JPH07278664A - 耐ｃｏ２腐食性および耐サワー低合金ラインパイプ用鋼の製造方法 - Google Patents
耐ｃｏ２腐食性および耐サワー低合金ラインパイプ用鋼の製造方法Info
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- JPH07278664A JPH07278664A JP7491694A JP7491694A JPH07278664A JP H07278664 A JPH07278664 A JP H07278664A JP 7491694 A JP7491694 A JP 7491694A JP 7491694 A JP7491694 A JP 7491694A JP H07278664 A JPH07278664 A JP H07278664A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、耐ＣＯ２腐食性、耐サワー低合金
ラインパイプ用鋼の製造方法を提供すること。 【構成】 重量％でＣ：０．０１〜０．０７％、Ｎｂ：
０．０２〜０．０６％、Ｃｒ０．４〜１．２，Ｔｉ：
０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．００８％以下を
含有鋼を１１００〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、９
５０℃以下の累積圧下量４０％以上、圧延終了温度７５
０〜９００℃で圧延を終了し、続いて冷却速度５〜４０
℃／sec で５５０〜３５０℃の温度まで加速冷却し、冷
却停止後放冷することを特徴とする耐ＣＯ２腐食性耐サ
ワー低合金ラインパイプ用鋼の製造方法。
ラインパイプ用鋼の製造方法を提供すること。 【構成】 重量％でＣ：０．０１〜０．０７％、Ｎｂ：
０．０２〜０．０６％、Ｃｒ０．４〜１．２，Ｔｉ：
０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．００８％以下を
含有鋼を１１００〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、９
５０℃以下の累積圧下量４０％以上、圧延終了温度７５
０〜９００℃で圧延を終了し、続いて冷却速度５〜４０
℃／sec で５５０〜３５０℃の温度まで加速冷却し、冷
却停止後放冷することを特徴とする耐ＣＯ２腐食性耐サ
ワー低合金ラインパイプ用鋼の製造方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ＣＯ２およびＨ２Ｓを
含んだ石油、天然ガスに用いる耐ＣＯ２腐食性、耐ＨＩ
Ｃ性および耐ＳＳＣ性に優れたラインパイプ用高張力鋼
板（引張強さ：５００MPa 以上、板厚４０mm以下）の鋼
板の製造方法に関するものである。また、本発明鋼は、
低温靭性及び現地溶接性にも優れているので、寒冷地や
オフショアに使用可能である。鉄鉱業においては厚板ミ
ルに適用することが最も好ましいホットコイルにも適用
できる。
含んだ石油、天然ガスに用いる耐ＣＯ２腐食性、耐ＨＩ
Ｃ性および耐ＳＳＣ性に優れたラインパイプ用高張力鋼
板（引張強さ：５００MPa 以上、板厚４０mm以下）の鋼
板の製造方法に関するものである。また、本発明鋼は、
低温靭性及び現地溶接性にも優れているので、寒冷地や
オフショアに使用可能である。鉄鉱業においては厚板ミ
ルに適用することが最も好ましいホットコイルにも適用
できる。
【０００２】
【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、近年、
原油の２次、３次回収におけるＣＯ２注入や深井戸化に
よるインヒビター効果の低下によって、ＣＯ２ガスによ
るラインパイプの腐食が大きな問題となり、耐ＣＯ２腐
食性が要求されるようになった。
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、近年、
原油の２次、３次回収におけるＣＯ２注入や深井戸化に
よるインヒビター効果の低下によって、ＣＯ２ガスによ
るラインパイプの腐食が大きな問題となり、耐ＣＯ２腐
食性が要求されるようになった。
【０００３】一方、硫化水素（Ｈ２Ｓ）を含むサワーオ
イルやサワーガスを輸送するラインパイプ及びその付属
設備あるいはＨ２Ｓを含む流体を扱う化学プラント配管
などの鋼管材に対して耐サワー性（耐ＨＩＣ性と耐ＳＳ
Ｃ性）が要求される。この場合、通常ＮＡＣＥ ＴＭ−
０２−８４に規定された人工海水＋飽和Ｈ２Ｓ溶液（ｐ
Ｈ〜５．０）（耐ＨＩＣ性）やＮＡＣＥ ＴＭ−０１−
７７に規定された５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ３ＣＯＯ
Ｈ＋飽和Ｈ２Ｓ溶液（ｐＨ〜３．５）（耐ＳＳＣ性）が
評価指標として使用される。低ｐＨ環境における耐サワ
ー鋼材としては、極低Ｓ化及びＣａ転化による介在物
形態制御やＭｎやＰを低減することによる偏析部の硬
さ制御による対策が取られてきた。
イルやサワーガスを輸送するラインパイプ及びその付属
設備あるいはＨ２Ｓを含む流体を扱う化学プラント配管
などの鋼管材に対して耐サワー性（耐ＨＩＣ性と耐ＳＳ
Ｃ性）が要求される。この場合、通常ＮＡＣＥ ＴＭ−
０２−８４に規定された人工海水＋飽和Ｈ２Ｓ溶液（ｐ
Ｈ〜５．０）（耐ＨＩＣ性）やＮＡＣＥ ＴＭ−０１−
７７に規定された５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ３ＣＯＯ
Ｈ＋飽和Ｈ２Ｓ溶液（ｐＨ〜３．５）（耐ＳＳＣ性）が
評価指標として使用される。低ｐＨ環境における耐サワ
ー鋼材としては、極低Ｓ化及びＣａ転化による介在物
