(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜１．４０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ｃｒ：０．３０〜１．００％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．００８０％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブを１０００〜１２００℃に加熱した後、スラブ表面温度が１０００℃以上である温度域でスラブ厚さが成品厚さの３〜１０倍になるまで粗圧延を行い、引き続き、表面温度が８００℃以上である温度域で仕上げ圧延を行い、圧延終了後４００〜５５０℃の温度域まで水冷することを特徴とする、均一なベーナイト組織を有する高温ＳＲ特性に優れた高強度耐ＨＩＣラインパイプ用鋼板の製造法。
【請求項２】
さらに、前記スラブは、重量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．０６０％以下、Ｖ：０．１０％以下、およびＡｌ：０．１０％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の高温ＳＲ特性に優れた高強度耐ＨＩＣラインパイプ用鋼板の製造法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高温ＳＲ特性に優れた高強度耐ＨＩＣラインパイプ用鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、北海油田等から産出される天然ガスは、H2S 等の腐食性ガスを多量に含むため、その輸送に使用されるラインパイプには、これらのガスに対する耐食性が要求されることが多い。
【０００３】
ところで、ラインパイプの敷設に際しては、敷設の現地でパイプの外周部の溶接 (以下、単に現地周溶接という) を行うことによりパイプ同士を接続するが、現地周溶接により熱影響部 (HAZ)の硬度が上昇し、耐食性が劣化する。そこで、熱影響部の硬度低下を目的として後熱処理を行うが、この後熱処理により、鋼管自体の強度低下、敷設作業の長時間化さらには施工コスト上昇が生じる。
【０００４】
そのため、溶接ままの後熱処理なしでラインパイプを接続するため、母材の炭素当量(Ceq.)および溶接割れ感受性組成(Pcm.)のそれぞれの成分の上限値を規定して管理することが多い。このように、炭素当量(Ceq.)および溶接割れ感受性組成(Pcm.)のそれぞれの上限値を管理された母材からなるラインパイプ同士を接続する場合は、溶接ままでラインパイプを接続しても所望の耐食性を維持することができる。
【０００５】
また、コネクタのように合金元素が非常に多い鍛造品とラインパイプを接続する場合は、鍛造品の溶接による残留応力除去と硬度上昇防止とを目的として、600 〜700 ℃程度の後熱処理を行わざるを得ない。この後熱処理によって前述の母材からなるラインパイプ自体も熱処理されるため、溶接部の靱性低下が発生する。そのため、ラインパイプ用鋼板には600 ℃以上の高温SR性能 (SR脆化に対する抵抗性) が要求される。
【０００６】
ここに、従来の高温SR性能を有するラインパイプは、高温SR処理が施されることを勘案して、強度的にオーバーグレードの鋼板を用いている。そのため、要求規格に対して設計上相当豊富な合金成分系とせざるを得ず、極めてコスト高となっていた。
【０００７】
ところで、一般的に、鋼材を高強度化するために合金成分の添加量を増加していくと、炭素当量および溶接割れ感受性組成がいずれも上昇する。そのため、このような鋼材の溶接を行うと、熱影響部の硬化が著しくなる。
【０００８】
また、鋼材の高強度化につれて、水素誘起割れ(HIC) として現れる腐食性ガス中における腐食の発生も、著しくなる。この水素誘起割れは、鋼材の成分偏析にも影響され、特に連続鋳造スラブから製造した鋼板では中心偏析に起因する水素誘起割れが発生し易い。
