JP6981570B2 - 高強度継目無鋼管およびその製造方法 - Google Patents
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Description
[1] 降伏強度が758MPa以上であり、耐硫化物応力腐食割れ性の評価指標であるKILIMIT値が23.0MPa√m以上である、高強度継目無鋼管。
[2] 鋼組織は、旧オーステナイト粒の大きさが、ASTM E112に準拠した結晶粒度番号で10.5以上である、[1]に記載の高強度継目無鋼管。
[3] 質量%で、
C:0.23〜0.27%、
Si:0.35%以下、
Mn:0.45〜0.70%、
P:0.010%以下、
S:0.0010%以下、
Cr:0.80〜1.20%、
Mo:0.50〜0.90%、
Al:0.080%以下、
Cu:0.09%以下、
Nb:0.050%以下、
V:0.050%以下、
B:0.0015〜0.0030%、
Ti:0.005%以下、
O:0.0020%以下、
N:0.0050%以下
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する、[1]または[2]に記載の高強度継目無鋼管。
[4] 前記成分組成は、さらに、質量%で、
Ca:0.0020%以下
を含有する、[3]に記載の高強度継目無鋼管。
[5] [1]〜[4]のいずれかに記載の高強度継目無鋼管を製造する方法であって、
鋼管素材を1200〜1300℃の温度域の加熱温度に加熱する工程と、
前記加熱する工程の後、圧延終了温度が800℃以上となる条件で穿孔および展伸する熱間圧延を行う第1の熱間圧延工程と、
前記第1の熱間圧延工程の終了後、鋼管素管を700℃以上の冷却開始温度から平均冷却速度が40℃/s以上、鋼管素管表面の復熱温度Trが、マルテンサイト変態開始温度をMsとするとき、(Ms+150℃)以下となる条件で、冷却を行う中間冷却工程と、
前記中間冷却工程の後、300秒以下の待ち時間tW経過後に再加熱炉に装入し、前記鋼管素管の表面温度が800〜1000℃となる条件で中間加熱する中間加熱工程と、
前記中間加熱工程の後、フェライト変態開始温度をAr3とするとき、(Ar3+100℃)以上の温度から定径の熱間圧延を開始し、(Ar3+50℃)以上の温度で該熱間圧延を終了する第2の熱間圧延工程と、
前記第2の熱間圧延工程に引き続き、前記鋼管素管を(Ar3+10℃)以上の温度から平均冷却速度が40℃/s以上、冷却停止温度が200℃以下となる条件で、直接焼入れを行う直接焼入れ工程と、
前記直接焼入れ工程後、850〜930℃の温度域に再加熱してから焼き入れし、引き続き650〜730℃の温度に加熱して焼き戻しをする熱処理を少なくとも1回以上実施する熱処理工程と、を有し、
前記中間加熱工程では、前記復熱温度Trと前記待ち時間tWが、下記(1)式を満足する、高強度継目無鋼管の製造方法。
(Tr - Ms )≦ 10 + 0.0024 × ( tW )2 …(1)
なお、ここでいう「高強度」とは、API規格C110級以上の強度、すなわち降伏強度が758MPa以上(110ksi以上)の強度を有することを指す。
Cは、鋼の強度を増加させる作用を有し、降伏強度758MPa以上の高強度化をするためには、0.23%以上のCを含有することが好ましい。一方、0.27%を超えるCの含有は、鋼を著しく硬化させ、KILIMIT値の劣化を招く可能性がある。このため、Cは0.23〜0.27%とすることが好ましい。Cは、より好ましくは0.24%以上である。より好ましくは0.26%以下である。
Siは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶して鋼の強度を増加させ、焼戻時の急激な軟化を抑制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、0.01%以上のSiを含有することが好ましい。一方、0.35%を超えるSiの含有は、粗大な酸化物系介在物を形成し、KILIMIT値を劣化させる可能性がある。このため、Siは0.35%以下とすることが好ましい。Siは、より好ましくは0.01%以上であり、さらに好ましくは0.02%以上である。Siは、より好ましくは0.20%以下であり、さらに好ましくは0.04%以下である。
