JP2007254797A - 母材部および電縫溶接部の靱性に優れた厚肉電縫鋼管およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】本発明は、寒冷地用高圧ラインパイプとして要求される厚肉で母材、溶接部強度、低温靱性に優れる電縫鋼管およびその製造方法を提供する
【解決手段】質量％でＣ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｃｒ：０．００１〜０．５％、Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、Ｖ：０．００１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００１〜０．１０％を含み、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％のうちから選んだ一種または二種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、さらにＰｃｍが０．１７以下、母材組織はベイニティックフェライトの割合が９５vol.%以上、電縫溶接部における第２相析出分率が３０vol.%以下、旧オーステナイト粒径が１００μｍ以下である母材部および電縫溶接部の靱性に優れた厚肉電縫鋼管。
【選択図】図１
【解決手段】質量％でＣ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｃｒ：０．００１〜０．５％、Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、Ｖ：０．００１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００１〜０．１０％を含み、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％のうちから選んだ一種または二種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、さらにＰｃｍが０．１７以下、母材組織はベイニティックフェライトの割合が９５vol.%以上、電縫溶接部における第２相析出分率が３０vol.%以下、旧オーステナイト粒径が１００μｍ以下である母材部および電縫溶接部の靱性に優れた厚肉電縫鋼管。
【選択図】図１
Description
本発明は、ラインパイプ用鋼管として使用される母材部および電縫溶接部の靱性に優れた厚肉電縫鋼管およびその製造方法に関する。
石油、天然ガスを生産地から需要地あるいは積出基地まで大量輸送するパイプラインにはＵＯＥ鋼管や電縫鋼管が使用される。近年、石油、天然ガスの輸送効率向上のためにパイプラインの大径化、高圧化の傾向にあり、電縫鋼管においても、厚肉かつ高強度で溶接部の低温靱性に優れた鋼管のニーズが高い。
このような要求に応える高強度電縫鋼管の素材としては、特許文献１には、Ｃ：０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％を基本成分とし、更にＮｂ０．０６０％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０５０％以下の一種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物よりなる鋼を、Ａｒ３以上の温度で熱間圧延を終了させる。次いでＡｒ３以上の温度から２０℃／秒以下の冷却速度で冷却して微細ベーナイトや島状マルテンサイトを生成させ、その後２５０℃以下の温度で巻き取る。この鋼を使用すれば、管全体の熱処理なしで、低温靱性に優れた高強度電縫鋼管を容易に製造できることが開示されている。
また、特許文献２には、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．４〜１．６％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０８％、Ｔｉ０．０１〜０．０７％、Ｖ：０．００５〜０．０７％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分系を有する電縫鋼管の溶接部を８５０〜１０５０℃に加熱し、冷却素速度５〜２０℃／ｓｅｃで冷却した後、そのまままたは焼戻し温度５５０℃以下に加熱して冷却する。これにより母材と同等レベル以上の高強度と低温靱性に優れた溶接部を有する電縫鋼管の製造方法が開示されている。
