JPH07150246A - 高靭性で降伏比の低い厚肉鋼管の製造方法 - Google Patents
高靭性で降伏比の低い厚肉鋼管の製造方法Info
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- JPH07150246A JPH07150246A JP30011393A JP30011393A JPH07150246A JP H07150246 A JPH07150246 A JP H07150246A JP 30011393 A JP30011393 A JP 30011393A JP 30011393 A JP30011393 A JP 30011393A JP H07150246 A JPH07150246 A JP H07150246A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】重量％で、c:0.03〜0.20% Si:0.01〜0.50% M
n:0.5 〜2.0%、solAl:0.005 〜0.10％を含有し、さらに
Nb:0.005〜0.05% V:0.01 〜0.10% 、Ti:0.05 〜0.10%
のうち１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避
的不純物からなる鋼を、再結晶温度以下でかつＡｒ3 以
上の温度域において累積圧下率が30％以上の熱間圧延を
施した後、0.5 〜30℃／sec の冷却速度で少なくとも変
態が完了する温度以下の温度域まで加速冷却を施してベ
イナイト主体のミクロ組織を呈する鋼板を得、この鋼板
をＡｃ1 以上でかつＡｃ3 以下の二相域温度範囲に再加
熱し、Ａｒ1 以上の温度域から円筒状に曲げ加工を開始
し、Ａｒ1 以上の温度域で加工を終了し、その後空冷以
上の冷却速度で冷却して厚肉鋼管を製造する。 【効果】経済性を損なうことなく、高靭性でかつ強度及
び溶接性にも優れ、かつ降伏比の低い厚肉鋼管を製造し
得る方法を提供する。
n:0.5 〜2.0%、solAl:0.005 〜0.10％を含有し、さらに
Nb:0.005〜0.05% V:0.01 〜0.10% 、Ti:0.05 〜0.10%
のうち１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避
的不純物からなる鋼を、再結晶温度以下でかつＡｒ3 以
上の温度域において累積圧下率が30％以上の熱間圧延を
施した後、0.5 〜30℃／sec の冷却速度で少なくとも変
態が完了する温度以下の温度域まで加速冷却を施してベ
イナイト主体のミクロ組織を呈する鋼板を得、この鋼板
をＡｃ1 以上でかつＡｃ3 以下の二相域温度範囲に再加
熱し、Ａｒ1 以上の温度域から円筒状に曲げ加工を開始
し、Ａｒ1 以上の温度域で加工を終了し、その後空冷以
上の冷却速度で冷却して厚肉鋼管を製造する。 【効果】経済性を損なうことなく、高靭性でかつ強度及
び溶接性にも優れ、かつ降伏比の低い厚肉鋼管を製造し
得る方法を提供する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は高層ビルや海洋構造物な
どの構造部材あるいは高深度海底パイプラインなどに用
いられる高靭性で降伏比の低い肉厚４０〜１５０ｍｍ程
度の厚肉鋼管の製造方法に関する。
どの構造部材あるいは高深度海底パイプラインなどに用
いられる高靭性で降伏比の低い肉厚４０〜１５０ｍｍ程
度の厚肉鋼管の製造方法に関する。
【０００２】
【従来技術】高層ビルや海洋構造物などの構造部材ある
いは高深度海底パイプラインなどに用いられる厚肉鋼管
には、高強度・高靭性・低降伏比・高溶接性などの性能
が要求される。このため比較的薄肉の鋼管は、制御圧延
や制御冷却などのいわゆるＴＭＣＰ技術を駆使した低成
分系でかつ高強度の鋼板を素材として、冷間曲げ加工に
より成形しているが、加工硬化による材質劣化が生じる
ため必要に応じて応力除去焼鈍などの熱処理によって回
復させている。
いは高深度海底パイプラインなどに用いられる厚肉鋼管
には、高強度・高靭性・低降伏比・高溶接性などの性能
が要求される。このため比較的薄肉の鋼管は、制御圧延
や制御冷却などのいわゆるＴＭＣＰ技術を駆使した低成
分系でかつ高強度の鋼板を素材として、冷間曲げ加工に
より成形しているが、加工硬化による材質劣化が生じる
ため必要に応じて応力除去焼鈍などの熱処理によって回
復させている。
【０００３】一方、厚肉鋼管の場合には、プレス装置な
どの曲げ加工能力の観点から冷間加工は不可能となり、
温間乃至熱間加工が採用される。ここで熱間加工を施す
場合にはＴＭＣＰによる強化機構が消失してしまうた
め、より高成分系の焼ならし鋼が採用されることにな
り、靭性や溶接性の劣化が避けられない。
どの曲げ加工能力の観点から冷間加工は不可能となり、
温間乃至熱間加工が採用される。ここで熱間加工を施す
場合にはＴＭＣＰによる強化機構が消失してしまうた
め、より高成分系の焼ならし鋼が採用されることにな
り、靭性や溶接性の劣化が避けられない。
【０００４】また温間加工については、特開昭６２−５
４０１８号公報に、制御圧延または制御圧延と加速冷却
を施した鋼板を、７５０〜４００℃のＡｃ１温度以下に
再加熱して、直ちに或は放冷後７５０〜２５０℃の温度
域にて加工することにより靭性などの優れた材質特性が
得られる旨開示されている。ここでは、加工時の再加熱
温度が７５０℃以下としたのは、Ａｃ１以下の加熱温度
では制御圧延や加速冷却の効果が維持され高材質が得ら
れるのに対し、Ａｃ１以上のオーステナイト＋フェライ
ト二相領域に加熱されると組織が変化し、制御圧延や加
熱冷却の効果が消滅して所定の強度・靭性が得られなく
なるためであるとしている。
４０１８号公報に、制御圧延または制御圧延と加速冷却
を施した鋼板を、７５０〜４００℃のＡｃ１温度以下に
再加熱して、直ちに或は放冷後７５０〜２５０℃の温度
域にて加工することにより靭性などの優れた材質特性が
得られる旨開示されている。ここでは、加工時の再加熱
温度が７５０℃以下としたのは、Ａｃ１以下の加熱温度
では制御圧延や加速冷却の効果が維持され高材質が得ら
れるのに対し、Ａｃ１以上のオーステナイト＋フェライ
ト二相領域に加熱されると組織が変化し、制御圧延や加
熱冷却の効果が消滅して所定の強度・靭性が得られなく
なるためであるとしている。
【０００５】一方、降伏比を下げるための方法として
は、鋼管をＡｃ3 −２５０℃〜Ａｃ3−２０℃の温度域
に加熱し水冷する方法（特開平３−８７３１８号公報）
や、Ａｃ3 以上に加熱した後に空冷してＡｒ3 −２５０
℃〜Ａｒ3 −２０℃の温度域から水冷する方法（特開平
３−８７３１７号公報）、あるいはこれらの処理後に冷
間で加工歪を付与し焼き戻す方法（特開平３−２１９０
１７号公報、特開平３−２１９０１８号公報）、さらに
は鋼管をＡｃ3 ３−２００℃以上に加熱し、Ａｃ3 −２
００℃以上で歪付与を開始し、Ａｃ3 −２００℃〜Ａｃ
3 −２０℃の温度域で歪付与を終了し、水冷した後に焼
き戻す方法（特開平４−３２１号公報）などが提案され
ているが、いずれも鋼管に特別な処理を施すことを前提
としたもので、経済性ならびに生産性を著しく損なうこ
とになる。
は、鋼管をＡｃ3 −２５０℃〜Ａｃ3−２０℃の温度域
に加熱し水冷する方法（特開平３−８７３１８号公報）
や、Ａｃ3 以上に加熱した後に空冷してＡｒ3 −２５０
