JPS60131950A - 低降伏比を有する耐硫化水素割れ性に優れたラインパイプ用高強度鋼板及びその製造方法 - Google Patents
低降伏比を有する耐硫化水素割れ性に優れたラインパイプ用高強度鋼板及びその製造方法Info
- Publication number
- JPS60131950A JPS60131950A JP23864483A JP23864483A JPS60131950A JP S60131950 A JPS60131950 A JP S60131950A JP 23864483 A JP23864483 A JP 23864483A JP 23864483 A JP23864483 A JP 23864483A JP S60131950 A JPS60131950 A JP S60131950A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- hydrogen sulfide
- temperature
- martensite
- bainite
- hot rolling
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
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】
本発明は、7096程度以下の低降伏比で優れた冷開加
工性を有し、且つ靭性及び耐硫化水素割れ性が良好であ
ると共に、50〜80 Ky f’ /mm”程度とい
う高強度を示すラインパイプ用鋼板及びその製造方法に
関するものである。
工性を有し、且つ靭性及び耐硫化水素割れ性が良好であ
ると共に、50〜80 Ky f’ /mm”程度とい
う高強度を示すラインパイプ用鋼板及びその製造方法に
関するものである。
近年、採掘可能な油井が枯渇化してくるにつれて新規油
田開拓に対する要請はまずます高まってきており、それ
に伴ってより苛酷な腐食環境(いわゆるサワー環境)下
での使用にも十分耐え得るラインパイプ(ガス又は原油
輸送用)の需要はますまず増大してきている。そしてこ
の様なラインパイプ用鋼板としては、耐硫化水素割れ性
はもとより、高強度、高靭性と優れた加工性を兼備した
ものが要求されるところから、これまでにも種々の改良
研究が行なわれている。この様な研究成果の1つとして
NbやVを含む構造用鋼が開発され、既に一部で実用化
されているが、との種の鋼材は降伏比が極めて高く、成
管時にスプリングバックを起こす為成形加工性が悪く、
しかも成管後はバウジンガー効果によって降伏応力が極
端に低下するという問題がある。一方薄肉鋼板において
は、フェライトとマルテンサイトからなる複合組織鋼が
開発され、これは降伏比が低く且つ強度−伸びバランス
が良好であるところから、最近注目を集めている。そこ
でこの種の複合組mtRをラインパイプ用として使用す
ることも考えられるが、本発明者らが確認実験を行なっ
たところによれば、この種の組織鋼の極限変形能、靭性
及び耐硫化水素割れ性は不十分であり、ラインパイプ用
としては実用化し得ないことが明らかとなった。その理
由は、■マルテンサイトが過飽和のCを含む硬質相であ
る為加工時の変形に追従しきれないこと、及び■マルテ
ンサイトが耐硫化水素割れ感受性を高めることは周知の
事実であり、マルテンサイトとフェライトの界面及びマ
ルテンサイト内部からボイドが発生し前記諸性能が低下
すること、などが考えられる。他方、低温靭性の優れた
高張力鋼板としてフェライトとベーナイトからなる複合
組織鋼が知られているが、この複合組mfRは降伏比が
高く、成管加工時にスプリングバックを起こす等加工性
に問題がある。
田開拓に対する要請はまずます高まってきており、それ
に伴ってより苛酷な腐食環境(いわゆるサワー環境)下
での使用にも十分耐え得るラインパイプ(ガス又は原油
輸送用)の需要はますまず増大してきている。そしてこ
の様なラインパイプ用鋼板としては、耐硫化水素割れ性
はもとより、高強度、高靭性と優れた加工性を兼備した
ものが要求されるところから、これまでにも種々の改良
研究が行なわれている。この様な研究成果の1つとして
NbやVを含む構造用鋼が開発され、既に一部で実用化
されているが、との種の鋼材は降伏比が極めて高く、成
管時にスプリングバックを起こす為成形加工性が悪く、
しかも成管後はバウジンガー効果によって降伏応力が極
端に低下するという問題がある。一方薄肉鋼板において
は、フェライトとマルテンサイトからなる複合組織鋼が
開発され、これは降伏比が低く且つ強度−伸びバランス
が良好であるところから、最近注目を集めている。そこ
でこの種の複合組mtRをラインパイプ用として使用す
ることも考えられるが、本発明者らが確認実験を行なっ
たところによれば、この種の組織鋼の極限変形能、靭性
及び耐硫化水素割れ性は不十分であり、ラインパイプ用
としては実用化し得ないことが明らかとなった。その理
由は、■マルテンサイトが過飽和のCを含む硬質相であ
る為加工時の変形に追従しきれないこと、及び■マルテ
ンサイトが耐硫化水素割れ感受性を高めることは周知の
事実であり、マルテンサイトとフェライトの界面及びマ
ルテンサイト内部からボイドが発生し前記諸性能が低下
すること、などが考えられる。他方、低温靭性の優れた
高張力鋼板としてフェライトとベーナイトからなる複合
組織鋼が知られているが、この複合組mfRは降伏比が
高く、成管加工時にスプリングバックを起こす等加工性
に問題がある。
本発明者らはこの様な状況のもとで、強度及び耐硫化水
素割れ性が良好で且つ低降伏比で加工性にも優れたライ
ンパイプ用鋼板を開発しようとして、その化学成分及び
結晶組織の両面から種々研究を進めてきた。本発明に係
るラインパイプ用銅板はこうした研究の結果完成された
ものであって、その構成は、 Cニ0.02〜0.1 % (重量96二以下同じ)S
