JP3519966B2 - 低温靱性に優れた超高強度ラインパイプおよびその製造法 - Google Patents
低温靱性に優れた超高強度ラインパイプおよびその製造法Info
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Description
引張強さ(TS)を有する低温靱性の優れた超高強度ラ
インパイプに関するもので、天然ガス・原油輸送用ライ
ンパイプとして広く使用できる。
としてパイプラインの重要性がますます高まっている。
現在、長距離輸送用の幹線ラインパイプとしては米国石
油協会(API)規格X65が設計の基本になってお
り、実際の使用量も圧倒的に多い。しかし、(1)高圧
化による輸送効率の向上や(2)ラインパイプの外径・
重量の低減による現地施工能率の向上のため、より高強
度ラインパイプが要望されている。これまでにでX80
(引張強さ620MPa以上)までのラインパイプの実
用化がされているが、さらに高強度のラインパイプに対
するニーズが強くなってきた。現在、超高強度ラインパ
イプ製造法の研究は、従来のX80ラインパイプの製造
技術(たとえばNKK技報No.138(1992),
pp24−31 およびThe 7th Offsh
oreMechanics andArctic En
gineering (1988), Volume
V,pp179−185)を基本に検討されているが、
これではせいぜい、X100(引張強さ760MPa以
上)ラインパイプの製造が限界と考えられる。X100
を越える超高強度ラインパイプについては、既に鋼板製
造の研究は行われている(PCT/JP96/0015
5、00157)。しかし、このような超高強度ライン
パイプでは従来のシーム溶接に関する技術は適用でき
ず、シーム溶接部と鋼板の組み合わせに対する課題が解
決できないと鋼板は製造できても鋼管の製造は不可能で
ある。パイプラインの超高強度化は強度・低温靱性バラ
ンスを始めとして溶接熱影響部(HAZ)靱性、現地溶
接性、継手軟化など多くの問題を抱えており、これらを
克服した画期的な超高強度ラインパイプ(X100超)
の早期開発が要望されている。
ランスが優れ、かつ現地溶接が容易な引張強さ973M
Pa以上(API規格X100超)の超高強度ラインパ
イプおよびその製造方法を提供するものである。
が973MPa以上で、かつ低温靱性・現地溶接性の優
れた超高強度鋼管を得るための鋼材とシーム溶接部が満
足すべき条件について鋭意研究を行い、新しい超高強度
ラインパイプおよびその製造方法を発明するに至った。
して製造した鋼管において、鋼板の成分が質量%で、 C :0.04〜0.05%、 Si:0.6%以
下、 Mn:1.7〜2.5%、 P :0.015%
以下、 S :0.003%以下、 Ni:0.1〜1.
0%、 Mo:0.15〜0.60%、 Nb:0.01〜
0.10%、 Ti:0.005〜0.030%、Al:0.06%以
下 を含み、さらに選択的に B :0.0020%以下、 N :0.001〜
0.006%以下、 V :0.10%以下、 Cu:1.0%以
下、 Cr:0.8%以下、 Ca:0.01%以
下、 REM:0.02%以下、 Mg:0.006%
以下 の1種または2種以上を含有して残部が鉄および不可避
的不純物からなり、さらに溶接金属が質量%で、 C :0.04〜0.14%、 Si:0.05〜
0.40%、 Mn:1.2〜2.2%、 P :0.010%
以下、 S :0.010%以下、 Ni:1.3〜3.
2%、 Cr+Mo+V:1.0〜2.5%、B :0.005
%以下、 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、さ
らに溶接金属のNi量が鋼板にくらべて1%以上高い、
鋼管の母材鋼板部円周方向の引張強さが973MPa〜
1100MPaであり、シャルピー試験の−40℃での
吸収エネルギーが272J以上であり、突き合わせ部の
接合に使用した溶接金属の平均引張強度が鋼板の引張強
度−100MPa以上であることを特徴とする低温靱性
に優れた超高強度ラインパイプ。
下、 Mn:1.7〜2.5%、 P :0.015%
以下、 S :0.003%以下、 Ni:0.1〜1.