形態制御やＭｎやＰを低減することによる偏析部の硬
さ制御による対策が取られてきた。
【０００４】しかし現在、Ｃｒ添加およびＮｂ−Ｔｉの
複合添加により耐ＣＯ２腐食性に優れた低温靭性を向上
させているが、耐サワー性に適合した耐ＣＯ２腐食性低
温用大径ラインパイプは開発されるに至っていない。特
開平０３−２１１２３０号公報には耐ＣＯ２腐食性、低
温靭性および現地溶接性に優れた低温用耐ＣＯ２腐食性
ラインパイプ用鋼が開示されているが、さらに耐サワー
性を具備した低温用耐ＣＯ２腐食性ラインパイプ用鋼は
いまだ存在しない。
複合添加により耐ＣＯ２腐食性に優れた低温靭性を向上
させているが、耐サワー性に適合した耐ＣＯ２腐食性低
温用大径ラインパイプは開発されるに至っていない。特
開平０３−２１１２３０号公報には耐ＣＯ２腐食性、低
温靭性および現地溶接性に優れた低温用耐ＣＯ２腐食性
ラインパイプ用鋼が開示されているが、さらに耐サワー
性を具備した低温用耐ＣＯ２腐食性ラインパイプ用鋼は
いまだ存在しない。
【０００５】
【発明が解決しようとする問題点】本発明は、母材、Ｈ
ＡＺ靭性及び現地溶接性を損なうことなく耐ＣＯ２腐食
性、耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性の優れたラインパイプ
用鋼板の製造方法を提供することを目的とするものであ
る。
ＡＺ靭性及び現地溶接性を損なうことなく耐ＣＯ２腐食
性、耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性の優れたラインパイプ
用鋼板の製造方法を提供することを目的とするものであ
る。
【０００６】さらに、本発明の目的は、適正なＣｒ添
加、低Ｃ化による、低Ａｌ化によるＭＡ（高Ｃ島状マル
テンサイト）の生成を阻止し、ベイナイトの硬度上昇を
阻止し、低Ｓ化、ＴｉおよびＣａ添加、制御圧延、制御
冷却による、低温靭性、かつ耐ＣＯ２腐食性、耐ＳＳＣ
性および耐ＨＩＣ性に優れた鋼板の製造方法を提供する
ことである。
加、低Ｃ化による、低Ａｌ化によるＭＡ（高Ｃ島状マル
テンサイト）の生成を阻止し、ベイナイトの硬度上昇を
阻止し、低Ｓ化、ＴｉおよびＣａ添加、制御圧延、制御
冷却による、低温靭性、かつ耐ＣＯ２腐食性、耐ＳＳＣ
性および耐ＨＩＣ性に優れた鋼板の製造方法を提供する
ことである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、耐ＣＯ２
腐食性、耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性と低温靭性を、主
に化学成分、組織に関して詳しく検討した結果、下記の
ような事実が判明した。すなわち、 低Ｃ化により硬さを２５０Ｈｖ以下とした微細で均一
なベイナイト（第２相としてフェライトまたはＩＧＦ
（粒内フェライト））からなる組織は、最も耐ＳＳＣ性
および耐ＨＩＣ性に優れている。 低Ｓ化のためのＣａ添加により、耐ＨＩＣ性および低
温靭性の両特性が向上する。また、Ｎｂ−Ｔｉの複合添
加により、Ｃｒ添加による低温靭性の劣化が抑制でき
る。 制御圧延＋加速冷却によってのみＣｒ添加による効果
により耐ＣＯ２腐食性、耐サワー性が確保できる。
腐食性、耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性と低温靭性を、主
に化学成分、組織に関して詳しく検討した結果、下記の
ような事実が判明した。すなわち、 低Ｃ化により硬さを２５０Ｈｖ以下とした微細で均一
なベイナイト（第２相としてフェライトまたはＩＧＦ
（粒内フェライト））からなる組織は、最も耐ＳＳＣ性
および耐ＨＩＣ性に優れている。 低Ｓ化のためのＣａ添加により、耐ＨＩＣ性および低
温靭性の両特性が向上する。また、Ｎｂ−Ｔｉの複合添
加により、Ｃｒ添加による低温靭性の劣化が抑制でき
る。 制御圧延＋加速冷却によってのみＣｒ添加による効果
により耐ＣＯ２腐食性、耐サワー性が確保できる。
【０００８】つまり、圧延条件および冷却条件を適正に
選択することにより、パーライトの生成を抑え、ベーナ
イトの変態を起こさせる。また、マルテンサイトの生成
を抑え、微細で均一なベイナイト組織により耐ＳＳＣ性
および耐ＨＩＣ性が向上する。さらに、低Ｓ化のための
Ｃａ添加することにより、ＭｎＳ等の介在物の形態が制
御されて、耐ＨＩＣ性が向上する。
選択することにより、パーライトの生成を抑え、ベーナ
イトの変態を起こさせる。また、マルテンサイトの生成
を抑え、微細で均一なベイナイト組織により耐ＳＳＣ性
および耐ＨＩＣ性が向上する。さらに、低Ｓ化のための
Ｃａ添加することにより、ＭｎＳ等の介在物の形態が制
御されて、耐ＨＩＣ性が向上する。
【０００９】また、本発明者らは、耐食性と低温靭性と
を、主に化学成分、組織に関して詳しく検討した結果、
下記のような事実が判明した。 Ａｌ量の低減により、ＨＡＺのＭＡの生成が抑制され
靭性が向上する。また、Ａｌ量の低減は、耐食性に影響
を与えない。 Ｃｒ添加、Ｃの低減により、耐ＣＯ２腐食性が確保で
きる。
を、主に化学成分、組織に関して詳しく検討した結果、
下記のような事実が判明した。 Ａｌ量の低減により、ＨＡＺのＭＡの生成が抑制され
靭性が向上する。また、Ａｌ量の低減は、耐食性に影響
を与えない。 Ｃｒ添加、Ｃの低減により、耐ＣＯ２腐食性が確保で
きる。
【００１０】ＣＯ２腐食に関してはＣｒ添加が有効であ
るが、過量のＣｒ添加は低温靭性、現地溶接性の劣化を
引き起こす。これに対し、Ｃｒ量の上限値を規制した上
で、主としてＮｂ−Ｔｉの複合効果により低温靭性、現
地溶接性の劣化の抑制が可能になる。Ｎｂは制御圧延に
おける結晶粒の微細化や析出効果に寄与し鋼を強靭化す
