JPH0770697A - 耐ｈｉｃ性に優れた高強度熱延鋼帯とその製造方法 - Google Patents
耐ｈｉｃ性に優れた高強度熱延鋼帯とその製造方法Info
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- JPH0770697A JPH0770697A JP24371393A JP24371393A JPH0770697A JP H0770697 A JPH0770697 A JP H0770697A JP 24371393 A JP24371393 A JP 24371393A JP 24371393 A JP24371393 A JP 24371393A JP H0770697 A JPH0770697 A JP H0770697A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 ｐＨ＝３という苛酷な環境下においても、Ｈ
ＩＣの発生することのない耐ＨＩＣ性に優れた高強度熱
延鋼帯を得る。 【構成】 Ｃ：０．０４〜０．１８％、Ｓｉ：０．０２
〜１．００％、Ｍｎ：０．５０〜１．００％、Ｔｉ：
０．０５〜０．３０％、Ａｌ：０．００１〜０．１００
％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｐ：０．０３０％以下お
よびＳ：０．０１５％以下を０．３≦Ｔｉ／（Ｃ＋Ｓ＋
Ｎ）≦５で、かつＣ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５
≦０．２５％で含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純
物からなり、最終ミクロ組織がほぼ均一なポリゴナルフ
ェライトからなる。 【効果】 耐ＨＩＣ性に優れた電縫鋼管およびスパイラ
ル溶接鋼管の素材用の熱延鋼帯を得ることができる。
ＩＣの発生することのない耐ＨＩＣ性に優れた高強度熱
延鋼帯を得る。 【構成】 Ｃ：０．０４〜０．１８％、Ｓｉ：０．０２
〜１．００％、Ｍｎ：０．５０〜１．００％、Ｔｉ：
０．０５〜０．３０％、Ａｌ：０．００１〜０．１００
％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｐ：０．０３０％以下お
よびＳ：０．０１５％以下を０．３≦Ｔｉ／（Ｃ＋Ｓ＋
Ｎ）≦５で、かつＣ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５
≦０．２５％で含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純
物からなり、最終ミクロ組織がほぼ均一なポリゴナルフ
ェライトからなる。 【効果】 耐ＨＩＣ性に優れた電縫鋼管およびスパイラ
ル溶接鋼管の素材用の熱延鋼帯を得ることができる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、耐水素誘起割れ性
（以下耐ＨＩＣ性という）に優れたラインパイプ用鋼
材、特に硫化水素と水分を含む環境下において発生する
水素誘起割れに対して優れた抵抗性を有する電縫鋼管お
よびスパイラル溶接鋼管の素材に適した高強度熱延鋼帯
とその製造方法に関する。
（以下耐ＨＩＣ性という）に優れたラインパイプ用鋼
材、特に硫化水素と水分を含む環境下において発生する
水素誘起割れに対して優れた抵抗性を有する電縫鋼管お
よびスパイラル溶接鋼管の素材に適した高強度熱延鋼帯
とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、原油の油井、天然ガスのガス井は
ますます深くなる傾向にあり、特に深海域での石油、天
然ガスの開発が進むにつれて、ますます高深度化してい
る。さらに、石油、天然ガス中の硫化水素の増大に伴
い、石油、天然ガスを輸送するラインパイプや石油精製
装置などにおいては、いわゆるＨＩＣに起因する事故が
少なくなく、耐ＨＩＣ性に優れた鋼板が切望されてい
る。この鋼のＨＩＣは、鋼の腐食により発生した水素が
原子状態で鋼中に侵入、拡散し、非金属介在物と地鉄と
の界面で集積、分子化することにより生じる水素ガスの
圧力によって発生し、これが鋼中の偏析部に生じるバン
ド状の硬化組織等に沿って伝播するといわれている。非
金属介在物のうちでもＭｎＳ等のＡ系硫化物系介在物
は、その先端の形状効果、つまり、切欠き効果により応
力集中が生じ易いために、ＭｎＳ等の介在物がＨＩＣに
対して最も有害であるといわれている。
ますます深くなる傾向にあり、特に深海域での石油、天
然ガスの開発が進むにつれて、ますます高深度化してい
る。さらに、石油、天然ガス中の硫化水素の増大に伴
い、石油、天然ガスを輸送するラインパイプや石油精製
装置などにおいては、いわゆるＨＩＣに起因する事故が
少なくなく、耐ＨＩＣ性に優れた鋼板が切望されてい
る。この鋼のＨＩＣは、鋼の腐食により発生した水素が
原子状態で鋼中に侵入、拡散し、非金属介在物と地鉄と
の界面で集積、分子化することにより生じる水素ガスの
圧力によって発生し、これが鋼中の偏析部に生じるバン
ド状の硬化組織等に沿って伝播するといわれている。非
金属介在物のうちでもＭｎＳ等のＡ系硫化物系介在物
