JP3244986B2 - 低温靭性の優れた溶接性高張力鋼 - Google Patents
低温靭性の優れた溶接性高張力鋼Info
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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
張力鋼に関するもので、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。
張強さ（ＴＳ）を有する低温靭性・溶接性の優れた超高
張力鋼に関するもので、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
張力化する傾向にある。これまでに米国石油協会（ＡＰ
Ｉ）規格でＸ８０（降伏強さ５５１ＭＰａ以上、引張強
さ６２０ＭＰａ以上）までのラインパイプが実用化され
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
張力化する傾向にある。これまでに米国石油協会（ＡＰ
Ｉ）規格でＸ８０（降伏強さ５５１ＭＰａ以上、引張強
さ６２０ＭＰａ以上）までのラインパイプが実用化され
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（たとえばＮ
ＫＫ技報 No.138(1992), pp24-31、およびThe 7th Offs
horeMechanics and Arctic 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（降伏強さ６８９ＭＰａ以上、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。
は、従来のＸ８０ラインパイプの製造技術（たとえばＮ
ＫＫ技報 No.138(1992), pp24-31、およびThe 7th Offs
horeMechanics and Arctic 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（降伏強さ６８９ＭＰａ以上、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。
【０００４】パイプラインの超高強度化は強度・低温靭
性バランスをはじめとして、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張力ラインパイプ
（Ｘ１００超）の早期開発が要望されている。
性バランスをはじめとして、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張力ラインパイプ
（Ｘ１００超）の早期開発が要望されている。
【０００５】
【発明が解決しょうとする課題】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
９５０ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）超高張力溶
接用鋼を提供するものである。
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Ｘ１００超）超高張力溶
接用鋼を提供するものである。
【０００６】
【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
れた超高張力鋼材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
張力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
れた超高張力鋼材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
張力溶接用鋼を発明するに至った。
【０００７】すなわち本発明の要旨は、重量％で、Ｃ
：０．０５〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以
下、Ｍｎ：１．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０
１５％以下、Ｓ ：０．００３％以下、 Ｎ
ｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．３５〜０．６０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５
〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ ：０．
００１〜０．００６％を含有し、必要に応じて、さらに
Ｖ ：０．０１〜０．１０％、 Ｃｕ：０．１〜
０．７％、Ｃｒ：０．１〜０．８％、 Ｃａ：
０．００１〜０．００６％の１種または２種以上を含有
し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつＰ＝
２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５
（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ−１が１．９≦Ｐ≦２．８を
満足する鋼成分を有し、さらにそのミクロ組織が平均オ
ーステナイト粒径が１０μｍ以下の未再結晶オーステナ
イトから変態した６０％以上の焼戻しマルテンサイトを
含有し、かつ焼戻しマルテンサイト分率と焼戻しベイナ
イト分率との和が９０％以上であることを特徴とする低
温靭性に優れた溶接性高張力鋼である。
：０．０５〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以
下、Ｍｎ：１．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０
１５％以下、Ｓ ：０．００３％以下、 Ｎ
ｉ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．３５〜０．６０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５
〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ ：０．
００１〜０．００６％を含有し、必要に応じて、さらに
Ｖ ：０．０１〜０．１０％、 Ｃｕ：０．１〜
０．７％、Ｃｒ：０．１〜０．８％、 Ｃａ：
０．００１〜０．００６％の１種または２種以上を含有
し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつＰ＝
２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５
