JPS61157628A - 高靭性耐サワ−鋼管用ホツトコイルの製造方法 - Google Patents
高靭性耐サワ−鋼管用ホツトコイルの製造方法Info
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- JPS61157628A JPS61157628A JP27429684A JP27429684A JPS61157628A JP S61157628 A JPS61157628 A JP S61157628A JP 27429684 A JP27429684 A JP 27429684A JP 27429684 A JP27429684 A JP 27429684A JP S61157628 A JPS61157628 A JP S61157628A
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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】
（産業上の利用分野）
この発明は、ラインパイプ用として使用されるホノＦコ
イルに関し、特に寒冷地でしかも硫化水素や二酸化炭素
を含む湿潤環境（以下サワー環境という）において使用
されるものの、耐水素誘起割れ性及び低温靭性全署しく
向上させようとするものである。
イルに関し、特に寒冷地でしかも硫化水素や二酸化炭素
を含む湿潤環境（以下サワー環境という）において使用
されるものの、耐水素誘起割れ性及び低温靭性全署しく
向上させようとするものである。
（従来の技術）
サワー環境において使用されるラインパイプ等の鋼材に
は、水素誘起割れ（以後ＨＩＣという）と称する割れが
発生し、漏洩やバースト事故の原因となることが知られ
ている。ＨＩＣの発生機構は、サワー環境下で起る鋼材
表面の腐食によって生じた原子状の水素が鋼材中に侵入
し、鋼材中のＭｎＳや酸化物系クラスター状介在物のよ
うな層状な広がりを持つ介在物のまわりに集積して、割
れが住じるものと考えられている。
は、水素誘起割れ（以後ＨＩＣという）と称する割れが
発生し、漏洩やバースト事故の原因となることが知られ
ている。ＨＩＣの発生機構は、サワー環境下で起る鋼材
表面の腐食によって生じた原子状の水素が鋼材中に侵入
し、鋼材中のＭｎＳや酸化物系クラスター状介在物のよ
うな層状な広がりを持つ介在物のまわりに集積して、割
れが住じるものと考えられている。
介在物？起点に発生したＨＩＣは、鋼材中の成分、組織
、硬さ等の不均質な部分に沿って伝播、成長する。この
不均質部分は、特に鋳片の最終凝固部、つまり均等冷却
で凝固した連鋳鋳片の中心与 部に相吟する位Ｒ（以下中心偏析帯という）に発生しや
すい。この位置は、ＭｎＳのような介在物と中心偏析帯
という不均質部分が共存するため、最もＨ：（４−発生
しやすい。さらに近年では、天然資源の枯渇化から、さ
らに硫化水素や炭酸ガスの含有量の多いガス田の開発や
、寒冷地での資源開発が増加していることから、耐ＨＩ
Ｃ性及び低温靭性の両特性を有する鋼板の要求が高まっ
ている。
、硬さ等の不均質な部分に沿って伝播、成長する。この
不均質部分は、特に鋳片の最終凝固部、つまり均等冷却
で凝固した連鋳鋳片の中心与 部に相吟する位Ｒ（以下中心偏析帯という）に発生しや
すい。この位置は、ＭｎＳのような介在物と中心偏析帯
という不均質部分が共存するため、最もＨ：（４−発生
しやすい。さらに近年では、天然資源の枯渇化から、さ
らに硫化水素や炭酸ガスの含有量の多いガス田の開発や
、寒冷地での資源開発が増加していることから、耐ＨＩ
Ｃ性及び低温靭性の両特性を有する鋼板の要求が高まっ
ている。
以上のような耐Ｈｒ ｃ６ｇ４２製造するために、従来
（１）鋼材表面の腐食全抑制するか、あるいは、表面に
安定被膜全形成する元素であるＣｕ 、 Ｎｉ等を添加
して腐食に伴う鋼中への侵入水素全低減させる方法で、
例えば、特公昭５４−３８５７２号公報に示されている
方法。（２）Ｓ含有量の低減、まだはＣａ、ＲＥＭ等の
添加により、ＭｎＳｉ減少、あるいは有害度の小さい球
状介在物に形態制御し、ＨＩＣの発生を抑制する方法で
、例えば、特公昭５７−１６１８４号公報、特公昭５７
−１４７４７号公報に示されているＣａ添加法。（３）
Ｃ、Ｍｎ 、 Ｐ等の含有量全低減し、あるいは鋳片全
均熱拡散処理して、中心偏析帯の濃縮した成分全稀釈し
、ＨＩＣの伝播、成長全抑制する方法で、例えば、特開
昭５’７−１０４６５３号公報、特開昭５８−２２１２
６０号公報、特開昭５８−２２１２６１号公報、特公昭
５５−４９１２９号公報に示されている方法。
（１）鋼材表面の腐食全抑制するか、あるいは、表面に
安定被膜全形成する元素であるＣｕ 、 Ｎｉ等を添加
して腐食に伴う鋼中への侵入水素全低減させる方法で、
例えば、特公昭５４−３８５７２号公報に示されている
方法。（２）Ｓ含有量の低減、まだはＣａ、ＲＥＭ等の
添加により、ＭｎＳｉ減少、あるいは有害度の小さい球
状介在物に形態制御し、ＨＩＣの発生を抑制する方法で
