WO1998049362A1 - Acier presentant une ductilite et une resistance elevees et procede de production de ce materiau - Google Patents

Acier presentant une ductilite et une resistance elevees et procede de production de ce materiau Download PDF

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WO1998049362A1
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Takaaki Toyooka
Akira Yorifuji
Masanori Nishimori
Motoaki Itadani
Yuji Hashimoto
Takatoshi Okabe
Nobuki Tanaka
Taro Kanayama
Osamu Furukimi
Masahiko Morita
Takaaki Hira
Saiji Matsuoka
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Kawasaki Steel Corp
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a steel material having high strength, high ductility, and excellent impact resistance and toughness, and particularly to a steel material having fine crystal grains, such as a steel pipe, a wire rod, a steel bar, a section steel, a steel plate, a steel strip, and a method for producing the same.
  • a steel material having high strength, high ductility, and excellent impact resistance and toughness and particularly to a steel material having fine crystal grains, such as a steel pipe, a wire rod, a steel bar, a section steel, a steel plate, a steel strip, and a method for producing the same.
  • a steel material having fine crystal grains such as a steel pipe, a wire rod, a steel bar, a section steel, a steel plate, a steel strip, and a method for producing the same.
  • alloying elements such as Mn and Si are added, heat treatment such as controlled rolling, controlled cooling, quenching and tempering, and addition of precipitation hardening elements such as N and V are performed.
  • heat treatment such as controlled rolling, controlled cooling, quenching and tempering, and addition of precipitation hardening elements such as N and V are performed.
  • steel materials need to have high ductility and toughness as well as strength, and there has been a demand for steel materials with well-balanced strength, ductility and toughness.
  • Refinement of crystal grains is important as one of the few means that can improve both strength, ductility and toughness.
  • the method of grain refinement is to prevent austenite grains from coarsening, transform austenite to austenite-ferrite from fine austenite, refine ferrite grains, and refine ferrite grains by processing. For example, a method of using martensite by quenching and tempering, and a method of using lower veneite.
  • controlled rolling in which austenite-hardening followed by austenite-ferrite transformation to refine ferrite grains, is widely used in steel production.
  • a small amount of Nb has been added to suppress the recrystallization of austenite grains to further reduce the size of ferrite grains.
  • austenite grains By processing in the non-recrystallization temperature range of austenite, austenite grains elongate and form deformation bands in the grains, and ferrite grains are generated from the deformation bands, and the ferrite grains are further refined.
  • Control cooling which cools during or after processing, has also been used to refine ferrite grains.
  • electric resistance welded steel pipes are mainly used by electric resistance welding using high frequency current.
  • a steel strip is continuously supplied, formed into a tubular shape by a forming roll to form an open tube, and then the edges of both edges of the open tube are heated to a temperature equal to or higher than the melting point of the steel by high-frequency current, and then squeezed with a squeeze roll.
  • This is a method of manufacturing steel pipes by impact welding the end faces of both wedges.
  • Japanese Patent Publication No. 2-24606 discloses that a steel strip is heated by a preheating furnace and a heating furnace using the steel strip as a material, and then formed into a mother pipe by electric resistance welding.
  • a method for producing a steel pipe has been proposed in which the temperature of the steel pipe is raised to a temperature not lower than the A3 transformation point and the product pipe having a predetermined outer diameter is formed by a pipe drawing rolling device.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 63-33105 discloses cold sizing in which a hollow shell such as a seamless steel pipe or an electric resistance welded steel pipe is reduced in outer diameter in a cold state by using a plurality of holes formed of three rolls. A method has been proposed. However, since rolling is performed cold, the rolling load is large and the mill needs to be large, and lubricating rolling equipment must be installed to prevent seizure with rolls. In addition, there is also a problem that work strain is accumulated due to cold rolling, and ductility and toughness are deteriorated.
  • the present invention advantageously solves the above-mentioned problems, and provides a steel material in which ferrite grains are refined and excellent in ductility, strength, toughness, and impact impact resistance without significantly changing the process, and a method for producing the same.
  • the purpose is to: Disclosure of the invention
  • the present inventors have conducted intensive studies on a method of manufacturing a steel pipe capable of producing a high-strength steel pipe having excellent ductility at a high pipe forming speed.As a result, when the steel pipe having a limited composition is subjected to drawing rolling in a ferrite recrystallization temperature region, It has been found that a high ductility and high strength steel pipe excellent in strength-ductility balance can be manufactured. First, a description will be given of the experimental results that form the basis of the present invention.
  • ERW steel pipe ( ⁇ 42.7mm DX 2.9mm t) containing 0.09wt% C-0.40wt% Si-0.80wt% Mn-0.04wt% Al is heated to each temperature of 750 ° C ⁇ 400 ° C, Reduced rolling was performed at a rolling speed of 200 m / min using a rolling mill with the outer diameter of the product tube varied to ⁇ 33.2 to 15.0 mm. After rolling, the tensile strength (TS) and elongation (E1) of the product tube were measured, and the relationship between elongation and strength was shown in Fig. 1 (marked in the figure).
  • TS tensile strength
  • E1 elongation
  • E1 E10 X ((aO / a)) 0.4 (where E10: measured elongation, a0: 292 mm 2 , a: cross-sectional area of the specimen, taking into account the effect of specimen size) (Mm 2 )).
  • the above-mentioned steel pipe had fine ferrite grains of 3 m or less.
  • the inventors changed the strain rate significantly to 2000s- 1 to investigate the impact resistance.
  • the relationship between the tensile strength (TS) and the ferrite grain size was determined.
  • TS tensile strength
  • Fig. 2 when the ferrite grain size is 3 m or less, and preferably 1 m or less, TS increases remarkably, and it is found that TS increases remarkably at the time of impact shock deformation with a high strain rate.
  • the steel pipe having fine ferrite grains has not only an excellent ductility-strength balance, but also significantly improved collision impact resistance.
  • the present invention has been made based on the above findings.
  • the average crystal grain size of the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the steel material is 3 m or less, preferably m or less, and the structure is mainly ferrite or ferrite + pearlite or ferrite + cementite.
  • a high ductility and high strength steel material having an elongation of 20% or more and a tensile strength (TS: MPa) X elongation (E1:%) of 10,000 or more.
  • the present invention is a structure mainly composed of ferrite or ferrite + pearlite or ferrite + cementite, having an average crystal grain size of a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the steel material of 3 m or less, preferably m or less, Elongation 20% or more, Tensile strength (TS: MPa) X Elongation (E1:%) Force S 10,000 or more, and cross section perpendicular to the longitudinal direction of steel pipe in Charpy impact test of real pipe at -100 ° C A highly ductile and high-strength steel pipe characterized by a ductile fracture ratio of 95% or more, preferably 100%.
  • the present invention provides a high toughness and high ductility steel material characterized in that a steel material containing C: 0.60% by weight or less is rolled at a ferrite recrystallization temperature range with a reduction in area of 20% or more.
  • This is a method of manufacturing a high ductility and high strength steel pipe whose steel material is a steel pipe.
  • the rolling may be rolling under lubrication.
  • the present invention provides, in terms of% by weight, C: 0.005 to 0.30% Si: 0.01 to 3.0%, Mn: 0.01 to 2.0%,
  • A1 Contains 0.001 to 0.10%, has a composition consisting of the balance of Fe and unavoidable impurities, and has a microstructure composed of ferrite or ferrite and a second phase other than ferrite having an area ratio of 30% or less.
  • a high ductility and high strength steel pipe characterized in that the particle size of the ferrite is 3 m or less, preferably 1 m or less.
  • the composition is as follows: C: 0.005 to 0.30%, Si: 0.01 to 3.0%, Mn: 0.01 to 3.0%. 2.0%, Al: 0.001 to 0.10%, Cu: 1% or less, N 2% or less, Cr: 2% or less, Mo: 1% or less May be contained and the balance may be a composition comprising Fe and unavoidable impurities.
  • the composition contains C: 0.005 to 0.30%, S 0.01 to 3.0%, Mn: 0.01 to 2.0%, and A1: 0.001 to 0.10%.
  • Nb 0.1% or less
  • V 0.3% or less
  • Ti 0.2% or less
  • B 0.004% or less, selected from the group consisting of Fe and unavoidable impurities
  • the composition may further comprise: C: 0.005-0.30%, Si: 0.01-3.0%, Mn: 0.01-2.0%, A1: 0.001-0.10%, and REM: 0.02%
  • Ca may contain one or two kinds selected from 0.01% or less, and may have a composition containing the balance of Fe and unavoidable impurities.
  • the composition contains: C: 0.005 to 0.30 Si: 0.01 to 3.0%, Mn: 0.01 to 2.0%, A1: 0.001 to 0.10%, Cu: 1% or less, Ni: 2% or less, Cr: : 2% or less, Mo: 1 or more selected from 1% or less, b: 0.1% or less, V: 0.3% or less, ⁇ : 0.2% or less, ⁇ : 0.004% or less
  • the composition may contain one or two or more selected components and the balance may be composed of Fe and unavoidable impurities.
  • the composition may be as follows: C: 0.005 to 0.30%, Si: 0.01 to 3.0%, Mn: 0.01 to 2.0%, Al 0.001 to 0.10%, Cu: 1% or less, Ni: 2% or less, Cr: 2% or less, Mo: 1% or less REM: 0.02% or less, Ca: 0.01% or less, selected from the group consisting of Fe and unavoidable impurities, and C: 0.005 ⁇ 0.30%, S 0.01 ⁇ 3.0%, Mn: 0.01 ⁇ 2.0% , A1: 0.001 to 0.10%, Nb: 0.1% or less, V: 0.3% or less, Ti: 0.2% or less, B: 0.004% or less
  • the composition may contain one or two selected from REM: 0.02% or less and Ca: 0.01% or less, and may be composed of the balance of Fe and unavoidable impurities.
  • the composition contains C 0.005 to 0.30%, Si: 0.01 to 3.0%, Mn: 0.01 to 2.0%, A1: 0.001 to 0.10%, Cu: 1% or less, Ni: 2% or less, Cr: 2% or less, Mo: 1 or more selected from 1% or less, b: 0.1% or less, V: 0.3% or less, Ti: 0.2% or less, B: 0.004% or less 1 or 2 or more selected from the group consisting of REM: 0.02% or less, Ca: 0.01% or less, with the balance being Fe and unavoidable
  • the composition may be a pure substance.
  • the present invention provides a method of heating a material steel pipe having any one of the above-mentioned compositions to a heating temperature of (Acl + 50 ° C) to 400 ° C, preferably 750 to 400 ° C, and a rolling temperature of: (A cl + 50 ° C) to 400 ° C, preferably 750 to 400 ° C.
  • a method of manufacturing a high ductility and high strength steel pipe characterized by performing rolling with a cumulative diameter reduction of 20% or more.
  • the reduction rolling is rolling including at least one rolling pass having a reduction ratio of 6% or more per pass, and the cumulative reduction ratio is preferably 60% or more. preferable.
  • the reduction rolling is rolling under lubrication.
  • the present inventors further provide a steel pipe having high strength, high toughness, and excellent stress corrosion cracking resistance by further restricting the composition of the material steel pipe to an appropriate range. They found what they could do and came to the conclusion that they could be used advantageously as steel pipes for line pipes.
  • the present invention includes C: 0.005 to 0.10%, Si: 0.01 to 0.5%, Mn: 0.01 to 1.8%, A 0.001 to 0.10%, and Cu: 0.5% or less, N 0.6% by weight%. Cr: 0.5% or less, Mo: 0.5% or less, one or more selected from among them, and Nb: 0.1% or less, V: 0.1% or less, Ti: 0.1% or less, B: 0.004% or less One or more selected from the following, or one or two selected from among REM: 0.02% or less and Ca: 0.01% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities After heating the material steel pipe having the composition to a heating temperature of (Acl + 50 ° C) to 400 ° C, preferably 750 to 400 ° C, a rolling temperature: (Acl + 50 ° C) to 400 ° C C, preferably at 750-400 ° C, cumulative reduction of diameter: 20% or more This is a method for producing a steel pipe which is characterized by being subject
  • the present inventors have found that, in the above-described method for manufacturing a steel pipe, by further restricting the composition of the raw steel pipe within an appropriate range, it is possible to manufacture a steel pipe having high strength, high toughness, and excellent fatigue resistance. They found that they could be used advantageously as high fatigue strength steel pipes.
  • the material steel pipe having a composition limited to an appropriate range to rolling in the ferrite recrystallization region dispersion of fine ferrite and fine precipitates can be obtained, and high strength and high toughness can be obtained.
  • the alloying elements can be restricted to reduce the weld hardening property, and the generation and progress of fatigue cracks can be suppressed, improving the fatigue resistance characteristics.
  • the present invention contains, by weight%, C: 0.06 to 0.30%, Si: 0.01 to 1.5%, Mn: 0.01 to 2.0%, A1: 0.001 to 0.10%, the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • the rolling temperature is (Acl + 50 :) to 400 ° C, preferably 750 to 400 ° C.
  • the present invention provides the composition, comprising: C: 0.06 to 0.30%, Si: 0.01 to 1.5%, Mn: 0.01 to 2.0%, A1: 0.001 to 0.10%, Cu: 1.0% or less, N 2.0 % Or less, Cr: 2.0% or less, and Mo: 1.0% or less.
  • the composition may include one or more selected from the group consisting of a balance of Fe and unavoidable impurities.
  • C 0.06 to 030%, S 0.01 to 1.5%, Mn: 0.01 to 2.0%, A1: 0.001 to 0.10%, Nb: 0.1% or less, V: 0.3% or less, Ti: 0.2 % Or less, B: one or more selected from 0.004% or less, and the composition may be composed of the balance of Fe and unavoidable impurities.
  • the balance may be a composition comprising Fe and unavoidable impurities, and the composition contains C: 0.06-0.30%, Si: 0.01-1.5%, Mn: 0.01-2.0%, and A 0.001-0.10%. , Cu: l.
  • Ni 2.0% or less
  • Cr 2.0% or less
  • Mo 1.0%
  • Nb 0.1% or less
  • V 0.3% or less
  • Ti 0.2% or less
  • B One or more selected from 0.004% or less It may be contained and the composition may be composed of the balance of Fe and unavoidable impurities.
