JP3558198B2 - 高温ｓｒ特性に優れた高強度ライザー鋼管 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、高温ＳＲ特性に優れた高強度ライザー鋼管に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、北海油田等から産出される天然ガスは、Ｈ２Ｓ 等の腐食性ガスを多量に含むため、油田またはガス田の採掘、さらにはその輸送に使用される大径溶接鋼管には、これらのガスに対する耐食性が要求されることが多い。
【０００３】
ところで、ラインパイプの敷設に際しては、敷設の現地でパイプの外周部の溶接 （以下、単に現地周溶接という） を行うことによりパイプ同士を接続するが、現地周溶接により熱影響部 （ＨＡＺ）の硬度が上昇し、耐食性が劣化する。そこで、熱影響部の硬度低下を目的として後熱処理を行うが、この後熱処理により、鋼管自体の強度低下、敷設作業の長時間化さらには施工コスト上昇が生じる。
【０００４】
そのため、溶接ままの後熱処理なしでラインパイプを接続するため、母材の炭素当量（Ｃｅｑ．）および溶接割れ感受性組成（Ｐｃｍ．）のそれぞれの成分の上限値を規定して管理することが多い。このように、炭素当量（Ｃｅｑ．）および溶接割れ感受性組成（Ｐｃｍ．）のそれぞれの上限値を管理された母材からなるラインパイプ同士を接続する場合は、溶接ままでラインパイプを接続しても所望の耐食性を維持することができる。
【０００５】
しかし、例えば油田またはガス田において、このような母材からなるライザー鋼管に合金元素が非常に多い鍛造品 （例えばコネクタ） を現地溶接する場合がしばしば発生する。このような場合には、鍛造品の溶接による残留応力除去と硬度上昇防止とを目的として、６００ 〜７００ ℃程度の後熱処理を行わざるを得ない。この後熱処理によって前述の母材からなるライザー鋼管自体も熱処理されるため、溶接部の靱性低下が発生する。そのため、ライザー鋼管用鋼板には６００ ℃以上の高温ＳＲ性能 （ＳＲ脆化に対する抵抗性） が要求される。
【０００６】
一般的に、鋼材を高強度化するために合金成分の添加量を増加していくと、炭素当量および溶接割れ感受性組成がいずれも上昇する。そのため、このような鋼材の溶接を行うと、熱影響部の硬化が著しくなる。
【０００７】
また、鋼材の高強度化につれて、水素誘起割れ（ＨＩＣ） として現れる腐食性ガス中における腐食の発生も、著しくなる。この水素誘起割れは、鋼材の成分偏析にも影響され、特に連続鋳造スラブから製造した鋼板では中心偏析に起因する水素誘起割れが発生し易い。
【０００８】
さらに、従来の高温ＳＲ性能を有するライザー鋼管は、高温ＳＲ処理が施されることを勘案して、強度的にオーバーグレードの鋼板を用いている。そのため、要求規格に対して設計上相当豊富な合金成分系とせざるを得ず、極めてコスト高となっていた。
ここに、本発明の目的は、高温ＳＲ特性に優れた高強度ライザー鋼管用鋼板を低コストで製造する技術を提供することである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記課題を解決するため鋭意検討を重ね、鋼板におけるＣｒ含有量を特定の範囲に限定することにより、６００ ℃以上の高温ＳＲ特性に優れた低コストの高強度ライザー鋼管用鋼板を提供できることを知見して、本発明を完成した。
【００１０】
ここに、本発明の要旨とするところは、Ｃ：0.02〜0.18％ (以下、本明細書においては特にことわりがない限り「％」は「重量％」を意味するものとする。) 、Si：0.05〜0.50％、Mn：1.00〜2.00％、Ｐ：0.050 ％以下、Ｓ：0.0050％以下、Cr：0.30〜1.00％、Ti：0.005 〜0.030 ％、Nb ： 0.060 ％以下、 Al ： 0.10 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有することを特徴とするライザー鋼管である。
【００１１】
上記の本発明において、「ライザー鋼管」とは、ラインパイプに接続されて使用される立ち上がり管を意味する。
上記の本発明にかかる高温SR特性に優れた高強度ライザー鋼管用鋼板では、さらに、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Mo：0.50％以下、およびＶ：0.10％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することが、靱性向上のためには望ましい。
【００１２】
これらの本発明にかかる高温ＳＲ特性に優れた高強度ライザー鋼管用鋼板では、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％および／またはＢ：０．００２０％以下を含有することが、靱性向上のためには望ましい。
【００１３】
【発明の実施の形態】
