JPH02125843A - Ｕｏｅ綱管用厚肉鋼板 - Google Patents
Ｕｏｅ綱管用厚肉鋼板Info
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- JPH02125843A JPH02125843A JP27602588A JP27602588A JPH02125843A JP H02125843 A JPH02125843 A JP H02125843A JP 27602588 A JP27602588 A JP 27602588A JP 27602588 A JP27602588 A JP 27602588A JP H02125843 A JPH02125843 A JP H02125843A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
この発明は、原油や天然ガス等を輸送するためのパイプ
ライン用として好適なｔｌＯＥ ＠管の造管に供する厚
肉鋼板に関し、特にＤＷＴＴ （Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈ
ｔＴｅａｒＴｅｓｔ）特性を向上させようとするもので
ある。
ライン用として好適なｔｌＯＥ ＠管の造管に供する厚
肉鋼板に関し、特にＤＷＴＴ （Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈ
ｔＴｅａｒＴｅｓｔ）特性を向上させようとするもので
ある。
最近パイプラインにおいては、輸送の効率を七げるため
に高圧での操業が指向されているため、強度が高く、か
つ板厚が厚い１１０８鋼管用鋼板への要求が高まってい
る。
に高圧での操業が指向されているため、強度が高く、か
つ板厚が厚い１１０８鋼管用鋼板への要求が高まってい
る。
このようなＬＩＯＩＥ鋼管用鋼板は、ぜい性破壊に対す
る安全性を高めるため、ぜい性破壊の発生特性を向上さ
せることはもちろん、発生したぜい性亀裂の伝播を停止
する特性をも向上させる必要がある。
る安全性を高めるため、ぜい性破壊の発生特性を向上さ
せることはもちろん、発生したぜい性亀裂の伝播を停止
する特性をも向上させる必要がある。
前者のぜい性破壊発生特性は、シャルピー衝撃試験の破
面遷移温度やＣＴＯＤ試験値にて評価され、後者のぜい
性亀裂伝播停止特性は、ＤＷＴＴの破面遷移温度で評価
されるのが一般的である。
面遷移温度やＣＴＯＤ試験値にて評価され、後者のぜい
性亀裂伝播停止特性は、ＤＷＴＴの破面遷移温度で評価
されるのが一般的である。
（従来の技術）
上記したＬＩＯＥ鋼管用鋼板のぜい性破壊発生特性、ぜ
い性亀裂伝播停止特性を向上させるためには、結晶粒の
微細化を達成することが重要であるという考えから、例
えば制御圧延等の結晶粒微細化技術が発展してきた。
い性亀裂伝播停止特性を向上させるためには、結晶粒の
微細化を達成することが重要であるという考えから、例
えば制御圧延等の結晶粒微細化技術が発展してきた。
しかし、板厚が２Ｏｎ＋ｍを越えるような鋼板の場合に
は、結晶粒微細化を行うことによってシャルピー衝撃試
験の破面遷移温度は低温側に移行するものの、ＤＩＩＩ
ＴＴの破面遷移温度は必ずしも低温側に移動せず、した
がって要求特性を満足させ得ない場合が往々にして出て
きた。
は、結晶粒微細化を行うことによってシャルピー衝撃試
験の破面遷移温度は低温側に移行するものの、ＤＩＩＩ
ＴＴの破面遷移温度は必ずしも低温側に移動せず、した
がって要求特性を満足させ得ない場合が往々にして出て
きた。
また結晶粒微細化のために低温での圧延、例えば（α十
γ）２相域圧延を実施して、鋼板に（１００）集合組織
を発達させ、Ｌ、 Ｔ方向のしん性を向上させる方法も
しばしば用いられている。
