JPH11279639A - 耐ｈｉｃ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法 - Google Patents
耐ｈｉｃ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法Info
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- JPH11279639A JPH11279639A JP8354198A JP8354198A JPH11279639A JP H11279639 A JPH11279639 A JP H11279639A JP 8354198 A JP8354198 A JP 8354198A JP 8354198 A JP8354198 A JP 8354198A JP H11279639 A JPH11279639 A JP H11279639A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】API 規格X65 に加えてX70,X80 といった高強度
材で、耐HIC 性に優れた鋼材を経済的に安定して製造す
る方法を提供する。 【解決手段】重量% で、C:0.03〜0.08%,Si:0.05 〜0.5
%,Mn:1 〜1.8%,P≦0.01%,S ≦0.002%,Nb:0.02〜0.05%,T
i:0.005〜0.02%,Al:0.01 〜0.07%,Ca:0.0005 〜0.0025%
を含有し、かつCeq ≧0.28% であり、残部Fe及び不可
避的不純物からなり、さらに取鍋精錬時のスラグのトー
タルFe+MnOが0.5 〜3%を満足する鋼を1000〜1200℃に加
熱して熱間圧延し、鋼板表面温度で500 ℃以下となるま
で加速冷却した後、一旦冷却を中断し、鋼板表面温度が
500 ℃以上になるまで復熱させる。次いで、再び600 ℃
以下の鋼板表面温度まで、3 〜50℃／秒の鋼板平均冷却
速度で加速冷却する。但し、Ceq=C%+Mn%/6+(Cu%+Ni%)/1
5+(Cr%+Mo%+V%)/5
材で、耐HIC 性に優れた鋼材を経済的に安定して製造す
る方法を提供する。 【解決手段】重量% で、C:0.03〜0.08%,Si:0.05 〜0.5
%,Mn:1 〜1.8%,P≦0.01%,S ≦0.002%,Nb:0.02〜0.05%,T
i:0.005〜0.02%,Al:0.01 〜0.07%,Ca:0.0005 〜0.0025%
を含有し、かつCeq ≧0.28% であり、残部Fe及び不可
避的不純物からなり、さらに取鍋精錬時のスラグのトー
タルFe+MnOが0.5 〜3%を満足する鋼を1000〜1200℃に加
熱して熱間圧延し、鋼板表面温度で500 ℃以下となるま
で加速冷却した後、一旦冷却を中断し、鋼板表面温度が
500 ℃以上になるまで復熱させる。次いで、再び600 ℃
以下の鋼板表面温度まで、3 〜50℃／秒の鋼板平均冷却
速度で加速冷却する。但し、Ceq=C%+Mn%/6+(Cu%+Ni%)/1
5+(Cr%+Mo%+V%)/5
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、厚板ミルや熱延ミ
ルにて製造され、ＵＯＥ成形、プレスべンド成形、ロー
ル成形などにより管状に成形され、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、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鋼
板の製造方法に係り、耐水素誘起割れ性に優れた、強度
レべルがＡＰＩ規格Ｘ６５グレード以上のラインパイプ
の素材として使用される鋼板の製造方法に関する。
ルにて製造され、ＵＯＥ成形、プレスべンド成形、ロー
ル成形などにより管状に成形され、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、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鋼
板の製造方法に係り、耐水素誘起割れ性に優れた、強度
レべルがＡＰＩ規格Ｘ６５グレード以上のラインパイプ
の素材として使用される鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】一般に、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、強度・靭性・溶
接性などパイプライン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。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、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、その内圧により割れを生ずるものとさ
れている。このため、ＨＩＣの発生を防ぐために以下の
方法がこれまでに考案されている。 （１）鋼中のＳ含有量を下げるとともに、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）。 （２）中央偏析部での割れについては、起点となりうる
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べイナイトなど
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の偏析を解消するための
均熱処理を施す、あるいは圧延後の冷却時の変態途中で
