JP2000104117A - 強度の均一性と靱性に優れたラインパイプ用継目無鋼管の製造方法 - Google Patents
強度の均一性と靱性に優れたラインパイプ用継目無鋼管の製造方法Info
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Abstract
性を有するラインパイプ用の継目無鋼管を高能率に製造
する方法を提供する。 【解決手段】重量%で、C:0.02〜0.15%未満、Si:1%以
下、Mn:0.3〜2.5%、P:0.05%以下、S:0.004%未満、T
i:0.017%以下、N:0.008%以下、sol.Al:0.001〜0.1%
を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、Ti、
SおよびNとの関係が、「(Ti/N)<3.4の時、Ti+8.1×S≦
0.035」または「(Ti/N)≧3.4の時、3.4×N+8.1×S≦0.0
35」を満たす化学組成の鋼からなるビレットの熱間製管
を950℃以上で終了し、Ar3変態点以下の温度に冷却する
ことなく、900〜1100℃の温度に1〜30分間均熱保持した
後、5℃/sec以上の冷却速度で400℃以下の温度域にまで
冷却する。
Description
れ、鋼管全体の強度が均一なラインパイプ用継目無鋼管
の経済的な製造方法に関する。
度と靱性をバランスさせるために、通常、熱間加工や冷
間加工による製管工程後に、焼入れや焼戻しなどの調質
処理が行われる。しかし、このような製造工程の増加
は、生産性の低下とコスト上昇を招くため好ましくな
い。
ら、その製造過程で消費されるエネルギー節約の気運が
高まっており、できる限り再加熱プロセスを省くための
努力が必要になっている。
という要求を満足させるプロセスとしては、熱間圧延
後、直ちに焼入れ処理を施す、直接焼入れ法がある。
は、低降伏比の鋼板を経済的に製造するために、熱延直
後の鋼板に直接焼入れを施し、次いで焼戻す方法が示さ
れている。また、特公昭61−51009号公報には、
Pcm値が0.21%以下の化学組成を有する鋼からな
る熱間加工終了直後の継目無鋼管に直接焼入れを施し、
次いで焼戻す方法が示されている。
鋼管の製造に適用した場合、一本の鋼管の各部で強度が
大きくばらつくという問題点が生じる。このような現象
は、継目無鋼管がAPI規格に規定されるX50〜X8
0グレード程度のラインパイプ用の場合、焼入れ処理に
よって完全にはマルテンサイト組織にならないので、特
に顕著である。
鋼板に直接焼入れ法を適用する際にも生じるが、圧延ロ
ールの形状が複雑なために、接触による抜熱むらが生じ
やすい継目無鋼管においてはさらに顕著になる。
の熱間製管では、900℃以下の低温でのオーステナイ
ト相(以下、単にγ相という)域での圧延が難しいため
に、制御圧延の効果を利用した細粒化を図り難く、靱性
の確保が容易ではなかった。
を、経済性とエネルギー消費の節約を重視して直接焼入
れ法によって生産する場合、強度の均一性と低温靱性の
確保が困難であり、これを解決する技術が必要であっ
た。
な高い強度と良好な靱性を有するラインパイプ用継目無
鋼管を高能率に製造する方法を提供することにある。
基づいて完成されたもので、その要旨は次の強度の均一
性と靱性に優れたラインパイプ用継目無鋼管の製造方法
にある。
満、Si:1%以下、Mn:0.3〜2.5%、P:
0.05%以下、S:0.004%未満、Ti:0.0
17%以下、N:0.008%以下、sol.Al:
0.001〜0.1%を含み、さらにCr:0〜1.5
%、Mo:0〜1%、V:0〜0.15%、Nb:0〜
0.015%、Cu:0〜1.5%、Ni:0〜4%、
B:0〜0.003%、Ca:0〜0.004%、M
g:0〜0.003%、REM:0〜0.004%を含
有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、T
i、SおよびNとの関係が下記の式または式を満た
す化学組成の鋼からなるビレットの熱間での穿孔圧延お
よび延伸圧延を950℃以上で終了し、Ar3 変態点以
下の温度に冷却することなく、900〜1100℃の温
度で1〜30分間均熱保持した後、5℃/s以上の冷却
速度で400℃以下の温度域にまで冷却する焼入れ処理
を施す強度の均一性と靱性に優れたラインパイプ用継目
無鋼管の製造方法。
れの元素の含有量(重量%)を意味する。
後の継目無鋼管に、Ac1 変態点以下の温度で焼戻す焼
戻し処理を施すのが好ましい。また、継目無鋼管は、T
i:0.004〜0.017%、N:0.001〜0.