（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ−１が１．９≦Ｐ≦２．８を
満足する鋼成分を有し、さらにそのミクロ組織が平均オ
ーステナイト粒径が１０μｍ以下の未再結晶オーステナ
イトから変態した６０％以上の焼戻しマルテンサイトを
含有し、かつ焼戻しマルテンサイト分率と焼戻しベイナ
イト分率との和が９０％以上であることを特徴とする低
温靭性に優れた溶接性高張力鋼である。
【０００８】本発明の特徴は、(1) Ｎｉ−Ｎｂ−Ｍｏ−
微量Ｔｉを複合添加した低炭素・高Ｍｎ系（１．８％以
上）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１０μｍ以下の未再結晶オーステナイトから変
態した微細な焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトか
らなること、である。
微量Ｔｉを複合添加した低炭素・高Ｍｎ系（１．８％以
上）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１０μｍ以下の未再結晶オーステナイトから変
態した微細な焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトか
らなること、である。
【０００９】従来より、低炭素−高Ｍｎ−Ｎｂ−Ｍｏ鋼
は微細なアシキュラーフェライト組織を有するラインパ
イプ用鋼としてよく知られているが、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
系で微細な焼戻しマルテンサイト・ベイナイト混合組織
を有する超高張力鋼はまったく存在しない。これはＮｂ
−Ｍｏ鋼の焼戻しマルテンサイト・ベイナイト混合組織
では、９５０ＭＰａ以上の引張強さは到底不可能である
ばかりか、低温靭性や現地溶接性も不十分と考えられて
いたためである。
は微細なアシキュラーフェライト組織を有するラインパ
イプ用鋼としてよく知られているが、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
系で微細な焼戻しマルテンサイト・ベイナイト混合組織
を有する超高張力鋼はまったく存在しない。これはＮｂ
−Ｍｏ鋼の焼戻しマルテンサイト・ベイナイト混合組織
では、９５０ＭＰａ以上の引張強さは到底不可能である
ばかりか、低温靭性や現地溶接性も不十分と考えられて
いたためである。
【００１０】まず本発明鋼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、鋼材のミクロ組織を一定量以上の焼戻しマルテ
ンサイトとする必要があり、その分率は６０％以上でな
ければならない。焼き戻しマルテンサイト分率が６０％
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（強度、低温
靭性上、もっとも望ましい焼戻しマルテンサイト分率は
７０〜９０％である）。しかし、たとえ焼戻しマルテン
サイト分率が６０％以上であっても、残りの組織が不適
切であると目的とする強度・低温靭性は達成できない。
このため焼き戻しマルテンサイト分率と焼戻しベイナイ
ト分率の和を９０％以上とした。
る。引張強さ９５０ＭＰａ以上の超高強度を達成するた
めには、鋼材のミクロ組織を一定量以上の焼戻しマルテ
ンサイトとする必要があり、その分率は６０％以上でな
ければならない。焼き戻しマルテンサイト分率が６０％
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（強度、低温
靭性上、もっとも望ましい焼戻しマルテンサイト分率は
７０〜９０％である）。しかし、たとえ焼戻しマルテン
サイト分率が６０％以上であっても、残りの組織が不適
切であると目的とする強度・低温靭性は達成できない。
このため焼き戻しマルテンサイト分率と焼戻しベイナイ
ト分率の和を９０％以上とした。
【００１１】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Ｎｂ
−Ｍｏ鋼の焼き戻しマルテンサイトとベイナイトとの混
合組織においても極めて優れた強度・低温靭性バランス
が得られることを見いだした。
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Ｎｂ
−Ｍｏ鋼の焼き戻しマルテンサイトとベイナイトとの混
合組織においても極めて優れた強度・低温靭性バランス
が得られることを見いだした。
【００１２】未再結晶オーステナイト粒径の微細化はＮ
ｂ−Ｍｏ系の本発明鋼の低温靭性改善にとくに有効であ
る。目的とする低温靭性（たとえばＶノッチシャルピー
衝撃試験の遷移温度で−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。ここで見掛
けの平均オーステナイト粒径は図１のように定義し、オ
ーステナイト粒径の測定では、オーステナイト粒界と同
様の作用をもつ変形帯や双晶境界も含めた。具体的に
は、鋼板長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除し、ｄγを
求めた。このようにして求めたオーステナイト平均粒径
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を見つけた。
ｂ−Ｍｏ系の本発明鋼の低温靭性改善にとくに有効であ
る。目的とする低温靭性（たとえばＶノッチシャルピー
衝撃試験の遷移温度で−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。ここで見掛
けの平均オーステナイト粒径は図１のように定義し、オ
ーステナイト粒径の測定では、オーステナイト粒界と同
様の作用をもつ変形帯や双晶境界も含めた。具体的に
は、鋼板長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除し、ｄγを
求めた。このようにして求めたオーステナイト平均粒径
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を見つけた。
【００１３】さらに鋼材の化学成分（高Ｍｎ−Ｎｂ−高
Ｍｏ添加）、ミクロ組織（オーステナイトの未再結晶
化）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セパレーションが発生
し、破面遷移温度はより一層向上することも明らかにな
った。セパレーションはシャルピー衝撃試験などの破面
に発生する板面に平行な層状剥離現象で脆性亀裂先端で
の３軸応力度を低下させ、脆性亀裂伝播停止特性を改善
すると考えられている。
Ｍｏ添加）、ミクロ組織（オーステナイトの未再結晶
