JPH09316534A - 低温靭性の優れた溶接性高強度鋼の製造方法 - Google Patents
低温靭性の優れた溶接性高強度鋼の製造方法Info
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- JPH09316534A JPH09316534A JP13906196A JP13906196A JPH09316534A JP H09316534 A JPH09316534 A JP H09316534A JP 13906196 A JP13906196 A JP 13906196A JP 13906196 A JP13906196 A JP 13906196A JP H09316534 A JPH09316534 A JP H09316534A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 ＨＡＺ靱性、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
ンパイプ用鋼の製造方法。 【解決手段】 低Ｃ−高Ｍｎ−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｎｂ−Ｔｉ
−Ｂ系の鋼片から、規定された再加熱条件、未再結晶圧
延での圧下率、圧延終了温度、冷却条件で製造する方
法。 【効果】 低温靱性、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
ンパイプ用鋼の製造方法。 【解決手段】 低Ｃ−高Ｍｎ−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｎｂ−Ｔｉ
−Ｂ系の鋼片から、規定された再加熱条件、未再結晶圧
延での圧下率、圧延終了温度、冷却条件で製造する方
法。 【効果】 低温靱性、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】
【発明の属する技術分野】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、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。
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、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）高圧化
による輸送効率の向上や（２）ラインパイプの外径・重
量の低減による現地施工能率の向上のため、ますます高
強度化する傾向にある。これまでに米国石油協会（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。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（たとえばＮＫＫ技報No.138(199
2)，pp24-31 およびThe 7th Offshore Mechanics and A
rctic Engineering(1988) ，Volume V，pp179-185)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。
パイプラインに使用するラインパイプは、（１）高圧化
による輸送効率の向上や（２）ラインパイプの外径・重
量の低減による現地施工能率の向上のため、ますます高
強度化する傾向にある。これまでに米国石油協会（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。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（たとえばＮＫＫ技報No.138(199
2)，pp24-31 およびThe 7th Offshore Mechanics and A
rctic Engineering(1988) ，Volume V，pp179-185)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。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は強度と低温靭
性のバランスが優れ、かつ現地溶接が容易な引張強さ９
５０ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）の超高強度溶
接用鋼の製造方法を提供するものである。
性のバランスが優れ、かつ現地溶接が容易な引張強さ９
５０ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）の超高強度溶
接用鋼の製造方法を提供するものである。
【０００４】
【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
度溶接用鋼の製造方法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
度溶接用鋼の製造方法を発明するに至った。
【０００５】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％、Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．０６％以
下、Ｎ ：０．００１〜０．００６％、に必要に応じ
て、さらにＶ：０．０１〜０．１０％、Ｃｕ：０．１〜
１．０％、Ｃｒ：０．１〜０．６％の１種または２種以
上を含有し、或いはさらに加えてＣａ：０．００１〜
０．００６、ＲＥＭ：０．００１〜０．００２％、Ｍ
ｇ：０．００１〜０．００６％の１種または２種以上を
含有し、かつ Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４
