JPH07268467A - 高靭性耐サワー鋼管用ホットコイルの製造方法 - Google Patents
高靭性耐サワー鋼管用ホットコイルの製造方法Info
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- JPH07268467A JPH07268467A JP6167894A JP6167894A JPH07268467A JP H07268467 A JPH07268467 A JP H07268467A JP 6167894 A JP6167894 A JP 6167894A JP 6167894 A JP6167894 A JP 6167894A JP H07268467 A JPH07268467 A JP H07268467A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 優れた耐サワー性と良好な強度、靭性を有す
る鋼管用素材を経済的にかつ生産性よく製造する。 【構成】 耐サワー鋼管用鋼の成分からなり、凝固後Ａ
ｃ3 以上に加熱した構造用鋼の鋳片を適正な圧延条件に
て圧延後、制御冷却を行い所定の温度で巻取り、耐サワ
ー性と強度、靭性に優れた鋼管用素材を経済的にかつ生
産性よく製造する。 【効果】 強度、靭性に優れた鋼管用素材を高い生産性
の下で円滑に安定して製造する。
る鋼管用素材を経済的にかつ生産性よく製造する。 【構成】 耐サワー鋼管用鋼の成分からなり、凝固後Ａ
ｃ3 以上に加熱した構造用鋼の鋳片を適正な圧延条件に
て圧延後、制御冷却を行い所定の温度で巻取り、耐サワ
ー性と強度、靭性に優れた鋼管用素材を経済的にかつ生
産性よく製造する。 【効果】 強度、靭性に優れた鋼管用素材を高い生産性
の下で円滑に安定して製造する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明では、ラインパイプ用とし
て使用されるホットコイルに関し、特に寒冷地でしかも
硫化水素や二酸化炭素を含む湿潤環境（以下、サワー環
境という）において使用されるもの、耐水素誘起割れ性
及び低温靭性を著しく向上させようとするものである。
て使用されるホットコイルに関し、特に寒冷地でしかも
硫化水素や二酸化炭素を含む湿潤環境（以下、サワー環
境という）において使用されるもの、耐水素誘起割れ性
及び低温靭性を著しく向上させようとするものである。
【０００２】
【従来の技術】サワー環境において使用されるラインパ
イプ等の鋼材には、水素誘起割れ（以下、ＨＩＣとい
う）と称する割れが発生し、漏洩やバースト事故の原因
となる。ＨＩＣの発生機構は、サワー環境下で起こる鋼
材表面の腐食によって生じた原子状の水素が鋼材中に侵
入し、鋼材中のＭｎＳや硫化物系クラスター状の介在物
のような層状な広がりを持つ介在物の周りに集積して、
割れが生じるものと考えられている。
イプ等の鋼材には、水素誘起割れ（以下、ＨＩＣとい
う）と称する割れが発生し、漏洩やバースト事故の原因
となる。ＨＩＣの発生機構は、サワー環境下で起こる鋼
材表面の腐食によって生じた原子状の水素が鋼材中に侵
入し、鋼材中のＭｎＳや硫化物系クラスター状の介在物
のような層状な広がりを持つ介在物の周りに集積して、
割れが生じるものと考えられている。
【０００３】介在物を起点としたＨＩＣは、鋼材中の成
分、組織、硬さ等の不均質な部分に沿って伝播、成長す
る。この不均質部分は、特に鋳片の最終凝固部、つまり
均等冷却で凝固した連鋳製鋳片の中心部に相当する位置
（以下中心偏析帯という）に発生しやすい。この位置で
ＭｎＳのような介在物と中心偏析帯という不均質部分が
共存するため、最もＨＩＣを発生しやすい。さらに近年
では、天然資源の枯渇化に伴い、さらに硫化水素や炭酸
ガスの含有量が多いガス田の開発や、寒冷地での両特性
を有する鋼板の要求が高まっている。
分、組織、硬さ等の不均質な部分に沿って伝播、成長す
る。この不均質部分は、特に鋳片の最終凝固部、つまり
均等冷却で凝固した連鋳製鋳片の中心部に相当する位置
（以下中心偏析帯という）に発生しやすい。この位置で
ＭｎＳのような介在物と中心偏析帯という不均質部分が
共存するため、最もＨＩＣを発生しやすい。さらに近年
では、天然資源の枯渇化に伴い、さらに硫化水素や炭酸
ガスの含有量が多いガス田の開発や、寒冷地での両特性
を有する鋼板の要求が高まっている。
【０００４】以上のような耐ＨＩＣ鋼を製造するため
に、従来（１）鋼材表面の腐食を抑制するか、あるい
は、表面に安定皮膜を形成する元素であるＣｕ，Ｎｉ等
を添加して腐食に伴う鋼中への侵入水素を低減させる方
法、（２）Ｓ含有量の低減、またはＣａ，ＲＥＭ等の添
加により、ＭｎＳを減少、あるいは有害度の小さい球状
介在物に形態制御し、ＨＩＣの発生を抑制する方法で、
例えば、特公昭５７−１６１８４号公報、特公昭５７−
１４７４７号公報、特公昭５７−１４７４７号公報に示
されているＣａ添加法、（３）Ｃ，Ｍｎ，Ｐ等の含有量
を低減し、鋳片を均熱拡散処理して、中心偏析帯の濃縮
した成分を希釈し、ＨＩＣの伝播、成長を抑制する方法
で、例えば、特開昭５８−２２１２６１号公報、特公昭
５５−４９１２９号公報に示されている方法、（４）適
切な熱延方法により鋼材の組織や硬さを均一化し、ＨＩ
Ｃの伝播、成長を抑制する方法で、例えば特開昭５７−
４７８２７号公報に開示されている。
に、従来（１）鋼材表面の腐食を抑制するか、あるい
は、表面に安定皮膜を形成する元素であるＣｕ，Ｎｉ等
を添加して腐食に伴う鋼中への侵入水素を低減させる方
