JP6825748B2 - 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管 - Google Patents
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Description
[1]質量%で、C:0.02〜0.08%、Si:0.01〜0.50%、Mn:0.50〜1.80%、P:0.001〜0.015%、S:0.0002〜0.0015%、Al:0.01〜0.08%、Mo:0.01〜0.50%およびCa:0.0005〜0.005%を含有し、さらに、Nb:0.005〜0.1%およびTi:0.005〜0.1%から選ばれる1種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼板表面下0.25mmにおける鋼組織が、転位密度1.0×1014〜7.0×1014(m−2)のベイナイト組織であり、
鋼板表面下0.25mmにおけるビッカース硬さのばらつきが、標準偏差をσとしたときに3σで30HV以下であり、
520MPa以上の引張強さを有する
ことを特徴とする耐サワーラインパイプ用高強度鋼板。
その後前記鋼板に対して、
冷却開始時の鋼板表面温度:(Ar3−10℃)以上、
鋼板表面下0.25mmにおける鋼板温度で750℃から550℃までの平均冷却速度:50℃/s以下、
鋼板平均温度で750℃から550℃までの平均冷却速度:15℃/s以上、
鋼板表面下0.25mmにおける鋼板温度で550℃から冷却停止時の温度まで平均冷却速度:150℃/s以上、および
鋼板平均温度で冷却停止温度:250〜550℃
の条件で制御冷却を行うことを特徴とする耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
まず、本開示による高強度鋼板の成分組成とその限定理由について説明する。以下の説明において%で示す単位は全て質量%である。
Cは、強度の向上に有効に寄与するが、含有量が0.02%未満では十分な強度が確保できず、一方0.08%を超えると、加速冷却時に表層部や中心偏析部の硬さが上昇するため、耐SSCC性および耐HIC性が劣化する。また、靭性も劣化する。このため、C量は0.02〜0.08%の範囲に限定する。
Siは、脱酸のため添加するが、含有量が0.01%未満では脱酸効果が十分でなく、一方0.50%を超えると靭性や溶接性を劣化させるため、Si量は0.01〜0.50%の範囲に限定する。
Mnは、強度、靭性の向上に有効に寄与するが、含有量が0.50%未満ではその添加効果に乏しく、一方1.80%を超えると加速冷却時に表層部や中心偏析部の硬さが上昇するため、耐SSCC性および耐HIC性が劣化する。また、溶接性も劣化する。このため、Mn量は0.50〜1.80%の範囲に限定する。
Pは、不可避不純物元素であり、溶接性を劣化させるとともに、中心偏析部の硬さを上昇させることで耐HIC性を劣化させる。0.015%を超えるとその傾向が顕著となるため、上限を0.015%に規定する。好ましくは0.008%以下である。含有量は低いほどよいが、精錬コストの観点から0.001%以上とする。
Sは、不可避不純物元素であり、鋼中においてはMnS介在物となり耐HIC性を劣化させるため少ないことが好ましいが、0.0015%までは許容される。含有量は低いほどよいが、精錬コストの観点から0.0002%以上とする。
Alは、脱酸剤として添加するが、0.01%未満では添加効果がなく、一方、0.08%を超えると鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するため、Al量は0.01〜0.08%の範囲に限定する。
Moは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、硫化水素分圧によらず耐SSCC性の向上に有効な元素である。この効果を得るには0.01%以上を含有することが必要であり、0.10%以上を含有することが好ましい。一方で、含有量が多すぎると、焼入れ性が過剰になるため、後述する転位密度が高くなり、耐SSCC性が劣化する。また、溶接性も劣化する。このため、Mo量は0.50%以下とし、好ましくは0.40%以下とする。
