JPH0681034A - 耐ｈｉｃ性に優れた鋼管用熱延鋼帯の製造方法 - Google Patents
耐ｈｉｃ性に優れた鋼管用熱延鋼帯の製造方法Info
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- JPH0681034A JPH0681034A JP25725192A JP25725192A JPH0681034A JP H0681034 A JPH0681034 A JP H0681034A JP 25725192 A JP25725192 A JP 25725192A JP 25725192 A JP25725192 A JP 25725192A JP H0681034 A JPH0681034 A JP H0681034A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 耐ＨＩＣ性が優れたＡＰＩ−Ｘ５２〜７０グ
レードのラインパイプの製造に使用する熱延鋼板を低コ
ストに製造する。 【構成】 重量比でＣ：0.０８％以下、Ｓｉ：0.１５〜
0.３５％、Ｍｎ：0.８０〜1.４０％、Ｐ：0.０１５％以
下、Ｓ：0.００２０％以下、Ｔｉ：0.０１０〜0.０４０
％、Ｎｂ：0.０１０〜0.０５０％、Ｃａ：0.００１５〜
0.００３５％、Ｃａ／Ｓ：2.０以上を含み、残部Ｆｅお
よび不可避的不純物からなる連続鋳造鋳片を熱延用加熱
炉にダイレクトチャージする。熱延用加熱炉で鋳片を１
２５０℃以上に１０時間以上加熱保持した後、冷却する
ことなく８５０℃以上の仕上温度で熱間圧延する。熱延
鋼帯をホットラインシーブル上で５〜２５℃／ｓｅｃの
平均速度で急冷し、４００〜５５０℃の温度で巻き取
る。
レードのラインパイプの製造に使用する熱延鋼板を低コ
ストに製造する。 【構成】 重量比でＣ：0.０８％以下、Ｓｉ：0.１５〜
0.３５％、Ｍｎ：0.８０〜1.４０％、Ｐ：0.０１５％以
下、Ｓ：0.００２０％以下、Ｔｉ：0.０１０〜0.０４０
％、Ｎｂ：0.０１０〜0.０５０％、Ｃａ：0.００１５〜
0.００３５％、Ｃａ／Ｓ：2.０以上を含み、残部Ｆｅお
よび不可避的不純物からなる連続鋳造鋳片を熱延用加熱
炉にダイレクトチャージする。熱延用加熱炉で鋳片を１
２５０℃以上に１０時間以上加熱保持した後、冷却する
ことなく８５０℃以上の仕上温度で熱間圧延する。熱延
鋼帯をホットラインシーブル上で５〜２５℃／ｓｅｃの
平均速度で急冷し、４００〜５５０℃の温度で巻き取
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐ＨＩＣ性に優れた鋼
管の製造に使用される熱延鋼帯の製造方法に関する。
管の製造に使用される熱延鋼帯の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年の原油採掘条件の悪化に伴って、Ｈ
2 Ｓガスの含まれた原油が多く採掘されるようになっ
た。その結果、原油を輸送するラインパイプについて
は、コスト面からの薄肉化、高強度化の要求に加えて、
耐ＨＩＣ性の優れることが求められるようになり、耐Ｈ
ＩＣ性スペック付のＡＰＩ−Ｘ５２〜７０グレードの需
要が増加している。
2 Ｓガスの含まれた原油が多く採掘されるようになっ
た。その結果、原油を輸送するラインパイプについて
は、コスト面からの薄肉化、高強度化の要求に加えて、
耐ＨＩＣ性の優れることが求められるようになり、耐Ｈ
ＩＣ性スペック付のＡＰＩ−Ｘ５２〜７０グレードの需
要が増加している。
【０００３】従来、このようなラインパイプは、熱延鋼
帯を溶接製管して得られた鋼管に焼入れ・焼戻し処理を
行うことで製造されていた。しかし、焼入れ・焼戻し処
理は、製管コストを大幅に上昇させる。そこで、焼入
れ、焼戻し処理を使わずに耐ＨＩＣ性を高める研究が進
められ、例えば特開昭５７−６３６３１号公報には、連
続鋳造鋳片を１２５０℃以上で１０時間以上加熱保持し
た後、８７０℃以上の温度で熱間圧延を終了し、ホット
ランテーブル上で平均冷却速度５〜３０℃／ｓｅｃで急
冷し、５７０℃以下で巻き取る耐ＨＩＣ性の優れた電縫
鋼管用熱延鋼帯の製造方法が開示されている。
帯を溶接製管して得られた鋼管に焼入れ・焼戻し処理を
行うことで製造されていた。しかし、焼入れ・焼戻し処