γ）２相域圧延を実施して、鋼板に（１００）集合組織
を発達させ、Ｌ、 Ｔ方向のしん性を向上させる方法も
しばしば用いられている。
しかし上記の方法は、圧延機に過大な負荷を与え、また
圧延能率を低下させるので好ましくなかった。
圧延能率を低下させるので好ましくなかった。
（発明が解決しようとする課題）
この発明は、２相域圧延のような圧延機の過大負荷や圧
延能率の低下を伴うことなしに、板厚２０ｍｍを越える
ＵＯＥ鋼管用厚肉鋼板についてのぜい性亀裂伝播停止特
性の改善問題を有利に解決するもので、ＤＷＴＴ特性の
向上、具体的にはＤＷＴＴ８５％延性破面遷移温度が一
２０℃未満を実現させて、ぜい性亀裂伝播停止特性に優
れたｌｌ０Ｅ鋼管用厚肉鋼板を提案するこ古を目的とす
る３゜ （課題を解決するための手段） 発明者らは、［０８鋼管用厚肉鋼板のＤＷＴＴ特性を向
上させるべく鋭意研究を重ねた結果、ミクロ組織につい
て単に結晶粒を微細化させるよりも、粗大なポリゴナル
フェライトを所定量混入させたほうがＤＷＴＴ特性が向
上することを見い出した。
延能率の低下を伴うことなしに、板厚２０ｍｍを越える
ＵＯＥ鋼管用厚肉鋼板についてのぜい性亀裂伝播停止特
性の改善問題を有利に解決するもので、ＤＷＴＴ特性の
向上、具体的にはＤＷＴＴ８５％延性破面遷移温度が一
２０℃未満を実現させて、ぜい性亀裂伝播停止特性に優
れたｌｌ０Ｅ鋼管用厚肉鋼板を提案するこ古を目的とす
る３゜ （課題を解決するための手段） 発明者らは、［０８鋼管用厚肉鋼板のＤＷＴＴ特性を向
上させるべく鋭意研究を重ねた結果、ミクロ組織につい
て単に結晶粒を微細化させるよりも、粗大なポリゴナル
フェライトを所定量混入させたほうがＤＷＴＴ特性が向
上することを見い出した。
この発明は上記の知見に立脚するものである。
すなわちこの発明は、下記の成分組成範囲になるＵＯＢ
鋼管用鋼板において、ミクロ組織中に粒径１０〜２５μ
ｍのポリゴナルフェライトを５〜４Ｑｖｏ１％有し、Ｄ
ＷＴＴ８５％延性破面遷移温度が一２０℃未満であるこ
とを特徴とするｌｌ０ＩＥ鋼管用厚肉鋼板である。
鋼管用鋼板において、ミクロ組織中に粒径１０〜２５μ
ｍのポリゴナルフェライトを５〜４Ｑｖｏ１％有し、Ｄ
ＷＴＴ８５％延性破面遷移温度が一２０℃未満であるこ
とを特徴とするｌｌ０ＩＥ鋼管用厚肉鋼板である。
記
Ｃ：０，２ｗｔ％以下、
Ｓｉ ： １．０ｗｔ％以下、
Ｍｎ：２，５ｗｔ％以下、
Ｐ ：０．０２ ｗｔ％以下、
Ｓ ：０．０１ ｗｔ％以下及び
Ａｌ ：０．０５ ｗｔ％以下、
を基本成分とし、
Ｎｂ：０，２ｗｔ％以下、
Ｖ：０，５ｗｔ％以下、
Ｔｉ ：０，３ ｗｔ％以下、
Ｍｏ：Ｑ、５ｗｔ％以下、
Ｃｒ：Ｑ、５ｗｔ％以下、
Ｃｕ：１．５ｗｔ％以下、
Ｎｉ ：ｌ、Ｑ ｗｔ％以下、
Ｂ ：０．０１ ｗｔ％以下、
Ｃａ ：０．０１ ｗｔ ９Ａ以下及ＵＲＢＭ ：
０．０２ ｗｔ％以下、を選択成分とし、残部は実質的
にＦｅになる組成。
０．０２ ｗｔ％以下、を選択成分とし、残部は実質的
にＦｅになる組成。
以下この発明の基礎となった実験について説明する。
表１に示す１ＪＯ１ｉ鋼伯として典型的な成分組成にな
る実験用鋼板を次のように調整した。
る実験用鋼板を次のように調整した。
素材鋼片を１１５０℃に加熱し、次いで９００〜７８０
℃の温度範囲で累積圧下率７０％の圧下を加え、７８０
℃で仕上げて厚さ２５ｍｍとした後、Ａｒ３点く７７７
℃）以下６９０℃以上の種々の温度まで急冷し、その温
度で保持時間を変えて保持した後冷却速度１０℃／Ｓで
５００℃まで加速冷却してその後は放冷した。
℃の温度範囲で累積圧下率７０％の圧下を加え、７８０
℃で仕上げて厚さ２５ｍｍとした後、Ａｒ３点く７７７
℃）以下６９０℃以上の種々の温度まで急冷し、その温
度で保持時間を変えて保持した後冷却速度１０℃／Ｓで
