JPH05214486A - 低温靱性と加工性に優れた高強度電縫鋼管用鋼、およびその製造方法 - Google Patents
低温靱性と加工性に優れた高強度電縫鋼管用鋼、およびその製造方法Info
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- JPH05214486A JPH05214486A JP24624692A JP24624692A JPH05214486A JP H05214486 A JPH05214486 A JP H05214486A JP 24624692 A JP24624692 A JP 24624692A JP 24624692 A JP24624692 A JP 24624692A JP H05214486 A JPH05214486 A JP H05214486A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 低温靱性と加工性に優れた高強度電縫鋼管用
鋼、及びその製造方法を提供する。 【構成】 Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０２
〜２．００％、Ｍｎ：０．５０〜２．５０％、Ｍｏ：
０．１０〜２．５０％を基本組成とし、必要に応じてＮ
ｂ：０．０１０〜０．１５％、Ｖ：０．０１〜０．３０
％、Ｔｉ：０．００１〜０．１０％の１種または２種以
上を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼から
なり、そのミクロ組織がフェライト＋ＭＡコンスティチ
ュウエントの２相組織で、その結晶粒の最大長さが２０
μｍ以下である高強度電縫鋼管用鋼。上記組成鋼をＡｒ
3 以上の温度で熱間圧延を完了後、Ａｒ3 以上の温度か
ら１５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、２５０℃以
下の温度で捲き取ることからなるその製造方法。
鋼、及びその製造方法を提供する。 【構成】 Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０２
〜２．００％、Ｍｎ：０．５０〜２．５０％、Ｍｏ：
０．１０〜２．５０％を基本組成とし、必要に応じてＮ
ｂ：０．０１０〜０．１５％、Ｖ：０．０１〜０．３０
％、Ｔｉ：０．００１〜０．１０％の１種または２種以
上を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼から
なり、そのミクロ組織がフェライト＋ＭＡコンスティチ
ュウエントの２相組織で、その結晶粒の最大長さが２０
μｍ以下である高強度電縫鋼管用鋼。上記組成鋼をＡｒ
3 以上の温度で熱間圧延を完了後、Ａｒ3 以上の温度か
ら１５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、２５０℃以
下の温度で捲き取ることからなるその製造方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は低温靱性と加工性に優れ
た高強度電縫鋼管用鋼とその製造方法に関するものであ
る。特に６０〜８０ｋｇｆ／ｍｍ2 級の低温靱性、溶接
性および加工性に優れた寒冷地用電縫ラインパイプや油
井管用鋼として使用することができる、低温靱性と加工
性に優れた高強度電縫鋼管用鋼、およびその製造方法で
ある。
た高強度電縫鋼管用鋼とその製造方法に関するものであ
る。特に６０〜８０ｋｇｆ／ｍｍ2 級の低温靱性、溶接
性および加工性に優れた寒冷地用電縫ラインパイプや油
井管用鋼として使用することができる、低温靱性と加工
性に優れた高強度電縫鋼管用鋼、およびその製造方法で
ある。
【０００２】
【従来の技術】石油危機以来、北海、カナダ、アラスカ
等のような極寒地での原油、天然ガスの採掘およびパイ
プラインの敷設が活発に行われるようになっている。特
にラインパイプの分野では天然ガスやオイルの輸送効率
向上のための高圧操業化が指向されていることから、６
０〜８０ｋｇｆ／ｍｍ2 級の低温靱性に優れたラインパ
イプ用鋼が必要とされている。ラインパイプ用鋼の場合
には同時に現地での周溶接性の観点から、低炭素当量化
が重要である。
等のような極寒地での原油、天然ガスの採掘およびパイ
プラインの敷設が活発に行われるようになっている。特
にラインパイプの分野では天然ガスやオイルの輸送効率
向上のための高圧操業化が指向されていることから、６
０〜８０ｋｇｆ／ｍｍ2 級の低温靱性に優れたラインパ
