JP5343519B2 - ラインパイプ用鋼板および鋼管 - Google Patents
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Description
特許文献2、3には、偏析傾向の高い元素(C、Mn、P等)の低減やスラブ加熱段階での均熱処理による偏析の低減、および熱間圧延後に加速冷却を行って金属組織をベイナイト相とする技術が提案されている。これにより、中心偏析部での割れの起点となる島状マルテンサイトの生成、および割れの伝播経路となるマルテンサイトなどの硬化組織の生成を抑制するというものである。
また、特許文献4では、偏析係数に基づいた炭素当量式が示され、これを一定値以下にすることで中心偏析部の割れを抑制する方法が提案されている。
また、本発明の他の目的は、そのような優れた性能を有する高強度ラインパイプ用鋼板を用いたラインパイプ用鋼管を提供することにある。
まず、中心偏析部の割れを抑制するには、起点となる介在物の種類に応じた中心偏析部の材質の適正化が必要である。図1に、中心偏析部にMnSまたはNb炭窒化物が生成している鋼板を用いてHIC試験(試験方法は後述する実施例と同様)を行った結果の一例を示す。これによれば、中心偏析部にMnSがある場合は、低い硬さでも割れ面積率が上昇するため、MnSの生成を抑制することは極めて重要であることが判る。しかし、MnSの生成が抑制できても、Nb炭窒化物がある場合は、中心偏析部の硬さが或るレベル(ここではHv250)を超えるとHIC試験で割れが発生するようになる。
CP=4.46C(%)+2.37Mn(%)/6+{1.18Cr(%)+1.95Mo(%)+1.74V(%)}/5+{1.74Cu(%)+1.7Ni(%)}/15+22.36P(%)
また、HIC試験での割れの発生起点となるNb炭窒化物の大きさを一定値以下に抑制することで、さらには、金属組織を微細なベイナイト主体の組織とすることにより割れの伝播を抑制することで、上記の対策と相まって、安定してより優れた耐HIC性能を得ることが可能となる。
[1]質量%にて、C:0.02〜0.06%、Si:0.5%以下、Mn:0.8〜1.6%、P:0.008%以下、S:0.0008%以下、Al:0.08%以下、Nb:0.005〜0.035%、Ti:0.005〜0.025%、Ca:0.0005〜0.0035%を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなり、下式で表わされるCP値が0.95以下、Ceq値が0.30以上であり、金属組織が体積分率で75%以上のベイナイト相を有することを特徴とするラインパイプ用鋼板。
CP=4.46C(%)+2.37Mn(%)/6+{1.18Cr(%)+1.95Mo(%)+1.74V(%)}/5+{1.74Cu(%)+1.7Ni(%)}/15+22.36P(%)
Ceq=C(%)+Mn(%)/6+{Cr(%)+Mo(%)+V(%)}/5+{Cu(%)+Ni(%)}/15
[3]上記[1]または[2]の鋼板において、中心偏析部の硬さがHV250以下、中心偏析部のNb炭窒化物の長さが20μm以下であることを特徴とするラインパイプ用鋼板。
[4]上記[1]〜[3]のいずれかの鋼板を冷間成形により管形状とし、その突き合わせ部をシーム溶接することにより製造されたラインパイプ用鋼管。
まず、本発明の化学成分の限定理由について説明する。なお、成分量の%は全て「質量%」である。
Cは、加速冷却によって製造される鋼板の強度を高めるために最も有効な元素である。しかし、C量が0.02%未満では十分な強度を確保できず、一方、0.06%を超えると靭性および耐HIC性が劣化する。このためC量は0.02〜0.06%とする。
Siは脱酸のために添加するが、Si量が0.5%を超えると靭性や溶接性が劣化する。このためSi量は0.5%以下とする。また、上記の観点からより好ましいSi量は0.3%以下である。