、例えば、特公昭５７−１６１８４号公報、特公昭５７
−１４７４７号公報に示されているＣａ添加法。（３）
Ｃ、Ｍｎ 、 Ｐ等の含有量全低減し、あるいは鋳片全
均熱拡散処理して、中心偏析帯の濃縮した成分全稀釈し
、ＨＩＣの伝播、成長全抑制する方法で、例えば、特開
昭５’７−１０４６５３号公報、特開昭５８−２２１２
６０号公報、特開昭５８−２２１２６１号公報、特公昭
５５−４９１２９号公報に示されている方法。
（４）適切な熱延方法により鋼材の組織や硬さを均一化
し、ＨＩＣの伝播、成長全抑制する方法で、例えば特開
昭５７−４７８２７号公報に示されている方法がある。
し、ＨＩＣの伝播、成長全抑制する方法で、例えば特開
昭５７−４７８２７号公報に示されている方法がある。
（発明が解決しようとする問題点）
石油、天然ガス用ラインパイプでは、定期的に行われる
内部清掃の際に、内部を通す器具（ビグ）によってパイ
プ内面に傷を生じることがある。従ってＣｕ 、 Ｎｉ
等によりパイプ内面に安定した腐食被膜全形成させても
、この傷の部分では被膜がはがれてしまい、新たな局部
腐食が発生するため、水素の侵入全完全に防止すること
は不可能である。
内部清掃の際に、内部を通す器具（ビグ）によってパイ
プ内面に傷を生じることがある。従ってＣｕ 、 Ｎｉ
等によりパイプ内面に安定した腐食被膜全形成させても
、この傷の部分では被膜がはがれてしまい、新たな局部
腐食が発生するため、水素の侵入全完全に防止すること
は不可能である。
そのため、従来技術の（２）〜（４）で述べたＨＩＣの
発生起点の減少及び伝播、成長の抑制が必要となる。
発生起点の減少及び伝播、成長の抑制が必要となる。
）ＩＩＣの発生起点としては、圧延によって伸延するＭ
ｎＳが最も有害であり、ＭｎＳ全完全に消滅させること
ができれば、ＨＩＣは、はとんど発生しないと考えられ
る。しかし、工業的には、溶鋼のＳ’ｉ０．０Ｏ１０％
以下として、Ｃａ ｆ添加しても溶鋼の凝固過程では成
分の濃縮が起こり、中心偏析部のような最終凝固位置で
は、ＭｎとＳのａ縮によるＭ ｎ Ｓの析出は避けられ
ず、ＨＩＣの発生起点を完全に消滅することはできない
。
ｎＳが最も有害であり、ＭｎＳ全完全に消滅させること
ができれば、ＨＩＣは、はとんど発生しないと考えられ
る。しかし、工業的には、溶鋼のＳ’ｉ０．０Ｏ１０％
以下として、Ｃａ ｆ添加しても溶鋼の凝固過程では成
分の濃縮が起こり、中心偏析部のような最終凝固位置で
は、ＭｎとＳのａ縮によるＭ ｎ Ｓの析出は避けられ
ず、ＨＩＣの発生起点を完全に消滅することはできない
。
従って、ＨＩＣの伝播、成長の抑制が最も重要な問題で
あるが、特開昭５８−２２１２６０号公報、特開昭５８
−２２１２６１号公報で述べられているＭｎ量の上限規
制だけでは、ＨＩＣの伝播、成長の経路となる異常組織
の発生は避けられない。
あるが、特開昭５８−２２１２６０号公報、特開昭５８
−２２１２６１号公報で述べられているＭｎ量の上限規
制だけでは、ＨＩＣの伝播、成長の経路となる異常組織
の発生は避けられない。
また特開昭５７−１０４６５３号公報のように、Ｃ≦０
．０５％とすると、現地溶接での溶接金属の高温割れを
起こしやすい。また、スラブを均熱加熱して）（ＩＣの
伝播、成長を抑制させるためには、特公昭５５−．４９
１２９号公報に示されているように、１３００ｔＺ’で
３０分〜１０時間、１１５０？Ｚ”で５時間から１５０
時間というように、極めて高温、または、長時間の均熱
拡散が必要であり、製造コスト、さらには省エネルギー
の観点から問題である。
．０５％とすると、現地溶接での溶接金属の高温割れを
起こしやすい。また、スラブを均熱加熱して）（ＩＣの
伝播、成長を抑制させるためには、特公昭５５−．４９
１２９号公報に示されているように、１３００ｔＺ’で
３０分〜１０時間、１１５０？Ｚ”で５時間から１５０
時間というように、極めて高温、または、長時間の均熱
拡散が必要であり、製造コスト、さらには省エネルギー
の観点から問題である。
従って特開昭５７−４７８２７号公報に示されているよ
うに、圧延によって組織制御する方法が有効であるが、
熱間加工終了温度が８７０Ｃ以上では、低温での高靭性
を得ることができない。またホットコイルと厚板全比較
すると、ホットコイルは連続圧延プロセスで大圧下を行
うだめ、ＨＩＣの発生原因となる伸延介在物及びＨＩＣ
の伝播、成長経路となる層状組織を形成しやすい。
うに、圧延によって組織制御する方法が有効であるが、
熱間加工終了温度が８７０Ｃ以上では、低温での高靭性
を得ることができない。またホットコイルと厚板全比較
すると、ホットコイルは連続圧延プロセスで大圧下を行
うだめ、ＨＩＣの発生原因となる伸延介在物及びＨＩＣ
の伝播、成長経路となる層状組織を形成しやすい。
またホットコイルは、厚板の制御冷却にはない巻取工程
が存在するため、厚板の制御冷却材に比べ、水冷停止後
の冷却速度が著しく小さい。そのだめ、Ｃ，Ｐ等の粒界
偏析の増加による粒界脆化及び析出物の粗大化等が起こ
りやすく、これらは耐ＨＩＣ性全劣化させる原因゛とな
る。従って、ただ単に、厚板での制御冷却技術の適用だ
