JPH0525580B2 - - Google Patents
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- JPH0525580B2 JPH0525580B2 JP30853487A JP30853487A JPH0525580B2 JP H0525580 B2 JPH0525580 B2 JP H0525580B2 JP 30853487 A JP30853487 A JP 30853487A JP 30853487 A JP30853487 A JP 30853487A JP H0525580 B2 JPH0525580 B2 JP H0525580B2
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Description
（産業上の利用分野）
本発明は小入熱溶接から大入熱溶接に至るまで
熱影響部（HAZ）の低温靱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HAZ靱性は、(1)結晶粒のサイズ、
(2)高炭素島状マルテンサイト（Ｍ ）、上部ベイ
ナイト（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靱性に
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の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Ti2O3）を微細分散させた鋼は、溶融線近
傍でもHAZ組織を小さくすることができ、優れ
た低温靱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61−229461号公報には凝固時の冷却速度20
〜400℃／分で鋳造することが開示されている。
しかしながら実際に連続鋳造法によつて鋳片を製
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、HAZの組織が十分に微細化されず
HAZの靱性劣化は避けられない。 （発明が解決しようとする問題点） 本発明は低温靱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、優れた低温靱性を
有する。 問題点を解決するための手段 本発明の要旨は、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％を基本成分とし、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つ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350〜840／
m2とし、Tiを含有する酸化物を50〜500個／mm2
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靱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Ti2O3）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Ti2O3を主成分として、放射状に微細なアシ
キユラーフエライト（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Ti、Ｏ、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（亜粗領域）
のγ粒の粗大化を抑制して、HAZ組織を微細化
する。この結果、HAZ組織は全域にわたつて微
細化し、極めて優れた低温靱性が得られる。 鋼中にTi2O3、TiNを微細分散させるために
は、Ti、Ｏ、およびＮ量の適正化、溶鋼か
ら連続鋳造法によつ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、Ｏ、Ｎ量を、それぞれTi：0.005〜
0.03％、Ｏ：0.0015〜0.006％、Ｎ：0.001〜0.005
％に限定した。Ti、Ｏ、Ｎ量の下限はTi2O3、
TiNを生成するための必要最小量である。Tiの
上限はTiCの生成による低温靱性の劣化を防止す
るためであり、Ｏの上限は非金属介在物の生成に
よる鋼の清浄度、靱性の劣化を防止するためであ
る。またＮ量の上限、は固溶ＮによるHAZ靱性
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Ti2O3、TiNの両析出物を同時に安定して得
ることができないので、Ti、Ｏ、Ｎ量のバラン
スを−0.010％≦〔Ti〕−２〔Ｏ〕−3.4〔Ｎ〕≦＋0.01
5
％にすることが望ましい。 つぎにTi2O3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つて鋳片を製造する
際に、凝固冷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冷速を規定しか
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
鋳片全体の凝固冷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次冷却を水量の適正化を
はかることによつて、鋳片の短片側エツジ部だけ
凝固時の冷速を制御でき、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
／m2とすることによつてTiを含有する酸化物
を50〜500個／mm2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、350〜840
／m2と限定した理由は、２次冷却の水量密度が
350／m2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840／m2以上となる
と鋳片に表面疵が発生するためである。 鋳片を圧延した後、鋼板エツジ部を突合せ溶接
する際、開発加工するための最大量は、鋳片短片
側の厚み50mmに相当するので、鋳片短片側の２次
冷却帯は凝固厚50mm以内の範囲で十分である。 本発明でのTi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Ti含有酸化
物を指し。鋳片エツジ部に微細なTi酸化物を50
〜500個／mm2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Ti2O3、TiN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。 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。 Siは脱酸上鋼に含まれる元素であるが、溶接
性、HAZ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
ぎると鋼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0.02％以下、0.005％以下とした理由は、母材、
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、接合部における粒界破壊傾向
を減少させ、Ｓ量の低減は、粒界フエライトの生
成を抑制する傾向がある。最も好ましいＰ、Ｓ量
は、それぞれ0.01％、0.0020％以下である。 Al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Ti2O3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、
高強度鋼においては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粒界に生成するフエライトを抑制し、Ti2O3を
主成分とする微細なAF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Nb
量が必要である。しかしながらNb量が多すぎる
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Ｖ、Ni、Cu、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。
したがつて、その添加量は自ら制限されるべき性
質のものである。 Ｖ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。 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。 CuはNi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−クラツクが発生し、
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。 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、溶接性の劣化招きを好ましくない。そ