理は、製管コストを大幅に上昇させる。そこで、焼入
れ、焼戻し処理を使わずに耐ＨＩＣ性を高める研究が進
められ、例えば特開昭５７−６３６３１号公報には、連
続鋳造鋳片を１２５０℃以上で１０時間以上加熱保持し
た後、８７０℃以上の温度で熱間圧延を終了し、ホット
ランテーブル上で平均冷却速度５〜３０℃／ｓｅｃで急
冷し、５７０℃以下で巻き取る耐ＨＩＣ性の優れた電縫
鋼管用熱延鋼帯の製造方法が開示されている。
【０００４】なお、連続鋳造鋳片については、造塊材に
比べ製造コストが安いという利点を持ちながらも、偏析
の問題から耐ＨＩＣ特性が劣るという欠点を有し、ライ
ンパイプ用熱延鋼帯の材質としては用いられていなかっ
たが、１２５０℃以上１０時間以上という高温長時間の
加熱保持により偏析が拡散解消される。特開昭５７−６
３６３１号公報に開示された方法は、高温長時間の加熱
保持により連続鋳造鋳片の偏析の問題を解決し、電縫鋼
管用熱延鋼帯の素材として連続鋳造鋳片の使用を可能に
したものでもある。
比べ製造コストが安いという利点を持ちながらも、偏析
の問題から耐ＨＩＣ特性が劣るという欠点を有し、ライ
ンパイプ用熱延鋼帯の材質としては用いられていなかっ
たが、１２５０℃以上１０時間以上という高温長時間の
加熱保持により偏析が拡散解消される。特開昭５７−６
３６３１号公報に開示された方法は、高温長時間の加熱
保持により連続鋳造鋳片の偏析の問題を解決し、電縫鋼
管用熱延鋼帯の素材として連続鋳造鋳片の使用を可能に
したものでもある。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかし、特開昭５７−
６３６３１号公報に開示された方法では、偏析拡散のた
めの加熱保持が均熱炉で行われている。
６３６３１号公報に開示された方法では、偏析拡散のた
めの加熱保持が均熱炉で行われている。
【０００６】均熱炉による処理では、鋳片が段積みされ
るため、均熱状態に達するまでに時間がかかり、炉内保
持時間が長くなる。更に、均熱炉から抽出された鋳片
は、熱間圧延工程に送られ、その加熱炉により再加熱さ
れる。したがって、全体の加熱時間が長くなり、能率低
下、加熱コスト増大を招く。更に、鋳片表面でスケール
の生成が進み、脱炭の問題もある。
るため、均熱状態に達するまでに時間がかかり、炉内保
持時間が長くなる。更に、均熱炉から抽出された鋳片
は、熱間圧延工程に送られ、その加熱炉により再加熱さ
れる。したがって、全体の加熱時間が長くなり、能率低
下、加熱コスト増大を招く。更に、鋳片表面でスケール
の生成が進み、脱炭の問題もある。
【０００７】また、連続鋳造鋳片自体も、強度、靱性、
耐ＨＩＣ特性が十分と言えず、耐ＨＩＣ性スペック付の
ＡＰＩ−Ｘ５２〜７０グレードを確保するのが難しい。
耐ＨＩＣ特性が十分と言えず、耐ＨＩＣ性スペック付の
ＡＰＩ−Ｘ５２〜７０グレードを確保するのが難しい。
【０００８】本発明の目的は、比較的短い加熱時間で、
耐ＨＩＣ性スペック付きのＡＰＩ−Ｘ５２〜７０グレー
ドを確保できる熱延鋼帯の製造方法を提供することにあ
る。
耐ＨＩＣ性スペック付きのＡＰＩ−Ｘ５２〜７０グレー
ドを確保できる熱延鋼帯の製造方法を提供することにあ
る。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明の熱延鋼帯の製造
方法は、重量比でＣ：0.０８％以下、Ｓｉ：0.１５〜0.
３５％、Ｍｎ：0.８０〜1.４０％、Ｐ：0.０１５％以
下、Ｓ：0.００２０％以下、Ｔｉ：0.０１０〜0.０４０
％、Ｎｂ：0.０１０〜0.０５０％、Ｃａ：0.００１５〜
0.００３５％、Ｃａ／Ｓ：2.０以上と、更に必要に応じ
てＶ：0.０３〜0.１０％、Ｍｏ：0.３０％以下、Ｃｕ：
0.３５％以下、Ｎｉ：0.３０％以下の１種または２種以
上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる連続
鋳造鋳片を熱延用加熱炉にダイレクトチャージし、ここ
で１２５０℃以上に１０時間以上加熱保持した後８５０
℃以上の仕上温度で熱間圧延を行ない、更にその鋼帯を
ホットラインシーブル上で５〜２５℃／ｓｅｃの平均速
度で急冷し、４００〜５５０℃の温度で巻き取ることを
特徴とする。
方法は、重量比でＣ：0.０８％以下、Ｓｉ：0.１５〜0.
