JFE 技報 No. 17（2007 年 8 月）p. 37–41

低温靭性に優れた X80 電縫管ラインパイプ
API X80 Grade Electric Resistance Welding Line Pipewith Excellent Low Temperature Toughness
中田 博士

NAKATA Hiroshi

JFE スチール

スチール研究所

鋼管・鋳物研究部

主任研究員
（副課長）

上力

KAMI Chikara

JFE スチール

スチール研究所

鋼管・鋳物研究部

主任研究員
（副部長）

松尾信行

MATSUO Nobuyuki

JFE スチール

知多製造所

商品技術部

主任部員（課長）

要旨
近年のエネルギー輸送需要の高まりにより，電縫鋼管においても，高強度高靭性ラインパイプのニーズに応えるため，X80 級高靭性電縫管ラインパイプを商品化した。本鋼管は，組織が粗大なパーライトやマルテンサイトを含まない均一なベイニティックフェライトで，かつ，C を 0.03％にまで低減して低炭素当量成分としたことで，母材靭性およびシーム溶接部靭性が良好となっている。特に，vTrs（シャルピー破面遷移温度）は母材のみならず溶接部でも ⫺50°C 以下の特性を有することで X80 級電縫管の高靭性対応が可能となり，多方面のラインパイプ需要への適用が期待できる。

Abstract:
This paper introduces nature and characteristics of the X80 electric resistance welding (ERW) line pipe. Thickwalled high strength line pipes are to be increasingly used for high pressure pipeline operation to improve thetransportation efficiency for natural gas and oil. To improve the material properites of hot coil for X80, the effects ofmicrostructure, chemical composition on strength and toughness were investigated. Based on the result, JFE Steelhas developed ultra low carbon bainitic ferrite steel with fine precipitates and no coarse pearlite and martensite byapplying JFE Steel’s thermomechanical controlled process (TMCP) technologies. Good balance of material
properties of base material and seam weld suitable for low temperature use was obtained.

低減の観点から成分の見直しおよび熱間圧延製造条件の検1. はじめに討を行った。本報では，C の低減の効果による組織の改善，および，熱間圧延での材質制御技術の適用により製品化しパイプラインによるエネルギー輸送の高効率化のため近年高圧操業のニーズが増大しており，高強度厚肉鋼管が適た低温靭性の良好な X80 級電縫管ラインパイプについて紹介する。

用されている。しかし，特に API X80（API：アメリカ石油協会）といった高強度グレードでは，合金元素量の増大に2. 開発の考え方より靭性が劣化するため，⫺20°C 以下の低温対応が求めら

2.1

れた場合には母材および溶接部靭性の同時確保が難しく，天然ガス輸送管や寒冷地への適用を困難にしている。このため，低炭素当量の鋼を用いて加速冷却技術を活用したベ開発目標は以下である。
（1） シームにおける vTrs ⬉ ⫺46°C（vTrs：シャルピー破イナイト鋼などが，厚板を素材とする UOE 鋼管にて開発されている

1〜4）。JFE スチールでは外径 26”（660 mm）以面遷移温度）（2） 母材における DWTT SA85% ⬉ ⫺20°C，vTrs ⬉ ⫺60°C

下の比較的小径サイズをカバーする高靭性ラインパイプ製品を開発するにあたり，熱間圧延鋼板を素材とした電縫鋼

目標特性（DWTT：落重試験）（3）円周溶接可能かつ HAZ 破断なし（HAZ：熱影響部）

管プロセスを適用すべく，素材鋼板組織の靭性劣化因子の2.2材料設計による高靭性化

鋼管の低温靭性を改善するには，素材となる鋼板の性能

2007 年 5 月 7 日受付− 37 −

低温靭性に優れた X80 電縫管ラインパイプを向上させる必要がある。特に，電縫鋼管は，シーム溶接すなわち C を低減した鋼を用いて粗大な硬質相のない単が高周波電流の抵抗発熱によりなされ，溶接ワイヤを用い相組織とすることであり，熱間圧延鋼板製造プロセスにおないため，母材の鋼組成がそのまま溶接部を形成する。こいては極低炭素ベイニティックフェライト単相組織鋼板をのため，素材鋼板の成分設計により，パイプ母材ならびに得ることを目指した。また，良好な溶接部靭性を得るため溶接部の特性を同時に満足させる必要がある。そこで材料にも C 当量を低減することは必要であるが，逆に焼入性が設計にあたり，まず化学成分と組織が素材鋼板の靭性に及低下して強度が低下するため，C 以外の焼入性向上元素でぼす影響を評価した。

