JPS6026809B2 - 低温靭性にすぐれた高張力鋼管の製造方法 - Google Patents
低温靭性にすぐれた高張力鋼管の製造方法Info
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- JPS6026809B2 JPS6026809B2 JP10988380A JP10988380A JPS6026809B2 JP S6026809 B2 JPS6026809 B2 JP S6026809B2 JP 10988380 A JP10988380 A JP 10988380A JP 10988380 A JP10988380 A JP 10988380A JP S6026809 B2 JPS6026809 B2 JP S6026809B2
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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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Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、低温靭性にすぐれた高張力鋼管の製造方法
に関し、鋼管の素材としてひずみ時効による靭性の劣化
が極めて小さい特定組成の鋼を用い、その圧延条件なら
びにその後の熱処理を適切に制御することにより、低温
における級性の劣化を伴うことないこ強度の向上を図ろ
うとするものである。
に関し、鋼管の素材としてひずみ時効による靭性の劣化
が極めて小さい特定組成の鋼を用い、その圧延条件なら
びにその後の熱処理を適切に制御することにより、低温
における級性の劣化を伴うことないこ強度の向上を図ろ
うとするものである。
近年石油、天然ガスなどのエネルギー資源の開発が寒冷
地においても広範囲に行われるようになり、それにとも
なってこれら資源の輸送を行なうパイプライン敷設が数
多く計画され、一部ではすでに実行されつつある。
地においても広範囲に行われるようになり、それにとも
なってこれら資源の輸送を行なうパイプライン敷設が数
多く計画され、一部ではすでに実行されつつある。
これらのパイプラインに用いられる鋼管は次第に大径化
する煩向にあり、それにともなって鋼管の高張力化が要
求されてきている。また、これら寒冷地のパイプライン
用の鋼管は、低温下に設置されるためにその靭性に対す
る要求もはなはだ厳しいものがある。この種パイプライ
ン用高張力大蚤鋼管の素材としては、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とが多
く、現在この制御圧延材を用いてＸ７筋舷の鋼管が製造
されている。
する煩向にあり、それにともなって鋼管の高張力化が要
求されてきている。また、これら寒冷地のパイプライン
用の鋼管は、低温下に設置されるためにその靭性に対す
る要求もはなはだ厳しいものがある。この種パイプライ
ン用高張力大蚤鋼管の素材としては、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とが多
く、現在この制御圧延材を用いてＸ７筋舷の鋼管が製造
されている。
しかし、将釆はＸ８雌吸の高強度を有しかつ低温鞠性も
良好な鋼管の使用が計画されているが、上記の圧延材を
用いた場合はＸ７０級をこえる強度は期待できず、Ｘ７
政扱鋼管でも造管能力の点からその製造可能寸法に制限
を受けているのが現状である。さらに近年Ｍ○，Ｎｉ，
Ｖなど特殊合金元素の価格が著しく高くなり、制御圧延
材から製造されるＸ７雌舷鋼管の製造コストも従来にく
らべかなり高くなってきている。合金元素の節約および
製造可能寸法の拡大などを考慮すると高強度鋼管の製造
法としては、鋼管成形後に強度を上昇させる手段をとる
ことが望ましく、たとえば誘導加熱による鋼管の焼入れ
、競もどし処理はこの手段のうちの有力なものであるが
、この処理には大がかりな設備を必要とし、鋼管製造コ
ストがかなり上昇する。
良好な鋼管の使用が計画されているが、上記の圧延材を
用いた場合はＸ７０級をこえる強度は期待できず、Ｘ７
政扱鋼管でも造管能力の点からその製造可能寸法に制限
を受けているのが現状である。さらに近年Ｍ○，Ｎｉ，
Ｖなど特殊合金元素の価格が著しく高くなり、制御圧延
