JP3190807B2 - 低温靭性に優れた耐食性電縫鋼管用鋼の製造方法 - Google Patents
低温靭性に優れた耐食性電縫鋼管用鋼の製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、強度レベルがア
メリカ石油協会（ＡＰＩ）規格のＸ−４２〜Ｘ−８０ク
ラスの主にラインパイプに用いられる電縫溶接部低温靭
性に優れ、かつ高い耐水素誘起割れ性（以下耐ＨＩＣ性
という）に優れた耐食性電縫鋼管用鋼の製造方法に関す
る。
メリカ石油協会（ＡＰＩ）規格のＸ−４２〜Ｘ−８０ク
ラスの主にラインパイプに用いられる電縫溶接部低温靭
性に優れ、かつ高い耐水素誘起割れ性（以下耐ＨＩＣ性
という）に優れた耐食性電縫鋼管用鋼の製造方法に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】近年、石油の油井や天然ガスのガス井
は、近い将来に予想される石油資源の枯渇化を目前にし
て、従来は顧みられなかったような深層油田の発掘や、
開発が一旦放棄されたサワーガス田などに対する開発が
世界的規模で盛んに行われている。
は、近い将来に予想される石油資源の枯渇化を目前にし
て、従来は顧みられなかったような深層油田の発掘や、
開発が一旦放棄されたサワーガス田などに対する開発が
世界的規模で盛んに行われている。
【０００３】このような油井、ガス井は、一般に深度が
極めて深く、また、その雰囲気はＣＯ2、Ｈ2Ｓ、Ｃｌ-
等を含有する極めて厳しい腐食環境で、生産される石
油、天然ガス中には、Ｈ2Ｓを含む場合が非常に多くな
っている。また、Ｈ2Ｓが多く含まれる石油や天然ガス
は、海水、淡水と共存すると鋼表面の腐食だけでなく、
腐食によって生じた水素が鋼中に侵入して破壊を生じる
ことがあり、問題となっている。この破壊は、高張力鋼
に古くから認められる硫化物応力腐食割れとは異なり、
外部からの付加応力がなくても発生が認められる。
極めて深く、また、その雰囲気はＣＯ2、Ｈ2Ｓ、Ｃｌ-
等を含有する極めて厳しい腐食環境で、生産される石
油、天然ガス中には、Ｈ2Ｓを含む場合が非常に多くな
っている。また、Ｈ2Ｓが多く含まれる石油や天然ガス
は、海水、淡水と共存すると鋼表面の腐食だけでなく、
腐食によって生じた水素が鋼中に侵入して破壊を生じる
ことがあり、問題となっている。この破壊は、高張力鋼
に古くから認められる硫化物応力腐食割れとは異なり、
外部からの付加応力がなくても発生が認められる。
【０００４】この破壊は、鋼中に存在するＭｎＳやＡｌ
2Ｏ3介在物、さらに高融点のＣａＯ介在物・ＣａＳ系介
在物が、鋼材を圧延する際に圧延方向に延伸または破壊
されたクラスター状の介在物となり、環境中から侵入し
た水素がその介在物と地鉄との境界に集積してガス化
し、そのガス圧によって微小な亀裂が生じ、これがつな
がって伝播することにより発生するものである。この水
素が鋼中に侵入して生じる破壊は、水素誘起割れ、水素
ふくれ割れ等（以下ＨＩＣという）と呼ばれている。
2Ｏ3介在物、さらに高融点のＣａＯ介在物・ＣａＳ系介
在物が、鋼材を圧延する際に圧延方向に延伸または破壊
されたクラスター状の介在物となり、環境中から侵入し
た水素がその介在物と地鉄との境界に集積してガス化
し、そのガス圧によって微小な亀裂が生じ、これがつな
がって伝播することにより発生するものである。この水
素が鋼中に侵入して生じる破壊は、水素誘起割れ、水素
ふくれ割れ等（以下ＨＩＣという）と呼ばれている。
【０００５】石油や天然ガスを輸送するラインパイプ
は、前記ＨＩＣが発生して板厚方向に貫通した場合、油
漏れ、ガス漏れなどラインパイプの破壊につながるもの
である。また、近年においては、ラインパイプとして電
縫鋼管が使用されることが多くなり、ＨＩＣの発生防止
が重要となっている。
は、前記ＨＩＣが発生して板厚方向に貫通した場合、油
漏れ、ガス漏れなどラインパイプの破壊につながるもの
である。また、近年においては、ラインパイプとして電
縫鋼管が使用されることが多くなり、ＨＩＣの発生防止
が重要となっている。
【０００６】従来、ＨＩＣを防止する方法としては、そ
の鋼管が使用される環境によってＣｕを添加し、耐食性
被膜を形成して水素侵入を防止する方法（特開昭５０−
９７５１５号公報）や、ＨＩＣの発生の起点となるＭｎ
Ｓ等鋼中介在物をＣａ、Ｚｒ、希土類元素（ＲＥＭ）等
で処理し、球状化して形態制御する方法（例えば、特開
昭５４−３８２１４号公報、特開昭５４−３１０２０号
公報）がよく用いられている。また、連続鋳造材に一般
的な中心偏析部でのＭｎＳ等のＡ系硫化物系介在物やＭ
ｎ、Ｐの偏析による低温変態組織であるベイナイトやマ
ルテンサイト生成による割れ発生を防止するため、低Ｓ
化や低Ｐ化（例えば、特開昭５２−１１１８１５号公
報、特開昭５４−１３１５２２号公報）も通常行われて
いる技術である。さらに、Ｎｂの炭窒化物もＨＩＣ発生
の起点となることも指摘されており、Ｎｂ、Ｃ、Ｎ量の
制限をしている例（特開昭５６−１１９７５９号公報）
もある。これらの技術によって、現在までにかなり厳し
い環境にも耐え得る鋼が連続鋳造材からの電縫鋼管法に
より開発、製造されている。
の鋼管が使用される環境によってＣｕを添加し、耐食性
被膜を形成して水素侵入を防止する方法（特開昭５０−
９７５１５号公報）や、ＨＩＣの発生の起点となるＭｎ
Ｓ等鋼中介在物をＣａ、Ｚｒ、希土類元素（ＲＥＭ）等
で処理し、球状化して形態制御する方法（例えば、特開
昭５４−３８２１４号公報、特開昭５４−３１０２０号
公報）がよく用いられている。また、連続鋳造材に一般
的な中心偏析部でのＭｎＳ等のＡ系硫化物系介在物やＭ
ｎ、Ｐの偏析による低温変態組織であるベイナイトやマ
ルテンサイト生成による割れ発生を防止するため、低Ｓ
化や低Ｐ化（例えば、特開昭５２−１１１８１５号公
報、特開昭５４−１３１５２２号公報）も通常行われて
いる技術である。さらに、Ｎｂの炭窒化物もＨＩＣ発生
の起点となることも指摘されており、Ｎｂ、Ｃ、Ｎ量の
制限をしている例（特開昭５６−１１９７５９号公報）
もある。これらの技術によって、現在までにかなり厳し
い環境にも耐え得る鋼が連続鋳造材からの電縫鋼管法に
より開発、製造されている。
【０００７】一方、近年石油、天然ガスが産出される地
域は、アラスカ、ロシア、北極海といった極寒地まで広
がっており、アラスカ、カナダ等で使用されるｐＨ：
４．８〜５．４のいわゆるＢＰ環境や、これよりも厳し
いｐＨ：４．５以下のいわゆるＮＡＣＥ環境にまで広が
っている。こうした環境で使用されるラインパイプや油
井管、ガス井管には、当然ながら母材および電縫溶接部
の両方において、耐ＨＩＣ性と低温靭性に優れているこ
とが要求される。
域は、アラスカ、ロシア、北極海といった極寒地まで広
がっており、アラスカ、カナダ等で使用されるｐＨ：
４．８〜５．４のいわゆるＢＰ環境や、これよりも厳し
いｐＨ：４．５以下のいわゆるＮＡＣＥ環境にまで広が
っている。こうした環境で使用されるラインパイプや油
井管、ガス井管には、当然ながら母材および電縫溶接部
の両方において、耐ＨＩＣ性と低温靭性に優れているこ
とが要求される。
【０００８】しかし、電縫鋼管においては、溶接部の靭
性が母材部に比べて低下するため、電縫溶接部も含めた
低温靭性に優れた電縫鋼管についても、従来から様々な
研究がなされ、種々の方法および電縫鋼管が提案されて
いる。例えば、熱延工程の仕上げ温度および巻取り温度
の制限による素材の靭性向上、造管後の電縫溶接部をオ
ーステナイト化温度まで後熱処理し、その後直ちに溶接
線より円周方向へ約１０〜２０ｍｍ離れた溶接部周辺の
みを局部的に強制冷却する方法（特開昭５４−１３６５
１２号公報）、Ｎｂ、Ｖの添加による結晶粒の微細化、
造管後の管体熱処理等である。
性が母材部に比べて低下するため、電縫溶接部も含めた
低温靭性に優れた電縫鋼管についても、従来から様々な
研究がなされ、種々の方法および電縫鋼管が提案されて
いる。例えば、熱延工程の仕上げ温度および巻取り温度
の制限による素材の靭性向上、造管後の電縫溶接部をオ
ーステナイト化温度まで後熱処理し、その後直ちに溶接
線より円周方向へ約１０〜２０ｍｍ離れた溶接部周辺の
みを局部的に強制冷却する方法（特開昭５４−１３６５
１２号公報）、Ｎｂ、Ｖの添加による結晶粒の微細化、
造管後の管体熱処理等である。
【０００９】しかしながら、上記の電縫鋼管は、通常の
環境で使用されるものであって、低Ｐ、低Ｓ化、Ｃａ添
加などを行っておらず、耐サワー環境での仕様を考慮し
たものではない。しかし、最近の電縫鋼管は、使用環境
の苛酷化に伴い、耐ＨＩＣ性と低温靭性の要求がますま
す増加しており、これら複合特性要求を満足させるため
には、Ｃａ添加法が有効であることが知られている。
環境で使用されるものであって、低Ｐ、低Ｓ化、Ｃａ添
加などを行っておらず、耐サワー環境での仕様を考慮し
たものではない。しかし、最近の電縫鋼管は、使用環境
の苛酷化に伴い、耐ＨＩＣ性と低温靭性の要求がますま
す増加しており、これら複合特性要求を満足させるため
には、Ｃａ添加法が有効であることが知られている。
【００１０】Ｃａ添加法の従来技術としては、取鍋内の
予め脱酸処理した溶鋼にＣａＯ含有フラックスをキャリ
アーガスにより吹込み脱酸脱硫したのち、引き続いて該
溶鋼にＣａ合金を吹込み、溶鋼中の硫化物形態を制御す
る方法（特公昭５９−２２７６５号公報）、取鍋内に予
め脱酸処理した溶鋼を０．１〜１ｔｏｒｒでＣａＯ１．
５〜４．５ｋｇ／溶鋼Ｔｏｎ（以下ＴＳという）吹き込
み、その後大気圧下でＣａ−Ｓｉ０．３〜０．７ｋｇ／
ＴＳ吹き込み、溶鋼中の［Ｃａ］、［Ａｌ］、［Ｏ］の
濃度を、［Ｏ］≦２０ｐｐｍ、［％Ｃａ］・［％Ａｌ］
2≦１．４５×１０-7かつ［％Ｃａ］3・［％Ａｌ］2≧
