(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０６％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：１．６〜１．８％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０００８〜０．００２％、Ｎｂ：０．０２〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｃａ：０．０００５〜０．００２５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００２５％、Ｏ：０．００３％以下を含有し、且つ（１）式及び（２）式を満足する鋼を、１０００〜１２００℃に加熱後、圧延終了温度Ａｒ3以上で熱間圧延し、平均冷却速度３℃／秒以上、５０℃／秒以下で６００℃以下まで加速冷却することを特徴とする耐ＨＩＣ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方法。
−０．０２≦０．７６（［Ｓ］−０．８［Ｃａ］＋０．１［Ｏ］）／［Ｍｇ］≦１  （１）
０．２８≦Ｃｅｑ≦０．４５                                （２）
但し、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５
【請求項２】
鋼組成として、更に質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．３〜１％、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の耐ＨＩＣ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方法。
【請求項３】
溶鋼の取鍋精錬時のスラグ酸化度を０．５〜３．０％とすることを特徴とする請求項１又は２記載の耐ＨＩＣ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐ＨＩＣ性に優れたラインパイプ用鋼の製造方法に関し、特にＡＰＩ規格Ｘ６５以上の高強度を有するものの製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
硫化水素を含む原油や天然ガスの輸送に用いられるラインパイプには、強度・靭性・溶接性などの特性の他に、耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）や耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＳＣＣ性）などの耐サワー性能が要求される。
【０００３】
耐ＨＩＣ性を向上させる技術として以下のものが開示されている。
【０００４】
１．鋼中のＳ含有量を低下させ、Ｃａ，ＭｇやＲＥＭなどの添加により伸展した形態のＭｎＳの生成を抑制して、応力集中の小さい微細に分散した球状の介在物とし、割れの発生・伝播を抑制する。（特開昭５４−１１０１１９号公報、特開昭６１−１２４５５５号公報、特開平１１−３０２７７６号公報等）
２．中心偏析部での割れを防止するため、起点となる島状マルテンサイトの生成を抑制し、割れの伝播経路となりやすいマルテンサイトやベイナイトなどの硬化組織の生成を抑制する。そのため、Ｃ，Ｍｎ，Ｐなど偏析しやすい元素の含有量を低減し、圧延前のスラブ加熱段階で、合金元素の偏析を解消する均熱処理を行なう。
【０００５】
または圧延後の冷却時の変態途中でのＣの拡散による硬化組織の生成を防ぐため、加速冷却を行う。（特開昭６１−６０８６６号公報、特開昭６１−１６５２０７号公報等）
これらの方法により耐ＨＩＣ性を向上させたＡＰＩ規格Ｘ６５グレードのラインパイプが大量生産されるようになってきているが、最近、更に高強度のＡＰＩ規格Ｘ７０，Ｘ８０グレードのラインパイプにおいても、耐サワー性が要求されるようになり、耐ＨＩＣ性をより向上させることが必要となっている。
【０００６】
高強度鋼の場合も、介在物の形態制御や、中央偏析対策が基本であり、低Ｓ，Ｃａ添加により介在物の形態制御を行いつつ、低Ｃ，低Ｍｎとして中央偏析を抑制し、それによる強度低下をＣｒ添加、Ｃｒ−Ｍｏの複合添加、およびＮｉ−Ｃｒの複合添加、また、圧延後の加速冷却で抑制する技術が開示されている。（特開平５−９５７５号公報、特開平５−２７１７６６号公報、特開平７−１０９５１９号公報、特開平７−１７３５３６号公報等）
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、高強度のラインパイプでは、母材自体のＨＩＣ感受性が上昇し、特に、高強度化のための加速冷却により表面近くが硬化するため、上述した先行技術では、中央偏析部はもちろん中央偏析部以外の部分においても割れの発生する場合があった。
【０００８】