i:0.02〜1.2% Mn:0.5〜1.54 Al:0.01〜0.196 を含有すると共に、P:0.0896以下、s:o、o
oa%以下に夫々制限され、残部が実質的にFeからな
り、その組織がフェライト、ベーナイト及びマルテンサ
イトの8相からなり、ベーナイト面積率が5〜40%、
マルテンサイト面積率が1〜10%であるところに要旨
を有するものである。又本発明に係る製造方法の構成は
、上記化学成分を有する連鋳スラグ又は分塊スラグを1
000−1200℃に加熱し、その後の熱間圧延に当た
っては、900℃以下における圧下率を5058以下と
し、■熱延仕上温度をAr3点直上とし、熱延終了温度
からAr3〜Ar1点の範囲の温度までを20℃/Se
C以上の速度で急冷するか、又は■熱延仕上温度をAr
3〜Ar1点の範囲の温度とし、 次いでその温度から2〜20秒間放冷又は徐冷した後、
10〜b ℃以下の温度まで冷却して巻取り、前記比率のフェライ
ト・ベーナイト・マルテンサイト8相組織とするところ
に要旨を有するものである。
素割れ性が良好で且つ低降伏比で加工性にも優れたライ
ンパイプ用鋼板を開発しようとして、その化学成分及び
結晶組織の両面から種々研究を進めてきた。本発明に係
るラインパイプ用銅板はこうした研究の結果完成された
ものであって、その構成は、 Cニ0.02〜0.1 % (重量96二以下同じ)S
i:0.02〜1.2% Mn:0.5〜1.54 Al:0.01〜0.196 を含有すると共に、P:0.0896以下、s:o、o
oa%以下に夫々制限され、残部が実質的にFeからな
り、その組織がフェライト、ベーナイト及びマルテンサ
イトの8相からなり、ベーナイト面積率が5〜40%、
マルテンサイト面積率が1〜10%であるところに要旨
を有するものである。又本発明に係る製造方法の構成は
、上記化学成分を有する連鋳スラグ又は分塊スラグを1
000−1200℃に加熱し、その後の熱間圧延に当た
っては、900℃以下における圧下率を5058以下と
し、■熱延仕上温度をAr3点直上とし、熱延終了温度
からAr3〜Ar1点の範囲の温度までを20℃/Se
C以上の速度で急冷するか、又は■熱延仕上温度をAr
3〜Ar1点の範囲の温度とし、 次いでその温度から2〜20秒間放冷又は徐冷した後、
10〜b ℃以下の温度まで冷却して巻取り、前記比率のフェライ
ト・ベーナイト・マルテンサイト8相組織とするところ
に要旨を有するものである。
尚本出願人は先に自動車ホイールディスク用等の素材を
対象とし、フェライト・ベーナイト・マルテンサイ)8
相組織よりなる低降伏比の高強度鋼板を開発し、特開#
B57−70257号として提供し自動車業界等に多大
な貢献をした。しかしこの先願発明においては、油井開
拓の為のラインパイプという特殊な用途はもとより、か
かる用途への適用に当たって欠くことのできない耐硫化
水素割れ性という特性については全く考慮されて$らず
、本願発明のラインパイプ用鋼材とは異質のものである
。
対象とし、フェライト・ベーナイト・マルテンサイ)8
相組織よりなる低降伏比の高強度鋼板を開発し、特開#
B57−70257号として提供し自動車業界等に多大
な貢献をした。しかしこの先願発明においては、油井開
拓の為のラインパイプという特殊な用途はもとより、か
かる用途への適用に当たって欠くことのできない耐硫化
水素割れ性という特性については全く考慮されて$らず
、本願発明のラインパイプ用鋼材とは異質のものである
。
以下本発明における要件設定の理由を詳細に説明する。
まず鋼材の化学成分を定めた理由を明らかにする0
C:0.02〜o、 i *
熱間圧延後にあける第2相(ベーナイト及びマルテンサ
イト)の生成と強度確保の為には少なくとも0.02%
含有させなければならない。しかし含有量が多すぎると
延性及び靭性が低下する他、溶接性及び熱影響部の靭性
が劣悪になるので0.1%以下に抑えなければならない
。
イト)の生成と強度確保の為には少なくとも0.02%
含有させなければならない。しかし含有量が多すぎると
延性及び靭性が低下する他、溶接性及び熱影響部の靭性
が劣悪になるので0.1%以下に抑えなければならない
。
Si:0.02〜1.24
溶鋼の脱酸剤として不可欠の元素であり、又固溶強化能
が大きい為伸びを低下させることなく強度を高めるのに
極めて重要であり、更には清浄なボリゴナルフエライト
の形成を助長する働きを有している。これらの機能を有
効に発揮させる為には0.02%以上含有させなければ
ならないが、1.2%を越えると靭性や溶接性が明らか
に低下してくる。
が大きい為伸びを低下させることなく強度を高めるのに
極めて重要であり、更には清浄なボリゴナルフエライト
の形成を助長する働きを有している。これらの機能を有
効に発揮させる為には0.02%以上含有させなければ
ならないが、1.2%を越えると靭性や溶接性が明らか
に低下してくる。
Mn : 0.5〜1.5 %
低C化による強度低下を補い且つ焼入性を高めて鋼板の
高強度化に寄与する他、熱延後のγ−α変態時における
r相を安定化して機械的性質を向上させるのに不可欠の
元素であり、これらの機能を有効に発揮させる為には0
.5%以上含有させなければならない。しかし多すぎる
とバンド状組織が生成し易くなり、更には伸び、加工性
及び溶接性が低下するので1.5%以下に抑えるべきで
ある。
高強度化に寄与する他、熱延後のγ−α変態時における
r相を安定化して機械的性質を向上させるのに不可欠の
元素であり、これらの機能を有効に発揮させる為には0
.5%以上含有させなければならない。しかし多すぎる
とバンド状組織が生成し易くなり、更には伸び、加工性
及び溶接性が低下するので1.5%以下に抑えるべきで
ある。
P:0.0896以下
靭性や溶接性を阻害する他、中心偏析を起こして耐硫化
水素割れ性を著しく劣化させる有害元素であるが、0.
