JP6733624B2 - 厚肉電縫鋼管およびその製造方法 - Google Patents
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Description
[1]成分組成が、質量%で、C:0.02〜0.10%、Si:0.05〜0.30%、Mn:0.80〜2.00%、P:0.030%以下、S:0.0050%以下、Nb:0.010〜0.100%、Ti:0.001〜0.025%、Al:0.01〜0.08%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、降伏強さが360MPa以上、−40℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーvE−40が27J以上である厚肉電縫鋼管であって、溶接部の組織がベイニティックフェライト相および/またはベイナイト相を主体とし、かつ、前記溶接部における管全厚の引張強度が、前記溶接部から180°対向位置における母材部の管全厚の引張強度以上であることを特徴とする厚肉電縫鋼管。
[2]前記成分組成に加えて、質量%で、Cu:0.50%以下、Ni:0.50%以下、Cr:0.50%以下、Mo:0.50%以下、V:0.10%以下、Ca:0.0050%以下のうちから選ばれた1種または2種以上を含有することを特徴とする[1]に記載の厚肉電縫鋼管。
[3]前記溶接部の管全厚における外表面から肉厚方向に1mm位置における硬度と内表面から肉厚方向に1mm位置における硬度との差分:ΔHVが、(1)式を満たすことを特徴とする[1]または[2]に記載の厚肉電縫鋼管。
ΔHV≦16 ・・・(1)
[4]前記溶接部の管全厚における硬度分布の平均:HVseamが、前記溶接部から180°対向位置の母材部の管全厚における硬度分布の平均:HVmに対して、(2)式を満たすことを特徴とする[1]〜[3]のいずれかに記載の厚肉電縫鋼管。
HVseam≧HVm+20 ・・・(2)
[5]鋼素板を成形加工し、電縫溶接後、インラインで溶接部に溶接部熱処理を行う厚肉電縫鋼管の製造方法であって、[1]または[2]に記載の成分組成を有する鋼素板を成形加工して電縫溶接し、次いで、溶接部の管外表面温度:1150℃以下かつ溶接部の管内表面温度:830℃以上となるように、厚肉電縫鋼管の外面側を加熱する溶接部加熱処理を行い、次いで、前記溶接部に対して、平均冷却速度:25〜70℃/sec、冷却停止温度:管内表面温度で450℃以下として、前記厚肉電縫鋼管の外面側および内面側を冷却する溶接部冷却処理を行うことを特徴とする厚肉電縫鋼管の製造方法。
[6]前記溶接部冷却処理の前記厚肉電縫鋼管の内面側の冷却に際し、管内表面温度で800〜450℃の温度域における平均熱伝達係数が(3)式を満たすように調整することを特徴とする[5]に記載の厚肉電縫鋼管の製造方法。
352.8×t−4939.6≦α≦916.6×t−5951.6・・・(3)
ここで、t:管肉厚(mm)、α:平均熱伝達係数(W/m2 hr ℃)とする。
Cは、鋼管の強度増加に大きく寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.02%以上のCの含有を必要とする。一方、Cが0.10%を超える含有は、パーライト、マルテンサイト等の硬質第二相の生成を促進するため、靭性の低下を招く。また、Cは0.10%を超えて多量に含有すると、ベイナイト相の強度(硬さ)を過剰に上昇させ、靭性を低下させる。したがって、C含有量は0.02〜0.10%とする。なお、好ましくは0.03%以上とする。好ましくは0.08%以下とする。より好ましくは0.04%以上とする。より好ましくは0.07%以下とする。
Siは、鋼中に固溶して鋼管の強度上昇に寄与するとともに、熱間圧延時のスケールオフ量の低下に寄与する元素である。このような効果を確保するためには、0.05%以上のSiの含有を必要とする。なお、Siは、Mn酸化物とともに粘度の高い共晶酸化物を形成する。しかし、Si含有量が0.05%未満では、共晶酸化物中のMn濃度が相対的に高くなる。これにより共晶酸化物の融点が溶鋼温度を超え、酸化物が溶接部に残存しやすくなり、溶接部の靭性を低下させる。一方、Siは0.30%を超えて含有すると、赤スケールの形成が著しくなり鋼管(鋼板)の外観性状を悪化させるとともに、熱間圧延時の冷却ムラを生じさせ、鋼管(鋼板)材質の均一性を低下させる。また、Siは0.30%を超えて含有すると、共晶酸化物中のSi濃度が相対的に高くなる。これにより共晶酸化物の融点が溶鋼温度を超えるとともに、酸化物量が増加し、酸化物が溶接部に残存しやすくなり、溶接部の靭性を低下させる。したがって、Si含有量は0.05〜0.30%とする。なお、好ましくは0.10%以上とする。好ましくは0.25%以下とする。より好ましくは0.12%以上とする。より好ましくは0.24%以下とする。