Mnは鋼の強度および靭性の向上のために添加するが、Mn量が0.8%未満ではその効果が十分ではなく、一方、1.6%を超えると溶接性と耐HIC性が劣化する。このためMn量は0.8〜1.6%とする。また、上記の観点からより好ましいMn量は0.8〜1.3%である。
Sは、鋼中においては一般にMnS系の介在物となるが、Ca添加によりMnS系からCaS系介在物に形態制御される。しかし、S量が多いとCaS系介在物の量も多くなり、高強度材では割れの起点となり得る。この傾向は、S量が0.0008%を超えると顕著となる。このためS量は0.0008%以下とする。
Alは脱酸剤として添加されるが、Al量が0.08%を超えると清浄度の低下により延性が劣化する。このためAl量は0.08%以下、好ましくは0.06%以下とする。
Caは硫化物系介在物の形態を制御し、延性の改善と耐HIC性能の向上に有効な元素であるが、Ca量が0.0005%未満ではその効果が十分でなく、一方、0.0035%を超えて添加しても効果が飽和し、むしろ清浄度の低下により靭性が劣化するとともに、鋼中のCa系酸化物量が増え、それらを起点として割れが発生する結果、耐HIC性能も劣るようになる。このためCa量は0.0005〜0.0035%とする。また、上記の観点からより好ましいCa量は0.0010〜0.0030%である。
Cuは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、0.5%を超えて添加すると溶接性が劣化する。このためCuを添加する場合は0.5%以下とする。また、上記の観点からより好ましいCu量は0.3%以下である。一方、添加による十分な効果を得るためには、Cu量は0.02%以上とすることが好ましい。
Niは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、1%を超えて添加すると溶接性が劣化する。このためNiを添加する場合は1.0%以下とする。また、上記の観点からより好ましいNi量は0.5%以下である。一方、添加による十分な効果を得るためには、Ni量は0.02%以上とすることが好ましい。
Moは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、0.5%を超えて添加すると溶接性が劣化する。このためMoを添加する場合は0.5%以下とする。また、上記の観点からより好ましいMo量は0.3%以下である。一方、添加による十分な効果を得るためには、Mo量は0.02%以上とすることが好ましい。
Vは、靭性を劣化させずに強度を上昇させる元素であるが、0.1%を超えて添加すると溶接性を著しく損なう。このためVを添加する場合は0.1%以下とする。また、上記の観点からより好ましいV量は0.05%以下である。一方、添加による十分な効果を得るためには、V量は0.01%以上とすることが好ましい。
本発明の鋼板の残部はFeおよび不可避不純物である。
CP=4.46C(%)+2.37Mn(%)/6+{1.18Cr(%)+1.95Mo(%)+1.74V(%)}/5+{1.74Cu(%)+1.7Ni(%)}/15+22.36P(%)
Ceq=C(%)+Mn(%)/6+{Cr(%)+Mo(%)+V(%)}/5+{Cu(%)+Ni(%)}/15
Ceq値は鋼の焼き入れ性指数であり、Ceq値が高いほど鋼材の強度が高くなる。本発明は、特に管厚が20mm以上の厚肉材の耐サワーラインパイプのHIC性能向上を目的としており、厚肉材で十分な強度を得るためにはCeq値が0.30以上であることが必要である。このためCeq値は0.30以上とする。
上記のとおりCeq値が高いほど高強度が得られ、より厚肉の鋼管の製造も可能になるが、合金元素濃度が高すぎると中心偏析部の硬さも上昇し、耐HIC性能が低下するため、Ceq値の上限は0.42%とすることが望ましい。
