WO1996023909A1

WO1996023909A1 - Acier de canalisation extremement resistant possedant un rapport d'ecoulement peu eleve et une excellente resistance a basse temperature

Info

Publication number: WO1996023909A1
Application number: PCT/JP1996/000157
Authority: WO
Inventors: Hiroshi Tamehiro; Hitoshi Asahi; Takuya Hara; Yoshio Terada
Original assignee: Nippon Steel Corporation
Priority date: 1995-02-03
Filing date: 1996-01-26
Publication date: 1996-08-08
Also published as: NO964182D0; AU4496696A; AU677540B2; DE69607702D1; KR100222302B1; EP0757113B1; EP0757113A1; CA2187028A1; US5755895A; EP0757113A4; NO964182L; KR970702385A; DE69607702T2; CN1148416A; CA2187028C

Description

明細害低降伏比を有する低温靱性に優れた高強度ラインパイプ鋼技術分野

本発明は 950MPa以上の引張強さ（TS) を有する低温靱性 · 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。背景技術

近年、原油 · 天然ガスを長距離輸送するパイブラインに使用するラインパイブは、 ①高圧化による輸送効率の向上ゃ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（API) 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二ーズが強くなってきた。

現在、超高強度ラインパイブ製造法の研究は、従来の X80ラインパイプの製造技術（たとえば NKK技報 No.138 (1992)， pp24-31、および The 7th Offshore Mechanics and Arctic Engineer ing(1988), Volume V, ppl79-185)を基本に検討されているが、これではせいぜぃ、 X100 (降伏強さ 689MPa以上、引張強さ 760MPa以上）ラインパイブ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 · 低温靱性バランスを始めとして溶接熱影響部（HAZ) 靱性、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。発明の開示

本発明の第一の目的は前記要望を充足すべく、強度と低温靱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) (100超）の超高強度 · 低降伏比ラインパイプ用鋼を提供するものある。

本発明の更なる目的は、 Ni— Nb— Mo—微量 Tiを複合添加した低炭素 · 高 Mn系（1.7%以上）. であること、 ②そのミクロ組織が微細なフエライト（平均粒径が 5 ^ m以下で、ある一定量以上の加工フェラィトを含む）とマルテンサイト · ペイナイ卜の硬軟混合組織からなる高強度ラインパイプ用鋼を提供することにある。

本発明において、高強度ラインパイプ用鋼のための焼入性指標を表し、かつ高い値をとつた時に、よりマルテンサイトないしはべィナイト組織に変態し易い値をいう鋼の強度推定式として使用可能な指標として P値（Hardenabi 1 i ty index) を特定したことにあり、以下の一般式で表すことができる。

P = 2.7C + 0.4Si + Mn+ 0.8Cr+ 0.45 (Ni + Cu) + (1 + β ) Mo + V - 1 + ^

S→ B < 3 ppm の時→ 0の値をとり、また、 S→ B≥ 3 ppm の時→ 1 の値をとる。

更に、フェライト平均粒径は鋼材の厚み方向に測定したフニライトの平均粒界間隔と定義する。

また、本発明においては、（ 1 ) Ni— Mo— Nb—微量 Ti—微量 Bを複合添加した低炭素 ' 高 Mn系および Ni— Cu— Mo— Nb—微量 Tiを複合添加した低炭素 · 高 Mn系であること、（ 2 ) そのミク口組織が微細なフライト（平均粒径が 5 / m以下で、一定量以上の加工フェラィトを含む）とマルテンサイト · ペイナイトの 2相混合組織からなる高強度ラインパイブ用鋼を提供するものである。

従来より、低炭素一高 Mn— Nb— Mo鋼は微細なァシキユラ—フヱラィ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 750MPが限界であった。本基本成分系で加エフヱライトを含む微細フヱライ卜とマルテンサイト · ベイナィトの硬軟混合微細組織を有する高強度ラインパイプ用鋼はまったく存在しない。これは Nb— Mo鋼のフヱライトとマルテンサイ卜 ' ベィナイト硬軟混合組織では 950MPa以上の引張強さは到底不可能であるばかりか、低温靱性ゃ現地溶接性も不十分と考えられていたためめ。

しかしながら本発明者らは Nb— Mo鋼においても化学成分、ミクロ組織を厳密に制御することにより、超高強度と優れた低温靱性が達成できることを見いだした。本発明鋼の特徴は、 ①焼戻し処理なしでも優れた超高強度、低温靱性が得られること、 ②焼入れ，焼戻し処理鋼に比較して降伏比が低く、鋼管成形性、低温靱性（シャルビ一遷移温度）に著しく優れること、などが挙げられる（本発明鋼では、鋼板の状態で降伏強さが低くても、鋼管成形によって降伏強さが上昇し、目的とする降伏強さを得ることが可能である。