  • the composition is expressed in terms of% by weight: C: 0.06 to 0.30%, Si: 0.01 to 1.5%, Mn: 0.01 to 2.0%, A1 : 0.001 to 0.10%, Nb: 0.1% or less, V: 0.3% or less, Ti: 0.2% or less, B: 0.004% or less, REM: 0.02%
  • the above composition may be changed to C: 0.06 to 0.30% , Si: 0.01 to 1.5%, Mn: 0.01 to 2.0%, A1: 0.001 to 0.10%, Cu: 1.0% or less, Ni: 2.0% or less, Cr: 2.0% or less, Mo: 1.0% or less
  • Select from It contains one or more selected from one or more of the following: REM: 0.02% or less, Ca: 0.01% or less, and may have a composition consisting of the balance of Fe and unavoid
  • the composition includes C: 0.06 to 0.30%, Si: 0.01 to 1.5%, Mn: 0.01 to 2.0%, A1: 0.001 to 0.10%, Cu: 1.0% or less, Ni: 2.0% or less, Cr : One or more selected from 2.0% or less, Mo: 1.0% or less, Nb: 0.1% or less, V: 0.3% or less, T 0.2% or less, B: 0.004% or less 1 or 2 or more, REM: 0.02% or less, Ca: 0.01% or less, containing the balance of Fe and unavoidable impurities (simplified drawing) Description
  • Figure 1 is a graph showing the relationship between elongation and tensile strength of a steel pipe.
  • Figure 2 is a graph showing the effect of tensile strain rate on the relationship between the tensile strength of steel pipes and the ferrite grain size.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between the crystal grain size of steel and the rolling start and end temperatures.
  • FIG. 4 is an electron microscopic structure photograph showing the metal structure of a steel pipe according to one example of the present invention.
  • FIG. 5 is a schematic explanatory view showing a test piece shape in a sulfide stress cracking resistance test. BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION First, a method for producing the steel material of the present invention will be described.
  • the steel of the present invention is a steel having a structure mainly composed of ferrite or ferrite + pearlite or ferrite + cementite, it is sufficient that the chemical composition is within the range of the ferrite or ferrite + pearlite or ferrite + cementite.
  • C is preferably 0.60 wt% or less, more preferably 0.20 wt% or less, further preferably 0.10 ⁇ ⁇ % or less, in which ferrite or ferrite + pearlite or ferrite + cementite structure is easily formed.
  • Si 2.0 wt or less
  • Mn 2.0 wt or less
  • A1 0.10 wt% or less
  • Cu l.Owt% or less
  • Ni 2.0 wt% or less
  • Cr 3.0 wt% or less
  • Mo 2.0 wt% or less
  • Nb O.lwt% or less
  • V 0.5 wt% or less
  • Ti O.lwt% or less
  • B 0.005 wt% or less.
  • the microstructure contains less than 30% (vol%) bainite in addition to ferrite, pearlite, and cementite.
  • a structure mainly composed of ferrite and pearlite or a structure mainly composed of ferrite and cementite may contain a small amount of cementite and pearlite, respectively.
  • the steel material is heated to preferably 800 ° C. or less and rolled into a desired shape.
  • the heating temperature is preferably 800 ° C or less, which is a temperature range where crystal grains are not coarsened, and the crystal grain size of the material is set to 20 m or less. As a result, fine ferrite grains of 3 m or less, preferably 1 m or less are likely to be formed by subsequent ferrite recrystallization.
  • the temperature is lower than 400 ° C, the deformation resistance increases and the rolling becomes difficult, so the lower limit temperature is 400 t :, preferably 550. Therefore, the heating temperature of the rolling process is preferably set to 400 to 800 ° C.
  • the temperature is more preferably 600 to 700 ° C.
  • the austenitization rate during heating is desirably 25% or less.
  • the rolling temperature is limited to the ferrite recrystallization temperature range.
  • the ferrite recrystallization temperature range varies depending on the chemical composition of the steel material used, but in the present invention, the temperature range is preferably 400 to 750 ° C.
  • ferrite recrystallization temperature range varies depending on the chemical composition of the steel material used, but in the present invention, the temperature range is preferably 400 to 750 ° C.
  • ferrite containing a large amount of austenite + austenite two-phase region or austenite single phase After processing, it is difficult to have a structure mainly composed of ferrite or ferrite + perlite or ferrite + cementite.
  • the rolling temperature exceeds 750 ° C., the ferrite grains after recrystallization grow remarkably, making it difficult to form fine grains of 3 m or less, preferably 2 m or less.
  • the rolling temperature is preferably set in the range of 400 to 750 ° C.
  • the temperature is preferably 560 to 720 ° C, more preferably 600 to 700 ° C. In the former, crystal grains of 1 m or less can be expected, and in the latter, crystal grains of 0.8 11 m or less can be expected.
  • Fig. 3 schematically shows the relationship between the crystal grain size and the rolling temperature (rolling start and end temperatures).
  • Rolling amount shall be 20% or more in terms of area reduction.
  • the area reduction ratio is a value obtained by (AO-A) / A X 100 as AO: cross-sectional area before rolling, and A: cross-sectional area after rolling. If the area reduction is less than 20%, the strain introduced by processing is small and the crystal grains formed by recrystallization do not become fine.
  • the area reduction rate is preferably 50% or more.
  • the cooling method may be air cooling, but a generally known cooling method such as water cooling, mist cooling, or forced air cooling can be applied for the purpose of suppressing grain growth as much as possible.
  • the cooling rate is preferably 1 ° C./sec or more.
  • the rolling method can be appropriately selected depending on the shape of the material.
  • a steel pipe is used as a material, reduction rolling using a plurality of grooved rolling mills called a reducer is preferable.
  • the steel pipe used as the material is preferably any of a seamless steel pipe, an electric resistance welded steel pipe, a forged welded steel pipe, and a solid state pressure welded steel pipe.
  • the rolling is preferably performed under lubrication.
  • the strain distribution in the thickness direction becomes uniform, and the distribution of the crystal grain size becomes uniform in the thickness direction.
  • strain concentrates only on the material surface, and crystal grains in the thickness direction tend to be non-uniform.
  • the lubricating rolling may be performed by using a normal rolling oil such as a mineral oil or a mineral oil and a synthetic ester, and it is not necessary to particularly limit the rolling oil.
  • the manufacturing method has a structure mainly composed of ferrite or ferrite + pallite or ferrite + cementite, and has an average grain size of a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the steel material. Is 3 m or less, preferably 1 m or less.
  • the structure of the steel material of the present invention does not cause any problem even if it contains 30% or less of payinite in addition to ferrite, pearlite, and cementite. Including more payinite or martensite increases the strength but deteriorates the toughness and ductility.
  • the average crystal grain size exceeds 3 m, the balance between strength and toughness and ductility deteriorates, elongation is 20% or more, and tensile strength (TS: MPa) X elongation (E1:%) is 10,000.
  • TS tensile strength
  • E1:% tensile strength
  • the above high ductility cannot be secured, or many brittle cracks are generated in the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the steel pipe in a Charpy impact test of a real pipe at-100 ° C, and the ductile fracture surface area is 95% or more, preferably 100%.
  • High toughness cannot be achieved.
  • the average crystal grain size is 3 ⁇ m or less, preferably 1 m or less, the occurrence of brittle cracks in a section perpendicular to the longitudinal direction of the steel pipe is small, and high toughness is obtained.
  • a steel pipe is used as a material.
  • the method for producing the raw steel pipe is not particularly limited. Electric resistance welded steel pipe (electrically welded steel pipe) by electric resistance welding method using high-frequency current, both edges of open pipe are heated to solid phase pressure welding temperature range, and solid pressure welded steel pipe, forged steel pipe, and Mannesmann type by pressure welding Any seamless steel pipe formed by piercing and rolling can be suitably used.
  • C is an element that increases the strength of steel by solid solution or precipitation as a carbide in the matrix.
  • fine cementite, martensite, and bainite precipitated as a hard second phase are ductile (uniform elongation). Contribute to improvement.
  • the content of C is required to be 0.005% or more, preferably 0.04% or more. If the content exceeds%, the strength becomes too high and the ductility is deteriorated. For this reason, C is limited to the range of 0.005 to 0.30%, preferably 0.04 to 0.30%.
  • C is preferably set to 0.10% or less. If it exceeds 0.10%, the corrosion resistance to stress and corrosion will deteriorate due to the hardening of the weld.
  • C is 0.06 to 0.30% It is preferred that If it is less than 0.06%, the fatigue resistance deteriorates due to strength.
  • Si acts as a deoxidizing element and forms a solid solution in the matrix to increase the strength of the steel. This effect is observed at a content of 0.01% or more, preferably 0.1% or more, but a content of more than 3.0% deteriorates ductility. For this reason, Si was limited to the range of 0.01 to 3.0%. Preferably, it is in the range of 0.1 to 1.5%.
  • the content of Si is preferably 0.5% or less. If it exceeds 0.5%, the weld is hardened and the stress corrosion cracking resistance deteriorates.
  • the content of Si is preferably 1.5% or less in order to improve the fatigue resistance. If the content exceeds 1.5%, inclusions are generated, and the fatigue resistance deteriorates.
  • Mn is an element that increases the strength of steel.
  • Mn promotes fine precipitation of cementite as a second phase or precipitation of martensite and bainite. If it is less than 0.01%, the desired strength cannot be secured, and fine precipitation of cementite or precipitation of martensite and bainite is hindered. On the other hand, if it exceeds 2.0%, the strength is excessively increased and ductility is deteriorated. For this reason, Mn was limited to the range of 0.01 to 2.0%. From the viewpoint of strength-elongation balance, Mn is preferably in the range of 0.2 to 1.3%, more preferably in the range of 0.6 to 1.3%.
  • Mn is preferably 1.8% or less. If it exceeds 1.8%, the weld is hardened, and the stress corrosion cracking resistance is deteriorated.
  • A1 has the function of reducing the crystal grain size.
  • a force that requires a content of at least 0.001% or more exceeds 0.10% the amount of oxygen-based inclusions increases and the cleanliness deteriorates.
  • A1 was limited to the range of 0.001 to 0.10%.
  • the content is 0.015 to 0.06%.
  • the following alloying element group may be added alone or in combination.
  • Cu, Ni, Cr and Mo are all elements that improve the hardenability of steel and increase its strength, and one or more of them can be added as necessary. These elements have the effect of lowering the transformation point and reducing the size of ferrite grains or the second phase.
  • the hot workability deteriorates when a large amount of Cu is added, so the upper limit was 1%.
  • Ni improves the toughness as the strength increases, but adding more than 2% saturates the effect and makes it economically expensive, so the upper limit was 2%. If large amounts of Cr and Mo are added, the weldability and ductility are deteriorated and the cost is high, so the upper limits are 2% and 1%, respectively.
  • Cu 0.1 to 0.6%
  • Ni 0.1 to 1.0%
  • Cr 0.1 to 1.5%
  • Mo 0.05 to 0.5%.
  • each of Cu, Ni, Cr and Mo is limited to 0.5% or less. If a large amount is added in excess of 0.5%, the weld is hardened, thereby deteriorating the stress corrosion cracking resistance.
  • Nb 0.1% or less
  • V 0.3% or less
  • ⁇ 0.2% or less
  • B 0.004% or less
  • Nb, V, Ti, and B are elements that precipitate as carbides, nitrides, or carbonitrides and contribute to the refinement of crystal grains and strengthening.Particularly in steel pipes that have joints that are heated to high temperatures, It has the effect of making the grains finer during the heating process during joining and also acts as a ferrite precipitation nucleus during the cooling process to prevent the hardening of the joint. One or more of these can be added as necessary. However, if added in large amounts, the weldability and toughness deteriorate, so the upper limits of Nb were 0.1%, V was 0.3%, Ti was 0.2%, and B was 0.004%. Preferably, Nb: 0.005 to 0.05%, V: 0.05 to 0.1%> Ti: 0.005 to 0.10%, B: 0.0005 to 0.002%.
  • Nb, V, and Ti are each preferably limited to 0.1% or less. Nb, V, Ti exceeds 0.1% If added in an amount, the stress corrosion cracking resistance deteriorates due to precipitation hardening.
  • REM One or two selected from 0.02% or less, Ca: 0.01% or less
  • REM and Ca both have the effect of adjusting the shape of inclusions and improving workability.
  • REM and Ca precipitate as sulfides, oxides or sulfates, and are used to form joints in steel pipes that have joints. It also has the effect of preventing curing, and one or more can be added as needed.
  • the REM content is preferably 0.004% or more and Ca: 0.001% or more.
  • the raw steel pipe and the product steel pipe consist of the above components, the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • N 0.010% or less
  • ⁇ 0.006% or less
  • P 0.025% or less
  • S 0.020% or less
  • N is an amount necessary for refining the crystal grains by combining with A1, and is allowable up to 0.010%. However, if N is contained more than that, the ductility is deteriorated. Therefore, it is preferable to reduce N to 0.010% or less. In addition, more preferably, N is 0.002 to 0.006%.
  • S increases sulfide and deteriorates cleanliness, it is preferable to reduce S as much as possible, but up to 0.020% is acceptable.
  • the structure of the steel pipe of the present invention has a ferrite grain size of 3 ⁇ m or less, preferably 1 m or less. It is a steel pipe composed of a structure mainly composed of light and having excellent ductility and impact resistance. If the particle size of ferrite exceeds 3 m, remarkable improvement in ductility, characteristics against impact load with a large strain rate, and remarkable improvement in impact resistance will not be obtained.
  • the ferrite particle diameter in the present invention is obtained by corroding a cross section perpendicular to the longitudinal direction of a steel pipe with a nital solution, observing the structure with an optical microscope or an electron microscope, obtaining the equivalent circle diameter of 200 or more ferrite grains, and calculating the average value. Using.
  • the structure mainly composed of ferrite in the present invention includes a structure of a single fiber in which the second phase does not precipitate, and a structure composed of ferrite and a second phase other than ferrite.
  • the second phase other than ferrite includes martensite, bainite, and cementite, and these may be precipitated alone or in combination.
  • the area ratio of the second phase shall be 30% or less.
