JPH03211230A - 高耐食性低合金ラインパイプ用鋼の製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は耐ＣＯ２腐食性の優れたラインパイプ用高張力
鋼板（引張強さ：ＴＳで５０ｋｇｆ／ｍＪ以上、厚み４
０１層以下）の製造法に関するものである。

鉄鋼業においては厚板ミルに適用することがもっとも好
ましいが、ホットコイルにも適用できる。また、この方
法で製造した鋼板は低温靭性、現地溶接性も優れている
ので、寒冷地やオフショアにおける使用にもっとも適す
る。

（従来の技術） 寒冷地やオフショアにおける石油、ガス輸送用大径ライ
ンパイプに対しては高強度とともに優れた低温靭性、現
地溶接性が要求される。さらに最近では、原油の２次、
３次回収におけるＣＯ□注入や深井戸化によるインヒビ
ター効果の低下などによって、ＣＯ２ガスによるライン
パイプの腐食が大きな問題となっていることから、耐Ｃ
Ｏ２腐食性も併せて要求されるようになった。

しかし現在、ＣＯ２腐食に対してはＣｒ添加が有効との
知見はあるものの（石油技術協会誌第５０巻、第２号図
９．１０）　、低温環境に完全に適合した耐ＣＯ２腐食
大径ラインパイプは開発されるに至っていない。

すなわちＣ「を多量に添加し耐食性を改善した鋼は数多
く開発されているが（例えば特公昭５９−１９１７９号
、特公昭５９−４５７５０号各公報）、低温用ラインパ
イプとしての優れた低温靭性、現地溶接性を兼備えた鋼
は存在しない。

Ｃ「の多量添加は溶接性を害するので、現地溶接時に溶
接割れ防止の観点から高温での予熱、後熱処理が必須と
なり、施工能率を著しく低下させる。また多量のＣ「添
加は母材、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性を劣化させる
。このため耐ＣＯ２腐食性が優れ、かつ良好な低温靭性
、現地溶接性を有するラインパイプ用鋼の開発が強く望
まれている。

（発明が解決しようとする課題） 本発明は母材、ＨＡＺの低温靭性および現地溶接性を損
なうことなく、耐ＣＯ２腐食性を大幅に改善した新しい
ラインパイプ用鋼の製造法を与えるものである。

（課題を解決するための手段） 本発明の要旨は、重量％でＣ：　０．０２〜０．０９、
Ｓ　ｉ：０．５以下、Ｍｎ：０．７〜１．５、Ｐ　：　
０．０３以下、Ｓ　：０．００５以下、Ｎｂ：０．０２
〜ｏ、ｏｅ、Ｃｒ：０．５〜１．２以下、Ｔｉ：０．０
０５〜０．０３、ＡｌＯ，０５以下、Ｎ：（１，００２
〜０．００５１．：必要に応じて、さら１．：　Ｖ　：
　［１，０１〜０．０８、Ｎ　ｉ：ｏ、０５〜０．５、
Ｃｕ：０．０５〜０．５、Ｃａ：０．００１〜０．００
５を含有し、かつ０．３５≦Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｖ）１
５＋　（Ｎ１＋Ｃｕ）／１５≦０．４８を満足する残部
が鉄および不可避的不純物からなる鋼を１１００℃〜１
２５０℃の温度範囲に加熱して、９５０℃以下の累積圧
下量４０％以上、圧延終了温度７００℃〜８５０℃で圧
延を行なった後、空冷または加速冷却することである。

以下、本発明について詳細に説明する。

耐ＣＯ２腐食性を改善し、かつ優れた母材、ＨＡＺの低
温靭性、現地溶接性を得るためには、その科学成分を限
定する必要がある。このため、まず耐食性の面からＣｒ
量を０．５〜１．２％とした。

十分な耐食性を得るために、Ｃｒ量は最低０．５％必要
である。しかし多過ぎると低温靭性、現地溶接性を大き
く劣化させるので、その上限を１．２％とした。

耐食性の改善から相当量のＣｒを添加し、優れた低温靭
性、溶接性を確保するには、Ｃ：　０．０２〜０．０９
％、Ｍｎ：０．７〜１．５％とする必要があるＯＣ＋Ｍ
ｎの下限は必要とする母材、溶接部強度やＮｂ。

■添加時にこれらの元素が析出硬化、結晶粒微細化効果
を達成するための最小量である。また上限は優れた低温
靭性、現地溶接性を得るための限界値である（とくに望
ましいＣ，Ｍｎ量は、それぞれ０．０３〜０．０６％、
０．８〜１．２％である）。

