JP6369658B1 - 鋼管及び鋼板 - Google Patents
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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-
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Abstract
Description
以下、耐硫化物応力割れ性(耐SSC性)及び耐水素誘起割れ性(耐HIC性)を「耐サワー性」と総称することがある。
しかしながら、非特許文献1はシームレス鋼管に関し、トランクラインなどに使用される大径溶接鋼管に適用できない、またパイプラインに使用される鋼管に重要な特性である溶接性が劣る等、適用範囲が限定されるという課題があった。
より具体的には、従来鋼と同等またはそれ以上の耐HIC性を有し、降伏強度が350MPa以上で、かつ、硫化水素分圧が0.1MPaを超える硫化水素を含む30℃以下の環境で、降伏強度の90%以上の応力を負荷しても割れの発生しない耐SSC性に優れる鋼管、及び、その鋼管の素材となる鋼板を提供することを目的とする。
(b)表層部の金属組織を、主に、グラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、焼戻しベイナイト、焼戻しマルテンサイトの1種以上を合計で80%超含む組織にした上で、表層部の金属組織における最高硬さを250Hv以下にすると、鋼板の耐サワー性(耐SSC性)が向上する。
Ceq=[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5 ・・・(2)
[元素]:元素の質量%(含まない元素は0%)
ESSP=[Ca]×(1−124×[O])/(1.25×[S]) ・・・(i)
Ceq=[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5 ・・・(ii)
ここで、前記式(1)及び前記式(2)中の[Ca]、[O]、[S]、[C]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]は、前記鋼板中のそれぞれCa、O、S、C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Vの質量%での含有量を示す。
(i)筒状の鋼板からなる母材部と、前記鋼板の突合せ部に設けられ、前記鋼板の長手方向に延在する溶接部と、を有し、
(ii)前記鋼板は、所定の化学組成を有し、かつ、下記式(1)で定義されるESSP:1.5〜3.0、及び下記式(2)で定義されるCeq:0.20〜0.50を満足し、
(iii)前記母材部の表面から深さ1.0mmまでの範囲である表層部の金属組織が、グラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、焼戻しベイナイト、及び、焼戻しマルテンサイトからなる群から選択される1種又は2種以上を面積率の合計で80%超含み、
(iv)前記母材部の前記表層部における最高硬さであるHvmaxが250Hv以下、好ましくは240Hv以下であり、
(v)降伏比が85%以上であり、
(vi)好ましくは、母材部の板厚が10〜40mm、管径が508mm以上である。
ESSP=[Ca]×(1−124×[O])/(1.25×[S]) ・・・(1)
Ceq=[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5 ・・・(2)
ここで、式(1)及び式(2)中の[Ca]、[O]、[S]、[C]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]は、それぞれCa、O、S、C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Vの質量%での含有量を示す。
Cは、鋼の強度を向上させる元素である。C含有量が0.030%未満であると、強度向上効果が十分に得られない。そのため、C含有量は0.030%以上とする。好ましくは0.035%以上である。一方、C含有量が0.080%を超えると、マルテンサイト、ベイナイト、グラニュラーベイナイト等の低温変態生成相の硬さが高まりやすくなると共に、炭化物が多く生成し、HICが発生し易くなる。そのため、C含有量は0.080%以下とする。より優れた耐HIC性の確保及び/又は溶接性や靱性の低下をより抑制する場合、C含有量は0.070%以下が好ましく、0.065%以下がより好ましく、0.060%以下がさらに好ましい。
