JP2001207242A - 円周方向溶接部の低温靱性に優れた厚肉耐サワー鋼管およびパイプライン - Google Patents
円周方向溶接部の低温靱性に優れた厚肉耐サワー鋼管およびパイプラインInfo
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- B23K2103/02—Iron or ferrous alloys
- B23K2103/04—Steel or steel alloys
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 耐サワー性と優れた電子ビーム溶接性を有す
る鋼管を提供する。 【解決手段】 低Ｃ−低Ｍｎ−極低Ｓ−Ｎｂ−Ｔｉ−低
Ａｌ−Ｃａ系鋼管の円周方向溶接部にＴｉ、Ａｌ、Ｃａ
を主体とする酸化物とＭｎＳとの複合体を含有させる。 【効果】 円周方向溶接部靱性、耐ＨＩＣ性に優れた高
強度鋼管によりパイプラインの安全性が著しく向上し
た。
る鋼管を提供する。 【解決手段】 低Ｃ−低Ｍｎ−極低Ｓ−Ｎｂ−Ｔｉ−低
Ａｌ−Ｃａ系鋼管の円周方向溶接部にＴｉ、Ａｌ、Ｃａ
を主体とする酸化物とＭｎＳとの複合体を含有させる。 【効果】 円周方向溶接部靱性、耐ＨＩＣ性に優れた高
強度鋼管によりパイプラインの安全性が著しく向上し
た。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、電子ビームあるい
はレーザーにより溶接された円周方向溶接部の低温靱性
に優れ、かつ耐水素誘起割れ（ＨＩＣ）性および耐硫化
物応力腐食割れ（ＳＳＣ）性に優れた厚肉耐サワー鋼管
およびパイプラインに関するものである。
はレーザーにより溶接された円周方向溶接部の低温靱性
に優れ、かつ耐水素誘起割れ（ＨＩＣ）性および耐硫化
物応力腐食割れ（ＳＳＣ）性に優れた厚肉耐サワー鋼管
およびパイプラインに関するものである。
【０００２】
【従来の技術】寒冷地、オフショアーにおける原油、天
然ガス輸送用大径ラインパイプに対しては高強度ととも
に優れた低温靱性、現地溶接性が要求される。さらに、
海水の注入による原油・ガス井戸のサワー化や劣質資源
の開発にともなって、パイプラインのサワー化が進行
し、ＨＩＣ，ＳＳＣに対する優れた抵抗（耐サワー性）
が求められるようになった。
然ガス輸送用大径ラインパイプに対しては高強度ととも
に優れた低温靱性、現地溶接性が要求される。さらに、
海水の注入による原油・ガス井戸のサワー化や劣質資源
の開発にともなって、パイプラインのサワー化が進行
し、ＨＩＣ，ＳＳＣに対する優れた抵抗（耐サワー性）
が求められるようになった。
【０００３】従来、優れた耐サワー性を有するラインパ
イプは、鋼の高純化、介在物の低減、硫化物系介在
物のＣａ添加による形態制御、連続鋳造（ＣＣ）時の
軽圧下による中心偏析軽減、圧延後の加速冷却による
ミクロ組織制御などの技術を駆使して製造されてきた
（たとえば特公昭６３−００１３６９号公報、特開昭６
２−１１２７２２号公報，特開昭６１−１２４５５５号
公報，特開平３−２３６４２０号公報）。しかし、肉厚
化にともなう溶接入熱量の上昇や、安全性の観点から要
求される靱性値の上昇により、これらの鋼のＨＡＺの低
温靱性は必ずしも十分ではなくなってきた。特開平３−
２３６４２０号公報では耐サワー性とＨＡＺ靱性の改善
を目的とした鋼板の製造法が開示されている。
イプは、鋼の高純化、介在物の低減、硫化物系介在
物のＣａ添加による形態制御、連続鋳造（ＣＣ）時の
軽圧下による中心偏析軽減、圧延後の加速冷却による
ミクロ組織制御などの技術を駆使して製造されてきた
（たとえば特公昭６３−００１３６９号公報、特開昭６
２−１１２７２２号公報，特開昭６１−１２４５５５号
公報，特開平３−２３６４２０号公報）。しかし、肉厚
化にともなう溶接入熱量の上昇や、安全性の観点から要
求される靱性値の上昇により、これらの鋼のＨＡＺの低
温靱性は必ずしも十分ではなくなってきた。特開平３−
２３６４２０号公報では耐サワー性とＨＡＺ靱性の改善
を目的とした鋼板の製造法が開示されている。
【０００４】一方、厚肉耐サワーラインパイプを現地に
て溶接する場合、溶接施工能率の向上を目的として電子
ビーム溶接やレーザー溶接の適用検討が進められてい
る。電子ビーム溶接やレーザー溶接では鋼管母材を溶融
して接合するために母材成分が靱性に大きな影響を与え
る。電子ビームやレーザー溶接部の靱性を改善する方法
として、特開平２−２２４１８号公報が開示されている
が、耐サワー性を有するとともに電子ビームやレーザー
溶接部の靱性に優れた鋼管を得ることは出来ない。この
ため良好な耐サワー性を有し、電子ビームやレーザー溶
接部の靱性に優れた鋼管の開発が強く望まれていた。
て溶接する場合、溶接施工能率の向上を目的として電子
ビーム溶接やレーザー溶接の適用検討が進められてい
る。電子ビーム溶接やレーザー溶接では鋼管母材を溶融
して接合するために母材成分が靱性に大きな影響を与え
る。電子ビームやレーザー溶接部の靱性を改善する方法
として、特開平２−２２４１８号公報が開示されている
が、耐サワー性を有するとともに電子ビームやレーザー
溶接部の靱性に優れた鋼管を得ることは出来ない。この
ため良好な耐サワー性を有し、電子ビームやレーザー溶
接部の靱性に優れた鋼管の開発が強く望まれていた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、電子ビーム
あるいはレーザーにより溶接された円周方向溶接部の低
温靱性に優れ、かつ、耐サワー性に優れた厚肉耐サワー
鋼管を提供するものである。
あるいはレーザーにより溶接された円周方向溶接部の低
