JP3458664B2 - Ｄｗｔｔ特性に優れるｕｏｅ鋼管用素材およびその製造方法 - Google Patents
Ｄｗｔｔ特性に優れるｕｏｅ鋼管用素材およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、原油や天然ガスを
輸送するパイプラインに使われる鋼管用素材に関し、優
れた脆性破壊特性、特に管厚が15mm以上であっても優れ
たＤＷＴＴ(Dropweight tear test) 特性を有するＵＯ
Ｅ鋼管用素材およびその製造方法に関するものである。
輸送するパイプラインに使われる鋼管用素材に関し、優
れた脆性破壊特性、特に管厚が15mm以上であっても優れ
たＤＷＴＴ(Dropweight tear test) 特性を有するＵＯ
Ｅ鋼管用素材およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】原油や天然ガスなどのパイプライン輸送
において、最近、輸送効率を上げるため高圧の操業が指
向されており、これに伴い強度が高くかつ板厚の厚いＵ
ＯＥ鋼管が要求されている。そこで、パイプラインの脆
性破壊に対する安全性を一層高めることが必要となり、
脆性破壊の発生特性を向上させることはもちろん、発生
した脆性破壊を停止する能力を向上させることも必要と
なってきた。前者の特性は、シャルピー衝撃試験の破面
遷移温度やＣＴＯＤ試験により評価され、後者の特性
は、ＤＷＴＴ試験における破面遷移温度で評価される。
において、最近、輸送効率を上げるため高圧の操業が指
向されており、これに伴い強度が高くかつ板厚の厚いＵ
ＯＥ鋼管が要求されている。そこで、パイプラインの脆
性破壊に対する安全性を一層高めることが必要となり、
脆性破壊の発生特性を向上させることはもちろん、発生
した脆性破壊を停止する能力を向上させることも必要と
なってきた。前者の特性は、シャルピー衝撃試験の破面
遷移温度やＣＴＯＤ試験により評価され、後者の特性
は、ＤＷＴＴ試験における破面遷移温度で評価される。
【０００３】ところで、上記脆性破壊特性を改善するた
めに、これまでにも多くの試みが行われてきた。例え
ば、特開平１−２４２７１８号公報には、（α＋γ）２
相域圧延を実施することにより鋼板に（100 ）集合組織
を発達せしめ、板厚方向方向（Ｚ方向）のへき開強度を
低下させてＤＷＴＴ試験片の破面上にセパレーションを
生じさせることにより亀裂先端の３軸応力を緩和させ
て、圧延方向（Ｌ方向）、圧延直角方向（Ｔ方向）の靱
性を向上させる技術が提案されている。また、特開平２
−２１７４１８号公報には、圧延用スラブの２回加熱に
より混粒とし、圧延終了から加速冷却開始までの空冷時
に粗大かつひずみの少ないポリゴナルフェライトを析出
させることにより、ＤＷＴＴ特性を改善する技術が提案
されている。
めに、これまでにも多くの試みが行われてきた。例え
ば、特開平１−２４２７１８号公報には、（α＋γ）２
相域圧延を実施することにより鋼板に（100 ）集合組織
を発達せしめ、板厚方向方向（Ｚ方向）のへき開強度を
低下させてＤＷＴＴ試験片の破面上にセパレーションを
生じさせることにより亀裂先端の３軸応力を緩和させ
て、圧延方向（Ｌ方向）、圧延直角方向（Ｔ方向）の靱
性を向上させる技術が提案されている。また、特開平２
−２１７４１８号公報には、圧延用スラブの２回加熱に
より混粒とし、圧延終了から加速冷却開始までの空冷時
に粗大かつひずみの少ないポリゴナルフェライトを析出
させることにより、ＤＷＴＴ特性を改善する技術が提案
されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記従
来技術における、（α＋γ）２相域で圧延する方法は、
フェライト相の冷間加工による加工硬化を伴うため、特
にシャルピー試験における衝撃吸収エネルギ−を低下さ
せるという問題があった。また、スラブを２回加熱する
方法はコスト的に不利となり、かつ初析フェライトの存
在は高強度化の点で不利となるという問題があった。そ
こで本発明の目的は、上述した従来技術の問題点を有利
に解決し、優れた脆性破壊特性を有するＵＯＥ鋼管用素
材とその製造方法を提供することにある。本発明の他の
目的は、シャルピー試験における衝撃吸収エネルギ−の
低下を招くことなく、良好なＤＷＴＴ特性（脆性亀裂伝
播停止特性）を付与した、脆性破壊特性に優れるＵＯＥ
鋼管用素材を提供することにある。本発明のさらに他の
目的は、上記の優れた脆性破壊特性を、２回加熱などの
コストアップを伴うことなく達成するためのＵＯＥ鋼管
用素材の製造法を提供することにある。
来技術における、（α＋γ）２相域で圧延する方法は、
フェライト相の冷間加工による加工硬化を伴うため、特
にシャルピー試験における衝撃吸収エネルギ−を低下さ
せるという問題があった。また、スラブを２回加熱する
方法はコスト的に不利となり、かつ初析フェライトの存
在は高強度化の点で不利となるという問題があった。そ
こで本発明の目的は、上述した従来技術の問題点を有利
に解決し、優れた脆性破壊特性を有するＵＯＥ鋼管用素
材とその製造方法を提供することにある。本発明の他の
目的は、シャルピー試験における衝撃吸収エネルギ−の
低下を招くことなく、良好なＤＷＴＴ特性（脆性亀裂伝
播停止特性）を付与した、脆性破壊特性に優れるＵＯＥ
鋼管用素材を提供することにある。本発明のさらに他の
目的は、上記の優れた脆性破壊特性を、２回加熱などの
コストアップを伴うことなく達成するためのＵＯＥ鋼管
用素材の製造法を提供することにある。
【０００５】
【問題を解決するための手段】発明者らは、従来とは異
なった発想のもとに、上記課題を解決すべく、鋭意研究
検討を続けた。その結果、鋼の成分組成をＣ：0.03mass
％以下の極低域とし、Mn、Nbを適量添加したうえ、圧延
条件を適正に制御することによって、オーステナイトか
ら変態するミクロ組織を極低炭素鋼のベイナイト組織の
１種であるグラニュラベイニティックフェライト単相に
制御し、さらにオーステナイト未再結晶域での強圧下に
より発達させた集合組織がこの変態後の組織に受け継が
れ、（α＋γ）２相域圧延を行わなくとも集合組織形成
と同様の効果が得られ、これによって優れたＤＷＴＴ特
性が得られ、シャルピーの衝撃吸収エネルギーも低下し
にくいことを見出し、本発明に想到した。
なった発想のもとに、上記課題を解決すべく、鋭意研究
検討を続けた。その結果、鋼の成分組成をＣ：0.03mass
％以下の極低域とし、Mn、Nbを適量添加したうえ、圧延
条件を適正に制御することによって、オーステナイトか
ら変態するミクロ組織を極低炭素鋼のベイナイト組織の
１種であるグラニュラベイニティックフェライト単相に
制御し、さらにオーステナイト未再結晶域での強圧下に
より発達させた集合組織がこの変態後の組織に受け継が
れ、（α＋γ）２相域圧延を行わなくとも集合組織形成
と同様の効果が得られ、これによって優れたＤＷＴＴ特
性が得られ、シャルピーの衝撃吸収エネルギーも低下し