以下、本発明にかかる高温ＳＲ特性に優れた高強度ライザー鋼管用鋼板の組成を限定する理由を、その好適条件および製造条件とともに説明する。
【００１４】
本発明の特徴は、略述すれば、スラブに熱間圧延を行い、その後に加速冷却を行って製造されるライザー鋼管用鋼板であって、その組成を特定することにより、６００ ℃以上の高温ＳＲ性能と耐ＨＩＣ 性能とに優れた高強度ライザー鋼管用鋼板をコスト上昇をできるだけ抑制して製造する点にある。そこで、本発明における鋼組成の限定理由を、好適条件および製造条件 （圧延条件および加速冷却条件） とともに、分説する。
【００１５】
(1) 鋼組成
スラブ組成は、Ｃ：0.02〜0.18％、Si：0.05〜0.50％、Mn：1.00〜2.00％、Ｐ：0.050 ％以下、Ｓ：0.0050％以下、Cr：0.30〜1.00％、Ti：0.005 〜0.030 ％、Nb ： 0.060 ％以下、 Al ： 0.10 ％以下、さらに、(i) Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Mo：0.50％以下、およびＶ：0.10％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上、(ii) Ca ：0.0005〜0.0050％および／またはＢ：0.0020％以下を必要に応じて任意に含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる。
【００１６】
［Ｃ：０．０２〜０．１８％］
Ｃ含有量が０．０２％未満であると所望の強度を得ることができず、一方、Ｃ含有量が０．１８％を越えると溶接割れ感受性組成Ｐｃｍ．が高くなって溶接割れ感受性が大きくなり、かつ連続鋳造スラブを用いた場合には、その凝固過程における包晶反応の影響によりスラブ割れが発生し易くなるとともに連続鋳造スラブの中心部にＣが過度に濃化して偏析帯を形成してしまう。そこで、本発明では、Ｃ含有量は０．０２％以上０．１８％以下に限定する。望ましくは上限：０．１０％、下限：０．０４％である。
【００１７】
［Ｓｉ：０．０５〜０．５０％］
Ｓｉは、脱酸剤または鋼強化成分として作用する。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では脱酸が不十分となり、一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を越えると溶接熱影響部に縞状マルテンサイトが多く生成して靱性を極度に劣化させる。そこで、本発明では、Ｓｉ含有量は、０．０５％以上０．５０％以下に限定する。望ましくは上限：０．３５％、下限：０．１０％である。なお、Ｓｉ含有量は、特に鋼板の板厚とのバランスを考慮して決定することが望ましい。
【００１８】
［Ｍｎ：１．００〜２．００％］
Ｍｎは、鋼を強化するとともに強靱化する元素であるが、Ｍｎ含有量が１．００％未満では高強度鋼として要求される所定の強度が得られない。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、圧延後に行われる加速冷却の際の水冷により平坦度が低下してしまう。そこで、本発明では、Ｍｎ含有量は、１．００％以上２．００％以下に限定する。
【００１９】
［Ｐ：０．０５０ ％以下、Ｓ：０．００５０％以下］
Ｐ、Ｓは、できるだけ少ないほうが好ましい元素である。Ｐ含有量が０．０５０ ％を越えるとスラブ中の中心偏析度が上昇して局部的に硬度が上昇する。一方、Ｓ含有量が０．００５０％を越えると鋼に対して有害な介在物（ＭｎＳ） が多く生成する。そこで、本発明では、Ｐ含有量は０．０５０ ％以下に、Ｓ含有量は０．００５０％以下に、それぞれ限定する。望ましくはＰ含有量は０．０４０ ％以下、Ｓ含有量は０．００４０％以下である。
【００２０】
［Ｃｒ：０．３０〜１．００％］
Ｃｒは、圧延後の鋼板の加速冷却の際の水冷時において、オーステナイトのフェライトやパーライトへの変態を遅らせて焼き入れ性を向上し、鋼板の強度を上昇させる元素である。また、焼き戻し処理 （高温ＳＲ） においても素地フェライトの軟化を遅らせ、微細な特殊炭化物の析出硬化作用により軟化抵抗の増加をもたらす。したがって、高温熱処理の前後における強度を両立させるためには、非常に有効な元素である。Ｃｒ含有量が０．３０％未満では、高温熱処理の前後で高強度鋼として要求される強度を得ることができない。一方、Ｃｒ含有量が１．００％を越えると、溶接時における作業性を極度に低下させるとともにコストが増加する。そこで、本発明では、Ｃｒ含有量は、０．３０％以上１．００％以下に限定する。
【００２１】
[Ti：0.005 〜0.030 ％]
Tiは、0.005 ％以上含有することにより鋼の強度を向上させてスラブ品質を安定させる。しかし、0.030 ％超添加すると、溶接熱影響部(HAZ) の靱性を劣化させる。そこで、本発明では、Ti含有量は0.005 ％以上0.030 ％以下に限定する。
