JP2012072423A - Method of manufacturing high-strength steel plate for line pipe - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、天然ガスや原油などを輸送するラインパイプに好適に使用される高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法に関し、特に、優れた強度および変形能を有し、かつ強度のバラツキが小さく、生産性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法に関するものである。 The present invention relates to a method for producing a steel plate for a high-strength line pipe that is suitably used for a line pipe that transports natural gas, crude oil, etc., and in particular, has excellent strength and deformability, and small variations in strength, The present invention relates to a method for producing a steel plate for high-strength line pipe excellent in productivity.
近年、原油・天然ガスの長距離輸送手段として、パイプラインの重要性がますます高まっている。現在、（１）高圧化による輸送効率の向上や、（２）ラインパイプの外径・重量の低減による、現地での施工能率の向上のため、より高強度のラインパイプが要望されている。具体的には、米国石油協会（ＡＰＩ）の規格でＸ６０以上（降伏強度（ＹＳ）４１５ＭＰａ以上、引張強さ（ＴＳ）５２０ＭＰａ以上）のラインパイプが好適に使用されている。 In recent years, pipelines have become increasingly important as a means of long-distance transportation of crude oil and natural gas. Currently, there is a demand for higher-strength line pipes for (1) improving transportation efficiency by increasing pressure and (2) improving the construction efficiency in the field by reducing the outer diameter and weight of the line pipe. Specifically, a line pipe of X60 or more (yield strength (YS) 415 MPa or more, tensile strength (TS) 520 MPa or more) in accordance with American Petroleum Institute (API) standards is suitably used.
また、最近、ラインパイプの設計の考え方が変化してきており、パイプラインに歪が加わっても、鋼管の円周溶接部が破壊しない、又は、鋼管自体が座屈しない設計（ｓｔｒａｉｎ ｂａｓｅｄ ｄｅｓｉｇｎ）が取り入れられるようになってきている。 In addition, the design concept of line pipes has recently changed, and even if distortion is applied to the pipeline, the circumferential welded portion of the steel pipe does not break or the steel pipe itself does not buckle (strain based design). It is getting adopted.
また、従来の鋼板の製造方法としては、圧延ライン（製造ライン）上に設置された誘導加熱装置などの加熱装置を用いて焼き戻し処理などの熱処理を行う技術がある（例えば、特許文献１〜特許文献３参照）。また、特許文献４には、熱処理炉の設けられた厚鋼板の加工熱処理装置により、厚鋼板をオンラインで熱処理する技術が記載されている。 Moreover, as a manufacturing method of the conventional steel plate, there exists a technique which performs heat processing, such as a tempering process, using heating apparatuses, such as an induction heating apparatus installed on the rolling line (production line) (for example, patent documents 1-1). (See Patent Document 3). Patent Document 4 describes a technique for online heat treatment of a thick steel plate using a thick steel plate working heat treatment apparatus provided with a heat treatment furnace.
また、従来、高効率で且つ均一性の良い鋼材の熱処理方法として、炉の設定温度を炉の入り側を高温に、出側を低温に設定する技術が提案されている（例えば、特許文献５参照）。また、厚鋼板を熱間圧延終了後に熱間矯正し、その後、冷却する方法において、冷却終了後に一定の温度で保温して、鋼板面内の温度分布を均一にすることにより、形状の優れた厚鋼板を製造する方法が提案されている（例えば、特許文献６参照）。 Conventionally, as a heat treatment method for steel materials with high efficiency and good uniformity, a technique for setting the furnace set temperature to a high temperature on the furnace entrance side and a low temperature on the exit side has been proposed (for example, Patent Document 5). reference). In addition, in the method of hot straightening after completion of hot rolling of the thick steel plate and then cooling, the shape is excellent by keeping the temperature constant at the constant temperature after completion of cooling, and making the temperature distribution in the steel plate surface uniform. A method of manufacturing a thick steel plate has been proposed (see, for example, Patent Document 6).
“ｓｔｒａｉｎ ｂａｓｅｄ ｄｅｓｉｇｎ”のラインパイプでは、母材の強度や低温靱性を確保しつつ、母材の変形能および鋼管の塗装後の変形能が良好であることが要求される。特に、鋼管を塗装する際の塗装温度が高温である場合には、良好な変形能が要求される。
また、ラインパイプの溶接部の破断を抑制する点から、母材の強度のバラツキを狭くすることが要求されている。
The “strain based design” line pipe is required to have good deformability of the base material and the steel pipe after coating while ensuring the strength and low temperature toughness of the base material. In particular, when the coating temperature when coating a steel pipe is high, good deformability is required.
Moreover, it is requested | required that the variation in the intensity | strength of a base material should be narrowed from the point which suppresses the fracture | rupture of the welding part of a line pipe.
このような要求に対応する技術として、母材となる高強度ラインパイプ用鋼板に適正な熱処理を施す方法が考えられる。
しかしながら、高強度ラインパイプ用鋼板に適正な熱処理を施す場合、高強度ラインパイプ用鋼板の生産性が著しく低下してしまう。特に、例えば、特許文献１〜特許文献４に記載の技術のように、製造ライン上に設置された加熱装置を用いて高強度ラインパイプ用鋼板に熱処理を施す場合、生産性が著しく低下する。
また、熱処理を施す場合には、例えば、バーナー式の加熱炉による熱処理の場合、各バーナーの位置や能力のばらつき、加熱炉出入り口の炉外雰囲気の影響による温度のばらつき、鋼板の凹凸によるバーナー火炎の当たり方、伝熱の仕方のばらつきなど種々の外乱により鋼板内に温度偏差が発生し、その結果、鋼板の部位により熱履歴が異なることにより、鋼板強度のばらつきを招いている。
As a technique for meeting such demands, a method of performing an appropriate heat treatment on a steel plate for a high-strength line pipe that is a base material can be considered.
However, when an appropriate heat treatment is performed on the steel sheet for high-strength line pipe, the productivity of the steel sheet for high-strength line pipe is significantly reduced. In particular, for example, when heat treatment is performed on a steel sheet for high-strength line pipes using a heating device installed on a production line as in the techniques described in Patent Documents 1 to 4, productivity is significantly reduced.
In addition, when heat treatment is performed, for example, in the case of heat treatment by a burner type heating furnace, variation in the position and capability of each burner, temperature variation due to the influence of the atmosphere outside the furnace at the entrance and exit of the heating furnace, burner flame due to unevenness of the steel plate Due to various disturbances such as variations in the manner of contact and heat transfer, temperature deviations occur in the steel sheet, and as a result, the heat history varies depending on the part of the steel sheet, resulting in variations in steel sheet strength.
本発明は、上記課題を鑑みてなされたものであって、優れた強度および変形能を有し、かつ強度のバラツキが小さい鋼板が得られる生産性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法を提供することを課題とする。 The present invention has been made in view of the above problems, and a method for producing a steel sheet for high-strength line pipes, which has excellent strength and deformability, and is excellent in productivity from which a steel sheet with small variations in strength can be obtained. It is an issue to provide.
本発明者らは、引張強さが５２０ＭＰａ以上の高強度であり、優れた変形能を有し、かつ強度のバラツキが小さい鋼板を得ることができる生産性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法を提供するため、高強度ラインパイプ用鋼板の成分組成および製造過程における条件について鋭意研究を行った。その結果、本発明を想到した。本発明の要旨は、以下のとおりである。 The inventors of the present invention are steel plates for high-strength line pipes that have high productivity with high tensile strength of 520 MPa or more, excellent deformability, and excellent productivity that can obtain steel plates with small variations in strength. In order to provide a manufacturing method, we conducted intensive research on the composition of the steel sheets for high-strength line pipes and the conditions in the manufacturing process. As a result, the present invention has been conceived. The gist of the present invention is as follows.
（１）質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ：≦０．０１％、
Ｓ：≦０．００３０％、
Ｎｂ：０．０００１〜０．２％、
Ａｌ：０．０００５〜０．０３％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％
を含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を圧延して冷却し、Ｘ６０以上の鋼板とする工程と、前記鋼板を熱処理する熱処理工程とを備え、
前記熱処理工程が、前記鋼板を０．１〜１.５℃／ｓｅｃの昇温速度で２００〜５２０℃の目標温度となるまで加熱した後、連続して前記鋼板の冷却を開始して、前記鋼板が２００℃以下となるまで冷却する工程であることを特徴とする高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
(1) In mass%,
C: 0.02-0.10%,
Si: 0.01 to 0.50%,
Mn: 1.5 to 2.5%
P: ≦ 0.01%
S: ≦ 0.0030%,
Nb: 0.0001 to 0.2%,
Al: 0.0005 to 0.03%,
Ti: 0.003-0.030%
Including a step of rolling and cooling a steel piece made of iron and inevitable impurities and cooling to a steel plate of X60 or more, and a heat treatment step of heat-treating the steel plate,
In the heat treatment step, the steel sheet is heated at a temperature rising rate of 0.1 to 1.5 ° C./sec until a target temperature of 200 to 520 ° C. is reached, and then the cooling of the steel sheet is started continuously. A method for producing a steel plate for a high-strength line pipe, which is a step of cooling until the steel plate becomes 200 ° C or lower.
