JPS6144123B2

JPS6144123B2 -

Info

Publication number: JPS6144123B2
Application number: JP10749581A
Authority: JP
Inventors: Isao Takada; Hiroshi Ootsubo
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1981-07-09
Filing date: 1981-07-09
Publication date: 1986-10-01
Also published as: JPS589926A

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は低温靭性にすぐれたAPI規格X80級鋼
管の製造方法に係り、特に寒冷地のパイプライン
用高張力大径鋼管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
われるようになり、これに併つて輸送用パイプラ
インの敷設が急速に延びつつある。しかもこれら
のパイプラインに用いられる鋼管はしだいに大径
化する傾向にあると共に、高張力化が要求される
ようになつて来た。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
によつ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アメリカ
のAPI規格によるX70級の鋼管が製造されてい
る。しかし、すでに一部ではX80級の高強度を有
しかつ低温靭性も良好な鋼管の使用が計画されて
おり、その需要が今後増大する傾向にあるが、上
記圧延材を使用する場合には、造管能力の点から
その製造可能寸法に制限を受け、また強度上昇に
必要な特殊合金元素の添加量が増加しているのが
現状である。近年特にMo、Ni、Nb、Ｖなど特殊
合金元素の価格が著しく高騰し、制御圧延材から
製造されるX80級鋼管の製造コストはかなり高く
なつている。本発明の目的は、制御圧延鋼材による上記従来
の低温靭性、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規格X80級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製造可能寸法
の拡大などを考慮するとX80級鋼管の製造方法と
しては、たとえば誘導加熱による鋼管の焼入れ、
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
のコ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温
靭性を劣化させるので従来は好ましくないとされ
てきた。本発明者らは、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
加工およびひずみ時効の影響について数多くの実
験と検討を重ねた結果、特定の化学組成を持ち、
かつ適切な制御圧延によつて製造され、良好な低
温靭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、したが
つて冷間加工量と時効条件の適切な組合わせによ
り低温靭性が良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２
発明を完成した。第１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Ｃ：0.15％以下、Si：
0.70％以下、Mn：0.50〜2.50％、Ｐ：0.025％以
下、Ｓ：0.005％以下、Nb：0.01〜0.15％、Al：
0.070％以下を含有し、残部は実質的にFeより成
る鋼のAPI規格X80級鋼管の製造方法において、
300mmから最終成品厚さの３倍までの厚さを有す
る連続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分以内保温または加熱した
後、該スラブの表面温度が1000〜750℃になつた
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
Ar₃変態点〜650℃の温度範囲において仕上圧延
を終了する段階と、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1000〜400℃の温度
範囲で0.5〜120分間の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級鋼管の製造方法である。第２発明の要旨とするところは次の如くであ
る。すなわち、第１発明と同一基本組成のほか
に、更に、Ｖ：0.01〜0.15％、Ti：0.005〜0.150
％、Zr：0.005〜0.150％、Mo：0.05〜0.50％、
Cu：0.10〜1.00％、Ni：0.10〜4.00％、Cr：0.10
〜1.00％、希土類元素：0.020％以下、Ca：0.010
％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を
含み、残部は実質的にFeより成る鋼のAPI規格
X80級鋼管の製造方法において、第１発明と同様
な製造段階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級鋼管の製造方法であ
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理由によるものであ
る。Ｃ：Ｃは強度を高めるために必要な元素であるが、
0.15％を越えると溶接性および低温靭性が著しく
劣化するので0.15％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、0.70％を越えると低温靭性を劣化させるので
0.70％以下に限定した。 Mn： Mnは低温靭性を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
は不可欠の元素であり、少くとも0.50％を必要と
するが、0.50％未満では強度上昇に対する効果が
小さく、また2.50％を越えるとスラブに割れが多
発するので0.50〜2.50％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0.025％を越えると低温靭性を著しく劣
化させるので上限を0.025％とした。Ｓ：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、0.005％を越えると圧延方向に
対して直角方向の衝撃吸収エネルキーを著しく低
下させるので上限を0.005％とした。 Nb： Nbは再結晶遅延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。し
かし、0.01％末満ではその効果が極めて少く、反
対に0.15％を越える多量の添加は鋼管製造時の溶
接金属の低温靭性を著しく劣化させるので、0.01
〜0.15％の範囲に限定した。 Al： Al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、0.07％を越えると鋼板の表
面性状を悪化させ、内部欠陥をもたらすほか、鋼
管溶接部の超音波探傷による不良を多発させるの
で0.070％以下に限定した。上記限定組成を本発明鋼の基本組成とするが、
必要により次の限定量のＶ、Ti、Zr、Mo、Cu、
Ni、Cr、希土類元素（以下REMと称する）およ
びCaのうちより選ばれた１種または２種以上を
添加することにより本発明の目的がより効果的に
達成される。これらの選択添加元素の限定理由は
次のとおりである。Ｖ：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、0.01％末
満ではその効果が少く、0.15％を越えると低温靭
性が劣化するので0.01〜0.15％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、0.005％末満ではその