008%を含有し、かつTiとNとの関係が下記の式
を満たす鋼からなる継目無鋼管であることが好ましく、
この場合には溶接熱影響部の靭性がより一層向上する。
含有量(重量%)を意味する。
に、直接焼入れ法を念頭において、靱性低下を回避する
ために、試作試験用の小型圧延機および熱処理設備によ
る実験室レベルの試験や、実製造ラインを用いた数多く
の製造実験を行った結果、次の知見を得た。
℃以上にするとかなり低減され、1000℃以上にする
とより一層改善される。
00℃の温度で所定の時間均熱保持すると、強度ばらつ
きが完全になくなる。その際に用いる炉は、均熱だけが
目的であるために小型の炉で十分であり、加熱のための
エネルギーも余り必要としない。
らず強度アップにも有効であるが、オーステナイト粒
(以下、単にγ粒という)の粗大化を招いて靱性が劣化
する。
御圧延などを利用してγ粒の細粒化を図らずとも、Ti
NとMnSを低減することで回避でき、実用上問題のな
いレベルにまで靱性が改善する。具体的には、後述する
式または式を満たせば、ラインパイプ用に要求され
る低温靱性が確保できる。
下げてγ粒を細粒化した場合にも認められるがその効果
は極めて小さく、γ粒が粗大な場合にのみ顕著になる。
粒が粗大な場合、遷移温度に悪影響を及ぼし靭性を低下
させるが、その含有量を低減すれば悪影響を及ぼすこと
がない。なお、上記の悪影響は、MnSやTiNに比べ
ると極めて小さく、その含有量の低減はさほど重要では
ない。
高い強度と良好な靱性を有するラインパイプ用継目無鋼
管を高能率に製造することが可能である。これは、直接
焼入れプロセスの適用に際し、強度の均一性を確保する
手段に高温製管仕上げと焼入れ処理前の均熱処理を採用
する一方、高温仕上げに伴うγ粒の粗大化に起因する靱
性劣化の抑制手段にTiNとMnSの低減を採用したこ
とによる。
直接焼入れプロセスにて製造し、かつ局所的な強度ばら
つきの少ない均一な製品を得るために、製管仕上げ温度
を950℃以上、より好ましくは1000℃以上とし、
製管終了後Ar3 変態点以下に冷却することなく、引き
続いて炉内を900〜1100℃の温度範囲に保った炉
に1〜30分在炉させて均熱処理した後に焼き入れ処理
を行う。
が加えられる際の素材各部の温度差をできるでけなく
し、組織むらを減らすことにある。また、製管終了後A
r3 変態点以下に冷却することなく均熱処理する狙い
は、α相が部分的に析出するのに伴って生じる鋼中合金
元素の不均一分布と、これに起因する組織の不均一を防
ぐことにある。
ルやその他の治具との接触による熱伝導と放射によるも
のとに大きく分けられる。接触による温度低下は温度む
らの原因となるが、放射による温度低下は温度むらを招
きにくい。放射による熱エネルギーロスは、温度が高ま
るほど飛躍的に多くなる。このため、製管工程において
も、950℃以上では、接触による熱伝導があっても熱
損失に占める割合が小さく、大きな温度むらを引き起こ
さない。この効果を利用するために、本発明における継
目無鋼管の製管仕上げ温度は950℃以上、より好まし
くは1000℃以上とした。
の間にAr3 変態点以下に冷却すると、α相が部分的に
析出して鋼中の合金元素が不均一分布し、これが起因で
組織が不均一になって製品の強度ばらつきが大きくな
る。このため、均熱処理はAr3 変態点以下に冷却する
ことなく施すことにした。
入れ処理前の継目無鋼管には若干の温度むらが残る。こ
れをなくすために、本発明では900〜1100℃に温
度を保った炉に1〜30分間在炉させて温度の均一化を
図る。この際、加工されたγ粒の再結晶が進むために組
織むらも減少する。
く、逆に30分以上在炉させても好ましい効果は得られ
ない。また、均熱炉の温度が900℃未満では、製管仕
上げ温度が950℃以上であるためにかえって温度むら
が生ずる。逆に、1100℃以上では鋼管内外面の温度