イプ用鋼が必要とされている。ラインパイプ用鋼の場合
には同時に現地での周溶接性の観点から、低炭素当量化
が重要である。
【０００３】このような要求を満たす従来鋼として、１
％以上のＮｉを添加した焼入焼戻を前提とする鋼が知ら
れているが、この場合成分コストの点や鋼管成形後の焼
入焼戻が必要である点において、経済性、生産性の両面
から不利である。また先行技術として熱間圧延後の冷却
で焼入を行った後２５０℃以下で捲き取り、鋼管に成形
後管全体を焼戻する方法が発明されている（特開昭６１
−２７２３１号公報）が、この場合焼入組織を得るため
に炭素当量が高くなるのに加えて管全体の焼戻を行うた
めにコストの点で不利である。また、管全体の焼戻によ
る歪時効で低温靱性の確保もまた困難である。
％以上のＮｉを添加した焼入焼戻を前提とする鋼が知ら
れているが、この場合成分コストの点や鋼管成形後の焼
入焼戻が必要である点において、経済性、生産性の両面
から不利である。また先行技術として熱間圧延後の冷却
で焼入を行った後２５０℃以下で捲き取り、鋼管に成形
後管全体を焼戻する方法が発明されている（特開昭６１
−２７２３１号公報）が、この場合焼入組織を得るため
に炭素当量が高くなるのに加えて管全体の焼戻を行うた
めにコストの点で不利である。また、管全体の焼戻によ
る歪時効で低温靱性の確保もまた困難である。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、電縫鋼管製
造後に管全体の熱処理を行う必要のない、低温靱性と加
工性に優れた高強度電縫鋼管用鋼や、この低温靱性と加
工性に優れた高強度電縫鋼管用鋼を合金元素を添加せず
に低炭素当量で製造する方法を提供しようとするもので
ある。
造後に管全体の熱処理を行う必要のない、低温靱性と加
工性に優れた高強度電縫鋼管用鋼や、この低温靱性と加
工性に優れた高強度電縫鋼管用鋼を合金元素を添加せず
に低炭素当量で製造する方法を提供しようとするもので
ある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上述したように、鋼材の
強度を向上させるために炭素当量を向上すると、鋼材の
溶接性や低温靱性および加工性を著しく劣化させる。ま
た、これを合金元素に頼ろうとするとコストアップが著
しくなる。そこで本発明者らは、高価な合金元素に頼る
ことなく、低炭素当量で強度と加工性、低温靱性の両立
を図るべく多数の実験と詳細な検討を行った結果、その
ミクロ組織を（極細粒フェライト＋ＭＡコンスティチュ
ウエント（ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ））の２相組織とす
れば良いことを見いだした。ＭＡコンスティチュウエン
ト（以下ＭＡと略す）は、マルテンサイトと残留オース
テナイトの混在したものである。これまでのＭＡは溶接
熱影響部等に発生して、その靱性を劣化するものとして
知られているが、その低温靱性劣化のメカニズムは必ず
しも明確ではない。そこで本発明者らは、ＭＡの存在状
態を制御すれば低温靱性を劣化することなく強度を向上
できると考え、上述の発見を行った。強度と低温靱性の
両立は、極細粒フェライトと超微細に分散したＭＡ中の
マルテンサイトの共存によるものであり、また強度と延
性の両立は、極細粒フェライトと超微細に分散したＭＡ
中の残留オーステナイトの共存によるものである。さら
に付け加えるならば、本発明者らは上述の特性を満足す
るための結晶粒の大きさを詳細に検討し、結晶粒の最大
長さで、２０μｍにする必要性を見いだした。
強度を向上させるために炭素当量を向上すると、鋼材の
溶接性や低温靱性および加工性を著しく劣化させる。ま
た、これを合金元素に頼ろうとするとコストアップが著
しくなる。そこで本発明者らは、高価な合金元素に頼る
ことなく、低炭素当量で強度と加工性、低温靱性の両立
を図るべく多数の実験と詳細な検討を行った結果、その
ミクロ組織を（極細粒フェライト＋ＭＡコンスティチュ
ウエント（ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ））の２相組織とす
れば良いことを見いだした。ＭＡコンスティチュウエン
ト（以下ＭＡと略す）は、マルテンサイトと残留オース
テナイトの混在したものである。これまでのＭＡは溶接
熱影響部等に発生して、その靱性を劣化するものとして
知られているが、その低温靱性劣化のメカニズムは必ず
しも明確ではない。そこで本発明者らは、ＭＡの存在状