0%、 Mo:0.15〜0.60%、 Nb:0.01〜
0.10%、 Ti:0.005〜0.030%、Al:0.06%以
下 を含み、さらに選択的に B :0.0020%以下、 N :0.001〜
0.006%以下、 V :0.10%以下、 Cu:1.0%以
下、 Cr:0.8%以下、 Ca:0.01%以
下、 REM:0.02%以下、 Mg:0.006%
以下 の1種または2種以上を含有して残部が鉄および不可避
的不純物からなり、引張強さが970MPa〜1100
MPa、シャルピー試験の−40℃での吸収エネルギー
が283J以上の鋼板をUO工程で管状に成形し、その
突き合わせ部を内外面からFeを主成分としてC:0.
01〜0.12%、Si:0.3%以下、Mn:1.2
〜2.4%、Ni:4.0〜8.5%、Cr+Mo+
V:3.0〜5.0%を含む溶接ワイヤーと焼成型また
は溶融型フラックスを使用してサブマージアーク溶接を
行い、その後、拡管を行うことを特徴とする低温靱性に
優れた超高強度ラインパイプの製造方法。
張り強度が鋼板の引張強度−200MPa〜0MPaで
あることを特徴とする請求項2に記載の低温靱性に優れ
た超高強度ラインパイプの製造方法。
下、 Mn:1.7〜2.5%、 P :0.015%
以下、 S :0.003%以下、 Ni:0.1〜1.
0%、 Mo:0.15〜0.60%、 Nb:0.01〜
0.10%、 Ti:0.005〜0.030%、Al:0.06%以
下 を含み、さらに選択的に B :0.0020%以下、 N :0.001〜
0.006%以下、 V :0.10%以下、 Cu:1.0%以
下、 Cr:0.8%以下、 Ca:0.01%以
下、 REM:0.02%以下、 Mg:0.006%
以下 の1種または2種以上を含有して残部が鉄および不可避
的不純物からなる鋼片を950〜1250℃に再加熱
し、700〜950℃での累積圧下量が50%以上とな
るように700℃以上の鋼材温度で圧延した後、10℃
以上の冷却速度で550℃以下まで冷却して製造した、
引張強さが970MPa〜1100MPa、シャルピー
試験の−40℃での吸収エネルギーが283J以上の鋼
板をUO工程で管状に成形し、その突き合わせ部を内外
面からFeを主成分としてC:0.01〜0.12%、
Si:0.3%以下、Mn:1.2〜2.4%、Ni:
4.0〜8.5%、Cr+Mo+V:3.0〜5.0%
を含む溶接ワイヤーと焼成型または溶融型フラックスを
使用してサブマージアーク溶接を行い、その後、拡管を
行うことを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ライン
パイプの製造方法。
以下、 S :0.003%以下、 Ni:0.1〜1.
0%、 Mo:0.15〜0.60%、 Nb:0.01〜
0.10%、 Ti:0.005〜0.030%、Al:0.06%以
下 を含み、さらに選択的に B :0.0020%以下、 N :0.001〜
0.006%以下、 V :0.10%以下、 Cu:1.0%以
下、 Cr:0.8%以下、 Ca:0.01%以
下、 REM:0.02%以下、 Mg:0.006%
以下 の1種または2種以上を含有して残部が鉄および不可避
的不純物からなる鋼片を950〜1250℃に再加熱
し、700〜950℃での累積圧下量が50%以上とな
るように700℃以上の鋼材温度で圧延した後、10℃
以上の冷却速度で550℃以下まで冷却し、A C1 変態点
以下の温度で焼戻しを行って製造した、引張強さが97
0MPa〜1100MPa、シャルピー試験の−40℃
での吸収エネ ルギーが283J以上の鋼板をUO工程で
管状に成形し、その突き合わせ部を内外面からFeを主
成分としてC:0.01〜0.12%、Si:0.3%
以下、Mn:1.2〜2.4%、Ni:4.0〜8.5
%、Cr+Mo+V:3.0〜5.0%を含む溶接ワイ
ヤーと焼成型または溶融型フラックスを使用してサブマ
ージアーク溶接を行い、その後、拡管を行うことを特徴
とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプの製造方
法。
に説明する。本発明は973MPa以上の引張強さ(T
S)を有する低温靱性の優れた超高強度ラインパイプに
関する発明である。この強度水準の超高強度ラインパイ
プでは、従来主流であるX65と較べて約2倍の圧力に