けでは、ホットコイルの材質全向上させることはできな
い。
が存在するため、厚板の制御冷却材に比べ、水冷停止後
の冷却速度が著しく小さい。そのだめ、Ｃ，Ｐ等の粒界
偏析の増加による粒界脆化及び析出物の粗大化等が起こ
りやすく、これらは耐ＨＩＣ性全劣化させる原因゛とな
る。従って、ただ単に、厚板での制御冷却技術の適用だ
けでは、ホットコイルの材質全向上させることはできな
い。
以上より、本発明により解決しようとする問題点は、ホ
ットコイル特有の問題全解決し、従来の技術では得られ
ていない耐ＨＩＣ性と低温靭性の両特性を同時に発揮す
るホントコイルを得ようとすることにある。
ットコイル特有の問題全解決し、従来の技術では得られ
ていない耐ＨＩＣ性と低温靭性の両特性を同時に発揮す
るホントコイルを得ようとすることにある。
（問題を解決するだめの手段）
本発明の要旨は、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｌ：０
．１０〜０．４０％、 Ｍｎ ： ０．５〜１．２０％
、 ＡＡ ： ０．００５〜０．１０％、Ｐ≦０．００
６％、Ｓ≦０．’０００９ ％ 、 Ｃａ：０．００２
０〜０．００６０係、さらにＮｉ≦０．６０％。
．１０〜０．４０％、 Ｍｎ ： ０．５〜１．２０％
、 ＡＡ ： ０．００５〜０．１０％、Ｐ≦０．００
６％、Ｓ≦０．’０００９ ％ 、 Ｃａ：０．００２
０〜０．００６０係、さらにＮｉ≦０．６０％。
Ｃｕ≦０．６０％、Ｃｒ≦１．００％、 Ｍｏ≦０．６
０％。
０％。
ＮｂＳ２．１０％、■≦０．１０％、 Ｚｒ≦０．１０
％。
％。
ＴｉＳ２．１０％のうち１種または２種以上金言み、残
部は鉄及び不純物より成る連鋳製スラブヲ９５０Ｃ以下
で５０％以上の圧下全行い、熱間加工を、７２０〜８２
０Ｃの範囲で終了し、引き続いて平均冷却速度５〜３０
℃ ／ｓｅｃで冷却した後、４００〜６００Ｃの範囲
で巻取ること及びｃ：ｏ、ｏｓ〜０．１２％、 Ｓｉ
： ０．１０〜０．４０％、 Ｍｎ ： ０．５〜１．
２０チ、 ＡＡ ： ０．００５〜０，１０％、Ｐ≦０
．０１０％、Ｓ≦０．０００９％、 Ｃａ ： ０．０
０２０〜０．００６０％、さらにＮｉ≦０．６０％、
Ｃｕ≦０．６０％、Ｃｒ：≦１００％。
部は鉄及び不純物より成る連鋳製スラブヲ９５０Ｃ以下
で５０％以上の圧下全行い、熱間加工を、７２０〜８２
０Ｃの範囲で終了し、引き続いて平均冷却速度５〜３０
℃ ／ｓｅｃで冷却した後、４００〜６００Ｃの範囲
で巻取ること及びｃ：ｏ、ｏｓ〜０．１２％、 Ｓｉ
： ０．１０〜０．４０％、 Ｍｎ ： ０．５〜１．
２０チ、 ＡＡ ： ０．００５〜０，１０％、Ｐ≦０
．０１０％、Ｓ≦０．０００９％、 Ｃａ ： ０．０
０２０〜０．００６０％、さらにＮｉ≦０．６０％、
Ｃｕ≦０．６０％、Ｃｒ：≦１００％。
Ｍｏ ： ≦０．６０％、ＮｂＳ２．１０％、■≦０．
１０％、Ｚｒ：≦０．ｌＯ％、Ｔ１：６０．１０％のう
ち１種または２種以上を含み、残部は鉄及び不純物より
成るスラブ１１２００Ｃ以下のオーステナイト域で、断
面減少率２０％以上の熱間加工全施し、その後スラブの
中心温度を１１００〜１２５０Ｃで３０分以上、２時間
未満保定した後、９５００以下で５０チ以上の圧下全行
い、熱間加工を７２０〜８２０Ｃの範囲で終了し、引き
続いて、平均冷却速度５〜３０℃／ｓｅｃで冷却した後
、４００〜６００Ｃの範囲で巻取ることを特徴とする高
靭性耐サワー鋼管用ホットコイルの製造方法である。
１０％、Ｚｒ：≦０．ｌＯ％、Ｔ１：６０．１０％のう
ち１種または２種以上を含み、残部は鉄及び不純物より
成るスラブ１１２００Ｃ以下のオーステナイト域で、断
面減少率２０％以上の熱間加工全施し、その後スラブの
中心温度を１１００〜１２５０Ｃで３０分以上、２時間
未満保定した後、９５００以下で５０チ以上の圧下全行
い、熱間加工を７２０〜８２０Ｃの範囲で終了し、引き
続いて、平均冷却速度５〜３０℃／ｓｅｃで冷却した後
、４００〜６００Ｃの範囲で巻取ることを特徴とする高
靭性耐サワー鋼管用ホットコイルの製造方法である。
次に本発明の成分及び圧延条件の限定理由について述べ
る。
る。
Ｃは強度元素として重要な元素であるが、０．１２％全
超えると靭性を劣化させ°、０．０５％未満では必要な
強度を確保することができないだけでなく、現地溶接で
の高温割れが発生しやすくなるため、０．０５〜０．１
２％としだ。
超えると靭性を劣化させ°、０．０５％未満では必要な
強度を確保することができないだけでなく、現地溶接で
の高温割れが発生しやすくなるため、０．０５〜０．１
２％としだ。
％
Ｓｉは脱酸材として添加するもので、０．１以上でない
と脱酸の効果がなく、０．４％を超えると靭性全劣化さ
せるため、０．１０〜０．４０％とした。
と脱酸の効果がなく、０．４％を超えると靭性全劣化さ
せるため、０．１０〜０．４０％とした。
Ｍｎは脱酸剤としても必要であるが、Ｃと同様に強度元
素として重要な元素であり、０．５％未満では必要な強
度を確保することができず、１．２０％金超えると、耐
