JP2012241269A - 高圧縮強度鋼管及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】質量%で、C、Si、Mn、P、S、Al、Nb:0.015〜0.07%、Ti:0.005〜0.035%を含有し、C(%)−0.065Nb(%)が0.025〜0.060、C(%)+0.67Nb(%)が0.10以下であり、鋼管の内面表層部及び管厚中心部のビッカース硬度をそれぞれHVs及びHVmとしたときに、HVs−HVmが30以上であり、Pcm値が0.20以下である鋼管であり、金属組織は、ベイナイトの面積分率が80%以上で、ベイニティックフェライトの面積分率が20%未満であることを特徴とする高圧縮強度鋼管。
【選択図】なし
Description
第一の発明は、質量%で、C:0.03〜0.10%、Si:0.01〜0.50%、Mn:1.0〜2.0%、Al:0.01〜0.08%、Nb:0.015〜0.07%、Ti:0.005〜0.035%を含有し、
C(%)−0.065Nb(%)が0.025〜0.060、
C(%)+0.67Nb(%)が0.10以下であり、
下記(1)式で表されるPcm値が0.20以下であり、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼管であり、
鋼管の内面表層部及び管厚中心部のビッカース硬度をそれぞれHVs及びHVmとしたときに、HVs−HVmが30以上であり、
金属組織は、ベイナイトの面積分率が80%以上で、ベイニティックフェライトの面積分率が20%未満であることを特徴とする高圧縮強度鋼管。
Pcm=C(%)+Si(%)/30+Mn(%)/20+Cu(%)/20+Ni(%)/60+Cr(%)/20+Mo(%)/15+V(%)/10+5B(%)・・・(1)
ただし、各元素記号は含有量(質量%)であり、含有しない元素は0とする。
C(%)−0.065Nb(%)−0.025Mo(%)−0.057V(%)が0.025〜0.060であることを特徴とする第一の発明に記載の高圧縮強度鋼管。ただし、各元素記号は含有量(質量%)であり、含有しない元素は0とする。
まず、本発明の各構成要件の限定理由について説明する。
はじめに、本発明の高強度高靱性鋼板が含有する化学成分の限定理由を説明する。なお、成分%は全て質量%を意味する。以下の説明で元素記号を含む式において、各元素記号は含有量(質量%)であり、含有しない元素は0とする。
Cは、加速冷却によって製造される鋼板の強度を高めるために最も有効な元素である。しかし、0.03%未満では十分な強度を確保できないだけでなく、0.10%を超えるとMAが生成し圧縮強度が低下するだけでなく、溶接部のHAZ(以下、熱影響部とも称する)靱性を劣化させる。従って、C量を0.03〜0.10%の範囲とする。
Siは脱酸のために添加するが、この効果は0.01%以上で発揮されるが、0.5%を超えると靱性や溶接性を劣化させ、さらに、MAの生成が促進されるため圧縮強度が低下する。従ってSi量は0.01〜0.50%の範囲とする。
Mnは鋼の強度および靱性の向上のため添加するが1.0%未満ではその効果が十分ではなく、2.0%を超えると溶接性が劣化する。従って、Mn量は1.0〜2.0%の範囲とする。
Alは脱酸剤として添加されるが、この効果は0.01%以上で発揮されるが、0.08%を超えると清浄度の低下により延性を劣化させる。従って、Al量は0.01〜0.08%とする。
Nbは本発明において重要な元素である。Nbは加速冷却時に変態強化を促進し、強度上昇に極めて有効な元素であり、また、圧延時の粒成長を抑制し、微細粒化により靱性を向上させる。しかし、Nb量が0.015%未満ではその効果が小さく、0.07%を超えて添加しても析出強化に必要なスラブ加熱時の固溶Nb量は増加せず強度上昇が飽和する。また、溶接部のHAZ靱性に悪影響を及ぼす元素でもあることから、Nb量は0.015〜0.07%の範囲とする。より厳しい溶接部のHAZ靱性が必要とされる場合は、0.015〜0.05%とすることが望ましい。
Tiは、TiNを形成してスラブ加熱時の粒成長を抑制するだけでなく、溶接熱影響部の粒成長を抑制し、母材及び溶接熱影響部の微細粒化により靱性を向上させる。しかし、Ti量が0.005%未満ではその効果がなく、0.035%を超えると靱性を劣化させる。従って、Ti量は0.005〜0.035%の範囲とする。