の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）。
の輸送に用いられるラインパイプには、強度・靭性・溶
接性などパイプライン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。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、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、その内圧により割れを生ずるものとさ
れている。このため、ＨＩＣの発生を防ぐために以下の
方法がこれまでに考案されている。 （１）鋼中のＳ含有量を下げるとともに、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）。 （２）中央偏析部での割れについては、起点となりうる
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べイナイトなど
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の偏析を解消するための
均熱処理を施す、あるいは圧延後の冷却時の変態途中で
の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）。
【０００３】（３）焼入れ・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（特開
昭５４−１２７８２号公報、特開昭６２−７８１９号公
報、特開平６−７３４５０号公報）。 （４）鋼中へのＣｕの添加により、表面に保護膜を形成
して、鋼中への水素侵入を抑制する（特開昭５２−１１
１８１５号公報）。
たり、圧延仕上温度をオーステナイトの再結晶温度以上
とするなど、割れ感受性の低いミクロ組織を得る（特開
昭５４−１２７８２号公報、特開昭６２−７８１９号公
報、特開平６−７３４５０号公報）。 （４）鋼中へのＣｕの添加により、表面に保護膜を形成
して、鋼中への水素侵入を抑制する（特開昭５２−１１
１８１５号公報）。
【０００４】これらの方法を採用することにより耐ＨＩ
Ｃ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グレードまで大量生産されるようにな
った。
Ｃ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グレードまで大量生産されるようにな
った。
【０００５】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可能性が
でてきた。しかしながら、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
完全にＨＩＣの発生を抑制することができなくなってき
た。このような高強度材になると、上記（１）の形態制
御を行った介在物からも割れが発生するようになり、
（２）の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）の焼入れ焼戻し処理
や再結晶温度域仕上による組織制御はラインパイプの大
量生産にはコスト・能率の面から不適当であるし、充分
な低温靭性も得にくい。さらに（４）のＣｕ被膜の効果
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。
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可能性が
でてきた。しかしながら、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
完全にＨＩＣの発生を抑制することができなくなってき
た。このような高強度材になると、上記（１）の形態制
御を行った介在物からも割れが発生するようになり、
（２）の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）の焼入れ焼戻し処理
や再結晶温度域仕上による組織制御はラインパイプの大
量生産にはコスト・能率の面から不適当であるし、充分
な低温靭性も得にくい。さらに（４）のＣｕ被膜の効果
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。
【０００６】このような課題に対応すべく最近、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
造方法がいくつか開示されている。その骨子は、低Ｓ・
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、それに伴う強度低下をＣ
ｒ添加（特開平５−９５７５号公報）、Ｃｒ−Ｍｏ添加
（特開平５−２７１７６６号公報、特開平７−１０９５
１９号公報）、Ｎｉ‐Ｃｒ−Ｍｏ添加（特開平７−１７
３５３６号公報）と圧延後の加速冷却で補うというもの
である。
ー性を有するＸ８０グレードのラインパイプ用鋼板の製
造方法がいくつか開示されている。その骨子は、低Ｓ・
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、それに伴う強度低下をＣ
ｒ添加（特開平５−９５７５号公報）、Ｃｒ−Ｍｏ添加
（特開平５−２７１７６６号公報、特開平７−１０９５
１９号公報）、Ｎｉ‐Ｃｒ−Ｍｏ添加（特開平７−１７
３５３６号公報）と圧延後の加速冷却で補うというもの