[Nb ： 0.060 ％以下 ]
Nb は、鋼の強度および靱性を向上させる元素である。特に、オーステナイト未再結晶領域で仕上げ圧延を行うことによりオーステナイト粒を細粒化し、鋼板を Ar 3 変態点以上から急冷することにより強靱な細粒でかつ均一なベーナイト組織を得ることができる。したがって、成品に求める強度と靱性とのバランスに応じて適宜添加されるが、 0.060 ％超添加するとスラブ加熱時に固溶が不完全になるとともにコストが嵩む。そこで、 Nb 含有量は 0.060 ％以下に限定する。同様の観点から、望ましくは 0.020 〜 0.060 ％である。
[Al ： 0.10 ％以下 ]
Al は、溶製段階で脱酸剤として用いられるが、 0.10 ％超含有すると、溶接熱影響部 (HAZ) の靱性を劣化させる。したがって、 Al 含有量は 0.10 ％以下に限定する。同様の観点から、望ましくは 0.070 ％以下である。
【００２２】
さらに、本発明では、靱性向上のため、(i)Cu 、Ni、Mo、およびＶの１種または２種以上、(ii)Caおよび／またはＢを、必要に応じて任意に含有する。以下、これらの任意添加元素の組成を限定する理由を説明する。
【００２３】
［Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下］
Ｃｕは、鋼強化元素であるが、Ｃｕを含有する場合にはＣｕチェッキング防止のためＮｉを約Ｃｕ／２以上の割合で添加しなければならず、Ｃｕ含有量の増加に伴って必然的にコストが嵩む。したがって、Ｃｕ含有量は０．５０％以下に、Ｎｉ含有量は０．５０％以下にそれぞれ限定する。
【００２４】
［Ｍｏ：０．５０％以下］
Ｍｏは、鋼強化元素であるが、０．５０％超添加すると必然的にコスト上昇を伴う。そこで、Ｍｏ含有量は０．５０％以下に限定する。同様の観点から、望ましくは０．４０％以下である。
【００２６】
［Ｖ：０．１０％以下］
Ｖは、鋼のスラブ加熱時の固溶強化および低温仕上げ圧延による析出硬化により、強度を向上させる元素である。しかし、本発明において規定する圧延仕上げ温度は、Ｖの析出効果が得られる温度範囲を外れるため、過度に添加しても有効ではなく、コストが嵩むだけである。そこで、Ｖ含有量は０．１０％以下に限定する。同様の観点から、望ましくは０．０７０ ％以下である。
【００２８】
さらに、本発明では、よりいっそうの強度および靱性の向上を図るため、Ｂおよび／またはＣａを任意に含有することが望ましい。以下、Ｂ、Ｃａについても説明する。
【００２９】
［Ｂ：０．００２０％以下］
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上し、微量の添加でも強度を上昇させる。しかしながら、０．００２０％超添加すると、強度とともに硬度も上昇して溶接性を劣化させる。そこで、本発明では、Ｂ含有量は０．００２０％以下に限定する。望ましくは０．００１５％以下である。
【００３０】
［Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％］
Ｃａは、０．０００５％以上含有することにより鋼の靱性を向上させるが、０．００５０％超含有しても効果は飽和しコスト高となるだけである。そこで、本発明では、Ｃａ含有量は０．０００５％以上０．００５０％以下に限定する。
上記以外の組成は、Ｆｅと不可避的不純物である。
【００３１】
次に、本発明にかかる高温ＳＲ特性に優れた高強度ライザー鋼管用鋼板の製造工程を、スラブ加熱工程、圧延工程および冷却工程に分けて説明する。
上記の本発明にかかる高強度ライザー鋼管用鋼板は、上記の組成を有するスラブに下記工程の加工を行うことにより、製造される。
【００３２】
（２） スラブを１０００〜１２００℃に加熱する。
（３） 表面温度が７００ ℃以上の状態で仕上圧延を完了する。
（４） 圧延終了後、鋼板の表面温度が４００ 〜６００ ℃の範囲内となるまで、直ちに、必要に応じて水冷または空冷を行う。
以下、これらの工程について説明する。
【００３３】
（２） スラブ加熱工程
本発明において用いるスラブとしては、造塊−分塊スラブや連続鋳造スラブを用いることができるが、製造効率、歩留りおよび省エネルギーの観点から、連続鋳造スラブを用いることが望ましい。
【００３４】
また、鋼板の靱性確保の観点からスラブ加熱温度は低いほうが好ましいが、１０００℃未満では所定の強度を得ることができないことがある。一方、加熱温度が１２００℃を越えるとオーステナイト粒が粗大化し、靱性がむしろ劣化する。そこで、スラブ加熱温度は、１０００℃以上１２００℃以下である。同様の観点から、望ましくは１０２０℃以上１１８０℃以下である。
【００３５】
（３） 圧延工程
