JPH01150453A - 低温靭性の優れた大径鋼管の製造方法 - Google Patents
低温靭性の優れた大径鋼管の製造方法Info
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- JPH01150453A JPH01150453A JP30853487A JP30853487A JPH01150453A JP H01150453 A JPH01150453 A JP H01150453A JP 30853487 A JP30853487 A JP 30853487A JP 30853487 A JP30853487 A JP 30853487A JP H01150453 A JPH01150453 A JP H01150453A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
本発明は小人熱溶接から大入熱溶接に至るまで熱影響部
（ＨＡＺ）の低温靭性が優れた大径鋼管の製造法に関す
るものである。〔鉄鋼業においてはＵＯＥ、スパイラル
、ケージ鋼管に適用することが最も望ましい。この製造
法で製造された大径鋼管は天然ガス、原油輸送用大径ラ
インパイプ等に用いることができる。〕 （従来の技術） 低合金鋼のＨＡ Ｚ靭性は、（１）結晶粒のサイズ、く
２）高炭素島状マルテンサイト（Ｍ ）、上部ベイナイ
Ｉ−（Ｂｕ）などの硬化相の分散状態、（３）粒界脆化
の有無、（４）元素のミクロ偏析など種々の冶金学的要
因に支配される。
（ＨＡＺ）の低温靭性が優れた大径鋼管の製造法に関す
るものである。〔鉄鋼業においてはＵＯＥ、スパイラル
、ケージ鋼管に適用することが最も望ましい。この製造
法で製造された大径鋼管は天然ガス、原油輸送用大径ラ
インパイプ等に用いることができる。〕 （従来の技術） 低合金鋼のＨＡ Ｚ靭性は、（１）結晶粒のサイズ、く
２）高炭素島状マルテンサイト（Ｍ ）、上部ベイナイ
Ｉ−（Ｂｕ）などの硬化相の分散状態、（３）粒界脆化
の有無、（４）元素のミクロ偏析など種々の冶金学的要
因に支配される。
なかでもＨＡＺの結晶粒のサイズは低温靭性に大きな影
響を与えることが知られており、ＨＡＺ組織を微細化す
る数多く技術が開発実用化されている。
響を与えることが知られており、ＨＡＺ組織を微細化す
る数多く技術が開発実用化されている。
特開昭６１−７９７４５号公報によればＴｉ酸化物（主
としてＴｉ、Ｏ，）を微細分＋１＆させた鋼は、溶融線
近傍でもＨＡＺ＆ｔｌ織を小さくすることができ、優れ
た低温靭性が得られることが開示されている。
としてＴｉ、Ｏ，）を微細分＋１＆させた鋼は、溶融線
近傍でもＨＡＺ＆ｔｌ織を小さくすることができ、優れ
た低温靭性が得られることが開示されている。
また、Ｔｉ酸化物を微細分散させる方法として特開昭６
１−２２９４６１号公報には凝固時の冷却速度２０〜ｂ されている。しかしながら実際に連続鋳造法によって鋳
片を製造する場合、幅方向、厚み方向を含めた鋳片全体
にわたり冷却速度を制御することは非常に困難である。
１−２２９４６１号公報には凝固時の冷却速度２０〜ｂ されている。しかしながら実際に連続鋳造法によって鋳
片を製造する場合、幅方向、厚み方向を含めた鋳片全体
にわたり冷却速度を制御することは非常に困難である。
冷却速度の遅くなる鋳片中心部は、Ｔｉ酸化物が粗大化
する傾向にあり、その個数も著しく減少するため、ＨＡ
Ｚの組織が十分に微細化されずＨＡＺの靭性劣化は避け
られない。
する傾向にあり、その個数も著しく減少するため、ＨＡ
Ｚの組織が十分に微細化されずＨＡＺの靭性劣化は避け
られない。
（発明が解決しようとする問題点）
本発明は低温靭性の優れた大径鋼管を安価に製造するた
めの製造法を提案するもので、本発明法で製造した大径
鋼管は、溶融線近傍を含めたＨＡＺ全域で組織が微細化
し、優れた低温靭性を存する。
めの製造法を提案するもので、本発明法で製造した大径
鋼管は、溶融線近傍を含めたＨＡＺ全域で組織が微細化
し、優れた低温靭性を存する。
本発明の要旨は、Ｃ：０．００５〜０．１５％、Ｓｉ：
ｏ、５％以下、Ｍｎ ： ０．５〜２．２％、Ｐ：０．
