JP6354910B2 - 厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板、ならびに、厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管およびその製造方法 - Google Patents
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Description
C:0.02〜0.20%、
Mn:0.80〜2.10%、
Si:0.01〜0.50%、
P:0.034%以下、
S:0.0050%以下、
Nb:0.01〜0.15%、
Ti:0.001〜0.030%、
Al:0.001〜0.080%、
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
連続冷却変態組織(Zw)を主相とし、板幅方向を法線方向とする面の{001}α粒は、面積分率が10%以下であり、かつ、連結サイズが面積平均粒径で10μm以下であるミクロ組織を有し、
引張強度が520MPa以上であり、落重試験(DWTT)における延性破面率85%となる温度が−25℃以下である、厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板。
Cは強度増加に寄与する重要な元素であり、所望の高強度を確保するためには0.02%以上の含有を必要とする。C量は、好ましくは0.03%以上である。一方、0.20%を超えて多量にCを含有するとDWTT特性と溶接性が低下する。このため、C量は0.20%以下とする。C量は、好ましくは0.16%以下であり、より好ましくは0.09%以下である。
Mnは強度増加と靭性の向上に寄与する元素であり、所望の強度と靭性を確保するためには0.80%以上の含有を必要とする。Mn量は、好ましくは0.95%以上である。一方、2.10%を超えて多量にMnを含有すると、島状マルテンサイトが過剰に生成し、硬質相増加によりDWTT特性が低下する。このため、Mn量は2.10%以下とする。Mn量は、好ましくは1.85%以下であり、より好ましくは1.65%以下である。
Siは、固溶強化により強度増加に寄与する元素であり、このような効果を得て所望の高強度を確保するためには0.01%以上の含有を必要とする。Si量は、好ましくは0.05%以上である。一方、0.50%を超えて過剰にSiを含有すると、Mn同様、島状マルテンサイトが過剰に生成し、DWTT特性を悪化させる。このようなことから、Siは0.50%以下とする。Si量は、好ましくは0.30%以下である。
Pは、鋼中に不純物として存在し、しかも結晶粒界等に偏析し易く、靭性等鋼管特性に悪影響を及ぼす元素であり、できるだけ低減することが好ましい。しかし、0.034%までは許容できる。このようなことから、P量は0.034%以下に限定する。P量は、好ましくは0.024%以下である。なお、過度のP低減は精錬コストの高騰を招くため、P量は0.001%以上とすることが好ましい。
Sは、鋼中ではMnS等の粗大な硫化物系介在物として存在して延性や靭性の低下を招くため、できるだけ低減することが望ましい。しかし、0.0050%までは許容できる。このようなことから、S量は0.0050%以下に限定する。S量は、好ましくは0.0040%以下である。なお、過度のS低減は精錬コストの高騰を招くため、S量は0.0001%以上とすることが好ましい。
Nbは炭化物、窒化物を形成し、鋼の強度を向上させる元素であり、この効果を得るにはNb量を0.01%以上とする。Nb量は、好ましくは0.02%以上である。一方、0.15%より多くNbを含有するとDWTT特性を悪化させるため、Nb量の上限を0.15%とする。Nb量は、好ましくは0.12%以下であり、より好ましくは0.08%以下である。
Tiは、Nと結合しTi窒化物を形成し、靭性に悪影響を及ぼすNを固定し、DWTT特性を向上させる作用を有する。このような効果を得るためには、0.001%以上のTi含有を必要とする。Ti量は、好ましくは0.005%以上である。一方、0.030%を超えてTi含有すると、靭性の著しい低下を招く。このため、Ti量は0.030%以下とする。Ti量は、好ましくは0.025%以下であり、より好ましくは0.020%以下である。
Alは、鋼の脱酸剤として有用に作用する元素であり、このような効果を得るためには、0.001%以上含有する必要がある。Al量は、好ましくは0.005%以上である。一方、0.080%を超えて多量にAlを含有すると、Al酸化物を生成し、鋼の清浄度を低下させる。このため、Al量は0.080%以下とする。Al量は、好ましくは0.060%以下である。
