JPH02240211A - 耐水素誘起割れ性に優れる電縫鋼管の製法 - Google Patents
耐水素誘起割れ性に優れる電縫鋼管の製法Info
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- JPH02240211A JPH02240211A JP5907989A JP5907989A JPH02240211A JP H02240211 A JPH02240211 A JP H02240211A JP 5907989 A JP5907989 A JP 5907989A JP 5907989 A JP5907989 A JP 5907989A JP H02240211 A JPH02240211 A JP H02240211A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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、H2Sを含んだ原油や天然ガスを輸送する
ラインパイプとして好適な、耐水素誘起割れ性に優れる
耐サワー電縫鋼管の製造方法に関するものである。
ラインパイプとして好適な、耐水素誘起割れ性に優れる
耐サワー電縫鋼管の製造方法に関するものである。
〈従来技術とその課題〉
近年、これまで顧みられることのなかったサワー油田や
サワーガス田(H,S等の腐食性の強いガスを含む油田
やガス田)にまで開発の目が向けられるようになったこ
とに伴い、ラインパイプの水素誘起割れ(以降“HIC
”と称す)が問題となっている。
サワーガス田(H,S等の腐食性の強いガスを含む油田
やガス田)にまで開発の目が向けられるようになったこ
とに伴い、ラインパイプの水素誘起割れ(以降“HIC
”と称す)が問題となっている。
このHICは、湿潤Hz S環境で鋼が腐食したときに
発生する水素が鋼中に侵入し鋼中の介在物を起点として
割れを引き起こす“水素脆化現象″であり、ラインパイ
プの漏洩やバースト事故の原因となることからそれを防
止するための様々な研究がなされ、次のような提案がな
されてきた。
発生する水素が鋼中に侵入し鋼中の介在物を起点として
割れを引き起こす“水素脆化現象″であり、ラインパイ
プの漏洩やバースト事故の原因となることからそれを防
止するための様々な研究がなされ、次のような提案がな
されてきた。
a)素材鋼中にCuを添加し、腐食に伴う鋼中への侵入
水素を低減させる方法。
水素を低減させる方法。
b)素材鋼のS含有量低減やCa、希土類元素等の添加
によってHICの起点となるMnSの減少を図ったり、
これを有害度の小さい球状介在物に形状制御したりする
方法。
によってHICの起点となるMnSの減少を図ったり、
これを有害度の小さい球状介在物に形状制御したりする
方法。
C)素材鋼のC,Mn、P等の含有量を低減したり素材
鋼鋳片を均熱拡散処理したりして、“HICの発生や伝
播が起き易い中心偏析帯”における濃縮した成分を希釈
する方法。
鋼鋳片を均熱拡散処理したりして、“HICの発生や伝
播が起き易い中心偏析帯”における濃縮した成分を希釈
する方法。
そして、これらの各手段の採用によってHI C防止に
かなりの成果を挙げることができたが、HICの発生は
鋼中への水素侵入と言う直接原因と鋼中介在物の存在と
言う間接原因との結び付きの他、その後明らかとなった
“鋼材中心偏析部における硬化組織の存在”と言う間接
原因にも大きく左右されることから、上記手段によって
もHICの発生を十分に満足できるレベルにまで抑える
ことはできなかった。
かなりの成果を挙げることができたが、HICの発生は
鋼中への水素侵入と言う直接原因と鋼中介在物の存在と
言う間接原因との結び付きの他、その後明らかとなった
“鋼材中心偏析部における硬化組織の存在”と言う間接
原因にも大きく左右されることから、上記手段によって
もHICの発生を十分に満足できるレベルにまで抑える
ことはできなかった。
このため、最近、「素材鋼の熱延条件を規制して鋼材の
組織や硬さの均一化を図り、これによってHICの伝播
、成長を抑制しようとの提案(特公昭63−8166号
、特開昭63−24014号)」がなされるに至った。
組織や硬さの均一化を図り、これによってHICの伝播
、成長を抑制しようとの提案(特公昭63−8166号
、特開昭63−24014号)」がなされるに至った。
上述したように、HI Cの間接原因が介在物の存在と
中心偏析部における硬化組織の存在の2つに大別される
ことから、上記“適切な熱延手段の採用による組織、硬
さの均一化”は中心偏析部でのHIGの抑制に非常に効
果がある。しかしながら、“介在物起点のHIC”につ
いては、該手段の適用によって多少は抑制されはするも