特許文献１は鋼帯の製造方法は言及しているが、それを使った溶接鋼管の製造方法は開示されていない。また、実施例から推定するに１２．９ｍｍ以下の薄肉鋼管を対象とするものである。
特許文献２は電縫鋼管の溶接部の熱処理方法は開示されているが、鋼管の素材となる鋼帯の製造方法は開示されていない。本文献も１２．７ｍｍ以下の薄肉鋼管を対象としていると思われ、本発明者らが考えている肉厚２０．６ｍｍ以上には、本文献は適用できない。
そこで本発明は、寒冷地用高圧ラインパイプとして要求される厚肉で母材、溶接部強度、低温靱性に優れる電縫鋼管およびその製造方法を提供することにある。
本発明者らは、上記目的を達成すべく鋭意研究を重ねた。その結果、所定の成分組成の電縫鋼管用鋼帯を用いて製造した電縫鋼管の溶接部を所定温度に加熱冷却後再加熱することによって、母材、溶接部の双方の強度、低温靱性を満足する厚肉電縫鋼管およびその製造方法を発明するに至った。
即ち、第一の発明は、質量％でＣ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｃｒ：０．００１〜０．５％、Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、Ｖ：０．００１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００１〜０．１０％を含み、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％のうちから選んだ一種または二種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、さらに下記式（１）で示されるＰｃｍが０．１７以下を満足し、母材組織は、主相であるベイニティックフェライトの占める割合が９５ｖｏｌ％以上であり、電縫溶接部における第２相分率が３０ｖｏｌ％以下、旧オーステナイト粒径が１００μｍ以下である母材部および電縫溶接部の靱性に優れた厚肉電縫鋼管である。
Pcm=［%C］+［%Si］/30+(［%Mn］+［%Cu］+［%Cr］)/20+［%Ni］/60+［%Mo］/7+
［%V］/10
・・・・・（１）
第二の発明は、電縫溶接部における第２相がパーライトであることを特徴とする第一の発明に記載の母材部および電縫溶接部の靱性に優れた厚肉電縫鋼管である。
［%V］/10
・・・・・（１）
第二の発明は、電縫溶接部における第２相がパーライトであることを特徴とする第一の発明に記載の母材部および電縫溶接部の靱性に優れた厚肉電縫鋼管である。
第三の発明は、第一または第二の発明に記載の成分組成からなる鋼スラブを、１０００〜１３００℃に加熱し、粗圧延を行いシートバー厚３０ｍｍ以上とし、表面温度がＡｒ３点以上の条件で仕上げ圧延を終了し、仕上げ板厚１２．７ｍｍ以上となる熱間圧延をおこない、圧延終了後２秒以内に１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を開始し、６５０℃以下の温度で巻取り徐冷して製造された熱延鋼板を用いて、成型ロールで造管し、高周波溶接を行い、引き続きシーム溶接部の熱処理を行う母材部および電縫溶接部の靱性に優れた厚肉電縫鋼管の製造方法である。
第四の発明は、シーム溶接部の熱処理において、加熱最高到達温度を管の最外面側を１１００℃以下、最内面側をＡｃ３＋２０℃以上とし、続いて、管外面側から冷却して最内面側が５００℃に到達後、外面側を５００℃〜Ａｃ１点の温度域まで再加熱することを特徴とする第一〜第三の発明の何れかに記載の母材部および電縫溶接部の靱性に優れた厚肉電縫鋼管の製造方法である。
本発明の方法によれば、厚肉かつ母材と同等レベル以上の強度と低温靱性に優れた溶接部を有する電縫鋼管を得ることができる。
以下、本発明を具体的に説明する。
１．成分組成について
まず、本発明において鋼の成分組成を限定した理由について述べる。なお、以下に示す成分に関する％表示は質量％を意味するものとする。
まず、本発明において鋼の成分組成を限定した理由について述べる。なお、以下に示す成分に関する％表示は質量％を意味するものとする。