耐えるため、同じサイズで約2倍のガスを輸送すること
が可能になる。X65の場合は圧力を高めるためには肉
厚を厚くする必要があり、材料費、輸送費、現地溶接施
工費が高くなってパイプライン敷設費が大幅に上昇す
る。これが973MPa以上の引張強さ(TS)を有す
る低温靱性の優れた超高強度ラインパイプが必要とされ
る理由である。一方、高強度になると急激に鋼管の製造
が困難になる。そこで、工業的制御の困難さを考慮して
上限強度を1100MPaとした。この場合、シーム溶
接部も含めて目標強度の特性を得るためにはシーム溶接
金属の強度が十分高くなくてはならない。一つの基準と
して、シーム溶接部を含んだ円周方向の余盛り付き引張
試験において溶接金属から破断しないことが必須と考え
られている。凝固ままで使用される溶接金属は強度の上
昇と共に低温靭性が低下するために、溶接強度は低い方
が望ましい。多数の試験を行った結果、溶接金属の引張
強度が鋼板の強度−100MPa以上であれば余盛り付
き引張試験において溶接金属から破断しないことがわか
った。従って、溶接金属の平均引張強度が鋼管の母材鋼
板部の円周方向引張強度−100MPa以上であること
とした。溶接金属の上限強度は低温靭性および溶接低温
割れ防止の点から1200MPa以下であることが望ま
しい。なお、引張り強さについては鋼板そのままと鋼管
に加工した後は変化しない。
の超高強度鋼の場合は、その後急冷したり、場合によっ
ては焼戻しを行って製造される。一方、凝固まま組織で
あり、かつ冷却速度が早くない溶接金属で、目的の強度
を得てさらに鋼板に対応する低温靱性を得るためには化
学成分の調整が必要である。Niは焼入性を高めて低い
冷却速度でも高強度を得ることを可能にする。また、マ
ルテンサイトラス間に残留オーステナイトを形成するこ
とを促進し低温靱性を向上させる。鋼板成分より溶接金
属のNi量を1%高めることにより、所望の強度と低温
靱性が得られる。
ジアーク溶接でシーム溶接を行うUO製管工程において
効率良く大量生産が可能になる。引張強さ973MPa
以上の超高強度を達成するためには、鋼をマルテンサイ
ト・ベイナイト等の低温変態組織主体のミクロ組織にし
てフェライトの生成を抑制する必要がある。
る。C量は0.04〜0.05%に限定する。炭素は鋼
の強度向上に極めて有効であり、マルテンサイト組織に
おいて目標とする強度を得るためには、最低0.04%
は必要である。しかし、C量が多すぎると母材、HAZ
の低温靱性や現地溶接性の著しい劣化を招くので、その
上限を0.05%とした。
素であるが、多く添加するとHAZ靱性、現地溶接性を
著しく劣化させるので、上限を0.6%とした。鋼の脱
酸はAlでもTiでも十分可能であり、Siは必ずしも
添加する必要はない。Mnは本発明鋼のミクロ組織をマ
ルテンサイト主体の組織とし、優れた強度・低温靱性の
バランスを確保する上で不可欠な元素であり、その下限
は1.7%である。しかし、Mnが多すぎると鋼の焼入
れ性が増してHAZ靱性、現地溶接性を劣化させるだけ
でなく、連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、母材の低温
靱性をも劣化させるので上限を2.5%とした。
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やCr、Mo添加に比較し
て圧延組織(とくに連続鋳造鋼片の中心偏析帯)中に低
温靱性に有害な硬化組織を形成することが少ないばかり
か、0.1%以上の微量Ni添加がHAZ靱性の改善に
も有効であることが判明した(HAZ靱性上、とくに有
効なNi添加量は0.3%以上である)。しかし、添加
量が多すぎると、経済性だけでなく、HAZ靱性や現地
溶接性を劣化させるので、その上限を1.0%とした。
また、Ni添加は連続鋳造時、熱間圧延時におけるCu
割れの防止にも有効である。この場合、NiはCu量の
1/3以上添加する必要がある。
させ、目的とするマルテンサイト主体の組織を得るため
である。B添加鋼においてはMoの焼入れ性向上効果が
高まり、また、MoはNbと共存して制御圧延時にオー
ステナイトの再結晶を抑制し、オーステナイト組織の微
細化にも効果がある。このような効果を得るために、M
oは最低でも0.15%必要である。しかし、過剰なM
o添加はHAZ靱性、現地溶接性を劣化させ、さらにB
の焼入れ性向上効果を消失せしめることもあるので、そ