は、その先端の形状効果、つまり、切欠き効果により応
力集中が生じ易いために、ＭｎＳ等の介在物がＨＩＣに
対して最も有害であるといわれている。
【０００３】従来、鋼板のＨＩＣ対策としては、鋼中へ
の水素の侵入、拡散を抑制する方法、介在物、特に先端
の切欠き効果の大きいＭｎＳ等のＡ系介在物の低減と形
態を制御する方法、偏析の低減と硬化組織の生成を抑制
する方法等が採用されている。鋼中への水素の侵入、拡
散を抑制する方法としては、例えば、ＮｉまたはＮｉと
Ｃｕを添加して防食皮膜を形成させる方法（特開昭５１
−８７１１３号公報）が提案されている。また、介在
物、特に先端の切欠き効果の大きいＭｎＳ等のＡ系介在
物の低減と形態を制御する方法としては、鋼中の硫化物
の形状、数を規制する方法（特開昭５１−１１４３１８
号公報）、Ｃａ、希土類元素によりＡ系介在物を形態制
御する方法（特開昭５４−３１０２０号公報、特開昭５
５−１２８５３６号公報）、Ｃａを大量添加する方法
（特開昭５３−１０６３１８号公報）が提案されてい
る。さらに、偏析の低減と硬化組織の生成を抑制する方
法としては、Ｐ含有量を０．００６％以下と極端に下げ
る方法（特開昭５２−１１１８１５号公報）、硬化組織
部の硬さＨｖ≦３５０とする方法（特開昭５７−７３１
６２号公報）、ＴｉおよびＮｂによる微細な炭窒化物を
利用する方法（特開昭６３−６４４９２号公報）、ほぼ
均一なアシキュラーフェライト組織とした方法（特開昭
６３−１３４６４７号公報）等の提案が行われている。
の水素の侵入、拡散を抑制する方法、介在物、特に先端
の切欠き効果の大きいＭｎＳ等のＡ系介在物の低減と形
態を制御する方法、偏析の低減と硬化組織の生成を抑制
する方法等が採用されている。鋼中への水素の侵入、拡
散を抑制する方法としては、例えば、ＮｉまたはＮｉと
Ｃｕを添加して防食皮膜を形成させる方法（特開昭５１
−８７１１３号公報）が提案されている。また、介在
物、特に先端の切欠き効果の大きいＭｎＳ等のＡ系介在
物の低減と形態を制御する方法としては、鋼中の硫化物
の形状、数を規制する方法（特開昭５１−１１４３１８
号公報）、Ｃａ、希土類元素によりＡ系介在物を形態制
御する方法（特開昭５４−３１０２０号公報、特開昭５
５−１２８５３６号公報）、Ｃａを大量添加する方法
（特開昭５３−１０６３１８号公報）が提案されてい
る。さらに、偏析の低減と硬化組織の生成を抑制する方
法としては、Ｐ含有量を０．００６％以下と極端に下げ
る方法（特開昭５２−１１１８１５号公報）、硬化組織
部の硬さＨｖ≦３５０とする方法（特開昭５７−７３１
６２号公報）、ＴｉおよびＮｂによる微細な炭窒化物を
利用する方法（特開昭６３−６４４９２号公報）、ほぼ
均一なアシキュラーフェライト組織とした方法（特開昭
６３−１３４６４７号公報）等の提案が行われている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】上記特開昭５１−８７
１１３号公報に開示の方法は、ｐＨ＝３のような苛酷な
環境下においてはその効果がなく、ＨＩＣの発生を防止
することができない。また、特開昭５１−１１４３１８
号公報、特開昭５４−３１０２０号公報、特開昭５５−
１２８５３６号公報に開示の方法は、鋼板の強度水準が
高くなり、環境が厳しくなるとＨＩＣの発生を完全に防
止することは困難である。さらに、特開昭５３−１０６
３１８号公報に開示の方法は、鋼板の清浄度が悪化する
ため、ＨＩＣを防止することはかえって困難になる。さ
らにまた、特開昭５２−１１１８１５号公報に開示の方
法は、Ｐの低減のためのコストの面で問題がある。特開
昭５７−７３１６２号公報に開示の方法は、ｐＨの低い
厳しい環境下で高強度高靭性の鋼のＨＩＣの発生を皆無
とすることは困難である。特開昭６３−６４４９２号公
報に開示の方法は、Ｃが全て析出物となって出てこない
ため、硬化組織が残留するので、ＨＩＣを皆無とするこ
とは困難である。特開昭６３−１３４６４７号公報に開
示の方法は、アシキュラーフェライト組織は割れ感受性
が比較的高く、ＨＩＣを皆無とすることは不可能であ
る。
１１３号公報に開示の方法は、ｐＨ＝３のような苛酷な
環境下においてはその効果がなく、ＨＩＣの発生を防止
することができない。また、特開昭５１−１１４３１８
号公報、特開昭５４−３１０２０号公報、特開昭５５−
１２８５３６号公報に開示の方法は、鋼板の強度水準が
高くなり、環境が厳しくなるとＨＩＣの発生を完全に防
止することは困難である。さらに、特開昭５３−１０６
３１８号公報に開示の方法は、鋼板の清浄度が悪化する
ため、ＨＩＣを防止することはかえって困難になる。さ
らにまた、特開昭５２−１１１８１５号公報に開示の方
法は、Ｐの低減のためのコストの面で問題がある。特開
昭５７−７３１６２号公報に開示の方法は、ｐＨの低い
厳しい環境下で高強度高靭性の鋼のＨＩＣの発生を皆無
とすることは困難である。特開昭６３−６４４９２号公
報に開示の方法は、Ｃが全て析出物となって出てこない
ため、硬化組織が残留するので、ＨＩＣを皆無とするこ
とは困難である。特開昭６３−１３４６４７号公報に開
示の方法は、アシキュラーフェライト組織は割れ感受性
が比較的高く、ＨＩＣを皆無とすることは不可能であ
る。
【０００５】この発明の目的は、ｐＨ＝３という苛酷な