【０００９】
したがって、従来の高温SR性能の改善と高合金化とは相反する内容となっており、また耐食性もかえって低下する結果を招いていた。
ここに、本発明の目的は、高温SR特性に優れた高強度耐 HICラインパイプ用鋼板を低コストで製造する技術を提供することである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
ここに、本発明の要旨とするところは、Ｃ：０．０２〜０．１０％（以下、本明細書においては特にことわりがない限り「％」は「重量％」を意味するものとする）、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜１．４０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ｃｒ：０．３０〜１．００％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．００８０％以下、さらに必要に応じて、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．０６０％以下、Ｖ：０．１０％以下、およびＡｌ：０．１０％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるスラブを１０００〜１２００℃に加熱した後、スラブ表面温度が１０００℃以上である温度域でスラブ厚さが成品厚さの３〜１０倍になるまで粗圧延を行い、引き続き、表面温度が８００℃以上である温度域で仕上げ圧延を行い、圧延終了後４００〜５５０℃の温度域まで水冷することを特徴とする、均一なベーナイト組織を有する高温ＳＲ特性に優れた高強度耐ＨＩＣラインパイプ用鋼板の製造法である。
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明にかかる高強度耐 HICラインパイプ用鋼板の製造方法の実施形態を、詳細に説明する。
【００１３】
本発明の１つの特徴は、略述すれば、スラブに熱間圧延を行い、その後に加速冷却を行って得られるラインパイプ用鋼板であって、特にそれを製造するに際し、スラブ組成、圧延条件および加速冷却条件を特定することにより、600 ℃以上の高温SR性能と耐HIC 性能とに優れた高強度ラインパイプ用鋼板をコスト上昇をできるだけ抑制して製造する点にある。そこで、本発明における鋼組成、さらに圧延条件および加速冷却条件を、それぞれの限定理由を望ましい条件とともに、分説する。
【００１４】
(1) 鋼組成
スラブ組成は、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.05〜0.50％、Mn：0.80〜1.40％、Ｐ：0.020 ％以下、Ｓ：0.0020％以下、Cr：0.30〜1.00％、Ti：0.005 〜0.030 ％、Ca：0.0005〜0.0050％、Ｎ：0.0080％以下と、その他にCu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Nb：0.060 ％以下、V ≦0.10％以下、およびAl：0.10％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を必要に応じて任意に含み、残部はFeおよび不可避的不純物からなる。
【００１５】
[Ｃ：0.02〜0.10％]
Ｃ含有量が0.02％未満では所定の強度を得難く、一方0.10％を越えてしまうと溶接割れ感受性組成Pcm.が上昇して溶接割れ感受性が大きくなり、また、連続鋳造スラブを用いた場合には、連続鋳造スラブの凝固過程における包晶反応の影響によりスラブ割れが発生し易くなるとともに、連続鋳造スラブの中心部にＣが過度に濃化して偏析帯を形成してしまう。したがって、Ｃ含有量は0.02％以上0.10％以下に限定する。望ましくは、上限は0.08％であり、下限は0.04％である。
【００１６】
[Si：0.05〜0.50％]