る。また、Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、スラプ再
加熱時、溶接時のτ粒粗大化を抑制し母材、ＨＡＺ靭性
の改善に効果がある。さらに、溶接部のＨＡＺ靭性に有
害なＭＡの生成をＡｌの低減により抑制に効果がある。
るが、過量のＣｒ添加は低温靭性、現地溶接性の劣化を
引き起こす。これに対し、Ｃｒ量の上限値を規制した上
で、主としてＮｂ−Ｔｉの複合効果により低温靭性、現
地溶接性の劣化の抑制が可能になる。Ｎｂは制御圧延に
おける結晶粒の微細化や析出効果に寄与し鋼を強靭化す
る。また、Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、スラプ再
加熱時、溶接時のτ粒粗大化を抑制し母材、ＨＡＺ靭性
の改善に効果がある。さらに、溶接部のＨＡＺ靭性に有
害なＭＡの生成をＡｌの低減により抑制に効果がある。
【００１１】一方、ＣＯ２環境下でのＣｒ添加鋼は、Ｃ
ｒの腐食生成被膜がＣＯ２腐食を抑制することから、そ
の添加量が多いほど有効であることが知られている。し
かし、低温靭性劣化の観点からＣｒ量の上限値が規制さ
れるため、適正なＣｒ添加で制御圧延＋制御冷却により
耐食性を向上させることを可能にした。
ｒの腐食生成被膜がＣＯ２腐食を抑制することから、そ
の添加量が多いほど有効であることが知られている。し
かし、低温靭性劣化の観点からＣｒ量の上限値が規制さ
れるため、適正なＣｒ添加で制御圧延＋制御冷却により
耐食性を向上させることを可能にした。
【００１２】本発明者らは、たとえＣｒの添加量が少な
くＣｒの腐食生成被膜の生成が不十分であっても、また
は生成しなくても、適正なＣｒの添加で制御圧延＋制御
冷却により、ＣＯ２環境下でのカソード反応を抑制する
ことを見い出し、耐ＣＯ２腐食を確保した。本発明の重
要性は、耐ＣＯ２腐食性、耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性
と母材およびＨＡＺ低温靭性とを向上すると言う、耐サ
ワーラインバイプとして３つの重要な特性を確保した点
にある。
くＣｒの腐食生成被膜の生成が不十分であっても、また
は生成しなくても、適正なＣｒの添加で制御圧延＋制御
冷却により、ＣＯ２環境下でのカソード反応を抑制する
ことを見い出し、耐ＣＯ２腐食を確保した。本発明の重
要性は、耐ＣＯ２腐食性、耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性
と母材およびＨＡＺ低温靭性とを向上すると言う、耐サ
ワーラインバイプとして３つの重要な特性を確保した点
にある。
【００１３】本発明の要旨とするところは、次の通りで
ある。 （１）重量％で、Ｃ：０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：
０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｐ：
０．０１５％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ｎｂ：０．
０２〜０．０６％、Ｃｒ：０．４〜１．２、Ｔｉ：０．
００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．００８％以下、Ｃ
ａ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．
００５％、Ｏ；０．０１〜０．００５％を含有し、かつ
次式０．３５％≦Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ
＋Ｃｕ）／１５≦０．５２％を満足し、残部が鉄および
不可避的不純物からなる鋼、あるいは、 （２）前記（１）の合金組成に、さらにＶ：０．００５
〜０．０６０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｕ：
０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｚ
ｒ：０．００５〜０．０２５％、ＲＥＭ：０．０００５
〜０．０１％のうちの一種類以上を含有し、かつ次式 ０．３５％≦Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃ
ｕ）／１５≦０．５２％ を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼
を、１１００〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、９５０
℃以下の累積圧下量４０％以上、圧延終了温度７５０〜
９００℃で圧延を終了し、続いて冷却速度５〜４０℃／
sec で５５０〜３５０℃の温度まで加速冷却し、冷却停
止後放冷することを特徴とする耐ＣＯ２腐食性耐サワー
低合金ラインパイプ用鋼の製造方法。
ある。 （１）重量％で、Ｃ：０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：
０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｐ：
０．０１５％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ｎｂ：０．
０２〜０．０６％、Ｃｒ：０．４〜１．２、Ｔｉ：０．
００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．００８％以下、Ｃ
ａ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．