本発明は、引張強さが 950MPa以上で、かつ低温靱性 · 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）とそのミク口組織について鋭意研究を行い、以下に述べるような技術を要旨とする新しい低降伏比を有する低温靱性に優れた高強度ラインパィプ鋼である。

( 1 ) 重量％で、 C 0. 05〜 1 0 %

S i 0. 6 %以下、

Mn 1. 7〜2. 5 % P 0.015%以下、

s 0.003%以下、

Ni 0.卜 1· 0 %、

Mo 0.15〜0.60%、

Nb 0.01〜0.10%、

Ti 0.005〜0.030 %

Al 0.06%以下、

N 0.00卜 0.006 %

を含有し、残部が Feおよび不可避的不純物からなり下記一般式で定義される P値が 1.9以上、 4.0以下の範囲にあり更にその、ミクロ組織がマルテンサイト、べィナイ卜およびフヱィ卜カヽらなり

、フヱライト分率が 20〜90%で、かつフエライト中に加エフェライ卜を 50〜100 %含有し、更にフヱライト平均粒径が 5 /z m以下であることを特徵とする低降伏比を有する低温靱性に優れた高強度ラインパイプ鋼。

?値= 2.7C + 0.4Si + Mn+ 0.8Cr- 0.45 (Ni + Cu) + (1+ ) Mo

+ y - i + β

ただし、

→ Β < 3 ppm の時→ 0の値をとり、また /3→B≥ 3 ppm の時→ 1 の値をとる。

( 2 ) 上記（ 1 ) において、

B ： 0.0003〜0.0020%

Cu： 0.卜 1.2 %

Cr ： 0.1〜0.8 %

V ： 0.0卜 0.10%

を更に含有することを特徴とする低降伏比を有する低温靱性に優れた高強度ラインパイプ鋼。 ( 3 ) ( 1 )，（2 ) において、 Ca： 0.001〜0.006 %、 REM： 0.0 01〜0.02%、 Mg： 0.001〜0.006 %を更に含有することを特徴とする低降伏比を有する低温靱性に優れた高強度ラインパイプ鋼。

( 4 ) 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 %、

Al 0.06%以下、

B 0.0003〜0.0020%、

N 0.00卜 0.006 %

を含有し、残部が Feおよび不可避的不純物からなり、下記一般式で定義される P値が 2.5以上、 4.0以下の範囲にあり、更にその、ミクロ組織がマルテンサイト、ペイナイトおよびフヱライトからなり、フェライト分率が 20〜90%で、かつフヱライト中に加工フェライトを 50〜100 %含有し、更にフヱライト平均粒径が 5 /i m以下であることを特徴とする低降伏比を有する低温靱性に優れた高強度ラインパイプ鋼。

?値= 2.7C + 0.4Si + Mn+ 0.45Ni + 2 Mo

( 5 ) ( 4 ) において、 V ： 0.01〜0.10%、 Cr： 0.1〜0.6 %、 Cu ： 0.1〜1.0 %を更に含有することを特徴とする低降伏比を有する低温靱性に優れた高強度ラインパイプ鋼。

( 6 ) 重量％で、 C ： 0.05〜0.10%、 Si 0, 6%以下、

Mn 1.7〜2.5 %

P 0.015%以下

S 0.003%以下

Ni ： 0.卜 1.0 %、

Mo： 0.35〜0.50%、

Nb： 0.0卜 0.10%、

Ti ： 0.005〜0.030 %、

Al ： 0.06%以下、

Cu： 0.8〜1· 2 %、

Ν 0.001〜0.006 %

を含有し、残部が Feおよび不可避的不純物からなり、下記一般式で定義される P値が 2.5以上、 3.5以下の範囲にあり、更にその、ミクロ組織がマルテンサイト、ペイナイトおよびフヱライトカ、らなり、フヱライ卜分率が 20〜90%で、かつフヱライ卜中に加エフヱライトを 50〜100 %含有し、更にフユライト平均粒径が 5 〃 m以下であることを特徴とする低降伏比を有する低温靱性に優れた高強度ラィンパイプ鋼。

?値= 2.7C + 0.4Si + Mn+ 0.8Cr+ 0.45 (Ni + Cu) + Mo+ V - 1 ( 7 ) ( 6 ) において、 Cr： 0.1〜0.6 %、 V ： 0.01〜0.10%を更に含むことを特徴とする低降伏比を有する低温籾性に優れた高強度ラインパイプ鋼。

