JPH05148539A - （γ＋α）２相域加熱脆化の少ないＵＯＥ鋼管用鋼の製造方法 - Google Patents
（γ＋α）２相域加熱脆化の少ないＵＯＥ鋼管用鋼の製造方法Info
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- JPH05148539A JPH05148539A JP30792491A JP30792491A JPH05148539A JP H05148539 A JPH05148539 A JP H05148539A JP 30792491 A JP30792491 A JP 30792491A JP 30792491 A JP30792491 A JP 30792491A JP H05148539 A JPH05148539 A JP H05148539A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 原油や天然ガスを輸送するパイプラインの敷
設において、フラッシュ・バット溶接を行い、次いで溶
接継手部を高周波誘動加熱により、オーステナイト域に
再加熱後水冷する処理が行われているが、（γ＋α）域
に部分的に加熱された鋼材部の靱性が著しく劣化する問
題があった。 【構成】 Ｃ：0.005 〜0.05％，Si：0.05〜1.0 ％，M
n：1.2 〜 2.5％，Al：0.005 〜0.08％，Nb：0.01〜0.1
0％を主に含む鋼スラブを1050〜1250℃の範囲に加熱
後、(Ar3+150℃) 以上の再結晶γ域で30％以上の圧下を
与え、続いて(Ar3+150℃) 未満〜Ar3 の未再結晶γ域で
50％以上の圧下を与え、さらにAr3 未満〜(Ar3−60℃)
の（γ＋α）２相域で５〜50％の圧下を与え、その後20
〜50℃/sの冷却速度で 650〜 400℃の温度域まで加速冷
却する。
設において、フラッシュ・バット溶接を行い、次いで溶
接継手部を高周波誘動加熱により、オーステナイト域に
再加熱後水冷する処理が行われているが、（γ＋α）域
に部分的に加熱された鋼材部の靱性が著しく劣化する問
題があった。 【構成】 Ｃ：0.005 〜0.05％，Si：0.05〜1.0 ％，M
n：1.2 〜 2.5％，Al：0.005 〜0.08％，Nb：0.01〜0.1
0％を主に含む鋼スラブを1050〜1250℃の範囲に加熱
後、(Ar3+150℃) 以上の再結晶γ域で30％以上の圧下を
与え、続いて(Ar3+150℃) 未満〜Ar3 の未再結晶γ域で
50％以上の圧下を与え、さらにAr3 未満〜(Ar3−60℃)
の（γ＋α）２相域で５〜50％の圧下を与え、その後20
〜50℃/sの冷却速度で 650〜 400℃の温度域まで加速冷
却する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は原油や天然ガス等を輸送
するパイプラインに使用される厚肉ＵＯＥ鋼管に主に用
いられる、（γ＋α）２相域加熱脆化の少ないＵＯＥ鋼
管用鋼の製造方法に関するものである。
するパイプラインに使用される厚肉ＵＯＥ鋼管に主に用
いられる、（γ＋α）２相域加熱脆化の少ないＵＯＥ鋼
管用鋼の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】最近、原油や天然ガスなどを輸送するパ
イプラインにおいては輸送の効率を上げるため高圧操業
が指向され、強度が高く、かつ板厚が厚いＵＯＥ鋼管が
要求されている。さらに、これらのパイプラインにおい
ては施工時の能率を上げるため、フラッシュ・バット溶
接（ＦＢＷ）が使用されている。しかしＦＢＷ溶接を行
うと溶接継手部の靱性が著しく劣化する欠点がある。こ
の靱性低下を改善させるために、ＦＢＷ溶接継手部を高
周波誘導加熱により、オーステナイト域に再加熱後水冷
する方法（ＰＷＨＴ処理）が行われている。このＰＷＨ
Ｔ処理はパイプ全長に渡って実施するわけではなく、Ｆ
ＢＷ溶接継手部の近傍を再加熱するため、母材部が部分
的に（γ＋α）２相域に再加熱された領域が生じる。
イプラインにおいては輸送の効率を上げるため高圧操業
が指向され、強度が高く、かつ板厚が厚いＵＯＥ鋼管が
要求されている。さらに、これらのパイプラインにおい
ては施工時の能率を上げるため、フラッシュ・バット溶
接（ＦＢＷ）が使用されている。しかしＦＢＷ溶接を行
うと溶接継手部の靱性が著しく劣化する欠点がある。こ
の靱性低下を改善させるために、ＦＢＷ溶接継手部を高
周波誘導加熱により、オーステナイト域に再加熱後水冷
する方法（ＰＷＨＴ処理）が行われている。このＰＷＨ
Ｔ処理はパイプ全長に渡って実施するわけではなく、Ｆ
ＢＷ溶接継手部の近傍を再加熱するため、母材部が部分
的に（γ＋α）２相域に再加熱された領域が生じる。
【０００３】（γ＋α）２相域に再加熱された母材部を
水冷すると、通常のフェライト・ベイナイト組織ではベ
イナイト部がオーステナイトに逆変態する。このオース
テナイト中にＣ等の合金元素が濃縮するため、マルテン
サイトが生成し、靱性が著しく劣化する問題がある。
水冷すると、通常のフェライト・ベイナイト組織ではベ
イナイト部がオーステナイトに逆変態する。このオース
テナイト中にＣ等の合金元素が濃縮するため、マルテン
サイトが生成し、靱性が著しく劣化する問題がある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的はＦＢＷ
溶接継手部にＰＷＨＴ処理を実施することにより生じ
る、（γ＋α）２相域に再加熱された母材部の靱性劣化
が少ないＵＯＥ鋼管用鋼を製造する方法を提供すること
にある。
溶接継手部にＰＷＨＴ処理を実施することにより生じ
る、（γ＋α）２相域に再加熱された母材部の靱性劣化
が少ないＵＯＥ鋼管用鋼を製造する方法を提供すること
にある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は、重量比にて、
Ｃ：0.005 〜0.05％，Si：0.05〜1.0 ％，Mn：1.2 〜2.
