JP2013032584A - 耐サワー性に優れたラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】焼入焼戻処理を施して、降伏強さ:450MPa超えを有し、少なくとも管最外側または管最内側で荷重:5kgf(試験力:49N)で測定可能なビッカース硬さHV5が、250HV5以下となるように調整する。このためには、焼入処理後に表層を板厚方向深さで表面から0.3mm以上研削する加工処理を施すか、焼入処理を、大気雰囲気中でAc3変態点以上の加熱温度に、120s以上保持したのち、核沸騰状態で水冷する処理、または膜沸騰状態で水冷したのち核沸騰状態で水冷する処理とする。このような焼入れ処理とすることにより、表層の硬さが上記した250HV5以下と低くなり、肉厚中央に向かう途中の位置に最高硬さが示す位置が存在する、M型の硬さ分布を示すか、表層の硬さが最も高くなるが上記した250HV5以下より低くなる、U型またはフラット型の硬さ分布を示す鋼管を得ることができ、耐サワー性が顕著に向上する。
【選択図】なし
Description
また、本発明者らは、肉厚方向の硬さ分布を、最表層の硬さが低く、最高硬さが表面からある深さに存在するような硬さ分布、すなわち図3に示すような、いわゆるM型を呈する鋼管の場合においても、耐サワー性の顕著な向上のためには、ケース1のように、管最表層の硬さを250HV5以下とすることがよいことに想到した。そして、さらなる耐サワー性向上のためには、ケース2のように、M型分布の最高硬さをも250HV5以下とすること好ましいことに思い至った。
(1)焼入焼戻処理を施されてなる、降伏強さ:450MPa超えを有する厚肉高強度継目無鋼管であって、管最外側または管最内側で荷重:5kgf(試験力:49N)で測定可能なビッカース硬さHV5が、250HV5以下であることを特徴とする耐サワー性に優れたラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管。
(2)(1)において、前記厚肉高強度継目無鋼管の板厚方向全域の硬さ分布が、M型を呈することを特徴とするラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管。
(3)(1)において、前記厚肉高強度継目無鋼管の板厚方向全域の硬さ分布が、U型を呈することを特徴とするラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管。
(4)(2)において、前記厚肉高強度継目無鋼管の板厚方向全域の硬さ分布が、前記M型を呈し、かつ最高硬さが荷重:5kgf(試験力:49N)で測定したビッカース硬さHV5で、250HV5以下であることを特徴とするラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管。
(5)(1)〜(4)のいずれかにおいて、前記継目無鋼管が、質量%で、C:0.03〜0.15%、Si:0.02〜0.5%、Mn:0.7〜2.5%、P:0.020%以下、S:0.003%以下、Al:0.01〜0.08%、Ti:0.005〜0.05%、N:0.005%以下を含み、かつTiとNを次(1)式
N ≦ Ti×14/48 ≦ N+10 ‥‥(1)
(ここで、Ti、N:各元素の含有量(質量ppm))
を満足するように含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる組成を有することを特徴とするラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管。
(6)(5)において、前記組成に加えてさらに、質量%で、Cr:0.5%以下、Mo:0.3%以下、Ni:0.3%以下、Cu:0.3%以下、V:0.05%以下、Nb:0.05%以下のうちから選ばれた1種または2種以上を含有することを特徴とするラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管。
(7)(5)または(6)において、前記組成に加えてさらに、質量%で、Ca:0.002%以下を含有することを特徴とするラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管。
