JP2002235115A - 耐炭酸塩応力腐食割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法 - Google Patents
耐炭酸塩応力腐食割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法Info
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- JP2002235115A JP2002235115A JP2001027523A JP2001027523A JP2002235115A JP 2002235115 A JP2002235115 A JP 2002235115A JP 2001027523 A JP2001027523 A JP 2001027523A JP 2001027523 A JP2001027523 A JP 2001027523A JP 2002235115 A JP2002235115 A JP 2002235115A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 API 5LX65 〜80級の高強度を有し、かつ耐炭
酸塩応力腐食割れ性に優れた、高強度ラインパイプ用鋼
板を提供する。 【解決手段】 Ｃ：0.01〜0.04％、Si：0.5 ％未満、M
n：0.2 〜2.00％、Ｓ：0.005 ％以下、Al：0.01〜0.10
％、Cu：0.1 〜0.6 ％、Ｂ：0.0003〜0.0050％を含有
し、残部がFeおよび不可避不純物からなる組成の圧延用
素材を、Ａc3変態点〜1350℃の温度範囲に加熱し、熱間
圧延し、熱間圧延終了後、500 〜800 ℃の温度範囲で30
〜7200s 間等温保持するか、または該温度範囲において
１℃／ｓ以下の冷却速度で30〜7200s 間冷却した後、つ
いで空冷するかあるいは加速冷却する。また、Nb、Ti、
Ｖのうち１種または２種以上、また、Ni、Cr、Mo、Ｗの
うち１種または２種以上、また、Ca、REM のうち１種ま
たは２種を含むことができる。
酸塩応力腐食割れ性に優れた、高強度ラインパイプ用鋼
板を提供する。 【解決手段】 Ｃ：0.01〜0.04％、Si：0.5 ％未満、M
n：0.2 〜2.00％、Ｓ：0.005 ％以下、Al：0.01〜0.10
％、Cu：0.1 〜0.6 ％、Ｂ：0.0003〜0.0050％を含有
し、残部がFeおよび不可避不純物からなる組成の圧延用
素材を、Ａc3変態点〜1350℃の温度範囲に加熱し、熱間
圧延し、熱間圧延終了後、500 〜800 ℃の温度範囲で30
〜7200s 間等温保持するか、または該温度範囲において
１℃／ｓ以下の冷却速度で30〜7200s 間冷却した後、つ
いで空冷するかあるいは加速冷却する。また、Nb、Ti、
Ｖのうち１種または２種以上、また、Ni、Cr、Mo、Ｗの
うち１種または２種以上、また、Ca、REM のうち１種ま
たは２種を含むことができる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、原油、天然ガス輸
送用ラインパイプをはじめ、ラインパイプ用として好適
な低合金鋼板に係り、とくに土壌中に埋設された陰極防
食下で使用されるラインパイプ用低合金鋼板の耐応力腐
食割れ性の改善に関する。
送用ラインパイプをはじめ、ラインパイプ用として好適
な低合金鋼板に係り、とくに土壌中に埋設された陰極防
食下で使用されるラインパイプ用低合金鋼板の耐応力腐
食割れ性の改善に関する。
【０００２】
【従来の技術】パイプラインの事故の中で腐食に関連し
た事例として最も多く報告されているものは、パイプ外
面側の応力腐食割れである。長距離にわたる内容物の輸
送を可能にするために、パイプラインでは途中にポンプ
ステーションを設けて圧力を高めている。パイプライン
敷設時に発生する傷や塗覆時の不具合などによる外面塗
覆膜の欠陥部において、空気中の二酸化炭素や土中の炭
酸塩が混縮して炭酸塩腐食環境が形成されると、これに
よる腐食とポンプステーションによる応力で炭酸塩応力
腐食割れが発生する。
た事例として最も多く報告されているものは、パイプ外
面側の応力腐食割れである。長距離にわたる内容物の輸
送を可能にするために、パイプラインでは途中にポンプ
ステーションを設けて圧力を高めている。パイプライン
敷設時に発生する傷や塗覆時の不具合などによる外面塗
覆膜の欠陥部において、空気中の二酸化炭素や土中の炭
酸塩が混縮して炭酸塩腐食環境が形成されると、これに
よる腐食とポンプステーションによる応力で炭酸塩応力
腐食割れが発生する。
【０００３】このような炭酸塩応力腐食割れの発生に対
し、従来では、塗覆膜の健全化や応力腐食割れが発生し
た後の早期交換といった対策が取られているだけであ
り、鋼管材料からの対策は全く行われていなかった。こ
のような問題に対し、例えば、”The effects of alloy
