JP5644982B1 - 電縫溶接鋼管 - Google Patents
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Abstract
本発明は、シェールガス採掘等の用途に最適な電縫溶接鋼管であって、成分組成が質量%にて、C :0.08〜0.18%、Si:0.01%〜0.50%、Mn:1.30〜2.1%、Al:0.001〜0.10%、Nb:0.005〜0.08%、Ti:0.005〜0.03%をそれぞれ含有し、N 0.008%以下、P:0.020%以下、S:0.010%以下、に制限され、残部がFe及び不可避的不純物である鋼であって、肉厚中央部の組織が、面積率で40%〜70%の円相当径1.0μm〜10.0μmのフェライト相と、残部はベイナイト相を含有する低温変態生成相であり、Ceqが、0.32≰Ceq≰0.60を満たすことを特徴とする。
Description
本発明は、シェールガス採掘等の油井管用途に最適な高強度・高降伏比の電縫溶接鋼管に関するものである。
通常の油田或いはガス田以外から生産される非在来型天然ガスの一種であるシェールガスは、地下数百〜数千メートルにある非常に硬い岩層である頁岩(シェール)層に閉じこめられた天然ガスである。シェールガスを取り出すには、この非常に硬い頁岩層を水圧破砕して岩層内部に閉じ込められたガスを地下深くから採取する必要があるため、シェールガス採掘に使用される鋼管には高強度化が求められている。
シェールガス採掘用の高強度鋼管として、API規格 5CT P110(以下「P110」という。)相当の強度(降伏応力YS:758〜965MPa、引張強さTS:862MPa以上)を有する鋼管が一般的に用いられている。このような強度を確保するために、造管後に鋼管全体に対して焼入れ焼戻しが施されているが、シェールガス採掘コストの削減を狙いとして、高強度であり、造管後の熱処理を実施しない造管成形まま(焼入れ焼戻し省略)の電縫鋼管に対する要求が強くなっている。
高強度鋼管の電縫成形(ERW成形)は、引張強度(TS)が高くなるに従い、その製造が困難になってくる。したがって、降伏強度(YS)とTSの比である降伏比(YS/TS:以下「YR」という)を高くし、低いTSで目的のYSを得ることで成形性を確保することが望ましい。しかし、高強度鋼板をERW成形するとバウシンガー効果のために圧延方向(L方向)の降伏比が低下し易い。特に二相組織鋼では、バウジンガー効果が顕著に表れるため、降伏比が低下し易い。
特許文献1には、P110相当の強度を確保するため加工硬化を利用し、造管後の熱処理を省略できる電縫鋼管が開示されている。これは、二相鋼ではなく、ベイナイトの均一組織からなる鋼板によるものである。即ち、C含有量から推定される90%マルテンサイト組織に相当する硬さとなる冷却速度VC90を焼入れ性の指標とし、VC90を適正範囲に制御し、且つベイナイトの均一組織にすることにより、高強度・高降伏比の電縫鋼管が開示されている。
また、特許文献1によれば、低炭素ボロン添加鋼では均一なベイナイト組織になり、バウシンガー効果が小さく、YRが高くなり、低いTSの熱延鋼板でP110を満たすYSが得られ、この規格の強度が実現可能なことが実証されている。
特許文献1に開示された電縫鋼管は、焼入れ性の指標であるVC90を制御し、熱延後の巻取温度を低下させることによりポリゴナルフェライトの生成を抑制して均一なベイナイト組織を得ている。しかし、当該電縫鋼管は、これらの効果を得るためにボロン(B)の微量添加(0.0005質量%〜0.0030質量%)を必須としている。Bは鋼管の焼入れ性及び強度を向上する効果を有するが、一定量以上を添加しても効果が飽和する。Bは価格が安いが、安定して特性を得るための製造条件範囲が狭く、使用に際して細心の注意が必要である。特に、焼入れ焼戻しを行わず熱延のままで特性を実現する鋼においては、適正な熱延条件で製造する必要がある。
本発明はこのような実情に鑑みてなされたものであり、強度確保のためC含有量を比較的高くしつつ、Bを含まず、造管後の熱処理を実施すること無く、P110相当の強度および降伏応力を有する電縫溶接鋼管及び電縫溶接鋼管の製造方法を提供することを目的とする。
C含有量を比較的高くし、Bを添加しない鋼において、ベイナイトの均一組織とすることは難しく、フェライトが生成されてしまう。そのため、発明者らは、フェライトとベイナイトの二相鋼において具現化することを検討した。
二相組織にするとバウシンガー効果が顕著になり、ERW成形後のYSが低下する。そのためフェライトの含有量を制御するとともに、フェライト組織の微細化を図ることとした。また、強度を確保する観点から、C量を比較的高くすることはもちろんのこと、炭素当量(Ceq)を適正化させることにより、強度を確保できることも見出した。これらの複合作用により、高TSでありながら高降伏比となる鋼板を得ることができることを見出した。
二相鋼は、塑性変形中に硬質相の周りの軟質相に転位が導入されて加工硬化する。そのため、硬質相の変形を抑制すると、軟質相への転位の蓄積が促進され、加工硬化率を高めることができる。さらに軟質相であるフェライトの微細化により、加工硬化率を高めると共にバウシンガー効果を抑制することができるため、ERW成形後の鋼管としての高強度化も可能となる。さらに、上記組織を得るための熱延後の冷却制御は、比較的板厚の厚い鋼板にも適用可能である。
[1]成分組成が質量%にて、
C :0.08〜0.18%、