００５％、Ｏ；０．０１〜０．００５％を含有し、かつ
次式０．３５％≦Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ
＋Ｃｕ）／１５≦０．５２％を満足し、残部が鉄および
不可避的不純物からなる鋼、あるいは、 （２）前記（１）の合金組成に、さらにＶ：０．００５
〜０．０６０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｕ：
０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｚ
ｒ：０．００５〜０．０２５％、ＲＥＭ：０．０００５
〜０．０１％のうちの一種類以上を含有し、かつ次式 ０．３５％≦Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃ
ｕ）／１５≦０．５２％ を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼
を、１１００〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、９５０
℃以下の累積圧下量４０％以上、圧延終了温度７５０〜
９００℃で圧延を終了し、続いて冷却速度５〜４０℃／
sec で５５０〜３５０℃の温度まで加速冷却し、冷却停
止後放冷することを特徴とする耐ＣＯ２腐食性耐サワー
低合金ラインパイプ用鋼の製造方法。
【００１４】以下に、本発明を詳細に説明する。まず、
本発明において化学成分を限定した理由は、次の通りで
ある。 Ｃ ：Ｃ量の下限を０．０１％としたのは、母材および
溶接部の強度の確保ならびにＮｂ、Ｖ等の添加時に、こ
れらの効果を発揮させるための最小量である。しかし、
Ｃが多すぎるとＨＡＺ靭性に悪影響をおよぼすだけでな
く、母材靭性、溶接性を劣化させるので、上限を０．０
７％とした。Ｃ量が多いとマルテンサイトが生成し、低
温靭性を著しく劣化する。過量のＣ添加は耐ＣＯ２腐食
の防止の観点からは炭化物などのカソードサイトを生成
するので、Ｃ量は低い方が望ましい。また、耐サワー性
に関しても中心偏析部へのＭｎ、Ｐの濃化を招き耐サワ
ー特性を劣化させるため低くする方が望ましい。
本発明において化学成分を限定した理由は、次の通りで
ある。 Ｃ ：Ｃ量の下限を０．０１％としたのは、母材および
溶接部の強度の確保ならびにＮｂ、Ｖ等の添加時に、こ
れらの効果を発揮させるための最小量である。しかし、
Ｃが多すぎるとＨＡＺ靭性に悪影響をおよぼすだけでな
く、母材靭性、溶接性を劣化させるので、上限を０．０
７％とした。Ｃ量が多いとマルテンサイトが生成し、低
温靭性を著しく劣化する。過量のＣ添加は耐ＣＯ２腐食
の防止の観点からは炭化物などのカソードサイトを生成
するので、Ｃ量は低い方が望ましい。また、耐サワー性
に関しても中心偏析部へのＭｎ、Ｐの濃化を招き耐サワ
ー特性を劣化させるため低くする方が望ましい。
【００１５】Ｓｉ：脱酸上、０．０５％以上鋼に必要で
あるが、多く添加すると溶接性および溶接部の靭性が劣
化するので上限を０．５％とした。 Ｍｎ：は強度、靭性を確保する上で不可欠な元素であ
り、その下限は０．７％である。ＨＡＺ靭性を改善する
には、γ粒界に生成する粗大な初析フェライトを防止す
る必要があるが、Ｍｎ添加は、これを抑制する効果があ
る。しかし、Ｍｎが多すぎると焼入性が増加して、溶接
性、ＨＡＺ靭性を劣化させるだけでなく、スラブのＭｎ
Ｓ等の中心偏析を助長して、耐ＨＩＣ性を劣化させるの
で、Ｍｎ添加の上限を１．５％とした。
あるが、多く添加すると溶接性および溶接部の靭性が劣
化するので上限を０．５％とした。 Ｍｎ：は強度、靭性を確保する上で不可欠な元素であ
り、その下限は０．７％である。ＨＡＺ靭性を改善する
には、γ粒界に生成する粗大な初析フェライトを防止す
る必要があるが、Ｍｎ添加は、これを抑制する効果があ
る。しかし、Ｍｎが多すぎると焼入性が増加して、溶接
性、ＨＡＺ靭性を劣化させるだけでなく、スラブのＭｎ
Ｓ等の中心偏析を助長して、耐ＨＩＣ性を劣化させるの
で、Ｍｎ添加の上限を１．５％とした。
【００１６】Ｐ ：本発明において不純物であるＰを
０．０１５％以下とした。これは、母材、ＨＡＺの低温
靭性により一層向上させ、スラブの中心偏析を軽減する
ためである。Ｐ量の低減は、ＨＡＺにおける粒界破壊傾
向を減少せる傾向がある。好ましくは０．０１０％以下
が望ましい。 Ｓ ：Ｓ量の上限を０．００１％以上にすると、Ｃａに
よる形態制御が不可能なＭｎＳが生成し、ＨＩＣを起点
となる。従って、本発明ではＳ量を０．００１以下とし
た。
０．０１５％以下とした。これは、母材、ＨＡＺの低温
靭性により一層向上させ、スラブの中心偏析を軽減する
ためである。Ｐ量の低減は、ＨＡＺにおける粒界破壊傾
向を減少せる傾向がある。好ましくは０．０１０％以下
が望ましい。 Ｓ ：Ｓ量の上限を０．００１％以上にすると、Ｃａに
よる形態制御が不可能なＭｎＳが生成し、ＨＩＣを起点
となる。従って、本発明ではＳ量を０．００１以下とし
た。
【００１７】Ｎｂ：本発明鋼において重要な元素であ
り、高強度鋼においてはＮｂを添加することなく優れた
ＨＡＺ靭性を得ることは困難である。Ｎｂはγ粒界に生
成するフェライトを抑制し結晶粒を微細化し鋼を高靭化
する。この効果を得るためには最低０．０２％のＮｂ量
が必要である。しかしながら、Ｎｂ量が多すぎると、逆
に微細組織の生成が妨げられるので、その上限を０．０
６％とした。 Ｃｒ：耐ＣＯ２腐食防止の観点から重要な元素である。
下限値０．４％は耐ＣＯ２腐食性の効果を得る最小値で
ある。しかし、多すぎると現地溶接性やＨＡＺ靭性を劣
化させる。そのため、上限を１．２％とした。
