JP2567150B2 - 低温用高強度低降伏比ラインパイプ材の製造法 - Google Patents
低温用高強度低降伏比ラインパイプ材の製造法Info
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- JP2567150B2 JP2567150B2 JP2400661A JP40066190A JP2567150B2 JP 2567150 B2 JP2567150 B2 JP 2567150B2 JP 2400661 A JP2400661 A JP 2400661A JP 40066190 A JP40066190 A JP 40066190A JP 2567150 B2 JP2567150 B2 JP 2567150B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、寒冷地におけるライン
パイプの高圧力操業化に対しても安定した使用性能を保
証できる低温用高強度低降伏比ラインパイプ材の製造法
に関するものである。
パイプの高圧力操業化に対しても安定した使用性能を保
証できる低温用高強度低降伏比ラインパイプ材の製造法
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、高強度材で低降伏比を付与するに
は、例えば「鉄と鋼、´８７−Ｓ１３１５」によれば、
Ｃ量の増量、あるいは焼入後の焼戻温度を低下すること
により製造されることが報告されている。しかしなが
ら、Ｃ量の増加は、ラインパイプの基本的な使用特性で
ある溶接性を著しく劣化させるため、溶接前に予熱が必
要となるが、ラインパイプ敷設時の予熱処理は著しい作
業性の低下をきたす。また低温焼戻処理で製造したライ
ンパイプは低温靱性が不安定となるため寒冷地での使用
に制約が生じるという問題がある。
は、例えば「鉄と鋼、´８７−Ｓ１３１５」によれば、
Ｃ量の増量、あるいは焼入後の焼戻温度を低下すること
により製造されることが報告されている。しかしなが
ら、Ｃ量の増加は、ラインパイプの基本的な使用特性で
ある溶接性を著しく劣化させるため、溶接前に予熱が必
要となるが、ラインパイプ敷設時の予熱処理は著しい作
業性の低下をきたす。また低温焼戻処理で製造したライ
ンパイプは低温靱性が不安定となるため寒冷地での使用
に制約が生じるという問題がある。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記したよう
な問題点を解消するものであり、高強度低降伏比でしか
も低温靭性にすぐれている寒冷地での使用に適したライ
ンパイプ材の製造方法を提供することを目的とする。
な問題点を解消するものであり、高強度低降伏比でしか
も低温靭性にすぐれている寒冷地での使用に適したライ
ンパイプ材の製造方法を提供することを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記目的
を達成するために多くの実験を行い検討した結果、鋼成
分と熱間圧延条件を制御することによって低温靭性の優
れた高強度低降伏比ラインパイプ材が製造されることを
知見した。すなわち本発明は、この知見に基ずいて構成
したもので、その要旨とするところは、Ｃ：０．０２〜
０．１５％，Ｓｉ：０．０１〜０．５％，Ｍｎ：０．１
５〜２．０％，Ｓ：０．０１％以下、Ｐ：０．０２％以
下、Ａｌ：０．００５〜０．１％，Ｂ：０．０００３〜
０．００３％，Ｔｉ：０．００５〜０．２％，Ｎ：７０
ppm 以下を含有し、あるいはさらに、Ｃｒ：０．１〜
１．５％，Ｍｏ：０．０５〜０．４％，Ｎｉ：０．１〜
２．０％，Ｖ：０．０１〜０．１％よりなる群の少なく
とも１種または２種以上を含有するか、さらに、希土類