Si:0.01%〜0.50%、
Mn:1.30〜2.1%、
Al:0.001〜0.10%、
Nb:0.005〜0.08%
Ti:0.005〜0.03%
をそれぞれ含有し、
N 0.008%以下、
P:0.020%以下、
S:0.010%以下、
に制限され、
残部がFe及び不可避的不純物である鋼であって、
肉厚中央部の組織が、円相当径1.0μm〜10.0μmのフェライト相を面積率で40%〜70%含有し、残部はベイナイト相を含有する低温変態生成相であり、
下記(式1)で表わされるCeqが、0.32≦Ceq≦0.60を満たし、
全厚試験片による管軸方向引張試験による降伏強度が758MPa以上、965MPa以下の強度を有することを特徴とする電縫溶接鋼管。
Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15…(式1)
ここで、(式1)におけるC、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Niは、各元素の含有量を質量%で表した値であり、これらの元素を含まない場合は、その元素は0として計算する。
[2]成分組成が、さらに、質量%で、
V :0.08%以下、
Cu:0.5%以下、
Ni:0.5%以下、
Cr:0.5%以下、
Mo:0.5%以下、
Ca:0.005%以下、
REM:0.005%以下
の1種または2種以上を含有することを特徴とする[1]に記載の電縫溶接鋼管。
[3]成分組成が、さらに、質量%で、
B :0.0004%以下
に制限されることを特徴とする[1]又は[2]に記載の電縫溶接鋼管。
[4]全厚試験片による管軸方向引張試験による降伏比が85〜95%であることを特徴とする[1]又は[2]に記載の電縫溶接鋼管。
[5]引張り試験の応力歪曲線において、降伏伸びが無いことを特徴とする[1]又は[2]に記載の電縫溶接鋼管。
[6]板厚が7〜12.7mmであることを特徴とする[1]又は[2]に記載の電縫溶接鋼管。
C :0.08〜0.18%、
Si:0.01%〜0.50%、
Mn:1.30〜2.1%、
Al:0.001〜0.10%、
Nb:0.005〜0.08%
Ti:0.005〜0.03%
をそれぞれ含有し、
N 0.008%以下、
P:0.020%以下、
S:0.010%以下、
に制限され、
残部がFe及び不可避的不純物である鋼であって、
肉厚中央部の組織が、円相当径1.0μm〜10.0μmのフェライト相を面積率で40%〜70%含有し、残部はベイナイト相を含有する低温変態生成相であり、
下記(式1)で表わされるCeqが、0.32≦Ceq≦0.60を満たし、
全厚試験片による管軸方向引張試験による降伏強度が758MPa以上、965MPa以下の強度を有することを特徴とする電縫溶接鋼管。
Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15…(式1)
ここで、(式1)におけるC、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Niは、各元素の含有量を質量%で表した値であり、これらの元素を含まない場合は、その元素は0として計算する。
[2]成分組成が、さらに、質量%で、
V :0.08%以下、
Cu:0.5%以下、
Ni:0.5%以下、
Cr:0.5%以下、
Mo:0.5%以下、
Ca:0.005%以下、
REM:0.005%以下
の1種または2種以上を含有することを特徴とする[1]に記載の電縫溶接鋼管。
[3]成分組成が、さらに、質量%で、
B :0.0004%以下
に制限されることを特徴とする[1]又は[2]に記載の電縫溶接鋼管。
[4]全厚試験片による管軸方向引張試験による降伏比が85〜95%であることを特徴とする[1]又は[2]に記載の電縫溶接鋼管。
[5]引張り試験の応力歪曲線において、降伏伸びが無いことを特徴とする[1]又は[2]に記載の電縫溶接鋼管。
[6]板厚が7〜12.7mmであることを特徴とする[1]又は[2]に記載の電縫溶接鋼管。
本発明によれば、Bを含まず、造管ままでも、P110相当の強度および降伏応力を有する電縫溶接鋼管及びその製造方法を提供することができる。
以下、本発明の電縫溶接鋼管及びその製造方法について詳細に説明する。
まず、本発明の電縫溶接鋼管の成分について説明する。電縫鋼管の素材である熱延鋼板の成分は、電縫溶接鋼管の成分と同一である。以下「%」は、特にことわりのない限り「質量%」を表すものとする。
<C:0.08〜0.18%>
Cは、強度の向上に有効である。鋼に添加するC量を増やすことによって、鋼の強度を高めることができるため、Cの含有量の下限を0.08%とする。一方、C量が0.18%を超えると、鋼の強度が高くなりすぎ、靭性を劣化させるので、上限を0.18%とする。また、P110相当の強度を確保する観点から、C量の下限を好ましくは0.1%以上にするとよい。強度を過剰に上昇させず、靱性を確保する観点からは、C量の上限を好ましくは0.17%、より好ましくは0.16%、確実に靭性を確保するためには0.15%以下にすることが好ましい。
Cは、強度の向上に有効である。鋼に添加するC量を増やすことによって、鋼の強度を高めることができるため、Cの含有量の下限を0.08%とする。一方、C量が0.18%を超えると、鋼の強度が高くなりすぎ、靭性を劣化させるので、上限を0.18%とする。また、P110相当の強度を確保する観点から、C量の下限を好ましくは0.1%以上にするとよい。強度を過剰に上昇させず、靱性を確保する観点からは、C量の上限を好ましくは0.17%、より好ましくは0.16%、確実に靭性を確保するためには0.15%以下にすることが好ましい。
