JP7295470B2 - 鋼板および鋼管 - Google Patents
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Description
そのため、耐SSC性の更なる向上のためには、より低い試験力でのビッカース硬さ試験を行って得られる局所的な最高硬さも低く制御する必要がある。しかしながら、上述したように、特許文献1~3では試験力を98N(10kgf)としたビッカース硬さ試験を行っているものの、局所的な硬さの制御は行われていなかった。
しかしながら、これらの文献に記載の技術では、鋼板の冷却において、復熱を含む冷却を利用して表層の冷却速度を平均的に遅くすることで、表層の硬さを低下させている。そのため、これらの技術では、中心部の組織制御が十分に行えず、低温靭性(DWTT)へのより高い要求には対応できない場合があった。
そこで、表層硬さが低く、かつ、低温靭性(DWTT)に優れた鋼板及び鋼管が要望されていた。
0.05≦Mo+Cr+Cu+Ni≦2.00 ・・・(i)
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 ・・・(ii)
但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量(質量%)を表し、含有されない場合はゼロとする。
(2)上記(1)に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量%で、W:0.01~1.00%、V:0.010~0.200%、Zr:0.0001~0.050%、Ta:0.0001~0.0500%、および、B:0.0001~0.0020%、から選択される1種以上を含有してもよい。
(3)上記(1)または(2)に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量%で、REM:0.0001~0.0100%、Mg:0.0001~0.0100%、Hf:0.0001~0.0050%、Re:0.0001~0.0050%から選択される1種以上を含有してもよい。
(4)本発明の別の態様に係る鋼管は、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、化学組成が、質量%で、C:0.020~0.080%、Si:0.01~0.50%、Mn:0.50~1.60%、Nb:0.001~0.100%、N:0.0010~0.0100%、Ca:0.0001~0.0050%、P:0.030%以下、S:0.0025%以下、Ti:0.005~0.030%、Al:0.010~0.040%、O:0.0040%以下、Mo:0~2.00%、Cr:0~2.00%、Cu:0~2.00%、Ni:0~2.00%、W:0~1.00%、V:0~0.200%、Zr:0~0.0500%、Ta:0~0.0500%、B:0~0.0020%、REM:0~0.0100%、Mg:0~0.0100%、Hf:0~0.0050%、Re:0~0.0050%、残部:Feおよび不純物であり、下記(i)式を満足し、下記(ii)式で表わされるCeqが0.30~0.50であり、肉厚中心部における金属組織が、面積%で、0~80%のポリゴナルフェライトと、アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される1種または2種を含み、残部が面積%で5.0%以下のM-A相であり、前記ポリゴナルフェライトの面積%が0~20%未満である場合、前記アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される1種または2種の合計面積率が80%以上であり、有効結晶粒径が15.0μm以下であり、前記ポリゴナルフェライトの面積%が20~80%である場合、有効結晶粒径が10.0μm以下であり、表面から厚さ方向に1.0mmまでの範囲である表層における金属組織が、面積%で、合計で95%以上のアシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される1種または2種を含み、残部がM-A相であり、前記表層における最高硬さが250HV0.1以下である。
0.05≦Mo+Cr+Cu+Ni≦2.00 ・・・(i)
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 ・・・(ii)
但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量(質量%)を表し、含有されない場合はゼロとする。
まず、本実施形態に係る鋼板について説明する。
各元素の限定理由は下記のとおりである。以下の説明において含有量についての「%」は、「質量%」を意味する。また、「~」を挟む数値限定範囲には、その値が下限値及び上限値として範囲に含まれる。一方、「超」または「未満」と示す数値は、その値が数値範囲に含まれない。
Cは、鋼の強度を向上させる元素である。C含有量が0.020%未満では、強度向上効果が十分に得られない。したがって、C含有量は0.020%以上とする。C含有量は0.030%以上であるのが好ましい。
一方、C含有量が0.080%を超えると、表層の硬さが上昇し、SSCが発生しやすくなる。したがって、C含有量は0.080%以下とする。耐SSC性を確保するとともに、溶接性および靭性の低下を抑制するためには、C含有量は0.060%以下であるのが好ましく、0.055%以下であるのがより好ましい。
Siは、脱酸のために添加する元素である。Si含有量が0.01%未満では、脱酸効果が十分に得られず、また、製造コストが大幅に上昇する。したがって、Si含有量は0.01%以上とする。Si含有量は0.05%以上であるのが好ましく、0.10%以上であるのがより好ましい。
一方、Si含有量が0.50%を超えると、溶接部の靭性が低下する。したがって、Si含有量は0.50%以下とする。Si含有量は0.40%以下であるのが好ましく、0.30%以下であるのがより好ましい。