  • the precipitated second phase contributes to the improvement of uniform elongation at the time of deformation and improves the ductility and impact resistance of the steel pipe.However, such an effect decreases when the area ratio of the second phase exceeds 30%.
  • Fig. 4 shows an example of the structure of the steel pipe of the present invention.
  • the material steel pipe having the above composition is heated to a heating temperature of (Acl + 50 :) to 400 ° C, preferably 750 to 400 ° C. If the heating temperature exceeds (Acl + 50 ° C), the surface properties will deteriorate, and austenite will increase during heating, causing the crystal grains to become coarse. For this reason, the heating temperature of the material steel pipe is set to (Acl + 50 ° C) or lower, preferably 750 ° C or lower. If the heating temperature is less than 400 ° C, a suitable rolling temperature cannot be secured, so the heating temperature is preferably set to 400 ° C or more.
  • the reduction rolling is preferably performed by a three-roll or four-roll reduction mill, but is not limited thereto.
  • the rolling mill is provided with a plurality of stands and rolls continuously. The number of stands can be determined appropriately according to the dimensions of the raw steel pipe and the dimensions of the product steel pipe.
  • the rolling temperature for drawing rolling is in the range of (Acl + 50 ° C) to 400 ° C, preferably 750 to 400 ° C, in the ferrite recrystallization temperature range. If the rolling temperature exceeds (A cl + 50 ° C), the growth of ferrite grains after recrystallization becomes remarkable, and the ductility decreases. Therefore, the rolling temperature is set to (Acl + 50 ° C) or lower, preferably 750 ° C or lower. On the other hand, if the rolling temperature is less than 400 ° C, The material may be embrittled and break during rolling. Further, when the rolling temperature is lower than 400 ° C, the deformation resistance of the material increases and rolling becomes difficult.
  • the rolling temperature of the reduction rolling is limited to the range of (Acl + 50 ° C) to 400 ° C, preferably 750 to 400 ° C. Note that the temperature is preferably from 600 to 700 ° C.
  • the rolling includes at least one or more rolling passes having a diameter reduction ratio of 6% or more per pass.
  • the diameter reduction ratio per pass of the reduction rolling is less than 6%, refining of the crystal grains by recrystallization is insufficient. If it is 6% or more, a rise in temperature due to the heat generated during processing is observed, and a decrease in the rolling temperature can be prevented.
  • the diameter reduction ratio per pass is more preferably 8% or more, which is effective in refining crystal grains because dynamic recrystallization is recognized.
  • the reduction rolling of the steel pipe in the present invention is a rolling process in a biaxial stress state, and a remarkable grain refinement effect can be obtained.
  • free ends are present not only in the rolling direction but also in the sheet width direction (direction perpendicular to the rolling direction), and the rolling is performed in a uniaxial stress state.
  • the reduction rolling is rolling under lubrication.
  • lubricating rolling By performing rolling under lubrication (lubricating rolling), the strain distribution in the thickness direction becomes uniform, and the distribution of crystal grain diameters becomes uniform in the thickness direction.
  • the lubricating rolling may be performed using, for example, a commonly known rolling oil of mineral oil or a mixture of mineral oil and a synthetic ester, and it is not necessary to particularly limit the rolling oil.
  • the cooling method may be air cooling, but a known cooling method such as water cooling, mist cooling, or forced air cooling can be applied for the purpose of suppressing any grain growth.
  • the cooling rate is preferably at least 10 ° C / sec .
  • a steel material having the chemical composition shown in Table 1 was hot-rolled into a 3.2 mm thick steel strip. After the strip was preheated to 600 ° C, it was continuously formed with multiple forming rolls to obtain an open pipe. Then, both ends of the open pipe were preheated to 1000 ° C by induction heating, then both edges were heated to 1300 ° C by induction heating, butted by squeeze rolls, and pressed against the solid phase by ⁇ 31.8mmX 3.2mm A thick mother pipe was used. After cooling the seam portion of the mother tube subjected to solid-state pressure welding, it was heated to the temperature shown in Table 2 with an induction coil, and the product tube with the outer diameter shown in Table 2 was formed by a three-roll drawing mill. The No. 1-2 product pipe was lubricated and rolled using rolling oil in which synthetic esters were mixed with mineral oil during squeezing rolling.
  • the characteristics of these product tubes were investigated, and the results are shown in Table 2.
  • the characteristics of the product tube were investigated for microstructure, crystal grain size, tensile properties and impact properties.
  • the average grain size was measured by observing five or more visual fields in a 5,000-fold field of view of a section perpendicular to the longitudinal direction (C section) of the steel pipe.
  • JIS No. 11 test pieces were used for the tensile properties.
  • the impact properties (toughness) of the actual pipe were evaluated by the Charpy impact test using the ductile fracture rate of the C section at 100 ° C.
  • a 2 mm V-notch was inserted perpendicularly to the pipe's longitudinal direction to break it by impact, and the ductile fracture ratio was determined.
  • Examples of the present invention in the range of the present invention have crystal grains of 2 / im and fine grains of 3 / m or less, high elongation and high toughness, It is a steel pipe with an excellent balance of strength, toughness and ductility.
  • the variation of crystal grains in the thickness direction was small.
  • Comparative Examples No. 1-4 and No. 1-5) out of the range of the present invention, the crystal grains became coarse and the ductility and toughness were deteriorated.
  • the pearlite (P) contained, besides the layered structure, pseudo-pearlite in which the layered structure was broken. (Example 2)
  • a steel material having the chemical composition shown in Table 1 was hot-rolled into a 3.2 mm thick steel strip.
  • the strip was continuously formed with multiple forming rolls to form an open pipe.
  • the both ends of the open pipe were heated to a temperature equal to or higher than the melting point by induction heating, and then were welded by squeeze rolls to form a mother pipe having a diameter of 31.8 mm and 3.2 mm.
  • the beads formed at the time of joining were deleted by a bead cutting machine.
  • These electric resistance welded tubes were reheated to the temperatures shown in Table 3 by the induction heating coil, and were turned into product tubes having the outer diameters shown in Table 3 using a 3-roll drawing mill.
  • a steel tube having the chemical composition shown in Table 5 was heated to the temperature shown in Table 6 with an induction heating coil, and then turned into a product tube under the rolling conditions shown in Table 6 using a three-roll drawing mill.
  • the solid-state pressure welded steel pipe shown in Table 6 is obtained by preheating a 2.6 mm thick hot-rolled steel strip to 600 ° C, Formed continuously using a number of forming rolls to form an open pipe, then preheat both edges of the open pipe to 1000 ° C by induction heating, and then heat both edges by induction heating to 1450 ° C in the unmelted temperature range.
  • the tube was heated to, squeezed with a squeeze roll, and solid-phase pressed to form a steel tube with a diameter of 42.7mm x 2.6mm.
  • a seamless steel pipe was prepared by heating a continuous steel billet and forming the pipe by a mill of the Mannes mandrel method to obtain a seamless steel pipe.
  • Table 6 shows the tensile properties, impact impact properties, and microstructure of these product tubes.
  • JIS No. 11 test pieces were used.
  • the impact impact characteristics were evaluated by performing a high-speed tensile test at a strain rate of 2000S-1 and calculating the absorbed energy up to 30% of the strain from the obtained stress-strain curve.
  • the collision impact properties in fact car is represented by strain rate deformation energy of the material in 1000 to 2000s 1 at the time of collision, so that the crashworthiness impact properties as the E Nerugi one large excellent.
  • the present invention examples (No.4-l to No.4-16, No.4-19 to No.4-22) of the present invention are steel pipes having an excellent balance between ductility and strength. I have. High tensile strength at high strain rate, high impact energy absorption. On the other hand, in Comparative Examples No. 4-17, No. 4-18 and No. 4-23 out of the range of the present invention, either the ductility or the strength was reduced, the strength-ductility balance was poor, and the impact resistance was high. The properties are also poor.
  • the raw steel pipe having the chemical composition shown in Table 7 was heated to the temperature shown in Table 8 with an induction heating coil, and then turned into a product pipe under the rolling conditions shown in Table 8 using a three-roll drawing mill.
  • the method of manufacturing the material steel pipe was the same as in Example 4.
  • the steel pipe of the present invention has a secondary workability, for example, a bulge such as a hydrid foam. It has excellent workability and is suitable for bulging.
  • the hardened seam portion has the same level of hardness as the mother pipe portion by drawing and rolling, and the bulge workability. Is remarkably improved.
  • a steel tube having the chemical composition shown in Table 9 was heated to the temperature shown in Table 10 by an induction heating coil, and then made into a product tube under the rolling conditions shown in Table 10 using a three-roll drawing mill.
  • a hot-rolled steel sheet manufactured by controlled rolling and controlled cooling and having a thickness of 110 mm X 4.5 mm was used.
  • Table 10 shows the tensile properties, impact impact properties, microstructure and sulfide stress cracking resistance of these product pipes.
  • JIS No. 11 test pieces were used for tensile properties.
  • Example 4 the impact impact characteristics were determined by conducting a high-speed tensile test at a strain rate of 2000s- 1 and calculating the absorbed energy up to a strain of 30% from the obtained stress-strain curve. It was rated as one.
  • the collision impact characteristics are represented by the deformation energy of the material at a strain rate of 1000 to 2000 s- 1 when the vehicle actually collides. The greater the energy, the better the collision impact resistance.
  • the sulfide stress corrosion cracking resistance was measured using a C-ring specimen as shown in Fig. 5 in a NAC E bath.
  • a steel tube having the chemical composition shown in Table 11 was heated to the temperature shown in Table 12 by an induction heating coil, and then made into a product tube under a rolling condition shown in Table 12 using a three-roll drawing mill.
  • the material steel pipe in this example was formed by forming a hot-rolled strip steel with a plurality of forming rolls into an open pipe, and then welding both edges of the open pipe by induction heating to form a ⁇ llOmmX 2.0 mm thick electric resistance welded steel pipe. , And a billet made of continuous steel were heated and formed into a pipe with a Mannes mandrel mill to form a seamless steel pipe having a diameter of 110 mm x 3.0 mm.
  • Table 12 shows the tensile properties, impact impact properties, microstructure and fatigue resistance properties of these product tubes.
  • the tensile properties and the impact properties were the same as in Example 4.
  • the fatigue characteristics were determined by performing a cantilever swing fatigue test (repetition rate: 20 Hz) in the atmosphere using an actual pipe specimen of the product pipe as it was, and the fatigue strength was obtained. From Table 12, it can be seen that the present invention examples (No. 7-l, No. 7-3, No. 7-6 to No. 7-8) within the present invention are steel pipes with excellent balance between ductility and strength. ing. High tensile strength at high strain rate, high impact energy absorption. In addition, it has excellent fatigue resistance properties and has excellent characteristics as a high fatigue strength steel pipe. On the other hand, in Comparative Examples No. 7-2, No. 7-4, and No. 7-5) out of the range of the present invention, the fatigue strength is reduced.
  • Comparative Example No. 7-2 was not subjected to reduction rolling
  • Comparative Example No. 7-5 was out of the range of the present invention in diameter reduction ratio
  • Comparative Example No. 7-4 was reduced reduction reduction.
  • the rolling temperature is out of the range of the present invention, the ferrite grains are coarsened, the strength-ductility balance is deteriorated, the impact shock absorption energy is reduced, and the fatigue resistance is deteriorated.
  • a high-steel material having ultra-fine crystal grains of 3 am or less and having excellent toughness and ductility can be easily produced, and the use of the steel material can be expanded, and an industrially significant effect can be expected.
  • the productivity of a high-strength steel pipe excellent in ductility and impact resistance is high, it can be easily manufactured, the use of the steel pipe can be expanded, and an industrially significant effect is achieved.
  • a high-strength, high-toughness steel pipe for line pipe having excellent resistance to stress corrosion cracking and a high-strength, high-ductility steel pipe having excellent fatigue resistance are reduced in the amount of alloy elements. Another advantage is that it can be manufactured at low cost.