Mnは、焼入れ性の向上を介して、鋼の強度を増加させるとともに、Sと結合しMnSとしてSを固定して、Sによる粒界脆化を防止する作用を有する元素である。本発明では、0.45%以上のMnを含有することが好ましい。一方、0.70%を超えるMnの含有は、焼入れ性の向上に伴い、鋼を著しく硬化させ、KILIMIT値の劣化を招く可能性がある。このため、Mnは0.45〜0.70%とすることが好ましい。Mnは、より好ましくは0.50%以上であり、さらに好ましくは0.55%以上である。Mnは、より好ましくは0.65%以下であり、さらに好ましくは0.60%以下である。
Pは、固溶状態では粒界等に偏析し、粒界脆化割れ等を引き起こす可能性がある。本発明では、Pをできるだけ低減することが望ましいが、0.010%までは許容できる。このようなことから、Pは0.010%以下とすることが好ましい。Pは、より好ましくは0.008%以下である。さらに好ましくは0.006%以下である。
Sは、鋼中ではほとんどが硫化物系介在物として存在し、延性、靭性や、耐硫化物応力腐食割れ性等の耐食性を低下する恐れがある。Sは、一部は固溶状態で存在する場合があるが、その場合には粒界等に偏析し、粒界脆化割れ等を引き起こす可能性がある。このため、本発明では、Sをできるだけ低減することが望ましいが、過剰な低減は精錬コストを高騰させる。このようなことから、本発明では、Sは、その悪影響が許容できる0.0010%以下とすることが好ましい。Sは、より好ましくは0.0008%以下である。さらに好ましくは0.0006%以下である。
Crは、焼入れ性の増加を介して、鋼の強度の増加に寄与するとともに、耐食性を向上させる元素である。また、Crは、焼戻時にCと結合し、M3C系、M7C3系、M23C6系等の炭化物を形成し、特にM3C系炭化物は焼戻軟化抵抗を向上させ、焼戻しによる強度変化を少なくして、降伏強度の向上に寄与する。758MPa以上の降伏強度の達成には、0.80%以上のCrを含有することが好ましい。一方、1.20%を超えてCrを含有しても、効果が飽和するため、経済的に不利となる。このため、Crは0.80〜1.20%とすることが好ましい。Crは、より好ましくは0.90%以上であり、さらに好ましくは0.95%以上である。Crは、より好ましくは1.10%以下であり、さらに好ましくは1.05%以下である。
Moは、焼入れ性の増加を介して、鋼の強度の増加に寄与するとともに、耐食性を向上させる元素である。さらにMoは、特に、焼戻し後に2次析出するMo2C炭化物は焼戻軟化抵抗を向上させ、焼戻による強度変化を少なくして、降伏強度の向上に寄与する。このような効果を得るためには、0.50%以上のMoを含有することが好ましい。一方、0.90%を超えてMoを含有しても、効果が飽和するため、経済的に不利となる。このため、Moは0.50〜0.90%とすることが好ましい。Moは、より好ましくは0.60%以上であり、さらに好ましくは0.65%以上である。Moは、より好ましくは0.80%以下であり、さらに好ましくは0.75%以下である。
Alは、脱酸剤として作用するとともに、Nと結合しAlNを形成して固溶Nの低減に寄与する。このような効果を得るために、Alは0.040%以上含有することが好ましい。一方、0.080%を超えてAlを含有すると、酸化物系介在物が増加し、KILIMIT値を劣化させる可能性がある。このため、Alは0.080%以下とすることが好ましい。Alは、より好ましくは0.050%以上である。Alは、より好ましくは0.070%以下である。
Cuは、耐食性を向上させる作用を有する元素であり、微量添加した場合、緻密な腐食生成物が形成され、SSCの起点となるピットの生成・成長が抑制されて、耐硫化物応力腐食割れ性が顕著に向上する。このため、本発明では、0.02%以上のCuを含有することが好ましい。一方、0.09%を超えてCuを含有すると、継目無鋼管の製造プロセス時の熱間加工性が低下する可能性がある。このため、Cuは0.09%以下とすることが好ましい。Cuは、より好ましくは0.03%以上であり、さらに好ましくは0.04%以上である。Cuは、より好ましくは0.07%以下であり、さらに好ましくは0.06%以下である。