Mnは、強度および靭性を向上させる元素である。Mn含有量が0.50%未満では、含有による効果が十分に得られない。したがって、Mn含有量は0.50%以上とする。Mn含有量は1.00%以上であるのが好ましく、1.20%以上であるのがより好ましい。
一方、Mn含有量が1.60%を超えると、耐水素誘起割れ性(耐HIC性)が低下する。したがって、Mn含有量は1.60%以下とする。Mn含有量は1.50%以下であるのが好ましい。
Nbは、炭化物および窒化物を形成し、鋼の強度の向上に寄与する元素である。また、Nbは未再結晶温度域を高温域に拡大させる作用を有するので、結晶粒微細化による靭性の向上に寄与する元素である。Nb含有量が0.001%未満では、上記効果が十分に得られない。したがって、Nb含有量は0.001%以上とする。Nb含有量は0.005%以上であるのが好ましく、0.010%以上であるのがより好ましい。
一方、Nb含有量が0.100%を超えると、粗大な炭化物および窒化物が生成し、耐HIC性および靭性が低下する。したがって、Nb含有量は0.100%以下とする。Nb含有量は0.080%以下であるのが好ましく、0.060%以下であるのがより好ましい。
Nは、TiまたはNbと窒化物を形成し、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と共に、商用製造工程でN含有量を0.0010%未満にすることは多大な製造コストを要する。したがって、N含有量は0.0010%以上とする。N含有量は0.0020%以上であるのが好ましい。
一方、N含有量が0.0100%を超えると、粗大な炭窒化物が生成し、耐HIC性および靭性が低下する。したがって、N含有量は0.0100%以下とする。N含有量は0.0060%以下であるのが好ましい。
Caは、CaSを形成し、圧延方向に伸長するMnSの形成を抑制し、耐HIC性の向上に寄与する元素である。Ca含有量が0.0001%未満では、上記効果が十分に得られない。したがって、Ca含有量は0.0001%以上とする。Ca含有量は0.0005%以上であるのが好ましく、0.0010%以上であるのがより好ましい。
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。したがって、Ca含有量は0.0050%以下とする。Ca含有量は0.0045%以下であるのが好ましく、0.0040%以下であるのがより好ましい。
Pは、不純物として含有される元素である。P含有量が0.030%を超えると、耐SSC性および耐HIC性が低下する。また、溶接を行った場合には溶接部の靭性が低下する。したがって、P含有量は0.030%以下とする。P含有量は0.015%以下であるのが好ましく、0.010%以下であるのがより好ましい。P含有量の過度の低減は、製造コストの大幅な上昇を招くので、0.001%が実質的な下限である。
Sは、不純物として含有され、熱間圧延時に圧延方向に延伸するMnSを形成して、耐HIC性を阻害する元素である。S含有量が0.0025%を超えると、耐HIC性が著しく低下する。したがって、S含有量は0.0025%以下とする。S含有量は0.0015%以下であるのが好ましく、0.0010%以下であるのがより好ましい。S含有量の過度の低減は、製造コストの大幅な上昇を招くので、0.0001%が実質的な下限である。
Tiは、窒化物を形成し、結晶粒の微細化に寄与する元素である。Ti含有量が0.005%未満であると、効果が十分に得られない。したがって、Ti含有量は0.005%以上とする。Ti含有量は0.008%以上であるのが好ましい。
一方、Ti含有量が0.030%を超えると、靭性が低下するだけでなく、粗大な窒化物が生成し、耐HIC性が低下する。したがって、Ti含有量は0.030%以下とする。Ti含有量は0.020%以下であるのが好ましい。
Alは、脱酸のために添加する元素である。Al含有量が0.010%未満であると、上記効果が十分に得られない。したがって、Al含有量は0.010%以上とする。Al含有量は、0.015%以上であるのが好ましい。
一方、Al含有量が0.040%を超えると、Al酸化物が集積し、耐HIC性が低下する。したがって、Al含有量は0.040%以下とする。Al含有量は、0.035%以下であるのが好ましい。
Oは、脱酸後、不可避的に残留する不純物元素である。O含有量が0.0040%を超えると、酸化物が生成して、靭性および耐HIC性が低下する。したがって、O含有量は0.0040%以下とする。O含有量は0.0030%以下であるのが好ましい。O含有量は少量であるほど好ましいが、O含有量の過度の低減は、製造コストの大幅な上昇を招くので、0.0010%が実質的な下限である。
Cr:0~2.00%
Cu:0~2.00%
Ni:0~2.00%
0.05≦Mo+Cr+Cu+Ni≦2.00 ・・・(i)
但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量(質量%)を表し、含有されない場合は0(ゼロ)とする。
一方、Mo、Cr、CuおよびNiの合計含有量が2.00%を超えると、鋼の硬さが上昇して耐SSC性が低下する。したがって、Mo、Cr、CuおよびNiの合計含有量は、2.00%以下とする。合計含有量は1.00%以下であるのが好ましく、0.90%以下であるのがより好ましい。また、Mo、Cr、CuおよびNiのそれぞれの含有量は、1.00%以下が好ましく、0.50%以下がより好ましい。
Wは、鋼の強度の向上に有効な元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るためには、W含有量は0.01%以上であるのが好ましく、0.05%以上であるのがより好ましい。
しかしながら、W含有量が1.00%を超えると、硬さが上昇して耐SSC性が低下したり、靭性が低下したりすることがある。したがって、含有させる場合でも、W含有量は1.00%以下とする。W含有量は0.50%以下であるのが好ましく、0.30%以下であるのがより好ましい。