Nは、鋼中では不可避的不純物として存在し、固溶してあるいは窒化物を形成して、靭性低下を招く。このため、できるだけ低減することが望ましい。しかし、N量は0.006%までは許容できる。
Oは、鋼中では不可避的不純物として存在し、介在物の生成による靭性の低下を招く。このため、できるだけ低減することが望ましい。しかし、O量は0.008%までは許容できる。
Cu、Ni、Cr、Mo、Vはいずれも、焼入れ性向上を介して、鋼板の強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて、選択して含有できる。これらの元素の含有は、特に、板厚が20mm以上の厚肉の場合に、パーライト、ポリゴナルフェライトの生成を防止し、所望の強度、靭性を確保するうえで有効である。このような効果を得るためには、Cu:0.05%以上、Ni:0.05%以上、Cr:0.05%以上、Mo:0.05%以上、V:0.05%以上含有することが好ましい。一方、Cu:0.5%、Ni:0.5%、Cr:0.5%、Mo:0.5%、V:0.10%をそれぞれ超える含有は、効果が飽和するだけでなく材料コストの高騰を招く。このため、含有する場合には、Cu:0.5%以下、Ni:0.5%以下、Cr:0.5%以下、Mo:0.5%以下、V:0.10%以下に、それぞれ限定することが好ましい。なお、より好ましくはCu:0.35%以下、Ni:0.35%以下、Cr:0.35%以下、Mo:0.45%以下、V:0.08%以下である。
Bは鋼の焼入性を著しく向上させ、強度の向上に寄与する元素で、必要に応じて選択して含有できる。強度向上の効果を得るためにはB量は0.0001%以上の含有が好ましい。一方、0.0020%を超えてBを含有すると、母材のミクロ組織が下部ベイナイト又はマルテンサイトとなり、板幅方向を法線方向とする面の{001}α粒の連結サイズの最大値が10μmを超え、DWTT特性が悪化するおそれがある。そのため、Bは0.0001〜0.0020%の範囲に限定することが好ましい。
Caは、MnS等の硫化物系介在物を球状とする、介在物の形態制御に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果を得るためには、Caを0.0005%以上含有することが好ましい。一方、0.0050%を超えてCaを含有すると、酸化物系介在物が増加し、DWTT特性を低下させるおそれがある。このため、Caを含有する場合には、Ca:0.0005〜0.0050%の範囲に限定することが好ましい。
連続冷却変態組織とは、鋼のベイナイト写真集1(日本鉄鋼協会基礎研究編、1992年)に記載されている擬ポリゴナルフェライト(Quasi polygonal ferrite)、グラニュラーベイニティックフェライト(Granular bainitic−ferrite)およびベイニティックフェライト(Bainitic−ferrite)の総称であり、強度と靭性のバランスに優れる。なお、本発明での連続冷却変態組織には、ポリゴナルフェライト(Polygonal ferrite)、上部/下部ベイナイト(Upper/Lower bainite)及びマルテンサイト(Martensite)は含まない。
本発明において「板幅方向を法線方向とする面の{001}α粒の面積分率」は、後述の実施例に記載のとおり、板幅方向において端部から1/4位置、かつ板厚方向1/4位置および1/2位置において求める。また、本発明において、「{001}α粒」とは、許容方位差15°以内として、き裂伝播面である板幅方向を法線とする面へ<100>方位を向けている結晶粒である。
天然ガス、原油等の輸送用ラインパイプとして好適な高強度とするため、本発明においてTSは520MPa以上とする。TSは、好ましくは535MPa以上である。なお、TSは後述の実施例に記載の方法により求めることができる。
本発明は厚肉高強度ラインパイプへの適用を意図しており、ASTM E436に準拠したDWTTにおいて、延性破面率85%となる温度を−25℃以下とする。該温度は、好ましくは−30℃以下である。
以下の条件のSEM/EBSD法により、熱延鋼板の主相とその面積平均粒径(μm)、第2相とその面積分率、板幅方向を法線方向とする面の{001}α粒の面積分率および連結サイズ(面積平均粒径、単位μm)を求めた。なお、主相の面積分率は「100−第2相の面積分率」であった。主相の面積平均粒径は、{001}α粒の連結サイズと同様に、OIM Analysisを用いて求めた。ミクロ組織の相は、Zwが連続冷却変態組織、PFがポリゴナルフェライト、Pがパーライト、LBが下部ベイナイト、Mがマルテンサイトである。