材から製造されるＸ７雌舷鋼管の製造コストも従来にく
らべかなり高くなってきている。合金元素の節約および
製造可能寸法の拡大などを考慮すると高強度鋼管の製造
法としては、鋼管成形後に強度を上昇させる手段をとる
ことが望ましく、たとえば誘導加熱による鋼管の焼入れ
、競もどし処理はこの手段のうちの有力なものであるが
、この処理には大がかりな設備を必要とし、鋼管製造コ
ストがかなり上昇する。
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はある
が、一般にひずみ時効処理は材料の低温鰯性を劣化させ
るので、従来は好ましくないとされていた。しかしなが
らこの点に関し、発明者らは化学組成および圧延方法の
異なる多くの素材から製造された鋼管を対象として、こ
れらの低温靭‘性におよぼす冷間加工およびみずみ時効
の影響について数多〈の実験、検討を重ねた結果、特定
範囲の化学組成をもち、かつ適切な制御圧延によって製
造された良好な低温鞠性を有する材料においては、冷間
加工およびその後のひずみ時効による低温鋤性の劣化は
これまで考えられていたよりもはるかに小さいこと、従
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
鋤性が良好なまま強度を上昇させ得ることを見出した。
処理も、鋼管の強度上昇のためには有効な手段ではある
が、一般にひずみ時効処理は材料の低温鰯性を劣化させ
るので、従来は好ましくないとされていた。しかしなが
らこの点に関し、発明者らは化学組成および圧延方法の
異なる多くの素材から製造された鋼管を対象として、こ
れらの低温靭‘性におよぼす冷間加工およびみずみ時効
の影響について数多〈の実験、検討を重ねた結果、特定
範囲の化学組成をもち、かつ適切な制御圧延によって製
造された良好な低温鞠性を有する材料においては、冷間
加工およびその後のひずみ時効による低温鋤性の劣化は
これまで考えられていたよりもはるかに小さいこと、従
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
鋤性が良好なまま強度を上昇させ得ることを見出した。
この発明は上記の知見に基づくものである。
すなわちこの発明は、重量で０．１８％以下のＣ，０．
５０％以下のＳｉ，０．５０〜２０％のＭｈ，０．０３
０％以下のＰ，０．００６％以下のＳ，０−１５％以下
のＮｂおよび０．０６０％以下のＡＩを含有し、さらに
必要に応じて０．１５％以下のＶまたはＴｉ，０．５０
％以下のＭｏ，０．５０％以下のＣｕ，３．０％以下の
Ｎｉ，０．６０％以下のＣて，０．０４０％以下のＲＥ
Ｍおよび０．０１０％以下のＣａのうちから選んだ１種
または２種以上を含み、残部が実質的にＦｅの組成にな
る鋼スラブを、加熱温度１１８０００以下、９５０ｑｏ
以下での圧下率６５〜９５％、最終圧延仕上温度７５０
〜５５０午０の条件で圧延加工し、２側Ｖノツチ謙片を
用いたシャルピー衝撃試験における破断面１の当りのセ
パレーション総長さの試験温度を通して最大値が１８側
以上である素材鋼板で鋼管を成形し、この鋼管に１００
〜４００ｏｏの温度範囲で時効処理を施すことから成る
低温靭性にすぐれた高張力鋼管の製造方法である。以下
この発明を由来するに至った実験結果の一部を掲げ、そ
れらを基にこの発明を具体的に説明する。
５０％以下のＳｉ，０．５０〜２０％のＭｈ，０．０３
０％以下のＰ，０．００６％以下のＳ，０−１５％以下
のＮｂおよび０．０６０％以下のＡＩを含有し、さらに
必要に応じて０．１５％以下のＶまたはＴｉ，０．５０
％以下のＭｏ，０．５０％以下のＣｕ，３．０％以下の
Ｎｉ，０．６０％以下のＣて，０．０４０％以下のＲＥ
Ｍおよび０．０１０％以下のＣａのうちから選んだ１種
または２種以上を含み、残部が実質的にＦｅの組成にな
る鋼スラブを、加熱温度１１８０００以下、９５０ｑｏ
以下での圧下率６５〜９５％、最終圧延仕上温度７５０
〜５５０午０の条件で圧延加工し、２側Ｖノツチ謙片を
用いたシャルピー衝撃試験における破断面１の当りのセ
パレーション総長さの試験温度を通して最大値が１８側
以上である素材鋼板で鋼管を成形し、この鋼管に１００
〜４００ｏｏの温度範囲で時効処理を施すことから成る
低温靭性にすぐれた高張力鋼管の製造方法である。以下
この発明を由来するに至った実験結果の一部を掲げ、そ