Mnは、鋼中に固溶し固溶強化により鋼管の強度増加に寄与する。これとともに、焼入れ性向上を介して変態強化により鋼管の強度増加、さらには靭性向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.80%以上のMnの含有を必要とする。Mnは、Si酸化物とともに粘度の高い共晶酸化物を形成する。しかし、Mn含有量が0.80%未満では、共晶酸化物中のSi濃度が相対的に高くなる。これにより、酸化物の融点が溶鋼温度を超えるため酸化物が溶接部に残存しやすくなり、溶接部の靭性低下を招く。一方、Mnが2.00%を超えて多量に含有されると、共晶酸化物中のMn濃度が相対的に高くなり共晶酸化物の融点が溶鋼温度を超える。これとともに、酸化物量が増加し、酸化物が溶接部に残存しやすくなり、溶接部の靭性を低下させる。また、Mnが2.00%を超えて多量に含有されると、過度に焼入れ性が向上し、マルテンサイト相が形成されやすくなり、靭性が低下する。したがって、Mn含有量は0.80〜2.00%とする。なお、好ましくは0.90%以上とする。好ましくは1.80%以下とする。より好ましくは0.92%以上とする。より好ましくは1.78%以下とする。
Pは、粒界に偏析する傾向が強く、これにより靭性を低下させる。このため、できるだけ低減することが好ましいが、0.030%までは許容できる。したがって、P含有量は0.030%以下とする。好ましくは0.025%以下とする。なお、Pの過剰な低減は精錬時間の長時間化を招き、製造コストの上昇を招くため、0.002%以上とすることが好ましい。
Sは、鋼中ではMnSを形成し、靭性を低下させる。このため、Sはできるだけ低減することが好ましいが、0.0050%までは許容できる。したがって、S含有量は0.0050%以下とする。好ましくは0.0040%以下とする。なお、Sの過剰な低減は精錬時間の長時間化を招き、製造コストの上昇を招くため、0.002%以上とすることが望ましい。
Nbは、鋼板製造時の熱間圧延中にNb炭窒化物として微細に析出し、鋼管素材である鋼板の強度増加に寄与する元素である。また、電縫鋼管の溶接部の熱処理時にオーステナイト粒の粒成長を抑制し、溶接部の組織微細化に寄与する。このような効果を確保するためには、0.010%以上のNbの含有を必要とする。一方、Nbは0.100%を超えて多量に含有すると、Nb炭窒化物の析出量が増大し、鋼板靭性、鋼管の母材部靭性、および鋼管の溶接部靭性を低下させる。したがって、Nb含有量は0.010〜0.100%とする。なお、好ましくは0.020%以上とする。好ましくは0.080%以下とする。より好ましくは0.022%以上とする。より好ましくは0.078%以下とする。
Tiは、Nと結合しTiNを形成して、Nの悪影響を防止する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.001%以上のTiの含有を必要とする。一方、Tiが0.025%を超える多量の含有は、鉄の劈開面に沿って析出するTi炭窒化物量が増加し、鋼板靭性、鋼管の母材部靭性、および鋼管の溶接部靭性を低下させる。したがって、Ti含有量は0.001〜0.025%とする。なお、好ましくは0.005%以上とする。好ましくは0.015%以下とする。より好ましくは0.007%以上とする。より好ましくは0.012%以下とする。
Alは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を確保するためには、0.01%以上のAlの含有を必要とする。一方、Alが0.08%を超える含有は、Al酸化物の生成が著しくなる。特に溶接部でAl酸化物が残存しやすく、溶接部靭性を低下させる。したがって、Al含有量は0.01〜0.08%とする。なお、より好ましくは0.02%以上とする。より好ましくは0.07%以下とする。
Cu、Ni、Cr、Moはいずれも、焼入れ性を向上させる作用を有する元素であり、必要に応じて1種または2種以上を選択して含有できる。