５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２ Ｍｏが２．５≦Ｐ≦４．０を満足し、残部が鉄および不
可避的不純物からなる鋼片を、９５０〜１２５０℃に再
加熱し、７００〜９５０℃での累積圧下量が５０％以上
となるように７００℃以上の鋼材温度で圧延した後、１
０℃／秒以上の冷却速度で５５０℃以下まで冷却するこ
とを特徴とする低温靭性の優れた溶接性高強度鋼の製造
方法。さらに、必要に応じてこの鋼をＡc1点以下の温度
で焼戻し処理することを特徴とする低温靭性の優れた溶
接性高強度鋼の製造方法である。
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％、Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．０６％以
下、Ｎ ：０．００１〜０．００６％、に必要に応じ
て、さらにＶ：０．０１〜０．１０％、Ｃｕ：０．１〜
１．０％、Ｃｒ：０．１〜０．６％の１種または２種以
上を含有し、或いはさらに加えてＣａ：０．００１〜
０．００６、ＲＥＭ：０．００１〜０．００２％、Ｍ
ｇ：０．００１〜０．００６％の１種または２種以上を
含有し、かつ Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４
５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２ Ｍｏが２．５≦Ｐ≦４．０を満足し、残部が鉄および不
可避的不純物からなる鋼片を、９５０〜１２５０℃に再
加熱し、７００〜９５０℃での累積圧下量が５０％以上
となるように７００℃以上の鋼材温度で圧延した後、１
０℃／秒以上の冷却速度で５５０℃以下まで冷却するこ
とを特徴とする低温靭性の優れた溶接性高強度鋼の製造
方法。さらに、必要に応じてこの鋼をＡc1点以下の温度
で焼戻し処理することを特徴とする低温靭性の優れた溶
接性高強度鋼の製造方法である。
【０００６】
【発明の実施の形態】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
あり、（２）特定の製造条件を選択することで微細なマ
ルテンサイトを主体とした組織を得ることである。従来
より、極低炭素−高Ｍｎ−Ｎｂ−（Ｍｏ）−（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。
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
あり、（２）特定の製造条件を選択することで微細なマ
ルテンサイトを主体とした組織を得ることである。従来
より、極低炭素−高Ｍｎ−Ｎｂ−（Ｍｏ）−（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。
【０００７】引張強さ９５０ＭＰａ以上の超高強度を達
成するためには、鋼のミクロ組織をマルテンサイト主体
の組織としてフェライトの生成を抑制する必要がある
が、その場合微細な組織としなければ、良好な低温靭性
を確保することができない。すなわち適正な化学成分と
その化学成分で所望のミクロ組織が得られるような製造
方法の組み合わせが重要である。
成するためには、鋼のミクロ組織をマルテンサイト主体
の組織としてフェライトの生成を抑制する必要がある
が、その場合微細な組織としなければ、良好な低温靭性
を確保することができない。すなわち適正な化学成分と
その化学成分で所望のミクロ組織が得られるような製造
方法の組み合わせが重要である。
【０００８】まず、以下に本実施例の成分元素を限定し
た理由を述べる。Ｃ量は０．０５〜０．１０％に限定す
る。炭素は鋼の強度向上に極めて有効であり、マルテン
サイト組織において目標とする強度を得るためには、最
低０．０５％は必要である。しかし、Ｃ量が多すぎると
母材、ＨＡＺの低温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。さらに、望まし
くは上限値は０．０８％が好ましい。
た理由を述べる。Ｃ量は０．０５〜０．１０％に限定す
る。炭素は鋼の強度向上に極めて有効であり、マルテン
サイト組織において目標とする強度を得るためには、最
低０．０５％は必要である。しかし、Ｃ量が多すぎると
母材、ＨＡＺの低温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。さらに、望まし
くは上限値は０．０８％が好ましい。
【０００９】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。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。
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。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。
【００１０】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（とくに連続鋳造鋼片の中心偏析帯）、特に
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、とくに
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（とくに連続鋳造鋼片の中心偏析帯）、特に
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、とくに
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。