(8)素材鋼管に、焼入処理および焼戻処理を施し、降伏強さ:450MPa超えを有する製品鋼管とするラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管の製造方法であって、前記素材鋼管を、質量%で、C:0.03〜0.15%、Si:0.02〜0.5%、Mn:0.7〜2.5%、P:0.020%以下、S:0.003%以下、Al:0.01〜0.08%、Ti:0.005〜0.05%、N:0.005%以下を含み、かつTiとNを次(1)式
N ≦ Ti×14/48 ≦ N+10 ‥‥(1)
(ここで、Ti、N:各元素の含有量(質量ppm))
を満足するように含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる組成を有する継目無鋼管とし、前記焼入処理を、Ac3変態点以上の温度に加熱し、その後に急冷を行う処理とし、該焼入処理後に表層を板厚方向深さで表面から0.3mm以上研削する加工処理を施し、しかる後に前記焼戻処理を行うことを特徴とする耐サワー性に優れたラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管の製造方法。
(9)素材鋼管に、焼入処理および焼戻処理を施し、降伏強さ:450MPa超えを有する製品鋼管とするラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管の製造方法であって、
前記素材鋼管が、質量%で、C:0.03〜0.15%、Si:0.02〜0.5%、Mn:0.7〜2.5%、P:0.020%以下、S:0.003%以下、Al:0.01〜0.08%、Ti:0.005〜0.05%、N:0.005%以下を含み、かつTiとNを次(1)式
N ≦ Ti×14/48 ≦ N+10 ‥‥(1)
(ここで、Ti、N:各元素の含有量(質量ppm))
を満足するように含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる組成を有する継目無鋼管とし、前記焼入処理を、加熱とその後に急冷を行う処理とし、前記加熱が、大気雰囲気中でAc3変態点以上の加熱温度に、120s以上保持する処理とし、前記急冷が、核沸騰状態で水冷する処理とすることを特徴とする耐サワー性に優れたラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管の製造方法。
(10)(9)において、前記急冷が、核沸騰状態で水冷する処理に代えて、膜沸騰状態で水冷した後核沸騰状態で水冷する処理とすることを特徴とするラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管の製造方法。
(11)(8)ないし(10)のいずれかにおいて、前記加熱が、加熱炉装入方式、通電加熱方式、または誘導加熱方式のいずれかによる加熱であることを特徴とするラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管の製造方法。
(12)(8)ないし(11)のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量%で、Cr:0.5%以下、Mo:0.3%以下、Ni:0.3%以下、Cu:0.3%以下、V:0.05%以下、Nb:0.05%以下のうちから選ばれた1種または2種以上を含有することを特徴とするラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管の製造方法。
(13)(8)ないし(12)のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量%で、Ca:0.002%以下を含有することを特徴とするラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管の製造方法。
そして、本発明の厚肉高強度継目無鋼管は、肉厚方向全域の硬さ分布が、図2に示すようなU型分布、または、図3に示すようなM型分布、あるいは平坦なフラット型分布を呈し、しかも、管最表層の硬さが、荷重:5kgf(試験力:49N)で測定したビッカース硬さHV5で、250HV5以下である鋼管とする。なお、本発明鋼管の肉厚方向全域の硬さ分布は、JIS Z 2244 の規定に準拠し、荷重:5kgf(試験力:49N)のビッカース硬度計を用い、表層から0.5mm間隔で管肉厚方向全域を測定して求めるものとする。
本発明でいう「U型」の肉厚方向硬さ分布は、図2から明らかなように、管肉厚中心の硬さが低く、管外表面側および管内表面側に向かって、硬さが増加する分布をいう。また、「M型」の肉厚方向硬さ分布は、図3から明らかなように、表層の硬さが低下して、表面から肉厚方向にいくらか入った位置で最高硬さを示し、肉厚中心に向かって硬さが低くなる分布をいう。
