JPH08199292A - 低温靭性の優れた溶接性高強度鋼 - Google Patents
低温靭性の優れた溶接性高強度鋼Info
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- JPH08199292A JPH08199292A JP1108195A JP1108195A JPH08199292A JP H08199292 A JPH08199292 A JP H08199292A JP 1108195 A JP1108195 A JP 1108195A JP 1108195 A JP1108195 A JP 1108195A JP H08199292 A JPH08199292 A JP H08199292A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 ＨＡＺ靭性、現地溶接性の優れた引張強さ９
５０ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）の高強度ライ
ンパイプ用鋼。 【構成】 低Ｃ−鋼Ｍｎ−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｎｂ−Ｔｉ−Ｂ
系で平均粒径が１０μｍ以下の未再結晶オーステナイト
から変態し９０％以上のマルテンサイトの組織からなる
鋼またはこれを焼戻した鋼。 【効果】 低温靭性、現地溶接性の優れた超高強度ライ
ンパイプ（Ｘ１００超）用鋼の製造が可能となった。そ
の結果、パイプラインの安全性が著しく向上すると共
に、パイプラインの施工能率、輸送効率の向上が可能と
なった。
５０ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）の高強度ライ
ンパイプ用鋼。 【構成】 低Ｃ−鋼Ｍｎ−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｎｂ−Ｔｉ−Ｂ
系で平均粒径が１０μｍ以下の未再結晶オーステナイト
から変態し９０％以上のマルテンサイトの組織からなる
鋼またはこれを焼戻した鋼。 【効果】 低温靭性、現地溶接性の優れた超高強度ライ
ンパイプ（Ｘ１００超）用鋼の製造が可能となった。そ
の結果、パイプラインの安全性が著しく向上すると共
に、パイプラインの施工能率、輸送効率の向上が可能と
なった。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は９５０ＭＰａ以上の引張
強さ（ＴＳ）を有する低温靭性・溶接性の優れた超高強
度鋼に関するものであり、天然ガス・原油輸送用ライン
パイプをはじめ、各種圧力容器、産業機械などの溶接用
鋼材として広く使用できる。
強さ（ＴＳ）を有する低温靭性・溶接性の優れた超高強
度鋼に関するものであり、天然ガス・原油輸送用ライン
パイプをはじめ、各種圧力容器、産業機械などの溶接用
鋼材として広く使用できる。
【０００２】
【従来の技術】近年、原油・天然ガスを長距離輸送する
パイプラインに使用するラインパイプは、（１）高圧下
による輸送効率の向上や（２）ラインパイプの外径・重
量の低減による現地施工能率の向上のため、ますます高
強度化する傾向にある。これまでに米国石油協会（ＡＰ
Ｉ）規格でＸ８０（引張強さ６２０ＭＰａ以上）までの
ラインパイプの実用化がされているが、さらに高強度の
ラインパイプに対するニーズが強くなってきた。
パイプラインに使用するラインパイプは、（１）高圧下
による輸送効率の向上や（２）ラインパイプの外径・重
量の低減による現地施工能率の向上のため、ますます高
強度化する傾向にある。これまでに米国石油協会（ＡＰ
Ｉ）規格でＸ８０（引張強さ６２０ＭＰａ以上）までの
ラインパイプの実用化がされているが、さらに高強度の
ラインパイプに対するニーズが強くなってきた。
【０００３】現在、超高強度ラインパイプ製造法の研究
は、従来のＸ８０ラインパイプの製造技術（例えばＮＫ
Ｋ技法No.138(1992),pp24-31、およびThe 7th Offshore
Mechanics and Arctic Engineering(1998),Volume V,p
p179-185）を基本に検討されているが、これではせいぜ
い、Ｘ１００（引張強さ７６０ＭＰａ以上）ラインパイ
プの製造が限界と考えられる。パイプラインの超高強度
化は強度・低温靭性バランスを始めとして溶接熱影響部
（ＨＡＺ）靭性、現地溶接性、継手軟化など多くの問題
を抱えており、これらを克服した画期的な超高強度ライ
ンパイプ（Ｘ１００超）の早期開発が要望されている。
は、従来のＸ８０ラインパイプの製造技術（例えばＮＫ
Ｋ技法No.138(1992),pp24-31、およびThe 7th Offshore
Mechanics and Arctic Engineering(1998),Volume V,p
p179-185）を基本に検討されているが、これではせいぜ
い、Ｘ１００（引張強さ７６０ＭＰａ以上）ラインパイ
プの製造が限界と考えられる。パイプラインの超高強度
化は強度・低温靭性バランスを始めとして溶接熱影響部
（ＨＡＺ）靭性、現地溶接性、継手軟化など多くの問題
を抱えており、これらを克服した画期的な超高強度ライ
ンパイプ（Ｘ１００超）の早期開発が要望されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は前記要望を充
足すべく、強度と低温靭性のバランスが優れ、かつ現地
溶接が容易な引張強さ９５０ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ
１００超）の超高強度溶接用鋼を提供することを目的と
するものである。
足すべく、強度と低温靭性のバランスが優れ、かつ現地