  • C is for cementite
  • B is for bainite
  • C cementite
  • B bainite Table 5

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Description

明細書 高延性かつ高強度な鋼材およびその製造方法 技術分野
本発明は、 高強度、 高延性でかつ耐衝突衝撃特性と靱性に優れた鋼材に関し、 とくに 微細結晶粒を有する鋼管、 線材、 棒鋼、 形鋼、 鋼板、 鋼帯等の鋼材と、 その製造方法に 関する。 背景技術
鋼材の強度を増加させるために、 Mn、 Si等の合金元素の添加や、 さらに、 制御圧延、 制御冷却、 焼入れ焼戻し等の熱処理あるいは、 N 、 V等の析出硬化型元素の添加などが 行われている。 しかし、 鋼材には、 強度のみでなく延性 ·靱性が高いことが必要で、 従 来から、 強度と延性 ·靱性がバランスよく向上した鋼材が要望されている。
結晶粒の微細化は、 強度、 延性 ·靱性を共に向上させうる数少ない手段として重要で ある。 結晶粒の微細化の方法としては、 オーステナイト粒の粗大化を防止して、 微細ォ ーステナイ卜からオーステナイトーフェライト変態させ、 フェライト結晶粒を微細化す る方法、 加工によりオーステナイト粒を微細化しフェライト結晶粒を微細化する方法、 あるいは焼入れ焼戻し処理によるマルテンサイ卜、 下部べィナイ卜を利用する方法など がある。
なかでも、 オーステナイト域における強加工とそれに続くオーステナイ卜—フェライ ト変態によりフェライト粒を微細化する制御圧延が、 鋼材製造に広く利用されている。 また、 微量の Nbを添加しオーステナイト粒の再結晶を抑制してフェライト粒を一層微 細化することも行われている。 オーステナイトの未再結晶温度域で加工を施すことによ り、 オーステナイト粒が伸長し粒内に変形帯を生成して、 この変形帯からフェライト粒 が生成され、 フェライト粒が一層微細化される。 さらにフェライト粒を微細化するため に、 加工の途中あるいは加工後に冷却を行う制御冷却も利用されるようになっている。 しかしながら、 上記した方法では、 最近、 要望が高まってきた自動車の安全性向上を 目的とした耐衝突衝撃特性を向上させた鋼管等の鋼材を製造するうえで、 設備の改造等 を含む大幅な工程改造が必要となり、 コスト面で限界があつた。
また、 ラインパイプ用鋼管のような鋼材では、 耐硫化物応力腐食割れ性を向上させる ためには、 不純物の低減や合金元素の調整による硬さ制御が行われている。 また、 従来 から耐疲労特性を向上させるために、 調質、 高周波焼入れ、 浸炭等の熱処理、 あるいは Ni、 Cr、 Mo等の高価な合金元素を多量添加していた。 しかし、 これらの方法では、 溶 接性が劣化し、 しかもコス卜高となる問題があった。
たとえば、 鋼管では、 小径〜中径鋼管用としては、 高周波電流を利用した電気抵抗溶 接法による電気抵抗溶接鋼管 （電縫管） が主として使用されている。 この方法は、 連続 的に帯鋼を供給し、 成形ロールで管状に成形しオープン管として、 続いて高周波電流に よりオープン管の両エツジ部端面を鋼の融点以上に加熱したのち、 スクイズロールで両 ェッジ部端面を衝合溶接して鋼管を製造する方法である。
しかし、 この方法では、 鋼管の製品寸法に合わせたロールを用いなければならず、 小 ロット多品種生産に対応できないという問題があつた。
この問題に対し、 例えば、 特公平 2-24606 号公報には、 帯鋼を素材として予熱炉およ び加熱炉により帯鋼を加熱し、 ついで電気抵抗溶接により母管に造形したのち、 母管を A 3 変態点以上に昇温し、管絞り圧延装置で所定の外径の製品管とする鋼管の製造方法 が提案されている。
しかしながら、 この方法では、 鋼管を A 3 変態点以上に昇温するため、 新たなスケ一 ル発生、 あるいは絞り圧延時にスケールを嚙込みなどの問題があり、 さらに、 結晶粒の 粗大化などのため、 延性、 強度および靱性に優れた鋼管が得られないという問題もあつ た。
また、 特開昭 63- 33105号公報には、 継目無鋼管あるいは電縫鋼管等の中空素管を、 3 つのロールからなる孔形を複数個用いて冷間状態で外径縮小する冷間サイジング方法 が提案されている。 しかし、 冷間で絞り圧延するため、 圧延荷重が大きくミルの大型化 を必要とし、 さらにロールとの焼付防止のため、 潤滑圧延装置の設置が必要となるなど の問題があり、 さらに冷間で圧延されるため加工歪が蓄積され、 延性、 靱性が劣化する という問題もあった。
本発明は、 上記した問題を有利に解決し、 大幅な工程変更することなく、 フェライト 結晶粒が微細化され延性、 強度、 靱性および耐衝突衝撃特性に優れた鋼材およびその製 造方法を提供することを目的とする。 発明の開示
本発明者らは、 延性に優れた高強度鋼管を高造管速度で生産できる鋼管の製造方法に ついて鋭意検討した結果、 組成を限定した鋼管にフェライト再結晶温度域で絞り圧延を 施すと、 強度一延性バランスに優れた高延性高強度鋼管を製造できることを見い出した。 まず、 本発明の基礎となつた実験結果について説明する。
0.09wt% C - 0.40wt % Si - 0.80wt % Mn - 0.04wt % Alを含有する電縫鋼管（Φ 42.7mm D X 2.9mm t ) を、 750 °C〜400 °Cの各温度に加熱し、 絞り圧延機により製品管の外径 を Φ 33.2〜 15.0mmに種々変化した絞り圧延を圧延速度 200m/minで施し製品管とした。 圧延後、 製品管の引張強さ （TS) 、 伸び （E1) を測定し、 伸び一強度の関係に図示した ものを、 図 1に示す （図中 ·印） 。 なお、 〇印は、 各種サイズの溶接接合した絞り圧延 を行わない電縫鋼管の伸び一強度の関係を同様に図示した例である。 なお、 伸び （E1) の値は、 試験片サイズ効果を考慮して、 E1=E10 X ( (aO/a) ) 0.4 (ここに、 E10 ： 実測伸び、 a0 : 292mm2、 a ：試験片断面積 （mm2 ) ) を用いて求めた換算値を使用し た。
図 1から、 素材鋼管を 750 〜 400°Cに加熱して絞り圧延を施すと、 接合のままの電縫 鋼管の伸び一強度の関係にくらべ、 同一強度で比較して高い伸びが得られることがわか る。 すなわち、 本発明者らは、 組成を制限した素材鋼管を 750 〜400 °Cに加熱し絞り圧 延を施すことにより、 延性一強度バランスに優れた高強度鋼管が製造できるという知見 を得た。
さらに、 上記の鋼管は、 3 m 以下という微細フェライト粒を有していることが判 明した。 本発明者らは、 耐衝突衝撃特性を調べるため、 歪速度を 2000s- 1と大幅に変化 して、 引張強さ （T S ) とフェライト粒径との関係を求めた。 その結果、 図 2に示すよ うに、 フェライト粒径が 3 m以下、 好ましくは 1 m以下となると、 顕著に T Sが 増加する、 とくに歪速度が大きい衝突衝撃変形時に T Sの増加が著しいことを見い出し た。 すなわち、 微細フェライト粒を有する鋼管は、 延性一強度バランスが優れることに 加えて、 顕著に改善された耐衝突衝撃特性を有しているという知見も得た。
本発明は、 上記した知見に基づいて構成されたものである。
すなわち、 本発明は、 鋼材長手方向に直角な断面の平均結晶粒径が 3 m以下、 好 ましくは m以下で、 組織が、 フェライトあるいはフェライト +パーライトあるい はフェライト +セメンタイトを主とする組織で、 また、 伸びが 20%以上で、 かつ引張強 さ （T S ： MPa ) X伸び （E 1 ： % ) 力 10000以上を有することを特徴とする高延性 かつ高強度な鋼材である。
また、 本発明は、 鋼材長手方向に直角な断面の平均結晶粒径が 3 m以下、 好まし くは m以下で、 フェライトあるいはフェライト +パ一ライトあるいはフェライト +セメンタイトを主とする組織であり、 伸びが 20%以上、 引張強さ （T S ： MPa ) X 伸び （E 1 ： %) 力 S 10000以上で、 かつ- 100°Cにおける実管のシャルピー衝撃試験で鋼 管長手方向に直角な断面の延性破面率が 95%以上、好ましくは 100 %であることを特徴 とする高延性かつ高強度な鋼管である。
また、 本発明は、 C ： 0.60wt%以下を含有する鋼素材を、 フェライト再結晶温度域で、 減面率 20%以上の圧延を施すことを特徴とする高靱性高延性鋼材、好ましくは前記鋼素 材が鋼管である高延性かつ高強度な鋼管の製造方法である。 また、 前記圧延が潤滑下で の圧延としてもよい。
また、 本発明は、 重量％で、 C： 0.005 -0.30% Si : 0.01〜3.0 %、 Mn： 0.01〜2.0 %、
A1： 0.001 〜0.10%を含有し、 残部 Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、 かつ 組織がフェライト、 あるいはフェライ卜と面積率で 30%以下のフェライ卜以外の第 2相 とからなり、 該フェライトの粒径が 3 m以下、 好ましくは 1 m以下であることを 特徴とする高延性かつ高強度な鋼管である。
また、 本発明では、 前記組成を、 C ： 0.005 -0.30% , Si： 0.01〜3.0 %、 Mn： 0.01〜 2.0 %、 Al： 0.001 〜0.10%を含有し、 さらに、 Cu : 1 %以下、 N 2 %以下、 Cr： 2 % 以下、 Mo : 1 %以下のうちから選ばれた 1種または 2種以上を含有し、 残部 Feおよび 不可避的不純物からなる組成としてもよく、 また、前記組成を、 C： 0.005 〜0.30%、 S 0.01—3.0 %、 Mn： 0.01〜2.0 %、 A1： 0.001〜0.10%を含有し、 さらに、 Nb： 0.1 %以下、 V ： 0.3 %以下、 Ti : 0.2 %以下、 B ： 0.004 %以下のうちから選ばれた 1種または 2種 以上を含有し、 残部 Feおよび不可避的不純物からなる組成としてもよく、 また、 前記組 成を、 C ： 0.005—0.30%, Si : 0.01〜3.0 %、 Mn： 0.01 ~2.0 %、 A1： 0.001 〜0.10%を 含有し、 さらに、 REM : 0.02%以下、 Ca : 0.01%以下のうちから選ばれた 1種または 2 種を含有し、 残部 Feおよび不可避的不純物からなる組成としてもよい。
また、 前記組成を、 C ： 0.005 ~0.30 Si:0.01〜3.0 %、 Mn： 0.01〜2.0%、 A1： 0.001 〜0.10%を含有し、 さらに、 Cu : 1 %以下、 Ni : 2 %以下、 Cr : 2 %以下、 Mo : 1 %以 下のうちから選ばれた 1種または 2種以上、 b: 0.1 %以下、 V :0.3 %以下、 Ή:0.2 % 以下、 Β :0.004 %以下のうちから選ばれた 1種または 2種以上を含有し、 残部 Feおよ び不可避的不純物からなる組成としてもよく、前記組成を、 C： 0.005 〜0.30%、 Si： 0.01 〜3.0 %、 Mn:0.01〜2.0 %、 Al 0.001 〜0.10%を含有し、 さらに、 Cu： 1 %以下、 Ni： 2%以下、 Cr: 2 %以下、 Mo: 1 %以下のうちから選ばれた 1種または 2種以上、 REM ： 0.02%以下、 Ca : 0.01%以下のうちから選ばれた 1種または 2種を含有し、 残部 Feおよ び不可避的不純物からなる組成としてもよく、 また、 前記組成を、 C :0.005 〜0.30%、 S 0.01〜3.0 %、 Mn： 0.01〜2.0 %、 A1： 0.001 〜0.10%を含有し、 さらに、 Nb： 0.1 % 以下、 V :0.3 %以下、 Ti : 0.2 %以下、 B ： 0.004 %以下のうちから選ばれた 1種また は 2種以上、 REM : 0.02%以下、 Ca : 0.01%以下のうちから選ばれた 1種または 2種を 含有し、 残部 Feおよび不可避的不純物からなる組成としてもよい。
また、 前記組成を、 C 0.005 〜0.30%、 Si:0.01〜3.0 %、 Mn： 0.01〜2.0%、 A1： 0.001 〜0.10%を含有し、 さらに、 Cu : 1 %以下、 Ni : 2 %以下、 Cr : 2 %以下、 Mo : 1 %以 下のうちから選ばれた 1種または 2種以上、 b: 0.1 %以下、 V :0.3 %以下、 Ti:0.2 % 以下、 B :0.004 %以下のうちから選ばれた 1種または 2種以上、 REM ： 0.02%以下、 Ca： 0.01 %以下のうちから選ばれた 1種または 2種を含有し、 残部 Feおよび不可避的不 純物からなる組成としてもよい。
また、 本発明は、 上記したいずれかの組成を有する素材鋼管を、 加熱温度： （A cl + 50°C) 〜400 °C、 好ましくは 750 〜400 °Cに加熱したのち、 圧延温度： （A cl +50°C) 〜400 °C、 好ましくは 750 〜400 °Cで累積縮径率： 20%以上の絞り圧延を施すことを特 徵とする高延性かつ高強度な鋼管の製造方法であり、 前記絞り圧延を、 1パス当たりの 縮径率が 6 %以上の圧延パスを少なくとも 1パス以上含む圧延とするのが好ましく、 ま た、 前記累積縮径率が 60%以上とするのが好ましい。 また、 本発明では、 前記絞り圧延 を潤滑下での圧延とするのが好適である。
また、 本発明者らは、 上記した鋼管の製造方法において、 素材鋼管の組成をさらに適 正範囲内に限定することにより、 高強度、 高靱性でかつ耐応力腐食割れ性に優れた鋼管 を製造できることを見い出し、 ラインパイプ用鋼管として有利に利用できることに思い 至った。
ラインパイプ用鋼管は、 従来から耐応力腐食割れ性を向上するために、 S等の不純物 の低減や合金元素の調整による硬さ制御を行っていた。 しかし、 これらの方法では、 高 強度化に限界があり、 しかもコスト高となる問題があった。 素材鋼管の組成をさらに適 正範囲内に限定し、 フェライト再結晶域での絞り圧延を行うことにより、 微細フェライ 卜と微細炭化物の分散が得られ、 高強度、 高靱性が得られるとともに、 さらに合金元素 を制限でき溶接硬化性が低減し、 またクラックの発生、 進展を抑制でき耐応力腐食割れ 性が向上する。
