JP5339006B1 - ラインパイプ用ホットコイル及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
本発明は、巻き取り工程により製造条件の制約が多いホットコイルにおいても、常温強度のばらつきを低減させ、低温靭性を向上させたラインパイプ用ホットコイル及びその製造方法を提供するもので、再結晶温度域での各圧延パス間で鋼板を所定時間滞留させ、熱間圧延後に2段冷却をすることにより、板厚中心部の鋼組織を、有効結晶粒径で3〜10μm、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計で60〜99%とするとともに、任意の2部位におけるベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計を、それぞれ、A及びBとしたときのA-Bの絶対値を0〜30%とする。
Description
本発明は、ラインパイプ用ホットコイル及びその製造方法に関するものであり、特に、天然ガス及び原油輸送用のラインパイプに用いて好適なホットコイル及びその製造方法に関する。
近年、原油や天然ガスなどの長距離輸送方法としてパイプラインの重要性がますます高まっている。また、1)高圧化による輸送効率の向上、並びに、2)ラインパイプの外径及び重量の低減による現地施工能率向上のため、高い強度を有するラインパイプを使用する例が増加している。現在では、米国石油協会(API)規格X120(引張強度が915MPa以上)までの高強度ラインパイプが実用化されている。これらの高強度ラインパイプは、UOE法、ベンデイングロール法、及びJCOE法などで製造されることが一般的である。
しかし、長距離輸送用の幹線ラインパイプとしては、API規格X60〜70相当のラインパイプも依然として多く使用されている。このようなX60〜70相当のラインパイプとしては、現地施工能率の高い、スパイラル鋼管又は電縫鋼管が多く使用される。
ラインパイプの製造に使用される素材としては、UOE法、ベンデイングロール法、及びJCOE法でラインパイプを製造する場合には、コイル状に巻かれていない熱間圧延鋼板が使用される。一方、スパイラル鋼管又は電縫鋼管を製造する場合には、コイル状に巻かれた熱間圧延鋼板が使用される。ここで、コイル状に巻かれていない熱間圧延鋼板を厚板、コイル状に巻かれた熱間圧延鋼板をホットコイルという。
特許文献1〜10には、スパイラル鋼管又は電縫鋼管の製造に使用されるホットコイルが記載されている。また、特許文献11〜14には、UOE法、ベンデイングロール法、及びJCOE法でラインパイプを製造する際に使用される厚板が記載されている。
原油や天然ガスなど可燃物を輸送するラインパイプは、常温における信頼性はもちろんのこと、寒冷地でも使用されることから、低温における信頼性も要求される。したがって、ラインパイプの素材となる、厚板及びホットコイルには、常温強度のばらつき低減と、低温靭性向上とが求められる。
特許文献11〜14に記載された厚板は、巻き取り工程がないことから、熱間圧延後の鋼板を冷却する条件の自由度が大きく、安定して均一な鋼組織を得ることができる。また、巻き取り工程がないため、粗圧延と仕上圧延の間で、鋼板を再結晶温度域にしておく時間を十分にとれることからも、安定して所望の鋼組織が得られる。その結果、特許文献11〜14に記載された厚板の、常温強度ばらつきは小さく、かつ、低温靭性にも優れる。
一方、特許文献1〜10に記載されたホットコイルにおける、常温強度ばらつきの低減は十分ではなく、低温靭性の向上も十分ではない。特許文献1〜10には、ホットコイルの強度ばらつき低減と低温靭性向上のため、熱間圧延後の鋼板の冷却方法を改善することが記載されている。特に、特許文献1〜2及び6〜9には、熱間圧延後の鋼板の冷却を多段にすることが記載されている。しかし、ホットコイルの製造には、巻き取り工程があり、粗圧延と仕上圧延が連続して行われるため、製造条件の制約が多くなる。したがって、特許文献1〜10に記載された冷却方法の改善だけでは所望の鋼組織とならず、常温強度ばらつきが小さく、かつ、低温靭性にも優れるホットコイルを得ることは困難であった。
本発明は、巻き取り工程により製造条件の制約が多いホットコイルにおいても、常温強度のばらつきを低減させ、低温靭性を向上させたラインパイプ用ホットコイル及びその製造方法を提供することを目的とする。なお、常温強度は、常温における、引張強度(TS)、降伏強度、降伏比、及び硬度を意味するものとする。
本発明者らは、鋭意研究を行い、次の知見を得た。
a)常温強度のばらつきを低減するには、ホットコイルを構成する鋼板の有効結晶粒径を10μm以下にした上で、基地組織を板厚方向と長手方向で均一にする必要がある。即ち、従来のように、ホットコイルを構成する鋼板の基地組織を板厚方向と長手方向で均一にするだけでは不十分であること。
b)鋼組織の有効結晶粒径を10μm以下にした上で、基地組織としてベイナイトとアシキュラーフェライトの合計を面積率で所定以上とすると、低温靭性も向上すること。
c)鋼組織の有効結晶粒径を10μm以下とするには、熱間圧延における粗圧延で十分に再結晶させておく必要がある。そのためには、巻き取り工程のあるホットコイルの製造においては、再結晶温度域での各圧延パス間で少なくとも1回、熱間圧延中の鋼板を所定時間滞留させる必要があること。
d)基地組織を板厚方向と長手方向で均一にするには、熱間圧延後の鋼板の冷却を多段にする必要があること。
e)常温強度のばらつきを低減するには、鋼組織の有効結晶粒径を所定以下とするとともに、基地組織を板厚方向と長手方向で均一にすることとが必要である。したがって、従来のように、2段冷却をするだけでは不十分で、2段冷却することと、再結晶温度域での各圧延パス間で熱間圧延中の鋼板を滞留させることの両方が必要であること。
a)常温強度のばらつきを低減するには、ホットコイルを構成する鋼板の有効結晶粒径を10μm以下にした上で、基地組織を板厚方向と長手方向で均一にする必要がある。即ち、従来のように、ホットコイルを構成する鋼板の基地組織を板厚方向と長手方向で均一にするだけでは不十分であること。
b)鋼組織の有効結晶粒径を10μm以下にした上で、基地組織としてベイナイトとアシキュラーフェライトの合計を面積率で所定以上とすると、低温靭性も向上すること。
c)鋼組織の有効結晶粒径を10μm以下とするには、熱間圧延における粗圧延で十分に再結晶させておく必要がある。そのためには、巻き取り工程のあるホットコイルの製造においては、再結晶温度域での各圧延パス間で少なくとも1回、熱間圧延中の鋼板を所定時間滞留させる必要があること。
d)基地組織を板厚方向と長手方向で均一にするには、熱間圧延後の鋼板の冷却を多段にする必要があること。
e)常温強度のばらつきを低減するには、鋼組織の有効結晶粒径を所定以下とするとともに、基地組織を板厚方向と長手方向で均一にすることとが必要である。したがって、従来のように、2段冷却をするだけでは不十分で、2段冷却することと、再結晶温度域での各圧延パス間で熱間圧延中の鋼板を滞留させることの両方が必要であること。
本発明は、上記知見に基づきなされたもので、その要旨は次のとおりである。
(1)質量%で、
C :0.03〜0.10%、
Si:0.01〜0.50%、
Mn:0.5〜2.5%、
P :0.001〜0.03%、
S :0.0001〜0.0030%、
Nb:0.0001〜0.2%、
Al:0.0001〜0.05%、
Ti:0.0001〜0.030%及び
B :0.0001〜0.0005%