Vは、炭化物、窒化物を形成し、鋼の強度の向上に寄与する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るためには、V含有量は0.010%以上であるのが好ましく、0.030%以上であるのがより好ましい。
しかしながら、V含有量が0.200%を超えると、鋼の靭性が低下する。したがって、含有させる場合でも、V含有量は0.200%以下とする。V含有量は0.100%以下であるのが好ましく、0.080%以下であるのがより好ましい。
Zrは、Vと同様に炭化物、窒化物を形成し、鋼の強度の向上に寄与する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Zr含有量は0.0001%以上であるのが好ましく、0.0005%以上であるのがより好ましい。
しかしながら、Zr含有量が0.0500%を超えると、鋼の靭性が低下することがある。したがって、含有させる場合でも、Zr含有量は0.0500%以下とする。Zr含有量は0.0200%以下であるのが好ましく、0.0100%以下であるのがより好ましい。
Taは、Vと同様に炭化物、窒化物を形成し、強度の向上に寄与する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ta含有量は0.0001%以上であるのが好ましく、0.0005%以上であるのがより好ましい。
しかしながら、Ta含有量が0.0500%を超えると、鋼の靭性が低下することがある。したがって、含有させる場合でも、Ta含有量は0.0500%以下とする。Ta含有量は0.0200%以下であるのが好ましく、0.0100%以下であるのがより好ましい。
Bは、鋼の粒界に偏析して焼入れ性の向上に著しく寄与する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るためには、B含有量は0.0001%以上であるのが好ましく、0.0005%以上であるのがより好ましい。
しかしながら、B含有量が0.0020%を超えると、鋼の靭性が低下することがある。したがって、含有させる場合でも、B含有量は0.0020%以下とする。B含有量は0.0015%以下であるのが好ましく、0.0012%以下であるのがより好ましい。
REMは、硫化物系介在物の形態を制御し、耐SSC性、耐HIC性および靭性の向上に寄与する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るためには、REM含有量は0.0001%以上であるのが好ましく、0.0010%以上であるのがより好ましい。
しかしながら、REM含有量が0.0100%を超えると、粗大な酸化物が生成して、鋼の清浄度が低下するだけでなく、耐HIC性および靭性が低下する。したがって、含有させる場合でも、REM含有量は0.0100%以下とする。REM含有量は0.0060%以下であるのが好ましい。
Mgは、微細な酸化物を生成して結晶粒の粗大化を抑制し、靭性の向上に寄与する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Mg含有量は0.0001%以上であるのが好ましく、0.0010%以上であるのがより好ましい。
しかしながら、Mg含有量が0.0100%を超えると、酸化物が凝集、粗大化して、耐HIC性が低下し、また、靭性が低下する。したがって、含有させる場合でも、Mg含有量は0.0100%以下とする。Mg含有量は0.0050%以下であるのが好ましい。
Hfは、Caと同様、硫化物を生成し、圧延方向に伸長したMnSの生成を抑制し、耐HIC性の向上に寄与する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Hf含有量は0.0001%以上であるのが好ましく、0.0005%以上であるのがより好ましい。
しかしながら、Hf含有量が0.0050%を超えると、酸化物が増加し、凝集、粗大化し、耐HIC性が低下する。したがって、含有させる場合でも、Hf含有量は0.0050%以下とする。Hf含有量は0.0040%以下であるのが好ましく、0.0030%以下であるのがより好ましい。
Reは、Caと同様、硫化物を生成し、圧延方向に伸長したMnSの生成を抑制し、耐HIC性の向上に寄与する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Re含有量は0.0001%以上であるのが好ましく、0.0005%以上であるのがより好ましい。
しかしながら、Re含有量が0.0050%を超えると、酸化物が増加し、凝集、粗大化して耐HIC性が低下する。したがって、含有させる場合でも、Re含有量は0.0050%以下とする。Re含有量は0.0040%以下であるのが好ましく、0.0030%以下であるのがより好ましい。
本実施形態に係る鋼板では、各元素の含有量を上記の通り制御した上で、各元素の含有量によって計算されるCeqを所定の範囲とする必要がある。Ceqは、焼入れ性の指標となる値であり、下記(ii)式で表される。
Ceqが0.30未満では、必要な強度が得られない。一方、Ceqが0.50を超えると、表層硬さが高くなり、耐SSC性が低下する。したがって、Ceqは0.30~0.50とする。Ceqは0.33以上であるのが好ましく、0.45以下であるのが好ましい。
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 ・・・(ii)
但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量(質量%)を表し、含有されない場合はゼロとする。
<板厚中心部における金属組織が、面積%で、0~80%のポリゴナルフェライトと、アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される1種または2種とを含み、残部がM-A相である>