にくいことを見出し、本発明に想到した。
【０００６】すなわち、本発明の要旨構成は下記のとお
りである。 １）Ｃ：0.03mass％未満、 Si：0.6mass ％未満、Mn：
0.8 〜3.0 mass％、 Al：0.01〜0.10mass％、Nb：0.00
2 〜0.2 mass％を含有し、残部がFeおよび不可避不純物
からなり、グラニュラベイニティックフェライトの体積
率が90％以上である金属組織を有することを特徴とする
ＤＷＴＴ特性に優れるＵＯＥ鋼管用素材。
りである。 １）Ｃ：0.03mass％未満、 Si：0.6mass ％未満、Mn：
0.8 〜3.0 mass％、 Al：0.01〜0.10mass％、Nb：0.00
2 〜0.2 mass％を含有し、残部がFeおよび不可避不純物
からなり、グラニュラベイニティックフェライトの体積
率が90％以上である金属組織を有することを特徴とする
ＤＷＴＴ特性に優れるＵＯＥ鋼管用素材。
【０００７】２）Ｃ：0.03mass％未満、 Si：0.6mass
％未満、Mn：0.8 〜3.0 mass％、 Al：0.01〜0.10mass
％、Nb：0.002 〜0.2 mass％を含み、かつＢ：0.005 ma
ss％以下を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からな
り、グラニュラベイニティックフェライトの体積率が90
％以上である金属組織を有することを特徴とするＤＷＴ
Ｔ特性に優れるＵＯＥ鋼管用素材。
％未満、Mn：0.8 〜3.0 mass％、 Al：0.01〜0.10mass
％、Nb：0.002 〜0.2 mass％を含み、かつＢ：0.005 ma
ss％以下を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からな
り、グラニュラベイニティックフェライトの体積率が90
％以上である金属組織を有することを特徴とするＤＷＴ
Ｔ特性に優れるＵＯＥ鋼管用素材。
【０００８】３）Ｃ：0.03mass％未満、 Si：0.6mass
％未満、Mn：0.8 〜3.0 mass％、 Al：0.01〜0.10mass
％、Nb：0.002 〜0.2 mass％を含み、かつTi：0.2mass
％以下、 Ca：0.01mass％以下、REM ：0.01mass％以
下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有し、残
部がFeおよび不可避不純物からなり、グラニュラベイニ
ティックフェライトの体積率が90％以上である金属組織
を有することを特徴とするＤＷＴＴ特性に優れるＵＯＥ
鋼管用素材。
％未満、Mn：0.8 〜3.0 mass％、 Al：0.01〜0.10mass
％、Nb：0.002 〜0.2 mass％を含み、かつTi：0.2mass
％以下、 Ca：0.01mass％以下、REM ：0.01mass％以
下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有し、残
部がFeおよび不可避不純物からなり、グラニュラベイニ
ティックフェライトの体積率が90％以上である金属組織
を有することを特徴とするＤＷＴＴ特性に優れるＵＯＥ
鋼管用素材。
【０００９】４）Ｃ：0.03mass％未満、 Si：0.6mass
％未満、Mn：0.8 〜3.0 mass％、 Al：0.01〜0.10mass
％、Nb：0.002 〜0.2 mass％を含み、かつCr：0.5 mass
％以下、 Mo：0.5 mass％以下、Ｗ：0.5 mass％以
下、 Ni：2.0 mass％以下、Cu：2.0 mass％以下、
Ｖ：0.2 mass％以下のうちから選ばれる１種または２
種以上を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からな
り、グラニュラベイニティックフェライトの体積率が90
％以上である金属組織を有することを特徴とするＤＷＴ
Ｔ特性に優れるＵＯＥ鋼管用素材。
％未満、Mn：0.8 〜3.0 mass％、 Al：0.01〜0.10mass
％、Nb：0.002 〜0.2 mass％を含み、かつCr：0.5 mass
％以下、 Mo：0.5 mass％以下、Ｗ：0.5 mass％以
下、 Ni：2.0 mass％以下、Cu：2.0 mass％以下、
Ｖ：0.2 mass％以下のうちから選ばれる１種または２
種以上を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からな
り、グラニュラベイニティックフェライトの体積率が90
％以上である金属組織を有することを特徴とするＤＷＴ
Ｔ特性に優れるＵＯＥ鋼管用素材。
【００１０】５）Ｃ：0.03mass％未満、 Si：0.6mass
％未満、Mn：0.8 〜3.0 mass％、 Al：0.01〜0.10mass
％、Nb：0.002 〜0.2 mass％を含み、かつＢ：0.005 ma
ss％以下を含有し、さらにTi：0.2mass ％以下、 C
a：0.01mass％以下、REM ：0.01mass％以下のうちから
選ばれる１種または２種以上をのうちから選ばれる１種
または２種以上を含有し、残部がFeおよび不可避不純物
からなり、グラニュラベイニティックフェライトの体積
率が90％以上である金属組織を有することを特徴とする
ＤＷＴＴ特性に優れるＵＯＥ鋼管用素材。
％未満、Mn：0.8 〜3.0 mass％、 Al：0.01〜0.10mass
％、Nb：0.002 〜0.2 mass％を含み、かつＢ：0.005 ma
ss％以下を含有し、さらにTi：0.2mass ％以下、 C
a：0.01mass％以下、REM ：0.01mass％以下のうちから
選ばれる１種または２種以上をのうちから選ばれる１種
または２種以上を含有し、残部がFeおよび不可避不純物
からなり、グラニュラベイニティックフェライトの体積
率が90％以上である金属組織を有することを特徴とする
ＤＷＴＴ特性に優れるＵＯＥ鋼管用素材。
【００１１】６）Ｃ：0.03mass％未満、 Si：0.6mass
％未満、Mn：0.8 〜3.0 mass％、 Al：0.01〜0.10mass
％、Nb：0.002 〜0.2 mass％を含み、かつＢ：0.005 ma
ss％以下を含有し、さらにCr：0.5 mass％以下、 M
o：0.5 mass％以下、Ｗ：0.5 mass％以下、 Ni：2.0
mass％以下、Cu：2.0 mass％以下、 Ｖ：0.2 mass
％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有
し、残部がFeおよび不可避不純物からなり、グラニュラ
ベイニティックフェライトの体積率が90％以上である金
属組織を有することを特徴とするＤＷＴＴ特性に優れる
ＵＯＥ鋼管用素材。
％未満、Mn：0.8 〜3.0 mass％、 Al：0.01〜0.10mass
％、Nb：0.002 〜0.2 mass％を含み、かつＢ：0.005 ma