( 8 ) ( 4 ), ( 5 ), (6 ), ( 7 ) において、

Ca 0.001〜0.006 %

REM 0.00卜 0.02%

Mg 0.001〜0.006 %

を更に含むことを特徴とする低降伏比を有する低温靱性に優れた高強度ラインパイプ鋼。発明を実施するための最良の形態

以下に本発明を詳細に説明する。

まず本発明鋼のミク口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るためには、鋼材のミク口組織を一定量以上のマルテンサイ卜 ' ペイナイトとする必要があり、そのためにはフヱライト分率を 20〜90 % (マルテンサイト · べィナイト分率が 1 0〜80 % ) とする必要がある。フヱライト分率が 90 % を超えると、マルテンサイト · ベイナィト分率が小さくなりすぎて、目的とする強度は達成出来ない（フユライト分率は C量にも依存し、 C量が 0. 05 %以上では、実質上フユライトを 90 %超とすることは困難である）。

本発明鋼において強度、低温靱性上、もっとも望ましいフェライト分率は 30〜80 %である。しかし、本来フヱライトは軟らかいものであり、たとえフェライト分率が 20〜90 %であっても、加工フェライトの割合が少なすぎると、目的とする強度（とくに降伏強さ） · 低温靱性は達成できない。このため、加工フェライ卜の割合を 50〜 100 %とした。フヱライ卜の加工（圧延）は転位強化やサブグレイン強化によってフヱライトの降伏強さを高めると同時に、後で述べるようにシャルピー遷移温度の改善にも極めて有効である。

上述のようにミクロ組織の種類を限定しても、優れた低温靱性を達成するには不十分である。このためには、加エフヱライ卜の導入によるセパレーシヨンを利用するとともに、フェライト平均粒径を 5 /z m以下に微細化する必要がある。超高強度鋼においても、加工フユライト（集合組織）の導入により、シャルピー衝撃試験などの破面にセパレーシヨンが発生し、破面遷移温度は飛躍的に低下することがわかった（セパレーシヨ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剝離現象で、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）。

さらにフライ卜平均粒径を 5 m以下とすることによってフエライト以外のマルテンサイト · ペイナイト組織も同時に微細化することができ、遷移温度の著しい改善や降伏強さの増加が得られることがわかつた。

以上により、従来低温靱性が悪いと考えられていた N b— Mo鋼のフエラィ卜とマルテンサイト · ペイナイト硬軟混合組織の強度 · 低温靱性バランスの大幅な向上に成功した。

しかしながら、上述のように鋼のミク口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。

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な元素であり、フヱライ卜とマルテンサイト ' ペイナイト硬軟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、この塩は N b， 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の低温籾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。

S i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靱性、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 T iあるいは A 1でも十分可能であり、 S i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微細なフヱライ卜とマルテンサイ卜 • ベイナイトの硬钦混合組織とし、優れた強度 · 低温靱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量が多すぎると鋼の焼入性が増加して HAZ靱性、現地溶接性を劣化させるだけでなく、連続铸造鋼片の中心偏析を助長し、母材の低温靱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。

Niを添加する目的は低炭素の本発明鋼の強度を低温靱性ゃ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）中に低温靱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靱性の改善にも有効であることが判明した。 HAZ靱性上、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靱性ゃ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添加は連続铸造時、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 Z 3以上添加する必要がある。

Moを添加する理由は鋼の焼入性を向上させ、目的とする硬軟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ォーステナイ卜の再桔晶を強力に抑制し、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. 15%必要である。しかし過剰な Mo添加は HAZ靱性、現地溶接性を劣化させるので、その上限を 0.6%とした。

また、本発明鋼では、必須の元素として Nb： 0.01〜0. 10%、 Ti ：

0.005〜0.030 %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卜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、鋼を強靱化する作用を有する。しかし Nb添加量が多すぎると、 HAZ靱性ゃ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。

—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口組織を微細化し、母材および HAZの低温靱性を改善する。また A1量が少ない時（たとえば 0.005%以下）、 Tiは酸化物を形成し、 HAZにおいて粒内フュ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 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、低温靱性を劣化させるので、その上限を 0.03% に限定した。

A1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 A1量が 0.06%を超えると A1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、 A1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のオーステナイ卜粒の粗大化を抑制して母材、 HAZの低温靱性を向上させる。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ゃ固溶 Nによる HAZ靱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。

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 %以下、 0.003%以下とする。この主たる理由は母材および HAZの低温靱性をより一層向上させるためである。 P量の低減は連続鋅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量の低減は制御圧延で延伸化した MnSを低減して延性、靱性を向上させる必要がある。

さらに、必要に応じて、選択的に、 B ： 0.0003〜0.0020%、

Cu ： 0.卜 1.0 %、

Cr ： 0.1〜0.8 %、

V : 0.01〜0.10%の 1種または 2種以上を添加する。

B , Cu, Cr, V， Ca, Mg, Yを添加する目的について説明する。

Βは圧延中、粒界からの粗大なフライ卜の生成を抑制し、粒内からの微細なフェライト生成に寄与する。さらに、溶接鋼管のシーム溶接に使用される SAWのような大人熱溶接の HAZにおいて粒界フュライトの生成を抑制して HAZ靱性を改善する。 0.0003%以下では効果がなく、 0.0020%を超えて添加すると B化合物が析出して低温靱性の低下を招くので、添加範囲を 0.0003〜0.0020%とした。

Cuは、フヱライトとマルテンサイト · ベイナィト 2相混合組織において、マルテンサイト · ベイナィト相の硬化および析出強化により強度を大幅に増加させる。さらに、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上にも効果がある。 0. 1%未満では効果が現われないので 0. 1 %を下限とした。過剰に添加すると、析出硬化により母材、 HAZの靱性が低下し、また熱間加工時に Cu割れが生じるので、その上限を 1.2%とした。

Crは母材、溶接部の強度を増加させるが、多すぎると HAZ靱性ゃ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。また、 0. 1%未満では効果が現われないので 0. 1%を下限とした。

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。また、 Vは、フライ卜の加工（熱間圧延）によって歪誘起析出し、フェライトを著しく強化することがわかった。 0.01%未満では効果が現われないので 0.01%を下限とした。上限は HAZ靱性、現地溶接性の点から 0.10%までが許容できるが、特に 0.03〜0.08%の添加が望ましい範囲である。

さらに、必要に応じて

Ca： 0.001— 0.006 %、 REM： 0.001〜0.02%

あるいは、さらに必要に応じて

Mg： 0.001〜0.006 %、 Y ： 0.001〜0.010 %

の 1種または 2種を含有することができる。

以下に Ca, REM, Mg, Yを添加する目的をそれぞれ説明する。

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 量あるいは REM量が 0.001%以下では実用上効果なく、また Ca量が 0.006%あるいは REMが 0.02%を超えて添加されると CaO— CaS あるいは 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%あるいは REM添加量の上限を 0.02%に制限した。なお超高強度ラインパイプでは、 S， 0 量をそれぞれ 0.001%、 0.002%以下に低減し、かつ ESSP= (Ca) 〔 1 - 124(0 ) 〕 Z1.25Sを 0.5≤ ESSP≤ 10.0とすることが特に有効である。なお、 ESSPとは有効硫化物形態制御パラメータの略である o

Mgと Yは各々微細な酸化物を形成し、鋼が圧延再加熱された時の 7粒の成長を抑制して圧延後の組織を微細にする作用がある。さらに、溶接熱影響部の粒成長を抑制して HAZの低温靱性を改善する効果を有する。添加量が少なすぎるとその効果がなく、一方多すぎると粗大な酸化物となり、低温靱性を劣化させるため、添加量を、 Mg ： 0.001〜0.006 %、 Y ： 0.001〜0.010 %とした。 Mg, Yを添加する場合は、微細分散および歩留りの点から A1含有量を 0.005%以下とするのが望ましい。

以上の個々の添加元素の限定に加えて本発明において Mo担体を含有する場合には、 P = 2.7C + 0.4Si + Mn+ 0.8Cr+ 0.45 (Ni + Cu ) + (1+ ） Mo + V— 1 + を 1. P≤4.0 に制限し、更に、 B が更に添加された鋼においては、 P値を、 Cuが更に添加された鋼においては P値を 2.5≤ P≤3.5 と限定することが好ましい。これは HAZ靱性、現地溶接性を損なうことなく、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 1 .9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るためである。

本発明においては、低 C—高 Mn—Nb— V— Mo— Ti系鋼、 Ni— Mo— Nb—微量 Ti一微量 B系鋼および Ni - Cu— Mo— Nb—微量 Ti系鋼を、ォーステナイ卜の低温域に加熱後、オーステナイトーフヱライト 2相域で厳格に制御圧延した後、空冷または加速冷却することにより、微細な加工フユライト +マルテンサイト · ペイナイ卜の混合組織とすることにより、超高強度と優れた低温靱性、現地溶接性を同時に達成して加エフヱライト +マルテンサイト · ベイナィトの混合組織として溶接部の軟化を図るための製造条件を限定理由について説明する。

本発明では、鋼片を 950〜 1300°Cの温度範囲に再加熱後、 950°C 以下の累積圧下量が 50%以上、かつ Ar₃点〜 Ar,点のフェライ卜 · オーステナイト 2相域の累積圧下量が 10〜 70%望ましくは 15〜50% で圧延終了温度が 650〜800 °Cとなるように圧延を行い、その後空冷または 10°CZ秒以上の冷却速度で 500°C以下の任意の温度まで冷却する。これは鋼片の再加熱時の初期オーステナイト粒を小さく保ち、圧延組織を微細化するためである。さらに初期オーステナイト粒が小さいほど微細フヱライトーマルテンサイ卜の 2相組織化が起こりやすいからである。 1300 °Cは再加熱時のオーステナイト粒が粗大化しない上限の温度である。一方、加熱温度が低過ぎると合金元素が十分に溶体化されず、所定の材質が得られない。また鋼片を均一に加熱するために長時間の加熱が必要となること、さらに圧延時の変形抵抗が大きくなることから、エネルギーコストが増大して、好ましくない。このために再加熱温度の下限を 950 °Cとする。

再加熱した鋼片は 950 °C以下の累積圧下量が 50 %以上、かつ A r ₃ 点〜 A r ,点のフヱライト ' オーステナイト 2相域の累積圧下量が 1 0 〜70 %望ましくは 1 5〜50 %で圧延終了温度が 650〜800 °Cとなるように圧延しなければならない。 950°C以下の累積圧下量を 50 %以上とする理由はオーステナイト未再結晶域での圧延を強化し、変態前のオーステナイト組織の微細化を図り、変態後の組織をフユライト一マルテンサイト · ペイナイトの混合組織とするためである。引張強さが 950MPa以上となる超高強度ラインパイプではとくに安全上、従来にも增して高籾性を必要とするので、その累積圧下量は 50 %としなければならない（累積圧下量は大きいほど望ましく、その上限については限定しない）。

さらに本発明では、フヱライト ' オーステナイト 2相域の累積圧下量を 10〜70 %とし、圧延終了温度を 650〜800 °Cとする。これはオーステナイト未再結晶域で細粒化したオーステナイト組織を一層微細化し、かつフライトを加工してフライ卜の強化と衝撃試験時にセパレーションの発生を容易にするためである。

2相域の累積圧下量が 50 %以下では、セパレーシヨンの発生が十分でなく脆性き裂の伝播停止特性の向上は得られない。一方、累積圧下量が適切であっても、その圧延温度が不適切であると優れた低温靱性は達成できない。圧延終了温度が 650°C以下では、加工によるフェライ卜の脆化も顕著となるので、圧延終了温度の下限を 650 °C とした。しかし圧延終了温度が 800°C以上では、オーステナイト組織の微細化ゃセパレーション発生が十分でないため、圧延終了温度の上限を 800°Cに限定した。

圧延終了後、鋼板は空冷するかまたは 10°C Z秒以上の冷却速度で 500 °C以下の任意の温度まで冷却する必要がある。本発明鋼では圧延後に空冷してもマルテンサイト · ベイナィトとフ Xライ卜の混合組織が得られるが、さらなる高強度化を図るために 1 0て秒以上の冷却速度で 500°C以下の任意の温度まで冷却しても差し支えない。 10°C Z秒以上の冷却速度で冷却する理由はマルテンサイ卜の形成などによる変態強化、組織の微細化を図るためである。冷却速度が 10 て秒以下であったり、水冷停止温度が 500°C以上であると、変態強化による強度 · 低温靱性バランスの向上が十分に期待できない。本発明鋼は、焼戻しが不要であることが特徴の一つであるが、残留応力冷却等の目的で焼戻しを施すことは可能である。実施例

次に本発明の実施例について述べる。

<実施例 1 >

実験室溶解（50kg、 1 20min厚鋼塊）または転炉-連铳铸造法（240 mm厚）で種々の鋼成分の铸片を製造した。これらの铸片を種々の条件で厚みが 1 5〜32minの鋼板に圧延し、諸機械的性質、ミクロ組織を調査した（一部の鋼板については焼戻し処理を付加）。

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°Cでの吸収エネルギー： v E—*。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（シャルビー試験の一 20°Cでの吸収エネルギー： vE— _{2 0}) 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°C、 800〜500 °Cの冷却時間〔Δ t ₈。。-₅。。〕： 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 100MPa、入熱： 0.5k J mm, 溶着金属の水素量： 3 cc/ 100g ) 。

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有する。これに対して比較鋼は化学成分またはミク口組織が不適切なため、いずれかの特性が著しく劣る。

鋼 9 は C量が多すぎるため、母材および HAZのシャルピー吸収ェネルギ一が低く、かつ溶接時の予熱温度も高い。鋼 13は Nbが添加されていないため、強度不足で、かつフ Xライト粒径が大きく母材の靱性が悪い。鋼 14は S量が多すぎるため、母材および HAZの低温靱性が劣る。鋼 18はフユライト粒径が大きいため、低温靱性が著しく劣る。鋼 19はフヱライト分率、加エフヱライト分率がともに小さすぎるため、降伏強さが低く、かつシャルピー遷移温度が劣る。

60696 QIA

02 20 'Ζ SO'0:A Ζ2 ΖΖΟ'Ο ΖΪΟΌ SCO'O 8Γ0 88 Ό 9 ΖΟ'Ζ ' 0 S丄 Ο'Ο 61 νϊ

02 20 'Ζ SO ·0:Λ Ζ2 ΖΖ Ό ΖΙΟ'Ο 9£0 Ό 8 0 Ό 9 0 ζο'ζ η Ό sio Ό 8ΐ

02 'Ζ se i8o*o ΐοΌ 5εο*ο ·ο ·ο ε 08 Zl 'Ζ 88 Ό 080 Ό Η ¾

02 ΐθ 'Ζ 62 S20 Ό 810 '0 00 'Ο 9 0 L2 Ό S 01 80 '2 LZ'O ZL 'O CI

9ΐ 86 ·ΐ 62 120 Ό 9Ϊ0Ό 280*0 88*0 丄 ε'Ο SI 08 10 'Ζ 92 'Ο LU'O 6

1200'0：¾0

Ζ η 'Ζ SS'0:n3 Ά0·0:Λ SC 820 Ό ΙΙΟΌ 8S0'0 εΓΟ ZS'O S 01 80 "Ζ Ζ\Ό Ζί Ό 8 ζζ η 'ζ 18 '0：1>0 '丄 0·0:Λ 8£ Ζ ΟΌ 910 Ό 880 Ό S O SCO Οϊ 09 10 '2 LZ'O S丄 Ο'Ο 丄

02 02 'Ζ Ό:η。 '90Ό:Λ 18 6ΐο Ό STO'O ζεο'ο 丄 ΓΟ 98 Ό 9 08 εΓΖ ΖΟ'Ο 190 Ό 9

02 ΖΙ 'Ζ εοο'ο:3Ν 0'0:Λ LZ m Ό 9Ϊ0Ό Ο'Ο 9 0 81 Ό 8ΐ ΟΖΙ VZ'Z SZ'O £L0 Ό 9 οζ η 'ζ 6ε·0:η3 8S 丄 ΖΟ'Ο 910 Ό 880 Ό TSO ^'Ο ί 09 ΟΙ'Ζ LZ'O OiO'O

ΟΖ 91 'Ζ 99 ^ΟΌ Τ20Ό 110 Ό 88 Ό Ό S 0L 9Ϊ 'Ζ 8Γ0 ^90 Ό 8

本

02 96 ·Ι 8ΐ0'0 ΖΐΟ'Ο VZO'O 19 "0 8 0 8 09 68 'I 28 Ό 860 Ό Ζ si ^ 'τ 82 2,20 Ό 600 Ό Ο'Ο ΟΓΟ 91 001 丄 ε'Ζ 92 'Ο 890 Ό ΐ

(咖） Md IV !1 ON !S

I 拏

表 2 ミクロ組概機械的性質麵性

区鋼フェライ卜 ¾ フェライ卜平均フェライ卜 YS TS vE-₄₀ vTrs VE-20

ττ \/ο) の Κ/ο) fc i又 ( it (N/nm²) しリ mJ し

QC ο ο

1 άί 00 ο. L 762 1031 ο Δπ)πΌ -14U 卞^ H、要

0 ro r

4 00 4· 0 881 1012 10/ 予^ iwfく要本

0 51 DO 3.7 746 991 159

発 οο

4 9b 4.6 758 1006 - 140 、要

5 οΐ 00 ό. L 753 1021 on

157 予^(く要明 p

b 0/ 1 1UU ί.1 738 984 -lbU 、要掘 7 36 78 3.0 875 991 251 -135 307 予要

8 83 100 2.3 721 989 231 -150 243 予^^

9 28 87 3.5 898 1034 127 -85 56 100 比 13 32 78 678 933 15 z35 256 予^要較 14 30 86 3.7 720 1004 31 ζ60 78 予^ ¾