温靱性に優れ、かつ、耐サワー性に優れた厚肉耐サワー
鋼管を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、質量％
で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．８〜１．５％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：
０．００１％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．００５％以
下、Ｃａ：０．００１〜０．００４％、Ｎ：０．００１
〜０．００５％、Ｏ：０．００３％以下を含有し、か
つ、２．０≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５
〔Ｓ〕≦７．０を満足する残部が鉄および不可避的不純
物からなる鋼を母材とする鋼管を電子ビーム溶接あるい
はレーザー溶接により円周方向に溶接した鋼管の円周方
向溶接金属部において、Ｓ：０．００２〜０．０１％、
かつ０．１〜５μｍのＴｉ、Ａｌ、Ｃａを主体とする酸
化物とＭｎＳとの複合体を５〜１０００個／ｍｍ2 含有
すること。
で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．８〜１．５％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：
０．００１％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．００５％以
下、Ｃａ：０．００１〜０．００４％、Ｎ：０．００１
〜０．００５％、Ｏ：０．００３％以下を含有し、か
つ、２．０≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５
〔Ｓ〕≦７．０を満足する残部が鉄および不可避的不純
物からなる鋼を母材とする鋼管を電子ビーム溶接あるい
はレーザー溶接により円周方向に溶接した鋼管の円周方
向溶接金属部において、Ｓ：０．００２〜０．０１％、
かつ０．１〜５μｍのＴｉ、Ａｌ、Ｃａを主体とする酸
化物とＭｎＳとの複合体を５〜１０００個／ｍｍ2 含有
すること。
【０００７】質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓ
ｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．５％、Ｐ：０．
０１０％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ｎｂ：０．０１
〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：
０．００５％以下、Ｃａ：０．００１〜０．００４％、
Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｏ：０．００３％以下
に必要に応じて、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．
１〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１
〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、ＲＥＭ：０．
０００５〜０．００５％の一種または二種以上を含有
し、かつ、２．０≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／
１．２５〔Ｓ〕≦７．０を満足する残部が鉄および不可
避的不純物からなる鋼を母材とする鋼管を電子ビーム溶
接あるいはレーザー溶接により円周方向に溶接した鋼管
の円周方向溶接金属部において、Ｓ：０．００２〜０．
０１％、かつ０．１〜５μｍのＴｉ、Ａｌ、Ｃａを主体
とする酸化物とＭｎＳとの複合体を５〜１０００個／ｍ
ｍ2 含有することである。
ｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．５％、Ｐ：０．
０１０％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ｎｂ：０．０１
〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：
０．００５％以下、Ｃａ：０．００１〜０．００４％、
Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｏ：０．００３％以下
に必要に応じて、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．
１〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１
〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、ＲＥＭ：０．
０００５〜０．００５％の一種または二種以上を含有
し、かつ、２．０≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／
１．２５〔Ｓ〕≦７．０を満足する残部が鉄および不可
避的不純物からなる鋼を母材とする鋼管を電子ビーム溶
接あるいはレーザー溶接により円周方向に溶接した鋼管
の円周方向溶接金属部において、Ｓ：０．００２〜０．
０１％、かつ０．１〜５μｍのＴｉ、Ａｌ、Ｃａを主体
とする酸化物とＭｎＳとの複合体を５〜１０００個／ｍ
ｍ2 含有することである。
