JP2003160838A - 継目無鋼管とその製造方法 - Google Patents
継目無鋼管とその製造方法Info
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Abstract
無鋼管とその製造方法を提供する。 【解決手段】 (1)質量%で、C:0.15〜0.35%、Si:0.
1〜1.5%、Mn:0.1〜2.5%、S:0.005%以下、Al:0.15%以
下、Ca:0.0005〜0.0050%を含有し、鋼中非金属介在物の
組成比が、(1)、(2)および(3)式を満足する継
目無鋼管。 (Al 2O3)/(CaS)≦4 (1) (CaS)/(CaO)
≦1.5(2)0.43≦(CaO)/(Al2O3)≦9(3)、(2)取
鍋精錬工程から連続鋳造工程までの溶鋼中に(4)式を
満足するようにCa含有物を添加する上記(1)に記載の
継目無鋼管の製造方法。−0.07×ln(t)+0.3≦WCa≦−
0.097×ln(t)+0.55 …(4)
Description
製造方法に関し、特に高強度であり、しかも耐硫化物応
力腐食割れ性(以下、耐SSC性ともいう)に優れた継目
無鋼管とその製造方法に関する。
継目無鋼管は、高い耐SSC性が要求され、近年ではさら
なる高強度化と高い耐SSC性との両立が求められてい
る。
コスト低減の観点からビレット連鋳機で鋳造されたビレ
ットから通常製造される。しかし、ビレット連鋳機では
浸漬ノズルが小径であり、ノズル閉塞が起こりやすいと
いう問題があり、このノズル閉塞の主原因は、脱酸処理
の際に生成されるアルミナ(Al2O3)介在物であることが
知られている。このAl2O3介在物によるノズル閉塞を防
止する方法としては、溶鋼中にCa含有物を添加してAl2O
3介在物を低融点組成のCaO-Al2O3系介在物に形態制御す
る方法がある。
を添加した場合には、CaS介在物が生成し易くなり、生
成したCaS介在物がノズル閉塞を起こすことが知られて
いる。また、大型介在物であるCaO-Al2O3-CaS系介在物
が形成し易く鋼材の靭性、耐食性等を低下させるという
問題があることも知られている。この対策として、例え
ば、特開平1−299742号公報には、大型介在物で
あるCaO-Al2O3-CaS系介在物の生成を抑制する技術が提
案されているが、耐SSC性を向上させるものではない。
SSC性に優れた継目無鋼管とその製造方法を提供するこ
とにある。
あり、しかも耐SSC性に優れた継目無鋼管とその製造方
法について検討した結果、下記(A)〜(C)の知見を
得た。
は、下記組成(質量%)が必要である。 C:0.15〜0.35%、Si:0.1〜1.5%、Mn:0.1〜2.5%、S:0.005
%以下、Al:0.15%以下、Ca:0.0005〜0.0050%。
ると考え、介在物組成と耐SSC性との関係について試験
を行い調査した。試験方法および得られた知見は、以下
の通りである。
Ca濃度を0.0005〜0.0050%の範囲で変化させ、ビレット
鋳造機で鋳造したビレットを用いて様々な組成のCa系介
在物を含有した継目無鋼管を試作した。なお、鋼中Ca濃
度は溶鋼へのCa−Si合金の添加量を調整することで、S
濃度は脱硫処理またはFe−S合金の添加で調整した。
25.4mmの丸棒単軸引張試験片(NACE TM0177 Method A準
拠)を採取し、NACE TM0177浴(5%NaCl、100kPa H2S飽
和、25℃)を用い、付加応力644MPa、試験時間720時間の
条件で耐SSC評価試験を実施した。
成をEPMAにて調査した結果、試験片中の介在物の大きさ
は最大で250μmであり、介在物組成、試験片間で大きな
差はなかった。また、介在物組成はCa濃度によって変化
し、Ca濃度が0.0005%未満ではMnSが確認された。Ca濃度
が0.0005%以上ではCaO-CaS-Al2O3系介在物となった。
結果との関係を示すグラフである。なお、図中の○は4
試験片の全てにおいてSSCが発生しなかったときの介在
物組成を、●は4試験片中1本でもSSCが発生したとき
の介在物組成を、黒四角は4試験片の全てにおいてSSC
が発生したときの介在物組成をそれぞれ示す。
物組成の領域があることがわかる。すなわち、SSCが発