３５％、Ｍｎ：0.８０〜1.４０％、Ｐ：0.０１５％以
下、Ｓ：0.００２０％以下、Ｔｉ：0.０１０〜0.０４０
％、Ｎｂ：0.０１０〜0.０５０％、Ｃａ：0.００１５〜
0.００３５％、Ｃａ／Ｓ：2.０以上と、更に必要に応じ
てＶ：0.０３〜0.１０％、Ｍｏ：0.３０％以下、Ｃｕ：
0.３５％以下、Ｎｉ：0.３０％以下の１種または２種以
上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる連続
鋳造鋳片を熱延用加熱炉にダイレクトチャージし、ここ
で１２５０℃以上に１０時間以上加熱保持した後８５０
℃以上の仕上温度で熱間圧延を行ない、更にその鋼帯を
ホットラインシーブル上で５〜２５℃／ｓｅｃの平均速
度で急冷し、４００〜５５０℃の温度で巻き取ることを
特徴とする。
【００１０】本発明の熱延鋼帯の製造方法においては、
連続鋳造鋳片が熱間圧延用加熱炉にダイレクトチャージ
される。熱間圧延用加熱炉においては、連続鋳造鋳片が
段積みされることなく炉内を移動するので、均熱炉によ
る処理に比して、均熱状態に達するまでの時間が短縮さ
れる。また、熱間圧延用加熱炉へのダイレクトチャージ
により、再加熱がなくなる。従って、均熱炉による処理
に比して、全体の加熱時間が大幅に短縮される。
連続鋳造鋳片が熱間圧延用加熱炉にダイレクトチャージ
される。熱間圧延用加熱炉においては、連続鋳造鋳片が
段積みされることなく炉内を移動するので、均熱炉によ
る処理に比して、均熱状態に達するまでの時間が短縮さ
れる。また、熱間圧延用加熱炉へのダイレクトチャージ
により、再加熱がなくなる。従って、均熱炉による処理
に比して、全体の加熱時間が大幅に短縮される。
【００１１】図１は連続鋳造鋳片を種々の加熱で処理し
て熱間圧延した場合の比較を示す。連続鋳造鋳片を熱間
圧延のための３〜６時間の加熱に供するだけでは偏析が
残存し、耐ＨＩＣ性は悪い（Ａ）。熱延用加熱の前に均
熱炉で１０時間以上の加熱を行うと偏析は解消される
が、均熱炉による加熱の後に熱延用加熱が加わるので、
全体の加熱時間が長くなり、能率低下や表面脱炭の問題
を生じる（Ｂ）。これらに対し、連続鋳造鋳片を熱延用
加熱炉にダイレクトチャージし、ここで偏析解消のため
の加熱を行えば、その加熱が熱延用加熱を兼ね、偏析解
消後の加熱が不要となる。
て熱間圧延した場合の比較を示す。連続鋳造鋳片を熱間
圧延のための３〜６時間の加熱に供するだけでは偏析が
残存し、耐ＨＩＣ性は悪い（Ａ）。熱延用加熱の前に均
熱炉で１０時間以上の加熱を行うと偏析は解消される
が、均熱炉による加熱の後に熱延用加熱が加わるので、
全体の加熱時間が長くなり、能率低下や表面脱炭の問題
を生じる（Ｂ）。これらに対し、連続鋳造鋳片を熱延用
加熱炉にダイレクトチャージし、ここで偏析解消のため
の加熱を行えば、その加熱が熱延用加熱を兼ね、偏析解
消後の加熱が不要となる。
【００１２】図２は均熱炉による加熱と熱延用加熱炉に
よる加熱との比較を示す。均熱炉による加熱では、鋳片
が段積みされるので、鋳片最冷点の温度上昇が遅いとい
う問題もあるが、熱延用加熱炉による加熱では、鋳片が
段積みされることなく炉内を移動するので、鋳片最冷点
が短時間で均熱温度に達する。
よる加熱との比較を示す。均熱炉による加熱では、鋳片
が段積みされるので、鋳片最冷点の温度上昇が遅いとい
う問題もあるが、熱延用加熱炉による加熱では、鋳片が
段積みされることなく炉内を移動するので、鋳片最冷点
が短時間で均熱温度に達する。
【００１３】本発明の熱延鋼帯の製造方法においては、
再加熱不要、急速昇温の２点から加熱時間の短縮が図ら
れ、能率向上および脱炭防止が達成される。
再加熱不要、急速昇温の２点から加熱時間の短縮が図ら
れ、能率向上および脱炭防止が達成される。
【００１４】また、本発明に使用される連続鋳造鋳片に
おいては、Ｓ量の２倍以上のＣａ量を確保する一方で、