５００℃まで加速冷却してその後は放冷した。
その結果、ミクロ組織が粗大ポリゴナルフエライトと、
微細フェライトおよび微細ベイナイトとの混合組織が得
られ、上記の保持時間が異なることによってこのポリゴ
ナルフエライト粒径は異なるものとなった。
微細フェライトおよび微細ベイナイトとの混合組織が得
られ、上記の保持時間が異なることによってこのポリゴ
ナルフエライト粒径は異なるものとなった。
上記したミクロ組織になる鋼板中、粗大ポリコナルフエ
ライトを除いたフェライト平均粒径が５μｍ、粗大ポリ
ゴナルフエライト粒の占める割合が２０ＶＯＩ ％であ
る鋼板につき、／ヤルピー衝撃試験、ＤＷＴＴを行った
。
ライトを除いたフェライト平均粒径が５μｍ、粗大ポリ
ゴナルフエライト粒の占める割合が２０ＶＯＩ ％であ
る鋼板につき、／ヤルピー衝撃試験、ＤＷＴＴを行った
。
かくして得られた結果を、粗大ポリゴナルフエライトの
粒径と関連させて第１図に示す。
粒径と関連させて第１図に示す。
同図から明らかなように粗大ポリゴナルフェライト粒径
が２５μｍを越えると、ンヤルピー衝撃試験特性及びＤ
ＷＴＴ特性のいずれも劣化し、また１０μｍに満たない
とシャルピー衝撃試験特性は徐々に向上するがＤＷＴＴ
特性は劣化した。すなわち粗大ポリゴナルフェライト粒
径が１０〜２５μｍの範囲のみがシャルピー衝撃試験特
性及びＤＷＴＴ特性の両者ともすぐれていたのである。
が２５μｍを越えると、ンヤルピー衝撃試験特性及びＤ
ＷＴＴ特性のいずれも劣化し、また１０μｍに満たない
とシャルピー衝撃試験特性は徐々に向上するがＤＷＴＴ
特性は劣化した。すなわち粗大ポリゴナルフェライト粒
径が１０〜２５μｍの範囲のみがシャルピー衝撃試験特
性及びＤＷＴＴ特性の両者ともすぐれていたのである。
このような粗大ポリゴナルフェライト粒径と、シャルピ
ー衝撃試験特性及びＤＷＴＴ特性との関係は、１１０ｆ
Ｅ鋼管用鋼板の典型例である上記の実験鋼の他、基本成
分のみの組成範囲になる鋼板はもちろんのこと、選択成
分としてそれぞれ固有の改善効果をもたらす成分組成範
囲を含有する鋼板であっても代わりはない。
ー衝撃試験特性及びＤＷＴＴ特性との関係は、１１０ｆ
Ｅ鋼管用鋼板の典型例である上記の実験鋼の他、基本成
分のみの組成範囲になる鋼板はもちろんのこと、選択成
分としてそれぞれ固有の改善効果をもたらす成分組成範
囲を含有する鋼板であっても代わりはない。
前記した粗大ポリゴナルフェライト粒が、微細組織中に
混入した組織を得るためには、Ａｒ３点以下６９０℃以
上の範囲の一定温度で５〜２０秒程度保持する。
混入した組織を得るためには、Ａｒ３点以下６９０℃以
上の範囲の一定温度で５〜２０秒程度保持する。
また粗大ポリゴナルフェライト粒を除いたミクロ組織を
微細な結晶組織とするためには、圧延終了温度をＡｒ３
点直上とするのが好ましい。
微細な結晶組織とするためには、圧延終了温度をＡｒ３
点直上とするのが好ましい。
（作 用）
この発明では、ミクロ組織中に１０〜２５μｍの粗大な
ポリゴナルフェライト粒を５〜４Ｑｖｏｌ ％含有させ
ることが重要である。
ポリゴナルフェライト粒を５〜４Ｑｖｏｌ ％含有させ
ることが重要である。
粗大なポリゴナルフエライトの粒径は、前に述べたよう
に１０μｍに満たないとシャルピー衝撃試験特性は向上
するがＤＷＴＴ特性が劣化するので好ましくなく、一方
２５μｍを越えるとシャルピー衝撃試験特性、ＤＷＴＴ
特性いずれも劣化する不都合を生じる。したがってポリ
ゴナルフエライト粒径は１０〜２５μｍの範囲に限定し
た。
に１０μｍに満たないとシャルピー衝撃試験特性は向上
するがＤＷＴＴ特性が劣化するので好ましくなく、一方
２５μｍを越えるとシャルピー衝撃試験特性、ＤＷＴＴ
特性いずれも劣化する不都合を生じる。したがってポリ