溶接が容易な引張強さ９５０ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ
１００超）の超高強度溶接用鋼を提供することを目的と
するものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、引張強さ
が９５０ＭＰａ以上で、かつ低温靭性・現地溶接性の優
れた超高強度鋼を得るための鋼材の化学成分（組成）と
そのミクロ組織について鋭意研究を行い、新しい超高強
度溶接用鋼を発明するに至った。
が９５０ＭＰａ以上で、かつ低温靭性・現地溶接性の優
れた超高強度鋼を得るための鋼材の化学成分（組成）と
そのミクロ組織について鋭意研究を行い、新しい超高強
度溶接用鋼を発明するに至った。
【０００６】すなわち本発明の要旨とするところは、重
量％で、Ｃ ：０．０５〜０．１０％、 Ｓｉ：
０．６％以下、Ｍｎ：１．７〜２．２％、 Ｐ
：０．０１５％以下、Ｓ ：０．００３％以下、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１５〜０．
５０％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：
０．００５〜０．０３０％、 Ｂ ：０．０００３〜
０．００２０％、Ａｌ：０．０６％以下、
Ｎ ：０．００１〜０．００６％、あるいはさらに必要
に応じて、Ｖ ：０．０１〜０．１０％、 Ｃｕ：
０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜０．６％の一種また
は２種以上を含有し、また、場合によってさらにＣａ：
０．００１〜０．００６％を含有し、Ｐ＝２．７Ｃ＋
０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃ
ｕ）＋２Ｍｏが２．５≦Ｐ≦４．０を満足し、残部が鉄
および不可避不純物からなる鋼成分を有し、さらにその
ミクロ組織が見かけの平均オーステナイト粒径（ｄγ）
が１０μｍ以下の未再結晶オーステナイトから変態し、
そのミクロ組織がで９０％以上のマルテンサイトを含む
こと、およびこの鋼をＡｃ1 点以下の温度で焼戻し処理
してなることを特徴とする低温靭性の優れた溶接性高強
度鋼である。
量％で、Ｃ ：０．０５〜０．１０％、 Ｓｉ：
０．６％以下、Ｍｎ：１．７〜２．２％、 Ｐ
：０．０１５％以下、Ｓ ：０．００３％以下、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１５〜０．
５０％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：
０．００５〜０．０３０％、 Ｂ ：０．０００３〜
０．００２０％、Ａｌ：０．０６％以下、
Ｎ ：０．００１〜０．００６％、あるいはさらに必要
に応じて、Ｖ ：０．０１〜０．１０％、 Ｃｕ：
０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜０．６％の一種また
は２種以上を含有し、また、場合によってさらにＣａ：
０．００１〜０．００６％を含有し、Ｐ＝２．７Ｃ＋
０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃ
ｕ）＋２Ｍｏが２．５≦Ｐ≦４．０を満足し、残部が鉄
および不可避不純物からなる鋼成分を有し、さらにその
ミクロ組織が見かけの平均オーステナイト粒径（ｄγ）
が１０μｍ以下の未再結晶オーステナイトから変態し、
そのミクロ組織がで９０％以上のマルテンサイトを含む
こと、およびこの鋼をＡｃ1 点以下の温度で焼戻し処理
してなることを特徴とする低温靭性の優れた溶接性高強
度鋼である。
【０００７】
【作用】以下、本発明の内容について詳細に説明する。
本発明の特徴は、（１）Ｎｉ−Ｍｏ−Ｎｂ−微量Ｂ−微
量Ｔｉを複合添加した低炭素・高Ｍｎ系であること、
（２）そのミクロ組織が平均オーステナイト粒径が１０
μｍ以下の未再結晶オーステナイトから変態した微細な
マルテンサイト組織（焼戻した後は焼戻しマルテンサイ
ト組織）を主体とすること、である。
本発明の特徴は、（１）Ｎｉ−Ｍｏ−Ｎｂ−微量Ｂ−微
量Ｔｉを複合添加した低炭素・高Ｍｎ系であること、
（２）そのミクロ組織が平均オーステナイト粒径が１０
μｍ以下の未再結晶オーステナイトから変態した微細な
マルテンサイト組織（焼戻した後は焼戻しマルテンサイ
ト組織）を主体とすること、である。
【０００８】従来より、極低炭素−高Ｍｎ−Ｎｂ−（Ｍ
ｏ）−（Ｎｉ）−微量Ｂ−微量Ｔｉ鋼は微細なベイナイ
ト主体の組織を有するラインパイプ用鋼として知られて
いるが、その引張強さの上限はせいぜい７５０ＭＰａが
限界であった。本基本成分系で微細なマルテンサイトを
主体とする組織の超高強度鋼は存在していない。これは
ベイナイト主体の組織では９５０ＭＰａ以上の引張強さ
は到底不可能であるばかりか、マルテンサイト組織が増
すと低温靭性が劣化すると考えられていたためである。
ｏ）−（Ｎｉ）−微量Ｂ−微量Ｔｉ鋼は微細なベイナイ
ト主体の組織を有するラインパイプ用鋼として知られて
いるが、その引張強さの上限はせいぜい７５０ＭＰａが
限界であった。本基本成分系で微細なマルテンサイトを
主体とする組織の超高強度鋼は存在していない。これは
ベイナイト主体の組織では９５０ＭＰａ以上の引張強さ
は到底不可能であるばかりか、マルテンサイト組織が増
すと低温靭性が劣化すると考えられていたためである。
【０００９】まず本発明のミクロ組織について説明す
る。引張強さ９５０ＭＰａ以上の超高強度を達成するた
めには、鋼のミクロ組織を一定以上のマルテンサイトと
する必要があり、その分率は９０％以上でなくてはなら
ない。マルテンサイト分率が９０％以下であると、十分
