JPH02163316A - 電縫鋼管用鋼板の製造方法 - Google Patents
電縫鋼管用鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPH02163316A JPH02163316A JP31734688A JP31734688A JPH02163316A JP H02163316 A JPH02163316 A JP H02163316A JP 31734688 A JP31734688 A JP 31734688A JP 31734688 A JP31734688 A JP 31734688A JP H02163316 A JPH02163316 A JP H02163316A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- toughness
- steel
- low
- strength
- steel sheet
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 50
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 50
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 11
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 12
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- 230000001186 cumulative effect Effects 0.000 claims description 6
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 abstract description 14
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 22
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 21
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 17
- 239000000463 material Substances 0.000 description 15
- 238000000034 method Methods 0.000 description 10
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 6
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 5
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 5
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 5
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 5
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 5
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 5
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 3
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 3
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 3
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 3
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 3
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 3
- 241000473391 Archosargus rhomboidalis Species 0.000 description 2
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- -1 Zr and Nb Chemical class 0.000 description 2
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 2
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 2
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 2
- 230000003749 cleanliness Effects 0.000 description 2
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 2
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 2
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 2
- 238000011160 research Methods 0.000 description 2
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 2
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 2
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 230000003679 aging effect Effects 0.000 description 1
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000001934 delay Effects 0.000 description 1
- 230000000368 destabilizing effect Effects 0.000 description 1
- 230000002542 deteriorative effect Effects 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 1
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000003801 milling Methods 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 1
- 238000007790 scraping Methods 0.000 description 1
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 1
- 239000000779 smoke Substances 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 1
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〕
本発明は電縫鋼管用鋼板の製造方法に関するもので、特
に電Fi1鋼管に対しAP I X−52−N−80ク
ラスの強度と低温靭性の優れた溶接部を付与する電縫鋼
管用鋼板の製造方法に関する。
に電Fi1鋼管に対しAP I X−52−N−80ク
ラスの強度と低温靭性の優れた溶接部を付与する電縫鋼
管用鋼板の製造方法に関する。
(従来の技術)
電lX1鋼管は、油井管、ラインパイプ等、エネルギー
開発分野で多く使用され、そのため高強度、高靭性が要
求されている。しかし、電縫鋼管の溶接部は溶接過程で
急、速加熱、急速冷却を受けるため、低温靭性の低下が
避けられないとされている。
開発分野で多く使用され、そのため高強度、高靭性が要
求されている。しかし、電縫鋼管の溶接部は溶接過程で
急、速加熱、急速冷却を受けるため、低温靭性の低下が
避けられないとされている。
そこで従来より電縫溶接部の低温靭性を確保する試みが
種々なされており、その一つとして鋼板の成分系を限定
しかつ電縫溶接後に特定の熱処理を施す方法が特開昭6
1−221331号公報により提案されている。この方
法は、鋼板成分にTt。
種々なされており、その一つとして鋼板の成分系を限定
しかつ電縫溶接後に特定の熱処理を施す方法が特開昭6
1−221331号公報により提案されている。この方
法は、鋼板成分にTt。
Zr、Nb等の窒化物を含有させて結晶粒の粗大化を防
止し、これを特定の溶接後熱処理と組み合わせることに
よって溶接部の低温靭性低下を防ごうというものである
。
止し、これを特定の溶接後熱処理と組み合わせることに
よって溶接部の低温靭性低下を防ごうというものである
。
[発明が解決しようとする課題]
しかしながら、前記窒化物は電縫溶接時に高温(130
0℃)にさらされると部分的に溶解し、その時点で結晶
粒の粗大化防止効果を消失してしまい、必ずしも安定な
効果は得られない、また、特定の溶接後熱処理でしか所
望の効果が得られないことも効果の不安定要因となる。
0℃)にさらされると部分的に溶解し、その時点で結晶
粒の粗大化防止効果を消失してしまい、必ずしも安定な
効果は得られない、また、特定の溶接後熱処理でしか所
望の効果が得られないことも効果の不安定要因となる。
本発明は斯かる状況に鑑み、素材鋼板の成分系および製
造条件の両面に改良を加え、電縫鋼管溶接部に優れた低
温靭性を安定的に与え、かつ鋼管全体の高強度化を達成
できる電縫鋼管用綱板の製造方?夫を提イ共するもので
ある。
造条件の両面に改良を加え、電縫鋼管溶接部に優れた低
温靭性を安定的に与え、かつ鋼管全体の高強度化を達成
できる電縫鋼管用綱板の製造方?夫を提イ共するもので
ある。
(課題を解決するための手段〕
電縫鋼管を製造する場合、ホットコイル(素材鋼板)の
端面部は高周波電流にて急速に局部加熱され、加熱後直
ちにスクイズロールにてアンプセットされ急激に冷却さ
れる。その結果、溶接部は一最に焼入組織となり低m靭
性が低下する。本発明者らはこの電縫鋼管溶接部の靭性
低下を素材面から防止するべく鋭意実験研究を繰り返し
た結果、素材に含有されるSi、Ai!ftを通常レヘ
ルより低く抑え、その上でこの素材に特定条件の圧延を
施し、520℃以下で捲きとることが有効なことを知見
した。更に、このようにして製造された素材鋼板を使用
すると、′1を線溶接を行ったまま全溶接部は十分な靭
性を保有し、溶接後熱処理を行えばさらに優れた靭性が
確保されることも知見された。
端面部は高周波電流にて急速に局部加熱され、加熱後直
ちにスクイズロールにてアンプセットされ急激に冷却さ
れる。その結果、溶接部は一最に焼入組織となり低m靭
性が低下する。本発明者らはこの電縫鋼管溶接部の靭性
低下を素材面から防止するべく鋭意実験研究を繰り返し
た結果、素材に含有されるSi、Ai!ftを通常レヘ
ルより低く抑え、その上でこの素材に特定条件の圧延を
施し、520℃以下で捲きとることが有効なことを知見
した。更に、このようにして製造された素材鋼板を使用
すると、′1を線溶接を行ったまま全溶接部は十分な靭
性を保有し、溶接後熱処理を行えばさらに優れた靭性が