本実施形態に係る鋼板においては、板厚中心部における金属組織が、面積%で、0~80%のポリゴナルフェライトを含み、さらにアシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される1種または2種を含み、残部がM-A相である組織とする。
ポリゴナルフェライトの面積率が80%を超えると、必要な強度が得られにくくなるだけでなく、耐HIC性が劣化する。そのため、ポリゴナルフェライトの面積率は80%以下とする。ポリゴナルフェライトの面積率は60%以下であるのが好ましい。
また、板厚中心部における有効結晶粒径は15.0μm以下である。板厚中心部における結晶を微細化することによって、良好な低温靭性を確保することが可能になる。より良好な低温靭性を確保する場合、有効結晶粒径は10.0μm以下であることが好ましい。
本実施形態に係る鋼板においては、表面から厚さ方向に1.0mmまでの範囲である表層における金属組織を、アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される1種または2種を含み、残部がM-A相である組織とする。
アシキュラーフェライトとベイナイトとの合計面積率は97%以上であることが好ましく、98%以上であることがより好ましく、99%以上であることがさらに好ましく、100%であってもよい。
まず、鋼試料からL(長手)方向断面が観察面となるように、鋼板における幅方向の端部から板幅の1/4の位置(1/4幅)の位置から全厚の試験片を2つ切り出し、それぞれを組織観察用および粒径測定用に供する。
非特許文献1で示されるように、ポリゴナルフェライトαpは丸みを帯びた多角的な形状であり、粒内にセメンタイトや残留オーステナイト、M-A相、ベイナイトやマルテンサイトにみられるラスやブロックといった下部組織のない、回復した組織である。擬ポリゴナルフェライトは複雑な形状を示し、特にグラニュラーベイナイトと類似する場合があるが、ポリゴナルフェライトと同様に拡散変態のため下部組織を含まず、旧オーステナイト粒界をまたいでいる組織である。ウィドマンステッテンフェライトは針状の形状をしたフェライトとである。グラニュラーベイナイトは、複雑な形状を示しかつベイナイトと比較して明瞭な下部組織は認められないため、擬ポリゴナルフェライトと類似しているが、粒内にセメンタイトや残留オーステナイト、M-A相を含むか旧オーステナイト粒界をまたいでいない組織である点が擬ポリゴナルフェライトとは異なる。ただし、本実施形態においては擬ポリゴナルフェライト、ウィドマンステッテンフェライト、グラニュラーベイナイトの1種以上から成る組織をアシキュラーフェライトと定義しているため、擬ポリゴナルフェライトとグラニュラーベイナイトとを区別する必要はない。
ベイナイトは、粒内に下部組織をもつベイニティックフェライトを含む組織である。ベイナイトはラス状のベイニティックフェライト間に残留オーステナイトまたはM-A相を含む上部ベイナイト(BIタイプ)、ラス状のベイニティックフェライト間にセメンタイトを含む上部ベイナイト(BIIタイプ)、ラス状のベイニティックフェライト内にセメンタイトを含むラス状下部ベイナイト(BIIIタイプ)、プレート状のベイニティックフェライト内にセメンタイトを含む下部ベイナイトと区別できるが、本実施形態において、いずれもベイナイトに含まれる。
そのため、各組織を判断する際には、上記の特徴に基づいて判断する。
EBSD測定時のステップ間隔はベイナイト組織のラスやブロックといった下部組織間の角度差が測定されるよう0.5μmとする。
表層の最高硬さ:250HV0.1以下
上述のように、耐SSC性を向上させるためには、表層の鋼の最高硬さを低く抑える必要がある。また、表層の、比較的広い範囲における平均な硬度が抑えられていても、局所的に硬さの高い組織が存在すると、そこを起点にSSCが発生するおそれがある。そのため、本実施形態においては、試験力を0.98N(0.1kgf)としたビッカース硬さ試験により、表層における硬さの評価を行う。表層の最高硬さが250HV0.1以下であれば、耐SSC性が向上する。そのため、表層の最高硬さを250HV0.1以下とする。
まず、鋼板の幅方向の端部から鋼板の幅方向に板幅の1/4、1/2及び3/4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:0.1kgf)で、表面から板厚方向に0.1mm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に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する。一方、板厚方向に連続して2点以上250HVを超える測定点が存在する場合には、それらの最も高い値を最高硬さとして採用する。
本実施形態に係る鋼板において、引張強さには特に制限は設けないが、本実施形態に係る鋼板が使用を想定しているH2S環境中で使用されるラインパイプとしては、一般的にX52、X60またはX65グレードの材料が用いられる場合が多い。その要求を満足するため、引張強さは480MPa以上であることが好ましく、500MPa以上であることがより好ましい。
一方、引張強さが700MPaを超えると、耐SSC性や耐HICが劣化する場合がある。そのため、引張強さは700MPa以下であることが好ましい。
引張強さは、試験片の長手方向が鋼板の幅方向と平行になるよう、API5Lに準拠して、丸棒の引張試験片を加工し、引張試験を行うことで得られる。
本実施形態に係る鋼板の板厚について特に制限は設けない。しかしながら、本実施形態に係る鋼板をラインパイプとした場合のラインパイプ内を通過する流体の輸送効率向上の観点から、板厚は16.0mm以上であるのが好ましく、19.0mm以上であるのがより好ましい。