さきに説明したように、HICにおける割れ成長のメカニズムは、鋼中の介在物などの周りに水素が集積し割れが発生し、介在物周囲に割れが伝播することで大きな割れに成長することにある。このとき、中心偏析部が最も割れが発生・伝播しやすい場所であり、中心偏析部の硬さが大きいほど、割れを生じやすくなる。中心偏析部の硬さがHV250以下の場合は、中心偏析部に微小なNb炭窒化物が残存していても割れの伝播が生じにくいため、HIC試験での割れ面積率を抑制できる。しかし、中心偏析部の硬さがHV250を超えると割れが伝播しやすくなり、特に、Nb炭窒化物で発生した割れが周囲に伝播しやすくなる。このため中心偏析部の硬さは、HV250以下とすることが好ましい。また、より厳格なHIC性能が要求される場合は、中心偏析部の硬さをさらに低減する必要があり、その場合には中心偏析部の硬さはHV230以下とすることが好ましい。
本発明は、特に板厚が20mm以上の耐サワーラインパイプ用鋼板に好適である。これは、一般に板厚(管厚)が20mm未満の場合は、合金成分の添加量が少ないため、中心偏析部の硬さも低くでき、良好な耐HIC性能が得られやすいためである。また、鋼板が厚肉になるほど合金元素の添加が必要となり、中心偏析部の硬さを低減することが難しくなることから、特に板厚が25mmを超えるような厚肉鋼板において、その効果をより発揮することができる。
なお、本発明が目標とする鋼管はAPIX65以上の鋼管であり、引張強度が535MPa以上の高強度鋼管である。
スラブを熱間圧延する際のスラブ加熱温度については、1000℃未満では十分な強度が得られず、一方、1200℃を超えると靭性やDWTT特性が劣化する。このためスラブ加熱温度は1000〜1200℃とすることが好ましい。
熱間圧延工程において、高い母材靭性を得るには圧延終了温度は低いほどよいが、その反面圧延能率が低下するため、圧延終了温度は必要な母材靭性と圧延能率を考慮して適宜な温度に設定される。また、高い母材靭性を得るためには、未再結晶温度域での圧下率を60%以上とすることが好ましい。
加速冷却における冷却速度は、十分な強度を安定して得るために5℃/sec以上とすることが好ましい。また、加速冷却開始時の鋼板温度が低いと、加速冷却前のフェライト生成量が多くなり、特に、Ar3変態点からの温度低下が10℃を超えると耐HIC性が劣化する。また、鋼板の金属組織も、十分な体積分率のベイナイト相(好ましくは75%以上)を確保できなくなる。このため、加速冷却開始時の鋼板温度は(Ar3−10℃)以上とすることが好ましい。ここで、Ar3温度は鋼の成分から、Ar3(℃)=910−310C(%)−80Mn(%)−20Cu(%)−15Cr(%)−55Ni(%)−80Mo(%)で与えられる。
加速冷却は、ベイナイト変態によって高強度を得るために重要なプロセスである。しかし、加速冷却停止時の鋼板温度が600℃を超えると、ベイナイト変態が不完全であり、十分な強度が得られない。また、加速冷却停止時の鋼板温度が250℃未満では、MA(島状マルテンサイト)などの硬質な組織が生成して耐HIC性能が劣化しやすくなるだけでなく、鋼板表層部の硬度が高くなりすぎ、また、鋼板に歪みを生じやすくなり成形性が劣化する。このため加速冷却停止時の鋼板温度は250〜600℃とすることが好ましい。
加速冷却後はそのまま空冷により鋼板を冷却すればよいが、鋼板内部の材質の均一化を目的として、ガス燃焼炉または誘導加熱炉などにおいて再加熱を行ってもよい。
冷間成形の方法は任意であるが、通常、UOEプロセスやプレスベンド等によって管形状に成形する。突き合わせ部のシーム溶接は、十分な継手強度と継手靭性が得られるのであれば溶接法を問わないが、溶接品質と製造能率の観点から、特にサブマージアーク溶接が好ましい。突き合せ部のシーム溶接を行った後に、溶接残留応力の除去と鋼管真円度の向上のため、拡管加工を行う。このときの拡管率は、所定の鋼管真円度が得られ、残留応力が除去される条件として、0.5〜1.5%程度とすることが好ましい。