（２） 前記鋼板が、さらに、質量％で、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．５％、
Ｎｉ：０．０１〜１．５％、
Ｃｒ：０．０１〜１．５％、
Ｖ：０．０１〜０．１０％、
Ｂ：０．０００１〜０．００３０％、
Ｗ：０．０１〜１．０％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０５０％、
Ｔａ：０．０００１〜０．０５０％
のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
(2) The steel sheet is further in mass%,
Mo: 0.01 to 1.0%,
Cu: 0.01 to 1.5%,
Ni: 0.01 to 1.5%,
Cr: 0.01 to 1.5%
V: 0.01 to 0.10%,
B: 0.0001 to 0.0030%,
W: 0.01 to 1.0%
Zr: 0.0001 to 0.050%,
Ta: 0.0001 to 0.050%
The manufacturing method of the steel plate for high strength line pipes of Claim 1 characterized by including 1 type (s) or 2 or more types.
（３）前記鋼板が、さらに、質量％で、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００５％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５％、
Ｙ：０．０００１〜０．００５％、
Ｈｆ：０．０００１〜０．００５％、
Ｒｅ：０．０００１〜０．００５％
のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
(3) The steel sheet is further in mass%,
Mg: 0.0001 to 0.010%,
Ca: 0.0001 to 0.005%,
REM: 0.0001 to 0.005%,
Y: 0.0001 to 0.005%
Hf: 0.0001 to 0.005%,
Re: 0.0001 to 0.005%
The manufacturing method of the steel plate for high-strength line pipes of Claim 1 or Claim 2 containing 1 type (s) or 2 or more types among these.
（４）前記鋼板の引張強さが５７０Ｍｐａ以上であることを特徴とする請求項１〜請求項３のいずれか一項に記載の高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
（５）前記鋼板の板厚が４０ｍｍ以下であることを特徴とする請求項１〜請求項４のいずれか一項に記載の高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
（６）前記熱処理工程が、前記鋼板を前記目標温度以上の温度とされた加熱炉内を通過させる工程であることを特徴とする請求項１〜請求項５のいずれか一項に記載の高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
（７）前記熱処理工程の前に、前記鋼板をコールドレベラーにて矯正することを特徴とする請求項１〜請求項６のいずれか一項に記載の高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
(4) Tensile strength of the above-mentioned steel plate is 570 Mpa or more, The manufacturing method of the steel plate for high strength line pipes as described in any one of Claims 1-3 characterized by the above-mentioned.
(5) The manufacturing method of the steel plate for high-strength line pipes according to any one of claims 1 to 4, wherein the steel plate has a thickness of 40 mm or less.
(6) The high heat treatment according to any one of claims 1 to 5, wherein the heat treatment step is a step of passing the steel sheet through a heating furnace having a temperature equal to or higher than the target temperature. Manufacturing method of steel plate for strength line pipe.
(7) The method for producing a steel sheet for high-strength line pipe according to any one of claims 1 to 6, wherein the steel sheet is corrected with a cold leveler before the heat treatment step.
本発明の高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法によれば、引張強さが５２０ＭＰａ以上の高強度であり、優れた変形能を有し、かつ強度のバラツキが小さい鋼板を効率よく製造できる。 According to the method for producing a steel sheet for high-strength line pipes of the present invention, a steel sheet having high strength with a tensile strength of 520 MPa or more, excellent deformability, and small variation in strength can be efficiently produced.
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明の高強度ラインパイプ用鋼板（以下「鋼板」と略記する場合がある。）の製造方法は、所定の成分組成の鋼片を圧延して冷却し、Ｘ６０以上の鋼板とする工程と、鋼板を熱処理する熱処理工程とを備えている。
Hereinafter, the present invention will be described in detail.
The method for producing a steel sheet for high-strength line pipe of the present invention (hereinafter sometimes abbreviated as “steel plate”) includes rolling a steel slab having a predetermined component composition and cooling it to obtain a steel plate of X60 or more, A heat treatment step of heat treating the steel plate.
本発明者らは、高強度ラインパイプ用に用いる鋼板の強度のバラツキを狭くするために鋭意研究を行った。その結果、鋼板に含まれるＣ含有量を所定の範囲にするとともに、圧延して冷却して得られた鋼板に、適正な条件で熱処理を行うことが極めて重要であることを見出した。
すなわち、鋼板に含まれるＣ含有量を０．１０％以下にした場合には、圧延後の冷却時における冷却条件を制御しないと、マルテンサイトなどの硬質相が生成したり、生成しなかったりする。このため、鋼板に含まれるＣ含有量を０．１０％以下にした場合には、鋼板の表層の硬度に差が生じ、鋼板の強度のバラツキが大きいものとなる。
The inventors of the present invention have conducted intensive research in order to narrow the variation in strength of steel plates used for high-strength line pipes. As a result, it has been found that it is extremely important that the C content contained in the steel sheet is within a predetermined range, and that the steel sheet obtained by rolling and cooling is subjected to heat treatment under appropriate conditions.
That is, when the C content contained in the steel sheet is 0.10% or less, a hard phase such as martensite may or may not be generated unless the cooling conditions during cooling after rolling are controlled. . For this reason, when C content contained in a steel plate is made into 0.10% or less, the difference in the hardness of the surface layer of a steel plate will arise, and the variation in the intensity | strength of a steel plate will become large.
そこで、本発明者らは、圧延して冷却して得られた鋼板に、鋼板の温度偏差が５０℃以下となる温度偏差の小さい熱処理を施した。なお、鋼板の温度偏差が５０℃以下であるとは、鋼板の長手方向、幅方向のいずれにおいても最高温度と最低温度との差が５０℃以下であることを意味する。 Therefore, the present inventors performed heat treatment with a small temperature deviation at which the temperature deviation of the steel sheet is 50 ° C. or less, on the steel sheet obtained by rolling and cooling. In addition, that the temperature deviation of a steel plate is 50 degrees C or less means that the difference between the maximum temperature and the minimum temperature is 50 degrees C or less in both the longitudinal direction and the width direction of the steel sheet.
鋼板の温度偏差が５０℃以下である熱処理を行った場合、鋼板中の固溶炭素が転位に固着されるので、鋼板中の固溶炭素に起因する応力集中が生じないようにすることができる。その結果、鋼板中に含まれるＣ含有量が０．０７％以下であっても、鋼板の強度のバラツキを抑えることができる。
なお、鋼板に含まれるＣ含有量が０．１０％以下である場合には、圧延して冷却して得られた鋼板に温度偏差が５０℃以下である熱処理を施しても、圧延後の冷却時における冷却条件を制御しなければ、鋼板の強度のバラツキを十分に抑えることはできなかった。
When a heat treatment in which the temperature deviation of the steel sheet is 50 ° C. or less is performed, the solute carbon in the steel sheet is fixed to the dislocation, so that stress concentration caused by the solute carbon in the steel sheet can be prevented. . As a result, even if the C content contained in the steel plate is 0.07% or less, it is possible to suppress variations in strength of the steel plate.
In addition, when the C content contained in the steel sheet is 0.10% or less, the steel sheet obtained by rolling and cooling is cooled after rolling even if the steel sheet is subjected to heat treatment with a temperature deviation of 50 ° C. or less. Unless the cooling conditions at that time were controlled, it was not possible to sufficiently suppress variations in the strength of the steel sheet.
以下、本発明の鋼板の製造方法において得られる鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、鋼板の成分組成の説明において「％」は「質量％」を意味する。
Ｃ：Ｃは、母材の強度を向上させる基本的な元素であり、０．０２％以上含有する必要がある。しかし、Ｃの含有量が０．１０％を超えると、鋼板の溶接性の低下や靱性の低下を招くため、Ｃの含有量の上限を０．１０％以下とする。Ｃの含有量の好ましい下限値は０．０３％以上であり、好ましい上限値は０．０７％以下である。
Hereinafter, the reason for limitation of the component composition of the steel plate obtained in the manufacturing method of the steel plate of this invention is demonstrated. In the description of the component composition of the steel sheet, “%” means “mass%”.
C: C is a basic element that improves the strength of the base material, and it is necessary to contain 0.02% or more. However, if the C content exceeds 0.10%, the weldability and toughness of the steel sheet are lowered, so the upper limit of the C content is 0.10% or less. The preferable lower limit of the C content is 0.03% or more, and the preferable upper limit is 0.07% or less.