5％，Al：0.005 〜0.08％，Nb：0.01〜0.10％を含有
し、さらに必要によりＶ：0.01〜0.10％，Cu：1.0 ％以
下, Ni：1.0 ％以下, Cr：0.5 ％以下, Mo：0.5％以
下，Ti：0.005 〜 0.1％，Ca： 0.001〜 0.010％，ＲＥ
Ｍ： 0.001〜 0.010％の１種又は２種以上を含有し、残
部が鉄及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを1050〜12
50℃の範囲に加熱後、(Ar3+150℃) 以上の再結晶γ域で
30％以上の圧下を与え、続いて(Ar3+150℃) 未満〜Ar3
の未再結晶γ域で50％以上の圧下を与え、さらにAr3 未
満〜(Ar3−60℃) の（γ＋α）２相域で５〜50％の圧下
を与え、その後20〜50℃/Sの冷却速度で 650〜 400℃の
温度域まで加速冷却することを特徴とする（γ＋α）２
相域加熱脆化の少ないＵＯＥ鋼管用鋼の製造方法であ
る。
Ｃ：0.005 〜0.05％，Si：0.05〜1.0 ％，Mn：1.2 〜2.
5％，Al：0.005 〜0.08％，Nb：0.01〜0.10％を含有
し、さらに必要によりＶ：0.01〜0.10％，Cu：1.0 ％以
下, Ni：1.0 ％以下, Cr：0.5 ％以下, Mo：0.5％以
下，Ti：0.005 〜 0.1％，Ca： 0.001〜 0.010％，ＲＥ
Ｍ： 0.001〜 0.010％の１種又は２種以上を含有し、残
部が鉄及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを1050〜12
50℃の範囲に加熱後、(Ar3+150℃) 以上の再結晶γ域で
30％以上の圧下を与え、続いて(Ar3+150℃) 未満〜Ar3
の未再結晶γ域で50％以上の圧下を与え、さらにAr3 未
満〜(Ar3−60℃) の（γ＋α）２相域で５〜50％の圧下
を与え、その後20〜50℃/Sの冷却速度で 650〜 400℃の
温度域まで加速冷却することを特徴とする（γ＋α）２
相域加熱脆化の少ないＵＯＥ鋼管用鋼の製造方法であ
る。
【０００６】
【作 用】本発明者らは、ＰＷＨＴ処理により、母材部
が（γ＋α）２相域に再加熱されても靱性劣化の少ない
鋼管のミクロ組織と製造条件を詳細に調査したところ、
ミクロ組織をフェライト・ベイナイトからアシキュラー
・フェライトに変えることにより、吸収エネルギの低下
が少なくなること、またアシキュラー・フェライト鋼に
（γ＋α）２相域圧延を実施することにより、破面遷移
温度の劣化が小さくなることを見出した。
が（γ＋α）２相域に再加熱されても靱性劣化の少ない
鋼管のミクロ組織と製造条件を詳細に調査したところ、
ミクロ組織をフェライト・ベイナイトからアシキュラー
・フェライトに変えることにより、吸収エネルギの低下
が少なくなること、またアシキュラー・フェライト鋼に
（γ＋α）２相域圧延を実施することにより、破面遷移
温度の劣化が小さくなることを見出した。
【０００７】ミクロ組織をフェライト・ベイナイトから
アシキュラー・フェライトに変えることにより、吸収エ
ネルギの低下が少なくなる理由は、フェライト・ベイナ
イト鋼ではポリゴナル・フェライト変態が先行するた
め、ベイナイトにＣ等の合金元素が濃化し、さらにこの
ベイナイトは塊状となる。これを（γ＋α）２相域に再
加熱後水冷すると、塊状のベイナイトがマルテンサイト
に変態し、吸収エネルギが著しく低下する。しかしアシ
キュラー・フェライト鋼ではポリゴナル・フェライトが
生成しないため、Ｃ等の合金元素が濃化する領域は少な
く、また均一に分散する。よって（γ＋α）２相域に再
加熱後水冷してもマルテンサイトが生成しないため、吸
収エネルギが低下しないものと考えられる。
アシキュラー・フェライトに変えることにより、吸収エ
ネルギの低下が少なくなる理由は、フェライト・ベイナ
イト鋼ではポリゴナル・フェライト変態が先行するた
め、ベイナイトにＣ等の合金元素が濃化し、さらにこの
ベイナイトは塊状となる。これを（γ＋α）２相域に再
加熱後水冷すると、塊状のベイナイトがマルテンサイト
に変態し、吸収エネルギが著しく低下する。しかしアシ
キュラー・フェライト鋼ではポリゴナル・フェライトが
生成しないため、Ｃ等の合金元素が濃化する領域は少な
く、また均一に分散する。よって（γ＋α）２相域に再
加熱後水冷してもマルテンサイトが生成しないため、吸
収エネルギが低下しないものと考えられる。
【０００８】またアシキュラー・フェライト鋼に（γ＋
α）２相域圧延を実施することにより、破面遷移温度の
劣化が小さくなる理由は、アシキュラー・フェライト鋼
はポリゴナル・フェライト変態が抑制されるため、（γ