ゴナルフエライト粒径は１０〜２５μｍの範囲に限定し
た。
また、１０〜２５μｍのポリゴナルフエライト粒は、４
（ｌｖｏ１％を越えて混入させるとシャルピー衝撃試験
特性が劣化してぜい性破壊発生特性が劣化するばかりか
強度も低下するので４Ｑｖｏｌ ％を上限とし、また５
％に満たないとＤＷＴＴ特性が向上しないので下限は５
％とした。なお残部の組織は、微細フェライト組織、微
細ベイナイト組織、微細マルテンサイト組織又はこれら
の混合組織のいずれでも良い。
（ｌｖｏ１％を越えて混入させるとシャルピー衝撃試験
特性が劣化してぜい性破壊発生特性が劣化するばかりか
強度も低下するので４Ｑｖｏｌ ％を上限とし、また５
％に満たないとＤＷＴＴ特性が向上しないので下限は５
％とした。なお残部の組織は、微細フェライト組織、微
細ベイナイト組織、微細マルテンサイト組織又はこれら
の混合組織のいずれでも良い。
この発明で対象としている鋼板は、ＤＩＩＩＴＴ特性は
もちろん、高い強度、優れたシャルピーしん性及び溶接
性等が要求されるため、Ｃ：０，２ｗｔ％以下中でも０
．０２〜Ｑ、２ｗｔ％、Ｓｉ ： １．０ｗｔ％以下中
でも０、０３−１．０ ｗｔ％、Ｍｎ ： ２，５ｗｔ
％以下中でも０．５〜２．５ｗｔ％、Ｐ： ０．０２ｗ
ｔ％以下、Ｓ： ０．０１ｗｔ％以下、及びＡｌ： ０
．０５ｗｔ％以下中でも０．００２〜０． Ｑ５ｗｔ％
、を基本成分とし、Ｎｂ ： ０，２ｗｔ％以下中でも
０．００５〜Ｑ、２ｗｔ％、Ｖ：０．５ｗｔ％以下中で
も０．０１〜０．５ｗｔ％、Ｔｉ： ０．３ ｗｔ％以
下中でも０．００５〜Ｑ、３ｗｔ％、Ｍｏ ： ０，５
ｗｔ％以下中でも０．０５〜０．５ ｗｔ％、Ｃｒ：０
．５ｗｔ％以下中でも０．１〜０．５ ｗｔ％、Ｃｕ
： １，５ｗｔ％以下中でも０．１〜１５社％、Ｎｉ
： １．０ｗｔ％以下中でも０．１〜１．９ｗｔ％、Ｂ
： ０，０１ｗｔ％以下中でも０．０００２〜０．９１
ｗｔ％およびＲＥＭ ： ０，０２ｗｔ％以下中でも０
．００２〜０．０２ｗｔ％、Ｃａｂ、 ０１以下中でも
０．００２−ｏ、ｏｔｗｔ％を選択成分とする鋼とする
。
もちろん、高い強度、優れたシャルピーしん性及び溶接
性等が要求されるため、Ｃ：０，２ｗｔ％以下中でも０
．０２〜Ｑ、２ｗｔ％、Ｓｉ ： １．０ｗｔ％以下中
でも０、０３−１．０ ｗｔ％、Ｍｎ ： ２，５ｗｔ
％以下中でも０．５〜２．５ｗｔ％、Ｐ： ０．０２ｗ
ｔ％以下、Ｓ： ０．０１ｗｔ％以下、及びＡｌ： ０
．０５ｗｔ％以下中でも０．００２〜０． Ｑ５ｗｔ％
、を基本成分とし、Ｎｂ ： ０，２ｗｔ％以下中でも
０．００５〜Ｑ、２ｗｔ％、Ｖ：０．５ｗｔ％以下中で
も０．０１〜０．５ｗｔ％、Ｔｉ： ０．３ ｗｔ％以
下中でも０．００５〜Ｑ、３ｗｔ％、Ｍｏ ： ０，５
ｗｔ％以下中でも０．０５〜０．５ ｗｔ％、Ｃｒ：０
．５ｗｔ％以下中でも０．１〜０．５ ｗｔ％、Ｃｕ
： １，５ｗｔ％以下中でも０．１〜１５社％、Ｎｉ
： １．０ｗｔ％以下中でも０．１〜１．９ｗｔ％、Ｂ
： ０，０１ｗｔ％以下中でも０．０００２〜０．９１
ｗｔ％およびＲＥＭ ： ０，０２ｗｔ％以下中でも０
．００２〜０．０２ｗｔ％、Ｃａｂ、 ０１以下中でも
０．００２−ｏ、ｏｔｗｔ％を選択成分とする鋼とする
。
Ｃは、鋼板の強度を向上させるのに有用な成分であり、
０．０２ｗｔ％以上含有させることが好ましいが、Ｑ、
２ｗｔ％を越えると溶接性が害されるという問題が生じ
るので上限はＱ、 ２ｗｔ％とする。
０．０２ｗｔ％以上含有させることが好ましいが、Ｑ、
２ｗｔ％を越えると溶接性が害されるという問題が生じ
るので上限はＱ、 ２ｗｔ％とする。
次に、Ｓｌは鋼の脱酸を促進して強度を上昇させるので
、少なくともＯ，３３ｗｔ％以上添加する。しかし、Ｓ
ｌはあまり多いと靭性や溶接性が著しく損なわれるため
、最大でｌ、９ｗｔ％にとどめる。