仕上圧延は、鋼板表面温度が７００ ℃以上になるようにして、行う。成品である鋼板の水冷開始温度をＡｒ３ 変態点以上とするためである。水冷開始温度をＡｒ３ 変態点以上とすることにより、オーステナイト未再結晶領域において仕上圧延を完了し、鋼板をＡｒ３ 変態点以上の温度域から急冷することにより、部分的なパーライト組織の生成を抑制し、強靱な細粒でかつ均一なベーナイト組織を得ることができる。
【００３６】
（４） 仕上げ圧延後の冷却
圧延後は、化学成分や強度グレードさらには板厚との関係から、空冷または水冷を適宜選択して行えばよい。すなわち、圧延終了後、直ちに水冷し、４００ 〜６００ ℃の温度範囲で停止するのが望ましい。水冷の停止温度を４００ ℃より低温にすると過冷却となり、一部マルテンサイト組織が混在した組織になり、降状応力が低下する傾向になり、一方、水冷停止温度が６００ ℃よりも高温の場合には、細粒組織が得られず所定の強度が得られない場合がある。
水冷後は、空冷に切り換えて差し支えない。
【００３７】
以上のようにして製造される本発明にかかる高強度ライザー鋼管用鋼板は、Ｃｒを適量含有するため、高温ＳＲ特性に優れる。また、ＳＲ特性の向上には、Ｃｒ以外の合金元素を必要としないため、合金元素量が増加せず、低コストの鋼板である。
【００３８】
このようにして得られた高強度ライザー鋼管用鋼板は、適宜手段により製管された後、ライザー鋼管として高合金鋼からなるコネクタに溶接されて、このコネクタを介してそれぞれが接続される。
【００３９】
図１はライザー鋼管の模式図であって、これにコネクタを接続した様子を示している。同図において、図示しないラインパイプに一端を接続されたライザー鋼管１、１の他端部には、コネクタ２、２が周溶接されて接続され、このコネクタ２、２の端面に設けられたフランジ３、３を突き合わせて固定し、このフランジ３、３を貫通する複数のボルト４およびナットにより、ライザー鋼管１、１同士が接続される。
【００４０】
接続後に、溶接によるライザー鋼管１、１の残留応力除去と熱影響部の硬度上昇防止とを目的として、通常６００ 〜７００ ℃の温度で後熱処理 （焼なまし） が行われるが、本実施形態の高強度ライザー鋼管用鋼板は、６００ ℃以上の高温ＳＲ性能 （ＳＲ脆化に対する抵抗性） が優れるため、溶接部の靱性低下は殆ど発生しない。
【００４１】
【実施例】
本発明に関して、ＡＰＩ５Ｌ −Ｘ８０ クラスのライザー鋼管用鋼板の実施例を示す。表１に示す鋼組成を有する鋼種Ａ〜Ｕからなるスラブを用意し、主に、Ｃｒ含有量と高温ＳＲ特性との関係を調査した。
【００４２】
【表１】
【００４３】
鋼種Ａ〜ＬからなるＸ−８０クラス （ＹＳ≧５５１ＭＰａ、ＴＳ≧６２０ＭＰａ） の鋼板 （板厚ｔ＝１５．８８ 、１９．０５ 、２２．２３ｍｍ）を、表２に示す製造条件 （加熱温度、仕上温度および冷却条件） により、製造した。６５０ ℃におけるＳＲ処理前後における鋼板強度を表２に併せて示す。
【００４４】
【表２】
【００４５】
表２に示すように、Ａｓ−Ｒｏｌｌ鋼板 （水冷不実施） およびＡｓ−ＡＣＣ 鋼板 （水冷実施） ともに、Ｘ−８０クラスの規格を満足することがわかる。さらに、Ｃｒが本発明の範囲を満足する量だけ含有されているために、６５０ ℃／ＳＲ処理後の強度もＸ−８０クラスの規格を満足する。
【００４６】
一方、鋼種Ｍ〜Ｕからなる鋼板を、表３に示す製造条件 （加熱温度、仕上温度および冷却条件） により、製造した。６５０ ℃におけるＳＲ処理前後における鋼板強度を表３に併せて示す。
【００４７】
【表３】
【００４８】
表３に示すように、Ａｓ−Ｒｏｌｌ鋼板 （水冷無し） およびＡｓ−ＡＣＣ 鋼板 （水冷実施） ともに、Ｘ−８０クラスの規格を満足するものの、Ｃｒの含有量が本発明の範囲の下限を下回っているため、高温ＳＲ特性が不足し、６５０ ℃／ＳＲ処理後の強度も低下し、Ｘ−８０クラスの規格を満足できない。
【００４９】
したがって、Ｃｒ添加量が０．３０％未満の成分系では、６５０ ℃／ＳＲ処理後の強度を確保するためには、Ａｓ−Ｒｏｌｌ鋼板及びＡｓ−ＡＣＣ 鋼板 （水冷実施） のいずれに関してもＸ−１００ クラスの規格を満足する必要があり、製造コストおよび製造能率がともに低下する。
【００５０】
【発明の効果】
以上詳細に説明したように、本発明により、高温ＳＲ特性に優れた高強度ライザー鋼管用鋼板を製造することができる。かかる効果を有する本発明の意義は著しい。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明におけるライザー鋼管にコネクタを接続する様子を示す略式説明図である。
【発明の属する技術分野】
この発明は、高温ＳＲ特性に優れた高強度ライザー鋼管に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、北海油田等から産出される天然ガスは、Ｈ２Ｓ 等の腐食性ガスを多量に含むため、油田またはガス田の採掘、さらにはその輸送に使用される大径溶接鋼管には、これらのガスに対する耐食性が要求されることが多い。
【０００３】