ing additions of ferritic steels upon stress corro
sion cracking resistance "(by R.N.Parkins,P.W.Slat
rery and B.S.Poulson, Corrosion, Vol.37(1981),No.1
1, pp650-664) には、0.86mass％Ti、6.05mass％Ni、お
よび５mass％Moの添加により耐炭酸塩応力腐食割れ性が
向上することが記載されている。しかしながら、このよ
うな合金元素の多量添加は、溶接性等の他の重要な特性
を劣化させるばかりでなく、高価な材料となるため実用
化されていない。
し、従来では、塗覆膜の健全化や応力腐食割れが発生し
た後の早期交換といった対策が取られているだけであ
り、鋼管材料からの対策は全く行われていなかった。こ
のような問題に対し、例えば、”The effects of alloy
ing additions of ferritic steels upon stress corro
sion cracking resistance "(by R.N.Parkins,P.W.Slat
rery and B.S.Poulson, Corrosion, Vol.37(1981),No.1
1, pp650-664) には、0.86mass％Ti、6.05mass％Ni、お
よび５mass％Moの添加により耐炭酸塩応力腐食割れ性が
向上することが記載されている。しかしながら、このよ
うな合金元素の多量添加は、溶接性等の他の重要な特性
を劣化させるばかりでなく、高価な材料となるため実用
化されていない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記した、
従来技術の問題を解決し、パイプラインとしての基本的
な特性を損なうことなく、API 5LX65 〜80級の高強度を
有し、かつ外面に発生する炭酸塩応力腐食割れへの耐性
に優れた、高強度ラインパイプ用鋼板を提供することを
目的とする。
従来技術の問題を解決し、パイプラインとしての基本的
な特性を損なうことなく、API 5LX65 〜80級の高強度を
有し、かつ外面に発生する炭酸塩応力腐食割れへの耐性
に優れた、高強度ラインパイプ用鋼板を提供することを
目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記した
課題を達成するため、まず、パイプ外面に発生する応力
腐食割れに関与する因子の抽出を行い、それらの組み合
わせによる応力腐食割れ試験を行った。その結果、実パ
イプに発生するものと同じ形態の応力腐食割れを実験室
で再現することに成功し、応力腐食割れの支配因子およ
び機構を明確にすることができた。
課題を達成するため、まず、パイプ外面に発生する応力
腐食割れに関与する因子の抽出を行い、それらの組み合
わせによる応力腐食割れ試験を行った。その結果、実パ
イプに発生するものと同じ形態の応力腐食割れを実験室
で再現することに成功し、応力腐食割れの支配因子およ
び機構を明確にすることができた。
【０００６】すなわち、実パイプに発生する割れの形態
は、塗装の種類によってコールタール系では粒界割
れ、ポリエチレン系では粒内割れ、に分類され、 は、pH 9〜10と比較的高いpHを呈し、炭酸塩／重炭酸
塩による活性経路腐食機構による応力腐食割れ（以下、
高pH型炭酸塩応力腐食割れという）、 は、pH 6〜7 とに比べると比較的低いpHを呈し、水
素脆化機構による応力腐食割れ（以下、低pH型炭酸塩応
力腐食割れという）であることを突き止めた。
は、塗装の種類によってコールタール系では粒界割
れ、ポリエチレン系では粒内割れ、に分類され、 は、pH 9〜10と比較的高いpHを呈し、炭酸塩／重炭酸
塩による活性経路腐食機構による応力腐食割れ（以下、
高pH型炭酸塩応力腐食割れという）、 は、pH 6〜7 とに比べると比較的低いpHを呈し、水
素脆化機構による応力腐食割れ（以下、低pH型炭酸塩応
力腐食割れという）であることを突き止めた。
【０００７】次に、ラインパイプに必要とされる強度、
低温靱性、溶接性等が得られる組成の鋼板に対し、実験
室規模で耐炭酸塩応力腐食割れ性の評価試験を行った。
その結果、Ｃ含有量を低減し、圧延後の冷却速度を制御
して、組織をベイナイトにし、かつCuを析出させた鋼板
は、上記高pH型炭酸塩応力腐食割れにも、低pH型炭酸塩
応力腐食割れにも抵抗性があることを見出した。
低温靱性、溶接性等が得られる組成の鋼板に対し、実験
室規模で耐炭酸塩応力腐食割れ性の評価試験を行った。
その結果、Ｃ含有量を低減し、圧延後の冷却速度を制御
して、組織をベイナイトにし、かつCuを析出させた鋼板
は、上記高pH型炭酸塩応力腐食割れにも、低pH型炭酸塩
応力腐食割れにも抵抗性があることを見出した。
【０００８】本発明は、上記した知見に基づいて、さら
に検討を加えて完成したものである。すなわち、本発明