な強度が得られないだけでなく、良好な低温靭性を確保
することが困難となる。
る。引張強さ９５０ＭＰａ以上の超高強度を達成するた
めには、鋼のミクロ組織を一定以上のマルテンサイトと
する必要があり、その分率は９０％以上でなくてはなら
ない。マルテンサイト分率が９０％以下であると、十分
な強度が得られないだけでなく、良好な低温靭性を確保
することが困難となる。
【００１０】しかし、ミクロ組織の種類を上述のように
限定しても、必ずしも良好な低温靭性は得られない。優
れた低温靭性を得るためには、γ−α変態前のオーステ
ナイト組織（旧オーステナイト組織）を最適化し、鋼材
の最終組織を効果的に微細化する必要がある。このため
旧オーステナイト組織を未再結晶オーステナイトとし、
かつその平均粒径（ｄγ）を１０μｍ以下に限定した。
これにより、従来低温靭性が悪いと考えられていたマル
テンサイト主体の組織においても極めて優れた強度・低
温靭性バンランスが得られることを明らかにした。未再
結晶オーステナイト粒径の微細化は、マルテンサイト主
体の鋼の低温靭性改善に特に有効である。目的とする低
温靭性（例えばＶノッチシャルピー試験の遷移温度vTrs
で−８０℃以下）を得るには、平均粒径を１０μｍ以下
としなければならない。
限定しても、必ずしも良好な低温靭性は得られない。優
れた低温靭性を得るためには、γ−α変態前のオーステ
ナイト組織（旧オーステナイト組織）を最適化し、鋼材
の最終組織を効果的に微細化する必要がある。このため
旧オーステナイト組織を未再結晶オーステナイトとし、
かつその平均粒径（ｄγ）を１０μｍ以下に限定した。
これにより、従来低温靭性が悪いと考えられていたマル
テンサイト主体の組織においても極めて優れた強度・低
温靭性バンランスが得られることを明らかにした。未再
結晶オーステナイト粒径の微細化は、マルテンサイト主
体の鋼の低温靭性改善に特に有効である。目的とする低
温靭性（例えばＶノッチシャルピー試験の遷移温度vTrs
で−８０℃以下）を得るには、平均粒径を１０μｍ以下
としなければならない。
【００１１】ここで見かけの平均オーステナイト粒径は
図１のように定義し、オーステナイト粒界の測定では、
オーステナイト粒界と同様の作用を有する変形帯や双晶
境界も含めた。具体的には、鋼板厚さ方向に引いた直線
の全長を、該直線上に存在するオーステナイト粒界との
交点の数で徐し、ｄγを求めた。このようにして求めた
平均オーステナイト粒径は低温靭性（シャルピー衝撃試
験の遷移温度）と極めて良い相関があることがわかっ
た。さらに、ミクロ組織の形態を上述のように厳密に制
御することにより、シャルピー衝撃試験などの破面に脆
性き裂先端での３軸応力度を低下させ、脆性き裂伝播停
止特性を改善すると考えられているセパレーションとい
う層状剥離現象が発生し、破面遷移温度はより一層低く
なることも明らかになった。
図１のように定義し、オーステナイト粒界の測定では、
オーステナイト粒界と同様の作用を有する変形帯や双晶
境界も含めた。具体的には、鋼板厚さ方向に引いた直線
の全長を、該直線上に存在するオーステナイト粒界との
交点の数で徐し、ｄγを求めた。このようにして求めた
平均オーステナイト粒径は低温靭性（シャルピー衝撃試
験の遷移温度）と極めて良い相関があることがわかっ
た。さらに、ミクロ組織の形態を上述のように厳密に制
御することにより、シャルピー衝撃試験などの破面に脆
性き裂先端での３軸応力度を低下させ、脆性き裂伝播停
止特性を改善すると考えられているセパレーションとい
う層状剥離現象が発生し、破面遷移温度はより一層低く
なることも明らかになった。
【００１２】しかしながら、上述のように鋼のミクロ組
織を厳密に制御して目的とする特性を有する鋼材は得ら
れない。このためにはミクロ組織と同時に化学成分を限
定する必要がある。以下に成分元素の限定理由について
説明する。
織を厳密に制御して目的とする特性を有する鋼材は得ら
れない。このためにはミクロ組織と同時に化学成分を限
定する必要がある。以下に成分元素の限定理由について
説明する。
【００１３】Ｃ量は０．０５〜０．１０％に限定する。
炭素は鋼の強度向上に極めて有効であり、マルテンサイ
ト組織において目標とする強度を得るためには、最低
０．０５％は必要である。しかし、Ｃ量が多すぎると母
材、ＨＡＺの低温靭性や現地溶接性の著しい劣化を招く
ので、その上限を０．１０％とした。しかし、望ましく
は上限値は０．０８％に制限したほうがよい。
炭素は鋼の強度向上に極めて有効であり、マルテンサイ
ト組織において目標とする強度を得るためには、最低
０．０５％は必要である。しかし、Ｃ量が多すぎると母
材、ＨＡＺの低温靭性や現地溶接性の著しい劣化を招く
ので、その上限を０．１０％とした。しかし、望ましく
は上限値は０．０８％に制限したほうがよい。
【００１４】Ｓｉは脱酸や強度向上のために添加する元
素であるが、多く添加するとＨＡＺ靭性、現地溶接性を
著しく劣化させるので、上限を０．６％とした。鋼の脱
酸はＡｌでもＴｉでも十分可能であり、Ｓｉは必ずしも
添加する必要はない。
素であるが、多く添加するとＨＡＺ靭性、現地溶接性を
著しく劣化させるので、上限を０．６％とした。鋼の脱
酸はＡｌでもＴｉでも十分可能であり、Ｓｉは必ずしも
添加する必要はない。
【００１５】Ｍｎは本発明鋼のミクロ組織をマルテンサ
イト主体の組織とし、優れた強度・低温靭性のバランス
を確保する上で不可欠な元素であり、その下限は１．７
％である。しかし、Ｍｎが多すぎると鋼の焼入れ性が増
してＨＡＺ靭性、現地溶接性を劣化させるだけでなく、
連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、母材の低温靭性をも
劣化させるので上限を２．２％とした。