むらを招くのみならず、酸化によるスケールロスが無視
できなくなる。
入れ処理が施される。冷却は必ずしも水冷である必要は
ないが、冷却速度は少なくとも5℃/s以上、冷却終了
温度は400℃以上とする必要である。これは、冷却速
度が5℃/s未満、冷却終了温度が400℃よりも高い
と、充分な強度が得られないだけでなく、最終組織が粗
大になって靱性を損なうためである。
c1 変態点以下で焼戻して製品とする。
低温での加工は行わないので、上記の加工熱処理条件の
みを採用しただけでは、鋼の組織は粗大になり、靱性面
で実用に耐えない製品しか得られなくなる。
性の低下は、前述の式または式を満たすようにS、
NおよびTiの各含有量を管理してMnSとTiNの量
を低減させた鋼を用いることにより、実用上十分なレベ
ルにまで回復させることができる。
は、このような観点から0.035以下でなければなら
ない。より好ましくは0.025以下である。
を上記のように定めた理由について説明する。なお、以
下において、「%」はとくに断らない限り「重量%」を
意味する。
0.02%未満の含有量では必要とする強度を確保する
ことができない。一方、その含有量が0.15%以上で
あると、溶接した場合に溶接熱影響部、母材ともに靱性
が劣化する。したがって、C含有量は0.02〜0.1
5%未満とした。
にも寄与する。しかし、1%を超えて含有させると靭性
が低下するので、1%を上限とした。なお、本発明の継
目無鋼管ではAlを含んでいるので、下限は鋼の脱酸に
支障を来たさない限り、幾ら少なくても何らの問題もな
い。このため、Siは必ずしも添加する必要はない。
あり、強度確保に有効な成分である。しかし、その含有
量が0.3%未満では、焼入性の不足によって必要とす
る強度および靱性が確保できない。一方、2.5%を超
えて含有させると、偏析が増すとともに焼入性が高まり
すぎ、溶接した場合に溶接熱影響部、母材ともに靱性が
低下する。したがって、Mn含有量は0.3〜2.5%
とした。
存在する。しかし、その含有量が0.05%を超える
と、粒界に偏析して靭性を低下させるだけでなく、溶接
時に高温割れを招く。したがって、P含有量は0.05
%以下とした。
Mと結合してオキシサルファイド(硫酸化物)を形成
し、介在物として鋼中に存在する。これらの介在物は、
鋼の強度が低い場合、または組織が十分に細粒の場合に
は、靱性におおきな悪影響は及ぼさない。しかし、組織
がある程度粗大な粗粒組織の場合は、その含有量は前述
の式または式を満足するように制限しなければなら
ない。しかし、前述の式または式を満たしても、そ
の含有量が0.004%以上であると、靱性への悪影響
は避けられない。したがって、S含有量は0.004%
未満とした。より望ましくは、0.003%未満であ
る。
高温延性を改善させるための成分として含有させる。し
かし、TiNは靱性低下の原因となるため、できるだけ
Tiは添加しないことが望ましく、靱性面から許容され
る範囲は、前述の式または式で限定される。しか
し、前述の式または式を満たしても、その含有量が
0.017%超になると、靱性が劣化する。したがっ
て、Ti含有量は0.017%以下とした。
過度の清浄化はγ粒の過度の粗大化を招いて靱性劣化を
招く場合がある。このため、Tiを0.004%以上含
有さる一方、後述するようにNを0.001%以上含有
させたうえで、Ti/Nの比を0.4〜4.0の範囲に
制御するのがよい。
物であり、通常はTiを添加してTiNの形で固定する
ことで悪影響を回避している。しかし、本発明において
は、TiNそのものが靱性低下の原因になるため、Ti
Nの形成を抑制する必要がある。そのため、Nの含有量
を低減するか、あるいはTiの含有量を低減する。
は、前述の式または式を満足することが必要である
が、式または式を満足しても、Nの含有量が0.0
08%超であると、TiNによる靱性低下、あるいは、