元素：０．００１〜０．０５％，Ｃａ：０．００１〜
０．０２％，Ｃｏ：０．０５〜０．５％，Ｃｕ：０．１
〜０．５％よりなる群の少なくとも１種または２種以上
を前記群と複合または単独で含有し、残部が実質的にＦ
ｅからなる鋼片を熱間穿孔連続圧延の最終過程で９００
℃〜７００℃の温度で圧下率３〜１５％の加工を施して
Ａｒ3 点−１００℃〜Ａｒ3 点＋５０℃の温度に降下さ
せた中空素管を、９００℃〜１０００℃に再加熱して仕
上げ温度がＡｒ3 点＋５０℃以上の熱間仕上圧延を施て
し、得られた仕上鋼管を、Ａｒ3 点以上の温度から空冷
するか、もしくは空冷後Ａｃ3 点以下の温度に加熱して
空冷する焼戻処理する低温用高強度低降伏比ラインパイ
プ材の製造法である。
を達成するために多くの実験を行い検討した結果、鋼成
分と熱間圧延条件を制御することによって低温靭性の優
れた高強度低降伏比ラインパイプ材が製造されることを
知見した。すなわち本発明は、この知見に基ずいて構成
したもので、その要旨とするところは、Ｃ：０．０２〜
０．１５％，Ｓｉ：０．０１〜０．５％，Ｍｎ：０．１
５〜２．０％，Ｓ：０．０１％以下、Ｐ：０．０２％以
下、Ａｌ：０．００５〜０．１％，Ｂ：０．０００３〜
０．００３％，Ｔｉ：０．００５〜０．２％，Ｎ：７０
ppm 以下を含有し、あるいはさらに、Ｃｒ：０．１〜
１．５％，Ｍｏ：０．０５〜０．４％，Ｎｉ：０．１〜
２．０％，Ｖ：０．０１〜０．１％よりなる群の少なく
とも１種または２種以上を含有するか、さらに、希土類
元素：０．００１〜０．０５％，Ｃａ：０．００１〜
０．０２％，Ｃｏ：０．０５〜０．５％，Ｃｕ：０．１
〜０．５％よりなる群の少なくとも１種または２種以上
を前記群と複合または単独で含有し、残部が実質的にＦ
ｅからなる鋼片を熱間穿孔連続圧延の最終過程で９００
℃〜７００℃の温度で圧下率３〜１５％の加工を施して
Ａｒ3 点−１００℃〜Ａｒ3 点＋５０℃の温度に降下さ
せた中空素管を、９００℃〜１０００℃に再加熱して仕
上げ温度がＡｒ3 点＋５０℃以上の熱間仕上圧延を施て
し、得られた仕上鋼管を、Ａｒ3 点以上の温度から空冷
するか、もしくは空冷後Ａｃ3 点以下の温度に加熱して
空冷する焼戻処理する低温用高強度低降伏比ラインパイ
プ材の製造法である。
【０００５】
【作用】以下本発明の製造法について詳細に説明する。
先ず、本発明において上記のような鋼成分に限定した理
由について説明する。ＣおよびＭｎは、強度の確保のた
め重要である。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎる
と溶接性の低下の原因となるためそれぞれ０．０２〜
０．１５％，０．１５〜２．０％とした。Ｓｉは、脱酸
剤が残存したものであり、強度を高めるためにも有効な
成分である。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎると
低温靱性の低下をきたすため０．０１〜０．５％とし
た。Ｐは、多過ぎると低温靱性の低下をきたす有害な成
分としてその含有量を０．０２％以下とした。Ｓは、Ｍ
ｎＳ系介在物を形成して低温靱性の低下をきたす有害な
成分としてその含有量を０．０１％以下とした。Ａｌ
は、Ｓｉと同様脱酸剤が残存したもので、少な過ぎると
その効果がなく、多過ぎると介在物を増加して低温靱性
の低下をきたすため０．００５〜０．１％とした。Ｂ，
Ｔｉ，Ｎは本発明の成分組成の中で特に重要である。本
発明者らは、多くの実験結果よりラインパイプの低降伏
比を図るには、ある程度のベイナイト組織が混在した方
がよいことを知見した。Ｂ添加は圧延後の空冷処理でベ
イナイト組織を出現するのに有効な元素であるが不可避
的に存在するＮによりその効果が低減するため適量のＴ
ｉが必要である。Ｂ量は、少な過ぎるとその効果がな