08%以下であれば実質上の問題は生じない。
水素割れ性を著しく劣化させる有害元素であるが、0.
08%以下であれば実質上の問題は生じない。
S:0.0011以下
硫化物系介在物を形成し、加工性(特に圧延方向に対し
て直角方向)を低下させると共に、耐硫化水素割れの起
点となる為極力低レベルに抑える必要がある。本発明は
ラインパイプ用に適用される鋼板であって耐硫化水素割
れ性は最も重要な要求性能であるから、必要によりCa
処理を行なってS系介在物の形状制御を行なうが、SJ
iを0.008%以下にしておけば形状制御を行なわな
くても十分な耐硫化水素割れ性を得ることができる。
て直角方向)を低下させると共に、耐硫化水素割れの起
点となる為極力低レベルに抑える必要がある。本発明は
ラインパイプ用に適用される鋼板であって耐硫化水素割
れ性は最も重要な要求性能であるから、必要によりCa
処理を行なってS系介在物の形状制御を行なうが、SJ
iを0.008%以下にしておけば形状制御を行なわな
くても十分な耐硫化水素割れ性を得ることができる。
AI:0.01〜o、t*
脱酸剤として不可欠の元素であり、更に組織を微細化し
て靭性を高める作用もあり、0.01%以上含有させな
ければならない。しかし多ずぎると鍔の清浄度が低下し
耐割れ性や加工性が劣悪になるのでo、 14以下に抑
えるべきである。
て靭性を高める作用もあり、0.01%以上含有させな
ければならない。しかし多ずぎると鍔の清浄度が低下し
耐割れ性や加工性が劣悪になるのでo、 14以下に抑
えるべきである。
本発明網板における必須の構成4分は上記の通りである
が、これらに加えて適量のCuSN 1 NCr5Nb
s Tis n、caを含有させて物性等を更に軟着す
ることも有効である。以下これらの各元素の効果につい
て説明を加える。
が、これらに加えて適量のCuSN 1 NCr5Nb
s Tis n、caを含有させて物性等を更に軟着す
ることも有効である。以下これらの各元素の効果につい
て説明を加える。
Cuは鋼中への水素の侵入を防止し、弱酸性の腐食環境
における耐食性を高めるのに極めて有効な元素であり、
その効果は0.196以上添加することによって有効に
発揮される。しかし196を越えると熱間脆性が生じて
くるので注意しなければならない。
における耐食性を高めるのに極めて有効な元素であり、
その効果は0.196以上添加することによって有効に
発揮される。しかし196を越えると熱間脆性が生じて
くるので注意しなければならない。
Crs N 1% Bはともに焼入性を向上させ所望の
組織を得るうえで有効な元素であり、特に本発明の様な
ベーナイト及びマルテンサイトの低温変態生成物を得ら
れ易くする。またCrは耐食性を高め、Niは靭性を高
めると共にCuによる脆化を防止する作用も有している
。しかし、それらの添加効果には自ずと限界があり、過
剰に添加すると、Cr % N lは熱影響部の硬化性
を増し、靭性及び溶接性の低下を招くこと、およびBは
オーステナイト粒界にB N 、 B −Con5ti
tuentとして析出しやすくなるため母材および熱影
響部の靭性右よび延性の劣化を招くことになり、また経
済性の面からも好ましくないことがらCr及びNiは夫
々1515以下、Bは0.00696以下とすべきであ
る。
組織を得るうえで有効な元素であり、特に本発明の様な
ベーナイト及びマルテンサイトの低温変態生成物を得ら
れ易くする。またCrは耐食性を高め、Niは靭性を高
めると共にCuによる脆化を防止する作用も有している
。しかし、それらの添加効果には自ずと限界があり、過
剰に添加すると、Cr % N lは熱影響部の硬化性
を増し、靭性及び溶接性の低下を招くこと、およびBは
オーステナイト粒界にB N 、 B −Con5ti
tuentとして析出しやすくなるため母材および熱影
響部の靭性右よび延性の劣化を招くことになり、また経
済性の面からも好ましくないことがらCr及びNiは夫
々1515以下、Bは0.00696以下とすべきであ
る。
Nb及びTiは析出強化元素であり、強度向上に寄与す
るばかりでなく、加熱時のオーステナイト粒度を細粒化
しひいては熱間圧延後のフェライトを細粒化するのに有
効である。またMn等との共存下で熱間圧延後の変態組
織に影響を与え、ベーナイト組織を得やすくすると共に
、溶接熱影響部の硬度低下を防止して軟化抵抗を高める
働きがある。さらに、これらの元素は微細な炭窒化物と
して析出し、劇中の水素トラップサイトとして有効に働
き耐硫化水素割れ性の向上に寄与する。しかし、過剰に
添加すると炭窒化物の粗大化により靭性の低下力よび割
れ発生を招くカそれがあるのでNb及びTiは夫々o、
1%以下とすべをである。
るばかりでなく、加熱時のオーステナイト粒度を細粒化
しひいては熱間圧延後のフェライトを細粒化するのに有
効である。またMn等との共存下で熱間圧延後の変態組
織に影響を与え、ベーナイト組織を得やすくすると共に
、溶接熱影響部の硬度低下を防止して軟化抵抗を高める
働きがある。さらに、これらの元素は微細な炭窒化物と
して析出し、劇中の水素トラップサイトとして有効に働
き耐硫化水素割れ性の向上に寄与する。しかし、過剰に
添加すると炭窒化物の粗大化により靭性の低下力よび割
れ発生を招くカそれがあるのでNb及びTiは夫々o、
1%以下とすべをである。
Caはm中の硫化物系介在物の形態及び組成を変えるの
に極めて有効な元素である。即ち圧延方向に伸長した介
在物を球状化し、延性、靭性を高めると共に異方性を低