Ｓｉ：Ｓｉは、脱酸元素として必要な元素であり、鋼板中に０．０１％以上の含有させる必要がある。しかし、Ｓｉの含有量が０．５０％を超えると、ＨＡＺ靱性が低下するので、上限を０．５０％以下とする。Ｓｉの含有量の好ましい範囲は、０．０１〜０．４０％である。
Ｍｎ：Ｍｎは、鋼板の強度及び靱性の確保に必要な元素である。しかし、Ｍｎの含有量が２．５％を超えると、ＨＡＺ靱性が著しく低下するので、上限を２．５％以下とする。一方、Ｍｎの含有量が１．５％未満であると、鋼板の強度確保が困難になるので、下限を１．５％以上とする。Ｍｎの含有量の好ましい範囲は、１．６〜２．０％である。
Si: Si is an element necessary as a deoxidizing element, and it is necessary to contain 0.01% or more in the steel sheet. However, if the Si content exceeds 0.50%, the HAZ toughness decreases, so the upper limit is made 0.50% or less. A preferable range of the Si content is 0.01 to 0.40%.
Mn: Mn is an element necessary for ensuring the strength and toughness of the steel sheet. However, if the Mn content exceeds 2.5%, the HAZ toughness is significantly reduced, so the upper limit is made 2.5% or less. On the other hand, if the Mn content is less than 1.5%, it becomes difficult to ensure the strength of the steel sheet, so the lower limit is made 1.5% or more. A preferable range of the Mn content is 1.6 to 2.0%.
Ｐ：Ｐは、鋼板の靱性に影響を与える元素であり、０．０１％を超えて含有されていると、ＨＡＺの靱性を著しく阻害するので、上限を０．０１％以下とする。
Ｓ：Ｓは、０．００３０％を超えて含有されていると、粗大な硫化物を生成し、靱性を阻害するので、上限を０．００３０％以下とする。
P: P is an element that affects the toughness of the steel sheet, and if it exceeds 0.01%, the toughness of HAZ is significantly inhibited, so the upper limit is made 0.01% or less.
S: If S is contained in an amount exceeding 0.0030%, coarse sulfides are generated and the toughness is inhibited, so the upper limit is made 0.0030% or less.
Ｎｂ：Ｎｂは、炭化物、窒化物を形成し、強度の向上に効果がある元素である。しかし、Ｎｂの含有量が０．０００１％未満であると、上記効果が得られないので、下限を０．０００１％以上とする。一方、Ｎｂの含有量が０．２％を超えると、靱性の低下を招くので、上限を０．２％以下とする。Ｎｂの含有量の好ましい範囲は０．００５〜０．０５％である。 Nb: Nb is an element that forms carbides and nitrides and is effective in improving strength. However, if the Nb content is less than 0.0001%, the above effect cannot be obtained, so the lower limit is made 0.0001% or more. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.2%, the toughness is reduced, so the upper limit is made 0.2% or less. A preferable range of the Nb content is 0.005 to 0.05%.
Ａｌ：Ａｌは、通常、脱酸材として添加する元素である。しかし、Ａｌの含有量が０．０３０％を超えると、Ｔｉ主体の酸化物が生成しないので、上限と０．０３０％以下とする。また、溶鋼中の酸素量を低減するため、Ａｌの含有量を０．０００５％以上とする必要がある。Ａｌの含有量の好ましい範囲は、０．００１〜０．０３％である。 Al: Al is an element usually added as a deoxidizer. However, if the Al content exceeds 0.030%, no Ti-based oxide is formed, so the upper limit is made 0.030% or less. Moreover, in order to reduce the amount of oxygen in the molten steel, the Al content needs to be 0.0005% or more. A preferable range of the Al content is 0.001 to 0.03%.
Ｔｉ：Ｔｉは、脱酸材として、さらには、窒化物形成元素として、結晶粒の細粒化に効果を発揮する元素である。しかし、Ｔｉの含有量が０．０３０％を超えると、炭化物の形成による靱性の低下をもたらすので、上限を０．０３０％以下とする。また、上記効果を得るためには、Ｔｉの含有量を０．００３％以上とする必要がある。Ｔｉの含有量の好ましい範囲は、０．００５〜０．０２％である。 Ti: Ti is an element that exerts an effect on the refinement of crystal grains as a deoxidizer and further as a nitride-forming element. However, if the Ti content exceeds 0.030%, the toughness is reduced due to the formation of carbides, so the upper limit is made 0.030% or less. Moreover, in order to acquire the said effect, it is necessary to make content of Ti 0.003% or more. A preferable range of the Ti content is 0.005 to 0.02%.
また、本発明の鋼板の製造方法において得られる鋼板は、上記成分の他、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｂ、Ｗ、Ｚｒ、Ｔａのうち１種又は２種以上を含有するものであってもよい。
Ｍｏ：Ｍｏは、焼入性を向上させると同時に、炭窒化物を形成し、強度を改善する元素である。上記効果を得るためには、Ｍｏの含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｍｏの含有量が１．０％を超える場合、靱性の低下をもたらすので、１．０％以下とすることが好ましい。
Moreover, the steel plate obtained in the manufacturing method of the steel plate of this invention contains 1 type (s) or 2 or more types among Mo, Cu, Ni, Cr, V, B, W, Zr, Ta other than the said component. There may be.
Mo: Mo is an element that improves hardenability and at the same time forms carbonitrides and improves strength. In order to acquire the said effect, it is preferable to make content of Mo 0.01% or more. However, if the Mo content exceeds 1.0%, the toughness is reduced.
Ｃｕ：Ｃｕは、靱性を低下させずに、強度を高めるのに有効な元素である。しかし、Ｃｕの含有量が０．０１％未満である場合、上記効果が十分に得られないため好ましくない。また、Ｃｕの含有量が１．５％を超えると、熱処理時や溶接時に割れが生じ易くなるため好ましくない。したがって、Ｃｕの含有量は０．０１〜１．５％とすることが好ましい。 Cu: Cu is an element effective for increasing the strength without reducing toughness. However, when the Cu content is less than 0.01%, the above effect cannot be obtained sufficiently, which is not preferable. Further, if the Cu content exceeds 1.5%, it is not preferable because cracks are likely to occur during heat treatment or welding. Therefore, the Cu content is preferably 0.01 to 1.5%.
Ｎｉ：Ｎｉは、靱性及び強度の改善に有効な元素であり、その効果を得るためには、０．０１％以上含有することが好ましい。しかし、Ｎｉの含有量が５．０％を超えると、溶接性が低下するので、５．０％以下とすることが好ましい。 Ni: Ni is an element effective for improving toughness and strength. In order to obtain the effect, Ni is preferably contained in an amount of 0.01% or more. However, if the Ni content exceeds 5.0%, the weldability deteriorates.
Ｃｒ：Ｃｒは、析出強化により、鋼の強度を高める元素であり、０．０１％以上含有することが好ましい。しかし、Ｃｒの含有量が多すぎると、焼入性が高くなり、ベイナイト組織を生じさせ、靱性を低下させるので、１．５％以下とすることが好ましい。
Ｖ：Ｖは、炭化物、窒化物を形成し、強度の向上に効果がある元素であるが、０．０１％未満の含有量では、その効果が不十分となるため好ましくない。一方、Ｖの含有量が０．１０％を超えると、靱性の低下を招くので、０．１０％以下とすることが好ましい。
Cr: Cr is an element that increases the strength of steel by precipitation strengthening, and is preferably contained in an amount of 0.01% or more. However, if the content of Cr is too large, the hardenability is increased, a bainite structure is formed, and the toughness is lowered. Therefore, the content is preferably 1.5% or less.
V: V is an element that forms carbides and nitrides and is effective in improving the strength. However, a content of less than 0.01% is not preferable because the effect is insufficient. On the other hand, if the content of V exceeds 0.10%, the toughness is reduced, so it is preferable to be 0.10% or less.
Ｂ：Ｂは、固溶して焼入れ性を高め、フェライトの生成を抑制する元素である。Ｂの含有量が０．０００１％未満であると、その効果が十分に得られないので、下限を０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｂの含有量が０．００３０％を超えても、効果が飽和するだけであるので、上限を０．００３０％以下とすることが好ましい。 B: B is an element that dissolves to improve hardenability and suppress the formation of ferrite. If the content of B is less than 0.0001%, the effect cannot be sufficiently obtained, so the lower limit is preferably made 0.0001% or more. On the other hand, even if the content of B exceeds 0.0030%, the effect is only saturated, so the upper limit is preferably made 0.0030% or less.