生しない介在物組成は、下記(1)〜(3)式を満足す
ることが必要である。なお、各式中の(Al2O3)、(CaS)お
よび(CaO)は、鋼中の各化合物の含有量(質量%)を表
す。
介在物の他にMnSが認められ、このMnSがSSCの起点とな
っていることが認められた。(CaO)/(Al2O3)<0.43の領
域では、MnSが起点となっていることに加えて、介在物
中のCaO含有量が低いため、Al2O3-CaS主体の介在物がSS
Cの起点となっていることも認められた。また、(CaS)/
(CaO)>1.5、(CaO)/(Al2O3)>9の領域では介在物が群
落状となっており、この群落状介在物がSSCの起点とな
っていることが認められた。
する介在物組成に精度よく制御する方法を、転炉吹錬、
真空脱ガス、取鍋精錬、、連続鋳造処理の順番で行う場
合について検討し、以下の知見を得た。
め、Ca添加時に進行するCaとアルミナ介在物との反応速
度を低下させる。本発明で対象とする継目無鋼管はC濃
度が0.15〜0.35%と高いため、このCaとアルミナ介在物
との反応速度が低下するおそれがあり、この反応進行
中、溶鋼中にアルミナ介在物が多数存在するとCaとアル
ミナ介在物との反応が十分に進まず、目標介在物組成に
制御することが難しい。
増加で補完した場合には、CaとSとの反応も加速され、C
aS含有量が過剰となるおそれがある。 (3)従って、アルミナ介在物の除去は、真空脱ガス装
置で成分および温度調整後に環流処理で先ず浮上分離さ
せ、この環流処理後に、別工程である取鍋精錬工程また
は連続鋳造工程(タンディッシュ工程)でCa添加を行え
ばよい。このように、真空脱ガス装置によるアルミナ介
在物の除去工程と、Ca添加工程とを分離することによ
り、介在物組成を安定して制御できる。
流処理時間と取鍋溶鋼中へのCa添加量との関係を示すグ
ラフである。なお、図中の○は前記(1)〜(3)式全
てを満足した介在物組成であることを、図中の●は
(1)〜(3)式の少なくてもいずれかを満足しない介
在物組成であることをそれぞれ表す。
は、二本の曲線:(a)および (b)で表され、 (a)および
(b)は以下の式でそれぞれ表される(ただし、tは0.5 m
in以上である)。
環流処理時間(min);tは0.5 min以上である。
めにはCa純分添加量WCaが、下記(4)式を満足するこ
とが必要である。 −0.07×ln(t)+0.3≦WCa≦−0.097×ln(t)+0.55 …(4) 本発明は、以上の知見に基づいてなされたもので、その
要旨は、下記のとおりである。
〜1.5%、Mn:0.1〜2.5%、S:0.005%以下、Al:0.15%以下、
Ca:0.0005〜0.0050%を含有し、鋼中非金属介在物の組成
比が、下記(1)、(2)および(3)式を満足するこ
とを特徴とする継目無鋼管。
び製管の各工程を経て製造される継目無鋼管の製造方法
において、前記取鍋精錬工程から連続鋳造工程までの溶
鋼中に下記(4)式を満足するようにCa含有物を添加す
ることを特徴とする上記(1)に記載の継目無鋼管の製
造方法。
環流処理時間(min);tは0.5 min以上である。
るためには、化学組成が質量%で、C:0.15〜0.35%、Si:
0.1〜1.5%、Mn:0.1〜2.5%、S:0.005%以下、Al:0.15%以
下、Ca:0.0005〜0.0050%であることが必要である。以下
に、その理由を述べる。C: C 濃度が0.15%(以下、本明
細書においては、特にことわりがない限り「%」は、
「質量%」を意味する)未満では焼き入れ性が不足し、
焼き戻し温度を低下させる。0.35%を越えると焼き割れ
が生じ、靭性が低下する。好ましくは、0.20〜0.33%で
ある。
となり、1.5%を越えると熱間加工性が著しく低下する。
好ましくは、0.2〜0.8%である。Mn: Mn 濃度が0.1%未満
では焼き入れ性が不足し、2.5%を越えて高くなると偏析
が増加し靭性を低下させる。好ましくは、0.3〜1.8%で
ある。
し、靭性が低下するので0.005%以下とする。好ましく
は、0.0025%以下である。Al:Alは微量でも大きな脱酸力
を発揮するが、Al 濃度は0.002%以上が望ましい。ま
た、0.15%を越えて高くなると靭性が低下する。好まし
くは、0.007〜0.070%である。