態を制御すれば低温靱性を劣化することなく強度を向上
できると考え、上述の発見を行った。強度と低温靱性の
両立は、極細粒フェライトと超微細に分散したＭＡ中の
マルテンサイトの共存によるものであり、また強度と延
性の両立は、極細粒フェライトと超微細に分散したＭＡ
中の残留オーステナイトの共存によるものである。さら
に付け加えるならば、本発明者らは上述の特性を満足す
るための結晶粒の大きさを詳細に検討し、結晶粒の最大
長さで、２０μｍにする必要性を見いだした。
【０００６】さて本発明者は以上の鋼材を得るための方
法を詳細に検討した結果、Ｍｏに加えてＮｂ，Ｖ，Ｔｉ
の１種または２種以上を含有する低炭素当量スラブにＡ
ｒ3温度以上で制御圧延を施した後にＡｒ3 温度以上の
温度から１５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却を行い、
２５０℃以下の温度で捲き取ることにより達成できるこ
とを見いだした。本発明の鋼により電縫鋼管を製造すれ
ば管全体の熱処理なしで低温靱性と加工性に優れた高強
度電縫鋼管の製造が可能となることから、熱処理コス
ト、生産性の面から非常に経済的にも有利であり、かつ
低炭素当量であるため周溶接性のも有利である。
法を詳細に検討した結果、Ｍｏに加えてＮｂ，Ｖ，Ｔｉ
の１種または２種以上を含有する低炭素当量スラブにＡ
ｒ3温度以上で制御圧延を施した後にＡｒ3 温度以上の
温度から１５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却を行い、
２５０℃以下の温度で捲き取ることにより達成できるこ
とを見いだした。本発明の鋼により電縫鋼管を製造すれ
ば管全体の熱処理なしで低温靱性と加工性に優れた高強
度電縫鋼管の製造が可能となることから、熱処理コス
ト、生産性の面から非常に経済的にも有利であり、かつ
低炭素当量であるため周溶接性のも有利である。
【０００７】本発明はこのような知見に基づいて上述の
問題点を解決したものであり、その要旨とするところは （１）重量％で Ｃ：０．０１〜０．２０％ Ｓｉ：０．０２〜２．００％ Ｍｎ：０．５０〜２．５０％ Ｍｏ：０．１０〜２．５０％ を基本成分とし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる
鋼からなり、そのミクロ組織がフェライト＋ＭＡコンス
ティチュウエントの２相組織で、かつその結晶粒径の最
大長さが２０μｍ以下であることを特徴とする低温靱性
と加工性に優れた高強度電縫鋼管用鋼。
問題点を解決したものであり、その要旨とするところは （１）重量％で Ｃ：０．０１〜０．２０％ Ｓｉ：０．０２〜２．００％ Ｍｎ：０．５０〜２．５０％ Ｍｏ：０．１０〜２．５０％ を基本成分とし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる
鋼からなり、そのミクロ組織がフェライト＋ＭＡコンス
ティチュウエントの２相組織で、かつその結晶粒径の最
大長さが２０μｍ以下であることを特徴とする低温靱性
と加工性に優れた高強度電縫鋼管用鋼。
【０００８】（２）重量％で Ｃ：０．０１〜０．２０％ Ｓｉ：０．０２〜２．００％ Ｍｎ：０．５０〜２．５０％ Ｍｏ：０．１０〜２．５０％ を基本成分とし、 Ｎｂ：０．０１０〜０．１５％ Ｖ：０．０１０〜０．３０％ Ｔｉ：０．００１〜０．１０％ の１種または２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避不
純物からなる鋼からなり、そのミクロ組織がフェライト
＋ＭＡコンスティチュウエントの２相組織で、かつその
結晶粒径の最大長さが２０μｍ以下であることを特徴と
する低温靱性と加工性に優れた高強度電縫鋼管用鋼。
純物からなる鋼からなり、そのミクロ組織がフェライト
＋ＭＡコンスティチュウエントの２相組織で、かつその
結晶粒径の最大長さが２０μｍ以下であることを特徴と
する低温靱性と加工性に優れた高強度電縫鋼管用鋼。
【０００９】（３）重量％で Ｃ：０．０１〜０．２０％ Ｓｉ：０．０２〜２．００％ Ｍｎ：０．５０〜２．５０％ Ｍｏ：０．１０〜２．５０％ を基本成分とし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる
鋼をＡｒ3 以上の温度で熱間圧延を完了後、Ａｒ3 以上
の温度から１５℃以上の冷却速度で冷却し、その後２５
０℃以下の温度で捲き取ることを特徴とする低温靱性と
加工性に優れた高強度電縫鋼管用鋼の製造方法である。