N ≦ Ti×14/48 ≦ N+10 ‥‥(1)
(ここで、Ti、N:各元素の含有量(質量ppm))
を満足するように含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる組成を有する。
C:0.03〜0.15%
Cは、固溶強化や、焼入れ性向上を介して、鋼管強度の増加に寄与するが、鋼管の周溶接時に、溶接熱影響部(HAZ)や溶接金属部の硬さを増加させる。このため、Cはできるだけ低減することが望ましいが、所望の母材強度を確保するためには、Si、Mn等の焼入れ性向上元素の添加効果を考慮しても、0.03%以上の含有を必要とする。一方、0.15%を超える含有は、HAZの硬度が高くなりすぎて、溶接部の耐サワー性に問題が生じる。このようなことから、Cは0.03〜0.15%に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.06〜0.12%である。また、リールバージ等のように、円周溶接部が巻き・巻き戻しを複数回繰り返すような使途向けの場合には、溶接部の硬さ増加をできるだけ低くするという観点から、さらに好ましくは0.06〜0.11%である。なお、好ましい範囲は、体積膨張が大きく製造性が低下する亜包晶域を外したC範囲である。亜包晶域は、C以外の含有成分にも依存して変化するため、成分系が明確でない場合には正確には表示することができないが、概ねC:0.10〜0.12%前後の領域になることが多い。
Siは、脱酸剤として寄与するとともに、固溶強化により、鋼管の高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、不純物レベルを超える、0.02%以上の含有を必要とする。一方、0.5%を超える多量の含有は、溶接部および母材部の靭性が低下する。このため、Siは0.02〜0.5%の範囲に限定することが好ましい。
Mnは、焼入れ性を向上させて、焼入焼戻処理を施す、継目無鋼管を高強度化する作用を有する。Mn以外の焼入れ性向上元素の複合含有を勘案しても、所望の鋼管強度を確保するためには、0.7%以上の含有を必要とする。一方、2.5%を超える多量の含有は、表層や母材の硬さ、円周溶接時のHAZにおける硬さが、250HVを超えて高くなりすぎて、耐サワー性が低下する。このため、Mnは0.7〜2.5%の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.7〜1.5%である。
Pは、耐サワー性を低下させる元素である。Pは、結晶粒界に偏析して、水素脆化時に粒界割れを誘起し、耐サワー性のうち、耐SSC性を低下させる。また、Pは、靭性をも低下させる。このため、本発明では、Pはできるだけ低減することが望ましいが、0.020%以下であれば許容できる。このようなことから、Pは0.020%以下に限定することが好ましい。Pは、できるだけ低減することが望ましいが、過剰の低減は、製鋼コストの高騰を伴うため、工業的には、0.003%程度以上とすることが望ましい。
Sは、介在物として存在し、耐サワー性、特に耐HIC性を低下させるため、できるだけ低減することが望ましい。継目無鋼管では、穿孔圧延工程で素材に円周方向と長手方向に伸ばされる圧延が施されるため、厚鋼板や薄鋼板のように、MnSが圧延方向に長く伸びて、耐HIC性に著しい悪影響を及ぼすことは少ない。このため、本発明ではSを極端に低減する必要はないが、0.003%以下であれば、耐HIC性の低下は少なく、許容できる範囲となる。このようなことから、Sは0.003%以下に限定することが好ましい。
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果は0.01%以上の含有で認められる。一方、0.08%を超える含有は、酸素と結びつき介在物(主として酸化物)がクラスター状に残留し、靭性を低下させる。介在物の増加は、表面疵の原因となることもある。このようなことから、Alは0.01〜0.08%の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、0.05%以下である。
Tiは、窒素Nを固定するだけのために含有する。窒素を固定しTiNを形成した以外のTiが残留しないように、N含有量に応じてTi量を調整する。このような効果を得るために、Tiは、0.005%以上の含有を必要とする。一方、0.05%を超えるTi含有は、TiN量が増え、または、サイズが大きくなるとともに、Tiの硫化物、炭硫化物、炭化物を形成し、TiN以上に靭性を劣化させる悪影響が大きくなる。このため、Tiは0.005〜0.05%の範囲に限定することが好ましい。