＋α）２相域での圧延条件を限定すると、微細セパレー
ションが生成する。この微細セパレーションは（γ＋
α）２相域に再加熱しても残存するため、破面遷移温度
の劣化が小さくなるものと考えられる。
α）２相域圧延を実施することにより、破面遷移温度の
劣化が小さくなる理由は、アシキュラー・フェライト鋼
はポリゴナル・フェライト変態が抑制されるため、（γ
＋α）２相域での圧延条件を限定すると、微細セパレー
ションが生成する。この微細セパレーションは（γ＋
α）２相域に再加熱しても残存するため、破面遷移温度
の劣化が小さくなるものと考えられる。
【０００９】まず本発明の基礎となった実験について説
明する。図１はミクロ組織がフェライト・ベイナイトと
アシキュラー・フェライトを示す鋼を用い、（γ＋α）
２相域での再加熱温度を変えて水冷したときの母材に対
するシャルピー吸収エネルギの変化を示す。フェライト
・ベイナイト鋼は（γ＋α）２相域に再加熱後水冷する
と、塊状のマルテンサイトが生成するため、シャルピー
吸収エネルギが急激に低下するのに対して、アシキュラ
ー・フェライト鋼は（γ＋α）２相域に再加熱後水冷し
てもマルテンサイトが生成しないため、シャルピー吸収
エネルギが低下しないことがわかる。
明する。図１はミクロ組織がフェライト・ベイナイトと
アシキュラー・フェライトを示す鋼を用い、（γ＋α）
２相域での再加熱温度を変えて水冷したときの母材に対
するシャルピー吸収エネルギの変化を示す。フェライト
・ベイナイト鋼は（γ＋α）２相域に再加熱後水冷する
と、塊状のマルテンサイトが生成するため、シャルピー
吸収エネルギが急激に低下するのに対して、アシキュラ
ー・フェライト鋼は（γ＋α）２相域に再加熱後水冷し
てもマルテンサイトが生成しないため、シャルピー吸収
エネルギが低下しないことがわかる。
【００１０】図２はアシキュラー・フェライト鋼を用
い、（γ＋α）２相域まで制御圧延した鋼を（γ＋α）
２相域に再加熱後水冷したときの母材に対するシャルピ
ー破面遷移温度の変化を示す。同図中には比較鋼とし
て、制御圧延を未再結晶γ域で終えた鋼を（γ＋α）２
相域に再加熱後水冷したときのシャルピー破面遷移温度
の変化も合わせて示す。未再結晶γ域圧延材は微細セパ
レーションが生成していないため、（γ＋α）２相域に
再加熱するとシャルピー破面遷移温度が急激に劣化する
のに対して、（γ＋α）２相域圧延材は（γ＋α）２相
域に再加熱しても微細セパレーションが残存するため、
シャルピー破面遷移温度が劣化しないことがわかる。
い、（γ＋α）２相域まで制御圧延した鋼を（γ＋α）
２相域に再加熱後水冷したときの母材に対するシャルピ
ー破面遷移温度の変化を示す。同図中には比較鋼とし
て、制御圧延を未再結晶γ域で終えた鋼を（γ＋α）２
相域に再加熱後水冷したときのシャルピー破面遷移温度
の変化も合わせて示す。未再結晶γ域圧延材は微細セパ
レーションが生成していないため、（γ＋α）２相域に
再加熱するとシャルピー破面遷移温度が急激に劣化する
のに対して、（γ＋α）２相域圧延材は（γ＋α）２相
域に再加熱しても微細セパレーションが残存するため、
シャルピー破面遷移温度が劣化しないことがわかる。
【００１１】すなわちミクロ組織をフェライト・ベイナ
イトからアシキュラー・フェライトに変え、さらに（γ
＋α）２相域で圧延を実施することにより、（γ＋α）
２相域に再加熱後のシャルピー衝撃特性が著しく改善さ
れることがわかる。次にミクロ組織をフェライト・ベイ
ナイトからアシキュラー・フェライトに変え、さらに微
細セパレーションを生成させるための成分組成、製造条
件について説明する。
イトからアシキュラー・フェライトに変え、さらに（γ
＋α）２相域で圧延を実施することにより、（γ＋α）
２相域に再加熱後のシャルピー衝撃特性が著しく改善さ
れることがわかる。次にミクロ組織をフェライト・ベイ
ナイトからアシキュラー・フェライトに変え、さらに微
細セパレーションを生成させるための成分組成、製造条
件について説明する。
【００１２】まず本発明において用いる材料の成分組成
（重量％）の限定理由について説明する。 Ｃ： 0.005〜0.05％ Ｃはミクロ組織をアシキュラー・フェライトに変え、
（γ＋α）２相域脆化を防止するための重要な成分であ
る。0.005 ％未満では鋼の強度が不足し、溶接熱影響部
（以下ＨＡＺと記す）の軟化を来し、一方、0.05％を越
えると（γ＋α）２相域再加熱後の水冷によりマルテン
サイトが生成するため、靱性が著しく劣化する。よって
Ｃは 0.005〜0.05％の範囲内にする必要がある。
（重量％）の限定理由について説明する。 Ｃ： 0.005〜0.05％ Ｃはミクロ組織をアシキュラー・フェライトに変え、