Mnは、鋼の強度及び靱性を向上させる元素である。Mn含有量が0.80%未満であると、これらの効果が十分に得られない。そのため、Mn含有量は0.80%以上とする。Mn含有量は、好ましくは0.90%以上、より好ましくは1.00%以上である。一方、Mn含有量が1.60%を超えると、耐サワー性が低下する。そのため、Mn含有量は1.60%以下とする。好ましくは1.50%以下である。
Nbは、炭化物や窒化物を形成し、熱間圧延中の再結晶を抑制し、鋼の強度、低温靭性の向上に寄与する元素である。Nb含有量が0.006%未満であると、これらの効果が十分に得られない。そのため、Nb含有量は0.006%以上とする。好ましくは0.008%以上、より好ましくは0.010%以上である。一方、Nb含有量が0.100%を超えると、中心偏析部に、Nbの炭窒化物が集積し、耐HIC性が低下する。そのため、Nb含有量は0.100%以下とする。好ましくは0.080%以下、より好ましくは0.060%以下である。
Tiは、炭窒化物を形成して結晶粒の細粒化に寄与する元素である。Ti含有量が0.001%未満であると、この効果が十分に得られない。そのため、Ti含有量は0.001%以上とする。好ましくは0.008%以上、より好ましくは0.010%以上である。一方、Ti含有量が0.030%を超えると、粗大な炭窒化物が過剰に生成して、耐HIC性や靱性が低下する。そのため、Ti含有量は0.030%以下とする。好ましくは0.025%以下、より好ましくは0.020%以下である。
Caは、鋼中でCaSを形成することによって圧延方向に伸長するMnSの形成を抑制し、その結果、耐HIC性の向上に寄与する元素である。Ca含有量が0.0005%未満であると、上記効果が十分に得られない。そのため、Ca含有量は0.0005%以上とする。好ましくは0.0010%以上、より好ましくは0.0015%以上である。一方、Ca含有量が0.0050%を超えると、酸化物が集積し、耐HIC性が低下する。そのため、Ca含有量は0.0050%以下とする。好ましくは0.0045%以下、より好ましくは0.0040%以下である。
Nは、TiやNbと結合して窒化物を形成し、加熱時のオーステナイト粒径の微細化に寄与する元素である。N含有量が0.0010%未満であると、上記効果が十分に得られない。そのため、N含有量は0.0010%以上とする。好ましくは0.0020%以上である。一方、N含有量が0.0080%を超えると、TiやNbの窒化物が粗大化し、集積し、耐HIC性が低下する。そのため、N含有量は0.0080%以下とする。好ましくは0.0070%以下、より好ましくは0.0060%以下である。
Ni:0〜1.00%
Cu:0〜1.00%
Cr、Ni、Cuは鋼の焼入れ性を高める元素である。この効果を得るには、Cr含有量、Ni含有量、Cu含有量の、それぞれを0.10%以上、単独でまたは複合で含有させることが好ましい。一方、Cr含有量、Ni含有量、Cu含有量が、それぞれ1.00%を超えると、硬さが上昇して耐サワー性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Cr含有量、Ni含有量、Cu含有量のいずれも、1.00%以下とする。好ましくは、Cr:0.70%以下、Ni:0.80%以下、Cu:0.70%以下である。
Moも、鋼の焼入れ性を高める元素である。この効果を得るには、Mo含有量を0.03%以上とすることが好ましい。一方、Mo含有量が0.50%を超えると、硬さが上昇して耐サワー性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Mo含有量は0.50%以下とする。好ましくは0.35%以下である。
Vも、鋼の焼入れ性を高め、溶接熱影響部の軟化を抑制する元素である。この効果を得るには、V含有量を0.005%以上とすることが好ましい。一方、V含有量が0.10%を超えると、硬さが上昇して耐サワー性が低下する。そのため、含有させる場合でも、V含有量は0.10%以下とする。好ましくは0.06%以下である。
REM:0〜0.0100%