本発明は固溶Cと転位との相互作用により逆応力発生を抑制することでバウシンガー効果を低減し、鋼管の圧縮強度を高めるものであり、有効な固溶Cを確保することが重要となる。一般に、鋼中のCはセメンタイトやMAとして析出するほか、Nb等の炭化物形成元素と結合し炭化物として析出し、固溶C量が減少する。このとき、C含有量に対してNb含有量が多すぎるとNb炭化物の析出量が多く十分な固溶C量が得られない。そのためには、C(%)−0.065Nb(%)が0.025以上必要である。また、固溶C量が多すぎると、MAが生成し圧縮強度の低下を起こすため、C(%)−0.065Nb(%)の上限は0.060とする必要がある。ここで、各元素記号は含有量(質量%)を意味する(以下同様)。
本要件はNbの焼入れ性により十分な強度を得るために必要である。高い焼入れ性を得るためには、鋼板圧延前のスラブ加熱段階で十分な量の固溶Nbを得る必要があるが、CとNbの量に応じてNbCの溶解温度が変化するため、C、Nb添加量が多い場合はNbCの溶解温度が上昇し十分なNb固溶量が得られない。一般的なスラブ加熱温度の範囲では、C(%)+0.67Nb(%)が0.10を超えると、NbCの溶解温度が高くなり、固溶Nb量の不足による強度不足を生じるため、本発明においては、C(%)+0.67Nb(%)を0.10以下に規定する。スラブ加熱温度のバラツキを考慮して、より確実に固溶Nb量を得るためには、C(%)+0.67Nb(%)を0.08以下とすることが好ましい。
Pcm=C(%)+Si(%)/30+Mn(%)/20+Cu(%)/20+Ni(%)/60+Cr(%)/20+Mo(%)/15+V(%)/10+5B(%)・・・(1)
Pcm値は溶接性を代表する指標であり、Pcm値が高いほど溶接HAZ部の靱性が劣化する。特にAPI−X65グレード以上の高強度鋼では、その影響が顕著となるため、Pcm値を厳しく制限する必要がある。しかし、Pcm値が0.20以下であれば、良好な溶接HAZ部の靱性が確保できるため、その上限を0.20とする。溶接HAZ部にきびしい靱性要求がある場合は、その上限を0.18にすることが望ましい。
また、API−X65グレード以上の高強度鋼の引張強度は具体的には535MPa以上をいう。
Cuは、靱性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、0.5%を超えて添加すると溶接部のHAZ靱性が劣化する。従って、Cuを添加する場合は0.5%以下とすることが好ましい。
Niは、靱性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、1.0%を超えて添加すると溶接部のHAZ靱性が劣化する。従って、Niを添加する場合は1.0%以下とすることが好ましい。
Crは、焼き入れ性を高めることで強度の上昇に有効な元素であるが、1.0%を超えて添加すると溶接部のHAZ靱性を劣化させる。従って、Crを添加する場合は1.0%以下とすることが好ましい。
Moは、NbやTiと同様に複合炭化物を生成し、析出強化による強度上昇に極めて有効な元素であり、0.01%以上の添加で効果が得られる場合がある。しかし、0.5%を超えて添加すると溶接部のHAZ靱性が劣化することがある。従って、Moを添加する場合には0.5%以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、Moの添加量は0.01〜0.5%とする。
Vは、NbやTiと同様に複合炭化物を生成し、析出強化による強度上昇に極めて有効な元素であるが、0.07%を超えて添加すると溶接部のHAZ靱性が劣化することがある。従って、Vを添加する場合は0.07%以下とすることが好ましい。また、溶接部の会合部HAZ等、複数サイクルの熱履歴を受ける部分では、VCとして析出しHAZ部を硬化させ著しい靱性劣化を生じるため、DNV規格などの厳しい溶接部のHAZ靱性要求がある場合は、Vの添加量を0.04%未満にすることがさらに好ましい。
Caは硫化物系介在物の形態を制御し、延性を改善するために有効な元素であるが、0.0005%未満ではその効果がなく、0.0035%を超えて添加しても効果が飽和し、むしろ清浄度の低下により靱性を劣化させる。従って、Ca量は添加する場合には、0.0005〜0.0035%の範囲とすることが好ましい。
本発明の選択的元素であるMo及びVは、Nbと同様に炭化物を形成する元素であり、これらの元素も十分な固溶Cが得られる範囲で添加することが好ましい。しかし、C(%)−0.065Nb(%)−0.025Mo(%)−0.057V(%)で表される関係式の値が0.025未満では固溶Cが不足し、0.060をこえると固溶Cが多くなり過ぎるため、C(%)−0.065Nb(%)−0.025Mo(%)−0.057V(%)を0.025〜0.060にすることが好ましい。ただし、各元素記号は含有量(質量%)であり、含有しない元素は0とする。