ところで、ラインパイプの敷設に際しては、敷設の現地でパイプの外周部の溶接 （以下、単に現地周溶接という） を行うことによりパイプ同士を接続するが、現地周溶接により熱影響部 （ＨＡＺ）の硬度が上昇し、耐食性が劣化する。そこで、熱影響部の硬度低下を目的として後熱処理を行うが、この後熱処理により、鋼管自体の強度低下、敷設作業の長時間化さらには施工コスト上昇が生じる。
【０００４】
そのため、溶接ままの後熱処理なしでラインパイプを接続するため、母材の炭素当量（Ｃｅｑ．）および溶接割れ感受性組成（Ｐｃｍ．）のそれぞれの成分の上限値を規定して管理することが多い。このように、炭素当量（Ｃｅｑ．）および溶接割れ感受性組成（Ｐｃｍ．）のそれぞれの上限値を管理された母材からなるラインパイプ同士を接続する場合は、溶接ままでラインパイプを接続しても所望の耐食性を維持することができる。
【０００５】
しかし、例えば油田またはガス田において、このような母材からなるライザー鋼管に合金元素が非常に多い鍛造品 （例えばコネクタ） を現地溶接する場合がしばしば発生する。このような場合には、鍛造品の溶接による残留応力除去と硬度上昇防止とを目的として、６００ 〜７００ ℃程度の後熱処理を行わざるを得ない。この後熱処理によって前述の母材からなるライザー鋼管自体も熱処理されるため、溶接部の靱性低下が発生する。そのため、ライザー鋼管用鋼板には６００ ℃以上の高温ＳＲ性能 （ＳＲ脆化に対する抵抗性） が要求される。
【０００６】
一般的に、鋼材を高強度化するために合金成分の添加量を増加していくと、炭素当量および溶接割れ感受性組成がいずれも上昇する。そのため、このような鋼材の溶接を行うと、熱影響部の硬化が著しくなる。
【０００７】
また、鋼材の高強度化につれて、水素誘起割れ（ＨＩＣ） として現れる腐食性ガス中における腐食の発生も、著しくなる。この水素誘起割れは、鋼材の成分偏析にも影響され、特に連続鋳造スラブから製造した鋼板では中心偏析に起因する水素誘起割れが発生し易い。
【０００８】
さらに、従来の高温ＳＲ性能を有するライザー鋼管は、高温ＳＲ処理が施されることを勘案して、強度的にオーバーグレードの鋼板を用いている。そのため、要求規格に対して設計上相当豊富な合金成分系とせざるを得ず、極めてコスト高となっていた。
ここに、本発明の目的は、高温ＳＲ特性に優れた高強度ライザー鋼管用鋼板を低コストで製造する技術を提供することである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記課題を解決するため鋭意検討を重ね、鋼板におけるＣｒ含有量を特定の範囲に限定することにより、６００ ℃以上の高温ＳＲ特性に優れた低コストの高強度ライザー鋼管用鋼板を提供できることを知見して、本発明を完成した。
【００１０】
ここに、本発明の要旨とするところは、Ｃ：0.02〜0.18％ (以下、本明細書においては特にことわりがない限り「％」は「重量％」を意味するものとする。) 、Si：0.05〜0.50％、Mn：1.00〜2.00％、Ｐ：0.050 ％以下、Ｓ：0.0050％以下、Cr：0.30〜1.00％、Ti：0.005 〜0.030 ％、Nb ： 0.060 ％以下、 Al ： 0.10 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有することを特徴とするライザー鋼管である。
【００１１】
上記の本発明において、「ライザー鋼管」とは、ラインパイプに接続されて使用される立ち上がり管を意味する。
上記の本発明にかかる高温SR特性に優れた高強度ライザー鋼管用鋼板では、さらに、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Mo：0.50％以下、およびＶ：0.10％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有することが、靱性向上のためには望ましい。
【００１２】
これらの本発明にかかる高温ＳＲ特性に優れた高強度ライザー鋼管用鋼板では、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％および／またはＢ：０．００２０％以下を含有することが、靱性向上のためには望ましい。
【００１３】
【発明の実施の形態】
以下、本発明にかかる高温ＳＲ特性に優れた高強度ライザー鋼管用鋼板の組成を限定する理由を、その好適条件および製造条件とともに説明する。
【００１４】
本発明の特徴は、略述すれば、スラブに熱間圧延を行い、その後に加速冷却を行って製造されるライザー鋼管用鋼板であって、その組成を特定することにより、６００ ℃以上の高温ＳＲ性能と耐ＨＩＣ 性能とに優れた高強度ライザー鋼管用鋼板をコスト上昇をできるだけ抑制して製造する点にある。そこで、本発明における鋼組成の限定理由を、好適条件および製造条件 （圧延条件および加速冷却条件） とともに、分説する。
【００１５】
(1) 鋼組成