れらを基にこの発明を具体的に説明する。
従来より制御圧延材は、衝撃試験において著しく低い延
性−脆性遷移温度を有すること、またその原因は制御圧
延による結晶粒の微細化とＱ＋ｙ城での圧延による（１
００）〔０１１〕方位の発達にともなうセパレーション
の生成であり、とくにセパレーション発生量の遷移温度
におよぼす影響が大きいことが知られている。
性−脆性遷移温度を有すること、またその原因は制御圧
延による結晶粒の微細化とＱ＋ｙ城での圧延による（１
００）〔０１１〕方位の発達にともなうセパレーション
の生成であり、とくにセパレーション発生量の遷移温度
におよぼす影響が大きいことが知られている。
一方、材料にひずみ時効を与えた場合、ひずみ時効によ
る降状応力ならびに低ひずみ城における塑性流動応力の
増加により、低温靭‘性が劣化することもよく知られて
いる。
る降状応力ならびに低ひずみ城における塑性流動応力の
増加により、低温靭‘性が劣化することもよく知られて
いる。
従ってこれまではこの発明で目的とするような良好な低
温鋤性および強度を得るためにひずみ時効処理を施すの
如きは考えられたことはなかった。しかしこの点に関す
る発明者らの実験によれば、強い制御圧延を受け、２脚
Ｖノッチシヤルピ−試片を用いた衝撃試験において「該
試片の破断面１の当たりのセパレーション総長ごの試験
温度を通して最大値が１８側以上である材料では、延性
−脆性遷移温度はセパレーション発生量の温度依存性に
支配され、このセパレーション発生量の温度依存性はひ
ずみ時効の影響をあまり受けないこと、従って１の当た
りのセパレーション総長さの最大値が１８側未満の材料
にくらべ、第１表に示したようにシャルピー衝撃試験に
おけるひずみ時効による延性−脆性遷移温度（ｖＴｒｓ
）の上昇量は非常に小さいことがわかった。
温鋤性および強度を得るためにひずみ時効処理を施すの
如きは考えられたことはなかった。しかしこの点に関す
る発明者らの実験によれば、強い制御圧延を受け、２脚
Ｖノッチシヤルピ−試片を用いた衝撃試験において「該
試片の破断面１の当たりのセパレーション総長ごの試験
温度を通して最大値が１８側以上である材料では、延性
−脆性遷移温度はセパレーション発生量の温度依存性に
支配され、このセパレーション発生量の温度依存性はひ
ずみ時効の影響をあまり受けないこと、従って１の当た
りのセパレーション総長さの最大値が１８側未満の材料
にくらべ、第１表に示したようにシャルピー衝撃試験に
おけるひずみ時効による延性−脆性遷移温度（ｖＴｒｓ
）の上昇量は非常に小さいことがわかった。
第１図に示した結果は、鋼管素材としてＸ６０〜Ｘ７庇
吸の圧延材を用い、それもＵＯＥ法により造管しついで
拡管率１．０％で拡管したのち、２５０００，１５分間
の時効処理を施したものについてである。
吸の圧延材を用い、それもＵＯＥ法により造管しついで
拡管率１．０％で拡管したのち、２５０００，１５分間
の時効処理を施したものについてである。
同図より明らかなように、セパレーション総長さの最大
値が１８側以上では、時効後と時効前におけるｖＴ俗の
差△ｖＴ岱は極〈僅かである。一方このような強い制御
圧延材のシャルピー衝撃試験を行った場合の破面と衝撃
値の関係をみると、１００％延性破面を呈する温度領域
において、低温になるほどセパレーションの発生量が多
くなり、それにともなって吸収エネルギーが低下し、１
００％延性破壊での最低温度における吸収エネルギーい
わゆるＣｖ，■低い値を示す。このため低温では、不安
定延性破壊と呼ばれる破面は１００％延性でありながら
高速で伝播する破壊が発生するおそれがある。従ってこ
れまで設計温度が低いすなわちかなり低温城まで良好な
靭性が要求される大径ガスパィプラィン用の鋼管として
、不安定健性破壊を生ずるおそれのある制御圧延材から
成形した鋼管を使用することに難色が示されていた。し
かしこの点については最近、例えＣｖ側が小さくても、
その値を示す温度が十分低くかつ設計温度およびそれに
よりかなり低温城において十分高い吸収エネルギーを有
している制御圧延材ならばガスパィプラィン用として使
用しても問題ないことが判明している。そこで発明者ら
は、セパレーションの発生が多くても低温城において高
い吸収エネルギーを有するような鋼管素材の開発につき
鋭意研究を進めたところ、その成分組成のうちとくにＳ
量を０．００６％以下としかつ必要に応じて希士類元素