Nは、Tiと結合してTiNを形成するが、TiN量が増加すると、靭性が低下する傾向となるため、Nはできるだけ低減することが好ましい。しかし、極端な低減は精錬コストを高騰させるため、Nは0.005%以下に限定することが好ましい。
さらに、Ti、Nは、上記した範囲で含有し、さらに、次(1)式
N ≦ Ti×14/48 ≦ N+10 ‥‥(1)
(ここで、Ti、N:各元素の含有量(質量ppm))
を満足するように調整して含有する。
Cr:0.5%以下、Mo:0.3%以下、Ni:0.3%以下、Cu:0.3%以下、V:0.05%以下、Nb:0.05%以下のうちから選ばれた1種または2種以上
Cr、Mo、Ni、Cu、V、Nbはいずれも、鋼管の強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。
Crは、焼入れ性向上を介して、鋼管の強度増加に寄与する。このような効果を確保するためには、不可避的不純物レベルである0.01%以上含有することが望ましいが、0.5%を超える多量の含有は、硬さが高くなりすぎて、耐サワー性、とくに溶接部の耐サワー性を低下させる。このため、含有する場合には、Crは0.5%以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.3%以下である。
Moは、Crと同様に、焼入れ性向上を介して、鋼管の強度増加に寄与する。このような効果を確保するためには、不可避的不純物レベルである0.001%以上含有することが望ましいが、0.3%を超える多量の含有は、硬さが高くなりすぎて、耐サワー性が低下する。とくに、多量のMo含有は、溶接部の強度を増加させ、溶接部の耐サワー性を低下させる。このため、含有する場合には、Moは0.3%以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.2%以下である。
Niは、固溶強化、さらには 焼入れ性向上を介して、鋼管の強度増加に寄与する。このような効果を確保するためには、不可避的不純物レベルである0.01%以上含有することが望ましいが、0.3%を超える多量の含有は、強度が高くなりすぎるため、耐サワー性が低下する。このため、含有する場合には、Niは0.3%以下に限定することが好ましい。なお、Cuを0.05%以上含有する場合に、Niは、0.5×Cu以上含有させることが好ましい。これにより、Cu起因の表面疵、表面欠陥の発生を防止することができる。
Cuは、固溶強化、さらには 焼入れ性向上を介して、鋼管の強度増加に寄与する。このような効果を確保するためには、不可避的不純物レベルである0.01%以上含有することが望ましいが、0.3%を超える多量の含有は、靭性が低下するとともに、表面疵が多発するという問題がある。このため、含有する場合には、Cuは0.3%以下に限定することが好ましい。なお、Cuを0.05%以上含有する場合には、Niを0.5×Cu以上含有させることが好ましい。これによりCu起因の表面疵、表面欠陥の発生を防止できる。
Vは、焼入れ性向上に寄与するとともに、焼戻軟化抵抗を増加させて、鋼管の強度増加に寄与する。このような効果は、不純物レベル以上である0.002%以上の含有で顕著となる。一方、0.05%を超える含有は、粗大なVN、V(CN)が形成され、靭性を低下させる可能性が高くなる。このため、含有する場合には、Vは0.05%以下に限定することが好ましい。
Nbは、Nb析出物の析出強化により、鋼管の強度増加に寄与する。また、Nbは、オーステナイト粒の細粒化に寄与し、これにより耐サワー性が向上する。このような効果は、0.005%以上の含有で顕著となる。一方、0.05%を超える含有は、耐SCC性、耐HIC性を低下させる可能性がある。このため、含有する場合には、0.05%以下に限定することが好ましい。
Caは、硫化物、酸化物の形態を丸い形状に制御する形態制御作用を有し、耐HIC性の向上に寄与する。また、Caの含有は、連鋳時のノズル詰まりを防止する。このような効果を確保するために、0.001%以上含有することが好ましい。一方、0.002%を超える含有は、Ca系介在物量、析出物量が多くなりすぎて、かえって靭性の低下、耐SCC性の低下を招く。このため、含有する場合には、Caは0.002%以下に限定することが好ましい。なお、丸鋳片を使用しない製造方法の場合には、Caは無添加でもよい。