ss％以下を含有し、さらにCr：0.5 mass％以下、 M
o：0.5 mass％以下、Ｗ：0.5 mass％以下、 Ni：2.0
mass％以下、Cu：2.0 mass％以下、 Ｖ：0.2 mass
％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有
し、残部がFeおよび不可避不純物からなり、グラニュラ
ベイニティックフェライトの体積率が90％以上である金
属組織を有することを特徴とするＤＷＴＴ特性に優れる
ＵＯＥ鋼管用素材。
【００１２】７）Ｃ：0.03mass％未満、 Si：0.6mass
％未満、Mn：0.8 〜3.0 mass％、 Al：0.01〜0.10mass
％、Nb：0.002 〜0.2 mass％を含み、かつTi：0.2mass
％以下、 Ca：0.01mass％以下、REM ：0.01mass％以
下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有し、さ
らにCr：0.5 mass％以下、 Mo：0.5 mass％以下、
Ｗ：0.5 mass％以下、 Ni：2.0 mass％以下、Cu：2.
0 mass％以下、 Ｖ：0.2 mass％以下のうちから選ば
れる１種または２種以上を含有し、残部がFeおよび不可
避不純物からなり、グラニュラベイニティックフェライ
トの体積率が90％以上である金属組織を有することを特
徴とするＤＷＴＴ特性に優れるＵＯＥ鋼管用素材。
％未満、Mn：0.8 〜3.0 mass％、 Al：0.01〜0.10mass
％、Nb：0.002 〜0.2 mass％を含み、かつTi：0.2mass
％以下、 Ca：0.01mass％以下、REM ：0.01mass％以
下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有し、さ
らにCr：0.5 mass％以下、 Mo：0.5 mass％以下、
Ｗ：0.5 mass％以下、 Ni：2.0 mass％以下、Cu：2.
0 mass％以下、 Ｖ：0.2 mass％以下のうちから選ば
れる１種または２種以上を含有し、残部がFeおよび不可
避不純物からなり、グラニュラベイニティックフェライ
トの体積率が90％以上である金属組織を有することを特
徴とするＤＷＴＴ特性に優れるＵＯＥ鋼管用素材。
【００１３】８）Ｃ：0.03mass％未満、 Si：0.6mass
％未満、Mn：0.8 〜3.0 mass％、 Al：0.01〜0.10mass
％、Nb：0.002 〜0.2 mass％を含み、かつＢ：0.005 ma
ss％以下を含有し、さらにTi：0.2mass ％以下、 C
a：0.01mass％以下、REM ：0.01mass％以下のうちから
選ばれる１種または２種以上を含有し、さらにまたCr：
0.5 mass％以下、 Mo：0.5 mass％以下、Ｗ：0.5 ma
ss％以下、 Ni：2.0 mass％以下、Cu：2.0 mass％以
下、 Ｖ：0.2 mass％以下のうちから選ばれる１種ま
たは２種以上を含有し、残部がFeおよび不可避不純物か
らなり、グラニュラベイニティックフェライトの体積率
が90％以上である金属組織を有することを特徴とするＤ
ＷＴＴ特性に優れるＵＯＥ鋼管用素材。
％未満、Mn：0.8 〜3.0 mass％、 Al：0.01〜0.10mass
％、Nb：0.002 〜0.2 mass％を含み、かつＢ：0.005 ma
ss％以下を含有し、さらにTi：0.2mass ％以下、 C
a：0.01mass％以下、REM ：0.01mass％以下のうちから
選ばれる１種または２種以上を含有し、さらにまたCr：
0.5 mass％以下、 Mo：0.5 mass％以下、Ｗ：0.5 ma
ss％以下、 Ni：2.0 mass％以下、Cu：2.0 mass％以
下、 Ｖ：0.2 mass％以下のうちから選ばれる１種ま
たは２種以上を含有し、残部がFeおよび不可避不純物か
らなり、グラニュラベイニティックフェライトの体積率
が90％以上である金属組織を有することを特徴とするＤ
ＷＴＴ特性に優れるＵＯＥ鋼管用素材。
【００１４】９）Ｃ：0.03mass％未満、 Si：0.6mass
％未満、Mn：0.8 〜3.0 mass％、 Al：0.01〜0.10mass
％、Nb：0.002 〜0.2 mass％を含有する鋼スラブを、Ａ
C3点以上の温度域に加熱後、（ベイナイト変態開始温度
＋200 ℃）〜ベイナイト変態開始温度の温度域において
累積圧下率50％以上の圧延を行い、ベイナイト変態開始
温度以上の温度で熱間圧延を終了することを特徴とする
上記１）〜８）のいずれか１つに記載のＵＯＥ鋼管用素
材の製造方法。
％未満、Mn：0.8 〜3.0 mass％、 Al：0.01〜0.10mass
％、Nb：0.002 〜0.2 mass％を含有する鋼スラブを、Ａ
C3点以上の温度域に加熱後、（ベイナイト変態開始温度
＋200 ℃）〜ベイナイト変態開始温度の温度域において
累積圧下率50％以上の圧延を行い、ベイナイト変態開始
温度以上の温度で熱間圧延を終了することを特徴とする
上記１）〜８）のいずれか１つに記載のＵＯＥ鋼管用素
材の製造方法。
【００１５】
【発明の実施の形態】次に、化学成分の限定理由につい
て説明する。 Ｃ：0.03mass％未満 Ｃは、変態後のミクロ組織をグラニュラベイニティック
フェライト単相組織にコントロ−ルするためその上限を
0.03mass％未満に制限する必要がある。なお、Ｃの好ま
しい範囲は0.02mass％以下である。
て説明する。 Ｃ：0.03mass％未満 Ｃは、変態後のミクロ組織をグラニュラベイニティック
フェライト単相組織にコントロ−ルするためその上限を
0.03mass％未満に制限する必要がある。なお、Ｃの好ま
しい範囲は0.02mass％以下である。
【００１６】Si：0.6mass ％未満
Siは、0.6mass ％以上の添加で島状マルテンサイトが生
成しやすくなり、グラニュラベイニティックフェライト
の靱性を低下させるので、その添加量は0.6 mass％未
満、好ましくは0.3 mass％以下とする。
成しやすくなり、グラニュラベイニティックフェライト
の靱性を低下させるので、その添加量は0.6 mass％未
満、好ましくは0.3 mass％以下とする。
【００１７】Mn：0.8 〜3.0mass ％
Mnは、拡散変態を抑え、せん断的な変態を起こさせ、グ
ラニュラベイニティックフェライト単相組織にするのに
有効な元素である。また、固溶強化元素としての役割を
果たし、鋼の強度を上昇させるために必要な元素であ
る。その添加量が0.8 mass％未満では、ベイナイト変態
開始より高温でフェライト相が生成し、グラニュラベイ
ニティックフェライト単相の組織に制御することが難し
くなる。一方、3.0 mass％を超えて添加すると、せん断
変態が低温側に移行し、靱性の劣るベイニティックフェ
ライト相が生成しやすくなる。従って、Mnの添加量は0.