法、（２）Ｓ含有量の低減、またはＣａ，ＲＥＭ等の添
加により、ＭｎＳを減少、あるいは有害度の小さい球状
介在物に形態制御し、ＨＩＣの発生を抑制する方法で、
例えば、特公昭５７−１６１８４号公報、特公昭５７−
１４７４７号公報、特公昭５７−１４７４７号公報に示
されているＣａ添加法、（３）Ｃ，Ｍｎ，Ｐ等の含有量
を低減し、鋳片を均熱拡散処理して、中心偏析帯の濃縮
した成分を希釈し、ＨＩＣの伝播、成長を抑制する方法
で、例えば、特開昭５８−２２１２６１号公報、特公昭
５５−４９１２９号公報に示されている方法、（４）適
切な熱延方法により鋼材の組織や硬さを均一化し、ＨＩ
Ｃの伝播、成長を抑制する方法で、例えば特開昭５７−
４７８２７号公報に開示されている。
【０００５】また、寒冷地の低温で使用されるので優れ
た靭性を有することも必要であり、その有効な手段とし
て結晶粒制御による靭性の向上技術がある。低温靭性を
向上させるためには変態後のフェライト粒径を微細化す
ることが有効であり、そのために変態前のオーステナイ
ト粒を細粒化させることが有効なことは知られている。
その方法としては多数の提案があり、例えば、特開昭５
９−４７３２３号公報記載のように低温で加熱し、未再
結晶域での加工量を大きくする方法がある。
た靭性を有することも必要であり、その有効な手段とし
て結晶粒制御による靭性の向上技術がある。低温靭性を
向上させるためには変態後のフェライト粒径を微細化す
ることが有効であり、そのために変態前のオーステナイ
ト粒を細粒化させることが有効なことは知られている。
その方法としては多数の提案があり、例えば、特開昭５
９−４７３２３号公報記載のように低温で加熱し、未再
結晶域での加工量を大きくする方法がある。
【０００６】また従来から鋼材の細粒化には特開昭５８
−１９４３１号公報に開示されているようにＮｉやＮｂ
等の合金元素を使用し、これにより母材の靭性をシャル
ピー衝撃試験で−５０℃から−７０℃のｖＴｒｓ値を得
ている。また、特公昭６０−１６９５１６号公報に溶接
部靭性のすぐれた低温用鋼の製造法がある。この方法で
は、１２５０〜１３５０℃に６０分以上加熱して放冷も
しくは圧延してＡｒ3変態点以下の温度に冷却し、再び
９００〜１１５０℃に加熱して８００℃以下の圧下率が
３０％以上の圧延を行って３００℃以下までを１０〜５
０℃／秒で冷却し、しかる後４００〜６５０℃に加熱し
て焼き戻す方法もある。また、これらの方法を改善する
方法として、特開平１−１４６６８号公報記載のように
高温加熱処理を省略した方法がある。
−１９４３１号公報に開示されているようにＮｉやＮｂ
等の合金元素を使用し、これにより母材の靭性をシャル
ピー衝撃試験で−５０℃から−７０℃のｖＴｒｓ値を得
ている。また、特公昭６０−１６９５１６号公報に溶接
部靭性のすぐれた低温用鋼の製造法がある。この方法で
は、１２５０〜１３５０℃に６０分以上加熱して放冷も
しくは圧延してＡｒ3変態点以下の温度に冷却し、再び
９００〜１１５０℃に加熱して８００℃以下の圧下率が
３０％以上の圧延を行って３００℃以下までを１０〜５
０℃／秒で冷却し、しかる後４００〜６５０℃に加熱し
て焼き戻す方法もある。また、これらの方法を改善する
方法として、特開平１−１４６６８号公報記載のように
高温加熱処理を省略した方法がある。
【０００７】しかしながら、前記した提案は何れも実用
時に次に述べる様々な問題を内在しており、それぞれに
改善が待たれている。特開昭５９−４７３２３号公報の
提案のように低温で加熱し、未再結晶域での加工量を大
きくし、かつ制御冷却を必須とし、圧延後の急冷により
微細なフェライト及びマルテンサイトとする方法は、他
のスラブの加熱温度と対象のスラブの加熱温度が異なる
ため、この前後で加熱操業条件を調整する時間が必要と
なる。また、加熱効率の大幅な低下が避けられず、さら
には未再結晶域での加工量を大きくするため、制御圧延
時の温度待ち時間が極めて長くなり、圧延効率の低下、
再加熱、及び制御冷却に伴うコスト上昇を招き、生産性
の向上を追求している現状における問題が多い。
時に次に述べる様々な問題を内在しており、それぞれに
改善が待たれている。特開昭５９−４７３２３号公報の
提案のように低温で加熱し、未再結晶域での加工量を大
きくし、かつ制御冷却を必須とし、圧延後の急冷により
微細なフェライト及びマルテンサイトとする方法は、他
のスラブの加熱温度と対象のスラブの加熱温度が異なる
ため、この前後で加熱操業条件を調整する時間が必要と
なる。また、加熱効率の大幅な低下が避けられず、さら
には未再結晶域での加工量を大きくするため、制御圧延
時の温度待ち時間が極めて長くなり、圧延効率の低下、
再加熱、及び制御冷却に伴うコスト上昇を招き、生産性
の向上を追求している現状における問題が多い。
【０００８】また特開昭５８−１９４３１号公報にアレ
スト特性に優れた高張力鋼は、Ｎｉ及びＮｂに加えて、
圧延後再加熱して完全にオーステナイト化することを必
須としており、再加熱に伴う付帯設備、コスト上昇及び
生産性の低下が避けられない。さらにＮｉやＮｂは高価
な合金成分であり、その添加は鋼材のコストを著しく上
昇させる。それにも拘らず母材の靭性を示すシャルピー
衝撃試験でのｖＴｒｓは−５０℃から−７０℃レベルで
しかない。
スト特性に優れた高張力鋼は、Ｎｉ及びＮｂに加えて、
圧延後再加熱して完全にオーステナイト化することを必
須としており、再加熱に伴う付帯設備、コスト上昇及び
生産性の低下が避けられない。さらにＮｉやＮｂは高価
な合金成分であり、その添加は鋼材のコストを著しく上