環境下においても、ＨＩＣの発生することのない耐ＨＩ
Ｃ性に優れた高強度熱延鋼帯とその製造方法を提供する
ことにある。
環境下においても、ＨＩＣの発生することのない耐ＨＩ
Ｃ性に優れた高強度熱延鋼帯とその製造方法を提供する
ことにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記目的
を達成すべく従来法を単独に、あるいは組み合せて用い
た鋼板について、種々試験を行った結果、ｐＨ＝３とい
う厳しい条件下においては、ＨＩＣの発生を完全に抑え
ることは困難であり、また、可能な場合においては、工
業的に生産性、製造コストの点で十分なものとはいえな
かった。本発明者らは、さらにＨＩＣの問題を解決すべ
く鋭意試験研究を重ねた。その結果、Ｔｉを所定量添加
することによって、生成するＴｉＣが鋼中での水素の拡
散を抑制すること、また、ＴｉはＭｎよりもＳとの親和
力が大きいため、ＭｎＳを主体とするＡ系介在物が全く
存在しなくなること、さらに通常よりも低Ｍｎの成分組
成とすることによって、従来鋼よりも中心偏析の度合い
が著しく軽減され、また、ＴｉＣが析出するため鋼の組
織がポリゴナルフェライト単相組織となること、さらに
Ｍｎ量を規制することによって高靭性をも兼ね備えるこ
とが可能であることを究明し、この発明に到達した。
を達成すべく従来法を単独に、あるいは組み合せて用い
た鋼板について、種々試験を行った結果、ｐＨ＝３とい
う厳しい条件下においては、ＨＩＣの発生を完全に抑え
ることは困難であり、また、可能な場合においては、工
業的に生産性、製造コストの点で十分なものとはいえな
かった。本発明者らは、さらにＨＩＣの問題を解決すべ
く鋭意試験研究を重ねた。その結果、Ｔｉを所定量添加
することによって、生成するＴｉＣが鋼中での水素の拡
散を抑制すること、また、ＴｉはＭｎよりもＳとの親和
力が大きいため、ＭｎＳを主体とするＡ系介在物が全く
存在しなくなること、さらに通常よりも低Ｍｎの成分組
成とすることによって、従来鋼よりも中心偏析の度合い
が著しく軽減され、また、ＴｉＣが析出するため鋼の組
織がポリゴナルフェライト単相組織となること、さらに
Ｍｎ量を規制することによって高靭性をも兼ね備えるこ
とが可能であることを究明し、この発明に到達した。
【０００７】すなわち本願の第１の発明は、Ｃ：０．０
４〜０．１８％、Ｓｉ：０．０２〜１．００％、Ｍｎ：
０．５０〜１．００％、Ｔｉ：０．０５〜０．３０％、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、Ｎ：０．０１００％
以下、Ｐ：０．０３０％以下およびＳ：０．０１５％以
下を０．３≦Ｔｉ／（Ｃ＋Ｓ＋Ｎ）≦５で、かつＣ＋Ｍ
ｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５≦０．２５％で含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、最終ミクロ
組織がほぼ均一なポリゴナルフェライトであることを特
徴とする耐ＨＩＣ性に優れた高強度熱延鋼帯である。
４〜０．１８％、Ｓｉ：０．０２〜１．００％、Ｍｎ：
０．５０〜１．００％、Ｔｉ：０．０５〜０．３０％、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、Ｎ：０．０１００％
以下、Ｐ：０．０３０％以下およびＳ：０．０１５％以
下を０．３≦Ｔｉ／（Ｃ＋Ｓ＋Ｎ）≦５で、かつＣ＋Ｍ
ｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５≦０．２５％で含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、最終ミクロ
組織がほぼ均一なポリゴナルフェライトであることを特
徴とする耐ＨＩＣ性に優れた高強度熱延鋼帯である。
【０００８】また、本願の第２の発明は、Ｃ：０．０４
〜０．１８％、Ｓｉ：０．０２〜１．００％、Ｍｎ：
０．５０〜１．００％、Ｔｉ：０．０５〜０．３０％、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、Ｎ：０．０１００％
以下、Ｐ：０．０３０％以下およびＳ：０．０１５％以
下を０．３≦Ｔｉ／（Ｃ＋Ｓ＋Ｎ）≦５で、かつＣ＋Ｍ
ｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５≦０．２５％で含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、加熱温
度１１００〜１４５０℃、仕上げ温度８００〜９５０
℃、巻取り温度５００〜７００℃で熱間圧延することを
特徴とする耐ＨＩＣ性に優れた高強度熱延鋼帯の製造方
法である。
〜０．１８％、Ｓｉ：０．０２〜１．００％、Ｍｎ：
０．５０〜１．００％、Ｔｉ：０．０５〜０．３０％、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、Ｎ：０．０１００％
以下、Ｐ：０．０３０％以下およびＳ：０．０１５％以
下を０．３≦Ｔｉ／（Ｃ＋Ｓ＋Ｎ）≦５で、かつＣ＋Ｍ
ｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ／５≦０．２５％で含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、加熱温
度１１００〜１４５０℃、仕上げ温度８００〜９５０
℃、巻取り温度５００〜７００℃で熱間圧延することを
特徴とする耐ＨＩＣ性に優れた高強度熱延鋼帯の製造方
法である。
【０００９】
【作用】この発明における成分組成範囲の限定理由を説
明する。Ｃは鋼の強度を確保するうえで不可欠の元素
で、高強度を達成するためには０．０４％以上は必要で
あるが、０．１８％を超えると炭素当量（以下Ｃ当量と
いう）が増大して溶接性が著しく悪化するばかりでな
く、ポリゴナルフェライト量が減少し、パーライトやベ
イナイトのような第２相の比率が増大し、耐ＨＩＣ性が
悪化するので、０．０４〜０．１８％とした。Ｓｉは固
溶硬化作用と脱酸作用を有する有用な元素であるが、脱
酸作用を達成するためには０．０２％以上のＳｉをＡｌ
と共に含有させることにより、安定した脱酸効果が期待
でき鋼の清浄性を高め、０．３０％を超えると固溶硬化
による強度増加も期待できるが、１．００％を超えると
溶接性が悪化すると共に、熱間圧延時の脱スケール性が
悪化し、製品にスケール疵が残るようになるので、０．
０２〜１．００％とした。
明する。Ｃは鋼の強度を確保するうえで不可欠の元素
で、高強度を達成するためには０．０４％以上は必要で
あるが、０．１８％を超えると炭素当量（以下Ｃ当量と
いう）が増大して溶接性が著しく悪化するばかりでな
く、ポリゴナルフェライト量が減少し、パーライトやベ
イナイトのような第２相の比率が増大し、耐ＨＩＣ性が
悪化するので、０．０４〜０．１８％とした。Ｓｉは固
溶硬化作用と脱酸作用を有する有用な元素であるが、脱
酸作用を達成するためには０．０２％以上のＳｉをＡｌ
と共に含有させることにより、安定した脱酸効果が期待
でき鋼の清浄性を高め、０．３０％を超えると固溶硬化
による強度増加も期待できるが、１．００％を超えると
溶接性が悪化すると共に、熱間圧延時の脱スケール性が
悪化し、製品にスケール疵が残るようになるので、０．
０２〜１．００％とした。
【００１０】Ｍｎは鋼の強度および靭性上昇およびＭｎ
Ｓとして熱間脆性を起こす有害なＳを固定する作用を有
する元素で、熱間脆性防止および靭性向上のためには
０．５０％以上が必要であるが、１．００％を超えると
Ｃ当量も増大し、鋼管を形成する際の溶接性が劣化する
と共に、熱間圧延時のＡr3点が低下するのでγ→α変態
が抑制され、ポリゴナルフェライトを主体とするミクロ
組織が得難くなること、およびＨＩＣに悪影響を及ぼす
中心偏析が発達するといった不利を招くので、０．５０
〜１．００とした。ＣｒはＭｎと同様の作用を有する元
素であるが、ＭｎよりもＡr3変態の抑制効果が小さいこ
と、中心偏析ができ難いこと等の点でＭｎよりも有効に
働くので、０．１％以上のＣｒをＭｎ＋Ｃｒ≦１．０％
の条件を満たす範囲でＭｎと代替して使用すればミクロ
組織を得易くなるが、Ｃｒ量もしくはＭｎ＋Ｃｒが１．
００％を超えると溶接性が悪化するので、Ｃｒの上限お
よびＭｎ＋Ｃｒの上限を１．００％とした。
Ｓとして熱間脆性を起こす有害なＳを固定する作用を有
する元素で、熱間脆性防止および靭性向上のためには
０．５０％以上が必要であるが、１．００％を超えると
Ｃ当量も増大し、鋼管を形成する際の溶接性が劣化する
と共に、熱間圧延時のＡr3点が低下するのでγ→α変態
が抑制され、ポリゴナルフェライトを主体とするミクロ
組織が得難くなること、およびＨＩＣに悪影響を及ぼす
中心偏析が発達するといった不利を招くので、０．５０
〜１．００とした。ＣｒはＭｎと同様の作用を有する元
素であるが、ＭｎよりもＡr3変態の抑制効果が小さいこ
と、中心偏析ができ難いこと等の点でＭｎよりも有効に
働くので、０．１％以上のＣｒをＭｎ＋Ｃｒ≦１．０％
の条件を満たす範囲でＭｎと代替して使用すればミクロ
組織を得易くなるが、Ｃｒ量もしくはＭｎ＋Ｃｒが１．
００％を超えると溶接性が悪化するので、Ｃｒの上限お
よびＭｎ＋Ｃｒの上限を１．００％とした。
【００１１】Ｔｉはこの発明における強化機能の主体と
なる元素で、このために０．０５％以上必要であるが、
０．３０％を超えると溶接部にペネトレータが発生し易
くなるので、０．０５〜０．３０％とした。また、Ｔｉ
はＭｎよりもＳとの親和力が強く、ＴｉＳとして有害な
Ｓを固定するので、良好な耐ＨＩＣ性を示す。Ａｌは鋼
の溶製時の脱酸剤として添加される元素で、少なくとも
０．００１％は必要であるが、０．１００％を超えて使
用しても効果が飽和するので、０．００１〜０．１００
％とした。ＮはＴｉＮとしてＴｉと結合し、強化に有効
なＴｉ量を減ずる作用ならびにＴｉＮとして鋼の清浄性
を悪化させるので、０．０１００％以下とした。Ｐは
０．０３０％を超えると耐２次加工脆性を劣化し易くな
るので、０．０３０％以下とした。Ｓは０．０１５％を
超えるとＡ系非金属介在物が多くなり、耐ＨＩＣ性が悪
化すると共に、Ｔｉと結合して強化機構の主体となるＴ
ｉ量を減ずるので、０．０１５％以下とした。
なる元素で、このために０．０５％以上必要であるが、
０．３０％を超えると溶接部にペネトレータが発生し易
くなるので、０．０５〜０．３０％とした。また、Ｔｉ
はＭｎよりもＳとの親和力が強く、ＴｉＳとして有害な