り、高強度鋼においてはＮｂを添加することなく優れた
ＨＡＺ靭性を得ることは困難である。Ｎｂはγ粒界に生
成するフェライトを抑制し結晶粒を微細化し鋼を高靭化
する。この効果を得るためには最低０．０２％のＮｂ量
が必要である。しかしながら、Ｎｂ量が多すぎると、逆
に微細組織の生成が妨げられるので、その上限を０．０
６％とした。 Ｃｒ：耐ＣＯ２腐食防止の観点から重要な元素である。
下限値０．４％は耐ＣＯ２腐食性の効果を得る最小値で
ある。しかし、多すぎると現地溶接性やＨＡＺ靭性を劣
化させる。そのため、上限を１．２％とした。
【００１８】Ｔｉ：本発明鋼において重要な元素であ
り、ＴｉＮを形成して、ＨＡＺ組織を微細化し、ＨＡＺ
靭性を向上させる。下限の０．００５％は、この効果を
得るための最小量であり、また、上限の０．０２５％は
ＴｉＣ形成によるＨＡＺ靭性劣化を防止するためであ
る。 Ａｌ：一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、本発明
では好ましくない元素であり、その上限は０．００８％
以下とした。これは、Ａｌが鋼中に含まれている０と結
合し、Ｔｉ酸化物が生成せずＩＧＦの生成が抑制される
ためである。また、Ａｌの低減によりＭＡの製成を抑制
し高靭化がはかれる。
り、ＴｉＮを形成して、ＨＡＺ組織を微細化し、ＨＡＺ
靭性を向上させる。下限の０．００５％は、この効果を
得るための最小量であり、また、上限の０．０２５％は
ＴｉＣ形成によるＨＡＺ靭性劣化を防止するためであ
る。 Ａｌ：一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、本発明
では好ましくない元素であり、その上限は０．００８％
以下とした。これは、Ａｌが鋼中に含まれている０と結
合し、Ｔｉ酸化物が生成せずＩＧＦの生成が抑制される
ためである。また、Ａｌの低減によりＭＡの製成を抑制
し高靭化がはかれる。
【００１９】Ｃａ：鋼中介在物であるＭｎＳの形態を制
御し耐ＨＩＣ性を向上させるために、また、ＨＡＺにお
いて靭性を向上するためのＣａＯを生成するために０．
００１％以上を添加する。しかし、０．００５％を超え
るとＣａ系の大型介在物やクラスターにより耐ＨＩＣ性
および耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性が劣化するので０．
００５％を上限とした。 Ｎ ：ＴｉＮ等によるＨＡＺ靭性を確保するためには
０．００１％以上必要である。また、０．００５％を超
えると耐ＨＩＣ性が劣化するので、上限を０．００５％
とした。 Ｏ： ＨＡＺにおいて鋼靭化に有効な酸化物を製成する
ためには、Ｏ量が０．００１％以上必要である。Ｏ量の
上限を０．００５％としたのは、非金属介在物の生成に
よる鋼の清浄度、靭性劣化を防止するためである。
御し耐ＨＩＣ性を向上させるために、また、ＨＡＺにお
いて靭性を向上するためのＣａＯを生成するために０．
００１％以上を添加する。しかし、０．００５％を超え
るとＣａ系の大型介在物やクラスターにより耐ＨＩＣ性
および耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性が劣化するので０．
００５％を上限とした。 Ｎ ：ＴｉＮ等によるＨＡＺ靭性を確保するためには
０．００１％以上必要である。また、０．００５％を超
えると耐ＨＩＣ性が劣化するので、上限を０．００５％
とした。 Ｏ： ＨＡＺにおいて鋼靭化に有効な酸化物を製成する
ためには、Ｏ量が０．００１％以上必要である。Ｏ量の
上限を０．００５％としたのは、非金属介在物の生成に
よる鋼の清浄度、靭性劣化を防止するためである。
【００２０】本発明にあたっては、所望によりさらに強
度調整元素として、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、ＲＥ
Ｍのうち少なくとも１種類以上を添加する。 Ｚｒ：ほぼＴｉと同様の効果を持つ元素である。その上
下限は、それぞれ、０．００５％、０．０２５％であ
る。 Ｖ ：Ｎｂとほぼ同じ効果を持つ元素であるが、０．０
０５％以下では効果がなく、上限は０．０６０％まで許
容できる。
度調整元素として、Ｚｒ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、ＲＥ
Ｍのうち少なくとも１種類以上を添加する。 Ｚｒ：ほぼＴｉと同様の効果を持つ元素である。その上
下限は、それぞれ、０．００５％、０．０２５％であ
る。 Ｖ ：Ｎｂとほぼ同じ効果を持つ元素であるが、０．０
０５％以下では効果がなく、上限は０．０６０％まで許
容できる。
【００２１】Ｎｉ：０．０５％以上の添加により、溶接
性、ＨＡＺ靭性に悪影響をおよぼすことなく、母材の強
度、靭性を向上させる。一方、１．０％を超えると耐Ｓ
ＳＣ性が劣化するので、上限を１．０％とした。 Ｍｏ：０．０５％以上の添加により、母材の強度、靭性
を向上させる元素であるが、多すぎると母材、ＨＡＺ靭
性、溶接性の劣化を招き好ましくない。その上限は０．
４０％である。 ＲＥＭ：Ｃａの場合と同様にＭｎＳの形態制御のために
０．０００５％以上添加するが、０．０１％を超えると
清浄度が損なわれ、耐ＨＩＣおよび耐ＳＳＣ製が劣化す
るので、その上限を０．０１％とした。
性、ＨＡＺ靭性に悪影響をおよぼすことなく、母材の強
度、靭性を向上させる。一方、１．０％を超えると耐Ｓ
ＳＣ性が劣化するので、上限を１．０％とした。 Ｍｏ：０．０５％以上の添加により、母材の強度、靭性
を向上させる元素であるが、多すぎると母材、ＨＡＺ靭
性、溶接性の劣化を招き好ましくない。その上限は０．
４０％である。 ＲＥＭ：Ｃａの場合と同様にＭｎＳの形態制御のために
