つ元素である。
その上下限は、それぞれ、０．００５％、０．０２５％
である。
【００２２】Ｃａ：Ｃａは鋼中介在物であるＭｎＳの形
態を制御して靱性を向上させる。しかし、０．００１％
未満では実用上効果がなく、また０．００５％を超える
とＣａ系の大型介在物やクラスターが生成して鋼の清浄
度を害するだけでなく、靱性、現地溶接性に悪影響を及
ぼすので０．００５％を上限とした。
態を制御して靱性を向上させる。しかし、０．００１％
未満では実用上効果がなく、また０．００５％を超える
とＣａ系の大型介在物やクラスターが生成して鋼の清浄
度を害するだけでなく、靱性、現地溶接性に悪影響を及
ぼすので０．００５％を上限とした。
【００２３】ＲＥＭ：ＲＥＭはＣａの場合と同様にＭｎ
Ｓの形態制御のために０．０００５％以上添加するが、
０．０１％を超えると鋼の清浄度が損なわれるので、そ
の上限を０．０１％とした。前記のような成分組成の鋼
において母材低温靱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ず、鋼（スラブ）の再加熱、圧
延、冷却条件を限定する必要がある。
Ｓの形態制御のために０．０００５％以上添加するが、
０．０１％を超えると鋼の清浄度が損なわれるので、そ
の上限を０．０１％とした。前記のような成分組成の鋼
において母材低温靱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ず、鋼（スラブ）の再加熱、圧
延、冷却条件を限定する必要がある。
【００２４】まず、スラブ再加熱温度を１１００〜１２
５０℃の範囲に限定する必要がある。再加熱温度はＮｂ
析出物を固溶させ、かつ圧延温度を確保するために１１
００℃以上としなければならない。しかし、再加熱温度
が１２５０℃を超えると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、優れた低温靱性が
得られない。このため、スラブ再加熱温度を１２５０℃
以下とする。好ましくは１１５０〜１２００℃とする。
５０℃の範囲に限定する必要がある。再加熱温度はＮｂ
析出物を固溶させ、かつ圧延温度を確保するために１１
００℃以上としなければならない。しかし、再加熱温度
が１２５０℃を超えると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、優れた低温靱性が
得られない。このため、スラブ再加熱温度を１２５０℃
以下とする。好ましくは１１５０〜１２００℃とする。
【００２５】さらに、９５０℃以下の累積圧下量を４０
％以上、圧延終了温度を７００〜８５０℃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
化をはかって低温靱性を改善するためである。累積圧下
量が４０％未満ではγ組織の延伸化が不十分で、微細な
フェライト粒が得られない。また、圧延終了温度が８５
０℃を超えると、たとえ累積圧下量が４０％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
靱性の劣化を招くので、圧延終了温度の下限を７００℃
とした。
％以上、圧延終了温度を７００〜８５０℃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
化をはかって低温靱性を改善するためである。累積圧下
量が４０％未満ではγ組織の延伸化が不十分で、微細な
フェライト粒が得られない。また、圧延終了温度が８５
０℃を超えると、たとえ累積圧下量が４０％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
靱性の劣化を招くので、圧延終了温度の下限を７００℃
とした。
【００２６】圧延後の冷却条件は、空冷または加速冷却
とする。加速冷却の条件としては、圧延後ただちに冷却
速度１０〜４０℃／ｓｅｃで６００℃以下任意の温度ま
で冷却し、その後空冷することが望ましい。なお、この
鋼を製造後、焼戻、脱水素等の目的でＡC1点以下の温度
で再加熱しても本発明の特徴を損なうものではない。
とする。加速冷却の条件としては、圧延後ただちに冷却
速度１０〜４０℃／ｓｅｃで６００℃以下任意の温度ま
で冷却し、その後空冷することが望ましい。なお、この
鋼を製造後、焼戻、脱水素等の目的でＡC1点以下の温度
で再加熱しても本発明の特徴を損なうものではない。
【００２７】
【実施例】表１、表２（表１のつづき）に示す化学成分
の供試鋼を使い、ＣＣスラブを表３、表４（表３のつづ
き）に示すような製造条件で再加熱し、熱間圧延し、そ
して加速冷却を行った。かくして得られた鋼板の機械的
性質、耐ＣＯ2 腐食性を表３、表４（表３のつづき）に
示す。
の供試鋼を使い、ＣＣスラブを表３、表４（表３のつづ
き）に示すような製造条件で再加熱し、熱間圧延し、そ
して加速冷却を行った。かくして得られた鋼板の機械的
性質、耐ＣＯ2 腐食性を表３、表４（表３のつづき）に
示す。
【００２８】比較鋼の鋼１１〜１７は化学成分が適切で
なく、所望の機械的性質が得られない例を示す。鋼１１
はＰ量が低く、ＣＯ2 腐食環境下でカソード反応を抑制
できず、耐ＣＯ2 腐食性が劣化した例である。鋼１２は
Ｐ量が多く、母材、ＨＡＺ靱性が低下した例である。鋼
１３はＣ量が多いため靱性が低下した例である。鋼１４
はＭｎ量が多いため溶接部の焼入性が増加して靱性が低
下した例である。鋼１５、鋼１６はそれぞれＮｂ、Ｔｉ
が不足しているために靱性が低下した例である。
なく、所望の機械的性質が得られない例を示す。鋼１１
はＰ量が低く、ＣＯ2 腐食環境下でカソード反応を抑制
できず、耐ＣＯ2 腐食性が劣化した例である。鋼１２は
Ｐ量が多く、母材、ＨＡＺ靱性が低下した例である。鋼
１３はＣ量が多いため靱性が低下した例である。鋼１４
はＭｎ量が多いため溶接部の焼入性が増加して靱性が低
下した例である。鋼１５、鋼１６はそれぞれＮｂ、Ｔｉ
が不足しているために靱性が低下した例である。
【００２９】比較鋼の鋼１７〜１９は適切な製造条件で
はないので、所望の機械的性質が得られない例を示す。
鋼１７は再加熱温度が低いため母材強度が十分でない例
である。鋼１８は９５０℃以下の累積圧下量が不足で母
材靱性が悪い例である。また、鋼１９は圧延終了温度が
低いため母材靱性が劣化した例である。
はないので、所望の機械的性質が得られない例を示す。
鋼１７は再加熱温度が低いため母材強度が十分でない例
である。鋼１８は９５０℃以下の累積圧下量が不足で母
材靱性が悪い例である。また、鋼１９は圧延終了温度が