Vは、鋼中に固溶し固溶強化により、また炭化物として析出し析出強化により、鋼板の強度増加に寄与する元素である。このような効果を確保するためには、0.005%以上のVを含有することが望ましい。一方、Vは0.10%を超えて含有しても、効果が飽和し、経済的に不利となる。したがって、含有する場合には、V含有量は0.10%以下にすることが好ましい。なお、より好ましくは0.010〜0.085%とする。
Caは、MnS等の硫化物の形態制御に有効に寄与する元素である。一方、Caは0.0050%を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となる。これとともに、Ca酸化物量が多くなり、特に溶接部靭性を低下させる。したがって、Ca含有量は0.0050%以下とする。なお、好ましくは0.0035%以下とする。より好ましくは0.0030%以下とする。より好ましくは0.0010%以上とする。
後述の理由により、溶接部における管全厚の引張強度を溶接部から180°対向位置における母材部の管全厚の引張強度以上とする場合において、所望の靱性を得るためには、溶接部における管全厚の組織全体に対する面積率で、ベイニティックフェライト相および/またはベイナイト相を面積率の合計で90%以上とする必要がある上記した組織の面積率の合計が90%に満たない場合、マルテンサイト、パーライトなどの硬質相の面積率が増加し、所望の靱性が得られなくなる。したがって、ベイニティックフェライト相および/またはベイナイト相は、面積率の合計で90%以上とする。好ましくは、95%以上とする。ここでは、管全厚の組織全体に対する面積率で90%以上の場合を主体という。なお、溶接部のベイニティックフェライト相、ベイナイト相の面積率は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。上記した溶接部の組織は、後述する鋼管の製造過程における電縫部熱処理工程の加熱、冷却条件を制御することにより得られる。
コンダクターケーシング用電縫鋼管において、埋設時の負荷による応力集中を抑制するためには、管周方向の強度分布の偏差を抑制する必要がある。溶接部は電縫溶接後にインラインで加熱・冷却する熱処理を行っているため、成形ひずみによる加工硬化の影響が無い。一方、それ以外の母材部は、成形による加工硬化が発生している。特に母材部において管周方向で最も加工硬化が進展している位置は、溶接部から180°対向する位置である。すなわち、最も強度偏差が大きくなるのは、溶接部と該溶接部から180°対向する位置である。よって、管周方向の強度分布の偏差を抑制するためには、溶接部における管全厚の引張強度を、熱処理により、溶接部から180°対向位置における母材部の管全厚の引張強度以上とする必要がある。なお、溶接部における管全厚の引張強度、溶接部から180°対向位置における母材部の管全厚の引張強度は、後述する実施例に記載の方法にて測定することができる。
ΔHV≦16 ・・・(1)
材料の引張強度は硬度に対して比例関係を有する。本発明では、後述する溶接部熱処理において、冷却を適用することにより、焼入れが発生し、硬度が増加する。そこで、管の外面側および内面側からの冷却による焼入れの程度について、鋭意検討した結果を、図1を用いて説明する。図1は、溶接部に溶接部熱処理を施す際に、管内表面からの冷却速度を増加させたときの溶接部の管全厚における硬度分布の変化を示すグラフである。管の外表面および内表面の硬度は、それぞれ例えばビッカース硬さで管理することが可能である。図1に示すように、管内表面からの冷却適用による溶接部の管全厚における硬度分布の変化について、内表面から板厚比0.125までの領域において硬度増加がみられる。そのため、上記した溶接部における管全厚の引張強度を溶接部から180°対向位置における母材部の管全厚の引張強度以上にするためには、溶接部の管全厚における硬度分布で、管の外表面の硬度HVと内表面の硬度HVとの差分(ΔHV)が上記した(1)式を満たすことが好ましい。(1)式を満たさない場合、溶接部、特に管の内面側の焼入れが不十分であるため、所望の溶接部の管全厚の強度が得られない。好ましくはΔHVが12HV以下とする。なお、本発明では、コンダクターケーシング用電縫鋼管における引張強度の評価方法として、円周方向が引張方向となるように、ASTM A370に準拠した引張試験を実施している。このとき、引張強度は測定位置における管全厚部から評価している。
HVseam≧HVm+20 ・・・(2)