すなわち、 本発明は、重量％で、 C ： 0.005〜0.10% 、 Si : 0.01 〜0.5 %、 Mn： 0.01 〜1.8 %、 A 0.001 〜0.10%を含み、 さらに、 Cu： 0.5 %以下、 N 0.6 %以下、 Cr： 0.5 %以下、 Mo : 0.5 %以下のうちから選ばれた 1種または 2種以上、および Nb : 0.1 % 以下、 V : 0.1 %以下、 Ti： 0.1 %以下、 B ： 0.004 %以下のうちから選ばれた 1種また は 2種以上、 あるいはさらに REM : 0.02%以下、 Ca： 0.01 %以下のうちから選ばれた 1種または 2種を含有し、残部 Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する素材鋼管 を、 加熱温度： （A cl +50°C) 〜400 °C、 好ましくは 750 〜400 °Cに加熱したのち、 圧 延温度： （A cl +50°C) 〜400 °C、 好ましくは 750 〜400 °Cで累積縮径率： 20%以上の 絞り圧延を施すことを特徴とする延性および耐衝突衝撃特性に優れ、 かつ耐応力腐食割 れ性に優れた鋼管の製造方法である。
また、 本発明者らは、 上記した鋼管の製造方法において、 素材鋼管の組成をさらに適 正範囲内に限定することにより、 高強度、 高靱性でかつ耐疲労特性に優れた鋼管を製造 できることを見い出し、 高疲労強度鋼管として有利に利用できることに思い至つた。 適正範囲内に限定した組成の素材鋼管を、 フェライト再結晶域での絞り圧延を行うこと により、 微細フェライトと微細析出物の分散が得られ、 高強度、 高靱性が得られるとと もに、 さらに合金元素を制限でき溶接硬化性が低減し、 また疲労クラックの発生、 進展 を抑制でき耐疲労特性が向上する。
すなわち、本発明は、重量％で、 C :0.06〜0.30%、 Si:0.01〜1.5 %、 Mn:0.01〜2.0 %、 A1： 0.001 〜0.10%を含有し、 残部 Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する素材 鋼管を、 加熱温度： （Acl + 50°C) 〜400 °C、 好ましくは 750 〜400 に加熱したのち、 圧延温度： （A cl+50 :) 〜400 °C、 好ましくは 750〜400 °Cで累積縮径率： 20%以上 の絞り圧延を施すことを特徴とする延性、 強度および耐疲労特性に優れた鋼管の製造方 法である。
また、 本発明は、 前記組成を、 C :0.06〜0.30%、 Si:0.01〜1.5 %、 Mn： 0.01〜2.0 %、 A1： 0.001 〜0.10%を含み、 さらに、 Cu: 1.0 %以下、 N 2.0 %以下、 Cr： 2.0 %以下、 Mo： 1.0 %以下のうちから選ばれた 1種または 2種以上を含有し、 残部 Feおよび不可 避的不純物からなる組成としてもよく、 また、 前記組成を、 重量％で、 C :0.06〜030%、 S 0.01〜 1.5 %、 Mn： 0.01〜2.0 %、 A1： 0.001 〜0.10%を含み、 さらに、 Nb： 0.1 % 以下、 V :0.3 %以下、 Ti： 0.2 %以下、 B ： 0.004 %以下のうちから選ばれた 1種また は 2種以上を含有し、 残部 Feおよび不可避的不純物からなる組成としてもよく、 また、 前記組成を、 重量％で、 C : 0.06〜0.30%、 Si: 0.01〜1.5 %、 Mn： 0.01〜2.0 %、 A1： 0.001〜0.10%を含み、 さらに、 REM :0.02%以下、 Ca： 0.01%以下のうちから選ばれた 1種または 2種を含有し、残部 Feおよび不可避的不純物からなる組成としてもよく、ま た、 前記組成を、 C ： 0.06-0.30%, Si:0.01〜1.5 %、 Mn： 0.01—2.0 %、 A 0.001 〜 0.10%を含み、 さらに、 Cu : l.() %以下、 Ni: 2.0 %以下、 Cr: 2.0 %以下、 Mo： 1.0 % 以下のうちから選ばれた 1種または 2種以上、 Nb : 0.1 %以下、 V : 0.3 %以下、 Ti : 0.2 % 以下、 B： 0.004 %以下のうちから選ばれた 1種または 2種以上を含有し、 残部 Feおよ び不可避的不純物からなる組成としてもよく、 また、 前記組成を、 重量％で、 C : 0.06 〜0.30%、 Si： 0.01〜1.5 %、 Mn： 0.01〜2.0 %、 A1： 0.001 〜0.10%を含み、 さらに、 Nb： 0.1 %以下、 V： 0.3 %以下、 Ti : 0.2 %以下、 B ： 0.004 %以下のうちから選ばれ た 1種または 2種以上、 REM : 0.02%以下、 Ca : 0.01 %以下のうちから選ばれた 1種ま たは 2種を含有し、 残部 Feおよび不可避的不純物からなる組成としてもよく、 また、 前 記組成を、 C : 0.06〜0.30%、 Si : 0.01〜1.5 %、 Mn： 0.01〜2.0 %、 A1： 0.001 〜0.10% を含み、 さらに、 Cu： 1.0 %以下、 Ni： 2.0 %以下、 Cr： 2.0 %以下、 Mo： 1.0 %以下 のうちから選ばれた 1種または 2種以上、 REM : 0.02%以下、 Ca： 0.01 %以下のうちか ら選ばれた 1種または 2種を含有し、残部 Feおよび不可避的不純物からなる組成として もよく、 また、 前記組成を、 C : 0.06〜0.30%、 Si： 0.01〜1.5 %、 Mn： 0.01〜2.0 %、 A1： 0.001 〜0.10%を含み、 さらに、 Cu： 1.0 %以下、 Ni： 2.0 %以下、 Cr： 2.0 %以下、 Mo： 1.0 %以下のうちから選ばれた 1種または 2種以上、 Nb : 0.1 %以下、 V : 0.3 %以 下、 T 0.2 %以下、 B： 0.004 %以下のうちから選ばれた 1種または 2種以上、 REM ： 0.02%以下、 Ca： 0.01 %以下のうちから選ばれた 1種または 2種を含有し、 残部 Feおよ び不可避的不純物からなる組成（ 図面の簡単な説明
図 1は、 鋼管の伸びと引張強さの関係を示すグラフである。
図 2は、 鋼管の引張強さとフェライト粒径の関係におよぼす引張歪速度の影響を示す グラフである。
図 3は、 鋼材の結晶粒径と圧延開始および終了温度の関係を示すグラフである。 図 4は、 本発明の 1実施例である鋼管の金属組織を示す電子顕微鏡組織写真である。 図 5は、 耐硫化物応力割れ性試験の試験片形状を示す概略説明図である。 発明を実施するための最良の形態 まず、 本発明鋼材の製造方法について説明する。
本発明鋼材はフェライトあるいはフェライト +パ一ライトあるいはフェライト +セ メンタイトを主とする組織を有する鋼材とするため、 フェライトあるいはフェライト + パーライトあるいはフェライト +セメンタイト組織となる範囲の化学組成であればよ く、 とくに限定しないが、 フェライトあるいはフェライト +パーライトあるいはフェラ イト +セメン夕イト組織が生成しやすい C ： 0.60wt%以下が好ましく、 より好ましくは 0.20wt%以下、 さらに好ましくは 0.10\^%以下である。その他、本発明では、 Si： 2.0wt以 下、 Mn： 2.0wt 以下、 A1： 0.10wt%以下、 Cu： l.Owt %以下、 Ni： 2.0wt %以下、 Cr： 3.0wt %以下、 Mo： 2.0wt %以下、 Nb： O.lwt %以下、 V： 0.5wt %以下、 Ti： O.lwt % 以下、 B ： 0.005wt %以下を含有してもよい。 また、 組織はフェライト、 パーライト、 セメン夕イト以外に 30% (体積％) 以下のベイナイトを含んでも何ら問題ない。
フェライト +パーライトを主とする組織あるいはフェライト +セメンタイトを主とす る組織に、 少量のセメン夕イト、 パーライトをそれぞれ含んでもよいのはいうまでもな い。
鋼素材を、 好ましくは 800 °C以下に加熱し、 所望の形状に圧延加工する。 加熱方法は とくに限定する必要はないが、 誘導加熱が加熱速度が大きく結晶粒の成長を抑制する点 から好ましい。加熱温度は結晶粒が粗大化しない温度範囲である 800 °C以下が好ましく、 素材の結晶粒径を 20 m以下とする。 これにより、 その後のフェライト再結晶により 3 m以下、 好ましくは 1 m以下の微細フェライト粒となりやすい。 また、 400 °C 未満では、 変形抵抗が増加し圧延加工が困難となるため、 下限温度は、 400t：、 好まし くは 550でである。 従って、 圧延加工の加熱温度は、 400 〜800 °Cとするのが好適であ る。 なお、 さらに好ましくは、 600 〜700°Cである。 また、 加熱時のオーステナイト化 率は 25%以下が望ましい。
圧延加工温度は、 フェライト再結晶温度域に限定する。 フェライ卜再結晶温度域は、 使用する鋼素材の化学組成により変化するが、 本発明では、 400 〜750 °Cの温度範囲と するのが好ましい。 フェライト再結晶温度域を超えて高い温度では、 多量のオーステナ ィトを含んだフェライト +オーステナイ卜 2相域、 あるいはオーステナイト単相となり、 加工後フェライトあるいはフェライト +パーライ トあるいはフェライト +セメンタイ トを主とする組織となりにくい。 また、 圧延加工温度が 750 °Cを超えると、 再結晶後の フェライト粒の成長が著しくなり 3 m以下、 好ましくは 2 m以下の微細粒となり にくい。 さらに、 圧延加工温度が 400 °C未満では、 青熱脆化域となり圧延が困難となる 力 あるいは再結晶が不十分となり加工歪が残存しやすくなるため、 延性 ·靱性が低下 する。 このため、 圧延加工温度は 400 〜750 °Cの温度範囲とするのが好ましい。 なお、 好ましくは 560〜 720°C、 より好ましくは 600 〜700 °Cである。 前者では 1 m以下、 後者では 0.8 11 m以下の結晶粒が期待できる。 上記した結晶粒の大きさと圧延加工温 度 （圧延開始および終了温度） との関係を模式的に図 3に示す。
圧延加工量は、 減面率で 20%以上とする。 本発明で減面率とは、 AO :圧延前断面積、 A：圧延後断面積として、 （AO— A) /A X 100 で求めた値をいう。 減面率が 20%未満 では、 加工により導入される歪が少なく再結晶により形成される結晶粒が微細化しない。 なお、 減面率は好ましくは 50%以上である。
圧延加工後、 鋼材は室温まで冷却される。 冷却方法は、 空冷でよいが、 粒成長を少し でも抑える目的で水冷、 あるいはミスト冷却、 強制空冷等通常公知の冷却方法が適用可 能である。 冷却速度は好ましくは 1 °C /sec以上とするのが好ましい。
圧延加工方法は、 素材の形状により適宜選択できる。 例えば、 鋼管を素材とする場合 は、 レデューザと称される複数の孔型圧延機による絞り圧延が好適である。 素材とする 鋼管は、 継目無鋼管あるいは、 電縫鋼管、 鍛接鋼管、 固相圧接鋼管等いずれも好適であ る。
本発明では、 圧延加工は、 潤滑下での圧延とするのが好ましい。 圧延を潤滑圧延とす ることにより、 厚み方向の歪分布が均一となり、 結晶粒径の分布が厚み方向で均一とな る。 無潤滑圧延では、 材料表面のみ歪が集中し厚み方向の結晶粒が不均一となりやすい。 潤滑圧延は鉱油あるいは鉱油と合成エステル等の通常の圧延油を用いて行えばよく、 圧 延油をとくに限定する必要はない。
上記した製造方法によれば、 フェライトあるいはフェライト +パ一ライ卜あるいはフ ェライト +セメンタイ トを主とする組織を有し、 鋼材長手方向直角断面の平均結晶粒怪 が 3 m以下、 好ましくは 1 m以下の高靱性高延性鋼材が得られる。 また、 本発明 鋼材の組織はフェライ卜、 パーライト、 セメンタイト以外に 30%以下のペイナイトを含 んでも何ら問題ない。 これ以上のペイナイトあるいはマルテンサイ卜を含むと強度は高 くなるが靱性延性を劣化させる。
また、 平均結晶粒径が 3 m を超えると、 強度と靱性延性のバランスが劣化し、 伸 びが 20%以上で、 かつ引張強さ （T S ： MPa ) X伸び （E 1 ： % ) が 10000以上の高 延性を確保できず、 あるいは、 —100 °Cでの実管のシャルピー衝撃試験において鋼管長 手方向直角断面に脆性亀裂が多く発生し、延性破面率 95 %以上、好ましくは 100 %の高 靱性を達成できない。 平均結晶粒径が 3 β m以下、 好ましくは 1 m以下であれば、 鋼管長手方向直角断面の脆性亀裂の発生は少なく、 高靱性が得られる。
つぎに、 鋼管に対象を絞り、 本発明鋼の製造方法についてさらに詳しく説明する。 本発明では素材として鋼管を用いる。 素材鋼管の製造方法についてはとくに限定しな い。 高周波電流を利用した電気抵抗溶接法による電気抵抗溶接鋼管 （電縫鋼管） 、 ォー プン管両エツジ部を固相圧接温度域に加熱し圧接接合による固相圧接鋼管、 鍛接鋼管、 およびマンネスマン式穿孔圧延による継目無鋼管いずれも好適に使用できる。
素材鋼管および製品鋼管の化学組成の限定理由を説明する。
C ： 0.005 〜0.30%
Cは、 基地中に固溶あるいは炭化物として析出し、 鋼の強度を増加させる元素であり、 また、 硬質な第 2相として析出した微細なセメン夕イト、 マルテンサイト、 ベイナイト が延性 （一様伸び） 向上に寄与する。 所望の強度を確保し、 第 2相として析出したセメ ン夕ィト等による延性向上の効果を得るためには、 Cは 0.005 %以上、好ましくは 0.04% 以上の含有を必要とするが、 0.30 %を超えて含有すると強度が高くなりすぎ延性が劣化 する。 このようなことから、 Cは 0.005 〜0.30%、 好ましくは 0.04〜0.30%の範囲に限 定した。 なお、 ラインパイプ用として耐応力腐食割れ性を向上させるためには、 Cは 0.10%以下とするのが好ましい。 0.10%を超えると、 溶接部の硬化のため、 耐応力腐食 害 IJれ性が劣化する。
なお、高疲労強度鋼管用として、耐疲労特性を向上させるためには、 Cは 0.06〜0.30% とするのが好ましい。 0.06%未満では、 強度のため、 耐疲労特性が劣化する。
Si： 0.01〜3.0 %以下