は、質量％で、Ｃ：0.01〜0.04％、Si：0.5 ％未満、M
n：0.2 〜2.00％、Ｓ：0.005 ％以下、Al：0.01〜0.10
％、Cu：0.1 〜0.6 ％、Ｂ：0.0003〜0.0050％を含有
し、残部がFeおよび不可避不純物からなる組成の圧延用
素材を、Ａc3変態点〜1350℃の温度範囲に加熱し、熱間
圧延により鋼板とするにあたり、前記熱間圧延終了後、
500 〜800 ℃の温度範囲で30〜7200s 間等温保持する
か、または当該温度範囲において１℃／ｓ以下の冷却速
度で30〜7200s 間冷却した後、ついで空冷するかあるい
は加速冷却することを特徴とする耐炭酸塩応力割れ性に
優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法であり、ま
た、本発明では、前記組成に加えてさらに、Nb：0.2 ％
以下、Ti：0.2 ％以下、Ｖ：0.2 ％以下のうち１種また
は２種以上を含むことが好ましく、また、本発明では、
前記各組成に加えてさらに、Ni：2.0 ％以下、Cr：0.5
％以下、Mo：0.5 ％以下、Ｗ：0.5 ％以下のうち１種ま
たは２種以上を含むことが好ましく、また、本発明で
は、前記各組成に加えてさらに、Ca：0.02％以下、REM
：0.02％以下のうち１種または２種を含むことが好ま
しい。
に検討を加えて完成したものである。すなわち、本発明
は、質量％で、Ｃ：0.01〜0.04％、Si：0.5 ％未満、M
n：0.2 〜2.00％、Ｓ：0.005 ％以下、Al：0.01〜0.10
％、Cu：0.1 〜0.6 ％、Ｂ：0.0003〜0.0050％を含有
し、残部がFeおよび不可避不純物からなる組成の圧延用
素材を、Ａc3変態点〜1350℃の温度範囲に加熱し、熱間
圧延により鋼板とするにあたり、前記熱間圧延終了後、
500 〜800 ℃の温度範囲で30〜7200s 間等温保持する
か、または当該温度範囲において１℃／ｓ以下の冷却速
度で30〜7200s 間冷却した後、ついで空冷するかあるい
は加速冷却することを特徴とする耐炭酸塩応力割れ性に
優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法であり、ま
た、本発明では、前記組成に加えてさらに、Nb：0.2 ％
以下、Ti：0.2 ％以下、Ｖ：0.2 ％以下のうち１種また
は２種以上を含むことが好ましく、また、本発明では、
前記各組成に加えてさらに、Ni：2.0 ％以下、Cr：0.5
％以下、Mo：0.5 ％以下、Ｗ：0.5 ％以下のうち１種ま
たは２種以上を含むことが好ましく、また、本発明で
は、前記各組成に加えてさらに、Ca：0.02％以下、REM
：0.02％以下のうち１種または２種を含むことが好ま
しい。
【０００９】
【発明の実施の形態】まず、本発明に使用する圧延用素
材の組成限定理由について説明する。 Ｃ：0.01〜0.04％ 本発明では、鋼板の組織をベイナイト組織とするため
に、Ｃは、0.01％以上含有することが必要となる。Ｃの
含有量が0.01％未満では、実工程で実施可能ないかなる
冷却速度においても、フェライトが析出しベイナイト組
織とすることができず、耐炭酸塩応力腐食割れ性が低下
する。一方、0.04％を超えて含有すると、冷却速度の適
正化によりベイナイト組織とすることはできるが、0.04
％を超えるＣを含有するベイナイト組織では、高pH型炭
酸塩応力腐食割れ、および低pH型炭酸塩応力腐食割れの
いずれにも抵抗性がなくなる。このため、本発明では、
Ｃは0.01〜0.04％の範囲に限定した。
材の組成限定理由について説明する。 Ｃ：0.01〜0.04％ 本発明では、鋼板の組織をベイナイト組織とするため
に、Ｃは、0.01％以上含有することが必要となる。Ｃの
含有量が0.01％未満では、実工程で実施可能ないかなる
冷却速度においても、フェライトが析出しベイナイト組
織とすることができず、耐炭酸塩応力腐食割れ性が低下
する。一方、0.04％を超えて含有すると、冷却速度の適
正化によりベイナイト組織とすることはできるが、0.04
％を超えるＣを含有するベイナイト組織では、高pH型炭
酸塩応力腐食割れ、および低pH型炭酸塩応力腐食割れの
いずれにも抵抗性がなくなる。このため、本発明では、
Ｃは0.01〜0.04％の範囲に限定した。
【００１０】Si：0.5 ％以下 Siは、島状マルテンサイトおよび粗大フェライトの生成
を促進し、溶接部靱性を劣化させる傾向を示す。この傾
向は、0.5 ％以上の含有で顕著となる。このため、Siは
0.5 ％未満に限定した。 Mn：0.2 〜2.0 ％ Mnは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素であり、
本発明では、強度確保の観点から、0.2 ％以上の含有を
必要とする。一方、2.0 ％を超えて含有すると、溶接硬
化性が著しく増加する。このため、Mnは0.2 〜2.0 ％に