Ｓを固定するので、良好な耐ＨＩＣ性を示す。Ａｌは鋼
の溶製時の脱酸剤として添加される元素で、少なくとも
０．００１％は必要であるが、０．１００％を超えて使
用しても効果が飽和するので、０．００１〜０．１００
％とした。ＮはＴｉＮとしてＴｉと結合し、強化に有効
なＴｉ量を減ずる作用ならびにＴｉＮとして鋼の清浄性
を悪化させるので、０．０１００％以下とした。Ｐは
０．０３０％を超えると耐２次加工脆性を劣化し易くな
るので、０．０３０％以下とした。Ｓは０．０１５％を
超えるとＡ系非金属介在物が多くなり、耐ＨＩＣ性が悪
化すると共に、Ｔｉと結合して強化機構の主体となるＴ
ｉ量を減ずるので、０．０１５％以下とした。
【００１２】また、Ｃ当量（Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４
＋Ｃｒ／５）の上限を０．２５％としたのは、特に製管
時のアーク溶接および抵抗溶接時の溶接性改善のために
はＣ当量を０．２５％以下とすることが極めて効果的で
あるからである。Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ＋Ｓ）の範囲を０．３
〜５の範囲としたのは、０．３未満ではこの発明に必要
な引張強さ６０ｋｇｆ／ｍｍ2以上の強度が得られず、
５を超えると強化に有効なＴｉ量が過剰となるので、巻
取り後の自己焼鈍効果を受けたときにＴｉＣの析出挙動
がコイル長手方向で大きく変動し易くなるため、材料内
での機械的性質のバラツキが増大するので好ましくない
ためである。この発明においては、上記に規定した成分
範囲の他に、Ｃａ等の硫化物の形態制御効果を有する元
素の添加を妨げるものではなく、５０ｐｐｍ未満のＣａ
の添加によって特に耐ＨＩＣ性の改善効果が得られるこ
とを確認している。
＋Ｃｒ／５）の上限を０．２５％としたのは、特に製管
時のアーク溶接および抵抗溶接時の溶接性改善のために
はＣ当量を０．２５％以下とすることが極めて効果的で
あるからである。Ｔｉ／（Ｃ＋Ｎ＋Ｓ）の範囲を０．３
〜５の範囲としたのは、０．３未満ではこの発明に必要
な引張強さ６０ｋｇｆ／ｍｍ2以上の強度が得られず、
５を超えると強化に有効なＴｉ量が過剰となるので、巻
取り後の自己焼鈍効果を受けたときにＴｉＣの析出挙動
がコイル長手方向で大きく変動し易くなるため、材料内
での機械的性質のバラツキが増大するので好ましくない
ためである。この発明においては、上記に規定した成分
範囲の他に、Ｃａ等の硫化物の形態制御効果を有する元
素の添加を妨げるものではなく、５０ｐｐｍ未満のＣａ
の添加によって特に耐ＨＩＣ性の改善効果が得られるこ
とを確認している。
【００１３】また、この発明は、上記した成分組成を満
たしたうえで、以下の熱延条件を採択することが、目的
とするミクロ組織ならびに機械的性質を得るのに有利で
ある。加熱温度を１１００〜１４５０℃としたのは、１
１００℃未満ではＴｉＣの溶解が不十分であるので、Ｔ
ｉの析出強化機能が十分に発揮されずに所望の強度が得
られないためであり、一方、加熱温度が上昇するにした
がってＴｉＣの溶解が進行し、添加量当たりのＴｉによ
る強度上昇量が増大するが、１４５０℃を超えると加熱
中および圧延時の酸化量が大きくなり、経済的不利益を
招くからである。熱間圧延の仕上げ温度を８００〜９５
０℃としたのは、８００℃未満では繊維状ミクロ組織を
呈し易く、割れ感受性が増大するためであり、９５０℃
を超えるとγ粒が粗大化してγ→α変態が遅滞するので
ほぼ均一なポリゴナルフェライト組織が得られなくなる
ためである。巻取り温度を５００〜７００℃としたの
は、５００℃未満ではＴｉＣの析出強化が生じなくなる
ので、所望の強度が得られず、鋼板形状も悪化し、７０
０℃を超えると析出するＴｉＣが粗大化して析出強化機
能が減衰し、所望の強度が得難くなるからである。
たしたうえで、以下の熱延条件を採択することが、目的
とするミクロ組織ならびに機械的性質を得るのに有利で
ある。加熱温度を１１００〜１４５０℃としたのは、１
１００℃未満ではＴｉＣの溶解が不十分であるので、Ｔ
ｉの析出強化機能が十分に発揮されずに所望の強度が得
られないためであり、一方、加熱温度が上昇するにした
がってＴｉＣの溶解が進行し、添加量当たりのＴｉによ
る強度上昇量が増大するが、１４５０℃を超えると加熱
中および圧延時の酸化量が大きくなり、経済的不利益を
招くからである。熱間圧延の仕上げ温度を８００〜９５
０℃としたのは、８００℃未満では繊維状ミクロ組織を
呈し易く、割れ感受性が増大するためであり、９５０℃
を超えるとγ粒が粗大化してγ→α変態が遅滞するので
ほぼ均一なポリゴナルフェライト組織が得られなくなる
ためである。巻取り温度を５００〜７００℃としたの
は、５００℃未満ではＴｉＣの析出強化が生じなくなる
ので、所望の強度が得られず、鋼板形状も悪化し、７０
０℃を超えると析出するＴｉＣが粗大化して析出強化機
能が減衰し、所望の強度が得難くなるからである。
【００１４】
【実施例】表１に示すＮｏ．１〜１５の本発明鋼とＮ
ｏ．１６〜２５の比較鋼を、表２に示す加熱温度、仕上
温度、巻取温度で熱間圧延して８．０ｍｍ厚の熱延鋼帯
とした。これらの各鋼帯のミクロ組織、機械的性質およ
び耐ＨＩＣ性について調査した。その結果を表２に示
