JPS589926A - 低温靭性にすぐれたａｐｉ規格ｘ８０級鋼管の製造方法 - Google Patents
低温靭性にすぐれたａｐｉ規格ｘ８０級鋼管の製造方法Info
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- JPS589926A JPS589926A JP10749581A JP10749581A JPS589926A JP S589926 A JPS589926 A JP S589926A JP 10749581 A JP10749581 A JP 10749581A JP 10749581 A JP10749581 A JP 10749581A JP S589926 A JPS589926 A JP S589926A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
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- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発嘴は低ａＳ性にすぐれたＡＰＩ規格Ｘ８０騒鋼管の
製造方法に係り、特に寒冷地のパイテライン用高蝿力大
通鋼蕾の製造方法に関する。
製造方法に係り、特に寒冷地のパイテライン用高蝿力大
通鋼蕾の製造方法に関する。
近年、石油、天然ガスなどのエネルギー資源の開発が進
められ、特に寒冷地において広範囲に行われるようｋな
り、これに併って輸送用パイプ、ラインの敷設が急造１
ｃ駕びつつある。しかもと外らのパイプツインに用いら
れる鋼管はしだいに、大ｉ化する傾向にあると共に、角
彊力化が要求され・るようになって来た。これらの寒冷
地のパイプライン用高張力大径鋼管の素材は、主として
制御圧延によって製造された圧延のままの鋼板を用いる
こる。しかし、すでに一部ではＸ８０級の馬連Ｒを有し
かつ低温−性も良好な鋼管の使用が針−されており、そ
の−要が今後増大する傾向にあるが、上起圧嶌材を使用
する場合には、造管−力の点から七〇製造可能寸法にｌ
ｌｌ１隈を受け、また強度上昇に必要な善殊合金元嵩の
添加量゛が増加し【いるのが塊状である。近年籍ＫＭＯ
％Ｎム、 Ｎｂ％Ｖなど特殊合金元素の価格が著しくＳ
唾し、制御圧延材から製造されるＸ８０Ｗｋ＃管の製造
コストはかなり高くなっている。
められ、特に寒冷地において広範囲に行われるようｋな
り、これに併って輸送用パイプ、ラインの敷設が急造１
ｃ駕びつつある。しかもと外らのパイプツインに用いら
れる鋼管はしだいに、大ｉ化する傾向にあると共に、角
彊力化が要求され・るようになって来た。これらの寒冷
地のパイプライン用高張力大径鋼管の素材は、主として
制御圧延によって製造された圧延のままの鋼板を用いる
こる。しかし、すでに一部ではＸ８０級の馬連Ｒを有し
かつ低温−性も良好な鋼管の使用が針−されており、そ
の−要が今後増大する傾向にあるが、上起圧嶌材を使用
する場合には、造管−力の点から七〇製造可能寸法にｌ
ｌｌ１隈を受け、また強度上昇に必要な善殊合金元嵩の
添加量゛が増加し【いるのが塊状である。近年籍ＫＭＯ
％Ｎム、 Ｎｂ％Ｖなど特殊合金元素の価格が著しくＳ
唾し、制御圧延材から製造されるＸ８０Ｗｋ＃管の製造
コストはかなり高くなっている。
本発明の目的は、制御圧延鋼材による上紀従米の低温Ｉ
Ｗ性、高張力鋼管の製造方法における欠点ならびに問題
点を解消し、低温靭性のすぐれたＡＰＩ凰格ｘ８０軟鋼
管の製造方法を提供するにある。
Ｗ性、高張力鋼管の製造方法における欠点ならびに問題
点を解消し、低温靭性のすぐれたＡＰＩ凰格ｘ８０軟鋼
管の製造方法を提供するにある。
すなわち、合金元素の節約および貴造り能寸法の拡大な
どを考慮するとｘｓ ｏｙ１鋼管の製造方法としては、
たとえば誘導相＃ｋＫよる鋼管の焼入れ、焼戻し処理は
この手段のうち有力なものであるが、この処理は大規模
の設備を必要とし鋼管製造のスストが大幅に上昇する。
どを考慮するとｘｓ ｏｙ１鋼管の製造方法としては、
たとえば誘導相＃ｋＫよる鋼管の焼入れ、焼戻し処理は
この手段のうち有力なものであるが、この処理は大規模
の設備を必要とし鋼管製造のスストが大幅に上昇する。
一方鋼管成形後に時効処理を施すいわゆるひずみ時効処
理も鋼管の強度上昇のためには有効な手段であるが、一
般にひずみ時効処理は材料の低ｒｉｇ憔を劣化させるの
で従来は好ましくないとされてきた口 本蝿嘴者らは、この点に関し、化学組成および圧延方法