上述の通り、材料の引張強度は硬度に対して比例関係を有する。よって、管全厚部の引張強度と、硬度、例えばビッカース硬さとの相関を比較する場合、管全厚部の硬さ分布の平均値を用いて評価する必要がある。ここで、鋭意検討した結果、溶接部における管全厚の引張強度を溶接部から180°対向位置における母材部の管全厚の引張強度以上にするためには、溶接部における管全厚の硬度分布の平均(HVseam)は、溶接部から180°対向位置の母材部の管全厚における硬度分布の平均(HVm)に対して、上記した(2)式を満たすことが好ましいことが分かった。(2)式を満足しない場合、溶接部の引張強度は溶接部から180°対向位置の母材部の引張強度よりも低値となる。より好ましくは、HVseamは(HVm+25)以上とする。マルテンサイトの生成による過度な硬化を抑制する観点より、好ましくは、HVseamは(HVm+100)以下とする。なお、上記した溶接部の硬度は、後述する鋼管の製造過程における溶接部熱処理工程の冷却条件を制御することにより得られる。
溶接部の肉厚方向における各位置の加熱温度が、830℃未満では、上部ベイナイト相を消失させることができず、溶接部が所望の高靭性を保持することができない。一方、1150℃を超えて高温とすると、オーステナイト粒が粗大化し、焼入れ性が増加してマルテンサイト相を形成しやすくなり、溶接部の靭性が低下する。このため、溶接部加熱処理工程の加熱温度は、830〜1150℃とする。なお、溶接部の加熱処理を、管外面側に設置した加熱コイルで行う場合には、溶接部の管外表面が最も高い温度に、管内表面側が最も低い温度となる温度分布を呈するため、管外面と管内面がともに上記した管外表面温度で1150℃以下、管内表面温度で830℃以上となるように、投入電力等を調整する必要がある。例えば、管外表面温度:管内表面温度以上1150℃以下、管内表面温度:830℃以上管外表面温度以下となるように、投入電力等を調整する。
溶接部の平均冷却速度が70℃/secを超えて大きくなると、マルテンサイト相が生成され、溶接部の硬さ(強度)が過度に上昇し、靭性が低下する。そのため、冷却水により冷却する場合には、鋼管の外面側および鋼管の内面側の両側について、それぞれ平均冷却速度が70℃/sec以下となるように調整する。しかし、鋼管の内表面側は、上述の通り、溶接部の加熱温度が鋼管の外表面側と比べて低温になる傾向がある。そのため、鋼管の内面側は、溶接部冷却処理の冷却速度が不足していると、十分な焼入れ硬化を得られない傾向が高くなる。そこで、図4を用いて、鋼管の内表面側の平均冷却速度が溶接部の引張強度にあたえる影響について検討する。
冷却停止温度は、管内表面温度で450℃超えでは、フェライト変態が完了せず、冷却停止後の放冷中に粗大なパーライト組織が生成するため、靭性の低下、あるいは強度の低下が懸念される。したがって、管内表面の冷却停止温度は、450℃以下とする。好ましくは、400℃以下とする。なお、鋼管の外表面の冷却停止温度は、特に限定されないが、ベイニティックフェライト相および/またはベイナイト相の変態が完了する温度の観点から、好ましくは300℃以下とする。
管内表面温度800〜450℃の温度域における管内表面の冷却の平均熱伝達係数は、次の(3)式を満たすように調整(制御)することが好ましい。
352.8×t−4939.6≦α≦916.6×t−5951.6・・・(3)
ここで、t:管肉厚(mm)、α:平均熱伝達係数(W/m2 hr℃)とする。
(1)組織観察
得られた厚肉電縫鋼管から、管軸方向断面が観察面となるように組織観察用試験片を採取した。
(2)引張試験
得られた厚肉電縫鋼管の180°位置(溶接部を12時の位置とした場合の6時の位置)から、円周方向が引張方向となるように、ASTM A370に準拠して引張試験を実施し、母材部の引張特性(降伏強さYS、引張強さTS)を測定した。なお、ここでは、180°位置が引張試験片の中央部に位置するように採取した。また、得られた厚肉電縫鋼管の溶接部から、同様にASTM A370に準拠して引張試験片を採取し、溶接部の引張特性(引張強さTS)を求めた。
(3)ビッカース硬さ試験
得られた厚肉電縫鋼管から、溶接部を採取し、溶接部の内表面から肉厚方向に1mmの位置、および肉厚方向に8分割した位置の肉厚方向の各位置に対して、JIS Z 2244;2009の規定に準拠してビッカース硬さ試験を実施し、ビッカース硬さHV10を測定した。それらの平均値を求めて、溶接部の管全厚における硬度分布の平均:HVseamとした。なお、この値は、溶接部のビッカース硬さ(HVseam)として表2に示す。また、得られた電縫鋼管の180°位置から母材部を採取し、同様に、母材部の内表面から肉厚方向に1mmの位置、および肉厚方向に8分割した位置の肉厚方向の各位置に対してビッカース硬さ試験を実施し、ビッカース硬さHV10を測定した。それらの平均値を求めて、溶接部から180°対向位置の母材部の管全厚における硬度分布の平均:HVmとした。なお、この値は、母材部のビッカース硬さ(HVm)として表2に示す。