減し、耐硫化水素割れ性を一段と高める作用がある。し
かし0.005%を越えると、Ca系酸化物量が多くな
りすぎて上記緒特性をかえって阻害することになるので
注意しなければならない。
に極めて有効な元素である。即ち圧延方向に伸長した介
在物を球状化し、延性、靭性を高めると共に異方性を低
減し、耐硫化水素割れ性を一段と高める作用がある。し
かし0.005%を越えると、Ca系酸化物量が多くな
りすぎて上記緒特性をかえって阻害することになるので
注意しなければならない。
本発明に係る鋼材の化学成分は以上の通りであるが、更
に組織面からの制約としてフェライト−ベーナイト・マ
ルテンサイトの8相組織を有し、且つベーナイト面積率
が5〜40%、マルテンサイト面積率が1〜1096で
なければならない。しかしてベーナイト面積率が596
未満では、公知のフェライト・マルテンサイト2相組t
tA#Iと同様の特性となり、十分な耐硫化水素割れ性
を得ることができず、一方4096を越えるとマルテン
サイト導入による降伏比の低下効果が十分に発揮されな
くなる。尚本発明においてベーナイトとはベイナイテイ
ツクフエライト乃至炭化物を内包するベーナイトを含む
。またマルテンサイトは一般に靭性及び耐硫化水素割れ
性にとって有害であるというのが常識となっているが、
その形態及び垣を厳密に規定すれば上記の障害は実質的
に問題とならず逆にプラス効果を示し、降伏比の低下と
いう利点のみを有効に発揮せしめ得ることが明らかきな
った。そしてこうした特長はマルテンサイト面積率を1
〜1096の範囲基こ設定することによっ°C得られる
もので、196未満では降伏比を必要程度まで低下させ
ることができず、1o96を越えると靭性及び耐硫化水
素割れ性が急激に悪化する。この様に適量のマルテンサ
イトが耐硫化水素割れ性にとってプラス効果を発揮する
理由としては、マルテンサイト中に存在する高密度の転
位が水素のトラップサイトとなり、水素割れが緩和され
る為と考えられる。しかしマルテンサイト麗が多くなり
すぎると割れの伝播が助長され、耐硫化水素割れ性が急
激に低下するので、こうした意味からもマルテンサイト
面積率は1〜1096にする必要がある。
に組織面からの制約としてフェライト−ベーナイト・マ
ルテンサイトの8相組織を有し、且つベーナイト面積率
が5〜40%、マルテンサイト面積率が1〜1096で
なければならない。しかしてベーナイト面積率が596
未満では、公知のフェライト・マルテンサイト2相組t
tA#Iと同様の特性となり、十分な耐硫化水素割れ性
を得ることができず、一方4096を越えるとマルテン
サイト導入による降伏比の低下効果が十分に発揮されな
くなる。尚本発明においてベーナイトとはベイナイテイ
ツクフエライト乃至炭化物を内包するベーナイトを含む
。またマルテンサイトは一般に靭性及び耐硫化水素割れ
性にとって有害であるというのが常識となっているが、
その形態及び垣を厳密に規定すれば上記の障害は実質的
に問題とならず逆にプラス効果を示し、降伏比の低下と
いう利点のみを有効に発揮せしめ得ることが明らかきな
った。そしてこうした特長はマルテンサイト面積率を1
〜1096の範囲基こ設定することによっ°C得られる
もので、196未満では降伏比を必要程度まで低下させ
ることができず、1o96を越えると靭性及び耐硫化水
素割れ性が急激に悪化する。この様に適量のマルテンサ
イトが耐硫化水素割れ性にとってプラス効果を発揮する
理由としては、マルテンサイト中に存在する高密度の転
位が水素のトラップサイトとなり、水素割れが緩和され
る為と考えられる。しかしマルテンサイト麗が多くなり
すぎると割れの伝播が助長され、耐硫化水素割れ性が急
激に低下するので、こうした意味からもマルテンサイト
面積率は1〜1096にする必要がある。
また割れの伝播を極力抑制するという意味ではマルテン
サイトの粒径は小さい方が好ましく、8μm以下にする
ことが望まれる。この8相組織鋼はフェライト・ベーナ
イト鋼に比べて、マルテンサイトの導入により高強度が
与えられているので、強度、靭性及び耐硫化水素割れ性
の全てに優れたラインパイプ用削材となる。尚上記ベー
ナイト及びマルテンサイトがバンド状に生成したものは
耐硫化水素割れ性が悪いので、可能な限り第2相をバン
ド状に生成させず球状化させることが望まれる。
サイトの粒径は小さい方が好ましく、8μm以下にする
ことが望まれる。この8相組織鋼はフェライト・ベーナ
イト鋼に比べて、マルテンサイトの導入により高強度が
与えられているので、強度、靭性及び耐硫化水素割れ性
の全てに優れたラインパイプ用削材となる。尚上記ベー
ナイト及びマルテンサイトがバンド状に生成したものは
耐硫化水素割れ性が悪いので、可能な限り第2相をバン
ド状に生成させず球状化させることが望まれる。
本発明では上記の様な8相組織を板厚方向に均−且つ微
細に分布生成させる必要があるが、その為には原料スラ
ブの加熱温度、熱間圧延条件及び冷却条件等を厳密に調
整しなければならず、この条件を設定したところに本発
明方法の特徴がある。
細に分布生成させる必要があるが、その為には原料スラ
ブの加熱温度、熱間圧延条件及び冷却条件等を厳密に調
整しなければならず、この条件を設定したところに本発
明方法の特徴がある。
即ち前記化学成分の連鋳スラブ又は分塊スラブは、熱間
圧延に先立ってまず1000〜1200℃に加熱する。
圧延に先立ってまず1000〜1200℃に加熱する。
この温度設定は加熱時のγ粒径を微細化し、ひいては熱
