JPS61221354A - 電縫溶接部低温靭性の優れた高強度電縫鋼管用熱延鋼材 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本兄明けＡＰＩ　Ｘ−５２−Ｎ−８０クラスの強度を有
する、低温靭性のすぐれた油井管あるいはラインパイプ
などの主としてエネルギー開発に使用される電縫溶接部
低温靭性の優れた高強度電縫鋼管用熱延鋼材に関するも
のである。

（従来の技術〉 従来、低温靭性のすぐれたエネルギー開発用電縫鋼管向
けのホットコイルの製造方法としては、たとえば、（１
）特公昭５３−２４８９２号にみられるように、鋼中に
Ｎｂを含有させ、熱間圧延の段階で圧延温度と圧下率を
制御するいわゆるコントロールトローリングをおこなう
ホットコイルの製造方法がある。

また、（２）「鉄と鋼」、第６３巻４号’７７−８３７
３ページにみられるように、鋼中にＮｂ、Ｔｉを含有さ
せ、熱間圧延の段階で前記のコントロールドローリング
をおこなうと共に、製鋼段階で微細なｒｉＮの析出物を
均一に分散させ、これにより電縫鋼管の溶接部の組織制
御および結晶粒の微細化をはかって、その結果として溶
接部の低温靭性をすぐれたものとする技術がある。

しかし上記（１）の方法は、ホントコイルを電縫鋼管に
造管した場合、電縫溶接部の低温靭性はかならずしも安
定して優れた水準にならない。そのため、鋼管全体の低
温での破壊にたいする抵抗を考えると、必ずしも優れた
水準であるとはいえない欠点がある。

また、（２）の方法も、ＴｉＮの微細析出物が、１３０
０℃以上では鋼中に一部溶解したり、あるいは粗大化し
たりするため、電縫鋼管としたのち得られる溶接部の低
温靭性の水準はあまり優れたものではない、と言う技術
上の限界がある。

（発明が解決しようとする問題点） このようなことから、本発明は電縫溶接部の低温靭性を
飛躍的に向上できる高強度電縫鋼管用熱延鋼材の提供を
目的とする。

（問題点を解決するための手段） そこで本発明者らは、これら従来技術の限界をのり越え
る新しい技術の研究を行い、ｔ→溶接の際の高温におい
ても鋼中に一部溶解したりあるいは粗大化したりするこ
との無い優れた特性をもつ微細な析出物を鋼中に均一に
分散させ、これによって電縫溶接部の低温靭性をすぐれ
たものとする技術を確立することに成功したものである
。

すなわち本発明は、 重量％にて ｃ　　：　ｏ、　ｏ　ａへ−０，１５チ。

ｓｉ：ｏ、ｏｓ〜０．５０％。

八（ｎ：０．６０〜１，６０チ。

’ｔ”ｉ：ｏ、ｏｏｓ〜００６０％。

５ｏｌＡｌ　：　０．０１５０％以下。

Ｐ　　：０．００１〜０．０２０％。

Ｓ　　：０．０００３〜０．０８Ｑ％。

０　　：０．０００５〜０．０１００％。

Ｎ　　：０Ｏ０１０〜０．０１２０％と０．０１μ〜５
０μの大きさの１’１ｆｌｐ化物を均一に分散含有し、
さらに ｖ：ｏ、ｏｏｓ〜ｏ、ａｏｏチ。

Ｎｂ：０．０１０〜０．０６０％の１種又は２種を含有
し、残部が実質的にＦｅからなることを特徴とする電縫
溶接部低温靭性の優れた高強度電縫鋼管用熱延鋼材に関
する。

（作用〕 本願発明の成分等を上記のごとく限定した理由は次の通
りである。

Ｃ：Ｃは鋼の強！ｆ、％靭性などの機械的性質や溶接性
に影響を与える元素でちり、０．１５％を越えると低温
靭性が低下するため、上限を０．１５　％とした。また
、００３チより低くなると最終的に油井管あるいはライ
ンパイプとしての必要な強度を確保することが困難にな
るため、下限を０．０３％とした。