確保されることも知見された。
本発明は、斯かる知見に基づきなされたもので重遺%で
C:0.09〜0.27% Si:0.01〜0.17% Mn :0.40〜1.75% P :0.020%以下 S :0.010%以下 Al:0.0005〜0.013% N :0.005%以下 0 :0.004%以下 を基本成分とし Ti:0.004〜0.07% Nb:0.005〜0.06% の一種又は二種を含有し、残部が実質的にFeよりなる
綱を、1100℃−1280℃の温度域に加熱してから
、工000℃以上の温度域で累積圧下率が50%以上に
なるよう圧延し、さらに680“0〜850℃の温度域
で仕上圧延した後、5〜50’C/secの冷却速度で
冷却し、520℃以下でI壱き取ることを特徴とする電
縫鋼管用調板の製造方法を要旨とする。
C:0.09〜0.27% Si:0.01〜0.17% Mn :0.40〜1.75% P :0.020%以下 S :0.010%以下 Al:0.0005〜0.013% N :0.005%以下 0 :0.004%以下 を基本成分とし Ti:0.004〜0.07% Nb:0.005〜0.06% の一種又は二種を含有し、残部が実質的にFeよりなる
綱を、1100℃−1280℃の温度域に加熱してから
、工000℃以上の温度域で累積圧下率が50%以上に
なるよう圧延し、さらに680“0〜850℃の温度域
で仕上圧延した後、5〜50’C/secの冷却速度で
冷却し、520℃以下でI壱き取ることを特徴とする電
縫鋼管用調板の製造方法を要旨とする。
(作 用〕
以下、本発明の方法における条件限定理由を成分組成、
圧延条件の順で述べ、本発明の作用を明らかにする。
圧延条件の順で述べ、本発明の作用を明らかにする。
O成分組成
CTCは綱の強度、靭性などのa城的性質や溶接性に影
響を与える重要な元素であり、0.27%を超えると特
に溶接部の靭性を低下させる。よって上限を0.27%
とした。また0、09%未満では溶接性は良好であるが
、その反面、強度確保および経済性確保が困難となるの
で、下限を0−09%とした。
響を与える重要な元素であり、0.27%を超えると特
に溶接部の靭性を低下させる。よって上限を0.27%
とした。また0、09%未満では溶接性は良好であるが
、その反面、強度確保および経済性確保が困難となるの
で、下限を0−09%とした。
Si:Siは鯛の脱酸剤および強度確保剤として有効で
あるが、同時にセメンタイト中に固溶しにくいため、変
態がおくれ臨界冷却速度が小さくなる。このため0.1
7%を超えて添加すると、電縫溶接部のように急冷され
る場合、マルテンサイトあるいは上部ベイナイトを生成
しやすくなり靭性を低下させる。よって上限を0.17
%とした。
あるが、同時にセメンタイト中に固溶しにくいため、変
態がおくれ臨界冷却速度が小さくなる。このため0.1
7%を超えて添加すると、電縫溶接部のように急冷され
る場合、マルテンサイトあるいは上部ベイナイトを生成
しやすくなり靭性を低下させる。よって上限を0.17
%とした。
また、下限については、溶接部の靭性確保の点から低量
はど望ましいが、脱酸剤としての効果を生かすためには
0.01%以上を必要とする。よって下限を0.01%
とした。
はど望ましいが、脱酸剤としての効果を生かすためには
0.01%以上を必要とする。よって下限を0.01%
とした。
Mn:Mnは脱酸および母材の強度、靭性の確保に重要
なものであるが、1.75%を超えると溶接性および靭
性にむしろ悪影響を与えるもので、上限を1.75%と
した。また、0.40%未満では、母材の強度、靭性確
保の効果が充分ではない。よって下限を0.40%とし
た。
なものであるが、1.75%を超えると溶接性および靭
性にむしろ悪影響を与えるもので、上限を1.75%と
した。また、0.40%未満では、母材の強度、靭性確
保の効果が充分ではない。よって下限を0.40%とし
た。
P:Pは靭性を低下させ溶接割れの原因ともなるため可
及的に少なくすることが望まれるが、経済性を考慮して
0.020%以下とした。
及的に少なくすることが望まれるが、経済性を考慮して
0.020%以下とした。
SO3はP同様靭性を低下させ溶接割れの原因となるた
め可及的に少なくすることが望まれるが、経済性を考慮
してo、oto%以下とした。
め可及的に少なくすることが望まれるが、経済性を考慮
してo、oto%以下とした。
、11!:Aliは鋼の脱酸剤として有効で通常は0.
02%程度含有される。ところが、このような通常レヘ
ルの含有ではマルテンサイトの生成を促したり、また酸
化物系粒子の生成が困難となって酸化物系粒子による靭
性改善が計られなくなることが、本発明者らの研究によ
り判明した。そして、このような靭性改善阻害要因を取
り除くにはA2を0゜013%以下に抑制する必要のあ
ることが判明した。よって上限を0.013%とした。
02%程度含有される。ところが、このような通常レヘ
ルの含有ではマルテンサイトの生成を促したり、また酸
化物系粒子の生成が困難となって酸化物系粒子による靭
性改善が計られなくなることが、本発明者らの研究によ
り判明した。そして、このような靭性改善阻害要因を取
り除くにはA2を0゜013%以下に抑制する必要のあ
ることが判明した。よって上限を0.013%とした。
また、0.0005%未満では脱酸剤としての効果がな
く、脱酸が不十分となり鋼の清浄性が損なわれて好まし
くない、よって下限を0.0005%とした。
く、脱酸が不十分となり鋼の清浄性が損なわれて好まし
くない、よって下限を0.0005%とした。
SUNはTiN、AIN等の窒化物を形成し、微細分散
により低温靭性を改善するが、高温で溶解するため0.
005%を超えると固溶Nの増加により靭性劣化が著し
い、よって0.005%以下とした。
により低温靭性を改善するが、高温で溶解するため0.