（γ＋α）２相域脆化を防止するための重要な成分であ
る。0.005 ％未満では鋼の強度が不足し、溶接熱影響部
（以下ＨＡＺと記す）の軟化を来し、一方、0.05％を越
えると（γ＋α）２相域再加熱後の水冷によりマルテン
サイトが生成するため、靱性が著しく劣化する。よって
Ｃは 0.005〜0.05％の範囲内にする必要がある。
【００１３】Si：0.05〜 1.0％ Siは鋼精錬時に脱酸上必然的に含有される成分である
が、0.05％未満では母材靱性が不足し、一方、 1.0％を
越えると鋼の清浄度が劣化して靱性低下の原因になるの
で、Siは0.05〜 1.0％の範囲内にする必要がある。 Mn： 1.2〜 2.5％ Mnは 1.2％未満ではAr3 変態点が高くポリゴナル・フェ
ライトが生成しやすくなるため、本発明の目的であるア
シキュラー・フェライトが生成しがたくなり、一方、2.
5 ％を越えるとＨＡＺの靱性が劣化するので、Mnは 1.2
〜 2.5％の範囲内にする必要がある。
が、0.05％未満では母材靱性が不足し、一方、 1.0％を
越えると鋼の清浄度が劣化して靱性低下の原因になるの
で、Siは0.05〜 1.0％の範囲内にする必要がある。 Mn： 1.2〜 2.5％ Mnは 1.2％未満ではAr3 変態点が高くポリゴナル・フェ
ライトが生成しやすくなるため、本発明の目的であるア
シキュラー・フェライトが生成しがたくなり、一方、2.
5 ％を越えるとＨＡＺの靱性が劣化するので、Mnは 1.2
〜 2.5％の範囲内にする必要がある。
【００１４】Al： 0.005〜0.08％ Alは鋼の脱酸上最低 0.005％のAlを固溶するよう含有さ
せることが必要であり、一方、0.08％を越えるとＨＡＺ
の靱性のみならず溶接金属の靱性も著しく劣化するの
で、Alは 0.005〜0.08％の範囲内にする必要がある。 Nb：0.01〜0.10％ NbはMnと同様に重要な成分であり、本発明の目的とする
アシキュラー・フェライト組織が0.01％未満では生成せ
ず、一方、 0.1％を越えると溶接時溶接金属中に拡散
し、溶接金属の靱性を低下させるので、Nbは0.01〜0.10
％の範囲内に限定する必要がある。
せることが必要であり、一方、0.08％を越えるとＨＡＺ
の靱性のみならず溶接金属の靱性も著しく劣化するの
で、Alは 0.005〜0.08％の範囲内にする必要がある。 Nb：0.01〜0.10％ NbはMnと同様に重要な成分であり、本発明の目的とする
アシキュラー・フェライト組織が0.01％未満では生成せ
ず、一方、 0.1％を越えると溶接時溶接金属中に拡散
し、溶接金属の靱性を低下させるので、Nbは0.01〜0.10
％の範囲内に限定する必要がある。
【００１５】以上の成分組成において、本発明の方法に
よる所期した効果を奏するが、その他以下に揚げる成分
がそれらの添加目的の下で含有される場合にあっても、
この発明による効果の達成を妨げることはない。 Ｖ：0.01〜0.10％ Ｖは鋼板の母材の強度と靱性向上、継手部強度確保のた
め、むしろ0.01％以上の含有を可とするが、0.10％を越
えると母材及びＨＡＺの靱性を著しく劣化させるので、
Ｖは0.10％以下の範囲内に制限する。
よる所期した効果を奏するが、その他以下に揚げる成分
がそれらの添加目的の下で含有される場合にあっても、
この発明による効果の達成を妨げることはない。 Ｖ：0.01〜0.10％ Ｖは鋼板の母材の強度と靱性向上、継手部強度確保のた
め、むしろ0.01％以上の含有を可とするが、0.10％を越
えると母材及びＨＡＺの靱性を著しく劣化させるので、
Ｖは0.10％以下の範囲内に制限する。
【００１６】Cu： 1.0％以下 Cuは後述のNiとほぼ同等の効果があるだけでなく、耐食
性の向上にも寄与するが、 1.0％を越えると熱間圧延中
にクラックが発生しやすくなり、鋼板の表面性状が劣化
するので、 1.0％以下にする必要がある。 Ni： 1.0％以下 NiはＨＡＺの硬化性及び靱性に悪い影響を与えることな
く、母材の強度，靱性を向上させるのに有用であるが、
1.0％を越えて含有させるのは製造コストの上昇を招く
ので、 1.0％以下にする。
性の向上にも寄与するが、 1.0％を越えると熱間圧延中
にクラックが発生しやすくなり、鋼板の表面性状が劣化
するので、 1.0％以下にする必要がある。 Ni： 1.0％以下 NiはＨＡＺの硬化性及び靱性に悪い影響を与えることな
く、母材の強度，靱性を向上させるのに有用であるが、
1.0％を越えて含有させるのは製造コストの上昇を招く
ので、 1.0％以下にする。
【００１７】Cr： 0.5％以下 Crは鋼板の母材強度と継手部強度確保のために含有させ
得るが、 0.5％を越えると母材の靱性ばかりか溶接部靱