ｓｉ：ｓｉは脱酸および強度確保のために添加するが。

０５０％をこえて添加すると溶接性、靭性が劣化するた
め上限を０．５０　％とした。また０、０５−以下は添
加する効果が見られないため下限を０．０５％とした。

Ｍｎ　：　Ｍｎは脱酸および強度、溶接性、靭性の確保
に重要なものであるが、０．６０　％以下ではこれらの
効果が充分ではなく、１．６０％をこえると溶接性。

靭性にむしろ悪影響を与えるので、０．６０〜１．６０
チとした。

この範囲のなかで、目的とする強度に応じてλ仏濃度は
決定される。

Ｐ：Ｐは靭性を低下させ、溶接割れの原因ともなるため
、可及的に少なくすることが望ましいＯＰ濃度が低い程
、溶接部靭性が優れたものとなるが、現在の工業の技術
水準の限界から、Ｐの下限８１度を０００１チとした。

また、００２０％を越えると、靭性の低下が大きく本発
明の目的に合わない為、上限を０．０２０％とした。

Ｓ：Ｓは非金属介在物を生じ、靭性を著しく低下させる
ため、可及的に少なくすることが望ましい。

Ｓ濃度が低い程、溶接部靭性が優れたものとなるが、現
在の工業の技術水準の限界から、Ｓの下限濃度をｏ、ｏ
ｏｏａチとした。

またｏ、ｏａｏ％を越えると、靭性の低下が大きく本発
明の目的に合わない為、上限をｏ、ｏａｏ％とじた。

Ｓｏｌ、Ａｌ：Ａｌは脱酸剤として添加するものであり
、Ｓｏｌ　、ＡＩは脱酸の後鋼中に残存するものである
が、０．０１５％を越えるほどＡ１を添加すると脱酸が
強すぎて、適切なＴｉ酸化物が生成しないため、上限を
００１５チとした。

また脱酸か弱過ぎて鋼中のＯｆ＃度が高過ぎても適切な
Ｔｉ酸化物が生成しないが、たとえばＲＨ等の真空脱ガ
ス処理により、鋼中のＯ濃度を適切に制御すれば、　Ａ
Ｉは特に添加しなくてもよい。

’ｒｉ：’ｒｉ　ｆ′ｉ’ｒｉ　ｔｉＲ化物により低温
靭性向上効果を図る上で必須の元素であるが、ｏ、ｏｏ
ｓ％以下ではその効果が見られない為、下限をｏ、　ｏ
　ｏ　ｓ　ｏ％とじた。

また０、０６０％以上ではその効果が飽和し、むしろ不
要な析出物を増加させるため上限を０．０６０チとした
。

０：′Ｏは適切なＴｉ酸化物を生成させ低温靭性を向上
させるために、適切な濃度とするものであるが、０．０
０５％以下では鋼の低温靭性向上幼果が見られないため
下限をｏ、ｏｏｏｓ％とした。また０、０１００％以上
の濃度では鋼の低温靭性向上効果が飽和し、むしろ介在
物を増加させるため上限を０．０１００％としたＯ Ｎ　：　Ｎ　ＶｉＴｉＮの微細析出効果により鋼の低温
靭性向上効果をはかるうえで有効であるがＴｉＮの存在
は本発明にとって必須のものではない。Ｎ濃度を工業的
に低下させ得る限界は０．００１０％程度であるため下
限を０．００１０％とした。

また０、０１２０％以上の濃度ではＴｉＮによる鋼の低
温靭性向上効果が飽和し、むしろ固溶Ｎによる靭性低下
が見られるため、上限を０．０１２０％とした。

Ｔｉ酸化物：Ｔｉ酸化物は鋼の低温靭性向上効果を図る
上で少なくても０．０１μ以上が有効でアシ、また５０
μ以上になるとその効果が飽和し、むしろ破壊の発生の
点から有害な介在物となるため大きさの上限を５０μと
した。