また、本発明鋼管の組織は、ベイナイト相を主とする組織を有する。ここでいう「ベイナイト相を主とする組織」には、いわゆるベイナイト相に加えて、ベイニティックフェライト相、アシキュラーフェライト相、マルテンサイト相を含むものとする。本発明が対象とする鋼管の組織は、ベイナイト相を主(面積率で50%以上)とするが、ベイニティックフェライト相、アシキュラーフェライト相を含み、微量であるがマルテンサイト相を含むことがある。とくにマルテンサイト相の含有は僅かであり、しかも通常のナイタール腐食、光学顕微鏡観察では区別がつきにくいため、本発明では「ベイナイト相を主とする組織」にマルテンサイト相も含めることとした。
ベイナイト相以外の第二相は、若干(面積率で10%以下)のフェライト相を含んでもよい。
まず、上記した組成の素材鋼管を準備する。
素材鋼管は、上記した鋼管素材(丸鋳片、丸鋼片等)に、加熱し、例えば、マンネスマン式製管法等を使用して、穿孔圧延、延伸圧延等により、所定寸法の継目無鋼管とすることが好ましいが、これに限定されることはない。
焼入処理は、加熱とその後に急冷を行う処理とする。
焼入処理における加熱は、大気雰囲気中でAc3変態点以上の加熱温度に、120s以上保持する処理とすることが好ましい。
なお、M型の肉厚方向硬さ分布を有する鋼管とする場合には、焼入れ処理のために大気雰囲気中で加熱する際に、酸素濃度が大気並みの雰囲気(約20%)、あるいは少なくとも酸素濃度が5%以上の雰囲気として、上記した加熱温度で、300s以上保持することが好ましい。焼入れ加熱に際して、保持時間が300s未満では、表層の脱炭が不十分で、M型の肉厚方向硬さ分布を形成するまでに至らない場合が多い。このため、M型の肉厚方向硬さ分布を有し、あるいはさらに管最表層のビッカース硬さHVSが250HV5以下である鋼管とするためには、焼入れ加熱温度に300s以上とすることが好ましい。
なお、焼入れのための加熱は、表面から脱炭し、M型の肉厚方向硬さ分布を形成するという観点からは、大気雰囲気中で加熱炉に装入して加熱する加熱炉装入方式とすることが好ましいが、加熱炉装入に代えて、大気雰囲気中での誘導加熱方式、または通電加熱方式による加熱としてもよい。なお、この場合、加熱時の雰囲気は、大気中の酸素濃度とほぼ等しい酸素濃度の雰囲気となる。
これにより、硬さを測定できる管最表層の硬さHVSを、250HV5以下に調整できる。
なお、焼入処理は、通常、焼入れQを1回とするが、焼入れQを複数回繰り返す、例えばQQ処理としてもよい。焼入処理を繰り返し行うことにより、結晶粒の微細化も期待できる。
表1に示す鋼A組成の溶鋼を、真空炉で溶製し、小型鋼塊(30キロ鋼塊:底部100mm角、頂部150mm角)とした。これら小型鋼塊を加熱し、実験圧延機で9.5〜41mm厚の範囲の試験材が確保できるように5種の板厚の熱延板とした。ついで、これら熱延板の表面および裏面をフライス盤で研削して、各熱延板間の肉厚ばらつきの少ない熱延板とした。
これら熱延板から試験材(100mm幅×200mm長さ(圧延方向))を採取し、該試験材に対して、表2に示す条件の焼入れ焼戻処理を施した。焼入れは、不活性ガス(アルゴンガス)雰囲気中で加熱温度:890℃で5min間保持したのち、直ちに核沸騰状態で水冷する処理とした。ここでいう、「核沸騰状態」での水冷とは、被冷却材(熱延板)を治具で掴んで、水槽内で上下左右に振って、湯気を出さない状態で冷却する処理である。なお、一部では、水槽中に浸漬し、膜沸騰状態で一定時間を水冷したのち、核沸騰状態で水冷する急冷を施した。また、焼戻は、650℃で5min保持する処理とした。
なお、この熱延板に対する焼入れ焼戻処理は、各種肉厚を有する鋼管の焼入焼戻処理をシミュレートするもので、これにより、各種肉厚を有する鋼管の肉厚方向硬さ分布、引張特性、耐サワー性を推定した。なお、耐サワー性は、4点曲げ試験、HIC試験、NACE-TM0177規定のMethod−A試験を実施し、総合して評価した。試験方法は次のとおりとした。
(1)肉厚方向硬さ分布
得られた試験材から、硬さ測定用試験片を採取し、板厚方向断面について、ビッカース硬さ計(荷重:5kgf)を用いて、JIS Z 2241の規定に準拠して、硬さHV5を測定した。測定間隔は、試験材の両最表層(表面から0.5mm)位置から、板厚方向に0.5mm間隔で5点、さらに板厚中央方向に、3mm間隔または4mm間隔で、全板厚に亘って測定した。なお、両最表層における測定(各5点)は、一列状に測定できない場合は、千鳥式(図4参照)に測定した。なお、表面から0.5mmの位置で、荷重:5kgf(試験力:49N)による硬さ測定が可能であれば、その位置の硬さが、荷重:5kgf(試験力:49N)で測定可能な最表層(管最表層)の硬さHVSとした。荷重:5kgf(試験力:49N)による硬さ測定ができない場合には、さらに内側の、荷重:5kgf(試験力:49N)で測定できる、最も外側または最も内側の位置が、荷重:5kgf(試験力:49N)で測定可能な最表層位置とした。なお、板厚24mm材については、焼入れままでも硬さ測定を行った。そして、得られた板厚方向(肉厚方向)の硬さ分布の分布形態から、U型、M型、あるいはフラット型のいずれかに近いか、判定した。