を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物の成分組成になり、板厚中心部の鋼組織が、有効結晶粒径で2〜10μm、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計で60〜99%であるとともに、任意の2部位におけるベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計を、それぞれ、A及びBとしたとき、A−Bの絶対値が0〜30%であり、かつ、板厚が7〜25mmであり、幅方向の引張強度TSが400〜700MPaであることを特徴とするラインパイプ用ホットコイル。
(1)質量%で、
C :0.03〜0.10%、
Si:0.01〜0.50%、
Mn:0.5〜2.5%、
P :0.001〜0.03%、
S :0.0001〜0.0030%、
Nb:0.0001〜0.2%、
Al:0.0001〜0.05%、
Ti:0.0001〜0.030%及び
B :0.0001〜0.0005%
を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物の成分組成になり、板厚中心部の鋼組織が、有効結晶粒径で2〜10μm、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計で60〜99%であるとともに、任意の2部位におけるベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計を、それぞれ、A及びBとしたとき、A−Bの絶対値が0〜30%であり、かつ、板厚が7〜25mmであり、幅方向の引張強度TSが400〜700MPaであることを特徴とするラインパイプ用ホットコイル。
(2)前記ホットコイルが、さらに、質量%で、
Cu:0.01〜0.5%、
Ni:0.01〜1.0%、
Cr:0.01〜1.0%、
Mo:0.01〜1.0%、
V :0.001〜0.10%、
W :0.0001〜0.5%、
Zr:0.0001〜0.050%
Ta:0.0001〜0.050%
Mg:0.0001〜0.010%、
Ca:0.0001〜0.005%、
REM:0.0001〜0.005%、
Y :0.0001〜0.005%、
Hf:0.0001〜0.005%及び
Re:0.0001〜0.005%
のうち1種又は2種以上を含有することを特徴とする前記(1)に記載のラインパイプ用ホットコイル。
Cu:0.01〜0.5%、
Ni:0.01〜1.0%、
Cr:0.01〜1.0%、
Mo:0.01〜1.0%、
V :0.001〜0.10%、
W :0.0001〜0.5%、
Zr:0.0001〜0.050%
Ta:0.0001〜0.050%
Mg:0.0001〜0.010%、
Ca:0.0001〜0.005%、
REM:0.0001〜0.005%、
Y :0.0001〜0.005%、
Hf:0.0001〜0.005%及び
Re:0.0001〜0.005%
のうち1種又は2種以上を含有することを特徴とする前記(1)に記載のラインパイプ用ホットコイル。
(3)質量%で、
C :0.03〜0.10%、
Si:0.01〜0.50%、
Mn:0.5〜2.5%、
P :0.001〜0.03%、
S :0.0001〜0.0030%、
Nb:0.0001〜0.2%、
Al:0.0001〜0.05%、
Ti:0.0001〜0.030%及び
B :0.0001〜0.0005%
を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物の成分組成になる鋼片を、1000〜1250℃に加熱した後、熱間圧延するに際し、再結晶温度域での圧下比を1.9〜4.0、かつ、再結晶温度域での各圧延パス間で少なくとも1回、熱間圧延中の鋼板を100〜500秒間滞留させて、得られた熱間圧延鋼板を、前段と後段に分けて冷却するにあたり、前段の冷却では、前記熱間圧延鋼板の表面温度が、前段の冷却開始温度から600℃となるまで、熱間圧延鋼板の板厚中心部で0.5〜15℃/秒の冷却速度で冷却し、後段の冷却では、熱間圧延鋼板の板厚中心部で前段よりも速い冷却速度で冷却することを特徴とする前記(1)に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
C :0.03〜0.10%、
Si:0.01〜0.50%、
Mn:0.5〜2.5%、
P :0.001〜0.03%、
S :0.0001〜0.0030%、
Nb:0.0001〜0.2%、
Al:0.0001〜0.05%、
Ti:0.0001〜0.030%及び
B :0.0001〜0.0005%
を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物の成分組成になる鋼片を、1000〜1250℃に加熱した後、熱間圧延するに際し、再結晶温度域での圧下比を1.9〜4.0、かつ、再結晶温度域での各圧延パス間で少なくとも1回、熱間圧延中の鋼板を100〜500秒間滞留させて、得られた熱間圧延鋼板を、前段と後段に分けて冷却するにあたり、前段の冷却では、前記熱間圧延鋼板の表面温度が、前段の冷却開始温度から600℃となるまで、熱間圧延鋼板の板厚中心部で0.5〜15℃/秒の冷却速度で冷却し、後段の冷却では、熱間圧延鋼板の板厚中心部で前段よりも速い冷却速度で冷却することを特徴とする前記(1)に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
(4)質量%で、
C :0.03〜0.10%、
Si:0.01〜0.50%、
Mn:0.5〜2.5%、
P :0.001〜0.03%、
S :0.0001〜0.0030%、
Nb:0.0001〜0.2%、
Al:0.0001〜0.05%、
Ti:0.0001〜0.030%及び
B :0.0001〜0.0005%を含有し、
さらに、質量%で、
Cu:0.01〜0.5%、
Ni:0.01〜1.0%、
Cr:0.01〜1.0%、
Mo:0.01〜1.0%、
V :0.001〜0.10%、
W :0.0001〜0.5%、
Zr:0.0001〜0.050%
Ta:0.0001〜0.050%
Mg:0.0001〜0.010%、
Ca:0.0001〜0.005%、
REM:0.0001〜0.005%、
Y :0.0001〜0.005%、
Hf:0.0001〜0.005%及び
Re:0.0001〜0.005%
のうち1種又は2種以上を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物の成分組成になる鋼片を、1000〜1250℃に加熱した後、熱間圧延するに際し、再結晶温度域での圧下比を1.9〜4.0、かつ、再結晶温度域での各圧延パス間で少なくとも1回、熱間圧延中の鋼板を100〜500秒間滞留させて、得られた熱間圧延鋼板を、前段と後段に分けて冷却するにあたり、前段の冷却では、前記熱間圧延鋼板の表面温度が、前段の冷却開始温度から600℃となるまで、熱間圧延鋼板の板厚中心部で0.5〜15℃/秒の冷却速度で冷却し、後段の冷却では、熱間圧延鋼板の板厚中心部で前段よりも速い冷却速度で冷却することを特徴とする前記(2)に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
C :0.03〜0.10%、
Si:0.01〜0.50%、
Mn:0.5〜2.5%、
P :0.001〜0.03%、
S :0.0001〜0.0030%、
Nb:0.0001〜0.2%、
Al:0.0001〜0.05%、
Ti:0.0001〜0.030%及び
B :0.0001〜0.0005%を含有し、
さらに、質量%で、
Cu:0.01〜0.5%、
Ni:0.01〜1.0%、
Cr:0.01〜1.0%、
Mo:0.01〜1.0%、
V :0.001〜0.10%、