性にも悪影響が生じるので、 0.5％以下にする必要があ
る。 Mo： 0.5％以下 Moは圧延時のγ粒の整粒となし、なおかつ微細なベイナ
イトを生成するので強度, 靱性の向上に有用であるが、
0.5％を越える必要はなく、却って製造コストの上昇を
招く不利を来すのでMoは 0.5％以下に限定する。
得るが、 0.5％を越えると母材の靱性ばかりか溶接部靱
性にも悪影響が生じるので、 0.5％以下にする必要があ
る。 Mo： 0.5％以下 Moは圧延時のγ粒の整粒となし、なおかつ微細なベイナ
イトを生成するので強度, 靱性の向上に有用であるが、
0.5％を越える必要はなく、却って製造コストの上昇を
招く不利を来すのでMoは 0.5％以下に限定する。
【００１８】Ti： 0.005〜0.10％ Tiはγ粒の微細化効果による靱性向上とTi炭窒化物の強
度上昇を目的として添加する。しかし、Ti量が 0.005％
未満ではその効果はなく、また、0.10％を越えると靱性
が劣化するので、Ti量の範囲を 0.005〜0.10％とする。 Ca： 0.001〜 0.010％ Caは 0.001％程度の微量にてMnＳの形態制御に効果をも
たらし、鋼板の圧延と直角方向の靱性向上に有効である
が、 0.010％を越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、 0.001〜 0.010％の範囲内に限定し
た。
度上昇を目的として添加する。しかし、Ti量が 0.005％
未満ではその効果はなく、また、0.10％を越えると靱性
が劣化するので、Ti量の範囲を 0.005〜0.10％とする。 Ca： 0.001〜 0.010％ Caは 0.001％程度の微量にてMnＳの形態制御に効果をも
たらし、鋼板の圧延と直角方向の靱性向上に有効である
が、 0.010％を越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、 0.001〜 0.010％の範囲内に限定し
た。
【００１９】ＲＥＭ： 0.001〜 0.010％ ＲＥＭ (La, Ce, Pr, Nd, Il, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, H
o, Er, Tu, Yb, Lu, Sc, Ytの稀土類元素) は 0.001％
程度の微量にてやはりMnＳの形態制御効果をあらわし、
鋼板の圧延と直角方向の靱性向上に有効であるが、 0.0
10％を越えると鋼の清浄度が悪くなるほかにアーク溶接
の面でも不利があるので、 0.001〜 0.010％の範囲内に
限定した。
o, Er, Tu, Yb, Lu, Sc, Ytの稀土類元素) は 0.001％
程度の微量にてやはりMnＳの形態制御効果をあらわし、
鋼板の圧延と直角方向の靱性向上に有効であるが、 0.0
10％を越えると鋼の清浄度が悪くなるほかにアーク溶接
の面でも不利があるので、 0.001〜 0.010％の範囲内に
限定した。
【００２０】次に本発明の第２の構成要件である加熱，
圧延，冷却条件の限定理由について説明する。はじめに
スラブを加熱するが、加熱温度が1050℃未満ではNbの固
溶量が0.01％未満となるため、高強度化が達成できな
い。また鋼を1250℃を越えて加熱すると、続く再結晶γ
域での圧延を行ってもγ粒の細粒化が不十分となり、靱
性が劣化する。よって加熱温度は1050〜1250℃の範囲に
する必要がある。
圧延，冷却条件の限定理由について説明する。はじめに
スラブを加熱するが、加熱温度が1050℃未満ではNbの固
溶量が0.01％未満となるため、高強度化が達成できな
い。また鋼を1250℃を越えて加熱すると、続く再結晶γ
域での圧延を行ってもγ粒の細粒化が不十分となり、靱
性が劣化する。よって加熱温度は1050〜1250℃の範囲に
する必要がある。
【００２１】上記条件により加熱されたスラブを(Ar3+1
50℃) 以上の再結晶γ域で圧延を施す。圧延−再結晶の
繰り返しによりγ粒の細粒化を行うが、再結晶γ域での
圧下率が30％未満ではγ粒の細粒化が不十分となり、続
く未再結晶γ域での圧下を行っても靱性が劣化する。よ
って再結晶γ域での圧下率は30％以上とする必要があ
る。
50℃) 以上の再結晶γ域で圧延を施す。圧延−再結晶の
繰り返しによりγ粒の細粒化を行うが、再結晶γ域での
圧下率が30％未満ではγ粒の細粒化が不十分となり、続
く未再結晶γ域での圧下を行っても靱性が劣化する。よ
って再結晶γ域での圧下率は30％以上とする必要があ
る。
【００２２】次に(Ar3+150℃) 未満 Ar3以上の未再結晶
γ域での圧延は、γ粒の伸長化やγ粒内に変形帯を導入
するために行うが、(Ar3+150℃) 以上の温度域あるいは