8 〜3.0 mass％、好ましくは 1.2〜2.0 mass％の範囲と
する。
ラニュラベイニティックフェライト単相組織にするのに
有効な元素である。また、固溶強化元素としての役割を
果たし、鋼の強度を上昇させるために必要な元素であ
る。その添加量が0.8 mass％未満では、ベイナイト変態
開始より高温でフェライト相が生成し、グラニュラベイ
ニティックフェライト単相の組織に制御することが難し
くなる。一方、3.0 mass％を超えて添加すると、せん断
変態が低温側に移行し、靱性の劣るベイニティックフェ
ライト相が生成しやすくなる。従って、Mnの添加量は0.
8 〜3.0 mass％、好ましくは 1.2〜2.0 mass％の範囲と
する。
【００１８】Al：0.01〜0.1 mass％
Alは、脱酸材として0.01mass％以上必要であるが、0.10
mass％を超えて添加すると、溶接性を損なうほか、鋼の
清浄度を著しく低下させ、鋼の靱性を低下させるので、
その添加量は0.01〜0.10mass％とする。
mass％を超えて添加すると、溶接性を損なうほか、鋼の
清浄度を著しく低下させ、鋼の靱性を低下させるので、
その添加量は0.01〜0.10mass％とする。
【００１９】Nb：0.002 〜0.2 mass％
Nbも、ミクロ組織をグラニュラベイニティックフェライ
ト単相組織に制御するために必要な元素である。しか
し、添加量が0.002 mass％未満ではその効果がなく高温
で拡散変態が起こる結果、フェライト相が生成し、グラ
ニュラベイニティックフェライト単相組織とならない。
一方、0.2 mass％を超えて添加すると低温変態組織であ
るベイニティックフェライト相が現れ、かえって靱性が
劣化する。従って、Nbの添加量は0.002 〜0.2 mass％、
好ましくは 0.015〜0.1 mass％の範囲とする。
ト単相組織に制御するために必要な元素である。しか
し、添加量が0.002 mass％未満ではその効果がなく高温
で拡散変態が起こる結果、フェライト相が生成し、グラ
ニュラベイニティックフェライト単相組織とならない。
一方、0.2 mass％を超えて添加すると低温変態組織であ
るベイニティックフェライト相が現れ、かえって靱性が
劣化する。従って、Nbの添加量は0.002 〜0.2 mass％、
好ましくは 0.015〜0.1 mass％の範囲とする。
【００２０】Ｂ：0.0050mass％以下
Ｂは、Nbと同様に、オーステナイト粒界に偏析して粒界
からの拡散変態を抑えて、ミクロ組織をグラニュラベイ
ニティックフェライト単相組織とするのに有用な元素で
ある。しかし、0.0050mass％を超えて添加するとＢＮが
析出し、鋼の靱性を劣化させるため添加量は0.0050mass
％以下とする。
からの拡散変態を抑えて、ミクロ組織をグラニュラベイ
ニティックフェライト単相組織とするのに有用な元素で
ある。しかし、0.0050mass％を超えて添加するとＢＮが
析出し、鋼の靱性を劣化させるため添加量は0.0050mass
％以下とする。
【００２１】Ti：0.2 mass％以下
Tiは、凝固過程においてTi（Ｃ、Ｎ）を形成し、熱間圧
延の加熱時のオーステナイト粒成長をピンニング効果に
よって抑え、オ−ステナイトの粗大化による靱性の劣化
を抑制する効果を有する。しかし、0.2 mass％を超えて
添加すると余剰のTiが逆に靱性の劣化を招くので、0.2
mass％以下の範囲で添加する。
延の加熱時のオーステナイト粒成長をピンニング効果に
よって抑え、オ−ステナイトの粗大化による靱性の劣化
を抑制する効果を有する。しかし、0.2 mass％を超えて
添加すると余剰のTiが逆に靱性の劣化を招くので、0.2
mass％以下の範囲で添加する。
【００２２】ＲＥＭ：0.01mass％以下
ＲＥＭは、オキシサルファイドを形成して熱間圧延にお
ける加熱時のオーステナイト粒の粒成長を抑制し、靱性
の向上に効果があるが、0.01mass％を超えて添加すると
鋼の清浄度を損ない靱性に悪影響を及ぼすので、その添
加量は0.01mass％以下とする。
ける加熱時のオーステナイト粒の粒成長を抑制し、靱性
の向上に効果があるが、0.01mass％を超えて添加すると
鋼の清浄度を損ない靱性に悪影響を及ぼすので、その添
加量は0.01mass％以下とする。
【００２３】Ca：0.01mass％以下
Caは、オキシサルファイドを形成して熱間圧延における
加熱時のオーステナイト粒の粒成長を抑制し、靱性の向
上に効果があるが、0.01mass％を超えて添加すると鋼の
清浄度を損ない靱性に悪影響を及ぼすので、その添加量
は0.01mass％以下とする。
加熱時のオーステナイト粒の粒成長を抑制し、靱性の向
上に効果があるが、0.01mass％を超えて添加すると鋼の
清浄度を損ない靱性に悪影響を及ぼすので、その添加量
は0.01mass％以下とする。
【００２４】Cr：0.5 mass％以下
Crは、強度を上昇させるほか、耐炭酸ガス腐食性を向上
させるのに有用な元素である。しかし、0.5 mass％を超
えて添加しても、その効果が飽和するので添加量は0.5
mass％以下とする。
させるのに有用な元素である。しかし、0.5 mass％を超
えて添加しても、その効果が飽和するので添加量は0.5
mass％以下とする。
【００２５】Mo：0.5 mass％以下
Moは、強度を上昇させるのに有用な元素であるが、0.5
mass％を超えて添加しても、その効果が飽和するうえ、
溶接性を劣化させるので添加量は0.5 mass％以下とす
る。
mass％を超えて添加しても、その効果が飽和するうえ、
溶接性を劣化させるので添加量は0.5 mass％以下とす
る。
【００２６】Ｗ：0.5 mass％以下
Ｗは、強度とくに高温強度を上昇させるのに有用な元素