ののその効果は不十分であると判断せざるを得なかった
。
中心偏析部における硬化組織の存在の2つに大別される
ことから、上記“適切な熱延手段の採用による組織、硬
さの均一化”は中心偏析部でのHIGの抑制に非常に効
果がある。しかしながら、“介在物起点のHIC”につ
いては、該手段の適用によって多少は抑制されはするも
ののその効果は不十分であると判断せざるを得なかった
。
特に、uom管に比べてD/l(肉厚に対する直径)が
大きい電縫鋼管は薄肉材が多く、そのためHICが発生
すると“板表面”や“近接するHIC”と連結する方向
にこれが伝播し易いことがらHICは重大な問題となる
が、この電縫鋼管の場合には、介在物の低減或いは組織
、硬さのみを均一化する前記熱延手段や熱処理手段を適
用しても十分なHIC抑制効果が得られず、より一層効
果的なHIC防止手段の開発が強く望まれていた。
大きい電縫鋼管は薄肉材が多く、そのためHICが発生
すると“板表面”や“近接するHIC”と連結する方向
にこれが伝播し易いことがらHICは重大な問題となる
が、この電縫鋼管の場合には、介在物の低減或いは組織
、硬さのみを均一化する前記熱延手段や熱処理手段を適
用しても十分なHIC抑制効果が得られず、より一層効
果的なHIC防止手段の開発が強く望まれていた。
もっとも、電縫鋼管のHIC抑制のため、製管後に十分
な焼戻し処理や焼入れ・焼戻し処理を行って材料の改質
を行うことも考えられるが、この場合には消費エネルギ
ーの増大や生産能率の低下を招くことから実用には不適
であると思われた。
な焼戻し処理や焼入れ・焼戻し処理を行って材料の改質
を行うことも考えられるが、この場合には消費エネルギ
ーの増大や生産能率の低下を招くことから実用には不適
であると思われた。
このようなことから、本発明の目的は、耐HIC5性が
十分に優れた電縫鋼管を消費エネルギーの増大や生産能
率の低下を伴わずに安定して製造できるようにする手段
の提供に置かれた。
十分に優れた電縫鋼管を消費エネルギーの増大や生産能
率の低下を伴わずに安定して製造できるようにする手段
の提供に置かれた。
(課題を解決するための手段〉
本発明者は、上記目的を達成すべく様々な角度から研究
を重ねた結果、 (a) 電縫鋼管において特にHICが大きな問題と
なる理由は、電縫鋼管はシーム溶接がサブマジアーク溶
接法で行われるところの所謂“UO綱管”等に比べてD
/lが大きいため材料に対する製管時の曲げやサイザー
による歪並びに残留応力の影響が大きく、これがHIC
の発生を加速することに加えて、前述したように、一般
に薄肉材で構成される電縫鋼管では一旦HICが発生す
るとこれが“板表面”や“近接するHIC“と連結する
方向に伝播し易いからである。
を重ねた結果、 (a) 電縫鋼管において特にHICが大きな問題と
なる理由は、電縫鋼管はシーム溶接がサブマジアーク溶
接法で行われるところの所謂“UO綱管”等に比べてD
/lが大きいため材料に対する製管時の曲げやサイザー
による歪並びに残留応力の影響が大きく、これがHIC
の発生を加速することに加えて、前述したように、一般
に薄肉材で構成される電縫鋼管では一旦HICが発生す
るとこれが“板表面”や“近接するHIC“と連結する
方向に伝播し易いからである。
(bl ところで、電縫鋼管の製管時における応力や
歪の状態を見ると、管内面側に圧縮応力が、そして管外
面側に引張応力がかかり、表面近傍の弾性限を超えると
ころでは冷間加工による歪が導入される。ここで、HI
Cの発生は、HIC発生の臨界水素濃度(cth)と鋼
中水素濃度(C0)の2つの概念で理解され、このC0
がCい以上になるとHICを発生すると考えられるが、
加工によって生じる前記“歪”は形成する転位等をして
水素をトラップすることによりC0を高めるように作用
し、−方、“応力”はHICを引き起こす水素ガス圧に
重畳するのでCいを下げるように作用するため、何れも
HICを加速する因子となる訳である。従って、HIC
の抑制には歪量や応力の程度を低減すれば良いと予想さ
れるが、冷間加工で導入される歪量については熱間圧延
段階ではどうすることもできないと考えられる。
歪の状態を見ると、管内面側に圧縮応力が、そして管外
面側に引張応力がかかり、表面近傍の弾性限を超えると
ころでは冷間加工による歪が導入される。ここで、HI
Cの発生は、HIC発生の臨界水素濃度(cth)と鋼
中水素濃度(C0)の2つの概念で理解され、このC0
がCい以上になるとHICを発生すると考えられるが、
加工によって生じる前記“歪”は形成する転位等をして
水素をトラップすることによりC0を高めるように作用
し、−方、“応力”はHICを引き起こす水素ガス圧に