１．０６×１０-11に制御する方法（特公平６−９６７
３３号公報）などが提案されている。
予め脱酸処理した溶鋼にＣａＯ含有フラックスをキャリ
アーガスにより吹込み脱酸脱硫したのち、引き続いて該
溶鋼にＣａ合金を吹込み、溶鋼中の硫化物形態を制御す
る方法（特公昭５９−２２７６５号公報）、取鍋内に予
め脱酸処理した溶鋼を０．１〜１ｔｏｒｒでＣａＯ１．
５〜４．５ｋｇ／溶鋼Ｔｏｎ（以下ＴＳという）吹き込
み、その後大気圧下でＣａ−Ｓｉ０．３〜０．７ｋｇ／
ＴＳ吹き込み、溶鋼中の［Ｃａ］、［Ａｌ］、［Ｏ］の
濃度を、［Ｏ］≦２０ｐｐｍ、［％Ｃａ］・［％Ａｌ］
2≦１．４５×１０-7かつ［％Ｃａ］3・［％Ａｌ］2≧
１．０６×１０-11に制御する方法（特公平６−９６７
３３号公報）などが提案されている。
【００１１】ところが、Ｃａ添加された電縫鋼管は、電
縫溶接部の靭性が母材部に比べて著しく低下する場合の
あることが判明した。この電縫溶接部の靭性の低下は、
種々調査の結果、その原因は電縫衝合部およびその近傍
に存在する介在物が、電縫溶接時の熱影響によって鋼の
融点近くまで加熱されたうえ、溶接部アプセットによっ
て両側から加圧されて板状に変形するためであることが
明らかとなった。また、この板状に変形する介在物は、
成分分析の結果、ｍＣａＯ・ｎＡｌ2Ｏ3（ただし、ｍ、
ｎは整数）の分子構成比を持つ複合介在物であることが
判明した。
縫溶接部の靭性が母材部に比べて著しく低下する場合の
あることが判明した。この電縫溶接部の靭性の低下は、
種々調査の結果、その原因は電縫衝合部およびその近傍
に存在する介在物が、電縫溶接時の熱影響によって鋼の
融点近くまで加熱されたうえ、溶接部アプセットによっ
て両側から加圧されて板状に変形するためであることが
明らかとなった。また、この板状に変形する介在物は、
成分分析の結果、ｍＣａＯ・ｎＡｌ2Ｏ3（ただし、ｍ、
ｎは整数）の分子構成比を持つ複合介在物であることが
判明した。
【００１２】上記電縫溶接部の靭性低下の問題点を解決
する方法としては、これまでに種々の方法が提案されて
いる。例えば、Ｃ：０．０１〜０．３５％、Ｓｉ：０．
０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜１．８０％、Ａ
ｌ：０．００５％超〜０．０５０％、Ｃａ：０．０００
５〜０．００８％に加え、Ｚｒ：０．００１〜０．０１
５％を含有し、かつＰ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０
０３％以下に制限し、Ｚｒ／Ａｌの値が２未満であっ
て、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる電縫鋼管用
鋼を素材として用い、溶接熱影響部の介在物に含まれる
Ａｌ2Ｏ3の濃度が５０％以下である溶接部を有する電縫
鋼管（特開昭６３−１３７１４４号公報）、Ｃ：０．０
１〜０．３５％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：
０．１０〜１．８０％、Ａｌ：０．００１〜０．１００
％を含有し、Ｃａ＜０．００１％、Ｐ≦０．０２０％、
Ｓ≦０．００１２％で、かつＰ（％）＋２５×Ｓ（％）
≦０．０４％に制限し、さらにＣｕ：０．２〜０．６
％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．２〜３．０％
の１種または２種以上およびＭｏ：０．１〜１．０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、Ｖ：０．０１〜０．１５
％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％の１種または２種以上
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を
素材とした電縫鋼管であって、その電縫溶接部がＢＰ環
境下において優れた耐サワー性を有すると共に、最低使
用温度−４６℃において優れた靭性を有する電縫鋼管
（特公平５−５３８５７号公報）、Ｃ：０．０５〜０．
３５％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２
％に加えてＣａを０．０００５〜０．００８％とＡｌを
０．００５〜０．１％含有し、残部Ｆｅおよび不可避的
不純物からなり、Ｓ、Ｏ、Ｃａの含有量が、１．０≦
（％Ｃａ）｛１−７２（％Ｏ）｝／１．２５（％Ｓ）≦
２．５を満足したうえで、脱酸生成物を（ＣａＯ）ｍ
（Ａｌ2Ｏ3）ｎの複合介在物とし、その分子構成比をｍ
／ｎ＜１の範囲とすることにより、介在物中のＡｌ2Ｏ3
分率を増加させて融点１６００℃以上の複合介在物を生
成させ、耐ＨＩＣ性を確保したうえで電縫溶接部近傍で
の延伸を回避する方法（特公平５−８７５８２号公報）
が提案されている。
する方法としては、これまでに種々の方法が提案されて
いる。例えば、Ｃ：０．０１〜０．３５％、Ｓｉ：０．
０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜１．８０％、Ａ
ｌ：０．００５％超〜０．０５０％、Ｃａ：０．０００
５〜０．００８％に加え、Ｚｒ：０．００１〜０．０１
５％を含有し、かつＰ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０
０３％以下に制限し、Ｚｒ／Ａｌの値が２未満であっ
て、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる電縫鋼管用
鋼を素材として用い、溶接熱影響部の介在物に含まれる
Ａｌ2Ｏ3の濃度が５０％以下である溶接部を有する電縫
鋼管（特開昭６３−１３７１４４号公報）、Ｃ：０．０
１〜０．３５％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：
０．１０〜１．８０％、Ａｌ：０．００１〜０．１００
％を含有し、Ｃａ＜０．００１％、Ｐ≦０．０２０％、
Ｓ≦０．００１２％で、かつＰ（％）＋２５×Ｓ（％）
≦０．０４％に制限し、さらにＣｕ：０．２〜０．６
％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．２〜３．０％
の１種または２種以上およびＭｏ：０．１〜１．０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、Ｖ：０．０１〜０．１５
％、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％の１種または２種以上
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を
素材とした電縫鋼管であって、その電縫溶接部がＢＰ環
境下において優れた耐サワー性を有すると共に、最低使
用温度−４６℃において優れた靭性を有する電縫鋼管
（特公平５−５３８５７号公報）、Ｃ：０．０５〜０．
３５％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２
％に加えてＣａを０．０００５〜０．００８％とＡｌを
０．００５〜０．１％含有し、残部Ｆｅおよび不可避的
不純物からなり、Ｓ、Ｏ、Ｃａの含有量が、１．０≦
（％Ｃａ）｛１−７２（％Ｏ）｝／１．２５（％Ｓ）≦
２．５を満足したうえで、脱酸生成物を（ＣａＯ）ｍ
（Ａｌ2Ｏ3）ｎの複合介在物とし、その分子構成比をｍ
／ｎ＜１の範囲とすることにより、介在物中のＡｌ2Ｏ3
分率を増加させて融点１６００℃以上の複合介在物を生
成させ、耐ＨＩＣ性を確保したうえで電縫溶接部近傍で
の延伸を回避する方法（特公平５−８７５８２号公報）
が提案されている。
【００１３】また、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3系介在物組成制御
法としては、取鍋内の予め脱酸処理した溶鋼にＣａＯ含
有フラックスをキャリアーガスにより吹き込み脱酸脱硫
処理した後、引続いて該溶鋼にＣａ合金を吹き込み、溶
鋼中の硫化物形態を制御する方法（特開昭５９−２２７
６５号公報）、Ｓ、Ｏ、Ｃａの含有量が、１．０≦［％
Ｃａ］｛１−７２［％Ｏ］｝／１．２５［％Ｓ］≦２．
５を満足したうえで、脱酸生成物を（ＣａＯ）ｍ（Ａｌ
2Ｏ3）ｎの複合介在物とし、その分子構造比をｍ／ｎ＜
１の範囲とした鋼板（特開平２−２９０９４７号公
報）、取鍋内に予め脱酸処理した溶鋼を０．１〜１ｔｏ
ｒｒでＣａＯ１．５〜４．５ｋｇ／溶鋼Ｔｏｎ（以下Ｔ
Ｓという）吹き込み、その後大気圧下でＣａ−Ｓｉ０．
３〜０．７ｋｇ／ＴＳ吹き込み、溶鋼中の［Ｃａ］、
［Ａｌ］、［Ｏ］の濃度を、［Ｏ］≦２０ｐｐｍ、［％
Ｃａ］・［％Ａｌ］2≦１．４５×１０-7かつ［％Ｃ
ａ］3・［％Ａｌ］2≧１．０６×１０-11に制御する方
法（特公平６−９６７３３号公報）などが提案されてい
る。
法としては、取鍋内の予め脱酸処理した溶鋼にＣａＯ含
有フラックスをキャリアーガスにより吹き込み脱酸脱硫
処理した後、引続いて該溶鋼にＣａ合金を吹き込み、溶
鋼中の硫化物形態を制御する方法（特開昭５９−２２７
６５号公報）、Ｓ、Ｏ、Ｃａの含有量が、１．０≦［％
Ｃａ］｛１−７２［％Ｏ］｝／１．２５［％Ｓ］≦２．
５を満足したうえで、脱酸生成物を（ＣａＯ）ｍ（Ａｌ
2Ｏ3）ｎの複合介在物とし、その分子構造比をｍ／ｎ＜
１の範囲とした鋼板（特開平２−２９０９４７号公
報）、取鍋内に予め脱酸処理した溶鋼を０．１〜１ｔｏ
ｒｒでＣａＯ１．５〜４．５ｋｇ／溶鋼Ｔｏｎ（以下Ｔ
Ｓという）吹き込み、その後大気圧下でＣａ−Ｓｉ０．
３〜０．７ｋｇ／ＴＳ吹き込み、溶鋼中の［Ｃａ］、