間圧延後の組織を微細化するのに不可欠の要件であり、
加熱温度が1200℃を越えるとr粒が急激に粗大化す
る為熱延働冷却後のフェライト、ベーナイト及びマルテ
ンサイトも粗大化し、十分な強度と靭性が得られなくな
る。一方加熱温度が低すぎるとNbやTi等の析出強化
元素を含む場合にこれらの固溶屋が不十分となり強度及
び靭性が低下する他、圧延終了温度が低くなって材質劣
化や操業性の低下を招くので、1000℃を下限に定め
た。
間圧延後の組織を微細化するのに不可欠の要件であり、
加熱温度が1200℃を越えるとr粒が急激に粗大化す
る為熱延働冷却後のフェライト、ベーナイト及びマルテ
ンサイトも粗大化し、十分な強度と靭性が得られなくな
る。一方加熱温度が低すぎるとNbやTi等の析出強化
元素を含む場合にこれらの固溶屋が不十分となり強度及
び靭性が低下する他、圧延終了温度が低くなって材質劣
化や操業性の低下を招くので、1000℃を下限に定め
た。
引き続いて行なわれる熱同圧延では、まず900℃以下
の未再結晶r域での圧下率を5096とし、仕上温度を
Ar3〜Ar工点の問又はAr3点直上としなければな
らない。これは未再結晶域で十分な圧下を行なうことに
よって7粒の微細化及び延伸を図り、圧延後の冷却中に
生じる変態組織を徹底して微細均一にする為に不可欠の
要件である。但し熱延仕上温度がAr3〜Ar□点以下
になるとフェライトが加工組織となり、降伏比を高める
ばかりでなく延性も低下するので、その下限は720℃
程度とするのがよい。一方仕上温度が高すぎると制御圧
延効果がなくなり、7粒及びその後の変態組織の細粒化
が望めなくなる他、フェライト変態速度が遅くなって未
変態r量も必要以上に多くなる為、望ましくは860℃
程度以下とすべきである。
の未再結晶r域での圧下率を5096とし、仕上温度を
Ar3〜Ar工点の問又はAr3点直上としなければな
らない。これは未再結晶域で十分な圧下を行なうことに
よって7粒の微細化及び延伸を図り、圧延後の冷却中に
生じる変態組織を徹底して微細均一にする為に不可欠の
要件である。但し熱延仕上温度がAr3〜Ar□点以下
になるとフェライトが加工組織となり、降伏比を高める
ばかりでなく延性も低下するので、その下限は720℃
程度とするのがよい。一方仕上温度が高すぎると制御圧
延効果がなくなり、7粒及びその後の変態組織の細粒化
が望めなくなる他、フェライト変態速度が遅くなって未
変態r量も必要以上に多くなる為、望ましくは860℃
程度以下とすべきである。
その後銅板は巻取られるが、その間の冷却パターンは仕
上温度に応じて下記■及び■の条件を満たす様に設定し
なければならない。
上温度に応じて下記■及び■の条件を満たす様に設定し
なければならない。
■仕上温度がAr3点を越える場合は、Ar3〜Ar。
点までを10℃/sec以上の速度で急冷し、この温度
域で2〜20秒間の放冷又は徐冷を行なう方法。 ・ ■仕上温度をAr 3〜Ar、点とし、この温度で2〜
20秒間の放冷又は徐冷を行なう方法。
域で2〜20秒間の放冷又は徐冷を行なう方法。 ・ ■仕上温度をAr 3〜Ar、点とし、この温度で2〜
20秒間の放冷又は徐冷を行なう方法。
即ちこの冷却条件で特徴付けられるのは、Ar3〜Ar
、点の温度範囲で2〜20秒間の放冷又は徐冷を行なう
ところにあり、これはフェライト中の固溶炭素を7粒中
に濃縮して7粒を安定化させると共に、固溶炭素の減少
によってフェライト相を清浄化し、延性を改善する他所
型割合の第2相を生成させる為の準備段階として極めて
重要である。
、点の温度範囲で2〜20秒間の放冷又は徐冷を行なう
ところにあり、これはフェライト中の固溶炭素を7粒中
に濃縮して7粒を安定化させると共に、固溶炭素の減少
によってフェライト相を清浄化し、延性を改善する他所
型割合の第2相を生成させる為の準備段階として極めて
重要である。
しかしてこの間の放冷又は徐冷時間が2秒未満では、そ
の後の冷却時に第2相量が必要以上に増大し、降伏比が
上昇すると共に延性や耐硫化水素割れ性が乏しくなる。
の後の冷却時に第2相量が必要以上に増大し、降伏比が
上昇すると共に延性や耐硫化水素割れ性が乏しくなる。
また20秒を越えると第2相がパーライト変態を起こし
、前述の様な8相組織及び機械的諸性質が得られなくな
る。尚上記■の方法を採用するときの仕上温度からAr
3〜Ar1点までの冷却速度は、生産性向上の為できる
だけ速い方が好ましく20℃/ 880以上に定めた。
、前述の様な8相組織及び機械的諸性質が得られなくな
る。尚上記■の方法を採用するときの仕上温度からAr
3〜Ar1点までの冷却速度は、生産性向上の為できる
だけ速い方が好ましく20℃/ 880以上に定めた。
上記■、■の放冷又は徐冷後巻取りまでの冷却速度は5
〜b これは、5℃/sec未満ではベーナイト変態が起こり
難く強度への寄与が不十分となる為であり、また40℃
/secを越えると第2相がすべてマルテンサイト変態
を起こす為、延性、靭性及び耐硫化水素割れ性のすべて
が劣悪になる。又この銅板は600℃以下の温度で巻取
らなければならず、巻取り温度が500℃を越えると第
2相がベーナイト若しくはパーライトのいずれか、或は
両者が混在した組織となり、目標とする低降伏比の鋼板
を得ることがVきなくなる。
〜b これは、5℃/sec未満ではベーナイト変態が起こり
難く強度への寄与が不十分となる為であり、また40℃
/secを越えると第2相がすべてマルテンサイト変態