【０００８】
【発明の実施の形態】以下に、本発明について詳細に説
明する。本発明の特徴は、鋼管の母材成分として低Ｃ−
低Ｍｎ−極低Ｓ−Ｎｂ−Ｔｉ−低Ａｌ−Ｃａ系を基本と
し、さらに円周方向溶接部にＳを０．００２〜０．０１
％含有させるとともに、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａを主体とする
微細な酸化物とＭｎＳとの複合体を溶接部に分散させる
ところにあり、これによって耐サワー性と格段に優れた
円周方向溶接部の低温靱性を同時に達成できることにあ
る。
明する。本発明の特徴は、鋼管の母材成分として低Ｃ−
低Ｍｎ−極低Ｓ−Ｎｂ−Ｔｉ−低Ａｌ−Ｃａ系を基本と
し、さらに円周方向溶接部にＳを０．００２〜０．０１
％含有させるとともに、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａを主体とする
微細な酸化物とＭｎＳとの複合体を溶接部に分散させる
ところにあり、これによって耐サワー性と格段に優れた
円周方向溶接部の低温靱性を同時に達成できることにあ
る。
【０００９】Ｃ，Ｍｎ，Ｐ量を低減することにより、Ｃ
Ｃスラブの中心偏析を改善し、ＨＩＣの発生および伝播
を防止できる。また、Ｓ，ＣａおよびＯ量を厳格に制限
することにより、ＨＩＣの発生起点となりうるＭｎＳの
生成を防止し、良好な耐サワー性を得ることができる。
しかしながら極低ＳでＣａを添加した鋼管の円周方向溶
接に際し、電子ビーム溶接やレーザー溶接を適用した場
合、粗大な上部ベイナイト（Ｂｕ）組織となるために優
れた靱性は得られない。
Ｃスラブの中心偏析を改善し、ＨＩＣの発生および伝播
を防止できる。また、Ｓ，ＣａおよびＯ量を厳格に制限
することにより、ＨＩＣの発生起点となりうるＭｎＳの
生成を防止し、良好な耐サワー性を得ることができる。
しかしながら極低ＳでＣａを添加した鋼管の円周方向溶
接に際し、電子ビーム溶接やレーザー溶接を適用した場
合、粗大な上部ベイナイト（Ｂｕ）組織となるために優
れた靱性は得られない。
【００１０】そこで、円周方向溶接部のミクロ組織を微
細化するために溶接部に０．００２〜０．０１％のＳを
含有させるとともに、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａを主体とする
０．１〜５μｍの酸化物とＭｎＳとの複合体を５〜１０
００個／ｍｍ2 溶接部に含有させることにより、電子ビ
ームやレーザー溶接部においてＴｉ、Ａｌ、Ｃａを主体
とする酸化物とＭｎＳとの複合体を核とした粒内変態フ
ェライトが生成し、ミクロ組織が微細化され、良好な靱
性が得られることを見いだし、本発明に至ったものであ
る。
細化するために溶接部に０．００２〜０．０１％のＳを
含有させるとともに、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａを主体とする
０．１〜５μｍの酸化物とＭｎＳとの複合体を５〜１０
００個／ｍｍ2 溶接部に含有させることにより、電子ビ
ームやレーザー溶接部においてＴｉ、Ａｌ、Ｃａを主体
とする酸化物とＭｎＳとの複合体を核とした粒内変態フ
ェライトが生成し、ミクロ組織が微細化され、良好な靱
性が得られることを見いだし、本発明に至ったものであ
る。
【００１１】まず、電子ビームやレーザー溶接部の靱性
について述べる。電子ビーム等の低温靱性は、結晶粒
のサイズ、高炭素島状マルテンサイト（Ｍ＊）、Ｂｕ
などの硬化相の分散状態、粒界脆化の有無、元素の
ミクロ偏析など種々の冶金学的要因に支配される。なか
でも溶接部の結晶粒のサイズは低温靱性に大きな影響を
与えることが知られている。
について述べる。電子ビーム等の低温靱性は、結晶粒
のサイズ、高炭素島状マルテンサイト（Ｍ＊）、Ｂｕ
などの硬化相の分散状態、粒界脆化の有無、元素の
ミクロ偏析など種々の冶金学的要因に支配される。なか
でも溶接部の結晶粒のサイズは低温靱性に大きな影響を
与えることが知られている。
【００１２】本発明では円周方向溶接部の結晶粒を微細
化することにより、低温靱性の大幅な改善を図った。す
なわち、酸化物とＭｎＳとの複合体を粒内変態核として
用いることにより溶接部の組織微細化を検討した。この
結果、溶接部に０．００２〜０．０１％のＳを含有させ
るとともに、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａを主体とする０．１〜５
μｍの酸化物とＭｎＳとの複合体を５〜１０００個／ｍ
ｍ2 溶接部に含有させることにより、ミクロ組織が微細
化され、低温靱性が著しく向上することを見出した。こ
の時、溶接部に含まれるＳ含有量が０．００２％未満の
場合には、粒内変態フェライトの生成に有効なＭｎＳの
生成量が少なく、溶接部の組織は微細化されない。Ｓ含
有量が０．０１％を超えると多量のＭｎＳが生成し、靱
性が劣化する。
化することにより、低温靱性の大幅な改善を図った。す
なわち、酸化物とＭｎＳとの複合体を粒内変態核として
用いることにより溶接部の組織微細化を検討した。この
結果、溶接部に０．００２〜０．０１％のＳを含有させ
るとともに、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａを主体とする０．１〜５
μｍの酸化物とＭｎＳとの複合体を５〜１０００個／ｍ
ｍ2 溶接部に含有させることにより、ミクロ組織が微細
化され、低温靱性が著しく向上することを見出した。こ
の時、溶接部に含まれるＳ含有量が０．００２％未満の
場合には、粒内変態フェライトの生成に有効なＭｎＳの
生成量が少なく、溶接部の組織は微細化されない。Ｓ含