005%を超えると固溶Nの増加により靭性劣化が著し
い、よって0.005%以下とした。
0:0は鋼の不可避不純物であり、少量であれば形成さ
れた酸化物は高温でも安定しており焼入性を低下させる
。また、フェライト変態核となり靭性改善に有効である
。しかし、0.004%を超えると酸化物の階が多くな
りすぎ、逆に靭性を劣化させ鋼の清浄性に悪影響を及ぼ
す、よって、01004%以下とした。
れた酸化物は高温でも安定しており焼入性を低下させる
。また、フェライト変態核となり靭性改善に有効である
。しかし、0.004%を超えると酸化物の階が多くな
りすぎ、逆に靭性を劣化させ鋼の清浄性に悪影響を及ぼ
す、よって、01004%以下とした。
Ti :TtはTiN、TiO等の窒化物及び酸化物を
形成し、加熱時の粒の成長を抑制するとともに冷却時フ
ェライト変B核となり靭性改善に有効な元素であるが、
0.07%を超えるとこの効果が飽和するとともに逆に
焼入性が著しく高まり靭性劣化をまねく惧れがある。よ
って、上限を0.07%とした。また、0.004%未
満では靭性改善に対して効果がない、よって下限を0.
004%とした。
形成し、加熱時の粒の成長を抑制するとともに冷却時フ
ェライト変B核となり靭性改善に有効な元素であるが、
0.07%を超えるとこの効果が飽和するとともに逆に
焼入性が著しく高まり靭性劣化をまねく惧れがある。よ
って、上限を0.07%とした。また、0.004%未
満では靭性改善に対して効果がない、よって下限を0.
004%とした。
Nb:NbはTiと同様靭性改善に有効な元素であり、
Nb (C,N)の析出効果に伴う強度確保においても
重要であるが、0.06%を超えるとその効果が飽和す
るとともに逆に焼入性が著しく上腎し靭性劣化を招く惧
れがあるため、上限を0.06?6とした。また0、0
05%未満では、上記靭性改善および強度確保の効果が
ない。よって下限を0.005%とした。
Nb (C,N)の析出効果に伴う強度確保においても
重要であるが、0.06%を超えるとその効果が飽和す
るとともに逆に焼入性が著しく上腎し靭性劣化を招く惧
れがあるため、上限を0.06?6とした。また0、0
05%未満では、上記靭性改善および強度確保の効果が
ない。よって下限を0.005%とした。
なお、上記Ti、Nbは両者を上記限定範囲内で添加し
てもよく、またTit4独、Nb単独で添加しても本願
目的を達成できるのはいうまでもない ○ 圧延条件 加熱温度:Nb、Tiを固溶させるのに必要な温度は1
100℃以上であるが、1280℃以上の加熱温度では
粒の成長が著しく粗大化してしまうため靭性劣化をおこ
す。よって上限を1280 ’Cとした。また、100
0℃以上で累積圧下率を確保するために最低1100℃
の加熱が必要である。
てもよく、またTit4独、Nb単独で添加しても本願
目的を達成できるのはいうまでもない ○ 圧延条件 加熱温度:Nb、Tiを固溶させるのに必要な温度は1
100℃以上であるが、1280℃以上の加熱温度では
粒の成長が著しく粗大化してしまうため靭性劣化をおこ
す。よって上限を1280 ’Cとした。また、100
0℃以上で累積圧下率を確保するために最低1100℃
の加熱が必要である。
よって下限を1100″Cとした。
tooo℃以上の累積圧下率ニオ−ステナイト再結晶域
で圧延した場合、累積圧下率が50%以上の圧延により
高強度、高靭性が得られる事を見出した。これはオース
テナイト粒の微細化を目的としたもので、50%未満の
軽圧下では微細化後、粒の再成長が効果なく、圧化率と
して50%以上が必要であると考えられる。よって下限
を50%とした。上限については特に限定しないが、実
用上ミル能力との兼ね合いもあり80%以下が好ましく
、tooo℃以下の未再結晶で引き続き圧延することに
より微細なフェライト粒が得られ、より効果的となる。
で圧延した場合、累積圧下率が50%以上の圧延により