［Ａｌ］、［Ｏ］の濃度を、［Ｏ］≦２０ｐｐｍ、［％
Ｃａ］・［％Ａｌ］2≦１．４５×１０-7かつ［％Ｃ
ａ］3・［％Ａｌ］2≧１．０６×１０-11に制御する方
法（特公平６−９６７３３号公報）などが提案されてい
る。
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】上記特開昭６３−１３
７１４４号公報に開示の方法は、Ｚｒ添加によって介在
物をＺｒＯ2・Ａｌ2Ｏ3の複合介在物に改質してその融
点を上げ、電縫溶接時の延伸を回避するものであるが、
Ｚｒ添加は製鋼コストが高いうえに、その酸化性が大な
るため合金添加歩留が不安定で、かつ連続鋳造時には浸
漬ノズル閉塞を生じ易く、工業的には一般的でない。ま
た、特公平５−５３８５７号公報に開示の方法は、本発
明者らの調査によれば、Ｃａ＜０．００１％あるいはＣ
ａ非添加ではＨＩＣの発生の起点となるＭｎＳを消滅さ
せるためにＳ量を極限まで低減させる必要があり、低Ｓ
化のための脱硫処理コストが増大するばかりでなく、Ｍ
ｎＳを形態制御して無害化するＣａ添加法の方が工業的
規模での生産工程においては有利である。しかも、Ｓ量
が無害領域の極限量まで低下できなかった場合は、最近
の苛酷な環境において耐ＨＩＣ性を確保できないという
問題点を有している。さらに、特公平５−８７５８２号
公報に開示の方法は、図２に示すＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3平衡
状態図によれば、分子構成比ｍ／ｎ＜１の複合介在物
は、３ＣａＯ・５Ａｌ2Ｏ3、ＣａＯ・６Ａｌ2Ｏ3および
Ａｌ2Ｏ3との複合介在物である。これらの複合介在物の
中では、Ｃａ添加時の溶鋼温度（約１６００℃）におい
て溶鋼中液状であることにより界面張力によってＨＩＣ
に無害な球状を呈する可能性のあるのは３ＣａＯ・５Ａ
ｌ2Ｏ3だけであることはよく知られており、溶鋼のＣａ
とＡｌの含有量のみで制御した場合、球状化していない
ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3系介在物の生成が十分考えられ、ＨＩ
Ｃの発生をもたらすこととなり、介在物組成制御が不十
分である。また、特公平５−８７５８２号公報に開示の
Ａｌ含有量は、酸化物を形成しているＩｎｓｏｌ．Ａｌ
だけでなく、鋼中に固溶しているＳｏｌ．Ａｌも含めた
ものと考えられ、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3系介在物組成を示す
ものとはいえない。
７１４４号公報に開示の方法は、Ｚｒ添加によって介在
物をＺｒＯ2・Ａｌ2Ｏ3の複合介在物に改質してその融
点を上げ、電縫溶接時の延伸を回避するものであるが、
Ｚｒ添加は製鋼コストが高いうえに、その酸化性が大な
るため合金添加歩留が不安定で、かつ連続鋳造時には浸
漬ノズル閉塞を生じ易く、工業的には一般的でない。ま
た、特公平５−５３８５７号公報に開示の方法は、本発
明者らの調査によれば、Ｃａ＜０．００１％あるいはＣ
ａ非添加ではＨＩＣの発生の起点となるＭｎＳを消滅さ
せるためにＳ量を極限まで低減させる必要があり、低Ｓ
化のための脱硫処理コストが増大するばかりでなく、Ｍ
ｎＳを形態制御して無害化するＣａ添加法の方が工業的
規模での生産工程においては有利である。しかも、Ｓ量
が無害領域の極限量まで低下できなかった場合は、最近
の苛酷な環境において耐ＨＩＣ性を確保できないという
問題点を有している。さらに、特公平５−８７５８２号
公報に開示の方法は、図２に示すＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3平衡
状態図によれば、分子構成比ｍ／ｎ＜１の複合介在物
は、３ＣａＯ・５Ａｌ2Ｏ3、ＣａＯ・６Ａｌ2Ｏ3および
Ａｌ2Ｏ3との複合介在物である。これらの複合介在物の
中では、Ｃａ添加時の溶鋼温度（約１６００℃）におい
て溶鋼中液状であることにより界面張力によってＨＩＣ
に無害な球状を呈する可能性のあるのは３ＣａＯ・５Ａ
ｌ2Ｏ3だけであることはよく知られており、溶鋼のＣａ
とＡｌの含有量のみで制御した場合、球状化していない
ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3系介在物の生成が十分考えられ、ＨＩ
Ｃの発生をもたらすこととなり、介在物組成制御が不十
分である。また、特公平５−８７５８２号公報に開示の
Ａｌ含有量は、酸化物を形成しているＩｎｓｏｌ．Ａｌ
だけでなく、鋼中に固溶しているＳｏｌ．Ａｌも含めた
ものと考えられ、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3系介在物組成を示す
ものとはいえない。
【００１５】また、上記特開昭５９−２２７６５号公
報、特開平２−２９０９４７号公報ならびに特公平６−
９６７３３号公報に開示の方法は、ＣａＯフラックス吹
き込みによる脱硫が前提であり、さらにＣａＳｉ吹き込
み後の溶鋼成分の制御は、この処理を行っている二次精
錬下では、分析に長時間を要するため、分析値を確認し
ながら調整すると溶鋼温度降下の問題があり、実操業上
での実施は非常に困難である。
報、特開平２−２９０９４７号公報ならびに特公平６−
９６７３３号公報に開示の方法は、ＣａＯフラックス吹
き込みによる脱硫が前提であり、さらにＣａＳｉ吹き込
み後の溶鋼成分の制御は、この処理を行っている二次精
錬下では、分析に長時間を要するため、分析値を確認し
ながら調整すると溶鋼温度降下の問題があり、実操業上
での実施は非常に困難である。
【００１６】この発明の目的は、上記従来技術の欠点を
解消し、Ｚｒ等の特別な元素を添加せず、かつＣａ添加
後の溶鋼中の［Ｃａ］、［Ａｌ］、［Ｏ］の濃度規制を
行うことなく、鋼中介在物の組成制御を行うことによっ
て、耐ＨＩＣ性を確保すると共に、電縫溶接部の靭性劣
化を解消できる低温靭性に優れた耐食性電縫鋼管用鋼の
製造方法を提供することにある。
解消し、Ｚｒ等の特別な元素を添加せず、かつＣａ添加
後の溶鋼中の［Ｃａ］、［Ａｌ］、［Ｏ］の濃度規制を
行うことなく、鋼中介在物の組成制御を行うことによっ
て、耐ＨＩＣ性を確保すると共に、電縫溶接部の靭性劣
化を解消できる低温靭性に優れた耐食性電縫鋼管用鋼の
製造方法を提供することにある。
【００１７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記目的
を達成すべくＣａ添加した鋼について、電縫溶接部の靭
性値と溶接部に存在する介在物の形状および組成につき
詳細な調査を実施した。その結果、電縫溶接部の靭性低
下をもたらす電縫溶接部で板状となる介在物は、ＣａＯ
とＡｌ2Ｏ3の複合介在物であり、ｍ（ＣａＯ）・ｎ（Ａ
ｌ2Ｏ3）の分子比で１≦ｍ／ｎ≦３の介在物であること
が判明した。この１≦ｍ／ｎ≦３の分子比を持つ介在物
は、図２のＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3系平衡状態図を見れば、１
４００℃以下の低融点介在物であり、電縫溶接部近傍で
延伸することが十分に考えられる。一方、電縫溶接部の
耐ＨＩＣ性と低温靭性の劣化を生じなかった鋼もあり、
その介在物を調査したところ、ｍ（ＣａＯ）・ｎ（Ａｌ
2Ｏ3）の複合介在物で、その分子構成比がｍ／ｎ≧３の
範囲となっていることが判明した。
を達成すべくＣａ添加した鋼について、電縫溶接部の靭
性値と溶接部に存在する介在物の形状および組成につき
詳細な調査を実施した。その結果、電縫溶接部の靭性低
下をもたらす電縫溶接部で板状となる介在物は、ＣａＯ
とＡｌ2Ｏ3の複合介在物であり、ｍ（ＣａＯ）・ｎ（Ａ
ｌ2Ｏ3）の分子比で１≦ｍ／ｎ≦３の介在物であること
が判明した。この１≦ｍ／ｎ≦３の分子比を持つ介在物
は、図２のＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3系平衡状態図を見れば、１
４００℃以下の低融点介在物であり、電縫溶接部近傍で
延伸することが十分に考えられる。一方、電縫溶接部の
耐ＨＩＣ性と低温靭性の劣化を生じなかった鋼もあり、
その介在物を調査したところ、ｍ（ＣａＯ）・ｎ（Ａｌ
2Ｏ3）の複合介在物で、その分子構成比がｍ／ｎ≧３の
範囲となっていることが判明した。
【００１８】さらに、母材部において分散・球状化した
ＣａＯ介在物は、高融点のため電縫溶接部において板状
に変形しないことも確認された。上記の結果から、電縫
溶接部の低温靭性を劣化させるのは、電縫溶接時に板状
化する低融点の脱酸生成物である介在物であって、介在
物の板状化を抑制するためには高融点介在物とする必要
があることが判明した。介在物を高融点化するには、Ｃ
ａＯ−Ａｌ2Ｏ3平衡状態図から（ＣａＯ）と（Ａｌ
2Ｏ3）の重量構成比を高（ＣａＯ）組成とするか、ある
いは特公平５−８７５８２号公報に開示のように高（Ａ
ｌ2Ｏ3）組成とするかのいずれかである。
ＣａＯ介在物は、高融点のため電縫溶接部において板状
に変形しないことも確認された。上記の結果から、電縫
溶接部の低温靭性を劣化させるのは、電縫溶接時に板状
化する低融点の脱酸生成物である介在物であって、介在
物の板状化を抑制するためには高融点介在物とする必要
があることが判明した。介在物を高融点化するには、Ｃ
ａＯ−Ａｌ2Ｏ3平衡状態図から（ＣａＯ）と（Ａｌ
2Ｏ3）の重量構成比を高（ＣａＯ）組成とするか、ある
いは特公平５−８７５８２号公報に開示のように高（Ａ
ｌ2Ｏ3）組成とするかのいずれかである。
【００１９】しかし、高（Ａｌ2Ｏ3）組成の場合、前記
したとおり高（Ａｌ2Ｏ3）組成比の複合介在物（ＣａＯ
・６Ａｌ2Ｏ3）は、ＨＩＣに無害な球状化が行われず、
また、ＣａがＳよりもＯとの親和力が強いことから、溶