十分に固定されずに固溶しているNによる靱性への悪影
響が無視できなくなる。したがって、N含有量は0.0
08%以下とした。
とSの低減によってMnSが殆ど存在しないようにな
り、この条件下ではγ粒の粒成長が非常に容易になる。
このため、サブマージドアーク溶接法(以下、単にSA
Wという)などにより、100kJ/cm前後の大入熱
にて溶接を行う場合、溶接熱影響部において局部的にγ
粒が粗大化することがある。
は、γ粒の粗大化による靱性の劣化を起こしにくい性質
を持っているが、SAWによる大入熱溶接時の熱影響部
では、硬度が不均一になり、結晶粒の大きさにも不均一
が生じるため、靱性面から許容されるγ粒径の上限は3
00μm程度となる。このため、SAWによる大入熱溶
接を前提とする場合には、γ粒成長抑制効果を持つTi
Nをある程度は含ませなければならず、Nを0.001
%以上含有させるのがよく、併せて若干のTiも含有さ
せるのがよい。これに対し、溶接しない場合や、SAW
による40kJ/cm以下の小入熱溶接しか行わない場
合には、経済的に許される限り、Nはできるだけ低減す
るのがよい。
の元素であり、sol.Alで0.001%以上含有さ
せる必要がある。それ未満の場合には、脱酸不足によっ
て鋼質の劣化を招く。しかし、0.2%を超えて含有さ
せると、母材の靭性劣化や、溶接部の靱性低下を招く。
したがって、sol.Al含有量は0.001〜0.2
%とした。
よいが、いずれの元素も焼入性と焼戻し軟化抵抗を高め
る作用を有しており、添加すれば、厚肉鋼管の焼入性と
焼戻し軟化抵抗を高めることができる。このため、その
効果を得たい場合には添加するのがよく、その効果はい
ずれの元素も0.02%以上で顕著になる。しかし、C
rについては1.5%、Moについては1%を超えて含
有させると、溶接部の靭性低下が著しくなる。したがっ
て、添加する場合のCr含有量は0.02〜1.5%、
Mo含有量は0.02〜1%とするのが望ましい。
ば、強度が向上するほか焼入性と焼戻し軟化抵抗も向上
する。このため、その効果を得たい場合には添加するの
がよく、その効果は0.01%以上で顕著になる。しか
し、0.15%を超えて含有させると靭性が著しく低下
する。したがって、添加する場合のV含有量は0.01
〜0.15%とするのが望ましい。
すれば、強度が向上する。このため、その効果を得たい
場合には添加するのがよく、その効果は0.003%以
上で顕著になる。しかし、0.015%を超えて含有さ
せると、本発明のように950℃以上の高温で圧延を終
了する場合、圧延終了温度1000℃以上では析出強化
を通して靱性を著しく低下させる。したがって、添加す
る場合のNb含有量は0.003〜0.015%とする
のが望ましい。なお、靭性確保の観点から見た場合の好
ましい上限は0.01%、より好ましい上限は0.00
7%である。
すれば、強度および耐食性が向上するほか焼入性も向上
する。このため、その効果を得たい場合には添加するの
がよく、その効果は0.05%以上で顕著になる。しか
し、1.5%を超えて含有させてもコスト上昇に見合っ
た性能改善は見られない。したがって、添加する場合の
Cu含有量は0.05〜1.5%とするのが望ましい。
すれば、マトリックスの靭性が向上するとともに安定化
するほか焼入性も向上する。このため、その効果を得た
い場合には添加するのがよく、その効果は0.05%以
上で顕著になる。しかし、4%を超えて含有させてもコ
スト上昇に見合った性能改善は見られない。したがっ
て、添加する場合のNi含有量は0.05〜4%とする
のが望ましい。
ば、γ粒界の焼入性を高めて強度上昇に寄与する。この
ため、この効果を得たい場合には添加するのがよく、そ
の効果は0.0002%以上で顕著になる。しかし、
0.003%を超えて含有させると、過剰なBがBNと
なってγ粒界に析出し、靭性の低下を招く。したがっ
て、添加する場合のB含有量は0.0002〜0.00