本発明において、Pは不純物元素であり、靱性を劣化させるため、極力低減させることが望ましいが、過度のP低減はコストの増大を招くため、P含有量は0.02%以下であれば許容されるものとする。また、本発明において、Sは不純物元素であり、靱性や延性を劣化させるため、極力低減することが望ましいが、過度のSの低減はコストの増大を招くため、S含有量は0.005%以下であれば許容されるものとする。
鋼管内面表層部のビッカース硬度をHVs、管厚中心部のビッカース硬度をHVmとしたときに、HVs−HVmが30以上とする。鋼管の強度は管厚中心部の強度でおおよそ決定されるが、外圧によるコラプスは鋼管内面側の圧縮強度の影響が極めて高い。また、一般的には、圧縮強度は鋼材の強度または硬度が高いほど高くなるため、耐コラプス性能を高めるには鋼管内面側の硬度を高めることが効果的である。鋼管の内面表層部の硬さHVsは管厚中心部の硬さHVmより高いほど、圧縮強度も高くなるが、その差がビッカース硬度で30未満では、バウシンガー効果による圧縮強度低下の効果の方が大きく、鋼管内面側で十分な圧縮強度が得られない。よって、鋼管内面表層部のビッカース硬度と管厚中心部のビッカース硬度の差を30以上に規定する。
本発明における金属組織の限定理由を以下に示す。
バウシンガー効果を抑制し高い圧縮強度をえるためには軟質なフェライト相や硬質な第2相のない均一な組織とし、変形時の組織内部で生じる局所的な転位の集積を抑制することが必要である。そのため、ベイナイト主体の組織とする。その効果を得るためにはベイナイトの面積分率が80%以上必要である。
加速冷却時のベイナイト変態によってベイナイト組織が得られるが、ベイナイト変態終了温度(Bf点)以上で冷却を停止した場合、その後の空冷過程で未変態オーステナイトからベイナイト変態が進行するが、ここで生成するベイナイトは拡散支配型となり、フェライト相に類似した形態のベイニティックフェライト(または、擬ポリゴナルフェライトとも呼ばれるが、本発明ではベイニティックフェライトと統一して呼ぶ。)が生成する。図1に0.05%C−1.2%Mn−0.2%Si−0.1%Moを含有する鋼板の鋼板表層部の金属組織を示す。白色で内部構造の少ない組織がベイニティックフェライトであり、他の組織がベイナイトであり。ベイニティックフェライトは、加速冷却時の変態で生成するベイナイトよりも強度が低いため、ベイナイトと混在した組織となる場合は、変形時の集積場所となるため、バウシンガー効果が促進され、圧縮強度が低下する。しかし、ベイニティックフェライトの面積分率が20%未満ならその効果は小さく、十分な圧縮強度が得られる。よって、ベイニティックフェライトの面積分率を20%未満とする。
本発明の第3発明は、上述した化学成分を含有する鋼スラブ(単に「スラブ」という場合もある)を、加熱し熱間圧延を行った後、加速冷却を行い鋼板を製造し、その鋼板を溶接して高圧縮強度鋼管を製造する方法である。以下に、製造条件の限定理由について説明する。
スラブ加熱温度は、1000℃未満ではNbCの固溶が不十分でその後の析出による強化が得られず、1200℃を超えると、靱性やDWTT特性が劣化する。従って、スラブ加熱温度は1000〜1200℃の範囲とする。さらに優れたDWTT性能が要求される場合は、スラブ加熱温度の上限を1150℃にすることが望ましい。
バウシンガー効果による強度低下を抑制するためには、金属組織をベイナイト主体の組織としフェライトなどの軟質な組織の生成を抑制する必要がある。そのため、熱間圧延は、フェライトが生成しない温度域であるAr3温度以上とすることが必要である。
Ar3(℃)=910−310C(%)−80Mn(%)−20Cu(%)−15Cr(%)−55Ni(%)−80Mo(%)・・・(2)
ただし、各元素記号は含有量(質量%)であり、含有しない元素は0とする。
熱間圧延後の加速冷却によって金属組織をベイナイト主体の組織とするが、冷却開始温度がAr3温度を過度に下回ると、フェライトが生成して、フェライトとベイナイトの混合組織となり、バウシンガー効果による強度低下が大きく圧縮強度が低下する場合がある。しかし、加速冷却開始温度が(Ar3−30℃)以上であれば、フェライト分率が低くバウシンガー効果による強度低下も小さい。よって、冷却開始温度を(Ar3−30℃)以上とする。