の異なる多くの素材から展進された鋼管を対象として、
これらの低温蝉慎におよぼす冷間加工およびひずみ時効
の影響について敏多くの実験と検討を重ねた１釆、特定
の化学組成な持ち、かつ適切な制御圧延によって製造さ
れ、真好な低温Ｓｉ性を有する材料においては、冷間加
工およびその債のひずみ時効による低ａ靭性の劣化が、
従来考えられていたよりもはるかに小さく、シたがって
冷間加工量と時効条件の適切な組合わせにより低温ＩＩ
ＩＪ性が曳好なまま強度を上昇させ得る方法を見出した
。
理も鋼管の強度上昇のためには有効な手段であるが、一
般にひずみ時効処理は材料の低ｒｉｇ憔を劣化させるの
で従来は好ましくないとされてきた口 本蝿嘴者らは、この点に関し、化学組成および圧延方法
の異なる多くの素材から展進された鋼管を対象として、
これらの低温蝉慎におよぼす冷間加工およびひずみ時効
の影響について敏多くの実験と検討を重ねた１釆、特定
の化学組成な持ち、かつ適切な制御圧延によって製造さ
れ、真好な低温Ｓｉ性を有する材料においては、冷間加
工およびその債のひずみ時効による低ａ靭性の劣化が、
従来考えられていたよりもはるかに小さく、シたがって
冷間加工量と時効条件の適切な組合わせにより低温ＩＩ
ＩＪ性が曳好なまま強度を上昇させ得る方法を見出した
。
本発明者らは上記の知見のもとに下記要旨の本発明を完
成した。
成した。
本発明の要旨とするところは次のとおりである。
すなわち、重量比にてｃｏａｘｓ％以下、！ｉ：０．７
０％以下、Ｍｎ ： へ５０〜１５０％、Ｐ： α０２
５％−下、８：ａＯＯ！Ｓ％以下、Ｎｂ：α０１〜（Ｌ
ｉ５Ｓ、Ａ１：α０７０％以下を含有し更に必要により
Ｖ：ａＯｌ 〜（Ｌｉ２Ｓ、ＴＩ ：（ＬＯＯ５〜（Ｌ
ｉ２Ｏシ、ｚｒ：α００５〜α１５０％、ＭＯ：αｏｓ
〜％以下の５ちから遍ばれた１１または２ａ［以上を含
み、残部は実質的にＦｅより成る鋼のｈｐｘ＠−ｘｓｏ
＊＊誉の製造方法において、３００■から蝋終成品厚さ
の３倍までの厚さを有する連成鋳造スラブを製造する段
階と、前記スラブをそのままもしくは２０分以内保蝿ま
たは加−した後、該スンプの表ｌ１ｉｉ温度が１０００
〜７５００になった時点で粗圧延を開始し７００℃以上
の圧電膜１１における圧延しない空冷時間の総和を６０
秒以内としてＡ、・変態点〜６５０℃の温度範囲におい
そ仕上圧延を終ｒする段、＃と、前記の熱延した鋼板を
鋼管に成形する段階と、前記鋼管をｉ００〜４００℃の
温度＠囲で時効処理を施す段階と、を有して成ることを
特徴とする低温靭性にすぐれたＡＰＩ規格Ｘ８０級＃ｆ
１７）ＩＩ造方法である。
０％以下、Ｍｎ ： へ５０〜１５０％、Ｐ： α０２
５％−下、８：ａＯＯ！Ｓ％以下、Ｎｂ：α０１〜（Ｌ
ｉ５Ｓ、Ａ１：α０７０％以下を含有し更に必要により
Ｖ：ａＯｌ 〜（Ｌｉ２Ｓ、ＴＩ ：（ＬＯＯ５〜（Ｌ
ｉ２Ｏシ、ｚｒ：α００５〜α１５０％、ＭＯ：αｏｓ
〜％以下の５ちから遍ばれた１１または２ａ［以上を含
み、残部は実質的にＦｅより成る鋼のｈｐｘ＠−ｘｓｏ
＊＊誉の製造方法において、３００■から蝋終成品厚さ
の３倍までの厚さを有する連成鋳造スラブを製造する段
階と、前記スラブをそのままもしくは２０分以内保蝿ま
たは加−した後、該スンプの表ｌ１ｉｉ温度が１０００
〜７５００になった時点で粗圧延を開始し７００℃以上
の圧電膜１１における圧延しない空冷時間の総和を６０
秒以内としてＡ、・変態点〜６５０℃の温度範囲におい
そ仕上圧延を終ｒする段、＃と、前記の熱延した鋼板を
鋼管に成形する段階と、前記鋼管をｉ００〜４００℃の
温度＠囲で時効処理を施す段階と、を有して成ることを
特徴とする低温靭性にすぐれたＡＰＩ規格Ｘ８０級＃ｆ
１７）ＩＩ造方法である。
本発明における制御圧延に使用する鋼スラブの成分範囲
を限定したのは次の場内によるものである。
を限定したのは次の場内によるものである。
Ｃ：
Ｃは！１ｌＩＩＩＫを高めるために必要な元素であるが
、α１５％を越えるとｍ接性゛および低温ＩＩｌ性が着
しく劣化するのでα１５％以下に限定した。
、α１５％を越えるとｍ接性゛および低温ＩＩｌ性が着
しく劣化するのでα１５％以下に限定した。
Ｓｉ：
Ｓｉは鋼□の脱酸と強度上昇のために添加されるが、α
ｉ０％を越えると低温靭性を劣化させるのでα７０％以
下に限定した。
ｉ０％を越えると低温靭性を劣化させるのでα７０％以
下に限定した。
Ｍｕ ： ′
＆ｂｓは低温靭性な劣化させずに強度を高める特性があ