Ｔｉ酸化物（７）−例を第１図（ａ）　（倍率３００）
と（ｂ）（倍率１０００）に示すが、この例では０．０
１〜６μの大きさのＩｌｌ　ｉ酸化物が均一に分散して
いることが観察でき、後述するようにシャルピー試験値
は優れたものが得られている。

しかしてＴｉ酸化物を鋼中に０．０１μ〜５０μに均一
に分散させるには、たとえばＲＨ等の真空脱ガス装置に
おいて鋼中酸素濃度を制御したのち、Ｔｉを添加する方
法にょシ達成できる。

Ｎｂ：ＮｂはＮｂＣの析出によって熱間圧延中に再結晶
粒の微細化をはかり且つ析出効果と併せて鋼の強度を確
保するもので、０．０１−以下では鋼の強度上昇効果が
見られないため下限を０．０１０％とした。

また０、０６チ以上の濃度では強度上昇効果が飽和し、
むしろ不純物を増加させるため上限を０．０６０チとし
たＯ ｖ：ｖはＶＮの析出による析出効果で鋼の強度を確保す
るもので、ｏ、ｏｏｓ％以下ではその効果が見られない
ため下限をｏ、ｏｏｓ％とじた。

また０、３０％以上の濃度では強度上昇効果が飽和し、
むしろ不要な析出物を増加させるため上限を０．３０チ
とした〇 上記Ｎｂ、Ｖは鋼の要求強度に応じて１種又は２種が添
加含有される。

しかして本発明鋼材の製造に際しては転炉、電気炉で溶
製したのち、造塊または連続鋳造によって鋼片となし、
熱間圧延において、従来公知の制御圧延を繞して熱延鋼
材とするものである。

次に不発明について、詳細に説明する。

電縫鋼管として必要な特性は、鋼管の強度が所定の規格
を満たすと共に母材部の低温靭性がきわめて優れている
ことがまず重要で、その上に溶接部の低温靭性が極めて
優れていることである。すなわち溶接部の品質の向上が
重要である。

これらの特性を満足させる本発明の特徴を従来技術と対
比させると以下の如くである。一般に低温靭性の向上を
図るためには、鋼の結晶粒を微細にすることが有効であ
ることは良く知られている。

まず鋼中にＮｂを含有させ、熱間圧延時にコントロール
トローリングをおこなう方法は、ホットコイルの結晶粒
を微細にするが、電縫溶接部の結晶粒微細化の観点から
見ると、単に溶接前の結晶粒が微細であるために溶接後
の結晶粒が微細になるという、一般的な金属学の原理に
沿った効果があるにすぎない。これはかなりの効果を有
するが、しかしその効果には限界がある。

これに対して本発明は、たとえば［（等の真空脱ガス装
置において鋼中Ｏ濃度を制御したのち、Ｔｉを添加する
方法によりＴｉ酸化物を０．０１μ〜５０μ程度の大き
さに均一に分散させることができ、より積極的かつ直接
的に電縫溶接部の結晶粒微細化を図るものであって、従
来にない技術でありかつその効果は大きい。

捷た上記の％製鋼段階で微細なＴｉＮの析出物を均一に
分散させ、これにより電縫鋼管の溶接部の組織制御およ
び結晶粒の微細化を図る技術は、前記のとと（、ＴｉＮ
の微細析出物が、１８００℃以上では鋼中に一部溶解し
たり、あるいは粗大化したすするため、溶接時の加熱に
よりこの悪影響があられれて、その結果として得られる
電縫浴接部の靭性の水準はあまり優れたものではない。

これに対して本発明によれば、微ＭＢに分散させたＴｉ
酸化物は溶融温度が高いため、電縫溶接時の鋼の温度上
昇があっても溶融せずかつ粒子の粗大化もほとんどおこ
らないため、その組織制御および結晶粒の微細化効果は
低下しないものである。