ＨＩＣ性全劣化させるため０．５〜１．２０％とした。
素として重要な元素であり、０．５％未満では必要な強
度を確保することができず、１．２０％金超えると、耐
ＨＩＣ性全劣化させるため０．５〜１．２０％とした。
Ｍは脱酸上必要であり、結晶粒の粗大化防止の効果もあ
る。０．００５％未満では脱酸の効果がなく、０．１０
％金超すと、靭性を劣化させるため、０．００５〜０．
１０％とした。
る。０．００５％未満では脱酸の効果がなく、０．１０
％金超すと、靭性を劣化させるため、０．００５〜０．
１０％とした。
発明者らの研究によればＨＩＣはＳ≦０．００１０チの
鋼では、圧延の熱間加工終了温度の低下に伴って悪化す
るという熱間加工終了温度依存性が見られ、特に靭性の
向上が大きい８２０Ｃ以下でその傾向が大きいが、Ｓ≦
０．０００９％の鋼では、上記の傾向が全く見られなく
なることを発見した。
鋼では、圧延の熱間加工終了温度の低下に伴って悪化す
るという熱間加工終了温度依存性が見られ、特に靭性の
向上が大きい８２０Ｃ以下でその傾向が大きいが、Ｓ≦
０．０００９％の鋼では、上記の傾向が全く見られなく
なることを発見した。
そこでＳ≦０．０００９％とした。
後述する冷却速度及び巻取温度による組織制御を行って
も、偏析が大きい場合には、偏析部が硬化し、ＨＩＣが
伝播、成長する。しかし、組織制御を行い、かつ溶鋼の
Ｐ含有量’２ｐ≦０．００６％とすると、ｐＨ４，０未
満のきびしいサワー環境で、）ｆｒｃの伝播、成長全防
止できることを見出した。
も、偏析が大きい場合には、偏析部が硬化し、ＨＩＣが
伝播、成長する。しかし、組織制御を行い、かつ溶鋼の
Ｐ含有量’２ｐ≦０．００６％とすると、ｐＨ４，０未
満のきびしいサワー環境で、）ｆｒｃの伝播、成長全防
止できることを見出した。
さらに、連鋳製スラブｅ１２００Ｃ以下のオーステナイ
ト域で、断面減少率２０％以上の熱間加工を行うことに
より、Ｐの拡散係数が増加するため、１１００−１２５
Ｏｒで３０分以上２時間未満という比較的低温短時間の
均熱でもＰ偏析の拡散効果が得られるため、この工程金
加えることにより、Ｐの上限’ｉ０．０１０％まで引き
上げられることを見出した。
ト域で、断面減少率２０％以上の熱間加工を行うことに
より、Ｐの拡散係数が増加するため、１１００−１２５
Ｏｒで３０分以上２時間未満という比較的低温短時間の
均熱でもＰ偏析の拡散効果が得られるため、この工程金
加えることにより、Ｐの上限’ｉ０．０１０％まで引き
上げられることを見出した。
Ｃａは、Ｍ２０３ｔ”形態制御して大型化し、ＭｎＳ全
球状無害化するために加えるが、０．００２０％以下で
はその効果がなく、０．００６０％を超えると、Ｃａ系
のクラスター状介在物金形成し耐ＨＩＣ性を劣化させる
ため、０．００２０−０．００６０％とした。Ｎｉは耐
食性の向上、強度の増加、靭性の向上に有効であるが、
０．６％金超えると局部腐食が増大するため、５０．６
％とした。Ｃｕは、耐食性の向上、強度の増加に有効で
あるが、０．６％を超えると、圧延欠陥を生じやすいた
め、５０．６％とした。Ｃ［は、耐ＨＩＣ性及び・靭性
を劣化させずに強度を増加させることができるが、１．
００％を超えると靭性全劣化させるため、５１．００％
とした。Ｍｏは焼き入れ性、強度の向上に効果があるが
、０．６０１ｅ超えると靭性の劣化金まねくので、５０
．６０％とした。Ｎｂ 、 Ｖ及びＺｒは、Ｍ。
球状無害化するために加えるが、０．００２０％以下で
はその効果がなく、０．００６０％を超えると、Ｃａ系
のクラスター状介在物金形成し耐ＨＩＣ性を劣化させる
ため、０．００２０−０．００６０％とした。Ｎｉは耐
食性の向上、強度の増加、靭性の向上に有効であるが、
０．６％金超えると局部腐食が増大するため、５０．６
％とした。Ｃｕは、耐食性の向上、強度の増加に有効で
あるが、０．６％を超えると、圧延欠陥を生じやすいた
め、５０．６％とした。Ｃ［は、耐ＨＩＣ性及び・靭性
を劣化させずに強度を増加させることができるが、１．
００％を超えると靭性全劣化させるため、５１．００％
とした。Ｍｏは焼き入れ性、強度の向上に効果があるが
、０．６０１ｅ超えると靭性の劣化金まねくので、５０
．６０％とした。Ｎｂ 、 Ｖ及びＺｒは、Ｍ。
と同様な効果があるが、０．１０％を超えると靭性の劣
化をまねくため５０．１０％としだ。
化をまねくため５０．１０％としだ。
Ｔｉは、溶接熱影響部の靭性向上に効果があるが、０．
１０％を超えると逆に靭性全劣化させるだめ、５０．１
０％とした。
１０％を超えると逆に靭性全劣化させるだめ、５０．１
０％とした。
本発明は９５０Ｃ以下の圧下率：２５０％とするが、５
０％以上抱ることによって靭性が向上するので、５０％
以上とした。最終熱間加工温度は７２０〜８２０Ｃとす
るが、Ｓ≦０．０００９％とすれば、ＨＩＣの最終熱間
加工温度依存性がなくなるため、低温・靭性の得られる
７２０〜８２０Ｃの範囲とした。
０％以上抱ることによって靭性が向上するので、５０％
以上とした。最終熱間加工温度は７２０〜８２０Ｃとす