スラブ組成は、Ｃ：0.02〜0.18％、Si：0.05〜0.50％、Mn：1.00〜2.00％、Ｐ：0.050 ％以下、Ｓ：0.0050％以下、Cr：0.30〜1.00％、Ti：0.005 〜0.030 ％、Nb ： 0.060 ％以下、 Al ： 0.10 ％以下、さらに、(i) Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Mo：0.50％以下、およびＶ：0.10％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上、(ii) Ca ：0.0005〜0.0050％および／またはＢ：0.0020％以下を必要に応じて任意に含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる。
【００１６】
［Ｃ：０．０２〜０．１８％］
Ｃ含有量が０．０２％未満であると所望の強度を得ることができず、一方、Ｃ含有量が０．１８％を越えると溶接割れ感受性組成Ｐｃｍ．が高くなって溶接割れ感受性が大きくなり、かつ連続鋳造スラブを用いた場合には、その凝固過程における包晶反応の影響によりスラブ割れが発生し易くなるとともに連続鋳造スラブの中心部にＣが過度に濃化して偏析帯を形成してしまう。そこで、本発明では、Ｃ含有量は０．０２％以上０．１８％以下に限定する。望ましくは上限：０．１０％、下限：０．０４％である。
【００１７】
［Ｓｉ：０．０５〜０．５０％］
Ｓｉは、脱酸剤または鋼強化成分として作用する。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では脱酸が不十分となり、一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を越えると溶接熱影響部に縞状マルテンサイトが多く生成して靱性を極度に劣化させる。そこで、本発明では、Ｓｉ含有量は、０．０５％以上０．５０％以下に限定する。望ましくは上限：０．３５％、下限：０．１０％である。なお、Ｓｉ含有量は、特に鋼板の板厚とのバランスを考慮して決定することが望ましい。
【００１８】
［Ｍｎ：１．００〜２．００％］
Ｍｎは、鋼を強化するとともに強靱化する元素であるが、Ｍｎ含有量が１．００％未満では高強度鋼として要求される所定の強度が得られない。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えると、圧延後に行われる加速冷却の際の水冷により平坦度が低下してしまう。そこで、本発明では、Ｍｎ含有量は、１．００％以上２．００％以下に限定する。
【００１９】
［Ｐ：０．０５０ ％以下、Ｓ：０．００５０％以下］
Ｐ、Ｓは、できるだけ少ないほうが好ましい元素である。Ｐ含有量が０．０５０ ％を越えるとスラブ中の中心偏析度が上昇して局部的に硬度が上昇する。一方、Ｓ含有量が０．００５０％を越えると鋼に対して有害な介在物（ＭｎＳ） が多く生成する。そこで、本発明では、Ｐ含有量は０．０５０ ％以下に、Ｓ含有量は０．００５０％以下に、それぞれ限定する。望ましくはＰ含有量は０．０４０ ％以下、Ｓ含有量は０．００４０％以下である。
【００２０】
［Ｃｒ：０．３０〜１．００％］
Ｃｒは、圧延後の鋼板の加速冷却の際の水冷時において、オーステナイトのフェライトやパーライトへの変態を遅らせて焼き入れ性を向上し、鋼板の強度を上昇させる元素である。また、焼き戻し処理 （高温ＳＲ） においても素地フェライトの軟化を遅らせ、微細な特殊炭化物の析出硬化作用により軟化抵抗の増加をもたらす。したがって、高温熱処理の前後における強度を両立させるためには、非常に有効な元素である。Ｃｒ含有量が０．３０％未満では、高温熱処理の前後で高強度鋼として要求される強度を得ることができない。一方、Ｃｒ含有量が１．００％を越えると、溶接時における作業性を極度に低下させるとともにコストが増加する。そこで、本発明では、Ｃｒ含有量は、０．３０％以上１．００％以下に限定する。
【００２１】
[Ti：0.005 〜0.030 ％]
Tiは、0.005 ％以上含有することにより鋼の強度を向上させてスラブ品質を安定させる。しかし、0.030 ％超添加すると、溶接熱影響部(HAZ) の靱性を劣化させる。そこで、本発明では、Ti含有量は0.005 ％以上0.030 ％以下に限定する。
[Nb ： 0.060 ％以下 ]
Nb は、鋼の強度および靱性を向上させる元素である。特に、オーステナイト未再結晶領域で仕上げ圧延を行うことによりオーステナイト粒を細粒化し、鋼板を Ar 3 変態点以上から急冷することにより強靱な細粒でかつ均一なベーナイト組織を得ることができる。したがって、成品に求める強度と靱性とのバランスに応じて適宜添加されるが、 0.060 ％超添加するとスラブ加熱時に固溶が不完全になるとともにコストが嵩む。そこで、 Nb 含有量は 0.060 ％以下に限定する。同様の観点から、望ましくは 0.020 〜 0.060 ％である。