鋼中に添加されたＣａは先ず（Ａｌ2Ｏ3）と反応して複
合介在物となり、その後Ｓと反応して（ＣａＳ）となる
形態を取るため、添加されたＣａは（Ａｌ2Ｏ3）との反
応に大部分が消費され、Ｓとの反応に必要なＣａが不足
して耐ＨＩＣ性に重大な悪影響を及ぼすＭｎＳが生成す
る可能性が非常に高く好ましくない。また、高（Ｃａ
Ｏ）組成時においても、過剰なＣａ添加は分散・球状化
した（ＣａＯ）介在物だけでなく、（ＣａＯ）、（Ｃａ
Ｓ）のクラスター状介在物を多く生成し、耐ＨＩＣ性に
有害であることがよく知られている（特開昭５９−７６
８１８号公報、特開平２−２９０９４７号公報）。
したとおり高（Ａｌ2Ｏ3）組成比の複合介在物（ＣａＯ
・６Ａｌ2Ｏ3）は、ＨＩＣに無害な球状化が行われず、
また、ＣａがＳよりもＯとの親和力が強いことから、溶
鋼中に添加されたＣａは先ず（Ａｌ2Ｏ3）と反応して複
合介在物となり、その後Ｓと反応して（ＣａＳ）となる
形態を取るため、添加されたＣａは（Ａｌ2Ｏ3）との反
応に大部分が消費され、Ｓとの反応に必要なＣａが不足
して耐ＨＩＣ性に重大な悪影響を及ぼすＭｎＳが生成す
る可能性が非常に高く好ましくない。また、高（Ｃａ
Ｏ）組成時においても、過剰なＣａ添加は分散・球状化
した（ＣａＯ）介在物だけでなく、（ＣａＯ）、（Ｃａ
Ｓ）のクラスター状介在物を多く生成し、耐ＨＩＣ性に
有害であることがよく知られている（特開昭５９−７６
８１８号公報、特開平２−２９０９４７号公報）。
【００２０】つぎに本発明者らは、先ずＨＩＣの発生原
因となる介在物について詳細な調査を実施した。その結
果、Ｃａ処理鋼における介在物は、ＣａＯ、ＣａＳ、Ｃ
ａＯ−Ａｌ2Ｏ3系複合介在物と、さらに取鍋耐火物との
反応によって生じたＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＺｒＯ2複合介
在物、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＭｇＯ2複合介在物であるこ
とを究明した。
因となる介在物について詳細な調査を実施した。その結
果、Ｃａ処理鋼における介在物は、ＣａＯ、ＣａＳ、Ｃ
ａＯ−Ａｌ2Ｏ3系複合介在物と、さらに取鍋耐火物との
反応によって生じたＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＺｒＯ2複合介
在物、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＭｇＯ2複合介在物であるこ
とを究明した。
【００２１】さらに、本発明者らは、ＨＩＣが発生した
鋼材について介在物とＨＩＣ発生との関係を調査したと
ころ、Ｃａ添加不足と考えられる高融点介在物であるＡ
ｌ2Ｏ3高含有組成のＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3複合介在物とＭｎ
Ｓが残留している場合と、Ｃａの過剰添加が原因と考え
られるＣａＯ、ＣａＳ量が非常に多く、介在物自体がク
ラスター化している場合の２種類の介在物形態が認めら
れた。
鋼材について介在物とＨＩＣ発生との関係を調査したと
ころ、Ｃａ添加不足と考えられる高融点介在物であるＡ
ｌ2Ｏ3高含有組成のＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3複合介在物とＭｎ
Ｓが残留している場合と、Ｃａの過剰添加が原因と考え
られるＣａＯ、ＣａＳ量が非常に多く、介在物自体がク
ラスター化している場合の２種類の介在物形態が認めら
れた。
【００２２】そこで、本発明者らは、脱酸生成物の組成
制御を種々試験検討した結果、介在物組成である（Ｃａ
Ｏ）、（ＣａＳ）、（Ａｌ2Ｏ3）、（ＺｒＯ 2 ）、（Ｍ
ｇＯ）に着目し、鋼中のＣａとＯの含有量で制御する方
法を考えた。製品鋼中の［Ｃａ］含有量は、大部分が介
在物形態となったものであり、ＣａＯとＣａＯ−Ａｌ2
Ｏ3複合介在物中のＣａＯおよびＣａＳを構成するもの
であり、一方製品鋼中の［Ｏ］は、ＣａＯとＣａ系複合
介在物中のＣａＯ、Ａｌ2Ｏ3およびＺｒＯ2、ＭｇＯ等
の酸化物を構成するものである。
制御を種々試験検討した結果、介在物組成である（Ｃａ
Ｏ）、（ＣａＳ）、（Ａｌ2Ｏ3）、（ＺｒＯ 2 ）、（Ｍ
ｇＯ）に着目し、鋼中のＣａとＯの含有量で制御する方
法を考えた。製品鋼中の［Ｃａ］含有量は、大部分が介
在物形態となったものであり、ＣａＯとＣａＯ−Ａｌ2
Ｏ3複合介在物中のＣａＯおよびＣａＳを構成するもの
であり、一方製品鋼中の［Ｏ］は、ＣａＯとＣａ系複合
介在物中のＣａＯ、Ａｌ2Ｏ3およびＺｒＯ2、ＭｇＯ等
の酸化物を構成するものである。
【００２３】上記の結果から、製品鋼中の［Ｃａ］含有
量からＣａＳを生成している［Ｃａ］量やＳｏｌ．［Ｃ
ａ］量および［Ｏ］含有量からＺｒＯ2、ＭｇＯ等の酸
化物を生成している［Ｏ］量を減じることによって、製
品鋼中の［Ｃａ］および［Ｏ］含有量からＣａＯとＡｌ
2Ｏ3で構成されているＣａ系介在物の組成比を導き出す
ことは可能である。しかしながら、［Ｃａ］、［Ｓ］、
［Ｏ］の分析は容易であるが、Ｓｏｌ．［Ｃａ］、Ｉｎ
ｓｏｌ．［Ａｌ］、［Ｚｒ］、［Ｍｇ］の微量分析は困
難である。
量からＣａＳを生成している［Ｃａ］量やＳｏｌ．［Ｃ
ａ］量および［Ｏ］含有量からＺｒＯ2、ＭｇＯ等の酸
化物を生成している［Ｏ］量を減じることによって、製
品鋼中の［Ｃａ］および［Ｏ］含有量からＣａＯとＡｌ
2Ｏ3で構成されているＣａ系介在物の組成比を導き出す
ことは可能である。しかしながら、［Ｃａ］、［Ｓ］、
［Ｏ］の分析は容易であるが、Ｓｏｌ．［Ｃａ］、Ｉｎ
ｓｏｌ．［Ａｌ］、［Ｚｒ］、［Ｍｇ］の微量分析は困
難である。
【００２４】そこで本発明者らは、簡便法として［Ｓ］
≦０．００１％であれば、ＣａＳの生成量とＺｒＯ2、
ＭｇＯ等の酸化物の量がさほど大きく変化しないものと
して、製品鋼中の［Ｃａ］と［Ｏ］含有量の比［Ｃａ］
／［Ｏ］と定量分析によって得られたＣａＯとＡｌ2Ｏ3
量によるＣａＯとＡｌ2Ｏ3の組成比の関係を調査した。
その結果を図１に示すが、図２に示すＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3
状態図の組成から計算した製品鋼中［Ｃａ］／［Ｏ］の
理論線と比較すると、高融点領域においてほぼ一致して
いるが、低融点領域においては、高［Ｃａ］／［Ｏ］側
に大きくずれることが判明した。これは、ＣａＳの生成
量とＺｒＯ2、ＭｇＯ等の酸化物の量がさほど大きく変
化しないものとして無視したことによると考えられる
が、製品鋼中［Ｃａ］／［Ｏ］値によってＣａＯ−Ａｌ
2Ｏ3系複合介在物の組成を推定するには十分である。な
お、図１および図２中の３Ｃ・Ａ、３Ｃ・５Ａ等のＣは
ＣａＯをＡはＡｌ2Ｏ3を示す。
≦０．００１％であれば、ＣａＳの生成量とＺｒＯ2、
ＭｇＯ等の酸化物の量がさほど大きく変化しないものと
して、製品鋼中の［Ｃａ］と［Ｏ］含有量の比［Ｃａ］
／［Ｏ］と定量分析によって得られたＣａＯとＡｌ2Ｏ3
量によるＣａＯとＡｌ2Ｏ3の組成比の関係を調査した。
その結果を図１に示すが、図２に示すＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3
状態図の組成から計算した製品鋼中［Ｃａ］／［Ｏ］の
理論線と比較すると、高融点領域においてほぼ一致して
いるが、低融点領域においては、高［Ｃａ］／［Ｏ］側
に大きくずれることが判明した。これは、ＣａＳの生成
量とＺｒＯ2、ＭｇＯ等の酸化物の量がさほど大きく変
化しないものとして無視したことによると考えられる
が、製品鋼中［Ｃａ］／［Ｏ］値によってＣａＯ−Ａｌ
2Ｏ3系複合介在物の組成を推定するには十分である。な
お、図１および図２中の３Ｃ・Ａ、３Ｃ・５Ａ等のＣは
ＣａＯをＡはＡｌ2Ｏ3を示す。
【００２５】上記の結果から、製品鋼中［Ｃａ］／
［Ｏ］値とＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系複合介在物組成との関
係は、次のように考えるのが妥当である。 ［Ｃａ］／［Ｏ］＞約１．５…………高融点介在物および低融点介在物の共存 約１．５≧［Ｃａ］／［Ｏ］＞約０．８…低融点介在物 約０．８≧［Ｃａ］／［Ｏ］…………高融点介在物 ここで、約１．５≧［Ｃａ］／［Ｏ］＞約０．８の範囲
は、従来技術にも示されている電縫溶接時に板状変形し
電縫溶接部の靭性を低下させる低融点の球状介在物であ
り、［Ｃａ］／［Ｏ］＞約１．５の範囲は、電縫溶接部
の靭性を劣化させない高融点介在物および低融点介在物
の共存する領域である。
［Ｏ］値とＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系複合介在物組成との関
係は、次のように考えるのが妥当である。 ［Ｃａ］／［Ｏ］＞約１．５…………高融点介在物および低融点介在物の共存 約１．５≧［Ｃａ］／［Ｏ］＞約０．８…低融点介在物 約０．８≧［Ｃａ］／［Ｏ］…………高融点介在物 ここで、約１．５≧［Ｃａ］／［Ｏ］＞約０．８の範囲
は、従来技術にも示されている電縫溶接時に板状変形し
電縫溶接部の靭性を低下させる低融点の球状介在物であ
り、［Ｃａ］／［Ｏ］＞約１．５の範囲は、電縫溶接部
の靭性を劣化させない高融点介在物および低融点介在物
の共存する領域である。
【００２６】さらに、本発明者らは、製品鋼中の［Ｃ
ａ］／［Ｏ］とＨＩＣの発生との関係を調査したとこ
ろ、図３に示すとおり、［Ｃａ］／［Ｏ］＝０．８〜
２．０の領域においてＨＩＣが発生しないことを確認し
た。この調査結果から、従来より云われている低融点介
在物だけではなく、高融点介在物・低融点介在物共存領
域においても介在物が圧延時にクラスター化しなけれ