るが、Ｓ≦０．０００９％とすれば、ＨＩＣの最終熱間
加工温度依存性がなくなるため、低温・靭性の得られる
７２０〜８２０Ｃの範囲とした。
平均冷却速度は５〜３０ Ｃ／ ｓｅｃとする。平均冷
却速度が５ｔｌ’／ｓｅｃ未満ではフェライトパーライ
トの２相分離が進むため、中心偏析部でフェライトパー
ライトのバンド状組織が形成されやすく、３０Ｃ／ ｓ
ｅｃ超では硬化したベイナイト状組織が形成されやすく
、耐１（ＩＣ性が劣化するため、５〜３０Ｃ／ ｓｅｃ
とした。
却速度が５ｔｌ’／ｓｅｃ未満ではフェライトパーライ
トの２相分離が進むため、中心偏析部でフェライトパー
ライトのバンド状組織が形成されやすく、３０Ｃ／ ｓ
ｅｃ超では硬化したベイナイト状組織が形成されやすく
、耐１（ＩＣ性が劣化するため、５〜３０Ｃ／ ｓｅｃ
とした。
巻取温度は４００〜６００Ｃとする。ホットコイルは巻
取工程があるため、厚板と比べて水冷停止後の冷却速度
が極端に遅い。そのた、め、Ａ［１＋変態点以上の温度
で巻取ると、フェライトとパーライトの２相分離が進み
、フェライト・パーライトのバンド状組織が形成される
。特に中心偏析帯ではこの傾向が著しいため、耐ＨＩＣ
性が劣化する。従って巻取温度の上限はＡｒＬ）変態の
完了している６００Ｃとした。さらに、巻取温度が４０
０Ｃ未満の領域では、平均冷却速度が３０℃／ｓｅｃ超
の場合と同様に、硬化したベイナイト状組織を形成しや
すく耐ＨＩＣ性が劣化する。以上より巻取温度は４００
〜６００Ｃとした。
取工程があるため、厚板と比べて水冷停止後の冷却速度
が極端に遅い。そのた、め、Ａ［１＋変態点以上の温度
で巻取ると、フェライトとパーライトの２相分離が進み
、フェライト・パーライトのバンド状組織が形成される
。特に中心偏析帯ではこの傾向が著しいため、耐ＨＩＣ
性が劣化する。従って巻取温度の上限はＡｒＬ）変態の
完了している６００Ｃとした。さらに、巻取温度が４０
０Ｃ未満の領域では、平均冷却速度が３０℃／ｓｅｃ超
の場合と同様に、硬化したベイナイト状組織を形成しや
すく耐ＨＩＣ性が劣化する。以上より巻取温度は４００
〜６００Ｃとした。
（作用）
発明者らはｐＨ４，０未満の厳しいサワー環境でＳ≧０
．００１０％の鋼に発生するＨＩＣは、圧延の熱間加工
終了温度の低下に伴って増加するという熱間加工終了温
度依存性が有り、特に低温靭性の向上が大きい８２０Ｃ
以下の温度範囲でその傾向が著しいが、Ｓ≦０．０００
９％の鋼では、上記の傾向が全く見られないことを発見
した。
．００１０％の鋼に発生するＨＩＣは、圧延の熱間加工
終了温度の低下に伴って増加するという熱間加工終了温
度依存性が有り、特に低温靭性の向上が大きい８２０Ｃ
以下の温度範囲でその傾向が著しいが、Ｓ≦０．０００
９％の鋼では、上記の傾向が全く見られないことを発見
した。
この発見により、９５０Ｃ以下で５０チ以上の圧下全行
い、７２０〜８２０Ｃの温度で熱間加工を終了すること
により、耐ＨＩＣ性を損なわずに低温靭性全得ることを
可能にした。しかしＳ≦０．０００９％としても、連鋳
製スラブの中心偏析部では、ＭｎＳの析出が避けられな
い部分もあり、このような場所ではＨＩＣが発生する。
い、７２０〜８２０Ｃの温度で熱間加工を終了すること
により、耐ＨＩＣ性を損なわずに低温靭性全得ることを
可能にした。しかしＳ≦０．０００９％としても、連鋳
製スラブの中心偏析部では、ＭｎＳの析出が避けられな
い部分もあり、このような場所ではＨＩＣが発生する。
このようなＨＩＣ全なくすためには、Ｐ≦０．００６チ
とすることによりＰの偏析を軽減させ、かつ熱間加工終
了後引き続いて冷却速度５〜３０ Ｕ ／ ｓｅｃで冷
却し、巻取温度４００〜６００Ｃで巻取って、中心偏析
部の組織ｋ ＨＩ Ｃが伝播、成長しない組織ニコント
ロールすることによって初めて抑制できることを発見し
た。
とすることによりＰの偏析を軽減させ、かつ熱間加工終
了後引き続いて冷却速度５〜３０ Ｕ ／ ｓｅｃで冷
却し、巻取温度４００〜６００Ｃで巻取って、中心偏析
部の組織ｋ ＨＩ Ｃが伝播、成長しない組織ニコント
ロールすることによって初めて抑制できることを発見し
た。
さらに、０．００６％くＰ≦０．０１０％でも、スラブ
全１２００Ｃ以下のオーステナイト域で、断面減少率２
０％以上の熱間加工金施して拡散起点全作り込み、その
後スラブの中心温度ｉ１１００ｒ以上１２５０Ｃ未満で
、３０分以上２時間未満保定し、不可避的に生成した偏
析全拡散して消滅又は軽減させた後、最終熱間加工を行
い、引き続いて冷却速度５〜３０ ℃／ｓｅｃで冷却し
、巻取温度４００〜６００Ｃで巻取ることにより、ＨＩ
Ｃ全防止できる。
全１２００Ｃ以下のオーステナイト域で、断面減少率２
０％以上の熱間加工金施して拡散起点全作り込み、その
後スラブの中心温度ｉ１１００ｒ以上１２５０Ｃ未満で
、３０分以上２時間未満保定し、不可避的に生成した偏
析全拡散して消滅又は軽減させた後、最終熱間加工を行
い、引き続いて冷却速度５〜３０ ℃／ｓｅｃで冷却し
、巻取温度４００〜６００Ｃで巻取ることにより、ＨＩ
Ｃ全防止できる。