Caは、硫化物系介在物の形態制御による耐HIC性向上に有効な元素であるが、0.0005%未満ではその添加効果が十分でない。一方、0.005%を超えた場合、効果が飽和するだけでなく、鋼の清浄度の低下により耐HIC性を劣化させるので、Ca量は0.0005〜0.005%の範囲に限定する。
NbおよびTiはいずれも、鋼板の強度および靭性を高めるために有効な元素である。各元素とも、含有量が0.005%未満ではその添加効果に乏しく、一方0.1%を超えると溶接部の靭性が劣化する。よって、NbおよびTiの少なくとも1種を、各々0.005〜0.1%の範囲で添加するものとする。
Cuは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、この効果を得るには0.05%以上を含有することが好ましいが、含有量が多すぎると溶接性が劣化するため、Cuを添加する場合は0.50%を上限とする。
Niは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、この効果を得るには0.01%以上を含有することが好ましいが、0.10%を超えて添加すると、1bar未満の硫化水素分圧の低い環境において、フィッシャーと呼ばれる微細割れを生成しやすくするため、Niを添加する場合は0.10%を上限とする。好ましくは、0.02%以下とする。
Crは、Mnと同様、低Cでも十分な強度を得るために有効な元素であり、この効果を得るには0.05%以上を含有することが好ましいが、含有量が多すぎると、焼入れ性が過剰になるため、後述する転位密度が高くなり、耐SSCC性が劣化する。また、溶接性も劣化する。このため、Crを添加する場合は0.50%を上限とする。
Vは、鋼板の強度および靭性を高めるために任意に添加することができる元素である。含有量が0.005%未満ではその添加効果に乏しく、一方0.1%を超えると溶接部の靭性が劣化するので、添加する場合は0.005〜0.1%の範囲とするのが好ましい。Zr,MgおよびREMは、結晶粒微細化を通じて靭性を高めたり、介在物性状のコントロールを通して耐割れ性を高めたりするために任意に添加することができる元素である。これらの元素は、いずれも、含有量が0.0005%未満ではその添加効果に乏しく、一方0.02%を超えるとその効果が飽和するので、添加する場合はいずれも0.0005〜0.02%の範囲とするのが好ましい。
CP=4.46[%C]+2.37[%Mn]/6+(1.74[%Cu]+1.7[%Ni])/15+(1.18[%Cr]+1.95[%Mo]+1.74[%V])/5+22.36[%P] ・・・(1)
ただし、[%X]はX元素の鋼中含有量(質量%)を示す。
次に、本開示の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の鋼組織について説明する。引張強さが520MPa以上の高強度化を図るために、鋼組織は、ベイナイト組織とする必要がある。特に、表層部は、マルテンサイトや島状マルテンサイト(MA)等の硬質相が生成した場合、表層硬さが上昇し、鋼板内の硬さのばらつきが増大して材質均一性が阻害される。表層硬さの上昇を抑制するために、表層部の鋼組織についてはベイナイト組織とする。表層部以外の部位もベイナイト組織であり、当該部位を代表して板厚中央での組織がベイナイト組織であればよい。ここで、ベイナイト組織は、変態強化に寄与する加速冷却時あるいは加速冷却後に変態するベイニティックフェライトまたはグラニュラーフェライトと称される組織を含むものとする。ベイナイト組織中に、フェライトやマルテンサイト、パーライト、島状マルテンサイト、残留オーステナイトなどの異種組織が混在すると、強度の低下や靭性の劣化、表層硬さの上昇などが生じるため、ベイナイト相以外の組織分率は少ない程良い。ただし、ベイナイト相以外の組織の体積分率が十分に低い場合には、それらの影響が無視できるので、ある程度の量であれば許容される。具体的に、本開示では、ベイナイト以外の鋼組織(フェライト、マルテンサイト、パーライト、島状マルテンサイト、残留オーステナイト等)の合計が体積分率で5%未満であれば、大きな影響がないので許容されるものとする。
以下、上記耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を製造するための製造方法および製造条件について、具体的に説明する。本開示の製造方法は、上記成分組成を有する鋼片の加熱したのち、熱間圧延して鋼板とし、その後当該鋼板に対して所定条件下での制御冷却を行う。
スラブ加熱温度:1000〜1300℃