イト主体の組織とし、優れた強度・低温靭性のバランス
を確保する上で不可欠な元素であり、その下限は１．７
％である。しかし、Ｍｎが多すぎると鋼の焼入れ性が増
してＨＡＺ靭性、現地溶接性を劣化させるだけでなく、
連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、母材の低温靭性をも
劣化させるので上限を２．２％とした。
【００１６】Ｎｉを添加する目的は低炭素の本発明鋼を
低温靭性や現地溶接性を劣化させることなく向上させる
ためである。Ｎｉ添加はＭｎやＣｒ，Ｍｏ添加に比較し
て圧延組織（特に連続鋳造鋼片の中心偏析帯）中に低温
靭性に有害な硬化組織を形成することが少ないばかり
か、０．１％以上の微量のＮｉ添加がＨＡＺ靭性の改善
にも有効であることが判明した（ＨＡＺ靭性上、特に有
効なＮｉ添加量は０．３％以上である）。しかし、添加
量が多すぎると、経済性だけではなく、ＨＡＺ靭性や現
地溶接性を劣化させるので、その上限を１．０％とし
た。また、Ｎｉ添加は連続鋳造時、熱間圧延時における
Ｃｕ割れの防止にも有効である。この場合、ＮｉはＣｕ
量の１／３以上添加する必要がある。
低温靭性や現地溶接性を劣化させることなく向上させる
ためである。Ｎｉ添加はＭｎやＣｒ，Ｍｏ添加に比較し
て圧延組織（特に連続鋳造鋼片の中心偏析帯）中に低温
靭性に有害な硬化組織を形成することが少ないばかり
か、０．１％以上の微量のＮｉ添加がＨＡＺ靭性の改善
にも有効であることが判明した（ＨＡＺ靭性上、特に有
効なＮｉ添加量は０．３％以上である）。しかし、添加
量が多すぎると、経済性だけではなく、ＨＡＺ靭性や現
地溶接性を劣化させるので、その上限を１．０％とし
た。また、Ｎｉ添加は連続鋳造時、熱間圧延時における
Ｃｕ割れの防止にも有効である。この場合、ＮｉはＣｕ
量の１／３以上添加する必要がある。
【００１７】Ｍｏを添加する理由は鋼の焼入れ性を向上
させ、目的とするマルテンサイト主体の組織を得るため
である。Ｂ添加鋼においてはＭｏの焼入れ性向上効果が
高まり、後述のＰ値におけるＭｏの倍数が非Ｂ鋼の１に
対してＢ鋼では２となるため、本発明鋼ではＭｏ添加が
特に有効である。また、ＭｏはＮｂと共存して制御圧延
時にオーステナイトの再結晶を抑制し、オーステナイト
組織の微細化にも効果がある。このような効果を得るた
めに、Ｍｏは最低でも０．１５％必要である。しかし、
過剰なＭｏ添加はＨＡＺ靭性、現地溶接性を劣化させ、
さらにＢの焼入れ性向上効果を消失せしめることもある
ので、その上限を０．５％とした。
させ、目的とするマルテンサイト主体の組織を得るため
である。Ｂ添加鋼においてはＭｏの焼入れ性向上効果が
高まり、後述のＰ値におけるＭｏの倍数が非Ｂ鋼の１に
対してＢ鋼では２となるため、本発明鋼ではＭｏ添加が
特に有効である。また、ＭｏはＮｂと共存して制御圧延
時にオーステナイトの再結晶を抑制し、オーステナイト
組織の微細化にも効果がある。このような効果を得るた
めに、Ｍｏは最低でも０．１５％必要である。しかし、
過剰なＭｏ添加はＨＡＺ靭性、現地溶接性を劣化させ、
さらにＢの焼入れ性向上効果を消失せしめることもある
ので、その上限を０．５％とした。
【００１８】Ｂは極微量で鋼の焼入れ性を飛躍的に高
め、目的とするマルテンサイト主体の組織を得るため
に、本発明鋼において必要不可欠の元素である。後述の
Ｐ値において１に相当する、すなわち１％Ｍｎに相当す
る効果がある。さらに、ＢはＭｏの焼入れ性向上効果を
高めると共に、Ｎｂと共存して相乗的に焼入れ性を増
す。このような効果を得るためには、Ｂは最低でも０．
０００３％必要である。一方、過剰に添加すると、低温
靭性を劣化させるだけでなく、かえってＢの焼入れ性向
上効果を消失せしめることもあるので、その上限を０．
００２０％とした。
め、目的とするマルテンサイト主体の組織を得るため
に、本発明鋼において必要不可欠の元素である。後述の
Ｐ値において１に相当する、すなわち１％Ｍｎに相当す
る効果がある。さらに、ＢはＭｏの焼入れ性向上効果を
高めると共に、Ｎｂと共存して相乗的に焼入れ性を増
す。このような効果を得るためには、Ｂは最低でも０．
０００３％必要である。一方、過剰に添加すると、低温
靭性を劣化させるだけでなく、かえってＢの焼入れ性向
上効果を消失せしめることもあるので、その上限を０．
００２０％とした。
【００１９】また、本発明鋼では、必須の元素としてＮ
ｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
３０％を含有する。ＮｂはＭｏと共存して制御圧延時に
オーステナイトの再結晶を抑制して組織を微細化するだ
けでなく、析出硬化や焼入れ性増大にも寄与し、鋼を強
靭化する。特にＮｂとＢが共存すると焼入れ性向上効果
が相乗的に高まる。しかし、Ｎｂ添加量が多すぎると、
ＨＡＺ靭性や現地溶接性に悪影響をもたらすので、その
上限を０．１０％とした。一方、Ｔｉ添加は微細なＴｉ
Ｎを形成し、スラブ再加熱時およびＨＡＺのオーステナ
イト粒の粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、母材
およびＨＡＺの低温靭性を改善する。また、Ｂの焼入れ
性向上効果に有害な固溶ＮをＴｉＮとして固定する役割
も有する。この目的のために、Ｔｉ量は３．４Ｎ（各々
重量％）以上添加することが望ましい。また、Ａｌ量が
少ない時（たとえば０．００５％以下）、Ｔｉは酸化物
を形成し、ＨＡＺにおいて粒内フェライト生成核として
作用し、ＨＡＺ組織を微細化する効果も有する。このよ
うなＴｉＮの効果を発現させるためには、最低０．００
５％のＴｉ添加が必要である。しかし、Ｔｉ量が多すぎ
ると、ＴｉＮ粗大化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、低