（ＲＥＭ），Ｃａ，ＭｇまたはＺｒなどを添加して硫化
物の形態制御を行って藩製したスラブを用い、その圧延
段階とくに制御圧延の条件をこの発明に従って特定する
ことにより、制御圧延材のシャルピー試験における破断
面１の当りのセパレーション総長羊の最大値が１８肌以
上である素材が得られ、この素材についてはその吸収エ
ネルギーのひずみ時効による劣化は第２図に示したよう
に、被断面１の当りのセパレーション総長さの最大値が
１８側未満である素材のそれに〈らべ非常に小さいこと
が明らかになった。
値が１８側以上では、時効後と時効前におけるｖＴ俗の
差△ｖＴ岱は極〈僅かである。一方このような強い制御
圧延材のシャルピー衝撃試験を行った場合の破面と衝撃
値の関係をみると、１００％延性破面を呈する温度領域
において、低温になるほどセパレーションの発生量が多
くなり、それにともなって吸収エネルギーが低下し、１
００％延性破壊での最低温度における吸収エネルギーい
わゆるＣｖ，■低い値を示す。このため低温では、不安
定延性破壊と呼ばれる破面は１００％延性でありながら
高速で伝播する破壊が発生するおそれがある。従ってこ
れまで設計温度が低いすなわちかなり低温城まで良好な
靭性が要求される大径ガスパィプラィン用の鋼管として
、不安定健性破壊を生ずるおそれのある制御圧延材から
成形した鋼管を使用することに難色が示されていた。し
かしこの点については最近、例えＣｖ側が小さくても、
その値を示す温度が十分低くかつ設計温度およびそれに
よりかなり低温城において十分高い吸収エネルギーを有
している制御圧延材ならばガスパィプラィン用として使
用しても問題ないことが判明している。そこで発明者ら
は、セパレーションの発生が多くても低温城において高
い吸収エネルギーを有するような鋼管素材の開発につき
鋭意研究を進めたところ、その成分組成のうちとくにＳ
量を０．００６％以下としかつ必要に応じて希士類元素
（ＲＥＭ），Ｃａ，ＭｇまたはＺｒなどを添加して硫化
物の形態制御を行って藩製したスラブを用い、その圧延
段階とくに制御圧延の条件をこの発明に従って特定する
ことにより、制御圧延材のシャルピー試験における破断
面１の当りのセパレーション総長羊の最大値が１８肌以
上である素材が得られ、この素材についてはその吸収エ
ネルギーのひずみ時効による劣化は第２図に示したよう
に、被断面１の当りのセパレーション総長さの最大値が
１８側未満である素材のそれに〈らべ非常に小さいこと
が明らかになった。
第２図に示した結果は、時効前の規格Ｘ６０〜Ｘ７雌扱
の鋼管素材を用い、前掲第１図で説明したのと同等の条
件で造管ならびに時効処理を施した鋼管の吸収エネルギ
ーを、時効処理前のそれと比較して示したもので、同図
からセパレーション総長さの最大値が１８柳以上では、
時効後と時効前におけるｖＥ‐２。
の鋼管素材を用い、前掲第１図で説明したのと同等の条
件で造管ならびに時効処理を施した鋼管の吸収エネルギ
ーを、時効処理前のそれと比較して示したもので、同図
からセパレーション総長さの最大値が１８柳以上では、
時効後と時効前におけるｖＥ‐２。
の差△ｖＥ‐２ｏはほとんどないことがわかる。次にこ
の発明に従い、下記に示した化学組成に溶製したスラブ
を用い、同じく下記に示した圧延加工および造管加工条
件で外径１２１９帆，肉厚１５．２肋の鋼管を製造し、
この鋼管につき時効温度を種々に変化させたときの引張
強さ（Ｔ．Ｓ）および降伏強さ（Ｙ．Ｓ），ｖＥ則並び
にｖＴｒｓについて調べた結果をそれぞれ第３図ａ，ｂ
およびｃに示す。
の発明に従い、下記に示した化学組成に溶製したスラブ
を用い、同じく下記に示した圧延加工および造管加工条
件で外径１２１９帆，肉厚１５．２肋の鋼管を製造し、
この鋼管につき時効温度を種々に変化させたときの引張
強さ（Ｔ．Ｓ）および降伏強さ（Ｙ．Ｓ），ｖＥ則並び
にｖＴｒｓについて調べた結果をそれぞれ第３図ａ，ｂ
およびｃに示す。
ｏ化学組成（重量％）Ｃ：０．０６，Ｓｉ：０．２５，
Ｍｈ：１．６６，Ｐ：０．０１７，Ｓ：０．００２，Ｎ
ｂ：０．０４１，ＡＩ：０．０３４，Ｖ：０．０３０，
Ｃｕ：０．２２，Ｎｉ：０．２２ｏ圧延加工条件 加熱温度：１１５０ｑｏ，９５０００以下での圧下率：
７５％，最終仕上げ温度：７００ｏｏｏ造管加工条件 造管法：ＵＯＥ法，拡管率：０２％，口４％，△６％な
お２肋Ｖノッチシャルピー試験における破断面１の当り
のセパレーション総長さの最大値は３３側であった。