重畳するのでCいを下げるように作用するため、何れも
HICを加速する因子となる訳である。従って、HIC
の抑制には歪量や応力の程度を低減すれば良いと予想さ
れるが、冷間加工で導入される歪量については熱間圧延
段階ではどうすることもできないと考えられる。
ところが、熱間圧延終了に続く水冷工程の際に両面に温
度差が付くように熱延板を冷却すると、良く冷えた方に
引張応力が、そして反対面に圧縮応力がそれぞれ残留す
ることとなり、巻取りを行うとそれぞれの残留応力は更
に上昇する。そのため、電縫鋼管の製造に際して上記素
材板の“良く冷えた面(即ち引張り応力が残存する面)
”を内側にして製管を行うと、該引張の残留応力と曲げ
の内側に生じる圧縮応力とが打ち消し合い、結果として
残留応力の少ない耐HIC性に優れた電mm管が得られ
る。
度差が付くように熱延板を冷却すると、良く冷えた方に
引張応力が、そして反対面に圧縮応力がそれぞれ残留す
ることとなり、巻取りを行うとそれぞれの残留応力は更
に上昇する。そのため、電縫鋼管の製造に際して上記素
材板の“良く冷えた面(即ち引張り応力が残存する面)
”を内側にして製管を行うと、該引張の残留応力と曲げ
の内側に生じる圧縮応力とが打ち消し合い、結果として
残留応力の少ない耐HIC性に優れた電mm管が得られ
る。
+81 つまり、素材鋼の化学成分に十分な注意を払
った上で素材板の熱延条件を上記のように工夫すれば、
“電縫製管工程が耐HIC性に及ぼす悪影響”を格別な
熱処理等を要することなく十分に小さくして、耐HIC
性に優れる電縫鋼管を安定に製造することが可能である
。
った上で素材板の熱延条件を上記のように工夫すれば、
“電縫製管工程が耐HIC性に及ぼす悪影響”を格別な
熱処理等を要することなく十分に小さくして、耐HIC
性に優れる電縫鋼管を安定に製造することが可能である
。
との知見を得ることができた。
本発明は上記知見等に基づいてなされたものであり、
r C: 0.01−0.20%(以降、成分割合を表
わす%は重量%とする)。
わす%は重量%とする)。
Si : 0.03〜0.80%、 Mn :
0.40〜0.80%。
0.40〜0.80%。
P : 0.025%以下、 S:0.002%以
下。
下。
sol、 Af : 0.01〜0.10%を含むと共
に、 Ca : O,0OG5〜G、0Q50 %。
に、 Ca : O,0OG5〜G、0Q50 %。
希土類元素: 0.0005〜0.01%のうちの1種
以上を含有するか、或いは更にCu : 0.05〜0
.50%、 Nt : 0.05〜0.50%。
以上を含有するか、或いは更にCu : 0.05〜0
.50%、 Nt : 0.05〜0.50%。
Cr : 0.05〜0.50%、 Mo : 0.
05〜0.50%。
05〜0.50%。
Nb : 0.01〜0.15%、 Vl、01〜
0.15%。
0.15%。
Ti : 0.01〜0.15%
のうちの1種以上をも含んで、残部がFe及び不可避不
純物から成る鋼を加熱し、Ar3点以上の温度域で熱間
圧延を終了した後、(A r 3点−30℃〕以上の温
度域から両面の温度差が50℃以上となるように一方の
表面温度が600〜450℃、他方の表面温度が550
〜400℃となるまで平均冷却速度:5〜b ℃以下の温度域で巻き取ったコイルを用いて、その冷却
停止温度の低い方の面が管の内面側になるように製管す
ることにより、優れた耐水素誘起割れ性を備えた電縫鋼
管を安定して提供できるようにした点」 に特徴を有するものである。
純物から成る鋼を加熱し、Ar3点以上の温度域で熱間
圧延を終了した後、(A r 3点−30℃〕以上の温
度域から両面の温度差が50℃以上となるように一方の
表面温度が600〜450℃、他方の表面温度が550
〜400℃となるまで平均冷却速度:5〜b ℃以下の温度域で巻き取ったコイルを用いて、その冷却
停止温度の低い方の面が管の内面側になるように製管す
ることにより、優れた耐水素誘起割れ性を備えた電縫鋼
管を安定して提供できるようにした点」 に特徴を有するものである。
以下、本発明において素材鋼の成分組成並びに鋼管の製
造条件を前記の如くに限定した理由を、その作用と共に
詳述する。
造条件を前記の如くに限定した理由を、その作用と共に
詳述する。
く作用〉
(A)素材鋼の成分組成
C成分には鋼に所望強度を確保する作用があるが、その
含有量が0.01%未満であると前記作用による所望の
効果が得られず、一方、0.20%を超えて含有させる
と綱の靭性劣化や溶接低温割れを招くようになることか
ら、C含有量は0.01〜0.20%と定めた。
含有量が0.01%未満であると前記作用による所望の
効果が得られず、一方、0.20%を超えて含有させる
と綱の靭性劣化や溶接低温割れを招くようになることか