るので、本発明の如き高張力、高靭性鋼には不′可火の
元素であり、少くともα５０％を必要とするが、α５０
％未満では強度上昇に対する効果が小さく、また２５０
％を越えるとスラブに割れが多発するのでａ５０〜２５
０％の範囲に限定した。
るので、本発明の如き高張力、高靭性鋼には不′可火の
元素であり、少くともα５０％を必要とするが、α５０
％未満では強度上昇に対する効果が小さく、また２５０
％を越えるとスラブに割れが多発するのでａ５０〜２５
０％の範囲に限定した。
Ｐ：
不可避的不純物として鋼中に含まれる元素であり、特に
α０２８％を越えると低温靭性を著しく劣化させるので
上限をα０２ｓ％とした。
α０２８％を越えると低温靭性を著しく劣化させるので
上限をα０２ｓ％とした。
８：
Ｐと同様に不可避的不純物として鋼中に含まれる元素で
あるが、αＯＯ！６％を越えると圧駕方向に対して直角
方向の衝撃吸収エネルキーな着しく低下させるので上限
をｃＬｏｏｓ％とじた。
あるが、αＯＯ！６％を越えると圧駕方向に対して直角
方向の衝撃吸収エネルキーな着しく低下させるので上限
をｃＬｏｏｓ％とじた。
Ｎｂ：
Ｎｂは再結晶遥駕作用および析出硬化作用がある元素で
制御圧延材には不可欠の元素である。
制御圧延材には不可欠の元素である。
しかし、α０１％未満ではその効果が極めて少く、反対
Ｉ／Ｃａｌ ５％を越える多量の添加は鋼管−適時の溶
接金属の低温靭性を著しく劣化させるので、αＯ１〜へ
１５％の１１１１に限定した。
Ｉ／Ｃａｌ ５％を越える多量の添加は鋼管−適時の溶
接金属の低温靭性を著しく劣化させるので、αＯ１〜へ
１５％の１１１１に限定した。
＾１：
Ａ１は鋼の脱酸および結晶粒の微細化に極めて有効な元
素であるが、α０７％を越えるとＳｍの表面性状を悪化
させ、内部欠陥をもたらすほか、鋼管Ｓｍ部の超音波探
傷による不良を多発させるのでα０７０％以下に＠定し
た。
素であるが、α０７％を越えるとＳｍの表面性状を悪化
させ、内部欠陥をもたらすほか、鋼管Ｓｍ部の超音波探
傷による不良を多発させるのでα０７０％以下に＠定し
た。
上記限定組成を本！Ａ明端の基本組成とするが、必要に
より次の限定量のＶ、Ｔ１、Ｚｒ％Ｍｏ 、 Ｃｕ。
より次の限定量のＶ、Ｔ１、Ｚｒ％Ｍｏ 、 Ｃｕ。
Ｎ１、Ｃｒ、希士−元票（以下ＲＥＭと称する）および
Ｃａのうちより選ばれた１棟または２種以上を添加す′
ることくより本発明の目的がより効果的に；！成される
。これらの選択添加元素の限定福山は次のとおりである
。
Ｃａのうちより選ばれた１棟または２種以上を添加す′
ることくより本発明の目的がより効果的に；！成される
。これらの選択添加元素の限定福山は次のとおりである
。
Ｖ：
■はその析出硬化作用のために強度向上に有効な元素と
して添加°されることがあるが、α０１％未満ではその
効果が少く、α１５％を越えると低ａＩａ性が劣化する
のでαＯ１〜α１５％の範囲に限定した。
して添加°されることがあるが、α０１％未満ではその
効果が少く、α１５％を越えると低ａＩａ性が劣化する
のでαＯ１〜α１５％の範囲に限定した。
ＴＩ＝
Ｔｉは結晶粒の微細化および強度上昇の目的で添加され
ることがあるが、α００５％未満ではその効果がほとん
どなく、０．１５０％を越えると鋼板の１！！聞欠陥が
多発するのでα００５〜０．１５０濃の＠！１Ｋ１１を
定した。
ることがあるが、α００５％未満ではその効果がほとん
どなく、０．１５０％を越えると鋼板の１！！聞欠陥が
多発するのでα００５〜０．１５０濃の＠！１Ｋ１１を
定した。
ｚｒ：
Ｚｒは硫化物の形態−御および結晶粒の微細化のために
＃加されることがあるが、αＯＯｓ％未満ではその効果
が極めて小さく、１１５０％を越えると鋼材のｍＷ大欠
陥多発するので１００５〜α１５Ｇ％の範１１Ｋｌｌｌ
Ｉ定した。
＃加されることがあるが、αＯＯｓ％未満ではその効果
が極めて小さく、１１５０％を越えると鋼材のｍＷ大欠
陥多発するので１００５〜α１５Ｇ％の範１１Ｋｌｌｌ
Ｉ定した。
ＭＯ：
ＭＯは低温靭性を劣化させずに！ｉ！ＩＩＩｔを上昇さ
せる元素として添加されることがあるが、ａＯＳ％未満
ではその効果が小さく、α５Ｇ％を越え′ると一管廖碩
時の濤接熱影響部の低温靭性を着しく劣化させるので、
ａｏｉ〜α５０％の＠ｉｌＫ［定した。
せる元素として添加されることがあるが、ａＯＳ％未満
ではその効果が小さく、α５Ｇ％を越え′ると一管廖碩
時の濤接熱影響部の低温靭性を着しく劣化させるので、