鋼をＡｒ3 以上の温度で熱間圧延を完了後、Ａｒ3 以上
の温度から１５℃以上の冷却速度で冷却し、その後２５
０℃以下の温度で捲き取ることを特徴とする低温靱性と
加工性に優れた高強度電縫鋼管用鋼の製造方法である。
【００１０】（４）重量％で Ｃ：０．０１〜０．２０％ Ｓｉ：０．０２〜２．００％ Ｍｎ：０．５０〜２．５０％ Ｍｏ：０．１０〜２．５０％ を基本成分とし、 Ｎｂ：０．０１０〜０．１５％ Ｖ：０．０１０〜０．３０％ Ｔｉ：０．００１〜０．１０％ の１種または２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避不
純物からなる鋼をＡｒ3以上の温度で熱間圧延を完了
後、Ａｒ3 以上の温度から１５℃以上の冷却速度で冷却
し、その後２５０℃以下の温度で捲き取ることを特徴と
する低温靱性と加工性に優れた高強度電縫鋼管用鋼の製
造方法である。
純物からなる鋼をＡｒ3以上の温度で熱間圧延を完了
後、Ａｒ3 以上の温度から１５℃以上の冷却速度で冷却
し、その後２５０℃以下の温度で捲き取ることを特徴と
する低温靱性と加工性に優れた高強度電縫鋼管用鋼の製
造方法である。
【００１１】
【作用】次に本発明者らが推奨する成分と熱延の条件に
ついて述べる。Ｃは０．０１％未満では必要な強度が得
られない事からＣ量の下限を０．０１％とした。しかし
Ｃがあまり多すぎるとＭＡ組織が粗大となって低温靱性
を劣化させるばかりでなく、周溶接性の低下をまねくこ
とから、上限を０．２０％とした。
ついて述べる。Ｃは０．０１％未満では必要な強度が得
られない事からＣ量の下限を０．０１％とした。しかし
Ｃがあまり多すぎるとＭＡ組織が粗大となって低温靱性
を劣化させるばかりでなく、周溶接性の低下をまねくこ
とから、上限を０．２０％とした。
【００１２】Ｓｉは固溶体強化作用により、鋼板の強度
・延性を改善する元素なので０．０２％以上含有すべき
であるが、靱性確保のために２．０％を上限とした。
・延性を改善する元素なので０．０２％以上含有すべき
であるが、靱性確保のために２．０％を上限とした。
【００１３】Ｍｎは、熱間圧延後冷却時の焼入性を向上
させてＭＡ組織を得やすくする効果があるが、０．５０
％未満では前記作用にその効果が得られず、一方２．５
０％を越えて含有させると製鋼作業が困難となるばかり
でなく、経済的でないことから、その含有量を０．５０
〜２．５０％とした。
させてＭＡ組織を得やすくする効果があるが、０．５０
％未満では前記作用にその効果が得られず、一方２．５
０％を越えて含有させると製鋼作業が困難となるばかり
でなく、経済的でないことから、その含有量を０．５０
〜２．５０％とした。
【００１４】Ｍｏ成分にもＭｎと同様、熱間圧延後冷却
時の焼入性を向上させてＭＡ組織を得やすくする効果が
あり、Ｍｎに比較して少量でその効果を発揮するところ
から本発明に必要不可欠な元素であるが、その含有量が
０．１０％未満ではその効果は得られず、一方２．５０
％を越えて含有させると強度が出すぎること、および経
済的でないことから、その含有量を０．１０〜２．５０
％と定めた。
時の焼入性を向上させてＭＡ組織を得やすくする効果が
あり、Ｍｎに比較して少量でその効果を発揮するところ
から本発明に必要不可欠な元素であるが、その含有量が
０．１０％未満ではその効果は得られず、一方２．５０
％を越えて含有させると強度が出すぎること、および経
済的でないことから、その含有量を０．１０〜２．５０
％と定めた。
【００１５】Ｎｂは析出強化による強度確保と熱間圧延
での未再結晶域拡大によるオーステナイトの細粒化での
低温靱性向上のために必要であり、その効果を得るため
には０．０１０％以上必要であるが、多くなると溶接性
を阻害するためにその含有量の上限を０．１５％とし
た。
での未再結晶域拡大によるオーステナイトの細粒化での
低温靱性向上のために必要であり、その効果を得るため
には０．０１０％以上必要であるが、多くなると溶接性
を阻害するためにその含有量の上限を０．１５％とし
た。
【００１６】Ｖは析出強化による強度確保および細粒化
に有効であり、その効果を得るためには０．０１０％以
上必要であるが、多くなると溶接性を阻害するためにそ
の含有量の上限を０．３０％とした。
に有効であり、その効果を得るためには０．０１０％以
上必要であるが、多くなると溶接性を阻害するためにそ
の含有量の上限を０．３０％とした。
【００１７】ＴｉはＴｉＮ析出物によるオーステナイト
結晶粒微細化に有効で添加され、その効果を得るために
は０．００１％以上必要であるが、多くなると溶接性を