であるが、高価であるうえ0.5 mass％を超えて添加する
と、靱性を劣化させるので添加量は0.5 mass％以下とす
る。
であるが、高価であるうえ0.5 mass％を超えて添加する
と、靱性を劣化させるので添加量は0.5 mass％以下とす
る。
【００２７】Ni：2.0 mass％以下
Niは、強度を上昇させるのに有用な元素であるが、高価
であるうえ過剰に添加してもその効果が飽和するうえ、
溶接熱影響部の硬化性を上昇させて溶接割れ感受性を高
めてしまうので、添加量は2.0 mass％以下とする。
であるうえ過剰に添加してもその効果が飽和するうえ、
溶接熱影響部の硬化性を上昇させて溶接割れ感受性を高
めてしまうので、添加量は2.0 mass％以下とする。
【００２８】Cu：2.0 mass％以下
Cuは、析出強化作用による強度上昇をはかるうえで有用
な元素である。しかし、2.0 mass％を超えて添加する
と、靱性を急激に劣化させるので、その添加量は2.0 ma
ss％以下とする。
な元素である。しかし、2.0 mass％を超えて添加する
と、靱性を急激に劣化させるので、その添加量は2.0 ma
ss％以下とする。
【００２９】Ｖ：0.2 mass％以下
Ｖは、析出強化作用による強度上昇をはかるうえで有用
な元素である。しかし、0.2 mass％を超えて添加しても
その効果が飽和するので、添加量は0.2 mass％以下とす
る。
な元素である。しかし、0.2 mass％を超えて添加しても
その効果が飽和するので、添加量は0.2 mass％以下とす
る。
【００３０】金属組織
前述したように、本発明の金属組織はグラニュラベイニ
ティックフェライト主体の組織に調整することが必要で
ある。すなわち、グラニュラベイニティックフェライト
にすることにより、ＤＷＴＴ特性向上の効果が得られ
る。その効果はこのグラニュラベイニティックフェライ
トの体積率が90％以上で得られる。なお、グラニュラベ
イニティックフェライトとは、「鋼のベイナイト写真
集」（日本鉄鋼協会編、１９９２）に示されているよう
に、ベイニティックフェライトより転位が回復し、ラス
状の下部組織が少ないベイナイトのことをいう。
ティックフェライト主体の組織に調整することが必要で
ある。すなわち、グラニュラベイニティックフェライト
にすることにより、ＤＷＴＴ特性向上の効果が得られ
る。その効果はこのグラニュラベイニティックフェライ
トの体積率が90％以上で得られる。なお、グラニュラベ
イニティックフェライトとは、「鋼のベイナイト写真
集」（日本鉄鋼協会編、１９９２）に示されているよう
に、ベイニティックフェライトより転位が回復し、ラス
状の下部組織が少ないベイナイトのことをいう。
【００３１】次に製造方法について説明する。鋼の溶製
方法については特に限定する必要はなく、転炉、電気炉
等いずれも利用できる。また、圧延用スラブの鋳造方法
も同じく限定されず、造塊、連続鋳造といった鋳造方法
のいずれも利用できる。本発明において、熱間圧延時の
加熱温度をＡc3点以上に限定したのは、オーステナイト
域に完全に変態させるためである。なお、加熱温度の上
限は特に規定しないが、1200℃未満であることがシャル
ピ−靱性確保のうえから望ましい。
方法については特に限定する必要はなく、転炉、電気炉
等いずれも利用できる。また、圧延用スラブの鋳造方法
も同じく限定されず、造塊、連続鋳造といった鋳造方法
のいずれも利用できる。本発明において、熱間圧延時の
加熱温度をＡc3点以上に限定したのは、オーステナイト
域に完全に変態させるためである。なお、加熱温度の上
限は特に規定しないが、1200℃未満であることがシャル
ピ−靱性確保のうえから望ましい。
【００３２】上記加熱に次いで、（ベイナイト変態開始
温度＋200 ℃）〜ベイナイト変態開始温度の温度域にお
いて累積圧下率50％以上の圧延を行い、ベイナイト変態
開始温度以上の温度で熱間圧延を終了する。その理由を
次に説明する。まず、（ベイナイト変態開始温度（Ｂs)
＋200 ℃）以下で、累積圧下量が50mass％以上となるま
で圧延を加えることにより、オーステナイト粒が再結晶
せず集合組織を形成する。
温度＋200 ℃）〜ベイナイト変態開始温度の温度域にお
いて累積圧下率50％以上の圧延を行い、ベイナイト変態
開始温度以上の温度で熱間圧延を終了する。その理由を
次に説明する。まず、（ベイナイト変態開始温度（Ｂs)
＋200 ℃）以下で、累積圧下量が50mass％以上となるま
で圧延を加えることにより、オーステナイト粒が再結晶
せず集合組織を形成する。
【００３３】そして、Ｃ、Mn、Nbの添加量をコントロー
ルすることにより、変態後の組織をグラニュラベイニテ
ィックフェライトとすることで、この集合組織がグラニ
ュラベイニティックフェライトに受け継がれ、Ｌおよび
Ｔ方向の靱性が向上し、ＤＷＴＴ試験におけるせん断破
面率が向上する。ただし、この熱間圧延の温度がベイナ
イト変態開始温度（Ｂs)を下回り、グラニュラベイニテ
ィックフェライトが一部変態した状態で圧延をすると、
グラニュラベイニティックフェライトが加工を受け結晶
粒中のひずみ量が増加し、靱性劣化が著しくなり、脆性
亀裂伝播停止特性も低下するので、圧延終了温度はベイ
ナイト変態開始温度以上とする。また、圧延を行う温度
範囲の上限をベイナイト変態開始温度＋200 ℃とした理
由は、この温度よりも高い温度で導入した圧延歪みは次
の圧下が加わる前に回復してしまい、集合組織形成とい
う意味では効果が得られないことが判明したためであ
る。ただし、ベイナイト変態開始温度＋200 ℃より高温
での圧下を付加的に行うことは、本発明の効果を損なう
ことはないので、最終板厚および形状制御のための圧延
を施してもかまわない。
ルすることにより、変態後の組織をグラニュラベイニテ