限定した。
を促進し、溶接部靱性を劣化させる傾向を示す。この傾
向は、0.5 ％以上の含有で顕著となる。このため、Siは
0.5 ％未満に限定した。 Mn：0.2 〜2.0 ％ Mnは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素であり、
本発明では、強度確保の観点から、0.2 ％以上の含有を
必要とする。一方、2.0 ％を超えて含有すると、溶接硬
化性が著しく増加する。このため、Mnは0.2 〜2.0 ％に
限定した。
【００１１】Ｓ：0.005 ％以下 Ｓは、硫化物系介在物を形成し、とくに高pH型炭酸塩応
力腐食割れの起点になり、高pH型炭酸塩応力腐食割れの
発生を促進する作用を有する。本発明では、できるだけ
低減するのが望ましいが、0.005 ％までは許容できる。 Al：0.01〜0.1 ％ Alは、脱酸剤として作用し、本発明では0.01％以上の含
有を必要とする。一方、0.10％を超える含有は、溶接性
を劣化させる。このため、Alは0.01〜0.10％に限定し
た。
力腐食割れの起点になり、高pH型炭酸塩応力腐食割れの
発生を促進する作用を有する。本発明では、できるだけ
低減するのが望ましいが、0.005 ％までは許容できる。 Al：0.01〜0.1 ％ Alは、脱酸剤として作用し、本発明では0.01％以上の含
有を必要とする。一方、0.10％を超える含有は、溶接性
を劣化させる。このため、Alは0.01〜0.10％に限定し
た。
【００１２】Cu：0.1 〜0.6 ％ Cuは、マトリックス中に析出し、低炭素ベイナイト組織
を強化するとともに、耐高pH型炭酸塩応力腐食割れ性、
および耐低pH型炭酸塩応力腐食割れ性を向上させる作用
を有する。このような効果は、0.1 ％以上の含有で認め
られるが、0.6％を超える含有は、マトリックス中に析
出したCuが強力なカソード反応サイトとして作用し、ア
ノード溶解を助長して、高pH型耐炭酸塩応力腐食割れ性
が急激に低下する。このため、本発明では、Cuは0.1 〜
0.6 ％の範囲に限定した。
を強化するとともに、耐高pH型炭酸塩応力腐食割れ性、
および耐低pH型炭酸塩応力腐食割れ性を向上させる作用
を有する。このような効果は、0.1 ％以上の含有で認め
られるが、0.6％を超える含有は、マトリックス中に析
出したCuが強力なカソード反応サイトとして作用し、ア
ノード溶解を助長して、高pH型耐炭酸塩応力腐食割れ性
が急激に低下する。このため、本発明では、Cuは0.1 〜
0.6 ％の範囲に限定した。
【００１３】Ｂ：0.0003〜0.0050％ Ｂは、鋼の焼入れ性向上に有効に作用する元素であり、
ベイナイト単相組織とするために、本発明では、0.0003
％以上の含有を必要とする。一方、0.0050％を超える含
有は、逆に焼入れ性が低下して、上部ベイナイト組織と
なりやすく、低温靱性を劣化させる。このため、Ｂは0.
0003〜0.0050％の範囲に限定した。
ベイナイト単相組織とするために、本発明では、0.0003
％以上の含有を必要とする。一方、0.0050％を超える含
有は、逆に焼入れ性が低下して、上部ベイナイト組織と
なりやすく、低温靱性を劣化させる。このため、Ｂは0.
0003〜0.0050％の範囲に限定した。
【００１４】Nb：0.2 ％以下、Ti：0.2 ％以下、Ｖ：0.
2 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上 Nb、Ti、Ｖは、いずれも炭・窒化物を形成し、鋼の強度
を増加させるとともに、結晶粒を微細化して靱性を向上
させる元素であり、必要に応じ選択して含有できる。N
b、Ti、Ｖの含有量がそれぞれ0.2 ％を超えると、上記
した効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなく
なり、経済的に不利となる。このため、Nb、Ti、Ｖのい
ずれも、0.2 ％以下に限定するのが好ましい。なお、Ti
は、上記した効果に加えて、REM と複合してフェライト
析出核を形成し、ＨＡＺ靱性を向上させるという効果も
ある。
2 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上 Nb、Ti、Ｖは、いずれも炭・窒化物を形成し、鋼の強度
を増加させるとともに、結晶粒を微細化して靱性を向上
させる元素であり、必要に応じ選択して含有できる。N
b、Ti、Ｖの含有量がそれぞれ0.2 ％を超えると、上記
した効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなく
なり、経済的に不利となる。このため、Nb、Ti、Ｖのい
ずれも、0.2 ％以下に限定するのが好ましい。なお、Ti
は、上記した効果に加えて、REM と複合してフェライト
析出核を形成し、ＨＡＺ靱性を向上させるという効果も
ある。
【００１５】Ni：2.0 ％以下、Cr：0.5 ％以下、Mo：0.