したがって、その結果として電縫溶接部の低温靭性れｔ
、極めて優れたものが得られる。しかも、母材部につい
てもその低温靭性を向上させる傾向がみられている。

鋼管各部の強度はＴｉ酸化物による影響はみられず、鋼
の化学成分と圧延条件にょシ決定されるものである。

（実施例） 第１表に示す化学組成を有する鋼を転炉で溶製し、実施
例１−６は几Ｈ処理して鋼中に０．０１μ〜５０μの大
きさの゛ｒｉＴｉ酸化物一に分散させたのち、常法によ
りスラブとなし、熱間圧延してホットコイルとした。

比較例１−７は本発明の成分組成を満足しない従来鋼で
、転炉で溶製後宮法によりスラブとなし熱間圧延してホ
ットコイルとした。

得られたホットコイルから第１表に示す寸法の電縫鋼管
を製造した０電縫溶接部でのＴｉ酸化物の大きさ及びＴ
ｉＮの分散状態とホットコイル並びに鋼管の材質を併せ
て第１表に示す。

庄ｌ　浴啜部熱処理条畔 Ｎ−に→′ｒ：高ｒ：加熱で外表面温度９８０℃まで加
熱→外面より水冷狗→高周 波加熱で６５０℃加熱→空冷 Ｎ　　：高周波加熱で外表面温度９８０℃まで加熱→空
冷 注２　鋼管の強度について 降伏点　　＝０５％耐力 注３　電増について 外径７　ｉｎの鋼管二ホットコイルより２条数外径９５
７８ｉｎの鋼管：ホソトコイルより１電増注４．　溶接
部靭性 電縫鋼管溶接部シャルピー試験３ケの最低値シャルピー
試験片寸法：２７３サブサイズ（厚み６．６７　ｍｍ　
） ２ｍｍＶノツチ ｖＥ−４６：　　４６℃における吸収エネルギーｖｇ−
６ｏ：　−６０℃における吸収エネルギーしかして第１
表に示すように 実施例１は、Ｃ濃度が低くＭｎが高目でＮｂおよびＶを
含有する鋼であるＯ鋼管段階でＴｉ　　酸化物は適正に
分布しているが、　ＴｉＮは全く存在していない。

比較？ｌＪ　１は、実施例１と化学組成がほとんど同一
で鋼管の強度も同一の鋼であるが、　Ｔｉ酸化物もＴｉ
Ｎも全く存在していないものである。

溶接部靭性をみると、−４６℃や一６０℃の極めて低温
での吸収エネルギーが本発明においては極めて優れてい
ることが明白である〇 実施例２は、Ｃ濃度が比較的低（Ｍｎが高目でＮｂおよ
び■を含有する鋼である。鋼管段階でＴｉ酸化物は適正
に分布しているが、ＴｉＮは全く存在していない。低温
での溶接部靭性は極めて優れている。

第１図に本例のシャルピー試験片破面の走査電子顕微鏡
写真を示すが０．０１〜６μのＴｉ酸化物が分布してい
る。

比較例２は、実施例２と化学組成がほとんど同一で鋼管
の強度も同一の鋼であり、　Ｔｉ酸化物が適正に分布し
ＴｉＮは存在していないものである。ただし、Ｎ濃度が
きわめて高く本発明の範囲を越えており、このため溶接
部靭性は大きく低下していることがわかる。

実施例３は、Ｃ濃度が０．０９％と中程度でＭｎが１．
３２％と中程度でＮｂおよびＶを含有する鋼である。鋼
管段階でＴＩ酸化物、が適正に分布しておシ、且つ微細
なＴｉＮが均一に分散している。このため、両者の効果
があいまって、低温での溶接部靭性は極めて優れている
。