[Al ： 0.10 ％以下 ]
Al は、溶製段階で脱酸剤として用いられるが、 0.10 ％超含有すると、溶接熱影響部 (HAZ) の靱性を劣化させる。したがって、 Al 含有量は 0.10 ％以下に限定する。同様の観点から、望ましくは 0.070 ％以下である。
【００２２】
さらに、本発明では、靱性向上のため、(i)Cu 、Ni、Mo、およびＶの１種または２種以上、(ii)Caおよび／またはＢを、必要に応じて任意に含有する。以下、これらの任意添加元素の組成を限定する理由を説明する。
【００２３】
［Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下］
Ｃｕは、鋼強化元素であるが、Ｃｕを含有する場合にはＣｕチェッキング防止のためＮｉを約Ｃｕ／２以上の割合で添加しなければならず、Ｃｕ含有量の増加に伴って必然的にコストが嵩む。したがって、Ｃｕ含有量は０．５０％以下に、Ｎｉ含有量は０．５０％以下にそれぞれ限定する。
【００２４】
［Ｍｏ：０．５０％以下］
Ｍｏは、鋼強化元素であるが、０．５０％超添加すると必然的にコスト上昇を伴う。そこで、Ｍｏ含有量は０．５０％以下に限定する。同様の観点から、望ましくは０．４０％以下である。
【００２６】
［Ｖ：０．１０％以下］
Ｖは、鋼のスラブ加熱時の固溶強化および低温仕上げ圧延による析出硬化により、強度を向上させる元素である。しかし、本発明において規定する圧延仕上げ温度は、Ｖの析出効果が得られる温度範囲を外れるため、過度に添加しても有効ではなく、コストが嵩むだけである。そこで、Ｖ含有量は０．１０％以下に限定する。同様の観点から、望ましくは０．０７０ ％以下である。
【００２８】
さらに、本発明では、よりいっそうの強度および靱性の向上を図るため、Ｂおよび／またはＣａを任意に含有することが望ましい。以下、Ｂ、Ｃａについても説明する。
【００２９】
［Ｂ：０．００２０％以下］
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上し、微量の添加でも強度を上昇させる。しかしながら、０．００２０％超添加すると、強度とともに硬度も上昇して溶接性を劣化させる。そこで、本発明では、Ｂ含有量は０．００２０％以下に限定する。望ましくは０．００１５％以下である。
【００３０】
［Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％］
Ｃａは、０．０００５％以上含有することにより鋼の靱性を向上させるが、０．００５０％超含有しても効果は飽和しコスト高となるだけである。そこで、本発明では、Ｃａ含有量は０．０００５％以上０．００５０％以下に限定する。
上記以外の組成は、Ｆｅと不可避的不純物である。
【００３１】
次に、本発明にかかる高温ＳＲ特性に優れた高強度ライザー鋼管用鋼板の製造工程を、スラブ加熱工程、圧延工程および冷却工程に分けて説明する。
上記の本発明にかかる高強度ライザー鋼管用鋼板は、上記の組成を有するスラブに下記工程の加工を行うことにより、製造される。
【００３２】
（２） スラブを１０００〜１２００℃に加熱する。
（３） 表面温度が７００ ℃以上の状態で仕上圧延を完了する。
（４） 圧延終了後、鋼板の表面温度が４００ 〜６００ ℃の範囲内となるまで、直ちに、必要に応じて水冷または空冷を行う。
以下、これらの工程について説明する。
【００３３】
（２） スラブ加熱工程
本発明において用いるスラブとしては、造塊−分塊スラブや連続鋳造スラブを用いることができるが、製造効率、歩留りおよび省エネルギーの観点から、連続鋳造スラブを用いることが望ましい。
【００３４】
また、鋼板の靱性確保の観点からスラブ加熱温度は低いほうが好ましいが、１０００℃未満では所定の強度を得ることができないことがある。一方、加熱温度が１２００℃を越えるとオーステナイト粒が粗大化し、靱性がむしろ劣化する。そこで、スラブ加熱温度は、１０００℃以上１２００℃以下である。同様の観点から、望ましくは１０２０℃以上１１８０℃以下である。
【００３５】
（３） 圧延工程
仕上圧延は、鋼板表面温度が７００ ℃以上になるようにして、行う。成品である鋼板の水冷開始温度をＡｒ３ 変態点以上とするためである。水冷開始温度をＡｒ３ 変態点以上とすることにより、オーステナイト未再結晶領域において仕上圧延を完了し、鋼板をＡｒ３ 変態点以上の温度域から急冷することにより、部分的なパーライト組織の生成を抑制し、強靱な細粒でかつ均一なベーナイト組織を得ることができる。
【００３６】
（４） 仕上げ圧延後の冷却
圧延後は、化学成分や強度グレードさらには板厚との関係から、空冷または水冷を適宜選択して行えばよい。すなわち、圧延終了後、直ちに水冷し、４００ 〜６００ ℃の温度範囲で停止するのが望ましい。水冷の停止温度を４００ ℃より低温にすると過冷却となり、一部マルテンサイト組織が混在した組織になり、降状応力が低下する傾向になり、一方、水冷停止温度が６００ ℃よりも高温の場合には、細粒組織が得られず所定の強度が得られない場合がある。