℃〜Ａｒ3 −２０℃の温度域から水冷する方法（特開平
３−８７３１７号公報）、あるいはこれらの処理後に冷
間で加工歪を付与し焼き戻す方法（特開平３−２１９０
１７号公報、特開平３−２１９０１８号公報）、さらに
は鋼管をＡｃ3 ３−２００℃以上に加熱し、Ａｃ3 −２
００℃以上で歪付与を開始し、Ａｃ3 −２００℃〜Ａｃ
3 −２０℃の温度域で歪付与を終了し、水冷した後に焼
き戻す方法（特開平４−３２１号公報）などが提案され
ているが、いずれも鋼管に特別な処理を施すことを前提
としたもので、経済性ならびに生産性を著しく損なうこ
とになる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】以上のように冷間加工
では成形能力の制約により極厚鋼管の製造は難しく、熱
間加工ではＴＭＣＰの効果が期待できず高成分系となっ
て靭性や溶接性が劣ることが予想される。一方、Ａｃ1
温度以下に加熱する温間成形でも、加工中の温度降下を
考慮すると変形抵抗の増加により極厚鋼管の成形は難し
くなる傾向にあり、また温度降下とともに降伏比の増大
が起きて低い降伏比が得られないといった問題点を有し
ている。また降伏比を低下させるために鋼管に熱処理を
施したり、冷間加工を加えた後に熱処理を施すなどの方
法が試みられているが、これらは経済性を損ねてしま
う。
では成形能力の制約により極厚鋼管の製造は難しく、熱
間加工ではＴＭＣＰの効果が期待できず高成分系となっ
て靭性や溶接性が劣ることが予想される。一方、Ａｃ1
温度以下に加熱する温間成形でも、加工中の温度降下を
考慮すると変形抵抗の増加により極厚鋼管の成形は難し
くなる傾向にあり、また温度降下とともに降伏比の増大
が起きて低い降伏比が得られないといった問題点を有し
ている。また降伏比を低下させるために鋼管に熱処理を
施したり、冷間加工を加えた後に熱処理を施すなどの方
法が試みられているが、これらは経済性を損ねてしま
う。
【０００７】本発明はかかる事情に鑑みてなされたもの
であって、経済性を損なうことなく、高靭性でかつ強度
及び溶接性にも優れ、かつ降伏比の低い厚肉鋼管を製造
し得る、高靭性で降伏比の低い厚肉鋼管の製造方法を提
供することを目的とする。
であって、経済性を損なうことなく、高靭性でかつ強度
及び溶接性にも優れ、かつ降伏比の低い厚肉鋼管を製造
し得る、高靭性で降伏比の低い厚肉鋼管の製造方法を提
供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本願発明者らは、大きな
曲げ加工の設備能力を必要とせず、靭性の劣化を起こさ
ず、降伏比が高くならない厚肉鋼管の造管方法を得るべ
く検討を重ねた結果、特定の成分組成の鋼を特定の制御
圧延条件及び制御冷却条件にて圧延することにより、ベ
イナイト主体のミクロ組織を有する鋼板とし、これを二
相域に加熱しかつこの温度域から造管のための曲げ加工
を施し、変態終了温度以上の温度で加工を終了させるこ
とにより、従来二相域加熱において問題となっていた靭
性劣化の問題を生じさせずに降伏比の低い厚肉鋼管が得
られることを見出した。すなわち、従来から二相域への
加熱により変形抵抗が低下し、低降伏比が得られること
は知られていたが、同時に著しい靭性の劣化を伴うた
め、この温度域での造管加工は行われていなかったが、
上述のようなミクロ組織を形成することにより二相域に
加熱・加工しても靭性の劣化が起こりにくく、高靭性で
降伏比の低い厚肉鋼管が得られるのである。
曲げ加工の設備能力を必要とせず、靭性の劣化を起こさ
ず、降伏比が高くならない厚肉鋼管の造管方法を得るべ
く検討を重ねた結果、特定の成分組成の鋼を特定の制御
圧延条件及び制御冷却条件にて圧延することにより、ベ
イナイト主体のミクロ組織を有する鋼板とし、これを二
相域に加熱しかつこの温度域から造管のための曲げ加工
を施し、変態終了温度以上の温度で加工を終了させるこ
とにより、従来二相域加熱において問題となっていた靭
性劣化の問題を生じさせずに降伏比の低い厚肉鋼管が得
られることを見出した。すなわち、従来から二相域への
加熱により変形抵抗が低下し、低降伏比が得られること
は知られていたが、同時に著しい靭性の劣化を伴うた
め、この温度域での造管加工は行われていなかったが、
上述のようなミクロ組織を形成することにより二相域に
加熱・加工しても靭性の劣化が起こりにくく、高靭性で
降伏比の低い厚肉鋼管が得られるのである。
【０００９】本発明はこのような知見に基づいて完成さ
れたものであり、第１に、重量％で、Ｃ：０．０３〜
０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．
５〜２．０％、ｓｏｌＡｌ：０．００５〜０．１０％を
含有し、さらにＮｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：
０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％
のうち１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避
的不純物からなる鋼を、再結晶温度以下でかつＡｒ3 以
上の温度域において累積圧下率が３０％以上の熱間圧延
を施した後、０．５〜３０℃／ｓｅｃの冷却速度で少な
くとも変態が完了する温度以下の温度域まで加速冷却を
施してベイナイト主体のミクロ組織を呈する鋼板を得、
この鋼板をＡｃ1 以上でかつＡｃ3 以下の二相域温度範
囲に再加熱し、Ａｒ1 以上の温度域から円筒状に曲げ加
工を開始し、Ａｒ1 以上の温度域で加工を終了し、その
後空冷以上の冷却速度で冷却することを特徴とする高靭
性で降伏比の低い厚肉鋼管の製造方法を提供するもので
ある。
れたものであり、第１に、重量％で、Ｃ：０．０３〜
０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．
５〜２．０％、ｓｏｌＡｌ：０．００５〜０．１０％を
含有し、さらにＮｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：
０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％
のうち１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避
的不純物からなる鋼を、再結晶温度以下でかつＡｒ3 以
上の温度域において累積圧下率が３０％以上の熱間圧延
を施した後、０．５〜３０℃／ｓｅｃの冷却速度で少な
くとも変態が完了する温度以下の温度域まで加速冷却を
施してベイナイト主体のミクロ組織を呈する鋼板を得、
この鋼板をＡｃ1 以上でかつＡｃ3 以下の二相域温度範
囲に再加熱し、Ａｒ1 以上の温度域から円筒状に曲げ加
工を開始し、Ａｒ1 以上の温度域で加工を終了し、その
後空冷以上の冷却速度で冷却することを特徴とする高靭
性で降伏比の低い厚肉鋼管の製造方法を提供するもので
ある。
【００１０】第２に、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２
０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜
２．０％、ｓｏｌＡｌ：０．００５〜０．１０％を含有
し、さらにＣｕ：１．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下のうち１種又