、少なくともＯ，３３ｗｔ％以上添加する。しかし、Ｓ
ｌはあまり多いと靭性や溶接性が著しく損なわれるため
、最大でｌ、９ｗｔ％にとどめる。
次に、Ｍｎは鋼の強度ならびに靭性を高め、本発明では
積極的に添加し、少なくとも０．５３ｗｔ％以上添加す
る。しかしながら、Ｍｎを２．５ｗｔ％を超えて添加す
ると、溶接割れ感受性が著しく高められるので、これを
上限とする。
積極的に添加し、少なくとも０．５３ｗｔ％以上添加す
る。しかしながら、Ｍｎを２．５ｗｔ％を超えて添加す
ると、溶接割れ感受性が著しく高められるので、これを
上限とする。
次に、＾１は製鋼過程において脱酸剤としてはたらき、
このほかに窒化物を形成して組織を細粒化する。しかし
、あまり多くなると介在物が増加し、このことから八１
はＯ，９５ｗｔ％以下添加する。
このほかに窒化物を形成して組織を細粒化する。しかし
、あまり多くなると介在物が増加し、このことから八１
はＯ，９５ｗｔ％以下添加する。
細粒化効果の下限は０．００２ｗｔ％である。
ＰおよびＳは不純物であり、それぞれ０．０２ｗｔ％、
０．０１ｗｔ％以下とする。
０．０１ｗｔ％以下とする。
Ｎｂは組織の微細化に効果があるが、０．２ｗｔ％を超
えると溶接部の靭性が劣化し、また微細化に効果のある
のは０．００５ ｗｔ％以上である。
えると溶接部の靭性が劣化し、また微細化に効果のある
のは０．００５ ｗｔ％以上である。
■はこの発明による鋼板の母材強度と靭性向上のために
添加するが、Ｏ，Ｑ１ｗｔ％未満では効果な（、またＱ
、５ｗｔ％を超えて添加すると母材および溶接部の靭性
を著しく劣化させるため０．０１〜０．５ｗｔ％とする
。
添加するが、Ｏ，Ｑ１ｗｔ％未満では効果な（、またＱ
、５ｗｔ％を超えて添加すると母材および溶接部の靭性
を著しく劣化させるため０．０１〜０．５ｗｔ％とする
。
ＴｉもＶと同様の効果を有するが、０．００５ｗｔ％未
満では効果なく、また０、３ｗｔ％を超えて添加すると
母材および溶接部の靭性を著しく劣化させる。
満では効果なく、また０、３ｗｔ％を超えて添加すると
母材および溶接部の靭性を著しく劣化させる。
Ｍｏは、圧延時のγ粒を整粒にし、なおかつ微細なベイ
ナイトを生成させるので強度ならびに靭性の向上の上か
ら添加するのが好ましい。しかし、Ｑ、５ｗｔ％を超え
て添加すると製造コストの上昇を招き、また０、 ３５
ｗｔ％未満では効果がないので０．０５〜Ｑ、５ｗｔ％
とした。
ナイトを生成させるので強度ならびに靭性の向上の上か
ら添加するのが好ましい。しかし、Ｑ、５ｗｔ％を超え
て添加すると製造コストの上昇を招き、また０、 ３５
ｗｔ％未満では効果がないので０．０５〜Ｑ、５ｗｔ％
とした。
Ｃｒは強度を上昇させる成分であるが３．５ｗｔ％を超
えると溶接部靭性を害し、またＱ、１ｗｔ％未満では効
果がないので０．１〜０．５１％とする。
えると溶接部靭性を害し、またＱ、１ｗｔ％未満では効
果がないので０．１〜０．５１％とする。
Ｎｉは熱影響部（ＨＡＺ）の硬化性および靭性に悪い影
響を与えることなく母材の強度、靭性を向上させること
ができる。しかし、Ｎｉは高価であって、１０Ｗ［％を
超えて添加含有させることは製造コストの上昇を招き、
また領１ ｖａｔ％未満では効果がないので０１〜ｌ
Ｑ ｗｔ％とする。
響を与えることなく母材の強度、靭性を向上させること
ができる。しかし、Ｎｉは高価であって、１０Ｗ［％を
超えて添加含有させることは製造コストの上昇を招き、
また領１ ｖａｔ％未満では効果がないので０１〜ｌ
Ｑ ｗｔ％とする。
ＣｕはＮ１とほぼ同様の効果があり、さらに耐食性も向
上させるが、ｌ、５ｗｔ％を超えると熱間圧延中にクラ
ックが発生しやすく、鋼板の表面性状が劣化する。また
Ｑ、１ｗｔ％未満では効果がないので０．１〜１．５ｗ
ｔ％とする。