Siは、 脱酸元素として作用するとともに、 基地中に固溶し鋼の強度を増加させる。 こ の効果は、 0.01 %以上、 好ましくは 0.1 %以上の含有で認められるが、 3.0 %を超える 含有は延性を劣化させる。 このことから、 Siは 0.01~3.0 %の範囲に限定した。 なお、 好ましくは、 0.1 〜1.5 %の範囲である。
なお、 ラインパイプ用として耐応力腐食割れ性を向上させるためには、 Siは 0.5 %以 下とするのが好ましい。 0.5 %を超えると、 溶接部が硬化し、 耐応力腐食割れ性が劣化 する。
なお、 高疲労強度鋼管用として、 耐疲労特性を向上させるためには、 Siは 1.5%以下 とするのが好ましい。 1.5 %を超えると、 介在物を生成するため、 耐疲労特性が劣化す る。
Mn： 0.01〜2.0 %
Mn は、 鋼の強度を増加させる元素であり、 本発明では第 2相としてのセメンタイト の微細析出、 あるいはマルテンサイト、 ベイナイトの析出を促進させる。 0.01 %未満で は、 所望の強度が確保できないうえ、 セメン夕イトの微細析出、 あるいはマルテンサイ ト、 ベイナイトの析出が阻害される。 また、 2.0 %を超えると、 強度が増加しすぎて延 性が劣化する。 このため、 Mnは 0.01〜2.0 %の範囲に限定した。 なお、 強度一伸びバラ ンスの観点から、 Mnは 0.2 〜1.3 %の範囲が好ましく、 より好ましくは 0.6 〜1.3 %の 範囲である。
なお、 ラインパイプ用として耐応力腐食割れ性を向上させるためには、 Mnは 1.8 % 以下とするのが好ましい。 1.8 %を超えると、 溶接部が硬化するため、 耐応力腐食割れ 性が劣化する。
A1： 0.001 ~0.10%
A1は、 結晶粒径を微細化する作用を有している。 結晶粒微細化のためには、 少なくと も 0.001 %以上の含有を必要とする力 0.10%を超えると酸素系介在物量が増加し清浄 度が劣化する。 このため、 A1は 0.001 〜0.10%の範囲に限定した。 なお、 好ましくは 0.015 〜0.06%である。
更に、 上記した素材鋼管の基本組成に加えて、 つぎに述べる合金元素群を単独あるい は複合して添加してもよい。
Cu : 1 %以下、 Ni : 2 %以下、 Cr : 2 %以下、 Mo : 1 %以下のうちから選ばれた 1種 または 2種以上
Cu、 Ni、 Cr、 Moはいずれも、 鋼の焼入れ性を向上させ、 強度を増加させる元素であ り、 必要に応じ 1種または 2種以上を添加できる。 これら元素は、 変態点を低下させ、 フェライト粒あるいは第 2相を微細化する効果を有している。 しかし、 Cuは多量添加す ると熱間加工性が劣化するため、 1 %を上限とした。 Niは強度増加とともに靱性をも改 善するが 2 %を超えて添加しても効果が飽和し経済的に高価となるため、 2 %を上限と した。 Cr、 Moは多量添加すると溶接性、 延性が劣化するうえ経済的に高価となるため、 それぞれ 2 %、 1 %を上限とした。なお、好ましくは Cu : 0.1 〜0.6 %、 Ni : 0.1 〜1.0 %、 Cr： 0.1 〜1.5 %、 Mo： 0.05-0.5 %である。
なお、 ラインパイプ用として耐応力腐食割れ性を向上させるためには、 Cu、 Ni、 Cr、 Moはいずれも、 それぞれ、 0.5 %以下に制限するのが好ましい。 0.5 %を超えて多量添 加すると、 溶接部が硬化し、 そのため、 耐応力腐食割れ性が劣化する。
Nb： 0.1 %以下、 V : 0.3 %以下、 ΤΠ： 0.2 %以下、 B ： 0.004 %以下のうちから選ばれ た 1種または 2種以上
Nb, V、 Ti、 Bは、 炭化物、 窒化物または炭窒化物として析出し、 結晶粒の微細化と 高強度化に寄与する元素であり、 特に高温に加熱される接合部を有する鋼管では、 接合 時の加熱過程での粒の微細化や、 冷却過程でフェライトの析出核として作用し、 接合部 の硬化を防止する効果もあり、 必要に応じ 1種または 2種以上添加できる。 しかし、 多 量添加すると、 溶接性と靱性が劣化するため、 Nbは 0.1 %、 Vは 0.3 %、 Tiは 0.2 %、 Bは 0.004 %をそれぞれ上限とした。 なお、 好ましくは Nb： 0.005 〜0.05%、 V： 0.05 〜0.1 % > Ti： 0.005 〜0.10%、 B ： 0.0005〜0.002 %である。
なお、 ラインパイプ用として耐応力腐食割れ性を向上させるためには、 Nb、 V、 Ti は、 それぞれ、 0.1 %以下に制限するのが好ましい。 Nb、 V、 Tiが 0.1 %を超えて、 多 量に添加されると、 析出硬化のため、 耐応力腐食割れ性が劣化する。
REM : 0.02%以下、 Ca： 0.01 %以下のうちから選ばれた 1種または 2種
REM 、 Caは、 いずれも介在物の形状を調整し加工性を向上させる作用を有しており、 さらに、 硫化物、 酸化物または硫酸化物として析出し、 接合部を有する鋼管での接合部 の硬化を防止する作用をも有し、 必要に応じ 1種以上添加できる。 REM : 0.02%、 Ca 0.01 %を超えると介在物が多くなりすぎ清浄度が低下し、延性が劣化する。なお、 REM 0.004 %未満、 Ca： 0.001 % 未満ではこの作用による効果が少ないため、 REM 0.004 %以上、 Ca : 0.001 %以上とするのが好ましい。
素材鋼管および製品鋼管は、上記した成分のほか、残部 Feおよび不可避的不純物から なる。
不可避的不純物としては、 例えば、 N： 0.010 %以下、 〇：0.006 %以下、 P : 0.025% 以下、 S ： 0.020 %以下が許容される。
N： 0.010 %以下
Nは、 A1と結合して結晶粒を微細化するに必要な量、 0.010 %までは許容できるが、 それ以上の含有は延性を劣化させるため、 0.010 %以下に低減するのが好ましい。 なお、 より好ましくは、 Nは 0.002 〜0.006 %である。
〇： 0.006 %以下
oは、 酸化物として清浄度を劣化させるため、 できるだけ低減するのが好ましいが、 0.006 %までは許容できる。
P ： 0.025 %以下
Pは、 粒界に偏折し、 靱性を劣化させるため、 できるだけ低減するのが好ましいが、 0.025 %までは許容できる。
S ： 0.020 %以下
Sは、 硫化物を増加し清浄度を劣化させるため、 できるだけ低減するのが好ましいが、 0.020 %までは許容できる。
つぎに、 製品鋼管の組織について説明する。
本発明の鋼管は組織がフェライト粒径が 3 u m 以下、 好ましくは 1 m以下のフエ ライトを主とする組織とからなる延性および耐衝突衝撃特性に優れた鋼管である。 フエ ライト粒径が 3 m を超えると、 延性の顕著な改善と歪速度の大きい衝撃荷重に対す る特性、 耐衝突衝撃特性の顕著な改善が得られない。 本発明におけるフェライ卜粒径 は、 鋼管長手方向に直角な断面を、 ナイタール液で腐食し光学顕微鏡または電子顕微鏡 で組織観察し、 200個以上のフェライト粒の円相当径を求め、 その平均値を用いた。 本発明でいうフェライトを主とする組織は、 第 2相が析出しないフヱライ卜単独の組 織と、 フェライトとフェライト以外の第 2相とからなる組織が含まれる。 フェライト 以外の第 2相としては、 マルテンサイト、 ベイナイト、 セメン夕イトがあり、 それら単 独あるいは複合して析出してもよい。 第 2相の面積率は 30%以下とする。 析出した第 2 相は変形時に一様伸びの向上に寄与し、 鋼管の延性、 耐衝突衝撃特性を向上させるが、 このような効果は、 第 2相の面積率が 30%を超えると少なくなる。 本発明鋼管の組織の 1例を図 4に示す。
つぎに、 本発明の鋼管の製造方法について説明する。
上記組成の素材鋼管を加熱温度： （A cl + 50 :) 〜400 °C、 好ましくは 750 〜400 °C に加熱する。 加熱温度が （A cl + 50°C) を超えると、 表面性状が劣化するとともに、 加 熱時にオーステナイ卜が増加して結晶粒が粗大化する。 このため、 素材鋼管の加熱温度 は （A cl +50°C) 以下、 好ましくは 750 °C以下とするのがよい。 加熱温度が 400 °C未 満では、 好適な圧延温度を確保できないため、 加熱温度は 400 °C以上とするのが好まし い。
ついで、 加熱された素材鋼管は絞り圧延を施される。 絞り圧延は、 3ロールあるいは 4ロール方式の絞り圧延機により行うのが好ましいが、 これに限定されるものではない。 絞り圧延機は、 複数のスタンドを配設して、 連続的に圧延するのが好ましい。 スタンド 数は素材鋼管の寸法と、 製品鋼管の寸法により適宜決定できる。
絞り圧延の圧延温度は、 フェライト再結晶温度域の （A cl +50°C) 〜400 °C、 好まし くは 750 〜400 °Cの範囲とする。 圧延温度が （A cl +50°C) を超えると、 再結晶後のフ エライト粒の成長が著しくなり延性が低下する。 このため、 圧延温度は （A cl +50°C) 以下、 好ましくは 750 °C以下とする。 一方、 圧延温度が 400°C未満では青熱脆性により 脆化し圧延中に材料が破断する恐れがある。 さらに、 圧延温度が 400 °C未満では材料の 変形抵抗が増大し圧延が困難となるほか、 再結晶が不十分となり加工歪が残存しゃすく なる。 このため、 絞り圧延の圧延温度は、 （A cl + 50°C) 〜400 °C、 好ましくは 750 〜 400 °Cの範囲に限定した。 なお、 好ましくは 600 -700 °Cである。
絞り圧延における累積縮径率は 20%以上とする。 累積縮径率 （= (素材鋼管外径一製 品鋼管外径） / (素材鋼管外径） X 100 % ) が 20%未満では、 再結晶による結晶粒の微 細化が不十分であり、 延性に富む鋼管とならない。 また、 造管速度も遅く生産能率が低 い。 このため、 本発明では累積縮径率を 20%以上とした。 なお、 累積縮径率が 60%以上 では、 加工硬化による強度増加に加えて組織の微細化が顕著となり、 上記した組成範囲 の合金添加量が低い低成分系の鋼管でも強度と延性のバランスに優れ、 強度、 延性とも に優れた鋼管が得られる。 このことから、 累積縮径率は 60%以上とするのがより好まし い。
絞り圧延においては、 1パス当たりの縮径率が 6 %以上の圧延パスを少なくとも 1パ ス以上含む圧延とするのが好ましい。 絞り圧延の 1パスあたりの縮径率が 6 %未満では、 再結晶による結晶粒の微細化が不十分である。 また、 6 %以上では、 加工発熱による温 度上昇が認められ圧延温度の低下を防止できる。 なお、 1パスあたりの縮径率は、 動的 再結晶が認められ、 結晶粒微細化に効果がある 8 %以上とするのがより好ましい。
本発明における鋼管の絞り圧延は、 2軸応力状態の圧延加工となり、 著しい結晶粒微 細化効果を得ることができる。 これに対し、 鋼板の圧延においては、 圧延方向に加え、 板幅方向 （圧延直角方向） にも自由端が存在し、 1軸応力状態における圧延加工であり、 結晶粒微細化に限界がある。
また、 本発明では、 絞り圧延は潤滑下での圧延とするのが好適である。 絞り圧延を潤 滑下での圧延 （潤滑圧延） とすることにより、 厚み方向の歪分布が均一となり、 結晶粒 径の分布が厚み方向で均一となる。 無潤滑圧延を行うと剪断効果によって材料表面層部 のみに歪が集中し、 厚み方向の結晶粒が不均一となりやすい。 潤滑圧延は、 例えば、 通 常公知の、 鉱油あるいは鉱油に合成エステルを混合した圧延油を用いて行えばよく、 圧 延油をとくに限定する必要はない。 絞り圧延加工後、 鋼材は室温まで冷却される。 冷却方法は、 空冷でよいが、 粒成長を 少しでも抑える目的で水冷、 あるいはミスト冷却、 強制空冷等通常公知の冷却方法が適 用可能である。 冷却速度は好ましくは 10°C/sec以上とするのが好ましい。
(実施例 1 )
表 1に示す化学組成を有する鋼素材を熱間圧延により 3.2mm厚の帯鋼とした。 この 帯鋼を 600 °Cに予熱したのち、複数の成形ロールで連続的に成形しオープン管とした。 ついで、 オープン管両エッジ部を誘導加熱で 1000°Cまで予熱したのち、 さらに両エッジ 部を誘導加熱により 1300°Cまで加熱しスクイズロールにより衝合し固相圧接して、 φ 31.8mmX 3.2mm厚の母管とした。 固相圧接された母管はシーム部を冷却したのち、 誘 導コィルで表 2に示す温度に加熱され、 3ロール構造の絞り圧延機で表 2に示す外径の 製品管とした。 なお、 No.1-2の製品管は、 絞り圧延に際し、 鉱油に合成エステルを混合 した圧延油を用いて潤滑圧延を行った。
これら製品管の特性を調査し、 その結果を表 2に示す。 製品管の特性は、 組織、 結晶 粒径、 引張特性、 衝撃特性について調査した。結晶粒径は、鋼管の長手方向直角断面（C 断面） について、 5000倍の視野で、 それぞれ 5視野以上観察し、 平均粒径を測定した。 引張特性は、 JIS 11号試験片を用いた。 なお、 伸び （E 1 ) は、 試験片のサイズ効果を 考慮して、 E 1 = E 1 O X { (aO/ a ) ) 0.4 (ここに、 E 1 0 ：実測伸び、 a0= 100mm2, a ：試験片断面積 mm2 ) より求めた換算値を用いた。 衝撃特性 （靱性） は、 実管をシャルピー衝撃試験により、 一 100 °Cにおける C断面の延性破面率を用いて評価 した。 実管シャルピー衝撃試験は実管の管長手方向に直角に 2 mm Vノッチを入れて衝 撃破壊し、 延性破面率を求めた。
表 2から、 本発明範囲の本発明例 （No.l-l〜No.l-3) は、 結晶粒がいずれも 2 /i mで あり、 3 / m以下の微細粒となり、 伸び、 靱性も高く、 強度と靱性 ·延性のバランス が優れた鋼管となっている。 また、 潤滑圧延を行った No.1-2では、 肉厚方向の結晶粒の ばらつきが少なかった。 それに比較し、 本発明の範囲を外れた比較例 （No.l-4、 No.1-5) では、 結晶粒が粗大化し、 延性、 靱性が劣化している。 なお、 パーライト （P ) には層 状組織以外に、 層状組織がくずれた疑似パ一ライトも含まれていた。 (実施例 2 )
表 1に示す化学組成を有する鋼素材を熱間圧延により 3.2mm厚の帯鋼とした。 この 帯鋼を複数の成形ロールで連続的に成形しオープン管としだ。 ついで、 オープン管両ェ ッジ部を誘導加熱で融点以上に加熱したのち、 スクイズロールにより衝合溶接し、 Φ 31.8mm X 3.2mm厚の母管とした。 なお、 接合時に形成されたビ一ドはビ一ド切削機に より削除した。 これら電縫管は、 誘導加熱コイルで表 3に示す温度に再加熱され、 3口 —ル構造の絞り圧延機で表 3に示す外径の製品管とした。