(2)引張試験
得られた試験材から、ASTM E 8/E 8M-08の規定に準拠して、引張方向が圧延方向となるように、また、試験片中央が板厚中央に一致するように、丸棒引張試験片(ASTM-1/4片:Specimen3(E8))を採取し、引張試験を実施し、引張特性(降伏強さYS)を求めた。
なお、実測した降状強さYSから、各試験材の強度グレードを決定した。DNV-OS-F101規格では、X80級はYS:675〜550MPa、X70級はYS:485〜605MPa、X65級はYS:450〜570MPa、X60級ではYS:415〜565MPaと規定しており、隣接する級でYSが重複している。そこで、本発明では便宜的に、YS:550MPa以上のものはX80級とし、YS:550MPa未満485MPa以上をX70級、YS:485MPa未満450MPa以上をX65級、YS:450MPa未満415MPa以上をX60級とした。
(3)4点曲げ試験
得られた試験材から、ISO-7539-2規格に準拠して、試験片長手方向が圧延方向となるように、最表層を含む4点曲げ試験片(厚さ:5mm×幅10mm×長さ75mm)を採取し、4点曲げ試験を実施し、最表層を含む場合の耐SSC性を評価した。4点曲げ試験片表面に歪ゲージを貼布し、所定の応力(規格下限の降伏強さの85%の応力)が負荷されていることを確認したのち歪ゲージを外して、4点曲げ試験片を、SolutionA液(5mass%NaCl+0.5 mass%氷酢酸水溶液)に分圧0.1MPaH2Sガスを飽和させた試験液中に720h間浸漬した。浸漬後に、破断しない場合には、耐SSC性が良好であるとして○、破断が発生した場合には×として評価した。
(4)HIC試験
得られた試験材から、NACE−TM0284に準拠して、HIC試験片を採取し、HIC試験を実施した。試験は、試験片をSolutionA液(5mass%NaCl+0.5 mass%氷酢酸水溶液)に分圧0.1MPaH2Sガスを飽和させた試験液中に96h間浸漬する試験とした。浸漬後、試験片の断面を観察し、CSR、CLR、CTRを求めた。CSRが1%以下、CLRが15%以下、CTRが3%以下である場合を、耐HIC性が良好であるとして○とし、ひとつの値でも基準に満たない場合には×とした。
(5)Method−A試験
得られた試験材から、NACE−TM0177に準拠して、板厚中央位置が試験片中心となるように丸棒試験片を採取し、耐SSC性を評価した。試験片を、SolutionA液(5mass%NaCl+0.5mass%氷酢酸水溶液)に分圧0.1MPaH2Sガスを飽和させた試験液中に、所定の応力(規格下限の降伏強さの85%の応力)を負荷して、浸漬し、720h経過するまでの破断の有無を調査した。なお、規格下限の降状強さは各強度グレードに応じた(3)4点曲げ試験の項に示した値とした。得られた結果から、720h経過後に未破断であり、かつ10倍の光学顕微鏡で試験片平行部を観察し亀裂がない場合を、耐SSC性に優れるとして○と評価しそれ以外の場合を×とした。
得られた結果を、表2に示す。
(実施例2)
表1に示す鋼B〜鋼Iまでの組成を有する溶鋼を、真空炉で溶製し、小型鋼塊(30キロ鋼塊:底部100mm角、頂部150mm角)とした。これら小型鋼塊を実験加熱炉で加熱し、実験圧延機で板厚:22〜30mm厚の範囲の熱延板とした。なお、一部の熱延板については、表面および裏面を機械研削して、表面スケールを除去した。
なお、一部の熱延板では、試験材(熱延板)をステンレス箔で包み大気雰囲気中で加熱した。また、一部の熱延板では、大気雰囲気(酸素濃度約20%)中で通電加熱により加熱した。また、一部の熱延板では、焼入れ処理を2回繰り返す処理とした。また、一部の熱延板では、焼入れ処理後、表裏面を各々0.4mmまたは0.7 mm研削した。
鋼板No.2、No.4(比較例)は、焼入れ処理の加熱雰囲気が非酸化性雰囲気のため、荷重:5kgf(試験力:49N)で測定可能な最表層位置の硬さが、250HV5を超えて硬くなっている。このため、表層を含む試験片を用いる4点曲げ試験では、浸漬後、720hまでに、破断が発生している。
