JP5915818B2 - サワー環境で使用されるラインパイプ用継目無鋼管 - Google Patents

サワー環境で使用されるラインパイプ用継目無鋼管 Download PDF

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Description

本発明は、継目無鋼管に関する。さらに好ましくは、腐食性ガスである硫化水素（Ｈ２Ｓ）を含有するサワー環境で使用されるラインパイプ用継目無鋼管に関する。
原油や天然ガスは、硫化水素及び水分を含む。このような湿潤硫化水素環境をサワー環境という。ラインパイプは、油井やガス井から生産された原油や天然ガスを搬送するパイプラインとして使用される。したがって、ラインパイプはサワー環境で使用される。サワー環境で使用されるラインパイプでは、硫化水素を含む環境での腐食により、鋼中に侵入した水素に起因した水素脆化が問題となる。
水素脆化には、静的な外部応力下で鋼材に生じる硫化物応力割れと、外部応力のない状態で鋼材内部に生じる水素誘起割れ（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｃｒａｃｋｉｎｇ：以下、ＨＩＣと称する）とがある。ラインパイプではＨＩＣが問題となることが多い。したがって、ラインパイプ用鋼管では特に、耐ＨＩＣ性が要求される。
ラインパイプ用鋼管には、溶接鋼管と継目無鋼管とがある。溶接鋼管は軸方向又はスパイラル状に延びるシーム部（溶接部）を有する。溶接鋼管に使用される鋼板は、連続鋳造時に生成される中心偏析部を板厚中央に持ち、その中心偏析部が高いＨＩＣ感受性を持つ。そのため、特に耐ＨＩＣ性が求められるラインパイプ用鋼管には、継目無鋼管を用いるのが好ましい。
一般的に、鋼の強度が高くなるほど、ＨＩＣが発生しやすくなることが知られている。国際公開第２００５／０７５６９４号（特許文献１）は、高強度を有し、かつ、耐ＨＩＣ性に優れた継目無鋼管を提案する。
具体的には、特許文献１に開示されたラインパイプ用鋼材は、組成が質量％にて、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０４％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｎ：０．００７％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０２４％以下、Ｃａ：０．０００３〜０．０２％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。上記ラインパイプ用鋼材ではさらに、鋼中のＴｉＮの大きさが３０μｍ以下である。ＴｉＮが微細であるため、優れた耐ＨＩＣ性が得られる、と特許文献１には記載されている。
国際公開第２００５／０７５６９４号 特開２００２−６０８９３号公報 国際公開第２０１１／１５２２４０号
高強度の継目無鋼管を製造する場合、通常、熱間加工工程後に、焼入れ及び焼戻し処理を実施して継目無鋼管の強度を高める。一方で、高強度を必要としない、降伏強度が４５０ＭＰａ未満の低強度のラインパイプ用継目無鋼管の需要もある。このような低強度の継目無鋼管では通常、焼入れ及び焼戻し処理は実施されず、省略される。
従来では、上述のとおり、強度が低ければＨＩＣが発生しにくいと考えられてきた。しかしながら、本出願の発明者らの調査の結果、強度が高い場合だけでなく、強度が低い場合にもＨＩＣの一種であるブリスタ及び微小な内部割れが多数発生する場合があることを新たに知見した。
ブリスタとは、鋼材の表面近傍に発生し、鋼材の軸方向に延びる膨れである。ＮＡＣＥによって規定される耐ＨＩＣ性試験（ＮＡＣＥ ＴＭ０２８４等）において、優れた耐ＨＩＣ性を示す高強度の継目無鋼管においても、ブリスタの発生は確認されることがある。ただしＨＩＣ（ブリスタ）が表面近傍での割れにとどまる場合は、輸送される流体のリーク等につながらないため、従来の高強度の継目無鋼管では、ブリスタは特に問題とされていなかった。
しかしながら、低強度の継目無鋼管においては、引張応力が負荷された場合、鋼中の複数のブリスタ及び微小な内部割れが継目無鋼管の肉厚方向で連結してＳＯＨＩＣ（Ｓｔｒｅｓｓ Ｏｒｉｅｎｔｅｄ Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｃｒａｃｋｉｎｇ）が発生する可能性がある。
したがって、焼入れ及び焼戻しを実施しない低強度の継目無鋼管において、ブリスタ及び微小な内部割れの発生を抑制することが望ましい。低強度鋼材においては微小な内部割れはブリスタと同じ原因で発生するため、ブリスタに着目しその発生を抑制すればよい。