上させるが、ｌ、５ｗｔ％を超えると熱間圧延中にクラ
ックが発生しやすく、鋼板の表面性状が劣化する。また
Ｑ、１ｗｔ％未満では効果がないので０．１〜１．５ｗ
ｔ％とする。
またＢもベイナイトを生成させるので、とくに強度を上
昇させるが、０．０１ｗｔ％を超えて添加すると靭性の
劣化を招き、また０、 ０００２ｗｔ％未満では効果が
ないので０．０００２〜０．０１ｗｔ％とした。
昇させるが、０．０１ｗｔ％を超えて添加すると靭性の
劣化を招き、また０、 ０００２ｗｔ％未満では効果が
ないので０．０００２〜０．０１ｗｔ％とした。
Ｃａは、０．００２ｗｔ％未満では、ＭｎＳの形態制御
に不十分で、Ｃ方向の靭性向上に効果がないので、Ｃａ
の下限を０．００２ ｗｔ％とした。万−Ｃａをｏ、ｏ
ｔｗｔ％を超えると、鋼の清浄度が悪くなり内部欠陥の
原因となるので、ｃａの上限を（１，０１［１ｗｔ％と
した。
に不十分で、Ｃ方向の靭性向上に効果がないので、Ｃａ
の下限を０．００２ ｗｔ％とした。万−Ｃａをｏ、ｏ
ｔｗｔ％を超えると、鋼の清浄度が悪くなり内部欠陥の
原因となるので、ｃａの上限を（１，０１［１ｗｔ％と
した。
ＲＢＭは、０．００２％未満では、ＭｎＳ （７）形態
制御に不十分で鋼板のＣ方向の靭性向上に有効でないの
で、ＲＥＭの下限を０．００２ｗｔ％とした。一方ＲＥ
Ｍが、０、０２ｗｔ％を超えると、鋼の清浄度が悪くな
り、またアーク溶接面でも不利であるので、ＲＥＭの上
限を０．０２ｗｔ％とした。
制御に不十分で鋼板のＣ方向の靭性向上に有効でないの
で、ＲＥＭの下限を０．００２ｗｔ％とした。一方ＲＥ
Ｍが、０、０２ｗｔ％を超えると、鋼の清浄度が悪くな
り、またアーク溶接面でも不利であるので、ＲＥＭの上
限を０．０２ｗｔ％とした。
この発明では、上記の基本成分、選択成分の外、不可避
混入のＯ，Ｎをそれぞれ０．００５ｗｔ％以下、０、
Ｑ１ｗｔ％以下含み得る。
混入のＯ，Ｎをそれぞれ０．００５ｗｔ％以下、０、
Ｑ１ｗｔ％以下含み得る。
この発明の鋼板は転炉又は電気炉にて溶製され、連続鋳
造又は造塊−分塊圧延されたスラブを用い、制御圧延、
加速冷却等により前記組織に調整して製造されることが
好ましい。
造又は造塊−分塊圧延されたスラブを用い、制御圧延、
加速冷却等により前記組織に調整して製造されることが
好ましい。
（実施例）
表２に示す種々の成分組成になる鋼を、１１５０℃に加
熱し、９５０〜８００℃の間の累積圧下率６０％、圧延
終了温度８００℃の圧延をした後、表３に示す保持温度
まで急冷して保持し、次いで２〜ｂで５００〜４００℃
まで加速冷却してその後放冷し、粗大ポリゴナルフェラ
イトの量及び粒径を変えた鋼板を作成した。
熱し、９５０〜８００℃の間の累積圧下率６０％、圧延
終了温度８００℃の圧延をした後、表３に示す保持温度
まで急冷して保持し、次いで２〜ｂで５００〜４００℃
まで加速冷却してその後放冷し、粗大ポリゴナルフェラ
イトの量及び粒径を変えた鋼板を作成した。
かくして得られた鋼板のミクロ組織、粗大粒を除いた平
均フェライト粒径、７μｍ以上のフェライト最大粒径、
フェライト粗大粒の面積率、ＤＷＴＴ８５％延性破面遷
移温度、シャルピー衝撃試験５０％ぜい性破面遷移温度
を表３に併記した。
均フェライト粒径、７μｍ以上のフェライト最大粒径、
フェライト粗大粒の面積率、ＤＷＴＴ８５％延性破面遷
移温度、シャルピー衝撃試験５０％ぜい性破面遷移温度
を表３に併記した。
表３から明らかなように、鋼種Ａを用いた試験Ｎｏ、
ｌとＮｏ、 ２とでは、シャルピー破面遷移温度はほぼ
等しいが、粒径１５μｍの粗大ポリゴナルフェライト粒
が１０％と多い試験Ｎｏ、 １のほうがＤＩＩＩＴＴ特
性は優れていた。また粗大ポリゴナルフェライトの粒径
又は体積率が適合しない試験Ｎｏ、３． Ｎｏ、６．