は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物から
なる鋼を、上記条件と同様の条件で処理することを特徴
とする高靭性で降伏比の低い厚肉鋼管の製造方法を提供
するものである。
０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜
２．０％、ｓｏｌＡｌ：０．００５〜０．１０％を含有
し、さらにＣｕ：１．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下のうち１種又
は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物から
なる鋼を、上記条件と同様の条件で処理することを特徴
とする高靭性で降伏比の低い厚肉鋼管の製造方法を提供
するものである。
【００１１】第３に、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２
０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜
２．０％、ｓｏｌＡｌ：０．００５〜０．１０％を含有
し、さらにＮｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０
１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％のうち
１種又は２種以上、及びＣｕ：１．５％以下、Ｎｉ：
１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以
下のうち１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可
避的不純物からなる鋼を、上記条件と同様の条件で処理
することを特徴とする高靭性で降伏比の低い厚肉鋼管の
製造方法を提供するものである。
０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜
２．０％、ｓｏｌＡｌ：０．００５〜０．１０％を含有
し、さらにＮｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０
１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％のうち
１種又は２種以上、及びＣｕ：１．５％以下、Ｎｉ：
１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以
下のうち１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可
避的不純物からなる鋼を、上記条件と同様の条件で処理
することを特徴とする高靭性で降伏比の低い厚肉鋼管の
製造方法を提供するものである。
【００１２】第４に、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２
０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜
２．０％、ｓｏｌＡｌ：０．００５〜０．１０％、Ｃ
ａ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、残部Ｆｅ
及び不可避的不純物からなる鋼を、上記条件と同様の条
件で処理することを特徴とする高靭性で降伏比の低い厚
肉鋼管の製造方法を提供するものである。
０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜
２．０％、ｓｏｌＡｌ：０．００５〜０．１０％、Ｃ
ａ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、残部Ｆｅ
及び不可避的不純物からなる鋼を、上記条件と同様の条
件で処理することを特徴とする高靭性で降伏比の低い厚
肉鋼管の製造方法を提供するものである。
【００１３】第５に、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２
０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜
２．０％、ｓｏｌＡｌ：０．００５〜０．１０％を含有
し、さらにＮｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０
１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％のうち
１種又は２種以上、及びＢ：０．０００５〜０．００３
０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％のうち１種
又は２種を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からな
る鋼を、上記条件と同様の条件で処理することを特徴と
する高靭性で降伏比の低い厚肉鋼管の製造方法を提供す
るものである。
０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜
２．０％、ｓｏｌＡｌ：０．００５〜０．１０％を含有
し、さらにＮｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０
１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％のうち
１種又は２種以上、及びＢ：０．０００５〜０．００３
０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％のうち１種
又は２種を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からな
る鋼を、上記条件と同様の条件で処理することを特徴と
する高靭性で降伏比の低い厚肉鋼管の製造方法を提供す
るものである。
【００１４】第６に、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２
０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜
２．０％、ｓｏｌＡｌ：０．００５〜０．１０％を含有
し、さらにＣｕ：１．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下のうち１種又
は２種以上、及びＢ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％のうち１種又は２
種を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼
を、上記条件と同様の条件で処理することを特徴とする
高靭性で降伏比の低い厚肉鋼管の製造方法を提供するも
のである。
０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜
２．０％、ｓｏｌＡｌ：０．００５〜０．１０％を含有
し、さらにＣｕ：１．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下のうち１種又