の上限を0.6%とした。
め、目的とするマルテンサイト主体の組織を得るため
に、非常に有効な元素である。さらに、BはMoの焼入
れ性向上効果を高めると共に、Nbと共存して相乗的に
焼入れ性を増す。一方、過剰に添加すると、低温靱性を
劣化させるだけでなく、かえってBの焼入れ性向上効果
を消失せしめることもあるので、その上限を0.002
0%とした。
b:0.01〜0.10%、Ti:0.005〜0.0
30%を含有する。NbはMoと共存して制御圧延時に
オーステナイトの再結晶を抑制して組織を微細化するだ
けでなく、析出硬化や焼入れ性増大にも寄与し、鋼を強
靱化する。特にNbとBが共存すると焼入れ性向上効果
が相乗的に高まる。しかし、Nb添加量が多すぎると、
HAZ靱性や現地溶接性に悪影響をもたらすので、その
上限を0.10%とした。一方、Ti添加は微細なTi
Nを形成し、スラブ再加熱時およびHAZのオーステナ
イト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。また、Bの焼入れ
性向上効果に有害な固溶NをTiNとして固定する役割
も有する。この目的のために、Ti量は3.4N(各々
重量%)以上添加することが望ましい。また、Al量が
少ない時(たとえば0.005%以下)、Tiは酸化物
を形成し、HAZにおいて粒内フェライト生成核として
作用し、HAZ組織を微細化する効果も有する。このよ
うなTiNの効果を発現させるためには、最低0.00
5%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、
低温靱性を劣化させるので、その上限を0.030%に
限定した。
で、組織の微細化にも効果を有する。しかし、Al量が
0.06%を越えるとAl系非金属介在物が増加して鋼
の清浄度を害するので、上限を0.06%とした。しか
し、脱酸はTiあるいはSiでも可能であり、Alは必
ずしも添加する必要はない。NはTiNを形成しスラブ
再加熱時およびHAZのオーステナイト粒の粗大化を抑
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、N量が
多すぎるとスラブ表面疵や固溶NによるHAZ靱性の劣
化、Bの焼入れ性向上効果の低下の原因となるので、そ
の上限は0.006%に抑える必要がある。
P、S量をそれぞれ0.015%、0.003%以下と
する。この主たる理由は母材およびHAZの低温靱性を
より一層向上させるためである。P量の低減は連続鋳造
スラブの中心偏析を軽減するとともに、粒界破壊を防止
して低温靱性を向上させる。また、S量の低減は熱間圧
延で延伸化するMnSを低減して延靱性を向上させる効
果がある。
M、 Mgを添加する目的について説明する。基本とな
る成分に、更にこれらの元素を添加する主たる目的は、
本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度・靱性の
一層の向上や製造可能な鋼材サイズの拡大をはかるため
である。したがって、その添加量は自ずから制限される
べき性質のものである。
の効果はNbに比較して弱い。しかし、超高強度鋼にお
けるV添加の効果は大きく、NbとVの複合添加は本発
明鋼の優れた特徴をさらに顕著なものとする。上限はH
AZ靱性、現地溶接性の点から0.10%まで許容でき
るが、特に0.03〜0.08%の添加が望ましい範囲
である。
が、多すぎるとHAZ靱性や現地溶接性を著しく劣化さ
せる。このためCu量の上限は1.0%である。Crは
母材、溶接部の強度を増加させるが、多すぎるとHAZ
靱性や現地溶接性を著しく劣化させる。このためCr量
の上限は0.6%である。CaおよびREMは硫化物
(MnS)の形態を制御し、低温靱性を向上(シャルピ
ー試験の吸収エネルギーの増加など)させる。Ca量が
0.006%、REMが0.02%を越えて添加すると
CaO−CaSまたはREM−CaSが大量に生成して
大型クラスター、大型介在物となり、鋼の清浄度を害す
るだけでなく、現地溶接性にも悪影響をおよぼす。この
ためCa添加量の上限を0.006%またはREM添加
量の条件を0.02%に制限した。なお超高強度ライン
パイプでは、S、O量をそれぞれ0.001%、0.0
02%以下に低減し、かつESSP=(Ca)〔1−1
24(O)〕/1.25Sを0.5≦ESSP≦10.