比較例３は、実施例３と化学組成がほとんど同一で鋼管
の強度も同一の鋼であり、Ｔｉ酸化物が存在せず、微細
なＴｉＮが均一に分布しているものである。

このためＴｉＮにより溶接部靭性はかなりすぐれた水準
となっているが、実施例３に比べるとなお低い水準であ
る。

比較例７は、実施例３と化学組成がほとんど同一で鋼管
の強度も同一の鋼であシ、Ｔｉ酸化物が存在せず、微細
なＴｉＮも存在しない鋼である０溶接部靭性は、実施例
３に比べても、また比較例３に比べても尚低い水準であ
る〇 実施例４は、Ｃ＠度が０．１１８％と若干高目、中程度
のＭｎ濃度でＮｂを含有し、■を含有しない鋼である。

鋼管段階でＴｉ酸化物が適正＋Ｃ分布し−Ｃおり、Ｔｉ
Ｎは存在していない。低温での溶接部靭性は優れている
◇ 比較例４は、実施例４と化学組成がほとんど同一で鋼管
の強度も同一の鋼であり、　Ｔｉ酸化物が存在せず、微
細なＴｉＮも存在しない鋼である。溶接部靭性、実施例
４に比べると低い水準である。

実施例５は、Ｃ濃度が０．１２１チと若干高目、中程度
のＭｎ濃度でＶを含有し、Ｎｂを含有しない鋼である。

鋼管段階でＴｉ酸化物が適正に分布してお、９、ＴｉＮ
は存在していない。低温での溶接部靭性は優れている。

比較例５は、実施例５と化学組成がほとんど同一で鋼管
の強度も同一の鋼であり、　Ｔｉ酸化物が存在せず、微
細なＴｉＮも存在しない鋼である。溶接部靭性は、実施
例５に比べると低い水準である。

実施例６は、０濃度が０．１４５％と高目、Ｍｎが０．
７３％と低目の濃度で、Ｎｂを含有しＶを含有しない鋼
である。鋼管段階でＴｉ酸化物が適正に分布しており、
ｉ’ｉＮは存在していない。低温での溶接部靭性は優れ
ている。

比較？ｊ１６は、実施例６と化学組成がほとんど同一で
鋼管の強度も同一の鋼であり、Ｔｉ酸化物が存在するが
その大きさが８−７１μｍ　と粗大なものであって、微
細な’ｒ　ｉ　Ｎは存在しない鋼である。

溶接部靭性は、実施例５に比べると約１／２程度に低下
している。このように、Ｔｉ酸化物が存在してもその大
きさが５０μｍを超える粗大なものであると靭性は大き
く低下する。

（発明の効果） 以上詳細に述べた如く、本発明は鋼中に０．０１μ〜５
０μのＴｉ酸化物を均一に分散含有せしめた熱延鋼材で
あり、該Ｔｉ酸化物は電縫溶接時における高温度でも溶
融せず、かつ粒度の粗大化もおこらないため、その組織
制御および結晶粒の微細化効果は低下しないので、とく
に高強度電縫鋼管用に適用して溶接部靭性向上が図れる
産業上効果の大きい発明である口

【図面の簡単な説明】

第１図は実施例２のシャルピー試験片破面の走査電子顕
微鏡写真で、（ａ）は倍率　３００のもので、（ｂ）は
倍率１０００のもので ００１〜６μのＴｉ［化物（白丸玉）が分布しているこ
とを示す。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 重量％にて Ｃ：０．０３〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．６０〜１．６０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０６０％、 ＳｏｌＡｌ：０．０１５０％以下、 Ｐ：０．００１〜０．０２０％、 Ｓ：０．０００３〜０．０３０％、 Ｏ：０．０００５〜０．０１００％、 Ｎ：０．００１０〜０．０１２０％と ０．０１μ〜５０μの大きさのＴｉ酸化物を均一に分散
   含有し、さらに Ｖ：０．００５〜０．３００％、 Ｎｂ：０．０１０〜０．０６０％の１種又は２種を含有
   し、残部が実質的にＦｅからなることを特徴とする電縫
   溶接部低温靭性の優れた高強度電縫鋼管用熱延鋼材。