ィックフェライトとすることで、この集合組織がグラニ
ュラベイニティックフェライトに受け継がれ、Ｌおよび
Ｔ方向の靱性が向上し、ＤＷＴＴ試験におけるせん断破
面率が向上する。ただし、この熱間圧延の温度がベイナ
イト変態開始温度（Ｂs)を下回り、グラニュラベイニテ
ィックフェライトが一部変態した状態で圧延をすると、
グラニュラベイニティックフェライトが加工を受け結晶
粒中のひずみ量が増加し、靱性劣化が著しくなり、脆性
亀裂伝播停止特性も低下するので、圧延終了温度はベイ
ナイト変態開始温度以上とする。また、圧延を行う温度
範囲の上限をベイナイト変態開始温度＋200 ℃とした理
由は、この温度よりも高い温度で導入した圧延歪みは次
の圧下が加わる前に回復してしまい、集合組織形成とい
う意味では効果が得られないことが判明したためであ
る。ただし、ベイナイト変態開始温度＋200 ℃より高温
での圧下を付加的に行うことは、本発明の効果を損なう
ことはないので、最終板厚および形状制御のための圧延
を施してもかまわない。
【００３４】なお、熱間圧延後室温までの間の冷却方法
は、空冷あるいは水冷のいずれを採用しても本発明の効
果を損なうものではなく、公知の冷却方法を適宜選択し
て採用できる。また、熱間圧延した鋼板を再加熱してCu
あるいはＶを析出強化させるための焼戻し処理等を行っ
ても本発明の効果は損なわれないので、公知の製造方法
を適宜選択して採用できる。
は、空冷あるいは水冷のいずれを採用しても本発明の効
果を損なうものではなく、公知の冷却方法を適宜選択し
て採用できる。また、熱間圧延した鋼板を再加熱してCu
あるいはＶを析出強化させるための焼戻し処理等を行っ
ても本発明の効果は損なわれないので、公知の製造方法
を適宜選択して採用できる。
【００３５】
【実施例】以下、本発明を実施例に基づいて説明する。
本発明鋼については、管厚15、25、30mmの耐サワーＵＯ
Ｅ鋼管用の素材を製造し、さらにこれらの素材を用いて
ＵＯＥ鋼管を製造した。また、比較鋼については、管厚
15mmのＵＯＥ鋼管用の素材のみを製造した。まず、表１
に示す鋼について、表２に示す加熱温度・圧延条件に従
って熱間圧延した。ここで、発明材については、圧延終
了温度（最終パスの温度）の目標を管厚15mmの板では鋼
のベイナイト変態開始温度（以下単に、Ｂs と略記す
る。）より60℃高い温度、管厚25mmの板ではＢs より40
℃高い温度、管厚30mmの板ではＢs より20℃高い温度を
目標とした。また、比較例として、表１のNo.1鋼につい
ては圧延終了温度をＢs より20℃低くした圧延と、（Ｂ
s ＋200 ℃）〜Ｂs の温度域での圧延の累積圧下量を45
％とした圧延を行った。
本発明鋼については、管厚15、25、30mmの耐サワーＵＯ
Ｅ鋼管用の素材を製造し、さらにこれらの素材を用いて
ＵＯＥ鋼管を製造した。また、比較鋼については、管厚
15mmのＵＯＥ鋼管用の素材のみを製造した。まず、表１
に示す鋼について、表２に示す加熱温度・圧延条件に従
って熱間圧延した。ここで、発明材については、圧延終
了温度（最終パスの温度）の目標を管厚15mmの板では鋼
のベイナイト変態開始温度（以下単に、Ｂs と略記す
る。）より60℃高い温度、管厚25mmの板ではＢs より40
℃高い温度、管厚30mmの板ではＢs より20℃高い温度を
目標とした。また、比較例として、表１のNo.1鋼につい
ては圧延終了温度をＢs より20℃低くした圧延と、（Ｂ
s ＋200 ℃）〜Ｂs の温度域での圧延の累積圧下量を45
％とした圧延を行った。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】これらの鋼板を用いて外径30inchのＵＯＥ
鋼管を造管した。この鋼管の、図１に示す採取位置の管
厚1/2t部より、引張試験片（Ｃ方向）、２mmV ノッチシ
ャルピー試験片（Ｃ方向）、図２に示す形状のＤＷＴＴ
試験片（Ｃ方向）を採取し、それぞれの機械的性質を調
査した。なお、造管を行わなかったものの機械的性質に
ついては、素材板からそのまま試験片を採取して調査し
た。得られた結果を表３に示す。ここに、85％ＳＡＴＴ
は、ＤＷＴＴ試験でのせん断破面率85％以上となる遷移
温度を、またＣＶＥ-40 は、シャルピー衝撃試験の−40
℃における吸収エネルギーを表す。
鋼管を造管した。この鋼管の、図１に示す採取位置の管
厚1/2t部より、引張試験片（Ｃ方向）、２mmV ノッチシ
ャルピー試験片（Ｃ方向）、図２に示す形状のＤＷＴＴ
試験片（Ｃ方向）を採取し、それぞれの機械的性質を調
査した。なお、造管を行わなかったものの機械的性質に
ついては、素材板からそのまま試験片を採取して調査し
た。得られた結果を表３に示す。ここに、85％ＳＡＴＴ
は、ＤＷＴＴ試験でのせん断破面率85％以上となる遷移
温度を、またＣＶＥ-40 は、シャルピー衝撃試験の−40
℃における吸収エネルギーを表す。
【００３９】
【表３】
【００４０】表３からわかるように、本発明によって製
造された素材を用いた鋼管は、いずれも85％ＳＡＴＴは
−40℃以下と優れたＤＷＴＴ特性を示し、また、ＣＶＥ
-40で示される延性亀裂伝播停止特性も優れていること
がわかる。これに対し、下記の各比較例は、いずれも85
％ＳＡＴＴとＣＶＥ-40 のうちの少なくとも一方の特性
が低下した。すなわち、圧延の最終パス温度が鋼のベイ
ナイト変態開始点を下回った実験No. １ｂは、一部変態
したグラニュラベイニティックフェライトが加工硬化
し、85％ＳＡＴＴ、ＣＶＥ-40 の双方が劣化しているこ
とがわかる。また、（Ｂs ＋200 ℃）〜Ｂs の温度域で
の圧延の累積圧下量が45％と圧延が足りないNo. １ｃ
は、組織の細粒化が十分でなく、85％ＳＡＴＴが劣化し
た。鋼の化学組成中Ｃ含有量が0.03mass％であるNo.