０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｐ ： ０．０
０５％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．０３％、Ｎ：０．ＯＯ１〜０．００５％、０
：０．００１５〜０．００６％を基本成分とし、必要に
応じてＶ ： ０．０１〜０．１％、Ｎ ｉ ： ０．
０５〜１．０％、Ｃｕ ： ０．０５ 〜１．０％
、 Ｃｒ ： ０．０５ 〜０．５％、Ｍｏ：Ｑ、
Ｑ５ 〜０．４％、 Ｂ：Ｏ，０Ｏ０５〜 ０．００３
％、 Ｃａ ： ０．００ １ 〜０．００ ５
％、 ＲＥＭ：０．０１〜０．０５％の一種または
二種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物から
なる溶鋼から連続鋳造法によって鋳片を製造するに際し
、鋳片短片側の２次冷却水を水量密度３５０〜８４０１
！／Ｍとし、Ｔｉを含有する酸化物を５０〜５００個／
ｌ−２含有する鋳片を製造し、引き続いて加熱・圧延を
行ない、その後鋼板エツジ部を突き合わせ溶接すること
を特徴とする低温靭性の優れた大径鋼管の製造方法であ
る。
ｏ、５％以下、Ｍｎ ： ０．５〜２．２％、Ｐ：０．
０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｐ ： ０．０
０５％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．０３％、Ｎ：０．ＯＯ１〜０．００５％、０
：０．００１５〜０．００６％を基本成分とし、必要に
応じてＶ ： ０．０１〜０．１％、Ｎ ｉ ： ０．
０５〜１．０％、Ｃｕ ： ０．０５ 〜１．０％
、 Ｃｒ ： ０．０５ 〜０．５％、Ｍｏ：Ｑ、
Ｑ５ 〜０．４％、 Ｂ：Ｏ，０Ｏ０５〜 ０．００３
％、 Ｃａ ： ０．００ １ 〜０．００ ５
％、 ＲＥＭ：０．０１〜０．０５％の一種または
二種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物から
なる溶鋼から連続鋳造法によって鋳片を製造するに際し
、鋳片短片側の２次冷却水を水量密度３５０〜８４０１
！／Ｍとし、Ｔｉを含有する酸化物を５０〜５００個／
ｌ−２含有する鋳片を製造し、引き続いて加熱・圧延を
行ない、その後鋼板エツジ部を突き合わせ溶接すること
を特徴とする低温靭性の優れた大径鋼管の製造方法であ
る。
以下本発明について説明する。
Ｔｉ酸化物（主としてＴ ｉ ！ ０３ ）はγ粒の粗
大化抑制能力は小さいが、γ−α変態時にγ粒内に存在
するＴｉ、０３を主成分として、放射状に微細なアシキ
ュラーフェライト（ＡＦ）が生成し、ＨＡＺ組織を著し
く微細化する。
大化抑制能力は小さいが、γ−α変態時にγ粒内に存在
するＴｉ、０３を主成分として、放射状に微細なアシキ
ュラーフェライト（ＡＦ）が生成し、ＨＡＺ組織を著し
く微細化する。
Ｔｉ２Ｏ３は溶融線近傍の１４００℃以上に加熱される
領域（粗粒域）でも安定であり、この領域でも組織の微
細化に効果を発揮する。またＴｉ５Ｏ，Ｎのバランスが
適正であると微細なＴｉＮも生成し、これは１３５０℃
以下に加熱された領域（亜粗粒域）の１粒の粗大化を抑
制して、ＨＡ Ｚ３■織を微細化する。この結果、ＨＡ
ＺＭｉＨｌｉは全域にわたって微細化し、極めて優れた
低温靭性が得られる。
領域（粗粒域）でも安定であり、この領域でも組織の微
細化に効果を発揮する。またＴｉ５Ｏ，Ｎのバランスが
適正であると微細なＴｉＮも生成し、これは１３５０℃
以下に加熱された領域（亜粗粒域）の１粒の粗大化を抑
制して、ＨＡ Ｚ３■織を微細化する。この結果、ＨＡ
ＺＭｉＨｌｉは全域にわたって微細化し、極めて優れた
低温靭性が得られる。
鋼中にＴ ｉｚ Ｏａ 、Ｔ ｉＮを微細分散させるた
めには、■Ｔｉ、Ｏ１およびＮｌの適正化、■溶鋼から
連続鋳造法によって鋳片を製造する際の液相線〜固相線
間の冷却速度の適正化が必要である。
めには、■Ｔｉ、Ｏ１およびＮｌの適正化、■溶鋼から
連続鋳造法によって鋳片を製造する際の液相線〜固相線
間の冷却速度の適正化が必要である。