Ｎｏ、７は、この発明の範囲である試験Ｎｏ、４． Ｎ
ｏ、５ Ｎｏ、８とそれぞれ比較するとＮｏ、 ３は
Ｎｏ、 ４に比べてＤＷＴＴ特性が劣っていて、Ｎｏ、
６はＮｏ、 ５に比べてＤＷＴＴ特性とシャルピー衝
撃試験特性が劣っていて、Ｎｏ、 ７はＮ。
ｌとＮｏ、 ２とでは、シャルピー破面遷移温度はほぼ
等しいが、粒径１５μｍの粗大ポリゴナルフェライト粒
が１０％と多い試験Ｎｏ、 １のほうがＤＩＩＩＴＴ特
性は優れていた。また粗大ポリゴナルフェライトの粒径
又は体積率が適合しない試験Ｎｏ、３． Ｎｏ、６．
Ｎｏ、７は、この発明の範囲である試験Ｎｏ、４． Ｎ
ｏ、５ Ｎｏ、８とそれぞれ比較するとＮｏ、 ３は
Ｎｏ、 ４に比べてＤＷＴＴ特性が劣っていて、Ｎｏ、
６はＮｏ、 ５に比べてＤＷＴＴ特性とシャルピー衝
撃試験特性が劣っていて、Ｎｏ、 ７はＮ。
８に比べてＤＷＴＴ特性とシャルピー衝撃試験特性がそ
れぞれ劣っていた。
れぞれ劣っていた。
これに対し、この発明の範囲である試験Ｎｏ、 ４Ｎｏ
、５． Ｎｏ、８． Ｎｏ、９及びＮｏ、１０はＤＩＱ
ＴＴ特性及びシャルピー衝撃試験特性に優れていて、言
い換えれば優れたぜい性亀裂伝播停止特性とぜい性破壊
発生特性を兼ねそなえた鋼板であることがわかった。
、５． Ｎｏ、８． Ｎｏ、９及びＮｏ、１０はＤＩＱ
ＴＴ特性及びシャルピー衝撃試験特性に優れていて、言
い換えれば優れたぜい性亀裂伝播停止特性とぜい性破壊
発生特性を兼ねそなえた鋼板であることがわかった。
（発明の効果）
この発明によれば、００Ｂ鋼管用厚肉鋼板に関し、製造
時の圧延終了温度がγ単相領域なので、圧延機への過大
負荷や圧延能率の低下という問題を起こすことがない。
時の圧延終了温度がγ単相領域なので、圧延機への過大
負荷や圧延能率の低下という問題を起こすことがない。
また特に鋼板が厚肉である場合に望まれていたＤＷＴＴ
特性の向上を達成することができる。したがってぜい性
破壊発生特性及びぜい性亀裂伝播停止特性に優れた鋼板
を提供することができる。
特性の向上を達成することができる。したがってぜい性
破壊発生特性及びぜい性亀裂伝播停止特性に優れた鋼板
を提供することができる。
第１図は、粗大ポリゴナルフエライト粒径が、ＤＩ！Ｉ
ＴＴ ８５％延性破面遷移温度、シャルピー５０％ぜい
性破面遷移温度に及ぼず効果を示すグラフである。
ＴＴ ８５％延性破面遷移温度、シャルピー５０％ぜい
性破面遷移温度に及ぼず効果を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、下記の成分組成範囲になるＵＯＥ鋼管用鋼板におい
て、 ミクロ組織中に粒径１０〜２５μｍのポリゴナルフェラ
イトを５〜４０ｖｏｌ％有し、ＤＷＴＴ８５％延性破面
遷移温度が−２０℃未満であることを特徴とするＵＯＥ
鋼管用厚肉鋼板。 記 Ｃ：０．２ｗｔ％以下、 Ｓｉ：１．０ｗｔ％以下、 Ｍｎ：２．５ｗｔ％以下、 Ｐ：０．０２ｗｔ％以下、 Ｓ：０．０１ｗｔ％以下及び Ａｌ：０．０５ｗｔ％以下、 を基本成分とし、 Ｎｂ：０．２ｗｔ％以下、 Ｖ：０．５ｗｔ％以下、 Ｔｉ：０．３ｗｔ％以下、 Ｍｏ：０．５ｗｔ％以下、 Ｃｒ：０．５ｗｔ％以下、 Ｃｕ：１．５ｗｔ％以下、 Ｎｉ：１．０ｗｔ％以下、 Ｂ：０．０１ｗｔ％以下、 Ｃａ：０．０１ｗｔ％以下及び ＲＥＭ：０．０２ｗｔ％以下、 を選択成分とし、 残部は実質的にＦｅになる組成。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27602588A JPH02125843A (ja) | 1988-11-02 | 1988-11-02 | Ｕｏｅ綱管用厚肉鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27602588A JPH02125843A (ja) | 1988-11-02 | 1988-11-02 | Ｕｏｅ綱管用厚肉鋼板 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02125843A true JPH02125843A (ja) | 1990-05-14 |