W :0.0001〜0.5%、
Zr:0.0001〜0.050%
Ta:0.0001〜0.050%
Mg:0.0001〜0.010%、
Ca:0.0001〜0.005%、
REM:0.0001〜0.005%、
Y :0.0001〜0.005%、
Hf:0.0001〜0.005%及び
Re:0.0001〜0.005%
のうち1種又は2種以上を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物の成分組成になる鋼片を、1000〜1250℃に加熱した後、熱間圧延するに際し、再結晶温度域での圧下比を1.9〜4.0、かつ、再結晶温度域での各圧延パス間で少なくとも1回、熱間圧延中の鋼板を100〜500秒間滞留させて、得られた熱間圧延鋼板を、前段と後段に分けて冷却するにあたり、前段の冷却では、前記熱間圧延鋼板の表面温度が、前段の冷却開始温度から600℃となるまで、熱間圧延鋼板の板厚中心部で0.5〜15℃/秒の冷却速度で冷却し、後段の冷却では、熱間圧延鋼板の板厚中心部で前段よりも速い冷却速度で冷却することを特徴とする前記(2)に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
(5)未再結晶温度域での圧下比を2.5〜4.0で熱間圧延することを特徴とする前記(3)又は(4)に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
(6)前記前段の冷却を、800〜850℃の温度域から開始し、800〜600℃の温度域を、板厚中心部で0.5〜10℃/秒の冷却速度で冷却することを特徴とする前記(3)又は(4)記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
(7)前記前段の冷却を、800〜850℃の温度域から開始し、800〜600℃の温度域を、板厚中心部で0.5〜10℃/秒の冷却速度で冷却することを特徴とする前記(5)に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
(8)前記後段の冷却後の鋼板を、450〜600℃で巻き取ることを特徴とする前記(3)又は(4)に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
(9)前記後段の冷却後の鋼板を、450〜600℃で巻き取ることを特徴とする前記(5)に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
(10)前記後段の冷却後の鋼板を、450〜600℃で巻き取ることを特徴とする前記(6)に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
(11)前記後段の冷却後の鋼板を、450〜600℃で巻き取ることを特徴とする前記(7)に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
本発明によれば、有効結晶粒径を所定以下とした上で、特定の基地組織を表面と板厚中心で均一にすることにより、常温強度のばらつきが小さく、かつ、低温靭性に優れるラインパイプ用ホットコイルを提供することができる。また、再結晶温度域での各圧延パス間で熱間圧延中の鋼板を滞留させることと、熱間圧延後の鋼板を2段冷却することの両方により、巻き取りが必要であるホットコイルであっても、常温強度のばらつきが小さく、かつ、低温靭性に優れるラインパイプ用ホットコイルの製造方法を提供することができる。
本発明のラインパイプ用ホットコイルの鋼組織、形態、及び特性について説明する。
(板厚中心部の鋼組織:有効結晶粒径で2〜10μm)
本発明のラインパイプ用ホットコイルが、所望の特性を得るためには、先ず、板厚中心部の鋼組織の有効結晶粒径が2〜10μmの範囲であることが必要である。板厚中心部の鋼組織の有効結晶粒径が10μmを超えると、結晶粒の微細化効果が得られず、基地組織をどのようにしても所望の特性を得ることができない。好ましくは7μm以下とする。一方、板厚中心部の鋼組織の有効結晶粒径を2μm未満としても、結晶粒の微細化効果は飽和する。好ましくは3μm以上とする。なお、鋼組織の有効結晶粒径は、EBSP(Electron Back Scattering Pattern)を用いて、15°以上の結晶方位差を有する境界で囲まれた領域の円相当径で定義した。
本発明のラインパイプ用ホットコイルが、所望の特性を得るためには、先ず、板厚中心部の鋼組織の有効結晶粒径が2〜10μmの範囲であることが必要である。板厚中心部の鋼組織の有効結晶粒径が10μmを超えると、結晶粒の微細化効果が得られず、基地組織をどのようにしても所望の特性を得ることができない。好ましくは7μm以下とする。一方、板厚中心部の鋼組織の有効結晶粒径を2μm未満としても、結晶粒の微細化効果は飽和する。好ましくは3μm以上とする。なお、鋼組織の有効結晶粒径は、EBSP(Electron Back Scattering Pattern)を用いて、15°以上の結晶方位差を有する境界で囲まれた領域の円相当径で定義した。
(板厚中心部の鋼組織:ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計で60〜99%)
上述したように、ラインパイプ用ホットコイルが所望の特性を得るためには、有効結晶粒径を2〜10μmとした上で、基地組織として、板厚中心部のベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計で60〜99%とする必要がある。ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計が60%未満であると、ホットコイルの−20℃でのシャルピー吸収エネルギーが150J未満、0℃でのDWTT(Drop Weight Tear Test)延性破面率が85%未満となり、ラインパイプを製造したときに必要な低温靭性を確保できない。図1は、板厚が16mmであるホットコイルにおける、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計と−20℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーとの関係を示す図である。図1から明らかなように、−20℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーは、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計が60%未満になると、急激に低下する。
上述したように、ラインパイプ用ホットコイルが所望の特性を得るためには、有効結晶粒径を2〜10μmとした上で、基地組織として、板厚中心部のベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計で60〜99%とする必要がある。ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計が60%未満であると、ホットコイルの−20℃でのシャルピー吸収エネルギーが150J未満、0℃でのDWTT(Drop Weight Tear Test)延性破面率が85%未満となり、ラインパイプを製造したときに必要な低温靭性を確保できない。図1は、板厚が16mmであるホットコイルにおける、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計と−20℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーとの関係を示す図である。図1から明らかなように、−20℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーは、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計が60%未満になると、急激に低下する。