有量が０．０１％を超えると多量のＭｎＳが生成し、靱
性が劣化する。
【００１３】また、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａを主体とする０．
１〜５μｍの酸化物とＭｎＳとの複合体を５〜１０００
個／ｍｍ2 溶接部に含有させる必要がある。０．１〜５
μｍの大きさの酸化物とＭｎＳとの複合体が粒内変態フ
ェライトの生成核として有効に作用する。また、これら
の酸化物とＭｎＳとの複合体が５個／ｍｍ2 未満では溶
接部の組織微細化効果は少なく、１０００個／ｍｍ2 以
上では清浄度を劣化させ、低温靱性が劣化する。また、
円周方向溶接部におけるＡｌ量は少ないほど粒内変態フ
ェライトの生成が促進される。この場合、予め鋼管母材
のＡｌ量含有量を低減しておく必要がある。母材のＡｌ
量が０．００５％以下であれば、円周方向溶接部におい
て粒内変態フェライトの生成が抑制されることはない。
１〜５μｍの酸化物とＭｎＳとの複合体を５〜１０００
個／ｍｍ2 溶接部に含有させる必要がある。０．１〜５
μｍの大きさの酸化物とＭｎＳとの複合体が粒内変態フ
ェライトの生成核として有効に作用する。また、これら
の酸化物とＭｎＳとの複合体が５個／ｍｍ2 未満では溶
接部の組織微細化効果は少なく、１０００個／ｍｍ2 以
上では清浄度を劣化させ、低温靱性が劣化する。また、
円周方向溶接部におけるＡｌ量は少ないほど粒内変態フ
ェライトの生成が促進される。この場合、予め鋼管母材
のＡｌ量含有量を低減しておく必要がある。母材のＡｌ
量が０．００５％以下であれば、円周方向溶接部におい
て粒内変態フェライトの生成が抑制されることはない。
【００１４】電子ビーム溶接部に０．００２〜０．０１
％のＳを含有させるとともにＴｉ、Ａｌ、Ｃａを主体と
する０．１〜５μｍの酸化物とＭｎＳとの複合体を５〜
１０００個／ｍｍ2 溶接部に含有させるためには、例え
ばＴｉ、Ａｌ、Ｃａ系酸化物やＳを含有した箔を電子ビ
ーム溶接時に添加する方法があるが添加方法を限定する
ものではない。
％のＳを含有させるとともにＴｉ、Ａｌ、Ｃａを主体と
する０．１〜５μｍの酸化物とＭｎＳとの複合体を５〜
１０００個／ｍｍ2 溶接部に含有させるためには、例え
ばＴｉ、Ａｌ、Ｃａ系酸化物やＳを含有した箔を電子ビ
ーム溶接時に添加する方法があるが添加方法を限定する
ものではない。
【００１５】次に、鋼管の耐サワー性について述べる。
本発明では、不純物元素であるＳ量を０．００１％以下
とし、かつＣａを添加して、２．０≦〔Ｃａ〕（１−１
２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０とする。ＭｎＳ
系介在物は圧延により伸長して、ＨＩＣの発生起点とな
る。これを防止するためには、介在物の絶対量を低減す
るとともに、硫化物の形態を制御して、圧延で延伸化し
難いＣａＳ、またはＣａＯとしなければならない。そこ
で、Ｓ量を０．００１％以下とし、Ｃａを０．００１〜
０．００４％添加し、Ｃａによる硫化物の形態制御を十
分に行うため、〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２
５〔Ｓ〕で表されるＥＳＳＰ値を２．０以上とした。し
かしＥＳＳＰ値が大きすぎると、Ｃａ系介在物が増加
し、ＨＩＣの発生起点となるので、その上限を７．０と
した。上記に関連してＯ量を０．００３％以下に限定し
た。これはＨＩＣの発生起点となる酸化物系介在物を低
減して、Ｃａで硫化物の形態制御を行うためである。
本発明では、不純物元素であるＳ量を０．００１％以下
とし、かつＣａを添加して、２．０≦〔Ｃａ〕（１−１
２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０とする。ＭｎＳ
系介在物は圧延により伸長して、ＨＩＣの発生起点とな
る。これを防止するためには、介在物の絶対量を低減す
るとともに、硫化物の形態を制御して、圧延で延伸化し
難いＣａＳ、またはＣａＯとしなければならない。そこ
で、Ｓ量を０．００１％以下とし、Ｃａを０．００１〜
０．００４％添加し、Ｃａによる硫化物の形態制御を十
分に行うため、〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２
５〔Ｓ〕で表されるＥＳＳＰ値を２．０以上とした。し
かしＥＳＳＰ値が大きすぎると、Ｃａ系介在物が増加
し、ＨＩＣの発生起点となるので、その上限を７．０と
した。上記に関連してＯ量を０．００３％以下に限定し
た。これはＨＩＣの発生起点となる酸化物系介在物を低
減して、Ｃａで硫化物の形態制御を行うためである。
【００１６】ちなみに円周方向溶接部ではＳを０．００
２〜０．０１％含有させ、ＭｎＳを生成させるが、溶接
部のＭｎＳが延伸化されないので溶接部の耐サワー性は
問題ない。優れた耐サワー性を得るためには、さらに
Ｃ，Ｍｎ，Ｐ量を限定する必要がある。この理由はＣＣ
スラブの中心偏析を改善し、ＨＩＣの発生・伝播を防止
するためである。Ｘ６５以上の高強度鋼では必然的にＣ
量が高くなるが、Ｃ量の増加はＣＣスラブの凝固時の中
心偏析帯におけるＭｎ、Ｐの偏析を強め、硬化組織の生
成を助長して耐サワー性を著しく劣化させる。
２〜０．０１％含有させ、ＭｎＳを生成させるが、溶接
部のＭｎＳが延伸化されないので溶接部の耐サワー性は
問題ない。優れた耐サワー性を得るためには、さらに
Ｃ，Ｍｎ，Ｐ量を限定する必要がある。この理由はＣＣ
スラブの中心偏析を改善し、ＨＩＣの発生・伝播を防止
するためである。Ｘ６５以上の高強度鋼では必然的にＣ
量が高くなるが、Ｃ量の増加はＣＣスラブの凝固時の中
心偏析帯におけるＭｎ、Ｐの偏析を強め、硬化組織の生