これら製品管の特性を調査し、 その結果を表 3に示す。 製品管の特性は、 組織、 結晶 粒径、 引張特性、 靱性について実施例 1と同様に調査した。
表 3から、 本発明範囲の本発明例 （No.2-2、 No.2-3、 No.2-5、 No.2-7) は、 結晶粒が 3 β m以下の微細粒となり、 伸び、 靱性も高く、 さらに強度と靱性 ·延性のバランスが 優れた鋼管となっている。それに比較し、 本発明の範囲を外れた比較例 （No.2- 1、 No.2-4、 Νο·2-6、 No.2- 8、 No.2-9) では、 結晶粒が粗大化し、 延性、 靱性が劣化している。
(実施例 3 )
表 1に示す化学組成の鋼を転炉で溶製し連続铸造法によりビレツトとした。 このビレツ トをカロ熱し、 マンネスマンマンドレル方式のミルで造管し、 φ 158 X肉厚 8 mmの継目 無鋼管とした。 これら継目無鋼管は誘導加熱コイルで表 4に示す温度に再加熱され、 3 ロール構造の絞り圧延機で表 4に示す外径の製品管とした。
実施例 1および 2と同様にこれら製品管の特性を調査し、 その結果を表 4に示す。 表 4から、 本発明範囲の本発明例 （No.3- 1、 Νο·3-2、 Νο.3-4、 Νο.3-5) は、 結晶粒が 3 m以下の微細粒となり、 伸び、 靱性も高く、 さらに強度と靱性 ·延性のバランスが 優れた鋼管となっている。それに比較し、本発明の範囲を外れた比較例（No.3-3、 No.3-6) では、 結晶粒が粗大化し、 延性、 靱性が劣化している。
(実施例 4 )
表 5に示す化学組成を有する素材鋼管に、 表 6に示す温度に誘導加熱コイルで加熱し たのち、 3ロール構造の絞り圧延機で表 6に示す圧延条件で製品管とした。
表 6中に示す固相圧接鋼管とは、 2.6mm厚の熱延帯鋼を 600 °Cに予熱したのち、 複 数の成形ロールで連続的に成形しオープン管とし、 ついで、 オープン管両エッジ部を誘 導加熱で 1000°Cまで予熱したのち、 さらに両エッジ部を誘導加熱により未溶融温度域の 1450°Cまで加熱しスクイズロールにより衝合し固相圧接して、 φ 42.7mm X 2.6mm厚の 鋼管としたものを用いた。 一方、 継目無鋼管は、 連続铸造製ビレットを加熱し、 マンネ スマンマンドレル方式のミルで造管し、 継目無鋼管としたものを用いた。
これら製品管の引張特性、 衝突衝撃特性、 組織を調査し、 その結果を表 6に示す。 引 張特性は、 JIS 11号試験片を用いた。 なお、 伸びの値は、 試験片のサイズ効果を考慮し て、 E1=E10 X ( (aO/a) ) 0.4 (ここに、 E10 ：実測伸び、 a0： 292mm2、 a ：試験 片断面積（mm2 ) ) を用いて求めた換算値を使用した。衝突衝撃特性は、歪速度 2000S-1 の高速引張試験を行い、得られた応力一歪曲線から歪量 30%までの吸収エネルギーを求 め、 衝突衝撃吸収エネルギーとして評価した。 なお、 衝突衝撃特性は、 実際に自動車が 衝突する時の歪速度 1000〜 2000s 1における材料の変形エネルギーで代表され、 このェ ネルギ一が大きいほど耐衝突衝撃特性が優れることになる。
表 6から、 本発明範囲の本発明例 （No.4-l〜No.4-16 、 No.4-19 〜No.4-22 ) は、 延性 と強度のバランスに優れた鋼管となっている。 高歪速度における引張強さも高く、 衝突 衝撃吸収エネルギーも高い。 一方、 本発明の範囲を外れる比較例 No.4-17 、 No.4-18 、 No.4-23 は、 延性あるいは強度のいずれかが低下し、 強度一延性バランスが悪く、 耐衝 突衝撃特性も劣る。
比較例 No.4-17 、 No.4-18 は、 縮径率が本発明の範囲を外れ、 フェライト粒が粗大化 し、 強度延性バランスが劣化し、 耐衝突衝撃吸収エネルギーが低下している。
(実施例 5 )
表 7に示す化学組成を有する素材鋼管を、 表 8に示す温度に誘導加熱コィルで加熱し たのち、 3ロール構造の絞り圧延機で表 8に示す圧延条件で製品管とした。 なお、 素材 鋼管の製造法は実施例 4と同様とした。
これら製品管について、 前述の実施例と同様に、 引張特性、 耐衝突衝撃特性、 組織を 調査し、 その結果を表 8に示す。
表 8から、 本発明範囲の本発明例 （No.5-l〜No.5-3、 No.5-7〜No.5- 10)は、 延性と強度 のバランスに優れた鋼管となっている。 さらに、 高歪速度における引張強さも高く、 衝 突衝撃吸収エネルギーも高い。 一方、 本発明の範囲を外れる比較例 No.5-4〜No.5-6は、 延性あるいは強度のいずれかが低下し、 強度一延性バランスが悪く、 また、 耐衝突衝撃 特性も劣る。
本発明によれば、 従来になく延性一強度バランスが向上し、 耐衝突衝撃特性に優れた 鋼管が得られるが、 さらに、 本発明の鋼管は、 二次加工性、 例えばハイド口フォーム等 のバルジ加工性にも優れ、 バルジ加工用として好適な鋼管である。
本発明の鋼管のうち、 溶接鋼管 （電縫鋼管） またはシーム冷却を施した固相圧接鋼管 においては、 硬化シ一ム部が絞り圧延により母管部と同じレベルの硬さとなり、 バルジ 加工性が従来より顕著に改善される。
(実施例 6 )
表 9に示す化学組成を有する素材鋼管に、表 10に示す温度に誘導加熱コイルで加熱し たのち、 3ロール構造の絞り圧延機で表 10に示す圧延条件で製品管とした。
本実施例における素材鋼管は、 制御圧延、 制御冷却により製造された熱延鋼板を用いて、 110mm X 4.5mm 厚の鋼管としたものを用いた。
これら製品管の引張特性、 衝突衝撃特性、 組織および耐硫化物応力割れ性を調査し、 その結果を表 10に示す。 実施例 4と同様に、 引張特性は、 JIS 11号試験片を用いた。 な お、 伸びの値は、 試験片のサイズ効果を考慮して、 E1==E10 X (aO/a) ) 0.4 (こ こに、 E10 ：実測伸び、 a0 : 292mm2、 a ：試験片断面積 （mm2 ) ) を用いて求めた換 算値を使用した。
また、 実施例 4と同様に、 衝突衝撃特性は、 歪速度 2000s-1の高速引張試験を行い、 得られた応力—歪曲線から歪量 30%までの吸収エネルギーを求め、衝突衝撃吸収エネル ギ一として評価した。 なお、 衝突衝撃特性は、 実際に自動車が衝突する時の歪速度 1000 〜 2000s—1における材料の変形エネルギーで代表され、 このエネルギーが大きいほど耐 衝突衝撃特性が優れることになる。
なお、 耐硫化物応力腐食割れ性は、 図 5に示す Cリング試験片を用いて、 N A C E浴
(0.5 %酢酸 + 5 %食塩水、 H2S 飽和、 温度 25°C、 1気圧） 中で、 降伏強さの 120 %の 引張応力を付与し、 200hr の試験期間中での破断の有無を調査して評価した。 Cリング 試験片は、 製品管母材部の T方向 （円周方向） から切り出した。 試験は、 同一条件で各 2本実施した。
表 10から、 本発明範囲の本発明例 （No.6- l〜No.6-3、 No.6-6、 No.6-8〜10) は、 延性 と強度のバランスに優れた鋼管となっている。 高歪速度における引張強さも高く、 衝突 衝撃吸収エネルギーも高い。 また、 耐硫化物応力割れ性にも優れ、 ラインパイプ用とし ては優れた特性を有する鋼管である。一方、本発明の範囲を外れる比較例 No.6-4、 No.6-5、 No.6-7) は、 延性あるいは強度のいずれかが低下し、 強度一延性バランスが悪く、 耐衝 突衝撃特性も劣り、 NACE浴中の試験で破断が発生しており、 耐硫化物応力腐食割れ性 が劣化している。
比較例 No.6- 5は、 縮径率が本発明の範囲を外れ、 フェライト粒が粗大化し、 強度延性 バランスが劣化し、 耐衝突衝撃吸収エネルギーが低下し、 耐硫化物応力腐食割れ性が劣 化している。
比較例 No.6-4、 No.6-7は、 絞り圧延の圧延温度が本発明の範囲を外れ、 フェライト粒 が粗大化し、 強度延性バランスが劣化し、 耐衝突衝撃吸収エネルギーが低下し、 耐硫化 物応力腐食割れ性が劣化している。
(実施例 7 )
表 11に示す化学組成を有する素材鋼管に、 表 12に示す温度に誘導加熱コイルで加熱 したのち、 3ロール構造の絞り圧延機で表 12に示す圧延条件で製品管とした。
本実施例における素材鋼管は、 熱延帯鋼を複数の成形ロールで成形しオープン管とし、 ついでオープン管両エッジ部を誘導加熱により溶接し、 φ llOmmX 2.0mm厚の電縫鋼 管としたもの、 および連続铸造製ビレットを加熱し、 マンネスマンマンドレル方式のミ ルで造管して、 Φ 110mm X 3.0mm厚の継目無鋼管としたものを用いた。
これら製品管の引張特性、 衝突衝撃特性、 組織および耐疲労特性を調査し、 その結果 を表 12に示す。 引張特性、 衝突衝撃特性は、 実施例 4と同様に実施した。 疲労特性は、 製品管そのままの実管試験片を用いて、 大気中で片持ち式両振り疲労試験 （繰返し速 度： 20Hz) を実施し、 疲労強度を求めた。 表 12から、 本発明範囲の本発明例 （No.7-l、 No.7-3、 No.7-6〜No.7-8) は、 延性と強 度のバランスに優れた鋼管となっている。 高歪速度における引張強さも高く、 衝突衝撃 吸収エネルギーも高い。 また、 耐疲労特性にも優れ、 高疲労強度鋼管としては優れた特 性を有する鋼管である。 一方、 本発明の範囲を外れる比較例 No.7-2、 No.7-4, No.7-5) は、 疲労強度が低下している。
比較例 No.7-2は絞り圧延が行われておらず、 比較例 No.7-5は、 縮径率が本発明の範 囲を外れ、 比較例 No.7- 4は、 絞り圧延の圧延温度が本発明の範囲を外れ、 フェライト粒 が粗大化し、 強度延性バランスが劣化し、 耐衝突衝撃吸収エネルギーが低下し、 耐疲労 特性が劣化している。 産業上の利用可能性
本発明によれば、 3 a m 以下という超微細結晶粒を有し靱性 ·延性に優れた高鋼材 が容易に製造でき、 鋼材の用途を拡大でき産業上格別の効果が期待できる。
また、 本発明によれば、 延性および耐衝撃特性に優れた高強度鋼管の生産性が高く、 容易に製造でき、 鋼管の用途を拡大でき産業上格別の効果を奏する。 また、 本発明によ れば、 耐応力腐食割れ性の優れた高強度、 高靱性のラインパイプ用鋼管や、 耐疲労特性 の優れた高強度高延性鋼管が、 合金元素量を低減して、 安価に製造できるという効果も ある。
表 1
Figure imgf000025_0001
表 2
Figure imgf000025_0002
氺
Cはセメンタイ卜、 Bはべイナィ卜
表 3
Figure imgf000026_0001
Cはセメンタイ 卜、 Bはべイナィ 卜
表 4
Figure imgf000027_0001
* ： F フェラ P 一 一
Cはセメンタイ卜、 Bはべイナイト 表 5
鋼 化学組成 （wt %) Ac l 備 考
No C S i n P S Al N 0 °C
E 0. 09 0. 40 0. 80 0. 01 2 0. 005 0. 035 0. 0035 0. 0025 770本発明例
F 0. 08 0. 07 1. 42 0. 01 5 0. Oi l 0. 036 0. 0038 0. 0036 760本発明例
G 0. 06 0. 21 0. 35 0. 013 0. 008 0. 028 0. 0025 0. 0028 775本発明例
H 0. 1 1 0. 22 0. 45 0. 017 0. 013 0. 018 0. 0071 0. 0035 775本発明例
I 0. 21 0. 20 0. 50 0. 016 0. 013 0. 024 0. 0043 0. 0030 770本発明例
J 0. 03 0. 05 0. 15 0. 021 0. 007 0. 041 0. 0026 0. 0038 780本発明例
K 0. 09 0. 15 0. 52 0. 024 0. 003 0. 004 0. 0025 0. 0026 775本発明例
表 6 (その 1 )
素材鋼管 絞り圧延条件 品 製品管特性 そ 古
No 鋼 力。然 i± tt延 累ゃ S 全 6¾W上 最終 it 管外 引 5艮強さ 伸ひ 衝突衝 ノ フィ卜 第 2相 第 2 の 備 考 温度 開始 終了 縮径率 '、。ス スの 延速度 TS E 1 張強さ 吸収 粒径 面接率 相種 ItE
温度 温度 数 パス数 エネルキ' - 類 *
mm "C °c % m/min mm MP a % MP a HJ · m'3 /im %
固相圧
4-1 E 接管 42.7 750 710 690 65 14 9 200 15.0 525 44 728 242 2.0 10 C 本発明例 固相圧
4-2 E 接管 42.7 700 670 660 65 14 9 200 15.0 575 43 780 260 2.0 11 C 本発明例 固相圧
4-3 E 接管 42.7 650 635 620 65 14 9 200 15.0 622 40 864 292 I.0 11 C 本発明例 固相圧
4-4 E 接管 42.7 700 655 630 40 7 4 140 25.5 537 43 761 257 1.0 11 C 本発明例 固相圧
4-5 E 接管 42.7 650 605 590 40 7 4 !40 25.5 580 38 799 267 1.5 11 C 本発明例 固相圧
4-6 E 接管 42.7 700 660 630 30 5 3 120 29.7 512 40 724 241 1.5 11 C 本発明例 固相圧
4-7 E 接管 42.7 650 615 590 30 5 3 !20 29.7 562 38 799 268 1.0 11 C 本発明例 固相圧
4-8 E 接管 42.7 700 660 640 22 3 2 110 33.2 493 42 712 230 1.0 II C 本発明例 固相圧
4-9 E 接管 42.7 650 615 585 22 3 2 110 33.2 541 39 755 249 1.5 11 C 本発明例 固相圧
4-10 E 接管 42.7 650 620 580 22 7 0 110 33.2 537 36 751 242 1.5 11 C 本発明例
* * ：絞り圧延せず
表 6 (その 2)
* ..
