JP5157030B2 - 耐hic性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方法 - Google Patents
耐hic性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方法 Download PDFInfo
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Description
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐HIC性に優れたラインパイプ用鋼の製造方法に関し、特にAPI規格X65以上の高強度を有するものの製造方法に関するものである。
【0002】
【従来の技術】
硫化水素を含む原油や天然ガスの輸送に用いられるラインパイプには、強度・靭性・溶接性などの特性の他に、耐水素誘起割れ性(耐HIC性)や耐硫化物応力腐食割れ性(耐SSCC性)などの耐サワー性能が要求される。
【0003】
耐HIC性を向上させる技術として以下のものが開示されている。
【0004】
1.鋼中のS含有量を低下させ、Ca,MgやREMなどの添加により伸展した形態のMnSの生成を抑制して、応力集中の小さい微細に分散した球状の介在物とし、割れの発生・伝播を抑制する。(特開昭54−110119号公報、特開昭61−124555号公報、特開平11−302776号公報等)
2.中心偏析部での割れを防止するため、起点となる島状マルテンサイトの生成を抑制し、割れの伝播経路となりやすいマルテンサイトやベイナイトなどの硬化組織の生成を抑制する。そのため、C,Mn,Pなど偏析しやすい元素の含有量を低減し、圧延前のスラブ加熱段階で、合金元素の偏析を解消する均熱処理を行なう。
【0005】
または圧延後の冷却時の変態途中でのCの拡散による硬化組織の生成を防ぐため、加速冷却を行う。(特開昭61−60866号公報、特開昭61−165207号公報等)
これらの方法により耐HIC性を向上させたAPI規格X65グレードのラインパイプが大量生産されるようになってきているが、最近、更に高強度のAPI規格X70,X80グレードのラインパイプにおいても、耐サワー性が要求されるようになり、耐HIC性をより向上させることが必要となっている。
【0006】
高強度鋼の場合も、介在物の形態制御や、中央偏析対策が基本であり、低S,Ca添加により介在物の形態制御を行いつつ、低C,低Mnとして中央偏析を抑制し、それによる強度低下をCr添加、Cr−Moの複合添加、およびNi−Crの複合添加、また、圧延後の加速冷却で抑制する技術が開示されている。(特開平5−9575号公報、特開平5−271766号公報、特開平7−109519号公報、特開平7−173536号公報等)
【0007】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、高強度のラインパイプでは、母材自体のHIC感受性が上昇し、特に、高強度化のための加速冷却により表面近くが硬化するため、上述した先行技術では、中央偏析部はもちろん中央偏析部以外の部分においても割れの発生する場合があった。
【0008】
本発明は、以上の点に鑑みなされたもので、その目的は、耐HIC性に優れたX80グレードのラインパイプ用鋼の製造方法を提供することにある。
【0009】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、種々の成分組成、ミクロ組織の鋼を製造し、耐HIC性とともに強度、靭性について検討を行った。その結果、X65以上の高強度材では、Ca添加によりMnSの形態制御を行った鋼においてもAl2O3クラスターやCaO,CaSを起点とし、表層近傍でHICを発生するが、Mgを添加し、且つMg,Ca,S,O量の規制により、Al2O3クラスターやCaO,CaSを微細化した場合、強度、靭性を損なわずに耐HIC性が向上することを見出した。
【0010】
本発明は以上の知見をもとに更に検討を加えてなされたものである。すなわち、本発明は
1.質量%で、C:0.03〜0.06%、Si:0.05〜0.5%、Mn:1.6〜1.8%、P:0.01%以下、S:0.0008〜0.002%、Nb:0.02〜0.05%、Ti:0.005〜0.02%、Al:0.01〜0.07%、Ca:0.0005〜0.0025%、Mg:0.0001〜0.0025%、O:0.003%以下を含有し、且つ(1)式及び(2)式を満足する鋼を、1000〜1200℃に加熱後、圧延終了温度Ar3以上で熱間圧延し、平均冷却速度3℃/秒以上、50℃/秒以下で600℃以下まで加速冷却することを特徴とする耐HIC性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方法。
【0011】
−0.02≦0.76([S]−0.8[Ca]+0.1[O])/[Mg]≦1 (1)