また、ホットコイルの−40℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーを200J以上、−20℃でのDWTT(Drop Weight Tear Test)延性破面率を85%以上とするには、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計を80%以上にすることが好ましい。一方、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計は高いほどよいが、ホットコイルには、セメンタイトやパーライトなどの不可避的な鋼組織を含み得るので、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計は99%を上限とする。なお、ベイナイトは、ラス若しくは塊状フェライト間に炭化物が析出したもの、又は、ラス内に炭化物が析出した組織とする。一方、ラス間あるいはラス内に炭化物が析出していない組織をマルテンサイトとし、ベイナイトと区別する。
(任意の2部位におけるベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計を、それぞれ、A及びBとしたとき、A−Bの絶対値が0〜30%)
ラインパイプ用ホットコイルは、板厚方向と長手方向で基地組織がばらつくのが一般的である。ラインパイプの信頼性を向上させるには、ラインパイプの製造に使用されるホットコイルの板厚方向と長手方向の基地組織を均一にする必要がある。即ち、任意の2部位における基地組織の差を小さくする必要がある。ここで、任意の2部位におけるベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計を、それぞれ、A及びBとしたとき、A−Bの絶対値を定義する。A−Bの絶対値が30%を超えると、ラインパイプ用ホットコイルの基地組織が、板厚方向と長手方向で大きくばらついていることを意味する。このばらつきが大きいと、ラインパイプ用ホットコイルの常温強度がばらつき、その結果、板厚ラインパイプの信頼性が低下する。したがって、A−Bの絶対値は30%以下とする。好ましくは20%以下である。一方、A−Bの絶対値の下限は0%とする。A−Bの絶対値が0%とは、ばらつきがないことを示す。
ラインパイプ用ホットコイルは、板厚方向と長手方向で基地組織がばらつくのが一般的である。ラインパイプの信頼性を向上させるには、ラインパイプの製造に使用されるホットコイルの板厚方向と長手方向の基地組織を均一にする必要がある。即ち、任意の2部位における基地組織の差を小さくする必要がある。ここで、任意の2部位におけるベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計を、それぞれ、A及びBとしたとき、A−Bの絶対値を定義する。A−Bの絶対値が30%を超えると、ラインパイプ用ホットコイルの基地組織が、板厚方向と長手方向で大きくばらついていることを意味する。このばらつきが大きいと、ラインパイプ用ホットコイルの常温強度がばらつき、その結果、板厚ラインパイプの信頼性が低下する。したがって、A−Bの絶対値は30%以下とする。好ましくは20%以下である。一方、A−Bの絶対値の下限は0%とする。A−Bの絶対値が0%とは、ばらつきがないことを示す。
(板厚:7〜25mm)
板厚が7mm未満であると、従来のホットコイルの製造方法でも、A-Bの絶対値が0〜30%の範囲となる。しかし、板厚が7mm以上であると、後述する本発明の製造方法でなければ、A-Bの絶対値を上記範囲とすることはできない。特に、板厚が10mm以上の場合、顕著である。一方、板厚が25mmを超えると、巻き取ることができない。したがって、本発明のホットコイルの板厚は7〜25mmの範囲とする。好ましくは10〜25mmの範囲である。
板厚が7mm未満であると、従来のホットコイルの製造方法でも、A-Bの絶対値が0〜30%の範囲となる。しかし、板厚が7mm以上であると、後述する本発明の製造方法でなければ、A-Bの絶対値を上記範囲とすることはできない。特に、板厚が10mm以上の場合、顕著である。一方、板厚が25mmを超えると、巻き取ることができない。したがって、本発明のホットコイルの板厚は7〜25mmの範囲とする。好ましくは10〜25mmの範囲である。
(幅方向の引張強度TS:400〜700MPa)
本発明のラインパイプ用ホットコイルは、長距離輸送用の幹線ラインパイプとして最も多く使用されている、API規格X60〜70相当のラインパイプを製造するための素材である。したがって、API規格X60〜70を満足するよう、幅方向の引張強度TSを400〜700MPaとする必要がある。
本発明のラインパイプ用ホットコイルは、長距離輸送用の幹線ラインパイプとして最も多く使用されている、API規格X60〜70相当のラインパイプを製造するための素材である。したがって、API規格X60〜70を満足するよう、幅方向の引張強度TSを400〜700MPaとする必要がある。
次に、所望の鋼組織を得るための、ラインパイプ用ホットコイルの製造方法について説明する。
本発明のラインパイプ用ホットコイルは、所定の成分組成を有する鋼片を熱間圧延することで得られる。鋼片の製造方法は、連続鋳造法でもよいし、鋼塊法でもよい。なお、成分組成については後述する。
(鋼片の再加熱温度:1000〜1250℃)
鋼片の再加熱温度が1000℃未満であると、熱間圧延時に、再結晶温度域となる時間が短くなり、熱間圧延中の鋼板を十分に再結晶させることができない。一方、1250℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化する。したがって、鋼片の加熱温度は、1000〜1250℃の範囲とする。
鋼片の再加熱温度が1000℃未満であると、熱間圧延時に、再結晶温度域となる時間が短くなり、熱間圧延中の鋼板を十分に再結晶させることができない。一方、1250℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化する。したがって、鋼片の加熱温度は、1000〜1250℃の範囲とする。
(再結晶温度域での圧下比:1.9〜4.0)
再結晶温度域での圧下比が1.9未満であると、再結晶温度域での各圧延パス間で、熱間圧延中の鋼板を、いくら長時間滞留させても、鋼組織の有効結晶粒径を10μm以下にすることはできない。好ましくは2.5以上とする。再結晶温度域での各圧延パス間における熱間圧延中の鋼板の滞留時間を短くできるからである。一方、4.0を超えても圧延後の再結晶の程度は飽和する。好ましくは3.6以下とする。圧下比が3.6でも、実用上問題のない程度の再結晶が得られるからである。
再結晶温度域での圧下比が1.9未満であると、再結晶温度域での各圧延パス間で、熱間圧延中の鋼板を、いくら長時間滞留させても、鋼組織の有効結晶粒径を10μm以下にすることはできない。好ましくは2.5以上とする。再結晶温度域での各圧延パス間における熱間圧延中の鋼板の滞留時間を短くできるからである。一方、4.0を超えても圧延後の再結晶の程度は飽和する。好ましくは3.6以下とする。圧下比が3.6でも、実用上問題のない程度の再結晶が得られるからである。
(熱間圧延中の鋼板の滞留:再結晶温度域での各圧延パス間で少なくとも1回100〜500秒)