【００１１】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添加鋼の
１に対してＢ添加鋼では２となるため、本発明鋼ではＭ
ｏ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添加鋼の
１に対してＢ添加鋼では２となるため、本発明鋼ではＭ
ｏ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。
【００１２】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。
【００１３】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０．１％とした。一方、Ｔｉ添加は微細なＴｉＮ
を形成し、スラブ再加熱時およびＨＡＺのオーステナイ
ト粒の粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、母材お
よびＨＡＺの低温靭性を改善する。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０．００５
％のＴｉ添加が必要である。しかし、Ｔｉ量が多すぎる
と、ＴｉＮの粗大化や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０．１％とした。一方、Ｔｉ添加は微細なＴｉＮ
を形成し、スラブ再加熱時およびＨＡＺのオーステナイ
ト粒の粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、母材お
よびＨＡＺの低温靭性を改善する。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０．００５
％のＴｉ添加が必要である。しかし、Ｔｉ量が多すぎる
と、ＴｉＮの粗大化や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。
【００１４】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％を越えると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。しか
し、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。ＮはＴｉＮを形成しスラブ
再加熱時およびＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑
制して母材、ＨＡＺの低温靭性を向上させる。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０．００６％に抑える必要がある。さらに、本
発明では、不純物元素であるＰ、Ｓ量をそれぞれ０．０
１５％、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
低減して延靭性を向上させる効果がある。
で、組織の微細化にも効果を有する。しかし、Ａｌ量が
０．０６％を越えると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。しか
し、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。ＮはＴｉＮを形成しスラブ
再加熱時およびＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑
制して母材、ＨＡＺの低温靭性を向上させる。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０．００６％に抑える必要がある。さらに、本
発明では、不純物元素であるＰ、Ｓ量をそれぞれ０．０
１５％、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
低減して延靭性を向上させる効果がある。
【００１５】つぎに、Ｖ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｃａ、ＲＥＭ、
Ｍｇ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。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ＨＡＺ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。
Ｍｇ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。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ＨＡＺ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。
【００１６】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
靱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。
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
靱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。
【００１７】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。ＣａおよびＲＥＭは硫化
物（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靱性を向上（シャル
ピー試験の吸収エネルギーの増加など）させる。しか
し、Ｃａ量またはＲＥＭ量が０．００１％以下では実用