Ｗ：Ｗは、焼入性を高めると同時に、炭窒化物を形成し、強度を改善する元素であり、その効果を得るためには、０．０１％以上の含有させることが好ましい。一方、Ｗの含有量が１．０％を超えると、靱性の低下をもたらすので、１．０％以下とすることが好ましい。 W: W is an element that improves hardenability and at the same time forms carbonitrides and improves strength. In order to obtain the effect, W is preferably contained in an amount of 0.01% or more. On the other hand, if the W content exceeds 1.0%, the toughness is lowered, so that the content is preferably 1.0% or less.
Ｚｒ、Ｔａ：ＺｒおよびＴａは、Ｎｂと同様に、炭化物、窒化物を形成し、強度の向上に効果がある元素である。ＺｒおよびＴａは、いずれも０．０００１％未満の含有量では、その効果が十分に得られないため好ましくない。一方、ＺｒおよびＴａは、含有量が０．０５０％を超えると、靱性の低下を招くものであるので、いずれも０．０５０％以下とすることが好ましい。 Zr, Ta: Zr and Ta are elements that form carbides and nitrides and are effective in improving the strength, like Nb. Zr and Ta are not preferable when the content is less than 0.0001% because the effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the content of Zr and Ta exceeds 0.050%, the toughness is deteriorated, so both are preferably made 0.050% or less.
さらに、本発明の鋼板の製造方法において得られる鋼板は、上記成分の他、Ｍｇ、Ｃａ，ＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅのうち１種又は２種以上を含有するものであってもよい。
Ｍｇ：Ｍｇは、脱酸材として添加する元素である。しかし、Ｍｇの含有量が０．０１０％を超えると、粗大な酸化物が生成し易くなり、ＨＡＺの靱性の低下を招くので、上限を０．０１０％以下とすることが好ましい。一方、Ｍｇの含有量が０．０００１％未満であると、粒内変態及びピニング粒子として必要な酸化物の充分な生成が期待できないので、下限を０．０００１％以上とすることが好ましい。
Furthermore, the steel plate obtained in the method for producing a steel plate of the present invention may contain one or more of Mg, Ca, REM, Y, Hf, and Re in addition to the above components.
Mg: Mg is an element added as a deoxidizer. However, if the Mg content exceeds 0.010%, a coarse oxide is likely to be formed, and the HAZ toughness is reduced. Therefore, the upper limit is preferably made 0.010% or less. On the other hand, if the Mg content is less than 0.0001%, it is not possible to expect sufficient formation of intragranular transformation and pinning particles, so the lower limit is preferably made 0.0001% or more.
Ｃａ，ＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅ：Ｃａ、ＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅは、いずれも硫化物を形成して、伸長ＭｎＳの生成を抑制し、鋼材の板厚方向の特性、特に、耐ラメラティアー性を改善する元素である。Ｃａ、ＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、及び、Ｒｅは、いずれも含有量が０．０００１％未満では上記効果が十分に得られないので、下限を０．０００１％以上にすることが好ましい。一方、含有量が０．００５％を超えると、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、及び、Ｒｅの酸化物の個数が増加し、超微細なＭｇ含有酸化物の個数が低下するので、上限を０．００５％以下とすることが好ましい。 Ca, REM, Y, Hf, and Re: Ca, REM, Y, Hf, and Re all form sulfides to suppress the formation of elongated MnS, and the characteristics in the thickness direction of the steel material, particularly lamellar resistance It is an element that improves tear properties. For Ca, REM, Y, Hf, and Re, the above effect cannot be sufficiently obtained when the content is less than 0.0001%, so the lower limit is preferably made 0.0001% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.005%, the number of Ca, REM, Y, Hf, and Re oxides increases, and the number of ultrafine Mg-containing oxides decreases, so the upper limit is 0. 0.005% or less is preferable.
本発明の鋼板の製造方法では、このような成分組成の鋼片を圧延して冷却し、Ｘ６０以上（降伏強度（ＹＳ）４１５ＭＰａ以上、引張強さ（ＴＳ）５２０ＭＰａ以上）の鋼板とする。なお、鋼片を鋼板とする工程において得られる鋼板は、Ｘ６０以上であればよいが、硬質相であるＭ−Ａ（マルテンサイトーオーステナイト混合物）を含むＸ７０以上（降伏強度（ＹＳ）４８５ＭＰａ以上、引張強さ５７０Ｍｐａ以上）のものであることが好ましい。 In the method for producing a steel sheet of the present invention, a steel piece having such a component composition is rolled and cooled to obtain a steel sheet having X60 or more (yield strength (YS) 415 MPa or more, tensile strength (TS) 520 MPa or more). In addition, although the steel plate obtained in the process which uses a steel piece as a steel plate should just be X60 or more, it is X70 or more (yield strength (YS) 485MPa or more) containing MA (martensite-austenite mixture) which is a hard phase, tensile It is preferable that the strength is 570 Mpa or more.
また、鋼片を鋼板とする工程において得られる鋼板は、板厚が４０ｍｍ以下であることが好ましく、高強度ラインパイプにより好適であるものとするために１２〜２５ｍｍであることがより好ましい。鋼板の板厚が４０ｍｍ以下である場合、後述する熱処理工程における鋼板の温度偏差を容易に５０℃以下に抑制し易い。
なお、鋼板の幅は、後述する熱処理工程において用いる加熱炉の幅や用途に応じて適宜決定できる。
Moreover, it is preferable that the steel plate obtained in the process which uses a steel piece as a steel plate has a plate thickness of 40 mm or less, and more preferably 12 to 25 mm so as to be more suitable for a high-strength line pipe. When the plate thickness of the steel plate is 40 mm or less, the temperature deviation of the steel plate in the heat treatment step described later is easily suppressed to 50 ° C. or less.
The width of the steel sheet can be appropriately determined according to the width and application of the heating furnace used in the heat treatment step described later.
本実施形態においては、圧延は、鋼片を再加熱してから行う。鋼片の再加熱温度は、９５０〜１２５０℃であることが好ましい。 In the present embodiment, the rolling is performed after the steel piece is reheated. The reheating temperature of the steel slab is preferably 950 to 1250 ° C.
再加熱した鋼片は、例えば、再結晶域での圧下比を２以上にし、未再結晶域での圧下比を３以上にして圧延することが好ましい。この場合、圧延後の鋼板の平均旧オーステナイト粒径が２０μｍ以下になる。また、未再結晶域での圧下比を４以上にすると、平均オーステナイト粒径が１０μｍ以下になるので、未再結晶域での圧下比は４以上であることがより好ましい。 The reheated steel slab is preferably rolled, for example, with a reduction ratio in the recrystallization region of 2 or more and a reduction ratio in the non-recrystallization region of 3 or more. In this case, the average prior austenite grain size of the steel sheet after rolling is 20 μm or less. Further, when the rolling ratio in the non-recrystallized region is 4 or more, the average austenite grain size is 10 μm or less, and therefore the rolling ratio in the non-recrystallized region is more preferably 4 or more.
圧延終了後、鋼板を水冷などにより冷却する。冷却開始温度は、Ａｅ３点以下であることが好ましい。冷却開始温度がＡｅ３点以下であると、フェライト変態が生じ、鋼板の降伏比が低下するので、変形能が良好になる。冷却開始温度は、８００℃以下であることがより好ましく、７５０℃以下であることがさらに好ましい。 After rolling, the steel sheet is cooled by water cooling or the like. The cooling start temperature is preferably Ae3 or less. When the cooling start temperature is Ae3 or lower, ferrite transformation occurs and the yield ratio of the steel sheet is lowered, so that the deformability is improved. The cooling start temperature is more preferably 800 ° C. or less, and further preferably 750 ° C. or less.
冷却停止温度は、２００℃以上にすることが好ましい。冷却停止温度が２００℃未満であると、中心部に水素起因の割れが発生する可能性がある。
また、圧延終了後の冷却については、鋼板の中心部の平均冷却速度が６０℃／ｓ以下であることが好ましい。鋼板の中心部の平均冷却速度が６０℃／ｓを超えると、鋼板の強度が高くなりすぎて、靱性が不十分となる恐れがある。
The cooling stop temperature is preferably 200 ° C. or higher. If the cooling stop temperature is less than 200 ° C., cracks due to hydrogen may occur in the center.
Moreover, about cooling after completion | finish of rolling, it is preferable that the average cooling rate of the center part of a steel plate is 60 degrees C / s or less. If the average cooling rate of the central part of the steel plate exceeds 60 ° C./s, the strength of the steel plate becomes too high and the toughness may be insufficient.