ら、C含有量は0.01〜0.20%と定めた。
t
Siは脱酸成分として有効であるばかりか、鋼の強度確
保成分としても重要であることから0.03%以上の含
有量を確保することとした。一方、0.80%を超えて
Siを含有させると鋼の靭性劣化や焼戻し脆化を招くよ
うになることから、St含有量の上限を0.80%と定
めた。
保成分としても重要であることから0.03%以上の含
有量を確保することとした。一方、0.80%を超えて
Siを含有させると鋼の靭性劣化や焼戻し脆化を招くよ
うになることから、St含有量の上限を0.80%と定
めた。
Mn
Mn成分には鋼に所望の強度笈び靭性を確保する作用が
あるが、その含有量が0.40%未満では上記作用によ
る所望の効果が得られず、一方、0.80%を超えて含
有させると偏析部の合金元素濃度が許容比を超えて増加
することから、Mn含有量は0.40〜0.80%と定
めた。
あるが、その含有量が0.40%未満では上記作用によ
る所望の効果が得られず、一方、0.80%を超えて含
有させると偏析部の合金元素濃度が許容比を超えて増加
することから、Mn含有量は0.40〜0.80%と定
めた。
Pは鋼の不可避的不純物の1つであるが、その含有量は
低ければ低いほど偏析部の合金元素濃度が減少して耐H
IC性を向上させるので好ましい。
低ければ低いほど偏析部の合金元素濃度が減少して耐H
IC性を向上させるので好ましい。
しかし、低P化は鋼の製造コスト上昇につながるため、
本発明において何とか許容できる0、025%をP含有
量の上限と定めた。
本発明において何とか許容できる0、025%をP含有
量の上限と定めた。
Sも鋼の不可避的不純物の1つであるが、その含有量が
0.002%を超えた場合にはCaによる形態制御が不
能なほどのMnSが生成し、HICの起点となる。従っ
て、S含有量は0.002%以下と限定した。
0.002%を超えた場合にはCaによる形態制御が不
能なほどのMnSが生成し、HICの起点となる。従っ
て、S含有量は0.002%以下と限定した。
sol、A11
sol、AIは極めて有効な鋼の脱酸成分であり、その
ため0.01%以上の含有量を確保する必要があるが、
0.10%を超えて含有させると鋼の清浄度を悪化する
ようになることから、so7.Af含有量は0.01〜
0.10%と定めた。
ため0.01%以上の含有量を確保する必要があるが、
0.10%を超えて含有させると鋼の清浄度を悪化する
ようになることから、so7.Af含有量は0.01〜
0.10%と定めた。
Ca、 び −
これらの成分は、何れも硫化物系介在物の形態を制御し
、耐食性を改善する作用を有しているので1種又は2種
以上が添加されるが、成分による含有量の違いは次の理
由によるものである。
、耐食性を改善する作用を有しているので1種又は2種
以上が添加されるが、成分による含有量の違いは次の理
由によるものである。
イ) Ca
上述のようにCaは鋼中介在物であるMnSの形態を制
御し耐HI C性を向上させる作用を有しているが、C
a含有量が0.0005%未満では上記作用による所望
の効果が得られず、一方、0.0050%を超えてCa
を含有させるとCa系介在物が逆に耐HIC性や耐5S
CC(応力腐食割れ)性を劣化するようになることから
、Ca含有量は0.0005〜0.0050%と定めた
。
御し耐HI C性を向上させる作用を有しているが、C
a含有量が0.0005%未満では上記作用による所望
の効果が得られず、一方、0.0050%を超えてCa
を含有させるとCa系介在物が逆に耐HIC性や耐5S
CC(応力腐食割れ)性を劣化するようになることから
、Ca含有量は0.0005〜0.0050%と定めた
。
■)希土類元素
各希土類元素には、Caの場合と同様にMnSの形態を
制御して耐HIC性を向上させる作用を有しているが、
その含有量が0.0005%未満では上記作用による所
望の効果が得られず、一方、0.01%を超えて含有さ
せると、やはり鋼の清浄度が損なわれて耐HIC性や耐
5scc性が低下するようになることから、希土類元素
の含有量は0.0005〜0,01%と定めた。
制御して耐HIC性を向上させる作用を有しているが、
その含有量が0.0005%未満では上記作用による所
望の効果が得られず、一方、0.01%を超えて含有さ
せると、やはり鋼の清浄度が損なわれて耐HIC性や耐
5scc性が低下するようになることから、希土類元素
の含有量は0.0005〜0,01%と定めた。
Cu、 Nit Cr、 Mo、 Nbt V+
びTiこれらの成分は、何れも鋼の強度及び靭性を更に
向上させる作用を有しているので強度調整成分として必
要により1種又は2種以上添加されるが、成分による含