０．０００５％以上添加するが、０．０１％を超えると
清浄度が損なわれ、耐ＨＩＣおよび耐ＳＳＣ製が劣化す
るので、その上限を０．０１％とした。
【００２２】個々の金属元素の量を限定するだけでは不
十分であり、０．３５≦Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｖ）／５＋
（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５≦０．５２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、０．５
２は優れた低温靭性、溶接性を得るための上限値であ
る。
十分であり、０．３５≦Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｖ）／５＋
（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５≦０．５２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、０．５
２は優れた低温靭性、溶接性を得るための上限値であ
る。
【００２３】このような組成のＣＣスラブを、熱間圧延
そして加速冷却するが、図１はこのときの水冷パターン
を示すものである。すなわち、１１００〜１２５０℃の
温度領域で再加熱後、９５０℃の累積圧下量４０％以
上、圧延終了温度７５０〜９００℃で圧延を終了し、続
いて冷却速度５〜４０℃／ｓｅｃで５５０〜３５０℃の
温度まで加速冷却し、冷却停止後放冷する。
そして加速冷却するが、図１はこのときの水冷パターン
を示すものである。すなわち、１１００〜１２５０℃の
温度領域で再加熱後、９５０℃の累積圧下量４０％以
上、圧延終了温度７５０〜９００℃で圧延を終了し、続
いて冷却速度５〜４０℃／ｓｅｃで５５０〜３５０℃の
温度まで加速冷却し、冷却停止後放冷する。
【００２４】再加熱条件、熱間圧延条件および水冷条件
を限定した理由は、次の通りである。まず、再加熱温度
は上限を１２５０℃としたが、これはγ粒が粗大化し、
靭性が劣化するためである。また、１１００℃より低く
するとＮｂ（ＣＮ）等の析出物が粗大化して、耐ＨＩＣ
性を劣化させる。熱間仕上温度は、上限を９００℃とす
るが、これを超えた温度で熱間圧延を終了すると十分細
粒化されず、高強度、高靭性が得られない。また、７５
０℃で終了すると、フェライト、硬化したベイニナイト
のバンド組織の形成され耐サワー特性を劣化させる。
を限定した理由は、次の通りである。まず、再加熱温度
は上限を１２５０℃としたが、これはγ粒が粗大化し、
靭性が劣化するためである。また、１１００℃より低く
するとＮｂ（ＣＮ）等の析出物が粗大化して、耐ＨＩＣ
性を劣化させる。熱間仕上温度は、上限を９００℃とす
るが、これを超えた温度で熱間圧延を終了すると十分細
粒化されず、高強度、高靭性が得られない。また、７５
０℃で終了すると、フェライト、硬化したベイニナイト
のバンド組織の形成され耐サワー特性を劣化させる。
【００２５】９５０℃以下の累積圧下量４０％未満では
オーステナイト粒が十分な細粒にならず、加速冷却して
も均一な細粒組織が得られない。それ以外の再加熱−仕
上温度の途中の圧延は任意である。水冷停止温度の上限
を５５０℃としたのはこの温度を超えると放冷時にパー
ライトが析出し、耐ＨＩＣを劣化させるからである。ま
た、３５０℃以上としたのは水冷時にマルテンサイトを
生成し、耐ＨＩＣを劣化させるからである。冷却の下限
は、５℃／ｓとした。これより、低いと初析フェライト
が多量に生成し、微細なベイナイト組織が得られず、耐
ＨＩＣ性が劣化する。また、４０℃／ｓを超えると水冷
停止温度の制御が困難となる。
オーステナイト粒が十分な細粒にならず、加速冷却して
も均一な細粒組織が得られない。それ以外の再加熱−仕
上温度の途中の圧延は任意である。水冷停止温度の上限
を５５０℃としたのはこの温度を超えると放冷時にパー
ライトが析出し、耐ＨＩＣを劣化させるからである。ま
た、３５０℃以上としたのは水冷時にマルテンサイトを
生成し、耐ＨＩＣを劣化させるからである。冷却の下限
は、５℃／ｓとした。これより、低いと初析フェライト
が多量に生成し、微細なベイナイト組織が得られず、耐
ＨＩＣ性が劣化する。また、４０℃／ｓを超えると水冷
停止温度の制御が困難となる。
【００２６】
【実施例】以下に、本発明を実施例に基づいてさらに説
明する。表１に示す化学成分の供試鋼を使い、ＣＣスラ
ブを、表２に示すような製造条件で再加熱、熱間圧延し
て加速冷却を行った。それによって得られた鋼板の機械
的性質、耐ＣＯ２腐食性、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性
を、表２に示す。試験片の採取状況の概略図を、図２に
示す。引張り試験片、ＳＳＣ試験片は、１／２ｔより採
取した。また、ＨＡＺ靭性は、試験片熱サイクル試験に
より１３００℃に加熱した均熱部より採取した。
明する。表１に示す化学成分の供試鋼を使い、ＣＣスラ
ブを、表２に示すような製造条件で再加熱、熱間圧延し
て加速冷却を行った。それによって得られた鋼板の機械
的性質、耐ＣＯ２腐食性、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性
を、表２に示す。試験片の採取状況の概略図を、図２に
示す。引張り試験片、ＳＳＣ試験片は、１／２ｔより採
取した。また、ＨＡＺ靭性は、試験片熱サイクル試験に
より１３００℃に加熱した均熱部より採取した。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】鋼１１〜１９は、化学成分が本発明の範囲