一方、表層の硬さは鋼管成形時に加工硬化によって増加し、通常厚肉化するほど表層硬さは上昇する。また、厚肉化すると板厚中心部における結晶の微細化が困難になる。したがって、板厚は35.0mm以下であるのが好ましく、30.0mm以下であるのがより好ましく、25.0mm以下であればさらに好ましい。
次に本実施形態に係る鋼管について説明する。
1.母材部
<化学組成、金属組織及び機械的特性>
本実施形態に係る鋼管は、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、を有する。このような鋼管は、本実施形態に係る鋼板を筒状に加工し、突合せ部を溶接することによって得ることができる。
そのため、本実施形態に係る鋼管の母材部(鋼板)の化学組成、金属組織、表層の最高硬さの限定理由については、本実施形態に係る鋼板と同様である。
まず、鋼管の溶接部を0時とした場合の、それぞれ3時、6時及び9時の位置(シーム溶接部から90°、180°及び270°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:0.1kgf)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を超える測定点が肉厚方向に2点以上連続して現れなければ、表層の最高硬さは250HV0.1以下であると判断する。
本実施形態に係る鋼管において、引張強さには特に制限は設けないが、H2S環境中で使用されるラインパイプとしては、一般的にX52、X60またはX65グレードの材料が用いられる場合が多い。その要求を満足するため、引張強さは480MPa以上であることが好ましく、500MPa以上であることがより好ましい。
一方、引張強さが700MPaを超えると、耐SSC性や耐HICが劣化する場合がある。そのため、引張強さは700MPa以下であることが好ましい。
引張強さは、鋼管のシーム部から180°の位置から長手方向が鋼板の幅方向と平行になるよう丸棒の試験片を採取し、API5Lに準拠して引張試験を行うことで得られる。
本実施形態に係る鋼管の肉厚について特に制限は設けない。しかしながら、ラインパイプ内を通過する流体の輸送効率向上の観点から、肉厚は16.0mm以上であるのが好ましく、19.0mm以上であるのがより好ましい。
一方、表層の硬さは鋼管成形時に加工硬化によって増加し、通常厚肉化するほど表層硬さは上昇する。また、厚肉化すると板厚中心部における結晶の微細化が困難になる。したがって、肉厚は35.0mm以下であるのが好ましく、30.0mm以下であるのがより好ましく、25.0mm以下であればさらに好ましい。
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。溶接部は母材部よりも強度が高くなるように施工されるが、SSCの発生を抑制させるためにNACE MR0175/ISO15156-2に記載の通り溶接部の硬さを250Hv以下にする限り、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。例えば、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。また、溶接後、溶接部を加熱する焼戻し処理(シーム熱処理)を施しても良い。
鋼管の溶接は制御冷却後に施工されるため、溶接部の表層が制御冷却によって硬化することはない。したがって、溶接部の硬さは母材部と同じく荷重0.1kgfで測定しても良いが、NACE MR0175/ISO15156-2に記載の通り荷重10kgfまたは荷重5kgfで測定しても良い。
本実施形態に係る鋼板および本実施形態に係る鋼管は、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。すなわち、以下の方法により製造することができるが、この方法には限定されない。
(I)熱間圧延工程
(II)第1冷却工程
(III)保持工程
(IV)(必要に応じて行う)第2冷却工程
(V)第3冷却工程
(VI)第4冷却工程
また、本実施形態に係る鋼管は、上記に加えてさらに以下の工程を含む製造方法によって得ることができる。
(VII)成形工程
(VIII)溶接工程
各工程の好ましい条件について説明する。
上述の化学組成を有する鋼を炉で溶製した後、鋳造によって作製されたスラブを加熱して熱間圧延を施す。
熱間圧延工程においては、熱間圧延前の加熱温度を1000~1300℃とし、熱間圧延の仕上げ圧延開始温度をAr3~900℃、仕上げ圧延終了温度をAr3℃以上とすることが好ましい。
加熱温度が1300℃を超えると結晶粒が粗大化し、所定の有効結晶粒径が得られなくなることが懸念される。一方、加熱温度が1000℃未満では、所定の仕上げ圧延温度を確保できない可能性がある。
また、圧延開始温度が900℃超では、結晶粒が粗大化し、所定の有効結晶粒径が得られなくなることが懸念される。一方、圧延開始温度がAr3℃未満では、所定の仕上げ圧延温度を確保できない可能性がある。
仕上げ圧延終了温度がAr3℃未満であると、加工フェライトが生成する。加工フェライトは、製鋼欠陥があると使用時の割れの原因となるので、加工フェライトが生成される場合には、製鋼段階で厳密な制御を行う必要が生じる。そのため、仕上げ圧延終了温度をAr3℃以上とする。Ar3は化学成分、加熱温度、熱間圧延条件、板厚(空冷中の冷却速度)により変化するが、本実施形態に係る鋼板の化学成分、板厚、強度の範囲内では概ね760~790℃程度である。
熱間圧延終了後に、鋼板の表面温度において、Ar3℃以上の温度、例えば790~830℃から、Bs点~Ms点のベイナイト変態域まで、30℃/s以上の平均冷却速度で加速冷却する。上記のベイナイト変態域まで加速冷却を行うことで、鋼板表層における金属組織中に、ポリゴナルフェライトおよびマルテンサイトが生成するのを抑制することができる。
第1冷却工程における上記平均冷却速度は、表面温度の変化を冷却開始時間と冷却終了時間との差で除して算出される冷却速度である。
Bs=830-270×C-90×Mn-37×Ni-70×Cr-83×Mo ・・・(iii)