Ｍｈ：１．６６，Ｐ：０．０１７，Ｓ：０．００２，Ｎ
ｂ：０．０４１，ＡＩ：０．０３４，Ｖ：０．０３０，
Ｃｕ：０．２２，Ｎｉ：０．２２ｏ圧延加工条件 加熱温度：１１５０ｑｏ，９５０００以下での圧下率：
７５％，最終仕上げ温度：７００ｏｏｏ造管加工条件 造管法：ＵＯＥ法，拡管率：０２％，口４％，△６％な
お２肋Ｖノッチシャルピー試験における破断面１の当り
のセパレーション総長さの最大値は３３側であった。
この発明に従い製造された素材鋼板から成形されたＵＯ
Ｅ鋼管においては、時効条件を適切にすることにより低
温靭性をそれぞれ劣化させることなくすぐれた強度が得
られるのがわかる。とくに拡管率との適切な組合わせに
より×８政汲の高い強度が得られる。つぎにこの発明に
おいて鋼管素材の成分組成範囲を前記のように限定した
理由は次のとおりである。
Ｅ鋼管においては、時効条件を適切にすることにより低
温靭性をそれぞれ劣化させることなくすぐれた強度が得
られるのがわかる。とくに拡管率との適切な組合わせに
より×８政汲の高い強度が得られる。つぎにこの発明に
おいて鋼管素材の成分組成範囲を前記のように限定した
理由は次のとおりである。
Ｃは鋼の強度を上げるために必要であるが０．１８％を
超えると低温鋤性および溶接性が著しく悪化する。
超えると低温鋤性および溶接性が著しく悪化する。
Ｓｉは鋼の脱酸および強度上昇のために有効であるが０
．５０％を超えると低温靭性が著しく悪化する。
．５０％を超えると低温靭性が著しく悪化する。
Ｍｎは鋼の強度上昇および低温靭性改善のために有効で
あるが０．５０％未満ではその効果はほとんどなく２．
０％を超えると溶接割れが多発する。
あるが０．５０％未満ではその効果はほとんどなく２．
０％を超えると溶接割れが多発する。
Ｐは不純物として鋼中に不可避に存在する元素であり、
０．０３０％を超えると低温鞠性を著しく悪化させるの
で０．０３０％以下とした。ＳもＰと同じく不可避的不
純物元素でありできる限り低く抑えることが望ましく、
０．００６％を超えると硫化物の形態制御を行っても衝
撃吸収エネルギーを著しく低下させるので０．００６％
以下におさえた。
０．０３０％を超えると低温鞠性を著しく悪化させるの
で０．０３０％以下とした。ＳもＰと同じく不可避的不
純物元素でありできる限り低く抑えることが望ましく、
０．００６％を超えると硫化物の形態制御を行っても衝
撃吸収エネルギーを著しく低下させるので０．００６％
以下におさえた。
Ｎｂは鋼の強度上昇および制御圧延の効果を著しく大き
くするために不可欠の元素として添加されるが０．１５
％を超ると溶接金属の低温級性を著しく悪化させるため
上限を０．１５％とした。
くするために不可欠の元素として添加されるが０．１５
％を超ると溶接金属の低温級性を著しく悪化させるため
上限を０．１５％とした。
ＡＩは鋼の脱酸および結晶粒微細化のために有効である
が０．０６０％を超えると鋼管の表面欠陥および内部欠
陥が多発する。Ｖは鋼の強度上昇のために添加されるこ
とがあるが０．１５％を超えると低温靭性を悪化させる
。
が０．０６０％を超えると鋼管の表面欠陥および内部欠
陥が多発する。Ｖは鋼の強度上昇のために添加されるこ
とがあるが０．１５％を超えると低温靭性を悪化させる
。
Ｔｉは鋼の強度上昇、結晶粒微細化のために添加される
ことがあるが０．１５％を超えると低温籾性を著しく悪
化させる。Ｃｕは鋼の強度上昇のために添加されること
があるが０．５０％を超えると鋼管の表面欠陥が多発す
る。
ことがあるが０．１５％を超えると低温籾性を著しく悪
化させる。Ｃｕは鋼の強度上昇のために添加されること
があるが０．５０％を超えると鋼管の表面欠陥が多発す
る。
Ｎｉは強度上昇および低温轍性の改善のために添加され
ることがあるが高価であり、ガスパィプラィン用鋼管の
低温靭性の改善に対して３．０％添加されれば十分であ
るので、３．０％を上限とした。
ることがあるが高価であり、ガスパィプラィン用鋼管の
低温靭性の改善に対して３．０％添加されれば十分であ
るので、３．０％を上限とした。
Ｃｒは鋼の強度上昇のために添加されることがあるが０
．６０％を超えると低温靭性を悪化させる。
．６０％を超えると低温靭性を悪化させる。
上述のＶからＣてまでの成分は、とくに強度の向上に寄
与する同効成分である。ＲＥＭおよびＣａはいずれも硫
化物の形態制御にとって有効な成分であるが、多量に添