Siは、脱酸剤または鋼強化成分として作用する。Si含有量が0.05％未満では脱酸が不十分となり、一方0.50％を越えると溶接熱影響部に縞状マルテンサイトが多く生成して靱性を極度に劣化させる。したがって、Si含有量は0.05％以上0.50％以下に限定する。同様の観点から、望ましくは、上限は0.35％であり、下限は0.05％である。
【００１７】
[Mn：0.80〜1.40％]
Mnは、鋼を強化するとともに強靱化する。Mn含有量が0.80％未満では高強度鋼として要求される強度が得られない。一方、Mn含有量が1.40％を超えるとスラブの中心偏析が増大して水素誘起割れが多く発生する。したがって、Mn含有量は0.80％以上1.40％以下に限定する。
【００１８】
[Ｐ：0.020 ％以下、Ｓ：0.0020％以下]
Ｐ、Ｓはいずれもできるだけ少ないほうが好ましい元素である。Ｐ含有量が0.020 ％を越えるとスラブにおける中心偏析度が上昇し、局部的な硬度上昇が発生する。そこで、Ｐ含有量は0.020 ％以下に限定する。同様の観点から、望ましくは0.0015％以下である。
【００１９】
一方、Ｓ含有量が0.0020％を越えると鋼に対して有害な介在物(MnS) が多く生成する。そこで、Ｓ含有量は0.0020％以下に限定する。同様の観点から、望ましくは0.015 ％以下である。
【００２０】
[Cr：0.30〜1.00％]
Crは、スラブの凝固過程において中心偏析部に濃化し難い元素である。また、Crは、熱間圧延後の鋼板の水冷時に、オーステナイトのフェライトやパーライトへの変態を遅らせて焼き入れ性を向上して鋼板の強度を上昇させ、かつ焼き戻し処理 (高温SR) においては素地フェライトの軟化を遅らせて微細な特殊炭化物の析出硬化作用により軟化抵抗の増加をもたらす。そのため、ラインパイプ用鋼板の耐HIC 性能と強度とをともに確保するには非常に有効な元素である。Cr含有量が0.30％未満では高温熱処理の前後で高強度鋼として求められる強度が得られない。一方、Cr含有量が1.00％を越えると溶接時の作業性を極度に低下させるとともにコストが嵩む。したがって、Cr含有量は0.30％以上1.00％以下に限定する。同様の観点から、望ましくは上限：0.70％、下限：0.30％であり、より望ましくは上限：0.60％、下限：0.30％である。
【００２１】
[Ti：0.005 〜0.030 ％]
Tiは、鋼の強度を向上させるとともにスラブ品質を安定させる元素である。Ti含有量が0.005 ％未満ではこのような効果が認められず、一方Ti含有量が0.030 ％を超えると、溶接熱影響部(HAZ) の靱性を劣化させる。したがって、Ti含有量は0.005 ％以上0.030 ％以下に限定する。
【００２２】
[Ca：0.0005〜0.0050％]
Caは、耐HIC 鋼においては非常に有害な介在物を形態制御して低減させることに有効な元素である。また、Caを添加することによって伸長性のMnS を低減し、鋼自体の靱性を向上する。Ca含有量が0.0005％以下ではこのような効果が得られず、一方Ca含有量が0.0050％を超えるとCa系介在物が増加するとともにコストが嵩む。したがって、Ca含有量は0.0005％以上0.0050％以下に限定する。
【００２３】
[Ｎ：0.0080％以下]
Ｎは、Tiと窒化物を形成し、溶接熱影響部の靱性劣化を防止する反面、多く含有しすぎると、過剰なＮがAlと結合し、スラブの表面品質を悪化させる。したがって、Ｎ含有量は0.0080％以下に限定する。同様の観点から、望ましくは上限：0.0070％、下限：0.0020％である。
【００２４】
さらに、本発明で用いるスラブは、強度維持のため、Cu、Ni、Mo、Nb、V およびAlの１種または２種以上を必要に応じて任意に含有する。以下、これらの任意添加元素の組成を限定する理由を説明する。
【００２５】
[Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下]