5 ％以下、Ｗ：0.5 ％以下のうち１種または２種以上 Ni、Cr、Mo、Ｗはいずれも、鋼の強度を増加させる元素
であり、必要に応じ、含有できる。さらに、Niは、強度
増加に加えて、靱性を向上させ、さらに、熱間圧延時の
Cu起因の割れを防止するのに有効に作用する。しかし、
2.0 ％を超える含有は、上記した効果が飽和し、含有量
に見合う効果が期待できず経済に不利となる。さらに、
2.0 ％を超えてNiを含有すると、溶接硬化性が上昇し溶
接割れ感受性が増大する。このため、Niは2.0 ％以下と
するのが好ましい。
5 ％以下、Ｗ：0.5 ％以下のうち１種または２種以上 Ni、Cr、Mo、Ｗはいずれも、鋼の強度を増加させる元素
であり、必要に応じ、含有できる。さらに、Niは、強度
増加に加えて、靱性を向上させ、さらに、熱間圧延時の
Cu起因の割れを防止するのに有効に作用する。しかし、
2.0 ％を超える含有は、上記した効果が飽和し、含有量
に見合う効果が期待できず経済に不利となる。さらに、
2.0 ％を超えてNiを含有すると、溶接硬化性が上昇し溶
接割れ感受性が増大する。このため、Niは2.0 ％以下と
するのが好ましい。
【００１６】一方、Crは、0.5 ％を超えて含有すると、
上記した強度増加の効果が飽和し、含有量に見合う効果
が期待できず経済に不利となる。このため、Crは0.5 ％
以下とするのが好ましい。また、Moは、0.5 ％を超えて
含有すると、上記した強度増加の効果が飽和し、さら
に、溶接性が劣化する。このため、Moは0.5 ％以下とす
るのが好ましい。
上記した強度増加の効果が飽和し、含有量に見合う効果
が期待できず経済に不利となる。このため、Crは0.5 ％
以下とするのが好ましい。また、Moは、0.5 ％を超えて
含有すると、上記した強度増加の効果が飽和し、さら
に、溶接性が劣化する。このため、Moは0.5 ％以下とす
るのが好ましい。
【００１７】また、Ｗは、常温強度に加え、高温強度を
上昇させる効果があるが、0.5 ％を超えて含有すると靱
性が劣化する。Ｗは、高価であり、本発明では、0.5 ％
以下とするのが好ましい。 Ca：0.02％以下、REM ：0.02％以下のうち１種または２
種 Ca、REM は、いずれも、鋼中硫化物の形態を制御し、延
性、靱性を向上させる作用を有し、必要に応じ含有でき
る。0.02％を超えるCaの含有は、耐炭酸塩応力腐食割れ
性に悪影響をおよぼすため、Caは0.02％以下とするのが
好ましい。また、REM は、上記した作用に加え、フェラ
イト析出核の形成に寄与し、かつ、オキシサルファイド
となりオーステナイト粒の粒成長を抑制する。しかし、
0.02％を超えるREM の含有は、鋼の清浄度を損ない耐炭
酸塩応力腐食割れ性または靱性に悪影響を及ぼす。この
ため、REM は0.02％以下とするのが好ましい。
上昇させる効果があるが、0.5 ％を超えて含有すると靱
性が劣化する。Ｗは、高価であり、本発明では、0.5 ％
以下とするのが好ましい。 Ca：0.02％以下、REM ：0.02％以下のうち１種または２
種 Ca、REM は、いずれも、鋼中硫化物の形態を制御し、延
性、靱性を向上させる作用を有し、必要に応じ含有でき
る。0.02％を超えるCaの含有は、耐炭酸塩応力腐食割れ
性に悪影響をおよぼすため、Caは0.02％以下とするのが
好ましい。また、REM は、上記した作用に加え、フェラ
イト析出核の形成に寄与し、かつ、オキシサルファイド
となりオーステナイト粒の粒成長を抑制する。しかし、
0.02％を超えるREM の含有は、鋼の清浄度を損ない耐炭
酸塩応力腐食割れ性または靱性に悪影響を及ぼす。この
ため、REM は0.02％以下とするのが好ましい。
【００１８】次に、上記した組成溶鋼を転炉、電気炉等
通常公知の溶製方法で溶製し、造塊法、連続鋳造法等の
通常公知の鋳造方法で圧延素材とされるのが好ましい。
本発明では、溶製方法、鋳造方法はとくに限定されるも
のではない。圧延用素材は、加熱され、ついで熱間圧延
される。熱間圧延のための加熱は、Ａc3変態点〜1350℃
の温度範囲とする。
通常公知の溶製方法で溶製し、造塊法、連続鋳造法等の
通常公知の鋳造方法で圧延素材とされるのが好ましい。
本発明では、溶製方法、鋳造方法はとくに限定されるも
のではない。圧延用素材は、加熱され、ついで熱間圧延
される。熱間圧延のための加熱は、Ａc3変態点〜1350℃
の温度範囲とする。
【００１９】熱間圧延時の加熱温度がＡc3変態点未満で
は、素材を完全にオーステナイト化することができず、
また、1350℃を超えると、オーステナイト結晶粒が粗大
化して鋼の靱性が著しく低下する。熱間圧延の条件は、
とくに限定されない。所定の寸法・形状の鋼板とするこ
とができればなんら問題ない。
は、素材を完全にオーステナイト化することができず、
また、1350℃を超えると、オーステナイト結晶粒が粗大
化して鋼の靱性が著しく低下する。熱間圧延の条件は、
とくに限定されない。所定の寸法・形状の鋼板とするこ
とができればなんら問題ない。
【００２０】熱間圧延終了後、500 〜800 ℃の温度範囲
で30〜7200s 間等温保持、または当該温度範囲において
１℃/s以下の冷却速度で30〜7200s 間冷却（徐冷）す