Ｃ：0.03〜0.10％
Ｃは、強度確保に重要な元素であり、0.03％以上の添加が必要であるが、0.10％を超えて添加すると、炭素当量の上昇により溶接性が劣化し、また冷却速度が速い場合にはマルテンサイトを生成し易く、鋼の靱性を劣化するおそれがあるので、Ｃは0.03〜0.10％の範囲とする。
Ｃは、強度確保に重要な元素であり、0.03％以上の添加が必要であるが、0.10％を超えて添加すると、炭素当量の上昇により溶接性が劣化し、また冷却速度が速い場合にはマルテンサイトを生成し易く、鋼の靱性を劣化するおそれがあるので、Ｃは0.03〜0.10％の範囲とする。
Si：0.05〜0.3％
Siは、鋼の脱酸剤として有用であるが、含有量が多くなると電縫溶接時にMn−Si系の非金属介在物を形成して溶接部靱性を劣化させる原因となるため上限を0.50％とした。一方、下限は、脱酸効果を勘案して0.05％とした。
Siは、鋼の脱酸剤として有用であるが、含有量が多くなると電縫溶接時にMn−Si系の非金属介在物を形成して溶接部靱性を劣化させる原因となるため上限を0.50％とした。一方、下限は、脱酸効果を勘案して0.05％とした。
Mn：0.5〜2.0％
Mnは、強度確保のために少なくとも0.5％以上の添加が必要であるが、多量に添加するとＣと同様、靱性および溶接性を劣化させるため2.0％を上限とした。
Mnは、強度確保のために少なくとも0.5％以上の添加が必要であるが、多量に添加するとＣと同様、靱性および溶接性を劣化させるため2.0％を上限とした。
Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.010％以下、Ｎ：0.010％以下
Ｐは、鋼中に不純物として存在するが、偏析し易い元素で鋼の靱性劣化をもたらすため、0.030％を上限とする。Ｓも、Ｐ同様、鋼の靱性を劣化させるため、0.010％を上限とする。Ｎも、Ｓ，Ｐ同様、鋼の靱性を劣化させるため、0.010％を上限とする。
Ｐは、鋼中に不純物として存在するが、偏析し易い元素で鋼の靱性劣化をもたらすため、0.030％を上限とする。Ｓも、Ｐ同様、鋼の靱性を劣化させるため、0.010％を上限とする。Ｎも、Ｓ，Ｐ同様、鋼の靱性を劣化させるため、0.010％を上限とする。
Al：0.001〜0.10％
Alは、Siと同様、鋼の脱酸剤として有用であるが、多量に添加するとアルミナ系介在物を生成して鋼の物性を劣化する懸念があるため、0.10％を上限とする。下限は脱酸効果の観点から0.001％以上とする。
Alは、Siと同様、鋼の脱酸剤として有用であるが、多量に添加するとアルミナ系介在物を生成して鋼の物性を劣化する懸念があるため、0.10％を上限とする。下限は脱酸効果の観点から0.001％以上とする。
Cr：0.001〜0.5%
Crは、微量添加により耐食性の向上が期待できる、ライトサワー（軽い酸性ガス）環境下での耐食性の向上にも寄与するが、含有量が0.5％を超えると、かえって靱性の劣化を招くので、Crの添加量は0.001〜0.5%の範囲とした。
Crは、微量添加により耐食性の向上が期待できる、ライトサワー（軽い酸性ガス）環境下での耐食性の向上にも寄与するが、含有量が0.5％を超えると、かえって靱性の劣化を招くので、Crの添加量は0.001〜0.5%の範囲とした。
Nb：0.001〜0.10％
Nbは、オーステナイト粒の粗大化および再結晶を抑制するため、微細化による高強度化に有効であるが、含有量が0.001％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.10％を超えると溶接性を劣化させるため、Nbの添加は、0.001〜0.10％の範囲とした。
Nbは、オーステナイト粒の粗大化および再結晶を抑制するため、微細化による高強度化に有効であるが、含有量が0.001％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.10％を超えると溶接性を劣化させるため、Nbの添加は、0.001〜0.10％の範囲とした。
Ｖ：0.001〜0.10％
Ｖは、析出硬化による高強度化に有用な元素であるが、含有量が0.001％未満ではその効果が十分に得られず、一方0.10％を超えると溶接性を劣化させるので、Ｖの添加は、0.001〜0.10％の範囲とした。
