JP5870561B2 - 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた引張強度600MPa以上の高強度溶接鋼管 - Google Patents
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- Arc Welding In General (AREA)
Description
[1] 母材が、質量%で、
C: 0.02〜0.06%
Si: 0.05〜0.5%
Mn: 0.8〜1.7%
Al: 0.01〜0.08%
Nb: 0.005〜0.06%
Ti: 0.005〜0.025%
Ca: 0.0010〜0.0035%を含有し、
P: 0.01%以下
S: 0.001%以下
B: 0.004%以下
N: 0.008%以下であり、
さらに、
Cu: 0.30%以下
Ni: 0.50%以下
Cr: 0.50%以下
Mo: 0.30%以下
V: 0.10%以下
の中から選ばれる1種以上を含有し、
かつ、式(1)で規定されるCP値が1.1以下、
式(2)で規定されるPy値が0.175以下であり、
残部Feおよび不可避的不純物からなり、
サブマージアーク溶接により管内外面1層ずつ形成された溶接金属部が、質量%で、
C: 0.04〜0.1%
Si: 0.05〜0.5%
Mn: 1.0〜1.8%
Nb: 0.01〜0.05%
Ti: 0.01〜0.04%
B: 0.001〜0.004%
O: 0.025〜0.045%を含有し、
Al: 0.02%以下であり、
さらに、
Cu: 0.30%以下
Ni: 0.50%以下
Cr: 0.50%以下
Mo: 0.30%以下
V: 0.10%以下
の中から選ばれる1種以上を含有し、
かつ、管内面部の溶接金属組成で計算される式(2)のPy値(Pyi)が0.160〜0.175を満足し、
管外面部の溶接金属組成で計算される式(2)で規定されるPy値(Pyo)がPyo≧Pyi+0.03であることを特徴とする、耐硫化物応力腐食割れ性に優れた引張強度600MPa以上の高強度溶接鋼管。
式(1): CP=4.46C+2.37Mn/6+(1.18Cr+1.95Mo+1.74V)/5+(1.74Cu+1.7Ni)/15+22.36P
式(2): Py=C+Si/30+Mn/20+(Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/7+V/10+5×B
ここで、各式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量(質量%)を表わし、含有しない場合は0とする。
[2] 鋼管母材表層部の金属組織が、島状マルテンサイトの体積分率は5%以下であり、残部がベイナイト又はベイナイトとフェライトの混合組織であることを特徴とする[1]に記載の耐硫化物応力腐食割れ性に優れた引張強度600MPa以上の高強度溶接鋼管。
はじめに鋼管母材部の化学成分の限定理由を説明する。なお、単位は全て質量%とする。
Cは、鋼の強度を高めるために最も有効な元素である。しかし、0.02%未満では十分な強度を確保できず、0.06%を超えると焼入性が上昇し、偏析部や鋼表面部の硬さ上昇により耐サワー性を劣化させる。従って、C含有量は0.02〜0.06%の範囲とする。より好ましくは、0.03〜0.05%である。
Siは0.05%以上含有することで鋼を固溶強化するため、高強度化に有効である。しかし、0.5%を超えて含有すると靭性が著しく低下するため、Si含有量は0.05〜0.5%の範囲とする。
Mnは鋼の高強度化のために添加するが、0.8%未満ではその効果が十分でなく、1.7%を超えると特に偏析部の硬さ上昇が著しくなり、耐HIC性が劣化する。従って、Mn含有量は、0.8〜1.7%の範囲とする。より好ましくは、1.0〜1.5%である。
Alは脱酸元素として作用する。0.01%以上の添加で十分な脱酸効果が得られるが、0.08%を超えて添加すると鋼中の清浄度が低下し、HICの起点として母材部の耐HIC性を低下させるため、Al含有量は0.01〜0.08%の範囲とする。より好ましくは、0.02〜0.05%の範囲である。
Nbは、鋼の焼入性向上元素であり、高強度化のために添加するが、0.005%未満ではその効果がなく、0.06%を超えると偏析部に粗大なNb炭窒化物が残存し、HICの起点として母材部の耐HIC性を低下させるため、Nb含有量は0.005〜0.06%の範囲とする。より好ましくは、0.02〜0.05%の範囲である。
Tiは、鋼中で微細な炭窒化物をNbにさきがけて形成し、偏析部にHICの起点となるような粗大Nb炭窒化物の残存を抑制する目的で添加する。しかし、0.005%未満では効果がなく、0.025%を超えると逆にTi炭窒化物そのものが粗大化しHICの起点となって母材部の耐HIC性を低下させるため、Ti含有量は0.005〜0.025%の範囲とする。より好ましくは、0.007〜0.020%の範囲である。