以下にこの点について説明する。
まずＴｉ、Ｏ１Ｎ量を、それぞれＴｉ：Ｑ、ＱＱ５〜０
．０３％、Ｏ：０．００１５〜０．００６％、Ｎ：０．
００１〜０．００５％に限定した。Ｔｉ、Ｏ１Ｎ量の下
限はＴ ｉｚ ０３ 、Ｔ Ｉ Ｎを生成するための必
要最小量である。Ｔｉの上限はＴｉＣの生成による低温
靭性の劣化を防止するためであり、０の上限は非金属介
在物の生成による鋼の清浄度、靭性の劣化を防止するた
めである。またＮｆｉＦの上限は、固溶ＮによるＨＡＺ
靭性の劣化を防止するために０．００５％とした。
．０３％、Ｏ：０．００１５〜０．００６％、Ｎ：０．
００１〜０．００５％に限定した。Ｔｉ、Ｏ１Ｎ量の下
限はＴ ｉｚ ０３ 、Ｔ Ｉ Ｎを生成するための必
要最小量である。Ｔｉの上限はＴｉＣの生成による低温
靭性の劣化を防止するためであり、０の上限は非金属介
在物の生成による鋼の清浄度、靭性の劣化を防止するた
めである。またＮｆｉＦの上限は、固溶ＮによるＨＡＺ
靭性の劣化を防止するために０．００５％とした。
しかし単に個々の元素量を限定するだけでは微細なＴｊ
ｇＯｓ、ＴｉＮの両折出物を同時に安定して得ることが
できないので、Ｔｉ、０１Ｎｆｆｉのバランスを−ｏ、
ｏｉｏ％≦（Ｔｉ）−２（０）−３，４（Ｎ）≦＋０．
０１５％にすることが望ましい。
ｇＯｓ、ＴｉＮの両折出物を同時に安定して得ることが
できないので、Ｔｉ、０１Ｎｆｆｉのバランスを−ｏ、
ｏｉｏ％≦（Ｔｉ）−２（０）−３，４（Ｎ）≦＋０．
０１５％にすることが望ましい。
つぎにＴｉ、Ｏ，を鋼中に微細分散させるためには、溶
鋼から連続鋳造法によって鋳片を製造する際に、凝固６
速を規定しかつ制御することが重要であるが、鋳片全体
にわたり凝固６速を規定しかつ制御することは実際上非
常に困難である。
鋼から連続鋳造法によって鋳片を製造する際に、凝固６
速を規定しかつ制御することが重要であるが、鋳片全体
にわたり凝固６速を規定しかつ制御することは実際上非
常に困難である。
さらに、大径鋼管を製造する場合、通常鋼板エツジ部を
突合せ溶接することを考えると、必ずしも鋳片全体の凝
固６速を規定する必要がない。
突合せ溶接することを考えると、必ずしも鋳片全体の凝
固６速を規定する必要がない。
この点に関して本発明者らの研究の結果、連続鋳造時の
鋳片短片側の２次冷却の水量の適正化をはかることによ
って、鋳片の短片側エツジ部だけ凝固時の６速を制御で
き、その後エツジ部を突合せ溶接する新しい大径鋼管の
製造法を発明した。
鋳片短片側の２次冷却の水量の適正化をはかることによ
って、鋳片の短片側エツジ部だけ凝固時の６速を制御で
き、その後エツジ部を突合せ溶接する新しい大径鋼管の
製造法を発明した。
鋳片短片側の２次冷却を水量密度を、３５０〜８４０
ｆｆ／ｒｒｒとすることによってＴｉを含有する酸化物
を５０〜５００個／ ｉｔ ”含有させることができる
。この結果、鋼板エツジ部を突合せ溶接した場合に極め
て優れたＨＡＺ靭性が得られる。
ｆｆ／ｒｒｒとすることによってＴｉを含有する酸化物
を５０〜５００個／ ｉｔ ”含有させることができる
。この結果、鋼板エツジ部を突合せ溶接した場合に極め
て優れたＨＡＺ靭性が得られる。
鋳片短片側の２次冷却の水量密度を、３５０〜８４０β
／Ｍと限定した理由は、２次冷却の水量密度が３５０
ｅ／ｒｄ未満となると、鋳片短片側のＴｉ酸化物の個数
が減少しＨＡＺ靭性が劣化するためである。また２次冷
却の水量密度が８４０β／Ｍ以上となると鋳片に表面疵
が発生ずるためである。
／Ｍと限定した理由は、２次冷却の水量密度が３５０
ｅ／ｒｄ未満となると、鋳片短片側のＴｉ酸化物の個数
が減少しＨＡＺ靭性が劣化するためである。また２次冷
却の水量密度が８４０β／Ｍ以上となると鋳片に表面疵
が発生ずるためである。
鋳片を圧延した後、鋼板エツジ部を突合せ溶接する際、
開先加工するための最大量は、鋳片短片側のＪ７み５０
ｍ１に相当するので、鋳片短片側の２次冷却帯は凝固Ｊ
！Ｘ ５０ 龍以内の範囲で十分である。
開先加工するための最大量は、鋳片短片側のＪ７み５０
ｍ１に相当するので、鋳片短片側の２次冷却帯は凝固Ｊ
！Ｘ ５０ 龍以内の範囲で十分である。