化）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セパレーションが発生
し、破面遷移温度はより一層向上することも明らかにな
った。セパレーションはシャルピー衝撃試験などの破面
に発生する板面に平行な層状剥離現象で脆性亀裂先端で
の３軸応力度を低下させ、脆性亀裂伝播停止特性を改善
すると考えられている。
【００１４】しかしながら、上述のように、鋼材のミク
ロ組織を厳密に制御しても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。
ロ組織を厳密に制御しても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。
【００１５】Ｃ量は０．０５〜０．１０％に限定する。
Ｃは鋼の強度向上に極めて有効な元素であり、焼戻しマ
ルテンサイト・ベイナイト混合組織において目的とする
強度を得るためには、最低０．０５％は必要である。ま
たこの量はＮｂ、Ｖ添加による析出硬化、結晶粒の微細
化効果の発現や溶接部強度の確保のための最小量でもあ
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０．１
０％とした。
Ｃは鋼の強度向上に極めて有効な元素であり、焼戻しマ
ルテンサイト・ベイナイト混合組織において目的とする
強度を得るためには、最低０．０５％は必要である。ま
たこの量はＮｂ、Ｖ添加による析出硬化、結晶粒の微細
化効果の発現や溶接部強度の確保のための最小量でもあ
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０．１
０％とした。
【００１６】Ｓｉは脱酸や強度向上のため添加する元素
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ＴｉあるいはＡｌでも十分可能であり、Ｓｉは必ずし
も添加する必要はない。
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ＴｉあるいはＡｌでも十分可能であり、Ｓｉは必ずし
も添加する必要はない。
【００１７】Ｍｎは本発明鋼のミクロ組織を微細なマル
テンサイト・ベイナイト混合組織とし、優れた強度・低
温靭性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１．８％である。しかしＭｎ量が多すぎると鋼
の焼入性が増加して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２．５％とした。
（望ましいＭｎ量は１．９〜２．１％である）。
テンサイト・ベイナイト混合組織とし、優れた強度・低
温靭性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１．８％である。しかしＭｎ量が多すぎると鋼
の焼入性が増加して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２．５％とした。
（望ましいＭｎ量は１．９〜２．１％である）。
【００１８】Ｎｉを添加する目的は低炭素の本発明鋼の
強度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（とくにスラブの中心偏析帯）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、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、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クラックの防
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。
強度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（とくにスラブの中心偏析帯）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、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、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クラックの防
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。
【００１９】Ｍｏを添加する理由は鋼の焼入性を向上さ
せ、目的とするマルテンサイト・ベイナイト混合組織を
得るためである。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強力に抑制し、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０．３５％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るの
で、その上限を０．６％とした。
せ、目的とするマルテンサイト・ベイナイト混合組織を
得るためである。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強力に抑制し、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０．３５％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るの
で、その上限を０．６％とした。
【００２０】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結晶粒を微細化する
だけでなく、析出硬化や焼入性増大にも寄与し、鋼を強
靭化する作用を有する。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。
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結晶粒を微細化する
だけでなく、析出硬化や焼入性増大にも寄与し、鋼を強
靭化する作用を有する。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。
【００２１】一方、Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、
スラブ再加熱時および溶接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Ｈ
ＡＺの低温靭性を改善する。またＡｌ量が少ないとき
（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
Ｔｉ添加効果を発現させるには、最低０．００５％のＴ