である。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記し
たＸ８０の製造方法に関係する製造技術（特開平５−９
５７５号公報、特開平５−２７１７６６号公報、特開平
７−１０９５１９号公報、特開平７−１７３５３６号公
報）は、いずれも中央偏析部のＨＩＣ発生防止方法であ
って、中央偏析部以外の部分で発生するＨＩＣの防止に
ついては、具体的な割れ対策とはなっていない。すなわ
ち、サワー環境で使用される鋼管の強度水準が上昇する
と、素材である鋼板の介在物の形態制御と中央偏析部の
組織制御を行なっても、ＨＩＣが発生しやすくなり、特
に加速冷却を施した材料では表面近くの硬さが上昇し、
ＨＩＣが発生しやすくなる。このような表面近くのＨＩ
Ｃの発生防止が大きな課題となる。
たＸ８０の製造方法に関係する製造技術（特開平５−９
５７５号公報、特開平５−２７１７６６号公報、特開平
７−１０９５１９号公報、特開平７−１７３５３６号公
報）は、いずれも中央偏析部のＨＩＣ発生防止方法であ
って、中央偏析部以外の部分で発生するＨＩＣの防止に
ついては、具体的な割れ対策とはなっていない。すなわ
ち、サワー環境で使用される鋼管の強度水準が上昇する
と、素材である鋼板の介在物の形態制御と中央偏析部の
組織制御を行なっても、ＨＩＣが発生しやすくなり、特
に加速冷却を施した材料では表面近くの硬さが上昇し、
ＨＩＣが発生しやすくなる。このような表面近くのＨＩ
Ｃの発生防止が大きな課題となる。
【０００８】本発明の目的は、ＡＰＩ規格Ｘ６５に加え
てＸ７０，Ｘ８０といった高強度材で、耐ＨＩＣ性に優
れた鋼材を経済的に安定して製造する方法を提供するこ
とにある。
てＸ７０，Ｘ８０といった高強度材で、耐ＨＩＣ性に優
れた鋼材を経済的に安定して製造する方法を提供するこ
とにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】前記課題を解決し目的を
達成するために、本発明は以下に示す手段を用いてい
る。 （１）本発明の製造方法は、重量％で、Ｃ：０. ０３〜
０．０８％と、Ｓｉ：０．０５〜０．５％と、Ｍｎ：１
〜１．８％と、Ｐ：０．０１％以下と、Ｓ：０．００２
％以下と、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％と、Ｔｉ：
０．００５〜０．０２％と、Ａｌ：０．０１〜０．０７
％と、Ｃａ：０．０００５〜０．００４％とを含有し、
かつ炭素当量：Ｃｅｑ≧０．２８％であり、残部Ｆｅ及
び不可避的不純物からなり、さらに取鍋精錬時のスラグ
のトータルＦｅ＋ＭｎＯが０．５〜３％を満足する鋼板
を製造する方法において、該鋼を１０００〜１２００℃
に加熱して熱間圧延する工程と、熱間圧延された鋼板
を、鋼板表面温度で５００℃以下となるまで加速冷却し
た後、一旦冷却を中断し、鋼板表面温度が５００℃以上
になるまで復熱させる工程と、鋼板表面温度が５００℃
以上になるまで復熱させた鋼板を、再び６００℃以下の
鋼板表面温度まで、３〜５０℃／秒の鋼板平均冷却速度
で加速冷却する工程と、 を備えたことを特徴とする、
耐ＨＩＣ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方
法である。
達成するために、本発明は以下に示す手段を用いてい
る。 （１）本発明の製造方法は、重量％で、Ｃ：０. ０３〜
０．０８％と、Ｓｉ：０．０５〜０．５％と、Ｍｎ：１
〜１．８％と、Ｐ：０．０１％以下と、Ｓ：０．００２
％以下と、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％と、Ｔｉ：
０．００５〜０．０２％と、Ａｌ：０．０１〜０．０７
％と、Ｃａ：０．０００５〜０．００４％とを含有し、
かつ炭素当量：Ｃｅｑ≧０．２８％であり、残部Ｆｅ及
び不可避的不純物からなり、さらに取鍋精錬時のスラグ
のトータルＦｅ＋ＭｎＯが０．５〜３％を満足する鋼板
を製造する方法において、該鋼を１０００〜１２００℃
に加熱して熱間圧延する工程と、熱間圧延された鋼板
を、鋼板表面温度で５００℃以下となるまで加速冷却し
た後、一旦冷却を中断し、鋼板表面温度が５００℃以上
になるまで復熱させる工程と、鋼板表面温度が５００℃
以上になるまで復熱させた鋼板を、再び６００℃以下の
鋼板表面温度まで、３〜５０℃／秒の鋼板平均冷却速度
で加速冷却する工程と、 を備えたことを特徴とする、
耐ＨＩＣ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方
法である。
【００１０】但し、炭素当量：Ｃｅｑ＝Ｃ％＋Ｍｎ％／
６＋（Ｃｕ％＋Ｎｉ％）／１５＋（Ｃｒ％＋Ｍｏ％＋Ｖ
％）／５ （２）本発明の製造方法は、鋼成分として、重量％でさ
らに、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃ
ｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、及びＶ：０．
１％以下の群から選択された１種または２種以上を含有
することを特徴とする、上記（１）に記載の耐ＨＩＣ性
に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法である。
６＋（Ｃｕ％＋Ｎｉ％）／１５＋（Ｃｒ％＋Ｍｏ％＋Ｖ
％）／５ （２）本発明の製造方法は、鋼成分として、重量％でさ
らに、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃ
ｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、及びＶ：０．