本実施形態の鋼板の製造方法では、圧延して冷却して得られたＸ６０以上の鋼板を熱処理する熱処理工程を行う。
本実施形態においては、熱処理工程の前に、鋼板をコールドレベラー（冷間矯正機）にて矯正することが好ましい。コールドレベラーにて鋼板を矯正すると、鋼板中の転位密度が増加するため、後述する熱処理工程において固溶炭素を固着するための転位量を十分に確保することができる。したがって、鋼板をコールドレベラーにて矯正することで、熱処理工程において鋼板中の固溶炭素が転位に固着されやすくなり、鋼板中の固溶炭素を十分に少なくすることができ、変形能を効果的に向上させることができる。
また、鋼板を矯正し、形状を整えることにより次の熱処理工程での温度のばらつきをある程度抑制することができる。
In the manufacturing method of the steel plate of this embodiment, the heat treatment process which heat-processes the steel plate X60 or more obtained by rolling and cooling is performed.
In this embodiment, it is preferable to correct a steel plate with a cold leveler (cold straightening machine) before the heat treatment step. When the steel plate is corrected with a cold leveler, the dislocation density in the steel plate increases, so that a sufficient amount of dislocation for fixing solute carbon can be secured in the heat treatment step described later. Therefore, by correcting the steel plate with a cold leveler, the solute carbon in the steel plate is easily fixed to dislocations in the heat treatment process, and the solute carbon in the steel plate can be sufficiently reduced, and the deformability is effective. Can be improved.
Further, by correcting the steel plate and adjusting the shape, the temperature variation in the next heat treatment step can be suppressed to some extent.
次に、コールドレベラーにて矯正された鋼板を熱処理する熱処理工程を行う。熱処理工程においては、鋼板を０．１〜１．５℃／ｓｅｃの昇温速度で２００〜５２０℃の目標温度となるまで加熱した後、連続して鋼板の冷却を開始して、鋼板が２００℃以下となるまで冷却する。なお「目標温度となる」とは、鋼板の長手方向、幅方向の平均温度が目標温度となることを意味する。 Next, a heat treatment step is performed in which the steel plate straightened by the cold leveler is heat treated. In the heat treatment step, the steel plate is heated to a target temperature of 200 to 520 ° C. at a rate of temperature rise of 0.1 to 1.5 ° C./sec. Cool until below ℃. Note that “becomes the target temperature” means that the average temperature in the longitudinal direction and the width direction of the steel sheet becomes the target temperature.
本実施形態においては、熱処理工程における昇温速度および目標温度が上記範囲であるので、鋼板の温度偏差を５０℃以下に抑制しつつ、短時間で熱処理工程を完了することができる。
即ち、昇温速度が１．５℃／ｓｅｃ超では鋼板の部位による昇温速度の格差が拡がり温度偏差を５０℃以下とすることが困難となる。しかし、昇温速度が０．１℃／ｓｅｃ未満では、昇温に長時間を要し、生産性が低下するし、長時間高温状態となることにより転位量が減少し、固溶炭素が増加してしまう。また、同様に目標温度が５２０℃超では、鋼板の部位による温度の格差が大きくなり温度偏差を５０℃以下とすることが困難となる。しかし、目標温度が２００℃未満では、熱処理自体の効果が得られない。
熱処理工程における鋼板の温度偏差が５０℃以下である場合、鋼板の強度のバラツキが効果的に抑制されるので、熱処理後の鋼板に強度のバラツキがあったとしても、バラツキの量がわずかとなり、高強度ラインパイプ用に用いる場合に許容できる範囲内となる。
In this embodiment, since the rate of temperature increase and the target temperature in the heat treatment step are in the above ranges, the heat treatment step can be completed in a short time while suppressing the temperature deviation of the steel sheet to 50 ° C. or less.
That is, when the temperature rising rate exceeds 1.5 ° C./sec, the temperature rising rate difference due to the steel plate portion widens, and it becomes difficult to set the temperature deviation to 50 ° C. or less. However, if the rate of temperature rise is less than 0.1 ° C./sec, it takes a long time to raise the temperature, the productivity decreases, and the amount of dislocations decreases and the amount of solute carbon increases due to the high temperature state for a long time. Resulting in. Similarly, if the target temperature is higher than 520 ° C., the temperature difference due to the part of the steel plate becomes large, and it becomes difficult to make the temperature deviation 50 ° C. or less. However, if the target temperature is less than 200 ° C., the effect of the heat treatment itself cannot be obtained.
When the temperature deviation of the steel plate in the heat treatment step is 50 ° C. or less, the variation in strength of the steel plate is effectively suppressed, so even if there is a variation in strength in the steel plate after the heat treatment, the amount of variation becomes slight, It is within an acceptable range when used for high-strength line pipes.
また、目標温度は、４００℃以上であることが好ましい。例えば、熱処理前の鋼板が、Ｍ−Ａ（マルテンサイトーオーステナイト混合物）を含むＸ７０以上（降伏強度（ＹＳ）４８５ＭＰａ以上、引張強さ５７０Ｍｐａ以上）のものである場合、熱処理工程において４００℃以上となるまで加熱することで、硬質相であるＭ−Ａが微細なセメンタイトに分解されるため、効果的に低温靱性を向上させることができる。
また、目標温度は、４５０℃以下であることが好ましい。この場合、熱処理工程を行うことによる鋼板中の転位（歪）の減少量が少なくて済み、より一層変形能を向上させることができる。
Moreover, it is preferable that target temperature is 400 degreeC or more. For example, when the steel plate before heat treatment is X70 or more (yield strength (YS) 485 MPa or more, tensile strength 570 Mpa or more) containing MA (martensite-austenite mixture), the temperature is 400 ° C. or more in the heat treatment step. Since the hard phase MA is decomposed into fine cementite by heating to low temperature, the low temperature toughness can be effectively improved.
Moreover, it is preferable that target temperature is 450 degrees C or less. In this case, the amount of reduction in dislocation (strain) in the steel sheet due to the heat treatment step can be reduced, and the deformability can be further improved.
また、本実施形態の熱処理工程においては、鋼板を目標温度となるまで加熱した後、連続して鋼板の冷却を開始して、鋼板が２００℃以下となるまで冷却するので、効率よく熱処理工程を行うことができ、高い生産性が得られるとともに、良好な変形能が得られる。
また、目標温度となるまで加熱した鋼板は、空冷、水冷などの方法によって冷却することができる。冷却方法は特に限定されないが、水冷装置を必要としないため、空冷することが好ましい。
Further, in the heat treatment step of the present embodiment, after the steel plate is heated to the target temperature, cooling of the steel plate is continuously started and the steel plate is cooled to 200 ° C. or less, so the heat treatment step is efficiently performed. It is possible to obtain high productivity and good deformability.
Moreover, the steel plate heated until it becomes target temperature can be cooled by methods, such as air cooling and water cooling. Although the cooling method is not particularly limited, it does not require a water cooling device and is preferably air cooled.
また、本実施形態の熱処理工程においては、鋼板を目標温度となるまで加熱した後、連続して鋼板の冷却を開始するので、鋼板を目標温度以上の温度とされた加熱炉内を通過させることにより熱処理工程を行うことができる。本実施形態の熱処理工程において用いる加熱炉としては、鋼板を上記昇温速度で上記目標温度となるまで加熱でき、加熱した後、連続して鋼板の冷却を開始できるものであればよく、特に限定されない。 Further, in the heat treatment step of the present embodiment, after the steel plate is heated to the target temperature, cooling of the steel plate is started continuously, so that the steel plate is passed through a heating furnace having a temperature higher than the target temperature. Thus, a heat treatment process can be performed. The heating furnace used in the heat treatment step of the present embodiment is not particularly limited as long as the steel sheet can be heated at the above temperature increase rate until reaching the above target temperature, and can be continuously cooled after heating. Not.
鋼板を目標温度以上の温度とされた加熱炉内を通過させることにより熱処理工程を行う場合、加熱炉内への鋼板の搬入搬出が容易であり、短時間で効率よく熱処理工程を行うことができる。また、この場合、複数の鋼板を順次、加熱炉内を通過させる方法によって、複数の鋼板に対して、短時間で効率よく熱処理工程を行うことができるため、高い生産性が得られる。
また、加熱炉内が目標温度以上の温度とされているので、熱処理工程において鋼板を０．１〜１．５℃／ｓｅｃの高速の昇温速度で２００〜５２０℃の目標温度となるまで容易に加熱できる。
When the heat treatment process is performed by passing the steel sheet through a heating furnace having a temperature higher than the target temperature, it is easy to carry the steel sheet into and out of the heating furnace, and the heat treatment process can be performed efficiently in a short time. . Moreover, in this case, since a heat treatment process can be efficiently performed for a plurality of steel plates in a short time by a method in which the plurality of steel plates are sequentially passed through the heating furnace, high productivity is obtained.