MgやREMは硫化物の形態を制御し、耐HIC性の向上に寄与する元素である。この効果を得るには、Mg、REM含有量をそれぞれ0.0010%以上、単独でまたは複合で含有させることが好ましい。一方、Mg含有量やREM含有量が0.0100%を超えると硫化物が粗大化し、耐HIC向上効果が得られなくなる。そのため、含有させる場合でも、Mg含有量、REM含有量はそれぞれ、0.0100%以下とする。好ましくは、0.0050%以下である。
本実施形態において、REMとは、希土類元素を意味し、スカンジウムSc、およびランタノイドの16元素の総称であり、REM含有量は、これらの16元素の合計含有量を示す。
不純物のうち、O、Si、Al、P、S、Sb、Sn、Co、As、Pb、Bi、H、W、Zr、Ta、B、Nd、Y、Hf、及び、Reについては、後述する範囲に制御することが好ましい。特に、O、Si、Al、P、Sについては、通常混入する元素であり、以下の範囲に制限する必要がある。
Oは、不可避的に残留する元素である。O含有量が0.0050%を超えると、酸化物が生成し、耐HIC性が低下する。そのため、O含有量は0.0050%以下とする。靱性を確保する点で、0.0040%以下が好ましく、0.0030%以下がより好ましい。O含有量は少ない方が好ましく、0%でもよい。しかしながら、Oを0.0001%未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇する。そのため、O含有量を0.0001%以上としてもよい。製造コストの点からは、0.0005%以上が好ましい。
Si含有量が0.50%を超えると、靱性が低下する。そのため、Si含有量は0.50%以下とする。好ましくは0.35%以下、より好ましくは0.30%以下である。Si含有量は0%でもよい。
一方、Siは鋼原料から及び/又は製鋼過程で不可避的に混入するので、実用鋼において、0.01%がSi含有量の実質的な下限である。
また、Siは、脱酸のために添加してもよく、この場合、Si含有量の下限を0.10%としてもよい。
Al含有量が0.060%を超えると、Al酸化物が集積したクラスターが生成し、耐HIC性が低下する。そのため、Al含有量は0.060%以下とする。好ましくは0.050%以下、より好ましくは0.035%以下、さらに好ましくは0.030%以下である。Al含有量は少ない方が好ましく、Al含有量は0%でもよい。
一方、Alは鋼原料から、及び/又は製鋼過程で不可避的に混入するので、実用鋼において、0.001%がAl含有量の実質的な下限である。
また、Alは、脱酸のために添加してもよく、この場合、Al含有量の下限を0.010%としてもよい。
Pは、不可避的に混入し、不純物として含有される元素である。P含有量が0.020%を超えると、耐HIC性や靭性が低下する。そのため、P含有量は0.020%以下とする。好ましくは0.015%以下、より好ましくは0.010%以下である。P含有量は少ない方が好ましく、下限は0%を含む。しかしながら、P含有量を0.001%未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼において、0.001%がP含有量の実質的な下限である。
Sは、不可避的に混入し、不純物として含有される元素である。また、Sは、熱間圧延時に圧延方向に延伸するMnSを形成して、耐HIC性を低下させる元素である。S含有量が0.003%を超えると、耐HIC性が著しく低下する。そのため、S含有量は0.003%以下とする。好ましくは0.002%以下、より好ましくは0.001%以下である。S含有量は少ない方が好ましく、下限は0%を含む。しかしながら、S含有量を0.0001%未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼において、0.0001%が実質的な下限である。
Sn:0.10%以下
Co:0.10%以下
As:0.10%以下
Pb:0.005%以下
Bi:0.005%以下
H:0.0005%以下
B:0.0003%以下
Sb、Sn、Co、As、Pb、Bi、H、Bについては、鋼原料から不可避的に混入することがあるが、上記の範囲であれば、本実施形態に係る鋼管の特性を損なわない。そのため、これらの元素については、上記の範囲に制限することが好ましい。
これらの元素は、鋼原料から不可避的に混入することがあるが、上記の範囲であれば、本実施形態に係る鋼管の特性を損なわない。そのため、これらの元素の含有量の合計を0.10%以下に制限する。