加速冷却は高強度で高靱性の鋼板を得るために不可欠なプロセスであり、高い冷却速度で冷却することで変態強化による強度上昇効果が得られる。しかし、鋼板表面の冷却速度が50℃/秒未満では十分な表層部の硬さが得られない。よって加速冷却時における鋼板表面の冷却速度の下限を50℃/秒とする。
圧延終了後の加速冷却でベイナイト変態域である300〜500℃まで急冷することにより、ベイナイト相を生成させ、かつ、ベイニティックフェライトの生成を抑制することが可能となる。冷却停止温度が300℃未満では、硬質なマルテンサイト組織が生成し、バウシンガー効果による圧縮強度低下を招く。一方、冷却停止温度が500℃を超えると、その後の空冷時にベイニティックフェライトが生成して同様に圧縮強度が劣化するとともに、ベイナイト変態による変態強化の効果が十分ではなく強度が低下する。よって、冷却停止温度は300〜500℃に規定する。
突き合せ部の溶接を行った後に、溶接残留応力の除去と鋼管真円度の向上のため、拡管を行う。このときの拡管率は、所定の鋼管真円度が得られ、残留応力が除去される条件として0.4%以上が必要である。また、拡管率が高すぎるとバウシンガー効果による圧縮強度の低下が大きくなるため、その上限を1.2%とする。
Claims (3)
- 質量%で、C:0.03〜0.10%、Si:0.01〜0.50%、Mn:1.0〜2.0%、Al:0.01〜0.08%、Nb:0.015〜0.07%、Ti:0.005〜0.035%を含有し、
C(%)−0.065Nb(%)が0.025〜0.060、
C(%)+0.67Nb(%)が0.10以下であり、
下記(1)式で表されるPcm値が0.20以下であり、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼管であり、
鋼管の内面表層部及び管厚中心部のビッカース硬度をそれぞれHVs及びHVmとしたときに、HVs−HVmが30以上であり、
金属組織は、ベイナイトの面積分率が80%以上で、ベイニティックフェライトの面積分率が20%未満であることを特徴とする高圧縮強度鋼管。
Pcm=C(%)+Si(%)/30+Mn(%)/20+Cu(%)/20+Ni(%)/60+Cr(%)/20+Mo(%)/15+V(%)/10+5B(%)・・・(1)
ただし、各元素記号は含有量(質量%)であり、含有しない元素は0とする。 - さらに質量%で、Cu:0.5%以下、Ni:1.0%以下、Cr:1.0%以下、Mo:0.5%以下、V:0.07%以下、Ca:0.0005〜0.0035%の中から選ばれる1種以上を含有し、
C(%)−0.065Nb(%)−0.025Mo(%)−0.057V(%)が0.025〜0.060であることを特徴とする請求項1に記載の高圧縮強度鋼管。ただし、各元素記号は含有量(質量%)であり、含有しない元素は0とする。 - 鋼スラブを、1000〜1200℃に加熱し、その後、熱間圧延をAr3以上の圧延終了温度で行い、該熱間圧延の後の冷却を(Ar3−30℃)以上から300〜500℃までの温度まで、50℃/秒以上の冷却速度で行い、鋼板を製造し、その後、該鋼板を冷間にて成形し鋼管形状とし、突き合せ部を溶接し、次いで、拡管を0.4%〜1.2%の拡管率で行うことを特徴とする、請求項1又は2に記載の高圧縮強度鋼管の製造方法。
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CN106119685A (zh) * | 2016-06-23 | 2016-11-16 | 宝鸡石油钢管有限责任公司 | 一种抗深水压溃海洋钻井隔水管及其制造方法 |
CN112981250A (zh) * | 2021-02-04 | 2021-06-18 | 湖南华菱涟源钢铁有限公司 | 低铁水单耗下的低碳低钛含铌钢薄板坯边角裂的控制方法 |
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JP2007138210A (ja) * | 2005-11-16 | 2007-06-07 | Jfe Steel Kk | バウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造方法 |
JP2010196164A (ja) * | 2009-01-30 | 2010-09-09 | Jfe Steel Corp | 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法 |
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