ある Mn，Mo，Ni のようなフェライト変態を遅延させる合一般に合金元素量の増加により靭性は劣化する傾向にな

金元素添加量を適正化し，熱間圧延および電縫鋼管製造工

るが，特に高 C 当量になると溶接部が硬化することで靭性程においてパーライト変態を遅延させて実質的に起こらなが低下する。母材の靭性は鋼板の組織による影響が大きい

くさせることと熱間圧延における冷却制御により，強度とが，C 量が増加することで粗大な炭化物が析出しやすくな靭性の両立を目的とした。

る。Fig. 1 に板内部の割れ伝搬の模式図を示す。粗大なマルテンサイトなどの硬質第 2 相は割れ伝搬を促進させ靭性3. 成分の検討に悪影響を及ぼすため，母材，溶接部とも特に低減が必要

3.1である。先に述べたように，電縫鋼管は熱間圧延鋼板を素実験方法材として製造される。熱間圧延鋼板の製造には，Fig. 2 の母材および溶接部靭性を劣化させる原因として，硬質なように巻取工程があり，冷却停止温度が 500°C 以上になる第 2 相の存在が考えられるため，X80 の強度を維持したまことが多い。ここで，低 C 当量の鋼において強度向上をはまで C 量を変化させ，実験室にて検討を行った。C 量影響かるためには，Nb，V，Ti のような鋼中に炭窒化物を形成の検討に用いた鋼成分を Table 1 に示す。鋼 A の C：0.06％

して析出物強化を起こすマイクロアロイ元素を添加し，この低炭素鋼は X80 級の強度は得られるが，従来の比較的温の強化能を積極的に利用することが有効である。JFE ス

暖な環境向けや薄肉材を想定したものである。鋼 B は本報

チールではこのための化学成分および製造条件を検討したの考え方をふまえて C を 0.03％に低減し，⫺20°C 以下の低結果，主に熱間圧延製造工程でのコイル巻取り温度をマイ温靭性が要求される用途を考慮し設計した鋼である。このクロアロイ元素の析出強化が活用できる温度域とすること

鋼 B の CCT 曲線を Fig. 3(a) に示す熱履歴にて測定した。

で強度を確保する設計とした。しかし，このことは同時に，これは熱間加工後の冷却中にオーステナイト - フェライトパーライトといった粗大な硬質第 2 相の析出やフェライト変態の体積膨張により変態を検出し，組織観察を行うこと粒が粗大になりやすくなり，靭性の劣化を引き起こすことでベイニティックフェライトの微細な単相組織が得られるがある。このため以下の設計思想を導入した。

冷却条件を明らかにしたものである。

（1） C を X80 の強度が確保できる極低レベルまで低減し，また，鋼 A，B の巻取工程を含めた実験室的な熱間圧延

パーライトやマルテンサイトといった粗大な硬質相のを行って C 量低減の影響を評価した。実験の加工熱履歴を量を極限まで低減する。
Table 1

（2） 熱間圧延での制御冷却により，冷却途中における粗大Chemical Composition of the steel used(mass%)なフェライトおよびパーライトの析出を回避する。
FerriteSteelCABSiMnPSNbOthers

Pcm

0.06 0.25 1.62 0.010 0.003 0.05

V, Ti, Mo

0.16

0.03 0.23 1.62 0.014 0.002 0.05

V, Ti, Cu,Ni, Mo

0.15

Pcm⫽C⫹Si/30⫹(Mn⫹Cu⫹Cr)/20⫹Ni/60⫹Mo/15⫹V/10⫹5B
Crack propagation
Fig. 1

Martensite, Pearlite

Schematic drawing of crack propagation of line pipe
Reheating:
1 200°C

Reheating:
1 200°C
Working:
800°C, 50%
Cooling:
0.5–50°C/s
Slabreheat

Rough rollingFig. 2Finishrolling

CoolingCoil(b) Coiling simulation(a) CCT diagram
Fig. 3

Hot rolling process

JFE 技報 No. 17（2007 年 8 月）

Cooling:
12°C/sFinish Rolling:
65%
Coiling:
500–650°C⫻3.6 ks− 38 −Heat cycle低温靭性に優れた X80 電縫管ラインパイプ

Fig. 3(b) に示す。熱間圧延，冷却を経た後に熱間圧延巻取

3.2

0.03CMn, Nb, V, Ti, Cu, Ni, Mo(Steel B)

0.06C-Mn, Nb, V, Ti, Mo(Steel A)