効果がほとんどなく、0.150％を越えると鋼板の
表面欠陥が多発するので0.005〜0.150％の範囲に
限定した。 Zr： Zrは硫化物の形態制御および結晶粒の微細化の
ために添加されることがあるが、0.005％末満で
はその効果が極めて小さく、0.150％を越えると
鋼材の表面欠陥が多発するので0.005〜0.150％の
範囲に限定した。 Mo： Moは低温靭性を劣化させずに強度を上昇させ
る元素として添加されることがあるが、0.05％末
満ではその効果が小さく、0.50％を越えると鋼管
溶接時の溶接熱影響部の低温靭性を著しく劣化さ
せるので、0.05〜0.50％の範囲に限定した。 Cu： CuもMoと同様に低温靭性を劣化させずに強度
を高める元素として添加されることがあるが、
0.10％末満ではその効果が小さく、1.00％を越え
ると赤熱脆性の欠陥を生じるので、0.10〜1.00％
の範囲に限定した。 Ni： Niは低温靭性を高め、かつ強度を上昇させる
元素として添加されることがあるが、0.10％末満
ではその効果が小さく、またパイプライン用大径
鋼管材として要求される低温靭性の範囲では4.00
％を越える添加は必要がないので0.10％〜4.00％
の範囲に限定した。 Cr： Crは強度を高めるために添加されることがあ
るが、0.10％末満ではその効果がほとんどなく、
1.00％を越えると低温靭性を著しく劣化させるの
で、0.10〜1.00％の範囲に限定した。 REM： REMは硫化物の形態制御効果があり、かつ圧
延方向に直角の方向の衝撃吸収エネルギーを増加
させるために添加されることがあるが、0.020％
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0.020％以下に限定した。 Ca： CaもREMとほぼ同一効果があるが、0.010％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0.010％以下に限定した。本発明に使用されるスラブは上記必須限定成分
のほか、必要により選択添加される元素のほか
は、残部は実質的にFeより成るものである。次に本発明における制御圧延の限定理由につい
て説明する。先づスラブの厚さを300mmから最終成品厚さの
３倍までと規制したのは、スラブ厚さが300mm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、その間に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が達成されな
くなる。またスラブ厚さが最終成品厚さの３倍末
満の場合には効果的な制御圧延が行えないからで
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、300mm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著しく小さく
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つ
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、その表面、裏面お
よび端部のスラブ内部にくらべて冷却速度が大き
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。而してその処要時間を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、低温領域での圧下量を増
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。従つてスラブの厚さが大の場合には
上記の保温もしくは加熱が不要である。粗圧延を行なう場合、その開始温度を1000〜
750℃と限定したのは、この温度をはずれて750℃
末満もしくは1000℃を越す粗圧延開始温度では低
温靭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延加工組織
の回復とそれに続く結晶粒の粗大化を生じ強度、
靭性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秒以内として末再結晶
γ領域における再結晶を起こさない圧下率、いわ
ゆる末再結晶累積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、本発明者らはＣ：0.07％、Si：0.24
％、Mn：1.67％、Ｐ：0.015％、Ｓ：0.002％、
Nb：0.040％、Ｖ：0.070％、Al：0.023％、残部
が実質的にFeから成る組成のスラブを用い、粗
圧延開始温度が1000〜880℃、仕上圧延終了温度
が730〜690℃の条件で圧延した鋼板素材から成形
した外径1422mm、肉厚25.4mmの時効前後のUOE
鋼管について、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２mmＶノツチフルサイズのシ
ヤルピー試験における破面遷移温度℃（vTrs）
および−80℃における吸収エネルギーKg・ｍ
（vE−₈₀）との関係を調査し、結果を添付図面に
示した。なお鋼管の時効処理条件は300℃×２分
である。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つてシ
ヤ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
場合はシヤルピー破面遷移温度が低く、低温靭性
も良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。仕上圧延終了温度をAr₃〜650℃としたのは、
終了温度がこの範囲からはずれるときには低温靭
性が著しく劣化するからである。熱延終了後の鋼板の冷却は空冷または水量を制
御した水冷のいずれでもよい。鋼管成形後の時効処理の加熱温度を100〜400℃
に規制したのは、100℃末満では十分な時効硬化
が起こらず、一方400℃を越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
効果が乏しく本発明の目的を達成できないので温
度範囲を100〜400℃に規制した。また、時効処理に要する時間は0.5〜120分程度
が有効である。0.5分末満で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、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、時効処理の加熱は電気炉、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能で
ある。上記の如く、本発明は鋼の成分組成を限定した
連続鋳造スラブを使用し、本発明特有の制御圧延
を実施し、その熱延鋼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X80
級鋼管を得ることができた。実施例化学組成がすべて本発明の限定組成を満足する
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つ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について、
管軸に対して直角方向の降伏応力、引張強さ等の
強度および常温ならび低温における靭性の比較試
験を行つた。この比較試験の条件および結果は第
１表に示すとおりである。なお、比較鋼管におい
て本発明の要件を満足しない処理条件にはアンダ
ーラインを付した。すなわち本発明による供試材Ａ〜Ｎ鋼から連続
鋳造法によつて200mm厚のスラブを製造し、第１
表に示す本発明の圧延条件および仕上圧延終了温
度730〜690℃により圧延し、25.4mm厚さの鋼板を
製造した。この鋼板から外径1219mmのUOE鋼管
を成形し、250℃×２分あるいは300℃×２分の時
効処理を施した。