Cuは、鋼強化元素であるが、Cuを含有する場合にはCuチェッキング防止のためNiを約Cu/2以上の割合で添加しなければならず、Cu含有量の増加に伴って必然的にコストが嵩む。したがって、Cu含有量は0.50％以下に、Ni含有量は0.50％以下にそれぞれ限定する。
【００２６】
[Mo：0.50％以下]
Moは、鋼強化元素であるが、0.50％超添加すると必然的にコスト上昇を伴う。そこで、Mo含有量は0.50％以下に限定する。同様の観点から、望ましくは0.30％以下である。
【００２７】
[Nb：0.060 ％以下]
Nbは、鋼の強度および靱性を向上させる元素である。特に、オーステナイト未再結晶領域で仕上げ圧延を行うことによりオーステナイト粒を細粒化し、鋼板をAr3 変態点以上から急冷することにより強靱な細粒でかつ均一なベーナイト組織を得ることができる。したがって、成品に求める強度と靱性とのバランスに応じて適宜添加されるが、0.060 ％超添加するとスラブ加熱時に固溶が不完全になるとともにコストが嵩む。そこで、Nb含有量は0.060 ％以下に限定する。同様の観点から、望ましくは上限：0.060 ％、下限：0.020 ％である。
【００２８】
[Ｖ：0.10％以下]
Ｖは、鋼のスラブ加熱時の固溶強化および低温仕上げ圧延による析出硬化により、強度を向上させる元素である。しかし、本発明において規定する圧延仕上げ温度は、Ｖの析出効果が得られる温度範囲を外れるため、過度に添加しても有効ではなく、コストが嵩むだけである。そこで、Ｖ含有量は0.10％以下に限定する。同様の観点から、望ましくは0.070 ％以下である。
【００２９】
[Al：0.10％以下]
Alは、溶製段階で脱酸剤として用いられるが、0.10％超含有すると、溶接熱影響部(HAZ) の靱性を劣化させる。したがって、Al含有量は0.10％以下に限定する。同様の観点から、望ましくは0.070 ％以下である。
次に、本発明における圧延条件を、スラブ加熱、粗圧延および仕上圧延に分けて説明する。
【００３０】
(2) スラブ種
本発明において用いるスラブとしては、造塊−分塊スラブや連続鋳造スラブを用いることができるが、製造効率、歩留りおよび省エネルギーの観点から、連続鋳造スラブを用いることが望ましい。
【００３１】
(3)−１ (スラブ加熱)
鋼板の靱性向上のためにはスラブ加熱温度は低い方が好ましいが、1000℃未満では所定の強度を得ることができないことがある。一方、スラブ加熱温度が1200℃を越えるとオーステナイト粒が粗大化して鋼板の靱性を劣化させる可能性がある。そこで、本発明では、スラブの加熱温度は1000℃以上1200℃以下と限定する。望ましくは1020〜1180℃である。
【００３２】
(3)−２ (粗圧延）
スラブに対する粗圧延は、スラブ表面温度が1000℃以上である温度域でスラブ厚さが成品厚さの３〜10倍になるまで行う。1000℃未満の温度域で粗圧延を行うと、仕上げ圧延時の表面温度を800 ℃以上に保持できない場合があるからである。
【００３３】
また、粗圧延におけるスラブ厚さが成品厚さの３倍よりも薄く粗圧延すると、仕上げ圧延における圧下量が不足し鋼板の靱性を改善できないおそれがあり、一方、粗圧延におけるスラブ厚さが成品厚さの10倍を越える厚さであるとスラブ中心部まで粗圧延による圧下が浸透し難くなるとともに圧延能率が極度に低下する。そこで、粗圧延におけるスラブ厚を製品厚の３〜10倍に限定する。望ましくは、４〜７倍である。
【００３４】
(3)−３ [仕上げ圧延]
仕上げ圧延では、上述したようにして粗圧延を行われたスラブに対し、冷却することなく引き続き、圧下を行って所定の板厚の成品とする。この仕上圧延では、圧延終了時の成品表面温度が800 ℃以上になるようにして、圧延を行う。成品である鋼板の水冷開始温度を Ar3変態点以上にするためである。水冷開始温度を Ar3変態点以上とすることにより、オーステナイト未再結晶領域において仕上げ圧延を完了し、鋼板を Ar3変態点以上の温度域から急冷することにより、部分的なパーライト組織の生成を抑制し、強靱な細粒でかつ均一なべーナイト組織を得ることができる。
【００３５】