Nbは、オーステナイト(γ)温度域での再結晶を遅延させ、γ粒の微細化に寄与し、鋼の焼入れ終了時点の下部組織(例えばパケット、ブロック、ラス)の微細化に極めて有効に作用するとともに、炭化物を形成し鋼を強化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、0.020%以上のNbを含有することが好ましい。一方、0.050%を超えるNbの含有は、粗大な析出物(NbN)の析出を促進し、KILIMIT値を劣化させる可能性がある。このため、Nbは0.050%以下とすることが好ましい。Nbは、より好ましくは0.025%以上であり、さらに好ましくは0.030%以上である。Nbは、より好ましくは0.045%以下であり、さらに好ましくは0.040%以下である。ここで、「パケット」とは、平行に並んだ同じ晶癖面を持つラスの集団から成る領域と定義され、「ブロック」は、平行でかつ同じ方位のラスの集団から成る。
Vは、炭化物あるいは窒化物を形成し、鋼の強化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.020%以上のVを含有することが好ましい。一方、0.050%を超えてVを含有すると、V系炭化物が粗大化して硫化物応力腐食割れの起点となり、むしろKILIMIT値が低下する原因となる。このため、Vは0.050%以下とすることが好ましい。Vは、より好ましくは0.025%以上であり、さらに好ましくは、0.030%以上である。Vは、より好ましくは0.045%以下であり、さらに好ましくは0.040%以下である。
Bは、微量の含有で焼入れ性の向上に寄与する元素である。本発明では0.0015%以上のBを含有することが好ましい。一方、0.0030%を超えてBを含有しても、効果が飽和するかあるいはFe硼化物(Fe−B)の形成により、逆に所望の効果が期待できなくなり、経済的に不利となる可能性がある。このため、Bは、0.0015〜0.0030%とすることが好ましい。Bは、より好ましくは0.0016%以上であり、さらに好ましくは0.0018%以上である。Bは、より好ましくは0.0027%以下であり、さらに好ましくは0.0023%以下である。
Tiは、窒化物を形成し、粗大なTi窒化物がSSCの起点となってKILIMIT値の劣化を招くおそれがある。このため、Tiは、0.005%以下とすることが好ましい。Tiは、より好ましくは0.003%以下である。Tiは、さらに好ましくは0.002%以下である。
O(酸素)は不可避的不純物として、AlやSi等の酸化物として鋼中に存在する。特に、その粗大な酸化物の数が多いと、KILIMIT値の劣化を招くおそれがある。このため、O(酸素)は、その悪影響が許容できる0.0020%以下とすることが好ましい。O(酸素)は、より好ましくは0.0015%以下である。O(酸素)は、さらに好ましくは0.0010%以下である。
Nは、鋼中不可避的不純物であり、Al、Nb、Ti等の窒化物形成元素と結合しMN型の析出物を形成する。さらに、これらの窒化物を形成した残りの余剰Nは、Bと結合してBN析出物も形成する。この際、B添加による焼入れ性向上効果が失われるため、余剰Nはできるだけ低減することが好ましく、Nは0.0050%以下とすることが好ましい。Nは、より好ましくは0.0040%以下である。Nは、さらに好ましくは0.0030%以下である。
Caは、連続鋳造時のノズル詰まり防止に有効で、必要な効果を得るためには0.0005%以上のCaを含有することが望ましい。さらに、Mnに代替してSと結合しCaSとしてSを固定して、Sによる粒界脆化を防止すると共に、延性のあるMnSとは異なり熱間圧延中に鋼中で延伸せず、細かい状態で鋼中に分散することで耐硫化物応力腐食割れ性を改善する。一方、Caは、Alと複合した酸化物系非金属介在物を形成し、特に0.0020%を超えてCaを含有した場合、粗大なものが多数存在し、KILIMIT値の劣化を招く。このため、Caを含有する場合、Caは、0.0020%以下とすることが好ましい。Caは、より好ましくは0.0007%以上であり、さらに好ましくは0.0009%以上である。Caは、より好ましくは0.0015%以下であり、さらに好ましくは0.0012%以下である。