高強度、高靭性が得られる事を見出した。これはオース
テナイト粒の微細化を目的としたもので、50%未満の
軽圧下では微細化後、粒の再成長が効果なく、圧化率と
して50%以上が必要であると考えられる。よって下限
を50%とした。上限については特に限定しないが、実
用上ミル能力との兼ね合いもあり80%以下が好ましく
、tooo℃以下の未再結晶で引き続き圧延することに
より微細なフェライト粒が得られ、より効果的となる。
仕上温度:850℃を超えると圧延加工による姐m微細
化が不十分で安定した高靭性化は得られない。さらに強
度も安定せずバラツキが大きい。よって上限を850℃
とした。逆に680℃未満での圧延では変態を終了した
フェライトに加工を加えることになるため、1川工歪が
残ったままとなり母材靭性が劣化する。よって下限を6
80″Cとした。
化が不十分で安定した高靭性化は得られない。さらに強
度も安定せずバラツキが大きい。よって上限を850℃
とした。逆に680℃未満での圧延では変態を終了した
フェライトに加工を加えることになるため、1川工歪が
残ったままとなり母材靭性が劣化する。よって下限を6
80″Cとした。
冷却速度;変態強化を利用し強度上昇の効果を考えて実
施する。50℃/secを超えると焼入れ組織となり強
度は上昇するが、逆に母材靭性が劣化するため、上限を
50 ’C/ s e cとした。また、5℃/sec
未満では強度確保ができないため、下限を5℃/ s
e cとした。
施する。50℃/secを超えると焼入れ組織となり強
度は上昇するが、逆に母材靭性が劣化するため、上限を
50 ’C/ s e cとした。また、5℃/sec
未満では強度確保ができないため、下限を5℃/ s
e cとした。
)壱取温度:520℃趙になると、窒素や炭素が時効析
出した後の歪時効が有効に働かず、強度上昇の効果が得
られない、よって上限を520℃とした。下限は特に限
定しないが、温度低下により強度が急激に上昇し、捲取
に支障を来すこともあるため、ミル能力により支配され
る。
出した後の歪時効が有効に働かず、強度上昇の効果が得
られない、よって上限を520℃とした。下限は特に限
定しないが、温度低下により強度が急激に上昇し、捲取
に支障を来すこともあるため、ミル能力により支配され
る。
〔実施例]
以下、本発明の実施例を示す。
第1表に組成を示す本発明範囲内の鋼1〜5と本発明範
囲外の綱6〜11とを第2表Aに示す本発明範囲内の圧
延条件で圧延し、板厚12.7 mの熱延鋼板を得た。
囲外の綱6〜11とを第2表Aに示す本発明範囲内の圧
延条件で圧延し、板厚12.7 mの熱延鋼板を得た。
得られた熱延鋼板を使用して外1蚤16インチの電縫鋼
管を製造し、溶接部よりJIS4号シャルビ試験片を各
鋼管より採取し、これらをi8接のまま、および下記熱
処理(QTNorma)を施してから、各温度でそれぞ
れ3本づつ靭性調査した。
管を製造し、溶接部よりJIS4号シャルビ試験片を各
鋼管より採取し、これらをi8接のまま、および下記熱
処理(QTNorma)を施してから、各温度でそれぞ
れ3本づつ靭性調査した。
QTz高周波加熱で外表面950℃まで加熱→外表面よ
り水冷→高周波加熱 で620 ’Cまで加熱→空冷 Normar高周波加熱で外表面900 ’Cまで加熱
→空冷 なお、靭性は下記試験で評価した。
り水冷→高周波加熱 で620 ’Cまで加熱→空冷 Normar高周波加熱で外表面900 ’Cまで加熱
→空冷 なお、靭性は下記試験で評価した。
シャルピー試験片寸法=10ffIIII口、2mmV
/ノ+vE −to : −20℃における吸収エネル
ギー(kgf ・m)vE −a−746’Cにおける
吸収エネルギー(kgf ・m)結果を第3表に示す、
第3表中の数値はいずれも試験片3個中の最低値を記し
た。
/ノ+vE −to : −20℃における吸収エネル
ギー(kgf ・m)vE −a−746’Cにおける
吸収エネルギー(kgf ・m)結果を第3表に示す、