水冷後は、空冷に切り換えて差し支えない。
【００３７】
以上のようにして製造される本発明にかかる高強度ライザー鋼管用鋼板は、Ｃｒを適量含有するため、高温ＳＲ特性に優れる。また、ＳＲ特性の向上には、Ｃｒ以外の合金元素を必要としないため、合金元素量が増加せず、低コストの鋼板である。
【００３８】
このようにして得られた高強度ライザー鋼管用鋼板は、適宜手段により製管された後、ライザー鋼管として高合金鋼からなるコネクタに溶接されて、このコネクタを介してそれぞれが接続される。
【００３９】
図１はライザー鋼管の模式図であって、これにコネクタを接続した様子を示している。同図において、図示しないラインパイプに一端を接続されたライザー鋼管１、１の他端部には、コネクタ２、２が周溶接されて接続され、このコネクタ２、２の端面に設けられたフランジ３、３を突き合わせて固定し、このフランジ３、３を貫通する複数のボルト４およびナットにより、ライザー鋼管１、１同士が接続される。
【００４０】
接続後に、溶接によるライザー鋼管１、１の残留応力除去と熱影響部の硬度上昇防止とを目的として、通常６００ 〜７００ ℃の温度で後熱処理 （焼なまし） が行われるが、本実施形態の高強度ライザー鋼管用鋼板は、６００ ℃以上の高温ＳＲ性能 （ＳＲ脆化に対する抵抗性） が優れるため、溶接部の靱性低下は殆ど発生しない。
【００４１】
【実施例】
本発明に関して、ＡＰＩ５Ｌ −Ｘ８０ クラスのライザー鋼管用鋼板の実施例を示す。表１に示す鋼組成を有する鋼種Ａ〜Ｕからなるスラブを用意し、主に、Ｃｒ含有量と高温ＳＲ特性との関係を調査した。
【００４２】
【表１】
鋼種Ａ〜ＬからなるＸ−８０クラス （ＹＳ≧５５１ＭＰａ、ＴＳ≧６２０ＭＰａ） の鋼板 （板厚ｔ＝１５．８８ 、１９．０５ 、２２．２３ｍｍ）を、表２に示す製造条件 （加熱温度、仕上温度および冷却条件） により、製造した。６５０ ℃におけるＳＲ処理前後における鋼板強度を表２に併せて示す。
【００４４】
【表２】
表２に示すように、Ａｓ−Ｒｏｌｌ鋼板 （水冷不実施） およびＡｓ−ＡＣＣ 鋼板 （水冷実施） ともに、Ｘ−８０クラスの規格を満足することがわかる。さらに、Ｃｒが本発明の範囲を満足する量だけ含有されているために、６５０ ℃／ＳＲ処理後の強度もＸ−８０クラスの規格を満足する。
【００４６】
一方、鋼種Ｍ〜Ｕからなる鋼板を、表３に示す製造条件 （加熱温度、仕上温度および冷却条件） により、製造した。６５０ ℃におけるＳＲ処理前後における鋼板強度を表３に併せて示す。
【００４７】
【表３】
表３に示すように、Ａｓ−Ｒｏｌｌ鋼板 （水冷無し） およびＡｓ−ＡＣＣ 鋼板 （水冷実施） ともに、Ｘ−８０クラスの規格を満足するものの、Ｃｒの含有量が本発明の範囲の下限を下回っているため、高温ＳＲ特性が不足し、６５０ ℃／ＳＲ処理後の強度も低下し、Ｘ−８０クラスの規格を満足できない。
【００４９】
したがって、Ｃｒ添加量が０．３０％未満の成分系では、６５０ ℃／ＳＲ処理後の強度を確保するためには、Ａｓ−Ｒｏｌｌ鋼板及びＡｓ−ＡＣＣ 鋼板 （水冷実施） のいずれに関してもＸ−１００ クラスの規格を満足する必要があり、製造コストおよび製造能率がともに低下する。
【００５０】
【発明の効果】
以上詳細に説明したように、本発明により、高温ＳＲ特性に優れた高強度ライザー鋼管用鋼板を製造することができる。かかる効果を有する本発明の意義は著しい。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明におけるライザー鋼管にコネクタを接続する様子を示す略式説明図である。
Claims (3)
- 重量％で、Ｃ：0.02〜0.18％、Si：0.05〜0.50％、Mn：1.00〜2.00％、Ｐ：0.050 ％以下、Ｓ：0.0050％以下、Cr：0.30〜1.00％、Ti：0.005 〜0.030 ％、Nb ： 0.060 ％以下、 Al ： 0.10 ％以下、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有することを特徴とする、高温SR特性に優れた、溶接ままでラインパイプに接続できるライザー鋼管。
- さらに、重量％で、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Mo：0.50％以下、およびＶ：0.10％以下からなる群から選ばれた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１記載のライザー鋼管。
- さらに、重量％で、Ca：0.0005〜0.0050％および／またはＢ：0.0020％以下を含有することを特徴とする請求項１または請求項２記載のライザー鋼管。
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