Ms = 545 - 330×(%C) - 7×(%Si) -23×(%Mn) - 14×(%Cr) - 5×(%Mo)
+2×(%Al) - 13×(%Cu) - 4×(%Nb) + 4×(%V) + 3×(%Ti) …(A)
Ar3 = 910 - 273×(%C) - 74×(%Mn)- 56×(%Ni) - 16×(%Cr) - 9×(%Mo) - 5×(%Cu)
…(B)
(Tr - Ms )≦ 10 + 0.0024 × ( tW )2 …(1)
ただし、上記(A)式、(B)式における各元素記号は当該元素の含有量(質量%)を表し、当該元素が含有されていない場合は0とする。
加熱温度:1200〜1300℃
熱間圧延して所定の形状の継目無鋼管とするため、鋼管素材を鋼のオーステナイト相領域まで加熱する。このとき、鋼管素材の加熱温度が1200℃未満の場合、ピアサー穿孔時の内部欠陥の発生が著しく、最終の鋼管熱処理後に非破壊検査で検出された欠陥は手入れ精整を行っても不合格となるため、欠陥防止の観点から鋼管素材の加熱温度は1200℃以上とする。一方で、鋼管素材の加熱温度が1300℃超えの場合、鋼のオーステナイト結晶粒が著しく粗大化し、その後の熱間圧延や冷却、熱処理過程を経てもその影響が大きく、KILIMIT値の劣化を招くため、鋼管素材の加熱温度の上限を1300℃とする。
圧延終了温度:800℃以上
継目無鋼管の第1の熱間圧延では、まず穿孔圧延を行い、引き続き展伸圧延を連続して行う。展伸圧延終了時の鋼管素管の温度が800℃未満の場合、鋼の高温延性が低下し熱間圧延中の外表面に欠陥が発生するほか、後述する中間冷却時の鋼の変態挙動に悪影響を及ぼし、その結果、KILIMIT値の劣化を招く。このため、第1の熱間圧延の圧延終了温度は800℃以上とする。
冷却開始温度:700℃以上
第1の熱間圧延での展伸圧延後に適切な中間冷却を施すことで、鋼管素管がベイナイト変態し、中間冷却後に引き続き行う中間加熱でさらに逆変態することで、KILIMIT値が大きく改善する。中間冷却を開始する温度が700℃未満の場合、中間冷却する前に鋼のフェライト変態が生じるため、その後の中間加熱時の逆変態挙動に悪影響を及ぼし、その結果、KILIMIT値の劣化を招く。このため、冷却開始温度は700℃以上とする。
鋼管素管をベイナイト変態させるため、中間冷却時の平均冷却速度を40℃/s以上とする。なお、ここでいう「平均冷却速度」とは、鋼管素管の外表面温度が700℃から、後述する式(A)で計算されるマルテンサイト変態開始温度をMsとするとき、(Ms+150℃)までの温度範囲における鋼管素管の外表面の平均的な冷却速度を意味する。平均冷却速度が40℃/s未満の場合、鋼管素管の肉厚方向全域においてベイナイト変態を開始させることができない。この場合、ベイナイト変態しなかった領域では、通常のDQ−QTプロセスと同じ変態挙動となるので、KILIMIT値を改善することができない。このことから、中間冷却時の平均冷却速度は40℃/s以上とする。好ましくは、50℃/s以上である。
鋼管素管をベイナイト変態させるにあたり、鋼管素管の肉厚方向全域が少なくともベイナイト変態を開始するよう、中間冷却直後の鋼管素管の復熱温度Trが、鋼のマルテンサイト変態温度をMsとするとき、(Ms+150℃)以下とする必要がある。
Ms = 545 - 330×(%C) - 7×(%Si) -23×(%Mn) - 14×(%Cr) - 5×(%Mo)
+2×(%Al) - 13×(%Cu) - 4×(%Nb) + 4×(%V) + 3×(%Ti) …(A)
ただし、上記(A)式における各元素記号は当該元素の含有量(質量%)を表し、当該元素が含有されていない場合は0とする。
中間加熱開始までの待ち時間tW