<Si:0.01〜0.50%>
Siは、脱酸剤として有効である。脱酸剤としての効果を得るためには、0.01%以上の添加が好ましい。また、Siは固溶強化によって強度を高める元素であるので、0.05%以上の添加がより好ましく、0.10%以上の添加がより好ましい。Siは、0.50%を超えて添加すると、低温靭性、さらには、電縫溶接性を損なうので、上限を0.50%とする。靱性を確保する観点からは、Si量を0.40%以下にすることが好ましく、0.30%以下がより好ましい。
Siは、脱酸剤として有効である。脱酸剤としての効果を得るためには、0.01%以上の添加が好ましい。また、Siは固溶強化によって強度を高める元素であるので、0.05%以上の添加がより好ましく、0.10%以上の添加がより好ましい。Siは、0.50%を超えて添加すると、低温靭性、さらには、電縫溶接性を損なうので、上限を0.50%とする。靱性を確保する観点からは、Si量を0.40%以下にすることが好ましく、0.30%以下がより好ましい。
<Mn:1.3〜2.1%>
Mnは、鋼の焼入れ性を高める元素である。本発明では、強度を確保するために、1.30%以上のMnを添加する。しかし、Mnを過度に添加すると、マルテンサイトの生成を助長し、靱性が劣化するので、上限を2.10%とする。強度を確保する観点からは、Mn量を1.40%以上にすることが好ましく、1.50%以上がより好ましい。靱性を確保する観点からは、Mn量を2.0%以下にすることが好ましく、1.90%以下がより好ましい。
Mnは、鋼の焼入れ性を高める元素である。本発明では、強度を確保するために、1.30%以上のMnを添加する。しかし、Mnを過度に添加すると、マルテンサイトの生成を助長し、靱性が劣化するので、上限を2.10%とする。強度を確保する観点からは、Mn量を1.40%以上にすることが好ましく、1.50%以上がより好ましい。靱性を確保する観点からは、Mn量を2.0%以下にすることが好ましく、1.90%以下がより好ましい。
<Al:0.001〜0.10%>
Alは、脱酸剤として有効である。脱酸剤としての効果を得るためには、0.001%以上の添加が好ましい。脱酸の効果を高めるためには、0.005%以上のAlの添加が好ましく、0.01%以上の添加がより好ましい。Alは、0.10%を超えて添加すると、介在物が増加して、延性や靭性を損なうので、0.10%以下に制限する。靱性を確保する観点からは、Al量を0.06%以下にすることが好ましい。
Alは、脱酸剤として有効である。脱酸剤としての効果を得るためには、0.001%以上の添加が好ましい。脱酸の効果を高めるためには、0.005%以上のAlの添加が好ましく、0.01%以上の添加がより好ましい。Alは、0.10%を超えて添加すると、介在物が増加して、延性や靭性を損なうので、0.10%以下に制限する。靱性を確保する観点からは、Al量を0.06%以下にすることが好ましい。
<Nb:0.005〜0.08%>
Nbは、再結晶温度を低下させる元素であり、熱間圧延を行う際に、オーステナイトの再結晶を抑制して組織の微細化に寄与するので、0.005%以上を添加する。Nbを0.08%を超えて添加すると粗大な析出物によって靭性が劣化するので、その含有量は0.08%以下とする。靭性確保の観点から、上限は0.07%にすることが好ましく、より好ましい上限は、0.05%である。一方、下限は組織微細化効果を確実にするため、下限は、好ましくは0.008%、より好ましくは0.010%、さらに好ましくは0.015%とするとよい。
Nbは、再結晶温度を低下させる元素であり、熱間圧延を行う際に、オーステナイトの再結晶を抑制して組織の微細化に寄与するので、0.005%以上を添加する。Nbを0.08%を超えて添加すると粗大な析出物によって靭性が劣化するので、その含有量は0.08%以下とする。靭性確保の観点から、上限は0.07%にすることが好ましく、より好ましい上限は、0.05%である。一方、下限は組織微細化効果を確実にするため、下限は、好ましくは0.008%、より好ましくは0.010%、さらに好ましくは0.015%とするとよい。
<Ti:0.005〜0.030%>
Tiは、微細な窒化物(TiN)を形成し、スラブ加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制し組織の微細化に寄与する。その効果を得るため、0.005%以上のTiを添加する。Tiを0.030%を超えて過剰に添加するとTiNの粗大化や、TiCによる析出硬化が生じ、靭性が劣化するので、0.030%を上限とする。組織を微細化して靱性を確保する観点からは、Ti量を0.008%以上にすることが好ましく、0.010%以上がより好ましい。析出物に起因する靭性の低下を抑制する観点からは、Ti量は0.025%以下が好ましく、0.020%以下がより好ましい。