成を助長して耐サワー性を著しく劣化させる。
【００１７】これを防止するためＣ量の上限は０．０８
％としなければならない。Ｃ量の下限０．０２％は強度
・低温靱性を確保するための最小量である。Ｃ量の低減
に加えて、さらにＭｎ，Ｐ量を低減することは中心偏析
を軽減、すなわち硬化組織の生成抑制に有効である。こ
のためＭｎ，Ｐ量の上限をそれぞれ１．５％、０．０１
０％に限定した。Ｍｎ量の下限０．８％は母材・溶接部
の強度を確保するための最小値である。一方、Ｐ量は低
いほど耐サワー性は向上する。
％としなければならない。Ｃ量の下限０．０２％は強度
・低温靱性を確保するための最小量である。Ｃ量の低減
に加えて、さらにＭｎ，Ｐ量を低減することは中心偏析
を軽減、すなわち硬化組織の生成抑制に有効である。こ
のためＭｎ，Ｐ量の上限をそれぞれ１．５％、０．０１
０％に限定した。Ｍｎ量の下限０．８％は母材・溶接部
の強度を確保するための最小値である。一方、Ｐ量は低
いほど耐サワー性は向上する。
【００１８】本発明鋼では必須の元素としてＮｂ：０．
０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含
有する。Ｎｂは制御圧延において結晶粒の微細化や析出
硬化に寄与し、鋼を強靱化する作用を有する。しかしＮ
ｂを０．０５％以上添加すると、現地溶接性やＨＡＺ靱
性に悪影響をもたらすので、その上限を０．０５％とし
た。また、Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、スラブ再
加熱時および溶接ＨＡＺのγ粒の粗大化を抑制してミク
ロ組織を微細化し、母材およびＨＡＺの低温靱性を改善
する。このようなＴｉＮの効果を発現させるためには、
最低０．００５％のＴｉ添加が必要である。しかしＴｉ
量が多すぎると、ＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬
化が生じ、低温靱性が劣化するので、その上限は０．０
３％に限定しなければならない。
０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含
有する。Ｎｂは制御圧延において結晶粒の微細化や析出
硬化に寄与し、鋼を強靱化する作用を有する。しかしＮ
ｂを０．０５％以上添加すると、現地溶接性やＨＡＺ靱
性に悪影響をもたらすので、その上限を０．０５％とし
た。また、Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、スラブ再
加熱時および溶接ＨＡＺのγ粒の粗大化を抑制してミク
ロ組織を微細化し、母材およびＨＡＺの低温靱性を改善
する。このようなＴｉＮの効果を発現させるためには、
最低０．００５％のＴｉ添加が必要である。しかしＴｉ
量が多すぎると、ＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬
化が生じ、低温靱性が劣化するので、その上限は０．０
３％に限定しなければならない。
【００１９】次に、その他元素の限定理由について説明
する。Ｓｉは脱酸や強度向上のため添加する元素である
が、多く添加すると現地溶接性、ＨＡＺ靱性を劣化させ
るので、上限を０．５％とした。鋼の脱酸はＡｌのみで
も十分であり、Ｓｉは必ずしも添加する必要はない。Ｎ
はＴｉＮを形成してスラブ再加熱時および溶接時のγ粒
の粗大化を抑制して母材、ＨＡＺの低温靱性を向上させ
る。このために必要な最小量は０．００１％である。し
かし多すぎるとスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靱性
劣化の原因となるので、その上限は０．００５％に抑え
る必要がある。次に、選択元素であるＮｉ，Ｃｕ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ，Ｖ，ＲＥＭを添加する理由について説明す
る。基本となる成分に、さらに、これらの元素を添加す
る主たる目的は本発明により得られる鋼板の優れた特徴
を損なうことなく、強度・低温靱性などの特性向上を図
るためである。したがって、その添加量は自ら制限され
る性質のものである。
する。Ｓｉは脱酸や強度向上のため添加する元素である
が、多く添加すると現地溶接性、ＨＡＺ靱性を劣化させ
るので、上限を０．５％とした。鋼の脱酸はＡｌのみで
も十分であり、Ｓｉは必ずしも添加する必要はない。Ｎ
はＴｉＮを形成してスラブ再加熱時および溶接時のγ粒
の粗大化を抑制して母材、ＨＡＺの低温靱性を向上させ
る。このために必要な最小量は０．００１％である。し
かし多すぎるとスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靱性
劣化の原因となるので、その上限は０．００５％に抑え
る必要がある。次に、選択元素であるＮｉ，Ｃｕ，Ｃ
ｒ，Ｍｏ，Ｖ，ＲＥＭを添加する理由について説明す
る。基本となる成分に、さらに、これらの元素を添加す
る主たる目的は本発明により得られる鋼板の優れた特徴
を損なうことなく、強度・低温靱性などの特性向上を図
るためである。したがって、その添加量は自ら制限され
る性質のものである。
【００２０】Ｎｉを添加する目的は低炭素の本発明鋼の
強度を低温靱性や現地溶接性を劣化させることなく向上
させるためである。Ｎｉ添加はＭｎに比較して、圧延組
織（とくにスラブの中心偏析帯）中に低温靱性、耐サワ
ー性に有害な硬化組織を形成することが少なく、強度を
増加させる。この効果を発揮させるためには、０．１％
以上の添加が必要である。しかし、添加量が多すぎると
経済性だけでなく、現地溶接性やＨＡＺ靱性などを劣化