但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量(質量%)を表し、含有されない場合はゼロとする。
Ms=545-330×C+2×Al-14×Cr-13×Cu-23×Mn-5×Mo-4×Nb-13×Ni-7×Si+3×Ti+4×V ・・・(iv)
但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量(質量%)を表し、含有されない場合はゼロとする。
第1冷却工程後に、緩冷却を施すことにより表層の温度をMs点~Bs点の温度範囲内(ベイナイト変態域)で保持する。上記のベイナイト変態域で3.0秒以上保持することによって、表層における金属組織をアシキュラーフェライトおよびベイナイト主体の金属組織に制御する。保持温度がMs点を下回るとマルテンサイトが生成し、表層の最高硬さを250HV0.1以下にすることができない。一方、保持温度範囲がBs点を上回るとポリゴナルフェライトが生成し、炭素固溶限の低いポリゴナルフェライトから未変態オーステナイトに炭素が濃化してしまうため、後の工程(第2冷却工程及び/または第3冷却工程)でマルテンサイトが生成し、表層の最高硬さを250HV0.1以下にすることができない。
保持工程によって、表層における金属組織の制御が完了した後、第2冷却工程で表面の冷却と復熱後の表面温度が550℃以上になる復熱とを2回以上繰り返すことにより中心の冷却速度を制御し、ポリゴナルフェライト分率を高めることができる。この第2冷却工程で生成する微細なポリゴナルフェライト粒の分率を高めると、最終的に得られる複合組織の金属組織全体としての平均粒径を微細化させることができる。また、復熱によって鋼板表層を自己焼戻しさせることができ、結果として表層の最高硬さを低減させる効果もある。
そのため、より優れた低温靭性を得たい場合には、第2冷却工程を行うことが好ましい。
第2冷却工程において、冷却と復熱が2回未満では、板厚中心部のポリゴナルフェライト分率を高める十分な変態時間を確保できないおそれがある。また、鋼板表面の復熱は内部温度との熱伝導によって生じるため、復熱温度が550℃未満にしかならない場合は、板厚中心部もベイナイト変態域に保持されてしまい、ポリゴナルフェライト分率が高められないおそれがある。
保持工程によって、表層における金属組織の制御が完了した後、または、第2冷却工程で板厚中心部のポリゴナルフェライト分率を高めた後、10℃/s以上の平均冷却速度で加速冷却する。この際、表面温度をMs点以下まで加速冷却し、冷却停止後の最終復熱温度はBs点以下とする。表層の組織制御が終了した後に直ちに加速冷却を行うことで、内部の冷却を促進し、板厚中心部を微細なアシキュラーフェライトおよび/またはベイナイトを含む組織とすることが可能になる。
上記平均冷却速度は、板厚中心部の温度変化を、冷却時間(冷却開始時間と冷却終了時間との差)で除すことによって得られる肉厚中心部の平均冷却速度である。板厚中心部の温度変化は熱伝導計算により表面温度から求めることができる。
板厚中心部は表面との熱伝導によって加速冷却されるが、冷却を停止すると、表面は板厚中心部との熱伝導によって復熱する。復熱は表面の温度が板厚中心部と一致するまで進むことから、冷却後の最終復熱温度は板厚中心部における冷却停止温度に対応する。最終復熱温度をBs点以下にすることで、板厚中心部は微細なアシキュラーフェライトおよび/またはベイナイトを含む組織とすることができる。最終復熱温度がBs点超になると、生成したポリゴナルフェライトが成長して組織が粗大化してしまう。
第3冷却工程中に、必要に応じて、冷却を一時停止し、復熱により鋼板表面温度を1回以上Ms点以上としてもよい。鋼板を加速冷却すると、表面温度は内部温度と比較して低温まで冷却される。表面温度は、加速冷却を一時停止した際に内部温度との熱伝導によって復熱させることができる。例えば、加速冷却によって表面温度が400℃以下に低下しても、冷却停止時の内部温度が700℃以上あれば、適切な復熱時間を与えることで550℃以上といった温度まで復熱させることができる。
復熱させると通常の加速冷却を行った場合と比較して高い自己焼戻し効果が得られるので、表層硬さを低下させることができる。その後も、加速冷却を断続的に行い、冷却と復熱とを繰り返すことができる。復熱は例えば2回以上行うのがより好ましい。
第3冷却工程後、300℃までの平均冷却速度が200℃/hr以上となるように、300℃以下まで冷却する。300℃までの平均冷却速度が200℃/hr未満であると、所定の強度を得ることができない。
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(シーム溶接)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、UO製管を行うことで製造することができる。UO製管法では、例えば、エッジ部を切削により開先を加工した圧延鋼板(素材)に対して、Cプレスを行ってC形に成形した後Uプレスを行ってU形に成形し、さらにOプレスを行ってO形に成形して円筒状に成形する。
鋼板を成形後、端部である継目(シーム部)を突き合わせて、仮付溶接、内面溶接および外面溶接を行い、さらに必要に応じて拡管を行う。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、表層の最高硬さが250HV0.1以下になるので好ましい。
表1-1、表1-2に示す化学組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造により鋼片とした。この時の厚さは、鋼種J~Nでは300mmとし、それ以外の鋼種A~IおよびO~Sでは240mmとした。得られた鋼片を表2-1、表2-3に示すように、1100~1250℃の温度域まで加熱し、900℃を超える再結晶温度域で熱間圧延を行い、引き続き、Ar3~900℃の未再結晶温度域での熱間圧延(仕上圧延)を行い、Ar3の温度(℃)以上である表2-1、表2-3に示す温度で熱間圧延を終了した。