ば、耐ＨＩＣ性に悪影響を及ぼさないことを究明した。
しかし、［Ｃａ］／［Ｏ］＞２になるとＣａＯおよびＣ
ａＳが多く生成し、圧延時にクラスター化した介在物と
なり、また、［Ｃａ］／［Ｏ］＜０．８では、ＭｎＳが
残留してＨＩＣを発生させる起点となることが明確とな
った。
ａ］／［Ｏ］とＨＩＣの発生との関係を調査したとこ
ろ、図３に示すとおり、［Ｃａ］／［Ｏ］＝０．８〜
２．０の領域においてＨＩＣが発生しないことを確認し
た。この調査結果から、従来より云われている低融点介
在物だけではなく、高融点介在物・低融点介在物共存領
域においても介在物が圧延時にクラスター化しなけれ
ば、耐ＨＩＣ性に悪影響を及ぼさないことを究明した。
しかし、［Ｃａ］／［Ｏ］＞２になるとＣａＯおよびＣ
ａＳが多く生成し、圧延時にクラスター化した介在物と
なり、また、［Ｃａ］／［Ｏ］＜０．８では、ＭｎＳが
残留してＨＩＣを発生させる起点となることが明確とな
った。
【００２７】そこで、本発明者らは、電縫溶接部の靭性
の劣化しない製品鋼中の［Ｃａ］／［Ｏ］＝１．５〜
２．０を得る方法について検討を加えた。取鍋中にＣａ
を添加する場合、Ｃａ添加量が不足の時、耐ＨＩＣ性に
重大な悪影響を及ぼすＭｎＳが生成すること、また、逆
にＣａの過剰な添加は、（ＣａＯ）、（ＣａＳ）のクラ
スター状介在物を多く生成し、耐ＨＩＣ性に有害である
ことは前記のとおりである。
の劣化しない製品鋼中の［Ｃａ］／［Ｏ］＝１．５〜
２．０を得る方法について検討を加えた。取鍋中にＣａ
を添加する場合、Ｃａ添加量が不足の時、耐ＨＩＣ性に
重大な悪影響を及ぼすＭｎＳが生成すること、また、逆
にＣａの過剰な添加は、（ＣａＯ）、（ＣａＳ）のクラ
スター状介在物を多く生成し、耐ＨＩＣ性に有害である
ことは前記のとおりである。
【００２８】本発明者らは、前記溶鋼中におけるＣａの
反応形態からＣａ添加前の溶鋼中のＡｌ2Ｏ3含有量およ
びＯ含有量に着目し、ＣａＳｉ添加量を変化させてＣａ
添加前の溶鋼中Ｏ含有量と製品鋼中における［Ｃａ］／
［Ｏ］との関係について調査した。その結果、図４に示
すとおり、Ｃａ添加前の溶鋼中［Ｏ］含有量が０．００
２０％を超えると、Ｃａ添加後の製品鋼中［Ｃａ］／
［Ｏ］が大きくバラツキ、実操業に使用できるようなＣ
ａＳｉ添加量との相関が得られないが、Ｃａ添加前の溶
鋼中の［Ｏ］含有量が０．００２０％以下の時には、Ｃ
ａ添加後の製品鋼中［Ｃａ］／［Ｏ］のバラツキが非常
に少なく、ＣａＳｉ添加量との良い相関が得られ、製品
鋼中［Ｃａ］／［Ｏ］の値をＣａＳｉ添加量のみで精度
よく制御できることを究明した。
反応形態からＣａ添加前の溶鋼中のＡｌ2Ｏ3含有量およ
びＯ含有量に着目し、ＣａＳｉ添加量を変化させてＣａ
添加前の溶鋼中Ｏ含有量と製品鋼中における［Ｃａ］／
［Ｏ］との関係について調査した。その結果、図４に示
すとおり、Ｃａ添加前の溶鋼中［Ｏ］含有量が０．００
２０％を超えると、Ｃａ添加後の製品鋼中［Ｃａ］／
［Ｏ］が大きくバラツキ、実操業に使用できるようなＣ
ａＳｉ添加量との相関が得られないが、Ｃａ添加前の溶
鋼中の［Ｏ］含有量が０．００２０％以下の時には、Ｃ
ａ添加後の製品鋼中［Ｃａ］／［Ｏ］のバラツキが非常
に少なく、ＣａＳｉ添加量との良い相関が得られ、製品
鋼中［Ｃａ］／［Ｏ］の値をＣａＳｉ添加量のみで精度
よく制御できることを究明した。
【００２９】そこで、本発明者らは、Ｃａ添加前の溶鋼
中の［Ｏ］含有量が０．００２０％以下の溶鋼につい
て、Ｃａ添加後の製品鋼中の［Ｃａ］／［Ｏ］＝１．５
〜２．０を得るため、Ｃａ添加量とＣａ添加後の製品鋼
中の［Ｃａ］／［Ｏ］との関係について調査した結果、
図４に示すとおり、ＣａＳｉ添加量１．２〜１．８ｋｇ
／ＴＳの間とすれば、電縫溶接時に板状変形して溶接部
の靭性を劣化させる低融点ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3系複合介在
物の生成を防止できると共に、Ｃａ過剰による（Ｃａ
Ｏ）、（ＣａＳ）系のクラスター状介在物の生成を防止
できることを究明し、この発明に到達した。
中の［Ｏ］含有量が０．００２０％以下の溶鋼につい
て、Ｃａ添加後の製品鋼中の［Ｃａ］／［Ｏ］＝１．５
〜２．０を得るため、Ｃａ添加量とＣａ添加後の製品鋼
中の［Ｃａ］／［Ｏ］との関係について調査した結果、
図４に示すとおり、ＣａＳｉ添加量１．２〜１．８ｋｇ
／ＴＳの間とすれば、電縫溶接時に板状変形して溶接部
の靭性を劣化させる低融点ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3系複合介在
物の生成を防止できると共に、Ｃａ過剰による（Ｃａ
Ｏ）、（ＣａＳ）系のクラスター状介在物の生成を防止
できることを究明し、この発明に到達した。
【００３０】すなわち本願の請求項１の発明は、Ｃ：
０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５０〜１．８０％、Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００
％に加え、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％を含有
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、予め
脱酸および脱硫処理したＣａ添加前の溶鋼中の［Ｏ］量
を０．００２０％以下としたのち、Ｃａ、Ｏの含有量の
比［Ｃａ］／［Ｏ］が１．５〜２．０の範囲となるよう
にＣａを添加することを特徴とする低温靭性に優れた耐
食性電縫鋼管用鋼の製造方法である。
０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５０〜１．８０％、Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００
％に加え、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％を含有
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、予め
脱酸および脱硫処理したＣａ添加前の溶鋼中の［Ｏ］量
を０．００２０％以下としたのち、Ｃａ、Ｏの含有量の
比［Ｃａ］／［Ｏ］が１．５〜２．０の範囲となるよう
にＣａを添加することを特徴とする低温靭性に優れた耐
食性電縫鋼管用鋼の製造方法である。
【００３１】また、本願の請求項２の発明は、Ｃ：０．
０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍ
ｎ：０．５０〜１．８０％、Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００
％に加え、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％を含有
し、さらに、Ｃｕ：０．２０〜０．８０％、Ｎｉ：０．
０５〜０．６０％、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．
００％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．
０１〜０．１０％、Ｖ：０．１０％以下のうちの１種ま
たは２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物
からなる鋼を、予め脱酸および脱硫処理したＣａ添加前
の溶鋼中の［Ｏ］量を０．００２０％以下と したのち、
Ｃａ、Ｏの含有量の比［Ｃａ］／［Ｏ］が１．５〜２．
０の範囲となるようにＣａを添加することを特徴とする
低温靭性に優れた耐食性電縫鋼管用鋼の製造方法であ
る。
０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍ
ｎ：０．５０〜１．８０％、Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００
％に加え、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％を含有
し、さらに、Ｃｕ：０．２０〜０．８０％、Ｎｉ：０．
０５〜０．６０％、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：１．
００％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．
０１〜０．１０％、Ｖ：０．１０％以下のうちの１種ま
たは２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物
からなる鋼を、予め脱酸および脱硫処理したＣａ添加前
の溶鋼中の［Ｏ］量を０．００２０％以下と したのち、
Ｃａ、Ｏの含有量の比［Ｃａ］／［Ｏ］が１．５〜２．
０の範囲となるようにＣａを添加することを特徴とする
低温靭性に優れた耐食性電縫鋼管用鋼の製造方法であ
る。
【００３２】さらに、本願の請求項３の発明は、Ｃ：
０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５０〜１．８０％、Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００
％に加え、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％を含有
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ｃａ、Ｏ
の含有量の比［Ｃａ］／［Ｏ］が１．５〜２．０の鋼を
製造するに際し、予め脱酸および脱硫処理したＣａ添加