Ｖは、析出硬化による高強度化に有用な元素であるが、含有量が0.001％未満ではその効果が十分に得られず、一方0.10％を超えると溶接性を劣化させるので、Ｖの添加は、0.001〜0.10％の範囲とした。
Ti：0.001〜0.10％
Tiは、オーステナイト粒の粗大化を防止して靱性を確保する上で有用なだけでなく、析出強化による強度上昇にも有効に寄与するが、含有量が0.001％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.10％を超えると溶接性を劣化させるので、Tiの添加は0.001〜0.10％の範囲とした。
Tiは、オーステナイト粒の粗大化を防止して靱性を確保する上で有用なだけでなく、析出強化による強度上昇にも有効に寄与するが、含有量が0.001％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.10％を超えると溶接性を劣化させるので、Tiの添加は0.001〜0.10％の範囲とした。
本発明では低炭素当量設計によって焼入れ性を抑制しているため、安定してベイニティックフェライトを得るためには、熱延後の冷却速度をある程度確保する必要がある。そのため、焼入れ性を補完して、緩冷却時に形成し易いパーライトおよびポリゴナルフェライトを生成させない目的で以下の元素を添加する。
Cu：0.01〜0.50%、Ni：0.01〜0.50%、Mo：0.01〜0.50%のうちから選んだ一種または二種以上
これらの元素はいずれも、焼入れ性の促進および強化成分として有用であり、少なくとも0.01％以上含有させることが好ましい。しかしながら、0.50％を超えて多量に添加すると溶接性および靱性の劣化のみならず、合金コストの上昇を招くため、いずれも上限を0.50％以下とした。なお、Niは靱性の向上にも有効に寄与するが、多量の添加は溶接部靱性の劣化を招く。
これらの元素はいずれも、焼入れ性の促進および強化成分として有用であり、少なくとも0.01％以上含有させることが好ましい。しかしながら、0.50％を超えて多量に添加すると溶接性および靱性の劣化のみならず、合金コストの上昇を招くため、いずれも上限を0.50％以下とした。なお、Niは靱性の向上にも有効に寄与するが、多量の添加は溶接部靱性の劣化を招く。
Pcm≦0.17
Pcmは、溶接割れ感受性の指標であり,このPcm値と溶接部の靱性を評価するCTOD試験値とは相関があり、靱性が良好とされるCTOD値を0.25mm以上とするためには、Pcm値は0.17以下となるように成分調整する必要がある。
Pcmは、溶接割れ感受性の指標であり,このPcm値と溶接部の靱性を評価するCTOD試験値とは相関があり、靱性が良好とされるCTOD値を0.25mm以上とするためには、Pcm値は0.17以下となるように成分調整する必要がある。
２．鋼の組織について
母材組織：ベイニティックフェライトの割合：95vol.%以上
鋼組織をベイニティックフェライト主体とするのは、強度と靱性を確保するためである。
母材靱性については、単相組織とすることが有効であり、組織中にパーライトや上部・下部ベイナイトおよびマルテンサイトなどの生成は５vol.%未満に抑制する必要がある。また、溶接部靱性については、化学成分で概ね決定することができ、上記したPcm値が0.17以下のベイニティックフェライト単相組織（組織分率：95vol.%以上）であれば、良好な靱性値が得られる。
母材組織：ベイニティックフェライトの割合：95vol.%以上
鋼組織をベイニティックフェライト主体とするのは、強度と靱性を確保するためである。
母材靱性については、単相組織とすることが有効であり、組織中にパーライトや上部・下部ベイナイトおよびマルテンサイトなどの生成は５vol.%未満に抑制する必要がある。また、溶接部靱性については、化学成分で概ね決定することができ、上記したPcm値が0.17以下のベイニティックフェライト単相組織（組織分率：95vol.%以上）であれば、良好な靱性値が得られる。
なお、ベイニティックフェライトとは、粒内に多くの転位が入った低温変態フェライト組織であり、通常のフェライトであるポリゴナルフェライト（高温で変態した軟質な初析フェライト）とは明瞭に異なるものである。また、ベイニティックフェライトの体積分率は、断面組織写真を画像処理して面積比率を求め、それを体積分率に変換して得ることができる。