3%とするのが望ましい。
すれば、鋼中のSと反応して硫酸化物を生成する。この
硫酸化物は、MnSなどとは異なり、圧延加工によって
圧延方向に伸びることがなく、圧延後も球状である。こ
のため、延伸した介在物の先端などを割れの起点とする
溶接割れや水素誘起割れ(以下、HICという)を抑制
するので、溶接割れやHICの発生が減少するほか靭性
も向上する。このため、その効果を得たい場合には添加
するのがよく、その効果は0.0002%以上で顕著に
なる。しかし、0.004%を超えて含有させると、清
浄度が悪化し、靭性の低下を招く。したがって、添加す
る場合のCa含有量は0.0002〜0.004%とす
るのが望ましい。
すれば、鋼中の酸化物の融点を高め、高温での加工に際
して酸化物を変形させにくくする効果がある。この効果
は、結晶粒が比較的細粒の鋼では明瞭でないが、本発明
のようにγ粒が粗大であることを許容した鋼材において
は顕著であり、靭性の向上に大きく寄与する。このた
め、その効果を得たい場合に添加することができ、その
効果は0.0002%以上で顕著になる。しかし、0.
003%を超えて含有させると、介在物量が増加し、か
えって靭性の低下を招く。したがって、添加する場合の
Mg含有量は0.0002〜0.003%とするのが望
ましい。
添加すれば、溶接熱影響部の組織の微細化やSの固定に
寄与し、靭性が向上する。このため、この効果を得たい
場合には添加するのがよく、その効果は0.0002%
以上で顕著になる。しかし、0.004%を超えて含有
させると、その介在物量が多くなって清浄度の悪化を招
き、かえって靭性が低下する。したがって、添加する場
合のREM含有量は0.0002〜0.004%とする
のが望ましい。
250トン転炉で溶製した後、その溶湯を丸型鋳型を備
える連続鋳造機に供して鋳造し、外径190〜310m
mの丸ビレットにした。
した後にマンネスマン−マンドレルミル方式の製管ライ
ンに供し、仕上げ温度を種々変えて外径219〜324
mm、肉厚12〜36mmの継目無鋼管に仕上げた。
後段に設けられ均熱炉に装入して均熱した後に焼入れ処
理し、次いで焼戻し処理した。その際、均熱炉に装入す
る前の鋼管の温度、均熱炉の炉温(均熱温度)と在炉時
間(保持時間)、焼入れ時の冷却速度および焼戻し温度
を種々変化させた。なお、一部の継目無鋼管について
は、均熱炉に装入することなく焼入れし、次いで焼戻し
処理した。また、均熱保持後の冷却は、いずれの場合も
室温まで強制冷却した。
S Z 2201に規定される4号試験片と、同じくJ
IS Z 2202に規定される4号試験片を採取し、
それぞれ引張試験とシャルピー衝撃試験に供し、機械的
性質(引張強さTSと降伏強さYS)と靭性(破面遷移
温度(vTrs))を調べた。
るために、鋼管の円周方向の4ケ所(90度ピッチ)か
ら、軸長方向に平行なL方向の試験片と、周方向に平行
なT方向の試験片を採取した。また、円弧状のT方向試
験片は、必要に応じて平板形状に展開成形した。
量100kJ/cmのサブマージドアーク溶接(SA
W)法で突き合わせ溶接を行い、その溶接部のL方向
(管軸長方向)からFusion Line がノッチ部に位置する
JIS Z 2202に規定される4号試験片を採取
し、シャルピー衝撃試験に供して溶接熱影響部(HA
Z)の靭性(破面遷移温度(vTrs))を調べた。
併せて示した
明の方法に従って製造して得られた継目無鋼管(試番1
〜7)は、引張強さの平均値が522〜610MPaと
高いのみならず、引張強さの最大値と最小値の差が19
MPa以下でばらつきが小さく、破面遷移温度も−49
℃以下で、強度と靭性に優れていた。
て得られた継目無鋼管(試番8〜26)のうち、仕上げ
温度条件、均熱条件および冷却条件のいずれか1つ以上
が本発明で規定する条件を満たさない継目無鋼管(試番
8〜19)は、破面遷移温度が−45℃以下で靱性に優