１％以下の群から選択された１種または２種以上を含有
することを特徴とする、上記（１）に記載の耐ＨＩＣ性
に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法である。
【００１１】
【発明の実施の形態】本発明者らは、上記の課題を解決
すべく、添加元素と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、靭性とを調べた。
すべく、添加元素と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、靭性とを調べた。
【００１２】その結果、添加元素量ならびに式（１）で
示される炭素当量、取鍋スラグのトータルＦｅ＋ＭｎＯ
とを規定した鋼に間欠冷却型の加速冷却を行うことによ
り表層部の硬さの上昇を抑え、高強度と靭性、良好な耐
ＨＩＣ性能が得られることが分かった。
示される炭素当量、取鍋スラグのトータルＦｅ＋ＭｎＯ
とを規定した鋼に間欠冷却型の加速冷却を行うことによ
り表層部の硬さの上昇を抑え、高強度と靭性、良好な耐
ＨＩＣ性能が得られることが分かった。
【００１３】 炭素当量：Ｃｅｑ＝Ｃ％＋Ｍｎ％／６＋（Ｃｕ％＋Ｎｉ％）／１５＋（Ｃｒ％ ＋Ｍｏ％＋Ｖ％）／５ …（１） 以上の知見に基づき、本発明者らは、特定量の化学成分
を有し、取鍋スラグのトータルＦｅ＋ＭｎＯを規定した
鋼の熱間圧延条件、冷却中断、復熱工程を含む加速冷却
条件を一定範囲内に制御するようにして、耐ＨＩＣ性に
優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方法を見出し、本
発明を完成させた。すなわち、本発明は、鋼組成及び製
造条件を下記範囲に限定することにより、耐ＨＩＣ性に
優れたＡＰＩ規格Ｘ８０グレードのラインパイプ用鋼板
を安価にかつ安定して製造する方法を提供することがで
きる。
を有し、取鍋スラグのトータルＦｅ＋ＭｎＯを規定した
鋼の熱間圧延条件、冷却中断、復熱工程を含む加速冷却
条件を一定範囲内に制御するようにして、耐ＨＩＣ性に
優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方法を見出し、本
発明を完成させた。すなわち、本発明は、鋼組成及び製
造条件を下記範囲に限定することにより、耐ＨＩＣ性に
優れたＡＰＩ規格Ｘ８０グレードのラインパイプ用鋼板
を安価にかつ安定して製造する方法を提供することがで
きる。
【００１４】以下に、本発明の成分添加理由、成分限定
理由、及び製造条件の限定理由について説明する。 （１）成分組成範囲 Ｃ：０．０３〜０．０８％ Ｃは鋼の強化元素として必要でありＸ６５からＸ８０の
所定の強度を確保するためには０．０３％以上の含有が
必要である。一方、０．０８％を超える過剰なＣの含有
は鋼板の靭性と耐ＨＩＣ性の劣化を招くので０．０８％
以下とする必要があり、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ため、上限は０．
０８％である。 Ｓｉ：０．０５〜０．５％ Ｓｉは脱酸のために添加され、０．０５％未満では充分
な脱酸効果が得られず、一方０．５％を越えると靭性や
溶接性の劣化を引き起こすため、０．０５〜０．５％で
ある。
理由、及び製造条件の限定理由について説明する。 （１）成分組成範囲 Ｃ：０．０３〜０．０８％ Ｃは鋼の強化元素として必要でありＸ６５からＸ８０の
所定の強度を確保するためには０．０３％以上の含有が
必要である。一方、０．０８％を超える過剰なＣの含有
は鋼板の靭性と耐ＨＩＣ性の劣化を招くので０．０８％
以下とする必要があり、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ため、上限は０．
０８％である。 Ｓｉ：０．０５〜０．５％ Ｓｉは脱酸のために添加され、０．０５％未満では充分
な脱酸効果が得られず、一方０．５％を越えると靭性や
溶接性の劣化を引き起こすため、０．０５〜０．５％で
ある。
【００１５】Ｍｎ：１〜１．８％ Ｍｎは鋼の強度および靭性の向上に有効な鋼の基本元素
として添加されるが、１％未満ではその効果が小さく、
また１．８％を越えると溶接性と耐ＨＩＣ性が著しく劣
化するため、１〜１．８％である。
として添加されるが、１％未満ではその効果が小さく、
また１．８％を越えると溶接性と耐ＨＩＣ性が著しく劣
化するため、１〜１．８％である。
【００１６】Ｐ：０．０１％以下 本発明鋼の場合、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上限は０．０１％であ
る。 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
を行ったとしても、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
るために、Ｓ含有量を０．００２％以下に低減する必要
がある。
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上限は０．０１％であ
る。 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
を行ったとしても、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
るために、Ｓ含有量を０．００２％以下に低減する必要
がある。
【００１７】Ｎｂ：０．００５〜０．０５％ Ｎｂは圧延時や焼入れ時の粒成長を抑制することにより