仕上圧延後の板厚、即ち、ホットコイルの板厚が7mm未満の場合には、粗圧延で滞留時間を設けず、連続して仕上圧延を行っても、再結晶を促進させ、未再結晶域での圧下も確保できる。その結果、鋼組織の有効結晶粒径を10μm以下にすることができる。
仕上圧延後の板厚、即ち、ホットコイルの板厚が7mm未満の場合には、粗圧延で滞留時間を設けず、連続して仕上圧延を行っても、再結晶を促進させ、未再結晶域での圧下も確保できる。その結果、鋼組織の有効結晶粒径を10μm以下にすることができる。
粗圧延のパス間において鋼片が滞留すると生産性が低下するため、従来はパス間の滞留時間をできるだけ短くしていた。しかし、本発明のホットコイルのように、板厚が7mm以上であると、再結晶温度域での各圧延パス間で少なくとも1回、熱間圧延中の鋼板を100秒以上滞留させないと、十分にオーステナイトを再結晶させることができない。また、仕上圧延での圧下も十分とることができない。したがって、本発明の対象である板厚7〜25mmのホットコイルを製造するには、再結晶温度域である粗圧延の途中で、少なくとも1回だけ、圧延パス間で、鋼板を100秒以上滞留させる必要がある。好ましくは120秒以上滞留させる必要がある。また、滞留させる温度域は1000℃未満とすることが好ましい。1000℃以上で滞留させると再結晶後の粒成長が大きくなり、低温靭性を劣化させるからである。そして、滞留の後、粗圧延の残パスを行い、ついで、仕上圧延をすることで、未再結晶域での圧下量も十分に確保できる。その結果、巻き取り後の鋼板の有効結晶粒径、即ち、ラインパイプ用ホットコイルの有効結晶粒径を10μm以下とすることができる。一方、1回あたりの滞留時間を500秒以上としても、熱間圧延中の鋼板温度が急激に低下するだけで、再結晶の程度は飽和する。したがって、1回あたりの滞留時間は500秒以下とする。好ましくは400秒以下である。なお、熱間圧延中の鋼板を滞留させない圧延パスでの滞留時間は0秒とする。
さらに、次に説明する製造方法により、基地組織であるベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計を板厚方向と長手方向で均一にすることができる。即ち、任意の2部位におけるベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計を、それぞれ、A及びBとしたときのA-Bの絶対値を0〜30%の範囲とすることができる。
熱間圧延後巻き取り前の鋼板を、一度に冷却すると、板厚方向と長手方向で基地組織がばらつき、その結果、鋼板を巻き取ったホットコイルの硬度が板厚方向と長手方向でばらつく。特に、板厚方向のばらつきは大きい。鋼板を水媒体で冷却する場合、水媒体は沸騰する。沸騰の形態は、鋼板の表面温度が高い場合には膜沸騰、鋼板の表面温度が低い場合には核沸騰となる。水媒体が核沸騰及び膜沸騰のどちらかの形態で沸騰するとき、鋼板は安定して冷却される。したがって、鋼板を一度に冷却しても、瞬時に膜沸騰から核沸騰に変化すれば、鋼板は均一に冷却することができる。しかし、鋼板を一度に冷却すると、核沸騰と膜沸騰の両方が混在する遷移沸騰となる温度域を経て鋼板は冷却される。遷移沸騰の状態で鋼板を長時間冷却すると、鋼板の冷却が安定せず、その結果、鋼板の板厚方向と板厚方向で鋼組織がばらつくことになる。そこで、遷移沸騰の状態で鋼板が長時間冷却されないよう遷移沸騰の温度域を短時間で通過させることとし、熱間圧延後の鋼板の冷却を、前段と後段の2段に分けて冷却する。
図2は、冷却方法が鋼板硬度の板厚方向のばらつきに与える影響を示す図である。図2から明らかなように、鋼板を板厚中心で5℃/秒の冷却速度で一度に冷却すると、鋼板の表層付近の硬度が上昇し、板厚方向で硬度が一定とならず、ばらつきを生じる。一方、2段冷却を行うと、板厚方向の硬度が一定となり、ばらつきを生じない。硬度のばらつきは、基地組織のばらつきに起因するため、基地組織の板厚方向のばらつきを低減するには、2段冷却が有効なことが分かる。なお、このような現象は、鋼板の長手方向でも発生する。
具体的には、2段冷却の前段と後段のそれぞれで次のように冷却することにより、基地面組織の板厚方向と長手方向のばらつきを低減することができる。
前段の冷却速度は、熱間圧延鋼板の表面温度が、前段の冷却開始温度から600℃となるまで、熱間圧延鋼板の板厚中心部で0.5〜15℃/秒の冷却速度とする必要がある。熱間圧延鋼板の表面温度が、前段の冷却開始温度から600℃となるまでの温度域においては、水媒体は核沸騰し、遷移沸騰は発生しない。したがって、この温度域における熱間圧延鋼板の冷却時間を特段に短くする必要はないから、板厚中心部の冷却速度を10℃/秒超にする必要はない。また、冷却速度が15℃/秒を超えると、マルテンサイト変態してベイナイトの生成が抑制される点からも、冷却速度を15℃/秒以下とすることは好都合である。好ましくは8℃/秒以下とする。一方、冷却速度が0.5℃/秒未満であると、熱間圧延鋼板の表面温度が600℃になるまでの時間がかかり過ぎ、生産性を損なう。したがって、板厚中心部の冷却速度は0.5℃/秒以上とする必要がある。好ましくは3℃/秒以上とする。なお、0.5〜15℃/秒は熱間圧延鋼板の板厚中心部の冷却速度であるが、熱間圧延鋼板の表面冷却速度に換算すると1.0〜30℃/秒である。
後段の冷却速度は、熱間圧延鋼板の板厚中心部で、前段よりも速くする必要がある。前段の冷却により、表面温度が600℃未満となった熱間圧延鋼板は、後段の冷却に供される。後段の冷却速度が、熱間圧延鋼板の板厚中心部で、前段より遅いと、冷却が前段から後段に移行したとき、核沸騰から膜沸騰に円滑に移行せず、遷移沸騰が発生する。その結果、鋼板を均一に冷却できず、熱間圧延鋼板の基地組織が板厚方向と長手方向でばらつく。熱間圧延鋼板の表面が450〜600℃であると、遷移沸騰が発生しやすいからである。好ましい後段の冷却速度は、鋼板表面で、40〜80℃/秒の範囲である。より好ましくは50〜80℃/秒、さらに好ましくは60〜80℃/秒の範囲である。これらの冷却速度範囲を板厚中心部での冷却速度に換算すると、それぞれ、10〜40℃/秒、15〜40℃/秒、及び20〜40℃/秒sの範囲である。
また、前段及び後段のいずれの場合においても、水媒体は、重力方向と反重力方向の両方から鋼板表面に供給されるが、重力方向と反重力方向の水媒体供給量は、次の関係を満足する。
Qg/Qc=1〜10
ただし、Qg:重力方向の水媒体供給量(m3/秒)
Qc:反重力方向の水媒体供給量(m3/秒)
Qg/Qc=1〜10
ただし、Qg:重力方向の水媒体供給量(m3/秒)
Qc:反重力方向の水媒体供給量(m3/秒)
本発明のラインパイプ用ホットコイルの特性を一層向上させるため、次のような条件で製造してもよい。
未再結晶温度域の圧下比は2.5〜4.0とすることが好ましい。未再結晶温度域の圧下比を2.5以上とすると、有効結晶粒径を更に小さくし、10μm以下とすることができるからである。一方、4.0を超えても有効結晶粒径に変化はないからである。
前段の冷却を800〜850℃で開始し、前段における冷却速度を、熱間圧延鋼板の表面温度が800℃から600℃までの温度域において、板厚中心部で0.5〜10℃/秒とすることが好ましい。前段の冷却開始温度を800〜850℃とすることにより、フェライトを生成させることができ、鋼板の降伏比が低下して変形能が向上するからである。
後段の冷却後の巻取温度の450〜600℃とすることが好ましい。ベイナイト及びアシキュラーフェライトの合計の面積率をさらに高めることができ、低温靭性を一層向上させることができるからである。
次に、本発明のラインパイプ用ホットコイルの成分組成について説明する。なお、成分組成の説明において、特に断りのない限り、「%」は質量%を表すものとする。