本発明の目的は、焼入れ及び焼戻しを実施せず、かつ、サワー環境で使用されるラインパイプ用途に使用された場合、ブリスタの発生及び微小な内部割れを抑制できる継目無鋼管を提供することである。
本実施形態による継目無鋼管は、サワー環境で使用されるラインパイプ用途である。上記継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２４％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ｎｂ：０．０２〜０．１２％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０〜０．１％、Ｖ：０〜０．０３％、Ｃｒ：０〜０．６％、Ｍｏ：０〜０．３％、Ｎｉ：０〜０．４％、Ｃｕ：０〜０．３％、及び、Ｂ：０〜０．００５％、を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成と、フェライト及びパーライトからなる組織とを備え、３５０〜４５０ＭＰａ未満の降伏強度を有する。
本実施形態の継目無鋼管は、焼入れ焼き戻しを実施せず、低強度であっても、ブリスタ及び微小な内部割れの発生を抑制できる。
図１は、継目無鋼管の降伏強度と、発生したブリスタ個数（個／２０ｃｍ２）との関係を示す図である。 図２は実施例中の本発明例（鋼Ａ４、肉厚２０ｍｍ）のブリスタ個数測定試験後のクーポン試験片の２つの表面（継目無鋼管の外面及び内面に相当）の写真画像である。 図３は実施例中の比較例（鋼Ｂ３、肉厚２０ｍｍ）のブリスタ個数測定試験後のクーポン試験片の２つの表面（継目無鋼管の外面及び内面に相当）の写真画像である。
以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。
本発明者らは、焼入れ及び焼戻しを実施しない低強度の継目無鋼管におけるブリスタの発生について調査及び検討し、次の知見を得た。
ブリスタは次のメカニズムで発生する。鋼中の介在物の周囲に水素が集積し、水素膨れ（ブリスタ）の起点を形成する。起点の水素圧力が高まることにより鋼材が降伏すると、亀裂が生成される。亀裂が生成されると、亀裂先端に転位と水素がさらに集積し、亀裂が進展する。これによりブリスタが生成される。
焼入れ及び焼戻しを実施しない低強度の継目無鋼管においては、降伏強度の低いフェライトの割合が多い。そのため、フェライトが降伏してブリスタが発生すると考えられる。したがって、ブリスタの発生を抑制するためには、フェライト自身を強化する、又は、鋼中のパーライトの比率を高める、等により、鋼の強度を高めることが有効である。
図１は、継目無鋼管の降伏強度と、発生したブリスタ個数（個／２０ｃｍ２）との関係を示す図である。図１は、次の方法により得られた。種々の化学組成を有する継目無鋼管を製造した。このとき、熱間加工後の継目無鋼管を、放冷又は５℃／ｓ未満の冷却速度で冷却し、焼入れ及び焼戻し処理を実施しなかった。
製造された各継目無鋼管に対して、後述の降伏強度試験を実施して降伏強度を求めた。さらに、後述のブリスタ個数測定試験を実施して、各継目無鋼管で発生したブリスタ個数（個／２０ｃｍ２）を求め、図１を作成した。
図１を参照して、継目無鋼管において、降伏強度が３５０ＭＰａとなるまでは、降伏強度が高くなるにしたがって、ブリスタ個数は顕著に減少した。一方、降伏強度が３５０ＭＰａ以上の場合、降伏強度が増大しても、ブリスタ個数はそれほど変化しなかった。
要するに、図１の曲線は、降伏強度が３５０ＭＰａ近傍に変曲点を有する。したがって、降伏強度が３５０ＭＰａ以上であれば、ブリスタ個数を低く抑えることができる。
Ｃ含有量を高めれば、鋼中のパーライト比率が高まり、鋼の降伏強度が高まる。しかしながら、Ｃ含有量が高くなれば、溶接性が低下する。ラインパイプ用継目無鋼管は、ラインパイプが設置される現地で円周溶接される。Ｃ含有量が高くなれば、円周溶接された継手部の靱性が低下するとともに、硫化物応力割れ（ＳＳＣ）が発生しやすくなる。したがって、Ｃ含有量を過剰には高めにくい。
また、焼入れ及び焼戻しを実施することにより継目無鋼管の強度を高めることはできる。しかしながら、低強度の継目無鋼管において、焼入れ及び焼戻しを実施すれば製造コストが高くなる。
また、ＵＯＥ鋼管等の溶接鋼管の場合、製管や拡管等の冷間加工が実施される。冷間加工により溶接鋼管の強度は高まるため、ブリスタの発生数を抑えることができる可能性がある。しかしながら、上述のとおり、厳しいサワー環境に使用されるラインパイプには、継目無鋼管が適する。したがって、冷間加工等により強度を上げることは困難であり、製造コストを考慮しても好ましくない。