ミクロ組織を微細化し、ラインパイプとして充分な靭性
を付与するために必要な成分である。０．００５％以上
でその効果が顕著であり、０．０５％を超えるとその効
果がほぼ飽和して溶接熱影響部の靭性を劣化させるた
め、０．００５〜０．０５％である。
ミクロ組織を微細化し、ラインパイプとして充分な靭性
を付与するために必要な成分である。０．００５％以上
でその効果が顕著であり、０．０５％を超えるとその効
果がほぼ飽和して溶接熱影響部の靭性を劣化させるた
め、０．００５〜０．０５％である。
【００１８】Ｔｉ：０．００５〜０．０２％ ＴｉはＴｉＮを形成してスラブ加熱時と焼入れ時の粒成
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るが、その効果は０．００５
％以上で現われ、０．０２％を越えると逆に靭性の劣化
を引き起こすため、０．００５〜０．０２％である。 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
果が顕著であり、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ため、０．０１〜０．
０７％である。
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るが、その効果は０．００５
％以上で現われ、０．０２％を越えると逆に靭性の劣化
を引き起こすため、０．００５〜０．０２％である。 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
果が顕著であり、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ため、０．０１〜０．
０７％である。
【００１９】Ｃａ：０．０００５〜０．００４％ 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％以上でその効果が現われ、０．００
４％を超えると効果が飽和し、逆に清浄度を低下させて
耐ＨＩＣ性を劣化させるため、０．０００５〜０．００
４％である。 炭素当量：Ｃｅｑ≧０．２８％，但し、炭素当量：Ｃｅ
ｑ＝Ｃ％＋Ｍｎ％／６＋（Ｃｕ％＋Ｎｉ％）／１５＋
（Ｃｒ％＋Ｍｏ％＋Ｖ％）／５ 炭素当量ＣｅｑはＸ６５からＸ８０としての充分な強度
を得るために０．２８％以上が必要であるので、その下
限は０．２８％である。その上限は特に限定しない。な
おＣｅｑは次式で示される。
り、０．０００５％以上でその効果が現われ、０．００
４％を超えると効果が飽和し、逆に清浄度を低下させて
耐ＨＩＣ性を劣化させるため、０．０００５〜０．００
４％である。 炭素当量：Ｃｅｑ≧０．２８％，但し、炭素当量：Ｃｅ
ｑ＝Ｃ％＋Ｍｎ％／６＋（Ｃｕ％＋Ｎｉ％）／１５＋
（Ｃｒ％＋Ｍｏ％＋Ｖ％）／５ 炭素当量ＣｅｑはＸ６５からＸ８０としての充分な強度
を得るために０．２８％以上が必要であるので、その下
限は０．２８％である。その上限は特に限定しない。な
おＣｅｑは次式で示される。
【００２０】Ｃｅｑ＝Ｃ％＋Ｍｎ％／６＋（Ｃｕ％＋Ｎ
ｉ％）／１５＋（Ｃｒ％＋Ｍｏ％＋Ｖ％）／５ トータルＦｅ＋ＭｎＯ：０．５〜３％ 取鍋精錬時のスラグのトータルＦｅ＋ＭｎＯが３％を超
えると鋼板表面近傍でのＨＩＣが発生するので上限は３
％である。また、０．５％を下回るようにトータルＦｅ
＋ＭｎＯを制御することは経済性を阻害する。本発明で
は上記の成分以外に、必要に応じて以下の選択成分群か
ら選択された１種または２種以上を含有してもよい。
ｉ％）／１５＋（Ｃｒ％＋Ｍｏ％＋Ｖ％）／５ トータルＦｅ＋ＭｎＯ：０．５〜３％ 取鍋精錬時のスラグのトータルＦｅ＋ＭｎＯが３％を超
えると鋼板表面近傍でのＨＩＣが発生するので上限は３
％である。また、０．５％を下回るようにトータルＦｅ
＋ＭｎＯを制御することは経済性を阻害する。本発明で
は上記の成分以外に、必要に応じて以下の選択成分群か
ら選択された１種または２種以上を含有してもよい。
【００２１】（選択成分群） Ｃｕ：０．５％以下 Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素の１つであ
るが，０．５％を超えるＣｕの含有は溶接性を阻害する
ため、添加する場合には０．５％以下に限定されなけれ
ばならない。
るが，０．５％を超えるＣｕの含有は溶接性を阻害する
ため、添加する場合には０．５％以下に限定されなけれ
ばならない。
【００２２】Ｎｉ：０．５％以下 Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素の１つであ
るが、０．５％を超えると効果が飽和して応力腐食割れ
が発生しやすくなるため、添加する場合は０．５％以下
である。
るが、０．５％を超えると効果が飽和して応力腐食割れ
が発生しやすくなるため、添加する場合は０．５％以下
である。
【００２３】Ｍｏ：０．５％以下 Ｍｏは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素の１つであ
るが、０．５％を超えると効果が飽和し、溶接性や耐Ｈ
ＩＣ性を阻害するため、添加する場合は０．５％以下で
ある。 Ｃｒ：０．５％以下 ＣｒはＭｎとともに低ＣでもＸ８０グレードとして充分
な強度を得るために有効な元素であるが、０．５％を超
えて添加すると溶接性に悪影響を与えるため、上限は
０．５％である。 Ｖ：０．１％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
レードとして充分な強度を得るために有効な任意添加元