昇させる。それにも拘らず母材の靭性を示すシャルピー
衝撃試験でのｖＴｒｓは−５０℃から−７０℃レベルで
しかない。
【０００９】また、特公昭６０−１６９５１６号公報に
開示された方法は、靭性を確保するために高温での加熱
処理に加え、再加熱後８００℃以下での圧下を必須とし
ており、これによる生産性の低下は著しい。また、特開
平１−１４６６８号公報の方法は、靭性を確保する偏析
拡散のために１２５０℃以上の温度に加熱後、再結晶終
了温度からＡｒ3 点温度までに圧下量５０％以上の未再
結晶域での圧延を必須としているため、所定の温度域ま
で冷却するまでの温度待ち時間の増大、特に厚手材にな
ると圧延ton/hrの低下、さらに温度低下による圧延原単
位の低下により経済性が大きく失われる。
開示された方法は、靭性を確保するために高温での加熱
処理に加え、再加熱後８００℃以下での圧下を必須とし
ており、これによる生産性の低下は著しい。また、特開
平１−１４６６８号公報の方法は、靭性を確保する偏析
拡散のために１２５０℃以上の温度に加熱後、再結晶終
了温度からＡｒ3 点温度までに圧下量５０％以上の未再
結晶域での圧延を必須としているため、所定の温度域ま
で冷却するまでの温度待ち時間の増大、特に厚手材にな
ると圧延ton/hrの低下、さらに温度低下による圧延原単
位の低下により経済性が大きく失われる。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記した従来
の製造方法の欠点を解消して、圧延能率を低下させず
に、耐ＨＩＣ特性、強度、靭性の優れた鋼管用素材を生
産性よく、かつ経済的に製造する方法を提供することを
課題とするものである。
の製造方法の欠点を解消して、圧延能率を低下させず
に、耐ＨＩＣ特性、強度、靭性の優れた鋼管用素材を生
産性よく、かつ経済的に製造する方法を提供することを
課題とするものである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は次の通り
である。 （１）重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：
０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、
Ａl:０．００５〜０．１０％、Ｐ：≦０．００６％、
Ｓ：≦０．０００９％、Ｃａ：０．００２０〜０．００
６０％、さらにＮｉ：≦０．６０％、Ｃｕ：≦０．６０
％、Ｃｒ：≦１．００％、Ｍｏ：≦０．６０％、Ｎｂ：
≦０．１０％、Ｖ：≦０．１０％、Ｚｒ：≦０．１０
％、Ｔｉ：≦０．１０％のうち１種または２種以上を含
み、残部が鉄及び不純物よりなる連鋳製スラブを９５０
℃以下で１０％以上５０％以下の圧下を行い、引続き表
面の冷却速度が２℃／秒以上で表面温度がＡｒ3 以下の
温度になるまで冷却し、２５０秒未満の復熱後、未再結
晶域にて５０％以上の圧延を行い、７２０〜８２０℃の
範囲で圧延を終了し、引続いて平均冷却速度５〜３０℃
／秒で冷却した後、４００〜６００℃の範囲で巻取る。
である。 （１）重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：
０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、
Ａl:０．００５〜０．１０％、Ｐ：≦０．００６％、
Ｓ：≦０．０００９％、Ｃａ：０．００２０〜０．００
６０％、さらにＮｉ：≦０．６０％、Ｃｕ：≦０．６０
％、Ｃｒ：≦１．００％、Ｍｏ：≦０．６０％、Ｎｂ：
≦０．１０％、Ｖ：≦０．１０％、Ｚｒ：≦０．１０
％、Ｔｉ：≦０．１０％のうち１種または２種以上を含
み、残部が鉄及び不純物よりなる連鋳製スラブを９５０
℃以下で１０％以上５０％以下の圧下を行い、引続き表
面の冷却速度が２℃／秒以上で表面温度がＡｒ3 以下の
温度になるまで冷却し、２５０秒未満の復熱後、未再結
晶域にて５０％以上の圧延を行い、７２０〜８２０℃の
範囲で圧延を終了し、引続いて平均冷却速度５〜３０℃
／秒で冷却した後、４００〜６００℃の範囲で巻取る。
【００１２】（２）重量％で、Ｃ：０．０５〜０．１２
％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：０．５０〜
１．２０％、Ａl:０．００５〜０．１０％、Ｐ：≦０．
００６％、Ｓ：≦０．０００９％、Ｃａ：０．００２０
〜０．００６０％、さらにＮｉ：≦０．６０％、Ｃｕ：
≦０．６０％、Ｃｒ：≦１．００％、Ｍｏ：≦０．６０
％、Ｎｂ：≦０．１０％、Ｖ：≦０．１０％、Ｚｒ：≦
０．１０％、Ｔｉ：≦０．１０％のうち１種または２種
以上を含み、残部が鉄及び不純物よりなる連鋳製スラブ
を１２００℃以下のオーステナイト域で断面減少率２０
％以上の熱間加工を施し、その後スラブの中心温度を１
１００〜１２５０℃で３０分以上、２時間未満保定した
後、９５０℃以下で１０％以上５０％以下の圧下を行
い、引続き表面の冷却速度が２℃／秒以上で表面温度が
Ａｒ3 以下の温度になるまで冷却し、２５０秒未満の復
熱後、未再結晶域にて５０％以上の圧延を行い、７２０
〜８２０℃の範囲で圧延を終了し、引続いて、平均冷却
速度５〜３０℃／秒で冷却した後、４００〜６００℃の
範囲で巻取る。
％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：０．５０〜
１．２０％、Ａl:０．００５〜０．１０％、Ｐ：≦０．
００６％、Ｓ：≦０．０００９％、Ｃａ：０．００２０