は２種以上、及びＢ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％のうち１種又は２
種を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼
を、上記条件と同様の条件で処理することを特徴とする
高靭性で降伏比の低い厚肉鋼管の製造方法を提供するも
のである。
【００１５】第７に、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２
０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜
２．０％、ｓｏｌＡｌ：０．００５〜０．１０％を含有
し、さらにＮｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０
１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％のうち
１種又は２種以上、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：１．０
％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下のう
ち１種又は２種以上、及びＢ：０．０００５〜０．００
３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％のうち１
種又は２種を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物から
なる鋼を、上記条件と同様の条件で処理することを特徴
とする高靭性で降伏比の低い厚肉鋼管の製造方法を提供
するものである。
０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜
２．０％、ｓｏｌＡｌ：０．００５〜０．１０％を含有
し、さらにＮｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０
１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％のうち
１種又は２種以上、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：１．０
％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下のう
ち１種又は２種以上、及びＢ：０．０００５〜０．００
３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％のうち１
種又は２種を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物から
なる鋼を、上記条件と同様の条件で処理することを特徴
とする高靭性で降伏比の低い厚肉鋼管の製造方法を提供
するものである。
【００１６】次に、本発明に係る厚肉鋼管の製造方法に
ついて、組成、圧延条件、成形条件に分けて詳細に説明
する。 ［組成］本発明では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、及びｓｏｌＡｌ
を基本成分とし、（ａ）Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉのうち１種又は
２種以上、（ｂ）Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうち１種又
は２種以上、（ｃ）Ｃａ、Ｂのうち１種又は２種、を選
択成分として、対象とする鋼を基本成分とこの（ａ）〜
（ｂ）のうち１種又は２種以上とを含有するものとす
る。これら成分を以下に示す範囲で含有することによ
り、その後の圧延によってベイナイト主体のミクロ組織
を得ることができる。なお、上記（ｃ）のみを基本成分
に添加する場合には、Ｃａ単独に限られる。
ついて、組成、圧延条件、成形条件に分けて詳細に説明
する。 ［組成］本発明では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、及びｓｏｌＡｌ
を基本成分とし、（ａ）Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉのうち１種又は
２種以上、（ｂ）Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうち１種又
は２種以上、（ｃ）Ｃａ、Ｂのうち１種又は２種、を選
択成分として、対象とする鋼を基本成分とこの（ａ）〜
（ｂ）のうち１種又は２種以上とを含有するものとす
る。これら成分を以下に示す範囲で含有することによ
り、その後の圧延によってベイナイト主体のミクロ組織
を得ることができる。なお、上記（ｃ）のみを基本成分
に添加する場合には、Ｃａ単独に限られる。
【００１７】以下に各成分範囲の限定理由について説明
する。なお、以下の説明において％表示はすべて重量％
を示す。 Ｃ： この種の鋼の強度を安価にかつ効果的に確保する
ためにはＣは０．０３％は必要である。しかし、０．２
０％を超えると低温割れや高温割れなどの溶接性を損な
う。従って、Ｃ含有量を０．０３〜０．２０％の範囲に
規定する。
する。なお、以下の説明において％表示はすべて重量％
を示す。 Ｃ： この種の鋼の強度を安価にかつ効果的に確保する
ためにはＣは０．０３％は必要である。しかし、０．２
０％を超えると低温割れや高温割れなどの溶接性を損な
う。従って、Ｃ含有量を０．０３〜０．２０％の範囲に
規定する。
【００１８】Ｓｉ： Ｓｉは脱酸のために添加される
が、０．０１％未満では十分な脱酸効果が得られず、一
方０．５０％を越えると靭性や溶接性の劣化を引き起こ
す。従って、Ｓｉ含有量を０．０１〜０．５０％の範囲
に規定する。
が、０．０１％未満では十分な脱酸効果が得られず、一
方０．５０％を越えると靭性や溶接性の劣化を引き起こ
す。従って、Ｓｉ含有量を０．０１〜０．５０％の範囲
に規定する。
【００１９】Ｍｎ： Ｍｎは鋼の強度および靭性の向上
に有効な鋼の基本元素として添加されるが、０．５％未
満ではその効果が小さく、また２．０％を超えると溶接
性が著しく劣化する。従って、Ｍｎ含有量を０．５〜
２．０％の範囲に規定する。
に有効な鋼の基本元素として添加されるが、０．５％未
満ではその効果が小さく、また２．０％を超えると溶接
性が著しく劣化する。従って、Ｍｎ含有量を０．５〜
２．０％の範囲に規定する。
【００２０】ｓｏｌＡｌ： ｓｏｌＡｌは鋼の脱酸のた
めに添加されるが、０．００５％未満では十分な効果が
得られず、一方０．１０％でその効果が飽和する。従っ
て、Ａｌ０．００５０〜０．１０％の範囲に規定する。
めに添加されるが、０．００５％未満では十分な効果が
得られず、一方０．１０％でその効果が飽和する。従っ
て、Ａｌ０．００５０〜０．１０％の範囲に規定する。
【００２１】以上は基本成分の限定理由であるが、以下
上記（ａ）〜（ｃ）に示した選択成分の限定理由につい
て説明する。 （ａ）Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ： これらの元素は、析出強化に
よる強度上昇や結晶微細化による靭性の改善をもたらす
が、添加量が増大すると溶接部の靭性などを劣化させる