３、Mn含有量が上限の3.0 mass％を超えたNo. ８、Nb含
有量が上限の0.2 mass％を超えたNo. １１は、硬く靱性
の低いベイニティックフェライト組織の分率がそれぞ
れ、74mass％、67mass％、48mass％となった結果、85％
ＳＡＴＴが劣化した。Si含有量が上限である0.6 mass％
を超えたNo. ５は、ベイニティックフェライトの分率が
増加したほか、グラニュラベイニティックフェライトの
粒内に硬い島状マルテンサイトが増加し、85％ＳＡＴＴ
が劣化した。逆に、Mn含有量が下限の0.8 mass％を下回
ったNo. ６、Nb含有量が下限の0.002 mass％を下回った
No. １０は、グラニュラベイニティックフェライトの変
態開始に先立って、フェライトが変態し、かつこれらの
フェライトが変態途中あるいは変態終了後も圧延された
ため加工硬化によって非常に延性が低下し、85％ＳＡＴ
Ｔ、ＣＶＥ-40 が劣化した。また、Al含有量が上限の0.
1 mass％を超えたNo.９は鋼の清浄度が著しく低下した
結果、85％ＳＡＴＴが劣化した。
造された素材を用いた鋼管は、いずれも85％ＳＡＴＴは
−40℃以下と優れたＤＷＴＴ特性を示し、また、ＣＶＥ
-40で示される延性亀裂伝播停止特性も優れていること
がわかる。これに対し、下記の各比較例は、いずれも85
％ＳＡＴＴとＣＶＥ-40 のうちの少なくとも一方の特性
が低下した。すなわち、圧延の最終パス温度が鋼のベイ
ナイト変態開始点を下回った実験No. １ｂは、一部変態
したグラニュラベイニティックフェライトが加工硬化
し、85％ＳＡＴＴ、ＣＶＥ-40 の双方が劣化しているこ
とがわかる。また、（Ｂs ＋200 ℃）〜Ｂs の温度域で
の圧延の累積圧下量が45％と圧延が足りないNo. １ｃ
は、組織の細粒化が十分でなく、85％ＳＡＴＴが劣化し
た。鋼の化学組成中Ｃ含有量が0.03mass％であるNo.
３、Mn含有量が上限の3.0 mass％を超えたNo. ８、Nb含
有量が上限の0.2 mass％を超えたNo. １１は、硬く靱性
の低いベイニティックフェライト組織の分率がそれぞ
れ、74mass％、67mass％、48mass％となった結果、85％
ＳＡＴＴが劣化した。Si含有量が上限である0.6 mass％
を超えたNo. ５は、ベイニティックフェライトの分率が
増加したほか、グラニュラベイニティックフェライトの
粒内に硬い島状マルテンサイトが増加し、85％ＳＡＴＴ
が劣化した。逆に、Mn含有量が下限の0.8 mass％を下回
ったNo. ６、Nb含有量が下限の0.002 mass％を下回った
No. １０は、グラニュラベイニティックフェライトの変
態開始に先立って、フェライトが変態し、かつこれらの
フェライトが変態途中あるいは変態終了後も圧延された
ため加工硬化によって非常に延性が低下し、85％ＳＡＴ
Ｔ、ＣＶＥ-40 が劣化した。また、Al含有量が上限の0.
1 mass％を超えたNo.９は鋼の清浄度が著しく低下した
結果、85％ＳＡＴＴが劣化した。
【００４１】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
シャルピー試験における衝撃吸収エネルギ−の低下を招
くことなく、ＤＷＴＴ試験での試験片破面遷移温度で評
価される脆性亀裂伝播停止性に優れたＵＯＥ鋼管用素材
を製造することが可能となる。しかも、本発明によれ
ば、上記効果を２回加熱などのコストアップを伴うこと
なく達成できるので、産業上大きな利益が期待される。
シャルピー試験における衝撃吸収エネルギ−の低下を招
くことなく、ＤＷＴＴ試験での試験片破面遷移温度で評
価される脆性亀裂伝播停止性に優れたＵＯＥ鋼管用素材
を製造することが可能となる。しかも、本発明によれ
ば、上記効果を２回加熱などのコストアップを伴うこと
なく達成できるので、産業上大きな利益が期待される。
【図１】ＵＯＥ鋼管における各試験片採取位置を説明す
る図である。
る図である。
【図２】ＤＷＴＴ試験片の形状を説明する図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 川端 文丸
岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な
し） 川崎製鉄株式会社 水島製鉄所内
(72)発明者 天野 虔一
岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な
し） 川崎製鉄株式会社 水島製鉄所内
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
Claims (9)
- 【請求項１】Ｃ：0.03mass％未満、 Si：0.6mass ％未満、 Mn：0.8 〜3.0 mass％、 Al：0.01〜0.10mass％、 Nb：0.002 〜0.2 mass％ を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなり、グラ
ニュラベイニティックフェライトの体積率が90％以上で
ある金属組織を有することを特徴とするＤＷＴＴ特性に
優れるＵＯＥ鋼管用素材。 - 【請求項２】Ｃ：0.03mass％未満、 Si：0.6mass ％未満、 Mn：0.8 〜3.0 mass％、 Al：0.01〜0.10mass％、 Nb：0.002 〜0.2 mass％ を含み、かつ Ｂ：0.005 mass％以下 を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなり、グラ
ニュラベイニティックフェライトの体積率が90％以上で
ある金属組織を有することを特徴とするＤＷＴＴ特性に
優れるＵＯＥ鋼管用素材。 - 【請求項３】Ｃ：0.03mass％未満、 Si：0.6mass ％未満、 Mn：0.8 〜3.0 mass％、 Al：0.01〜0.10mass％、 Nb：0.002 〜0.2 mass％ を含み、かつ Ti：0.2mass ％以下、 Ca：0.01mass％以下、 REM ：0.01mass％以下 のうちから選ばれる１種または２種以上を含有し、残部
がFeおよび不可避不純物からなり、グラニュラベイニテ
ィックフェライトの体積率が90％以上である金属組織を
有することを特徴とするＤＷＴＴ特性に優れるＵＯＥ鋼
管用素材。 - 【請求項４】Ｃ：0.03mass％未満、 Si：0.6mass ％未満、 Mn：0.8 〜3.0 mass％、 Al：0.01〜0.10mass％、 Nb：0.002 〜0.2 mass％ を含み、かつ Cr：0.5 mass％以下、 Mo：0.5 mass％以下、 Ｗ：0.5 mass％以下、 Ni：2.0 mass％以下、 Cu：2.0 mass％以下、 Ｖ：0.2 mass％以下 のうちから選ばれる１種または２種以上を含有し、残部
がFeおよび不可避不純物からなり、グラニュラベイニテ
ィックフェライトの体積率が90％以上である金属組織を