す。なお、表１、表２中の＊印は本発明の条件の範囲外
を示す。表１中のＣｅｑは、Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋
Ｓｉ／２４で計算したＣ当量を示す。また、表２におけ
るミクロ組織は、熱延鋼帯の圧延方向と平行な断面より
採取した光学顕微鏡サンプルについて、腐食液で組織を
現出させたのち、５００倍の倍率で１０視野写真撮影
し、組織中に占めるポリゴナルフェライト相、アシキュ
ラーフェライト相、パーライト相およびベイナイト相の
比率を測定し、それぞれの相の比率の平均値を求めたも
ので、表２中のＰ．Ｆ．はポリゴナルフェライト相、
Ａ．Ｆ．はアシキュラーフェライト相、Ｓ．Ｐ．はパー
ライト相、ベイナイト相等の第２相の比率を示す。溶接
部硬さは、電気抵抗溶接機を用いて溶接した供試材の溶
接部と母材部を含む断面においてヴィッカース硬度計に
より硬度分布を測定し、溶接部での最高硬さ（Ｈｖ ｍ
ａｘ）および最高硬さと母材部との硬度差（ΔＨｖ）を
求めた。
ｏ．１６〜２５の比較鋼を、表２に示す加熱温度、仕上
温度、巻取温度で熱間圧延して８．０ｍｍ厚の熱延鋼帯
とした。これらの各鋼帯のミクロ組織、機械的性質およ
び耐ＨＩＣ性について調査した。その結果を表２に示
す。なお、表１、表２中の＊印は本発明の条件の範囲外
を示す。表１中のＣｅｑは、Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋
Ｓｉ／２４で計算したＣ当量を示す。また、表２におけ
るミクロ組織は、熱延鋼帯の圧延方向と平行な断面より
採取した光学顕微鏡サンプルについて、腐食液で組織を
現出させたのち、５００倍の倍率で１０視野写真撮影
し、組織中に占めるポリゴナルフェライト相、アシキュ
ラーフェライト相、パーライト相およびベイナイト相の
比率を測定し、それぞれの相の比率の平均値を求めたも
ので、表２中のＰ．Ｆ．はポリゴナルフェライト相、
Ａ．Ｆ．はアシキュラーフェライト相、Ｓ．Ｐ．はパー
ライト相、ベイナイト相等の第２相の比率を示す。溶接
部硬さは、電気抵抗溶接機を用いて溶接した供試材の溶
接部と母材部を含む断面においてヴィッカース硬度計に
より硬度分布を測定し、溶接部での最高硬さ（Ｈｖ ｍ
ａｘ）および最高硬さと母材部との硬度差（ΔＨｖ）を
求めた。
【００１５】ＨＩＣ試験は、ＮＡＣＥ ｓｔａｎｄｅｒ
ｄ ＴＭ−０２−８４に準じて行った。ただし、表２中
の試験結果欄のＢＰ条件は、溶液としてＨ2Ｓで飽和し
たｐＨ５．１〜５．４の人工海水（いわゆるＢＰ溶液）
を用い、試験温度２５±３℃、浸漬時間９６時間であ
る。また、ＮＡＣＥ条件は、溶液としてｐＨ３〜４．５
の５％ＮａＣｌ＋０．５％酢酸溶液（いわゆるＮＡＣＥ
溶液）を用い、試験温度２４±２．８℃、浸漬時間９６
時間である。試験は、各供試鋼帯から採取した試験片を
無負荷状態で上記溶液に９６時間浸漬したのち、断面検
鏡によりＨＩＣの有無を判定した。試験片は全幅から採
取し、試験片のサイズは、幅２５０ｍｍ、長さ５０ｍｍ
で、厚さは鋼板の表裏両面を各１ｍｍずつ削除した。各
供試鋼板より各試験溶液当たり３個の試験片を採取し、
何れの試験片においてもＨＩＣの発生が認められない場
合のみ、ＨＩＣの発生なしと判定した。なお、表２中の
ＨＩＣ試験結果欄のうち、×は割れ発生、Δはブリスタ
ー発生、○は割れ等発生なしを示す。
ｄ ＴＭ−０２−８４に準じて行った。ただし、表２中
の試験結果欄のＢＰ条件は、溶液としてＨ2Ｓで飽和し
たｐＨ５．１〜５．４の人工海水（いわゆるＢＰ溶液）
を用い、試験温度２５±３℃、浸漬時間９６時間であ
る。また、ＮＡＣＥ条件は、溶液としてｐＨ３〜４．５
の５％ＮａＣｌ＋０．５％酢酸溶液（いわゆるＮＡＣＥ
溶液）を用い、試験温度２４±２．８℃、浸漬時間９６
時間である。試験は、各供試鋼帯から採取した試験片を
無負荷状態で上記溶液に９６時間浸漬したのち、断面検
鏡によりＨＩＣの有無を判定した。試験片は全幅から採
取し、試験片のサイズは、幅２５０ｍｍ、長さ５０ｍｍ
で、厚さは鋼板の表裏両面を各１ｍｍずつ削除した。各
供試鋼板より各試験溶液当たり３個の試験片を採取し、
何れの試験片においてもＨＩＣの発生が認められない場
合のみ、ＨＩＣの発生なしと判定した。なお、表２中の
ＨＩＣ試験結果欄のうち、×は割れ発生、Δはブリスタ
ー発生、○は割れ等発生なしを示す。
【００１６】
【表１】
【００１７】
【表２】
【００１８】表１および表２に示すとおり、この発明の
成分条件とミクロ組織を有するＮｏ．１〜１５の鋼帯
は、優れた溶接性と引張強さ６０ｋｇｆ／ｍｍ2以上の
強度を有し、しかも、ｐＨ＝５のＢＰ溶液においては勿
論のこと、ｐＨ＝３のＮＡＣＥ溶液においてもＨＩＣが
発生していないが、この発明の成分条件、ミクロ組織を
有しないＮｏ．１６〜２５の鋼帯は、いずれもＨＩＣ割
れが発生している。
成分条件とミクロ組織を有するＮｏ．１〜１５の鋼帯
は、優れた溶接性と引張強さ６０ｋｇｆ／ｍｍ2以上の
強度を有し、しかも、ｐＨ＝５のＢＰ溶液においては勿
論のこと、ｐＨ＝３のＮＡＣＥ溶液においてもＨＩＣが
発生していないが、この発明の成分条件、ミクロ組織を
有しないＮｏ．１６〜２５の鋼帯は、いずれもＨＩＣ割
れが発生している。
【００１９】