低いため母材靱性が劣化した例である。
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】
【表３】
【００３３】
【表４】
【００３４】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によりＣｌ
- とＣＯ2 を含有した環境における耐ＣＯ2 腐食性を改
善し、特に母材のみならず溶接部の靱性を適切に改善し
て、ラインパイプ用鋼管材としての特性を有効に高める
ことができるので、本発明の産業上に及ぼす効果は極め
て大きい。
- とＣＯ2 を含有した環境における耐ＣＯ2 腐食性を改
善し、特に母材のみならず溶接部の靱性を適切に改善し
て、ラインパイプ用鋼管材としての特性を有効に高める
ことができるので、本発明の産業上に及ぼす効果は極め
て大きい。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 為広 博 千葉県君津市君津１番地 新日本製鐵株式 会社君津製鐵所内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．０１〜０．１０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５％、 Ｍｎ：０．７〜１．５％、 Ｐ ：０．０１５〜０．０４０％、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ｎｂ：０．０２〜０．０６％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００５％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を
１１００〜１２５０℃の温度範囲に加熱して、９５０℃
以下の累積圧下量４０％以上、圧延終了温度７００〜８
５０℃で圧延を行った後、空冷または加速冷却すること
を特徴とするＣｌ - 含有環境下で耐ＣＯ2 腐食性、低温
靱性に優れた低合金ラインパイプ用鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ ：０．０１〜０．１０％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５％、 Ｍｎ：０．７〜１．５％、 Ｐ ：０．０１５〜０．０４０％、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ｎｂ：０．０２〜０．０６％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００５％ を含有し、さらに Ｖ ：０．００５〜０．０６０％、 Ｎｉ：０．０５〜１．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｃｒ：０．０５〜１．０％、 Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％、 Ｚｒ：０．００５〜０．０２５％、 ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％ のうちの１種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不
純物からなる鋼を１１００〜１２５０℃の温度範囲に加
熱して、９５０℃以下の累積圧下量４０％以上、圧延終
了温度７００〜８５０℃で圧延を行った後、空冷または
加速冷却することを特徴とするＣｌ- 含有環境下で耐Ｃ
Ｏ2 腐食性、低温靱性に優れた低合金ラインパイプ用鋼
板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8097093A JPH06293917A (ja) | 1993-04-07 | 1993-04-07 | Ｃｌ− 含有環境下で耐ＣＯ２ 腐食性、低温靱性に優れた低合金ラインパイプ用鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8097093A JPH06293917A (ja) | 1993-04-07 | 1993-04-07 | Ｃｌ− 含有環境下で耐ＣＯ２ 腐食性、低温靱性に優れた低合金ラインパイプ用鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06293917A true JPH06293917A (ja) | 1994-10-21 |
Family
ID=13733379
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8097093A Withdrawn JPH06293917A (ja) | 1993-04-07 | 1993-04-07 | Ｃｌ− 含有環境下で耐ＣＯ２ 腐食性、低温靱性に優れた低合金ラインパイプ用鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06293917A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100481370B1 (ko) * | 2000-12-23 | 2005-04-08 | 주식회사 포스코 | 저온인성이 우수한 라인파이프용 열연강재의 제조방법 |
| JP2007277680A (ja) * | 2006-04-11 | 2007-10-25 | Nippon Steel Corp | 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法 |
-
1993
- 1993-04-07 JP JP8097093A patent/JPH06293917A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100481370B1 (ko) * | 2000-12-23 | 2005-04-08 | 주식회사 포스코 | 저온인성이 우수한 라인파이프용 열연강재의 제조방법 |
| JP2007277680A (ja) * | 2006-04-11 | 2007-10-25 | Nippon Steel Corp | 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
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