0とすることがとくに有効である。
熱影響部の粒粗大化を抑制して低温靭性を向上させる。
0.006%以上では粗大酸化物を生成し逆に靭性を劣
化させる。以上の個々の添加元素の限定に加えて、さら
にP=2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.
45(Ni+Cu)+(1+β)Mo−1+βを1.9
≦P≦4.0に制限することが望ましい。但し、B≧3
ppmではβ=1、B<3ppmではβ=0。これは、
目的とする強度・低温靱性バランスを達成するためであ
る。P値の下限を1.9としたのは900MPa以上の
強度と優れた低温靱性を得るためである。また、P値の
上限を4.0としたのは優れたHAZ靱性、現地溶接性
を維持するためである。
細なマルテンサイト+ベイナイト主体の組織が得られる
適正な製造条件としなければ所望の特性は得られない。
微細なマルテンサイト主体の組織を得る原理的な方法
は、再結晶粒を未再結晶温度域で加工し、板厚方向に偏
平したオーステナイト粒とし、これをフェライト生成が
抑制される臨界冷却速度以上の冷却速度で冷却すること
である。
有する鋼片を950〜1250℃に再加熱し、700〜
950℃での累積圧下量が50%以上となるように70
0℃以上の鋼材温度で圧延した後、10℃以上の冷却速
度で550℃以下まで冷却する。 また必要に応じてA
C1変態点以下の温度で焼戻しを行う。このようにして
製造された鋼板は管状に成形されて突き合わせ部がアー
ク溶接されて鋼管となる。
る。C量は0.04〜0.14%に限定する。炭素は鋼
の強度向上に極めて有効であり、マルテンサイト組織に
おいて目標とする強度を得るためには、最低0.04%
は必要である。しかし、C量が多すぎると溶接低温割れ
が発生しやすくなり、現地溶接部とシーム溶接が交わる
いわゆるTクロス部のHAZの最高硬さの上昇招くの
で、その上限を0.14%とした。さらに、望ましくは
上限値は0.10%が好ましい。
%以上は必要であるが、含有量が多いと低温靱性を著し
く劣化させるので、上限を0.6%とした。特に、内外
面溶接や多層溶接を行う場合、再熱部の低温靱性を劣化
させる。Mnは優れた強度・低温靱性のバランスを確保
する上で不可欠な元素であり、その下限は1.2%であ
る。しかし、Mnが多すぎると偏析が助長され低温靱性
を劣化させるだけでなく、溶接材料の製造も困難になる
ので上限を2.2%とした。
度を確保し、さらに低温靱性向上させるためである。
1.3%以下では目標の強度、低温靭性を得ることが難
しい。一方、含有量が多すぎると高温割れの危険がある
ため上限は3.2%とした。Cr、Mo、Vの効果の違
いは厳密には区別できないが、いずれも焼入れ性を高め
ることにより高強度を得るために添加する。Cr+Mo
+Vが1.2%以下では効果が十分でなく、一方多量に
添加すると低温割れの危険が増すため上限を2.5%と
した。
温靭性向上に有効な元素であるが、含有量が多すぎると
却って低温靭性が低下するので含有範囲を0.005%
以下とした。溶接金属には、その他に溶接時の精錬・凝
固を良好に行わせるために必要に応じて添加されたT
i,Al,Zr,Nb,Mg等の元素を含有する場合が
あるが、残部は鉄および不可避的不純物である。なお、
低温靭性の劣化、低温割れ感受性の低減のためにはP、
Sの量は低い方が望ましい。
径が450mmから1500mm、肉厚が10mmから
40mm程度のサイズである。このようなサイズの鋼管
を高率良く製造する方法としては、鋼板をU形次いでO
形に成形するUO工程で製管し、突き合わせ部を仮付け
溶接した後に、内外面からサブマージアーク溶接を行
い、その後、拡管して真円度を高める製造方法が確立さ
れている。
い溶接であり、所望の特性すなわち溶接金属組成を得る
ためには、母材の希釈を考慮した溶接材料の選択が必要
である。以下、溶接ワイヤーの化学組成の限定理由を述
べるが、基本的には請求項1に示された超高強度ライン
パイプを実現できる製造方法である。Cは、溶接金属で
必要とされるC量の範囲を得るために、母材成分による
希釈および雰囲気からCの混入を考慮して0.01〜
0.12%とした。
範囲を得るために、母材成分による希釈を考慮して0.