前の溶鋼中の［Ｏ］量を０．００２０％以下とし、Ｃａ
Ｓｉを１．２〜１．８ｋｇ／Ｔｏｎ−Ｓｔｅｅｌ添加す
ることによって、製品鋼中の［Ｃａ］、［Ｏ］の含有量
の比［Ｃａ］／［Ｏ］を１．５〜２．０の範囲とするこ
とを特徴とする低温靭性に優れた耐食性電縫鋼管用鋼の
製造方法である。
０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５０〜１．８０％、Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１００
％に加え、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％を含有
し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ｃａ、Ｏ
の含有量の比［Ｃａ］／［Ｏ］が１．５〜２．０の鋼を
製造するに際し、予め脱酸および脱硫処理したＣａ添加
前の溶鋼中の［Ｏ］量を０．００２０％以下とし、Ｃａ
Ｓｉを１．２〜１．８ｋｇ／Ｔｏｎ−Ｓｔｅｅｌ添加す
ることによって、製品鋼中の［Ｃａ］、［Ｏ］の含有量
の比［Ｃａ］／［Ｏ］を１．５〜２．０の範囲とするこ
とを特徴とする低温靭性に優れた耐食性電縫鋼管用鋼の
製造方法である。
【００３３】さらにまた、本願の請求項４の発明は、
Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０
％、Ｍｎ：０．５０〜１．８０％、Ｐ：０．０２０％以
下、Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１
００％に加え、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％を
含有し、さらに、Ｃｕ：０．２０〜０．８０％、Ｎｉ：
０．０５〜０．６０％、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：
１．００％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：
０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．１０％以下のうちの１
種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不
純物からなり、Ｃａ、Ｏの含有量の比［Ｃａ］／［Ｏ］
が１．５〜２．０の鋼を製造するに際し、予め脱酸およ
び脱硫処理したＣａ添加前の溶鋼中の［Ｏ］量を０．０
０２０％以下とし、ＣａＳｉを１．２〜１．８ｋｇ／Ｔ
ｏｎ−Ｓｔｅｅｌ添加することによって、製品鋼中の
［Ｃａ］、［Ｏ］の含有量の比［Ｃａ］／［Ｏ］を１．
５〜２．０の範囲とすることを特徴とする低温靭性に優
れた耐食性電縫鋼管用鋼の製造方法である。
Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０
％、Ｍｎ：０．５０〜１．８０％、Ｐ：０．０２０％以
下、Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１
００％に加え、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％を
含有し、さらに、Ｃｕ：０．２０〜０．８０％、Ｎｉ：
０．０５〜０．６０％、Ｃｒ：１．００％以下、Ｍｏ：
１．００％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：
０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．１０％以下のうちの１
種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不
純物からなり、Ｃａ、Ｏの含有量の比［Ｃａ］／［Ｏ］
が１．５〜２．０の鋼を製造するに際し、予め脱酸およ
び脱硫処理したＣａ添加前の溶鋼中の［Ｏ］量を０．０
０２０％以下とし、ＣａＳｉを１．２〜１．８ｋｇ／Ｔ
ｏｎ−Ｓｔｅｅｌ添加することによって、製品鋼中の
［Ｃａ］、［Ｏ］の含有量の比［Ｃａ］／［Ｏ］を１．
５〜２．０の範囲とすることを特徴とする低温靭性に優
れた耐食性電縫鋼管用鋼の製造方法である。
【００３４】
【発明の実施の形態】この発明の対象となる鋼は、高強
度の耐食性ラインパイプ用の電縫鋼管用鋼であるため、
化学成分を下記のとおり限定する。Ｃは鋼の強度を向上
させる基本的な元素で、強度確保のためには０．０１％
以上必要であるが、０．２０％を超えると靭性や溶接性
などに望ましくなく、使用上に影響があるほか、連続鋳
造材での中心偏析帯の異常組織であるベイナイトやマル
テンサイトの発生防止に望ましくないため、０．０１〜
０．２０％とした。
度の耐食性ラインパイプ用の電縫鋼管用鋼であるため、
化学成分を下記のとおり限定する。Ｃは鋼の強度を向上
させる基本的な元素で、強度確保のためには０．０１％
以上必要であるが、０．２０％を超えると靭性や溶接性
などに望ましくなく、使用上に影響があるほか、連続鋳
造材での中心偏析帯の異常組織であるベイナイトやマル
テンサイトの発生防止に望ましくないため、０．０１〜
０．２０％とした。
【００３５】Ｓｉは精錬時の脱酸剤として使用するほ
か、強度向上のために０．０１％以上必要であるが、
０．５０％を超えると脆性が増すため、０．０１〜０．
５０％とした。Ｍｎは鋼の強度ならびに靭性を付与する
のに必要な元素で、強度確保のためには０．５０％以上
必要であるが、１．８０％を超えると溶接性および靭性
が悪化するため、０．５０〜１．８０％とした。
か、強度向上のために０．０１％以上必要であるが、
０．５０％を超えると脆性が増すため、０．０１〜０．
５０％とした。Ｍｎは鋼の強度ならびに靭性を付与する
のに必要な元素で、強度確保のためには０．５０％以上
必要であるが、１．８０％を超えると溶接性および靭性
が悪化するため、０．５０〜１．８０％とした。
【００３６】Ｐは連続鋳造材での中心偏析帯の異常組織
であるベイナイトやマルテンサイトの発生を助長する元
素であるため、０．０２０％以下とした。Ｓは含有量が
多いと硫化物系介在物を生成し、耐ＨＩＣ性に多大の悪
影響を及ぼすため、０．００１％以下とした。Ａｌは精
錬時の脱酸に必要な元素で、０．００５％未満ではその
効果がなく、０．１０％を超えると介在物の増加等によ
って鋼質の劣化をもたらすため、０．００５〜０．１０
％とした。
であるベイナイトやマルテンサイトの発生を助長する元
素であるため、０．０２０％以下とした。Ｓは含有量が
多いと硫化物系介在物を生成し、耐ＨＩＣ性に多大の悪
影響を及ぼすため、０．００１％以下とした。Ａｌは精
錬時の脱酸に必要な元素で、０．００５％未満ではその
効果がなく、０．１０％を超えると介在物の増加等によ
って鋼質の劣化をもたらすため、０．００５〜０．１０
％とした。
【００３７】Ｃａは介在物の形態制御に用いられるが、
ＭｎＳを球状化して耐ＨＩＣ性を向上させるためには少
なくとも０．０００５％以上必要であり、０．００５％
を超えると飽和してそれ以上の効果がないばかりでな
く、Ｃａ系の介在物クラスターが増加して耐ＨＩＣ性を
低下させるため、０．０００５〜０．００５％とした。
なお、重要なのはＯとの成分比が、１．５≦［Ｃａ］／
［Ｏ］≦２．０を満たすことである。
ＭｎＳを球状化して耐ＨＩＣ性を向上させるためには少
なくとも０．０００５％以上必要であり、０．００５％
を超えると飽和してそれ以上の効果がないばかりでな
く、Ｃａ系の介在物クラスターが増加して耐ＨＩＣ性を
低下させるため、０．０００５〜０．００５％とした。
なお、重要なのはＯとの成分比が、１．５≦［Ｃａ］／
［Ｏ］≦２．０を満たすことである。
【００３８】Ｃｕは鋼の強度向上および耐ＨＩＣ性に効
果を有する元素であるが、０．２０％未満ではその効果
がなく、０．８０％を超えると溶接性の劣化と共に熱間
加工性に悪影響を及ぼすため、０．２０〜０．８０％と
した。Ｎｉは鋼の靭性向上の効果を有する元素である
が、０．０５％未満ではその効果がなく、０．６％を超
えると鋼中への水素浸透防止に対しては有害となるの
で、０．０５〜０．６％とした。なお、ＮｉはＣｕを
０．３０％以上０．８０％以下添加する場合のＣｕ脆性
と表面品質等悪化を防止するため、上記範囲内でＣｕと
同時に添加してもよい。
果を有する元素であるが、０．２０％未満ではその効果
がなく、０．８０％を超えると溶接性の劣化と共に熱間
加工性に悪影響を及ぼすため、０．２０〜０．８０％と
した。Ｎｉは鋼の靭性向上の効果を有する元素である
が、０．０５％未満ではその効果がなく、０．６％を超
えると鋼中への水素浸透防止に対しては有害となるの
で、０．０５〜０．６％とした。なお、ＮｉはＣｕを
０．３０％以上０．８０％以下添加する場合のＣｕ脆性
と表面品質等悪化を防止するため、上記範囲内でＣｕと
同時に添加してもよい。
【００３９】Ｔｉ、Ｎｂは鋼の強度向上効果を有する元
素であるが、０．０１％未満では強度向上効果が期待で
きず、また、０．１０％を超えると靭性を損なうので、
０．０１〜０．１０％とした。ＮＡＣＥ環境において
は、Ｃｕの耐食効果がないためＣｕを添加しなくともよ
いが、Ｃｕを添加しない場合の鋼の強度確保のため、Ｔ
ｉ、Ｎｂを０．０１％以上添加することが必要である。
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは鋼の強度を向上させる元素であるが、
１．０％を超えて添加しても強度上昇効果が少なく、経
済的に不利となるので、１．０％以下とした。また、こ
れらの任意添加元素は、対象となる鋼の使用環境、要求