そこで、本実施形態では、Ｃ含有量を高め、さらに、Ｎｂ含有量を高める。具体的には、Ｃ含有量を０．０８〜０．２４％とし、Ｎｂ含有量を０．０２〜０．１２％とする。この場合、焼入れ及び焼戻しを実施しない（焼入れ及び焼戻しが省略された）継目無鋼管であっても、強度を高めることができ、ブリスタの発生を抑制することができる。
好ましくは、Ｎｂ含有量（質量％）の数値を、式（１）で定義されるＦ１値以上にする。
Ｆ１＝０．０２＋（ｔ−１５）×０．００１ （１）
ここで、ｔには、継目無鋼管の肉厚（単位はｍｍ）の単位を除いた数値が代入される。
サワー環境に使用されるラインパイプ用途の継目無鋼管の肉厚は、たとえば、１０〜５０ｍｍである。肉厚が厚くなれば、熱間加工後の継目無鋼管の冷却条件も変化する。つまり、冷却速度が遅くなり、鋼の強度は低下する傾向になる。Ｎｂ含有量が式（１）のＦ１値以上であれば、鋼の強度が３５０ＭＰａ以上となり、ブリスタの発生を抑制できる。
以上の知見に基づいて完成された本実施形態の継目無鋼管は次のとおりである。
本実施形態による継目無鋼管は、サワー環境で使用されるラインパイプ用途である。上記継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０８〜０．２４％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ｎｂ：０．０２〜０．１２％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、Ｎ：０．０１００％以下、Ｏ：０．００５０％以下、Ｔｉ：０〜０．１％、Ｖ：０〜０．０３％、Ｃｒ：０〜０．６％、Ｍｏ：０〜０．３％、Ｎｉ：０〜０．４％、Ｃｕ：０〜０．３％、及び、Ｂ：０〜０．００５％、を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成と、フェライト及びパーライトからなる組織とを備え、３５０〜４５０ＭＰａ未満の降伏強度を有する。
好ましくは、Ｎｂの含有量（質量％）は、式（１）で定義されるＦ１値以上である。
Ｆ１＝０．０２＋（ｔ−１５）×０．００１ （１）
ここで、ｔには、継目無鋼管の肉厚（単位はｍｍ）の単位を除いた数値が代入される。
以下、本実施形態の継目無鋼管について詳述する。
［化学組成］
本実施形態による継目無鋼管は、以下の化学組成を有する。
Ｃ：０．０８〜０．２４％
炭素（Ｃ）は、焼入れ性を高めて鋼の強度を高める。本実施形態の継目無鋼管のように、製管後に焼入れ焼戻し等の熱処理を実施しない場合、Ｃ含有量が低すぎれば、鋼の強度が低くなりすぎる。Ｃ含有量が低すぎればさらに、優れた耐ＨＩＣ性が得られにくい。Ｃ含有量が０．０８％以上であれば、高強度のパーライトが鋼中に分散析出する。そのため、フェライトの降伏が抑制される。そのため、優れた耐ＨＩＣ性が得られ、ブリスタの発生が抑制される。一方、本実施形態の継目無鋼管はラインパイプとして、現地で円周溶接される。したがって、Ｃ含有量が高すぎれば、円周溶接の熱影響部（ＨＡＺ）が硬化して耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０８〜０．２４％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０８％よりも高く、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．２４％未満であり、さらに好ましくは０．１５％である。
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、溶接熱影響部の靱性が低下する。Ｓｉ含有量が高すぎればさらに、軟化相であるフェライトの析出を促進する。そのため、耐ＨＩＣ性が低下し、ブリスタが発生しやすくなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０〜０．５０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１０％よりも高く、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．５０％未満であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
Ｍｎ：０．３〜２．５％