3%以下とした。Mnは、溶接金属で必要とされるMn
量の範囲を得るために、母材成分による希釈を考慮して
1.2%〜2.4%とした。Niは、溶接金属で必要と
されるNi量の範囲を得るために、母材成分による希釈
を考慮して4.0%〜8.5%とした。
るCr+Mo+V量の範囲を得るために、母材成分によ
る希釈を考慮して3.0%〜5.0%とした。その他
P,Sの不純物は極力少ない方が望ましく、Bは強度確
保に添加することも可能である。また、Ti,Al,Z
r,Nb,Mg等が脱酸を目的として使用される。
の溶接も可能である。複数電極で溶接の場合は各種ワイ
ヤーの組み合わせが可能であり、個々のワイヤーが上記
成分範囲にある必要はなく、それぞれのワイヤー成分と
消費量からの平均組成が上記成分範囲にあれば良い。サ
ブマージアーク溶接に使用されるフラックスは大別する
と焼成型フラックスと溶融型フラックスがある。焼成型
フラックスは合金材添加が可能で拡散性水素量が低い利
点があるが、粉化しやすく繰り返し使用が難しい欠点が
ある。一方、溶融型フラックスはガラス粉状で、粒強度
が高く、吸湿しにくい利点があり、拡散性水素がやや高
い欠点がある。本願発明のごとき超高強度の場合は、溶
接低温割れが起こりやすく、この点からは焼成型が望ま
しいが、一方、回収して繰り返し使用が可能な溶融型は
大量生産に向きコストが低い利点がある。焼成型ではコ
ストが高いことが、溶融型では厳密な品質管理の必要性
が問題であるが、工業的に対処可能な範囲であり、どち
らでも本質的には使用可能である。
ているが、望ましい範囲は以下の通りである。溶接条
件、特に溶接入熱により母材希釈率は変化し、一般に入
熱が高くなると母材希釈率は高くなる。しかし、速度が
遅い条件では入熱を高くしても母材希釈率は高くならな
い。両面を1パス溶接で十分な溶け込みを確保するため
には、入熱の増加と共に溶接速度をある速度以上にする
必要があり、1〜3m/分程度が適切な範囲である。1
m/分未満の溶接はラインパイプのシーム溶接としては
非効率であり、3m/分を超える高速溶接ではビード形
状が安定しない。入熱は2.5〜5.0kJ/mmが望
ましい範囲である。入熱が小さすぎると溶け込みが不十
分になり、大きすぎると熱影響部の軟化が大きく、靭性
も低下する。
せる。真円にするためには塑性域まで変形させる必要が
あるが、本願発明のごとき高強度鋼の場合は0.7%程
度以上の拡管率(=(拡管後円周−拡管前円周)/拡管
前円周)が必要であるが、2%を超える大きな拡管を行
うと、母材、溶接部とも塑性変形による靭性劣化が大き
くなるため、拡管率は0.7〜2%以下にするのが望ま
しい。
と、拡管時にシーム溶接熱影響部の軟化域に局所的に歪
みが集中して、大幅な靭性劣化や場合によっては割れが
生じる場合がある。歪みが集中しやすい内面側の溶接金
属強度を低下させると軟化域への歪み集中が緩和される
効果がある。拡管の塑性変形により、拡管後は加工硬化
により強度は上昇するが、余りに溶接金属強度が低すぎ
ると、拡管後の鋼管の溶接継ぎ手引張りで溶接金属破断
が発生するので内面側溶接金属の下限は鋼板の引張り強
度−200MPaの範囲とした。
示す化学成分の鋼を300トン転炉で溶製後、連続鋳造
鋼片とし、その後1100℃に再加熱後、再結晶域で圧
延し、その後900〜750℃の累積圧下量が80%と
なる制御圧延を18mmまで行い、その後水冷停止温度
が400〜500℃になるように水冷して鋼板を製造し
た。発明範囲の化学成分の鋼C,Dは強度が目標範囲に
あり低温靭性(シャルピー試験の−40℃での吸収エネ
ルギー)も高い。一方、C量が高くNiが添加されてい
ない鋼Eは強度は目標範囲にあるが低温靭性が低い。こ