(4)シャルピー衝撃試験
得られた厚肉電縫鋼管の溶接部および溶接部に対して180°位置の母材部から、円周方向が試験片長手方向となるように、肉厚1/2位置からVノッチ試験片を採取し、ASTM A370の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度vTrs(℃)を求めた。試験温度:−40℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーvE−40が27J以上である場合を記号○(優れる)、27J未満である場合を記号×(悪い)として評価した。ここでは、記号○を合格とした。
これら試験から得られた試験結果を合わせて表2に示す。
2 誘導加熱装置
3 管外表面冷却装置
4 管内表面冷却装置
Claims (5)
- 成分組成が、質量%で、
C:0.02〜0.10%、
Si:0.05〜0.30%、
Mn:0.80〜2.00%、
P:0.030%以下、
S:0.0050%以下、
Nb:0.010〜0.100%、
Ti:0.001〜0.025%、
Al:0.01〜0.08%
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、
降伏強さが360MPa以上、−40℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーvE−40が27J以上である厚肉電縫鋼管であって、
溶接部の組織がベイニティックフェライト相および/またはベイナイト相を主体とし、
前記溶接部の管全厚における外表面から肉厚方向に1mm位置における硬度と内表面から肉厚方向に1mm位置における硬度との差分:ΔHVが、(1)式を満たし、
かつ、前記溶接部における管全厚の引張強度が、前記溶接部から180°対向位置における母材部の管全厚の引張強度以上であることを特徴とする厚肉電縫鋼管。
ΔHV≦16 ・・・(1) - 前記成分組成に加えて、質量%で、
Cu:0.50%以下、
Ni:0.50%以下、
Cr:0.50%以下、
Mo:0.50%以下、
V:0.10%以下、
Ca:0.0050%以下
のうちから選ばれた1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の厚肉電縫鋼管。 - 前記溶接部の管全厚における硬度分布の平均:HVseamが、前記溶接部から180°対向位置の母材部の管全厚における硬度分布の平均:HVmに対して、(2)式を満たすことを特徴とする請求項1または2に記載の厚肉電縫鋼管。
HVseam≧HVm+20 ・・・(2) - 請求項1〜3のいずれか1項に記載の厚肉電縫鋼管の製造方法であって、
鋼素板を成形加工し、電縫溶接後、インラインで、誘導加熱装置と該誘導加熱装置の出側で管外面側および管内面側に配設した冷却装置とを用いて溶接部に溶接部熱処理を行うに際し、
前記成分組成を有する鋼素板を成形加工して電縫溶接し、
次いで、溶接部の管外表面温度:1150℃以下かつ溶接部の管内表面温度:830℃以上となるように、厚肉電縫鋼管の外面側を加熱する溶接部加熱処理を行い、
次いで、厚肉電縫鋼管の溶接部と管外面側および管内面側に配設した冷却装置とが対向するように配設された冷却装置を用いて、厚肉電縫鋼管を搬送しながら、管内面側の冷却装置を厚肉電縫鋼管の開口部から挿入して鋼管内部に保持し、前記溶接部に対して、平均冷却速度:25〜70℃/sec、冷却停止温度:管内表面温度で450℃以下として、前記厚肉電縫鋼管の外面側および内面側を冷却する溶接部冷却処理を行うことを特徴とする厚肉電縫鋼管の製造方法。 - 前記溶接部冷却処理の前記厚肉電縫鋼管の内面側の冷却に際し、管内表面温度で800〜450℃の温度域における平均熱伝達係数が(3)式を満たすように調整することを特徴とする請求項4に記載の厚肉電縫鋼管の製造方法。
352.8×t−4939.6≦α≦916.6×t−5951.6・・・(3)
ここで、t:管肉厚(mm)、α:平均熱伝達係数(W/m2 hr℃)とする。
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