し、Ca濃度が0.0050%を越えて高くなると耐火物の溶損
が発生する。好ましくは、0.0010〜0.0035%である。ま
た、本発明の継目無鋼管を、さらに高強度化するために
は、下記組成にすることが望ましい。
〜0.7%、Nb:0.023〜0.027%、Ti:0.015〜0.020%、B:0.00
1〜0.0015%。 本発明の継目無鋼管の製造方法について、以下に説明す
る。
した後、取鍋を真空脱ガス装置へ移動する。真空脱ガス
装置で真空脱ガス処理、溶鋼成分および温度調整を行
う。真空脱ガス装置としては、DH真空脱ガス装置、R
H真空脱ガス装置等があるが、RH真空脱ガス装置がス
ラグの影響を比較的に受けにくい構造のため望ましい。
その後、介在物特にAl2O3介在物を浮上分離するために
環流処理を5〜15分間程度行う。
は、取鍋溶鋼中またはタンディッシュ溶鋼中で行われ
る。Ca含有物は、金属Caの他、Ca−Si合金、Ca−Al合金
などの合金、Ca合金と酸化物の混合物などの形態で使用
される。Ca含有物の溶鋼中への添加方法は、ランス等を
使用した吹き付けや吹き込み、またはワイヤー法などが
使用される。ただし、添加量は前記(4)式を満足する
ことが必要である。
しい。酸素濃度が0.004%を越えて高いとCa添加量に対す
る酸素量が過剰と成るおそれがあり(4)式を満足する
ことが困難となるおそれがある。
れ、得られたビレット等の鋼材から継目無鋼管が製造さ
れる。この継目無鋼管が製造された後、以下の(1)ま
たは(2)に示す「インライン熱処理」または「オフラ
イン熱処理」を施して調質することが望ましい。
る場合は、最終圧延温度が950℃未満のときに伸展粒組
織となって耐SSC性に異方性が生じるおそれがあり、115
0℃を越える最終圧延温度では結晶粒度が粗大化するお
それがあるため、最終圧延温度は950℃以上1150℃以下
が望ましい。焼戻し温度は、高い方が耐SSC性に有利な
ので、680℃以上が望ましく、軟化防止の観点からAc1点
未満が望ましい。
合は、加熱温度が980℃を越えると、粗粒組織となって
耐SSC性が低下するおそれがある。また、Ac3点未満では
完全にオーステナイト化しないおそれがある。従って、
加熱温度はAc3点以上980℃未満が望ましい。焼戻し温度
は、インライン処理の場合と同様に、高い方が耐SSC性
に有利なので、680℃以上が望ましく、軟化防止の観点
からAc1点未満が望ましい。
鋼し、取鍋をRH真空脱ガス装置に移動し、溶鋼中のS
濃度を0.0008〜0.0030%に調整した。また、RH真空脱
ガス装置で、合金等を添加し、溶鋼中の元素濃度を、C:
0.25〜0.27%、Si:0.21〜0.25%、Mn:0.43〜0.45%、Al:0.
015〜0.035%にそれぞれ調整した。また、RH真空精錬後
の溶鋼中の酸素濃度は0.0009〜0.0028%であり、溶鋼中
のその他の元素濃度を、P:0.005〜0.009%、Cr:0.9〜1.
1%、Mo:0.5〜0.7%、Nb:0.023〜0.027%、Ti:0.015〜0.02
0%、B:0.001〜0.0015%にそれぞれ最終調整し、溶鋼成分
・温度調整後10〜15分間環流処理をおこなった。環
流処理後、取鍋溶鋼中にCa−Si合金(Ca純分30%)を添
加し、溶鋼中のCa濃度を0.0010〜0.0045%に調整した。C
a−Si合金添加量はCa純分で0.05〜0.29kg/溶鋼tと
し、本発明例では、溶鋼成分・温度調整後の環流処理時
間と前記(4)式から得られる適正範囲を基に適正範囲
内のCa添加量とし、比較例では前記(4)式から得られ
る適正範囲外のCa添加量とした。
ットに鋳造した。鋳造されたビレットを製管機に供給し
て外径244.5mm、肉厚13.8mmの継目無鋼管を製造し、イ
ンライン熱処理またはオフライン熱処理を行った。
25.4mmの丸棒単軸引張試験片(NACETM0177 Method A準
拠)を採取し、NACE TM0177浴(5%NaCl、100kPa H2S飽
和、25℃)を用い、付加応力644MPa、試験時間720時間の
条件で耐SSC評価試験を実施した。
%、Mo:0.7%、Nb:0.025%、Ti:0.020%、B:0.0012%とし
た。また、本発明例12、13では、P:0.007%、Cr:0.