マンガン（Ｍｎ）は鋼の焼入れ性を高めて鋼の強度を高める。Ｍｎはさらに、鋼の靱性を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、この効果は得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、Ｍｎ偏析による鋼の硬化、及び、ＭｎＳの形成により、ＨＩＣが発生しやすくなる。したがって、Ｍｎ含有量は０．３〜２．５％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３％よりも高く、さらに好ましくは、０．５％であり、さらに好ましくは０．８％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．５％未満であり、さらに好ましくは２．０％であり、さらに好ましくは１．８％である。
Ｐ：０．０２％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、鋼の靱性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０２％以下である。好ましいＰ含有量は０．０２％未満であり、さらに好ましくは０．０１％以下である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
Ｓ：０．００６％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、ＭｎＳを形成する。ＭｎＳはブリスタの起点となる。したがって、Ｓ含有量は低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の低減はコストが掛かる。本実施形態の継目無鋼管では製造コストを抑えるため、Ｓ含有量を０．００６％以下にすればよい。本実施形態の継目無鋼管では、Ｓ含有量が０．００５％以上含有されていても、Ｃ含有量及びＮｂ含有量が適切であれば、優れた耐ＨＩＣ性を示し、ブリスタの発生が抑制される。しかしながら、Ｓ含有量は低い方が好ましい。好ましいＳ含有量は０．００３％以下である。
Ｎｂ：０．０２〜０．１２％
ニオブ（Ｎｂ）は、フェライトに固溶して鋼の強度を高める。Ｎｂはさらに、Ｃ及びＮと結合して炭窒化物を形成し、ピンニング硬化により鋼を細粒化する。細粒化により、鋼の耐ＨＩＣ性が高まる。細粒化はさらに、鋼の靱性を高める。上記範囲のＣと、上記範囲のＭｎとを含有し、Ｎｂを含有しない鋼材を製管して継目無鋼管とした後、熱処理を実施しなかった場合（つまり、焼入れ及び焼戻しが省略されたアズロール材を製造した場合）、製造された継目無鋼管の降伏強度は２５０ＭＰａ程度である。しかしながら、上述の範囲のＮｂ含有量を含有すれば、継目無鋼管の降伏強度は３５０ＭＰａ以上まで上がる。そのため、ブリスタの発生が抑制される。Ｎｂ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、粗大なＮｂ炭窒化物が形成される。粗大なＮｂ炭窒化物はブリスタの起点となり、さらに、耐ＨＩＣ性も低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．０２〜０．１２％である。
上述のとおり、サワー環境のラインパイプ用途の継目無鋼管の肉厚は１０〜５０ｍｍである。継目無鋼管の肉厚が大きいほど、継目無鋼管の冷却速度が遅くなり、フェライト粒が粗大となる。そのため、鋼の降伏強度が低下する。したがって、好ましくはＮｂ含有量の下限は、次の式（１）で定義されるＦ１値（％）以上である。
Ｆ１＝０．０２＋（ｔ−１５）×０．００１ （１）
ここで、式（１）中のｔには、継目無鋼管の肉厚（ｍｍ）の単位を除いた数値が代入される。
上述の継目無鋼管が式（１）を満たす場合、母材だけでなく、継目無鋼管同士の円周溶接により形成される溶接熱影響部においても、十分な降伏強度が確保でき、ブリスタの発生が抑制される。溶接熱影響部においては加熱後の冷却速度が速く硬化する硬化領域と、冷却速度が遅くかつ繰り返し熱影響を受けて軟化する軟化領域がある。上記式（１）が満たされる場合、軟化領域において十分な降伏強度が確保される。
Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０２％よりも高く、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０４％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．１２％未満であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．０８％である。