第3表中の数値はいずれも試験片3個中の最低値を記し
た。
第2表
アンダーライン部が本発明範囲外
第3表の結果と第1表中の1−11の鯛の各成分につい
て検討すると、141〜5についての試験片は、いずれ
も成分が本発明範囲内で、しかも本発明範囲内の条件で
圧延を受けていることから、溶接のままでも溶接部の低
温靭性が掻めて良好なことを示している。
て検討すると、141〜5についての試験片は、いずれ
も成分が本発明範囲内で、しかも本発明範囲内の条件で
圧延を受けていることから、溶接のままでも溶接部の低
温靭性が掻めて良好なことを示している。
洞6についての試験片は、Si、Aj!の添加が極めて
低いため鋼の脱酸作用が不十分である。このため本発明
範囲内の圧延を受けているにもかかわらず溶接部に酸化
物が多く存在し、熱処理を実施しても十分な靭性が得ら
れない。
低いため鋼の脱酸作用が不十分である。このため本発明
範囲内の圧延を受けているにもかかわらず溶接部に酸化
物が多く存在し、熱処理を実施しても十分な靭性が得ら
れない。
w47についての試験片は、Ti、Nbが添加されてお
らず、そのためTi、Nb添加による靭性改善の目的が
達成されず、靭性はやはり低いことを示している。
らず、そのためTi、Nb添加による靭性改善の目的が
達成されず、靭性はやはり低いことを示している。
鋼8についての試験片は、Si量が0.25%と高くマ
ルテンサイトあるいは上部ベイナイトを生成しやすくな
っており、同様に溶接部靭性が低いことを示している。
ルテンサイトあるいは上部ベイナイトを生成しやすくな
っており、同様に溶接部靭性が低いことを示している。
l119についての試験片は、Al量が0.033%と
高く、マルテンサイトの生成を促しあるいは酸化物系粒
子の生成が困難になっている。また、N啜が0.008
%と高く固溶Nが増加しており、やはり靭性値が低くな
っている。
高く、マルテンサイトの生成を促しあるいは酸化物系粒
子の生成が困難になっている。また、N啜が0.008
%と高く固溶Nが増加しており、やはり靭性値が低くな
っている。
烟10についての試験片は、5illが0.002%と
低く、脱酸作用が効果を示さない上、0が0゜007%
と高く含有されている。このため酸化物が多く存在し靭
性値を低くしている。
低く、脱酸作用が効果を示さない上、0が0゜007%
と高く含有されている。このため酸化物が多く存在し靭
性値を低くしている。
鋼!■についての試験片は、Aliがo、oo。
1%と低く、tliilloについての試験片と同様、
脱酸作用が効果を示していない上、@IOと同様Oが0
.008%と高く含有されている。よって、酸化物が多
(存在し低靭性を示している。
脱酸作用が効果を示していない上、@IOと同様Oが0
.008%と高く含有されている。よって、酸化物が多
(存在し低靭性を示している。
次に、第1表に駈lで示す本発明範囲内の組成を持つ鋼
を第2表にA−Lで示す種々の圧延条件の下で圧延し、
仮rL l 2.7 mの熱延鋼板を得た。
を第2表にA−Lで示す種々の圧延条件の下で圧延し、
仮rL l 2.7 mの熱延鋼板を得た。
(1られた熱延鋼板を使用して外径16インチの電縫鋼
管を製造し、各鋼管の母(オ及び電縫溶接部よりJIS
4号シャルビ試験片をそれぞれ前記と同)1にL+増し
靭性7A査を行った。また、母材よりAPI規格に従っ
て引張試験片を各2本ずつ採取し、母材の引張強さを調
査した。上記の調査結果を第4表に示す、陣伏点は0.
2%耐力を示し引張試験片2本中の最低値を記した。靭
性は前記と同様、シャルピー試験片3個中の最低値を記
した。
管を製造し、各鋼管の母(オ及び電縫溶接部よりJIS
4号シャルビ試験片をそれぞれ前記と同)1にL+増し
靭性7A査を行った。また、母材よりAPI規格に従っ
て引張試験片を各2本ずつ採取し、母材の引張強さを調
査した。上記の調査結果を第4表に示す、陣伏点は0.