加熱したスラブを熱間圧延により圧延し、その後、加速冷却を施して所定の強度とした。この時のスラブ加熱温度は1050℃、圧延終了温度は840〜800℃、加速冷却開始温度は800〜760℃、加速冷却停止温度は450〜550℃とした。得られた鋼板の強度はいずれもAPIX65を満足するものであり、引張強度は570〜630MPaであった。鋼板の引張特性については、圧延垂直方向の全厚試験片を引張試験片として引張試験を行い、引張強度を測定した。
中心偏析部の硬さは、鋼板から採取した複数のサンプルの板厚方向断面を研磨後、軽くエッチングし、偏析線が見られる部分を荷重50gのビッカース硬さ計で測定し、その最大の値を中心偏析部の硬さとした。
金属組織については、板厚中央部およびt/4位置を光学顕微鏡で観察し、撮影した写真から画像処理によりベイナイト相の面積分率を測定し、3〜5視野のベイナイト面積分率の平均値を体積分率とした。
以上の試験および測定結果を表2に示す。
これに対して、比較例である鋼板(鋼種)L〜Oは、CP値が0.95を超えているため中心偏析部の硬さが大きく、HIC試験において高い割れ面積率を示し、耐HIC性が劣っている。また、同じく鋼板(鋼種)P,Qは、Mn量またはS量が本発明範囲より高いため中心偏析部にMnSが生成し、MnSを起点とした割れが発生する結果、耐HIC性能が劣っている。また、同じく鋼板(鋼種)Rは、Nb量が本発明範囲より高いため、中心偏析部に粗大なNb炭窒化物が生成し、CP値が本発明範囲内であっても耐HIC性能が劣っている。同じく鋼板(鋼種)SはCa無添加であり、Caによる硫化物系介在物の形態制御がなされないため、耐HIC性能が劣っている。同じく鋼板(鋼種)TはCa量が本発明範囲より高いため、鋼中のCa系酸化物量が増え、それらを起点として割れが発生する結果、耐HIC性能が劣っている。
製造した鋼管について、上述した鋼板と同様のHIC試験を行った。その結果を表3に示す。なお、耐HIC性能は、1つの試験片の長さ方向を4等分するように切断し、その断面を観察し、割れ長さ率(CLR,割れの長さの合計/試験片の幅(20mm)の平均値)で評価した。
表3において、No.2,4〜10,18,19の本発明例の鋼管は、HIC試験での割れ長さ率が10%以下であり、耐HIC性に優れている。一方、No.11〜17の比較例の鋼管は、いずれも耐HIC性が劣っている。
Claims (4)
- 質量%にて、C:0.02〜0.06%、Si:0.5%以下、Mn:0.8〜1.6%、P:0.008%以下、S:0.0008%以下、Al:0.08%以下、Nb:0.005〜0.035%、Ti:0.005〜0.025%、Ca:0.0005〜0.0035%を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなり、下式で表わされるCP値が0.95以下、Ceq値が0.30以上であり、金属組織が体積分率で75%以上のベイナイト相を有することを特徴とするラインパイプ用鋼板。
CP=4.46C(%)+2.37Mn(%)/6+{1.18Cr(%)+1.95Mo(%)+1.74V(%)}/5+{1.74Cu(%)+1.7Ni(%)}/15+22.36P(%)
Ceq=C(%)+Mn(%)/6+{Cr(%)+Mo(%)+V(%)}/5+{Cu(%)+Ni(%)}/15 - さらに、Cr:0.5%以下を含有し、これに加えて、Cu:0.5%以下、Ni:1%以下、Mo:0.5%以下、V:0.1%以下の中から選ばれる1種または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鋼板。
- 中心偏析部の硬さがHV250以下、中心偏析部のNb炭窒化物の長さが20μm以下であることを特徴とする請求項1または2に記載のラインパイプ用鋼板。
- 請求項1〜3のいずれかに記載の鋼板を冷間成形により管形状とし、その突き合わせ部をシーム溶接することにより製造されたラインパイプ用鋼管。
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