有量の違いは次の理由によるものである。
びTiこれらの成分は、何れも鋼の強度及び靭性を更に
向上させる作用を有しているので強度調整成分として必
要により1種又は2種以上添加されるが、成分による含
有量の違いは次の理由によるものである。
イ) Cu、及びNi
何れも0.05%未満の含有量では鋼の強度及び靭性の
改善効果が十分でなく、一方、両者とも0.50%を超
えて含有させると溶接性の劣化を招く。
改善効果が十分でなく、一方、両者とも0.50%を超
えて含有させると溶接性の劣化を招く。
D) Cr、及びM。
何れも0.05%未満の含有量では鋼の強度及び靭性の
改善効果が十分でなく、一方、両者とも0.50%を超
えて含有させると逆に靭性の劣化を招く。
改善効果が十分でなく、一方、両者とも0.50%を超
えて含有させると逆に靭性の劣化を招く。
ハ)Nb、V、及びTI
何れも0.01%未満の含有量では鋼の強度及び靭性の
改善効果が十分でなく、一方、両者とも0.15%を超
えて含有させると逆に靭性の劣化を招く。
改善効果が十分でなく、一方、両者とも0.15%を超
えて含有させると逆に靭性の劣化を招く。
(B)素材鋼板の製造条件
熱延立上A渡
熱延仕上温度がAr、点の温度未満では所定の水冷開始
温度を確保できないことから、熱間圧延をAr3点以上
の温度域で終了することと定めたが、望ましくは熱延仕
上温度を(Ar3点+30℃〕以上とするのが良い。
温度を確保できないことから、熱間圧延をAr3点以上
の温度域で終了することと定めたが、望ましくは熱延仕
上温度を(Ar3点+30℃〕以上とするのが良い。
水連皿並澁度
熱間圧延に引き続いて実施される水冷の開始温度が(A
r3点−30℃〕未満であると、初析フェライトの成長
に伴い偏析部にCが濃縮し、水冷時に硬い低温変態組織
が生成するので耐HIC性が低下する。従って、上記水
冷開始温度を[Ar3点−30℃]の温度以上と定めた
が、望ましくは水冷開始温度を初析フェライトの無いオ
ーステナイト単相のAr+点以上の温度とするのが良い
。
r3点−30℃〕未満であると、初析フェライトの成長
に伴い偏析部にCが濃縮し、水冷時に硬い低温変態組織
が生成するので耐HIC性が低下する。従って、上記水
冷開始温度を[Ar3点−30℃]の温度以上と定めた
が、望ましくは水冷開始温度を初析フェライトの無いオ
ーステナイト単相のAr+点以上の温度とするのが良い
。
水Plの−j−冷 ゛東門
水冷時の平均冷却速度が5℃/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易く、
一方、該平均冷却速度が20℃/secを超えた場合に
は硬化したブロック状のベイナイト組織が形成され易く
、何れも耐HIC性が劣化することから、水冷時の平均
冷却速度を5〜b 水全導上瓜度 600℃を超える温度域で水冷を停止すると水冷停止時
に未変態のオーステナイトが残るので水冷停止後にパー
ライトが生成することとなり、また偏析部にCの濃縮が
起きる。一方、400℃を下回る温度域にまで水冷を続
けると、冷却速度が20℃/sec超の場合と同じく硬
いベイナイトM11aが形成され易く、耐)[I C性
が劣化する。
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易く、
一方、該平均冷却速度が20℃/secを超えた場合に
は硬化したブロック状のベイナイト組織が形成され易く
、何れも耐HIC性が劣化することから、水冷時の平均
冷却速度を5〜b 水全導上瓜度 600℃を超える温度域で水冷を停止すると水冷停止時
に未変態のオーステナイトが残るので水冷停止後にパー
ライトが生成することとなり、また偏析部にCの濃縮が
起きる。一方、400℃を下回る温度域にまで水冷を続
けると、冷却速度が20℃/sec超の場合と同じく硬
いベイナイトM11aが形成され易く、耐)[I C性
が劣化する。
従って、水冷停止温度は600〜400℃の範囲内とす
る必要があるが、この範囲内でしかも熱延板の両面間で
の温度差を50℃以上とするためには、水冷停止温度は
一方の面を600〜450℃、他方の面を550〜40
0℃としなければならない。
る必要があるが、この範囲内でしかも熱延板の両面間で
の温度差を50℃以上とするためには、水冷停止温度は
一方の面を600〜450℃、他方の面を550〜40
0℃としなければならない。
の軌 での
水冷停止時における熱延板両面間の表面温度差が50℃
未満であると、熱延材の段階での残留応力に比べて製管
時の応力が大きい結果となり、Hicの発生を加速しな
い程度にまで製管の影響を緩和することができない。従
って、上記温度差の下限値を50℃と定めたが、該温度
差は大きい方が望ましい。