その絶対量を0.００３５％未満に抑えている。これはＣ
ａが残存したＳをＣａＳとして無害化し、Ｓ系介在物を
減少させるが、Ｃａが過剰になるとＣａ介在物を生じ逆
効果になるからである。そこで、Ｃａ量を単独およびＳ
量との関係から厳密に規定し、耐ＨＩＣ性スペックを達
成する。また、Ｔｉ，Ｎｂを添加することにより、ＡＰ
Ｉ−Ｘ５２〜７０グレードを確保する。
おいては、Ｓ量の２倍以上のＣａ量を確保する一方で、
その絶対量を0.００３５％未満に抑えている。これはＣ
ａが残存したＳをＣａＳとして無害化し、Ｓ系介在物を
減少させるが、Ｃａが過剰になるとＣａ介在物を生じ逆
効果になるからである。そこで、Ｃａ量を単独およびＳ
量との関係から厳密に規定し、耐ＨＩＣ性スペックを達
成する。また、Ｔｉ，Ｎｂを添加することにより、ＡＰ
Ｉ−Ｘ５２〜７０グレードを確保する。
【００１５】以上により、耐ＨＩＣ性スペック付きのＡ
ＰＩ−Ｘ５２〜７０グレードの熱延鋼帯が比較的短時間
の加熱で能率よく製造される。
ＰＩ−Ｘ５２〜７０グレードの熱延鋼帯が比較的短時間
の加熱で能率よく製造される。
【００１６】
【作用】本発明に使用される連続鋳造鋳片の成分につい
て説明する。
て説明する。
【００１７】耐ＨＩＣ性を確保するためにＪＩＳ法でい
うＡＩ系の硫化物をＣａの添加により、圧延しにくい形
にすることが必要であることは公知であるが、同時に鋼
中介在物の群落（クラスター）があるとＨＩＣの起点と
なる。介在物に及ぼすＳ，Ｃａの影響を図３に示すが、
本発明者らの調査によれば、ＭｎＳ系介在物を完全に球
状化するには、Ｃａ／Ｓの比が２以上を必要とするこ
と、鋼中のＣａはＣａ単体のみではなくＳｉやＡｌと結
びついた複合介在物として存在し、清浄性を悪くして耐
ＨＩＣ性を阻害することが確認された。この点を踏まえ
て各成分の作用および成分量の限定理由を以下に説明す
る。
うＡＩ系の硫化物をＣａの添加により、圧延しにくい形
にすることが必要であることは公知であるが、同時に鋼
中介在物の群落（クラスター）があるとＨＩＣの起点と
なる。介在物に及ぼすＳ，Ｃａの影響を図３に示すが、
本発明者らの調査によれば、ＭｎＳ系介在物を完全に球
状化するには、Ｃａ／Ｓの比が２以上を必要とするこ
と、鋼中のＣａはＣａ単体のみではなくＳｉやＡｌと結
びついた複合介在物として存在し、清浄性を悪くして耐
ＨＩＣ性を阻害することが確認された。この点を踏まえ
て各成分の作用および成分量の限定理由を以下に説明す
る。
【００１８】Ｃ：強度を得るには最も安価な元素である
が、偏析しやすい元素として特に熱間圧延後にパーライ
トを生成し耐ＨＩＣ性を損なうため、その上限を0.０８
％とした。
が、偏析しやすい元素として特に熱間圧延後にパーライ
トを生成し耐ＨＩＣ性を損なうため、その上限を0.０８
％とした。
【００１９】Ｓｉ：鋼の脱酸に必要な元素であるがＣａ
を添加する場合、通常Ｃａ−Ｓｉ複合物を使用するた
め、Ｓｉは0.１５％以上となる。しかし多すぎるとＭｎ
／Ｓｉの比が低くなって電縫溶接時にペネトレーターが
でやすくなり、溶接性を損なうため、その上限を0.３０
％とした。
を添加する場合、通常Ｃａ−Ｓｉ複合物を使用するた
め、Ｓｉは0.１５％以上となる。しかし多すぎるとＭｎ
／Ｓｉの比が低くなって電縫溶接時にペネトレーターが
でやすくなり、溶接性を損なうため、その上限を0.３０
％とした。
【００２０】Ｍｎ：Ｍｎも強度確保に必要な元素である
が、低すぎると靱性劣化の点で望ましくなく、また強度
確保が難しい。一方多すぎると偏析し上部ベーナイト組
織を生成して耐ＨＩＣ性を劣化させるため、その範囲を
0.８０〜1.４０％とした。
が、低すぎると靱性劣化の点で望ましくなく、また強度
確保が難しい。一方多すぎると偏析し上部ベーナイト組
織を生成して耐ＨＩＣ性を劣化させるため、その範囲を
0.８０〜1.４０％とした。