温靭性を劣化させるので、その上限を０．０３％に限定
した。
ｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
３０％を含有する。ＮｂはＭｏと共存して制御圧延時に
オーステナイトの再結晶を抑制して組織を微細化するだ
けでなく、析出硬化や焼入れ性増大にも寄与し、鋼を強
靭化する。特にＮｂとＢが共存すると焼入れ性向上効果
が相乗的に高まる。しかし、Ｎｂ添加量が多すぎると、
ＨＡＺ靭性や現地溶接性に悪影響をもたらすので、その
上限を０．１０％とした。一方、Ｔｉ添加は微細なＴｉ
Ｎを形成し、スラブ再加熱時およびＨＡＺのオーステナ
イト粒の粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、母材
およびＨＡＺの低温靭性を改善する。また、Ｂの焼入れ
性向上効果に有害な固溶ＮをＴｉＮとして固定する役割
も有する。この目的のために、Ｔｉ量は３．４Ｎ（各々
重量％）以上添加することが望ましい。また、Ａｌ量が
少ない時（たとえば０．００５％以下）、Ｔｉは酸化物
を形成し、ＨＡＺにおいて粒内フェライト生成核として
作用し、ＨＡＺ組織を微細化する効果も有する。このよ
うなＴｉＮの効果を発現させるためには、最低０．００
５％のＴｉ添加が必要である。しかし、Ｔｉ量が多すぎ
ると、ＴｉＮ粗大化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、低
温靭性を劣化させるので、その上限を０．０３％に限定
した。
【００２０】Ａｌは通常脱酸材として鋼に含まれる元素
で、組織の微細化にも効果を有する。しかし、Ａｌ量が
０．０６％を超えるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼
の清浄度を害するので、上限を０．０６％とした。脱酸
はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、Ａｌは必ずしも添
加する必要はない。
で、組織の微細化にも効果を有する。しかし、Ａｌ量が
０．０６％を超えるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼
の清浄度を害するので、上限を０．０６％とした。脱酸
はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、Ａｌは必ずしも添
加する必要はない。
【００２１】ＮはＴｉＮを形成しスラブ再加熱時および
ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制して母材、Ｈ
ＡＺの低温靭性を向上させる。このために必要な最小量
は０．００１％である。しかし、Ｎ量が多すぎるとスラ
ブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靭性の劣化、Ｂの焼入れ
性向上効果の低下の原因となるので、その上限は０．０
０６％に抑える必要がある。
ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制して母材、Ｈ
ＡＺの低温靭性を向上させる。このために必要な最小量
は０．００１％である。しかし、Ｎ量が多すぎるとスラ
ブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靭性の劣化、Ｂの焼入れ
性向上効果の低下の原因となるので、その上限は０．０
０６％に抑える必要がある。
【００２２】さらに、本発明では不純物元素であるＰ，
Ｓ量をそれぞれ０．０１５％、０．００３％以下とす
る。この主たる理由は母材およびＨＡＺの低温靭性をよ
り一層向上させるためである。Ｐ量の低減は連続鋳造ス
ラブの中心偏析を軽減するとともに、粒界破壊を防止し
て低温靭性を向上させる。また、Ｓ量の低減は熱間圧延
で延伸化するＭｎＳを低減して延性・靭性を向上させる
効果がある。
Ｓ量をそれぞれ０．０１５％、０．００３％以下とす
る。この主たる理由は母材およびＨＡＺの低温靭性をよ
り一層向上させるためである。Ｐ量の低減は連続鋳造ス
ラブの中心偏析を軽減するとともに、粒界破壊を防止し
て低温靭性を向上させる。また、Ｓ量の低減は熱間圧延
で延伸化するＭｎＳを低減して延性・靭性を向上させる
効果がある。
【００２３】つぎに、Ｖ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｃａを添加する
目的について説明する。基本となる成分に、更にこれら
の元素を添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴
を損なうことなく、強度・靭性の一層の向上や製造可能
な鋼材サイズの拡大をはかるためである。したがって、
その添加量は自ずから制限されるべき性質のものであ
る。
目的について説明する。基本となる成分に、更にこれら
の元素を添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴
を損なうことなく、強度・靭性の一層の向上や製造可能
な鋼材サイズの拡大をはかるためである。したがって、
その添加量は自ずから制限されるべき性質のものであ
る。
【００２４】ＶはＮｂとほぼ同様の効果を有するが、そ
の効果はＮｂに比較して弱い。しかし、超高強度鋼にお
けるＶ添加の効果は大きく、ＮｂとＶの複合添加は本発
明鋼の優れた特徴をさらに顕著なものとする。上限はＨ
ＡＺ靭性、現地溶接性の点から０．１０％まで許容でき
るが、特に０．０３〜０．０８％の添加が望ましい範囲
である。
の効果はＮｂに比較して弱い。しかし、超高強度鋼にお
けるＶ添加の効果は大きく、ＮｂとＶの複合添加は本発
明鋼の優れた特徴をさらに顕著なものとする。上限はＨ