また、それ以外の例については、表2-1~表2-4に示す条件で第1冷却工程、保持工程、第2冷却工程、第3冷却工程、第4冷却工程を順に行い室温まで冷却し、鋼板を製造した。第2冷却工程では、復熱前の冷却では、いずれも一旦500℃以下まで表面温度が低下していた。
組織観察用試験片については、L方向断面が観察面となるように、板幅方向にW/4の位置の位置から試験片を採取し、湿式研磨して鏡面に仕上げた後、ナイタール腐食して金属組織を現出させた。そして、L方向断面について、光学顕微鏡を用いて500倍の倍率で4視野の組織観察を行い、表層(表面から0.1mmの位置)及び板厚中心部の各組織の面積率を測定した。
また、粒径測定用の試験片については、L方向断面が観察面となるように、組織観察用試験片と同じ位置から試験片を採取し、SEM-EBSD装置を用いて板厚中心部を観察し、傾角15°以上の大角粒界で囲まれる結晶粒の粒径を求めることで平均有効結晶粒径を求めた。
引張試験は、試験片の長手方向が鋼板の幅方向と平行になるよう、API5Lに準拠して、丸棒の引張試験片を加工し、引張試験を行った。その結果から、引張強さ(MPa)を求めた。
引張強さが480MPa以上であれば、ラインパイプ用鋼板として好ましい強度を有していると判断した。
次に、硬さ測定用試験片を用いて、表層の最高硬さの測定を行った。具体的には、鋼板の幅方向の端部から鋼板の幅方向に1/4、1/2及び3/4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、機械研磨で研磨した。1つのブロック試験片について、ビッカース硬度計(荷重:0.1kgf)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点測定した。すなわち、3つのブロック試験片で合計300点測定した。上記測定の結果、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、板厚方向に連続して2点以上250HVを超える測定点が存在する場合には、それらの最も高い値を最高硬さとして採用した。
DWTT試験片は、鋼板の幅方向1/4位置から試験片の長手方向が鋼板の幅方向と平行になるように採取した。このDWTT試験片を用いて、試験温度-20℃及び-30℃でのDWTT試験を行い、DWTT延性破面率を測定した。DWTT試験は、API規格5L3に準拠して行った。
DWTT試験後のDWTT延性破面率が85%以上であれば、その試験温度での靭性に優れると判断した。
衝撃試験片は、幅が10mmの2mmVノッチ試験片とした。上記試験片を鋼板の幅方向1/4位置から試験片の長手方向が鋼板の幅方向と平行になるよう各3本ずつ切り出して、-100℃にてシャルピー衝撃試験を実施し、各3本の平均吸収エネルギーを求めた。
シャルピー衝撃試験後の平均吸収エネルギーが150J以上であれば、-100℃以上での靭性に優れると判断した。
SSC試験は、最表層のSSC感受性を評価するために鋼管内表面を試験面とした4点曲げ試験を、NACE TM 0316に準じて実施した。試験片は鋼板の幅方向中心および幅方向1/4位置から試験片の長手方向が鋼板の幅方向と平行になるよう採取した。その際、負荷応力は試験片の実YS(Yield Strength:降伏応力)の90%相当とし、試験溶液にはNACE TM 0177に規定されるNACE Solution Aを用いた。具体的には、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、720時間浸漬させた後のSSC発生有無を観察した。その他の条件はNACE TM 0177に準拠して行った。そして、SSCが生じなかったものを合格(OK)、SSCが生じたものを不合格(NG)と判定した。
HIC試験片は、長さ100mm、幅20mmの全厚試験片とした。そして、HIC試験は、NACE TM 0284に準拠して行った。具体的には、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6%以下のものを合格(OK)、6%を超えたものを不合格(NG)と判定した。また、割れ面積率が3%以下のものを特に優れる(Ex)と判定した。
試験No.1、2、6~9、13~26では、ポリゴナルフェライト面積率が20%未満であり、アシキュラーフェライト及びベイナイトが主体の組織であったため、HIC試験後の割れ面積率も3%以下と特に耐HIC性に優れていた。また、試験No.101、102、108、109、111~123は、ポリゴナルフェライト面積率が20%以上であり、有効結晶粒径も10.0μm以下であったため、-30℃でのDWTT試験後のDWTT延性破面率も85%以上が得られ、-100℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが150J以上であり、特に低温靭性が優れていた。
実施例1で得られた鋼板のうち、好ましい特性が得られていた鋼板を、UO製管法で筒状に成形し、サブマージドアーク溶接によって鋼管の内外面から溶接し、拡管してUOE鋼管とした。溶接条件は、内面側を3電極、外面側を4電極とし、板厚に応じて入熱を2.0kJ/mmから10kJ/mmの範囲に設定した。
また、表層の最高硬さの測定は、鋼管の溶接部を0時とした場合の、それぞれ3時、6時及び9時の位置(シーム溶接部から90°、180°、270°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、機械研磨で研磨した。1つのブロック試験片について、ビッカース硬度計(荷重:0.1kgf)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点測定した。
また、DWTT試験片は、鋼管のシーム溶接部から90°の位置から採取した。