上効果なく、またＣａ量が０．００６％、ＲＥＭが０．
０２％を超えて添加するとＣａＯ−ＣａＳまたはＲＥＭ
−ＣａＳが大量に生成して大型クラスター、大型介在物
となり、鋼の清浄度を害するだけでなく、現地溶接性に
も悪影響をおよぼす。このためＣａ添加量の上限を０．
００６％またはＲＥＭ添加量の条件を０．０２％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Ｅ
ＳＳＰ＝（Ｃａ）［１−１２４（Ｏ）］／１．２５Ｓを
０．５≦ＥＳＳＰ≦１０．０とすることがとくに有効で
ある。Ｍｇは微細分散した酸化物を形成し、溶接熱影響
部の粒粗大化を抑制して低温靱性を向上させる。０．０
０１％未満では靱性向上が見られず、０．００６％以上
では粗大酸化物を生成し逆に靱性を劣化させる。
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。ＣａおよびＲＥＭは硫化
物（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靱性を向上（シャル
ピー試験の吸収エネルギーの増加など）させる。しか
し、Ｃａ量またはＲＥＭ量が０．００１％以下では実用
上効果なく、またＣａ量が０．００６％、ＲＥＭが０．
０２％を超えて添加するとＣａＯ−ＣａＳまたはＲＥＭ
−ＣａＳが大量に生成して大型クラスター、大型介在物
となり、鋼の清浄度を害するだけでなく、現地溶接性に
も悪影響をおよぼす。このためＣａ添加量の上限を０．
００６％またはＲＥＭ添加量の条件を０．０２％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Ｅ
ＳＳＰ＝（Ｃａ）［１−１２４（Ｏ）］／１．２５Ｓを
０．５≦ＥＳＳＰ≦１０．０とすることがとくに有効で
ある。Ｍｇは微細分散した酸化物を形成し、溶接熱影響
部の粒粗大化を抑制して低温靱性を向上させる。０．０
０１％未満では靱性向上が見られず、０．００６％以上
では粗大酸化物を生成し逆に靱性を劣化させる。
【００１８】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・低温靱
性バランスを達成するためである。Ｐ値の下限を２．５
としたのは９５０ＭＰａ以上の強度と優れた低温靱性を
得るためである。また、Ｐ値の上限を４．０としたのは
優れたＨＡＺ靱性、現地溶接性を維持すためである。
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・低温靱
性バランスを達成するためである。Ｐ値の下限を２．５
としたのは９５０ＭＰａ以上の強度と優れた低温靱性を
得るためである。また、Ｐ値の上限を４．０としたのは
優れたＨＡＺ靱性、現地溶接性を維持すためである。
【００１９】以上のような化学成分を有していても、微
細なマルテンサイト主体の組織が得られる適正な製造条
件としなければ所望の特性は得られない。微細なマルテ
ンサイト主体の組織を得る原理的な方法は、再結晶粒を
未再結晶温度域で加工し、板厚方向に偏平したオーステ
ナイト粒とし、これをマルテンサイト臨界冷却速度以上
の冷却速度で冷却することである。
細なマルテンサイト主体の組織が得られる適正な製造条
件としなければ所望の特性は得られない。微細なマルテ
ンサイト主体の組織を得る原理的な方法は、再結晶粒を
未再結晶温度域で加工し、板厚方向に偏平したオーステ
ナイト粒とし、これをマルテンサイト臨界冷却速度以上
の冷却速度で冷却することである。
【００２０】本発明では鋼片を９５０〜１２５０℃に再
加熱し、７００〜９５０℃での累積圧下量が５０％以上
となるように７００℃以上の鋼材温度で圧延した後、１
０℃以上の冷却速度で５５０℃以下まで冷却する。また
必要に応じてＡc1変態点以下の温度で焼戻しを行う。以
下に製造条件の限定理由について述べる。
加熱し、７００〜９５０℃での累積圧下量が５０％以上
となるように７００℃以上の鋼材温度で圧延した後、１
０℃以上の冷却速度で５５０℃以下まで冷却する。また
必要に応じてＡc1変態点以下の温度で焼戻しを行う。以
下に製造条件の限定理由について述べる。
【００２１】まず鋼片の再加熱温度の限定理由について
述べる。９５０℃未満では元素の固溶が十分ではなく、
所望の特性が得られず、また圧延温度の確保が困難にな
る。一方、１２５０℃超にするとオーステナイト結晶粒
の粗大化が著しく、その後の圧延でも結晶粒の微細化が
困難となる。従って、再加熱温度は９５０〜１２５０℃
とした。再加熱された鋼片は通常、９５０℃以下の制御
圧延に適した厚さまで粗圧延する。この時、１０５０℃
以上の加熱温度を選択した場合には結晶粒が大きくなっ
ているため、再加熱粒が再結晶して再加熱粒よりも微細
となる条件で圧延することが望ましい。
述べる。９５０℃未満では元素の固溶が十分ではなく、
所望の特性が得られず、また圧延温度の確保が困難にな
る。一方、１２５０℃超にするとオーステナイト結晶粒
の粗大化が著しく、その後の圧延でも結晶粒の微細化が
困難となる。従って、再加熱温度は９５０〜１２５０℃
とした。再加熱された鋼片は通常、９５０℃以下の制御
圧延に適した厚さまで粗圧延する。この時、１０５０℃
以上の加熱温度を選択した場合には結晶粒が大きくなっ
ているため、再加熱粒が再結晶して再加熱粒よりも微細
となる条件で圧延することが望ましい。
【００２２】次に、圧延条件の限定理由について述べ
る。微細な組織とするためには再結晶が起こらない条件
での大きな加工が必要である。本発明鋼の如きＮｂを
０．０１％以上含有し、さらにＭｏを含有する鋼の未再
結晶温度は９５０℃以下であり、組織を微細化するため
には９５０℃以下で５０％以上の圧下が必要である。ま
た、加工はフェライトが生成しない７００℃以上で終了
する必要がある。良好な低温靱性を得るためには圧延終
了温度は８００℃以下にすることがさらに好ましい。所