Tiは、微細な窒化物(TiN)を形成し、スラブ加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制し組織の微細化に寄与する。その効果を得るため、0.005%以上のTiを添加する。Tiを0.030%を超えて過剰に添加するとTiNの粗大化や、TiCによる析出硬化が生じ、靭性が劣化するので、0.030%を上限とする。組織を微細化して靱性を確保する観点からは、Ti量を0.008%以上にすることが好ましく、0.010%以上がより好ましい。析出物に起因する靭性の低下を抑制する観点からは、Ti量は0.025%以下が好ましく、0.020%以下がより好ましい。
<N:0.008%以下>
Nは不可避的に鋼中に存在するが、N量が多すぎると、TiNやAlNが過度に増大して表面疵、靱性劣化等の弊害が生じるおそれがある。そのため、上限を0.008%とする。さらに、介在物の生成を抑制する観点から、N量の上限は、好ましくは0.007%であり、より好ましい上限は0.006%である。下限は特に設定しないが、脱Nのコストや経済性を考慮し、0.002%とすることが好ましい。
Nは不可避的に鋼中に存在するが、N量が多すぎると、TiNやAlNが過度に増大して表面疵、靱性劣化等の弊害が生じるおそれがある。そのため、上限を0.008%とする。さらに、介在物の生成を抑制する観点から、N量の上限は、好ましくは0.007%であり、より好ましい上限は0.006%である。下限は特に設定しないが、脱Nのコストや経済性を考慮し、0.002%とすることが好ましい。
<P:0.02%以下>
Pは、不純物であり、含有量の上限を0.02%とする。P量の低減により、靭性が向上することから、P量は0.015%以下が好ましく、0.010%以下がより好ましい。P量は少ない方が好ましいので、下限は設けない。特性とコストのバランスから、通常は、0.001%以上が含有される。
Pは、不純物であり、含有量の上限を0.02%とする。P量の低減により、靭性が向上することから、P量は0.015%以下が好ましく、0.010%以下がより好ましい。P量は少ない方が好ましいので、下限は設けない。特性とコストのバランスから、通常は、0.001%以上が含有される。
<S:0.010%以下>
Sは、不純物であり、含有量の上限を0.010%とする。S量の低減により、熱間圧延によって延伸化するMnSを低減し、靭性を向上させることができることから、S量は0.003%以下が好ましく、0.002%以下がより好ましい。S量は少ない方が好ましいので、下限は設けない。特性とコストのバランスから、通常は、0.0001%以上が含有される。
Sは、不純物であり、含有量の上限を0.010%とする。S量の低減により、熱間圧延によって延伸化するMnSを低減し、靭性を向上させることができることから、S量は0.003%以下が好ましく、0.002%以下がより好ましい。S量は少ない方が好ましいので、下限は設けない。特性とコストのバランスから、通常は、0.0001%以上が含有される。
本発明においては、さらに、鋼の焼入れ性を向上させ、強度を高めるために、V、Ni、Cu、Cr、Mo、Ca、REMの1種又は2種以上を添加することができる。以下の説明において好ましい下限値を記載するが、これは各元素を添加することによる焼入れ性の向上や、強度を高める効果を得るための好ましい下限値である。各元素の含有量が好ましい下限値未満であっても、鋼に悪影響は及ぼさない。
<V:0.08%以下>
Vは、炭化物、窒化物を生成し、析出強化によって鋼の強度を向上させる元素であり、強度を効果的に上昇させるために、0.01%以上を添加することが好ましい。Vを過剰に添加すると、炭化物及び窒化物が粗大化し、靭性の劣化をもたらすため、V量の上限は0.08%とし、さらに好ましくは0.05%とする。
Vは、炭化物、窒化物を生成し、析出強化によって鋼の強度を向上させる元素であり、強度を効果的に上昇させるために、0.01%以上を添加することが好ましい。Vを過剰に添加すると、炭化物及び窒化物が粗大化し、靭性の劣化をもたらすため、V量の上限は0.08%とし、さらに好ましくは0.05%とする。
<Cu:0.50%以下>
Cuは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、固溶強化にも寄与するので、0.05%以上を添加しても良い。Cuを過度に添加すると鋼板の表面性状を損なうことがあるため、上限は0.50%以下とする。経済性の観点から、Cu量のより好ましい上限は0.30%以下である。Cuを添加する場合は、表面性状劣化防止の観点から、同時にNiを添加することが好ましい。
Cuは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、固溶強化にも寄与するので、0.05%以上を添加しても良い。Cuを過度に添加すると鋼板の表面性状を損なうことがあるため、上限は0.50%以下とする。経済性の観点から、Cu量のより好ましい上限は0.30%以下である。Cuを添加する場合は、表面性状劣化防止の観点から、同時にNiを添加することが好ましい。
<Ni:0.50%以下>
Niは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、靭性の向上にも寄与する。強度を向上させるためには、Ni量を0.05%以上にすることが好ましい。また、Niは高価な元素であるため、上限は0.50%以下とし、0.30%以下とすることが好ましい。
Niは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、靭性の向上にも寄与する。強度を向上させるためには、Ni量を0.05%以上にすることが好ましい。また、Niは高価な元素であるため、上限は0.50%以下とし、0.30%以下とすることが好ましい。