強度レベルによって組合せて使用される。
素であるが、０．０１％未満では強度向上効果が期待で
きず、また、０．１０％を超えると靭性を損なうので、
０．０１〜０．１０％とした。ＮＡＣＥ環境において
は、Ｃｕの耐食効果がないためＣｕを添加しなくともよ
いが、Ｃｕを添加しない場合の鋼の強度確保のため、Ｔ
ｉ、Ｎｂを０．０１％以上添加することが必要である。
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは鋼の強度を向上させる元素であるが、
１．０％を超えて添加しても強度上昇効果が少なく、経
済的に不利となるので、１．０％以下とした。また、こ
れらの任意添加元素は、対象となる鋼の使用環境、要求
強度レベルによって組合せて使用される。
【００４０】この発明においてＣａ添加前の溶鋼中の
［Ｏ］量を０．００２０％以下としたのは、Ｃａ添加前
の溶鋼中の［Ｏ］量が０．００２０％を超えると、Ｃａ
添加後の製品鋼中［Ｃａ］／［Ｏ］が大きくバラツキ、
実操業に使用できるようなＣａＳｉ添加量との相関が得
られないが、Ｃａ添加前の溶鋼中の［Ｏ］量が０．００
２０％以下の時には、Ｃａ添加後の製品鋼中［Ｃａ］／
［Ｏ］のバラツキが非常に少なく、ＣａＳｉ添加量との
良い相関が得られ、製品鋼中［Ｃａ］／［Ｏ］の値をＣ
ａＳｉ添加量のみで精度よく制御できるからである。
［Ｏ］量を０．００２０％以下としたのは、Ｃａ添加前
の溶鋼中の［Ｏ］量が０．００２０％を超えると、Ｃａ
添加後の製品鋼中［Ｃａ］／［Ｏ］が大きくバラツキ、
実操業に使用できるようなＣａＳｉ添加量との相関が得
られないが、Ｃａ添加前の溶鋼中の［Ｏ］量が０．００
２０％以下の時には、Ｃａ添加後の製品鋼中［Ｃａ］／
［Ｏ］のバラツキが非常に少なく、ＣａＳｉ添加量との
良い相関が得られ、製品鋼中［Ｃａ］／［Ｏ］の値をＣ
ａＳｉ添加量のみで精度よく制御できるからである。
【００４１】この発明において溶鋼中に添加するＣａＳ
ｉを１．２〜１．８ｋｇ／ＴＳとしたのは、１．２ｋｇ
／ＴＳ未満では製品鋼中の［Ｃａ］／［Ｏ］が１．５未
満となって、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3系複合介在物を低融点・
高融点介在物の共存領域とできず、電縫溶接時に溶接部
で板状変形して靭性を劣化させる低融点介在物が生成す
ると共に、１．８ｋｇ／ＴＳを超えるとＣａ過剰による
（ＣａＯ）、（ＣａＳ）系のクラスター状介在物が生成
し、優れた溶接部靭性を有する耐ＨＩＣ性に優れた電縫
鋼管用鋼を得ることができないからである。
ｉを１．２〜１．８ｋｇ／ＴＳとしたのは、１．２ｋｇ
／ＴＳ未満では製品鋼中の［Ｃａ］／［Ｏ］が１．５未
満となって、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3系複合介在物を低融点・
高融点介在物の共存領域とできず、電縫溶接時に溶接部
で板状変形して靭性を劣化させる低融点介在物が生成す
ると共に、１．８ｋｇ／ＴＳを超えるとＣａ過剰による
（ＣａＯ）、（ＣａＳ）系のクラスター状介在物が生成
し、優れた溶接部靭性を有する耐ＨＩＣ性に優れた電縫
鋼管用鋼を得ることができないからである。
【００４２】また、この発明において製品鋼中の［Ｃ
ａ］、［Ｏ］の含有量の比［Ｃａ］／［Ｏ］＝１．５〜
２．０の範囲としたのは、［Ｃａ］／［Ｏ］が２を超え
るとＣａＯおよびＣａＳが多く生成し、圧延時にクラス
ター化した介在物となり、クラスター化した介在物によ
るＨＩＣが発生し、また、［Ｃａ］／［Ｏ］が１．５未
満であると、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3系複合介在物を低融点・
高融点介在物の共存領域とできず、電縫溶接時に溶接部
で板状変形して靭性を劣化させる低融点介在物が生成す
るからである。
ａ］、［Ｏ］の含有量の比［Ｃａ］／［Ｏ］＝１．５〜
２．０の範囲としたのは、［Ｃａ］／［Ｏ］が２を超え
るとＣａＯおよびＣａＳが多く生成し、圧延時にクラス
ター化した介在物となり、クラスター化した介在物によ
るＨＩＣが発生し、また、［Ｃａ］／［Ｏ］が１．５未
満であると、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3系複合介在物を低融点・
高融点介在物の共存領域とできず、電縫溶接時に溶接部
で板状変形して靭性を劣化させる低融点介在物が生成す
るからである。
【００４３】この発明の特徴は、Ｃａ添加前の脱硫処理
法についての規制をなくし、前記大気中または真空下で
のＣａＯフラックス吹き込みによる脱硫方法あるいは取
鍋中の溶鋼上のスラグを脱硫能力を持つ合成スラグに置
換し、Ａｒバブリング等の溶鋼撹拌によって脱硫を行う
だけでもよい方法としたことである。
法についての規制をなくし、前記大気中または真空下で
のＣａＯフラックス吹き込みによる脱硫方法あるいは取
鍋中の溶鋼上のスラグを脱硫能力を持つ合成スラグに置
換し、Ａｒバブリング等の溶鋼撹拌によって脱硫を行う
だけでもよい方法としたことである。
【００４４】また、この発明の特徴は、脱硫後すなわち
Ｃａ添加前の溶鋼中の［Ｏ］量を０．００２０％以下と
しておくことである。Ｃａ添加前の溶鋼中の［Ｏ］量を
０．００２０％以下に低下させる方法としては、溶鋼中
の［Ｏ］は酸化物としての形態を取っているため、真空
精錬炉での溶鋼還流や取鍋内溶鋼へのＡｒガス吹き込み
等による酸化物系介在物の浮上促進やスラグへの吸着等
によって、容易に溶鋼中［Ｏ］量を０．００２０％以下
とすることができる。なお、この時の溶鋼中の［Ｓ］量
は、その後のＣａ添加によって脱硫反応が生じるため、
０．００１％以下である必要はないが、耐ＨＩＣ性に悪
影響を及ぼす硫化物の発生を抑制するという観点から、
極力［Ｓ］≦０．００１％としておくことが望ましい。
この要件を満たせば、ＣａＳｉを１．２〜１．８ｋｇ／
ＴＳ添加することによって、製品鋼中の［Ｃａ］、
［Ｏ］の含有量の比［Ｃａ］／［Ｏ］＝１．５〜２．０
の範囲に制御でき、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3）系複合介在物を
低融点・高融点介在物の共存領域とでき、電縫溶接時に
溶接部で板状変形して靭性を劣化させる低融点介在物の
生成を防止できると共に、Ｃａ過剰による（ＣａＯ）、
（ＣａＳ）系のクラスター状介在物の生成を防止でき、
優れた溶接部靭性を有する耐ＨＩＣ性に優れた電縫鋼管
用鋼を得ることができる。
Ｃａ添加前の溶鋼中の［Ｏ］量を０．００２０％以下と
しておくことである。Ｃａ添加前の溶鋼中の［Ｏ］量を
０．００２０％以下に低下させる方法としては、溶鋼中
の［Ｏ］は酸化物としての形態を取っているため、真空
精錬炉での溶鋼還流や取鍋内溶鋼へのＡｒガス吹き込み
等による酸化物系介在物の浮上促進やスラグへの吸着等
によって、容易に溶鋼中［Ｏ］量を０．００２０％以下
とすることができる。なお、この時の溶鋼中の［Ｓ］量
は、その後のＣａ添加によって脱硫反応が生じるため、
０．００１％以下である必要はないが、耐ＨＩＣ性に悪
影響を及ぼす硫化物の発生を抑制するという観点から、
極力［Ｓ］≦０．００１％としておくことが望ましい。
この要件を満たせば、ＣａＳｉを１．２〜１．８ｋｇ／
ＴＳ添加することによって、製品鋼中の［Ｃａ］、
［Ｏ］の含有量の比［Ｃａ］／［Ｏ］＝１．５〜２．０
の範囲に制御でき、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3）系複合介在物を
低融点・高融点介在物の共存領域とでき、電縫溶接時に
溶接部で板状変形して靭性を劣化させる低融点介在物の
生成を防止できると共に、Ｃａ過剰による（ＣａＯ）、
（ＣａＳ）系のクラスター状介在物の生成を防止でき、
優れた溶接部靭性を有する耐ＨＩＣ性に優れた電縫鋼管
用鋼を得ることができる。
【００４５】
【実施例】表１、表２に示す鋼Ｎｏ．Ａ〜Ｋの本発明方
法により製造した鋼および鋼Ｎｏ．Ｌ〜Ｚの従来鋼を熱
延コイルとしたのち、アズロールのままで電縫溶接して
表２に示す各種寸法の電縫鋼管を製造した。得られた各
電縫鋼管から電縫溶接部を含む厚さ５〜１３ｍｍ、幅２
０ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片および母材部より厚さ
５〜１３ｍｍ、幅２０ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片を
採取し、Ｈ2Ｓを飽和させた５％ＮａＣｌ水溶液に０．
５％ＣＨ3ＣＯＯＨを添加した溶液（温度２５℃、ｐＨ
＝２．７〜４．０、いわゆるＮＡＣＥ環境）に試験片を
９６時間浸漬し、割れ面積率（ＣＡＲ（％））を測定
し、耐ＨＩＣ性を比較した。また、溶接部靭性は、ＪＩ
Ｓ Ｚ２２０２に規定の４号試験片あるいはサブサイズ
４号試験片を各電縫鋼管のＣ方向から採取し、衝合部に
ノッチを入れたものを使用し、ＪＩＳ Ｚ２２４２に規
定のシャルピー衝撃試験に準じて測定した溶接部におけ
る破面遷移温度ｖＴｒｓで比較した。その結果を表２、
図５に示す。
法により製造した鋼および鋼Ｎｏ．Ｌ〜Ｚの従来鋼を熱
延コイルとしたのち、アズロールのままで電縫溶接して
表２に示す各種寸法の電縫鋼管を製造した。得られた各
電縫鋼管から電縫溶接部を含む厚さ５〜１３ｍｍ、幅２
０ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片および母材部より厚さ
５〜１３ｍｍ、幅２０ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片を
採取し、Ｈ2Ｓを飽和させた５％ＮａＣｌ水溶液に０．
５％ＣＨ3ＣＯＯＨを添加した溶液（温度２５℃、ｐＨ