〜０．００６０％、さらにＮｉ：≦０．６０％、Ｃｕ：
≦０．６０％、Ｃｒ：≦１．００％、Ｍｏ：≦０．６０
％、Ｎｂ：≦０．１０％、Ｖ：≦０．１０％、Ｚｒ：≦
０．１０％、Ｔｉ：≦０．１０％のうち１種または２種
以上を含み、残部が鉄及び不純物よりなる連鋳製スラブ
を１２００℃以下のオーステナイト域で断面減少率２０
％以上の熱間加工を施し、その後スラブの中心温度を１
１００〜１２５０℃で３０分以上、２時間未満保定した
後、９５０℃以下で１０％以上５０％以下の圧下を行
い、引続き表面の冷却速度が２℃／秒以上で表面温度が
Ａｒ3 以下の温度になるまで冷却し、２５０秒未満の復
熱後、未再結晶域にて５０％以上の圧延を行い、７２０
〜８２０℃の範囲で圧延を終了し、引続いて、平均冷却
速度５〜３０℃／秒で冷却した後、４００〜６００℃の
範囲で巻取る。
【００１３】
【作用】本発明が対象としている鋼管用鋼材は、次記す
るように、通常の溶接構造用鋼が所要の材質を得るため
に、従来から当業分野での活用で確認されている作用・
効果の関係を基に定めている添加元素の種類と量を同様
に使用して、同等の作用と効果が得られる。従って、こ
れ等を含む鋼を本発明は対象鋼とするものである。これ
等の各成分元素につきその添加理由と量を以下に示す。
Ｃは、強度元素として重要な元素であるが、０．１２％
を超えると靭性を劣化させ、０．０５％未満では必要な
強度を確保することができないだけでなく、現地で溶接
での高温割れが発生しやすくなるため、０．０５〜０．
１２％とした。
るように、通常の溶接構造用鋼が所要の材質を得るため
に、従来から当業分野での活用で確認されている作用・
効果の関係を基に定めている添加元素の種類と量を同様
に使用して、同等の作用と効果が得られる。従って、こ
れ等を含む鋼を本発明は対象鋼とするものである。これ
等の各成分元素につきその添加理由と量を以下に示す。
Ｃは、強度元素として重要な元素であるが、０．１２％
を超えると靭性を劣化させ、０．０５％未満では必要な
強度を確保することができないだけでなく、現地で溶接
での高温割れが発生しやすくなるため、０．０５〜０．
１２％とした。
【００１４】Ｓｉは溶鋼の脱酸元素として必要であり、
また強度増加元素として添加するが、０．１％未満では
脱酸効果が不十分であり、０．４％を超えて添加する
と、靭性を劣化させるために０．１０〜０．４０％とし
た。Ｍｎも脱酸成分元素として必要であり、Ｃと同様に
向上させるために重要な元素であり、０．５％未満では
必要な強度を確保することができず、１．２０％を超え
ると、耐ＨＩＣ性を劣化させるために０．５０〜１．２
０％とした。
また強度増加元素として添加するが、０．１％未満では
脱酸効果が不十分であり、０．４％を超えて添加する
と、靭性を劣化させるために０．１０〜０．４０％とし
た。Ｍｎも脱酸成分元素として必要であり、Ｃと同様に
向上させるために重要な元素であり、０．５％未満では
必要な強度を確保することができず、１．２０％を超え
ると、耐ＨＩＣ性を劣化させるために０．５０〜１．２
０％とした。
【００１５】Ａｌは脱酸上必要であり、結晶粒の粗大化
防止の効果もある。０．００５％未満では脱酸の効果が
なく、０．１０％を超すと靭性を劣化させるために０．
００５〜０．１０％とした。Ｓは耐ＨＩＣ特性に影響を
及ぼす元素である。Ｓを０．００９％を超えて添加する
と耐ＨＩＣ特性に悪影響を及ぼす。すなわち靭性を向上
させるための圧延の熱間加工終了温度の低下に伴い悪化
するため、熱間加工終了温度依存性が見られないように
上限範囲を０．０００９％とした。
防止の効果もある。０．００５％未満では脱酸の効果が
なく、０．１０％を超すと靭性を劣化させるために０．
００５〜０．１０％とした。Ｓは耐ＨＩＣ特性に影響を
及ぼす元素である。Ｓを０．００９％を超えて添加する
と耐ＨＩＣ特性に悪影響を及ぼす。すなわち靭性を向上
させるための圧延の熱間加工終了温度の低下に伴い悪化
するため、熱間加工終了温度依存性が見られないように
上限範囲を０．０００９％とした。
【００１６】後述する冷却速度及び巻取り温度による組
織制御を行っても、偏析が大きい場合には偏析部が硬く
なり、ＨＩＣが伝播、成長する。しかし、中心偏析帯の
硬化組織を少なくするために溶鋼のＰ含有量をＰ≦０．
００６％とすると、ｐＨ４．０未満の厳しいサワー環境
で、ＨＩＣの伝播、成長を防止できることを見いだし
た。さらに、連鋳製スラブを１２００℃以下のオーステ
ナイト域で、断面減少率２０％以上の熱間加工を行うこ
とにより、Ｐの拡散係数が増加するため、１１００〜１
２５０℃で３０分以上２時間未満という比較的低温短時
間の均熱でもＰ偏析の拡散効果が得られるため、この工
程を加えることにより、Ｐの上限を０．０１０％まで引
き上げられる。
織制御を行っても、偏析が大きい場合には偏析部が硬く
なり、ＨＩＣが伝播、成長する。しかし、中心偏析帯の
硬化組織を少なくするために溶鋼のＰ含有量をＰ≦０．
００６％とすると、ｐＨ４．０未満の厳しいサワー環境
で、ＨＩＣの伝播、成長を防止できることを見いだし
た。さらに、連鋳製スラブを１２００℃以下のオーステ
ナイト域で、断面減少率２０％以上の熱間加工を行うこ
とにより、Ｐの拡散係数が増加するため、１１００〜１
２５０℃で３０分以上２時間未満という比較的低温短時
間の均熱でもＰ偏析の拡散効果が得られるため、この工
程を加えることにより、Ｐの上限を０．０１０％まで引
き上げられる。
【００１７】Ｃａは、Ａｌ2 Ｏ3 を形態制御して大型化
し、ＭｎＳを球状無害化するために加えるが、０．００