<Cr:0.50%以下>
Crは、強度の向上に有効な元素であり、0.05%以上を添加することが好ましい。Crを過度に添加すると、電縫溶接性が劣化することがあるので、0.5%を上限とし、好ましくは0.2%以下である。
Crは、強度の向上に有効な元素であり、0.05%以上を添加することが好ましい。Crを過度に添加すると、電縫溶接性が劣化することがあるので、0.5%を上限とし、好ましくは0.2%以下である。
<Mo:0.50%以下>
Moは、鋼の高強度化に寄与する元素であり、0.05%以上を添加することが好ましい。ただし、Moは高価な元素であり、0.50%を上限とする。より好ましいMo量の上限は0.30%以下であり、さらに好ましくは0.10%以下とする。
Moは、鋼の高強度化に寄与する元素であり、0.05%以上を添加することが好ましい。ただし、Moは高価な元素であり、0.50%を上限とする。より好ましいMo量の上限は0.30%以下であり、さらに好ましくは0.10%以下とする。
<Ca:0.005%以下> <REM:0.005%以下>
Ca、REMは、硫化物系介在物の形態を制御し、低温靭性を向上させ、さらに、電縫溶接部の酸化物を微細化して電縫溶接部の靭性を向上させるので、一方、又は双方を0.001%以上添加することが好ましい。Ca、REMを過剰に添加すると、酸化物・硫化物が大きくなり靭性に悪影響を及ぼすので、添加量の上限は0.005%とする。ここでREMとは、Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Luの総称である。
Ca、REMは、硫化物系介在物の形態を制御し、低温靭性を向上させ、さらに、電縫溶接部の酸化物を微細化して電縫溶接部の靭性を向上させるので、一方、又は双方を0.001%以上添加することが好ましい。Ca、REMを過剰に添加すると、酸化物・硫化物が大きくなり靭性に悪影響を及ぼすので、添加量の上限は0.005%とする。ここでREMとは、Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Luの総称である。
本発明では、Bは意図的に添加する元素ではなく、原材料に含まれる不可避的不純物として混入するものであって、その含有量は0.0004%以下に制限される。
<Ceq:0.32〜0.60>
炭素当量Ceqは、焼入れ性の指標であり、強度の指標としても使用されることがある。C、Mn、Cr、Mo、V、Ni、Cuの含有量[質量%]から、下記(式1)によって求める。強度を確保するためには、Ceqを0.32以上にすることが必要である。靱性を確保するためには、Ceqを0.60以下にすることが必要である。これらの効果を確実にするため、Ceqの下限は、0.35以上が好ましく、0.4以上がより好ましい。Ceqの上限は、0.50以下が好ましく、0.45以下がより好ましい、
炭素当量Ceqは、焼入れ性の指標であり、強度の指標としても使用されることがある。C、Mn、Cr、Mo、V、Ni、Cuの含有量[質量%]から、下記(式1)によって求める。強度を確保するためには、Ceqを0.32以上にすることが必要である。靱性を確保するためには、Ceqを0.60以下にすることが必要である。これらの効果を確実にするため、Ceqの下限は、0.35以上が好ましく、0.4以上がより好ましい。Ceqの上限は、0.50以下が好ましく、0.45以下がより好ましい、
Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15 … (式1)
ここで、C、Mn、Cr、Mo、V、Ni、Cuは各元素の含有量[質量%]である。なお、Cr、Mo、V、Ni、Cuは、本発明においては選択的に添加される元素であり、これらの元素を含まない場合は、上記(式1)ではその元素を0として計算する。
本発明に係る電縫溶接鋼管の成分組成の、以上説明した以外の残部は、鉄、及び不可避的不純物である。不可避的不純物とは、原材料に含まれる、あるいは製造の過程で混入する成分であり、意図的に鋼に含有させたものではない成分のことをいう。
具体的には、P、S、O、Sb、Sn、W、Co、As、Mg、Pb、Bi、B、及びHがあげられる。このうち、P、及びSは、上述のとおり、それぞれ、0.02%以下、0.010%以下となるように制御する必要がある。Oは0.006%以下となるように制御することが好ましい。
その他の元素については、通常、Sb、Sn、W、Co、及びAsは0.1%以下、Mg、Pb及びBiは0.005%以下、B、及びHは0.0004%以下の不可避的不純物としての混入があり得るが、通常の範囲であれば、特に制御する必要はない。
また、本発明の鋼管における選択必須、あるいは任意の添加元素である、Si、Al、Ni、Cu、Cr、Mo、V、Ca、REMも、含有を意図しなくても不可避的不純物として混入することがあり得るが、上述した意図的に含有させる場合の含有量の上限以下であれば本発明の鋼管に悪影響を与えるものではないので、問題はない。また、Nは、一般に、鋼において不可避的不純物として扱われることがあるが、本発明の電縫鋼管では、上述したとおり、一定の範囲に制御する必要がある。
次に、本発明の電縫溶接鋼管の金属組織について説明する。