く、多過ぎると効果が飽和するばかりではなくＢ析出物
の出現により著しい低温靱性の劣化をきたすので０．０
００３〜０．００３％とした。Ｔｉは、少な過ぎるとそ
の効果がなく、多過ぎると効果が飽和するばかりではな
くＴｉ炭窒化物の出現により著しい低温靱性の劣化をき
たすので０．００５〜０．２％とした。Ｎは、Ｂの効果
を低下させる有害な成分として、その含有量を７０ppm
以下とした。
先ず、本発明において上記のような鋼成分に限定した理
由について説明する。ＣおよびＭｎは、強度の確保のた
め重要である。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎる
と溶接性の低下の原因となるためそれぞれ０．０２〜
０．１５％，０．１５〜２．０％とした。Ｓｉは、脱酸
剤が残存したものであり、強度を高めるためにも有効な
成分である。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎると
低温靱性の低下をきたすため０．０１〜０．５％とし
た。Ｐは、多過ぎると低温靱性の低下をきたす有害な成
分としてその含有量を０．０２％以下とした。Ｓは、Ｍ
ｎＳ系介在物を形成して低温靱性の低下をきたす有害な
成分としてその含有量を０．０１％以下とした。Ａｌ
は、Ｓｉと同様脱酸剤が残存したもので、少な過ぎると
その効果がなく、多過ぎると介在物を増加して低温靱性
の低下をきたすため０．００５〜０．１％とした。Ｂ，
Ｔｉ，Ｎは本発明の成分組成の中で特に重要である。本
発明者らは、多くの実験結果よりラインパイプの低降伏
比を図るには、ある程度のベイナイト組織が混在した方
がよいことを知見した。Ｂ添加は圧延後の空冷処理でベ
イナイト組織を出現するのに有効な元素であるが不可避
的に存在するＮによりその効果が低減するため適量のＴ
ｉが必要である。Ｂ量は、少な過ぎるとその効果がな
く、多過ぎると効果が飽和するばかりではなくＢ析出物
の出現により著しい低温靱性の劣化をきたすので０．０
００３〜０．００３％とした。Ｔｉは、少な過ぎるとそ
の効果がなく、多過ぎると効果が飽和するばかりではな
くＴｉ炭窒化物の出現により著しい低温靱性の劣化をき
たすので０．００５〜０．２％とした。Ｎは、Ｂの効果
を低下させる有害な成分として、その含有量を７０ppm
以下とした。
【０００６】上記の成分組成の鋼でさらに鋼の強度を高
める場合Ｃｒ等の成分を必要に応じて選択的に添加す
る。Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｖは、強度を高めるために少な
くとも１種または２種以上を必要に応じて添加するもの
である。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎてもその
効果が飽和し、しかも非常に高価であるため、それぞれ
０．１〜１．５％，０．０５〜０．４％，０．１〜２．
０％，０．０１〜０．１％とした。
める場合Ｃｒ等の成分を必要に応じて選択的に添加す
る。Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｖは、強度を高めるために少な
くとも１種または２種以上を必要に応じて添加するもの
である。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎてもその
効果が飽和し、しかも非常に高価であるため、それぞれ
０．１〜１．５％，０．０５〜０．４％，０．１〜２．
０％，０．０１〜０．１％とした。
【０００７】さらに本発明は、近年の鋼管の使用環境を
鑑み上記の成分組成で構成される鋼の耐硫化物応力腐食
割れ性（耐ＳＳＣ性）を改善するために希土類元素，Ｃ
ａ，Ｃｕ，Ｃｏ等の成分を少なくとも１種又は２種以上