CaはHICの起点となる硫化物系介在物の形態を制御し、特にMnSによるHICの発生を防止するために必要な元素であるが、0.0010%未満ではその効果がなく、0.0035%を超えて添加しても効果が飽和し、むしろ粗大なCaO・CaS介在物がHICの起点となり、かえって耐HIC性を劣化させる。従って、Ca含有量は0.0010〜0.0035%とする。より好ましくは、0.0015〜0.0030%の範囲である。
Pは不可避不純物であり、中心偏析により著しく偏析部硬さを上昇させて耐HIC性を劣化させる。この傾向は0.01%を超えると顕著となる。従って、Pは極力低減することが望ましいが、0.01%までは許容することができる。より好ましくは、0.006%以下とする。
Sは、鋼中においては一般にMnS系の介在物となるが、Ca添加によりMnS系からCaS系介在物に形態制御される。しかしSの含有量が多いとCaS系介在物の量も多くなり、高強度材では割れの起点となり得る。この傾向は、S量が0.001%を超えると顕著となる。従って、Sは極力低減することが望ましいが、0.001%までは許容することができる。より好ましくは、0.0006%以下とする。
Bは、焼入性向上元素であり鋼の高強度化に効果があるが、同時にHAZの硬さ上昇効果が著しく、鋼管同士の円周溶接部における耐SSC性を劣化させるため、鋼管母材部ではできる限り低減する必要があり、その上限を0.0004%とする。
Nは不可避不純物元素であるが、前述の通りNbやTiの粗大炭窒化物を形成し、HICの起点として母材部の耐HIC性を低下させることから、上限を0.008%とする。
Cuは、強度の上昇に有効な元素であるとともに、鋼管母材部がpH4〜5程度の緩やかな硫化水素腐食環境下にさらされた場合、緻密な腐食生成物を形成しHICの起点への水素の侵入・集積を抑制するが、0.30%を超えて添加してもその効果は飽和し、かつ、後述の鋼管溶接金属部への希釈により、溶接金属部の高温割れの原因となる。従って、Cuを添加する場合には上限を0.30%とする。
Niは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。しかしながら、0.50%を超えて添加した場合、硫化水素腐食環境下にさらされた鋼管母材部表面で毛割れが発生する。従って、Niを添加する場合には上限を0.50%とする。
Crは、焼入性を高めることで強度を得るために有効な元素である。しかしながら、0.50%を超えて添加すると溶接性を劣化させる。従って、Crを添加する場合は0.50%以下とする。
Moは、焼入性を向上し、強度の上昇に大きく寄与する元素である。しかし、HAZの硬さ上昇効果が著しく、0.30%を超えて添加すると、鋼管同士の円周溶接部における耐SSC性を劣化させる。従って、Moを添加する場合は、0.30%以下とする。
Vは、強度を上昇させる元素である。しかし、0.10%を超えて添加するとMoと同様HAZの硬さ上昇効果が著しく、鋼管同士の円周溶接部における耐SSC性を劣化させる。従って、Vを添加する場合は0.10%以下とする。
CP値は、各合金元素の含有量から中心偏析部の材質を推定するために考案された式であり、CP値が高いほど、中心偏析部の濃度が高くなり、中心偏析部の硬さが上昇する。発明者らは、鋭意検討の結果、硫化水素環境ごとに中心偏析部でHICが発生する限界硬さを明確化し、その硬さを超えないための指標としてCP値での整理を試みた。その結果、本発明で解決しようとしているISO 15156の分類のRegion2環境においては、このCP値を1.1以下とすることで、HICを抑制することが可能となることがわかった。従って、CP値は1.1以下とする。
式(1): CP=4.46C+2.37Mn/6+(1.18Cr+1.95Mo+1.74V)/5+(1.74Cu+1.7Ni)/15+22.36P
ここで、各式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量(質量%)を表わし、含有しない場合は0とする。
図2に示すようにPy値は鋼管同士の円周溶接を行った場合の鋼管母材部および溶接金属部のHAZ硬さと良い相関がある。さらに、本発明で解決しようとしているISO 15156の分類のRegion2環境でのSSC発生防止のためには鋼のビッカース硬さを280Hv以下とする必要があることから、円周溶接部におけるHAZ硬さを280Hv以下にするためPy値は0.175以下とする。
式(2): Py=C+Si/30+Mn/20+(Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/7+V/10+5×B