本発明に係る電縫溶接鋼管は、フェライトと、ベイナイトに代表される低温変態生成相を主体とする組織構造を有する。本発明ではBを添加しないためフェライトが生成されやすくなるが、そのフェライトの特性を活用し靭性を確保しつつ、降伏強度を確保するためフェライト相を微細化させる。全体強度は、C含有量とCeqを制御することにより確保するようにしている。なお、以下の組織は電縫溶接鋼管の肉厚中央部の組織を指す。肉厚中央部とは、当該鋼管の鋼板断面において、鋼管表面から板厚の1/4〜3/4の深さに相当する部分を指す。
本発明の電縫溶接鋼管を構成するフェライト相は、円相当径が1.0μm〜10.0μmである。フェライト相の円相当径が1.0μm未満になると、降伏比の増大に寄与しなくなる。その下限は、好ましくは2.0μm以上とするとよい。一方、フェライト相の円相当径が10.0μmを超えると、バウシンガー効果が顕著になり、ERW成形後のYRが低くなると共に、低温靭性を悪化させる。フェライト相の円相当径の上限は、好ましくは7μm、より好ましくは6μmであって、効果を確実にするために更に好ましくは5.0μmにするとよい。
また、フェライト相の面積率は、靭性を確保し、降伏比を向上させるために、40%以上が必要となる。フェライト相の面積率の好ましい下限は45%であり、より好ましい下限は50%である。一方、フェライト相の面積率が高すぎると強度を確保することができないため、P110規格との対比からその上限は70%とする。強度確保の観点から、好ましい上限は65%であり、より好ましくは60%である。
また、本発明の電縫溶接鋼管は、フェライトを除いた残部がベイナイトを主体とする低温変態生成相で構成される。さらに残留オーステナイト相またはマルテンサイトを含む場合もある。ベイナイト相の面積率は、フェライト相を除いた残部の90%以上であることが好ましい。残留オーステナイトは不安定であり、降伏応力を低下させるため、できるだけ少ない方がよい。また、マルテンサイトも増加すると靱性が低下するため、できるだけ少ない方がよい。このため、残留オーステナイトもマルテンサイトも、それぞれの面積率の上限は1%とする。より好ましくは0.5%以下とし、できれば存在しないことが望ましい。
フェライト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相、マルテンサイト相等のそれぞれの分布状態及び面積率は、高分解能結晶方位解析法(以下、「EBSP法」という。)及びKAM等のソフトウエアによる画像解析によって求めることができる。
図1(a)、図2(a)及び図3(a)に、本発明の電縫鋼管T1〜T3をEBSP法により観察した結果を示す。図1(a)、図2(a)及び図3(a)に対してソフトウエア「KAM」による画像解析した結果を図1(b)、図2(b)及び図3(b)に示す。この画像解析からフェライトの面積率を求めることができる。フェライト相はKAM法で1°未満の方位差があるものに相当し、画像中では色分けして表現される。
図1(a)、図2(a)及び図3(a)はそれぞれ、表1−1に示されたMn量及び熱間圧延の仕上げ温度の製造条件にて製造された本発明の電縫溶接鋼管T1〜T3のEBSP法による撮影画像である。図1(b)、図2(b)及び図3(b)は、図1(a)、図2(a)及び図3(a)をそれぞれKAMにより画像解析した結果である。
本発明の電縫溶接鋼管T1〜T3の硬さ及びTSと、図1(b)、図2(b)及び図3(b)の画像解析に基づいて測定されたフェライト分率及び平均フェライト粒径を表1−2に示す。
なお、図1(b)、図2(b)及び図3(b)のマルテンサイト相および残留オーステナイトの面積率を測定した。その結果、マルテンサイト相も残留オースナイトも面積率はいずれも1%以下であった。マルテンサイト相も残留オーステナイトも面積率が1%以下であれば、本発明の電縫鋼管の特性には影響を及ぼさないことも確認した。
降伏比は、引張試験を行い、降伏強度YSおよび引張強度TSから求めた。フェライト相の面積率と降伏比の関係を調査した結果、フェライト相の面積率が40%未満になると、降伏比が95%超となり、靱性の低下が著しくなることを確認した。また、フェライト相の面積率が70%超になると、降伏強度が低下し、降伏比が85%未満に低下することを確認した。さらに、フェライト相の面積率が70%を超えると、降伏強度だけでなく引張強度も低下し、P110相当の強度が得られなくなることも確認された。
本発明の電縫鋼管は、円相当径1.0μm〜10.0μmの微細なフェライト相を面積率で40%〜70%含有することによって、バウシンガー効果を抑制することが可能で、降伏強度を高め、降伏比85〜95%を確保することが可能となる。また、本発明の電縫鋼管は、引張試験の応力歪曲線において、降伏伸びが無いことが確認されている。
次に、本発明の電縫溶接鋼管の製造方法について説明する。
まず、本発明の電縫溶接鋼管の素材である熱延鋼板の製造条件について説明する。
まず、本発明の電縫溶接鋼管の素材である熱延鋼板の製造条件について説明する。
本発明では、上述した成分を有する鋼を加熱して熱間圧延後、制御冷却を行い、巻取って、熱延鋼板を製造する。
鋼の加熱温度は、Nbなど、炭化物を形成する元素を鋼中に固溶させるために、1150℃以上が好ましい。一方、細粒組織を得るためには、1000〜1250℃が望ましい。加熱温度が高すぎると組織が粗大になるので、フェライトの粒径の粗大化を防止するため、1250℃以下が好ましい。