ａｏｉ〜α５０％の＠ｉｌＫ［定した。
Ｃｕ：
ＣｕもＭ６とｒｑ＊に低温靭性な劣化させずに一度を高
める元素としてａｍされることがあるが、α１０％未満
ではその幼果が小さく、ＬＯＧ％な越えると赤熱属性の
欠陥を生じるので、α１Ｇ〜ＬＯＧ％の４囲に＠定した
。
める元素としてａｍされることがあるが、α１０％未満
ではその幼果が小さく、ＬＯＧ％な越えると赤熱属性の
欠陥を生じるので、α１Ｇ〜ＬＯＧ％の４囲に＠定した
。
Ｎｉ ： ′
Ｎｉは低ｍ靭性な高め、かつ漠鍼な上昇させ９元素とし
て晦加されることがあるが、α１０％木調３の範囲に限
定した。
て晦加されることがあるが、α１０％木調３の範囲に限
定した。
Ｃｒ ：
Ｃｒは＊度を高めるために添加されることがあるが、１
１０％末調ではその効果がほとんどなく、１００％を越
えると低温靭性を着しく劣化させるので、α０１％未満
％の−１に限定した。
１０％末調ではその効果がほとんどなく、１００％を越
えると低温靭性を着しく劣化させるので、α０１％未満
％の−１に限定した。
ＲｇＭ ：
ｆｔ＆Ｍは硫化物の形５Ｉｌｌ呻効来があり、かつ圧延
方向に直角の方向の衝１１ｓ吸収エネルキーを増加させ
るために添加されることがある力ｔ、α０２０ｋを越え
ると鋼板の表面および内部欠陥を多発させるので＆（１
０％以下に限定した。
方向に直角の方向の衝１１ｓ吸収エネルキーを増加させ
るために添加されることがある力ｔ、α０２０ｋを越え
ると鋼板の表面および内部欠陥を多発させるので＆（１
０％以下に限定した。
Ｃ１：
Ｃａ４．ＲｇＭとほぼ同一効果があるカｔ、α０１０％
を越えると鋼板の表面および内部欠陥を多発させるので
α０１０％以下に限定した。
を越えると鋼板の表面および内部欠陥を多発させるので
α０１０％以下に限定した。
重置１ｊｉＫ使用されるスラブは上記必須１議定成分の
はか、必要により選択添加される元素のは力１を家、残
−は実質的ＫＦ＠より成るものである。
はか、必要により選択添加される元素のは力１を家、残
−は実質的ＫＦ＠より成るものである。
次に本発明における餉御圧地の限定理由につ（１て説明
する。
する。
先づスラブの厚さを３００閣から最終成品厚さの３倍ま
でと規制したのは、スラブ４さ力ｔ３００■を越えると
規制圧延開始温度までの冷却に長時間を要し、その間Ｋ
Ｎｂの炭・窒化物が析出してしまい制御圧延による強度
と靭性の向上、カを達成されなくなる。またスラプ厚さ
が蛾終成品厚さの３倍未満の場合には効果的な制御圧延
ｂＳ行えな〜１力隻らである。
でと規制したのは、スラブ４さ力ｔ３００■を越えると
規制圧延開始温度までの冷却に長時間を要し、その間Ｋ
Ｎｂの炭・窒化物が析出してしまい制御圧延による強度
と靭性の向上、カを達成されなくなる。またスラプ厚さ
が蛾終成品厚さの３倍未満の場合には効果的な制御圧延
ｂＳ行えな〜１力隻らである。
また、本発明において使用するスラブを連続鋳造スラブ
と限定したのは、造塊、もしくは分塊圧延法をとる場合
には、３００ｍ以下の厚さを有する鋼塊を得ようとすれ
ば鋼塊の寸法が着しく小さくなり、歩留の低下のみなら
ず加熱および圧延能率の低下が生じて著しくコスト高と
なるからであって連続鋳造法による場合は上記寸法のス
ラブを得易いからである。
と限定したのは、造塊、もしくは分塊圧延法をとる場合
には、３００ｍ以下の厚さを有する鋼塊を得ようとすれ
ば鋼塊の寸法が着しく小さくなり、歩留の低下のみなら
ず加熱および圧延能率の低下が生じて著しくコスト高と
なるからであって連続鋳造法による場合は上記寸法のス
ラブを得易いからである。
次に圧延前のスラブを必要により２０分以内の保温もし
くは加熱を行なうのは、そのｌｊ＆向、ａ面および端部
のスラブ内部にくらべて冷却適度が大きい部分の温度が
過度に低下した場合均一な圧延が困難であるために冷却
し易い部分の保温もしくは加熱を図るものである。而し
てその外畳時間を２０分以内と規制したのは２０分を越
すとＮｂの炭・窒化物が析出してしまい、低温領域での
臣下量を増大しても所望の高強度、高靭性が得られなく
なるからである。従ってスラブの厚さが大の場合には上
記の保温もしく會１加島が不要である。
くは加熱を行なうのは、そのｌｊ＆向、ａ面および端部
のスラブ内部にくらべて冷却適度が大きい部分の温度が
過度に低下した場合均一な圧延が困難であるために冷却
し易い部分の保温もしくは加熱を図るものである。而し
てその外畳時間を２０分以内と規制したのは２０分を越
すとＮｂの炭・窒化物が析出してしまい、低温領域での