ここで、各式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量(質量%)を表わし、含有しない場合は0とする。
次に、鋼管溶接金属部の化学成分の限定理由を説明する。なお、単位は全て質量%とする。
Cは、母材部と同様、溶接金属の強度を高めるために最も有効な元素である。特に凝固まま組織である溶接金属において高強度を得るために0.04%以上必要である。一方、0.1%を超えると、円周溶接時、溶接金属のHAZ硬さの上昇が著しく、円周溶接部の耐SSC性を劣化させるため、上限を0.1%とする。なお、より好ましくは、0.05〜0.09%である。
Siは溶接金属中では脱酸元素として働き、溶接金属中の酸素量を制御するために必要な元素である。溶接金属中のSiが0.05%未満の場合、脱酸が不十分となり溶接金属中の酸素量が増加し強度の低下をもたらすため0.05%以上必要である。一方、0.5%を超える添加をしても効果が飽和する。従って、Si含有量は0.05〜0.5%の範囲とする。
Mnは溶接金属においても焼入性向上元素として作用する。溶接金属の高強度化のためには、少なくとも1.0%以上のMnが必要であるが、1.8%を超えると円周溶接時に溶接金属のHAZ硬さの上昇が著しく、円周溶接部の耐SSC性を劣化させるため、上限を1.8%とする。従って、Mn含有量は、1.0〜1.8%の範囲とする。
Nbは溶接金属中の固溶NをBより先に窒化物形成することにより、オーステナイト粒界に固溶Bとして存在させるため、少なくとも0.01%以上必要である。一方、0.05%を超えると炭化物を形成し、溶接金属を析出硬化させ靭性の低下をもたらすため、上限を0.05%とする。より好ましくは、0.01〜0.03%の範囲である。
Tiは溶接金属中の酸素と反応してTiOを形成し、溶接金属オーステナイト粒内からのアシキュラフェライト変態核として機能する。アシキュラフェライト組織の微細化による強度上昇効果を得るためには多数のTiOの生成が必要であり、Tiは少なくとも0.01%以上必要である。一方、0.04%を超えると溶接金属中のTiOが凝集・粗大化して靭性の低下をもたらすため、上限を0.04%とする。より好ましくは、0.02〜0.04%の範囲である。
Bは溶接金属のオーステナイト粒界からのポリゴナルフェライト生成を抑制し、アシキュラフェライト主体組織とすることで高強度化に寄与する。粒界からのポリゴナルフェライト生成を完全に抑制するためには少なくとも0.001%以上必要であるが、0.004%を超えても効果が飽和するため、上限を0.004%とする。より好ましくは、0.002〜0.003%の範囲である。
Oは、上述のTiと反応してTiOを形成し、溶接金属オーステナイト粒内からのアシキュラフェライト変態核として機能する。微細なアシキュラフェライト組織とするためには多数のTiOの生成が必要であり、Oは少なくとも0.025%以上必要である。一方、0.045%を超えると溶接金属中のTiOが凝集・粗大化して靭性の低下をもたらすため、上限を0.045%とする。より好ましくは、0.030〜0.040%である。
Alは母材部からの希釈で不可避不純物として溶接金属中に存在するが、0.02%を超えると上述したTiOの生成を阻害し、溶接金属中のアシキュラフェライトの微細化による強度上昇効果を得ることができないため、上限を0.02%とする。
Cuは、焼入性向上元素として作用し、Mnの代替とすることができる。しかし、0.30%を超えるとCu液化割れが著しく溶接欠陥の原因となる場合がある。従って、Cuを添加する場合には上限を0.30%とする。
Niは、焼入性向上元素として作用し、Mnの代替とすることができる。しかし、高価な元素であり、かつ0.50%を超えると強度上昇の効果が飽和する。従って、Niを添加する場合には上限を0.50%とする。
Crもまた、焼入性向上元素として作用し、Mnの代替とすることができる。しかし、0.50%を超えて添加しても強度上昇の効果が飽和する。従って、Crを添加する場合には上限を0.50%とする。
Moもまた、焼入性向上元素として作用し、Mn添加の代替とすることができる。しかし、鋼管母材部と同様、鋼管同士の円周溶接時において溶接金属が溶接熱影響を受ける際、HAZの硬さ上昇効果が著しく、0.30%を超えて添加すると円周溶接部における耐SSC性を劣化させる場合がある。従って、Moを添加する場合には、上限を0.30%とする。
VもMoと同様、焼入性向上元素として作用し、Mnの代替とすることができる。しかし、鋼管母材部と同様、鋼管同士の円周溶接時において溶接金属が溶接熱影響を受ける際、HAZの硬さ上昇効果が著しく、0.10%を超えて添加すると円周溶接部における耐SSC性を劣化させる場合がある。従って、Vを添加する場合には、上限を0.10%とする。