引張試験は、コイルは板幅方向を試験片長手方向として引張試験片を採取し、ASTM A370の規定に準拠してTSおよびYSを求めた。降伏強度YS:415MPa以上、引張強度TS:520MPa以上が良好である。結果を表3に記載した。
熱延鋼板の板幅方向が試験片長手方向となるように試験片を採取(減厚なし)し、ASTM E436の規定に準拠してDWTTを行った。予亀裂はプレスノッチにて導入した。延性破面率は2本実施した平均で算出し、延性破面率が85%となる温度をDWTT85%SATTとして求めた。−25℃以下が良好である。結果を表3に記載した。
製造した熱延鋼板(熱延コイル)を冷間で複数のロールにより略円形断面のオープン管に連続成形し、ついで該オープン管の相対する端面を高周波電気抵抗加熱で融点以上に加熱し、スクイズロールで圧接して厚肉の溶接鋼管を製造した。表3「鋼管形状」の欄に溶接鋼管の母材部の肉厚と外径を記載した。
引張試験は、円周方向を試験片長手方向として母材部から引張試験片を採取し、ASTM A370の規定に準拠してTSおよびYSを求めた。降伏強度YS:415MPa以上、引張強度TS:520MPa以上が良好である。結果を表3に記載した。
円周方向が試験片長手方向となるように母材部から試験片を採取(減厚なし)し、ASTM E436の規定に準拠してDWTTを行った。予亀裂はプレスノッチにて導入した。延性破面率は2本実施した平均で算出し、延性破面率が85%となる温度をDWTT85%SATTとして求めた。−20℃以下が良好である。結果を表3に記載した。
Claims (7)
- 質量%で、
C:0.02〜0.20%、
Mn:0.80〜2.10%、
Si:0.01〜0.50%、
P:0.034%以下、
S:0.0050%以下、
Nb:0.01〜0.15%、
Ti:0.001〜0.030%、
Al:0.001〜0.080%、
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
連続冷却変態組織(Zw)を面積分率で90%以上とし、板幅方向を法線方向とする面の{001}α粒は、面積分率が10%以下であり、かつ、連結サイズが面積平均粒径で10μm以下であるミクロ組織を有し、
降伏強度が415MPa以上であり、引張強度が520MPa以上であり、落重試験(DWTT)における延性破面率85%となる温度が−25℃以下である、厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板。 - 更に、質量%で、Cu:0.5%以下、
Ni:0.5%以下、
Cr:0.5%以下、
Mo:0.5%以下、
V:0.10%以下のうちから選ばれた1種または2種以上を含有する成分組成とする、請求項1に記載の厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板。 - 更に、質量%で、B:0.0001〜0.0020%を含有する成分組成とする、請求項1または2に記載の厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板。
- 更に、質量%で、Ca:0.0005〜0.0050%を含有する成分組成とする、請求項1〜3のいずれかに記載の厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板。
- 請求項1〜4のいずれかに記載の厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板を管状に成形する工程と、突合せ部を溶接する工程と、を含む厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
- 前記管状の成形はロール成形により管状に成形し、前記突合せ部の溶接は高周波電気抵抗溶接とする、請求項5に記載の厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
- 母材部と溶接部を有する厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管であって、前記母材部は請求項1〜4のいずれかに記載の成分組成およびミクロ組織を有する厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板で構成される、厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管。
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