の上限は0.4％である。 なおNi、Cu、Cr、Mo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値とすべき
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
フエライトの生成を抑制し、Ti2O3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
エ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Ｂの効果を得るためには、最低
0.0005％のＢ量が必要である。しかしＢ量が多す
ぎるとFe23（CB）6などの粗大な析出物がγ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（MnS）の形態を制御し、
低温靭性を向上（シヤルピー吸収エネルギーを増
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Ca量0.001％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
CaO、CaS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を害し、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
0.001〜0.005％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。 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。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−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損
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、フラツシユバツト溶接、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つ
ても、本発明の特徴を損なうものではない。 （実施例） 転炉−連続鋳造−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。 なおHAZ部の靭性は板厚1/2ｔから採取したシ
ヤ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HAZ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。 比較鋼において鋼８および鋼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HAZの組織が微細化されず、HAZ靭性が悪
い。鋼10、鋼11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、凝固冷速が遅
く、溶接部でのTiを含有する酸化物の個数が少
ないため、HAZの組織が微細化されずHAZ靭性
が悪い。鋼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。
熱影響部（HAZ）の低温靱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HAZ靱性は、(1)結晶粒のサイズ、
(2)高炭素島状マルテンサイト（Ｍ ）、上部ベイ
ナイト（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靱性に
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の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Ti2O3）を微細分散させた鋼は、溶融線近
傍でもHAZ組織を小さくすることができ、優れ
た低温靱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61−229461号公報には凝固時の冷却速度20
〜400℃／分で鋳造することが開示されている。
しかしながら実際に連続鋳造法によつて鋳片を製
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、HAZの組織が十分に微細化されず
HAZの靱性劣化は避けられない。 （発明が解決しようとする問題点） 本発明は低温靱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、優れた低温靱性を
有する。 問題点を解決するための手段 本発明の要旨は、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％を基本成分とし、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つ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350〜840／
m2とし、Tiを含有する酸化物を50〜500個／mm2
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靱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Ti2O3）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Ti2O3を主成分として、放射状に微細なアシ
キユラーフエライト（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Ti、Ｏ、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（亜粗領域）
のγ粒の粗大化を抑制して、HAZ組織を微細化
する。この結果、HAZ組織は全域にわたつて微
細化し、極めて優れた低温靱性が得られる。 鋼中にTi2O3、TiNを微細分散させるために
は、Ti、Ｏ、およびＮ量の適正化、溶鋼か
ら連続鋳造法によつ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、Ｏ、Ｎ量を、それぞれTi：0.005〜
0.03％、Ｏ：0.0015〜0.006％、Ｎ：0.001〜0.005
％に限定した。Ti、Ｏ、Ｎ量の下限はTi2O3、
TiNを生成するための必要最小量である。Tiの
上限はTiCの生成による低温靱性の劣化を防止す
るためであり、Ｏの上限は非金属介在物の生成に
よる鋼の清浄度、靱性の劣化を防止するためであ
る。またＮ量の上限、は固溶ＮによるHAZ靱性
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Ti2O3、TiNの両析出物を同時に安定して得
ることができないので、Ti、Ｏ、Ｎ量のバラン
スを−0.010％≦〔Ti〕−２〔Ｏ〕−3.4〔Ｎ〕≦＋0.01
5
％にすることが望ましい。 つぎにTi2O3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つて鋳片を製造する
際に、凝固冷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冷速を規定しか
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
鋳片全体の凝固冷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次冷却を水量の適正化を
はかることによつて、鋳片の短片側エツジ部だけ
凝固時の冷速を制御でき、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
／m2とすることによつてTiを含有する酸化物
を50〜500個／mm2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、350〜840
／m2と限定した理由は、２次冷却の水量密度が
350／m2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840／m2以上となる
と鋳片に表面疵が発生するためである。 鋳片を圧延した後、鋼板エツジ部を突合せ溶接
する際、開発加工するための最大量は、鋳片短片
側の厚み50mmに相当するので、鋳片短片側の２次
冷却帯は凝固厚50mm以内の範囲で十分である。 本発明でのTi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Ti含有酸化
物を指し。鋳片エツジ部に微細なTi酸化物を50
〜500個／mm2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Ti2O3、TiN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。 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。 Siは脱酸上鋼に含まれる元素であるが、溶接