有することを特徴とするＤＷＴＴ特性に優れるＵＯＥ鋼
管用素材。 - 【請求項５】Ｃ：0.03mass％未満、 Si：0.6mass ％未満、 Mn：0.8 〜3.0 mass％、 Al：0.01〜0.10mass％、 Nb：0.002 〜0.2 mass％ を含み、かつ Ｂ：0.005 mass％以下 を含有し、さらに Ti：0.2mass ％以下、 Ca：0.01mass％以下、 REM ：0.01mass％以下 のうちから選ばれる１種または２種以上を含有し、残部
がFeおよび不可避不純物からなり、グラニュラベイニテ
ィックフェライトの体積率が90％以上である金属組織を
有することを特徴とするＤＷＴＴ特性に優れるＵＯＥ鋼
管用素材。 - 【請求項６】Ｃ：0.03mass％未満、 Si：0.6mass ％未満、 Mn：0.8 〜3.0 mass％、 Al：0.01〜0.10mass％、 Nb：0.002 〜0.2 mass％ を含み、かつ Ｂ：0.005 mass％以下 を含有し、さらに Cr：0.5 mass％以下、 Mo：0.5 mass％以下、 Ｗ：0.5 mass％以下、 Ni：2.0 mass％以下、 Cu：2.0 mass％以下、 Ｖ：0.2 mass％以下 のうちから選ばれる１種または２種以上を含有し、残部
がFeおよび不可避不純物からなり、グラニュラベイニテ
ィックフェライトの体積率が90％以上である金属組織を
有することを特徴とするＤＷＴＴ特性に優れるＵＯＥ鋼
管用素材。 - 【請求項７】Ｃ：0.03mass％未満、 Si：0.6mass ％未満、 Mn：0.8 〜3.0 mass％、 Al：0.01〜0.10mass％、 Nb：0.002 〜0.2 mass％ を含み、かつ Ti：0.2mass ％以下、 Ca：0.01mass％以下、 REM ：0.01mass％以下 のうちから選ばれる１種または２種以上を含有し、さら
に Cr：0.5 mass％以下、 Mo：0.5 mass％以下、 Ｗ：0.5 mass％以下、 Ni：2.0 mass％以下、 Cu：2.0 mass％以下、 Ｖ：0.2 mass％以下 のうちから選ばれる１種または２種以上を含有し、残部
がFeおよび不可避不純物からなり、グラニュラベイニテ
ィックフェライトの体積率が90％以上である金属組織を
有することを特徴とするＤＷＴＴ特性に優れるＵＯＥ鋼
管用素材。 - 【請求項８】Ｃ：0.03mass％未満、 Si：0.6mass ％未満、 Mn：0.8 〜3.0 mass％、 Al：0.01〜0.10mass％、 Nb：0.002 〜0.2 mass％ を含み、かつ Ｂ：0.005 mass％以下 を含有し、さらに Ti：0.2mass ％以下、 Ca：0.01mass％以下、 REM ：0.01mass％以下 のうちから選ばれる１種または２種以上を含有し、さら
にまた Cr：0.5 mass％以下、 Mo：0.5 mass％以下、 Ｗ：0.5 mass％以下、 Ni：2.0 mass％以下、 Cu：2.0 mass％以下、 Ｖ：0.2 mass％以下 のうちから選ばれる１種または２種以上を含有し、残部
がFeおよび不可避不純物からなり、グラニュラベイニテ
ィックフェライトの体積率が90％以上である金属組織を
有することを特徴とするＤＷＴＴ特性に優れるＵＯＥ鋼
管用素材。 - 【請求項９】Ｃ：0.03mass％未満、 Si：0.6mass ％未満、 Mn：0.8 〜3.0 mass％、 Al：0.01〜0.10mass％、 Nb：0.002 〜0.2 mass％ を含有する鋼スラブを、ＡC3点以上の温度域に加熱後、
（ベイナイト変態開始温度＋200 ℃）〜ベイナイト変態
開始温度の温度域において累積圧下率50％以上の圧延を
行い、ベイナイト変態開始温度以上の温度で熱間圧延を
終了することを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項
に記載のＵＯＥ鋼管用素材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19092797A JP3458664B2 (ja) | 1997-07-16 | 1997-07-16 | Ｄｗｔｔ特性に優れるｕｏｅ鋼管用素材およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19092797A JP3458664B2 (ja) | 1997-07-16 | 1997-07-16 | Ｄｗｔｔ特性に優れるｕｏｅ鋼管用素材およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1136040A JPH1136040A (ja) | 1999-02-09 |
| JP3458664B2 true JP3458664B2 (ja) | 2003-10-20 |
Family
ID=16266012
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19092797A Expired - Fee Related JP3458664B2 (ja) | 1997-07-16 | 1997-07-16 | Ｄｗｔｔ特性に優れるｕｏｅ鋼管用素材およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3458664B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3417878B2 (ja) * | 1999-07-02 | 2003-06-16 | 株式会社神戸製鋼所 | 伸びフランジ性および疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製法 |
| MX2018015659A (es) | 2016-06-22 | 2019-03-14 | Jfe Steel Corp | Lamina de acero laminada en caliente para tuberia de conduccion de alta resistencia de gran espesor, tuberia de acero soldada para tuberia de conduccion de alta resistencia de gran espesor, y metodo para producir la tuberia de acero soldada. |
-
1997
- 1997-07-16 JP JP19092797A patent/JP3458664B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH1136040A (ja) | 1999-02-09 |
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