ため、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０１〜
０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％の範囲に規
定する。
上記（ａ）〜（ｃ）に示した選択成分の限定理由につい
て説明する。 （ａ）Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ： これらの元素は、析出強化に
よる強度上昇や結晶微細化による靭性の改善をもたらす
が、添加量が増大すると溶接部の靭性などを劣化させる
ため、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０１〜
０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％の範囲に規
定する。
【００２２】（ｂ）Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ： これら
の元素は固溶強化と焼入れ性増大による組織変化を通じ
て靭性を損なわずに強化が図れるが、溶接性および経済
性の観点からＣｕは１．５％以下、Ｎｉ、Ｃｒは１．０
％以下、Ｍｏは０．５％以下に規定する。
の元素は固溶強化と焼入れ性増大による組織変化を通じ
て靭性を損なわずに強化が図れるが、溶接性および経済
性の観点からＣｕは１．５％以下、Ｎｉ、Ｃｒは１．０
％以下、Ｍｏは０．５％以下に規定する。
【００２３】（ｃ）Ｂ、Ｃａ： Ｂは鋼の焼入れ性を増
大させ強度上昇に大きな効果をもたらすものの、０．０
００５％未満ではこの効果が小さく、また０．００３０
％を越えると溶接性を損なうため、０．０００５〜０．
００３０％の範囲に規定する。また、Ｃａは介在物の形
態を球状化させて水素誘起割れやラメラテアなどの防止
に有効であるが、０．０００５％未満ではその効果が得
られず、０．００５０％を超えて添加してもその効果は
飽和するため、０．０００５〜０．００５０％の範囲に
規定する。
大させ強度上昇に大きな効果をもたらすものの、０．０
００５％未満ではこの効果が小さく、また０．００３０
％を越えると溶接性を損なうため、０．０００５〜０．
００３０％の範囲に規定する。また、Ｃａは介在物の形
態を球状化させて水素誘起割れやラメラテアなどの防止
に有効であるが、０．０００５％未満ではその効果が得
られず、０．００５０％を超えて添加してもその効果は
飽和するため、０．０００５〜０．００５０％の範囲に
規定する。
【００２４】［圧延条件］本発明では、再結晶温度以下
でかつＡｒ3 以上の温度域において累積圧化率が３０％
以上の熱間圧延を施した後、０．５〜３０℃／ｓｅｃの
冷却速度で、少なくとも変態が完了する温度以下の温度
域まで加速冷却を施して、ミクロ組織がベイナイト主体
となる鋼板を得ることを必須条件としている。
でかつＡｒ3 以上の温度域において累積圧化率が３０％
以上の熱間圧延を施した後、０．５〜３０℃／ｓｅｃの
冷却速度で、少なくとも変態が完了する温度以下の温度
域まで加速冷却を施して、ミクロ組織がベイナイト主体
となる鋼板を得ることを必須条件としている。
【００２５】ここで再結晶温度以下で３０％以上の圧下
率としたのは、未再結晶域で十分な圧延を行うことによ
り制御圧延の効果を発揮させて微細なオーステナイト粒
を得るためである。またＡｒ３以上の温度域で圧延を終
了させるのは、圧延で伸展したフェライトを含むことな
く、オーステナイト単相から加速冷却することにより、
ベイナイト主体のミクロ組織を得るためである。なお再
結晶温度は成分系によって異なるが、目安としてはＮｂ
無添加系の場合９００℃、Ｎｂ添加系の場合９５０℃程
度である。またＡｒ3 もＣやＭｎなどの添加量によって
異なるが、７５０℃程度が目安となる。また加速冷却時
の冷却速度において、下限の０．５℃／ｓｅｃは板厚１
５０ｍｍの場合の水冷に、３０℃／ｓｅｃは板厚３０ｍ
ｍの場合の水冷にほぼ相当する。
率としたのは、未再結晶域で十分な圧延を行うことによ
り制御圧延の効果を発揮させて微細なオーステナイト粒
を得るためである。またＡｒ３以上の温度域で圧延を終
了させるのは、圧延で伸展したフェライトを含むことな
く、オーステナイト単相から加速冷却することにより、
ベイナイト主体のミクロ組織を得るためである。なお再
結晶温度は成分系によって異なるが、目安としてはＮｂ
無添加系の場合９００℃、Ｎｂ添加系の場合９５０℃程
度である。またＡｒ3 もＣやＭｎなどの添加量によって
異なるが、７５０℃程度が目安となる。また加速冷却時
の冷却速度において、下限の０．５℃／ｓｅｃは板厚１
５０ｍｍの場合の水冷に、３０℃／ｓｅｃは板厚３０ｍ
ｍの場合の水冷にほぼ相当する。
【００２６】［成形条件］Ａｃ1 以上Ａｃ3 以下のいわ
ゆる二相域温度に加熱し、Ａｒ1 以上の温度域から円筒
状に曲げを開始し、Ａｒ1 以上の温度域で加工を終了
し、その後空冷以上の冷却速度で冷却する。
ゆる二相域温度に加熱し、Ａｒ1 以上の温度域から円筒
状に曲げを開始し、Ａｒ1 以上の温度域で加工を終了
し、その後空冷以上の冷却速度で冷却する。
【００２７】ここで二相域温度に加熱したのは、大きな
設備能力を必要とせず容易に曲げ加工を行うためと、二
相域加熱・成形により降伏比を低下させるためである。
また、本発明では加工終了温度をＡｒ1 以上の二相域温
度に設定する。この範囲で加工を終了することにより、
冷間加工時に比べて約１／３の小さな変形抵抗ならびに
８０％以下の低い降伏比が期待される。また加工後の冷
却速度は空冷以上の速度であればよく、水冷であっても
構わない。空冷であるか水冷であるかは、設備能力や作
業性・経済性の観点から選択される。なお、ここでいう
空冷以上とは、０．０５℃／ｓｅｃ以上程度をいう。
設備能力を必要とせず容易に曲げ加工を行うためと、二
相域加熱・成形により降伏比を低下させるためである。
また、本発明では加工終了温度をＡｒ1 以上の二相域温
度に設定する。この範囲で加工を終了することにより、
冷間加工時に比べて約１／３の小さな変形抵抗ならびに
８０％以下の低い降伏比が期待される。また加工後の冷
却速度は空冷以上の速度であればよく、水冷であっても
構わない。空冷であるか水冷であるかは、設備能力や作
業性・経済性の観点から選択される。なお、ここでいう
空冷以上とは、０．０５℃／ｓｅｃ以上程度をいう。
【００２８】
【作用】ここで本発明を用いることにより、二相域に加
熱しても靭性劣化を引き起こさないのは以下の作用によ
る。すなわち、一般に厚肉鋼管の製造に用いられるフェ
ライト＋パーライト組織を有する鋼を二相域に加熱する
と、パーライト部分からオーステナイトの変態が始ま
り、冷却時にこの部分に板状の粗大な島状マルテンサイ
トを生成して、著しい靭性の劣化を招く。しかしなが
ら、本発明のように、ミクロ組織をベイナイト主体とす
ることにより、オーステナイトへの逆変態をより均一に
し、これにより島状マルテンサイトの生成を抑制し、ま
たたとえマルテンサイトが生成してもより微細にかつ均
一に分散させることができることによる。
熱しても靭性劣化を引き起こさないのは以下の作用によ
る。すなわち、一般に厚肉鋼管の製造に用いられるフェ
ライト＋パーライト組織を有する鋼を二相域に加熱する
と、パーライト部分からオーステナイトの変態が始ま
り、冷却時にこの部分に板状の粗大な島状マルテンサイ