を起こす為、延性、靭性及び耐硫化水素割れ性のすべて
が劣悪になる。又この銅板は600℃以下の温度で巻取
らなければならず、巻取り温度が500℃を越えると第
2相がベーナイト若しくはパーライトのいずれか、或は
両者が混在した組織となり、目標とする低降伏比の鋼板
を得ることがVきなくなる。
尚本発明銅板の製造に当たっては、連鋳スラブ又は分塊
スラブを途中強制冷却及び加熱炉への装入等を行なうこ
となく、熱鋼片状態のまま直接圧延する方法(Hot
Direct Rolling )及び熱鋼片状態にか
いて温度降下分だけを加熱する方法(Hot Char
ge Rolling )などを採用することもできる
。
スラブを途中強制冷却及び加熱炉への装入等を行なうこ
となく、熱鋼片状態のまま直接圧延する方法(Hot
Direct Rolling )及び熱鋼片状態にか
いて温度降下分だけを加熱する方法(Hot Char
ge Rolling )などを採用することもできる
。
本発明は以上の様に構成されており、鋼材の化学成分及
び結晶組織を厳密に規定することによって、低降伏比を
有すると共に靭性、延性及び耐硫化水素割れ性の卓越し
たラインパイプ用高強度網板を提供し得ることになった
。しかもその製造に当たっては加熱、熱間圧延及び冷却
・巻取りの各条件を厳密に設定することによって、高品
質の同鋼板を再現性よく製造し得ることになった。
び結晶組織を厳密に規定することによって、低降伏比を
有すると共に靭性、延性及び耐硫化水素割れ性の卓越し
たラインパイプ用高強度網板を提供し得ることになった
。しかもその製造に当たっては加熱、熱間圧延及び冷却
・巻取りの各条件を厳密に設定することによって、高品
質の同鋼板を再現性よく製造し得ることになった。
次に実鹸例を挙げて本発明の構成及び作用効果を一層明
確にする。
確にする。
実施例1
16トンの電気炉により溶製した第1表に示す化学成分
のスラブを、第2表に示す条件で加熱処理−制御圧延一
制御冷却一巻取り、を行なって7鱈厚の鋼板を得た。得
られた各鋼板に196未満のスキンパスを施した後、機
械的性質及び耐硫化水素割れ性の試験を行なった。尚耐
硫化水素割れ性試験は、厚さ6鰭×幅20 tm X長
さ65πmの試験片を採取して全面研削(VW仕上げ)
した後、(596NaC1+ 05% CHaCOOH
)の水溶液に1気圧の硫化水素を飽和させてなる腐食液
中に応力無負荷の状態で96時間浸漬し、その後各試験
片について6断面の検鏡と超音波探傷器により水素誘起
割れ性を調べることにより行なった。
のスラブを、第2表に示す条件で加熱処理−制御圧延一
制御冷却一巻取り、を行なって7鱈厚の鋼板を得た。得
られた各鋼板に196未満のスキンパスを施した後、機
械的性質及び耐硫化水素割れ性の試験を行なった。尚耐
硫化水素割れ性試験は、厚さ6鰭×幅20 tm X長
さ65πmの試験片を採取して全面研削(VW仕上げ)
した後、(596NaC1+ 05% CHaCOOH
)の水溶液に1気圧の硫化水素を飽和させてなる腐食液
中に応力無負荷の状態で96時間浸漬し、その後各試験
片について6断面の検鏡と超音波探傷器により水素誘起
割れ性を調べることにより行なった。
結果を第2表に一括して示す。
第2表からも明らかな様に、本発明の規定要件を満たす
鋼板は何れも適正なフェライト・ベーナイト・マルテン
サイト8相組織からなり、何れも圧延のままで降伏点伸
びを生ずることなく0.7以下の低降伏比を有して#す
、延性、靭性及び耐硫化水素割れ性の何れも優れた値を
示している。
鋼板は何れも適正なフェライト・ベーナイト・マルテン
サイト8相組織からなり、何れも圧延のままで降伏点伸
びを生ずることなく0.7以下の低降伏比を有して#す
、延性、靭性及び耐硫化水素割れ性の何れも優れた値を
示している。
これに対し、化学成分のみからすれば規定要件を満たし
ている鋼種りであっても、加熱処理、熱延・冷却条件が
規定範囲を外れるもの(I板D1〜D3)は8相組織の
規定要件を外れて詣り、要求性能を充足するものとは言
えない。即ち鋼種D1は加熱温度が高すぎると共に熱延
及び冷却条件も適切でない為、フェライト・パーライト
組織となって高強度が得られず、降伏比が高い他耐硫化
水素割れ性も劣悪である。鋼種り、はやはり加熱温度及
び熱延・冷却条件が適切でなくフェライト・マルテンサ
イト2相組織となったもので、降伏比が低く強度−伸び
バランスは良好であるものの、靭性及び耐硫化水素割些
性が極端に悪い。鋼種D3は制御冷却条件が規定範囲を
外れている為フェライト・ベーナイト2相組織となった
もので、強度、靭性及び耐硫化水素割れ性は良好である
が、降伏比が高い為パイプ成形時に問題となることは明
白である。
ている鋼種りであっても、加熱処理、熱延・冷却条件が
規定範囲を外れるもの(I板D1〜D3)は8相組織の
規定要件を外れて詣り、要求性能を充足するものとは言
えない。即ち鋼種D1は加熱温度が高すぎると共に熱延
及び冷却条件も適切でない為、フェライト・パーライト
組織となって高強度が得られず、降伏比が高い他耐硫化
水素割れ性も劣悪である。鋼種り、はやはり加熱温度及
び熱延・冷却条件が適切でなくフェライト・マルテンサ
イト2相組織となったもので、降伏比が低く強度−伸び
バランスは良好であるものの、靭性及び耐硫化水素割些
性が極端に悪い。鋼種D3は制御冷却条件が規定範囲を
外れている為フェライト・ベーナイト2相組織となった
もので、強度、靭性及び耐硫化水素割れ性は良好である