Ａｌ：０．００５〜０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、この効果は得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、円周溶接時に粗大なクラスタ状のアルミナ介在物粒子が形成され、溶接熱影響部（ＨＡＺ）での靱性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．１００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００５％よりも高く、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．１００％未満であり、さらに好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。本明細書において、Ａｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％
カルシウム（Ｃａ）は鋳込み時のタンディッシュノズルの詰まりを抑制する。Ｃａはさらに、ＨＩＣ、ブリスタ及び微細な内部割れの起点となるＭｎＳの生成を抑制する。そのため、Ｃａは、ブリスタ及び微細な内部割れの発生を抑制する。Ｃａ含有量が低すぎれば、この効果が不十分となる。一方、Ｃａ含有量が高すぎれば、介在物がクラスタを形成し、鋼の靱性及び耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０００３〜０．００５０％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００３％よりも高く、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００５０％未満であり、さらに好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
Ｎ：０．０１００％以下
窒素（Ｎ）は不純物である。Ｎは粗大な窒化物を形成して鋼の靱性及び耐ＳＳＣ性を低下する。そのため、Ｎ含有量は低い方が好ましい。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下である。好ましいＮ含有量は０．００８０％以下であり、さらに好ましくは０．００６０％以下である。
Ｏ：０．００５０％以下
酸素（Ｏ）は不純物である。Ｏは粗大な酸化物、又は酸化物のクラスタを形成して鋼の靱性及び耐ＨＩＣ性を低下する。そのため、Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。したがって、Ｏ含有量は０．００５０％以下である。好ましいＯ含有量は０．００４０％以下であり、さらに好ましくは０．００３０％以下である。
本実施形態の継目無鋼管の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、又は、製造過程の環境等から混入する元素をいう。
［選択元素について］
本実施形態の継目無鋼管はさらに、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＢからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、鋼の強度を高める。
Ｔｉ：０〜０．１％
チタン（Ｔｉ）は選択元素である。ＴｉはＮｂと同様に、Ｃ及びＮと結合して炭窒化物を形成し、ピンニング硬化により鋼を細粒化する。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、その効果は飽和する。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．１％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．１％未満であり、さらに好ましくは０．０５％である。
Ｖ：０〜０．０３％
バナジウム（Ｖ）は選択元素である。Ｖは炭化物を形成し、鋼を強化する。一方、Ｖ含有量が高すぎれば、粗大な炭化物を形成してＳＳＣが発生しやすくなる。したがって、Ｖ含有量は０〜０．０３％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０３％未満であり、さらに好ましくは０．０２５％である。
Ｃｒ：０〜０．６％