Ar3未満の温度域では前記目的が達成されない。次にこ
の温度域での圧下率を65〜90％の範囲にする必要があ
る。圧下率が65％未満ではオーステナイトの伸長化，変
形帯の導入が不十分となり、フェライト粒が粗大化し靱
性が著しく劣化する。よって圧下率を65％とした。また
90％を越える圧下率で圧延しても前記効果が飽和し、フ
ェライトの微細化効果が小さくなるため、90％を上限と
した。
γ域での圧延は、γ粒の伸長化やγ粒内に変形帯を導入
するために行うが、(Ar3+150℃) 以上の温度域あるいは
Ar3未満の温度域では前記目的が達成されない。次にこ
の温度域での圧下率を65〜90％の範囲にする必要があ
る。圧下率が65％未満ではオーステナイトの伸長化，変
形帯の導入が不十分となり、フェライト粒が粗大化し靱
性が著しく劣化する。よって圧下率を65％とした。また
90％を越える圧下率で圧延しても前記効果が飽和し、フ
ェライトの微細化効果が小さくなるため、90％を上限と
した。
【００２３】続いて Ar3未満(Ar3−60℃) 以上の（γ＋
α）２相域での圧延は微細セパレーションを発生させる
ために行うが、 Ar3以上では微細セパレーションが発生
しないため、（γ＋α）２相域に再加熱後の靱性が劣化
する。また(Ar3−60℃) 未満では多数の加工フェライト
が導入されるため、母材の靱性が著しく劣化する。よっ
て圧延温度域は Ar3未満〜(Ar3−60℃) の範囲にする必
要がある。
α）２相域での圧延は微細セパレーションを発生させる
ために行うが、 Ar3以上では微細セパレーションが発生
しないため、（γ＋α）２相域に再加熱後の靱性が劣化
する。また(Ar3−60℃) 未満では多数の加工フェライト
が導入されるため、母材の靱性が著しく劣化する。よっ
て圧延温度域は Ar3未満〜(Ar3−60℃) の範囲にする必
要がある。
【００２４】次にこの温度域での圧下率を５〜50％の範
囲にする必要がある。圧下率が５％未満では微細セパレ
ーションが発生しないため、（γ＋α）２相域に再加熱
後の靱性が劣化する。よって圧下率の下限を５％とし
た。また50％以上では多数の加工フェライトが導入され
るため、母材の靱性が著しく劣化するため、50％を上限
とした。
囲にする必要がある。圧下率が５％未満では微細セパレ
ーションが発生しないため、（γ＋α）２相域に再加熱
後の靱性が劣化する。よって圧下率の下限を５％とし
た。また50％以上では多数の加工フェライトが導入され
るため、母材の靱性が著しく劣化するため、50％を上限
とした。
【００２５】さらに上記制御圧延後加速冷却を行うが、
冷却速度は20℃/sに満たないと加速冷却による高強度化
の効果がなく、一方50℃/sを越えると焼入組織となり焼
戻工程が必要となるので、冷却速度を20〜50℃/sの範囲
に限定した。前記加速冷却は 650℃以下 400℃までの温
度範囲まで続けるが、 650℃を越える温度で冷却を停止
すると加速冷却の効果が生じないため、また 400℃未満
で冷却を停止すると鋼板内に歪みが生じやすくなるた
め、加速冷却の停止温度は 650℃〜 400℃の範囲とす
る。
冷却速度は20℃/sに満たないと加速冷却による高強度化
の効果がなく、一方50℃/sを越えると焼入組織となり焼
戻工程が必要となるので、冷却速度を20〜50℃/sの範囲
に限定した。前記加速冷却は 650℃以下 400℃までの温
度範囲まで続けるが、 650℃を越える温度で冷却を停止
すると加速冷却の効果が生じないため、また 400℃未満
で冷却を停止すると鋼板内に歪みが生じやすくなるた
め、加速冷却の停止温度は 650℃〜 400℃の範囲とす
る。
【００２６】
【実施例】表１に成分組成を示した供試鋼について、表
２に示す加熱−圧延−冷却条件により処理した鋼の機械
的性質を表２にまとめて示す。またＦＢＷ溶接後（γ＋
α）２相域の 750℃に再加熱後水冷処理した鋼のシャル
ピー衝撃特性の変化及び塊状マルテンサイト、微細セパ
レーションの有無について調査した結果も合わせて表２
に示す。
２に示す加熱−圧延−冷却条件により処理した鋼の機械
的性質を表２にまとめて示す。またＦＢＷ溶接後（γ＋
α）２相域の 750℃に再加熱後水冷処理した鋼のシャル
ピー衝撃特性の変化及び塊状マルテンサイト、微細セパ
レーションの有無について調査した結果も合わせて表２
に示す。
【００２７】表２において試験 No.１〜７は本発明で限
定した範囲内の成分組成なる表１のＢ鋼に種々の加熱−
圧延−冷却条件で製造し、（γ＋α）２相域に加熱後水
冷処理した25mm厚の製品である。まず No.１はスラブ加
熱温度が1000℃ (1050℃未満) と低いため、また試験 N
o.４は冷却速度が５℃/s（20℃/s未満) と低いため、引