しかし、個々の量を限定するだけでは不十分であり、０
．３５％≦（＋　（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｖ）１５＋（Ｎｉ＋Ｃ
ｕ）／１５≦０，４８としなければならない。

これは低温靭性や現地溶接性がＣｒを含めた化学成分の
全量で決まるからである。下限の０．３５％は必要な母
材、溶接部の強度を得るための最小量であり、０．４８
％は優れた低温靭性、溶接性を得るための上限である。

本発明鋼は必須の元素としてＮｂ：０．０２〜０．０６
％、Ｔ　ｉ：０．００５〜０．０３％を含有する。Ｎｂ
は制御圧延における結晶粒の微細化や析出硬化に寄与し
、鋼を強靭化する。またＴ１添加は微細なＴｉＮを形成
し、スラブ加熱時、溶接時のγ粒粗大化を抑制して母材
靭性、ＨＡＺ靭性の改善に効果がある。

Ｃ「を多量添加すると制御圧延鋼でもシャルピー試験な
どの衝撃破面にセパレーションが発生しにくくなり、低
温靭性の劣化をきたすので、とくに低Ｃ１低Ｍｎの本発
明鋼では、低温靭性確保の点からＮｂ、ＴＩ添加は必須
であることがわかった。

Ｎｂ、ＴＩ量の下限は、これらの元素がその効果を発揮
するための最小量であり、その上限はＨＡＺ靭性や現地
溶接性を劣化させない添加量の限界である。

つぎにその他元素の限定理由について説明する。

Ｓｌは多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させる
ため、上限を０．５％とした。鋼の脱酸はＴｉのみでも
十分であり、Ｓｉはかならずしも添加する必要はない。

本発明鋼において不純物であるＰ、Ｓをそれぞれ０．０
３％、　０．００５％以下とした理由は、母材、溶接部
の低温靭性をより一層向上させるためである。Ｐの低減
は粒界破壊を防止し、Ｓ量の低減はＭｎＳによる靭性の
劣化を防止する。好ましいＰ。

Ｓ量はそれぞれ０．０１．０．００３％以下である。

Ａ、Ｑは通常脱酸剤として綱に含まれる元素であるが、
脱酸はＴＩあるいはｓｌでも可能であり、必ずしも添加
する必要はない。Ａｌ量が０．０５％超になるとＡＩ系
非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害するので、上限
を０．０５％とした。

ＮはＴｉＮを形成しγ粒の粗大化抑制効果を通じて母材
、ＨＡＺ靭性を向上させる。このための最小量は０．０
０２％である。しがし多過ぎるとスラブ表面疵や固溶Ｎ
によるＨＡＺ靭性劣化の原因となるので、その上限はｏ
、ｏｏｓ％以下に抑える必要がある。

ツキにＶ、Ｎｉ　、Ｃｕ、Ｃａを添加する理由について
説明する。

基本となる成分に、さらにこれらの元素を添加する主た
る目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強
度、靭性などの特性向上をはがるためである。したがっ
て、その添加量は自ら制限されるべき性質のものである
。

■はほぼＮｂと同様な効果を有し、ミクロ組織の微細化
による低温靭性の向上や焼入性の増大、析出硬化による
高強度化などの効果がある。しかし、添加量が多過ぎる
と溶接性やＨＡＺ靭性の劣化を招くので、その上限を０
．０８％とした。

Ｎｉは溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響をおよぼすことなく
、強度、靭性をともに向上させるほか、Ｃｕ添加時の熱
間割れ防止にも効果がある。しかし０．５％を超えると
経済性の点で好ましくないため、その上限を０．５％と
した。

Ｃｕは耐食性、耐水素誘起割れ性にも効果があるが、０
．５％を超えると熱間圧延時にＣｕ−クラックが生じ、
製造が困難になる。このため上限を０．５％とした。

Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靭性を向
上（シャルピー吸収エネルギーの増加など）させるほか
、耐水素誘起割れ性の改善にも著しい効果を発揮する。

しかしＣａ量が０．００１％以下では実用上効果がなく
、また０、００５％を超えて添加すると、Ｃａｂ、Ｃａ
５が大量に生成して大型介在物となり、鋼の清浄度を害
するだけでなく靭性、現地溶接性に悪影響をおよぼす。

このためＣａ添加量を０．００１−０．００５％に制限
した。なお耐水素誘起割れ性を改善するにはＳ。

０量をそれぞれ０．００１．０．００２％以下に低減し
、Ｅ　Ｓ　Ｓ　Ｐ≧（Ｃａ）　（１−１２４（０）　〕
／１．２５　（Ｓ）とすることがとくに有効である。

上記のようなＣｒ添加鋼において、母材の低温靭性を改
善するためには、さらに製造法が適切でなければならず
、鋼（スラブ）の再加熱、圧延、冷却条件を限定する必
要がある。