＝２．７〜４．０、いわゆるＮＡＣＥ環境）に試験片を
９６時間浸漬し、割れ面積率（ＣＡＲ（％））を測定
し、耐ＨＩＣ性を比較した。また、溶接部靭性は、ＪＩ
Ｓ Ｚ２２０２に規定の４号試験片あるいはサブサイズ
４号試験片を各電縫鋼管のＣ方向から採取し、衝合部に
ノッチを入れたものを使用し、ＪＩＳ Ｚ２２４２に規
定のシャルピー衝撃試験に準じて測定した溶接部におけ
る破面遷移温度ｖＴｒｓで比較した。その結果を表２、
図５に示す。
【００４６】
【表１】
【００４７】
【表２】
【００４８】表２および図５に示すとおり、鋼Ｎｏ．Ａ
〜Ｋの本発明方法により製造した鋼を使用した電縫鋼管
は、ＨＩＣの発生がなく、しかも、電縫溶接部において
も破面遷移温度ｖＴｒｓ−４６℃以下が得られており、
低温靭性も著しく優れている。これに対し鋼Ｎｏ．Ｌ〜
Ｐの従来鋼を使用した電縫鋼管は、ＨＩＣの発生がない
が、電縫溶接部における破面遷移温度ｖＴｒｓ−１９〜
−２８℃と低温靭性が不良である。また、鋼Ｎｏ．Ｑ〜
Ｚの従来鋼を使用した電縫鋼管は、電縫溶接部における
破面遷移温度ｖＴｒｓ−４６℃以下が得られており、低
温靭性が著しく優れているが、ＨＩＣが発生しており、
耐ＨＩＣ性が不良である。
〜Ｋの本発明方法により製造した鋼を使用した電縫鋼管
は、ＨＩＣの発生がなく、しかも、電縫溶接部において
も破面遷移温度ｖＴｒｓ−４６℃以下が得られており、
低温靭性も著しく優れている。これに対し鋼Ｎｏ．Ｌ〜
Ｐの従来鋼を使用した電縫鋼管は、ＨＩＣの発生がない
が、電縫溶接部における破面遷移温度ｖＴｒｓ−１９〜
−２８℃と低温靭性が不良である。また、鋼Ｎｏ．Ｑ〜
Ｚの従来鋼を使用した電縫鋼管は、電縫溶接部における
破面遷移温度ｖＴｒｓ−４６℃以下が得られており、低
温靭性が著しく優れているが、ＨＩＣが発生しており、
耐ＨＩＣ性が不良である。
【００４９】
【発明の効果】以上述べたとおり、この発明によれば、
厳しいサワー環境（ＮＡＣＥ環境）において良好な耐Ｈ
ＩＣ性と溶接部を含め優れた低温靭性を有する電縫鋼管
用鋼の製造方法を提供でき、特に極寒地でのサワー環境
においても、ＨＩＣの発生および低温靭性破壊による事
故の発生しないラインパイプの敷設が可能となる。
厳しいサワー環境（ＮＡＣＥ環境）において良好な耐Ｈ
ＩＣ性と溶接部を含め優れた低温靭性を有する電縫鋼管
用鋼の製造方法を提供でき、特に極寒地でのサワー環境
においても、ＨＩＣの発生および低温靭性破壊による事
故の発生しないラインパイプの敷設が可能となる。
【図１】製品鋼中の［Ｃａ］と［Ｏ］含有量の比［Ｃ
ａ］／［Ｏ］と定量分析によって得られたＣａＯとＡｌ
2Ｏ3量によるＣａＯとＡｌ2Ｏ3の組成比との関係を示す
グラフである。
ａ］／［Ｏ］と定量分析によって得られたＣａＯとＡｌ
2Ｏ3量によるＣａＯとＡｌ2Ｏ3の組成比との関係を示す
グラフである。
【図２】ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3系状態図である。
【図３】製品鋼中［Ｏ］と［Ｃａ］含有量とＨＩＣ発生
の有無と［Ｃａ］／［Ｏ］との関係を示すグラフであ
る。
の有無と［Ｃａ］／［Ｏ］との関係を示すグラフであ
る。
【図４】Ｃａ処理前の溶鋼中［Ｏ］≦２０ｐｐｍ、鋼中
［Ｏ］＞２０ｐｐｍの場合のＣａＳｉ添加量と製品鋼中
［Ｃａ］／［Ｏ］との関係を示すグラフである。
［Ｏ］＞２０ｐｐｍの場合のＣａＳｉ添加量と製品鋼中
［Ｃａ］／［Ｏ］との関係を示すグラフである。
【図５】実施例における製品鋼中［Ｃａ］／［Ｏ］と破
面遷移温度ｖＴｒｓとＨＩＣの発生有無との関係を示す
グラフである。
面遷移温度ｖＴｒｓとＨＩＣの発生有無との関係を示す
グラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/50 Ｃ２２Ｃ 38/50
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．
０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．８０％、Ｐ：
０．０２０％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：０．
００５〜０．１００％に加え、Ｃａ：０．０００５〜
０．００５０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなる鋼を、予め脱酸および脱硫処理したＣａ添加
前の溶鋼中の［Ｏ］量を０．００２０％以下としたの
ち、Ｃａ、Ｏの含有量の比［Ｃａ］／［Ｏ］が１．５〜
２．０の範囲となるようにＣａを添加することを特徴と
する低温靭性に優れた耐食性電縫鋼管用鋼の製造方法。 - 【請求項２】 Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．
０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．８０％、Ｐ：
０．０２０％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：０．
００５〜０．１００％に加え、Ｃａ：０．０００５〜
０．００５０％を含有し、さらに、Ｃｕ：０．２０〜
０．８０％、Ｎｉ：０．０５〜０．６０％、Ｃｒ：１．
００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｔｉ：０．０１〜
０．１０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．１
０％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部Ｆ
ｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、予め脱酸および
脱硫処理したＣａ添加前の溶鋼中の［Ｏ］量を０．００
２０％以下としたのち、Ｃａ、Ｏの含有量の比［Ｃａ］
／［Ｏ］が１．５〜２．０の範囲となるようにＣａを添
加することを特徴とする低温靭性に優れた耐食性電縫鋼
管用鋼の製造方法。 - 【請求項３】 Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．
０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．８０％、Ｐ：
０．０２０％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：０．
００５〜０．１００％に加え、Ｃａ：０．０００５〜
０．００５０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、Ｃａ、Ｏの含有量の比［Ｃａ］／［Ｏ］が
１．５〜２．０の鋼を製造するに際し、予め脱酸および
脱硫処理したＣａ添加前の溶鋼中の［Ｏ］量を０．００
２０％以下とし、ＣａＳｉを１．２〜１．８ｋｇ／溶鋼
Ｔｏｎ添加することによって、製品鋼中の［Ｃａ］、
［Ｏ］の含有量の比［Ｃａ］／［Ｏ］を１．５〜２．０
の範囲とすることを特徴とする低温靭性に優れた耐食性
電縫鋼管用鋼の製造方法。 - 【請求項４】 Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．
０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．８０％、Ｐ：
０．０２０％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：０．
００５〜０．１００％に加え、Ｃａ：０．０００５〜
０．００５０％を含有し、さらに、Ｃｕ：０．２０〜
０．８０％、Ｎｉ：０．０５〜０．６０％、Ｃｒ：１．
００％以下、Ｍｏ：１．００％以下、Ｔｉ：０．０１〜
０．１０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．１
０％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部Ｆ
ｅおよび不可避的不純物からなり、Ｃａ、Ｏの含有量の
比［Ｃａ］／［Ｏ］が１．５〜２．０の鋼を製造するに
際し、予め脱酸および脱硫処理したＣａ添加前の溶鋼中
の［Ｏ］量を０．００２０％以下とし、ＣａＳｉを１．
２〜１．８ｋｇ／溶鋼Ｔｏｎ添加することによって、製
品鋼中の［Ｃａ］、［Ｏ］の含有量の比［Ｃａ］／
［Ｏ］を１．５〜２．０の範囲とすることを特徴とする
低温靭性に優れた耐食性電縫鋼管用鋼の製造方法。
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Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3190807B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| WO2012148251A2 (es) | 2011-04-29 | 2012-11-01 | Instituto De Ecologia, A.C. | Usos, métodos y composiciones biológicas del género paecilomyces para el control, prevención y erradicación de fitoparásitos en cultivos de solanáceas |
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1995
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