本発明でのＴｔ含有酸化物の個数は、１０００倍の光学
顕微鏡で観察される０、１μｍ以上のＴｔ含有酸化物を
指す。鋳片エツジ部に微細なＴｉ酸化物を５０〜５００
個／ ＮＸ ”分散させた後、この鋳片を加熱・圧延し
た鋼板のエツジ部同士を突き合せ溶接した大径鋼管は、
溶融線近傍でもＨＡＺ組織が微細化され、優れた低温靭
性を有する。
顕微鏡で観察される０、１μｍ以上のＴｔ含有酸化物を
指す。鋳片エツジ部に微細なＴｉ酸化物を５０〜５００
個／ ＮＸ ”分散させた後、この鋳片を加熱・圧延し
た鋼板のエツジ部同士を突き合せ溶接した大径鋼管は、
溶融線近傍でもＨＡＺ組織が微細化され、優れた低温靭
性を有する。
また、たとえＴ ｉｔ Ｏｘ 、Ｔ ｉ Ｎが鋼中に微
細分散していても基本成分が適当でないと優れたＨＡＺ
靭性は得られない。
細分散していても基本成分が適当でないと優れたＨＡＺ
靭性は得られない。
以下、この点について説明する。
Ｃの下限０．００５％は母材および溶接部の強度の確保
ならびにＮｂ、Ｖなどの添加時に、これらの効果を発揮
させるための最小量である。しかしＣ量が多すぎると、
母材、溶接部の低温靭性に悪影響を及ぼすだけでなく、
溶接性、ＨＡＺ靭性も劣化させる元素であるため、その
上限を０．１５％に限定した。
ならびにＮｂ、Ｖなどの添加時に、これらの効果を発揮
させるための最小量である。しかしＣ量が多すぎると、
母材、溶接部の低温靭性に悪影響を及ぼすだけでなく、
溶接性、ＨＡＺ靭性も劣化させる元素であるため、その
上限を０．１５％に限定した。
Ｓｔは脱酸上鋼に含まれる元素であるが、溶接性、ＨＡ
Ｚ靭性を劣化させる元素であるため上限を０．５％とし
た。
Ｚ靭性を劣化させる元素であるため上限を０．５％とし
た。
Ｍｎは強度靭性を確保する上で不可欠な元素であり、そ
の下限は０．６％である。しかしＭｎが多すぎると綱の
焼入れ性が増加して溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるの
で上限を２．５％とした。
の下限は０．６％である。しかしＭｎが多すぎると綱の
焼入れ性が増加して溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるの
で上限を２．５％とした。
本発明鋼において不純物であるＰ、Ｓをそれぞれ０．０
２％以下、０．００５％以下とした理由は、母材、ＨＡ
Ｚの低温靭性をより一層向上させるためである。 Ｐ！
ｉの低減は、接合部における粒界破壊傾向を減少させ、
Ｓｌの低減は、粒界フェライトの生成を抑制する傾向が
ある。最も好ましいＰ１Ｓ量は、それぞれ０．０１％、
０．００２Ｑ％以下である。
２％以下、０．００５％以下とした理由は、母材、ＨＡ
Ｚの低温靭性をより一層向上させるためである。 Ｐ！
ｉの低減は、接合部における粒界破壊傾向を減少させ、
Ｓｌの低減は、粒界フェライトの生成を抑制する傾向が
ある。最も好ましいＰ１Ｓ量は、それぞれ０．０１％、
０．００２Ｑ％以下である。
Ａ６は一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、本発明
では好ましくない元素であり、その上限を０．００５％
とした。これはＡｌが鋼中に含まれているとＯと結合し
てＴｉｚＯｓができないためである。脱酸はＴｉだけで
も可能であり、本発明においてＡｌ量は少ないほど良く
、０．００２％以下が望ましい。
では好ましくない元素であり、その上限を０．００５％
とした。これはＡｌが鋼中に含まれているとＯと結合し
てＴｉｚＯｓができないためである。脱酸はＴｉだけで
も可能であり、本発明においてＡｌ量は少ないほど良く
、０．００２％以下が望ましい。
Ｎｂは本発明鋼において重要な必須元素であり、貰強度
鋼においてはＮｂを添加することなく優れた接合部の靭
性を得ることは困難である。Ｎｂはγ粒界に生成するフ
ェライトを抑制し、Ｔｉ、０、を主成分とする微細なＡ
Ｆの生成を促進する働きがある。この効果を得るために
は最低０．０１％のＮｂｉが必要である。しかしながら
Ｎｂｉが多すぎると、逆に微細なＡＦの生成を妨げるの
でその上限を０．１％とした。
鋼においてはＮｂを添加することなく優れた接合部の靭