れ、かつ引張強さ平均値が479〜611MPaと高い
ものの、引張強さの最大値と最小値の差が35〜97M
Paで、強度のばらつきが極めて大きかった。特に、仕
上げ温度が本発明で規定する条件を満たさないうえに、
均熱処理を施すことなく製造して得られた継目無鋼管
(試番15、16および19)は、強度のばらつきが大
きかった。
却条件は本発明で規定する条件を満たすものの、化学組
成が本発明で規定する範囲を外れる鋼を用いて得られた
継目無鋼管(試番20〜26)は、強度のばらつきは小
さいものの、破面遷移温度がおしなべて高く、靭性が悪
かった。
比から明らかなように、鋼の組成が前記の式を満たす
本発明例の継目無鋼管(試番6、7)は、比較例の鋼管
(試番25、26)に比べて溶接熱影響部(HAZ)の
靱性に優れていた。
が小さく、しかも靱性に優れたラインパイプ用の継目無
鋼管を、高い生産性のもとに低コストで製造することが
できる。
Claims (3)
- 【請求項1】重量%で、C:0.02〜0.15%未
満、Si:1%以下、Mn:0.3〜2.5%、P:
0.05%以下、S:0.004%未満、Ti:0.0
17%以下、N:0.008%以下、sol.Al:
0.001〜0.1%を含み、さらにCr:0〜1.5
%、Mo:0〜1%、V:0〜0.15%、Nb:0〜
0.015%、Cu:0〜1.5%、Ni:0〜4%、
B:0〜0.003%、Ca:0〜0.004%、M
g:0〜0.003%、REM:0〜0.004%を含
有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、T
i、SおよびNとの関係が下記の式または式を満た
す化学組成の鋼からなるビレットの熱間での穿孔圧延お
よび延伸圧延を950℃以上で終了し、Ar3 変態点以
下の温度に冷却することなく、900〜1100℃の温
度で1〜30分間均熱保持した後、5℃/s以上の冷却
速度で400℃以下の温度域にまで冷却する焼入れ処理
を施すことを特徴とする強度の均一性と靱性に優れたラ
インパイプ用継目無鋼管の製造方法。 (Ti/N)<3.4の時 Ti+8.1×S≦0.035 ・・・・・・・ (Ti/N)≧3.4の時 3.4×N+8.1×S≦0.035 ・・・・ ただし、式および式中の元素記号は、鋼中のそれぞ
れの元素の含有量(重量%)を意味する。 - 【請求項2】焼入れ処理後、Ac1 変態点以下の温度で
焼戻すことを特徴とする請求項1に記載の強度の均一性
と靱性に優れたラインパイプ用継目無鋼管の製造方法。 - 【請求項3】ビレットが、Ti:0.004〜0.01
7%、N:0.001〜0.008%を含有し、かつT
iとNの関係が下記の式を満たす化学組成の鋼からな
ることを特徴とする請求項1または請求項2に記載の強
度の均一性と靱性に優れたラインパイプ用継目無鋼管の
製造方法。 0.4≦(Ti/N)≦4.0 ・・・・ ただし、式中の元素記号は、鋼中のそれぞれの元素の
含有量(重量%)を意味する。
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---|---|---|---|
JP27743098A JP3812168B2 (ja) | 1998-09-30 | 1998-09-30 | 強度の均一性と靱性に優れたラインパイプ用継目無鋼管の製造方法 |
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---|---|---|---|
JP27743098A JP3812168B2 (ja) | 1998-09-30 | 1998-09-30 | 強度の均一性と靱性に優れたラインパイプ用継目無鋼管の製造方法 |
Publications (2)
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