２０％以下ではその効果がなく、０．００６０％を超え
ると、Ｃａ系のクラスター状介在物を形成し耐ＨＩＣ性
を劣化させるため０．００２０〜０．００６０％とし
た。Ｎｉは耐食性の向上、強度の増加、靭性の向上に有
効であるが、０．６％を超えると局部腐食が増大するた
め、０．６％以下とした。
し、ＭｎＳを球状無害化するために加えるが、０．００
２０％以下ではその効果がなく、０．００６０％を超え
ると、Ｃａ系のクラスター状介在物を形成し耐ＨＩＣ性
を劣化させるため０．００２０〜０．００６０％とし
た。Ｎｉは耐食性の向上、強度の増加、靭性の向上に有
効であるが、０．６％を超えると局部腐食が増大するた
め、０．６％以下とした。
【００１８】Ｃｕは耐食性の向上、強度の増加に有効で
あるが、０．６％を超えると圧延欠陥を生じやすいた
め、０．６％以下とした。Ｃｒは、耐ＨＩＣ性及び靭性
を劣化させず強度を増加させることができるが、１．０
０％を超えると靭性を劣化させるために１．００％以下
とした。Ｍｏは焼き入れ性、強度の向上に効果がある
が、０．６０％を超えて添加すると靭性の劣化を招くの
で０．６０％を上限とした。Ｎｂ，Ｖ及びＺｒは、Ｍｏ
と同様な効果があるが、０．１０％を超えると靭性の劣
化を招くために０．１０％を上限とした。Ｔｉは、溶接
熱影響部の靭性向上に効果があるが、０．１０％を超え
ると逆に靭性を劣化させるために０．１０％を上限とし
た。
あるが、０．６％を超えると圧延欠陥を生じやすいた
め、０．６％以下とした。Ｃｒは、耐ＨＩＣ性及び靭性
を劣化させず強度を増加させることができるが、１．０
０％を超えると靭性を劣化させるために１．００％以下
とした。Ｍｏは焼き入れ性、強度の向上に効果がある
が、０．６０％を超えて添加すると靭性の劣化を招くの
で０．６０％を上限とした。Ｎｂ，Ｖ及びＺｒは、Ｍｏ
と同様な効果があるが、０．１０％を超えると靭性の劣
化を招くために０．１０％を上限とした。Ｔｉは、溶接
熱影響部の靭性向上に効果があるが、０．１０％を超え
ると逆に靭性を劣化させるために０．１０％を上限とし
た。
【００１９】本発明者らは、前記従来技術が有する問題
を解決すると共に、本発明の課題を達成するため本発明
に規定する化学成分を有する一般的な鋼を用いて種々実
験検討を繰り返した。圧延調整のための滞留・待機、さ
らには低温域での再加熱圧延等を用いることなく、従来
技術で得られていたものよりも同等もしくはそれ以上の
強度、靭性を得る方法を確立するため、検討を繰り返し
た。
を解決すると共に、本発明の課題を達成するため本発明
に規定する化学成分を有する一般的な鋼を用いて種々実
験検討を繰り返した。圧延調整のための滞留・待機、さ
らには低温域での再加熱圧延等を用いることなく、従来
技術で得られていたものよりも同等もしくはそれ以上の
強度、靭性を得る方法を確立するため、検討を繰り返し
た。
【００２０】熱間圧延条件は変態前のオーステナイト粒
の微細化及び加工による歪の蓄積を図り、変態組織を微
細化するために、９５０℃以下での圧下率を１０〜５０
％とする。９５０℃以下の圧下率で限定したのは再結晶
オーステナイト粒径や未再結晶オーステナイト粒中への
歪蓄積の効果が９５０℃以下の熱間圧延で顕著になるた
めである。９５０℃以下での圧下率が１０％未満である
と圧延の効果が不十分であるため下限を１０％とした。
圧下率をさらに増加すれば仕上げ圧延前の組織微細化に
は有利であるが、この圧下率が大きすぎると、その後の
仕上げ圧延においてフェライトの微細化に十分な圧下量
が確保できなくなる場合が生じるため、最終的な表層部
の組織微細化に適正な圧下率として基礎実験の結果に基
づいて決定し、５０％とした。
の微細化及び加工による歪の蓄積を図り、変態組織を微
細化するために、９５０℃以下での圧下率を１０〜５０
％とする。９５０℃以下の圧下率で限定したのは再結晶
オーステナイト粒径や未再結晶オーステナイト粒中への
歪蓄積の効果が９５０℃以下の熱間圧延で顕著になるた
めである。９５０℃以下での圧下率が１０％未満である
と圧延の効果が不十分であるため下限を１０％とした。
圧下率をさらに増加すれば仕上げ圧延前の組織微細化に
は有利であるが、この圧下率が大きすぎると、その後の
仕上げ圧延においてフェライトの微細化に十分な圧下量
が確保できなくなる場合が生じるため、最終的な表層部
の組織微細化に適正な圧下率として基礎実験の結果に基
づいて決定し、５０％とした。
【００２１】上記の条件で十分オーステナイト粒の微細
化を施した上で、微細化したオーステナイトの粒成長を
抑制すること、さらに粗圧延から仕上げ圧延の間での膨
大な温度待ち時間を短縮するための条件検討を行った。
その結果、冷却速度は２℃／秒以上でＡｒ3 点以下まで
冷却する必要がある。冷却速度が２℃／秒未満であると
これは熱間圧延により微細化したオーステナイトの粒成
長制御効果が十分に発揮されないこと、さらに冷却停止
温度がＡｒ3 以上であると温度待ち時間が発生し、実質
的なメリットを享受できない。また、復熱時間は２５０
秒未満とし、その理由は仕上げ圧延の温度確保と実質的
な生産性向上のためである。また、低温靭性を確保する
ために未再結晶域での圧下率を５０％以上とした。
化を施した上で、微細化したオーステナイトの粒成長を
抑制すること、さらに粗圧延から仕上げ圧延の間での膨
大な温度待ち時間を短縮するための条件検討を行った。
その結果、冷却速度は２℃／秒以上でＡｒ3 点以下まで
冷却する必要がある。冷却速度が２℃／秒未満であると
これは熱間圧延により微細化したオーステナイトの粒成
長制御効果が十分に発揮されないこと、さらに冷却停止