性を得ることは困難である。Ｎｂはγ粒界に生成するフ
ェライトを抑制し、Ｔｉ、０、を主成分とする微細なＡ
Ｆの生成を促進する働きがある。この効果を得るために
は最低０．０１％のＮｂｉが必要である。しかしながら
Ｎｂｉが多すぎると、逆に微細なＡＦの生成を妨げるの
でその上限を０．１％とした。
つぎに■、Ｎｉ、、Ｃｕｂ Ｃｒ、、Ｍｏ、Ｂ、Ｃａ。
ＲＥＭを添加する理由について説明する。
基本成分にさらに、これらの元素を添加する主たる目的
は、本発明鋼の特徴を損なうことなく、強度、靭性など
特性の向上をはかるためである。
は、本発明鋼の特徴を損なうことなく、強度、靭性など
特性の向上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。
のである。
■はＮｂとほぼ同じ効果を持つ元素であるが、０．０１
％以下では効果が少なく、上限は０．０６％まで許容で
きる。
％以下では効果が少なく、上限は０．０６％まで許容で
きる。
Ｎｉは溶接性、接合部靭性に悪影響をおよぼすことなく
、母材の強度、靭性を向上させるが、１．０％を超える
と溶接性に好ましくないため上限を２．０％とした。
、母材の強度、靭性を向上させるが、１．０％を超える
と溶接性に好ましくないため上限を２．０％とした。
ＣｕはＮｔとほぼ同様の効果とともに耐食性、耐水素誘
起割れ性などにも効果があるが、１．０％を超えると熱
間圧延時にＣｕ−クランクが発生し、製造困難となる。
起割れ性などにも効果があるが、１．０％を超えると熱
間圧延時にＣｕ−クランクが発生し、製造困難となる。
このため上限を１．０％とした。
Ｃｒは母材、溶接部の強度を高めるが、多すぎると溶接
性や接合部靭性を劣化させる。その上限は０．５％であ
る。
性や接合部靭性を劣化させる。その上限は０．５％であ
る。
Ｍｏは母材の強度、靭性をともに向上させる元素である
が、多すぎるとＣｒと同様に母材、接合部の靭性、溶接
性の劣化を招き好ましくない。その上限は０．４％であ
る。
が、多すぎるとＣｒと同様に母材、接合部の靭性、溶接
性の劣化を招き好ましくない。その上限は０．４％であ
る。
なおＮ ｉ ＳＣｕ ＳＣｒ ＳＭ ｏの添加量の下限
は、材質上での効果が得られるための最小量とすべきで
、いずれも０．０５％である。
は、材質上での効果が得られるための最小量とすべきで
、いずれも０．０５％である。
Ｂは鋼の焼入れ性を増大させ強度を増加させる元素であ
る。接合部のγ粒界に偏析した固溶Ｂはフェライトの生
成を抑制し、ＴｉｚＯｓからの微細なＡＦの生成を助け
る。またＮと結合したＢＮはフェライト発生核としての
作用をもちＨＡＺ組織を微細化する。
る。接合部のγ粒界に偏析した固溶Ｂはフェライトの生
成を抑制し、ＴｉｚＯｓからの微細なＡＦの生成を助け
る。またＮと結合したＢＮはフェライト発生核としての
作用をもちＨＡＺ組織を微細化する。
このようなりの効果を得るためには、最低０．０００５
％のＢｆｉが必要である。しかしＢｉが多すぎるとＦ
ｅｚｚ （ＣＢ）ｂなどの粗大な析出物がＴ粒界に析出
して低温靭性を劣化させる。このためＢ量の上限を０．
００３％に制限する必要がある。
％のＢｆｉが必要である。しかしＢｉが多すぎるとＦ
ｅｚｚ （ＣＢ）ｂなどの粗大な析出物がＴ粒界に析出
して低温靭性を劣化させる。このためＢ量の上限を０．
００３％に制限する必要がある。
Ｃａ、ＲＥＭは硫化物（Ｍ ｎ Ｓ ）の形態を制御し
、低温靭性を向上（シャルピー吸収工矛ルギーを増加）
させるほか、耐水素誘起割れ性の改善にも効果を発揮す
る。しかしＣａｆｆ１Ｏ，００１％以下では実用上効果
がなく、また０、００５％を超えて添加するとＣａ Ｏ
％ Ｃａ Ｓが多量に生成して大型介在物となり、鋼の
靭性のみならず清浄度も害し、また溶接性にも悪影響を
与える。このため添加量の範囲を０．００１〜０．００
５％に制限した。
、低温靭性を向上（シャルピー吸収工矛ルギーを増加）
させるほか、耐水素誘起割れ性の改善にも効果を発揮す
る。しかしＣａｆｆ１Ｏ，００１％以下では実用上効果
がなく、また０、００５％を超えて添加するとＣａ Ｏ
％ Ｃａ Ｓが多量に生成して大型介在物となり、鋼の