(C:0.03〜0.10%)
Cは、鋼における母材強度を向上させる基本的な元素として欠かせない元素である。したがって、0.03%以上の添加が必要である。一方、0.10%を超える過剰な添加は、鋼材の溶接性や靱性の低下を招くので、上限を0.10%とする。
Cは、鋼における母材強度を向上させる基本的な元素として欠かせない元素である。したがって、0.03%以上の添加が必要である。一方、0.10%を超える過剰な添加は、鋼材の溶接性や靱性の低下を招くので、上限を0.10%とする。
(Si:0.01〜0.50%)
Siは製鋼の際の脱酸元素として必要な元素であり、鋼中に0.01%以上の添加が必要である。一方、0.50%を超えると、ラインパイプを製造するために鋼板を溶接したとき、HAZの靱性が低下するため、上限を0.50%とする。
Siは製鋼の際の脱酸元素として必要な元素であり、鋼中に0.01%以上の添加が必要である。一方、0.50%を超えると、ラインパイプを製造するために鋼板を溶接したとき、HAZの靱性が低下するため、上限を0.50%とする。
(Mn:0.5〜2.5%)
Mnは、母材の強度及び靱性の確保に必要な元素である。Mnが2.5%を超えると、ラインパイプを製造するために鋼板を溶接したとき、HAZの靱性が著しく低下する。一方、0.5%未満では、鋼板の強度確保が困難になる。したがって、Mnは0.5〜2.5%の範囲とする。
Mnは、母材の強度及び靱性の確保に必要な元素である。Mnが2.5%を超えると、ラインパイプを製造するために鋼板を溶接したとき、HAZの靱性が著しく低下する。一方、0.5%未満では、鋼板の強度確保が困難になる。したがって、Mnは0.5〜2.5%の範囲とする。
(P:0.001〜0.03%)
Pは、鋼の靱性に影響を与える元素である。Pが0.03%を超えると、鋼板を溶接してラインパイプとしたときに、母材だけでなく、HAZの靱性を著しく低下させる。したがって、上限を0.03%とする。一方、Pは不純物元素であるので、含有量を極力低下させることが好ましいが、精錬コストの関係から、下限を0.001%とする。
Pは、鋼の靱性に影響を与える元素である。Pが0.03%を超えると、鋼板を溶接してラインパイプとしたときに、母材だけでなく、HAZの靱性を著しく低下させる。したがって、上限を0.03%とする。一方、Pは不純物元素であるので、含有量を極力低下させることが好ましいが、精錬コストの関係から、下限を0.001%とする。
(S:0.0001〜0.0030%)
Sは、0.0030%を超えて過剰に添加されると、粗大な硫化物の生成の原因となり、靱性を低減させるため、上限を0.0030%とする。一方、Sは不純物元素であるので、含有量を極力低下させることが好ましいが、精錬コストの関係から、下限を0.0001%とする。
Sは、0.0030%を超えて過剰に添加されると、粗大な硫化物の生成の原因となり、靱性を低減させるため、上限を0.0030%とする。一方、Sは不純物元素であるので、含有量を極力低下させることが好ましいが、精錬コストの関係から、下限を0.0001%とする。
(Nb:0.0001〜0.2%)
Nbは、0.0001%以上添加することにより、鋼中で、炭化物及び窒化物を形成し、強度を向上させる。一方、0.2%を超えて添加すると、靱性の低下を招く。したがって、Nbは、0.0001〜0.2%の範囲とする。
Nbは、0.0001%以上添加することにより、鋼中で、炭化物及び窒化物を形成し、強度を向上させる。一方、0.2%を超えて添加すると、靱性の低下を招く。したがって、Nbは、0.0001〜0.2%の範囲とする。
(Al:0.0001〜0.05%)
Alは、脱酸材として添加されるのが通常である。しかし、0.05%を超えて添加されると、Ti主体の酸化物が生成されないため、上限を0.05%とする。一方、溶鋼中の酸素量低減のため、一定量が必要であることから、下限を0.0001%とする。
Alは、脱酸材として添加されるのが通常である。しかし、0.05%を超えて添加されると、Ti主体の酸化物が生成されないため、上限を0.05%とする。一方、溶鋼中の酸素量低減のため、一定量が必要であることから、下限を0.0001%とする。
(Ti:0.0001〜0.030%)
Tiは、脱酸材として、さらには窒化物形成元素として、0.0001%以上添加することで、結晶粒を微細化する。しかし、過剰な添加は炭化物の形成による靱性の著しい低下をもたらすため、上限を0.030%とする。したがって、Tiは、0.0001〜0.030%の範囲とする。
Tiは、脱酸材として、さらには窒化物形成元素として、0.0001%以上添加することで、結晶粒を微細化する。しかし、過剰な添加は炭化物の形成による靱性の著しい低下をもたらすため、上限を0.030%とする。したがって、Tiは、0.0001〜0.030%の範囲とする。
(B:0.0001〜0.0005%)
Bは、固溶すると焼入れ性を大きく増加させて、フェライトの生成を著しく抑制させる。したがって、上限を0.0005%とする。一方、下限は、精錬コストの関係から0.0001%とする。
Bは、固溶すると焼入れ性を大きく増加させて、フェライトの生成を著しく抑制させる。したがって、上限を0.0005%とする。一方、下限は、精錬コストの関係から0.0001%とする。
本発明においては、次の元素を、1種または2種以上を任意に添加し、ラインパイプ用ホットコイルの特性を更に向上させることができる。
(Cu:0.01〜0.5%)
Cuは、靱性を低下させることなく強度を上昇させるのに有効な元素である。強度の上昇には、0.01%以上添加することが好ましい。一方、0.5%を超えると、鋼片の加熱時や溶接時に、割れが生じやすくする。したがって、Cuは、0.01〜0.5%の範囲とすることが好ましい。
Cuは、靱性を低下させることなく強度を上昇させるのに有効な元素である。強度の上昇には、0.01%以上添加することが好ましい。一方、0.5%を超えると、鋼片の加熱時や溶接時に、割れが生じやすくする。したがって、Cuは、0.01〜0.5%の範囲とすることが好ましい。
(Ni:0.01〜1.0%)
Niは、靱性及び強度の改善に有効な元素であり、その効果を得るためには0.01%以上の添加が好ましい。一方、1.0%を超える添加は、ラインパイプを製造するときの溶接性が低下するため、上限を1.0%とすることが好ましい。
Niは、靱性及び強度の改善に有効な元素であり、その効果を得るためには0.01%以上の添加が好ましい。一方、1.0%を超える添加は、ラインパイプを製造するときの溶接性が低下するため、上限を1.0%とすることが好ましい。
(Cr:0.01〜1.0%)
Crは、析出強化により、鋼の強度を向上させるため、0.01%以上の添加が好ましい。一方、過剰に添加すると、焼入れ性が過度に上昇し、かつ、ベイナイトを過剰に生成させるため、靱性が低下する。したがって、上限を1.0%とすることが好ましい。
Crは、析出強化により、鋼の強度を向上させるため、0.01%以上の添加が好ましい。一方、過剰に添加すると、焼入れ性が過度に上昇し、かつ、ベイナイトを過剰に生成させるため、靱性が低下する。したがって、上限を1.0%とすることが好ましい。
(Mo:0.01〜1.0%)
Moは、焼入れ性を向上させると同時に、炭窒化物を形成し、強度を向上させる。強度の向上には、0.01%以上の添加が好ましい。一方、1.0%を超えると、靭性の著しい低下を招くから、上限を1.0%とすることが好ましい。
Moは、焼入れ性を向上させると同時に、炭窒化物を形成し、強度を向上させる。強度の向上には、0.01%以上の添加が好ましい。一方、1.0%を超えると、靭性の著しい低下を招くから、上限を1.0%とすることが好ましい。
(V:0.001〜0.10%)