素であるが、０．１％を越えると溶接性を著しく損なう
ため０．１％以下である。上記の成分組成範囲に調整す
ることにより、良好な耐ＨＩＣ性に加えて、良好な靭性
も有するＸ６５，Ｘ７０，Ｘ８０グレードといった高強
度鋼板を得ることが可能となる。
るが、０．５％を超えると効果が飽和し、溶接性や耐Ｈ
ＩＣ性を阻害するため、添加する場合は０．５％以下で
ある。 Ｃｒ：０．５％以下 ＣｒはＭｎとともに低ＣでもＸ８０グレードとして充分
な強度を得るために有効な元素であるが、０．５％を超
えて添加すると溶接性に悪影響を与えるため、上限は
０．５％である。 Ｖ：０．１％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
レードとして充分な強度を得るために有効な任意添加元
素であるが、０．１％を越えると溶接性を著しく損なう
ため０．１％以下である。上記の成分組成範囲に調整す
ることにより、良好な耐ＨＩＣ性に加えて、良好な靭性
も有するＸ６５，Ｘ７０，Ｘ８０グレードといった高強
度鋼板を得ることが可能となる。
【００２４】このような特性の鋼板は以下の製造方法に
より製造することができる。 （２）鋼板製造工程 （製造方法）上記の成分組成範囲に調整した鋼を溶製
し、連続鋳造で得られた鋼スラブを１０００〜１２００
℃に加熱して熱間圧延し、鋼板表面温度で５００℃以下
となるまで加速冷却した後、一旦冷却を中断し、鋼板表
面温度が５００℃以上になるまで復熱させる。次いで、
再び６００℃以下の鋼板表面温度まで、３〜５０℃／秒
の平均冷却速度で加速冷却する。
より製造することができる。 （２）鋼板製造工程 （製造方法）上記の成分組成範囲に調整した鋼を溶製
し、連続鋳造で得られた鋼スラブを１０００〜１２００
℃に加熱して熱間圧延し、鋼板表面温度で５００℃以下
となるまで加速冷却した後、一旦冷却を中断し、鋼板表
面温度が５００℃以上になるまで復熱させる。次いで、
再び６００℃以下の鋼板表面温度まで、３〜５０℃／秒
の平均冷却速度で加速冷却する。
【００２５】ａ．スラブ加熱温度 スラブ加熱温度が１０００℃を下回ると充分な強度が得
られない。またスラブ加熱温度が１２００℃を超えると
良好な靭性が得られない。従って、スラブ加熱温度は１
０００〜１２００℃である。また、熱間圧延終了温度は
Ａｒ3 変態温度以上であることが望ましい。 ｂ．加速冷却開始温度 加速冷却開始温度が低いと復熱に時間を要する、また、
耐ＨＩＣ性も劣化するので７５０℃＋３００／ｔ以上が
望ましい。ここでｔは鋼板板厚（ｍｍ）。
られない。またスラブ加熱温度が１２００℃を超えると
良好な靭性が得られない。従って、スラブ加熱温度は１
０００〜１２００℃である。また、熱間圧延終了温度は
Ａｒ3 変態温度以上であることが望ましい。 ｂ．加速冷却開始温度 加速冷却開始温度が低いと復熱に時間を要する、また、
耐ＨＩＣ性も劣化するので７５０℃＋３００／ｔ以上が
望ましい。ここでｔは鋼板板厚（ｍｍ）。
【００２６】ｃ．加速冷却中断表面温度 加速冷却中断時の表面温度が５００℃を上回ると、表面
近傍での変態が充分に進行しておらず、復熱後の急冷時
にべイナイトなどに変態し硬化してしまう。従って加速
冷却中断時の表面温度は５００℃以下である。 ｄ．表面復熱温度 表面復熱温度が５００℃未満では、５００℃以下まで冷
却した時に変態した表層部分の硬さが低下せずＨＩＣの
発生原因となるので表面復熱温度は５００℃以上であ
る。
近傍での変態が充分に進行しておらず、復熱後の急冷時
にべイナイトなどに変態し硬化してしまう。従って加速
冷却中断時の表面温度は５００℃以下である。 ｄ．表面復熱温度 表面復熱温度が５００℃未満では、５００℃以下まで冷
却した時に変態した表層部分の硬さが低下せずＨＩＣの
発生原因となるので表面復熱温度は５００℃以上であ
る。
【００２７】ｅ．加速冷却停止温度 加速冷却停止温度が表面温度で６００℃を上回ると充分
な強度が得られない場合がある。従って、加速冷却停止
温度は６００℃以下である。 ｆ．冷却速度 鋼板の平均冷却速度が３℃／秒未満になると充分な強度
が得られない場合がある。また、５０℃／秒を超えると
強度が上昇し耐ＨＩＣ性の劣化をまねく。従って、冷却
速度は３〜５０℃／秒である。
な強度が得られない場合がある。従って、加速冷却停止
温度は６００℃以下である。 ｆ．冷却速度 鋼板の平均冷却速度が３℃／秒未満になると充分な強度
が得られない場合がある。また、５０℃／秒を超えると
強度が上昇し耐ＨＩＣ性の劣化をまねく。従って、冷却
速度は３〜５０℃／秒である。
【００２８】上記条件を満たすかぎりその他の鋼板の圧
延条件は特に規定しない。また鋼管の成形方法も冷間で
あるかぎり特に規定しない。以下に本発明の実施例を挙
げ、本発明の効果を立証する。
延条件は特に規定しない。また鋼管の成形方法も冷間で
あるかぎり特に規定しない。以下に本発明の実施例を挙
げ、本発明の効果を立証する。
【００２９】
【実施例】表１にその化学成分を示した鋼（Ａ〜Ｋ：本
発明鋼、Ｌ〜Ｒ：比較鋼）を表２に示した圧延加速冷却
条件で熱間圧延した（Ａ−４，７，Ｂ−１〜Ｋ−１：本
発明鋼板、Ａ−１〜３，５，６，８，９，Ｌ−１，２，
Ｍ−１〜Ｒ−１：比較鋼板）。鋼板の機械的性質（降伏
強さ、引張強さ、靭性）、耐ＨＩＣ性、及び溶接性を表
２に示す。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）中で行い、割れ長さ率（ＣＬＲ）が１
５％以下で耐ＨＩＣ性は良好と判断した。靭性はシャル
ピー衝撃試験での破面遷移温度が−６０℃以下の場合良
好とした。強度は降伏強さが４４８ＭＰａ以上で良好と