靭性のみならず清浄度も害し、また溶接性にも悪影響を
与える。このため添加量の範囲を０．００１〜０．００
５％に制限した。
ＲＥＭについてもＣａと同様の効果をもち、その適正範
囲は０．００１〜０．００５％である。
囲は０．００１〜０．００５％である。
さて、本発明における鋳片再加熱後の圧延方法としては
、いわゆる普通圧延あるいは加工熱処理が挙げられる。
、いわゆる普通圧延あるいは加工熱処理が挙げられる。
加工熱処理の方法としては、１）制御圧延、２）制御圧
延−加速冷却、３）圧延直接焼入れ一焼戻しなどがある
。
延−加速冷却、３）圧延直接焼入れ一焼戻しなどがある
。
最も好ましいのは制御圧延と加速冷却の組合せである。
なお、製造後脱水素などの目的でＡｃ１変態点以下の温
度に再加熱しても本発明の特徴をｔ員なうものではない
。
度に再加熱しても本発明の特徴をｔ員なうものではない
。
また造管時の溶接方法としてはサブマージアーク溶接、
フラッシュバント溶接、電子ビーム溶接等が挙げられ、
いずれの溶接方法で溶接を行なっても、本発明の特徴を
損なうものではない。
フラッシュバント溶接、電子ビーム溶接等が挙げられ、
いずれの溶接方法で溶接を行なっても、本発明の特徴を
損なうものではない。
（実施例）
転炉一連′ｔＥ鋳造−厚板−造管工程において種々の成
分の鋼板から大径鋼管を製造し、溶接部のＨＡＺ靭性を
調査した。
分の鋼板から大径鋼管を製造し、溶接部のＨＡＺ靭性を
調査した。
なおＨＡ Ｚ部の靭性は板厚１／２ｔから採取したシャ
ルピー試験片を用いた。
ルピー試験片を用いた。
表１に実施例を示す。
本発明法で製造した大径鋼管は全て良好な母材特性およ
びＨＡＺ靭性を有するのに対して、本発明法によらない
比較鋼はＨＡ Ｚ靭性が劣り、厳しい環境下で使用され
る鋼板として適切でない。
びＨＡＺ靭性を有するのに対して、本発明法によらない
比較鋼はＨＡ Ｚ靭性が劣り、厳しい環境下で使用され
る鋼板として適切でない。
比較網においてＷＪ８および綱９はＡｌ量が多すぎるた
めに、Ｔｉを含有する酸化物の個数が少なく ＨＡ Ｚ
の組織が微細化されず、ＨＡＺ靭性が悪い。鋼１０、ｔ
ｌｉｉｌｌｌおよび鋼１２は鋳片短片側の２次冷却水の
水量密度が小さいために、凝固６速か遅く、溶接部での
Ｔｉを含有する酸化物の個数が少ないため、ＨＡ Ｚの
組織が微細化されずＨＡＺ靭性が悪い、＃１３は鋳片短
片側の２次冷却水の水量密度が大きいために、鋳片に表
面疵ができて大径鋼管として使用できない。
めに、Ｔｉを含有する酸化物の個数が少なく ＨＡ Ｚ
の組織が微細化されず、ＨＡＺ靭性が悪い。鋼１０、ｔ
ｌｉｉｌｌｌおよび鋼１２は鋳片短片側の２次冷却水の
水量密度が小さいために、凝固６速か遅く、溶接部での
Ｔｉを含有する酸化物の個数が少ないため、ＨＡ Ｚの
組織が微細化されずＨＡＺ靭性が悪い、＃１３は鋳片短
片側の２次冷却水の水量密度が大きいために、鋳片に表
面疵ができて大径鋼管として使用できない。
（以下余白、次頁へつづく）
（発明の効果）
本発明により溶接部の低温靭性が優れた大径鋼管を、安
価に製造することが可能となり、極寒地などの厳しい環
境下で使用されるラインパイプの安全性を、大きく向上
させることができた。
価に製造することが可能となり、極寒地などの厳しい環
境下で使用されるラインパイプの安全性を、大きく向上
させることができた。
代理人 弁理士 茶 野 木 立 夫
Claims (2)
- （１）重量％で Ｃ：０．００５〜０．１５％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．５％〜２．２％、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．００５％以下、 Ａｌ：０．００５％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｎ：０．００１〜０．００５％、 ０：０．００１５〜０．００６％、 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる溶鋼
から連続鋳造法によって鋳片を製造するに際し、鋳片短
片側の２次冷却水を水量密度３５０〜８４０ｌ／ｍ＾２