Moreover, since the inside of the heating furnace is set to a temperature equal to or higher than the target temperature, the steel sheet is easily heated to a target temperature of 200 to 520 ° C. at a high temperature increase rate of 0.1 to 1.5 ° C./sec in the heat treatment step. Can be heated.
さらに、加熱炉内を通過させることにより熱処理工程を行う場合、鋼板を加熱炉内に搬入して目標温度となるまで加熱した後、直ちに、鋼板を加熱炉内から搬出することができ、容易に鋼板の加熱後、連続して鋼板の冷却を開始することができる。
また、加熱炉内を通過させることにより熱処理工程を行う場合、加熱炉内の温度と、加熱炉内を通過させる鋼板の速度（通板速度）とを調節することによって、熱処理工程における昇温速度や目標温度、鋼板の温度偏差などの熱処理条件を容易に高精度で制御できる。
Furthermore, when the heat treatment process is performed by passing through the heating furnace, the steel sheet can be taken out of the heating furnace immediately after being brought into the heating furnace and heated to the target temperature. After heating the steel sheet, the steel sheet can be continuously cooled.
In addition, when the heat treatment step is performed by passing through the heating furnace, the temperature increase rate in the heat treatment step is adjusted by adjusting the temperature in the heating furnace and the speed of the steel plate that passes through the heating furnace (plate passing speed). And heat treatment conditions such as target temperature and steel plate temperature deviation can be easily controlled with high accuracy.
具体的には、例えば、加熱炉内の温度を高くすることで、昇温速度を早くしたり、目標温度を高くしたりすることができ、加熱炉内の温度を低くすることで、昇温速度を遅くしたり、目標温度を低くしたりすることができ、通板速度を遅くすることで、鋼板の表面温度における温度偏差を小さくすることができる。 Specifically, for example, by increasing the temperature in the heating furnace, the heating rate can be increased or the target temperature can be increased, and by increasing the temperature in the heating furnace, the temperature can be increased. The speed can be reduced or the target temperature can be lowered, and the temperature deviation in the surface temperature of the steel sheet can be reduced by reducing the sheet passing speed.
加熱炉内の温度は、目標温度以上であればよく、特に限定されないが、２００〜９００℃の範囲内であることが好ましい。加熱炉内の温度を上記範囲内とすることで、容易に昇温速度を０．１〜１．５℃／ｓｅｃにできるとともに目標温度を２００〜５２０℃にできる。加熱炉内の温度が上記範囲未満であると、加熱炉内の温度が目標温度未満となるので、鋼板の温度を目標温度にすることができなくなる。また、加熱炉内の温度が上記範囲を超えると、昇温速度を１．５℃／ｓｅｃ以下にしにくくなるため好ましくない。 Although the temperature in a heating furnace should just be more than target temperature, and it does not specifically limit, It is preferable to exist in the range of 200-900 degreeC. By setting the temperature in the heating furnace within the above range, the temperature raising rate can be easily set to 0.1 to 1.5 ° C./sec and the target temperature can be set to 200 to 520 ° C. When the temperature in the heating furnace is lower than the above range, the temperature in the heating furnace becomes lower than the target temperature, and thus the temperature of the steel sheet cannot be set to the target temperature. Moreover, when the temperature in a heating furnace exceeds the said range, since it becomes difficult to make a temperature increase rate 1.5 degrees C / sec or less, it is unpreferable.
また、加熱炉内に配置される加熱手段としては、ガスバーナーや誘導加熱（ＩＨ）などを用いることができ、特に限定されないが、加熱炉内の温度の制御が容易であるガスバーナーを用いることが好ましい。 Moreover, as a heating means arrange | positioned in a heating furnace, a gas burner, induction heating (IH), etc. can be used, Although it does not specifically limit, Use the gas burner which is easy to control the temperature in a heating furnace. Is preferred.
本実施形態においては、鋼板を０．１〜１．５℃／ｓｅｃの昇温速度で２００〜５２０℃の目標温度となるまで加熱した後、連続して鋼板の冷却を開始して、鋼板が２００℃以下となるまで冷却する熱処理工程を行うが、例えば、目標温度となるまで加熱した後、目標温度で所定の時間保持してから鋼板の冷却を開始する場合、本実施形態と比較して目標温度で所定の時間保持する保持時間分の時間が余分に必要となるため、熱処理工程に必要な時間が長時間となり、生産性が低下する。 In this embodiment, after heating a steel plate at a temperature increase rate of 0.1 to 1.5 ° C./sec until a target temperature of 200 to 520 ° C. is reached, cooling of the steel plate is started continuously, A heat treatment process for cooling to 200 ° C. or lower is performed. For example, when heating to a target temperature and then holding the target temperature for a predetermined time before starting cooling of the steel sheet, as compared with this embodiment Since an extra amount of time for holding for a predetermined time at the target temperature is required, the time required for the heat treatment step becomes long, and the productivity is lowered.
また、目標温度で所定の時間保持する場合、鋼板が目標温度とされている時間が保持時間分長くなるため、熱処理工程を行うことによる鋼板中の転位（歪）の減少量が多くなり、固溶炭素を十分に少なくすることができなくなる。このため、良好な変形能が得られない。
また、目標温度で所定の時間保持するためには、目標温度となるまで加熱する際に用いる加熱炉などの熱処理装置を目標温度以上の設定温度にしづらくなるため、昇温速度を０．１℃／ｓｅｃ以上の高速にしにくくなり、熱処理工程に必要な時間が長時間となりやすい。
In addition, when the target temperature is held for a predetermined time, the time during which the steel plate is set to the target temperature becomes longer by the holding time, so that the amount of reduction of dislocation (strain) in the steel plate due to the heat treatment process increases, and the solid temperature is increased. The amount of molten carbon cannot be reduced sufficiently. For this reason, good deformability cannot be obtained.
In order to maintain the target temperature for a predetermined time, it is difficult to set a heat treatment apparatus such as a heating furnace used for heating up to the target temperature to a set temperature higher than the target temperature. It becomes difficult to achieve a high speed of at least / sec, and the time required for the heat treatment process tends to be long.
また、鋼板を目標温度以上の温度とされた加熱炉内を通過させることにより熱処理工程を行う場合、加熱炉を、鋼板を製造する連続ライン（オンライン）に設けず、オフラインに設けることが好ましい。すなわち、加熱炉をオフラインに設け、オンラインで圧延して冷却して得られた鋼板を、オフラインで熱処理し、熱処理後にオンラインに戻すことが好ましい。 Moreover, when performing a heat processing process by letting the steel plate pass through the inside of the heating furnace made into temperature more than target temperature, it is preferable not to provide a heating furnace in the continuous line (online) which manufactures a steel plate, but to provide offline. That is, it is preferable that a steel plate obtained by providing a heating furnace offline, rolling and cooling online is heat treated offline, and then returned online after the heat treatment.
本実施形態の熱処理工程は、上述したように、目標温度となるまで加熱した後、目標温度で所定の時間保持してから鋼板の冷却を開始する場合などと比較して、優れた生産性を有しているが、加熱炉をオンラインに設けた場合、熱処理工程を行わない場合と比較して生産性が低下する。加熱炉をオフラインに設けることで、熱処理工程を行うことに起因する生産性の低下を小さくすることができる。 As described above, the heat treatment process of the present embodiment is superior in productivity as compared with the case where the steel sheet is heated to the target temperature and then cooled for a predetermined time after being heated at the target temperature. However, when the heating furnace is provided on-line, productivity is reduced as compared with the case where the heat treatment process is not performed. By providing the heating furnace off-line, it is possible to reduce the decrease in productivity caused by performing the heat treatment step.
本実施形態の熱処理工程後に得られた鋼板は、高強度ラインパイプの材料として好適に用いられる。本実施形態の鋼板を用いて高強度ラインパイプを製造するには、例えば、鋼板を所定の形状にプレス成形し、サブマージドアーク溶接などの溶接を行うことにより鋼管とし、その後、所定の形状となるように拡管して高強度ラインパイプとする。
このようにして得られた高強度ラインパイプは、必要に応じて表面に塗装を行ってもよい。また、溶接後、拡管前の鋼管に、必要に応じて、低温靱性を向上させるためなどの熱処理を行ってもよい。
The steel plate obtained after the heat treatment step of this embodiment is suitably used as a material for a high-strength line pipe. In order to manufacture a high-strength line pipe using the steel plate of the present embodiment, for example, the steel plate is press-formed into a predetermined shape, and a steel pipe is formed by performing welding such as submerged arc welding. Expand the tube so that it becomes a high-strength line pipe.
The surface of the high-strength line pipe obtained in this way may be coated as necessary. Moreover, you may heat-process in order to improve low-temperature toughness as needed to the steel pipe before a pipe expansion after welding.