加すると鋼管の内部欠陥が多発するため、それぞれＲＥ
Ｍ：０．０４０％，Ｃａ：０．０１０％を上限とした。
与する同効成分である。ＲＥＭおよびＣａはいずれも硫
化物の形態制御にとって有効な成分であるが、多量に添
加すると鋼管の内部欠陥が多発するため、それぞれＲＥ
Ｍ：０．０４０％，Ｃａ：０．０１０％を上限とした。
次にスラブ加熱温度を１１８０ｑｏ以下にしたのは、こ
れを超える温度に加熱されると、良好な低温級性が得ら
れないからである。９５０ｑｏ以下での圧下率を６５〜
９５％としたのは、この圧下率が６５％未満では、２側
Ｖ／ッチ試片を用いたシヤルピー衝撃試験における破断
面１地当たりのセパレーション総長この最大値を１８脚
以上にすることができないだけでなく十分に低い延性−
脆性遷移温度を得ることができず、一方９５％を超える
と板の長さ方向および中方向のひずみが大きくなり、製
品となり得ないからである。
れを超える温度に加熱されると、良好な低温級性が得ら
れないからである。９５０ｑｏ以下での圧下率を６５〜
９５％としたのは、この圧下率が６５％未満では、２側
Ｖ／ッチ試片を用いたシヤルピー衝撃試験における破断
面１地当たりのセパレーション総長この最大値を１８脚
以上にすることができないだけでなく十分に低い延性−
脆性遷移温度を得ることができず、一方９５％を超える
と板の長さ方向および中方向のひずみが大きくなり、製
品となり得ないからである。
最終仕上編度を７５０〜５５０℃にしたのは、仕上温度
が７５０ｑｏを超えるときには破断面１の当たりセパレ
ーション総長ごの最大値を１８側以上にすることができ
ないだけでなく十分に低い延性−脆性遷移温度が得られ
ず、一方５５０ｑ０に満たないと鋼板の変形抵抗が薯し
く高くなり、正常な圧延が不可能となるからである。
が７５０ｑｏを超えるときには破断面１の当たりセパレ
ーション総長ごの最大値を１８側以上にすることができ
ないだけでなく十分に低い延性−脆性遷移温度が得られ
ず、一方５５０ｑ０に満たないと鋼板の変形抵抗が薯し
く高くなり、正常な圧延が不可能となるからである。
時効処理時の加熱温度を１００〜４００℃としたのは、
１００℃未満では十分な時効硬化が起らず、一方４００
午Ｃを超えると過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なるからである。
１００℃未満では十分な時効硬化が起らず、一方４００
午Ｃを超えると過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なるからである。
また時効処理に要する時間は０．５〜１２び分程度が有
効である。
効である。
というのは０．５分未満のときには時効硬化が十分でな
く、時効処理時間１２０分で時効による硬化は十分に飽
和し又これを超えると過時効により逆に強度が低下する
場合も生じ得るからである。なお時効時の加熱は電気路
、ガス炉、誘導加熱装置のいずれを用いてもよくまた鋼
管を回転させながらガスバーナーで加熱する方法でもよ
い。
く、時効処理時間１２０分で時効による硬化は十分に飽
和し又これを超えると過時効により逆に強度が低下する
場合も生じ得るからである。なお時効時の加熱は電気路
、ガス炉、誘導加熱装置のいずれを用いてもよくまた鋼
管を回転させながらガスバーナーで加熱する方法でもよ
い。
以下この発明の実施例について説明する。この発明に従
い表１に示した条件で鋼管を製造し、それらの引張特性
ならびに衝撃特性について調べた。
い表１に示した条件で鋼管を製造し、それらの引張特性
ならびに衝撃特性について調べた。
その結果を表１に併せ示す。また比較のため製造条件が
この発明の範囲からはずれている鋼管についても同様の
試験を行い、その結果も表１に併せ示した。船 蝿 ： 船 ゴ〔 紙 Ｘ ト ト ト づ ＼ ） 旨 ＊ 山 鰹 べ こ 机 墓 Ａ ＜ ＊ 量 蝿 蟹 量 紐 ミ 馨 粒 泰 表１においてＮｏ．１〜１８までが発明鋼管で、Ｎｏ．
１９〜２６までが比較鋼管である。
この発明の範囲からはずれている鋼管についても同様の
試験を行い、その結果も表１に併せ示した。船 蝿 ： 船 ゴ〔 紙 Ｘ ト ト ト づ ＼ ） 旨 ＊ 山 鰹 べ こ 机 墓 Ａ ＜ ＊ 量 蝿 蟹 量 紐 ミ 馨 粒 泰 表１においてＮｏ．１〜１８までが発明鋼管で、Ｎｏ．
１９〜２６までが比較鋼管である。
Ｎｏ．１９，２０は時効処理温度が高すぎる場合および