のようにして製造した鋼板をUO工場で管状に成形し、
仮付け溶接後、表2にしめす溶接ワイヤーを用い3電
極、1.5m/分、入熱3.5kJ/mmの溶接条件で
内外面各1パスのサブマージアーク溶接を行い、その
後、拡管率1%の拡管を行った。表2に示すように、発
明例である実施No3、4では良好な溶接ビードが得ら
れ、溶接金属の化学成分は請求範囲にあって、強度も適
正である。比較例の実施No7,8は鋼板は発明範囲で
あるがワイヤー成分が発明範囲外であって、7は強度が
低く8では低温割れが発生した。このために引張り試験
は実施しなかった。9は溶接ワイヤーは発明の範囲であ
るが、鋼板が発明範囲外の例である。鋼管特性の評価結
果を表3に示す。本発明範囲の母材部はすべて優れた機
械的性質である。シーム溶接部が本発明範囲である条件
では、良好なシーム溶接部特性を示すが、比較例7では
継ぎ手引張りで溶接金属破断や低温割れが生じたり、比
較例8は溶接金属の靭性が低かったりとラインパイプの
要求特性を満たしていない。
強度ラインパイプが実現可能であり、長距離パイプライ
ンの敷設コストが低下し、世界のエネルギー問題解決に
寄与できる。
Claims (5)
- 【請求項1】 鋼板を管状に成形し突き合わせ部をアー
ク溶接して製造した鋼管において、鋼板の成分が質量%
で、 C :0.04〜0.05%、 Si:0.6%以下、 Mn:1.7〜2.5%、 P :0.015%以下、 S :0.003%以下、 Ni:0.1〜1.0%、 Mo:0.15〜0.60%、 Nb:0.01〜0.10%、 Ti:0.005〜0.030%、 Al:0.06%以下 を含み、さらに選択的に B :0.0020%以下、 N :0.001〜0.006%以下、 V :0.10%以下、 Cu:1.0%以下、 Cr:0.8%以下、 Ca:0.01%以下、 REM:0.02%以下、 Mg:0.006%以下 の1種または2種以上を含有して残部が鉄および不可避
的不純物からなり、さらに溶接金属が質量%で、 C :0.04〜0.14%、 Si:0.05〜0.40%、 Mn:1.2〜2.2%、 P :0.010%以下、 S :0.010%以下、 Ni:1.3〜3.2%、 Cr+Mo+V:1.0〜2.5%、 B :0.005%以下、 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、さ
らに溶接金属のNi量が鋼板にくらべて1%以上高い、
鋼管の母材鋼板部円周方向の引張強さが973MPa〜
1100MPaであり、シャルピー試験の−40℃での
吸収エネルギーが272J以上であり、突き合わせ部の
接合に使用した溶接金属の平均引張強度が鋼板の引張強
度−100MPa以上であることを特徴とする低温靱性
に優れた超高強度ラインパイプ。 - 【請求項2】 鋼板の成分が質量%で、 C :0.04〜0.05%、 Si:0.6%以下、 Mn:1.7〜2.5%、 P :0.015%以下、 S :0.003%以下、 Ni:0.1〜1.0%、 Mo:0.15〜0.60%、 Nb:0.01〜0.10%、 Ti:0.005〜0.030%、 Al:0.06%以下 を含み、さらに選択的に B :0.0020%以下、 N :0.001〜0.006%以下、 V :0.10%以下、 Cu:1.0%以下、 Cr:0.8%以下、 Ca:0.01%以下、 REM:0.02%以下、 Mg:0.006%以下 の1種または2種以上を含有して残部が鉄および不可避
的不純物からなり、引張強さが970MPa〜1100
MPa、シャルピー試験の−40℃での吸収エネルギー
が283J以上の鋼板をUO工程で管状に成形し、その
突き合わせ部を内外面からFeを主成分としてC:0.