次に、本発明の実施例について説明する。なお、以下に示す実施例は、本発明の実施可能性及び効果を確認するためのものであり、本発明は、以下に示す実施例に限定されるものではない。
（実施例１）
表１または表４に示す化学成分を有する表２または表５に示す厚さ（スラブ厚）２４０ｍｍの鋼塊を、溶製し、鋳造して鋼片とした。
Next, examples of the present invention will be described. In addition, the Example shown below is for confirming the implementability and effect of this invention, and this invention is not limited to the Example shown below.
Example 1
A steel ingot having a thickness (slab thickness) of 240 mm shown in Table 2 or Table 5 having the chemical composition shown in Table 1 or Table 4 was melted and cast into a steel slab.
次いで、鋼片を表２または表５に示す１１００〜１２１０℃の加熱温度に再加熱し、表２に示す７０〜１００ｍｍの移送厚まで９５０℃以上の再結晶温度域で熱間圧延を施し、続いて、表２または表５に示す１２〜２５ｍｍの板厚まで８８０〜７５０℃の未再結晶温度域で熱間圧延を施して鋼板とした。その後、表２または表５に示す６５０〜８００℃の冷却開始温度で水冷による鋼板の冷却を開始し、表２または表５に示す２００〜５００℃の冷却停止温度で冷却を停止した。
再結晶圧下率および未再結晶圧下率、６００〜４００℃の鋼板の中心部の平均冷却速度を表２または表５に示す。
Next, the steel slab is reheated to a heating temperature of 1100 to 1210 ° C. shown in Table 2 or Table 5, and subjected to hot rolling in a recrystallization temperature range of 950 ° C. or more to a transfer thickness of 70 to 100 mm shown in Table 2. Then, it hot-rolled in the non-recrystallization temperature range of 880-750 degreeC to the plate | board thickness of 12-25 mm shown in Table 2 or Table 5, and was set as the steel plate. Then, cooling of the steel plate by water cooling was started at the cooling start temperature of 650-800 degreeC shown in Table 2 or Table 5, and cooling was stopped at the cooling stop temperature of 200-500 degreeC shown in Table 2 or Table 5.
Table 2 or Table 5 shows the recrystallization reduction ratio and the non-recrystallization reduction ratio, and the average cooling rate of the central portion of the steel sheet at 600 to 400 ° C.
次に、圧延して冷却して得られた鋼板のうち鋼1、２、８、１４、１９、２０、３９の鋼板を、コールドレベラーにて矯正した。
そして、鋼板を表２または表５に示す昇温速度で表２または表５に示す目標温度（鋼板表面温度）となるまで加熱した後、連続して鋼板の冷却を開始して、鋼板が２００℃以下となるまで冷却する熱処理工程を行った。熱処理工程において用いた加熱炉内の温度（炉温設定温度）と鋼板の表面温度における温度偏差（鋼板内温度偏差）とを表２または表５に示す。また、鋼３８については、表５に示す目標温度となるまで加熱した後、目標温度で１０分間保持してから鋼板の冷却を開始した。
Next, among the steel plates obtained by rolling and cooling, steel plates of steels 1, 2, 8, 14, 19, 20, and 39 were corrected with a cold leveler.
And after heating a steel plate to the target temperature (steel plate surface temperature) shown in Table 2 or Table 5 with the temperature increase rate shown in Table 2 or Table 5, cooling of a steel plate is started continuously, and the steel plate is 200 A heat treatment step of cooling until the temperature was reduced to below ℃ was performed. Table 2 or Table 5 shows the temperature in the heating furnace (furnace temperature setting temperature) used in the heat treatment step and the temperature deviation in the surface temperature of the steel sheet (temperature deviation in the steel sheet). Moreover, about the steel 38, after heating until it became the target temperature shown in Table 5, after hold | maintaining for 10 minutes at target temperature, the cooling of the steel plate was started.
次に、熱処理工程後に得られた鋼板を所定の形状にプレス成形し、表２または表５に示す入熱２．０〜４．０ｋＪ／ｍｍでサブマージドアーク溶接を行うことにより鋼管とし、一部の鋼管について表２に示す温度で熱処理した後、所定の形状となるように拡管してラインパイプとした。 Next, the steel plate obtained after the heat treatment step is press-formed into a predetermined shape and subjected to submerged arc welding at a heat input of 2.0 to 4.0 kJ / mm shown in Table 2 or Table 5 to obtain a steel pipe. After heat-treating the steel pipe of the part at the temperature shown in Table 2, the pipe was expanded to a predetermined shape to obtain a line pipe.
このようにして得られたラインパイプ、母材、溶接熱影響部について、表３または表６に示す項目の評価を行った。 The items shown in Table 3 or Table 6 were evaluated for the line pipe, base material, and weld heat affected zone thus obtained.
なお、母材の引張試験（鋼板引張強度）は、ラインパイプの溶接部を０時としたときの３時の位置から長さ方向に採取した試験片について実施した。
また、ラインパイプについては、塗装を行うことによる熱の負荷を模擬して温度２１０℃での熱処理（保持時間５分後、空冷）を行う前後に、母材の引張試験と同じ位置の試験片を採取して、ラインパイプの引張試験（鋼管引張強度）（２１０℃加熱後の引張り強度）を行った。
In addition, the tensile test (steel plate tensile strength) of the base material was performed on a test piece taken in the length direction from the 3 o'clock position when the welded portion of the line pipe was 0 o'clock.
In addition, for the line pipe, a test piece at the same position as the tensile test of the base material before and after heat treatment at a temperature of 210 ° C. (air cooling after 5 minutes holding time) simulating the heat load due to painting. The pipes were collected and subjected to a tensile test (steel pipe tensile strength) (tensile strength after heating at 210 ° C.) of the line pipe.
さらに、母材および溶接熱影響部については、シャルピー試験を実施し、−３０℃での２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーを求めた。なお、溶接熱影響部のシャルピー試験における試験片採取位置は、溶接金属の厚み１／２部の中心部とした。
また、母材については、落重試験機を用いてＤＷＴＴ試験（Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅｓｔ）を実施し、−２０℃での破面率を求めた。
Furthermore, with respect to the base material and the weld heat affected zone, a Charpy test was performed, and the absorbed energy in a 2 mmV notch Charpy impact test at −30 ° C. was obtained. In addition, the specimen collection position in the Charpy test of the weld heat affected zone was the center of the weld metal with a thickness of 1/2 part.
Moreover, about the base material, the DWTT test (Drop Weight Tear Test) was implemented using the drop weight tester, and the fracture surface rate in -20 degreeC was calculated | required.
表３に示す鋼１〜２２、表６に示す鋼３９は、本発明例である。
表３および表６に示すように、本発明例の鋼板及び鋼管の強度はＸ６０以上（降伏強度（ＹＳ）４３５ＭＰａ以上、引張強さ５２０Ｍｐａ以上）であり、かつ、鋼板内の強度のばらつきが５０ＭＰａ以下であった。また、表３に示す鋼１〜２２、表６に示す鋼３９では、鋼管のシャルピーエネルギーが２３０Ｊ以上であり、ＤＷＴＴ破面率は９０％以上であり、溶接熱影響部のシャルピー吸収エネルギーは９０Ｊ以上であり、優れた変形能を有していることが確認できた。
Steels 1 to 22 shown in Table 3 and Steel 39 shown in Table 6 are examples of the present invention.
As shown in Table 3 and Table 6, the strength of the steel sheet and steel pipe of the present invention is X60 or more (yield strength (YS) 435 MPa or more, tensile strength 520 Mpa or more), and the strength variation in the steel sheet is 50 MPa. It was the following. Moreover, in the steel 1-22 shown in Table 3, and the steel 39 shown in Table 6, the Charpy energy of a steel pipe is 230 J or more, the DWTT fracture surface rate is 90% or more, and the Charpy absorbed energy of the weld heat affected zone is 90 J. It was above and it has confirmed that it had the outstanding deformability.
これに対し、鋼２３〜３８は、比較例である。
鋼２３〜３２は、基本元素又は選択元素のいずれかの添加量が、本発明の範囲を超えている比較例であり、元素の過剰添加により、靱性の劣化が助長されたものである。
また、鋼３３〜３８は、熱処理条件が、本発明の範囲から逸脱している比較例であり、鋼板及び鋼管の強度のばらつきは、１００ＭＰａ以上である。
On the other hand, steel 23-38 is a comparative example.
Steels 23 to 32 are comparative examples in which the addition amount of either the basic element or the selective element exceeds the range of the present invention, and the deterioration of toughness is promoted by the excessive addition of the elements.
Steels 33 to 38 are comparative examples in which the heat treatment conditions deviate from the scope of the present invention, and the variation in the strength of the steel plate and the steel pipe is 100 MPa or more.