臣下量を増大しても所望の高強度、高靭性が得られなく
なるからである。従ってスラブの厚さが大の場合には上
記の保温もしく會１加島が不要である。
ｍｕｍを行なう場合、その開始温度を１０００〜７ｓ・
℃と限定したのは、この温度をはずれてγｓＯ℃未満も
しくはＩＧＯＯＣを越す粗圧延闘細温度では低温−性の
劣化が著しいからである。
℃と限定したのは、この温度をはずれてγｓＯ℃未満も
しくはＩＧＯＯＣを越す粗圧延闘細温度では低温−性の
劣化が著しいからである。
圧延段階中の７００℃以上における圧延をしない空冷時
間の総和を６０秒以内に規制したのは、６０秒を越える
と、圧延をしない空冷中に圧電加工組織の關復とそれに
続く結晶粒の粗大化を生じｇａ度、ｓｉｎとも劣化する
とともに、本発明の如く圧延をしない空冷時間の総和を
６０秒以内として末再紬晶ｒ領域における再結晶な超こ
さない圧下率、いわゆる末再結晶累横圧下率を増大させ
て強度を増加させた場合のみ、時効前鋼管の低温靭性が
よく、またひずみ時効による劣化が小さいからである。
間の総和を６０秒以内に規制したのは、６０秒を越える
と、圧延をしない空冷中に圧電加工組織の關復とそれに
続く結晶粒の粗大化を生じｇａ度、ｓｉｎとも劣化する
とともに、本発明の如く圧延をしない空冷時間の総和を
６０秒以内として末再紬晶ｒ領域における再結晶な超こ
さない圧下率、いわゆる末再結晶累横圧下率を増大させ
て強度を増加させた場合のみ、時効前鋼管の低温靭性が
よく、またひずみ時効による劣化が小さいからである。
すなわち、重置明考らはＣ：α０７％、Ｓ目Ｑ、２４う
、 Ｍｍ：Ｌ１２ ％、 Ｐ ： （ＬＯ１５％、
８：１００２％、Ｎｂ：１０４０％、Ｖ：（１０７０
％、＾ｒ−：ａ０２３％、！！４部が実質的ＫＦ・から
成る組成のスラブを用い、狐圧延Ｎｍ温度が１０００〜
８８０℃、仕上圧延終了温度が７３０〜６９０℃の秦件
で圧延した鋼板素材から成形した外径１４２２■、肉厚
２＆４閣の時効前後のＵＯＥ鋼管についで、圧延段階中
の７００℃以上の温度領域における圧延をしない空冷時
間の総和と、管軸に対して直角方向の２ ｗｍ Ｖノツ
チフルナイズのシャルピー試験ニオける（ｉ面遷４１Ｈ
１Ｗｔ℃（ｖＴｒｓ）および−８０℃における吸収エネ
ルギー−・論（マＥ−−・）との関係を調査し、結果を
溢付図ｒＪＫ示した。なお鋼管の時効逃場条件は３００
℃×２分である０図面から明らかな如く圧延中の７００
℃以上における空冷時間の総和が大になるに従ってシャ
ルピー破面遷移温度が上昇し、低温靭性が低下する傾向
を示すが、空冷時間の総和が６０秒以内の場合はシャル
ピー破面遷移温度が低く、低温靭性も曳好であるので圧
延段階中の圧延をしない空冷時間の総和を６０秒以内に
規制した。
、 Ｍｍ：Ｌ１２ ％、 Ｐ ： （ＬＯ１５％、
８：１００２％、Ｎｂ：１０４０％、Ｖ：（１０７０
％、＾ｒ−：ａ０２３％、！！４部が実質的ＫＦ・から
成る組成のスラブを用い、狐圧延Ｎｍ温度が１０００〜
８８０℃、仕上圧延終了温度が７３０〜６９０℃の秦件
で圧延した鋼板素材から成形した外径１４２２■、肉厚
２＆４閣の時効前後のＵＯＥ鋼管についで、圧延段階中
の７００℃以上の温度領域における圧延をしない空冷時
間の総和と、管軸に対して直角方向の２ ｗｍ Ｖノツ
チフルナイズのシャルピー試験ニオける（ｉ面遷４１Ｈ
１Ｗｔ℃（ｖＴｒｓ）および−８０℃における吸収エネ
ルギー−・論（マＥ−−・）との関係を調査し、結果を
溢付図ｒＪＫ示した。なお鋼管の時効逃場条件は３００
℃×２分である０図面から明らかな如く圧延中の７００
℃以上における空冷時間の総和が大になるに従ってシャ
ルピー破面遷移温度が上昇し、低温靭性が低下する傾向
を示すが、空冷時間の総和が６０秒以内の場合はシャル
ピー破面遷移温度が低く、低温靭性も曳好であるので圧
延段階中の圧延をしない空冷時間の総和を６０秒以内に
規制した。
仕上圧延終了温度なＡｒｓ〜６５０ｃとしたのは、終了
温度がこの範囲からはずれるときＫは低温靭性が着しく
劣化するからである。
温度がこの範囲からはずれるときＫは低温靭性が着しく
劣化するからである。
鋼管成形後の時効処理の加熱温度をＺｏｏ〜４００ＵＫ
規制したのは、１００℃末溝では十分な時効硬化が起こ
らず、一方４００℃を越えると適時、効による軟化が著
しく、いずれにしても強度を上昇させる効果が乏しく本
発明の目的な達成できないので温度範囲を１００〜４０
０℃に規制した。
規制したのは、１００℃末溝では十分な時効硬化が起こ