ＡＺ靭性、現地溶接性の点から０．１０％まで許容でき
るが、特に０．０３〜０．０８％の添加が望ましい範囲
である。
【００２５】Ｃｕは母材、溶接部の強度を増加させる
が、多すぎるとＨＡＺ靭性や現地溶接性を著しく劣化さ
せる。このためＣｕ量の上限は１．０％である。Ｃｒは
母材、溶接部の強度を増加させるが、多すぎるとＨＡＺ
靭性や現地溶接性を著しく劣化させる。このためＣｒ量
の上限は０．６％である。Ｖ，Ｃｕ，Ｃｒ量の下限０．
０１％，０．１％，０．１％はそれぞれの元素添加によ
る材質上の効果が顕著になる最小量である。
が、多すぎるとＨＡＺ靭性や現地溶接性を著しく劣化さ
せる。このためＣｕ量の上限は１．０％である。Ｃｒは
母材、溶接部の強度を増加させるが、多すぎるとＨＡＺ
靭性や現地溶接性を著しく劣化させる。このためＣｒ量
の上限は０．６％である。Ｖ，Ｃｕ，Ｃｒ量の下限０．
０１％，０．１％，０．１％はそれぞれの元素添加によ
る材質上の効果が顕著になる最小量である。
【００２６】Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、
低温靭性を向上（シャルピー試験の吸収エネルギーの増
加など）させる。しかし、Ｃａ量が０．００１％以下で
は実用上効果なく、また０．００５％を超えて添加する
とＣａＯ−ＣａＳが大量に生成して大型クラスター、大
型介在物となり、鋼の清浄度を害するだけでなく、現地
溶接性にも悪影響をおよぼす。このためＣａ添加量の上
限を０．００６％に制限した。なお超高強度ラインパイ
プでは、Ｓ，Ｏ量をそれぞれ０．００１％，０．００２
％以下に低減し、かつＥＳＳＰ＝（Ｃａ）〔１−１２４
（Ｏ）〕／１．２５Ｓを０．５≦ＥＳＳＰ≦１０．０と
することが特に有効である。
低温靭性を向上（シャルピー試験の吸収エネルギーの増
加など）させる。しかし、Ｃａ量が０．００１％以下で
は実用上効果なく、また０．００５％を超えて添加する
とＣａＯ−ＣａＳが大量に生成して大型クラスター、大
型介在物となり、鋼の清浄度を害するだけでなく、現地
溶接性にも悪影響をおよぼす。このためＣａ添加量の上
限を０．００６％に制限した。なお超高強度ラインパイ
プでは、Ｓ，Ｏ量をそれぞれ０．００１％，０．００２
％以下に低減し、かつＥＳＳＰ＝（Ｃａ）〔１−１２４
（Ｏ）〕／１．２５Ｓを０．５≦ＥＳＳＰ≦１０．０と
することが特に有効である。
【００２７】以上の個々の添加元素の限定に加えて本発
明では、さらにＰ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．
８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏを２．５≦Ｐ
≦４．０に制限する。これは、目的とする強度・低温靭
性バランスを達成するためである。Ｐ値の下限を９５０
ＭＰａ以上の強度と優れた低温靭性を得るためである。
また、Ｐ値の上限を４．０としたのは優れたＨＡＺ靭
性、現地溶接性を維持するためである。
明では、さらにＰ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．
８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏを２．５≦Ｐ
≦４．０に制限する。これは、目的とする強度・低温靭
性バランスを達成するためである。Ｐ値の下限を９５０
ＭＰａ以上の強度と優れた低温靭性を得るためである。
また、Ｐ値の上限を４．０としたのは優れたＨＡＺ靭
性、現地溶接性を維持するためである。
【００２８】次に請求項２について説明する。２項は請
求項１の鋼をＡｃ1 点以下の温度で焼戻し処理を行うも
のである。焼戻し処理によって延性、靭性は適度に回復
する。焼戻し処理はミクロ組織分率そのものを変えず、
本発明の優れた特徴を損なうものでなく、溶接熱影響部
の軟化幅を狭める効果も有する。
求項１の鋼をＡｃ1 点以下の温度で焼戻し処理を行うも
のである。焼戻し処理によって延性、靭性は適度に回復
する。焼戻し処理はミクロ組織分率そのものを変えず、
本発明の優れた特徴を損なうものでなく、溶接熱影響部
の軟化幅を狭める効果も有する。
【００２９】
【実施例】つぎに本発明の実施例について述べる。実験
室溶解（５０Kg，１００mm厚鋼塊）または転炉−連続鋳
造法で種々の鋼成分の鋳片（２４０mm厚）を製造した。
これらの鋳片を種々の条件で厚みが１５〜２５mmの鋼板
に圧延し、場合によっては焼戻し処理を行い諸性質、ミ
クロ組織を調査した。鋼板の機械的性質（降伏強さ：Ｙ
Ｓ，引張強さ：ＴＳ，シャルピー試験の−４０℃での吸
収エネルギー：vE-4 0 と５０％破面遷移温度：vTrs）は
圧延と直角方向で調査した。ＨＡＺ靭性（シャルピー試
験の−４０℃での吸収エネルギー：vE-40 ）は再現熱サ
イクル装置で再現したＨＡＺで評価した（最高加熱温
度：１４００℃，８００〜５００℃の冷却時間〔Δt
800-500 〕：２５秒）。また現地溶接性はＹスリット溶
接割れ試験（ＪＩＳ Ｇ３１５８）においてＨＡＺの低
温割れ防止に必要な最低予熱温度で評価した（溶接方
法：ガスメタルアーク溶接，溶接棒：引張強さ１００Ｍ
Ｐａ，入熱：０．３KJ/mm ，溶着金属の水素量：３cc／
１００ｇ金属）。
室溶解（５０Kg，１００mm厚鋼塊）または転炉−連続鋳
造法で種々の鋼成分の鋳片（２４０mm厚）を製造した。
これらの鋳片を種々の条件で厚みが１５〜２５mmの鋼板
に圧延し、場合によっては焼戻し処理を行い諸性質、ミ
クロ組織を調査した。鋼板の機械的性質（降伏強さ：Ｙ
Ｓ，引張強さ：ＴＳ，シャルピー試験の−４０℃での吸
収エネルギー：vE-4 0 と５０％破面遷移温度：vTrs）は
圧延と直角方向で調査した。ＨＡＺ靭性（シャルピー試