【表】

【表】一方、比較鋼管の供試材Ｏ〜Ｚ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
本発明鋼管と同一であるが、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。第１表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
比較して極めて安定した高い強度を示しており、
２mmＶノツチフルサイズ試験片による破面遷移温
度および−80℃におけるシヤルピー吸収エネルキ
ーも本発明鋼管は安定してすぐれているのに対
し、比較鋼管の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判明した。上記実施例より明らかな如く、本発明において
は特定組成の鋼による連続鋳造スラブを使用し、
ホツトストリツプミルによる制御圧延を行い、更
に鋼管の時効条件を規制することにより、低温靭
性のすぐれたAPI規格X80級鋼管を得ることがで
きた。

【図面の簡単な説明】

添付図面は本発明による組成スラブの圧延段階
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、製造されたUOE鋼管のシヤ
ルピー破面遷移温度および−80℃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

【特許請求の範囲】１重量比にてＣ：0.15％以下、Si：0.70％以
下、Mn：0.50〜2.50％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：
0.005％以下、Nb：0.01〜0.15％、Al：0.070％以
下を含有し残部は実質的にFeより成る鋼のAPI規
格X80級鋼管の製造方法において、300mmから最
終成品厚さの３倍までの厚さを有する連続鋳造ス
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分以内保温または加熱した後該スラブの
表面温度が1000〜750℃になつた時点で粗圧延を
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Ar₃変態点〜
650℃の温度範囲において仕上圧延を終了する段
階と、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100〜400℃の温度範囲で0.5〜120
分間の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
鋼管の製造方法。２重量比にてＣ：0.15％以下、Si：0.70％以
下、Mn：0.50〜2.50％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：
0.005％以下、Nb：0.01〜0.15％、Al：0.070％以
下を基本組成とし更にＶ：0.01〜0.15％、Ti：
0.005〜0.150％、Zr：0.005〜0.150％、Mo：0.05
〜0.50％、Cu：0.10〜1.00％、Ni：0.10〜4.00
％、Cr：0.10〜1.00％、希土類元素：0.020％以
下、Ca：0.010％以下のうちから選ばれた１種ま
たは２種以上を含み、残部は実質的にFeより成
る鋼のAPI規格X80級鋼管の製造方法において、
300mmから最終成品厚さの３倍までの厚さを有す
る連続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分以内保温または加熱した
後該スラブの表面温度が1000〜750℃になつた時
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
Ar₃変態点〜650℃の温度範囲において仕上圧延
を終了する段階と、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100〜400℃の温度範
囲で0.5〜120分間の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級鋼管の製造方法。