2%耐力を示し引張試験片2本中の最低値を記した。靭
性は前記と同様、シャルピー試験片3個中の最低値を記
した。
第2表にA、 D、 Eで示す圧延条件はいずれも
本発明範囲内であり、これらの条件下で圧延がなされた
試験片は、母材部のものについては低温靭性および強度
特性が優れ、溶接部のものについては低温靭性が優れ、
母材部の強度はAPIX−52−N−80クラスの規格
を満足するものである。
本発明範囲内であり、これらの条件下で圧延がなされた
試験片は、母材部のものについては低温靭性および強度
特性が優れ、溶接部のものについては低温靭性が優れ、
母材部の強度はAPIX−52−N−80クラスの規格
を満足するものである。
これに対し、条件B、Cで圧延された試験片は、100
0℃以上の累積圧下率が35%、45%と低いため高強
度および強靭性が得られていない。
0℃以上の累積圧下率が35%、45%と低いため高強
度および強靭性が得られていない。
条件Fで圧延された試験片は、加熱温度が1320℃と
高く、結晶粒の成長が著しく粗大化してしまうため、靭
性が悪化している。
高く、結晶粒の成長が著しく粗大化してしまうため、靭
性が悪化している。
条件Gで圧延された試験片は、加熱温度が1050℃と
低いため及び1000℃以上の累積圧下率が20%と低
いため、Nb、Tiを固溶できず、高強度と強靭性が得
られない。
低いため及び1000℃以上の累積圧下率が20%と低
いため、Nb、Tiを固溶できず、高強度と強靭性が得
られない。
条件トIで圧延された試験片は、仕上温度が900℃と
高いため、圧延加工による組織微細化が不十分で、安定
した強靭性が得られず強度のバラツキが大きい。
高いため、圧延加工による組織微細化が不十分で、安定
した強靭性が得られず強度のバラツキが大きい。
条件Iで圧延された試験片は、仕上温度が650′Cと
低いため、変態を終了したフェライトに加工を加えるこ
とになり、その結果、加工歪みが残ったままとなって母
材靭性が劣化することを示している。
低いため、変態を終了したフェライトに加工を加えるこ
とになり、その結果、加工歪みが残ったままとなって母
材靭性が劣化することを示している。
条件Jで圧延された試験片は、捲取りまでの冷却速度が
0.7℃/secと遅いため、母材が軟化し強度不十分
になることを示している。
0.7℃/secと遅いため、母材が軟化し強度不十分
になることを示している。
条件にで圧延された試験片は、捲取りまでの冷却速度が
55℃/seeと速いため、焼入れ組織となり非常に高
強度になる。しかし、靭性値は低くなっている。
55℃/seeと速いため、焼入れ組織となり非常に高
強度になる。しかし、靭性値は低くなっている。
条件して圧延された試験片は、捲取温度が550℃と高
いため、固i8N、cが析出し強度上昇に有利な歪時効
効果がなくなるため、強度不十分になっている。
いため、固i8N、cが析出し強度上昇に有利な歪時効
効果がなくなるため、強度不十分になっている。
以上の説明から明らかなように、本発明の方法で!!!
遺した素材w4板は、電縫)6接鋼管の溶接部に優れた
低温靭性を与え、かつ母材部に高強度を付与する。しか
も溶接部に対する靭性改善効果は、通常の熱処理のみな
らず、低温熱処理においても高く、さらに溶接のままの
状態でも充分に発厚されるものである。更に本発明の方
法は、実施容易で低コストであり、上述した靭性改善効
果の安定なこととあいまって電縫鋼管に高品質を経済性
よく安定的に付与するものとなる。
遺した素材w4板は、電縫)6接鋼管の溶接部に優れた
低温靭性を与え、かつ母材部に高強度を付与する。しか
も溶接部に対する靭性改善効果は、通常の熱処理のみな
らず、低温熱処理においても高く、さらに溶接のままの
状態でも充分に発厚されるものである。更に本発明の方
法は、実施容易で低コストであり、上述した靭性改善効
果の安定なこととあいまって電縫鋼管に高品質を経済性
よく安定的に付与するものとなる。
出 願 人 住友金属工業株式会社
代理人弁理士 生 形 元 重、T!’ji%代理人
弁理士 吉 1)正 二 式
弁理士 吉 1)正 二 式
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、重量%でC:0.09〜0.27% Si:0.01〜0.17% Mn:0.40〜1.75% P:0.020%以下 S:0.010%以下 Al:0.0005〜0.013% N:0.005%以下 O:0.004%以下 を基本成分とし、 Ti:0.004〜0.07% Nb:0.005〜0.06% の一種又は二種を含有し、残部が実質的にFeよりなる
鋼を、1100℃〜1280℃の温度域に加熱してから
、1000℃以上の温度域で累積圧下率が50%以上に
なるよう圧延し、さらに680℃〜850℃の温度域で 上圧延した後、5〜50℃/secの冷却速度で冷却し
、520℃以下で捲き取ることを特徴とする電縫鋼管用
鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP31734688A JPH02163316A (ja) | 1988-12-15 | 1988-12-15 | 電縫鋼管用鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP31734688A JPH02163316A (ja) | 1988-12-15 | 1988-12-15 | 電縫鋼管用鋼板の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02163316A true JPH02163316A (ja) | 1990-06-22 |