させるので、その上限を１．０％とした。Ｎｉは連続鋳
造時、熱間圧延時におけるＣｕクラックの防止にも有効
である。
強度を低温靱性や現地溶接性を劣化させることなく向上
させるためである。Ｎｉ添加はＭｎに比較して、圧延組
織（とくにスラブの中心偏析帯）中に低温靱性、耐サワ
ー性に有害な硬化組織を形成することが少なく、強度を
増加させる。この効果を発揮させるためには、０．１％
以上の添加が必要である。しかし、添加量が多すぎると
経済性だけでなく、現地溶接性やＨＡＺ靱性などを劣化
させるので、その上限を１．０％とした。Ｎｉは連続鋳
造時、熱間圧延時におけるＣｕクラックの防止にも有効
である。
【００２１】Ｃｕは０．１％以上でＮｉとほぼ同様にＨ
ＡＺ靱性に大きな影響をおよぼすことなく、強度・低温
靱性を向上させるほか、耐食性、耐水素誘起割れ特性の
向上にも効果がある。またＣｕ析出硬化によって強度を
大幅に増加させる。しかし過剰に添加すると析出硬化に
より母材、ＨＡＺの靱性低下や熱間圧延時にＣｕクラッ
クが生じるので、その上限を１．０％とした。ＣｒはＭ
ｎに比較してＣＣスラブにおいても中心偏析し難く、低
温靱性や耐サワー性を損なうことなく強度を増加させる
のに有効である。この効果を発揮させるためには０．１
％以上の添加が必要である。しかし多すぎると現地溶接
性やＨＡＺ靱性を著しく劣化させる。このためＣｒ量の
上限は１．０％とした。
ＡＺ靱性に大きな影響をおよぼすことなく、強度・低温
靱性を向上させるほか、耐食性、耐水素誘起割れ特性の
向上にも効果がある。またＣｕ析出硬化によって強度を
大幅に増加させる。しかし過剰に添加すると析出硬化に
より母材、ＨＡＺの靱性低下や熱間圧延時にＣｕクラッ
クが生じるので、その上限を１．０％とした。ＣｒはＭ
ｎに比較してＣＣスラブにおいても中心偏析し難く、低
温靱性や耐サワー性を損なうことなく強度を増加させる
のに有効である。この効果を発揮させるためには０．１
％以上の添加が必要である。しかし多すぎると現地溶接
性やＨＡＺ靱性を著しく劣化させる。このためＣｒ量の
上限は１．０％とした。
【００２２】ＭｏもＣｒと同様にＭｎに比較してＣＣス
ラブにおいても中心偏析し難く、低温靱性や耐サワー性
を損なうことなく強度を増加させるのに有効な元素であ
る。このような効果を得るためには、Ｍｏは最低０．１
％必要である。しかし過剰なＭｏ添加はＨＡＺ靱性、現
地溶接性を劣化させるので、その上限を１．０％とし
た。
ラブにおいても中心偏析し難く、低温靱性や耐サワー性
を損なうことなく強度を増加させるのに有効な元素であ
る。このような効果を得るためには、Ｍｏは最低０．１
％必要である。しかし過剰なＭｏ添加はＨＡＺ靱性、現
地溶接性を劣化させるので、その上限を１．０％とし
た。
【００２３】ＶはほぼＮｂと同様の効果を有し、ミクロ
組織の微細化による低温靱性の向上や焼入れ性の増大、
析出硬化による高強度化などに効果がある。この効果を
発揮させるためには、０．０１％以上の添加が必要であ
る。しかし、添加量が多すぎると現地溶接性やＨＡＺ靱
性の劣化を招くので、その上限を０．１０％とした。Ｖ
添加量の下限は、前述の効果を発揮するための最小量で
ある。ＲＥＭはＣａと同様にＭｎＳの形態制御に効果が
ある。この効果を発揮させるためには０．０００５％以
上の添加が必要である。また添加量が多すぎるとＲＥＭ
系酸化物が増加し、耐ＨＩＣ性を劣化させるためにその
上限の値を０．００５％とした。
組織の微細化による低温靱性の向上や焼入れ性の増大、
析出硬化による高強度化などに効果がある。この効果を
発揮させるためには、０．０１％以上の添加が必要であ
る。しかし、添加量が多すぎると現地溶接性やＨＡＺ靱
性の劣化を招くので、その上限を０．１０％とした。Ｖ
添加量の下限は、前述の効果を発揮するための最小量で
ある。ＲＥＭはＣａと同様にＭｎＳの形態制御に効果が
ある。この効果を発揮させるためには０．０００５％以
上の添加が必要である。また添加量が多すぎるとＲＥＭ
系酸化物が増加し、耐ＨＩＣ性を劣化させるためにその
上限の値を０．００５％とした。
【００２４】
【実施例】次に、本発明の実施例について述べる。表１
に示す種々の鋼成分の鋼管（厚み２５〜３８ｍｍ）の円
周方向に電子ビーム溶接した。電子ビーム溶接に際して
は、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａ系酸化物やＳを含有した鉄の箔を
添加し、溶接部のＳ量および酸化物とＭｎＳの複合体の
サイズや個数を変化させた。鋼管の強度、低温靱性およ
び耐ＨＩＣ性を調査した。さらに電子ビーム溶接部の板
厚中心部からシャルピー試験片を採取した。電子ビーム
溶接部中央および溶融線にノッチを入れて、溶接部の低
温靱性を評価した。それらの結果を表２に示す。
に示す種々の鋼成分の鋼管（厚み２５〜３８ｍｍ）の円
周方向に電子ビーム溶接した。電子ビーム溶接に際して
は、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａ系酸化物やＳを含有した鉄の箔を
添加し、溶接部のＳ量および酸化物とＭｎＳの複合体の
サイズや個数を変化させた。鋼管の強度、低温靱性およ
び耐ＨＩＣ性を調査した。さらに電子ビーム溶接部の板
厚中心部からシャルピー試験片を採取した。電子ビーム
溶接部中央および溶融線にノッチを入れて、溶接部の低
温靱性を評価した。それらの結果を表２に示す。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】本発明にしたがって製造した鋼管（本発明
鋼）はすべて良好な特性を有する。これに対して本発明