未満であると、熱延材の段階での残留応力に比べて製管
時の応力が大きい結果となり、Hicの発生を加速しな
い程度にまで製管の影響を緩和することができない。従
って、上記温度差の下限値を50℃と定めたが、該温度
差は大きい方が望ましい。
l取ム度
550℃を超える温度域で巻取りを行うと、巻取り後の
徐冷によって熱延材の残留応力が解消されてしまうので
温度差水冷を行った効果がなくなる。従って、巻取り温
度を550℃以下と定めたが、該温度は低いほど望まし
く、出来れば500℃以下で巻取るのが良い。
徐冷によって熱延材の残留応力が解消されてしまうので
温度差水冷を行った効果がなくなる。従って、巻取り温
度を550℃以下と定めたが、該温度は低いほど望まし
く、出来れば500℃以下で巻取るのが良い。
なお、本発明においては、熱間圧延時の加熱温度や圧下
率については格別な規制を行わないが、加熱温度はそれ
以降の熱間圧延が可能な範囲としなければならないこと
は言うまでもなく、また圧下に関しては靭性向上のため
に未再結晶域(およそ950℃以下)での圧下率を大き
くとることが推奨される。
率については格別な規制を行わないが、加熱温度はそれ
以降の熱間圧延が可能な範囲としなければならないこと
は言うまでもなく、また圧下に関しては靭性向上のため
に未再結晶域(およそ950℃以下)での圧下率を大き
くとることが推奨される。
以上のような条件の下で製造された熱延コイルでは、既
に説明したように、冷却停止温度が低かった方の面に引
張り応力が残留し、また反対側の面に圧縮応力が残留し
ているので、電11鋼管を製造するに際して引張り応力
の残留している面が内側となるように製管すると、十分
な前記引張り残留応力と曲げの内側に生じる圧縮応力と
が打ち消し合い、結果として残留応力の少ない耐HIC
性に優れた電縫鋼管が得られる訳である。
に説明したように、冷却停止温度が低かった方の面に引
張り応力が残留し、また反対側の面に圧縮応力が残留し
ているので、電11鋼管を製造するに際して引張り応力
の残留している面が内側となるように製管すると、十分
な前記引張り残留応力と曲げの内側に生じる圧縮応力と
が打ち消し合い、結果として残留応力の少ない耐HIC
性に優れた電縫鋼管が得られる訳である。
次に、本発明を実施例によ、って更に具体的に説明する
。
。
〈実施例〉
まず、第1表に示す如き成分組成の各鋼を溶製し、連続
鋳造によってスラブとした後、第2表に示すそれぞれの
条件で熱間圧延、冷却3巻取りを行って熱延コイルを製
造した。
鋳造によってスラブとした後、第2表に示すそれぞれの
条件で熱間圧延、冷却3巻取りを行って熱延コイルを製
造した。
続いて、得られた各熱延コイルを用い、その下面(より
低い温度にまで冷却した方の面)が内面側となるように
製管を行い、電縫鋼管を製造した。
低い温度にまで冷却した方の面)が内面側となるように
製管を行い、電縫鋼管を製造した。
そして、このようにして得られた各電縫鋼管についてH
IC試験を行い、その耐HIC性を評価した。
IC試験を行い、その耐HIC性を評価した。
なお、HIC試験は次の要領で実施した。
即ち、まず第1図(a)で示すように、電縫鋼管の溶接
部及び熱影響部を除いた部分から、周方向に亘って全厚
(ミルスケールのみ除去)で幅が20鰭。
部及び熱影響部を除いた部分から、周方向に亘って全厚
(ミルスケールのみ除去)で幅が20鰭。
長さが100mmの板状試験片を偏平化することな(採
取した後、これらの試験片を600メツシユ工メリー紙
で研磨し、アセトンで脱脂してから試験液(25℃)に
100時間浸漬した。用いた試験液はNACE液と呼ば
れるもので、0.5%酢酸−5%食塩水溶液に1気圧H
tSを通気し飽和させたものである。
取した後、これらの試験片を600メツシユ工メリー紙
で研磨し、アセトンで脱脂してから試験液(25℃)に
100時間浸漬した。用いた試験液はNACE液と呼ば
れるもので、0.5%酢酸−5%食塩水溶液に1気圧H
tSを通気し飽和させたものである。
次に、浸漬試験終了後の各試験片を第1図(b)で示す
ように4等分し、その3つの断面に観察されるH I
Cから“板幅方向の割れの長さ(aAj)″及び“板厚
方向の割れの長さ(bii)”を測定し、これを基に弐 より割れ長さ率(C,L、R,)と割れ厚さ率(C,T
、R,)を算出してHICIC性を評価した。前記式中
の記号Wは試験片の板圧中央部における幅であり、Tは
厚さである。
ように4等分し、その3つの断面に観察されるH I
Cから“板幅方向の割れの長さ(aAj)″及び“板厚
方向の割れの長さ(bii)”を測定し、これを基に弐 より割れ長さ率(C,L、R,)と割れ厚さ率(C,T
、R,)を算出してHICIC性を評価した。前記式中