上述のように、中間冷却工程の冷却停止温度(具体的には、中間冷却後の復熱温度)と、その後の中間加熱工程を開始するまでの時間が重要である。本発明者らは、中間冷却直後の復熱温度Trと、中間加熱開始までの待ち時間tWについて、KILIMIT値が目標とする23.0MPa√mを達成しうる組み合わせがあることを見出した。具体的には、復熱温度Trが高いほど中間加熱開始までの待ち時間tWを長くする必要があり、逆に復熱温度Trが低ければ、待ち時間tWが短くて良い。図7に示す、模擬実験で得られた復熱温度Trと待ち時間tWにおけるKILIMIT値が目標を満足できる境界線を本発明者らは2次曲線近似し、(1)式を得た。
( Tr - Ms )≦ 10 + 0.0024 × ( tW )2 …(1)
(Tr−Ms)で計算される値が、(1)式で計算される右辺の値を下回れば、中間加熱開始時点でほぼベイナイト変態が完了し、その後の中間加熱による逆変態がおきることで結晶粒の細粒化に伴いKILIMIT値は目標とする23.0MPa√mを達成することができる。なお、生産効率の観点から、中間加熱開始までの待ち時間tWは300秒以下とする。好ましくは250秒以下である。より好ましくは200秒以下である。逆に、中間加熱開始までの待ち時間tWの下限は特に規定しないが、(1)式が満足できる場合、中間冷却から中間加熱までの設備制約を考慮すると、30秒以上とすることが好ましい。より好ましくは、100秒以上である。
中間冷却を実施した鋼管素管を逆変態させて結晶粒の細粒化を促進することと、継目無鋼管の定径圧延のため、鋼管素管の補熱をする目的で中間加熱を行う。中間加熱温度が800℃未満の場合、鋼管素管の逆変態が終わらないため、目的としている結晶粒の細粒化がなされずKILIMIT値の低下を招くため、中間加熱温度を800℃以上とする。一方、中間加熱温度が1000℃を超えた場合、粒成長によってむしろ結晶粒の粗大化が著しくなることから、中間加熱温度は1000℃以下とする。
圧延開始温度:(Ar3+100℃)以上
中間加熱後に、最後の定径圧延(第2の熱間圧延)を行う。定径圧延の開始温度がフェライト変態開始温度をAr3とするとき(Ar3+100℃)未満の場合、圧延による組織の混粒化が生じ、KILIMIT値の低下を招く。このため、第2の熱間圧延の圧延開始温度は(Ar3+100℃)以上とする。なお、フェライト変態開始温度(Ar3)は、下記(B)式で計算することができる。
Ar3 = 910 - 273×(%C) - 74×(%Mn)- 56×(%Ni) - 16×(%Cr) - 9×(%Mo) - 5×(%Cu) …(B)
ただし、上記(B)式における各元素記号は当該元素の含有量(質量%)を表し、当該元素が含有されていない場合は0とする。
定径圧延の終了温度が(Ar3+50℃)未満の場合も、圧延による組織の混粒化によりKILIMIT値の低下を招くため、第2の熱間圧延の圧延終了温度は(Ar3+50℃)以上とする。
直接焼入れ開始温度:(Ar3+10℃)以上
定径圧延(第2の熱間圧延)に引き続いて、鋼管素管に直接焼入れ(DQ)を実施する。直接焼入れの開始温度が(Ar3+10℃)未満の場合、直接焼入れ中にフェライト変態してしまい、直接焼入れの効果が不十分となる。このため、直接焼入れの開始温度は(Ar3+10℃)以上とする。
直接焼入れ時の平均冷却速度が40℃/s未満の場合、直接焼入れの効果が不十分となるため、直接焼入れの平均冷却速度は40℃/s以上とする。好ましくは、50℃/s以上である。なお、ここでいう「平均冷却速度」とは、鋼管素管外表面温度が(Ar3+10℃)から、200℃までの温度範囲における鋼管素管外表面の平均的な冷却速度を意味する。
冷却停止温度が200℃を超える場合、直接焼入れの効果が不十分となるため、直接焼入れの冷却停止温度は200℃以下とする。好ましくは150℃以下である。より好ましくは100℃以下である。
焼入れ再加熱温度:850〜930℃