51%、Mo:0.29%、Nb:0.008%、Ti:0.015%、V:0.20%、B:0.
0012%とした。本発明例1〜13の熱処理条件はオフラ
イン熱処理、950℃×30分間水焼入、690℃×30分間空冷
とした。
49%、Mo:0.70%、Nb:0.008%、Ti:0.013%、V:0.11%、B:0.
0014%とし、熱処理条件はオフライン熱処理(2回焼
入)、950℃×30分間水焼入、 920℃×30分間水焼入、6
90℃×30分間空冷とした。本発明例16、17ではP:
0.012%、Cr:0.58%、Mo:0.32%、Nb:0.005%、Ti:0.014%、
V:0.05%、B:0.0012%とし、熱処理条件はインライン熱処
理(1250℃に加熱して圧延後Ar3点を下回ることなく、
さらに900℃×5分の均熱加熱を施して後、水焼入れし
て、更にインラインで680℃×15分の均熱焼戻を実施)
し、外径244.5mm、肉厚13.8mmの継目無鋼管を製造し
た。
1と介在物組成を除いて鋼材成分濃度が同じであり、熱
処理条件も同じである。比較例25は本発明例12、1
3と介在物組成を除いて鋼材成分濃度が同じであり、熱
処理条件も同じである。比較例26は本発明例14、1
5と介在物組成を除いて鋼材成分濃度が同じであり、熱
処理条件も同じである。比較例27は本発明例27と介
在物組成を除いて鋼材成分濃度が同じであり、熱処理条
件も同じである。
記(4)式から得られる適正範囲(下限〜上限)内であ
ることを示し、「Ca添加量欄」の×は、適正範囲外であ
ることをそれぞれ示す。また、「介在物組成欄」の○
は、前記(1)〜(3)式を全て満足することを、「介
在物組成欄」の×は、前記(1)〜(3)式を1つ以上
満足しないことを示す。さらに、「SSC試験欄」の○
は、720時間を超えて破断したことを、「SSC試験欄」の
×は、720時間以内で破断したことをそれぞれ示す。
に、継目無鋼管を高強度化するためには、化学組成が質
量%で、C:0.15〜0.35%、Si:0.1〜1.5%、Mn:0.1〜2.5
%、S:0.005%以下、Al:0.15%以下、Ca:0.0005〜0.0050%
であれば、高強度(降伏応力:700MPa以上、引張強さ:
800MPa以上および硬さ:25(HRC)以上)が得られた。し
かしながら、表2の本発明例に示すように、「Ca添加量
欄」が○であれば、「介在物組成欄」は○となり、「SS
C試験欄」に記載の通り、試験鋼材は720時間を超えるま
で破断しなかった。一方、表2の比較例に示すように
「Ca添加量欄」が×であれば、「介在物組成欄」は×と
なり、試験鋼材は720時間以内に破断した。
SSC性に優れた継目無鋼管とその製造方法を提供でき
る。
を示すグラフである。
取鍋溶鋼中へのCa添加量との関係を示すグラフである。
Claims (2)
- 【請求項1】 質量%で、C:0.15〜0.35%、Si:0.1〜1.5
%、Mn:0.1〜2.5%、S:0.005%以下、Al:0.15%以下、Ca:0.
0005〜0.0050%を含有し、鋼中非金属介在物の組成比
が、下記(1)、(2)および(3)式を満足すること
を特徴とする継目無鋼管。 (Al2O3)/(CaS)≦4 …(1) (CaS)/(CaO) ≦1.5 …(2) 0.43≦(CaO)/(Al2O3)≦9 …(3) - 【請求項2】 転炉吹錬、真空脱ガス、取鍋精錬、連続
鋳造および製管の各工程を経て製造される継目無鋼管の
製造方法において、前記取鍋精錬工程から連続鋳造工程
までの溶鋼中に下記(4)式を満足するようにCa含有物
を添加することを特徴とする請求項1に記載の継目無鋼
管の製造方法。 −0.07×ln(t)+0.3≦WCa≦−0.097×ln(t)+0.55 …(4) 但し、WCa: Ca含有物中のCa純分量(kg/t)、 t:真空脱ガス装置で溶鋼成分および溶鋼温度調整後の
環流処理時間(min);tは0.5 min以上である。
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