電縫溶接部における第２相分率：３０vol.%以下
電縫溶接部における第２相の分率は溶接部靱性を確保する上で極めて重要である。第２相はパーライトを基本とするが、５vol.%未満のベイナイト、マルテンサイト等の低温変態相を含んでもよい。第２相の分率が３０vol.%を超える場合は、靱性が大幅に低下する。３０vol.%以下であれば良好な靱性を有する。好ましくは１０vol.%以下である。第２相の体積分率は、断面組織写真を画像処理して面積比率を求め、それを体積分率に変換して得ることができる。
電縫溶接部における第２相の分率は溶接部靱性を確保する上で極めて重要である。第２相はパーライトを基本とするが、５vol.%未満のベイナイト、マルテンサイト等の低温変態相を含んでもよい。第２相の分率が３０vol.%を超える場合は、靱性が大幅に低下する。３０vol.%以下であれば良好な靱性を有する。好ましくは１０vol.%以下である。第２相の体積分率は、断面組織写真を画像処理して面積比率を求め、それを体積分率に変換して得ることができる。
電縫溶接部における旧オーステナイト粒径：１００μm以下
電縫溶接部における旧オーステナイト粒径が１００μmを超えた場合は、電縫溶接部の熱処理時の冷却中に粗大なポリゴナルフェライトやベイナイト組織が形成されやすく、靱性が大幅に低下するため、１００μm以下とするのが好ましい。
電縫溶接部における旧オーステナイト粒径が１００μmを超えた場合は、電縫溶接部の熱処理時の冷却中に粗大なポリゴナルフェライトやベイナイト組織が形成されやすく、靱性が大幅に低下するため、１００μm以下とするのが好ましい。
３．本発明鋼の製造条件について
スラブ加熱温度：1000〜1300℃
熱延鋼帯の靱性向上のためには、スラブ加熱温度は、低い方が結晶粒の微細化が期待できるので望ましいが、1000℃未満では、必要な強度を得られない場合がある他、熱間圧延変形抵抗が増大するこでスラブ加熱温度の下限は1000℃とする。一方、加熱温度が1300℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化して靱性の劣化を生じるばかりでなく、不必要な加熱によるエネルギーロスの増大、スラブに生成するスケール生成量の増加によるスラブ表面性状の悪化が生じる。従って、加熱温度の上限は1300℃とする。
スラブ加熱温度：1000〜1300℃
熱延鋼帯の靱性向上のためには、スラブ加熱温度は、低い方が結晶粒の微細化が期待できるので望ましいが、1000℃未満では、必要な強度を得られない場合がある他、熱間圧延変形抵抗が増大するこでスラブ加熱温度の下限は1000℃とする。一方、加熱温度が1300℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化して靱性の劣化を生じるばかりでなく、不必要な加熱によるエネルギーロスの増大、スラブに生成するスケール生成量の増加によるスラブ表面性状の悪化が生じる。従って、加熱温度の上限は1300℃とする。
圧延終了温度：Ar1点以上
均質な粒径および組織で熱延鋼帯の圧延を終了するためには、圧延終了温度はＡr3点以上とする必要がある。なお、圧延終了温度とは、仕上圧延機の出側での鋼帯表面の測定温度値である。また、圧延終了温度が、Ａr3点を下回ると、仕上圧延中に鋼帯内部でフェライト変態が生じ、組織が不均一になって、所望の特性を得られない。従って、圧延終了温度はAr1点以上とする。
均質な粒径および組織で熱延鋼帯の圧延を終了するためには、圧延終了温度はＡr3点以上とする必要がある。なお、圧延終了温度とは、仕上圧延機の出側での鋼帯表面の測定温度値である。また、圧延終了温度が、Ａr3点を下回ると、仕上圧延中に鋼帯内部でフェライト変態が生じ、組織が不均一になって、所望の特性を得られない。従って、圧延終了温度はAr1点以上とする。
圧延終了後の冷却速度：圧延終了後２秒以内に10℃/ｓ以上
圧延終了後の冷却中に軟質で粗大なフェライトの生成による強度および靱性の低下を防止するために、熱延鋼帯の圧延終了後2秒以内に冷却を開始する必要がある。また、仕上圧延終了後の冷却速度があまりに遅いと所望のベイニティックフェライトが得られない恐れがあるので、冷却速度は10℃/s以上程度とする。