が、降伏比が高い為パイプ成形時に問題となることは明
白である。
実施例2
第8表に示す化学成分の溶鋼を使用し、実施例1と同様
に溶製及びスラブ処理を行なって7M厚の鋼板を製造し
、次いで実施例1と同様にして機械的性質及び耐硫化水
素割れ性の試験を行なった。
に溶製及びスラブ処理を行なって7M厚の鋼板を製造し
、次いで実施例1と同様にして機械的性質及び耐硫化水
素割れ性の試験を行なった。
結果を第4表に一括して示す。
第8表 化学成分(重量%)
結果を第4表に一括して示す。
第4表からC,MnJlを増加したW4R,Tは第2相
j!(特にマルテンサイト、詔よび鋼Tでは層状組織の
生成)の増加がみられ、m5(Si増)はフェライト+
マルテンサイト組織およびSiによる鋼の脆化がみられ
、fRU(P増)は板厚中心部に生じた成分偏析層、鋼
v(S増)、WCAl増)は非金属介在物の増加により
鋼の清浄性を害し、これらはいずれも母材#よび熱影響
部の靭性を劣化させるばかりか硫化水素割れの大きな原
因となり、いずれも所望とする材質が得られず、本発明
鋼に比ベラインパイプ用鋼板に必要な靭性、耐硫化水素
割れ性が劣ることが明白である。
j!(特にマルテンサイト、詔よび鋼Tでは層状組織の
生成)の増加がみられ、m5(Si増)はフェライト+
マルテンサイト組織およびSiによる鋼の脆化がみられ
、fRU(P増)は板厚中心部に生じた成分偏析層、鋼
v(S増)、WCAl増)は非金属介在物の増加により
鋼の清浄性を害し、これらはいずれも母材#よび熱影響
部の靭性を劣化させるばかりか硫化水素割れの大きな原
因となり、いずれも所望とする材質が得られず、本発明
鋼に比ベラインパイプ用鋼板に必要な靭性、耐硫化水素
割れ性が劣ることが明白である。
出願人株式会社神戸!&!銅所
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 (tl C:0.02〜0.1 % (東屋%:以下同
じ)Si:0.02〜1.2% ldn : 0.5〜1.596 Al:0.01〜0.1% を含有すると共に、P:0.08%以下、S:0.00
8%以下に夫々制限され、残部が実質的にFeからなり
、その組織がフェライト、ベーナイト及びマルテンサイ
トの8相からなり、ベーナイト面積率5〜4096、マ
ルテンサイト面積率1〜10%であることを特徴とする
低降伏比を有する耐硫化水素割れ性に優れたラインパイ
プ用高強度鋼板。 (21C:0.02〜0.196 Si:0.02〜1,2% Mn : 0.5〜L、S 96 AI : 0.01−0.1% を含有すると共に、P:0.08%以下、s : o、
ooa%以下に夫々制限され、残部が実質的にF、から
なる連鋳スラグ又は分塊スラグを、1000〜1200
℃に加熱し、その後の熱間圧延に当たりでは、900℃
以下における圧下率を50%以上とし、 ■熱延仕上温度をAr3点直上とし、熱延終了温度から
Ar3〜Ar1点の範囲の温度までを20℃/ 860
以上の速度で急冷するか、又は■熱延仕上温度をAr
〜Ar1点の範囲の温度とし、 次いでその温度から2〜20秒間放冷又は徐冷した後、
10〜b ℃以下の温度まで冷却して巻取り、その組織が7エライ
ト、ベーナイト及びマルテンサイトの8相からなり、ベ
ーナイト面積率5〜40%、マルテンサイト面積率1〜
10%とすることを**とする低降伏比を有する耐硫化
水素割れ性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP23864483A JPS60131950A (ja) | 1983-12-16 | 1983-12-16 | 低降伏比を有する耐硫化水素割れ性に優れたラインパイプ用高強度鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP23864483A JPS60131950A (ja) | 1983-12-16 | 1983-12-16 | 低降伏比を有する耐硫化水素割れ性に優れたラインパイプ用高強度鋼板及びその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS60131950A true JPS60131950A (ja) | 1985-07-13 |
Family
ID=17033195
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP23864483A Pending JPS60131950A (ja) | 1983-12-16 | 1983-12-16 | 低降伏比を有する耐硫化水素割れ性に優れたラインパイプ用高強度鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS60131950A (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1616970A1 (en) * | 2003-04-21 | 2006-01-18 | JFE Steel Corporation | High strength hot-rolled steel plate |
KR100723169B1 (ko) | 2005-12-26 | 2007-05-30 | 주식회사 포스코 | 열간압연성이 우수한 석출강화형 라인파이프용 강재의제조방법 |
CN102699029A (zh) * | 2012-05-29 | 2012-10-03 | 武汉钢铁(集团)公司 | 薄板坯连铸连轧低屈强比易酸洗钢的制造方法 |