Family
ID=18087198
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP31734688A Pending JPH02163316A (ja) | 1988-12-15 | 1988-12-15 | 電縫鋼管用鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH02163316A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH04116123A (ja) * | 1990-09-05 | 1992-04-16 | Nippon Steel Corp | 摩擦圧接に適した高強度電縫鋼管の製造方法 |
JP2013082964A (ja) * | 2011-10-07 | 2013-05-09 | Jfe Steel Corp | 耐延性亀裂進展特性に優れた溶接継手用鋼材およびその製造方法 |
-
1988
- 1988-12-15 JP JP31734688A patent/JPH02163316A/ja active Pending
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH04116123A (ja) * | 1990-09-05 | 1992-04-16 | Nippon Steel Corp | 摩擦圧接に適した高強度電縫鋼管の製造方法 |
JP2013082964A (ja) * | 2011-10-07 | 2013-05-09 | Jfe Steel Corp | 耐延性亀裂進展特性に優れた溶接継手用鋼材およびその製造方法 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP5509923B2 (ja) | レーザ溶接用またはレーザ・アークハイブリッド溶接用の引張強さが1100MPa以上の高張力鋼板の製造方法 | |
JPS5877528A (ja) | 低温靭性の優れた高張力鋼の製造法 | |
JP2013204103A (ja) | 耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管とその製造方法および耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管用鋼板の製造方法 | |
JP5151233B2 (ja) | 表面品質および延性亀裂伝播特性に優れる熱延鋼板およびその製造方法 | |
JP2007231312A (ja) | 高張力鋼およびその製造方法 | |
GB1582767A (en) | Production methods for steel sheet | |
JP3699077B2 (ja) | 溶接熱影響部の低温靭性に優れたクラッド鋼板用母材および該クラッド鋼板の製造方法 | |
JP3499085B2 (ja) | 耐破壊性能に優れた建築用低降伏比高張力鋼材及びその製造方法 | |
JP4507669B2 (ja) | 溶接部靭性に優れた低温用低降伏比鋼材の製造方法 | |
JPH1017980A (ja) | 低降伏比溶接鋼管およびその製造方法 | |
JPH09143612A (ja) | 降伏比の低い高強度熱延鋼板部材 | |
JPS58123858A (ja) | 中空状スタビライザ−用電縫鋼管用鋼 | |
JPS60121228A (ja) | 調質型高張力厚鋼板の製造方法 | |
JP3579307B2 (ja) | 溶接性及び歪時効後の靭性に優れた60キロ級直接焼入れ焼戻し鋼 | |
JPH07118792A (ja) | 高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
JPH02163316A (ja) | 電縫鋼管用鋼板の製造方法 | |
JPH0213013B2 (ja) | ||
JP4433844B2 (ja) | 耐火性および溶接熱影響部の靭性に優れる高張力鋼の製造方法 | |
JP4559673B2 (ja) | 溶接継手の疲労強度に優れた溶接構造用厚鋼板およびその製造方法 | |
JPH093591A (ja) | 極厚高張力鋼板およびその製造方法 | |
JPS59110729A (ja) | 靭性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法 | |
JPH10204576A (ja) | 加工性および低温靱性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
JP3603695B2 (ja) | 低温靱性に優れた高強度ベンド管の製造方法 | |
JP2004263248A (ja) | 溶接部のctod特性に優れる高張力鋼の製造方法 | |
JPS60258411A (ja) | 溶接鋼管の加工方法 |