また、シャルピー衝撃試験片は、鋼管のシーム溶接部から90°の位置から採取した。
引張試験片は、鋼管のシーム部から180°の位置から長手方向が鋼板の幅方向と平行になるよう丸棒の試験片を採取し、API5Lに準拠して引張試験を行った。
また、実施例1と同様に、SSC試験及びHIC試験を実施した。
Claims (4)
- 化学組成が、質量%で、
C:0.020~0.080%、
Si:0.01~0.50%、
Mn:0.50~1.60%、
Nb:0.001~0.100%、
N:0.0010~0.0100%、
Ca:0.0001~0.0050%、
P:0.030%以下、
S:0.0025%以下、
Ti:0.005~0.030%、
Al:0.010~0.040%、
O:0.0040%以下、
Mo:0~2.00%、
Cr:0~2.00%、
Cu:0~2.00%、
Ni:0~2.00%、
W:0~1.00%、
V:0~0.200%、
Zr:0~0.0500%、
Ta:0~0.0500%、
B:0~0.0020%、
REM:0~0.0100%、
Mg:0~0.0100%、
Hf:0~0.0050%、
Re:0~0.0050%、
残部:Feおよび不純物であり、
下記(i)式を満足し、
下記(ii)式で表わされるCeqが0.30~0.50であり、
板厚中心部における金属組織が、面積%で、0~80%のポリゴナルフェライトと、アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される1種または2種とを含み、残部が面積%で5.0%以下のM-A相であり、
前記ポリゴナルフェライトの面積%が0~20%未満である場合、前記アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される1種または2種の合計面積率が80%以上であり、有効結晶粒径が15.0μm以下であり、
前記ポリゴナルフェライトの面積%が20~80%である場合、有効結晶粒径が10.0μm以下であり、
表面から厚さ方向に1.0mmまでの範囲である表層における金属組織が、面積%で、合計で95%以上のアシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される1種または2種を含み、残部がM-A相であり、
前記表層における最高硬さが250HV0.1以下である、
鋼板。
0.05≦Mo+Cr+Cu+Ni≦2.00 ・・・(i)
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 ・・・(ii)
但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量(質量%)を表し、含有されない場合はゼロとする。 - 前記化学組成が、質量%で、
W:0.01~1.00%、
V:0.010~0.200%、
Zr:0.0001~0.050%、
Ta:0.0001~0.0500%、および、
B:0.0001~0.0020%、
から選択される1種以上を含有する、
請求項1に記載の鋼板。 - 前記化学組成が、質量%で、
REM:0.0001~0.0100%、
Mg:0.0001~0.0100%、
Hf:0.0001~0.0050%、
Re:0.0001~0.0050%
から選択される1種以上を含有する、
請求項1または2に記載の鋼板。 - 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、
化学組成が、質量%で、
C:0.020~0.080%、
Si:0.01~0.50%、
Mn:0.50~1.60%、
Nb:0.001~0.100%、
N:0.0010~0.0100%、
Ca:0.0001~0.0050%、
P:0.030%以下、
S:0.0025%以下、
Ti:0.005~0.030%、
Al:0.010~0.040%、
O:0.0040%以下、
Mo:0~2.00%、
Cr:0~2.00%、
Cu:0~2.00%、
Ni:0~2.00%、
W:0~1.00%、
V:0~0.200%、
Zr:0~0.0500%、
Ta:0~0.0500%、
B:0~0.0020%、
REM:0~0.0100%、
Mg:0~0.0100%、
Hf:0~0.0050%、
Re:0~0.0050%、
残部:Feおよび不純物であり、
下記(i)式を満足し、
下記(ii)式で表わされるCeqが0.30~0.50であり、
肉厚中心部における金属組織が、面積%で、0~80%のポリゴナルフェライトと、アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される1種または2種を含み、残部が面積%で5.0%以下のM-A相であり、
前記ポリゴナルフェライトの面積%が0~20%未満である場合、前記アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される1種または2種の合計面積率が80%以上であり、有効結晶粒径が15.0μm以下であり、
前記ポリゴナルフェライトの面積%が20~80%である場合、有効結晶粒径が10.0μm以下であり、
表面から厚さ方向に1.0mmまでの範囲である表層における金属組織が、面積%で、合計で95%以上のアシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される1種または2種を含み、残部がM-A相であり、
前記表層における最高硬さが250HV0.1以下である、
鋼管。
0.05≦Mo+Cr+Cu+Ni≦2.00 ・・・(i)
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 ・・・(ii)
但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量(質量%)を表し、含有されない場合はゼロとする。
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