必要に応じて選択的に添加する。希土類元素，Ｃａは、
介在物の形態を球状化させて無害化する有効な成分であ
る。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎると介在物を
増加して耐ＳＳＣ性を低下させるのでそれぞれ０．００
１〜０．０５％，０．００１〜０．０２％とした。Ｃ
ｏ，Ｃｕは、鋼中の水素侵入制御効果があり、耐ＳＳＣ
性に有効に働く。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎ
るとその効果が飽和するためそれぞれ０．０５〜０．５
％、０．１〜０．５％とした。
鑑み上記の成分組成で構成される鋼の耐硫化物応力腐食
割れ性（耐ＳＳＣ性）を改善するために希土類元素，Ｃ
ａ，Ｃｕ，Ｃｏ等の成分を少なくとも１種又は２種以上
必要に応じて選択的に添加する。希土類元素，Ｃａは、
介在物の形態を球状化させて無害化する有効な成分であ
る。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎると介在物を
増加して耐ＳＳＣ性を低下させるのでそれぞれ０．００
１〜０．０５％，０．００１〜０．０２％とした。Ｃ
ｏ，Ｃｕは、鋼中の水素侵入制御効果があり、耐ＳＳＣ
性に有効に働く。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎ
るとその効果が飽和するためそれぞれ０．０５〜０．５
％、０．１〜０．５％とした。
【０００８】次に熱間押込連続圧延の最終過程の圧延条
件を上記のように限定した理由について説明する。上記
のような成分組成の鋼は転炉、電気炉等の溶解炉である
いはさらに真空脱ガス処理を経て溶製され、連続鋳造法
または造塊分塊法で鋼片を製造する。熱間鋼片は、直ち
にあるいは一旦冷却された後高温度に加熱された後熱間
穿孔連続圧延機に搬送し、目的の外径、肉厚に圧延され
て中空素管に粗成形する。この圧延は製造された鋼管の
材質に大きな影響を及ぼす。すなわち図１および図２は
圧延直後のオーステナイト（以下、γと記す）粒を調べ
るため圧延後に急冷処理した鋼管のγ粒度と両加熱温度
毎の熱間穿孔連続圧延の最終過程での圧延条件、および
圧下温度毎の再加熱炉温度の関係を示す。図１，２から
圧延直後のγ粒度は、これらの条件によりＡＳＴＭ No.
０〜８と大きく変化することが明らかである。本発明者
等の研究によると、高強度鋼の降伏比はγ→α変態後の
α粒度が大きくなるほど低下するが、あまり大きくなり
すぎると低温靭性が劣化する。低降伏比と低温靭性の両
方を満足するα粒度はＡＳＴＭ No.７〜１０であり、こ
のα粒度を得るには圧延直後のγ粒度をＡＳＴＭ No.３
〜６とする必要があることを突き止めた。また、圧延直
後のＡＳＴＭ No.３〜６のγ粒度を得るには熱間穿孔連
続圧延の最終過程〜再加熱過程でのひずみ誘起粒成長後
の二次再結晶により引き起こされるγ粒粗大化現象の利
用が不可欠であることを知見した。
件を上記のように限定した理由について説明する。上記
のような成分組成の鋼は転炉、電気炉等の溶解炉である
いはさらに真空脱ガス処理を経て溶製され、連続鋳造法
または造塊分塊法で鋼片を製造する。熱間鋼片は、直ち
にあるいは一旦冷却された後高温度に加熱された後熱間
穿孔連続圧延機に搬送し、目的の外径、肉厚に圧延され
て中空素管に粗成形する。この圧延は製造された鋼管の
材質に大きな影響を及ぼす。すなわち図１および図２は
圧延直後のオーステナイト（以下、γと記す）粒を調べ
るため圧延後に急冷処理した鋼管のγ粒度と両加熱温度
毎の熱間穿孔連続圧延の最終過程での圧延条件、および
圧下温度毎の再加熱炉温度の関係を示す。図１，２から
圧延直後のγ粒度は、これらの条件によりＡＳＴＭ No.