ｉ添加が必要である。しかしＴｉ量が多すぎると、Ｔｉ
Ｎ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。
スラブ再加熱時および溶接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Ｈ
ＡＺの低温靭性を改善する。またＡｌ量が少ないとき
（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
Ｔｉ添加効果を発現させるには、最低０．００５％のＴ
ｉ添加が必要である。しかしＴｉ量が多すぎると、Ｔｉ
Ｎ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。
【００２２】Ａｌは通常脱酸剤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Ｔ
ｉ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Ｔ
ｉ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。
【００２３】ＮはＴｉＮを形成しスラブ再加熱時および
溶接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靭性の劣化の原因と
なるので、その上限は０．００６％に抑える必要があ
る。
溶接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靭性の劣化の原因と
なるので、その上限は０．００６％に抑える必要があ
る。
【００２４】さらに本発明では、不純元素であるＰ，Ｓ
量をそれぞれ０．０１５％以下、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
延伸化したＭｎＳを低減して延性、靭性を向上させる効
果がある。
量をそれぞれ０．０１５％以下、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
延伸化したＭｎＳを低減して延性、靭性を向上させる効
果がある。
【００２５】次にＶ，Ｃｕ，ＣｒおよびＣａを添加する
目的について説明する。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・低温靭性などの特性の一層の向
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・低温靭性などの特性の一層の向
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、その添加量は自ら制限されるべき性質のも
のである。
【００２６】ＶはほぼＮｂと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。（本発明鋼
では、０．０３〜０．０８％Ｖ添加がとくに望まし
い）。その上限はＨＡＺ靭性、現地溶接性の点から０．
１０％まで許容できる。
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。（本発明鋼
では、０．０３〜０．０８％Ｖ添加がとくに望まし
い）。その上限はＨＡＺ靭性、現地溶接性の点から０．
１０％まで許容できる。
【００２７】ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果を持つととも
に、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上にも効果があ
る。またＣｕ析出硬化によって強度を大幅に増加させ
る。しかし過剰に添加すると析出硬化により母材、ＨＡ
Ｚの靭性低下や熱間圧延時にＣｕクラックが生じるの
で、その上限を０．７％とした。
に、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上にも効果があ
る。またＣｕ析出硬化によって強度を大幅に増加させ
る。しかし過剰に添加すると析出硬化により母材、ＨＡ
Ｚの靭性低下や熱間圧延時にＣｕクラックが生じるの
で、その上限を０．７％とした。
【００２８】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０．８％である。Ｖ，Ｃ
ｕ，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Ｃｒ量の上限は０．８％である。Ｖ，Ｃ
ｕ，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。
【００２９】Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、
低温靭性を向上（シャルピー衝撃試験の吸収エネルギ−
の増加など）させる。とくに超高強度ラインパイプを主
用途とする本発明鋼では、不安定延性破壊の伝播防止の
ため高シャルピー吸収エネルギ−が要求されるので、Ｓ
量の低減とＣａ処理は重要である。しかしＣａ添加量が
０．００１％未満では実用上効果がなく、また０．００
６％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
お超高強度鋼は、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）] ／１．２５（Ｓ）を０．５≦ＥＳＳ
Ｐ≦１０．０とすることがとくに有効である。なおＥＳ
ＳＰとは、有効硫化物形態制御パラメーターの略であ
る。
低温靭性を向上（シャルピー衝撃試験の吸収エネルギ−
の増加など）させる。とくに超高強度ラインパイプを主
用途とする本発明鋼では、不安定延性破壊の伝播防止の
ため高シャルピー吸収エネルギ−が要求されるので、Ｓ
量の低減とＣａ処理は重要である。しかしＣａ添加量が
０．００１％未満では実用上効果がなく、また０．００
６％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
お超高強度鋼は、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）] ／１．２５（Ｓ）を０．５≦ＥＳＳ
Ｐ≦１０．０とすることがとくに有効である。なおＥＳ
ＳＰとは、有効硫化物形態制御パラメーターの略であ
る。
【００３０】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）＋Ｍｏ＋Ｖ−１を１．
９≦Ｐ≦２．８に制限する。これはＨＡＺ靭性、現地溶
接性を損なうことなく、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１．９とした