トを生成して、著しい靭性の劣化を招く。しかしなが
ら、本発明のように、ミクロ組織をベイナイト主体とす
ることにより、オーステナイトへの逆変態をより均一に
し、これにより島状マルテンサイトの生成を抑制し、ま
たたとえマルテンサイトが生成してもより微細にかつ均
一に分散させることができることによる。
【００２９】なお、本発明では「ベイナイト主体のミク
ロ組織」という表現を使用しているが、この用語の意義
は以下のとおりである。ベイナイト組織に対するターミ
ノロジーは、現時点で必ずしも確立されておらず、例え
ば日本鉄鋼協会、基礎研究会、ベイナイト調査研究部会
の報告［ベイナイト調査研究部会 最終報告会 予稿
集、平成５年１０月１７日（名古屋工業大学）］では、
低炭素鋼のミクロ組織として変態温度の高い順に「ポリ
ゴナルフェライト、擬ポリゴナルフェライト（ウィドマ
ンシュテッテンフェライト）、グラニュラーツビッシェ
ンフェライト、ベイニティックフェライト、ラスマルテ
ンサイト、ツインドマルテンサイト」のように分類して
おり、この他にもアシキュラーフェライトなどの用語が
一般に用いられている。本発明で対象としているベイナ
イト主体の組織とは、ポリゴナルフェライトとパーライ
トが層状に存在するいわゆるフェライト＋パーライト組
織とマルテンサイト組織以外の中間段階組織すべてを含
んだ広義の意味として使用しており、例えば低合金鋼を
制御圧延＋制御冷却で製造した際に得られるいわゆるア
シキュラーフェライトあるいはベイニティックフェライ
トなどもベイナイト組織に含んでいる。
ロ組織」という表現を使用しているが、この用語の意義
は以下のとおりである。ベイナイト組織に対するターミ
ノロジーは、現時点で必ずしも確立されておらず、例え
ば日本鉄鋼協会、基礎研究会、ベイナイト調査研究部会
の報告［ベイナイト調査研究部会 最終報告会 予稿
集、平成５年１０月１７日（名古屋工業大学）］では、
低炭素鋼のミクロ組織として変態温度の高い順に「ポリ
ゴナルフェライト、擬ポリゴナルフェライト（ウィドマ
ンシュテッテンフェライト）、グラニュラーツビッシェ
ンフェライト、ベイニティックフェライト、ラスマルテ
ンサイト、ツインドマルテンサイト」のように分類して
おり、この他にもアシキュラーフェライトなどの用語が
一般に用いられている。本発明で対象としているベイナ
イト主体の組織とは、ポリゴナルフェライトとパーライ
トが層状に存在するいわゆるフェライト＋パーライト組
織とマルテンサイト組織以外の中間段階組織すべてを含
んだ広義の意味として使用しており、例えば低合金鋼を
制御圧延＋制御冷却で製造した際に得られるいわゆるア
シキュラーフェライトあるいはベイニティックフェライ
トなどもベイナイト組織に含んでいる。
【００３０】
【実施例】表１に示す化学成分を有する鋼を、１１５０
℃に加熱して粗圧延した後に、９００℃以下８００℃以
上の温度にて、累積圧下率４０％の仕上げ圧延により板
厚７０ｍｍとし、直ちに冷却速度７℃／ｓｅｃで５００
℃まで水冷して鋼板を作製した。これら鋼板について、
主なミクロ組織ならびに斜めｙ形溶接割れ試験の結果を
表１に示す。ここで斜めｙ形溶接割れ試験は、試験片厚
さ４０ｍｍ、低水素系溶接棒を用い、予熱温度は１００
℃とした。
℃に加熱して粗圧延した後に、９００℃以下８００℃以
上の温度にて、累積圧下率４０％の仕上げ圧延により板
厚７０ｍｍとし、直ちに冷却速度７℃／ｓｅｃで５００
℃まで水冷して鋼板を作製した。これら鋼板について、
主なミクロ組織ならびに斜めｙ形溶接割れ試験の結果を
表１に示す。ここで斜めｙ形溶接割れ試験は、試験片厚
さ４０ｍｍ、低水素系溶接棒を用い、予熱温度は１００
℃とした。
【００３１】次いで、これらの鋼板を８００℃に加熱し
て直ちにプレスベンドにより円筒状に成形加工を始め、
成形を６９０℃で終了し、直ちに水冷して鋼管を作製し
た。これら鋼管の引張試験及びシャルピー衝撃試験の結
果を、表１に併記する。なお、表１中、鋼番号１〜１２
は本発明鋼であり、鋼番号１３〜１５は比較鋼である。
て直ちにプレスベンドにより円筒状に成形加工を始め、
成形を６９０℃で終了し、直ちに水冷して鋼管を作製し
た。これら鋼管の引張試験及びシャルピー衝撃試験の結
果を、表１に併記する。なお、表１中、鋼番号１〜１２
は本発明鋼であり、鋼番号１３〜１５は比較鋼である。
【００３２】
【表１】
【００３３】表１に示すように、本発明で規定した条件
に従って製造した本発明鋼は、いずれもベイナイト主体
のミクロ組織を呈し、溶接割れ試験においても割れの発
生は認められなかった。またこれらの鋼板を本発明で規
定した条件に従って曲げ加工して製造した鋼管は、十分
な強度と８０％以下の低い降伏比を有しており、さらに
３００Ｊ以上の高いシャルピー吸収エネルギー（試験温
度：０℃）を示していることが確認された。
に従って製造した本発明鋼は、いずれもベイナイト主体
のミクロ組織を呈し、溶接割れ試験においても割れの発
生は認められなかった。またこれらの鋼板を本発明で規
定した条件に従って曲げ加工して製造した鋼管は、十分
な強度と８０％以下の低い降伏比を有しており、さらに
３００Ｊ以上の高いシャルピー吸収エネルギー（試験温
度：０℃）を示していることが確認された。
【００３４】一方、比較鋼の鋼番号１３，１５ではＣ含
有量が、また鋼番号１４ではＣｒ、Ｍｏの添加量が本発
明に規定する範囲を超えいる。このためいずれの鋼にお
いても、溶接割れ試験において低温割れが発生した。さ
らに鋼番号１５では、鋼板のミクロ組織がフェライト＋
パーライト組織となり、鋼管のシャルピー衝撃特性が著
しく低い値となった。
有量が、また鋼番号１４ではＣｒ、Ｍｏの添加量が本発
明に規定する範囲を超えいる。このためいずれの鋼にお
いても、溶接割れ試験において低温割れが発生した。さ
らに鋼番号１５では、鋼板のミクロ組織がフェライト＋
パーライト組織となり、鋼管のシャルピー衝撃特性が著
しく低い値となった。
【００３５】次に、本発明の範囲内の組成を有する鋼
を、種々の圧延・加速冷却条件ならびに成形条件で鋼管
に加工した。その際の圧延条件（圧延後の冷却条件も含
む）及び成形条件、並びに製造した鋼管の機械的性質を
表２に示す。
を、種々の圧延・加速冷却条件ならびに成形条件で鋼管
に加工した。その際の圧延条件（圧延後の冷却条件も含
む）及び成形条件、並びに製造した鋼管の機械的性質を
表２に示す。
【００３６】
【表２】
【００３７】表２に示すように、本発明で規定した圧延
条件及び成形条件で製造したＡ〜Ｃの鋼管は、成形時の
加工終了温度や冷却条件によらず優れた強度と低降伏比
および靭性を示すことが確認された。
条件及び成形条件で製造したＡ〜Ｃの鋼管は、成形時の
加工終了温度や冷却条件によらず優れた強度と低降伏比
および靭性を示すことが確認された。
【００３８】一方、本発明の組成範囲にある鋼であって
も、圧延が二相域温度で終了した鋼管Ｄや圧延後の加速
冷却速度が０．５℃／ｓｅｃ未満の鋼管Ｅ、あるいは圧
延後の加速冷却が変態完了前に終了した鋼管Ｆは、鋼板
のミクロ組織がフェライト＋パーライト主体の組織とな
り、本発明の条件で成形しても鋼管の靭性は著しく劣る
ことが確認された。また仕上げ圧延の累積圧下率が低い
鋼管Ｇは靭性の劣化が生じ、成形時の加熱温度がオース
テナイト単相域の鋼管ＨやＡｃ1 以下の温度域の鋼管Ｉ
は降伏比の著しい上昇及び靭性の劣化が生じることが確
認された。
も、圧延が二相域温度で終了した鋼管Ｄや圧延後の加速