本実施形態に係る鋼管では、従来鋼と同等以上の耐HIC性を確保するため、
下記式(1)で定義されるESSPを1.5〜3.0とする必要がある。
ESSP=[Ca]×(1−124×[O])/(1.25×[S]) ・・・(1)
[Ca]、[O]、[S]:Ca、O、Sの質量%での含有量。
ESSPが1.5未満であると、O含有量及びS含有量に対してCa含有量が不足してMnSが生成する。圧延で延伸したMnSは、耐HIC性が劣化する原因となるので、ESSPは1.5以上とする。好ましくは1.6以上、より好ましくは1.7以上である。
ESSPが1.5〜3.0であれば、有効Ca量が、MnSの形態制御のために最低限必要な量以上で、かつ、クラスター状介在物が生成しない臨界量以下に調整されるので、優れた耐HIC性が得られる。
本実施形態に係る鋼管の母材部では、表面から1.0mmの範囲(表層部)においてグラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、焼戻しベイナイト、及び、焼戻しマルテンサイトの1種又は2種以上を面積率の合計で80%以上含む金属組織を得るため、鋼の焼入れ性を適正に制御する必要がある。具体的には、下記式(2)で定義するCeq(炭素当量)を0.20〜0.50とする必要がある。
Ceq=[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5 ・・・(2)
[C]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]:C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Vの質量%での含有量であり、含有されていない場合は0とする。
一方、Ceqが0.50を超えると、母材部及び溶接部の表面硬さが過剰に高くなり、耐サワー性が低下する。そのため、Ceqは0.50以下とする。好ましくは0.45以下である。
本実施形態に係る鋼管では、表層部の最高硬さを250Hv以下に抑制し、所要の強度と優れた耐サワー性とを確保するため、表層部において、グラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、焼戻しベイナイト、及び、焼戻しマルテンサイトからなる群から選択される1種又は2種以上を、面積率の合計で80%超含む必要がある。これらの組織の面積率の合計が80%以下であると、十分な強度及び耐サワー性が得られない。
好ましくは、グラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、焼戻しベイナイト、及び、焼戻しマルテンサイトの1種又は2種以上が、面積率の合計で85%以上である。より好ましくは、グラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、焼戻しベイナイト、及び、焼戻しマルテンサイトの1種又は2種以上が、面積率の合計で90%以上である。
また、好ましくは、グラニュラーベイナイトとアシキュラーフェライトとの合計面積率が80%超である。
アシキュラーフェライトは、旧オーステナイト粒界が不明瞭で、粒内は針状形状のフェライト(炭化物もオーステナイト・マルテンサイト混成物は存在しない)がランダムな結晶方位で生成している組織である。
グラニュラーベイナイトは、アシキュラーフェライトとベイナイトとの中間の変態温度で生成し、アシキュラーフェライトとベイナイトとの中間の組織的特徴を有する組織である。具体的には、部分的に旧オーステナイト粒界が見え、粒内に粗いラス組織が存在し、ラス内、ラス間に細かい炭化物およびオーステナイト・マルテンサイト混成物が散在してする部分と、旧オーステナイト粒界が不明瞭で針状または不定形のフェライトの部分が混在する組織である。
ベイナイトは、旧オーステナイト粒界が明瞭で、粒内は細かいラス組織が発達しており、ラス内、ラス間に細かい炭化物およびオーステナイト・マルテンサイト混成物が散在している組織である。但し、本実施形態では、ベイナイトは最終的には存在せず、その後の復熱で焼き戻された、焼き戻しベイナイトが存在する。
焼戻しベイナイト及び焼戻しマルテンサイトは、それぞれを走査電子顕微鏡の観察では区別できないが、いずれも、ラス形状をしていて、ラス内、ラス境界に炭化物が分散している組織である。