のは９５０ＭＰａ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２．８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）＋Ｍｏ＋Ｖ−１を１．
９≦Ｐ≦２．８に制限する。これはＨＡＺ靭性、現地溶
接性を損なうことなく、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１．９とした
のは９５０ＭＰａ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２．８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。
【００３１】
【実施例】次に本発明の実施例について述べる。実験室
溶解（５０kg，１２０mm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１５〜２８mmの鋼板に
圧延し、焼戻し処理（５５０℃〜６２０℃×２０分空
冷）を行って諸機械的性質およびミクロ組織を調査し
た。
溶解（５０kg，１２０mm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１５〜２８mmの鋼板に
圧延し、焼戻し処理（５５０℃〜６２０℃×２０分空
冷）を行って諸機械的性質およびミクロ組織を調査し
た。
【００３２】鋼板の機械的性質（降伏強さ：ＹＳ，引張
強さ：ＴＳ，シャルピー衝撃試験の−４０℃での吸収エ
ネルギー：vE-40 と遷移温度：vTrs）は圧延と直角方向
で調査した。ＨＡＺ靭性（シャルピ−衝撃試験−２０℃
での吸収エネルギ−：vE-20）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［△ｔ800-500 ］：２
５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１００ＭＰａ，入熱：
０．５kJ／mm，溶着金属の水素量：３cc／１００ｇ）。
強さ：ＴＳ，シャルピー衝撃試験の−４０℃での吸収エ
ネルギー：vE-40 と遷移温度：vTrs）は圧延と直角方向
で調査した。ＨＡＺ靭性（シャルピ−衝撃試験−２０℃
での吸収エネルギ−：vE-20）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［△ｔ800-500 ］：２
５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１００ＭＰａ，入熱：
０．５kJ／mm，溶着金属の水素量：３cc／１００ｇ）。
【００３３】実施例を表１および表２に示す。本発明に
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有する。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。
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有する。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。
【００３４】鋼９はＣ量が多すぎるため、母材およびＨ
ＡＺのシャルピー吸収エネルギーが低く、かつ溶接時の
予熱温度も高い。鋼１０はＮｉが添加されていないた
め、母材およびＨＡＺの低温靭性が劣る。鋼１１はＭｎ
添加量、Ｐ値が高すぎるため、母材およびＨＡＺの低温
靭性が悪く、かつ溶接時の予熱温度も著しく高い。
ＡＺのシャルピー吸収エネルギーが低く、かつ溶接時の
予熱温度も高い。鋼１０はＮｉが添加されていないた
め、母材およびＨＡＺの低温靭性が劣る。鋼１１はＭｎ
添加量、Ｐ値が高すぎるため、母材およびＨＡＺの低温
靭性が悪く、かつ溶接時の予熱温度も著しく高い。
【００３５】鋼１２はＭｏ添加量が多すぎるため、溶接
時に予熱を要する。鋼１３はＮｂが添加されていないた
め、強度不足で、かつオーステナイト粒径が大きく母材
の靭性が悪い。鋼１４はＳ量が多すぎるため、母材およ
びＨＡＺの吸収エネルギ−が低い。
時に予熱を要する。鋼１３はＮｂが添加されていないた
め、強度不足で、かつオーステナイト粒径が大きく母材
の靭性が悪い。鋼１４はＳ量が多すぎるため、母材およ
びＨＡＺの吸収エネルギ−が低い。
【００３６】鋼１５はＭｏ添加量が少なすぎるため、目
標とする強度が達成できない。鋼１６はオーステナイト
粒径が大きすぎるため、母材の低温靭性が劣る。鋼１７
は焼戻しマルテンサイト分率が小さすぎるため、強度不
足で、かつ母材のシャルピー遷移温度が劣る。鋼１８は
焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの分率が小さ
すぎるため、強度不足である。鋼１９はオーステナイト
粒径が大きく、かつ焼戻しマルテンサイト分率が小さす
ぎるため、強度および低温靭性が目標に達しない。
標とする強度が達成できない。鋼１６はオーステナイト
粒径が大きすぎるため、母材の低温靭性が劣る。鋼１７
は焼戻しマルテンサイト分率が小さすぎるため、強度不
足で、かつ母材のシャルピー遷移温度が劣る。鋼１８は
焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの分率が小さ
すぎるため、強度不足である。鋼１９はオーステナイト
粒径が大きく、かつ焼戻しマルテンサイト分率が小さす
ぎるため、強度および低温靭性が目標に達しない。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】
【発明の効果】本発明により低温靭性、現地溶接性の優
れた超高強度ラインパイプ（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。
れた超高強度ラインパイプ（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】平均オーステナイト粒径（ｄγ）の定義を示す
図。
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 (56)参考文献 特開 平８−209288（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 8/00 - 8/10
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０５〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００３％以下、 Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．３５〜０．６０％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 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、下記の式で定義されるＰ