熱間圧延は、鋼の組織がオーステナイト相である温度域で行うことが必要である。これは、フェライト変態が開始した後に圧延すると、加工されたフェライトが生成し、特性の異方性が大きくなるためである。したがって、熱間圧延の仕上温度は、冷却時のフェライト変態が開始するAr3以上が好ましい。仕上温度が高すぎると組織が粗大になるので、熱間圧延の仕上温度の上限は1000℃が好ましい。
Ar3は、熱延鋼板と同成分の試験材を用いて、加熱及び冷却した際の熱膨張挙動から求めることができる。また、熱延鋼板の成分から、下記(式2)によって求めることも可能である。
Ar3(℃)=910−310C−80Mn−55Ni−20Cu
−15Cr−80Mo … (式2)
−15Cr−80Mo … (式2)
ここで、C、Mn、Ni、Cu、Cr、Moは各元素の含有量[質量%]である。Ni、Cu、Cr、Moは、本発明においては任意の添加元素である。これらの元素を意図的に添加しない場合は、上記(式2)では0として計算する。
熱間圧延では、鋼のフェライト組織を微細にするためにはオーステナイト粒を細粒にする必要があり、そのために、950℃以下の圧下量を70%以上にすることが好ましい。圧延対象の鋼の厚みによっては、950℃以下の圧下量は、950℃での板厚と仕上圧延後の板厚との差を、仕上圧延後の板厚で除し、百分率として求める。圧延仕上げ温度(FT)がAr3を下回ると、フェライトが加工されて、鋼板の異方性が大きくなるため、FTはAr3以上とする。
熱間圧延後、適正なフェライト量を得ることと、残部のベイナイト相を得る目的から、ベイナイト変態が開始する650℃近傍を中間点とする2段階の制御冷却を行う。前段の冷却でフェライトを生成させ、後段で冷却速度を上げることにより、主にベイナイト相の組織を得るためである。
まず前段の冷却は、熱間圧延の仕上げ圧延終了後、Ar3温度から650℃までの平均冷却速度を10〜25℃/sにて冷却を行うのが望ましい。熱間圧延後、温度が低下しすぎると、粗大なポリゴナルフェライトが生成し、強度が低下したり、靭性が劣化することがあるので、FT−50℃以上から水冷するのが望ましい。
まず前段の冷却は、熱間圧延の仕上げ圧延終了後、Ar3温度から650℃までの平均冷却速度を10〜25℃/sにて冷却を行うのが望ましい。熱間圧延後、温度が低下しすぎると、粗大なポリゴナルフェライトが生成し、強度が低下したり、靭性が劣化することがあるので、FT−50℃以上から水冷するのが望ましい。
後段の冷却工程は、650℃〜300℃までの平均冷却速度を15℃/s以上とするとよい。これにより、ベイナイトの変態を促進し、強度を確保することができる。一方、後段の冷却速度を速くしすぎると、強度が過剰に高くなり、靭性劣化を招くため、冷却速度の上限を50℃/sとする。好ましくは40℃/sであり、より好ましくは30℃/sとするとよい。後段の冷却速度は前段の冷却速度の1.5倍以上、好ましくは2倍以上とするとよい。
冷却工程の終了温度は、ベイナイト変態温度以下である300℃以下とする。適正量のベイナイト相を得るためである。冷却後、300℃以下にて鋼板を巻取る。巻取温度を300℃超とすると、変態が不十分となり、グラニューベイナイトが生成し、十分な強度が確保できないおそれがある。したがって、本発明における熱延鋼板の巻取温度は300℃以下とする。下限は、室温で良い。
次に、本発明では、得られた熱延鋼板を空冷し、冷間で管状に成形し、端部同士を突合せて電縫溶接し、電縫溶接鋼管を製造する。本発明は、電縫鋼管の板厚や外形を特に規定するものではないが、鋼板の肉厚tと電縫鋼管の外径Dの比t/Dは、2.0〜6.0%程度であり、tが7mm以上乃至12.7mm以下のものに好適に適用できる。
さらに、電縫溶接部のみを加熱し、加速冷却するシーム熱処理を施してもよい。電縫溶接では、突き合わせ部を加熱して溶融させ、圧力を負荷して、固相接合することから、電縫溶接部近傍は高温で塑性変形した後、急冷された状態になっている。そのため、電縫溶接部は鋼板に比べて硬化しており、シーム熱処理を施すことにより、電縫鋼管の低温靭性、変形性能をさらに高めることができる。
以下、本発明の効果を実施例により具体的に説明する。なお、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。また、表中の空欄は、その元素を意図的に添加していないことを示す。鋼A〜Lは本発明の成分組成の規定を満たす鋼であり、鋼AA〜ADは、本発明の成分組成の規定を満たさない鋼である。
表2−1及び表2−2に示す化学成分を有する鋼A〜L及びAA〜ADを鋳造し、鋼片とした。これらの鋼片を、表3−1及び表3−2に示した加熱温度に加熱し、1000℃以下の圧下量、圧延仕上温度(表3−1及び表3−2中のFT)にて熱間圧延を施し、冷却し、熱延鋼板を得た。冷却工程は、中間温度(表3−1及び表3−2中のMT)を境に冷却速度を変える2段冷却にて行い、後段(MT以下)の冷却速度が、前段(冷却開始温度からMTまで)の平均冷却速度の1.5倍以上になるようにした。冷却工程後の鋼板は、表3−1及び表3−2に記載の巻取温度(CT)で巻き取り、熱延鋼板とした。
次いで、得られた熱延鋼板を空冷したのち、連続ロール成形工程で管状に成形し、熱延鋼板の端部を突合わせて電縫溶接を行った。その後、必要に応じて、電縫溶接部を加熱後、加速冷却し、シーム熱処理を施した。
表3−1及び表3−2中の「圧下量」とは、熱間圧延工程での950℃以下における圧下量である。また、「t」は鋼板の厚さ(mm)、「D」は造管後の鋼管の外径(mm)を示す。