Figure imgf000029_0001
注） Cセメン夕ィ 、 Bベイ 、 Mマ ン 、 ー 絞り圧延せず
表 7
鋼 化 ≠ 組 成 （w t %) Ac l 備 考
No C S i Mn P S Al N O Cu Ni Cr Mo V Nb Ti B Ca °C
し 0. 07 0. 20 0. 66 0. 018 0. 005 0. 028 0. 0022 0. 0025 0. 009 0. 008 765本発明例
M 0. 08 0. 04 1. 35 0. 015 0. Oi l 0. 036 0. 0041 0. 0032 0. 10 0. 002 755本発明例
N 0. 15 0. 21 0. 55 0. 009 0. 004 0. 010 0. 0028 0. 0028 0. 21 0. 53 785本発明例
O 0. 05 1. 01 1. 35 0. 012 0. 001 0. 035 0. 0030 0. 0030 0. 92 0. 015 0. 01 1 0. 0023 790
P 0. 15 0. 22 0. 41 0. 018 0. 003 0. 031 0. 0036 0. 0038 0. 11 0. 15 0. 002 760本発明例
表 8
素材鋼管 絞り圧延条件 製品 そ
No 鋼 外径 カロ熱圧延 圧延累積 全 6%以上 最終圧 管外 引張強さ 伸びリ 高凍引 fir Φ iff フ τライ 1 1 «g 9 ώ T *oH の 備 考 No 温度 開始 終了縮径率 八'ス /)\'スの 延速度 径 T S E 1 張強さ 搫吸収 粒径 面積率 相種
温度 温度 数 パス数 エネ' ' - 腿 °C で % m/mi n 議 MP a % MP a MJ · m- 3 rn % 類 *
固相圧
5-1 し 接管 42. 7 730 700 640 65 14 9 200 15. 0 530 43 734 242 2. 0 8 C 本発明例 固相圧
5-2 接管 42. 7 670 640 600 65 14 9 200 15. 0 640 38 884 301 1. 0 7 C 本発明例 固相圧
5-3 接管 42. 7 620 600 560 65 14 9 200 15. 0 730 32 931 318 2. 0 8 C 本発明例 固相圧
5-4 接管 42. 7 0 42. 7 470 40 640 196 7. 0 7 C ** 比較例 固相圧
5-5 接管 42. 7 850 820 800 65 14 . 9 200 15. 0 430 43 592 19! 10. 0 8 C 比較例 固相圧
5-6 接管 42. 7 670 640 600 1 1 3 1 80 38. 0 490 37 666 199 6. 0 8 C 比較例 固相圧
5-7 M 接管 42. 7 700 670 620 41 7 4 140 25. 3 530 40 724 240 2. 5 13 C 本発明例 継目無
5-8 N if¾管 1 10 700 700 690 69 17 15 400 34. 1 663 42 . 885 298 1. 5 23 C+B 本発明例 電縫鋼
5-9 O 管 42. 7 720 690 650 65 14 9 200 15. 0 712 34 931 318 1. 5 1 2 M 本発明例 継目無
5 - 10 P 鋼管 1 10 700 700 680 77 24 18 400 25. 4 581 44 802 259 1. 5 ! 8 C 本発明例 ft) * ： Cセメンタイ 卜, Bベイナイト、 Mマルテンサイト
* * ：絞り圧延せず
m
表 9
Figure imgf000032_0001
表 1 0
Figure imgf000032_0002
注） Cセメン夕イト、 Bベイナイ ト、 Mマルテンサイト 絞り圧延せず
0. 2 % P S
破断せず〇、 破断 X
表 1 1
鋼 Ac l 備 考
No C S i Μη Ρ S Α 1 Ν 0 Cu Ni Cr Mo V Nb Ti B Ca REM 。C
V 0. 09 0. 02 0. 73 0. 01 1 0. 003 0. 032 0. 0036 0. 0025 770本発明例
W 0. 1 1 0. 15 1. 28 0. 007 0. 001 0. 028 0. 0041 0. 0025 0. 12 0. 18 0. 15 755本発明例
X 0. 14 0. 35 0. 91 0. 008 0. 001 0. 025 0. 0038 0. 0033 0. 02 0. 021 0. 007 0. 001 1 770本発明例
Y 0. 12 0. 25 1. 36 0. 008 0. 001 0. 028 0. 0030 0. 0028 0. 003 760本発明例
Ζ 0. 21 0. 20 0. 48 0. 009 0. 001 0. 025 0. 0038 0. 0031 0. 12 0. 12 0. 1 1 0. 05 0. 02 0. 009 0. 009 0. 006 765本発明例
表 1 2
素 4才 ra管 絞り圧延条件 ¾品管 製品管特性
No 鋼 種 類 外径 加熱 圧延 圧延 累積 全 6似上 外径 耐カ 引張強さ 伸び 高速引 衝突衝 疲労強度 フ1ライト 第 2相 第 2相 備 考 No 開始 終了 縮怪率 Λ°ス / スの T S E 1 張強さ 擊吸収 粒径 面積率 種類
温度 温度 数 パス数 エネルキ' - mm °c X： % mm MP a MP a % MPa MJ · m"3 MPa / m % * * 電縫鋼
7- 1 V 管 1 10 660 650 630 68 14 9 35. 0 466 550 47 742 198 220 1. 5 14 C 本発明例
7-2 35 一 * * 35. 0 364 448 45 553 124 140 13. 0 15 C 比較例 電縫鋼
7-3 VV Β 1 10 605 600 590 68 14 9 35. 0 531 612 40 821 223 250 1. 5 18 C 本発明例
7-4 880 860 830 68 14 9 35. 0 421 517 38 648 143 155 8. 0 16 C + B 比較例
7-5 660 650 640 18 4 2 90. 0 451 522 36 679 15 ! 160 9. 0 18 C 比較例 継目無
7-6 X 鋼管 1 10 660 650 630 77 17 10 25. 6 507 596 40 795 196 235 2. 0 16 C 本発明例 継目無
7-7 Y 鋼管 1 10 660 650 630 77 17 10 25. 6 523屮 618 39 806 198 240 2. 5 20 C 本発明例 継目無
7-8 Z 鋼管 1 10 660 650 630 77 17 10 25. 6 570 657 37 850 210 255 2. 0 23 C 本発明例 注） * ： Cセメンタイ ト、 Bベイナイ ト、 Mマルテンサイ 卜
* * ：絞り圧延せず
* * * ： 0. 2 % P S
* * * * ：耐久回数： I 0fi回における負荷応力

Claims

1 . 鋼材長手方向に直角な断面の平均結晶粒径が 3 m以下で、 組織がフェライト あるいはフェライト +パーライトあるいはフェライト +セメンタイトを主とする組織 からなることを特徴とする高延性かつ高強度な鋼材。
2 . 伸びが 20%以上で、 かつ引張強さ （T S ： MPa ) X伸び（E 1 ： % ) 力 10000以 上を有することを特徴とする特許請求の範囲第 1項の高延性かつ高強度な鋼材。
3 . 鋼材長手方向に直角な断面の平均結晶粒径が 1 β m以下である特許請求の範囲 第 1項または第 2項に記載の高延性かつ高強度な鋼材。
4 . 前記鋼材が、 鋼管である特許請求の範囲第 1項乃至第 3項に記載の高延性かつ高 強度な鋼管。
5 . -100°Cにおける実管のシャルピー衝撃試験で鋼管長手方向に直角な断面の延性破 面率が 95%以上であることを特徴とする特許請求の範囲第 4項の高延性かつ高強度な
6 . C ： 0.60wt%以下を含有する鋼素材を、 フェライト再結晶温度域で、 減面率 20% 以上の圧延を施すことを特徴とする高延性かつ高強度な鋼材の製造方法。
7 . 前記圧延が潤滑下での圧延であることを特徴とする特許請求の範囲第 6項の鋼材 の製造方法。
8 . 前記鋼素材が鋼管である特許請求の範囲第 6項または第 7項の高延性かつ高強度 な鋼管の製造方法。
9 . 重量％で、 C ： 0.005 〜0.30%、 Si : 0.01〜3.0 %、 Mn： 0.01〜2.0 %、 A1： 0.001 〜0.10%を含有し、 残部 Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、 かつ組織がフエ ライト、 あるいはフェライ卜と面積率で 30%以下のフェライト以外の第 2相とからなり、 該フェライトの粒径が 3 a m以下であることを特徴とする高延性かつ高強度な鋼管。
10. 前記フェライ卜の平均結晶粒径が 1 m以下である特許請求の範囲第 9項の高 延性かつ高強度な鋼管。
11. 前記組成に加えてさらに、 重量％で、 Cu： 1 %以下、 Ni： 2 %以下、 Cr : 2 %以 下、 Mo : 1 %以下のうちから選ばれた 1種または 2種以上を含有することを特徴とする 特許請求の範囲第 9項または第 10項の鋼管。
12. 前記組成に加えてさらに、 重量％で、 Nb : 0.1 %以下、 V : 0.3 %以下、 Ti : 0.2 % 以下、 B ： 0.004 %以下のうちから選ばれた 1種または 2種以上を含有することを特徴 とする特許請求の範囲第 9項乃至第 11項の鋼管。
13. 前記組成に加えてさらに、 重量％で、 REM : 0.02%以下、 Ca： 0.01 %以下のうち から選ばれた 1種または 2種を含有することを特徴とする特許請求の範囲第 9項乃至 第 12項の鋼管。
14. 特許請求の範囲第 9乃至第 13項のいずれかに記載の組成を有する素材鋼管を、加 熱温度： （ A cl + 50°C ) 〜400 °Cに加熱したのち、 圧延温度： （ A cl + 50°C ) 〜400 °C で累積縮径率： 20%以上の絞り圧延を施すことを特徴とする高延性かつ高強度な鋼管の 製造方法。
15. 重量％で、 C ： 0.005 〜().10%、 Si： 0.01〜0.5 %、 Mn : 0.01〜1.8 %、 Aし · 0.001 〜0.10%を含み、 さらに、 Cu:0.5 %以下、 Ni:0.6 %以下、 Cr:0.5 %以下、 Mo： 0.5 % 以下のうちから選ばれた 1種または 2種以上、 および Nb : 0.1 %以下、 V :0.1 %以下、 Ti： 0.1 %以下、 B ： 0.004 %以下のうちから選ばれた 1種または 2種以上、 あるいはさ らに、 REM :0.02%以下、 Ca: 0.01%以下のうちから選ばれた 1種または 2種を含有し、 残部 Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する素材鋼管を、 加熱温度： （A cl + 50°C)〜400 °Cに加熱したのち、圧延温度： （Acl+50°C)〜400 °Cで累積縮径率： 20% 以上の絞り圧延を施すことを特徴とする高延性かつ高強度な鋼管の製造方法。
16. 重量％で、 C :0.06〜0.30%、 S 0.01〜1.5 %、 Mn： 0.01〜2.0 %、 A1： 0.001 〜 0.10%を含有し、 残部 Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する素材鋼管を、 加熱 温度： （Acl + 50°C) 〜400 °Cに加熱したのち、 圧延温度： （Acl+50°C) 〜400 °Cで 累積縮径率： 20%以上の絞り圧延を施すことを特徴とする高延性かつ高強度な鋼管の製 造方法。
17. 重量％で、 Cu： 1.0 %以下、 Ni： 2.0 %以下、 Cr： 2.0 %以下、 Mo： 1.0 %以下 のうちから選ばれた 1種または 2種以上を含有する組成とすることを特徴とする特許 請求の範囲第 16項の鋼管の製造方法。
18. 重量％で、 Nb :0.1 %以下、 V： 0.3 %以下、 T 0.2 %以下、 B ： 0.004 %以下 のうちから選ばれた 1種または 2種以上を含有する組成とすることを特徴とする特許 請求の範囲第 16項または第 17項の鋼管の製造方法。
19. 重量％で、 REM :0.02%以下、 Ca： 0.01%以下のうちから選ばれた 1種または 2 種を含有する組成とすることを特徴とする特許請求の範囲第 16項乃至第 18項の鋼管の 製造方法。
20. 前記加熱温度を 750 〜400。に、前記圧延温度を 750 〜400 °Cとすることを特徴と する特許請求の範囲第 14項乃至第 19項の鋼管の製造方法。
21. 前記絞り圧延が、 1パス当たりの縮径率が 6 %以上の圧延パスを少なくとも 1パ ス以上含むことを特徴とする特許請求の範囲第 14項乃至第 20項の鋼管の製造方法。
22. 前記累積縮径率が 60%以上である特許請求の範囲第 14項乃至第 21項の鋼管の製 造方法。
23. 前記絞り圧延が潤滑下での圧延であることを特徴とする特許請求の範囲第 14項乃 至第 22項の鋼管の製造方法。
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