以上のように、本発明は、ｐＨ４，０未満のきびしいサ
ワー環境でのＩｔｔＨＩＣ性と、低温靭性の両特性がす
ぐれたホットコイルの製造全可能としたものである。
ワー環境でのＩｔｔＨＩＣ性と、低温靭性の両特性がす
ぐれたホットコイルの製造全可能としたものである。
（実施例）
発明者らは、耐ＨＩＣ性に及ぼすＳ、Ｐ及び圧延条件の
影響全問らかにするだめ、Ｓ及びＰ含有量を変えた鋼を
用い、実験を行った。試料はすべて連続鋳造法により鋳
造し、Ｃａは粒状合金？タンデイツ／ユに連続添加する
方法により行った。
影響全問らかにするだめ、Ｓ及びＰ含有量を変えた鋼を
用い、実験を行った。試料はすべて連続鋳造法により鋳
造し、Ｃａは粒状合金？タンデイツ／ユに連続添加する
方法により行った。
次に、この様に製造したスラブをホットミルにて圧延し
、ホットコイルとして得た板を用いて、耐ＨＩＣ性評価
試験を行なった。耐ＨＩＣ性評価試験は、いわゆるＢＰ
試験法に準じた方法で行った。すなわち、試料’１ＮＡ
ＣＥ液（０，５％酢酸−５チ塩化す） ＩＪウム溶液に
、Ｈ２Ｓを飽和させた溶液でｐＨは約３．８）中に９６
時間浸漬した。
、ホットコイルとして得た板を用いて、耐ＨＩＣ性評価
試験を行なった。耐ＨＩＣ性評価試験は、いわゆるＢＰ
試験法に準じた方法で行った。すなわち、試料’１ＮＡ
ＣＥ液（０，５％酢酸−５チ塩化す） ＩＪウム溶液に
、Ｈ２Ｓを飽和させた溶液でｐＨは約３．８）中に９６
時間浸漬した。
ＨＩＣ発生の有無は、浸漬を完了した試験片をＵＳＴで
探傷することにより、試片表面に対する欠陥の割合（以
下ＣＡＲという）で評価した。
探傷することにより、試片表面に対する欠陥の割合（以
下ＣＡＲという）で評価した。
表１〜９に実施例金子す。
表２に示すように、本発明に従う鋼材は、いずれもすぐ
れた耐ＨＩＣ性及び低温靭性を示すが、Ｐ＞０．００６
％のＣ，Ｄ、Ｅ及びＳ≧ｏ、ｏｏｉｏ％のＦは、耐ＨＩ
Ｃ性が劣る。また、表３〜６に示すように、熱間加工終
了温度≧７２０Ｃ１平均冷却速度５〜３０ Ｃ／ ｓｅ
ｃ ％巻取温度４００〜６００Ｃの領域ではすぐれた耐
ＨＩＣ性を示す。
れた耐ＨＩＣ性及び低温靭性を示すが、Ｐ＞０．００６
％のＣ，Ｄ、Ｅ及びＳ≧ｏ、ｏｏｉｏ％のＦは、耐ＨＩ
Ｃ性が劣る。また、表３〜６に示すように、熱間加工終
了温度≧７２０Ｃ１平均冷却速度５〜３０ Ｃ／ ｓｅ
ｃ ％巻取温度４００〜６００Ｃの領域ではすぐれた耐
ＨＩＣ性を示す。
（発明の効果）
以上述べたように、本発明により、ｐＨ４，０未満のき
びしいサワー環境での耐ＨＩＣ性と、低温・靭性の両特
性にすぐれたホットコイルが製造でき、寒冷地のサワー
環境でＨＩＣの発生及び低温脆性破壊によるバースト事
故が発生しないラインパイプの製造が可能である。
びしいサワー環境での耐ＨＩＣ性と、低温・靭性の両特
性にすぐれたホットコイルが製造でき、寒冷地のサワー
環境でＨＩＣの発生及び低温脆性破壊によるバースト事
故が発生しないラインパイプの製造が可能である。
第１図は、耐ＨＩＣ性に及ぼす熱間加工終了温度の影響
の図表、第２図は、靭性に及ぼす熱間加工終了温度の影
響の図表、第３図は１、耐ＨＩＣ性に及ぼすＰ含有量の
影響の図表、第４図は１ｔＨＩＣ性に及ぼす平均冷却速
度の影響の図表、第５図は耐ＨＩＣ性に及ぼす巻取温度
の影響の図表、第図ば、耐Ｊ−１１Ｃ性に及ぼす巻取後
のコイル長さ中央部の平均冷却速度の影響の図表金示す
。 区 （％）ＷＤ Ｏフ 鰹 ０ １０ ２０ ＪＯ句乎
均冷＃壇友（’℃／ｓｅｃ、 ） 第５図 巷取温ａ （°ｃ） 手続補正書（方式） ％式％ １、事件の表示 昭和５９年特許願第２７４２９６号 ２、発明の名称 高靭性耐サワー鋼管用ホットコイル の製造方法 ３、補正をする者 事件との関係 出願人 住所 東京都千代田区大手町二丁目６番３号名称 （
６６５）新日本製鉄株式会社代表者 武 １） 豊 ４、代理人 住所 東京都中央区日本橋３丁目３番３号４、図面の簡
単な説明
の図表、第２図は、靭性に及ぼす熱間加工終了温度の影
響の図表、第３図は１、耐ＨＩＣ性に及ぼすＰ含有量の
影響の図表、第４図は１ｔＨＩＣ性に及ぼす平均冷却速
度の影響の図表、第５図は耐ＨＩＣ性に及ぼす巻取温度
の影響の図表、第図ば、耐Ｊ−１１Ｃ性に及ぼす巻取後
のコイル長さ中央部の平均冷却速度の影響の図表金示す
。 区 （％）ＷＤ Ｏフ 鰹 ０ １０ ２０ ＪＯ句乎
均冷＃壇友（’℃／ｓｅｃ、 ） 第５図 巷取温ａ （°ｃ） 手続補正書（方式） ％式％ １、事件の表示 昭和５９年特許願第２７４２９６号 ２、発明の名称 高靭性耐サワー鋼管用ホットコイル の製造方法 ３、補正をする者 事件との関係 出願人 住所 東京都千代田区大手町二丁目６番３号名称 （
６６５）新日本製鉄株式会社代表者 武 １） 豊 ４、代理人 住所 東京都中央区日本橋３丁目３番３号４、図面の簡
単な説明
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．１０〜０．
４０％、Ｍｎ：０．５〜１．２０％、Ａｌ：０．００５
〜０．１０％、Ｐ≦０．００６％、Ｓ≦０．０００９％