によらない比較鋼管は母材の化学成分または円周方向溶
接部のＳ量あるいは酸化物とＭｎＳとの複合体の存在状
態が適切でなく、強度、低温靱性、耐ＨＩＣ性、円周方
向溶接部靱性のいずれかの特性が劣る。Ｎｏ１３はＣ量
が高すぎるため、母材靱性、耐ＨＩＣ性が劣る。Ｎｏ１
４はＭｎ量が高すぎるため、耐ＨＩＣ性が劣る。Ｎｏ１
５はＳ量が高すぎるため、ＥＳＳＰ値が低く、耐ＨＩＣ
性が劣る。Ｎｏ１６はＡｌ量が高すぎるため、円周方向
の溶接部靱性が劣る。Ｎｏ１７は電子ビーム溶接部のＳ
量が少ないために溶接部の靱性が劣化する。Ｎｏ１８は
電子ビーム溶接部のＳ量が多すぎるために溶接部の靱性
が劣化する。Ｎｏ１９はＴｉ、Ａｌ、Ｃａ系酸化物とＭ
ｎＳとの複合体の個数が少ないために溶接部の靱性が劣
化する。Ｎｏ２０はＴｉ、Ａｌ、Ｃａ系酸化物とＭｎＳ
との複合体の個数が多すぎるために溶接部の靱性が劣化
する。
鋼）はすべて良好な特性を有する。これに対して本発明
によらない比較鋼管は母材の化学成分または円周方向溶
接部のＳ量あるいは酸化物とＭｎＳとの複合体の存在状
態が適切でなく、強度、低温靱性、耐ＨＩＣ性、円周方
向溶接部靱性のいずれかの特性が劣る。Ｎｏ１３はＣ量
が高すぎるため、母材靱性、耐ＨＩＣ性が劣る。Ｎｏ１
４はＭｎ量が高すぎるため、耐ＨＩＣ性が劣る。Ｎｏ１
５はＳ量が高すぎるため、ＥＳＳＰ値が低く、耐ＨＩＣ
性が劣る。Ｎｏ１６はＡｌ量が高すぎるため、円周方向
の溶接部靱性が劣る。Ｎｏ１７は電子ビーム溶接部のＳ
量が少ないために溶接部の靱性が劣化する。Ｎｏ１８は
電子ビーム溶接部のＳ量が多すぎるために溶接部の靱性
が劣化する。Ｎｏ１９はＴｉ、Ａｌ、Ｃａ系酸化物とＭ
ｎＳとの複合体の個数が少ないために溶接部の靱性が劣
化する。Ｎｏ２０はＴｉ、Ａｌ、Ｃａ系酸化物とＭｎＳ
との複合体の個数が多すぎるために溶接部の靱性が劣化
する。
【００２８】
【発明の効果】本発明は、電子ビームあるいはレーザー
により溶接された円周方向溶接部の低温靱性に優れ、か
つ耐サワー性に優れた厚肉耐サワー鋼管を提供するもの
であり、本発明によりパイプラインの安全性が著しく向
上した。
により溶接された円周方向溶接部の低温靱性に優れ、か
つ耐サワー性に優れた厚肉耐サワー鋼管を提供するもの
であり、本発明によりパイプラインの安全性が著しく向
上した。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｂ２３Ｋ 26/00 ３１０ Ｂ２３Ｋ 26/00 ３１０Ｓ Ｃ２２Ｃ 38/14 Ｃ２２Ｃ 38/14 38/50 38/50 // Ｂ２３Ｋ 101:06 Ｂ２３Ｋ 101:06 101:10 101:10
Claims (2)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．０８％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．８〜１．５％、 Ｐ ：０．０１０％以下、 Ｓ ：０．００１％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ａｌ：０．００５％以下、 Ｃａ：０．００１〜０．００４％、 Ｎ ：０．００１〜０．００５％、 Ｏ ：０．００３％以下 を含有し、かつ、２．０≦〔Ｃａ〕（１−１２４
〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０を満足する残部が鉄
および不可避的不純物からなる鋼を母材とする鋼管を電
子ビーム溶接あるいはレーザー溶接により円周方向に溶
接した鋼管の円周方向溶接金属部において、Ｓ：０．０
０２〜０．０１％、かつ０．１〜５μｍのＴｉ、Ａｌ、
Ｃａを主体とする酸化物とＭｎＳとの複合体を５〜１０
００個／ｍｍ2 含有することを特徴とする円周方向溶接
部の低温靱性に優れた厚肉耐サワー鋼管およびパイプラ
イン。 - 【請求項２】 質量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．０８％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．８〜１．５％、 Ｐ ：０．０１０％以下、 Ｓ ：０．００１％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ａｌ：０．００５％以下、 Ｃａ：０．００１〜０．００４％、 Ｎ ：０．００１〜０．００５％、 Ｏ ：０．００３％以下 に必要に応じて、 Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．１〜１．０％、 Ｖ ：０．０１〜０．１０％、 ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％ の一種または二種以上を含有し、かつ、２．０≦〔Ｃ
ａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０を
満足する残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を母
材とする鋼管を電子ビーム溶接あるいはレーザー溶接に
より円周方向に溶接した鋼管の円周方向溶接金属部にお
いて、Ｓ：０．００２〜０．０１％、かつ０．１〜５μ
ｍのＴｉ、Ａｌ、Ｃａを主体とする酸化物とＭｎＳとの
複合体を５〜１０００個／ｍｍ2 含有することを特徴と
する円周方向溶接部の低温靱性に優れた厚肉耐サワー鋼