冷却速度が０．５℃／ｓｅｃ未満の鋼管Ｅ、あるいは圧
延後の加速冷却が変態完了前に終了した鋼管Ｆは、鋼板
のミクロ組織がフェライト＋パーライト主体の組織とな
り、本発明の条件で成形しても鋼管の靭性は著しく劣る
ことが確認された。また仕上げ圧延の累積圧下率が低い
鋼管Ｇは靭性の劣化が生じ、成形時の加熱温度がオース
テナイト単相域の鋼管ＨやＡｃ1 以下の温度域の鋼管Ｉ
は降伏比の著しい上昇及び靭性の劣化が生じることが確
認された。
【００３９】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
大きな設備能力を必要としない経済性の高い工程によ
り、高靭性でかつ強度及び溶接性にも優れ、かつ降伏比
の低い肉厚が４０〜１５０ｍｍ程度の厚肉鋼管を製造す
ることが可能となった。
大きな設備能力を必要としない経済性の高い工程によ
り、高靭性でかつ強度及び溶接性にも優れ、かつ降伏比
の低い肉厚が４０〜１５０ｍｍ程度の厚肉鋼管を製造す
ることが可能となった。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/58 (72)発明者 本多 孝行 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内
Claims (7)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０
％、ｓｏｌＡｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、さ
らにＮｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０１〜
０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％のうち１種
又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物か
らなる鋼を、再結晶温度以下でかつＡｒ3 以上の温度域
において累積圧下率が３０％以上の熱間圧延を施した
後、０．５〜３０℃／ｓｅｃの冷却速度で少なくとも変
態が完了する温度以下の温度域まで加速冷却を施してベ
イナイト主体のミクロ組織を呈する鋼板を得、この鋼板
をＡｃ1 以上でかつＡｃ3 以下の二相域温度範囲に再加
熱し、Ａｒ1 以上の温度域から円筒状に曲げ加工を開始
し、Ａｒ1 以上の温度域で加工を終了し、その後空冷以
上の冷却速度で冷却することを特徴とする高靭性で降伏
比の低い厚肉鋼管の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０
％、ｓｏｌＡｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、さ
らにＣｕ：１．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：
１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下のうち１種又は２種
以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼
を、再結晶温度以下でかつＡｒ3 以上の温度域において
累積圧下率が３０％以上の熱間圧延を施した後、０．５
〜３０℃／ｓｅｃの冷却速度で少なくとも変態が完了す
る温度以下の温度域まで加速冷却を施してベイナイト主
体のミクロ組織を呈する鋼板を得、この鋼板をＡｃ1 以
上でかつＡｃ3 以下の二相域温度範囲に再加熱し、Ａｒ
1 以上の温度域から円筒状に曲げ加工を開始し、Ａｒ1
以上の温度域で加工を終了し、その後空冷以上の冷却速
度で冷却することを特徴とする高靭性で降伏比の低い厚
肉鋼管の製造方法。 - 【請求項３】 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０
％、ｓｏｌＡｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、さ
らにＮｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０１〜
０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％のうち１種
又は２種以上、及びＣｕ：１．５％以下、Ｎｉ：１．０
％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下のう
ち１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不
純物からなる鋼を、再結晶温度以下でかつＡｒ3 以上の
温度域において累積圧下率が３０％以上の熱間圧延を施
した後、０．５〜３０℃／ｓｅｃの冷却速度で少なくと
も変態が完了する温度以下の温度域まで加速冷却を施し
てベイナイト主体のミクロ組織を呈する鋼板を得、この
鋼板をＡｃ1 以上でかつＡｃ3 以下の二相域温度範囲に
再加熱し、Ａｒ1 以上の温度域から円筒状に曲げ加工を
開始し、Ａｒ1 以上の温度域で加工を終了し、その後空
冷以上の冷却速度で冷却することを特徴とする高靭性で
降伏比の低い厚肉鋼管の製造方法。 - 【請求項４】 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０
％、ｓｏｌＡｌ：０．００５〜０．１０％、Ｃａ：０．
０００５〜０．００５０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可
避的不純物からなる鋼を、再結晶温度以下でかつＡｒ3
以上の温度域において累積圧下率が３０％以上の熱間圧
延を施した後、０．５〜３０℃／ｓｅｃの冷却速度で少
なくとも変態が完了する温度以下の温度域まで加速冷却
を施してベイナイト主体のミクロ組織を呈する鋼板を
得、この鋼板をＡｃ1 以上でかつＡｃ3 以下の二相域温
度範囲に再加熱し、Ａｒ1 以上の温度域から円筒状に曲
げ加工を開始し、Ａｒ1 以上の温度域で加工を終了し、
その後空冷以上の冷却速度で冷却することを特徴とする
高靭性で降伏比の低い厚肉鋼管の製造方法。 - 【請求項５】 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０
％、ｓｏｌＡｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、さ
らにＮｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０１〜
０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％のうち１種
又は２種以上、及びＢ：０．０００５〜０．００３０
％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％のうち１種又
は２種を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる
鋼を、再結晶温度以下でかつＡｒ3 以上の温度域におい
て累積圧下率が３０％以上の熱間圧延を施した後、０．
５〜３０℃／ｓｅｃの冷却速度で少なくとも変態が完了
する温度以下の温度域まで加速冷却を施してベイナイト
主体のミクロ組織を呈する鋼板を得、この鋼板をＡｃ1