直接焼入れ工程の後、鋼管素管の強度をAPI規格C110級に調整するため、鋼管素管を再加熱し焼入れを行う。焼入れ再加熱温度が850℃未満の場合、鋼管素管が完全にオーステナイト変態終了せず、この未変態領域が強度低下の原因となるため、焼入れ再加熱温度は850℃以上とする。好ましくは870℃以上である。一方、焼入れ再加熱温度が930℃を超える場合、結晶粒の粗大化が生じ、KILIMIT値の低下を招くため、焼き入れ再加熱温度は930℃以下とする。好ましくは、900℃以下である。
鋼管素管の強度をAPI規格C110級に調整するため、再加熱焼入れに引き続き、焼戻しを行う。焼戻し温度が650℃未満の場合、鋼管の強度が高くなりすぎてKILIMIT値の低下を招くため、焼戻温度は650℃以上とする。好ましくは680℃以上とする。一方、焼戻し温度が730℃を超える場合、鋼の一部で逆変態が生じ強度が著しく低下するため、焼戻し温度は730℃以下とする。好ましくは、710℃以下である。
Claims (4)
- 質量%で、
C:0.23〜0.27%、
Si:0.35%以下、
Mn:0.45〜0.70%、
P:0.010%以下、
S:0.0010%以下、
Cr:0.80〜1.20%、
Mo:0.50〜0.90%、
Al:0.080%以下、
Cu:0.09%以下、
Nb:0.050%以下、
V:0.050%以下、
B:0.0015〜0.0030%、
Ti:0.005%以下、
O:0.0020%以下、
N:0.0050%以下
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、
降伏強度が758MPa以上であり、耐硫化物応力腐食割れ性の評価指標であるKILIMIT値が23.0MPa√m以上である、高強度継目無鋼管。
ここで、KILIMIT値とは、(i)試験条件の異なる複数のDCB(Double Cantilever Beam)試験で得られた応力拡大係数KISSC値と、DCB試験開始前の試験片ノッチ先端の応力集中状態KIappliedとの一次回帰線と、(ii)KISSC値とKIappliedが一対一となる直線との交点から求められる値である。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で、
Ca:0.0005〜0.0020%
を含有する、請求項1に記載の高強度継目無鋼管。 - 鋼組織は、旧オーステナイト粒の大きさが、ASTM E112に準拠した結晶粒度番号で10.5以上である、請求項1または2に記載の高強度継目無鋼管。
- 請求項1〜3のいずれかに記載の高強度継目無鋼管を製造する方法であって、
前記成分組成を有する鋼管素材を1200〜1300℃の温度域の加熱温度に加熱する工程と、
前記加熱する工程の後、圧延終了温度が800℃以上となる条件で穿孔および展伸する熱間圧延を行う第1の熱間圧延工程と、
前記第1の熱間圧延工程の終了後、鋼管素管を700℃以上の冷却開始温度から平均冷却速度が40℃/s以上、鋼管素管表面の復熱温度Trが、マルテンサイト変態開始温度をMsとするとき、(Ms+150℃)以下となる条件で、冷却を行う中間冷却工程と、
前記中間冷却工程の後、鋼管素管表面が前記復熱温度Trとなる時点から中間加熱開始時点までの時間が300秒以下である待ち時間tW経過後に再加熱炉に装入し、前記鋼管素管の表面温度が800〜1000℃となる条件で中間加熱する中間加熱工程と、
前記中間加熱工程の後、フェライト変態開始温度をAr3とするとき、(Ar3+100℃)以上の温度から定径の熱間圧延を開始し、(Ar3+50℃)以上の温度で該熱間圧延を終了する第2の熱間圧延工程と、
前記第2の熱間圧延工程に引き続き、前記鋼管素管を(Ar3+10℃)以上の温度から平均冷却速度が40℃/s以上、冷却停止温度が200℃以下となる条件で、直接焼入れを行う直接焼入れ工程と、
前記直接焼入れ工程後、850〜930℃の温度域に再加熱してから焼き入れし、引き続き650〜730℃の温度に加熱して焼き戻しをする熱処理を少なくとも1回以上実施する熱処理工程と、を有し、
前記中間加熱工程では、前記復熱温度Trと前記待ち時間tWが、下記(1)式を満足する、高強度継目無鋼管の製造方法。
( Tr - Ms )≦ 10 + 0.0024 × ( tW )2 …(1)
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