とし、Ｔｉを含有する酸化物を５０〜５００個／ｍｍ＾
２含有する鋳片を製造し、引き続いて加熱・圧延を行な
い、その後鋼板エッジ部を突き合わせ溶接することを特
徴とする低温靭性の優れた大径鋼管の製造方法。 - （２）重量％で Ｃ：０．００５〜０．１５％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．５％〜２．２％、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．００５％以下、 Ａｌ：０．００５％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｎ：０．００１〜０．００５％、 Ｏ：０．００１５〜０．００６％、 に必要に応じて Ｖ：０．０１〜０．１％、 Ｎｉ：０．０５〜１．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｃｒ：０．０５〜０．５％、 Ｍｏ：０．０５〜０．４％、 Ｂ：０．０００５〜０．００３％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％、 ＲＥＭ：０．０１〜０．０５％、 の一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなる溶鋼から連続鋳造法によって鋳片を製
造するに際し、鋳片短片側の２次冷却水を水量密度３５
．０〜８４０ｌ／ｍ＾２とし、Ｔｉを含有する酸化物を
５０〜５００個／ｍｍ＾２含有する鋳片を製造し、引き
続いて加熱・圧延を行ない、その後鋼板エッジ部を突き
合わせ溶接することを特徴とする低温靭性の優れた大径
鋼管の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30853487A JPH01150453A (ja) | 1987-12-08 | 1987-12-08 | 低温靭性の優れた大径鋼管の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30853487A JPH01150453A (ja) | 1987-12-08 | 1987-12-08 | 低温靭性の優れた大径鋼管の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01150453A true JPH01150453A (ja) | 1989-06-13 |
| JPH0525580B2 JPH0525580B2 (ja) | 1993-04-13 |
Family
ID=17982188
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP30853487A Granted JPH01150453A (ja) | 1987-12-08 | 1987-12-08 | 低温靭性の優れた大径鋼管の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01150453A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06207243A (ja) * | 1993-01-08 | 1994-07-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接構造物用鋼 |
| WO2012070354A1 (ja) * | 2010-11-22 | 2012-05-31 | 新日本製鐵株式会社 | 電子ビーム溶接継手及び電子ビーム溶接用鋼材とその製造方法 |
| WO2012070353A1 (ja) * | 2010-11-22 | 2012-05-31 | 新日本製鐵株式会社 | 電子ビーム溶接継手及び電子ビーム溶接用鋼材とその製造方法 |
| US8623154B2 (en) | 2010-04-30 | 2014-01-07 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Electron-beam welded joint, steel for electron-beam welding, and manufacturing method |