以上でかつＡｃ3 以下の二相域温度範囲に再加熱し、Ａ
ｒ1 以上の温度域から円筒状に曲げ加工を開始し、Ａｒ
1 以上の温度域で加工を終了し、その後空冷以上の冷却
速度で冷却することを特徴とする高靭性で降伏比の低い
厚肉鋼管の製造方法。 - 【請求項６】 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０
％、ｓｏｌＡｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、さ
らにＣｕ：１．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：
１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下のうち１種又は２種
以上、及びＢ：０．０００５〜０．００３０％、Ｃａ：
０．０００５〜０．００５０％のうち１種又は２種を含
有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を、再結
晶温度以下でかつＡｒ3 以上の温度域において累積圧下
率が３０％以上の熱間圧延を施した後、０．５〜３０℃
／ｓｅｃの冷却速度で少なくとも変態が完了する温度以
下の温度域まで加速冷却を施してベイナイト主体のミク
ロ組織を呈する鋼板を得、この鋼板をＡｃ1 以上でかつ
Ａｃ3 以下の二相域温度範囲に再加熱し、Ａｒ1 以上の
温度域から円筒状に曲げ加工を開始し、Ａｒ1 以上の温
度域で加工を終了し、その後空冷以上の冷却速度で冷却
することを特徴とする高靭性で降伏比の低い厚肉鋼管の
製造方法。 - 【請求項７】 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０
％、ｓｏｌＡｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、さ
らにＮｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０１〜
０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％のうち１種
又は２種以上、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：１．０％以
下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下のうち１
種又は２種以上、及びＢ：０．０００５〜０．００３０
％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％のうち１種又
は２種を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる
鋼を、再結晶温度以下でかつＡｒ3 以上の温度域におい
て累積圧下率が３０％以上の熱間圧延を施した後、０．
５〜３０℃／ｓｅｃの冷却速度で少なくとも変態が完了
する温度以下の温度域まで加速冷却を施してベイナイト
主体のミクロ組織を呈する鋼板を得、この鋼板をＡｃ1
以上でかつＡｃ3 以下の二相域温度範囲に再加熱し、Ａ
ｒ1 以上の温度域から円筒状に曲げ加工を開始し、Ａｒ
1 以上の温度域で加工を終了し、その後空冷以上の冷却
速度で冷却することを特徴とする高靭性で降伏比の低い
厚肉鋼管の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30011393A JPH07150246A (ja) | 1993-11-30 | 1993-11-30 | 高靭性で降伏比の低い厚肉鋼管の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30011393A JPH07150246A (ja) | 1993-11-30 | 1993-11-30 | 高靭性で降伏比の低い厚肉鋼管の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07150246A true JPH07150246A (ja) | 1995-06-13 |
Family
ID=17880883
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP30011393A Pending JPH07150246A (ja) | 1993-11-30 | 1993-11-30 | 高靭性で降伏比の低い厚肉鋼管の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07150246A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2147986A1 (en) * | 2007-05-16 | 2010-01-27 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Bend pipe and process for manufacturing the same |
| CN116043116A (zh) * | 2023-01-31 | 2023-05-02 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种具有良好Z向性能的屈服强度450MPa级热轧H型钢及其生产方法 |
-
1993
- 1993-11-30 JP JP30011393A patent/JPH07150246A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2147986A1 (en) * | 2007-05-16 | 2010-01-27 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Bend pipe and process for manufacturing the same |
| EP2147986A4 (en) * | 2007-05-16 | 2014-10-15 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | BENDING TUBE AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| NO341765B1 (no) * | 2007-05-16 | 2018-01-15 | Sumitomo Metal Ind | Fremgangsmåte for fremstilling av et bøyd rør |
| CN116043116A (zh) * | 2023-01-31 | 2023-05-02 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种具有良好Z向性能的屈服强度450MPa级热轧H型钢及其生产方法 |
| CN116043116B (zh) * | 2023-01-31 | 2024-01-30 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种具有良好Z向性能的屈服强度450MPa级热轧H型钢及其生产方法 |
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