Family
ID=17563746
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27602588A Pending JPH02125843A (ja) | 1988-11-02 | 1988-11-02 | Ｕｏｅ綱管用厚肉鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH02125843A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1996023909A1 (fr) * | 1995-02-03 | 1996-08-08 | Nippon Steel Corporation | Acier de canalisation extremement resistant possedant un rapport d'ecoulement peu eleve et une excellente resistance a basse temperature |
| KR100825650B1 (ko) * | 2006-11-01 | 2008-04-25 | 주식회사 포스코 | 판 변형특성이 우수한 저 Ｍｏ형 후물광폭 후판 및 그제조방법 |
| JP2008214653A (ja) * | 2007-02-28 | 2008-09-18 | Jfe Steel Kk | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| CN104988428A (zh) * | 2015-07-09 | 2015-10-21 | 张家港市圣鼎源制管有限公司 | 一种小口径高压油管的加工工艺 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5729554A (en) * | 1980-07-28 | 1982-02-17 | Kobe Steel Ltd | Hot rolled steel plate with excellent toughness after molding processing |
| JPS62205230A (ja) * | 1986-03-04 | 1987-09-09 | Kobe Steel Ltd | 脆性亀裂伝播停止特性の優れた低温用鋼板の製造方法 |
-
1988
- 1988-11-02 JP JP27602588A patent/JPH02125843A/ja active Pending
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| US5755895A (en) * | 1995-02-03 | 1998-05-26 | Nippon Steel Corporation | High strength line pipe steel having low yield ratio and excellent in low temperature toughness |
| KR100825650B1 (ko) * | 2006-11-01 | 2008-04-25 | 주식회사 포스코 | 판 변형특성이 우수한 저 Ｍｏ형 후물광폭 후판 및 그제조방법 |
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