JP5870665B2 - 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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Description
図2(c)にPyと円周溶接模擬BOP部硬さHvの関係図を示す。ここで、母材部のHAZ(図中「母材HAZ」)とは、図2(b)の炭酸ガスアーク溶接ビード(BOP)によって再熱された、BOP下に位置する母材の熱影響部をいい、溶接金属部のHAZ(図中「溶接金属部HAZ」)とは、図2(a)の炭酸ガスアーク溶接ビード(BOP)によって再熱された,BOP下に位置する鋼管内面溶接金属の熱影響部をいう。
溶接入熱量(kJ/mm)=60×溶接電流(A)×溶接電圧(V)÷溶接速度(mm/分)・・・式(3)
本発明では、特に言及しない場合は、溶接入熱または溶接入熱量の用語はここで定義された式による溶接入熱量を意味するものとする。
外面溶接金属面積:So=(w+wo)×ho×1/2
内面溶接金属面積:Si=(w+wi)×hi×1/2
w:会合部を結ぶ線の長さ
wi:内面溶接金属余盛を除いたときの表面側の長さ
hi:wとwiの間隔
wo:外面溶接金属余盛を除いたときの表面側の長さ
ho:wとwoの間隔
また、計算したSiとSoより溶接部断面における、余盛部を除いた内面溶接金属部面積と外面溶接金属部面積の比PSw(「溶着面積比」とも呼ぶ。)は
PSw=Si/So={(w+wi)×hi}/{(w+wo)×ho}
として計算される。この結果、図5(b)に示すように、PSwが増加するに従い継手強度も上昇することが確認された。そして、ISO15156の分類における、Region2環境(分圧0.01MPa以下の硫化水素ガスを含む、pH4〜5程度の比較的緩やかな腐食環境)におけるSSC防止のための内面溶接金属上限Py値0.175未満であっても、PSwを2.5以上とすることで継手強度600MPa以上にできることを見出した。
[1]厚鋼板の母材と、
突合せ部を内外面1層ずつによりサブマージアーク溶接により形成された溶接金属と
を有する溶接鋼管であって、
前記母材が、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
さらに、
Cu:0.30%以下、
Ni:0.50%以下、
Cr:0.50%以下、
Mo:0.30%以下、
V:0.1%以下
の中から選ばれる1種以上を含有し、
下式(1)で表されるCP値が1.1以下であり、
下式(2)で表されるPy値が0.175以下であり、
残部がFe及び不可避的不純物からなり、
かつ、前記溶接金属が、質量%で、
C:0.04〜0.10%
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%
Al:0.02%以下
を含有し、
さらに
Cu:0.30%以下
Ni:0.50%以下
Cr:0.50%以下
Mo:0.30%以下
V:0.1%以下
の中から選ばれる1種以上を含有し、
残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ
溶接金属の化学組成で計算される式(2)のPy値が0.175以下であり、
溶接部断面における、余盛部を除いた内面溶接金属部面積が外面溶接金属部面積の2.5倍以上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。
CP=4.46C(%)+2.37Mn(%)/6+{1.18Cr(%)+1.95Mo(%)+1.74V(%)}/5+{1.74Cu(%)+1.7Ni(%)}/15+22.36P(%)・・・式(1)
Py=C(%)+Si(%)/30+Mn(%)/20+{Cu(%)+Cr(%)}/20+Ni(%)/60+Mo(%)/7+V(%)/10+5×B(%)・・・式(2)
ここで、各式の右辺の元素記号は含有量(質量%)を表わし、含有しない場合は0とする。
[2] 前記母材の表層部の金属組織は、島状マルテンサイトの体積分率が5%以下であり、残部がベイナイトまた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、前記[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。
1.1鋼管母材の化学成分
はじめに鋼管母材の化学成分の限定理由を説明する。なお、化学成分の単位は全て質量%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、鋼を固溶強化する効果を発揮するため、0.05%以上含有することで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添加するが、0.8%未満ではその効果が十分ではなく、1.7%を越えると特に偏析部の硬度上昇が著しくなり、耐HIC性が劣化する。従って、Mn量は0.8〜1.7%の範囲とする。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介在物が生成し、これが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、高強度鋼板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、鋼管母材がpH4.0〜5.0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の起点への水素の集積を抑制するが、0.3%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し溶接金属部の高温割れの原因となる。従って、Cuを添加する場合は、上限を0.3%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曝された鋼管母材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、0.1%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0.1%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。
Py=C(%)+Si(%)/30+Mn(%)/20+{Cu(%)+Cr(%)}/20+Ni(%)/60+Mo(%)/7+V(%)/10+5×B(%)・・・式(2)
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(c)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および溶接金属部のHAZ硬さ(図中それぞれ「母材HAZ」および「溶接金属HAZ」と記載)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280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280以下にするためPy値は0.175以下とする。
1.2鋼管母材部の金属組織について
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とが好ましい。ここで、金属組織の体積分率(%)の表記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(%)とみなして適用している。