外であるため適切な、機械的性質が得られない。すなわ
ち、鋼１１は、Ｃｒ量が低く、ＣＯ２腐食環境下でカソ
ード反応を抑制できず耐ＣＯ２腐食性が劣化した。鋼１
２は、Ｃｒ量が多く溶接部の靭性が低下した。鋼１３
は、Ｃ量が多いため靭性が低下するとともに、セメンタ
イト等のカソードサイトが増加し耐ＣＯ２腐食性を劣化
させ、また、中心偏析部へのＭｎ，Ｐの濃化を引き起こ
し耐サワー特性を劣化させた例である。鋼１４は、Ｍｎ
量が超であるため溶接部の焼性が増加して靭性を低下さ
せるとともにＭｎＳの偏析を助長し耐サワー特性を劣化
させた。鋼１５、鋼１６は、それぞれＮｂ，Ｔｉが不足
しているために靭性が低下した例である。鋼１７は、
Ｓ，Ｐが多いため中心偏析にＨＩＣ起点を生成させ耐サ
ワー特性を劣化させた。また、鋼１８は、Ｃａ量が不足
するためＭｎＳの形態制御ができないため耐サワー特性
が劣化した例である。鋼１９はＡｌが過量であるためＨ
ＡＺ靭性が低下した。
外であるため適切な、機械的性質が得られない。すなわ
ち、鋼１１は、Ｃｒ量が低く、ＣＯ２腐食環境下でカソ
ード反応を抑制できず耐ＣＯ２腐食性が劣化した。鋼１
２は、Ｃｒ量が多く溶接部の靭性が低下した。鋼１３
は、Ｃ量が多いため靭性が低下するとともに、セメンタ
イト等のカソードサイトが増加し耐ＣＯ２腐食性を劣化
させ、また、中心偏析部へのＭｎ，Ｐの濃化を引き起こ
し耐サワー特性を劣化させた例である。鋼１４は、Ｍｎ
量が超であるため溶接部の焼性が増加して靭性を低下さ
せるとともにＭｎＳの偏析を助長し耐サワー特性を劣化
させた。鋼１５、鋼１６は、それぞれＮｂ，Ｔｉが不足
しているために靭性が低下した例である。鋼１７は、
Ｓ，Ｐが多いため中心偏析にＨＩＣ起点を生成させ耐サ
ワー特性を劣化させた。また、鋼１８は、Ｃａ量が不足
するためＭｎＳの形態制御ができないため耐サワー特性
が劣化した例である。鋼１９はＡｌが過量であるためＨ
ＡＺ靭性が低下した。
【００３０】鋼２０〜２６は、適切な製造条件ではない
ので、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性が劣化している。ま
ず、冷却条件であるが、鋼２０は、空冷により冷速が低
すぎる。鋼２１は、水冷停止温度が低すぎ、鋼２２は、
水冷停止温度が高すぎ、鋼２３は、再加熱温度が低く、
鋼２６は圧延終了温度が低い。なお、鋼２１は、マルテ
ンサイトの生成が多く靭性も劣化している。鋼２４は、
圧延終了温度が高く、鋼２５は、累積圧下量が低いため
微細組織が得られず強度、靭性が低下した。
ので、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性が劣化している。ま
ず、冷却条件であるが、鋼２０は、空冷により冷速が低
すぎる。鋼２１は、水冷停止温度が低すぎ、鋼２２は、
水冷停止温度が高すぎ、鋼２３は、再加熱温度が低く、
鋼２６は圧延終了温度が低い。なお、鋼２１は、マルテ
ンサイトの生成が多く靭性も劣化している。鋼２４は、
圧延終了温度が高く、鋼２５は、累積圧下量が低いため
微細組織が得られず強度、靭性が低下した。
【００３１】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
ＣＯ２およびＨ２Ｓを含有した環境における耐ＣＯ２腐
食性、耐水素誘起割れ性および耐硫化物反応力腐食割れ
を改善し、特に母材のみならず溶接部（ＨＡＺ）の靭性
を適切に改善して、ラインパイプ用鋼管材としての特性
を有効に高められる。
ＣＯ２およびＨ２Ｓを含有した環境における耐ＣＯ２腐
食性、耐水素誘起割れ性および耐硫化物反応力腐食割れ
を改善し、特に母材のみならず溶接部（ＨＡＺ）の靭性
を適切に改善して、ラインパイプ用鋼管材としての特性
を有効に高められる。
【図１】本発明における圧延、水冷パターンを示す説明
図である。
図である。
【図２】試験片の採取位置についての概略図である。
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．０１〜０．０７％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ｎｂ：
０．０２〜０．０６％、Ｃｒ：０．４〜１．２、Ｔｉ：
０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．００８％以下、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜
０．００５％、Ｏ：０．００１〜０．００５％を含有
し、かつ、次式 ０．３５％≦Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃ
ｕ）／１５≦０．５２％ を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼
を、 １１００〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、９５０℃以
下の累積圧下量４０％以上、圧延終了温度７５０〜９０
０℃で圧延を終了し、続いて冷却速度５〜４０℃／ｓｅ
ｃで５５０〜３５０℃の温度まで加熱冷却し、冷却停止
後放冷する、 ことを特徴とする耐ＣＯ２腐食性および耐サワー低合金
ラインパイプ用鋼の製造方法。 - 【請求項２】重量％で、Ｃ：０．０１〜０．０７％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ｎｂ：
０．０２〜０．０６％、Ｃｒ：０．４〜１．２、Ｔｉ：