発明者らの種々検討の結果、内面溶接金属の引張強度は、その化学成分で計算されるPyiと相関し、Pyiが0.160を下回ると著しく強度が低下し、それに伴い継手強度を600MPa以上とすることが著しく困難となるため、下限を0.160とする。一方、内面溶接金属を円周溶接した際に形成されるHAZの硬さもまたPyiと相関し、ISO 15156の分類のRegion2環境でのSSC発生防止には硬さ上限をビッカース硬さで280Hv以下とする必要がある。従って、Pyiの上限を0.175とする。
鋼管の溶接部および鋼管同士の円周溶接部において問題となるSSCは、輸送する天然ガスまたは原油が硫化水素を含む腐食環境となっている場合に生じる。すなわち、鋼管の溶接部および鋼管同士の円周溶接部の管内面側において耐SSC性を向上させることが重要である。よって上述の通り、鋼管溶接部の内面溶接金属はSSC防止のためPyiを極力低減し、溶接金属自身の引張強度が不足する分を、外面溶接金属の高強度化によって補ってやることで、鋼管溶接部の継手強度を600MPa以上とすることができる。
ただし、本発明の効果を損なわない範囲内であれば、上記以外の成分を含有することができる。
本発明では、鋼管母材部におけるSSC発生防止の観点から、特に鋼管表層部の金属組織を以下のように規定する。ここで、体積分率は各金属組織の面積率を画像解析により測定し、体積分率とみなしている。
島状マルテンサイト(以下、MAと略す)は、加速冷却によって生成する組織であり、MAが生成することで硬さが大きく上昇する。上述の通りISO 15156の分類のRegion2環境でのSSC発生防止のためには、ビッカース硬さを280Hv以下とすることが好ましく、少なくとも硫化水素腐食環境下に直接さらされる鋼管表層部の硬さ低減が重要である。発明者らは鋭意検討の末、鋼管母材部金属組織中のMAに着目し、MAの体積分率の増大に伴い鋼管表層部硬さが上昇し、少なくとも5%を超えるMA体積分率でビッカース硬さが280Hvを超え、耐SSC性が劣化すること場合があることを見出した。従って、鋼管表層部の島状マルテンサイトの体積分率を5%以下とすることが好ましい。
Claims (2)
- 母材部が、質量%で、
C: 0.02〜0.06%
Si: 0.05〜0.5%
Mn: 0.8〜1.7%
Al: 0.01〜0.08%
Nb: 0.005〜0.06%
Ti: 0.005〜0.025%
Ca: 0.0010〜0.0035%を含有し、
P: 0.01%以下
S: 0.001%以下
B: 0.0004%以下
N: 0.008%以下であり、
さらに、
Cu: 0.30%以下
Ni: 0.50%以下
Cr: 0.50%以下
Mo: 0.30%以下
V: 0.10%以下
の中から選ばれる1種以上を含有し、
かつ、式(1)で規定されるCP値が1.1以下、
式(2)で規定されるPy値が0.175以下であり、
残部Feおよび不可避不純物からなり、
管内外面1層ずつ形成された溶接金属部が、質量%で、
C: 0.04〜0.1%
Si: 0.05〜0.5%
Mn: 1.0〜1.8%
Nb: 0.01〜0.05%
Ti: 0.01〜0.04%
B: 0.001〜0.004%
O: 0.025〜0.045%を含有し、
Al: 0.02%以下であり、
さらに、
Cu: 0.30%以下
Ni: 0.50%以下
Cr: 0.50%以下
Mo: 0.30%以下
V: 0.10%以下
の中から選ばれる1種以上を含有し、
かつ、管内面部の溶接金属組成で計算される式(2)のPy値(Pyi)が0.160〜0.175を満足し、
管外面部の溶接金属組成で計算される式(2)で規定されるPy値(Pyo)がPyo≧Pyi+0.03であり、
残部Feおよび不可避不純物からなることを特徴とする、耐硫化物応力腐食割れ性に優れた引張強度600MPa以上の高強度溶接鋼管。
式(1): CP=4.46C+2.37Mn/6+(1.18Cr+1.95Mo+1.74V)/5+(1.74Cu+1.7Ni)/15+22.36P
式(2): Py=C+Si/30+Mn/20+(Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/7+V/10+5×B
ここで、各式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量(質量%)を表わし、含有しない場合は0とする。 - 鋼管母材表層部の金属組織が、島状マルテンサイトの体積分率は5%以下であり、残部がベイナイト又はベイナイトとフェライトの混合組織であることを特徴とする請求項1に記載の耐硫化物応力腐食割れ性に優れた引張強度600MPa以上の高強度溶接鋼管。
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