らず、一方４００℃を越えると適時、効による軟化が著
しく、いずれにしても強度を上昇させる効果が乏しく本
発明の目的な達成できないので温度範囲を１００〜４０
０℃に規制した。
また、時効処＠Ｋｌ！する時間は（Ｌ５〜１２０分揚度
が有効である。０．５分未満では時効硬化が十分でなく
、時効処瑞時閾１２０分で時効による硬化は十分に飽和
し、１２０分を越えると過時効により、逆に強度が低下
する場合を生じ得るからである。
が有効である。０．５分未満では時効硬化が十分でなく
、時効処瑞時閾１２０分で時効による硬化は十分に飽和
し、１２０分を越えると過時効により、逆に強度が低下
する場合を生じ得るからである。
なお、時効処理の加熱はｉｌｃ気炉、ガス炉、誘導加熱
装置のいずれを使用してもよく、また鋼管を回転させな
がらバーナーで加熱することも可屈である。
装置のいずれを使用してもよく、また鋼管を回転させな
がらバーナーで加熱することも可屈である。
上記の如く、本発明は銅の成分組成を限定した連続鋳造
スラブを使用し、重置ｔｉ％有の＊ｌＩ＃圧遮を実施し
、その熱延銅帯から造管し時効処理を行うことにより、
低温靭性にすぐれたＡＰＩ規格Ｘ＊ｍ例 化学組成がすべて本発明の限定組成を２満足する連続鋳
造スラブを使用し、本発明の要件を満足する保温もしく
は加熱を行った後制御圧延を行い、ついで造管、時効処
理した本発明鋼管と本発明の要件のいずれかを満足しな
い比較鋼管〈ついて、管軸に対して直角方向の降伏応力
、引張強さ等の強＆および常温ならび低温における靭性
の比較試験を行った。この比較試験の条件および醋未は
第１ｔＲに示すとおりである。なお、比較鋼管に８いて
本発明の要件を満足しない処＠条件にはアン〆一ツイン
を付した。
スラブを使用し、重置ｔｉ％有の＊ｌＩ＃圧遮を実施し
、その熱延銅帯から造管し時効処理を行うことにより、
低温靭性にすぐれたＡＰＩ規格Ｘ＊ｍ例 化学組成がすべて本発明の限定組成を２満足する連続鋳
造スラブを使用し、本発明の要件を満足する保温もしく
は加熱を行った後制御圧延を行い、ついで造管、時効処
理した本発明鋼管と本発明の要件のいずれかを満足しな
い比較鋼管〈ついて、管軸に対して直角方向の降伏応力
、引張強さ等の強＆および常温ならび低温における靭性
の比較試験を行った。この比較試験の条件および醋未は
第１ｔＲに示すとおりである。なお、比較鋼管に８いて
本発明の要件を満足しない処＠条件にはアン〆一ツイン
を付した。
すなわち装置ｖｉによる供試材Ａ〜Ｌ鋼から連続Ｍ鷹法
によって２００■厚のスラブを製造し、第１表に示す本
発明の圧ｍ＊件および仕上圧延藉了温度７３０〜６９０
℃により圧延し、２＆４ｍ厚さの鋼板を製造した。この
ｆＩＩ４板から外ｆｋ１２１ Ｇ閣のυＯＥ＃管を成形
し、２５０ＣＸ２分あるいは３００℃×２分の時効処＠
を施した。
によって２００■厚のスラブを製造し、第１表に示す本
発明の圧ｍ＊件および仕上圧延藉了温度７３０〜６９０
℃により圧延し、２＆４ｍ厚さの鋼板を製造した。この
ｆＩＩ４板から外ｆｋ１２１ Ｇ閣のυＯＥ＃管を成形
し、２５０ＣＸ２分あるいは３００℃×２分の時効処＠
を施した。
一方、比較鋼管の供試材Ｍ−Ｘ鋼においては、化学組成
は本発明の要件を満足し、肉厚と外径は装置１＃１端管
と同一であるが、スラブの加熱条件、制御圧延条件、鋼
管の時効処理条件等の少くとも一つが本発明の要件を満
足しないものである。
は本発明の要件を満足し、肉厚と外径は装置１＃１端管
と同一であるが、スラブの加熱条件、制御圧延条件、鋼
管の時効処理条件等の少くとも一つが本発明の要件を満
足しないものである。
ｊ１１真より明らかなとおり、本′発明によ“る鋼管の
降伏応力および引張強さは比較鋼管のそれらに比較して
砺めて安定した高いＩＪｌｌ＆を示しており、２腸■ノ
ツチフルサイズ試験片による破面遷移温度および一８０
ｔｌ：におけるシャルピー吸収エネルキーも本発明鋼管
は安定してすぐれ【いるのに対し、比較ｔＩ４ｆｆ）値
は大きくばらつき本発明鋼管が低温靭性にすぐれている
ことがｆ（ｌ明した。
降伏応力および引張強さは比較鋼管のそれらに比較して
砺めて安定した高いＩＪｌｌ＆を示しており、２腸■ノ
ツチフルサイズ試験片による破面遷移温度および一８０
ｔｌ：におけるシャルピー吸収エネルキーも本発明鋼管
は安定してすぐれ【いるのに対し、比較ｔＩ４ｆｆ）値
は大きくばらつき本発明鋼管が低温靭性にすぐれている
ことがｆ（ｌ明した。
上起貞施例より明らかな如く、本Ｒ１明においては％ｊ