工程を模擬し 600°C で保持した後，組織を観察した。

Martensite

実験結果

まず CCT 図による鋼 B の変態挙動の測定結果を Fig. 4に示す。冷却速度の速い側ではベイニティックフェライトo（α B）が析出し，目的とした単相組織となった。その変態開始温度は 600°C 近辺であり，単相組織が得られる下限の冷却速度の，臨界冷速は 10°C/s であった。パーライト変Pearlite態は 600°C 以上の臨界冷速以下で起こった。ポリゴナル

Photo 1

Effect of carbon on the microstructure

フェライト（αp）やパーライト（P）といった比較的高温で変態した組織はベイニティックフェライトと比べて粗大
Yield strength, Tensile strength (MPa)な組織となり靭性劣化要因となるため析出を回避する必要があるが，ここでの臨界冷速は X80 級熱間圧延鋼板を製造する上で十分制御可能なレベルである。このことから鋼成o分および冷却速度を制限することで α B 単相組織の鋼板が得られる可能性が示された。
次に，この検証のため，鋼 A と鋼 B の熱間圧延を行った
結果を Photo 1 に示す。600°C の巻取処理後では，0.06%Cの鋼 A ではパーライトとマルテンサイトが析出していた。
C を低減した鋼 B ではベイニティックフェライト単相組織となっており，パーライトおよびマルテンサイトは観察されなかった。よって，C を低減した鋼 B を用いることで，Fig. 5

粗大な硬質第 2 相を含まない組織が，巻取り工程を経る熱

Tensile strength
Yield strength
700650600550500450400350500550600650700750800

Coiling temperature (°C)
Effect of coiling temperature on the strength

間圧延鋼板プロセスによって得られることが明らかになった。また，Fig. 5 に鋼 B の強度への巻取温度条件の影響を析出していることが推測される。Nb の炭窒化物の析出ピー

示 す。 強 度 は X80 の YS ⭌ 552 MPa（YS： 降 伏 強 さ ），クは通常 600°C 近辺であることから，巻取り温度が 700°C

TS ⭌ 621 MPa（TS：引張強さ）を巻取温度が 550°C から以上ではフェライト結晶粒および Nb の析出物の粗大化が650°C といった温度域で満足した。

起 こ り， 強 度 が 大 幅 に 低 下 し た と 考 え ら れ る。 な お，

3.3

550°C で Nb 析出量が大きく低下したのは，析出自体は起析出強化の評価こっているが析出物が非常に微細なため，抽出分析では検組織形態制御とともに析出強化の活用が必須であること出できていない可能性が考えられる。以上より，優れた強から，析出 Nb 量についても評価した。Fig. 6 に電解抽出

度 と 低 温 靭 性 を 有 す る Nb の 微 細 析 出 物 を 含 む ベ イニによる析出 Nb 量の測定結果を示す。巻取り温度が 600°C

ティックフェライト組織が，少なくとも巻取温度 550°C かから 650°C では，強度ならびに析出 Nb 量がともに高い値

ら 650°C の領域で得られていると推察される。となったことから，鋼中に微細な Nb の炭窒化物が多量に0.04

Temperature (°C)

800

αP

700
600

Start

500

FinishPrecipitated niobium (%)

900

Pearlite

αoB
Critical cooling rate:
10°C/s400
101001 000Time (s)Fig. 40.03

0.020.01

0500

300
1

Finish rolling
65%Fig. 6

CCT diagram of steel B− 39 −

550
600
650
700
Coiling temperature (°C)
Precipitated niobium amount (0.05% Nb steel)
JFE 技報 No. 17（2007 年 8 月）

低温靭性に優れた X80 電縫管ラインパイプ

Table 24. 開発鋼の材質特性
4.1

Welding
procedure

実験方法

以 上 の 検 討 結 果により，0.03%C の 成 分 系にて，肉 厚

Girth welding test results

Welding wire(Filler)

Strength ofweld metal

Heat input(Average)

SMAW: 9 pass low H 100 ksi(690 MPa)

overmatch

12 kJ/cm

Tensile test result

16 mm の X80 級ラインパイプを製造した。熱間圧延条件は，Longitudinal direction

厚さ 215 mm スラブを用いて仕上げ圧延圧下率を 65％以上，巻取り温度を 500°C 以上として熱間圧延鋼板とした。そのWeld

後造管，高周波溶接して電縫鋼管とし，ポストアニールとしてシーム溶接部を Ac3 直上に加熱しての焼入れ焼もどし
Tensile strength: 697 MPa
Fracture: Base metal（QT）を実施した。この造管後のパイプを用いて円周溶接試験も実施した。