、 Ｃａ：０．００２０〜０．００６０％、さらにＮｉ≦０
．６０％、Ｃｕ：０．６０％、Ｃｒ≦１．００％、 Ｍｏ≦０．６０％、Ｎｂ≦０．１０％、 Ｖ≦０．１０％、Ｚｒ≦０．１０％、 Ｔｉ≦０．１０％のうち１種または２種以上を含み、残
部は鉄及び不純物より成る連鋳製スラブを９５０℃以下
で５０％以上の圧下を行い、熱間加工を７２０〜８２０
℃の範囲で終了し、引き続いて、平均冷却速度５〜３０
℃／ｓｅｃで冷却した後、４００〜６００℃の範囲で巻
取ることを特徴とする高靭性耐サワー鋼管用ホットコイ
ルの製造方法。 ２、Ｃ：０．０５〜０．１２％、Ｓｉ：０．１０〜０．
４０％、Ｍｎ：０．５〜１．２０％、Ａｌ：０．００５
〜０．１０％、Ｐ≦０．０１０％、Ｓ≦０．０００９％
、 Ｃａ：０．００２０〜０．００６０％、さらにＮｉ≦０
．６０％、Ｃｕ≦０．６０％、Ｃｒ：≦１．００％、 Ｍｏ：≦０．６０％、Ｎｂ≦０．１０％、 Ｖ≦０．１０％、Ｚｒ：≦０．１０％、 Ｔｉ：≦０．１０％のうち１種または２種以上を含み、
残部は鉄及び不純物より成るスラブを１２００℃以下の
オーステナイト域で断面減少率２０％以上の熱間加工を
施し、その後スラブの中心温度を１１００〜１２５０℃
で３０分以上、２時間未満保定した後、９５０℃以下で
５０％以上の圧下を行い、熱間加工を７２０〜８２０℃
の範囲で終了し、引き続いて、平均冷却速度５〜３０℃
／ｓｅｃで冷却した後、４００〜６００℃の範囲で巻取
ることを特徴とする高靭性耐サワー鋼管用ホットコイル
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27429684A JPS61157628A (ja) | 1984-12-28 | 1984-12-28 | 高靭性耐サワ−鋼管用ホツトコイルの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27429684A JPS61157628A (ja) | 1984-12-28 | 1984-12-28 | 高靭性耐サワ−鋼管用ホツトコイルの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61157628A true JPS61157628A (ja) | 1986-07-17 |
| JPH0359124B2 JPH0359124B2 (ja) | 1991-09-09 |
Family
ID=17539666
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27429684A Granted JPS61157628A (ja) | 1984-12-28 | 1984-12-28 | 高靭性耐サワ−鋼管用ホツトコイルの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61157628A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4851052A (en) * | 1987-04-24 | 1989-07-25 | Nippon Steel Corpopration | Method of producing steel plate with good low-temperature toughness |
| EP1568792A1 (en) * | 2004-02-24 | 2005-08-31 | JFE Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet for high-strength electric-resistance welded pipe and method for manufacturing the same |
| EP1533392A4 (en) * | 2002-09-04 | 2005-12-07 | Jfe Steel Corp | STEEL PRODUCT FOR WELDING WITH A HIGH HEAT APPLICATION AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF |
| KR100544419B1 (ko) * | 2000-12-20 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 저온인성이 우수한 인장강도 80㎏/㎟급 고내후성열연강판의 제조방법 |
| US7959745B2 (en) * | 2001-07-13 | 2011-06-14 | Jfe Steel Corporation | High-strength steel pipe of API X65 grade or higher |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57149423A (en) * | 1981-03-10 | 1982-09-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Manufacture of thick high-tensile steel plate having excellent low-temperature matting property |