【００２１】Ｐ：不純物元素として存在し最も偏析しや
すい元素であり少ない方が望ましいが、安価に製造でき
る限界の0.０１５％を上限とした。
すい元素であり少ない方が望ましいが、安価に製造でき
る限界の0.０１５％を上限とした。
【００２２】Ｓ：ＭｎＳとして長く伸びた介在物は耐Ｈ
ＩＣ性を最も劣化させる。そのためＣａを添加して鋼中
のＳをＣａＳとして無害化するが、Ｓ量が0.０１０％を
超えると、Ｃａを添加してもＭｎＳの発生を阻止できな
くなる。そのため、Ｓ量の上限を0.０１０％とした。
ＩＣ性を最も劣化させる。そのためＣａを添加して鋼中
のＳをＣａＳとして無害化するが、Ｓ量が0.０１０％を
超えると、Ｃａを添加してもＭｎＳの発生を阻止できな
くなる。そのため、Ｓ量の上限を0.０１０％とした。
【００２３】Ｔｉ：Ｔｉは鋼の細粒化に寄与し強度、靱
性を得る元素として有効であるが、少ないと鋼中のＮと
結びつき窒化物を生成し強度上昇に寄与しない。一般に
Ｔｉ＝3.５×Ｎが有効Ｔｉとして強度に寄与するが、0.
０５０％を超えると耐ＨＩＣ性を損なうため、その範囲
を0.０１０〜0.０５０％とした。
性を得る元素として有効であるが、少ないと鋼中のＮと
結びつき窒化物を生成し強度上昇に寄与しない。一般に
Ｔｉ＝3.５×Ｎが有効Ｔｉとして強度に寄与するが、0.
０５０％を超えると耐ＨＩＣ性を損なうため、その範囲
を0.０１０〜0.０５０％とした。
【００２４】Ｎｂ：Ｔｉと同様に鋼の細粒化に寄与し、
Ｘ５２〜Ｘ７０グレードの確保に不可欠の元素である。
0.０１０％未満では効果がなく、0.０５０％を超えると
強度に対して寄与が少なくなりコストアップになるた
め、その範囲を0.０１０〜0.０５０％とした。
Ｘ５２〜Ｘ７０グレードの確保に不可欠の元素である。
0.０１０％未満では効果がなく、0.０５０％を超えると
強度に対して寄与が少なくなりコストアップになるた
め、その範囲を0.０１０〜0.０５０％とした。
【００２５】Ｃａ：脱酸効果に大きく寄与する。また、
介在物減少に効果があり、耐ＨＩＣ性確保に必須の元素
である。しかし多すぎるとＣａ介在物として残存し逆効
果となるので、範囲を0.００１５〜0.００３５％とし
た。
介在物減少に効果があり、耐ＨＩＣ性確保に必須の元素
である。しかし多すぎるとＣａ介在物として残存し逆効
果となるので、範囲を0.００１５〜0.００３５％とし
た。
【００２６】Ｃａ／Ｓ：前述したＳを無害化するには、
図３に示すように、Ｃａ／Ｓが２以上必要であり２未満
ではＭｎＳが残存してＨＩＣが発生する。
図３に示すように、Ｃａ／Ｓが２以上必要であり２未満
ではＭｎＳが残存してＨＩＣが発生する。
【００２７】Ｖ：Ｎｂ，Ｔｉと同様に析出強化元素とし
て強度を上げるのに良く使用される元素であるが、0.０
３％未満ではその効果がなく、多すぎると不必要に強度
が高くなり、またコストアップになるため、添加する場
合の範囲を0.０３〜0.１０％とした。
て強度を上げるのに良く使用される元素であるが、0.０
３％未満ではその効果がなく、多すぎると不必要に強度
が高くなり、またコストアップになるため、添加する場
合の範囲を0.０３〜0.１０％とした。
【００２８】Ｍｏ：固溶強化元素として特に引張強さを
高くする元素で、ラインパイプの降伏比（降伏点／引張
強さ）を下げる時などに添加することがあるが、多すぎ
ると不必要に強度が高くなりマルテンサイトやベーナイ
ト組織が生成して耐ＨＩＳ性を劣化させるために、添加
する場合の上限を0.３０％とした。
高くする元素で、ラインパイプの降伏比（降伏点／引張
強さ）を下げる時などに添加することがあるが、多すぎ
ると不必要に強度が高くなりマルテンサイトやベーナイ
ト組織が生成して耐ＨＩＳ性を劣化させるために、添加
する場合の上限を0.３０％とした。
【００２９】Ｃｕ：Ｃｕは鋼の表面に皮膜を作りＰＨ4.