また、鋼板No.5(比較例)は、焼入れ処理の加熱雰囲気が大気雰囲気中であるが、加熱温度における保持時間が不足し、表面近傍の脱炭が不十分であるため、荷重:5kgf(試験力:49N)で測定可能な最表層位置の硬さが、250HV5を超えて硬くなっている。このため、表層を含む試験片を用いる4点曲げ試験では、浸漬後、720hまでに、破断が発生している。また、鋼板No.9、No.12(比較例)は、焼入れ処理の加熱雰囲気が、酸化性雰囲気でないため、表面近傍の脱炭が不十分で、荷重:5kgf(試験力:49N)で測定可能な最表層位置の硬さが、250HV5を超えて硬くなっている。このため、表層を含む試験片を用いる4点曲げ試験では、浸漬後、720hまでに、破断が発生している。また、鋼板No.14(比較例)は、焼入れ冷却が比較的緩冷であるため、所望の高強度を確保できていない。鋼板No.19はTiとNの関係でTi含有量が多すぎて(1)式を満足しておらず、TiS、Ti4C2S2等のTi系介在物、析出物が多く存在したため、強度、硬さ、耐サワー性は十分であるが、靭性が低下したと推定される。
(実施例3)
表1に示す鋼A,鋼J〜鋼Mまでの組成を有する溶鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブ(鋼素材:肉厚:250mm)とし、該スラブを熱間圧延により、丸形状(直径:150mmφ又は200mmφ)の鋼片(鋼管素材)とした。該鋼片を、加熱し、マンネスマン−ピアサミルを用いて穿孔圧延し、中空素材とし、さらに、マンネスマン−マンドレルミル等で延伸圧延し、表3に示す寸法の素材鋼管(継目無鋼管)とした。
得られた結果を表6に示す。
比較例である鋼管No.34、No.37は、焼入れ処理の加熱保持時間が好ましい範囲より短く、荷重:5kgf(試験力:49N)で測定可能な最表層位置の硬さが、250HV5を超えて硬くなっており、表層を含む試験片を用いる4点曲げ試験では、浸漬後、720hまでに、破断が発生して、耐サワー性が低下している。なお、鋼管No.35(比較例)は、耐サワー性が良好であるが、Ti、Nの関係式である(1)式を満足しておらず、窒素(N)がTiで完全に固定されていないため、別途行ったシャルピー衝撃試験でvE-40が200J未満と靭性が低下している。TiN以外の窒化物が生成したためと思われる。
Claims (13)
- 焼入焼戻処理を施されてなる、降伏強さ:450MPa超えを有する厚肉高強度継目無鋼管であって、管最外側または管最内側で荷重:5kgf(試験力:49N)で測定可能なビッカース硬さHV5が、250HV5以下であることを特徴とする耐サワー性に優れたラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管。
- 前記厚肉高強度継目無鋼管の板厚方向全域の硬さ分布が、M型を呈することを特徴とする請求項1に記載のラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管。
- 前記厚肉高強度継目無鋼管の板厚方向全域の硬さ分布が、U型を呈することを特徴とする請求項1に記載のラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管。
- 前記厚肉高強度継目無鋼管の板厚方向全域の硬さ分布が、前記M型を呈し、かつ最高硬さが荷重:5kgf(試験力:49N)で測定したビッカース硬さHV5で、250HV5以下であることを特徴とする請求項2に記載のラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管。
- 前記継目無鋼管が、質量%で、
C:0.03〜0.15%、 Si:0.02〜0.5%、
Mn:0.7〜2.5%、 P:0.020%以下、
S:0.003%以下、 Al:0.01〜0.08%、
Ti:0.005〜0.05%、 N:0.005%以下
を含み、かつTiとNを下記(1)式を満足するように含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる組成を有することを特徴とする請求項1ないし4のいずれかに記載のラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管。
記
N ≦ Ti×14/48 ≦ N+10 ‥‥(1)