０〜８と大きく変化することが明らかである。本発明者
等の研究によると、高強度鋼の降伏比はγ→α変態後の
α粒度が大きくなるほど低下するが、あまり大きくなり
すぎると低温靭性が劣化する。低降伏比と低温靭性の両
方を満足するα粒度はＡＳＴＭ No.７〜１０であり、こ
のα粒度を得るには圧延直後のγ粒度をＡＳＴＭ No.３
〜６とする必要があることを突き止めた。また、圧延直
後のＡＳＴＭ No.３〜６のγ粒度を得るには熱間穿孔連
続圧延の最終過程〜再加熱過程でのひずみ誘起粒成長後
の二次再結晶により引き起こされるγ粒粗大化現象の利
用が不可欠であることを知見した。
【０００９】ひずみ誘起粒成長現象を利用したγ粒度制
御は、熱間穿孔連続圧延の最終過程での圧延条件、再加
熱開始温度、再加熱炉温度を以下のように規定すること
により可能となる。すなわち、熱間穿孔連続圧延の最終
過程での圧延が９００℃以上では加工により導入された
ひずみエネルギーが回復、再結晶により低下するためγ
粒のひずみ誘起粒成長の駆動力が低下し、７００℃以下
の圧下ではγ粒に蓄積されるひずみエネルギーが大きく
なりすぎて圧下後あるいはその後の再加熱過程でひずみ
を持たないγ粒が発生しひずみ誘起粒成長の駆動力は消
失する。よって、熱間穿孔連続圧延の最終過程での圧下
温度は９００℃〜７００℃に限定した。かかる圧下温度
条件下で、圧下量０〜２％ではひずみ誘起粒成長の駆動
力が不十分であり、１５％以上では蓄積されるひずみエ
ネルギーが大きくなりすぎて圧下後あるいはその後の再
加熱過程でひずみを持たないγ粒が発生しひずみ誘起粒
成長の駆動力は消失する。よって、熱間穿孔連続圧延の
最終過程での圧下量は３〜１５％に限定した。圧下後の
再加熱開始温度はＡｒ3 点−１００℃〜Ａｒ3 点−１５
０℃間ではγ粒の急激な異常粗大化が起きるため低温靭
性の著しい低下をきたす。また、Ａｒ3 点＋５０℃以上
ではひずみ誘起粒成長の駆動力が解放され、ひいては変
態後に最適なα粒度が得られない。よって、圧下後の再
加熱開始温度は、Ａｒ3 点−１００℃〜Ａｒ3 点＋５０
℃に限定した。再加熱温度は、９００℃以下ではγ粒の
成長に対して不十分でありまた１０００℃以上ではγ粒
の急激な粗大化が起き、ひいては変態後に最適なα粒度
が得られない。よって、再加熱温度は、９００〜１００
０℃の温度に限定した。
御は、熱間穿孔連続圧延の最終過程での圧延条件、再加
熱開始温度、再加熱炉温度を以下のように規定すること
により可能となる。すなわち、熱間穿孔連続圧延の最終
過程での圧延が９００℃以上では加工により導入された
ひずみエネルギーが回復、再結晶により低下するためγ
粒のひずみ誘起粒成長の駆動力が低下し、７００℃以下
の圧下ではγ粒に蓄積されるひずみエネルギーが大きく
なりすぎて圧下後あるいはその後の再加熱過程でひずみ
を持たないγ粒が発生しひずみ誘起粒成長の駆動力は消
失する。よって、熱間穿孔連続圧延の最終過程での圧下
温度は９００℃〜７００℃に限定した。かかる圧下温度
条件下で、圧下量０〜２％ではひずみ誘起粒成長の駆動
力が不十分であり、１５％以上では蓄積されるひずみエ
ネルギーが大きくなりすぎて圧下後あるいはその後の再
加熱過程でひずみを持たないγ粒が発生しひずみ誘起粒
成長の駆動力は消失する。よって、熱間穿孔連続圧延の
最終過程での圧下量は３〜１５％に限定した。圧下後の
再加熱開始温度はＡｒ3 点−１００℃〜Ａｒ3 点−１５
０℃間ではγ粒の急激な異常粗大化が起きるため低温靭
性の著しい低下をきたす。また、Ａｒ3 点＋５０℃以上
ではひずみ誘起粒成長の駆動力が解放され、ひいては変
態後に最適なα粒度が得られない。よって、圧下後の再
加熱開始温度は、Ａｒ3 点−１００℃〜Ａｒ3 点＋５０
℃に限定した。再加熱温度は、９００℃以下ではγ粒の
成長に対して不十分でありまた１０００℃以上ではγ粒
の急激な粗大化が起き、ひいては変態後に最適なα粒度
が得られない。よって、再加熱温度は、９００〜１００
０℃の温度に限定した。
【００１０】また、熱間圧延仕上温度および熱間圧延最
終仕上加工後の空冷開始温度は安定したα粒度を確保す
るためＡｒ3 点＋５０℃以上およびＡｒ 3 点以上とし
た。必要に応じてさらに行う焼戻し温度は、強度、靱性
および降伏比の安定化を確保する必要からＡｃ 3 点以下
とした。その加熱方法については特に限定しない。
終仕上加工後の空冷開始温度は安定したα粒度を確保す