張強度が低い。試験 No.２は(Ar3+150℃) 〜 Ar3の未再
結晶γ域での圧下率が20％（50％未満）と低く、（γ＋
α）２相域に加熱後塊状マルテンサイトが生成するた
め、シャルピー吸収エネルギが低い。試験 No.３は Ar3
〜(Ar3−60℃) の（γ＋α）２相域での圧延が実施され
ていないため、微細セパレーションが発生しない。よっ
てシャルピー破面遷移温度が劣化している。試験 No.５
は冷却停止温度が 300℃(400℃未満) と低いため、鋼板
内に歪みが発生している。
定した範囲内の成分組成なる表１のＢ鋼に種々の加熱−
圧延−冷却条件で製造し、（γ＋α）２相域に加熱後水
冷処理した25mm厚の製品である。まず No.１はスラブ加
熱温度が1000℃ (1050℃未満) と低いため、また試験 N
o.４は冷却速度が５℃/s（20℃/s未満) と低いため、引
張強度が低い。試験 No.２は(Ar3+150℃) 〜 Ar3の未再
結晶γ域での圧下率が20％（50％未満）と低く、（γ＋
α）２相域に加熱後塊状マルテンサイトが生成するた
め、シャルピー吸収エネルギが低い。試験 No.３は Ar3
〜(Ar3−60℃) の（γ＋α）２相域での圧延が実施され
ていないため、微細セパレーションが発生しない。よっ
てシャルピー破面遷移温度が劣化している。試験 No.５
は冷却停止温度が 300℃(400℃未満) と低いため、鋼板
内に歪みが発生している。
【００２８】これらに対して試験 No.６，７はこの発明
の構成要件とするところに従い製造したため、母材特性
は高い強度と十分な低温靱性を有するとともに、さらに
（γ＋α）２相域加熱脆化の小さい鋼であることがわか
る。試験 No.８は製造条件において本発明の限定条件を
満足しているが、もう１つの重要な構成条件である成分
組成において、表１に示すようにNbを含有していないた
め、引張強度が低い。
の構成要件とするところに従い製造したため、母材特性
は高い強度と十分な低温靱性を有するとともに、さらに
（γ＋α）２相域加熱脆化の小さい鋼であることがわか
る。試験 No.８は製造条件において本発明の限定条件を
満足しているが、もう１つの重要な構成条件である成分
組成において、表１に示すようにNbを含有していないた
め、引張強度が低い。
【００２９】試験 No.９，10, 11はこの発明に従う成分
組成よりなるＣ鋼，Ｄ鋼及びＥ鋼のスラブについて、し
かもこの発明の構成要件を満足して製造した25mm厚及び
30mm厚鋼板の特性を示す。十分な引張強度と低温靱性を
具備し、さらに２相域加熱脆化の少ない優れた鋼である
ことがわかる。
組成よりなるＣ鋼，Ｄ鋼及びＥ鋼のスラブについて、し
かもこの発明の構成要件を満足して製造した25mm厚及び
30mm厚鋼板の特性を示す。十分な引張強度と低温靱性を
具備し、さらに２相域加熱脆化の少ない優れた鋼である
ことがわかる。
【００３０】
【表１】
【００３１】
【表２】
【００３２】
【発明の効果】本発明で製造された鋼を用いたＵＯＥ鋼
管を利用することにより、パイプライン敷設時のフラッ
シュ・バット溶接による脆化を防止でき、パイプライン
の安全性を高めることができる。
管を利用することにより、パイプライン敷設時のフラッ
シュ・バット溶接による脆化を防止でき、パイプライン
の安全性を高めることができる。
【図１】再加熱温度と吸収エネルギーの変化を示すグラ
フである。
フである。
【図２】再加熱温度と破面遷移温度の変化を示すグラフ
である。
である。
Claims (1)
- 【請求項１】 重量比にて、Ｃ：0.005 〜0.05％，Si：
0.05〜1.0 ％，Mn：1.2 〜 2.5％，Al：0.005 〜0.08
％，Nb：0.01〜0.10％を含有し、さらに必要によりＶ：
0.01〜0.10％，Cu：1.0 ％以下, Ni：1.0 ％以下, Cr：
0.5 ％以下, Mo：0.5 ％以下，Ti：0.005 〜 0.1％，C
a： 0.001〜 0.010％，ＲＥＭ： 0.001〜0.010％の１種
又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物よ
りなる鋼スラブを1050〜1250℃の範囲に加熱後、(Ar3+1
50℃) 以上の再結晶γ域で30％以上の圧下を与え、続い
て(Ar3+150℃) 未満〜Ar3 の未再結晶γ域で50％以上の
圧下を与え、さらにAr3 未満〜(Ar3−60℃) の（γ＋
α）２相域で５〜50％の圧下を与え、その後20〜50℃/S
の冷却速度で 650〜 400℃の温度域まで加速冷却するこ
とを特徴とする（γ＋α）２相域加熱脆化の少ないＵＯ