島状マルテンサイト(以下、単に「MA」と略すこともある。)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ISO15156より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280以下とする必要があり、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島状マルテンサイト(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280を超え、耐SSC性が劣化することを見出した。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。
2.1溶接金属の化学成分
次に、鋼管の溶接金属部の化学成分の限定理由を説明する。なお、化学成分の単位は全て質量%とする。また、本発明では溶接金属は、特に断らない限り、円周溶接および鋼管製造時の突合せ溶接による溶接金属(鋼管溶接金属)の両者をいうものとする。
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、0.10%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0.10%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、1.6%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。好ましくは1.3〜1.7%である。
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またはTiO2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またはTiO2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またはTiO2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の金属組織とする作用があり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またはTiO2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。微細な金属組織であるアシキュラフェライト組織とするためには多数のTiOまたはTiO2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%を超えると粒界フェライトが一部生成し、溶接金属の強度低下の原因となるため、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またはTiO2の生成を阻害し、溶接金属のアシキュラフェライト組織の金属組織の微細化作用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、0.1%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0.1%とする。
2.2溶接金属のPy値および内面溶接金属部面積と外面溶接金属部面積の比
さらに、本発明において鋼管溶接部の継手強度の高強度化と、鋼管円周溶接時に溶接金属に形成されるHAZの硬さ低減を両立させるため、さらに、鋼管の溶接金属に式(2)で計算されるPy値の範囲、および、溶接継手断面における内面溶接金属部面積と外面溶接金属部面積の比を規定する。
Py=C(%)+Si(%)/30+Mn(%)/20+{Cu(%)+Cr(%)}/20+Ni(%)/60+Mo(%)/7+V(%)/10+5×B(%)・・・式(2)
ここで、各式の右辺の元素記号は含有量(質量%)を表わし、含有しない場合は0とする。前述の通り円周溶接の熱影響を受けて鋼管の溶接金属は硬化しその値は図2(c)に示すように、Py値で決まる。本願では、Region2環境でのSSC発生防止のための硬さ上限280以下とするため、上限を0.175とする。なお、Py値の下限は特に規定しないが、継手強度の観点から0.165以上が好ましい。
2.3溶接継手断面における内面溶接金属部面積と外面溶接金属部面積の比:2.5倍以上
鋼管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/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、鋼管および鋼管の円周溶接部の内面側において耐SSC性を向上させることが重要である。よって上述の通り、鋼管溶接部の溶接金属はSSC防止のためPyを下げる必要があるが、一方で、継手強度は母材と同等以上にする必要があり、同一Py値では強度が高い内面溶接金属の継手断面における割合を増やすことで継手強度を確保する。
なお、鋼管の溶接方法は、優れた溶接品質と製造能率の点からサブマージアーク溶接を用いる。溶接鋼管を製造する際の突合せ部の溶接は、内外面1層ずつによりサブマージアーク溶接により行う。本発明は、この方式を前提として開発された。
この場合、サブマージアーク溶接の溶接入熱量は内面溶接で、8.0kJ/mm以下、外面溶接で6.0kJ/mm〜3.0kJ/mmとすることが好ましい。溶接の順序は、内面溶接をまず行い次に外面溶接の順にすることが溶接作業効率の観点から好ましい。
Claims (2)
- 厚鋼板の母材と、溶接金属とを有する溶接鋼管であって、
前記母材が、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:0.0004%以下、
N:0.008%以下で
さらに、
Cu:0.30%以下、
Ni:0.50%以下、
Cr:0.50%以下、
Mo:0.30%以下、
V:0.1%以下
の中から選ばれる1種以上を含有し、
下式(1)で表されるCP値が1.1以下であり、
下式(2)で表されるPy値が0.175以下であり、
残部がFe及び不可避的不純物からなり、
かつ、前記溶接金属が、質量%で、
C:0.04〜0.10%
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%
Al:0.02%以下
を含有し、
さらに
Cu:0.30%以下
Ni:0.50%以下
Cr:0.50%以下
Mo:0.30%以下
V:0.1%以下
の中から選ばれる1種以上を含有し、
残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ
溶接金属の化学組成で計算される式(2)のPy値が0.175以下であり、
溶接部断面における、余盛部を除いた内面溶接金属部面積が外面溶接金属部面積の2.5倍以上であることを特徴とし、溶接継手の引張強度が600MPa以上であ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。
CP=4.46C(%)+2.37Mn(%)/6+{1.18Cr(%)+1.95Mo(%)+1.74V(%)}/5+{1.74Cu(%)+1.7Ni(%)}/15+22.36P(%)・・・式(1)
Py=C(%)+Si(%)/30+Mn(%)/20+{Cu(%)+Cr(%)}/20+Ni(%)/60+Mo(%)/7+V(%)/10+5×B(%)・・・式(2)
ここで、各式の右辺の元素記号は含有量(質量%)を表わし、含有しない場合は0とする。 - 前記母材の表層部の金属組織は、島状マルテンサイトの体積分率が5%以下であり、残部がベイナイトまた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記載の耐硫化物応力腐食割れ性に優れた高強度溶接鋼管。
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