Vは、炭化物及び窒化物を形成し、強度の向上に効果がある。強度の向上には0.001%以上の添加が好ましい。一方、0.10%を超えると、靱性の低下を招くから、上限を1.0%とすることが好ましい。
Vは、炭化物及び窒化物を形成し、強度の向上に効果がある。強度の向上には0.001%以上の添加が好ましい。一方、0.10%を超えると、靱性の低下を招くから、上限を1.0%とすることが好ましい。
(W:0.0001〜0.5%)
Wは、焼入れ性を向上させると同時に、炭窒化物を形成し強度を改善する効果を有し、その効果を得るためには、0.0001%以上の添加が好ましい。一方、0.5%を超える過剰な添加は、靱性の著しい低下を招くため、上限を0.5%とすることが好ましい。
Wは、焼入れ性を向上させると同時に、炭窒化物を形成し強度を改善する効果を有し、その効果を得るためには、0.0001%以上の添加が好ましい。一方、0.5%を超える過剰な添加は、靱性の著しい低下を招くため、上限を0.5%とすることが好ましい。
(Zr:0.0001〜0.050%)
(Ta:0.0001〜0.050%)
Zr及びTaは、Nbと同様に、炭化物及び窒化物を形成し、強度の向上に効果がある。強度の向上には、Zr及びTaを、それぞれ、0.0001%以上添加することが好ましい。一方、Zr及びTaを、それぞれ、0.050%を超えて添加すると、靱性の低下を招くため、上限を0.050%以下とすることが好ましい。
(Ta:0.0001〜0.050%)
Zr及びTaは、Nbと同様に、炭化物及び窒化物を形成し、強度の向上に効果がある。強度の向上には、Zr及びTaを、それぞれ、0.0001%以上添加することが好ましい。一方、Zr及びTaを、それぞれ、0.050%を超えて添加すると、靱性の低下を招くため、上限を0.050%以下とすることが好ましい。
(Mg:0.0001〜0.010%)
Mgは、脱酸材として添加されるが、0.010%を超えて添加されると、粗大な酸化物が生成し易くなり、ラインパイプを製造するため、鋼板を溶接したとき、母材及びHAZの靱性が低下する。一方、0.0001%未満の添加では、粒内変態及びピニング粒子として必要な酸化物の生成がされにくい。したがって、Mgは、0.0001〜0.010%の範囲とすることが好ましい。
Mgは、脱酸材として添加されるが、0.010%を超えて添加されると、粗大な酸化物が生成し易くなり、ラインパイプを製造するため、鋼板を溶接したとき、母材及びHAZの靱性が低下する。一方、0.0001%未満の添加では、粒内変態及びピニング粒子として必要な酸化物の生成がされにくい。したがって、Mgは、0.0001〜0.010%の範囲とすることが好ましい。
(Ca:0.0001〜0.005%)
(REM:0.0001〜0.005%)
(Y:0.0001〜0.005%)
(Hf:0.0001〜0.005%)
(Re:0.0001〜0.005%)
Ca、REM、Y、Hf、及びReは、硫化物を生成することにより、伸長MnSの生成を抑制し、鋼材の板厚方向の特性、特に、耐ラメラティアー性を改善する。Ca、REM、Y、Hf、及びReは、それぞれ、0.0001%未満の添加では、この改善効果が得られない。一方、それぞれの添加が0.005%を超えると、Ca、REM、Y、Hf、及びReの酸化物個数が増加し、Mg含有を含有する微細酸化物の個数が減少する。したがって、これらは、それぞれ、0.0001〜0.005%の範囲とすることが好ましい。なお、ここでいうREMは、Y、Hf、及びRe以外の希土類元素の総称とする。
(REM:0.0001〜0.005%)
(Y:0.0001〜0.005%)
(Hf:0.0001〜0.005%)
(Re:0.0001〜0.005%)
Ca、REM、Y、Hf、及びReは、硫化物を生成することにより、伸長MnSの生成を抑制し、鋼材の板厚方向の特性、特に、耐ラメラティアー性を改善する。Ca、REM、Y、Hf、及びReは、それぞれ、0.0001%未満の添加では、この改善効果が得られない。一方、それぞれの添加が0.005%を超えると、Ca、REM、Y、Hf、及びReの酸化物個数が増加し、Mg含有を含有する微細酸化物の個数が減少する。したがって、これらは、それぞれ、0.0001〜0.005%の範囲とすることが好ましい。なお、ここでいうREMは、Y、Hf、及びRe以外の希土類元素の総称とする。
次に、本発明を実施例でさらに説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
先ず、表1及び2に示す成分組成を有する厚さ240mmの鋼片を、1100〜1210℃の範囲に加熱した後、粗圧延として、70〜100mmの範囲の板厚まで、950℃以上の再結晶温度域で熱間圧延した。ついで、仕上圧延として、3〜25mmの範囲の板厚まで、750〜880℃の未再結晶温度域で熱間圧延した。その後、鋼板の表面温度が750〜850℃の範囲で前段の冷却工程を開始し、鋼板の表面温度が550〜700℃の範囲で後段の冷却工程を開始した。その後、420〜630℃の範囲で巻き取り、ラインパイプ用ホットコイルとした。表3〜4に詳細な製造条件を示す。なお、表3〜4における移送厚とは、粗圧延が終了し、仕上圧延に移送するときの鋼板の板厚である。
このようにして得られたホットコイルの鋼組織及び機械的性質を調査した。基地組織は、板厚中心部の他に、板厚方向は2mmごと、長手方向は5000mmごとにベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計を測定した。そして、各測定部位から任意の2つを10組選び、それぞれの組についてA−Bの絶対値を算出し、算出した10組における絶対値の最小値と最大値を求めた。有効結晶粒径は、ホットコイルの板厚中心部で、上述したEBSPを用いる方法で測定した。また、基地組織測定位置では、ビッカース硬度Hvも測定し、基地組織と同様に最大値と最小値を求め、その差を、ばらつきとした。
ホットコイルの板幅中心部の長手方向1mmごとに、API 5L規格に準拠した全厚試験片を、ホットコイルの幅方向に2本づつ採取し、引張試験を行い、引張強度(TS)、降伏強度、及び降伏比を求めた。引張試験は、API規格2000に準拠して行った。そして、各試験片の試験結果の平均値を求めるとともに、最大値と最小値の差を求め、ばらつきとした。
また、ホットコイルの板幅中心部から、シャルピー衝撃試験片とDWT試験片を、それぞれ3本採取し、API規格2000に準拠し、シャルピー衝撃試験とDWT試験を行った。
調査結果を表5〜6に示す。
表5〜6から明らかなように、ホットコイルNo.1〜17、及び30〜47の発明例は、いずれも、板厚が7〜25mmであっても、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計と、有効結晶粒径が所定範囲である。その結果、いずれの発明例も、引張強さ(TS)が400〜700MPaであり、そのばらつきも60MPa以下である。また、ビッカース硬さのばらつきも20Hv以下である。さらに、−20℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーは150J以上、0℃でのDWTT延性破面率は85%以上であることを確認した。特に、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積の合計が80%以上の場合には、−40℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが200J以上、−20℃でのDWTT延性破面率が85%以上であることを併せて確認できた。