性、HAZ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
ぎると鋼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0.02％以下、0.005％以下とした理由は、母材、
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、接合部における粒界破壊傾向
を減少させ、Ｓ量の低減は、粒界フエライトの生
成を抑制する傾向がある。最も好ましいＰ、Ｓ量
は、それぞれ0.01％、0.0020％以下である。 Al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Ti2O3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、
高強度鋼においては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粒界に生成するフエライトを抑制し、Ti2O3を
主成分とする微細なAF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Nb
量が必要である。しかしながらNb量が多すぎる
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Ｖ、Ni、Cu、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。
したがつて、その添加量は自ら制限されるべき性
質のものである。 Ｖ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。 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。 CuはNi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−クラツクが発生し、
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。 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、溶接性の劣化招きを好ましくない。そ
の上限は0.4％である。 なおNi、Cu、Cr、Mo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値とすべき
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
フエライトの生成を抑制し、Ti2O3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
エ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Ｂの効果を得るためには、最低
0.0005％のＢ量が必要である。しかしＢ量が多す
ぎるとFe23（CB）6などの粗大な析出物がγ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（MnS）の形態を制御し、
低温靭性を向上（シヤルピー吸収エネルギーを増
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Ca量0.001％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
CaO、CaS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を害し、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
0.001〜0.005％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。 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。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−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損
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、フラツシユバツト溶接、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つ
ても、本発明の特徴を損なうものではない。 （実施例） 転炉−連続鋳造−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。 なおHAZ部の靭性は板厚1/2ｔから採取したシ
ヤ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HAZ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。 比較鋼において鋼８および鋼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HAZの組織が微細化されず、HAZ靭性が悪
い。鋼10、鋼11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、凝固冷速が遅
く、溶接部でのTiを含有する酸化物の個数が少
ないため、HAZの組織が微細化されずHAZ靭性
が悪い。鋼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。
【表】
【表】
＊ 単位 ppm
【表】
（発明の効果）
本発明により溶接部の低温靭性の優れた大径鋼
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。
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。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 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％、 Ｏ：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つ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〜
840／m2とし、Tiを含有する酸化物を50〜500
個／mm2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靱性の優れた
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
つ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350〜840／m2とし、Tiを含有
する酸化物を50〜500個／mm2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
低温靱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 JPH01150453A (ja) | 1989-06-13 |
| JPH0525580B2 true 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) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2950076B2 (ja) * | 1993-01-08 | 1999-09-20 | 住友金属工業株式会社 | 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 |
| JP2011246805A (ja) | 2010-04-30 | 2011-12-08 | Nippon Steel Corp | 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 |
| JP2011246804A (ja) | 2010-04-30 | 2011-12-08 | Nippon Steel Corp | 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 |
| KR101425761B1 (ko) * | 2010-11-22 | 2014-08-01 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 전자빔 용접 조인트 및 전자빔 용접용 강재와 그 제조 방법 |
-
1987
- 1987-12-08 JP JP30853487A patent/JPH01150453A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH01150453A (ja) | 1989-06-13 |
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