CN105220065A (zh) * | 2015-10-16 | 2016-01-06 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高扩孔率低屈强比热轧高强度钢板及其制造方法 |
-
1983
- 1983-12-16 JP JP23864483A patent/JPS60131950A/ja active Pending
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1616970A1 (en) * | 2003-04-21 | 2006-01-18 | JFE Steel Corporation | High strength hot-rolled steel plate |
EP1616970A4 (en) * | 2003-04-21 | 2011-01-12 | Jfe Steel Corp | HIGH-WET HOT-ROLLED STEEL PLATE |
KR100723169B1 (ko) | 2005-12-26 | 2007-05-30 | 주식회사 포스코 | 열간압연성이 우수한 석출강화형 라인파이프용 강재의제조방법 |
CN102699029A (zh) * | 2012-05-29 | 2012-10-03 | 武汉钢铁(集团)公司 | 薄板坯连铸连轧低屈强比易酸洗钢的制造方法 |
CN102699029B (zh) * | 2012-05-29 | 2014-08-27 | 武汉钢铁(集团)公司 | 薄板坯连铸连轧低屈强比易酸洗钢的制造方法 |
CN105220065A (zh) * | 2015-10-16 | 2016-01-06 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高扩孔率低屈强比热轧高强度钢板及其制造方法 |
CN105220065B (zh) * | 2015-10-16 | 2017-08-25 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高扩孔率低屈强比热轧高强度钢板及其制造方法 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP3990724B2 (ja) | 優れた靭性および溶接性を有する高強度二次硬化鋼 | |
KR101388334B1 (ko) | 내지연 파괴 특성이 우수한 고장력 강재 그리고 그 제조 방법 | |
KR100815717B1 (ko) | 수소유기균열 저항성과 저온인성이 우수한 고강도 대구경라인파이프 강재 및 그 제조방법 | |
JP2001511479A (ja) | 優れた靭性を有する溶接性超強力鋼の製造方法 | |
US6056833A (en) | Thermomechanically controlled processed high strength weathering steel with low yield/tensile ratio | |
JPH01230713A (ja) | 耐応力腐食割れ性の優れた高強度高靭性鋼の製造法 | |
JPS5896818A (ja) | 高強度とすぐれた低温靭性を有する熱間圧延鋼材の製造法 | |
JPH07278656A (ja) | 低降伏比高張力鋼の製造方法 | |
JPH11229077A (ja) | 多層盛溶接部のctod特性に優れた鋼板およびその製造方法 | |
JPS626730B2 (ja) | ||
CA2266564C (en) | High-strength high-toughness steel products and production method thereof | |
JPH06184636A (ja) | 溶接性の優れた高強度高靭性シームレス鋼管の製造法 | |
JPH06128631A (ja) | 低温靱性の優れた高マンガン超高張力鋼の製造方法 | |
JPS60131950A (ja) | 低降伏比を有する耐硫化水素割れ性に優れたラインパイプ用高強度鋼板及びその製造方法 | |
KR100431849B1 (ko) | 저온조직이 없는 고실리콘 첨가 중탄소강 선재의 제조방법 | |
JP2001020035A (ja) | 耐食性と耐腐食疲労特性に優れた構造用鋼とその製造方法 | |
JPS6167717A (ja) | 溶接熱影響部の強度及び靭性にすぐれた高張力鋼板の製造方法 | |
KR100448623B1 (ko) | 표면탈탄이 적은 고실리콘 첨가 중탄소 선재의 제조방법 | |
JPH10158778A (ja) | 靱性と溶接性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 | |
JPS6320414A (ja) | 高靭性高張力鋼板の製造法 | |
JP2000144309A (ja) | 耐食性に優れた構造用鋼及びその製造方法 | |
JPH0569884B2 (ja) | ||
JPS5877531A (ja) | セパレ−シヨンの少ない高靭性高張力鋼板の製造方法 | |
JPH0717947B2 (ja) | 低降伏比高張力鋼板の製造方法 | |
JPH04358026A (ja) | 細粒化組織の低合金シームレス鋼管の製造法 |