鋼３３は、昇温速度が本願発明の範囲超である比較例であり、鋼板の温度偏差が大きく強度のばらつきも１７０ＭＰａと大きい。
また、鋼３４は、昇温速度が、本発明の範囲未満である比較例であり、鋼板の生産性が極めて悪くなる。
鋼３６は、目標温度が、本発明の範囲未満である比較例であり、鋼板及び鋼管の強度のバラツキが大きく、変形能が不十分であるものである。
Steel 33 is a comparative example in which the rate of temperature rise exceeds the range of the present invention, and the steel plate has a large temperature deviation and a large strength variation of 170 MPa.
Steel 34 is a comparative example in which the rate of temperature rise is less than the range of the present invention, and the productivity of the steel sheet becomes extremely poor.
Steel 36 is a comparative example in which the target temperature is less than the range of the present invention, and the steel 36 and steel pipe have large variations in strength, and the deformability is insufficient.
また、鋼３５は、目標温度が、本発明の範囲を超える比較例であり、強度が目標に達しない。
また、鋼３７は、昇温速度、目標温度、温度偏差が、本発明の範囲から逸脱している比較例であり、鋼管の強度のバラツキが大きいものである。
Steel 35 is a comparative example in which the target temperature exceeds the range of the present invention, and the strength does not reach the target.
Steel 37 is a comparative example in which the rate of temperature increase, the target temperature, and the temperature deviation deviate from the scope of the present invention, and the strength of the steel pipe varies greatly.
また、鋼３８は、目標温度となるまで加熱した後、目標温度で１０分間保持してから鋼板の冷却を開始した比較例であり、生産性が極めて落ちる。 Further, the steel 38 is a comparative example in which the steel plate is heated to the target temperature and then held for 10 minutes at the target temperature, and then cooling of the steel plate is started.
前述したように、本発明によれば、引張強さが５２０ＭＰａ以上の高強度であり、優れた変形能を有し、かつ強度のバラツキが小さい鋼板を効率よく製造できる。よって、本発明は、鉄鋼産業及び鋼管製造産業において利用可能性が高いものである。 As described above, according to the present invention, it is possible to efficiently produce a steel plate having a high strength with a tensile strength of 520 MPa or more, an excellent deformability, and a small variation in strength. Therefore, the present invention has high applicability in the steel industry and the steel pipe manufacturing industry.
Claims (7)
Ｃ：０．０２〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ：≦０．０１％、
Ｓ：≦０．００３０％、
Ｎｂ：０．０００１〜０．２％、
Ａｌ：０．０００５〜０．０３％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％
を含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を圧延して冷却し、Ｘ６０以上の鋼板とする工程と、前記鋼板を熱処理する熱処理工程とを備え、
前記熱処理工程が、前記鋼板を０．１〜１.５℃／ｓｅｃの昇温速度で２００〜５２０℃の目標温度となるまで加熱した後、連続して前記鋼板の冷却を開始して、前記鋼板が２００℃以下となるまで冷却する工程であることを特徴とする高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。 % By mass
C: 0.02-0.10%,
Si: 0.01 to 0.50%,
Mn: 1.5 to 2.5%
P: ≦ 0.01%
S: ≦ 0.0030%,
Nb: 0.0001 to 0.2%,
Al: 0.0005 to 0.03%,
Ti: 0.003-0.030%
Including a step of rolling and cooling a steel piece made of iron and inevitable impurities and cooling to a steel plate of X60 or more, and a heat treatment step of heat-treating the steel plate,
In the heat treatment step, the steel sheet is heated at a temperature rising rate of 0.1 to 1.5 ° C./sec until a target temperature of 200 to 520 ° C. is reached, and then the cooling of the steel sheet is started continuously. A method for producing a steel plate for a high-strength line pipe, which is a step of cooling until the steel plate becomes 200 ° C or lower.
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．５％、
Ｎｉ：０．０１〜１．５％、
Ｃｒ：０．０１〜１．５％、
Ｖ：０．０１〜０．１０％、
Ｂ：０．０００１〜０．００３０％、
Ｗ：０．０１〜１．０％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０５０％、
Ｔａ：０．０００１〜０．０５０％
のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。 The steel sheet is further in mass%,
Mo: 0.01 to 1.0%,
Cu: 0.01 to 1.5%,
Ni: 0.01 to 1.5%,
Cr: 0.01 to 1.5%
V: 0.01 to 0.10%,
B: 0.0001 to 0.0030%,
W: 0.01 to 1.0%
Zr: 0.0001 to 0.050%,
Ta: 0.0001 to 0.050%
The manufacturing method of the steel plate for high strength line pipes of Claim 1 characterized by including 1 type (s) or 2 or more types.
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００５％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５％、
Ｙ：０．０００１〜０．００５％、
Ｈｆ：０．０００１〜０．００５％、
Ｒｅ：０．０００１〜０．００５％
のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。 The steel sheet is further in mass%,
Mg: 0.0001 to 0.010%,
Ca: 0.0001 to 0.005%,
REM: 0.0001 to 0.005%,
Y: 0.0001 to 0.005%
Hf: 0.0001 to 0.005%,
Re: 0.0001 to 0.005%
The manufacturing method of the steel plate for high-strength line pipes of Claim 1 or Claim 2 containing 1 type (s) or 2 or more types among these.
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Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102851604A (en) * | 2012-09-22 | 2013-01-02 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | Production method of high-strength steel plate with yield strength of 690MPa |
| CN102888565A (en) * | 2012-09-22 | 2013-01-23 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | High-strength steel plate with yield strength at 690MPa level and manufacture method thereof |
| CN103952641A (en) * | 2014-04-10 | 2014-07-30 | 日照钢铁控股集团有限公司 | SCC-corrosion-resistant pipe steel and manufacturing technology thereof |
| CN112375973A (en) * | 2020-10-26 | 2021-02-19 | 佛山科学技术学院 | High-strength steel structural member for building curtain wall engineering and heat treatment process thereof |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0725788A (en) * | 1992-12-18 | 1995-01-27 | Fresenius Ag | Dialysis solution for peritoneum dialysis |
| JP2008266780A (en) * | 2007-03-29 | 2008-11-06 | Jfe Steel Kk | High tensile strength product excellent in resistance to delayed fracture and process for production of the same |
| JP2008308736A (en) * | 2007-06-15 | 2008-12-25 | Jfe Steel Kk | Low-yield-ratio and high-strength thick steel plate superior in toughness at heat-affected zone in high-heat-input weld, and manufacturing method therefor |
| JP2011052244A (en) * | 2009-08-31 | 2011-03-17 | Nippon Steel Corp | METHOD FOR MANUFACTURING THICK HIGH-STRENGTH STEEL SHEET HAVING SUPERIOR CHARACTERISTICS OF STOPPING PROPAGATION OF BRITTLE CRACK SHEET AND SHEET THICKNESS OF 50-125 mm |
-
2010
- 2010-09-28 JP JP2010216822A patent/JP5206755B2/en active Active
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0725788A (en) * | 1992-12-18 | 1995-01-27 | Fresenius Ag | Dialysis solution for peritoneum dialysis |
| JP2008266780A (en) * | 2007-03-29 | 2008-11-06 | Jfe Steel Kk | High tensile strength product excellent in resistance to delayed fracture and process for production of the same |
| JP2008308736A (en) * | 2007-06-15 | 2008-12-25 | Jfe Steel Kk | Low-yield-ratio and high-strength thick steel plate superior in toughness at heat-affected zone in high-heat-input weld, and manufacturing method therefor |
| JP2011052244A (en) * | 2009-08-31 | 2011-03-17 | Nippon Steel Corp | METHOD FOR MANUFACTURING THICK HIGH-STRENGTH STEEL SHEET HAVING SUPERIOR CHARACTERISTICS OF STOPPING PROPAGATION OF BRITTLE CRACK SHEET AND SHEET THICKNESS OF 50-125 mm |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102851604A (en) * | 2012-09-22 | 2013-01-02 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | Production method of high-strength steel plate with yield strength of 690MPa |
| CN102888565A (en) * | 2012-09-22 | 2013-01-23 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | High-strength steel plate with yield strength at 690MPa level and manufacture method thereof |
| CN103952641A (en) * | 2014-04-10 | 2014-07-30 | 日照钢铁控股集团有限公司 | SCC-corrosion-resistant pipe steel and manufacturing technology thereof |
| CN103952641B (en) * | 2014-04-10 | 2016-10-05 | 日照钢铁控股集团有限公司 | The corroded pipeline of resistance to SCC steel and manufacturing process thereof |
| CN112375973A (en) * | 2020-10-26 | 2021-02-19 | 佛山科学技术学院 | High-strength steel structural member for building curtain wall engineering and heat treatment process thereof |
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