スラブ加熱温度が1000℃未満では、炭化物の固溶が不十分で必要な強度が得られず、一方1300℃を超えると靭性が劣化するため、スラブ加熱温度は1000〜1300℃とする。なお、この温度は加熱炉の炉内温度であり、スラブは中心部までこの温度に加熱されるものとする。
熱間圧延工程において、高い母材靱性を得るには、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、鋼板表面温度における圧延終了温度は、必要な母材靱性と圧延能率を勘案して設定する必要がある。強度および耐HIC性を向上させる観点からは、圧延終了温度を、鋼板表面温度でAr3変態点以上とすることが好ましい。ここで、Ar3変態点とは、冷却中におけるフェライト変態開始温度を意味し、例えば、鋼の成分から以下の式で求めることができる。また、高い母材靱性を得るためにはオーステナイト未再結晶温度域に相当する950℃以下の温度域での圧下率を60%以上とすることが望ましい。なお、鋼板の表面温度は放射温度計等で測定することができる。
Ar3(℃)=910−310[%C]−80[%Mn]−20[%Cu]−15[%Cr]−55[%Ni]−80[%Mo]
ただし、[%X]はX元素の鋼中含有量(質量%)を示す。
冷却開始温度:鋼板表面温度で(Ar3−10℃)以上
冷却開始時の鋼板表面温度が低いと、制御冷却前のフェライト生成量が多くなり、特にAr3変態点からの温度降下量が10℃を超えると体積分率で5%を超えるフェライトが生成して、強度低下が大きくなると共に耐HIC性が劣化するため、冷却開始時の鋼板表面温度は(Ar3−10℃)以上とする。なお、冷却開始時の鋼板表面温度は、圧延終了温度以下となる。
高強度化を図りつつ、鋼板内の硬さのばらつきを低減し、材質均一性を向上させるためには、表層部の冷却速度と鋼板内の平均冷却速度を制御することが重要である。特に、鋼板表面下0.25mmにおける転位密度と3σを既述の範囲とするためには、鋼板表面下0.25mmにおける冷却速度を制御する必要がある。
鋼板表面下0.25mmにおける鋼板温度で750℃から550℃までの平均冷却速度が50℃/sを超えると、鋼板表面下0.25mmにおける転位密度7.0×1014(m−2)超えとなってしまう。その結果、鋼板表面下0.25mmのHV0.1が230を超え、造管後のコーティング過程を経たのち、表面下0.25mmでのHV0.1が260を超え、鋼管の耐SSCC性が劣化する。そのため、当該平均冷却速度は50℃/s以下とする。好ましくは45℃/s以下、より好ましくは40℃/s以下である。当該平均冷却速度の下限は特に限定されないが、冷却速度が過度に小さくなるとフェライトやパーライトが生成して強度不足となるため、これを防ぐ観点から、20℃/s以上とすることが好ましい。
鋼板平均温度で750℃から550℃までの平均冷却速度が15℃/s未満では、ベイナイト組織が得られずに強度低下や耐HIC性の劣化が生じる。このため、鋼板平均温度での冷却速度は15℃/s以上とする。鋼板強度と硬さのばらつきの観点からは、鋼板平均の冷却速度は20℃/s以上とすることが好ましい。当該平均冷却速度の上限は特に限定されないが、低温変態生成物が過剰に生成しないように、80℃/s以下とすることが好ましい。
鋼板表面下0.25mmにおける鋼板温度で550℃以下の冷却については、安定した核沸騰状態での冷却が必要であり、水量密度の上昇が不可欠である。鋼板表面下0.25mmにおける鋼板温度で550℃から冷却停止時の温度まで平均冷却速度が150℃/s未満の場合、核沸騰状態での冷却にならず、鋼板の極表層部で硬さばらつきが生じ、鋼板表面下0.25mmにおける3σが30HVを超えてしまい、その結果耐SSCC性が劣化する。そのため、当該平均冷却速度は150℃/s以上とする。好ましくは170℃/s以上である。当該平均冷却速度の上限は特に限定されないが、設備上の制約から、250℃/s以下とすることが好ましい。
冷却停止温度:鋼板平均温度で250〜550℃
圧延終了後、制御冷却でベイナイト変態の温度域である250〜550℃まで急冷することにより、ベイナイト相を生成させる。冷却停止温度が550℃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、冷却停止温度が250℃未満では、表層部の硬さ上昇が著しくなり、鋼板表面下0.25mmでの転位密度7.0×1014(m−2)超えとなるため、耐SSCC性が劣化する。また、中心偏析部の硬さも高くなり、耐HIC性も劣化する。そこで、鋼板内の材質均一性の劣化を抑制するため、制御冷却の冷却停止温度は鋼板平均温度で250〜550℃とする。