ｉ！戚成の端による１絖鋳造スラブを使用し、ホットス
トリップンルによる制御圧延を行い、更１１ＣＩＡ富の
時効条件を規制することにより、低温靭性のすぐれたム
ＰＩ規格Ｘ８０級鯛賃を得◆ことができた。
ｉ！戚成の端による１絖鋳造スラブを使用し、ホットス
トリップンルによる制御圧延を行い、更１１ＣＩＡ富の
時効条件を規制することにより、低温靭性のすぐれたム
ＰＩ規格Ｘ８０級鯛賃を得◆ことができた。
添付図面は本発明による組成スラブの圧電段階中の７０
０℃以上の温度領域における圧延をしない空冷時間の総
和と、製造されたυｏｇ＠管のシャルピー破面遷移温度
および一８０Ｃにおける吸収エネルギーとの関係を示す
相関図である。
０℃以上の温度領域における圧延をしない空冷時間の総
和と、製造されたυｏｇ＠管のシャルピー破面遷移温度
および一８０Ｃにおける吸収エネルギーとの関係を示す
相関図である。
Claims (1)
- （１）重量比＜−ｃｃ ： ａｔ ｓ％以下、８１：（
Ｌ７Ｇ％以下、Ｍｍ：０．５０〜２５０％、Ｐ：α０，
２５％以下、Ｓ：へ００５％以下、Ｎｂ：α０１〜αＩ
１多、Ａ１：・α０７０％以下を含有し更に必要により
ｖ ： （ＬＯ１〜ａｌｓ％、Ｔｉ ： ０．００ Ｓ
〜（Ｌｌｊ・鐘、ｚｒ：α１０〜４００％％、Ｍｏ：
αＯ＋Ｓ−０，５０％、Ｃｕ：α１Ｇ〜１．００％、Ｎ
１：α１０〜４００％、Ｃｒ：α１Ｇ〜１００％、希士
釧元ｌＡ：α０２０％、Ｃ鳳：α＝０１０％以下のうち
から選ばれ′た１４または２櫨以上を含み、ａｍは実質
的ＫＦ１より成る鋼のＡＰＩ規格ｘ＠ｏａｍ管の製造方
法において、３００■か、ら最麟威品厚さ０３倍までの
厚さを有する連続鋳造スツイな製造する段階と、前記ス
ラブをそのままもしくは２０分以内保温または加熱した
倣、該スラブのａｍ龜度が１０００〜７５０℃になった
時点で粗圧延を開始し、７００℃以上の圧延段階におけ
る圧延しない空冷時間の総和を６０秒以内としてＡｒｍ
寧趨点〜６５０ｍ：の温度範囲において仕上圧延を終了
する段階と、繍紀の熱廻した鋼板を鋼管に成形する段階
と、前記鋼管を１００〜４００℃の温度範囲で時効逃場
な施す段階と、を有して成、ることを特徴とする低温ａ
性にすぐれたＡＰＩ属格Ｘ８０ａｍ管の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10749581A JPS589926A (ja) | 1981-07-09 | 1981-07-09 | 低温靭性にすぐれたａｐｉ規格ｘ８０級鋼管の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10749581A JPS589926A (ja) | 1981-07-09 | 1981-07-09 | 低温靭性にすぐれたａｐｉ規格ｘ８０級鋼管の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS589926A true JPS589926A (ja) | 1983-01-20 |
| JPS6144123B2 JPS6144123B2 (ja) | 1986-10-01 |
Family
ID=14460655
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10749581A Granted JPS589926A (ja) | 1981-07-09 | 1981-07-09 | 低温靭性にすぐれたａｐｉ規格ｘ８０級鋼管の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS589926A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62170458A (ja) * | 1986-01-23 | 1987-07-27 | Nippon Steel Corp | 耐サワ−性の優れた高靭性電縫鋼管用鋼 |
| JPS62227067A (ja) * | 1986-03-28 | 1987-10-06 | Nippon Steel Corp | 耐サワ−性の優れた高靭性電縫鋼管 |
| JPS63137144A (ja) * | 1986-11-28 | 1988-06-09 | Nippon Steel Corp | 耐サワ−性の優れた高靭性電縫鋼管 |