(4)仕上圧延後、鋼板の搬送速度：50〜200m/minで 400〜550 ℃まで水冷し、その後空冷または放冷する。
成品表面温度800 ℃以上で仕上圧延を終了した後、搬送速度：50〜200m/minで直ちに鋼板を搬送しながら水冷し、 400〜550 ℃の温度域で水冷を停止する。
【００３６】
水冷の停止温度が 400℃未満であると過冷却となって一部にマルテンサイト組織が存在する混在組織になってしまい耐HIC 性能が悪化するとともに、降状応力が低下する。一方、水冷の停止温度が 550℃超であると細粒組織が得られず、所定の強度および靱性が得られない。そこで、本発明では水冷の停止温度を 400℃以上550 ℃以下に限定する。同様の観点から、望ましくは 400〜500 ℃である。
【００３７】
また、水冷時における鋼板搬送速度が50m/min 未満では、水冷温度が上昇するので鋼板内部の残留応力が増大し、鋼板に平坦度不良が発生し易くなる。一方、鋼板搬送速度が200m/minを越えると冷却速度が低下し、鋼板の焼入れ性が不十分となって強度および靱性が劣化する。さらに、板厚方向の中心部における組織制御が不十分となって拡散性元素が濃化し易くなり、母材の硬度分布が不均一になるとともに耐HIC 性能が劣化する。そこで、本発明では鋼板の搬送速度は、50〜200m/minに限定する。望ましくは、50〜150 m/min である。なお、鋼板搬送速度は、上記の範囲内で、スラブの組成および鋼板 (成品) の板厚に応じて、適宜決定する。
このようにして、水冷を行った後は、空冷に切り換えて常温まで冷却すればよい。
【００３８】
以上詳細に説明した本発明にかかる高強度耐 HICラインパイプ用鋼板の製造方法により、高温SR特性に優れた高強度耐 HICラインパイプ用鋼板を低コストで製造することが可能となる。
【００３９】
このようにして得られた高強度耐 HICラインパイプ用鋼板は、適宜手段により製管された後、例えばラインパイプ用として、現地周溶接を行うことによりそれぞれの端面同士が、現地周溶接により接続される。
【００４０】
図１は、本発明にかかる高強度耐 HICラインパイプ用鋼板を使って製造されたパイプをコネクタに接続するときの溶接の施工を模式的に説明するもので、図中、パイプ１、１の間には、パイプ１の外径と略同一の内径を有する管状のコネクタ２、２が突き合わされた状態で配置される。コネクタ２、２はパイプ１、１に外挿されており、コネクタ２とパイプ１との接合部３、３が現地周溶接により、環状に溶接される。また、コネクタ２、２の突き合わせ部には環状にフランジ４、４が形成されており、フランジ４、４を貫通する複数組のボルトおよびナット５により締結固定されて、接続される。
【００４１】
接続後に、溶接による残留応力除去と硬度上昇防止とを目的として、後熱処理 (焼なまし) が600 〜700 ℃で行われても、本発明にかかる高強度耐 HICラインパイプ用鋼板は、600 ℃以上の高温SR性能 (SR脆化に対する抵抗性) が優れるため、溶接部の靱性低下は殆ど発生しない。
【００４２】
【実施例】
さらに、本発明をデータを参照しながら、より詳細に説明する。
表１に示す鋼種Ａ〜Ｖの組成を有するスラブ (厚さ235 mm) を連続鋳造プロセスで製造した。
【００４３】
【表１】
0003783356.tif 000002
【００４４】
この結果、鋼種Ｌ、Ｎ、Ｒのスラブは、Ｃ含有量が本発明の上限値である0.10％を越えているため、連続鋳造後のスラブ段階で割れが発生した。さらに、鋼種Ｌ、Ｐ、Ｓ、Ｖのスラブは、Cu含有量に対するNi含有量が相対的に少ないため、Cuチェッキングが発生した。したがって、鋼種Ｌ、Ｎ、Ｐ、Ｒ、Ｓ、Ｖのスラブについては圧延を行わなかった。
【００４５】
次に、鋼種Ｌ、Ｎ、Ｐ、Ｒ、ＳおよびＶを除く表１に示す鋼種のうちで炭素当量Ceq.｛＝Ｃ＋Mn／６＋ (Cr＋Mo＋Ｖ) ／５＋ (Cu＋Ni) ／15｝が略0.45である鋼種Ａ、Ｔ、Ｕ、炭素当量Ceq が略0.40である鋼種Ｊ、Ｑ、炭素当量Ceq が略0.32である鋼種Ｋ、Ｍのスラブについて、それぞれグレードX80 、X70 またはX52 のラインパイプ用鋼板を圧延した。鋼板の板厚は、それぞれ、19.05mm 、25.40mm または15.88mm である。圧延条件を表２に示す。