本開示の高強度鋼板を、プレスベンド成形、ロール成形、UOE成形等で管状に成形した後、突き合わせ部を溶接することにより、原油や天然ガスの輸送に好適な鋼板内の材質均一性に優れた耐サワーラインパイプ用高強度鋼管(UOE鋼管、電縫鋼管、スパイラル鋼管等)を製造することができる。
得られた鋼板のミクロ組織を、光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡により観察した。鋼板表面下0.25mmの位置での組織と、板厚中央での組織を、表2に示す。
圧延方向に直角な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。結果を表2に示す。
圧延方向に直角な断面について、JIS Z 2244に準拠して、鋼板表面下0.25mmの位置において100点のビッカース硬さ(HV0.1)を測定し、その平均値および標準偏差σを求めた。平均値と3σの値を表2に示す。ここで、通常用いられるHV10に代えてHV0.1で測定したのは、HV0.1で測定することにより圧痕が小さくなるので、より表面に近い位置での硬さ情報や、よりミクロ組織に敏感な硬さ情報をすることが可能となるからである。
平均的な硬度を有する位置からX線回折用のサンプルを採取、サンプル表面を研磨してスケールを除去し、鋼板表面下0.25mmの位置においてX線回折測定を行った。転位密度はX線回折測定の半価幅βから求める歪みから換算する手法を用いた。通常のX線回折により得られる回折強度曲線では、波長の異なるKα1線とKα2線の2つが重なっているため、Rachingerの方法により分離する。歪みの抽出には、以下に示すWilliamsson−Hall法を用いる。半価幅の広がりは結晶子のサイズDとひずみεが影響し、両因子の和として次式で計算できる。β=β1+β2=(0.9λ/(D×cosθ))+2ε×tanθとなる。さらにこの式を変形し、βcosθ/λ=0.9λ/D+2ε×sinθ/λとなる。sinθ/λに対してβcosθ/λをプロットすることにより、直線の傾きからひずみεが算出される。なお、算出に用いる回折線は(110)、(211)、および(220)とする。ひずみεから転位密度の換算はρ=14.4ε2/b2を用いた。なお、θはX線回折のθ‐2θ法より算出されるピーク角度を意味し、λはX線回折で使用するX線の波長を意味する。bはFe(α)のバーガース・ベクトルで、本実施例においては、0.25nmとした。
耐SSCC性は、これら各鋼板の一部を用いて造管して評価した。造管は、鋼板の端部を開先加工し、Cプレス、Uプレス、Oプレスで鋼管形状に成形した後、内面および外面の突き合わせ部をサブマージアーク溶接でシーム溶接し、拡管工程を経て製造した。図1に示すように、得られた鋼管から切り出したクーポンをフラットニングした後、5×15×115mmのSSCC試験片を鋼管内面より採取した。このとき、被検面である内面は、最表層の状態を残すために黒皮付きのままとした。採取したSSCC試験片に、各鋼管の実際の降伏強度(0.5%YS)の90%の応力を負荷し、NACE規格 TM0177 Solution A溶液を用い、硫化水素分圧:1barにて、EFC16規格の4点曲げSSCC試験に準拠して行った。また、NACE規格 TM0177 Solution B溶液を用い、硫化水素分圧:0.1bar+二酸化炭素分圧:0.9barにて、EFC16規格の4点曲げSSCC試験に準拠して行った。さらに、NACE規格 TM0177 Solution A溶液を用い、硫化水素分圧:2bar+二酸化炭素分圧:3barについても、EFC16規格の4点曲げSSCC試験に準拠して行った。720時間の浸漬後に、割れが認められない場合を耐SSCC性が良好と判断して○、また割れが発生した場合を不良と判断して×とした。結果を表2に示す。
耐HIC性は、NACE規格 TM0177 Solution A溶液を用い、硫化水素分圧:1barにて、96時間浸漬のHIC試験により調べた。また、NACE規格 TM0177 Solution B溶液を用い、硫化水素分圧:0.1bar+二酸化炭素分圧:0.9barにて、96時間浸漬のHIC試験により調べた。耐HIC性は、HIC試験で割れ長さ率(CLR)が15%以下となった場合を良好と判断して○、15%を超えた場合を×とした。結果を表2に示す。