低すぎる場合で発明鋼管Ｎｏ．９〜１１と比較するとい
ずれも低温鰯性は良好ではあるものの強度は低い。Ｎｏ
．２１，２２は圧延条件がこの発明の範囲からはずれて
いるもので、セパレーション総長この最大値が３側と短
く、いずれも低温靭性が低い。Ｎｏ．２３，２４は必須
成分であるＮｂが含まれてなく、また圧延条件を適正範
囲からはずれているので制御圧延効果に乏しく、セパレ
ーションの発生は全く見られない。従って衝撃特性が低
い。Ｎｏ．２５，２６も圧延条件が適正範囲からずれて
いるため衝激特性に劣る。これに対してこの発明に従い
製造された鋼管（舷．１〜１８）は、いずれもすぐれた
引張特性と衝撃特性を示し、低温轍性に富むだけでなく
Ｘ８０級の高い強度を有している。
低すぎる場合で発明鋼管Ｎｏ．９〜１１と比較するとい
ずれも低温鰯性は良好ではあるものの強度は低い。Ｎｏ
．２１，２２は圧延条件がこの発明の範囲からはずれて
いるもので、セパレーション総長この最大値が３側と短
く、いずれも低温靭性が低い。Ｎｏ．２３，２４は必須
成分であるＮｂが含まれてなく、また圧延条件を適正範
囲からはずれているので制御圧延効果に乏しく、セパレ
ーションの発生は全く見られない。従って衝撃特性が低
い。Ｎｏ．２５，２６も圧延条件が適正範囲からずれて
いるため衝激特性に劣る。これに対してこの発明に従い
製造された鋼管（舷．１〜１８）は、いずれもすぐれた
引張特性と衝撃特性を示し、低温轍性に富むだけでなく
Ｘ８０級の高い強度を有している。
以上造管法としてＵＯＥ法を用いる場合につき主に説明
したがこの発明の方法はＵＯＨ鋼管のみならず蚤総鋼管
、スパイラル鋼管にも適用できるのは勿論であり、しか
もこの方法によれば従来法と〈らべて安価がかつ容易に
高鰍性、高強度鋼管を製造できるのでその工業的価値は
大きい。
したがこの発明の方法はＵＯＨ鋼管のみならず蚤総鋼管
、スパイラル鋼管にも適用できるのは勿論であり、しか
もこの方法によれば従来法と〈らべて安価がかつ容易に
高鰍性、高強度鋼管を製造できるのでその工業的価値は
大きい。
第１図はシャルピー試験における試験温度を通しての最
大セパレーション発生量とその材料のｖＴ岱のひずみ時
効による変化量との関係を示したグラフ、第２図はシャ
ルピー試験における試験温度を通しての最大セパレーシ
ョン発生量とその材料のシヤルピー吸収エネルギーのひ
ずみ時効による変化量との関係を示したグラフ，第３図
ａ，ｂおよびｃはいずれもＵＯＥ工程における拡管量と
時効温度を変化させたときの引張特性と衝撃特性の変化
を示したグラフである。 第１図 第２図 第３図
大セパレーション発生量とその材料のｖＴ岱のひずみ時
効による変化量との関係を示したグラフ、第２図はシャ
ルピー試験における試験温度を通しての最大セパレーシ
ョン発生量とその材料のシヤルピー吸収エネルギーのひ
ずみ時効による変化量との関係を示したグラフ，第３図
ａ，ｂおよびｃはいずれもＵＯＥ工程における拡管量と
時効温度を変化させたときの引張特性と衝撃特性の変化
を示したグラフである。 第１図 第２図 第３図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量で０．１８％以下のＣ，０．５０％以下のＳｉ
，０．５０〜２．０％のＭｎ，０．０３０％以下のＰ，
０．００６％以下のＳ，０．１５％以下のＮｂおよび０
．０６０％以下のＡｌを含有し、残部は実質的にＦｅの
組成になる鋼スラブを、加熱温度１１８０℃以下，９５
０℃以下での圧下率６５〜９５％，最終仕上温度７５０
〜５５０℃の条件で圧延加工し、２ｍｍＶノツチ試片に
よるシヤルピー衝撃試験における破断面１ｃｍ＾２当た
りのセパレーシヨン総長さの試験温度を通しての最大値
が１８ｍｍ以上である素材鋼板で鋼管を成形し、ついで
この鋼管に１００〜４００℃の温度範囲で時効処理を施
すことを特徴とする低温靭性にすぐれた高張力鋼管の製
造方法。 ２ 重量で０．１８％以下のＣ，０．５０％以下のＳｉ
，０．５０〜２．０％のＭｎ，０．０３０％以下のＰ，
０．００６％以下のＳ，０．１５％以下のＮｂおよび０
．０６０％以下のＡｌを含有し、さらに０．１５％以下
のＶまたはＴｉ，０．５０％以下のＭＯ，０．５０％以
下のＣｕ，３．０％以下のＮｉ，０．６０％以下のＣｒ
，０．０４０％以下のＲＥＭおよび０．０１０％以下の
Ｃａのうちから選んだ１種または２種以上を含み、残部