| WO2000068443A3 (de) * | 1999-05-10 | 2001-04-26 | Mannesmann Ag | Verfahren zur herstellung von geschweissten stahlrohren hoher festigkeit, zähigkeits- und verformungseigenschaften |
| CN1318631C (zh) * | 2004-06-30 | 2007-05-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 高强度高韧性x80管线钢及其热轧板制造方法 |
| JP2007517139A (ja) * | 2003-12-30 | 2007-06-28 | ザクリートエ・アクツィオネルノエ・オヴシェストヴォ・ナウチノ−プロイズボドゥストヴェンノエ・オビェジンニエイエ “ポリメタール” | 鋼 |
| CN110592360A (zh) * | 2019-08-27 | 2019-12-20 | 西安理工大学 | 具有优异低温韧性的x80弯管焊接接头的热处理方法 |
-
1981
- 1981-07-09 JP JP10749581A patent/JPS589926A/ja active Granted
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62170458A (ja) * | 1986-01-23 | 1987-07-27 | Nippon Steel Corp | 耐サワ−性の優れた高靭性電縫鋼管用鋼 |
| JPS62227067A (ja) * | 1986-03-28 | 1987-10-06 | Nippon Steel Corp | 耐サワ−性の優れた高靭性電縫鋼管 |
| JPH0553857B2 (ja) * | 1986-03-28 | 1993-08-11 | Nippon Steel Corp | |
| JPS63137144A (ja) * | 1986-11-28 | 1988-06-09 | Nippon Steel Corp | 耐サワ−性の優れた高靭性電縫鋼管 |
| WO2000068443A3 (de) * | 1999-05-10 | 2001-04-26 | Mannesmann Ag | Verfahren zur herstellung von geschweissten stahlrohren hoher festigkeit, zähigkeits- und verformungseigenschaften |
| JP2002544377A (ja) * | 1999-05-10 | 2002-12-24 | マンネスマンレーレン‐ヴェルケ・アクチエンゲゼルシャフト | 高強度と靭性特性と変形特性とを有する溶接鋼管を製造するための方法 |
| US6648209B2 (en) | 1999-05-10 | 2003-11-18 | Mannesmannröhren-Werke Ag | Process for producing welded steel pipes with a high degree of strength, ductility and deformability |
| JP2007517139A (ja) * | 2003-12-30 | 2007-06-28 | ザクリートエ・アクツィオネルノエ・オヴシェストヴォ・ナウチノ−プロイズボドゥストヴェンノエ・オビェジンニエイエ “ポリメタール” | 鋼 |
| CN1318631C (zh) * | 2004-06-30 | 2007-05-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 高强度高韧性x80管线钢及其热轧板制造方法 |
| CN110592360A (zh) * | 2019-08-27 | 2019-12-20 | 西安理工大学 | 具有优异低温韧性的x80弯管焊接接头的热处理方法 |
| CN110592360B (zh) * | 2019-08-27 | 2021-09-10 | 西安理工大学 | 具有优异低温韧性的x80弯管焊接接头的热处理方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6144123B2 (ja) | 1986-10-01 |
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