値が１．９〜２．８の範囲にあり、さらに鋼のミクロ組
織として平均オーステナイト粒径が１０μｍ以下の未再
結晶オーステナイトから変態した焼戻しマルテンサイト
を体積分率で６０％以上含有し、かつ焼戻しマルテンサ
イト分率と焼戻しベイナイト分率との和が９０％以上で
あることを特徴とする低温靭性の優れた溶接性高張力
鋼。 Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４
５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ−１ - 【請求項２】 請求項１記載の成分に加えて、重量％
で、 Ｖ ：０．０１〜０．１０％、 Ｃｕ：０．１〜０．７％、 Ｃｒ：０．１〜０．８％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
接性高張力鋼。 - 【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％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
高張力鋼。
Priority Applications (11)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP01830795A JP3244986B2 (ja) | 1995-02-06 | 1995-02-06 | 低温靭性の優れた溶接性高張力鋼 |
| PCT/JP1996/000155 WO1996023083A1 (fr) | 1995-01-26 | 1996-01-26 | Acier soudable de haute resistance ayant une durete excellente a basse temperature |
| 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 |
| CN96190123A CN1146784A (zh) | 1995-01-26 | 1996-01-26 | 低温韧性优良的可焊性高强度钢 |
| EP96901129A EP0753596B1 (en) | 1995-01-26 | 1996-01-26 | Weldable high-tensile steel excellent in low-temperature toughness |
| DE69608179T DE69608179T2 (de) | 1995-01-26 | 1996-01-26 | Schweissbarer hochfester stahl mit ausgezeichneter tieftemperaturzähigkeit |
| CA002186476A CA2186476C (en) | 1995-01-26 | 1996-01-26 | Weldable high strength steel having excellent low temperature toughness |
| US08/714,098 US5798004A (en) | 1995-01-26 | 1996-01-26 | Weldable high strength steel having excellent low temperature toughness |
| RU96119965A RU2136775C1 (ru) | 1995-01-26 | 1996-01-26 | Высокопрочная свариваемая сталь и ее варианты |
| 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 |
|---|---|---|---|
| JP01830795A JP3244986B2 (ja) | 1995-02-06 | 1995-02-06 | 低温靭性の優れた溶接性高張力鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08209290A JPH08209290A (ja) | 1996-08-13 |
| JP3244986B2 true JP3244986B2 (ja) | 2002-01-07 |
Family
ID=11967966
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP01830795A Expired - Lifetime JP3244986B2 (ja) | 1995-01-26 | 1995-02-06 | 低温靭性の優れた溶接性高張力鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3244986B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CA2230396C (en) | 1997-02-25 | 2001-11-20 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | High-toughness, high-tensile-strength steel and method of manufacturing the same |
| JP3968011B2 (ja) | 2002-05-27 | 2007-08-29 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼とその製造方法および高強度鋼管の製造方法 |
| JP5201653B2 (ja) * | 2007-05-31 | 2013-06-05 | 株式会社神戸製鋼所 | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
| KR101353838B1 (ko) * | 2011-12-28 | 2014-01-20 | 주식회사 포스코 | 인성 및 용접성이 우수한 내마모강 |
| JP6075517B1 (ja) * | 2015-04-01 | 2017-02-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
-
1995
- 1995-02-06 JP JP01830795A patent/JP3244986B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH08209290A (ja) | 1996-08-13 |
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