表2−1及び表2−2のAr3は、C、Mn、Ni、Cu、Cr、Moの含有量[質量%]から求めた。なお、Ni、Cu、Cr、Moは、本発明においては任意の添加元素であり、表2−1及び表2−2に空欄で示されるように、意図的に添加しない場合は、下記(式2)では0として計算した。
Ar3(℃)=910−310C−80Mn−55Ni−20Cu
−15Cr−80Mo ・・・ (式2)
−15Cr−80Mo ・・・ (式2)
次に、得られた電縫溶接鋼管から、組織観察用の試料を採取し、鋼管長手方向と平行な断面にナイタールエッチングを施し、光学顕微鏡で組織観察及び写真撮影を行った。観察位置は、外表面から2t/5位置とした。これらの組織写真を用いて、パーライト、マルテンサイトなど、フェライト相或いはベイナイト相以外の組織が生成していないことを確認した。その後、EBSP法により観察された画像を画像解析によりフェライト相の面積率を求めた。フェライト相の面積率については、100μm×200μmの視野10箇所測定して、平均値を求めた。さらに、X線回折法でオーステナイトの面積率を測定し、1%以下であることを確認した。
次に、電縫溶接鋼管から、JIS Z 2241に準拠して、鋼管長手方向に弧状引張試験片を採取し、室温で引張試験を行い、降伏応力と引張強度を求めた。その結果を表4に示す。
表4に示したように、本発明例No.1〜14はいずれも、適正な面積率のフェライトとベイナイトとからなる金属組織である。また、これらの電縫溶接鋼管の引張強度はいずれも引張強度758MPa以上であり、降伏比がいずれも85%以上95%以下と良好である。
No.20は巻取温度が300℃超であり、また、MT以下の平均冷却速度が15℃/s未満であったために、変態温度が高くなった。そのため、No.20は、フェライト相の面積率が過剰になる一方でベイナイトの生成が不十分になり、降伏強度が低下した例である。No.21は、FT−50℃よりも低い温度から水冷されているので、フェライト平均円相当粒径が10μmを超えていた。そのため、No.21は、圧延方向(L方向)の降伏比が85%を下回っている。
No.22はC量が本発明の範囲よりも低いために、フェライト相の面積率が過剰になり、また、フェライト平均円相当粒径が10μmを超えており、鋼のフェライト組織の細粒化が不十分であった。そのため、No.22はP110相当のYSの強度が得られておらず、圧延方向の降伏比が85%を下回っている。
No.23はCeqが本発明の範囲よりも低いために、強度が不足している例である。No.24はCeqが本発明の範囲よりも高いために強度が過剰に上昇した例であり、圧延方向の降伏比が95%を超過している。No.25はCの含有量が本発明の範囲よりも高く、強度が過剰に上昇した例である。
本発明は、低コストでERW鋼管を製造することを目的としており、ERW成形ままで要求特性を満足する条件を規定している。もしERW成形後に焼戻しを行うと、YRが大幅に上昇し、降伏伸びが現れる材質的な変化がある。
本発明によれば、シェールガス採掘等の用途に最適なAPI規格 5CT P110相当の強度を有する電縫溶接鋼管を、造管後の熱処理を行うことなく、すなわち安価に提供できるので、産業上の利用可能性は大きい。
Claims (6)
- 成分組成が質量%にて、
C :0.08〜0.18%、
Si:0.01%〜0.50%、
Mn:1.30〜2.1%、
Al:0.001〜0.10%、
Nb:0.005〜0.08%、
Ti:0.005〜0.03%、
をそれぞれ含有し、
N:0.008%以下、
P:0.020%以下、
S:0.010%以下、
に制限され、
残部がFe及び不可避的不純物である鋼であって、
肉厚中央部の組織が、面積率で40%〜70%の円相当径1.0μm〜10.0μmのフェライト相と、残部はベイナイト相を含有する低温変態生成相であり、
下記(式1)で表わされるCeqが、0.32≦Ceq≦0.60を満たし、
全厚試験片による管軸方向引張試験による降伏強度が758MPa以上、965MPa以下の強度を有することを特徴とする電縫溶接鋼管。
Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15…(式1)
ここで、(式1)におけるC、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Niは、各元素の含有量を質量%で表した値であり、これらの元素を含まない場合は、その元素は0として計算する。 - 前記成分組成が、さらに、質量%で、
V :0.08%以下、
Cu:0.5%以下、
Ni:0.5%以下、
Cr:0.5%以下、
Mo:0.5%以下、
Ca:0.005%以下、
REM:0.005%以下
の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に記載の電縫溶接鋼管。 - 前記成分組成が、さらに、質量%で、
B :0.0004%以下
に制限されることを特徴とする請求項1又は請求項2に記載の電縫溶接鋼管。 - 全厚試験片による管軸方向引張試験による降伏比が85〜95%であることを特徴とする請求項1又は2に記載の電縫溶接鋼管。
- 引張り試験の応力歪曲線において、降伏伸びが無いことを特徴とする請求項1又は2に記載の電縫溶接鋼管。
- 板厚が7〜12.7mmであることを特徴とする請求項1又は2に記載の電縫溶接鋼管。
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