図3A、図3Bに、本実施形態に係る鋼管の母材部である鋼板の表面から0.5mm下の金属組織(走査電子顕微鏡で撮像)を示す。図3A中の円で囲まれた部分の組織がグラニュラーベイナイトである。また、図3Bは、主にアシキュラーフェライトを含む組織である。
SSCは、鋼板表面の微小疵や微小割れに起因して発生する。そのため、鋼板及び鋼板から製造される鋼管では、微小疵や微小割れの発生源となる表層部の金属組織及び硬さが重要である。特に、表面から深さ1.0mmの位置だけでなく、表面から深さ1.0mmまでの範囲全体における最高硬さを制御することが重要である。
まず、鋼板の幅方向の端部(鋼管の場合には、突合せ部に相当)から鋼板の幅方向に1/4、1/2及び3/4の位置(鋼管でいうと、溶接部を0時とした場合の、それぞれ3時、6時及び9時の位置)から300mm角(300mm×300mm)の鋼板をガス切断で切り出し、切り出した鋼板の中心から、長さ20mm、幅20mmのブロック試験片を機械切断によって採取し、機械研磨で研磨する。1つのブロック試験片について、ビッカース硬度計(荷重:100g)で、表面から0.1mmを始点として、板厚方向に0.1mm間隔で10点、同一深さについて幅方向1.0mm間隔で10点、合計100点測定する。すなわち、3つのブロック試験片で合計300点測定する。
上記測定の結果、250Hvを超える測定点が板厚方向に2点以上連続して現れなければ、表層部の最高硬さはHv250以下であると判断する。
pH≦−0.8×PH2S+5.4 ・・・(4)
PH2S:硫化水素分圧(MPa)
Hvmax≦−5×log(PH2S)+245 ・・・(3)
PH2S:硫化水素分圧(MPa)
log:常用対数
図4に示すように、表層部の最高硬さが240Hv以下であれば、硫化水素分圧が10MPaの場合でもSSCによる割れが発生しないので好ましい。
本実施形態に係る鋼管の母材部の降伏強度は、本実施形態に係る鋼管において所要の強度を確保するため、350MPa以上であることを目標とする。好ましくは、400MPa以上である。降伏強度の上限は、特に限定しないが、耐サワー性、加工性の点で、API5LのX70に規定される630MPaが実質的な上限である。耐サワー性、加工性の点では、600MPa以下が好ましい。
本実施形態に係る鋼管の降伏比は、85%以上である。降伏比が余りに低くなると、求められる降伏強度に対する引っ張り強度が高くなりすぎるので、降伏比を85%以上とする。
降伏強度、降伏比は、API全厚引張り試験片を鋼管の長手方向に直角(C方向)に採取し、扁平後、引張試験を行うことで得られる。
管径:508mm(20インチ)以上
石油、天然ガス等の掘削用鋼管又は輸送用鋼管とする場合、板厚は10〜40mm、管径は508mm以上であることが好ましい。管径は、厚板ミルやUOミル等の設備制約を考慮し、56インチ(1422.4mm)以下が好ましい。
一般に、鋼管溶接において、溶接部は母材部よりも厚みが大きくなるように施工される。また、溶接金属は母材よりも高合金であり、耐食性も高い。そのため、溶接部がSSCの起点になることはほとんどない。したがって、本実施形態に係る鋼管の溶接部は、SAW溶接等で、通常の条件で得られたものであれば、特に限定されない。
本実施形態に係る鋼管は、製造方法によらず、上述の構成を有していれば、その効果が得られるが、例えば以下のような製造方法によれば、安定して得られるので好ましい。
(I)所定の化学組成を有する鋼片を1000〜1250℃に加熱して熱間圧延に供して、Ar3点以上で熱間圧延を終了し(熱間圧延工程)、
(II)熱間圧延工程後の鋼板を、Ar3点以上から、水冷停止温度が500℃以下、かつ、水冷を停止した後に復熱による最高到達温度が500℃を超えるような水冷と、その後、復熱による最高到達温度から水冷停止温度が500℃以下、かつ、水冷を停止した後に復熱による最高到達温度が500℃を超えるような水冷とを合計で3回以上行う多段の加速冷却(第1の冷却工程)を行い、
(III)第1の冷却工程後、平均冷却速度が、200℃/hr以上で、500℃以下まで冷却する(第2の冷却工程)
工程を含む製造方法によって得られる。
本実施形態に係る鋼管は、さらに、
(IV)第2の冷却工程後の鋼板を、筒状に成形し(成形工程)、
(V)筒状鋼板の両端部を突き合わせて溶接する(溶接工程)
ことによって得られる。