一方、ホットコイルNo.18〜29の比較例は、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計と有効結晶粒径の少なくともいずれかが所定範囲外であることから、所望の強度等が得られていないか、強度等のばらつきが大きい。これは、粗圧延の条件、又は、冷却条件が所定の所定の範囲外だからである。また、ホットコイルNo.48〜63は、成分組成が所定の範囲外であるため、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計と有効結晶粒径の少なくともいずれが所定範囲外となった。その結果、所望の強度等が得られていないか、強度等のばらつきが大きいことが確認できた。
上述したように、本発明のラインパイプ用ホットコイルは、常温強度のばらつきが小さく、かつ、低温靭性に優れる。したがって、本発明のラインパイプ用ホットコイルを使用してラインパイプを製造すれば、常温のみならず低温でも信頼性の高いラインパイプを得ることができる。よって、本発明は、産業上の利用価値の高いものである。
Claims (11)
- 質量%で、
C :0.03〜0.10%、
Si:0.01〜0.50%、
Mn:0.5〜2.5%、
P :0.001〜0.03%、
S :0.0001〜0.0030%、
Nb:0.0001〜0.2%、
Al:0.0001〜0.05%、
Ti:0.0001〜0.030%及び
B :0.0001〜0.0005%
を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物の成分組成になり、板厚中心部の鋼組織が、有効結晶粒径で2〜10μm、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計で60〜99%であるとともに、任意の2部位におけるベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計を、それぞれ、A及びBとしたとき、A−Bの絶対値が0〜30%であり、かつ、板厚が7〜25mmであり、幅方向の引張強度TSが400〜700MPaであることを特徴とするラインパイプ用ホットコイル。 - 前記ホットコイルが、さらに、質量%で、
Cu:0.01〜0.5%、
Ni:0.01〜1.0%、
Cr:0.01〜1.0%、
Mo:0.01〜1.0%、
V :0.001〜0.10%、
W :0.0001〜0.5%、
Zr:0.0001〜0.050%
Ta:0.0001〜0.050%
Mg:0.0001〜0.010%、
Ca:0.0001〜0.005%、
REM:0.0001〜0.005%、
Y :0.0001〜0.005%、
Hf:0.0001〜0.005%及び
Re:0.0001〜0.005%
のうち1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載のラインパイプ用ホットコイル。 - 質量%で、
C :0.03〜0.10%、
Si:0.01〜0.50%、
Mn:0.5〜2.5%、
P :0.001〜0.03%、
S :0.0001〜0.0030%、
Nb:0.0001〜0.2%、
Al:0.0001〜0.05%、
Ti:0.0001〜0.030%及び
B :0.0001〜0.0005%
を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物の成分組成になる鋼片を、1000〜1250℃に加熱した後、熱間圧延するに際し、再結晶温度域での圧下比を1.9〜4.0、かつ、再結晶温度域での各圧延パス間で少なくとも1回、熱間圧延中の鋼板を100〜500秒間滞留させて、得られた熱間圧延鋼板を、前段と後段に分けて冷却するにあたり、前段の冷却では、前記熱間圧延鋼板の表面温度が、前段の冷却開始温度から600℃となるまで、熱間圧延鋼板の板厚中心部で0.5〜15℃/秒の冷却速度で冷却し、後段の冷却では、熱間圧延鋼板の板厚中心部で前段よりも速い冷却速度で冷却することを特徴とする請求項1に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。 - 質量%で、
C :0.03〜0.10%、
Si:0.01〜0.50%、
Mn:0.5〜2.5%、
P :0.001〜0.03%、
S :0.0001〜0.0030%、
Nb:0.0001〜0.2%、
Al:0.0001〜0.05%、
Ti:0.0001〜0.030%及び
B :0.0001〜0.0005%を含有し、
さらに、質量%で、
Cu:0.01〜0.5%、
Ni:0.01〜1.0%、
Cr:0.01〜1.0%、
Mo:0.01〜1.0%、
V :0.001〜0.10%、
W :0.0001〜0.5%、
Zr:0.0001〜0.050%
Ta:0.0001〜0.050%
Mg:0.0001〜0.010%、
Ca:0.0001〜0.005%、
REM:0.0001〜0.005%、
Y :0.0001〜0.005%、
Hf:0.0001〜0.005%及び
Re:0.0001〜0.005%
のうち1種又は2種以上を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物の成分組成になる鋼片を、1000〜1250℃に加熱した後、熱間圧延するに際し、再結晶温度域での圧下比を1.9〜4.0、かつ、再結晶温度域での各圧延パス間で少なくとも1回、熱間圧延中の鋼板を100〜500秒間滞留させて、得られた熱間圧延鋼板を、前段と後段に分けて冷却するにあたり、前段の冷却では、前記熱間圧延鋼板の表面温度が、前段の冷却開始温度から600℃となるまで、熱間圧延鋼板の板厚中心部で0.5〜15℃/秒の冷却速度で冷却し、後段の冷却では、熱間圧延鋼板の板厚中心部で前段よりも速い冷却速度で冷却することを特徴とする請求項2に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。 - 未再結晶温度域での圧下比を2.5〜4.0で熱間圧延することを特徴とする請求項3又は4に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
- 前記前段の冷却を、800〜850℃の温度域から開始し、800〜600℃の温度域を、板厚中心部で0.5〜10℃/秒の冷却速度で冷却することを特徴とする請求項3又は4に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
- 前記前段の冷却を、800〜850℃の温度域から開始し、800〜600℃の温度域を、板厚中心部で0.5〜10℃/秒の冷却速度で冷却することを特徴とする請求項5に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
- 前記後段の冷却後の鋼板を、450〜600℃で巻き取ることを特徴とする請求項3又は4に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
- 前記後段の冷却後の鋼板を、450〜600℃で巻き取ることを特徴とする請求項5に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
- 前記後段の冷却後の鋼板を、450〜600℃で巻き取ることを特徴とする請求項6に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
- 前記後段の冷却後の鋼板を、450〜600℃で巻き取ることを特徴とする請求項7に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
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