Ｍｏ：０〜０．３％
Ｎｉ：０〜０．４％
Ｃｕ：０〜０．３％
クロム（Ｃｒ）、モリブデン（Ｍｏ）、ニッケル（Ｎｉ）及び銅（Ｃｕ）はいずれも選択元素である。これらの元素はいずれも、鋼の焼入れ性を高めて鋼を強化し、低強度鋼においては耐ＨＩＣ性を高める。一方、これらの元素の含有量が高すぎれば、局部に硬化組織が発生したり、鋼の表面の不均一な腐食の原因となったりする。したがって、Ｃｒ含有量は０〜０．６％であり、Ｍｏ含有量は０〜０．３％であり、Ｎｉ含有量は０〜０．４％であり、Ｃｕ含有量は０〜０．３％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．６％未満であり、さらに好ましくは０．５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．３％未満であり、さらに好ましくは０．２５％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．４％未満であり、さらに好ましくは０．３％であり、さらに好ましくは０．２５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３％未満であり、さらに好ましくは０．２５％である。
好ましくは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕの総含有量は、次の式（２）を満たす。
（Ｃｒ＋Ｍｏ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＜０．１０ （２）
式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ及びＣｕが式（２）を満たせば、厚肉の継目無鋼管であっても、降伏強度が４５０ＭＰａ未満になる。
Ｂ：０〜０．００５％、
ボロン（Ｂ）は選択元素である。Ｂは、低強度の継目無鋼管において、鋼の焼入れ性を高め、低強度鋼においては耐ＨＩＣ性を高める。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０〜０．００５％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％以上であり、さらに好ましくは０．０００３％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００５％未満であり、さらに好ましくは０．００３％である。
［組織及び強度］
本実施形態の継目無鋼管は製管後に焼入れ及び焼戻しが実施されない。つまり、本実施形態の継目無鋼管は、焼入れ及び焼戻しが省略された、いわゆる、アズロール材である。後述するとおり、製管後の継目無鋼管は、放冷又は２℃／ｓ未満の冷却速度で冷却される。そのため、本実施形態の継目無鋼管の組織は、フェライトと、パーライトからなる。組織の大部分はフェライトであり、残部がパーライトである。ここでいう組織とは、介在物及び析出物を含まない、母相組織を意味する。
上述のような遅い冷却速度で冷却されても、本実施形態の継目無鋼管は、３５０ＭＰａ以上の降伏強度を有する。本明細書において、降伏強度とは、０．２％耐力を意味する。継目無鋼管の好ましい降伏強度は４００ＭＰａ以上である。なお、本実施形態の継目無鋼管では、降伏強度は４５０ＭＰａ未満である。
［製造方法］
本実施形態によるサワー環境で使用されるラインパイプ用継目無鋼管の製造方法の一例を説明する。
上述の化学組成の鋼を溶製し、周知の方法で精錬する。続いて、溶鋼を連続鋳造法により連続鋳造材にする。連続鋳造材はたとえば、スラブやブルームやビレットである。また、溶鋼を造塊法によりインゴットにしてもよい。
連続鋳造材のうちのスラブやブルーム及びインゴットを熱間加工してビレットを製造する。たとえば、スラブやブルーム、インゴットを分塊圧延して、ビレットを製造する。
続いて、製造されたビレットを熱間製管して継目無鋼管を製造する。具体的には、ビレットを加熱炉で加熱する。加熱されたビレットに粗大なＮｂ介在物が残ったまま熱間製管を実施すれば、熱間製管後の冷却時にＮｂによる強化が十分に得られない。そのため、本実施形態では、通常の継目無鋼管の製造時と比較してさらに高温に加熱する。具体的には、上記加熱時において、ビレットを１２５０℃以上に加熱する。
加熱炉から抽出されたビレットに対して熱間加工を実施して継目無鋼管を製造する。具体的には、マンネスマン法に基づく穿孔圧延を実施して素管を製造する。製造された素管に対してさらに、マンドレルミル、レデューサ、サイジングミル等により延伸圧延及び定径圧延を実施して継目無鋼管を製造する。