本実施形態に係る鋼管の母材と同じ化学組成を有する溶鋼を鋳造して製造した鋼片を、1000〜1250℃に加熱して熱間圧延に供する。熱間圧延に先立つ溶鋼の鋳造及び鋼片の製造は常法に従って行えばよい。
Ar3点以上で熱間圧延を終了した鋼板に対し、Ar3点以上の温度で加速冷却を開始する。冷却は、表面温度で、最初は、Ar3点以上の温度から水冷停止温度が500℃以下、かつ、水冷を停止した後に復熱による最高到達温度が500℃を超えるような水冷を行い、その後、復熱による最高到達温度から水冷停止温度が500℃以下、かつ、水冷を停止した後に復熱による最高到達温度が500℃を超えるような水冷を行う。第1の冷却工程では、上述のような復熱による最高到達温度が500℃を超えるような水冷を合計で3回以上行う多段の加速冷却を行う。
復熱による最高到達温度が500℃を超えるようにするには、表面と内部との温度差を大きくすることが重要である。表面と内部との温度差は、水冷における水量密度や衝突圧等を変更することで、調整できる。
多段冷却における各水冷の冷却停止温度は硬質相であるマルテンサイトを生成させないように、Ms点を超える温度とすることが好ましい。
復熱回数を3回超とすることによって、最高硬さをより低く、例えば安定して240Hv以下にすることができる。
第1の冷却後(3回以上の水冷及び復熱完了後)、平均冷却速度が200℃/hr以上で500℃以下まで冷却する(第2の冷却)。
500℃以下までの平均冷却速度が200℃/hr未満であると、所定の組織を得ることができない。
(溶接工程)
本実施形態に係る鋼板を、筒状に成形し、筒状に成形した鋼板の両端部を突き合せて溶接することで、本実施形態に係る鋼管を形成する。
本実施形態に係る鋼板の鋼管への成形は、特定の成形方法に限定されない。例えば、温間加工も用いることができるが、寸法精度の点では冷間加工が好ましい。
溶接も、特定の溶接に限定されないが、サブマージドアーク溶接(SAW)が好ましい。本実施形態に係る鋼管の溶接部は、最高硬さが上述の範囲であれば、溶接条件等は限定されない。しかしながら、本実施形態に係る鋼板を素材として用いる場合、SAW溶接等で、3電極もしくは4電極にて、板厚に応じて入熱が2.0kJ/mmから10kJ/mmの条件範囲で溶接することで、最高硬さが250Hv以下になるので好ましい。
表1−1、1−2に示す成分組成を有する溶鋼を連続鋳造して、240mm厚の鋼スラブを製造した。このスラブを用いて、表2−1、2−2に示す製造条件で、表3−1〜3−4に示す鋼板を製造した。表2−1中、第1の冷却の水冷停止温度の欄において、OKとは、水冷停止温度が多段加速冷却の各水冷後にいずれも500℃以下であった例を示し、NGは、冷却停止温度が500℃超えた場合がある例を示す。
また、第1の冷却において、冷却速度については、1回目の冷却速度のみを記載しているが、2回目以降も同等の冷却速度であった。
No.1〜22、54〜56が発明鋼板で、No.23〜53が比較鋼板である。
また、表面から深さ1.0mmまでの表層部の硬さを測定するとともに、表層部の金属組織を走査電子顕微鏡で観察した。
また、参考として、1/2t部の最高硬さの測定についても実施した。
鋼板の幅方向の端部(鋼管の場合には、突合せ部に相当)を起点として鋼板の幅方向の1/4、1/2及び3/4の位置から300mm角の鋼板をガス切断で切り出し、切り出した鋼板の中心から、長さ20mm、幅20mmのブロック試験片を機械切断によって採取し、機械研磨で研磨した。これらのブロック試験片について、それぞれビッカース硬度計(荷重100g)で、鋼板表面から0.1mm深さの位置を始点として、板厚方向に0.1mm間隔で10点、同一深さについて幅方向1.0mm間隔で10点、合計100点、3つの試験片で合計300点を測定し、最高硬さを得た。
この際、250Hvを超える測定点が1点存在しても、板厚方向に2点以上連続して現れなければ、その点は異常点であるとして、採用せず、次に高い値を最高硬さとした。一方、板厚方向に2点以上250Hvを超える測定点が連続して存在する場合には、最も高い値を最高硬さとした。
表層部の金属組織は、研磨した試験片を、3%硝酸と97%エタノールの混合溶液に数秒から数十秒浸漬してエッチングし、金属組織を現出させて、表面から0.1mm、0.2mm、0.5mmの位置を走査電子顕微鏡を用いて1000倍の倍率で観察した。各組織の面積率はこれらの視野の平均とした。