まず再加熱温度を１１００〜１２５０℃の範囲に限定す
る。再加熱温度はＮｂ析出物を固溶させ、かつ圧延終了
温度を確保するために１１００℃以上としなければなら
ない。しかし再加熱温度が１２５０℃以上になると、γ
粒が著しく粗大化し、圧延によっても完全に微細化でき
ないため、優れた低温靭性が得られない。このため再加
熱温度を１２５０℃以下とする（望ましくは１１５０〜
１２００℃である）。

さらに９５０℃以下の累積圧下量を４０％以上、圧延終
了温度を７００〜８５０℃としなければならない。

これは再結晶域圧延で微細化したγ粒を低温圧延によっ
て延伸化し、フェライト粒径の徹底的な微細化をはかっ
て低温靭性を改善するためである。

累積圧下量が４０％未満ではγ組織の伸延化が不十分で
、微細なフェライト粒が得られない。

また圧延終了温度が８５０℃以上では、たとえ累積圧下
量が４０％以上でも微細なフェライト粒は達成できない
。しかし圧延終了温度が低下し過ぎると過度の（γ−α
）２相域圧延となり、低温靭性の劣化を招くので、圧延
終了温度の下限を７００℃とした。

圧延後の冷却条件は、空冷または加速冷却が望ましい。

加速冷却の条件としては圧延後、ただちに冷却速度１０
〜４０℃／　ｓｅｅで６００℃以下任意の温度まで冷却
、その後空冷することが望ましい。なおこの鋼を製造後
、焼戻、脱水素などの目的でＡ　Ｃ１点以下の温度で再
加熱しても本発明の特徴を損なうものではない。

（実　施　例） 転炉一連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の鋼板（厚み
１５〜３２ｍｍ）を製造し、その強度、靭性、低温靭性
および耐食性を調査した。

表１に実施例を示す。

本発明法にしたがって製造した鋼板（本発明鋼）はすべ
て良好な特性を有する。これに対して本発明によらない
比較鋼は、強度、低温靭性あるいは耐食性が劣る。

比較鋼１１−１９において、鋼１１はＣｒ量が低く、耐
食性が劣る。鋼■２はＣｒ量が多すぎるために、Ｐ　が
高く溶接性が劣るほか、ＨＡＺ靭性も悪い。

鋼１３はＣ量が高いために、母材とＨＡＺの低温靭性が
ともに劣る。鋼１４はＭｎ量が高いために、ＨＡＺ靭性
が劣る。鋼１５はＮｂを含有しないために、母材強度が
低く、靭性も悪い。鋼１６はＴｉを含有しないために母
材、ＨＡＺの靭性が悪い。鋼１７は再加熱温度が低いた
めに、母材の強度が十分でない。鋼１８は９５０℃以下
の累積圧下量が不足で、母材の靭性が悪い。また鋼１９
は圧延終了温度が低過ぎるために、母材の靭性が悪い。

（発明の効果） 本発明により、低温靭性、現地溶接性の優れた耐ＣＯ２
腐食高強度ラインパイプの製造が可能となった。その結
果、現場での溶接施工能率やパイプラインの安全性が著
しく向上した。

代 理 人

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量％で Ｃ：０．０２〜０．０９、 Ｓｉ：０．５以下、 Ｍｎ：０．７〜１．５、 Ｐ：０．０３以下、 Ｓ：０．００５以下、 Ｎｂ：０．０２〜０．０６、 Ｃｒ：０．５〜１．２以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３、 Ａｌ：０．０５以下、 Ｎ：０．００２〜０．００５ を含有し、かつ０．３５≦Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｖ）／５
   ＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５≦０．４８を満足する残部が鉄
   および不可避的不純物からなる鋼を１１００℃〜１２５
   ０℃の温度範囲に加熱して、９５０℃以下の累積圧下量
   ４０％以上、圧延終了温度７００℃〜８５０℃で圧延を
   行なった後、空冷または加速冷却することを特徴とする
   高耐食性低合金ラインパイプ用鋼の製造法。 ２、重量％で Ｖ：０．０１〜０．０８、 Ｎｉ：０．０５〜０．５、 Ｃｕ：０．０５〜０．５、 Ｃａ：０．００１〜０．００５ を含有し、かつ０．３５≦Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｖ）／５
   ＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５≦０．４８を満足する残部が鉄
   および不可避的不純物からなる鋼である請求項１記載の
   高耐食性低合金ラインパイプ用鋼の製造法。