阻害するため、含有量の上限を０．１０％とした。上記
Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉは結晶粒微細化という観点から１種以上
の添加が必要な場合があるが、他の方法で結晶粒の微細
化が可能であれば添加する必要はない。
結晶粒微細化に有効で添加され、その効果を得るために
は０．００１％以上必要であるが、多くなると溶接性を
阻害するため、含有量の上限を０．１０％とした。上記
Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉは結晶粒微細化という観点から１種以上
の添加が必要な場合があるが、他の方法で結晶粒の微細
化が可能であれば添加する必要はない。
【００１８】その他、偏析、介在物低減による低温靱性
向上の観点から、Ｐ，Ｓはできるだけ少ないほうが好ま
しい。またＭｎＳ形態制御のためにＣａ，ＲＥＭ等を必
要量添加してもよい。なお、脱酸のためにＡｌを使用
し、その際残存する通常の量のＡｌを含有することもも
ちろん許容される。
向上の観点から、Ｐ，Ｓはできるだけ少ないほうが好ま
しい。またＭｎＳ形態制御のためにＣａ，ＲＥＭ等を必
要量添加してもよい。なお、脱酸のためにＡｌを使用
し、その際残存する通常の量のＡｌを含有することもも
ちろん許容される。
【００１９】次に圧延条件について述べる。熱間圧延
は、Ａｒ3 温度以上で完了しておく事が必要である。こ
れはオーステナイトとフェライトの２相域圧延になる
と、加工フェライトを含む混合組織となり、著しい靱性
劣化をまねく場合が考えられるからである。また、熱間
圧延は未再結晶オーステナイト域で大圧下を行ったほう
がより微細なフェライト組織を得ることができる。
は、Ａｒ3 温度以上で完了しておく事が必要である。こ
れはオーステナイトとフェライトの２相域圧延になる
と、加工フェライトを含む混合組織となり、著しい靱性
劣化をまねく場合が考えられるからである。また、熱間
圧延は未再結晶オーステナイト域で大圧下を行ったほう
がより微細なフェライト組織を得ることができる。
【００２０】熱間圧延後の冷却はＡｒ3 変態温度以上か
ら行う必要がある。これは、Ａｒ3変態温度未満の温度
では粗大なフェライトやベーナイトが生成し始めてしま
い、低温靱性の劣化をまねく場合が考えられるからであ
る。冷却速度は、１５℃／ｓｅｃ未満では微細フェライ
トならびにＭＡが生成せずに強度向上が望めない。この
ために、冷却速度を１５℃／ｓｅｃ以上とした。
ら行う必要がある。これは、Ａｒ3変態温度未満の温度
では粗大なフェライトやベーナイトが生成し始めてしま
い、低温靱性の劣化をまねく場合が考えられるからであ
る。冷却速度は、１５℃／ｓｅｃ未満では微細フェライ
トならびにＭＡが生成せずに強度向上が望めない。この
ために、冷却速度を１５℃／ｓｅｃ以上とした。
【００２１】冷却後の捲き取り温度は２５０℃以下で行
う必要がある。その理由は２５０℃を越えた温度で捲き
取ると、冷却途中で生成したＭＡがセメンタイトに分解
して必要な強度が得られないことと、さらにそのホット
コイルの持つ自己顕熱により焼き戻され必要な強度が得
られないことによるものであり、これによりフェライト
とＭＡ中の残留オーステナイトによる強度−延性バラン
スが低下するためである。
う必要がある。その理由は２５０℃を越えた温度で捲き
取ると、冷却途中で生成したＭＡがセメンタイトに分解
して必要な強度が得られないことと、さらにそのホット
コイルの持つ自己顕熱により焼き戻され必要な強度が得
られないことによるものであり、これによりフェライト
とＭＡ中の残留オーステナイトによる強度−延性バラン
スが低下するためである。
【００２２】
【実施例】本発明の実施例を比較例とともに表１及び表
２に示す。表１に製造実績を、表２に材質特性を示す。
表２の鋼種Ａ，鋼種Ｃ，鋼種Ｄ，鋼種Ｆ，鋼種Ｈ，鋼種
Ｊに本発明鋼の特性を示すが、良好な強度−靱性バラン
ス（ＴＳ：６０〜８０ｋｇｆ／ｍｍ2 でｖＴｒｓ＜−８
０℃）、および良好な強度−延性バランス（ＴＳ×ＥＬ
＞２１００）を示している。これに対して、鋼種Ｂは圧
延終了温度が低すぎるために低温靱性が得られていな
い。これは組織中に粗大なフェライトが混在したためで
ある。鋼種ＥはＭｏ添加量が少ないために、組織がフェ
ライト＋ＭＡの完全な２相組織となっておらず、必要な
強度が得られていない。鋼種Ｇは捲き取り温度が高すぎ
るために、組織がフェライト＋ＭＡの完全な２相組織と
なっておらず、必要な強度が得られていない。鋼種Ｉは