る。これにより、鋼板の組織を均一なベイナイト組織と
することができ、またCu粒が析出し、鋼板強度の増加が
得られる。等温保持、または１℃/s以下の冷却速度で冷
却する徐冷の温度範囲が、800 ℃を超えると、Cu粒の析
出が起こりにくく、また、500 ℃未満でもCu粒の析出反
応が起こりにくくなる。また、500 〜800 ℃の温度範囲
での保持、冷却時間が、30ｓ未満では十分なベイナイト
組織が得られず、また析出強化も不十分である。一方、
7200ｓを超えると生産性が低下し、製造コストの高騰を
招く。また、500 〜800 ℃の温度範囲での冷却速度が、
１℃/sを超えると、Cu粒の析出が不十分となり十分な析
出強化が得られない。
で30〜7200s 間等温保持、または当該温度範囲において
１℃/s以下の冷却速度で30〜7200s 間冷却（徐冷）す
る。これにより、鋼板の組織を均一なベイナイト組織と
することができ、またCu粒が析出し、鋼板強度の増加が
得られる。等温保持、または１℃/s以下の冷却速度で冷
却する徐冷の温度範囲が、800 ℃を超えると、Cu粒の析
出が起こりにくく、また、500 ℃未満でもCu粒の析出反
応が起こりにくくなる。また、500 〜800 ℃の温度範囲
での保持、冷却時間が、30ｓ未満では十分なベイナイト
組織が得られず、また析出強化も不十分である。一方、
7200ｓを超えると生産性が低下し、製造コストの高騰を
招く。また、500 〜800 ℃の温度範囲での冷却速度が、
１℃/sを超えると、Cu粒の析出が不十分となり十分な析
出強化が得られない。
【００２１】なお、熱間圧延後、等温保持あるいは冷却
を開始するまでの間、空冷あるいは水冷を行っても本発
明の効果は損なわれない。等温保持、または１℃/s以下
の冷却速度で冷却したのち、ついで空冷または加速冷却
により冷却する。
を開始するまでの間、空冷あるいは水冷を行っても本発
明の効果は損なわれない。等温保持、または１℃/s以下
の冷却速度で冷却したのち、ついで空冷または加速冷却
により冷却する。
【００２２】
【実施例】以下に、実施例に基づいて、本発明をさらに
詳細に説明する。表１に示した種々の組成の圧延用素材
を、1200〜1250℃に加熱したのち、1150℃からオーステ
ナイト再結晶域で55％、未再結晶域で75％圧下する熱間
圧延を施し、熱間圧延終了後ただちに、つぎに示す
（Ａ）〜（Ｃ）の条件の処理を施し、板厚：20mmの鋼板
とした。 （Ａ）板中央部での冷却速度が10℃/sとなる加速冷却で
520 ℃まで冷却したのち、温度：500 ℃、保持時間：36
00s の等温保持を行い、その後空冷した。 （Ｂ）板中央部での冷却速度が10℃/sとなる加速冷却で
700 ℃まで冷却したのち、700 〜500 ℃まで0.06℃/sで
3300ｓ間冷却し、（800 〜500 ℃範囲では3310ｓ）、そ
の後空冷した。 （Ｃ）板中央部での冷却速度が10℃/sとなる加速冷却で
500 ℃まで冷却し、その後空冷した。
詳細に説明する。表１に示した種々の組成の圧延用素材
を、1200〜1250℃に加熱したのち、1150℃からオーステ
ナイト再結晶域で55％、未再結晶域で75％圧下する熱間
圧延を施し、熱間圧延終了後ただちに、つぎに示す
（Ａ）〜（Ｃ）の条件の処理を施し、板厚：20mmの鋼板
とした。 （Ａ）板中央部での冷却速度が10℃/sとなる加速冷却で
520 ℃まで冷却したのち、温度：500 ℃、保持時間：36
00s の等温保持を行い、その後空冷した。 （Ｂ）板中央部での冷却速度が10℃/sとなる加速冷却で
700 ℃まで冷却したのち、700 〜500 ℃まで0.06℃/sで
3300ｓ間冷却し、（800 〜500 ℃範囲では3310ｓ）、そ
の後空冷した。 （Ｃ）板中央部での冷却速度が10℃/sとなる加速冷却で
500 ℃まで冷却し、その後空冷した。
【００２３】得られた鋼板について、引張特性、靱性を
調査した。引張特性は、各鋼板の圧延方向にJIS 4 号引
張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して、降伏
強さＹＳ、引張強さＴＳを測定した。靱性は、各鋼板の
圧延方向にJIS 4 号衝撃試験片を採取し、JIS Z 2242の
規定に準拠して、破面遷移温度vTrsを求めた。
調査した。引張特性は、各鋼板の圧延方向にJIS 4 号引
張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して、降伏
強さＹＳ、引張強さＴＳを測定した。靱性は、各鋼板の
圧延方向にJIS 4 号衝撃試験片を採取し、JIS Z 2242の
規定に準拠して、破面遷移温度vTrsを求めた。
【００２４】得られた結果を表２に示す。ついで、これ
らの鋼板を用いて、外径30inch（76.2cm）のＵＯＥ鋼管
を造管した。得られた鋼管について、耐炭酸塩応力腐食
割れ性を評価した。耐炭酸塩応力腐食割れ性の評価は、
高pH型炭酸塩応力腐食割れ試験、および低pH型炭酸塩応
力腐食割れ試験の、２種類の試験により行った。 （１）高pH型炭酸塩応力腐食割れ試験（高pH型ＳＣＣ試
験） 各鋼管の肉厚中央から採取した、厚さ４mmの平滑板状試