圧延終了後の冷却中に軟質で粗大なフェライトの生成による強度および靱性の低下を防止するために、熱延鋼帯の圧延終了後2秒以内に冷却を開始する必要がある。また、仕上圧延終了後の冷却速度があまりに遅いと所望のベイニティックフェライトが得られない恐れがあるので、冷却速度は10℃/s以上程度とする。
巻取温度：650℃以下
熱延鋼帯の巻取り温度が650℃を超えると、組織の粗大化を招き、著しい靱性の劣化を招く。従って、微細な組織を得ると共に、析出物の量を好ましい範囲とするためには、巻取り温度を650℃以下とすることが好ましい。特に好ましくは600℃以下、さらに好ましくは550℃以下である。なお、強度を得るためには析出量を多くすることが必要であるが、250℃以下では十分な析出量が得られない。
熱延鋼帯の巻取り温度が650℃を超えると、組織の粗大化を招き、著しい靱性の劣化を招く。従って、微細な組織を得ると共に、析出物の量を好ましい範囲とするためには、巻取り温度を650℃以下とすることが好ましい。特に好ましくは600℃以下、さらに好ましくは550℃以下である。なお、強度を得るためには析出量を多くすることが必要であるが、250℃以下では十分な析出量が得られない。
４．電縫溶接部の熱処理について
焼入時の最高加熱温度：管外面側：1100℃以下、管内面側：Ac3+20℃以上
熱延鋼帯を整形ロールで造管し、高周波溶接を行い、その後溶接部の靱性を確保するために電縫溶接部の熱処理を行う。該熱処理は高周波加熱によって行う。その加熱温度は、管外面側の加熱温度は、1100℃を超えて加熱すると組織が粗大ベイナイトとなり、靱性が劣化するので1100℃以下とする。
管内面側の加熱温度は、電縫溶接で生成した急冷組織を、Ac3変態させて靱性を回復させる必要があるのでAc3+20℃以上とする。
焼入時の最高加熱温度：管外面側：1100℃以下、管内面側：Ac3+20℃以上
熱延鋼帯を整形ロールで造管し、高周波溶接を行い、その後溶接部の靱性を確保するために電縫溶接部の熱処理を行う。該熱処理は高周波加熱によって行う。その加熱温度は、管外面側の加熱温度は、1100℃を超えて加熱すると組織が粗大ベイナイトとなり、靱性が劣化するので1100℃以下とする。
管内面側の加熱温度は、電縫溶接で生成した急冷組織を、Ac3変態させて靱性を回復させる必要があるのでAc3+20℃以上とする。
冷却速度: 10〜100℃/ｓ
高周波加熱後に溶接部を急冷することによってフェライト粒が微細化するので、高靱性を確保する上で電縫溶接部の急冷処理は、望ましい。しかし、冷却速度が10℃/ｓ未満では、フェライト粒が微細化せず、また、パーライト析出が起きる可能性があり、靱性が不十分となる。一方、冷却速度が100℃/ｓを超えると、硬質相が生成し、次工程での短時間の再加熱では、十分な焼戻し効果が得られず靱性が改善しない。従って冷却速度は、10〜100℃/ｓとする。
高周波加熱後に溶接部を急冷することによってフェライト粒が微細化するので、高靱性を確保する上で電縫溶接部の急冷処理は、望ましい。しかし、冷却速度が10℃/ｓ未満では、フェライト粒が微細化せず、また、パーライト析出が起きる可能性があり、靱性が不十分となる。一方、冷却速度が100℃/ｓを超えると、硬質相が生成し、次工程での短時間の再加熱では、十分な焼戻し効果が得られず靱性が改善しない。従って冷却速度は、10〜100℃/ｓとする。
冷却停止温度：管内面側：500℃以下
管内面側での冷却停止温度は、500℃超えの場合は、組織の微細化が不十分で靱性も悪い。従って、冷却停止温度は、500℃以下とする。
管内面側での冷却停止温度は、500℃超えの場合は、組織の微細化が不十分で靱性も悪い。従って、冷却停止温度は、500℃以下とする。
焼戻温度：管外面側：500℃〜Ac１点
管外面側での焼戻温度が500℃未満では、十分な焼戻し軟化硬化が得られず靱性の回復も不十分である。一方、焼戻温度がAc１点を超えるとオーステナイトが析出し、組織が粗大化するため靱性が低下する。従って、焼戻温度は、500℃以上Ac１点以下とする。
管外面側での焼戻温度が500℃未満では、十分な焼戻し軟化硬化が得られず靱性の回復も不十分である。一方、焼戻温度がAc１点を超えるとオーステナイトが析出し、組織が粗大化するため靱性が低下する。従って、焼戻温度は、500℃以上Ac１点以下とする。
表１及び表２に本発明に係る１実施例を示す。