判断した。また、溶接性は実鋼管のシーム溶接に相当す
るサブマージアーク溶接を行ない、溶接高温割れ、低温
割れの有無を溶接部の断面観察により調査した。溶接部
に割れの発生の無い場合を、溶接性は良好と判断した。
本発明の鋼に本発明の圧延加速冷却処理を行った本発明
鋼板Ａ−４，Ａ−７，Ｂ−１，Ｃ−１，Ｄ−１，Ｅ−
１，Ｆ−１，Ｇ−１，Ｈ−１，Ｉ−１，Ｊ−１，Ｋ−１
ではいずれも充分な強度と良好な耐ＨＩＣ性能が得られ
た。一方、本発明の鋼を用いても本発明の圧延加速冷却
を行わない比較鋼板Ａ−１，Ａ−２，Ａ−３，Ａ−５，
Ａ−６，Ａ−８，Ａ−９では充分な性能が得られていな
い。また、本発明でない鋼に本発明の圧延加速冷却を行
った比較鋼板Ｌ−１，Ｑ−１，Ｒ−１あるいは、本発明
でない鋼に本発明でない圧延加速冷却を行った比較鋼板
Ｌ−２，Ｍ−１，Ｎ−１，Ｏ−１，Ｐ−１では充分な性
能が得られていない。
発明鋼、Ｌ〜Ｒ：比較鋼）を表２に示した圧延加速冷却
条件で熱間圧延した（Ａ−４，７，Ｂ−１〜Ｋ−１：本
発明鋼板、Ａ−１〜３，５，６，８，９，Ｌ−１，２，
Ｍ−１〜Ｒ−１：比較鋼板）。鋼板の機械的性質（降伏
強さ、引張強さ、靭性）、耐ＨＩＣ性、及び溶接性を表
２に示す。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）中で行い、割れ長さ率（ＣＬＲ）が１
５％以下で耐ＨＩＣ性は良好と判断した。靭性はシャル
ピー衝撃試験での破面遷移温度が−６０℃以下の場合良
好とした。強度は降伏強さが４４８ＭＰａ以上で良好と
判断した。また、溶接性は実鋼管のシーム溶接に相当す
るサブマージアーク溶接を行ない、溶接高温割れ、低温
割れの有無を溶接部の断面観察により調査した。溶接部
に割れの発生の無い場合を、溶接性は良好と判断した。
本発明の鋼に本発明の圧延加速冷却処理を行った本発明
鋼板Ａ−４，Ａ−７，Ｂ−１，Ｃ−１，Ｄ−１，Ｅ−
１，Ｆ−１，Ｇ−１，Ｈ−１，Ｉ−１，Ｊ−１，Ｋ−１
ではいずれも充分な強度と良好な耐ＨＩＣ性能が得られ
た。一方、本発明の鋼を用いても本発明の圧延加速冷却
を行わない比較鋼板Ａ−１，Ａ−２，Ａ−３，Ａ−５，
Ａ−６，Ａ−８，Ａ−９では充分な性能が得られていな
い。また、本発明でない鋼に本発明の圧延加速冷却を行
った比較鋼板Ｌ−１，Ｑ−１，Ｒ−１あるいは、本発明
でない鋼に本発明でない圧延加速冷却を行った比較鋼板
Ｌ−２，Ｍ−１，Ｎ−１，Ｏ−１，Ｐ−１では充分な性
能が得られていない。
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば鋼
組成及び製造条件を特定することにより、耐ＨＩＣ性に
優れたＡＰＩ規格Ｘ８０グレードのラインパイプ用鋼板
を安価にかつ安定して製造することが可能となった。
組成及び製造条件を特定することにより、耐ＨＩＣ性に
優れたＡＰＩ規格Ｘ８０グレードのラインパイプ用鋼板
を安価にかつ安定して製造することが可能となった。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０. ０３〜０．０８％
と、Ｓｉ：０．０５〜０．５％と、Ｍｎ：１〜１．８％
と、Ｐ：０．０１％以下と、Ｓ：０．００２％以下と、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％と、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２％と、Ａｌ：０．０１〜０．０７％と、Ｃａ：
０．０００５〜０．００４％とを含有し、かつ炭素当
量：Ｃｅｑ≧０．２８％であり、残部Ｆｅ及び不可避的
不純物からなり、さらに取鍋精錬時のスラグのトータル
Ｆｅ＋ＭｎＯが０．５〜３％を満足する鋼板を製造する
方法において、 該鋼を１０００〜１２００℃に加熱して熱間圧延する工
程と、 熱間圧延された鋼板を、鋼板表面温度で５００℃以下と
なるまで加速冷却した後、一旦冷却を中断し、鋼板表面
温度が５００℃以上になるまで復熱させる工程と、 鋼板表面温度が５００℃以上になるまで復熱させた鋼板
を、再び６００℃以下の鋼板表面温度まで、３〜５０℃
／秒の鋼板平均冷却速度で加速冷却する工程と、 を備えたことを特徴とする、耐ＨＩＣ性に優れた高強度
ラインパイプ用鋼板の製造方法。但し、炭素当量：Ｃｅ
ｑ＝Ｃ％＋Ｍｎ％／６＋（Ｃｕ％＋Ｎｉ％）／１５＋
（Ｃｒ％＋Ｍｏ％＋Ｖ％）／５ - 【請求項２】 鋼成分として、重量％でさらに、Ｃｕ：
０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以
下、Ｍｏ：０．５％以下、及びＶ：０．１％以下の群か
ら選択された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に記載の耐ＨＩＣ性に優れた高強度ラ
インパイプ用鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP08354198A JP3941211B2 (ja) | 1998-03-30 | 1998-03-30 | 耐ｈｉｃ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法 |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP08354198A JP3941211B2 (ja) | 1998-03-30 | 1998-03-30 | 耐ｈｉｃ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11279639A true JPH11279639A (ja) | 1999-10-12 |