表3に結果を示す。表3の残部組織の面積率とは、「グラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、焼戻しベイナイト、及び、焼戻しマルテンサイト」以外の組織の面積率である。
表面から5mmの位置の金属組織も同様に観察した。
1/2t部付近を1.0mmピッチで長手方向に10点測定して、最高硬さを求めた。
表3に示す鋼板を円筒状に冷間加工し、円筒状の鋼板の両端部を突き合せて、3電極もしくは4電極にて板厚に応じて入熱が2.0kJ/mmから10kJ/mmの範囲の条件で、サブマージドアーク溶接(SAW)して鋼管を製造した。一部の鋼管の溶接部には、400℃〜Ac1点に加熱する熱処理を施した。
また、耐SSC性の評価として、4点曲げ試験片を採取し、NACE TM 0177に準拠して、表4に示す種々の硫化水素分圧、pH3.5の溶液環境での90%実降伏応力下での4点曲げ試験を行い、割れの発生有無を調査した。割れが発生しない場合に、耐SSC性に優れると判断した。
また、耐HIC性の評価として、長さ100mm×幅20mmの全厚試験片を採取し、NACE TM 0284に準拠し、5%食塩と0.5%酢酸とを含有する溶液に0.1MPaの硫化水素を飽和させた条件で、96時間浸漬させた後の割れ面積率を求めた。割れ面積率が3%以下であれば、耐HIC性に優れると判断した。
結果を表4に示す。
2 鋼板(母材部)
3 溶接部
Claims (5)
- 筒状の鋼板からなる母材部と、
前記鋼板の突合せ部に設けられ、前記鋼板の長手方向に延在する溶接部と、
を有し、
前記鋼板は、化学組成として、質量%で、
C :0.030〜0.080%、
Mn:0.80〜1.60%、
Nb:0.006〜0.100%、
Ti:0.001〜0.030%、
Ca:0.0005〜0.0050%、
N :0.0010〜0.0080%、
Cr:0〜1.00%、
Mo:0〜0.50%、
Ni:0〜1.00%、
Cu:0〜1.00%、
V :0〜0.10%、
Mg:0〜0.0100%、
REM:0〜0.0100%、
を含み、
O :0.0050%以下、
Si:0.50%以下、
Al:0.060%以下、
P :0.020%以下、
S :0.003%以下、
に制限し、
残部がFe及び不純物からなり、
前記鋼板は、下記式(1)で定義されるESSP:1.5〜3.0、かつ、下記式(2)で定義されるCeq:0.20〜0.50を満足し、
前記母材部の表面から深さ1.0mmまでの範囲である表層部の金属組織が、グラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、焼戻しベイナイト、及び、焼戻しマルテンサイトからなる群から選択される1種又は2種以上を面積率の合計で80%超含み、
前記母材部の前記表層部における最高硬さであるHvmaxが250Hv以下であり、
降伏比が85%以上である
ことを特徴とする鋼管。
ESSP=[Ca]×(1−124×[O])/(1.25×[S]) ・・・(1)
Ceq=[C]+[Mn]/6+([Cu]+[Ni])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5 ・・・(2)
ここで、前記式(1)及び前記式(2)中の[Ca]、[O]、[S]、[C]、[Mn]、[Cu]、[Ni]、[Cr]、[Mo]、[V]は、前記鋼板中のそれぞれCa、O、S、C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Vの質量%での含有量を示す。 - 前記鋼板の、前記化学組成が、質量%で、
Cr:0.10〜1.00%、
Mo:0.03〜0.50%、
Ni:0.10〜1.00%、
Cu:0.10〜1.00%、
V :0.005〜0.10%、
Mg:0.0010〜0.0100%、
REM:0.0010〜0.0100%、
からなる群から選択される1種又は2種以上を含む
ことを特徴とする請求項1に記載の鋼管。 - 前記Hvmaxが240Hv以下であることを特徴とする請求項1または2に記載の鋼管。
- 前記母材部の板厚が10〜40mmであり、
管径が508mm以上である
ことを特徴とする請求項1〜3のいずれか一項に記載の鋼管。 - 請求項1〜4のいずれか一項に記載の鋼管の前記母材部に用いられることを特徴とする鋼板。
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