製管された継目無鋼管を冷却する。このとき、Ｎｂ炭窒化物が析出する５００℃以上の高温域での冷却速度は速い方が好ましい。そこで、継目無鋼管の温度が５００℃になるまでは０．５〜５℃／ｓの冷却速度で継目無鋼管を冷却し、その後は、２℃未満の冷却速度で冷却する。２℃／ｓ未満の冷却速度には、放冷も含まれる。
上記冷却速度はたとえば、放冷時の隣り合う継目無鋼管の間隔を調整することで、調整可能である。たとえば、継目無鋼管が５００℃になるまで、隣り合う継目無鋼管の間隔を距離Ｄ１とし、５００℃以下では、上記間隔を距離Ｄ１よりも短い距離Ｄ２に調整する。これにより、緩やかな２段階の冷却速度を実現できる。
上記製造方法では、熱間加工後の継目無鋼管に対して、焼入れ及び焼戻し処理を実施しない。
［ブリスタ個数］
以上の製造方法により製造された継目無鋼管では、ブリスタの発生を抑えることができる。特に、Ｎｂ含有量（％）が式（１）で定義されたＦ１値以上である場合、表面におけるブリスタ個数は１０個／２０ｃｍ２未満である。ここで、ブリスタ個数は次に示すブリスタ個数測定試験で求めることができる。
［ブリスタ個数測定試験］
ＮＡＣＥ（Ｎａｔｉｏｎａｌ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ ｏｆ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓ）Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌにより規定されるＮＡＣＥ ＴＭ０２８４−２０１１に基づいて、湿潤硫化水素環境（サワー環境）を用いたＨＩＣ試験を実施する。具体的には、継目無鋼管から板厚×２０ｍｍ幅×１００ｍｍ長さ（継目無鋼管の軸方向の長さ）のクーポン試験片を採取する。上記クーポン試験片は、継目無鋼管の外面及び内面に相当する一対の表面を有する。
ＮＡＣＥ ＴＭ０２８４に準拠して、５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ３ＣＯＯＨ水溶液に１００％のＨ２Ｓガスを大気圧中で飽和させた２５℃の試験浴を準備する。試験浴にクーポン試験片を９６時間浸漬させる。９６時間浸漬した後、クーポン試験片の表面（継目無鋼管の内面及び外面に相当する２０ｍｍ幅×１００ｍｍ長さの２面）を目視で観察する。そして、上記表面に発生したブリスタの総数をカウントし、ブリスタ個数（個／２０ｃｍ２）を求める。
上述のとおり、本実施形態による継目無鋼管では、Ｃ及びＮｂにより降伏強度を３５０ＭＰａ以上に高めることにより、ブリスタの発生を抑制することができる。そのため、耐ＨＩＣ性に優れ、さらに、引張応力が負荷されたときにＳＯＨＩＣが発生しにくい。
表１に示す鋼Ａ１〜Ａ１５、Ｂ１〜Ｂ６のインゴットを製造した。
Figure 0005915818
表１中の「−」は実質的に「０」％（不純物レベル）であったことを示す。表１中のＦ２は、次のとおり定義される。
Ｆ２＝（Ｃｒ＋Ｍｏ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
要するに、Ｆ２は式（２）の左辺である。
表１を参照して、鋼Ａ１〜鋼Ａ１５の化学組成は、本実施形態の継目無鋼管の化学組成の範囲内であった。一方、鋼Ｂ１及び鋼Ｂ３は、Ｎｂを含有しておらず、鋼Ｂ２のＮｂ含有量は本実施形態のＮｂ含有量の下限未満であった。鋼Ｂ４及び鋼Ｂ５のＣ含有量は、本実施形態の継目無鋼管のＣ含有量の下限未満であった。鋼種Ｂ６のＦ２は、式（２）を満たさなかった。
各鋼のインゴットを熱間鍛造して各鋼ごとに複数のビレットを製造した。ビレットを表２に示す加熱温度で加熱した後、穿孔機（ピアサ）を用いてビレットを穿孔圧延して継目無鋼管を製造した。このとき、各鋼ごとに、肉厚＝１２．７ｍｍ、２５．４ｍｍ及び３８．１ｍｍの３種類の継目無鋼管を製造した。製造後の継目無鋼管に対して、継目無鋼管の温度が５００℃になるまでは表２に示す第１冷却速度で冷却し、それ以降は第２冷却速度で冷却した。
Figure 0005915818
［ミクロ組織観察試験］
各鋼ごとに製造された３種類の肉厚の継目無鋼管に対して、ミクロ組織観察試験を実施した。各継目無鋼管の横断面（継目無鋼管の軸方向に垂直な面）において、肉厚中央部分をナイタール等でエッチングした。エッチングされた肉厚中央部分の任意の１視野（視野面積４００００μｍ２）を観察した。観察には５００倍の光学顕微鏡を用いた。
ミクロ組織観察試験の結果、いずれの継目無鋼管においても、フェライトとパーライトとからなる組織を有した。