| JP3941211B2 JP3941211B2 (ja) | 2007-07-04 |
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| JP08354198A Expired - Fee Related JP3941211B2 (ja) | 1998-03-30 | 1998-03-30 | 耐ｈｉｃ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002348609A (ja) * | 2001-03-23 | 2002-12-04 | Nkk Corp | 耐ｈｉｃ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方法 |
| KR100605679B1 (ko) * | 1999-11-11 | 2006-07-31 | 주식회사 포스코 | 고온강도가 우수한 슬라그폿용 강 |
| 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 |
| CN100352962C (zh) * | 2004-06-30 | 2007-12-05 | 宝山钢铁股份有限公司 | 具有抗hic性能x80管线钢及其热轧板制造方法 |
| WO2012043984A3 (ko) * | 2010-09-29 | 2012-05-24 | 현대제철 주식회사 | 수소유기균열 저항성이 우수한 라인 파이프용 강판 및 그 제조 방법 |
| KR101455459B1 (ko) * | 2012-08-30 | 2014-10-27 | 현대제철 주식회사 | 강판 및 그 제조 방법 |
| KR101467031B1 (ko) * | 2012-06-28 | 2014-12-01 | 현대제철 주식회사 | 강판 및 그 제조 방법 |
| CN107151765A (zh) * | 2017-04-19 | 2017-09-12 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种抗酸耐蚀管线钢及其生产方法 |
| CN111235489A (zh) * | 2020-02-17 | 2020-06-05 | 柳州钢铁股份有限公司 | X65ms抗酸管线钢制造方法 |
| CN111254352A (zh) * | 2020-02-17 | 2020-06-09 | 柳州钢铁股份有限公司 | X65ms抗酸管线钢 |
| CN114645181A (zh) * | 2022-03-14 | 2022-06-21 | 安阳钢铁集团有限责任公司 | 一种降低x65管线钢冲击断口分离比例的方法 |
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|---|---|---|---|---|
| CN102676744A (zh) * | 2012-06-18 | 2012-09-19 | 北京科技大学 | 一种vd-lf-vd精炼生产抗酸管线钢的工艺 |
| CN109487064A (zh) * | 2018-11-30 | 2019-03-19 | 张家港宏昌钢板有限公司 | X80管线钢板坯热轧控制方法 |
-
1998
- 1998-03-30 JP JP08354198A patent/JP3941211B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JP2002348609A (ja) * | 2001-03-23 | 2002-12-04 | Nkk Corp | 耐ｈｉｃ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方法 |
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| EP2623625A4 (en) * | 2010-09-29 | 2017-09-27 | Hyundai Steel Company | Steel plate for line pipe, having excellent hydrogen induced crack resistance, and preparation method thereof |
| KR101344638B1 (ko) * | 2010-09-29 | 2014-01-16 | 현대제철 주식회사 | 수소유기균열 저항성이 우수한 라인 파이프용 강판 및 그 제조 방법 |
| WO2012043984A3 (ko) * | 2010-09-29 | 2012-05-24 | 현대제철 주식회사 | 수소유기균열 저항성이 우수한 라인 파이프용 강판 및 그 제조 방법 |
| KR101467031B1 (ko) * | 2012-06-28 | 2014-12-01 | 현대제철 주식회사 | 강판 및 그 제조 방법 |
| KR101455459B1 (ko) * | 2012-08-30 | 2014-10-27 | 현대제철 주식회사 | 강판 및 그 제조 방법 |
| CN107151765A (zh) * | 2017-04-19 | 2017-09-12 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种抗酸耐蚀管线钢及其生产方法 |
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