4.2

実験結果

SA85%TT は ⫺20°C 以下と目標を満足した。

Fig. 7 にパイプ T 方向の API 引張り試験結果を示す。図Table 2 に円周溶接の結果を示す。溶接入熱は溶接効率

中の枠は，API X80 の強度範囲で，規格を満足した。シーを阻害しない十分高い値とし，溶接金属はオーバーマッチ

ム溶接部も X80 の強度を満足した。の条件とした。継手引張試験ではすべて母材破断し X80 のFig. 8 にシャルピー衝撃試験の結果を示すが，母材は試験温度を ⫺60°C としても吸収エネルギーが 300 J 以上とな強度を満足した。また，余熱なしの溶接でも良好な継手特性が得られている。

り，良好な結果となった。シーム溶接部も ⫺60°C で延性的4.3に 破 壊 し て おり，高 い エ ネ ル ギ ー 値 を 示 し た。DWTT

組織の評価と考察

Photo 2 にパイプの母材およびシーム溶接部の組織を示す。母材は粗大なパーライトやマルテンサイトを含まない

Direction: Transverse

700

Yield strength (MPa)

ベイニティックフェライト単相であった。Photo 3 に母材の TEM（透過電子顕微鏡）観察結果を示す。ベイニティッ

650

クフェライト中に Nb 炭化物が大量に微細分散しており，強度確保に析出強化が寄与していることが分かる。しかも，600
X80(a) Body

550

500
600

650700750800(b) ERW Seam

850

Tensile strength (MPa)Fig. 7

Tensile properties of X80 pipes

600
Body
Absorbed energy (J)500

Weld seam

Photo 2

Microstructure of ERW pipe

Photo 3

TEM micrograph of ERW body

400
300
200
1000
⫺80Fig. 8⫺60⫺40⫺6002050 nm

Temperature (°C)
Charpy V notch test results

JFE 技報 No. 17（2007 年 8 月）

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低温靭性に優れた X80 電縫管ラインパイプ

粗大なパーライトやマルテンサイトを含まない均一な組織（2） C 低減鋼および熱間圧延冷却制御の適用により，X80であることから，シャルピー吸収エネルギーも高い値を示の強度および良好な母材靭性を有する電縫鋼管が得らしたと考えられる。

れた。

また，Photo 2 のシーム溶接部組織の観察からも，若干（3） C 低減鋼適用によりシーム継手強度を確保した上での比較的小さい第 2 相が存在するもののほぼベイニティッシーム靭性も良好な結果となった。シームシャルピー

クフェライト単相であることが分かる。これは極限まで C靭性は ⫺50°C 以下でも良好な値であった。

を低減した成分系であるがゆえに，溶接入熱による炭化物（4）円周溶接は余熱なしで可能であり，溶接継手はすべての溶解および固溶した C の再析出によるパーライトなどの母材で破断し，継手強度も確保されていた。

粗大な第 2 相が析出しなかったためと考えられる。また，

これらの優れた低温靭性特性によって，天然ガスのパイ溶接後もほぼベイニティックフェライト単相となりポリゴプライン輸送用としても多方面への適用拡大が期待できる。

ナルフェライトなどの粗大な高温変態相を含まないため，高強度で低温靭性が得られており，材質目標を十分満足し参考文献ていた。

5. おわりに
低温靭性に優れた X80 ラインパイプを熱間圧延鋼板 - 電縫鋼管プロセスにより商品化した。素材鋼板においては，

1） Kawabata, F.; Amano, K.; Tanigawa, O.; Hatomura, T.; Sujita, Y. Proc. of11th. Int. Conf. on Offshore Mechanics and Arctic Engineering. 1992,
vol. V-B, p. 597–603.
2） Sugie, E.; Shiga, C.; Nakano, Y.; Amano, K.; Yoshimura, S.; Uesugi, T.;
Kitagawa, M. 3rd Int. Conf. on Steel Rolling. ISIJ, 1985-09.
3） 岡津光浩ほか．材料とプロセス．1997，vol. 10，no. 6，p. 1431．
4） Okatsu, M.; Kawabata, F.; Amano, K. Proc. of the 16th. Int. Conf. onOMAE. 1997, vol. 3, p. 119–124.

靭性を劣化させる粗大なパーライトやマルテンサイトといった組織をなくして均一な単相組織とし，かつ低炭素当量成分として溶接部特性の確保を目指した設計とした。この実現のため成分，特に C 低減の効果と熱間圧延条件の検討を行い，以下の結果を得た。
（1） 0.03％まで C を低減した鋼において単相組織化する熱間圧延冷却条件を検討した結果，臨界冷却速度以上の冷却および巻取温度管理により，Nb 析出物の微細分散したベイニティックフェライト単相組織が得られることが分かった。

中田 博士− 41 −上力松尾信行

JFE 技報 No. 17（2007 年 8 月）