５以上の環境で耐ＨＩＣ性に効果のあることが知られて
いるが、一方熱間でＣｕチェッキングと呼ばれる欠陥を
生じることがあり、添加する場合の上限を0.３５％とし
た。
５以上の環境で耐ＨＩＣ性に効果のあることが知られて
いるが、一方熱間でＣｕチェッキングと呼ばれる欠陥を
生じることがあり、添加する場合の上限を0.３５％とし
た。
【００３０】Ｎｉ：上記のＣｕチェッキングを防止する
元素として有効な元素であるが、多すぎても効果がない
ため、添加する場合の上限を0.３０％とした。
元素として有効な元素であるが、多すぎても効果がない
ため、添加する場合の上限を0.３０％とした。
【００３１】次に加熱、圧延について述べる。
【００３２】加熱：連続鋳造時鋼の凝固に際してデンド
ライト樹間にミクロ偏析、最終凝固部に中心偏析と呼ば
れる偏析が生じる。その偏析は熱間圧延後局部的な異常
組織となり耐ＨＩＳ性を劣化させる。この偏析を拡散さ
せるために加熱するが、その加熱は熱延用加熱炉により
行ない、条件としては１２５０℃以上で１０ｈｒ以上が
必要である。
ライト樹間にミクロ偏析、最終凝固部に中心偏析と呼ば
れる偏析が生じる。その偏析は熱間圧延後局部的な異常
組織となり耐ＨＩＳ性を劣化させる。この偏析を拡散さ
せるために加熱するが、その加熱は熱延用加熱炉により
行ない、条件としては１２５０℃以上で１０ｈｒ以上が
必要である。
【００３３】圧延：本発明では連続鋳造鋳片を加熱した
あと、冷却することなく圧延する。加熱した鋳片を一旦
冷却すると、次に圧延するための再加熱が必要となる。
このことは鋳片冷却のためのハンドリング作業、作業に
伴う曲り、疵発生、再加熱コスト等の問題を生ずる他に
二度にわたる加熱によりスケール生成量の増加をきた
し、表面近傍の脱炭深さは深くなり結晶粒粗大化を追随
して、耐ＨＩＣ性を劣化させる。
あと、冷却することなく圧延する。加熱した鋳片を一旦
冷却すると、次に圧延するための再加熱が必要となる。
このことは鋳片冷却のためのハンドリング作業、作業に
伴う曲り、疵発生、再加熱コスト等の問題を生ずる他に
二度にわたる加熱によりスケール生成量の増加をきた
し、表面近傍の脱炭深さは深くなり結晶粒粗大化を追随
して、耐ＨＩＣ性を劣化させる。
【００３４】最近の熱間圧延設備は長時間加熱による厚
い表面スケールも、加熱直後のデスケーラーで除去可能
であり、実験を行った結果、熱延鋼帯の表面も良好であ
り、加熱−冷却−再加熱−圧延材に比べて表面脱炭が少
ないことが確認できた。
い表面スケールも、加熱直後のデスケーラーで除去可能
であり、実験を行った結果、熱延鋼帯の表面も良好であ
り、加熱−冷却−再加熱−圧延材に比べて表面脱炭が少
ないことが確認できた。
【００３５】仕上温度：図４に圧延終了温度（仕上温
度）とＨＩＣの相関を示すが、８５０℃未満でＨＩＣが
発生している。このことは高温γ域で圧延を終了するこ
とによりパーライトバンドの生成が抑制され、一方低温
（γ→α）域で圧延を行ったものはパーライトバンドが
生成してＨＩＣをおこしたものと考えられる。従って、
仕上温度は８５０℃以上とした。
度）とＨＩＣの相関を示すが、８５０℃未満でＨＩＣが
発生している。このことは高温γ域で圧延を終了するこ
とによりパーライトバンドの生成が抑制され、一方低温
（γ→α）域で圧延を行ったものはパーライトバンドが
生成してＨＩＣをおこしたものと考えられる。従って、
仕上温度は８５０℃以上とした。
【００３６】冷却温度：圧延終了後ホットランテーブル
上での冷却速度が遅いと熱間圧延後にパーライトバンド
が生成し、一方速すぎると温冷になりベーナイト組織が
生成したり強度が高くなりすぎ、いずれも耐ＨＩＣ性を
劣化させるため、その範囲を５℃／ｓｅｃ以上２５℃／
ｓｅｃ以下とした。
上での冷却速度が遅いと熱間圧延後にパーライトバンド
が生成し、一方速すぎると温冷になりベーナイト組織が
生成したり強度が高くなりすぎ、いずれも耐ＨＩＣ性を
劣化させるため、その範囲を５℃／ｓｅｃ以上２５℃／
ｓｅｃ以下とした。
【００３７】巻取温度：冷却速度と同様の理由であるが
５５０℃以上ではパーライトバンドが生成し、４００℃
未満ではベーナイトが生成し、強度が高くなりすぎるた
め、その範囲を４００〜５５０℃とした。
５５０℃以上ではパーライトバンドが生成し、４００℃
未満ではベーナイトが生成し、強度が高くなりすぎるた
め、その範囲を４００〜５５０℃とした。