【００４６】
【表２】
0003783356.tif 000003
【００４７】
本実施例では、加熱温度は、用いた鋼種が含有するNbかＶのどちらか一方の固溶強化作用を有効に活用するため、1140℃に設定しているが、鋼板に要求する性能 (強度、靱性) に応じて1000〜1200℃の範囲で適宜決定することができる。
【００４８】
また、粗圧延後のスラブ厚さは、仕上温度および水冷条件の性能に及ぼす影響を比較するため、およそ板厚×5.0(mm) に設定した。
【００４９】
さらに、熱間圧延後における水冷時の鋼板搬送速度は、50〜200m/minの範囲で、グレードおよび板厚に応じて適宜設定することができ、平坦度に悪影響を及ぼさない搬送速度とした。
【００５０】
このようにして製造したラインパイプ用鋼板について、パイプＴ方向強度 (YS、TS) 、耐HIC 性能および650 ℃SR後Ｔ方向強度 (YS、TS) を調査した。結果を表３にまとめて示す。
【００５１】
【表３】
0003783356.tif 000004
【００５２】
表３に示すように、グレードＸ80では、鋼種Ａ、ＵおよびＴについて比較した。本発明の範囲を満足する鋼種Ａのスラブを、本発明の範囲を満足する圧延条件および加速冷却条件で製造した試料 (試料No.A−1 〜試料No.A−3)は、耐HIC 性能および高温SR特性とも良好であった。
しかし、試料No.A−4 、試料No.A−5 は、水冷停止温度、圧延仕上温度が本発明の範囲を外れるため、耐HIC 性能が不足した。
【００５３】
また、本発明の範囲を外れる鋼種Ｕ、Ｔのスラブからなる試料 (試料No.U−1 、試料No.U−2 、試料No.U−3 および試料No.T−1)は、本発明の範囲を満足する圧延条件および加速冷却条件で製造しても (試料No.U−1 、試料No.U−2 および試料No.T−1)、Cr含有量が本発明の範囲の下限を下回るため、高温SR特性が不足する。
【００５４】
なお、試料No.T−1 は高温SRの処理前の強度が２グレード程度高いため、高温SR後の強度はＸ80は満足する。換言すれば、Cr含有量が本発明の範囲を満足しない鋼種からなる試料では、高温SR後の強度低下を考慮して組成を設計せざるを得ず、合金元素量の増加に伴うコスト高となり、生産性が低下する。
【００５５】
また、グレードＸ70では、ともにCrを含有する鋼種ＪおよびＱについて比較した。いずれも適当なCrを含有するため、高温SR特性は良好である。しかし、鋼種ＱはMn含有量が本発明の範囲外であるため、Mn等の濃化部による中心偏析および介在物原因で水素誘起割れが発生し、耐HIC 性能が劣化した。
さらに、グレードＸ52では、グレードＸ80、Ｘ70と同様な挙動を呈し、Cr含有量が少ない鋼種Ｍでは、高温SRにおける強度の低下が激しい。
【００５６】
さらに、鋼種ＡおよびＴを用いて、650 ℃／SR後Ｘ80グレードを目標に、ラインパイプ用鋼板を製造した。図１は、Crを添加した高温SR後の強度に及ぼす影響例を示すグラフである。鋼種Ａは、高温SR抵抗が大きく700 ℃／SRでもＸ80を満足する。しかし、鋼種Ｔは、ASの状態から比較しても強度の降下はかなり激しいことがわかる。
【００５７】
【発明の効果】
以上詳細に説明したように、本発明により、高温SR特性に優れた高強度耐 HICラインパイプ用鋼板を低コストで製造することが可能となった。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明にかかる高強度耐 HICラインパイプ用鋼板を使って製造されたパイプをコネクタに接続するときの溶接の施工を模式的に示す説明図である。
【図２】実施例において、Crを添加した高温SR後の強度に及ぼす影響例を示すグラフである。
【図１】
0003783356.tif 000005
【図２】
0003783356.tif 000006