18 28 67 L8 725 1039 14 ζ30 281 予- 要

19 _8 _0 4.2 683 1017 221 - 75 276 予、要

<実施例 2 >

実験室溶解（100kg；、 150mm厚鋼塊）または転炉—連続铸造法（240 mm厚）で種々の鋼成分の铸片を製造した。これらの铸片を種々の条件で厚みが 16〜24mmの鋼板に圧延し、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°Cでの吸収エネルギー： vE-₄。と 50%破面遷移温度： vT rs) は圧延と直角方向で調査した。また、亀裂伝播停止特性として ― 100 °Cでのシャルピー破面でのセパレーション指数 S , (破面上のセパレーション長さの総計を破面の面積 8 X 10(mm²) で除した値、大きい方が亀裂伝播停止特性に優れている）を測定した。 HAZ靱性 (シャルビー試験の一 20°Cでの吸収エネルギー： vE— ₂。）は再現熱サィクル装置で再現した HAZで評価した（最高加熱温度： 1400°C、 8 00〜500 の冷却時間〔Δ t 〕： 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 100MPa、入熱： 0.3kJZ匪、溶着金属の水索量： 3 cc/ 100g金属）。

試料の部分および各特性の測定結果を表 3および 4 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口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。

s卜ixudl in ΟΑλ/96

(%!*) ^ ^

表 4

表 4にお、て 1 *のは、表 3に言の本発明鋼 1と同一であるが、ミクロ糸誦く異なるものである

<実施例 3 >

実験室溶解（50kg、 100画厚鋼塊）または転炉—連続铸造法（240 mm厚）で種々の鋼成分の铸片を製造した。これらの铸片を種々の条件で厚みが 15〜25mni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°Cでの吸収エネルギー： vE 。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（シャルビー試験の— 40°Cでの吸収エネルギー： vE— _{4 0}) 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°C、 800〜500 °Cの冷却時間〔厶 t ₈。。— ₅。。〕： 25秒）。

また現地溶接性は Yスリット溶接割れ試験（J IS 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： 0.3kJ/ mm、溶着金属の水素量： 3 cc/ 100g金属）。

実施例を表 5および 6 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口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。

表 5

化学成分（Wt%)

鐧 C Si Mn P S Ni Cu Mo Nb Ti Al N 他 P値

1 0.07 0.30 2.02 0.008 0.001 0.50 1.00 0.46 0.042 0.012 0.029 0.0028 2.46

2 0.06 0.08 1.98 0.006 0.002 0.60 1.12 0.43 0.031 0.015 0.036 0.0035 V:0.06 2.44

3 0.08 0.12 2.12 0.012 0.001 0.80 0.83 0.40 0.028 0.014 0.048 0.0042 2.52

4 0.07 0.25 1.83 0.004 0.001 0.60 1.01 0.38 0.025 0.018 0.008 0.0026 Cr:0.55 2.66

5 0.09 0.14 2.07 0.007 0.002 0.90 0.98 0.45 0.018 0.016 0.036 0.0034 Ca: 0.005 2.67

6 0.05 0.16 1.79 0.014 0.001 0.92 1.16 0.47 0.029 0.018 0.032 0.0037 Cr:0.30， V:0.05 2.69

7 0.08 0.06 2.16 0.008 0.001 0.95 1.15 0.48 0.031 0.014 0.031 0.0031 2.83

8 0.09 0.35 2.18 0.007 0.001 0.96 1.12 0.47 0.019 0.018 0.036 0.0035 Cr:0.50 3.37

9 0.12 0.31 2.01 0.009 0.001 0.56 0.99 0.45 0.038 0.013 0.030 0.0029 2.61

10 0.07 0.09 2.80 0.006 0.002 0.60 1.02 0.42 0.030 0.016 0.037 0.0031 3.17

12 0.05 0.07 1.72 0.006 0.001 0.36 0.82 0.36 0.018 0.013 0.036 0.0029 1.77

表 6

表 6にお ^xm l * の!^は、表 5に言の本 ¾B月鋼 ιと同一であるが、ミクロ耒藤く異なるものである _c

発明の効果

本発明により、低温靱性、現地溶接性に優れた低降伏比の超高強度ラインパイプ（引張強さ 950MPa以上、 AP I規格 X 100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つた。