管およびパイプライン。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000019308A JP2001207242A (ja) | 2000-01-27 | 2000-01-27 | 円周方向溶接部の低温靱性に優れた厚肉耐サワー鋼管およびパイプライン |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000019308A JP2001207242A (ja) | 2000-01-27 | 2000-01-27 | 円周方向溶接部の低温靱性に優れた厚肉耐サワー鋼管およびパイプライン |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001207242A true JP2001207242A (ja) | 2001-07-31 |
Family
ID=18546028
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000019308A Withdrawn JP2001207242A (ja) | 2000-01-27 | 2000-01-27 | 円周方向溶接部の低温靱性に優れた厚肉耐サワー鋼管およびパイプライン |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001207242A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003293079A (ja) * | 2002-04-09 | 2003-10-15 | Nippon Steel Corp | 高エネルギー密度溶接用耐サワー鋼材及び鋼構造物 |
| JP2008274355A (ja) * | 2007-04-27 | 2008-11-13 | Jfe Steel Kk | 表面品質、破壊靱性および耐サワー性に優れる熱延鋼板の製造方法 |
| EP2644732A1 (en) * | 2010-11-22 | 2013-10-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Electron-beam welded joint, steel material for electron-beam welding, and manufacturing method therefor |
| WO2017183719A1 (ja) * | 2016-04-21 | 2017-10-26 | 新日鐵住金株式会社 | 高張力鋼および海洋構造物 |
| US10500817B2 (en) | 2010-04-30 | 2019-12-10 | Nippon Steel Corporation | Electron-beam welded joint, steel for electron-beam welding, and method of manufacturing the same |
| CN111172533A (zh) * | 2020-03-07 | 2020-05-19 | 广东海洋大学 | 一种激光制备海洋环境下金属材料防腐蚀表层的方法 |
-
2000
- 2000-01-27 JP JP2000019308A patent/JP2001207242A/ja not_active Withdrawn
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003293079A (ja) * | 2002-04-09 | 2003-10-15 | Nippon Steel Corp | 高エネルギー密度溶接用耐サワー鋼材及び鋼構造物 |
| JP2008274355A (ja) * | 2007-04-27 | 2008-11-13 | Jfe Steel Kk | 表面品質、破壊靱性および耐サワー性に優れる熱延鋼板の製造方法 |
| US10500817B2 (en) | 2010-04-30 | 2019-12-10 | Nippon Steel Corporation | Electron-beam welded joint, steel for electron-beam welding, and method of manufacturing the same |
| EP2644732A1 (en) * | 2010-11-22 | 2013-10-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Electron-beam welded joint, steel material for electron-beam welding, and manufacturing method therefor |
| EP2644732A4 (en) * | 2010-11-22 | 2014-04-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | ELECTRON BEAM WELDED JOINT, ELECTRON BEAM WELDING STEEL, AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME |
| WO2017183719A1 (ja) * | 2016-04-21 | 2017-10-26 | 新日鐵住金株式会社 | 高張力鋼および海洋構造物 |
| CN111172533A (zh) * | 2020-03-07 | 2020-05-19 | 广东海洋大学 | 一种激光制备海洋环境下金属材料防腐蚀表层的方法 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20070403 |