ここで、Ti、N:各元素の含有量(質量ppm) - 前記組成に加えてさらに、質量%で、Cr:0.5%以下、Mo:0.3%以下、Ni:0.3%以下、Cu:0.3%以下、V:0.05%以下、Nb:0.05%以下のうちから選ばれた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5に記載のラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管。
- 前記組成に加えてさらに、質量%で、Ca:0.002%以下を含有することを特徴とする請求項5または6に記載のラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管。
- 素材鋼管に、焼入処理および焼戻処理を施し、降伏強さ:450MPa超えを有する製品鋼管とするラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管の製造方法であって、
前記素材鋼管を、質量%で、
C:0.03〜0.15%、 Si:0.02〜0.5%、
Mn:0.7〜2.5%、 P:0.020%以下、
S:0.003%以下、 Al:0.01〜0.08%、
Ti:0.005〜0.05%、 N:0.005%以下
を含み、かつTiとNを下記(1)式を満足するように含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる組成を有する継目無鋼管とし、
前記焼入処理を、Ac3変態点以上の温度に加熱し、その後に急冷を行う処理とし、該焼入処理後に表層を板厚方向深さで表面から0.3mm以上研削する加工処理を施し、しかる後に前記焼戻処理を行うことを特徴とする耐サワー性に優れたラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管の製造方法。
記
N ≦ Ti×14/48 ≦ N+10 ‥‥(1)
ここで、Ti、N:各元素の含有量(質量ppm) - 素材鋼管に、焼入処理および焼戻処理を施し、降伏強さ:450MPa超えを有する製品鋼管とするラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管の製造方法であって、
前記素材鋼管が、質量%で、
C:0.03〜0.15%、 Si:0.02〜0.5%、
Mn:0.7〜2.5%、 P:0.020%以下、
S:0.003%以下、 Al:0.01〜0.08%、
Ti:0.005〜0.05%、 N:0.005%以下
を含み、かつTiとNを下記(1)式を満足するように含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる組成を有する継目無鋼管とし、
前記焼入処理を、加熱とその後に急冷を行う処理とし、前記加熱が、大気雰囲気中でAc3変態点以上の加熱温度に、120s以上保持する処理とし、前記急冷が、核沸騰状態で水冷する処理とすることを特徴とする耐サワー性に優れたラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管の製造方法。
記
N ≦ Ti×14/48 ≦ N+10 ‥‥(1)
ここで、Ti、N:各元素の含有量(質量ppm) - 前記急冷が、核沸騰状態で水冷する処理に代えて、膜沸騰状態で水冷した後核沸騰状態で水冷する処理とすることを特徴とする請求項9に記載のラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管の製造方法。
- 前記加熱が、加熱炉装入方式、通電加熱方式、誘導加熱方式のいずれかによる加熱であることを特徴とする請求項8ないし10のいずれかに記載のラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量%で、Cr:0.5%以下、Mo:0.3%以下、Ni: 0.3%以下、Cu:0.3%以下、V:0.05%以下、Nb:0.05%以下のうちから選ばれた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8ないし11のいずれかに記載のラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量%で、Ca:0.002%以下を含有することを特徴とする請求項8ないし12のいずれかに記載のラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管の製造方法。
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