験の−４０℃での吸収エネルギー：vE-40 ）は再現熱サ
イクル装置で再現したＨＡＺで評価した（最高加熱温
度：１４００℃，８００〜５００℃の冷却時間〔Δt
800-500 〕：２５秒）。また現地溶接性はＹスリット溶
接割れ試験（ＪＩＳ Ｇ３１５８）においてＨＡＺの低
温割れ防止に必要な最低予熱温度で評価した（溶接方
法：ガスメタルアーク溶接，溶接棒：引張強さ１００Ｍ
Ｐａ，入熱：０．３KJ/mm ，溶着金属の水素量：３cc／
１００ｇ金属）。
【００３０】実施例を表１および２に示す。本発明法に
従って製造した鋼板は優れた強度・低温靭性バランス、
ＨＡＺ靭性および現地溶接性を示す。これに対して比較
鋼は化学成分またはミクロ組織が不適切なため、いずれ
かの特性が著しく劣ることが明らかである。
従って製造した鋼板は優れた強度・低温靭性バランス、
ＨＡＺ靭性および現地溶接性を示す。これに対して比較
鋼は化学成分またはミクロ組織が不適切なため、いずれ
かの特性が著しく劣ることが明らかである。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】
【発明の効果】本発明により、低温靭性、現地溶接性の
優れた超強度ラインパイプ（引張強さ９５０ＭＰａ以
上，ＡＰＩ規格Ｘ１００超）用鋼が安定して大量に製造
できるようになった。その結果、パイプラインの安全性
が著しく向上するとともに、パイプラインの輸送効率、
施工能率の飛躍的な向上が可能となった。
優れた超強度ラインパイプ（引張強さ９５０ＭＰａ以
上，ＡＰＩ規格Ｘ１００超）用鋼が安定して大量に製造
できるようになった。その結果、パイプラインの安全性
が著しく向上するとともに、パイプラインの輸送効率、
施工能率の飛躍的な向上が可能となった。
【図１】見かけの平均オーステナイト粒径（ｄγ）の定
義を示す図。
義を示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 寺田 好男 東京都千代田区大手町２−６−３ 新日本 製鐵株式会社内
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０５〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．７〜２．２％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００３％以下、 Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．１５〜０．５０％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％を含有し、残部がＦｅ
及び不可避不純物からなり、下記の式で定義されるＰ値
が２．５以上、４．０以下の範囲にあり、さらに鋼のミ
クロ組織として見かけの平均オーステナイト粒径（ｄ
γ）が１０μｍ以下の未再結晶オーステナイトから変態
したマルテンサイトを体積分率で９０％以上含有するこ
とを特徴とする低温靭性の優れた溶接性高強度鋼。 Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４
５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ - 【請求項２】 請求項１記載の成分に加えてさらに、重
量％で、 Ｖ ：０．０１〜０．１０％、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｃｒ：０．１〜０．６％の一種または２種以上を含有す
ることを特徴とする請求項１記載の低温靭性の優れた溶
接性高強度鋼。 - 【請求項３】 請求項１または請求項２記載の成分に加
えてさらに、重量％で、 Ｃａ：０．００１〜０．００６％を含有することを特徴
とする請求項１または２記載の低温靭性の優れた溶接性
高強度鋼。 - 【請求項４】 Ａｃ1 点以下の温度で焼戻し処理した鋼
からなることを特徴とする請求項１，２または３に記載
の低温靭性の優れた溶接性高強度鋼。
Priority Applications (11)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01108195A JP3244981B2 (ja) | 1995-01-26 | 1995-01-26 | 低温靭性の優れた溶接性高強度鋼 |
| KR1019960705330A KR100206151B1 (ko) | 1995-01-26 | 1996-01-26 | 저온인성이 뛰어난 용접성 고장력강 |
| AU44964/96A AU680590B2 (en) | 1995-01-26 | 1996-01-26 | Weldable high-tensile steel excellent in low-temperature toughness |
| EP96901129A EP0753596B1 (en) | 1995-01-26 | 1996-01-26 | Weldable high-tensile steel excellent in low-temperature toughness |
| CN96190123A CN1146784A (zh) | 1995-01-26 | 1996-01-26 | 低温韧性优良的可焊性高强度钢 |
| PCT/JP1996/000155 WO1996023083A1 (fr) | 1995-01-26 | 1996-01-26 | Acier soudable de haute resistance ayant une durete excellente a basse temperature |