の記号Wは試験片の板圧中央部における幅であり、Tは
厚さである。
これらHIC試験の結果を第2表に併せて示す。
なお、第2表中に示したC、L、R,とC,T、R,の
値は、まず試験片を4等分したとき現われる3つの断面
での平均値を求め、次いで同−電縫鋼管の周方向に採取
した各試験片同士のそれを比較した中で最も大きかった
値である。
値は、まず試験片を4等分したとき現われる3つの断面
での平均値を求め、次いで同−電縫鋼管の周方向に採取
した各試験片同士のそれを比較した中で最も大きかった
値である。
第2表に示される結果からも明らかなように、本発明で
規定される条件通りに製造された電縫鋼管は何れもrC
,L、R,515%」及びrC,T、R,≦2%」を満
足していて、十分な耐HIC性を備えていることが分か
る。
規定される条件通りに製造された電縫鋼管は何れもrC
,L、R,515%」及びrC,T、R,≦2%」を満
足していて、十分な耐HIC性を備えていることが分か
る。
これに対して、試験番号4〜7のものは素材板水冷時に
おける上下面の温度差が十分でなく、水冷停止温度は試
験番号4の下面水冷停止温度を除き他は適正範囲に入っ
ていてC,L、 R,は良好であるものの、C,T、R
,に劣る結果となっている。
おける上下面の温度差が十分でなく、水冷停止温度は試
験番号4の下面水冷停止温度を除き他は適正範囲に入っ
ていてC,L、 R,は良好であるものの、C,T、R
,に劣る結果となっている。
試験番号8のものは、素材板水冷時における上下面の温
度差が十分でない上、水冷停止温度も適正範囲外である
ので、C,L、R,及びC,T、R,とも劣る結果とな
っている。
度差が十分でない上、水冷停止温度も適正範囲外である
ので、C,L、R,及びC,T、R,とも劣る結果とな
っている。
試験番号9のものでは、素材板熱延後の冷却速度が遅く
、水冷停止温度も高すぎるので、C,L、R。
、水冷停止温度も高すぎるので、C,L、R。
及びC,T、R,とも劣る結果となっている。
試験番号10のものでは、素材板製造時の水冷停止温度
は適正であるが、上下面の温度差が十分でない上、冷却
速度が速すぎたためC,L、R,及びC,T。
は適正であるが、上下面の温度差が十分でない上、冷却
速度が速すぎたためC,L、R,及びC,T。
Roとも劣る結果となっている。
試験番号16のものは、素材板製造時の巻取温度が高い
ためC,T、R,が劣る結果となっている。
ためC,T、R,が劣る結果となっている。
試験番号17のものは、素材板製造時における片面の水
冷停止温度が高すぎ、C,L、R,が劣る結果となって
いる。
冷停止温度が高すぎ、C,L、R,が劣る結果となって
いる。
試験番号18のものは、素材板製造時における片面の水
冷停止温度が低すぎ、C,L、R,が劣る結果となって
いる。
冷停止温度が低すぎ、C,L、R,が劣る結果となって
いる。
試験番号19のものは、素材板製造時の冷却速度が速す
ぎ、C,L、R,が劣る結果となっている。
ぎ、C,L、R,が劣る結果となっている。
試験番号20のものは、素材板製造時の冷却速度が遅す
ぎたため、C,L、R,及びC,T、R,とも劣る結果
となっている。
ぎたため、C,L、R,及びC,T、R,とも劣る結果
となっている。
試験番号21のものは、素材板熱延後の水冷開始温度が
低すぎるたためC,L、R,が劣る結果となっている。
低すぎるたためC,L、R,が劣る結果となっている。
く効果の総括〉
以上に説明した如く、この発明によれば、格別な事後熱
処理等を必要としないで残留応力の少ない耐HIC性に
優れた(特にC,T、R,の小さい)電縫鋼管を製造す
ることができ、ラインパイプ等の信転性を一段と高め得
るなど、産業上極めて優れた効果がもたらされる。
処理等を必要としないで残留応力の少ない耐HIC性に
優れた(特にC,T、R,の小さい)電縫鋼管を製造す
ることができ、ラインパイプ等の信転性を一段と高め得
るなど、産業上極めて優れた効果がもたらされる。
第1図(a)、第1図Tb)及び第1図(C)は、何れ
も実施例で採用したHIC試験方法を説明した概念図で
ある。 第1図
も実施例で採用したHIC試験方法を説明した概念図で
ある。 第1図
Claims (2)
- (1)重量割合にて C:0.01〜0.20%、Si:0.03〜0.80
%、Mn:0.40〜1.80%、P:0.025%以
下、S:0.002%以下、sol.Al:0.01〜
0.10%を含有すると共に、 Ca:0.0005〜0.0050%、 希土類元素:0.0005〜0.01% のうちの1種以上をも含み、残部がFe及び不可避不純
物から成る鋼を加熱し、Ar_3点以上の温度域で熱間
圧延を終了した後、〔Ar_3点−30℃〕以上の温度