【発明の効果】以上述べたとおり、この発明によれば、
高強度高靭性を有し、しかも、ｐＨ＝３のような厳しい
環境下においても、ＨＩＣの全く発生しない耐ＨＩＣ性
に優れた電縫鋼管およびスパイラル溶接鋼管の素材用の
熱延鋼帯を得ることができる。
高強度高靭性を有し、しかも、ｐＨ＝３のような厳しい
環境下においても、ＨＩＣの全く発生しない耐ＨＩＣ性
に優れた電縫鋼管およびスパイラル溶接鋼管の素材用の
熱延鋼帯を得ることができる。
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ：０．０４〜０．１８％、Ｓｉ：０．
０２〜１．００％、Ｍｎ：０．５０〜１．００％、Ｔ
ｉ：０．０５〜０．３０％、Ａｌ：０．００１〜０．１
００％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｐ：０．０３０％以
下およびＳ：０．０１５％以下を０．３≦Ｔｉ／（Ｃ＋
Ｓ＋Ｎ）≦５で、かつＣ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ
／５≦０．２５％で含有し、残部がＦｅおよび不可避的
不純物からなり、最終ミクロ組織がほぼ均一なポリゴナ
ルフェライトであることを特徴とする耐ＨＩＣ性に優れ
た高強度熱延鋼帯。 - 【請求項２】 Ｃ：０．０４〜０．１８％、Ｓｉ：０．
０２〜１．００％、Ｍｎ：０．５０〜１．００％、Ｔ
ｉ：０．０５〜０．３０％、Ａｌ：０．００１〜０．１
００％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｐ：０．０３０％以
下およびＳ：０．０１５％以下を０．３≦Ｔｉ／（Ｃ＋
Ｓ＋Ｎ）≦５で、かつＣ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｃｒ
／５≦０．２５％で含有し、残部がＦｅおよび不可避的
不純物からなる鋼を、熱間圧延時の加熱温度１１００〜
１４５０℃、仕上げ温度８００〜９５０℃、巻取り温度
５００〜７００℃で熱間圧延することを特徴とする耐Ｈ
ＩＣ性に優れた高強度熱延鋼帯の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5243713A JP2770718B2 (ja) | 1993-09-03 | 1993-09-03 | 耐ｈｉｃ性に優れた高強度熱延鋼帯とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5243713A JP2770718B2 (ja) | 1993-09-03 | 1993-09-03 | 耐ｈｉｃ性に優れた高強度熱延鋼帯とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0770697A true JPH0770697A (ja) | 1995-03-14 |
| JP2770718B2 JP2770718B2 (ja) | 1998-07-02 |
Family
ID=17107884
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5243713A Expired - Fee Related JP2770718B2 (ja) | 1993-09-03 | 1993-09-03 | 耐ｈｉｃ性に優れた高強度熱延鋼帯とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2770718B2 (ja) |
Cited By (7)
| 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 |
| EP1176217A3 (en) * | 2000-07-24 | 2003-04-23 | KABUSHIKI KAISHA KOBE SEIKO SHO also known as Kobe Steel Ltd. | High-strength hot-rolled steel sheet superior in strech flange formability and method for production thereof |
| US7381478B2 (en) | 2003-09-24 | 2008-06-03 | Nippon Steel Corporation | Hot rolled steel sheet for processing and method for manufacturing the same |
| US7879287B2 (en) | 2004-02-24 | 2011-02-01 | Jfe Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet for high-strength electric-resistance welded pipe having sour-gas resistance and excellent weld toughness, and method for manufacturing the same |
| US7935197B2 (en) | 2002-02-07 | 2011-05-03 | Jfe Steel Corporation | High strength steel plate |