温度がＡｒ3 以上であると温度待ち時間が発生し、実質
的なメリットを享受できない。また、復熱時間は２５０
秒未満とし、その理由は仕上げ圧延の温度確保と実質的
な生産性向上のためである。また、低温靭性を確保する
ために未再結晶域での圧下率を５０％以上とした。
【００２２】最終加工温度が８２０℃以上であると低温
靭性が悪く、低温靭性を確保するために圧延仕上げ温度
は７２０〜８２０℃とした。平均冷却速度は５〜３０℃
／秒とする。平均冷却速度が５℃／秒未満ではフェライ
ト・パーライトの２相分離が進むため、中心偏析部でフ
ェライト・パーライトのバンド状組織が形成されやす
く、３０℃／秒超では硬化したベイナイト状の組織が形
成されやすく、耐ＨＩＣ性が劣化するために、５〜３０
℃／秒とした。
靭性が悪く、低温靭性を確保するために圧延仕上げ温度
は７２０〜８２０℃とした。平均冷却速度は５〜３０℃
／秒とする。平均冷却速度が５℃／秒未満ではフェライ
ト・パーライトの２相分離が進むため、中心偏析部でフ
ェライト・パーライトのバンド状組織が形成されやす
く、３０℃／秒超では硬化したベイナイト状の組織が形
成されやすく、耐ＨＩＣ性が劣化するために、５〜３０
℃／秒とした。
【００２３】巻取り温度は４００〜６００℃とする。ホ
ットコイルは巻取り工程があるため厚板に比べて水冷停
止温後の冷却速度が極端に低い。そのため、Ａｒ1 変態
点以上の温度で巻取ると、フェライト・パーライトの２
相分離が進み、フェライト・パーライトのバンド状組織
が形成される。特に中心偏析帯ではこの傾向が著しいた
め、耐ＨＩＣ性が劣化する。従って、巻取り温度の上限
はＡｒ1 変態が完了している６００℃とした。さらに、
巻取りが４００℃未満の領域では平均冷却速度が３０℃
／秒超の場合と同様に、硬化したベイナイト状組織を形
成しやすく耐ＨＩＣ特性が劣化する。以上より巻取り温
度は４００〜６００℃とした。
ットコイルは巻取り工程があるため厚板に比べて水冷停
止温後の冷却速度が極端に低い。そのため、Ａｒ1 変態
点以上の温度で巻取ると、フェライト・パーライトの２
相分離が進み、フェライト・パーライトのバンド状組織
が形成される。特に中心偏析帯ではこの傾向が著しいた
め、耐ＨＩＣ性が劣化する。従って、巻取り温度の上限
はＡｒ1 変態が完了している６００℃とした。さらに、
巻取りが４００℃未満の領域では平均冷却速度が３０℃
／秒超の場合と同様に、硬化したベイナイト状組織を形
成しやすく耐ＨＩＣ特性が劣化する。以上より巻取り温
度は４００〜６００℃とした。
【００２４】以上の理由により限定された化学成分を有
し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を９５０
℃以下で１０％以上５０％以下の圧下を行い、引続き表
面の冷却速度が２℃／秒以上で表面温度がＡｒ3 以下の
温度になるまで冷却し、２５０秒未満の復熱後未再結晶
域にて５０％以上の圧延を行い、７２０〜８２０℃の範
囲で圧延を終了し、引続いて、平均冷却速度５〜３０℃
／秒で冷却した後、４００〜６００℃の範囲で巻取るこ
とにより耐ＨＩＣ性と、低温靭性の両特性が優れたホッ
トコイルの製造を可能とした。
し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を９５０
℃以下で１０％以上５０％以下の圧下を行い、引続き表
面の冷却速度が２℃／秒以上で表面温度がＡｒ3 以下の
温度になるまで冷却し、２５０秒未満の復熱後未再結晶
域にて５０％以上の圧延を行い、７２０〜８２０℃の範
囲で圧延を終了し、引続いて、平均冷却速度５〜３０℃
／秒で冷却した後、４００〜６００℃の範囲で巻取るこ
とにより耐ＨＩＣ性と、低温靭性の両特性が優れたホッ
トコイルの製造を可能とした。
【００２５】
【実施例】本発明者らは、耐ＨＩＣ性に及ぼすＳ，Ｐ及
び圧延条件の影響を明らかにするため、Ｓ及びＰ含有量
を変えた鋼を用い、実験を行った。試料は全て連続鋳造
法により鋳造し、Ｃａは粒状合金をタンデッシュに連続
添加する方法により行った。次に、このように製造した
スラブをホットコイルとして得た板を用いて、耐ＨＩＣ
性評価試験を行った。
び圧延条件の影響を明らかにするため、Ｓ及びＰ含有量
を変えた鋼を用い、実験を行った。試料は全て連続鋳造
法により鋳造し、Ｃａは粒状合金をタンデッシュに連続
添加する方法により行った。次に、このように製造した
スラブをホットコイルとして得た板を用いて、耐ＨＩＣ
性評価試験を行った。
【００２６】耐ＨＩＣ性評価試験はいわゆるＢＰ試験法
に準拠した方法で行った。すなわち、試料をＮＡＣＥ液
（０．５％酢酸−５％塩化ナトリウム溶液に、Ｈ2 Ｓを
飽和させた溶液でｐＨは約３．８）中に９６時間浸漬し
た。ＨＩＣ発生の有無は、浸漬を完了した試験片をＵＳ
Ｔで探傷することにより、試験片表面に対する欠陥の割
合（以下ＣＡＲ）で評価した。
に準拠した方法で行った。すなわち、試料をＮＡＣＥ液
（０．５％酢酸−５％塩化ナトリウム溶液に、Ｈ2 Ｓを
飽和させた溶液でｐＨは約３．８）中に９６時間浸漬し
た。ＨＩＣ発生の有無は、浸漬を完了した試験片をＵＳ
Ｔで探傷することにより、試験片表面に対する欠陥の割
合（以下ＣＡＲ）で評価した。
【００２７】表１に供試鋼の化学成分を示す。鋼Ａ，
Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈが本発明鋼でＩ，Ｊ，Ｋが
比較鋼である。
Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈが本発明鋼でＩ，Ｊ，Ｋが