| JPS581014A (ja) * | 1981-06-26 | 1983-01-06 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐水素誘起割れ性の優れたホツトコイルの製造方法 |
| JPS591632A (ja) * | 1982-06-28 | 1984-01-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 冷間加工性のすぐれたＴｉ添加強靭性熱延高張力鋼板の製造法 |
| JPS6134116A (ja) * | 1984-07-24 | 1986-02-18 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 強靭性熱間圧延コイルの製造法 |
-
1984
- 1984-12-28 JP JP27429684A patent/JPS61157628A/ja active Granted
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57149423A (en) * | 1981-03-10 | 1982-09-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Manufacture of thick high-tensile steel plate having excellent low-temperature matting property |
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| JPS6134116A (ja) * | 1984-07-24 | 1986-02-18 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 強靭性熱間圧延コイルの製造法 |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4851052A (en) * | 1987-04-24 | 1989-07-25 | Nippon Steel Corpopration | Method of producing steel plate with good low-temperature toughness |
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| US7959745B2 (en) * | 2001-07-13 | 2011-06-14 | Jfe Steel Corporation | High-strength steel pipe of API X65 grade or higher |
| EP1533392A4 (en) * | 2002-09-04 | 2005-12-07 | Jfe Steel Corp | STEEL PRODUCT FOR WELDING WITH A HIGH HEAT APPLICATION AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF |
| EP1568792A1 (en) * | 2004-02-24 | 2005-08-31 | JFE Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet for high-strength electric-resistance welded pipe and method for manufacturing the same |
| CN100354436C (zh) * | 2004-02-24 | 2007-12-12 | 杰富意钢铁株式会社 | 焊接部韧性优良的耐酸气性高强度电阻焊接管用热轧钢板及其制造方法 |
| US7879287B2 (en) | 2004-02-24 | 2011-02-01 | Jfe Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet for high-strength electric-resistance welded pipe having sour-gas resistance and excellent weld toughness, and method for manufacturing the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0359124B2 (ja) | 1991-09-09 |
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