【００３８】
【実施例】以下に本発明の実施例を説明する。
【００３９】表１に化学成分を示す連続鋳造鋳片を熱延
用加熱炉にダイレクトチャージし、種々条件で加熱を行
った後、冷却せずに種々条件で熱間圧延した。製造され
た熱延鋼板の引張強度および耐ＨＩＣ性を調査した。加
熱条件、圧延条件および調査結果を表２に示す。耐ＨＩ
Ｃ性は表３に示すＮＡＣＥ条件で９６Ｈｒ浸漬したあと
超音波探傷法により割れを探傷する方法で判定した。
用加熱炉にダイレクトチャージし、種々条件で加熱を行
った後、冷却せずに種々条件で熱間圧延した。製造され
た熱延鋼板の引張強度および耐ＨＩＣ性を調査した。加
熱条件、圧延条件および調査結果を表２に示す。耐ＨＩ
Ｃ性は表３に示すＮＡＣＥ条件で９６Ｈｒ浸漬したあと
超音波探傷法により割れを探傷する方法で判定した。
【００４０】本発明法で製造された熱延鋼板は、耐ＨＩ
Ｃ性仕様のＡＰＩ−Ｘ５２〜７０グレードを満足する。
Ｃ性仕様のＡＰＩ−Ｘ５２〜７０グレードを満足する。
【００４１】
【表１】
【００４２】
【表２】
【００４３】
【表３】
【００４４】図５〜図７は表１にＡで示した連続鋳造鋳
片の圧延後の組織を示す顕微鏡写真である。図５は熱延
用加熱炉で１２５０℃×３ｈｒの加熱を受けたもの、図
６は熱延用加熱炉で１２５０℃×１０ｈｒの加熱を受け
たもの、図７は均熱炉で１２５０℃×１０ｈｒの加熱
後、熱延用加熱炉で１２５０℃×６ｈｒの再加熱を受け
たものである。偏析拡散のため加熱＋冷却＋再加熱を行
った図７の場合、圧延上下面に脱炭、結晶粒粗大化が認
められるのに対し、本発明の図６の場合は、拡散処理を
行わない図５の場合とほぼ同等の微細な結晶粒が得られ
る。
片の圧延後の組織を示す顕微鏡写真である。図５は熱延
用加熱炉で１２５０℃×３ｈｒの加熱を受けたもの、図
６は熱延用加熱炉で１２５０℃×１０ｈｒの加熱を受け
たもの、図７は均熱炉で１２５０℃×１０ｈｒの加熱
後、熱延用加熱炉で１２５０℃×６ｈｒの再加熱を受け
たものである。偏析拡散のため加熱＋冷却＋再加熱を行
った図７の場合、圧延上下面に脱炭、結晶粒粗大化が認
められるのに対し、本発明の図６の場合は、拡散処理を
行わない図５の場合とほぼ同等の微細な結晶粒が得られ
る。
【００４５】
【発明の効果】以上の説明から明らかなように、本発明
の耐ＨＩＣ性に優れた鋼管用熱延鋼板の製造方法は、近
年需要の増大している耐ＨＩＣ性スペック付きＡＰＩ−
Ｘ５２〜７０グレードの鋼板を能率よく低コストに製造
することができる。
の耐ＨＩＣ性に優れた鋼管用熱延鋼板の製造方法は、近
年需要の増大している耐ＨＩＣ性スペック付きＡＰＩ−
Ｘ５２〜７０グレードの鋼板を能率よく低コストに製造
することができる。
【図１】連続鋳造鋳片の加熱法の比較図である。
【図２】均熱炉による加熱と熱延用加熱炉による加熱と
の比較図である。
の比較図である。
【図３】Ｓ量およびＣａ量が介在物に及ぼす影響を示す
図表である。
図表である。
【図４】圧延仕上温度が耐ＨＩＣ性に及ぼす影響を示す
図表である。
図表である。
【図５】熱延鋼板の組織を示す顕微鏡写真である。
【図６】熱延鋼板の組織を示す顕微鏡写真である。
【図７】熱延鋼板の組織を示す顕微鏡写真である。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量比でＣ：0.０８％以下、Ｓｉ：0.１
５〜0.３５％、Ｍｎ：0.８０〜1.４０％、Ｐ：0.０１５
％以下、Ｓ：0.００２０％以下、Ｔｉ：0.０１０〜0.０
４０％、Ｎｂ：0.０１０〜0.０５０％、Ｃａ：0.００１
５〜0.００３５％、Ｃａ／Ｓ：2.０以上を含み、残部Ｆ
ｅおよび不可避的不純物からなる連続鋳造鋳片を熱延用
加熱炉にダイレクトチャージし、ここで１２５０℃以上
に１０時間以上加熱保持した後８５０℃以上の仕上温度
で熱間圧延を行ない、更にその鋼帯をホットラインシー
ブル上で５〜２５℃／ｓｅｃの平均速度で急冷し、４０
０〜５５０℃の温度で巻き取ることを特徴とする耐ＨＩ
Ｃ性に優れた鋼管用熱延鋼帯の製造方法。 - 【請求項２】 重量比でＣ：0.０８％以下、Ｓｉ：0.１
５〜0.３５％、Ｍｎ：0.８０〜1.４０％、Ｐ：0.０１５
％以下、Ｓ：0.００２０％以下、Ｔｉ：0.０１０〜0.０
４０％、Ｎｂ：0.０１０〜0.０５０％、Ｃａ：0.００１
５〜0.００３５％、Ｃａ／Ｓ：2.０以上と、更にＶ：0.