比較鋼である。
【００２８】
【表１】
【００２９】表２に製造条件と材質、耐ＨＩＣ特性調査
結果を示す。本発明例のNo．１〜１６は耐ＨＩＣ特性、
低温靭性とも良好で温度待ちもなく、生産性も良好であ
った。これに対して、比較例No．１７〜３２はそれぞれ
に問題がある。No．１７〜１９，２１は成分が本発明の
範囲外であり、No．１７は圧延前の処理を実施していな
いので、いずれも耐ＨＩＣ特性に問題があった。No．２
０は圧延前の処理の条件が満足できていないので、耐Ｈ
ＩＣ特性に問題があった。No．２０〜３０は圧延条件も
しくは圧延後の冷却条件が満足せず、靭性あるいは耐Ｈ
ＩＣ特性が所定の値を満足しなかった。No．３１〜３３
は、圧延の途中で冷却を実施していないために生産性が
著しく劣化した。
結果を示す。本発明例のNo．１〜１６は耐ＨＩＣ特性、
低温靭性とも良好で温度待ちもなく、生産性も良好であ
った。これに対して、比較例No．１７〜３２はそれぞれ
に問題がある。No．１７〜１９，２１は成分が本発明の
範囲外であり、No．１７は圧延前の処理を実施していな
いので、いずれも耐ＨＩＣ特性に問題があった。No．２
０は圧延前の処理の条件が満足できていないので、耐Ｈ
ＩＣ特性に問題があった。No．２０〜３０は圧延条件も
しくは圧延後の冷却条件が満足せず、靭性あるいは耐Ｈ
ＩＣ特性が所定の値を満足しなかった。No．３１〜３３
は、圧延の途中で冷却を実施していないために生産性が
著しく劣化した。
【００３０】
【表２】
【００３１】
【表３】
【００３２】
【表４】
【００３３】
【表５】
【００３４】※耐ＨＩＣ性評価試験：◎ 試料をＮＡＣＥ液（０．５％酢酸−５％塩化ナトリウム
溶液に、Ｈ2 Ｓを飽和させ溶液でｐＨは約３．８）中に
９６時間浸漬し、ＨＩＣ発生の有無は、浸漬を完了した
試験片をＵＳＴで探傷することにより、試験片表面に対
する欠陥の割合（以下ＣＡＲ）で評価した。評価基準は
○を割れなし、×を割れありで示した。 注１）１１７０℃で２５％圧下後、１１６０℃で４５分
保定。 注２）１１５０℃で３０％圧下後、１１２０℃で２０分
保定。
溶液に、Ｈ2 Ｓを飽和させ溶液でｐＨは約３．８）中に
９６時間浸漬し、ＨＩＣ発生の有無は、浸漬を完了した
試験片をＵＳＴで探傷することにより、試験片表面に対
する欠陥の割合（以下ＣＡＲ）で評価した。評価基準は
○を割れなし、×を割れありで示した。 注１）１１７０℃で２５％圧下後、１１６０℃で４５分
保定。 注２）１１５０℃で３０％圧下後、１１２０℃で２０分
保定。
【００３５】
【発明の効果】本発明により、ｐＨ４．０未満の厳しい
サワー環境での耐ＨＩＣ特性と、低温靭性の両特性に優
れたホットコイルが製造でき、寒冷地のサワー環境でＨ
ＩＣの発生及び低温脆性破壊によるバースト事故が発生
しないラインパイプの製造が可能である。
サワー環境での耐ＨＩＣ特性と、低温靭性の両特性に優
れたホットコイルが製造でき、寒冷地のサワー環境でＨ
ＩＣの発生及び低温脆性破壊によるバースト事故が発生
しないラインパイプの製造が可能である。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０５〜０．１２％、 Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、 Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１０％、 Ｐ ：≦０．００６％、 Ｓ ：≦０．０００９％、 Ｃａ：０．００２０〜０．００６０％ さらに Ｎｉ：≦０．６０％、 Ｃｕ：≦０．６０％、 Ｃｒ：≦１．００％、 Ｍｏ：≦０．６０％、 Ｎｂ：≦０．１０％、 Ｖ ：≦０．１０％、 Ｚｒ：≦０．１０％、 Ｔｉ：≦０．１０％ のうち１種または２種以上を含み、残部が鉄及び不純物
よりなる連鋳製スラブを９５０℃以下で１０％以上５０
％以下の圧下を行い、引続き表面の冷却速度が２℃／秒
以上で表面温度がＡｒ3 以下の温度になるまで冷却し、
２５０秒未満の復熱後、未再結晶域にて５０％以上の圧
延を行い、７２０〜８２０℃の範囲で圧延を終了し、引
続いて平均冷却速度５〜３０℃／秒で冷却した後、４０
０〜６００℃の範囲で巻取ることを特徴とする高靭性耐
サワー鋼管用ホットコイルの製造方法。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ ：０．０５〜０．１２％、 Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、 Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１０％、 Ｐ ：≦０．００６％、 Ｓ ：≦０．０００９％、 Ｃａ：０．００２０〜０．００６０％ さらに Ｎｉ：≦０．６０％、 Ｃｕ：≦０．６０％、 Ｃｒ：≦１．００％、 Ｍｏ：≦０．６０％、 Ｎｂ：≦０．１０％、 Ｖ ：≦０．１０％、 Ｚｒ：≦０．１０％、 Ｔｉ：≦０．１０％ のうち１種または２種以上を含み、残部が鉄及び不純物
よりなる連鋳製スラブを１２００℃以下のオーステナイ
ト域で断面減少率２０％以上の熱間加工を施し、その後
スラブの中心温度を１１００〜１２５０℃で３０分以
上、２時間未満保定した後、９５０℃以下で１０％以上
５０％以下の圧下を行い、引続き表面の冷却速度が２℃
／秒以上で表面温度がＡｒ3 以下の温度になるまで冷却
し、２５０秒未満の復熱後未再結晶域にて５０％以上の
圧延を行い、７２０〜８２０℃の範囲で圧延を終了し、