望のマルテンサイトを主体とする組織を得るためには圧
延後１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で、ほぼマルテンサ
イト変態が終了する５５０℃以下の温度まで冷却する必
要がある。１０℃／ｓｅｃは合金量が少なくＰの値が
２．５に近い材料のマルテンサイト変態臨界冷却速度に
相当し、この冷却速度は容易に達成できるので、これを
最小値とした。冷却速度が早くなっても臨界冷却速度以
上ではわずかに特性改善の方向であり、鋼材の熱伝導に
より冷却速度の上限が決まるため上限値は特に限定しな
い。この時、冷却停止温度を５５０〜３５０℃に制御す
ると変態後の複熱により次に述べる焼戻し処理を施した
場合と同様な効果を得ることができる。
る。微細な組織とするためには再結晶が起こらない条件
での大きな加工が必要である。本発明鋼の如きＮｂを
０．０１％以上含有し、さらにＭｏを含有する鋼の未再
結晶温度は９５０℃以下であり、組織を微細化するため
には９５０℃以下で５０％以上の圧下が必要である。ま
た、加工はフェライトが生成しない７００℃以上で終了
する必要がある。良好な低温靱性を得るためには圧延終
了温度は８００℃以下にすることがさらに好ましい。所
望のマルテンサイトを主体とする組織を得るためには圧
延後１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で、ほぼマルテンサ
イト変態が終了する５５０℃以下の温度まで冷却する必
要がある。１０℃／ｓｅｃは合金量が少なくＰの値が
２．５に近い材料のマルテンサイト変態臨界冷却速度に
相当し、この冷却速度は容易に達成できるので、これを
最小値とした。冷却速度が早くなっても臨界冷却速度以
上ではわずかに特性改善の方向であり、鋼材の熱伝導に
より冷却速度の上限が決まるため上限値は特に限定しな
い。この時、冷却停止温度を５５０〜３５０℃に制御す
ると変態後の複熱により次に述べる焼戻し処理を施した
場合と同様な効果を得ることができる。
【００２３】さらに必要に応じて、前記の方法で製造し
た鋼をＡc1変態点以下の温度で焼戻してもよい。焼戻し
処理によって延靱性は適度に回復する。焼戻し処理はミ
クロ組織分率そのものを変えず、本発明の優れた特徴を
損なうものでなく、溶接熱影響部の軟化幅を狭める効果
も有する。
た鋼をＡc1変態点以下の温度で焼戻してもよい。焼戻し
処理によって延靱性は適度に回復する。焼戻し処理はミ
クロ組織分率そのものを変えず、本発明の優れた特徴を
損なうものでなく、溶接熱影響部の軟化幅を狭める効果
も有する。
【００２４】
【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（２４０ｍｍ厚）で種々の鋼成分の鋳片を製造
した。これらの鋳片を種々の条件で厚みが１５〜２５ｍ
ｍ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：ＹＳ、引張強さ：ＴＳ、シャルピー試験の−４０
℃での吸収エネルギー：ｖＥ−４０と５０％破面遷移温
度：ｖＴｒｓ）は圧延と直角方向で調査した。ＨＡＺ靱
性（シャルピー試験の−４０℃での吸収エネルギー：ｖ
Ｅ−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［Δｔ８００−５００］：２５秒）。また現
地溶接性はＹスリット溶接割れ試験（ＪＩＳ Ｇ３１５
８）においてＨＡＺの低温割れ防止に必要な最低予熱温
度で評価した（溶接方法：ガスメタルアーク溶接、溶接
棒：引張強さ１００ＭＰａ、入熱：０．３ｋＪ／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（２４０ｍｍ厚）で種々の鋼成分の鋳片を製造
した。これらの鋳片を種々の条件で厚みが１５〜２５ｍ
ｍ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：ＹＳ、引張強さ：ＴＳ、シャルピー試験の−４０
℃での吸収エネルギー：ｖＥ−４０と５０％破面遷移温
度：ｖＴｒｓ）は圧延と直角方向で調査した。ＨＡＺ靱
性（シャルピー試験の−４０℃での吸収エネルギー：ｖ
Ｅ−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［Δｔ８００−５００］：２５秒）。また現
地溶接性はＹスリット溶接割れ試験（ＪＩＳ Ｇ３１５
８）においてＨＡＺの低温割れ防止に必要な最低予熱温
度で評価した（溶接方法：ガスメタルアーク溶接、溶接
棒：引張強さ１００ＭＰａ、入熱：０．３ｋＪ／ｍｍ、
溶着金属の水素量：３ｃｃ／１００ｇ金属）。
【００２５】実施例を表１および２に示す。本発明法に
従って製造した鋼板は優れた強度・低温靱性バランス、
ＨＡＺ靱性および現地溶接性を示す。これに対して比較
鋼は化学成分またはミクロ組織が不適切なため、いずれ
かの特性が著しく劣ることが明らかである。
従って製造した鋼板は優れた強度・低温靱性バランス、
ＨＡＺ靱性および現地溶接性を示す。これに対して比較
鋼は化学成分またはミクロ組織が不適切なため、いずれ
かの特性が著しく劣ることが明らかである。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】
【発明の効果】本発明により、低温靱性、現地溶接性の
優れた超強度ラインパテプ（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テプ（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。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 寺田 好男 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 (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％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下
記式で定義されるＰ値が２．５以上、４．０以下の範囲
にある鋼片を９５０〜１２５０℃に再加熱し、７００〜
９５０℃の温度での累積圧下量が５０％以上となるよう
に７００℃以上の鋼材温度で圧延した後、１０℃／秒以
上の冷却速度で５５０℃以下まで冷却することを特徴と
する低温靭性の優れた溶接性高強度鋼の製造方法。 Ｐ＝2.7 Ｃ＋0.4 Ｓｉ＋Ｍｎ＋0.8 Ｃｒ＋0.45（Ｎｉ＋
Ｃｕ）＋２Ｍｏ - 【請求項２】 請求項１の鋼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１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の製造方
法。 - 【請求項３】 請求項１または２記載の成分に加えてさ
らに、重量％で、 Ｃａ ：０．００１〜０．００６％、 ＲＥＭ：０．００１〜０．０２％、 Ｍｇ ：０．００１〜０．００６％、 の１種または２種以上を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の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１、２或いは３の方法で製造した
鋼を、さらにＡc1変態点以下の温度で焼戻すことを特徴
とする低温靭性の優れた溶接性高強度鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13906196A JPH09316534A (ja) | 1996-05-31 | 1996-05-31 | 低温靭性の優れた溶接性高強度鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13906196A JPH09316534A (ja) | 1996-05-31 | 1996-05-31 | 低温靭性の優れた溶接性高強度鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09316534A true JPH09316534A (ja) | 1997-12-09 |
Family
ID=15236587
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13906196A Pending JPH09316534A (ja) | 1996-05-31 | 1996-05-31 | 低温靭性の優れた溶接性高強度鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09316534A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006233263A (ja) * | 2005-02-24 | 2006-09-07 | Jfe Steel Kk | 低降伏比且つ溶接部靭性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法 |
| JP2007239090A (ja) * | 2006-02-08 | 2007-09-20 | Kobe Steel Ltd | 超大入熱ｈａｚ靱性および低温母材靱性に優れた厚鋼板 |
| WO2014104443A1 (ko) | 2012-12-27 | 2014-07-03 | 주식회사 포스코 | 극저온 인성이 우수하고 저항복비 특성을 갖는 고강도 강판 및 그의 제조방법 |
-
1996
- 1996-05-31 JP JP13906196A patent/JPH09316534A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006233263A (ja) * | 2005-02-24 | 2006-09-07 | Jfe Steel Kk | 低降伏比且つ溶接部靭性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法 |
| JP4655670B2 (ja) * | 2005-02-24 | 2011-03-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低降伏比且つ溶接部靭性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法 |
| JP2007239090A (ja) * | 2006-02-08 | 2007-09-20 | Kobe Steel Ltd | 超大入熱ｈａｚ靱性および低温母材靱性に優れた厚鋼板 |
| WO2014104443A1 (ko) | 2012-12-27 | 2014-07-03 | 주식회사 포스코 | 극저온 인성이 우수하고 저항복비 특성을 갖는 고강도 강판 및 그의 제조방법 |
| US10689735B2 (en) | 2012-12-27 | 2020-06-23 | Posco | High strength steel sheet having excellent cryogenic temperature toughness and low yield ratio properties, and method for manufacturing same |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20060207 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20070417 |