本発明は、以上の点に鑑みなされたもので、その目的は、耐ＨＩＣ性に優れたＸ８０グレードのラインパイプ用鋼の製造方法を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、種々の成分組成、ミクロ組織の鋼を製造し、耐ＨＩＣ性とともに強度、靭性について検討を行った。その結果、Ｘ６５以上の高強度材では、Ｃａ添加によりＭｎＳの形態制御を行った鋼においてもＡｌ2Ｏ3クラスターやＣａＯ，ＣａＳを起点とし、表層近傍でＨＩＣを発生するが、Ｍｇを添加し、且つＭｇ，Ｃａ，Ｓ，Ｏ量の規制により、Ａｌ2Ｏ3クラスターやＣａＯ，ＣａＳを微細化した場合、強度、靭性を損なわずに耐ＨＩＣ性が向上することを見出した。
【００１０】
本発明は以上の知見をもとに更に検討を加えてなされたものである。すなわち、本発明は
１．質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０６％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：１．６〜１．８％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０００８〜０．００２％、Ｎｂ：０．０２〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｃａ：０．０００５〜０．００２５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００２５％、Ｏ：０．００３％以下を含有し、且つ（１）式及び（２）式を満足する鋼を、１０００〜１２００℃に加熱後、圧延終了温度Ａｒ3以上で熱間圧延し、平均冷却速度３℃／秒以上、５０℃／秒以下で６００℃以下まで加速冷却することを特徴とする耐ＨＩＣ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方法。
【００１１】
−０．０２≦０．７６（［Ｓ］−０．８［Ｃａ］＋０．１［Ｏ］）／［Ｍｇ］≦１  （１）
０．２８≦Ｃｅｑ≦０．４５                                （２）
但し、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５
２．鋼組成として、更に質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．３〜１％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の耐ＨＩＣ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方法。
【００１２】
３．  溶鋼の取鍋精錬時のスラグ酸化度を０．５〜３．０％とすることを特徴とする１又は２記載の耐ＨＩＣ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方法。
【００１３】
【発明の実施の形態】
本発明の成分限定理由、製造条件限定理由について説明する。
【００１４】
１．成分限定理由
Ｃ
Ｃは、鋼を強化するために添加する。ＡＰＩＸ６５〜８０の強度を満足させるため、０．０３％以上添加する。一方、０．０６％を超えると耐ＨＩＣ性、耐サワー性、靭性および溶接性を劣化させるため、０．０３〜０．０６％（０．０３％以上、０．０６％以下）とする。
【００１５】
Ｓｉ
Ｓｉは、脱酸のため、０．０５％以上添加する。一方、０．５％を超えると靭性や溶接性を劣化させるため、０．０５〜０．５％とする。
【００１６】
Ｍｎ
Ｍｎは、鋼の強度、靭性を向上させるため、添加する。１．６％未満ではその効果が十分でなく、１．８％を超えると溶接性と耐ＨＩＣ性が著しく劣化するため、１．６〜１．８％とする。
【００１７】
Ｐ
Ｐは、本発明では不可避的不純物であり０．０１％以下とするが、生産コストを上昇させない範囲で極力低減させることが望ましい。
【００１８】
Ｓ
Ｓは、本発明では不可避的不純物であり，Ｃａ添加によりＭｎＳからＣａＳ系の介在物に形態制御しても、高強度材では割れの起点となるため、０．０００８〜０．００２％とするが、生産コストを上昇させない範囲で極力低減させることが望ましい。
【００１９】
Ｎｂ
Ｎｂは、圧延時や焼入れ時の粒成長抑制によりミクロ組織を微細化し、ラインパイプとして必要な靭性を得るため添加する。その効果は０．０２％以上で得られ、０．０５％を超えると飽和し、溶接熱影響部の靭性を劣化させるため、０．０２〜０．０５％とする。
【００２０】
Ｔｉ
ＴｉはＴｉＮとして、スラブ加熱時、焼入れ時の粒成長を抑制し、ミクロ組織を微細化する。その効果は０．００５％以上で得られ、０．０２％を超えると靭性を劣化させるため、０．００５〜０．０２％とする。
【００２１】
Ａｌ
Ａｌは、脱酸剤として０．０１％以上添加する。０．０７％を超えると清浄度が低下し、耐ＨＩＣ性が劣化するため、０．０１〜０．０７％とする。
【００２２】
Ｃａ
Ｃａは硫化物系介在物の形態制御に必要で、その効果を得るため、０．０００５％以上添加する。０．００２５％を超えるとその効果が飽和し、清浄度を低下させ、耐ＨＩＣ性を劣化させるため、０．０００５〜０．００２５％とする。