Claims

請求の範囲

1 . 重量％で、 C 0.05〜0.10%

Si 0.6%以下、

Mn 1.7〜2.5 %

P 0.015%以下

S 0.003%以下

Ni ： 0.1〜1· 0 %、

Mo ： 0.15〜0.60%、

Nb ： 0.01〜0· 10%、

Ti ： 0.005~ 0.030 %、

A1 ： 0.06%以下、

N ： 0.001〜0.006 %

を含有し、残部が Feおよび不可避的不純物からなり、下記一般式で定義される P値が 1.9以上、 4.0以下の範囲にあり、更にその、ミクロ組織がマルテンサイ卜、べィナイトおよびフェライ卜からなり、フヱライト分率が 20〜90%で、かつフヱライト中に加エフヱライトを 50〜100 %含有し、更にフヱライト平均粒径が 5 m以下であることを特徴とする低降伏比を有する低温靱性に優れた高強度ラィンパイプ鋼。

?値= 2.7C + 0.4Si + Mn+ 0.8Cr+ 0.45 (Ni + Cu) + (1+ ^ ) Mo

+ V - 1 + yS→ B < 3 ppm の時→ 0 の値をとり、また yS→B≥ 3 ppm の時→ 1 の値をとる。

2. 請求項 1 において、

B ： 0.0003〜0· 0020% Cu 0. 1〜1.2 %

Cr 0. 1〜0.8 %

V ： 0.01〜0. 10%

を更に含有することを特徴とする低降伏比を有する低温靱性に優れた高強度ラインパイブ鋼。

3. 請求項 1 , 2 において、

Ca 0， 00卜 0， 006 %、

REM 0.00卜 0.02%、

Mg o 0.001〜0.006 %、

o

を更に含有することを特徴とす oる低降伏比を有する低温靱性に優れた高強度ラインパイプ鋼。 o

o

4. 重量％で、 C 0.05〜0.10% o

O、

Si 0.6%以下、

n 1.7〜2.2 %、

P ： 0.015%以下、

S ： 0.003%以下、

Ni ： 0.卜 1.0 %、

Mo： 0.15〜0.50%、

Nb： 0.01〜0. 10%、

Ti ： 0.005〜0.030 %

A1 ： 0.06%以下、

B ： 0.0003〜0.0020%

N ： %

を含有し、残部が Feおよび不可避的不純物からなり、下記一般式で定義される P値が 2.5以上、 4.0以下の範囲にあり、更にその、ミク口組織がマルテンサイト、ペイナイトおよびフェライトカヽらなり

X ィト分率が 20〜90%で、かつフヱライト中に加エフヱライトを 50〜100 %含有し、更にフヱライ卜平均粒径が 5 m以下であることを特徴とする低降伏比を有する低温靱性に優れた高強度ラインパイブ鋼。

?値= 2.7C + 0.4Si + Mn+0.45ΝΪ+ 2 Mo

5. 請求項 4 において、 V ： 0.01〜0.10%、 Cr ： 0.1〜0.6 %、 Cu ： 0.1〜1.0 %を更に含有することを特徴とする低降伏比を有する低温靱性に優れた高強度ラインパイプ鋼。

6. 重量％で、 C 0.05〜0.10%、

Si 0.6%以下、

Mn 1.7〜2.5 %、

P 0.015%以下、

S 0.003%以下、

Ni 0.卜 1.0 %、

Mo 0.35〜0.50%、

Nb 0.0卜 0.10%、

Ti 0.005〜0.030 %、

Al 0.06%以下、

Cu 0.8〜1.2 %、

N 0.001〜0.006 %

を含有し、残部が Feおよび不可避的不純物からなり、下記一般式で定義される P値が 2.5以上、 3.5以下の範囲にあり、更にその、ミクロ組織がマルテンサイト、ペイナイトおよびフユライ卜からなり、フェライト分率が 20〜90%で、かつフェライト中に加工フェライトを 50〜100 %含有し、更にフェライト平均粒径が 5 // m以下であることを特徵とする低降伏比を有する低温靱性に優れた高強度ラィンパイプ鋼。

?値= 2.7C + 0.4Si + Mn+ 0.8Cr+ 0.45 (Ni + Cu) + Mo + V - 1

7. 請求項 6 において、

Cr ： 0. 1〜0.6 %

V ： 0.01〜0.10%

を更に含むことを特徴とする低降伏比を有する低温靭性に優れた高強度ラインパイプ鋼。

8. 請請求求項項 44 ,, 55，, 66，, 7 において、

Ca 0.001〜0.006 %

REM 0.00卜 0.02%

Mg 0.001〜0.006 %

を更に含むことを特徴とする低降伏比を有する低温靱性に優れた高強度ラインパイプ鋼。

2 θ