熱延後の冷却速度が小さいために、組織がフェライト＋
ＭＡの完全な２相組織となっておらず、必要な強度が得
られていない。鋼種ＫはＭｏ添加量が少ないために、組
織がフェライト＋ＭＡの完全な２相組織となっておら
ず、必要な強度が得られていない。
２に示す。表１に製造実績を、表２に材質特性を示す。
表２の鋼種Ａ，鋼種Ｃ，鋼種Ｄ，鋼種Ｆ，鋼種Ｈ，鋼種
Ｊに本発明鋼の特性を示すが、良好な強度−靱性バラン
ス（ＴＳ：６０〜８０ｋｇｆ／ｍｍ2 でｖＴｒｓ＜−８
０℃）、および良好な強度−延性バランス（ＴＳ×ＥＬ
＞２１００）を示している。これに対して、鋼種Ｂは圧
延終了温度が低すぎるために低温靱性が得られていな
い。これは組織中に粗大なフェライトが混在したためで
ある。鋼種ＥはＭｏ添加量が少ないために、組織がフェ
ライト＋ＭＡの完全な２相組織となっておらず、必要な
強度が得られていない。鋼種Ｇは捲き取り温度が高すぎ
るために、組織がフェライト＋ＭＡの完全な２相組織と
なっておらず、必要な強度が得られていない。鋼種Ｉは
熱延後の冷却速度が小さいために、組織がフェライト＋
ＭＡの完全な２相組織となっておらず、必要な強度が得
られていない。鋼種ＫはＭｏ添加量が少ないために、組
織がフェライト＋ＭＡの完全な２相組織となっておら
ず、必要な強度が得られていない。
【００２３】
【表１】
【００２４】
【表２】
【００２５】
【発明の効果】以上のごとく、本発明の鋼により電縫鋼
管を製造すれば、高価な合金元素を添加することなく、
鋼管全体の熱処理なしで低温靱性に優れた高強度電縫鋼
管の製造が可能となり、コスト、生産性の点でも非常に
有利となる。
管を製造すれば、高価な合金元素を添加することなく、
鋼管全体の熱処理なしで低温靱性に優れた高強度電縫鋼
管の製造が可能となり、コスト、生産性の点でも非常に
有利となる。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ：０．０１〜０．２０％ Ｓｉ：０．０２〜２．００％ Ｍｎ：０．５０〜２．５０％ Ｍｏ：０．１０〜２．５０％ を基本成分とし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる
鋼からなり、そのミクロ組織がフェライト＋ＭＡコンス
ティチュウエントの２相組織で、かつその結晶粒の最大
長さが２０μｍ以下であることを特徴とする低温靱性と
加工性に優れた高強度電縫鋼管用鋼。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ：０．０１〜０．２０％ Ｓｉ：０．０２〜２．００％ Ｍｎ：０．５０〜２．５０％ Ｍｏ：０．１０〜２．５０％ を基本成分とし、 Ｎｂ：０．０１０〜０．１５％ Ｖ：０．０１０〜０．３０％ Ｔｉ：０．００１〜０．１０％ の１種または２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避不
純物からなる鋼からなり、そのミクロ組織がフェライト
＋ＭＡコンスティチュウエントの２相組織で、かつその
結晶粒の最大長さが２０μｍ以下であることを特徴とす
る低温靱性と加工性に優れた高強度電縫鋼管用鋼。 - 【請求項３】 重量％で Ｃ：０．０１〜０．２０％ Ｓｉ：０．０２〜２．００％ Ｍｎ：０．５０〜２．５０％ Ｍｏ：０．１０〜２．５０％ を基本成分とし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる
鋼をＡｒ3 以上の温度で熱間圧延を完了後、Ａｒ3 以上
の温度から１５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、そ
の後２５０℃以下の温度で捲き取ることを特徴とする低
温靱性と加工性に優れた高強度電縫鋼管用鋼の製造方
法。 - 【請求項４】重量％で Ｃ：０．０１〜０．２０％ Ｓｉ：０．０２〜２．００％ Ｍｎ：０．５０〜２．５０％ Ｍｏ：０．１０〜２．５０％ を基本成分とし、 Ｎｂ：０．０１０〜０．１５％ Ｖ：０．０１０〜０．３０％ Ｔｉ：０．００１〜０．１０％ の１種または２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避不
純物からなる鋼をＡｒ3以上の温度で熱間圧延を完了
後、Ａｒ3 以上の温度から１５℃／ｓｅｃ以上の冷却速
度で冷却し、その後２５０℃以下の温度で捲き取ること
を特徴とする低温靱性と加工性に優れた高強度電縫鋼管