0.28≦Ceq≦0.45 (2)
但し、Ceq=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5
2.鋼組成として、更に質量%で、Cu:0.5%以下、Ni:0.3〜1%以下、Cr:0.5%以下、Mo:0.5%以下、V:0.1%以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項1記載の耐HIC性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方法。
【0012】
3. 溶鋼の取鍋精錬時のスラグ酸化度を0.5〜3.0%とすることを特徴とする1又は2記載の耐HIC性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方法。
【0013】
【発明の実施の形態】
本発明の成分限定理由、製造条件限定理由について説明する。
【0014】
1.成分限定理由
C
Cは、鋼を強化するために添加する。APIX65〜80の強度を満足させるため、0.03%以上添加する。一方、0.06%を超えると耐HIC性、耐サワー性、靭性および溶接性を劣化させるため、0.03〜0.06%(0.03%以上、0.06%以下)とする。
【0015】
Si
Siは、脱酸のため、0.05%以上添加する。一方、0.5%を超えると靭性や溶接性を劣化させるため、0.05〜0.5%とする。
【0016】
Mn
Mnは、鋼の強度、靭性を向上させるため、添加する。1.6%未満ではその効果が十分でなく、1.8%を超えると溶接性と耐HIC性が著しく劣化するため、1.6〜1.8%とする。
【0017】
P
Pは、本発明では不可避的不純物であり0.01%以下とするが、生産コストを上昇させない範囲で極力低減させることが望ましい。
【0018】
S
Sは、本発明では不可避的不純物であり,Ca添加によりMnSからCaS系の介在物に形態制御しても、高強度材では割れの起点となるため、0.0008〜0.002%とするが、生産コストを上昇させない範囲で極力低減させることが望ましい。
【0019】
Nb
Nbは、圧延時や焼入れ時の粒成長抑制によりミクロ組織を微細化し、ラインパイプとして必要な靭性を得るため添加する。その効果は0.02%以上で得られ、0.05%を超えると飽和し、溶接熱影響部の靭性を劣化させるため、0.02〜0.05%とする。
【0020】
Ti
TiはTiNとして、スラブ加熱時、焼入れ時の粒成長を抑制し、ミクロ組織を微細化する。その効果は0.005%以上で得られ、0.02%を超えると靭性を劣化させるため、0.005〜0.02%とする。
【0021】
Al
Alは、脱酸剤として0.01%以上添加する。0.07%を超えると清浄度が低下し、耐HIC性が劣化するため、0.01〜0.07%とする。
【0022】
Ca
Caは硫化物系介在物の形態制御に必要で、その効果を得るため、0.0005%以上添加する。0.0025%を超えるとその効果が飽和し、清浄度を低下させ、耐HIC性を劣化させるため、0.0005〜0.0025%とする。
【0023】
Mg
Mgは、本発明では重要な元素であり、以下の効果を得るため添加する。
【0024】
1.SをMgSとし、HICの起点となるMnSの発生を抑制する。
【0025】
2.Ca添加鋼において、HICの起点となる粗大化したCaS,CaOなどCa系介在物を微細なCa・Al・Mg系酸化物、MgSとし分散させる。
【0026】
3.HICの起点となるAl2O3クラスターを微細なAl・Mg酸化物とし、分散させる。
【0027】
これらの効果により、X65グレード以上の高強度材においても良好なHIC性能が得られるが、0.0001%未満ではその効果が十分でなく、0.0025%を超えると飽和し、Mg酸化物の増加により靭性が劣化するため、
0.0001〜0.0025%とする。
【0028】
O
Oが0.003%を超えて含有されると、粗大なCaOやAl2O3クラスターが生成し、耐HIC性が著しく低下するため、0.003%以下とする。
【0029】
0.76([S]−0.8[Ca]+0.1[O])/[Mg]
本パラメータは、耐HIC性を劣化させる粗大なCa系介在物、Al2O3クラスター、MnSの生成量を規定するものであり、良好な耐HIC性を得るため、−0.02≦0.76([S]−0.8[Ca]+0.1[O])/[Mg]≦1とする。但し、[S]、[O]は鋼中含有量、[Ca]、[Mg]は添加量とする。
【0030】
Ceq
Ceqは、X65〜80としての強度を得るため、0.28%以上必要であり、0.45%を超えると溶接部が効果し、低温割れが発生するため、0.28%以上、0.45%以下とする。但し、Ceq=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5