| US10500817B2 (en) | 2010-04-30 | 2019-12-10 | Nippon Steel Corporation | Electron-beam welded joint, steel for electron-beam welding, and method of manufacturing the same |
-
1987
- 1987-12-08 JP JP30853487A patent/JPH01150453A/ja active Granted
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06207243A (ja) * | 1993-01-08 | 1994-07-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接構造物用鋼 |
| US8623154B2 (en) | 2010-04-30 | 2014-01-07 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Electron-beam welded joint, steel for electron-beam welding, and manufacturing method |
| US10500817B2 (en) | 2010-04-30 | 2019-12-10 | Nippon Steel Corporation | Electron-beam welded joint, steel for electron-beam welding, and method of manufacturing the same |
| WO2012070354A1 (ja) * | 2010-11-22 | 2012-05-31 | 新日本製鐵株式会社 | 電子ビーム溶接継手及び電子ビーム溶接用鋼材とその製造方法 |
| WO2012070353A1 (ja) * | 2010-11-22 | 2012-05-31 | 新日本製鐵株式会社 | 電子ビーム溶接継手及び電子ビーム溶接用鋼材とその製造方法 |
| JP5135559B2 (ja) * | 2010-11-22 | 2013-02-06 | 新日鐵住金株式会社 | 電子ビーム溶接継手及び電子ビーム溶接用鋼材とその製造方法 |
| CN103221563A (zh) * | 2010-11-22 | 2013-07-24 | 新日铁住金株式会社 | 电子束焊接接头及电子束焊接用钢材和其制造方法 |
| JP5273299B2 (ja) * | 2010-11-22 | 2013-08-28 | 新日鐵住金株式会社 | 電子ビーム溶接継手及び電子ビーム溶接用鋼材 |
| EP2644732A4 (en) * | 2010-11-22 | 2014-04-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | ELECTRON BEAM WELDING COMPOUND, STEEL MATERIAL FOR ELECTRON BEAM WELDING, AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| EP2644733A4 (en) * | 2010-11-22 | 2014-04-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | ELECTRON BEAM WELDING COMPOUND, STEEL MATERIAL FOR ELECTRON BEAM WELDING, AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0525580B2 (ja) | 1993-04-13 |
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