０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．００８％以下、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜
０．００５％、Ｏ：０．００１〜０．００５％を含有
し、さらにＶ：０．００５〜０．０６０％、Ｎｉ：０．
０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：
０．０５〜０．３０％、Ｚｒ：０．００５〜０．０２５
％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％のうちの一種類
以上を含有し、かつ次式 ０．３５％≦Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃ
ｕ）／１５≦０．５２％ を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼
を、 １１００〜１２５０℃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７５０〜９
００℃で圧延を終了し、続いて冷却速度５〜４０℃／ｓ
ｅｃで５５０〜３５０℃の温度まで加熱冷却し、冷却停
止後放冷する、 ことを特徴とする耐ＣＯ２腐食性および耐サワー低合金
ラインパイプ用鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7491694A JPH07278664A (ja) | 1994-04-13 | 1994-04-13 | 耐ｃｏ２腐食性および耐サワー低合金ラインパイプ用鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7491694A JPH07278664A (ja) | 1994-04-13 | 1994-04-13 | 耐ｃｏ２腐食性および耐サワー低合金ラインパイプ用鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07278664A true JPH07278664A (ja) | 1995-10-24 |
Family
ID=13561193
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7491694A Pending JPH07278664A (ja) | 1994-04-13 | 1994-04-13 | 耐ｃｏ２腐食性および耐サワー低合金ラインパイプ用鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07278664A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002285281A (ja) * | 2001-03-27 | 2002-10-03 | Nippon Steel Corp | 耐炭酸ガス腐食性及び溶接部靭性に優れた低合金鋼及びラインパイプとその製造方法 |
| EP3235921A4 (en) * | 2014-12-19 | 2018-07-25 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | Good fatigue- and crack growth-resistant steel plate and manufacturing method therefor |
| CN114763591A (zh) * | 2021-01-11 | 2022-07-19 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种耐盐和酸腐蚀的耐腐蚀钢及其制造方法 |
-
1994
- 1994-04-13 JP JP7491694A patent/JPH07278664A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002285281A (ja) * | 2001-03-27 | 2002-10-03 | Nippon Steel Corp | 耐炭酸ガス腐食性及び溶接部靭性に優れた低合金鋼及びラインパイプとその製造方法 |
| JP4499949B2 (ja) * | 2001-03-27 | 2010-07-14 | 新日本製鐵株式会社 | 耐炭酸ガス腐食性及び溶接部靭性に優れた低合金鋼及びラインパイプとその製造方法 |
| EP3235921A4 (en) * | 2014-12-19 | 2018-07-25 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | Good fatigue- and crack growth-resistant steel plate and manufacturing method therefor |
| US10920298B2 (en) | 2014-12-19 | 2021-02-16 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | Good fatigue- and crack growth-resistant steel plate and manufacturing method therefor |
| CN114763591A (zh) * | 2021-01-11 | 2022-07-19 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种耐盐和酸腐蚀的耐腐蚀钢及其制造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20010302 |