表１に本発明に用いた成分組成を示す。Pcmは0.12と低い値を示している。
表２に熱延鋼帯の圧延条件と電縫鋼管での熱処理条件と母相と溶接部の組織を示す。
表１に本発明に用いた成分組成を示す。Pcmは0.12と低い値を示している。
表２に熱延鋼帯の圧延条件と電縫鋼管での熱処理条件と母相と溶接部の組織を示す。
Ｎｏ．１は本願発明例を、Ｎｏ．２は比較例を示す。Ｎｏ．２の比較例は熱延鋼帯での仕上げ圧延後の冷却速度が６℃/sと遅く、図１のＣＣＴ図に示すようにパーライトノーズを通過しており主相であるベイニティックフェライトの割合が減少した。このことは、図２の組織写真で冷却速度１０℃/sでは若干パーライト組織が出現していること、１２℃/sでは、ベイニティックフェライト１相を呈していることからも判る。
図４に示すように管外面側から高周波加熱をおこなった場合、肉厚１２．７ｍｍ以上の厚肉鋼管では、肉厚方向に加熱温度差が出やすいので、本願発明では、鋼管外面側と内面側の両方が所定温度範囲に収まるように数値設定を行った。
電縫鋼管の溶接部の熱処理において、焼入温度はＮｏ．１の発明例は１０５０℃と発明の範囲であるが、Ｎｏ．２の比較例では、焼入温度は１２００℃と発明の範囲外となっており、旧オーステナイト粒径も１２０μｍと粗大化しており、焼入冷却速度も遅く、靱性が劣化した。このことは図３の組織写真に現れている。即ち図３（ａ）は焼入加熱温度１０５０℃の本願発明例Ｎｏ．１であり、微細なフェライト相を呈している。一方、図３（ｂ）は比較例Ｎｏ．２で焼入加熱温度は１２００℃であり、オーステナイト結晶粒の粗大化、粗い上部ベイナイトを呈しているために靱性が劣化した。
本願発明の厚肉電縫鋼管及びその製造方法は、石油、天然ガスを輸送する高圧ラインパイプ在に適用できる。
Claims (4)
- 質量％でＣ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｃｒ：０．００１〜０．５％、Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、Ｖ：０．００１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００１〜０．１０％を含み、Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％のうちから選んだ一種または二種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、さらに下記式（１）で示されるPcmが０．１７以下を満足し、母材組織は、主相であるベイニティックフェライトの占める割合が９５vol.%以上であり、電縫溶接部における第２相分率が３０vol.%以下、旧オーステナイト粒径が１００μｍ以下である母材部および電縫溶接部の靱性に優れた厚肉電縫鋼管。
Pcm=［%C］+［%Si］/30+(［%Mn］+［%Cu］+［%Cr］)/20+［%Ni］/60+［%Mo］/7+
［%V］/10
・・・・・（１） - 前記電縫溶接部における第２相がパーライトであることを特徴とする請求項１記載の母材部および電縫溶接部の靱性に優れた厚肉電縫鋼管。
- 請求項１または２に記載の成分組成からなる鋼スラブを、１０００〜１３００℃に加熱し、粗圧延を行いシートバー厚３０ｍｍ以上とし、表面温度がＡｒ３点以上の条件で仕上げ圧延を終了し、仕上げ板厚１２．７ｍｍ以上となる熱間圧延をおこない、圧延終了後２秒以内に１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を開始し、６５０℃以下の温度で巻取り徐冷して製造された熱延鋼帯を用いて、成型ロールで造管し、高周波溶接を行い、引き続きシーム溶接部の熱処理を行う母材部および電縫溶接部の靱性に優れた厚肉電縫鋼管の製造方法。
- シーム溶接部の熱処理において、加熱最高到達温度を管の最外面側を１１００℃以下、最内面側をＡｃ３＋２０℃以上とし、続いて、管外面側から冷却して最内面側が５００℃に到達後、外面側を５００℃〜Ａｃ１点の温度域まで再加熱することを特徴とする請求項１〜３の何れかに記載の母材部および電縫溶接部の靱性に優れた厚肉電縫鋼管の製造方法。
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