| CA002186476A CA2186476C (en) | 1995-01-26 | 1996-01-26 | Weldable high strength steel having excellent low temperature toughness |
| DE69608179T DE69608179T2 (de) | 1995-01-26 | 1996-01-26 | Schweissbarer hochfester stahl mit ausgezeichneter tieftemperaturzähigkeit |
| RU96119965A RU2136775C1 (ru) | 1995-01-26 | 1996-01-26 | Высокопрочная свариваемая сталь и ее варианты |
| US08/714,098 US5798004A (en) | 1995-01-26 | 1996-01-26 | Weldable high strength steel having excellent low temperature toughness |
| NO964034A NO964034L (no) | 1995-01-26 | 1996-09-25 | Stål som kan sveises og som har höy strekkfasthet og utmerket seighet ved lave temperaturer |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01108195A JP3244981B2 (ja) | 1995-01-26 | 1995-01-26 | 低温靭性の優れた溶接性高強度鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08199292A true JPH08199292A (ja) | 1996-08-06 |
| JP3244981B2 JP3244981B2 (ja) | 2002-01-07 |
Family
ID=11768035
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP01108195A Expired - Lifetime JP3244981B2 (ja) | 1995-01-26 | 1995-01-26 | 低温靭性の優れた溶接性高強度鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3244981B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012067474A3 (ko) * | 2010-11-19 | 2012-09-13 | 주식회사 포스코 | 극저온 인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법 |
| JP2015218360A (ja) * | 2014-05-16 | 2015-12-07 | 新日鐵住金株式会社 | 圧延鋼材及びその製造方法 |
| JP2017533345A (ja) * | 2014-09-26 | 2017-11-09 | 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 | 降伏強度８００ＭＰａ級高靱性熱間圧延高強度鋼およびその製造方法 |
| JP2018087382A (ja) * | 2018-01-26 | 2018-06-07 | 新日鐵住金株式会社 | 圧延鋼材 |
| JP2020132914A (ja) * | 2019-02-14 | 2020-08-31 | 日本製鉄株式会社 | 耐摩耗厚鋼板 |
-
1995
- 1995-01-26 JP JP01108195A patent/JP3244981B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012067474A3 (ko) * | 2010-11-19 | 2012-09-13 | 주식회사 포스코 | 극저온 인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법 |
| US9394579B2 (en) | 2010-11-19 | 2016-07-19 | Posco | High-strength steel material having outstanding ultra-low-temperature toughness and a production method therefor |
| JP2015218360A (ja) * | 2014-05-16 | 2015-12-07 | 新日鐵住金株式会社 | 圧延鋼材及びその製造方法 |
| JP2017533345A (ja) * | 2014-09-26 | 2017-11-09 | 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 | 降伏強度８００ＭＰａ級高靱性熱間圧延高強度鋼およびその製造方法 |
| JP2018087382A (ja) * | 2018-01-26 | 2018-06-07 | 新日鐵住金株式会社 | 圧延鋼材 |
| JP2020132914A (ja) * | 2019-02-14 | 2020-08-31 | 日本製鉄株式会社 | 耐摩耗厚鋼板 |
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| JP3244981B2 (ja) | 2002-01-07 |
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