用鋼の製造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24624692A JPH05214486A (ja) | 1991-11-07 | 1992-09-16 | 低温靱性と加工性に優れた高強度電縫鋼管用鋼、およびその製造方法 |
| JP18277693A JPH06145881A (ja) | 1992-09-16 | 1993-07-23 | 低温靱性と加工性に優れた高強度電縫鋼管用鋼、およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29147391 | 1991-11-07 | ||
| JP3-291473 | 1991-11-07 | ||
| JP24624692A JPH05214486A (ja) | 1991-11-07 | 1992-09-16 | 低温靱性と加工性に優れた高強度電縫鋼管用鋼、およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05214486A true JPH05214486A (ja) | 1993-08-24 |
Family
ID=26537637
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24624692A Pending JPH05214486A (ja) | 1991-11-07 | 1992-09-16 | 低温靱性と加工性に優れた高強度電縫鋼管用鋼、およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05214486A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2009014238A1 (ja) * | 2007-07-23 | 2009-01-29 | Nippon Steel Corporation | 変形特性に優れた鋼管及びその製造方法 |
| KR101490566B1 (ko) * | 2012-12-27 | 2015-02-05 | 주식회사 포스코 | 극저온 인성이 우수하고 저항복비 특성을 가지는 고강도 강판 및 그의 제조방법 |
-
1992
- 1992-09-16 JP JP24624692A patent/JPH05214486A/ja active Pending
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2009014238A1 (ja) * | 2007-07-23 | 2009-01-29 | Nippon Steel Corporation | 変形特性に優れた鋼管及びその製造方法 |
| JP4528356B2 (ja) * | 2007-07-23 | 2010-08-18 | 新日本製鐵株式会社 | 変形特性に優れた鋼管 |
| JP2010196173A (ja) * | 2007-07-23 | 2010-09-09 | Nippon Steel Corp | 変形特性に優れた鋼管 |
| JP2010209471A (ja) * | 2007-07-23 | 2010-09-24 | Nippon Steel Corp | 変形特性に優れた鋼管及びその製造方法 |
| JPWO2009014238A1 (ja) * | 2007-07-23 | 2010-10-07 | 新日本製鐵株式会社 | 変形特性に優れた鋼管 |
| JP4575996B2 (ja) * | 2007-07-23 | 2010-11-04 | 新日本製鐵株式会社 | 変形特性に優れた鋼管及びその製造方法 |
| JP4575995B2 (ja) * | 2007-07-23 | 2010-11-04 | 新日本製鐵株式会社 | 変形特性に優れた鋼管 |
| US8920583B2 (en) | 2007-07-23 | 2014-12-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel pipe excellent in deformation characteristics and method of producing the same |
| KR101490566B1 (ko) * | 2012-12-27 | 2015-02-05 | 주식회사 포스코 | 극저온 인성이 우수하고 저항복비 특성을 가지는 고강도 강판 및 그의 제조방법 |
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