01〜0.12%、Si:0.3%以下、Mn:1.2
〜2.4%、Ni:4.0〜8.5%、Cr+Mo+
V:3.0〜5.0%を含む溶接ワイヤーと焼成型また
は溶融型フラックスを使用してサブマージアーク溶接を
行い、その後、拡管を行うことを特徴とする低温靱性に
優れた超高強度ラインパイプの製造方法。 - 【請求項3】 内面溶接の溶接金属の拡管前の引張り強
度が鋼板の引張強度−200MPa〜0MPaであるこ
とを特徴とする請求項2に記載の低温靱性に優れた超高
強度ラインパイプの製造方法。 - 【請求項4】 質量%で、 C :0.04〜0.05%、 Si:0.6%以下、 Mn:1.7〜2.5%、 P :0.015%以下、 S :0.003%以下、 Ni:0.1〜1.0%、 Mo:0.15〜0.60%、 Nb:0.01〜0.10%、 Ti:0.005〜0.030%、 Al:0.06%以下 を含み、さらに選択的に B :0.0020%以下、 N :0.001〜0.006%以下、 V :0.10%以下、 Cu:1.0%以下、 Cr:0.8%以下、 Ca:0.01%以下、 REM:0.02%以下、 Mg:0.006%以下 の1種または2種以上を含有して残部が鉄および不可避
的不純物からなる鋼片を950〜1250℃に再加熱
し、700〜950℃での累積圧下量が50%以上とな
るように700℃以上の鋼材温度で圧延した後、10℃
以上の冷却速度で550℃以下まで冷却して製造した、
引張強さが970MPa〜1100MPa、シャルピー
試験の−40℃での吸収エネルギーが283J以上の鋼
板をUO工程で管状に成形し、その突き合わせ部を内外
面からFeを主成分としてC:0.01〜0.12%、
Si:0.3%以下、Mn:1.2〜2.4%、Ni:
4.0〜8.5%、Cr+Mo+V:3.0〜5.0%
を含む溶接ワイヤーと焼成型または溶融型フラックスを
使用してサブマージアーク溶接を行い、その後、拡管を
行うことを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ライン
パイプの製造方法。 - 【請求項5】 質量%で、 C :0.04〜0.05%、 Si:0.6%以下、 Mn:1.7〜2.5%、 P :0.015%以下、 S :0.003%以下、 Ni:0.1〜1.0%、 Mo:0.15〜0.60%、 Nb:0.01〜0.10%、 Ti:0.005〜0.030%、 Al:0.06%以下 を含み、さらに選択的に B :0.0020%以下、 N :0.001〜0.006%以下、 V :0.10%以下、 Cu:1.0%以下、 Cr:0.8%以下、 Ca:0.01%以下、 REM:0.02%以下、 Mg:0.006%以下 の1種または2種以上を含有して残部が鉄および不可避
的不純物からなる鋼片を950〜1250℃に再加熱
し、700〜950℃での累積圧下量が50%以上とな
るように700℃以上の鋼材温度で圧延した後、10℃
以上の冷却速度で550℃以下まで冷却し、A C1 変態点
以下の温度で焼戻しを行って製造した、引張強さが97
0MPa〜1100MPa、シャルピー試験の−40℃
での吸収エネルギーが283J以上の鋼板をUO工程で
管状に成形し、その突き合わせ部を内外面からFeを主
成分としてC:0.01〜0.12%、Si:0.3%
以下、Mn:1.2〜2.4%、Ni:4.0〜8.5
%、Cr+Mo+V:3.0〜5.0%を含む溶接ワイ
ヤーと焼成型または溶融型フラックスを使用してサブマ
ージアーク溶接を行い、その後、拡管を行うことを特徴
とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプの製造方
法。
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