は実質的にＦｅの組成になる鋼スラブを、加熱温度１１
８０℃以下，９５０℃以下での圧力率６５〜９５％，最
終仕上温度７５０〜５５０℃の条件で圧延加工し、２ｍ
ｍＶノツチ試片によるシヤルピー衝撃試験における破断
面１ｃｍ＾２当たりのセパレーシヨン総長さの試験温度
を通しての最大値が１８ｍｍ以上である素材鋼板で鋼管
を成形し、ついでこの鋼管に１００〜４００℃の温度範
囲で時効処理を施すことを特徴とする低温靭性にすぐれ
た高張力鋼管の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10988380A JPS6026809B2 (ja) | 1980-08-12 | 1980-08-12 | 低温靭性にすぐれた高張力鋼管の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10988380A JPS6026809B2 (ja) | 1980-08-12 | 1980-08-12 | 低温靭性にすぐれた高張力鋼管の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5735625A JPS5735625A (en) | 1982-02-26 |
| JPS6026809B2 true JPS6026809B2 (ja) | 1985-06-26 |
Family
ID=14521571
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10988380A Expired JPS6026809B2 (ja) | 1980-08-12 | 1980-08-12 | 低温靭性にすぐれた高張力鋼管の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6026809B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62189109A (ja) * | 1986-02-17 | 1987-08-18 | 清水建設株式会社 | 高強度コンクリ−トの製造方法 |
| JPS62227704A (ja) * | 1986-03-31 | 1987-10-06 | 清水建設株式会社 | 高強度コンクリ−トの製造方法 |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01156418A (ja) * | 1987-12-14 | 1989-06-20 | Yamakawa Kogyo Kk | 自動車用高強度駆動伝達部品の製造方法 |
| EP1204772B1 (de) | 1999-05-10 | 2007-07-25 | EUROPIPE GmbH | Verfahren zur herstellung von geschweissten stahlrohren hoher festigkeit, zähigkeits- und verformungseigenschaften |
| CN102912230A (zh) * | 2012-10-23 | 2013-02-06 | 鞍钢股份有限公司 | 690MPa级电阻焊石油套管及其制造方法 |
| CN107177792A (zh) * | 2016-03-10 | 2017-09-19 | 中国科学院金属研究所 | 一种具有耐硫酸盐还原菌腐蚀性能的管线钢 |
-
1980
- 1980-08-12 JP JP10988380A patent/JPS6026809B2/ja not_active Expired
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62189109A (ja) * | 1986-02-17 | 1987-08-18 | 清水建設株式会社 | 高強度コンクリ−トの製造方法 |
| JPS62227704A (ja) * | 1986-03-31 | 1987-10-06 | 清水建設株式会社 | 高強度コンクリ−トの製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5735625A (en) | 1982-02-26 |
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