【００２３】
Ｍｇ
Ｍｇは、本発明では重要な元素であり、以下の効果を得るため添加する。
【００２４】
１．ＳをＭｇＳとし、ＨＩＣの起点となるＭｎＳの発生を抑制する。
【００２５】
２．Ｃａ添加鋼において、ＨＩＣの起点となる粗大化したＣａＳ，ＣａＯなどＣａ系介在物を微細なＣａ・Ａｌ・Ｍｇ系酸化物、ＭｇＳとし分散させる。
【００２６】
３．ＨＩＣの起点となるＡｌ2Ｏ3クラスターを微細なＡｌ・Ｍｇ酸化物とし、分散させる。
【００２７】
これらの効果により、Ｘ６５グレード以上の高強度材においても良好なＨＩＣ性能が得られるが、０．０００１％未満ではその効果が十分でなく、０．００２５％を超えると飽和し、Ｍｇ酸化物の増加により靭性が劣化するため、
０．０００１〜０．００２５％とする。
【００２８】
Ｏ
Ｏが０．００３％を超えて含有されると、粗大なＣａＯやＡｌ2Ｏ3クラスターが生成し、耐ＨＩＣ性が著しく低下するため、０．００３％以下とする。
【００２９】
０．７６（［Ｓ］−０．８［Ｃａ］＋０．１［Ｏ］）／［Ｍｇ］
本パラメータは、耐ＨＩＣ性を劣化させる粗大なＣａ系介在物、Ａｌ2Ｏ3クラスター、ＭｎＳの生成量を規定するものであり、良好な耐ＨＩＣ性を得るため、−０．０２≦０．７６（［Ｓ］−０．８［Ｃａ］＋０．１［Ｏ］）／［Ｍｇ］≦１とする。但し、［Ｓ］、［Ｏ］は鋼中含有量、［Ｃａ］、［Ｍｇ］は添加量とする。
【００３０】
Ｃｅｑ
Ｃｅｑは、Ｘ６５〜８０としての強度を得るため、０．２８％以上必要であり、０．４５％を超えると溶接部が効果し、低温割れが発生するため、０．２８％以上、０．４５％以下とする。但し、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５
以上が本発明の基本成分組成およびその構成であり、十分な特性が得られるが、更にその特性を優れたものとするため、Ｃｕ，Ｎｉ、Ｃｒ，Ｍｏ、Ｖの一種又は二種以上を添加することが可能である。
【００３１】
Ｃｕ
Ｃｕは、靭性と強度を向上させる場合、添加する。０．５％を超えると溶接性を阻害するため、０．５％以下とする。
【００３２】
Ｎｉ
Ｎｉは、靭性と強度を向上させる場合、０．３％以上添加する。１％を超えるとその効果は飽和し、応力腐食割れが発生しやすくなるため、０．３〜１％とする。
【００３３】
Ｃｒ
Ｃｒは、強度を向上させる場合、添加するが、０．５％を超えると溶接性を劣化させるため、０．５％以下とする。
【００３４】
Ｍｏ
Ｍｏは、靭性と強度を向上させる場合、添加するが、０．５％を超えると溶接性、耐ＨＩＣ性を劣化させるため、０．５％以下とする。
【００３５】
Ｖ
Ｖは、強度を向上させる場合、添加するが、０．１％を超えると溶接性を劣化させるため、０．１％以下とする。
【００３６】
２．製造条件
取鍋精錬時のスラグ酸化度
本発明で、取鍋精錬時のスラグ酸化度は，トータルＦｅ＋ＭｎＯとして定義される。スラグ酸化度が３．０％を超えると、鋼板表面の近傍においてＡｌ2Ｏ3クラスタが生成し、ＨＩＣを生ずるようになり、一方、０．５％未満とすると経済性を損なうようになるため、０．５〜３．０％とする。
【００３７】
スラブ加熱温度
スラブ加熱温度は、１０００℃未満では強度が不足し、一方、１２００℃を超えると靭性が劣化するので、１０００〜１２００℃とする。
【００３８】
圧延終了温度
熱間圧延は所望の強度を得るため、Ａｒ3変態点以上で圧延を終了することが望ましい。
【００３９】
加速冷却停止温度
加速冷却停止温度は、鋼板表面温度で６００℃を超えると、安定して十分な強度が得られないため６００℃以下とする。
【００４０】
冷却速度
鋼板の平均冷却速度は、３℃／秒未満になると安定して十分な強度が得られず、５０℃／秒を超えると強度が過剰となり、耐ＨＩＣ性が劣化するため、３〜５０℃／秒とする。
【００４１】
尚、本発明鋼から鋼管を製造する方法は特に規定しない。
【００４２】
【実施例】
表１に示す化学成分の鋼を表２に示す条件を用いて鋼板に製造した。表２に得られた鋼板の機械的性質と耐ＨＩＣ性をあわせて示す。
【００４３】
ＨＩＣ試験は、ＰＨは約３の硫化水素を飽和させた５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ3ＣＯＯＨ水溶液（通称ＮＡＣＥ溶液）中で行い、割れ長さ率（ＣＬＲ）が１５％以下を良好とした。
【００４４】
靭性は、シャルピー衝撃試験での破面遷移温度がー６０℃以下、強度は降伏強さ４４８ＭＰａ以上を良好とした。また、溶接性は実鋼管のシーム溶接に相当するサブマージアーク溶接を行い、高温割れ、低温割れについて溶接部の断面観察により調査し、割れのないものを良好とした。
【００４５】
表２より明らかなように、本発明による鋼は優れた特性が得られている。
【００４６】
【表１】
0005157030.tif 000002
【００４７】
【表２】
0005157030.tif 000003
【００４８】
【発明の効果】
本発明により、耐ＨＩＣ性に優れたＸ６５以上の高強度ラインパイプ用鋼が得られ、産業上極めて有用である。