るためＡｒ3 点＋５０℃以上およびＡｒ 3 点以上とし
た。必要に応じてさらに行う焼戻し温度は、強度、靱性
および降伏比の安定化を確保する必要からＡｃ 3 点以下
とした。その加熱方法については特に限定しない。
【００１１】以上の製造条件で得られる鋼は寒冷地にお
いても良好な低温靭性を示す高強度低降伏比ラインパイ
プの製造に有効である。
いても良好な低温靭性を示す高強度低降伏比ラインパイ
プの製造に有効である。
【００１２】
【実施例】次に本発明の実施例について説明する。表１
〜表４は、転炉で溶製し連続鋳造を経て製造された鋼片
を熱間押込連続圧延後再加熱し、その後熱間最終仕上圧
延を行って空冷した鋼管、および空冷後焼戻し処理した
鋼管の強度、靭性、α粒度および降伏比を示す。
〜表４は、転炉で溶製し連続鋳造を経て製造された鋼片
を熱間押込連続圧延後再加熱し、その後熱間最終仕上圧
延を行って空冷した鋼管、および空冷後焼戻し処理した
鋼管の強度、靭性、α粒度および降伏比を示す。
【００１３】本発明によって製造された鋼管は、高靭性
を有しかつ高強度低降伏比が得られることがわかる。
を有しかつ高強度低降伏比が得られることがわかる。
【００１４】
【表１】
【００１５】
【表２】
【００１６】
【表３】
【００１７】
【表４】
【００１８】
【発明の効果】以上説明したように、本発明法によって
製造された鋼管は、低降伏比が確保され、且つ低温靭性
に優れているため、極北の寒冷環境において安定したラ
インパイプの操業が可能な鋼管を提供できる。
製造された鋼管は、低降伏比が確保され、且つ低温靭性
に優れているため、極北の寒冷環境において安定したラ
インパイプの操業が可能な鋼管を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】圧延直後のオーステナイト粒度（ＡＳＴＭ N
o.）と、再加熱温度毎の熱間穿孔連続圧延の最終過程で
の圧下率との関係を示す。
o.）と、再加熱温度毎の熱間穿孔連続圧延の最終過程で
の圧下率との関係を示す。
【図２】圧延直後のオーステナイト粒度（ＡＳＴＭ N
o.）と、圧下温度毎の再加熱炉温との関係を示す。
o.）と、圧下温度毎の再加熱炉温との関係を示す。
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃ：０．０２〜０．１５％，Ｓｉ：０．
０１〜０．５％，Ｍｎ：０．１５〜２．０％，Ｓ：０．
０１％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００５〜
０．１％，Ｂ：０．０００３〜０．００３％，Ｔｉ：
０．００５〜０．２％，Ｎ：７０ppm 以下を含有し、残
部が実質的にＦｅからなる鋼片を、熱間穿孔連続圧延の
最終過程で９００℃〜７００℃の温度で圧下率３〜１５
％の加工を施してＡｒ3 点−１００℃〜Ａｒ3 点＋５０
℃の温度に降下させた中空素管を、９００℃〜１０００
℃に再加熱して仕上げ温度がＡｒ3 点＋５０℃以上の熱
間仕上圧延を施し、得られた仕上鋼管をＡｒ3 点以上の
温度から空冷するか、もしくは空冷後Ａｃ3 点以下の温
度に加熱して空冷する焼戻処理することを特徴とする低
温用高強度低降伏比ラインパイプ材の製造法。 - 【請求項２】 Ｃ：０．０２〜０．１５％，Ｓｉ：０．
０１〜０．５％，Ｍｎ：０．１５〜２．０％，Ｓ：０．
０１％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００５〜
０．１％，Ｂ：０．０００３〜０．００３％，Ｔｉ：
０．００５〜０．２％，Ｎ：７０ppm 以下を含有し、さ
らにＣｒ：０．１〜１．５％，Ｍｏ：０．０５〜０．４
％，Ｎｉ：０．１〜２．０％，Ｖ：０．０１〜０．１
％，の１種または２種以上を含有して残部が実質的にＦ
ｅからなる鋼片を、熱間穿孔連続圧延の最終過程で９０
０℃〜７００℃の温度で圧下率３〜１５％の加工を施し
てＡｒ3 点−１００℃〜Ａｒ3 点＋５０℃の温度に降下
させた中空素管を、９００℃〜１０００℃に再加熱して
仕上げ温度がＡｒ3 点＋５０℃以上の熱間仕上圧延を施
し、得られた仕上鋼管をＡｒ3 点以上の温度から空冷す
るか、もしくは空冷後Ａｃ3 点以下の温度に加熱して空
冷する焼戻処理することを特徴とする低温用高強度低降
伏比ラインパイプ材の製造法。 - 【請求項３】 Ｃ：０．０２〜０．１５％，Ｓｉ：０．