Claims (7)
- 質量%で、C:0.02〜0.08%、Si:0.01〜0.50%、Mn:0.50〜1.80%、P:0.001〜0.015%、S:0.0002〜0.0015%、Al:0.01〜0.08%、Mo:0.01〜0.50%およびCa:0.0005〜0.005%を含有し、さらに、Nb:0.005〜0.1%を含有し、任意でTi:0.005〜0.1%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
板厚中央部(t/2位置)でのミクロ組織がベイナイト組織であり、鋼板表面下0.25mmにおける鋼組織が、転位密度1.0×1014〜7.0×1014(m-2)のベイナイト組織であり、
鋼板表面下0.25mmにおけるビッカース硬さのばらつきが、標準偏差をσとしたときに3σで30HV以下であり、
520MPa以上の引張強さを有する
ことを特徴とする耐サワーラインパイプ用高強度鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量%で、Cu:0.50%以下、Ni:0.10%以下およびCr:0.50%以下のうちから選んだ1種以上を含有する、請求項1に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板。
- 前記成分組成が、さらに、質量%で、V:0.005〜0.1%、Zr:0.0005〜0.02%、Mg:0.0005〜0.02%およびREM:0.0005〜0.02%のうちから選んだ1種以上を含有する、請求項1または2に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板。
- 質量%で、C:0.02〜0.08%、Si:0.01〜0.50%、Mn:0.50〜1.80%、P:0.001〜0.015%、S:0.0002〜0.0015%、Al:0.01〜0.08%、Mo:0.01〜0.50%およびCa:0.0005〜0.005%を含有し、さらに、Nb:0.005〜0.1%を含有し、任意でTi:0.005〜0.1%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼片を、1000〜1300℃の温度に加熱したのち、熱間圧延して鋼板とし、
その後前記鋼板に対して、
冷却開始時の鋼板表面温度:(Ar3−10℃)以上、
鋼板表面下0.25mmにおける鋼板温度で750℃から550℃までの平均冷却速度:50℃/s以下、
鋼板平均温度で750℃から550℃までの平均冷却速度:15℃/s以上、
鋼板表面下0.25mmにおける鋼板温度で550℃から冷却停止時の温度まで平均冷却速度:150℃/s以上、および
鋼板平均温度で冷却停止温度:250〜550℃
の条件で制御冷却を行って、板厚中央部(t/2位置)でのミクロ組織がベイナイト組織であり、鋼板表面下0.25mmにおける鋼組織が、転位密度1.0×10 14 〜7.0×10 14 (m -2 )のベイナイト組織であり、鋼板表面下0.25mmにおけるビッカース硬さのばらつきが、標準偏差をσとしたときに3σで30HV以下であり、520MPa以上の引張強さを有する高強度鋼板を製造することを特徴とする耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。 - 前記成分組成が、さらに、質量%で、Cu:0.50%以下、Ni:0.10%以下およびCr:0.50%以下のうちから選んだ1種以上を含有する、請求項4に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
- 前記成分組成が、さらに、質量%で、V:0.005〜0.1%、Zr:0.0005〜0.02%、Mg:0.0005〜0.02%およびREM:0.0005〜0.02%のうちから選んだ1種以上を含有する、請求項4または5に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
- 請求項1〜3のいずれか一項に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管。
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