［降伏強度試験］
各鋼の３種類の継目無鋼管の各々から、外径６ｍｍ、長さ４０ｍｍの平行部を有する丸棒引張試験片を採取した。平行部は継目無鋼管の軸方向に平行であった。採取された丸棒引張試験片を用いて、常温（２５℃）で引張試験を行い、降伏強度ＹＳ（０．２％耐力）（ＭＰａ）を求めた。
［ブリスタ個数測定試験］
各鋼の３種類の継目無鋼管の各々について、上述のブリスタ個数測定試験を実施して、ブリスタ個数を求めた。
［試験結果］
表２に試験結果を示す。さらに、図２は鋼Ａ４（肉厚２０ｍｍ）のブリスタ個数測定試験後のクーポン試験片の２つの表面（継目無鋼管の外面及び内面に相当）の写真画像であり、図３は、鋼Ｂ３（肉厚２０ｍｍ）のブリスタ個数測定試験後のクーポン試験片の２つの表面の写真画像である。図２及び図３において、上段の表面が継目無鋼管の外面に相当し、下段の表面が継目無鋼管の内面に相当する。
表２を参照して、鋼Ａ１〜Ａ１１、Ａ１４及びＡ１５の化学組成は適切であった。そのため、肉厚が１５ｍｍ以下の１２．７ｍｍの継目無鋼管において、降伏強度ＹＳが３５０〜４５０ＭＰａ未満であった。そのため、図２にも示されるように、表面におけるブリスタの発生が抑えられ、ブリスタ個数は１０個／２０ｃｍ２未満であった。
さらに、鋼Ａ１〜Ａ９及びＡ１１、Ａ１４及びＡ１５のＮｂ含有量は、肉厚２５．４ｍｍの継目無鋼管において、式（１）で定義されたＦ１値以上であった。そのため、肉厚が１５ｍｍを超える継目無鋼管においても、３５０〜４５０ＭＰａ未満の降伏強度が得られ、ブリスタ個数は１０個／２０ｃｍ２未満であった。
さらに、鋼Ａ２〜Ａ９、Ａ１４及びＡ１５のＮｂ含有量は、肉厚３８．１ｍｍの継目無鋼管において、Ｆ１値以上であった。そのため、肉厚が３５ｍｍを超える継目無鋼管においても、３５０〜４５０ＭＰａ未満の降伏強度が得られ、ブリスタ個数は１０個／２０ｃｍ２未満であった。
一方、鋼Ａ１２及びＡ１３の化学組成は適切であったものの、鋼Ａ１２では加熱温度が低すぎ、鋼Ａ１３では第１冷却速度が遅すぎた。そのため、降伏強度ＹＳが３５０ＭＰａ未満となり、いずれの肉厚の継目無鋼管においても、ブリスタ個数が１０個／２０ｃｍ２以上であった。
一方、鋼Ｂ１〜Ｂ３のＮｂ含有量は低すぎた。そのため、肉厚が２０ｍｍ未満の継目無鋼管においても、降伏強度が３５０ＭＰａ未満となった。その結果、図３に示すとおり、表面に多数のブリスタが発生し、ブリスタ個数が１０個／２０ｃｍ２以上であった。
また、鋼Ｂ４及びＢ５のＣ含有量は低すぎた。そのため、肉厚が２０ｍｍ未満の継目無鋼管においても、降伏強度が３５０ＭＰａ未満となり、ブリスタ個数が１０個／２０ｃｍ２以上であった。
鋼Ｂ６のＦ２値は式（２）を満たさなかった。そのため、鋼Ｂ６の降伏強度は４５０ＭＰａを超えた。
以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。

Claims (2)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０８〜０．２４％、
    Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、
    Ｍｎ：０．３〜２．５％、
    Ｐ：０．０２％以下、
    Ｓ：０．００６％以下、
    Ｎｂ：０．０２〜０．１２％、
    Ａｌ：０．００５〜０．１００％、
    Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、
    Ｎ：０．０１００％以下、
    Ｏ：０．００５０％以下、
    Ｔｉ：０〜０．１％、
    Ｖ：０〜０．０３％、
    Ｃｒ：０〜０．６％、
    Ｍｏ：０〜０．３％、
    Ｎｉ：０〜０．４％、
    Ｃｕ：０〜０．３％、及び、
    Ｂ：０〜０．００５％、
    を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成と、
    フェライト及びパーライトからなる組織とを備え、
    ３５０〜４５０ＭＰａ未満の降伏強度を有する、サワー環境で使用されるラインパイプ用継目無鋼管。
  2. 請求項１に記載の継目無鋼管であって、
    前記Ｎｂの含有量（質量％）は、式（１）で定義されるＦ１値以上である、継目無鋼管。
    Ｆ１＝０．０２＋（ｔ−１５）×０．００１ （１）
    ここで、ｔには、継目無鋼管の肉厚（単位はｍｍ）の単位を除いた数値が代入される。
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