以上が本発明の基本成分組成およびその構成であり、十分な特性が得られるが、更にその特性を優れたものとするため、Cu,Ni、Cr,Mo、Vの一種又は二種以上を添加することが可能である。
【0031】
Cu
Cuは、靭性と強度を向上させる場合、添加する。0.5%を超えると溶接性を阻害するため、0.5%以下とする。
【0032】
Ni
Niは、靭性と強度を向上させる場合、0.3%以上添加する。1%を超えるとその効果は飽和し、応力腐食割れが発生しやすくなるため、0.3〜1%とする。
【0033】
Cr
Crは、強度を向上させる場合、添加するが、0.5%を超えると溶接性を劣化させるため、0.5%以下とする。
【0034】
Mo
Moは、靭性と強度を向上させる場合、添加するが、0.5%を超えると溶接性、耐HIC性を劣化させるため、0.5%以下とする。
【0035】
V
Vは、強度を向上させる場合、添加するが、0.1%を超えると溶接性を劣化させるため、0.1%以下とする。
【0036】
2.製造条件
取鍋精錬時のスラグ酸化度
本発明で、取鍋精錬時のスラグ酸化度は,トータルFe+MnOとして定義される。スラグ酸化度が3.0%を超えると、鋼板表面の近傍においてAl2O3クラスタが生成し、HICを生ずるようになり、一方、0.5%未満とすると経済性を損なうようになるため、0.5〜3.0%とする。
【0037】
スラブ加熱温度
スラブ加熱温度は、1000℃未満では強度が不足し、一方、1200℃を超えると靭性が劣化するので、1000〜1200℃とする。
【0038】
圧延終了温度
熱間圧延は所望の強度を得るため、Ar3変態点以上で圧延を終了することが望ましい。
【0039】
加速冷却停止温度
加速冷却停止温度は、鋼板表面温度で600℃を超えると、安定して十分な強度が得られないため600℃以下とする。
【0040】
冷却速度
鋼板の平均冷却速度は、3℃/秒未満になると安定して十分な強度が得られず、50℃/秒を超えると強度が過剰となり、耐HIC性が劣化するため、3〜50℃/秒とする。
【0041】
尚、本発明鋼から鋼管を製造する方法は特に規定しない。
【0042】
【実施例】
表1に示す化学成分の鋼を表2に示す条件を用いて鋼板に製造した。表2に得られた鋼板の機械的性質と耐HIC性をあわせて示す。
【0043】
HIC試験は、PHは約3の硫化水素を飽和させた5%NaCl+0.5%CH3COOH水溶液(通称NACE溶液)中で行い、割れ長さ率(CLR)が15%以下を良好とした。
【0044】
靭性は、シャルピー衝撃試験での破面遷移温度がー60℃以下、強度は降伏強さ448MPa以上を良好とした。また、溶接性は実鋼管のシーム溶接に相当するサブマージアーク溶接を行い、高温割れ、低温割れについて溶接部の断面観察により調査し、割れのないものを良好とした。
【0045】
表2より明らかなように、本発明による鋼は優れた特性が得られている。
【0046】
【表1】
【0047】
【表2】
【0048】
【発明の効果】
本発明により、耐HIC性に優れたX65以上の高強度ラインパイプ用鋼が得られ、産業上極めて有用である。
Claims (3)
- 質量%で、C:0.03〜0.06%、Si:0.05〜0.5%、Mn:1.6〜1.8%、P:0.01%以下、S:0.0008〜0.002%、Nb:0.02〜0.05%、Ti:0.005〜0.02%、Al:0.01〜0.07%、Ca:0.0005〜0.0025%、Mg:0.0001〜0.0025%、O:0.003%以下を含有し、且つ(1)式及び(2)式を満足する鋼を、1000〜1200℃に加熱後、圧延終了温度Ar3以上で熱間圧延し、平均冷却速度3℃/秒以上、50℃/秒以下で600℃以下まで加速冷却することを特徴とする耐HIC性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方法。
−0.02≦0.76([S]−0.8[Ca]+0.1[O])/[Mg]≦1 (1)
0.28≦Ceq≦0.45 (2)
但し、Ceq=C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5 - 鋼組成として、更に質量%で、Cu:0.5%以下、Ni:0.3〜1%、Cr:0.5%以下、Mo:0.5%以下、V:0.1%以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項1記載の耐HIC性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方法。
- 溶鋼の取鍋精錬時のスラグ酸化度を0.5〜3.0%とすることを特徴とする請求項1又は2記載の耐HIC性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方法。
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