０３〜0.１０％、Ｍｏ：0.３０％以下、Ｃｕ：0.３５％
以下、Ｎｉ：0.３０％以下の１種または２種以上を含
み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる連続鋳造鋳
片を熱延用加熱炉にダイレクトチャージし、ここで１２
５０℃以上に１０時間以上加熱保持した後８５０℃以上
の仕上温度で熱間圧延を行ない、更にその鋼帯をホット
ラインシーブル上で５〜２５℃／ｓｅｃの平均速度で急
冷し、４００〜５５０℃の温度で巻き取ることを特徴と
する耐ＨＩＣ性に優れた鋼管用熱延鋼帯の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25725192A JPH0681034A (ja) | 1992-08-31 | 1992-08-31 | 耐ｈｉｃ性に優れた鋼管用熱延鋼帯の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25725192A JPH0681034A (ja) | 1992-08-31 | 1992-08-31 | 耐ｈｉｃ性に優れた鋼管用熱延鋼帯の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0681034A true JPH0681034A (ja) | 1994-03-22 |
Family
ID=17303795
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25725192A Pending JPH0681034A (ja) | 1992-08-31 | 1992-08-31 | 耐ｈｉｃ性に優れた鋼管用熱延鋼帯の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0681034A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1998053110A1 (en) * | 1997-05-19 | 1998-11-26 | American Cast Iron Pipe Company | Linepipe and structural steel produced by high speed continuous casting |
| US7295187B2 (en) | 2001-04-11 | 2007-11-13 | Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. | Electronic apparatus |
| CN100359035C (zh) * | 2005-01-26 | 2008-01-02 | 宝山钢铁股份有限公司 | 酸性环境用x65管线钢及其制造方法 |
| CN100408211C (zh) * | 2006-09-28 | 2008-08-06 | 南京钢铁股份有限公司 | 低压缩比高级别管线钢生产工艺 |
| CN109112401A (zh) * | 2018-08-31 | 2019-01-01 | 唐山钢铁集团有限责任公司 | 一种380MPa级含钛车轮轮辋用钢带及其生产方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5763631A (en) * | 1980-10-01 | 1982-04-17 | Nippon Steel Corp | Production of electric welded steel tube of superior sour resistance characteristic |
| JPS59104428A (ja) * | 1982-12-03 | 1984-06-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐水素誘起割れ性に優れた熱延コイルの製法 |
| JPH02263918A (ja) * | 1989-04-03 | 1990-10-26 | Nippon Steel Corp | 耐ｈｉｃ性および耐ｓｓｃ性に優れた高張力鋼板の製造法 |
-
1992
- 1992-08-31 JP JP25725192A patent/JPH0681034A/ja active Pending
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1998053110A1 (en) * | 1997-05-19 | 1998-11-26 | American Cast Iron Pipe Company | Linepipe and structural steel produced by high speed continuous casting |
| KR100540686B1 (ko) * | 1997-05-19 | 2006-01-10 | 아메리칸 캐스트 아이언 파이프 컴패니 | 고속 연속 주조에 의해 제조된 라인파이프 및 구조용 강 |
| US7295187B2 (en) | 2001-04-11 | 2007-11-13 | Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. | Electronic apparatus |
| US8054293B2 (en) | 2001-04-11 | 2011-11-08 | Panasonic Corporation | Electronic apparatus |
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