験片を用いて、試験液：0.1N NaHCO3 ＋0.5N Na2CO3 水
溶液（液温度：75℃）、設定電圧：−650mV ( VSSCE )
として、負荷応力を設定応力と設定応力の70％の応力の
繰り返し応力（荷重速度：1226 N/minの三角波）とする
条件下で、期間：２週間試験した。
らの鋼板を用いて、外径30inch（76.2cm）のＵＯＥ鋼管
を造管した。得られた鋼管について、耐炭酸塩応力腐食
割れ性を評価した。耐炭酸塩応力腐食割れ性の評価は、
高pH型炭酸塩応力腐食割れ試験、および低pH型炭酸塩応
力腐食割れ試験の、２種類の試験により行った。 （１）高pH型炭酸塩応力腐食割れ試験（高pH型ＳＣＣ試
験） 各鋼管の肉厚中央から採取した、厚さ４mmの平滑板状試
験片を用いて、試験液：0.1N NaHCO3 ＋0.5N Na2CO3 水
溶液（液温度：75℃）、設定電圧：−650mV ( VSSCE )
として、負荷応力を設定応力と設定応力の70％の応力の
繰り返し応力（荷重速度：1226 N/minの三角波）とする
条件下で、期間：２週間試験した。
【００２５】試験後、試験片の断面を400 倍の顕微鏡で
割れの有無を調査した。割れが発生する下限界応力（σ
th）を求め、降伏強さＹＳ（σYS）に対する比（σth／
σYS×100 ％）で、耐高pH型炭酸塩応力腐食割れ性を評
価した。 （２）低pH型炭酸塩応力腐食割れ試験（低pH型ＳＣＣ試
験） 各鋼管の肉厚中央から採取した、厚さ４mmの切欠き付き
板状試験片を用いて、試験液：0.122g/l KCl＋0.137g/l
CaCl2＋0.131g/l MgSO4・7H2O＋0.483g/l NaHCO3 ＋
（10％CO2 ＋90％Ｎ2 ）混合ガス導入水溶液（液温度：
25℃）、設定電圧：−930mV （VSSCE ）として、負荷応
力を降伏強さ相当応力と降伏強さの70％の応力の繰り返
し応力（荷重速度：1226N/min の三角波）とする条件下
で、期間：４週間試験した。なお、試験片に導入した切
欠きは、先端半径Ｒ：0.1mm で深さ：0.1 、0.2 、0.3m
m の３種とした。
割れの有無を調査した。割れが発生する下限界応力（σ
th）を求め、降伏強さＹＳ（σYS）に対する比（σth／
σYS×100 ％）で、耐高pH型炭酸塩応力腐食割れ性を評
価した。 （２）低pH型炭酸塩応力腐食割れ試験（低pH型ＳＣＣ試
験） 各鋼管の肉厚中央から採取した、厚さ４mmの切欠き付き
板状試験片を用いて、試験液：0.122g/l KCl＋0.137g/l
CaCl2＋0.131g/l MgSO4・7H2O＋0.483g/l NaHCO3 ＋
（10％CO2 ＋90％Ｎ2 ）混合ガス導入水溶液（液温度：
25℃）、設定電圧：−930mV （VSSCE ）として、負荷応
力を降伏強さ相当応力と降伏強さの70％の応力の繰り返
し応力（荷重速度：1226N/min の三角波）とする条件下
で、期間：４週間試験した。なお、試験片に導入した切
欠きは、先端半径Ｒ：0.1mm で深さ：0.1 、0.2 、0.3m
m の３種とした。
【００２６】試験後、試験片の切欠き底断面を400 倍の
顕微鏡で割れの有無を調査した。割れが発生する下限界
切欠き深さ（ｄth：mm）を求め、下限界切欠き深さｄth
で、耐低pH型炭酸塩応力腐食割れ性を評価した。得られ
た結果を表２に示す。
顕微鏡で割れの有無を調査した。割れが発生する下限界
切欠き深さ（ｄth：mm）を求め、下限界切欠き深さｄth
で、耐低pH型炭酸塩応力腐食割れ性を評価した。得られ
た結果を表２に示す。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】
【表３】
【００３０】
【表４】
【００３１】
【表５】
【００３２】本発明例は、いずれも、API 5L X65〜X80
を満足する450 〜560MPa以上の降伏強さを有し、 vTrs
も低温であり、十分な強度、靱性を有する鋼板であるこ
とがわかる。また、本発明例は、いずれも、高pH型炭酸
塩応力腐食割れ試験における下限界応力比（σth／
σYS）が100 ％と高く、負荷応力が降伏強さの条件下で
も応力腐食割れの発生は認められず、また、低pH型炭酸
塩応力腐食割れ試験における下限界切欠き深さｄthは、
0.3mm 以上と、0.3mm 深さの切欠き底でも応力腐食割れ
の発生は認められず、耐炭酸塩応力腐食割れ性に優れた
鋼板である。
を満足する450 〜560MPa以上の降伏強さを有し、 vTrs
も低温であり、十分な強度、靱性を有する鋼板であるこ
とがわかる。また、本発明例は、いずれも、高pH型炭酸
塩応力腐食割れ試験における下限界応力比（σth／
σYS）が100 ％と高く、負荷応力が降伏強さの条件下で
も応力腐食割れの発生は認められず、また、低pH型炭酸
塩応力腐食割れ試験における下限界切欠き深さｄthは、
0.3mm 以上と、0.3mm 深さの切欠き底でも応力腐食割れ
の発生は認められず、耐炭酸塩応力腐食割れ性に優れた
鋼板である。
【００３３】一方、組成や、製造条件が、本発明の範囲
を外れる比較例は、高pH型炭酸塩応力腐食割れ試験にお
ける下限界応力比（σth／σYS）が65〜85％、低pH型炭