| US7959745B2 (en) | 2001-07-13 | 2011-06-14 | Jfe Steel Corporation | High-strength steel pipe of API X65 grade or higher |
| EP2431491A1 (en) * | 2009-05-12 | 2012-03-21 | JFE Steel Corporation | High-strength hot-rolled steel sheet and process for manufacture thereof |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH028349A (ja) * | 1988-06-28 | 1990-01-11 | Kawasaki Steel Corp | 冷間加工性および溶接性に優れた引張り強さが５５Ｋｇｆ／ｍｍ↑２以上の高張力熱延鋼帯 |
-
1993
- 1993-09-03 JP JP5243713A patent/JP2770718B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH028349A (ja) * | 1988-06-28 | 1990-01-11 | Kawasaki Steel Corp | 冷間加工性および溶接性に優れた引張り強さが５５Ｋｇｆ／ｍｍ↑２以上の高張力熱延鋼帯 |
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| EP1176217A3 (en) * | 2000-07-24 | 2003-04-23 | KABUSHIKI KAISHA KOBE SEIKO SHO also known as Kobe Steel Ltd. | High-strength hot-rolled steel sheet superior in strech flange formability and method for production thereof |
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| US7935197B2 (en) | 2002-02-07 | 2011-05-03 | Jfe Steel Corporation | High strength steel plate |
| EP2420586A1 (en) | 2002-02-07 | 2012-02-22 | JFE Steel Corporation | High strength steel plate and method for manufacturing the same |
| US8147626B2 (en) | 2002-02-07 | 2012-04-03 | Jfe Steel Corporation | Method for manufacturing high strength steel plate |
| US7381478B2 (en) | 2003-09-24 | 2008-06-03 | Nippon Steel Corporation | Hot rolled steel sheet for processing and method for manufacturing the same |
| US7879287B2 (en) | 2004-02-24 | 2011-02-01 | Jfe Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet for high-strength electric-resistance welded pipe having sour-gas resistance and excellent weld toughness, and method for manufacturing the same |
| EP2431491A1 (en) * | 2009-05-12 | 2012-03-21 | JFE Steel Corporation | High-strength hot-rolled steel sheet and process for manufacture thereof |
| EP2431491A4 (en) * | 2009-05-12 | 2013-04-03 | Jfe Steel Corp | HIGH-RESISTANT HOT-ROLLED STEEL PLATE AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| US8535458B2 (en) | 2009-05-12 | 2013-09-17 | Jfe Steel Corporation | High-strength hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2770718B2 (ja) | 1998-07-02 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |