JPH09324217A - 耐ｈｉｃ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方法 - Google Patents
耐ｈｉｃ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方法Info
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- JPH09324217A JPH09324217A JP14602796A JP14602796A JPH09324217A JP H09324217 A JPH09324217 A JP H09324217A JP 14602796 A JP14602796 A JP 14602796A JP 14602796 A JP14602796 A JP 14602796A JP H09324217 A JPH09324217 A JP H09324217A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】Ｘ８０グレードといった高強度を有しながら、
ＨＩＣの発生を安価にかつ安定して防止することができ
る耐ＨＩＣ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方
法を提供すること。 【解決手段】重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．５０％以下、Ｍｎ：１．０〜１．８
％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．
１０％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｃａ：０．００
０５〜０．００４０％を含有し、以下に示す炭素当量が
０．３２％以上である鋼スラブを加熱した後、以下に示
すその鋼の再結晶温度Ｔｒ以上で圧延を終了して鋼板と
し、この鋼板あるいはその鋼板を用いた鋼管に対し、８
５０℃以上から５〜４０℃／ｓｅｃの冷却速度で焼入れ
処理を行う。
ＨＩＣの発生を安価にかつ安定して防止することができ
る耐ＨＩＣ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方
法を提供すること。 【解決手段】重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．５０％以下、Ｍｎ：１．０〜１．８
％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．
１０％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｃａ：０．００
０５〜０．００４０％を含有し、以下に示す炭素当量が
０．３２％以上である鋼スラブを加熱した後、以下に示
すその鋼の再結晶温度Ｔｒ以上で圧延を終了して鋼板と
し、この鋼板あるいはその鋼板を用いた鋼管に対し、８
５０℃以上から５〜４０℃／ｓｅｃの冷却速度で焼入れ
処理を行う。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐水素誘起割れ性
に優れ、強度レベルがＡＰＩ規格Ｘ８０グレードのライ
ンパイプの素材として使用される鋼板または鋼管の製造
方法に関する。本発明の製造方法においては、厚板ミル
や熱延ミルにて鋼板とされ、ＵＯＥ成形、プレスベンド
成形、ロール成形などにより成形され、サブマージドア
ーク溶接や電縫溶接などにより溶接接合されて鋼管とさ
れ、原油や天然ガスを輸送するためのラインパイプとし
て利用される。
に優れ、強度レベルがＡＰＩ規格Ｘ８０グレードのライ
ンパイプの素材として使用される鋼板または鋼管の製造
方法に関する。本発明の製造方法においては、厚板ミル
や熱延ミルにて鋼板とされ、ＵＯＥ成形、プレスベンド
成形、ロール成形などにより成形され、サブマージドア
ーク溶接や電縫溶接などにより溶接接合されて鋼管とさ
れ、原油や天然ガスを輸送するためのラインパイプとし
て利用される。
【０００２】
【従来の技術】硫化水素を含む原油や天然ガスの輸送に
用いられるラインパイプには、一般に、強度、靭性、溶
接性などラインパイプとして必要な特性の他に、耐水素
誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）や耐応力腐食割れ性（耐ＳＳ
ＣＣ性）などのいわゆる耐サワー性能が要求される。
用いられるラインパイプには、一般に、強度、靭性、溶
接性などラインパイプとして必要な特性の他に、耐水素
誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）や耐応力腐食割れ性（耐ＳＳ
ＣＣ性）などのいわゆる耐サワー性能が要求される。
【０００３】ここでＨＩＣは、腐食反応により生成した
水素イオンが鋼表面に吸着し、原子状の水素として鋼内
部に侵入して、鋼中のＭｎＳなどの非金属介在物や硬い
第２相組織のまわりに拡散・集積し、その内圧により発
生するとされている。このため、ＨＩＣの発生を防ぐた
めの方法としてこれまでに以下の方法が提案されてい
る。
水素イオンが鋼表面に吸着し、原子状の水素として鋼内
部に侵入して、鋼中のＭｎＳなどの非金属介在物や硬い
第２相組織のまわりに拡散・集積し、その内圧により発
生するとされている。このため、ＨＩＣの発生を防ぐた
めの方法としてこれまでに以下の方法が提案されてい
る。
【０００４】（１）鋼中のＳ含有量を低下させるととも
に、ＣａやＲＥＭなどを適量添加することにより、長く
伸展したＭｎＳの生成を抑制し、応力集中の小さい微細
に分散した球状の介在物に形態を変えて割れの発生・伝
播を抑制する（例えば、特開昭５４−１１０１１９号公
報）。
に、ＣａやＲＥＭなどを適量添加することにより、長く
伸展したＭｎＳの生成を抑制し、応力集中の小さい微細
に分散した球状の介在物に形態を変えて割れの発生・伝
播を抑制する（例えば、特開昭５４−１１０１１９号公
報）。
【０００５】（２）中央偏析部での割れについては起点
となり得る島状マルテンサイトの生成を抑制するととも
に、割れの伝播経路となりやすいマルテンサイトやベイ
ナイトなどの硬化組織の生成を抑制するために、鋼中の
Ｃ、Ｍｎ、Ｐなどの偏析傾向の高い元素の含有量を低減
したり、圧延前のスラブ加熱段階で合金元素偏析を解消
するための均熱処理を施すか、あるいは圧延後の冷却時
の変態途中でＣの拡散による硬化組織の生成を防ぐため
に加速冷却を施す（例えば、特開昭６１−６０８６６号
公報、特開昭６１−１６５２０７号公報など）。
となり得る島状マルテンサイトの生成を抑制するととも
に、割れの伝播経路となりやすいマルテンサイトやベイ
ナイトなどの硬化組織の生成を抑制するために、鋼中の
Ｃ、Ｍｎ、Ｐなどの偏析傾向の高い元素の含有量を低減
したり、圧延前のスラブ加熱段階で合金元素偏析を解消
するための均熱処理を施すか、あるいは圧延後の冷却時
の変態途中でＣの拡散による硬化組織の生成を防ぐため
に加速冷却を施す（例えば、特開昭６１−６０８６６号
公報、特開昭６１−１６５２０７号公報など）。
【０００６】（３）焼入・焼戻しなどの熱処理を施した
り、圧延仕上温度をオーステナイトの再結晶下限温度以
上とするなど、割れ感受性の低いミクロ組織を得る（例
えば、特開昭５４−１２７８２号公報、特開昭６２−７
８１９号公報、特開平６−７３４５０号公報など）。
り、圧延仕上温度をオーステナイトの再結晶下限温度以
上とするなど、割れ感受性の低いミクロ組織を得る（例
えば、特開昭５４−１２７８２号公報、特開昭６２−７
８１９号公報、特開平６−７３４５０号公報など）。
【０００７】（４）鋼中へのＣｕの添加により、表面に
保護膜を形成して、鋼中への水素の侵入を抑制する（特
開昭５２−１１１８１５号公報）。 これらの各種方法で耐ＨＩＣ性は向上し、耐サワー性を
必要とするラインパイプもＡＰＩ規格Ｘ６５グレードあ
るいはＸ７０グレードまで大量生産されるようになっ
た。
保護膜を形成して、鋼中への水素の侵入を抑制する（特
開昭５２−１１１８１５号公報）。 これらの各種方法で耐ＨＩＣ性は向上し、耐サワー性を
必要とするラインパイプもＡＰＩ規格Ｘ６５グレードあ
るいはＸ７０グレードまで大量生産されるようになっ
た。
【０００８】しかしながら、近年になって輸送効率の増
大や敷設費用低減のためにより高強度の鋼管に対する要
求が高まり、サワー環境で使用されるラインパイプにも
Ｘ８０グレードまでの高強度化が要求されるようになっ
ている。
大や敷設費用低減のためにより高強度の鋼管に対する要
求が高まり、サワー環境で使用されるラインパイプにも
Ｘ８０グレードまでの高強度化が要求されるようになっ
ている。
【０００９】ところが、ＨＩＣは強度の上昇とともに発
生しやすくなるため、上記（１）〜（４）の方法ではＨ
ＩＣの発生を完全に抑制することができなくなってき
た。具体的には、（１）の方法によって形態制御された
介在物からも割れが発生するようになり、（２）の方法
によって中央偏析対策を施した中心部以外の部分で割れ
が発生するようになる。また、（３）の方法のうち、焼
入・焼戻し処理はラインパイプの大量生産にはコストお
よび能率の面から不適当であるし、再結晶温度域仕上げ
による組織制御もその効果が十分でなくなってくる。さ
らに（４）の方法によるＣｕ被膜も、ｐＨの低い環境で
はその効果が期待できず、実際にｐＨが約３の硫化水素
を飽和させた５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ3 ＣＯＯＨ水
溶液（通称ＮＡＣＥ溶液）では被膜の効果が得られてい
ない。
生しやすくなるため、上記（１）〜（４）の方法ではＨ
ＩＣの発生を完全に抑制することができなくなってき
た。具体的には、（１）の方法によって形態制御された
介在物からも割れが発生するようになり、（２）の方法
によって中央偏析対策を施した中心部以外の部分で割れ
が発生するようになる。また、（３）の方法のうち、焼
入・焼戻し処理はラインパイプの大量生産にはコストお
よび能率の面から不適当であるし、再結晶温度域仕上げ
による組織制御もその効果が十分でなくなってくる。さ
らに（４）の方法によるＣｕ被膜も、ｐＨの低い環境で
はその効果が期待できず、実際にｐＨが約３の硫化水素
を飽和させた５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ3 ＣＯＯＨ水
溶液（通称ＮＡＣＥ溶液）では被膜の効果が得られてい
ない。
【００１０】最近になって、耐サワー性を有するＸ８０
グレードのラインパイプ用鋼板の製造方法が相次いで提
案されている。その骨子は、低ＳおよびＣａ添加により
介在物の形態制御を行いつつ、低Ｃ、低Ｍｎとして中央
偏析を抑制し、それに伴う強度の低下をＣｒ、Ｍｏ、Ｎ
ｉなどの添加と圧延後の加速冷却で補うというものであ
り、特開平５−９５７５号公報にはＣｒ添加が、特開平
５−２７１７６６号、特開平７−１０９５１９号の各公
報にはＣｒ−Ｍｏ添加が、特開平７−１７３５３６号公
報にはＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ添加が示されている。
グレードのラインパイプ用鋼板の製造方法が相次いで提
案されている。その骨子は、低ＳおよびＣａ添加により
介在物の形態制御を行いつつ、低Ｃ、低Ｍｎとして中央
偏析を抑制し、それに伴う強度の低下をＣｒ、Ｍｏ、Ｎ
ｉなどの添加と圧延後の加速冷却で補うというものであ
り、特開平５−９５７５号公報にはＣｒ添加が、特開平
５−２７１７６６号、特開平７−１０９５１９号の各公
報にはＣｒ−Ｍｏ添加が、特開平７−１７３５３６号公
報にはＮｉ−Ｃｒ−Ｍｏ添加が示されている。
【００１１】しかし、これらはいずれも中央偏析部のＨ
ＩＣ発生を防止するための方法であって、中央偏析部以
外については具体的な割れ対策は施されていない。すな
わち、引張強さが上昇すると、中央偏析部だけでなく板
厚方向全体にＨＩＣが発生しやすくなるが、これら技術
には板厚方向全体のＨＩＣ防止対策は示されていない。
また、これらの方法はいずれも加速冷却ままあるいは加
速冷却後に焼戻し処理を行いＸ８０グレードの鋼板を得
ようとするものである。
ＩＣ発生を防止するための方法であって、中央偏析部以
外については具体的な割れ対策は施されていない。すな
わち、引張強さが上昇すると、中央偏析部だけでなく板
厚方向全体にＨＩＣが発生しやすくなるが、これら技術
には板厚方向全体のＨＩＣ防止対策は示されていない。
また、これらの方法はいずれも加速冷却ままあるいは加
速冷却後に焼戻し処理を行いＸ８０グレードの鋼板を得
ようとするものである。
【００１２】良好な耐ＨＩＣ性を得る熱処理方法とし
て、特開昭６２−７８１９号に加熱急冷の熱処理方法が
示されているが、Ｘ８０といった高強度を得ることは示
されていない。
て、特開昭６２−７８１９号に加熱急冷の熱処理方法が
示されているが、Ｘ８０といった高強度を得ることは示
されていない。
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】本発明はかかる事情に
鑑みてなされたものであって、Ｘ８０グレードといった
高強度を有しながら、ＨＩＣの発生を安価にかつ安定し
て防止することができる耐ＨＩＣ性に優れた高強度ライ
ンパイプ用鋼の製造方法を提供することを課題とする。
鑑みてなされたものであって、Ｘ８０グレードといった
高強度を有しながら、ＨＩＣの発生を安価にかつ安定し
て防止することができる耐ＨＩＣ性に優れた高強度ライ
ンパイプ用鋼の製造方法を提供することを課題とする。
【００１４】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、鋼の添加
元素と圧延条件および熱処理条件を変化させて種々の成
分系・ミクロ組織を有する母材を作成し、耐ＨＩＣ性と
強度・靱性とを調査した。その結果、添加元素量および
以下の式で示される炭素当量を規定した鋼を加熱後、以
下に示す式で表される再結晶温度Ｔｒ以上で圧延して鋼
板となし、この鋼板またはその鋼板を用いた鋼管に対し
て特定の焼入れ処理を行うことにより、Ｘ８０グレード
として十分な強度と靱性および良好な耐ＨＩＣ性能が得
られることを見出した。 炭素当量＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃ
ｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ 再結晶温度Ｔｒ＝２．３×１０3 ［Ｎｂ］＋７．１×１
０2 ［Ｔｉ］＋１．６×１０2 ［Ｍｏ］＋１．２×１０
2 ［Ｖ］＋８２５℃ 本発明はこのような知見に基づいて完成されたものであ
り、第１に、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．５０％以下、Ｍｎ：１．０〜１．８
％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．
１０％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｃａ：０．００
０５〜０．００４０％を含有し、上記炭素当量が０．３
２％以上である鋼スラブを加熱した後、上記式で示すそ
の鋼の再結晶温度Ｔｒ以上で圧延を終了して鋼板とし、
この鋼板あるいはその鋼板を用いた鋼管に対し、８５０
℃以上から５〜４０℃／ｓｅｃの冷却速度で焼入れ処理
を行うことを特徴とする耐ＨＩＣ性に優れた高強度ライ
ンパイプ用鋼の製造方法を提供するものである。
元素と圧延条件および熱処理条件を変化させて種々の成
分系・ミクロ組織を有する母材を作成し、耐ＨＩＣ性と
強度・靱性とを調査した。その結果、添加元素量および
以下の式で示される炭素当量を規定した鋼を加熱後、以
下に示す式で表される再結晶温度Ｔｒ以上で圧延して鋼
板となし、この鋼板またはその鋼板を用いた鋼管に対し
て特定の焼入れ処理を行うことにより、Ｘ８０グレード
として十分な強度と靱性および良好な耐ＨＩＣ性能が得
られることを見出した。 炭素当量＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃ
ｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ 再結晶温度Ｔｒ＝２．３×１０3 ［Ｎｂ］＋７．１×１
０2 ［Ｔｉ］＋１．６×１０2 ［Ｍｏ］＋１．２×１０
2 ［Ｖ］＋８２５℃ 本発明はこのような知見に基づいて完成されたものであ
り、第１に、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．５０％以下、Ｍｎ：１．０〜１．８
％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．
１０％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｃａ：０．００
０５〜０．００４０％を含有し、上記炭素当量が０．３
２％以上である鋼スラブを加熱した後、上記式で示すそ
の鋼の再結晶温度Ｔｒ以上で圧延を終了して鋼板とし、
この鋼板あるいはその鋼板を用いた鋼管に対し、８５０
℃以上から５〜４０℃／ｓｅｃの冷却速度で焼入れ処理
を行うことを特徴とする耐ＨＩＣ性に優れた高強度ライ
ンパイプ用鋼の製造方法を提供するものである。
【００１５】第２に、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０
８％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％以下、Ｍｎ：１．０
〜１．８％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２％
以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００
５〜０．１０％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｃａ：
０．０００５〜０．００４０％を含有し、さらに、Ｃ
ｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：
０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．１０
％以下のうち１種または２種以上を含有し、上記炭素当
量が０．３２％以上である鋼スラブを加熱した後、上記
式で示すその鋼の再結晶温度Ｔｒ以上で圧延を終了した
鋼板あるいはその鋼板を用いた鋼管に対し、８５０℃以
上から５〜４０℃／ｓｅｃの冷却速度で焼入れ処理を行
うことを特徴とする耐ＨＩＣ性に優れた高強度ラインパ
イプ用鋼の製造方法を提供するものである。
８％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％以下、Ｍｎ：１．０
〜１．８％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２％
以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００
５〜０．１０％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｃａ：
０．０００５〜０．００４０％を含有し、さらに、Ｃ
ｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：
０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．１０
％以下のうち１種または２種以上を含有し、上記炭素当
量が０．３２％以上である鋼スラブを加熱した後、上記
式で示すその鋼の再結晶温度Ｔｒ以上で圧延を終了した
鋼板あるいはその鋼板を用いた鋼管に対し、８５０℃以
上から５〜４０℃／ｓｅｃの冷却速度で焼入れ処理を行
うことを特徴とする耐ＨＩＣ性に優れた高強度ラインパ
イプ用鋼の製造方法を提供するものである。
【００１６】
【発明の実施の形態】以下、本発明について詳細に説明
する。まず、本発明に係る鋼板の組成は、重量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０
％以下、Ｍｎ：１．０〜１．８％、Ｐ：０．０１０％以
下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０
５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ａｌ：０．０１
〜０．０７％、Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％で
あり、Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋
Ｍｏ＋Ｖ）／５で示される炭素当量が０．３２％以上で
ある。また、選択成分としてＣｕ：０．５０％以下、Ｎ
ｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：
０．５０％以下、Ｖ：０．１０％以下のうち１種または
２種以上を含有してもよい。
する。まず、本発明に係る鋼板の組成は、重量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０
％以下、Ｍｎ：１．０〜１．８％、Ｐ：０．０１０％以
下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０
５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ａｌ：０．０１
〜０．０７％、Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％で
あり、Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋
Ｍｏ＋Ｖ）／５で示される炭素当量が０．３２％以上で
ある。また、選択成分としてＣｕ：０．５０％以下、Ｎ
ｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：
０．５０％以下、Ｖ：０．１０％以下のうち１種または
２種以上を含有してもよい。
【００１７】これら成分元素の限定理由は以下の通りで
ある。 Ｃ：０．０２〜０．０８％ Ｃ量が０．０２％未満ではＸ８０の所定の強度を確保す
ることが難しくなり、一方０．０８％を超えて過剰に添
加すると鋼の靱性と耐ＨＩＣ性の劣化を招く。また溶接
性や耐硫化物応力腐食割れ性の観点からもＣ量の低減が
望ましい。したがって、Ｃ量を０．０２〜０．０８％の
範囲とする。
ある。 Ｃ：０．０２〜０．０８％ Ｃ量が０．０２％未満ではＸ８０の所定の強度を確保す
ることが難しくなり、一方０．０８％を超えて過剰に添
加すると鋼の靱性と耐ＨＩＣ性の劣化を招く。また溶接
性や耐硫化物応力腐食割れ性の観点からもＣ量の低減が
望ましい。したがって、Ｃ量を０．０２〜０．０８％の
範囲とする。
【００１８】Ｓｉ：０．０５〜０．５０％ Ｓｉは脱酸のために添加されるが、０．０５％未満では
十分な脱酸効果が得られない。一方、０．５０％を超え
ると靭性や溶接性の劣化を引き起こす。したがって、Ｓ
ｉ量を０．０５〜０．５０％の範囲とする。
十分な脱酸効果が得られない。一方、０．５０％を超え
ると靭性や溶接性の劣化を引き起こす。したがって、Ｓ
ｉ量を０．０５〜０．５０％の範囲とする。
【００１９】Ｍｎ：１．０〜１．８％ Ｍｎは鋼の強度および靭性の向上に有効な鋼の基本成分
として添加されるが、１．０％未満ではその効果が小さ
い。一方、１．８％を超えると溶接性と耐ＨＩＣ性が著
しく劣化する。したがって、Ｍｎ量を１．０〜１．８％
の範囲とする。
として添加されるが、１．０％未満ではその効果が小さ
い。一方、１．８％を超えると溶接性と耐ＨＩＣ性が著
しく劣化する。したがって、Ｍｎ量を１．０〜１．８％
の範囲とする。
【００２０】Ｐ：０．０１０％以下 本発明の場合、Ｐは溶接性と耐ＨＩＣ性とを劣化させる
不純物元素であり、極力低減することが望ましいが、過
度の脱Ｐはコスト上昇を招くため、Ｐ量の上限を０．０
１０％とする。
不純物元素であり、極力低減することが望ましいが、過
度の脱Ｐはコスト上昇を招くため、Ｐ量の上限を０．０
１０％とする。
【００２１】Ｓ：０．００２％以下 Ｃａを添加してＭｎＳからＣａＳ系の介在物に形態制御
をおこなったとしても、Ｘ８０グレードの高強度材の場
合には微細に分散したＣａＳ系介在物も割れの起点とな
り得るため、Ｓ量を０．００２％以下に低減する必要が
ある。
をおこなったとしても、Ｘ８０グレードの高強度材の場
合には微細に分散したＣａＳ系介在物も割れの起点とな
り得るため、Ｓ量を０．００２％以下に低減する必要が
ある。
【００２２】Ｎｂ：０．００５〜０．０５％ Ｎｂは圧延時の粒成長を抑制することによりミクロ組織
を細粒化し、ラインパイプとして十分な靭性を付与する
ために必要な必須成分であり、０．００５％以上でその
効果が有効に発揮される。しかし、０．０５％を超える
とその効果がほぼ飽和し、溶接熱影響部の靭性を劣化さ
せる。したがって、Ｎｂ量を０．００５〜０．０５％の
範囲とする。
を細粒化し、ラインパイプとして十分な靭性を付与する
ために必要な必須成分であり、０．００５％以上でその
効果が有効に発揮される。しかし、０．０５％を超える
とその効果がほぼ飽和し、溶接熱影響部の靭性を劣化さ
せる。したがって、Ｎｂ量を０．００５〜０．０５％の
範囲とする。
【００２３】Ｔｉ：０．００５〜０．１０％ ＴｉはＴｉＮを形成してスラブ加熱時の粒成長を抑制
し、結果としてミクロ組織の微細化をもたらして靭性を
改善する効果があり、その効果は０．００５％以上で現
れる。しかし、０．１０％を超えると逆に靭性の劣化を
引き起こす。したがって、Ｔｉ量を０．００５〜０．１
０％の範囲とする。
し、結果としてミクロ組織の微細化をもたらして靭性を
改善する効果があり、その効果は０．００５％以上で現
れる。しかし、０．１０％を超えると逆に靭性の劣化を
引き起こす。したがって、Ｔｉ量を０．００５〜０．１
０％の範囲とする。
【００２４】Ａｌ：０．０１〜０．０７％ Ａｌは脱酸剤として添加され、０．０１％以上でその効
果が有効に発揮される。しかし、０．０７％を超えると
清浄度が低下して耐ＨＩＣ性の劣化を引き起こす。した
がって、Ａｌ量を０．０１〜０．０７％の範囲とする。
果が有効に発揮される。しかし、０．０７％を超えると
清浄度が低下して耐ＨＩＣ性の劣化を引き起こす。した
がって、Ａｌ量を０．０１〜０．０７％の範囲とする。
【００２５】Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％ Ｃａは硫化物系介在物の形態制御に不可欠な元素であ
り、０．０００５％以上でその効果が有効に発揮され
る。しかし、０．００４０％を超えるとその効果が飽和
し、逆に清浄度を低下させて耐ＨＩＣ性を劣化させる。
したがって、Ｃａ量を０．０００５〜０．００４０％の
範囲とする。
り、０．０００５％以上でその効果が有効に発揮され
る。しかし、０．００４０％を超えるとその効果が飽和
し、逆に清浄度を低下させて耐ＨＩＣ性を劣化させる。
したがって、Ｃａ量を０．０００５〜０．００４０％の
範囲とする。
【００２６】炭素当量：０．３２％以上 炭素当量はＸ８０として十分な強度を得るために０．３
２％以上であることが必要であるため、０．３２％以上
とする。その上限はとくに規定する必要はない。
２％以上であることが必要であるため、０．３２％以上
とする。その上限はとくに規定する必要はない。
【００２７】次に、任意添加成分の限定について説明す
る。 Ｃｕ：０．５０％以下 Ｃｕは靱性の改善と強度の上昇に有効な元素の一つであ
るが、０．５０％を超えると、溶接性を阻害するため、
添加する場合にはその量を０．５０％以下に規制する必
要がある。
る。 Ｃｕ：０．５０％以下 Ｃｕは靱性の改善と強度の上昇に有効な元素の一つであ
るが、０．５０％を超えると、溶接性を阻害するため、
添加する場合にはその量を０．５０％以下に規制する必
要がある。
【００２８】Ｎｉ：０．５０％ Ｎｉは靱性の改善と強度の上昇に有効な元素の一つであ
るが、０．５０％を超えるとその効果が飽和し、応力腐
食割れが発生しやすくなる。したがって、添加する場合
にはその量を０．５０％の範囲とする。
るが、０．５０％を超えるとその効果が飽和し、応力腐
食割れが発生しやすくなる。したがって、添加する場合
にはその量を０．５０％の範囲とする。
【００２９】Ｃｒ：０．５０％以下 ＣｒはＭｎとともに低ＣでもＸ８０グレードとして十分
な強度を得るために有効な元素であるが、０．５０％を
超えて添加すると溶接性に悪影響を与えるため、添加す
る場合には上限を０．５０％とする。
な強度を得るために有効な元素であるが、０．５０％を
超えて添加すると溶接性に悪影響を与えるため、添加す
る場合には上限を０．５０％とする。
【００３０】Ｍｏ：０．５０％以下 Ｍｏは靱性の改善と強度の上昇に有効な元素の一つであ
るが、０．５０％を超えるとその効果が飽和し、溶接性
や耐ＨＩＣ性を阻害するため、添加する場合にはその量
を０．５０％以下とする。
るが、０．５０％を超えるとその効果が飽和し、溶接性
や耐ＨＩＣ性を阻害するため、添加する場合にはその量
を０．５０％以下とする。
【００３１】Ｖ：０．１０％以下 適量のＶの添加は、靭性、溶接性や耐サワー性を劣化さ
せずに強度を高めるため、Ｃｒとともに低ＣでもＸ８０
グレードとして十分な強度を得るために有効な元素であ
るが、０．１０％を超えると溶接性を著しく損なうた
め、添加する場合にはその上限を０．１０％とする。
せずに強度を高めるため、Ｃｒとともに低ＣでもＸ８０
グレードとして十分な強度を得るために有効な元素であ
るが、０．１０％を超えると溶接性を著しく損なうた
め、添加する場合にはその上限を０．１０％とする。
【００３２】次に、製造条件の限定理由について説明す
る。本発明においては圧延をその鋼の再結晶温度Ｔｒ以
上の温度で終了する。圧延終了温度が再結晶温度を下回
ると、良好な耐ＨＩＣ性が得られなくなる。この再結晶
温度は前記のように各成分の関数として表される。
る。本発明においては圧延をその鋼の再結晶温度Ｔｒ以
上の温度で終了する。圧延終了温度が再結晶温度を下回
ると、良好な耐ＨＩＣ性が得られなくなる。この再結晶
温度は前記のように各成分の関数として表される。
【００３３】焼入れ時の加熱温度は十分な靱性と耐ＨＩ
Ｃ性とを得るために８５０℃以上とする。また、その際
の冷却速度は十分な強度を得るために５℃／秒以上とす
る必要があり、また、靱性と耐ＨＩＣ性を劣化させない
冷却速度の上限は４０℃／秒であるので、冷却速度は５
〜４０℃／秒とする。なお、このような焼入れは、鋼板
の状態で行ってもよいし、鋼管に成形してから行っても
よい。以上のような組成および製造条件により、良好な
耐ＨＩＣ性に加えて、良好な靱性も有するＸ８０グレー
ドの高強度鋼を製造することができる。
Ｃ性とを得るために８５０℃以上とする。また、その際
の冷却速度は十分な強度を得るために５℃／秒以上とす
る必要があり、また、靱性と耐ＨＩＣ性を劣化させない
冷却速度の上限は４０℃／秒であるので、冷却速度は５
〜４０℃／秒とする。なお、このような焼入れは、鋼板
の状態で行ってもよいし、鋼管に成形してから行っても
よい。以上のような組成および製造条件により、良好な
耐ＨＩＣ性に加えて、良好な靱性も有するＸ８０グレー
ドの高強度鋼を製造することができる。
【００３４】
【実施例】以下、本発明の具体的な実施例について説明
する。表１に示す化学組成を有する鋼を熱間圧延して鋼
板とし、表２に示す圧延終了温度で熱間圧延し鋼板と
し、表２に示す熱処理条件で熱処理を行った。これら鋼
板について引張試験、シャルピー衝撃試験、ＨＩＣ試験
を行った。耐ＨＩＣ試験はｐＨが約３の硫化水素を飽和
させた５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ3 ＣＯＯＨ水溶液
（通称ＮＡＣＥ溶液）中で行った。これらの結果を表２
に併記する。なお、ここでは強度がＸ８０として十分で
ある場合、シャルピー試験でのｖＴｒｓが−７０℃以下
の場合に良好な性能が得られているとした。また、ＨＩ
Ｃ試験では割れ長さ率が１５％以下の場合に良好である
とした。
する。表１に示す化学組成を有する鋼を熱間圧延して鋼
板とし、表２に示す圧延終了温度で熱間圧延し鋼板と
し、表２に示す熱処理条件で熱処理を行った。これら鋼
板について引張試験、シャルピー衝撃試験、ＨＩＣ試験
を行った。耐ＨＩＣ試験はｐＨが約３の硫化水素を飽和
させた５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ3 ＣＯＯＨ水溶液
（通称ＮＡＣＥ溶液）中で行った。これらの結果を表２
に併記する。なお、ここでは強度がＸ８０として十分で
ある場合、シャルピー試験でのｖＴｒｓが−７０℃以下
の場合に良好な性能が得られているとした。また、ＨＩ
Ｃ試験では割れ長さ率が１５％以下の場合に良好である
とした。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】表２に示すように、本発明の範囲内の組成
を有し、本発明の範囲内の圧延および熱処理を行った本
発明例のものはＸ８０として十分な強度と良好な耐ＨＩ
Ｃ性能が得られた。
を有し、本発明の範囲内の圧延および熱処理を行った本
発明例のものはＸ８０として十分な強度と良好な耐ＨＩ
Ｃ性能が得られた。
【００３８】一方、本発明の範囲を満たす組成の鋼を用
いても本発明の製造方法によらない鋼板Ａ−１、Ａ−
５、Ａ−６、また圧延終了温度が本発明の範囲を下回る
鋼板Ａ−３では十分な性能が得られなかった。また、本
発明の範囲を満たさない組成の鋼に本発明を満たす圧延
および熱処理を行った鋼板Ｌ−１、Ｍ−１、Ｎ−１、Ｏ
−１、Ｐ−１、Ｑ−１、Ｒ−１、あるいは組成も熱処理
条件も本発明を満たさない鋼板Ｒ−２でもやはり十分な
性能が得られなかった。
いても本発明の製造方法によらない鋼板Ａ−１、Ａ−
５、Ａ−６、また圧延終了温度が本発明の範囲を下回る
鋼板Ａ−３では十分な性能が得られなかった。また、本
発明の範囲を満たさない組成の鋼に本発明を満たす圧延
および熱処理を行った鋼板Ｌ−１、Ｍ−１、Ｎ−１、Ｏ
−１、Ｐ−１、Ｑ−１、Ｒ−１、あるいは組成も熱処理
条件も本発明を満たさない鋼板Ｒ−２でもやはり十分な
性能が得られなかった。
【００３９】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
耐ＨＩＣ性に優れたＡＰＩ規格Ｘ８０グレードのライン
パイプ用鋼を安価にかつ安定して製造することが可能と
なった。
耐ＨＩＣ性に優れたＡＰＩ規格Ｘ８０グレードのライン
パイプ用鋼を安価にかつ安定して製造することが可能と
なった。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％以下、Ｍｎ：１．０〜１．
８％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜
０．１０％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｃａ：０．
０００５〜０．００４０％を含有し、以下に示す炭素当
量が０．３２％以上である鋼スラブを加熱した後、以下
に示すその鋼の再結晶温度Ｔｒ以上で圧延を終了して鋼
板とし、この鋼板あるいはその鋼板を用いた鋼管に対
し、８５０℃以上から５〜４０℃／ｓｅｃの冷却速度で
焼入れ処理を行うことを特徴とする耐ＨＩＣ性に優れた
高強度ラインパイプ用鋼の製造方法。 炭素当量＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃ
ｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ 再結晶温度Ｔｒ＝２．３×１０3 ［Ｎｂ］＋７．１×１
０2 ［Ｔｉ］＋１．６×１０2 ［Ｍｏ］＋１．２×１０
2 ［Ｖ］＋８２５℃ - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％以下、Ｍｎ：１．０〜１．
８％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜
０．１０％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｃａ：０．
０００５〜０．００４０％を含有し、さらに、Ｃｕ：
０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５
０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．１０％以下
のうち１種または２種以上を含有し、以下に示す炭素当
量が０．３２％以上である鋼スラブを加熱した後、以下
に示すその鋼の再結晶温度Ｔｒ以上で圧延を終了した鋼
板あるいはその鋼板を用いた鋼管に対し、８５０℃以上
から５〜４０℃／ｓｅｃの冷却速度で焼入れ処理を行う
ことを特徴とする耐ＨＩＣ性に優れた高強度ラインパイ
プ用鋼の製造方法。 炭素当量＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃ
ｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ 再結晶温度Ｔｒ＝２．３×１０3 ［Ｎｂ］＋７．１×１
０2 ［Ｔｉ］＋１．６×１０2 ［Ｍｏ］＋１．２×１０
2 ［Ｖ］＋８２５℃
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14602796A JPH09324217A (ja) | 1996-06-07 | 1996-06-07 | 耐ｈｉｃ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14602796A JPH09324217A (ja) | 1996-06-07 | 1996-06-07 | 耐ｈｉｃ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09324217A true JPH09324217A (ja) | 1997-12-16 |
Family
ID=15398457
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14602796A Pending JPH09324217A (ja) | 1996-06-07 | 1996-06-07 | 耐ｈｉｃ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09324217A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2003104506A1 (ja) * | 2002-06-11 | 2003-12-18 | 住友金属工業株式会社 | β型チタン合金およびその製造方法 |
| CN1318631C (zh) * | 2004-06-30 | 2007-05-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 高强度高韧性x80管线钢及其热轧板制造方法 |
| EP1918398A1 (en) * | 2005-08-22 | 2008-05-07 | Sumitomo Metal Industries Limited | Seamless steel pipe for line pipe and method for producing same |
| CN103103449A (zh) * | 2013-02-01 | 2013-05-15 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种抗大变形的x80管线用钢及其生产方法 |
| WO2013190750A1 (ja) | 2012-06-18 | 2013-12-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 厚肉高強度耐サワーラインパイプおよびその製造方法 |
| WO2014010150A1 (ja) | 2012-07-09 | 2014-01-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 厚肉高強度耐サワーラインパイプおよびその製造方法 |
-
1996
- 1996-06-07 JP JP14602796A patent/JPH09324217A/ja active Pending
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2003104506A1 (ja) * | 2002-06-11 | 2003-12-18 | 住友金属工業株式会社 | β型チタン合金およびその製造方法 |
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| US7896984B2 (en) | 2005-08-22 | 2011-03-01 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Method for manufacturing seamless steel pipe for line pipe |
| WO2013190750A1 (ja) | 2012-06-18 | 2013-12-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 厚肉高強度耐サワーラインパイプおよびその製造方法 |
| KR20150003322A (ko) | 2012-06-18 | 2015-01-08 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 후육 고강도 내사우어 라인 파이프, 그의 제조 방법 및 그의 내hic성능의 판정 방법 |
| WO2014010150A1 (ja) | 2012-07-09 | 2014-01-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 厚肉高強度耐サワーラインパイプおよびその製造方法 |
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