酸塩応力腐食割れ試験における下限界切欠き深さｄthが
0.3mm 未満と低く、耐炭酸塩応力腐食割れ性が劣化して
いる。また、熱間圧延後、等温保持または徐冷を行わな
い、本発明の範囲を外れる比較例は、Cuの析出強化が不
足し、降伏強さＹＳがAPI 5LX65 級の規格最小強度450M
Paを下回っている。
を外れる比較例は、高pH型炭酸塩応力腐食割れ試験にお
ける下限界応力比（σth／σYS）が65〜85％、低pH型炭
酸塩応力腐食割れ試験における下限界切欠き深さｄthが
0.3mm 未満と低く、耐炭酸塩応力腐食割れ性が劣化して
いる。また、熱間圧延後、等温保持または徐冷を行わな
い、本発明の範囲を外れる比較例は、Cuの析出強化が不
足し、降伏強さＹＳがAPI 5LX65 級の規格最小強度450M
Paを下回っている。
【００３４】
【発明の効果】以上のように、本発明によれば、API5LX
65〜X80 級の高強度および十分な低温靱性を有し、かつ
高い耐炭酸塩応力腐食割れ性を備えた鋼板が安価に安定
して製造でき、耐炭酸塩応力腐食割れ性が顕著に向上し
たラインパイプの製造が可能となり、産業上格段の効果
を奏する。
65〜X80 級の高強度および十分な低温靱性を有し、かつ
高い耐炭酸塩応力腐食割れ性を備えた鋼板が安価に安定
して製造でき、耐炭酸塩応力腐食割れ性が顕著に向上し
たラインパイプの製造が可能となり、産業上格段の効果
を奏する。
フロントページの続き (72)発明者 天野 虔一 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA08 AA11 AA14 AA16 AA19 AA22 AA23 AA24 AA29 AA31 AA35 AA36 AA40 BA01 CA03 CD01 CF01 CF02
Claims (4)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ：0.01〜0.04％、 Si：0.5 ％未満、 Mn：0.2 〜2.00％、 Ｓ：0.005 ％以下、 Al：0.01〜0.10％、 Cu：0.1 〜0.6 ％、 Ｂ：0.0003〜0.0050％を含有し、残部Feおよび不可避不
純物からなる組成の圧延用素材を、Ａc3変態点〜1350℃
の温度範囲に加熱し、熱間圧延により鋼板とするにあた
り、前記熱間圧延終了後、500 〜800 ℃の温度範囲で30
〜7200s 等温保持するか、または当該温度範囲において
１℃／ｓ以下の冷却速度で30〜7200s 間冷却した後、つ
いで空冷するかあるいは加速冷却することを特徴とする
耐炭酸塩応力割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板
の製造方法。 - 【請求項２】 前記組成に加えてさらに、Nb：0.2 ％以
下、Ti：0.2 ％以下、Ｖ：0.2 ％以下のうち１種または
２種以上を含むことを特徴とする請求項１に記載の高強
度ラインパイプ用鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 前記組成に加えてさらに、Ni：2.0 ％以
下、Cr：0.5 ％以下、Mo：0.5 ％以下、Ｗ：0.5 ％以下
のうち１種または２種以上を含むことを特徴とする請求
項１または２に記載の高強度ラインパイプ用鋼板の製造
方法。 - 【請求項４】 前記組成に加えてさらに、Ca：0.02％以
下、REM ：0.02％以下のうち１種または２種を含むこと
を特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の高強
度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001027523A JP2002235115A (ja) | 2001-02-02 | 2001-02-02 | 耐炭酸塩応力腐食割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001027523A JP2002235115A (ja) | 2001-02-02 | 2001-02-02 | 耐炭酸塩応力腐食割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002235115A true JP2002235115A (ja) | 2002-08-23 |
Family
ID=18892166
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001027523A Pending JP2002235115A (ja) | 2001-02-02 | 2001-02-02 | 耐炭酸塩応力腐食割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002235115A (ja) |
-
2001
- 2001-02-02 JP JP2001027523A patent/JP2002235115A/ja active Pending
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