引続いて、平均冷却速度５〜３０℃／秒で冷却した後、
４００〜６００℃の範囲で巻取ることを特徴とする高靭
性耐サワー鋼管用ホットコイルの製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6167894A JPH07268467A (ja) | 1994-03-30 | 1994-03-30 | 高靭性耐サワー鋼管用ホットコイルの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6167894A JPH07268467A (ja) | 1994-03-30 | 1994-03-30 | 高靭性耐サワー鋼管用ホットコイルの製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07268467A true JPH07268467A (ja) | 1995-10-17 |
Family
ID=13178165
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6167894A Withdrawn JPH07268467A (ja) | 1994-03-30 | 1994-03-30 | 高靭性耐サワー鋼管用ホットコイルの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07268467A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009174020A (ja) * | 2008-01-25 | 2009-08-06 | Jfe Steel Corp | 延性亀裂伝播特性および耐サワー性に優れる熱延鋼板の製造方法 |
| KR101105128B1 (ko) * | 2004-12-22 | 2012-01-16 | 주식회사 포스코 | 인성이 우수한 고강도 라인파이프용 후물광폭 강판의 제조법 |
| CN102796968A (zh) * | 2012-09-07 | 2012-11-28 | 宝鼎重工股份有限公司 | 髙抗蠕变低温高韧性桥梁用铸钢材料及制备方法 |
| KR20160074823A (ko) * | 2014-12-18 | 2016-06-29 | 주식회사 포스코 | 고강도, 고연신률 및 고인성을 갖는 유정관용 열연강판, 이의 제조 방법 및 이에 의해 제조된 고강도 강관 및 이의 제조 방법 |
| WO2019131100A1 (ja) | 2017-12-25 | 2019-07-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
| CN115948697A (zh) * | 2022-12-22 | 2023-04-11 | 武汉钢铁有限公司 | 一种500MPa级耐候免涂镀热轧棒线材及其轧制工艺 |
-
1994
- 1994-03-30 JP JP6167894A patent/JPH07268467A/ja not_active Withdrawn
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101105128B1 (ko) * | 2004-12-22 | 2012-01-16 | 주식회사 포스코 | 인성이 우수한 고강도 라인파이프용 후물광폭 강판의 제조법 |
| JP2009174020A (ja) * | 2008-01-25 | 2009-08-06 | Jfe Steel Corp | 延性亀裂伝播特性および耐サワー性に優れる熱延鋼板の製造方法 |
| CN102796968A (zh) * | 2012-09-07 | 2012-11-28 | 宝鼎重工股份有限公司 | 髙抗蠕变低温高韧性桥梁用铸钢材料及制备方法 |
| KR20160074823A (ko) * | 2014-12-18 | 2016-06-29 | 주식회사 포스코 | 고강도, 고연신률 및 고인성을 갖는 유정관용 열연강판, 이의 제조 방법 및 이에 의해 제조된 고강도 강관 및 이의 제조 방법 |
| WO2019131100A1 (ja) | 2017-12-25 | 2019-07-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
| KR20200086737A (ko) | 2017-12-25 | 2020-07-17 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 열연 강판 및 그의 제조 방법 |
| US11390931B2 (en) | 2017-12-25 | 2022-07-19 | Jfe Steel Corporation | Hot-rolled steel plate and method for manufacturing same |
| CN115948697A (zh) * | 2022-12-22 | 2023-04-11 | 武汉钢铁有限公司 | 一种500MPa级耐候免涂镀热轧棒线材及其轧制工艺 |
| CN115948697B (zh) * | 2022-12-22 | 2024-05-14 | 武汉钢铁有限公司 | 一种500MPa级耐候免涂镀热轧棒线材及其轧制工艺 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20010605 |