０１〜０．５％，Ｍｎ：０．１５〜２．０％，Ｓ：０．
０１％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００５〜
０．１％，Ｂ：０．０００３〜０．００３％，Ｔｉ：
０．００５〜０．２％，Ｎ：７０ppm 以下を含有し、さ
らに希土類元素：０．００１〜０．０５％，Ｃａ：０．
００１〜０．０２％，Ｃｏ：０．０５〜０．５％，Ｃ
ｕ：０．１〜０．５％の１種または２種以上を含有して
残部が実質的にＦｅからなる鋼片を、熱間穿孔連続圧延
の最終過程で９００℃〜７００℃の温度で圧下率３〜１
５％の加工を施してＡｒ3 点−１００℃〜Ａｒ3 点＋５
０℃の温度に降下させた中空素管を、９００℃〜１００
０℃に再加熱して仕上げ温度がＡｒ3 点＋５０℃以上の
熱間仕上圧延を施し、得られた仕上鋼管をＡｒ3 点以上
の温度から空冷するか、もしくは空冷後Ａｃ3 点以下の
温度に加熱して空冷する焼戻処理することを特徴とする
低温用高強度低降伏比ラインパイプ材の製造法。 - 【請求項４】 Ｃ：０．０２〜０．１５％，Ｓｉ：０．
０１〜０．５％，Ｍｎ：０．１５〜２．０％，Ｓ：０．
０１％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００５〜
０．１％，Ｂ：０．０００３〜０．００３％，Ｔｉ：
０．００５〜０．２％，Ｎ：７０ppm 以下と、Ｃｒ：
０．１〜１．５％，Ｍｏ：０．０５〜０．４％，Ｎｉ：
０．１〜２．０％，Ｖ：０．００１〜０．１％，の１種
または２種以上を含有し、さらに希土類元素：０．００
１〜０．０５％，Ｃａ：０．００１〜０．０２％，Ｃ
ｏ：０．０５〜０．５％，Ｃｕ：０．１〜０．５％の１
種または２種以上を含有して残部が実質的にＦｅからな
る鋼片を、熱間穿孔連続圧延の最終過程で９００℃〜７
００℃の温度で圧下率３〜１５％の加工を施してＡｒ3
点−１００℃〜Ａｒ3 点＋５０℃の温度に降下させた中
空素管を、９００℃〜１０００℃に再加熱して仕上げ温
度がＡｒ3 点＋５０℃以上の熱間仕上圧延を施し、得ら
れた仕上鋼管をＡｒ3 点以上の温度から空冷するか、も
しくは空冷後Ａｃ3 点以下の温度に加熱して空冷する焼
戻処理することを特徴とする低温用高強度低降伏比ライ
ンパイプ材の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2400661A JP2567150B2 (ja) | 1990-12-06 | 1990-12-06 | 低温用高強度低降伏比ラインパイプ材の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2400661A JP2567150B2 (ja) | 1990-12-06 | 1990-12-06 | 低温用高強度低降伏比ラインパイプ材の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0598350A JPH0598350A (ja) | 1993-04-20 |
| JP2567150B2 true JP2567150B2 (ja) | 1996-12-25 |
Family
ID=18510545
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2400661A Expired - Lifetime JP2567150B2 (ja) | 1990-12-06 | 1990-12-06 | 低温用高強度低降伏比ラインパイプ材の製造法 |
Country Status (1)
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|---|---|
| JP (1) | JP2567150B2 (ja) |
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- 1990-12-06 JP JP2400661A patent/JP2567150B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| JPH0598350A (ja) | 1993-04-20 |
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