Ｅ鋼管用鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30792491A JPH05148539A (ja) | 1991-11-22 | 1991-11-22 | （γ＋α）２相域加熱脆化の少ないＵＯＥ鋼管用鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30792491A JPH05148539A (ja) | 1991-11-22 | 1991-11-22 | （γ＋α）２相域加熱脆化の少ないＵＯＥ鋼管用鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05148539A true JPH05148539A (ja) | 1993-06-15 |
Family
ID=17974810
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP30792491A Pending JPH05148539A (ja) | 1991-11-22 | 1991-11-22 | （γ＋α）２相域加熱脆化の少ないＵＯＥ鋼管用鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05148539A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0841536A (ja) * | 1994-07-29 | 1996-02-13 | Kawasaki Steel Corp | 板厚方向の硬度むらが少なくｄｗｔｔ特性の優れた高張力鋼板の製造方法 |
| KR100276299B1 (ko) * | 1996-11-15 | 2000-12-15 | 이구택 | 성형성 및 면내이방성이 우수한 고장력 냉연강판의 제조방법 |
| WO2001066813A1 (en) * | 2000-03-03 | 2001-09-13 | Corus Uk Limited | Steel composition and microstructure |
| FR2867785A3 (fr) * | 2004-03-18 | 2005-09-23 | Ispat Unimetal | Piece mecanique de taille moyenne ou petite issue de la forge ou de la frappe |
| JP2010235993A (ja) * | 2009-03-31 | 2010-10-21 | Jfe Steel Corp | 圧縮強度の高いラインパイプの製造方法 |
| WO2013018564A1 (en) * | 2011-08-01 | 2013-02-07 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Controlled rolling method of seamless steel tube excellent in strength and low-temperature toughness |
-
1991
- 1991-11-22 JP JP30792491A patent/JPH05148539A/ja active Pending
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0841536A (ja) * | 1994-07-29 | 1996-02-13 | Kawasaki Steel Corp | 板厚方向の硬度むらが少なくｄｗｔｔ特性の優れた高張力鋼板の製造方法 |
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| WO2013018564A1 (en) * | 2011-08-01 | 2013-02-07 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Controlled rolling method of seamless steel tube excellent in strength and low-temperature toughness |
| CN103649344A (zh) * | 2011-08-01 | 2014-03-19 | 新日铁住金株式会社 | 强度和低温韧性优异的无缝钢管的控制轧制方法 |
| CN103649344B (zh) * | 2011-08-01 | 2016-07-06 | 新日铁住金株式会社 | 强度和低温韧性优异的无缝钢管的控制轧制方法 |
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