域から両面の温度差が50℃以上となるように一方の表
面温度が600〜450℃、他方の表面温度が550〜
400℃となるまで平均冷却速度:5〜20℃/sec
にて冷却し、550℃以下の温度域で巻き取ったコイル
を用いて、その冷却停止温度の低い方の面が管の内面側
となるように製管することを特徴とする、耐水素誘起割
れ性に優れる電縫鋼管の製造方法。 - (2)重量割合にて C:0.01〜0.20%、Si:0.03〜0.80
%、Mn:0.40〜1.80%、P:0.025%以
下、S:0.002%以下、sol.Al:0.01〜
0.10%を含むと共に、 Ca:0.0005〜0.0050%。 希土類元素:0.0005〜0.01% のうちの1種以上を含有し、更に Cu:0.05〜0.50%、Ni:0.05〜0.5
0%、Cr:0.05〜0.50%、Mo:0.05〜
0.50%、Nb:0.01〜0.15%、V:0.0
1〜0.15%、Ti:0.01〜0.15% のうちの1種以上をも含んで、残部がFe及び不可避不
純物から成る鋼を加熱し、Ar_3点以上の温度域で熱
間圧延を終了した後、〔Ar_3点−30℃〕以上の温
度域から両面の温度差が50℃以上となるように一方の
表面温度が600〜450℃、他方の表面温度が550
〜400℃となるまで平均冷却速度:5〜20℃/se
cにて冷却し、後550℃以下の温度域で巻き取ったコ
イルを用いて、その冷却停止温度の低い方の面が管の内
面側になるように製管することを特徴とする、耐水素誘
起割れ性に優れる電縫鋼管の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP5907989A JPH02240211A (ja) | 1989-03-11 | 1989-03-11 | 耐水素誘起割れ性に優れる電縫鋼管の製法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP5907989A JPH02240211A (ja) | 1989-03-11 | 1989-03-11 | 耐水素誘起割れ性に優れる電縫鋼管の製法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02240211A true JPH02240211A (ja) | 1990-09-25 |
Family
ID=13102985
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP5907989A Pending JPH02240211A (ja) | 1989-03-11 | 1989-03-11 | 耐水素誘起割れ性に優れる電縫鋼管の製法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH02240211A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0593243A (ja) * | 1991-07-02 | 1993-04-16 | Kawasaki Steel Corp | 炭酸ガスおよび硫化水素ガスに対する耐食性にすぐれたラインパイプ用鋼 |
JPWO2016047023A1 (ja) * | 2014-09-25 | 2017-04-27 | Jfeスチール株式会社 | 電気抵抗溶接鋼管用鋼帯および電気抵抗溶接鋼管ならびに電気抵抗溶接鋼管用鋼帯の製造方法 |
JP2017179482A (ja) * | 2016-03-30 | 2017-10-05 | 新日鐵住金株式会社 | ラインパイプ用電縫鋼管及びその製造方法 |
-
1989
- 1989-03-11 JP JP5907989A patent/JPH02240211A/ja active Pending
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0593243A (ja) * | 1991-07-02 | 1993-04-16 | Kawasaki Steel Corp | 炭酸ガスおよび硫化水素ガスに対する耐食性にすぐれたラインパイプ用鋼 |
JPWO2016047023A1 (ja) * | 2014-09-25 | 2017-04-27 | Jfeスチール株式会社 | 電気抵抗溶接鋼管用鋼帯および電気抵抗溶接鋼管ならびに電気抵抗溶接鋼管用鋼帯の製造方法 |
JP2017179482A (ja) * | 2016-03-30 | 2017-10-05 | 新日鐵住金株式会社 | ラインパイプ用電縫鋼管及びその製造方法 |
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