JPH04154911A - ラインパイプ用鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、サワーガスに対する耐食性に優れた高強度
ラインパイプ用鋼板の製造方法に関する。

（従来の技術） 近年、北海油田等から産出される天然ガスは、１１□Ｓ
、　ＣＯ２等の腐食性ガスを多量に含むため、その輸送
用に使用されるラインパイプには、これらのガス（サワ
ーガス）に対する耐食性が要求されることが多い。

また、ラインパイプの敷設に際しては、パイプの接続方
法として周溶接が行われるが、この周溶接後の熱影響部
（ＨＡＺ）の硬度上昇が耐食性を悪化させるため、その
硬度低下を目的として、後熱処理を行っている。この後
熱処理を省くことができれば、敷設作業の迅速化と施工
コスト低減が図れるため、母材の炭素当量（Ｃｅｑ）お
よび溶接割れ感受性組成（Ｐｃｍ）の上限を規制するケ
ースが増えている。

一方、輸送能力向上のために、パイプラインの使用圧力
が高くなってきており、使用されるバイブは、厚肉化、
高強度化の傾向にある。

一般に、鋼材を高強度化するため合金成分の添加を増や
すと、炭素当量および溶接割れ感受性組成が上昇し、溶
接熱影響部の硬化が激しくなる。

また、サワーガス中での腐食は水素誘起割れ（ＩＩＩｃ
）として現れるが、このｌｌＩＣの発生も鋼材の高強度
化につれて激しくなる。更に、ｌｌＩｃは、鋼材の成分
偏析にも影響され、特に連続鋳造鋳片（ＣＣスラブ）か
ら製造した鋼板では中心偏析に起因する旧Ｃが発生しや
すい。

従来、耐サワーガス性のラインパイプ用鋼板の製造に際
して、ＣＣスラブの中心偏析を拡散させるために、■ス
ラブの均熱拡散処理を行うか、または■熱間圧延後にＡ
ｒ、点直上から加速冷却してスラブの中偏析部の組織を
フェライト」−パーライト組織からフエライトートベイ
ナイトＩＪ１ｖａに調整し、中心部の硬度上昇を防止す
る、という方法が採られてきた。しかし、■は、近年の
エネルギー価格の高騰からコスト高となり、また工程短
縮の要請にも反するため、あまり適用されず、■の加速
冷却法が適用されることが多い。しかし、■の方法では
、鋼板に十分な強度を付与することができないという問
題がある。

例えば、ＡＰＩ（アメリカ石油協会）規格のグレードＸ
６５〜Ｘ７０の高強度鋼では、通常、強度確保のために
Ｎｂを０．００５〜０．０６％程度添加する。ところが
前記■の熱間圧延後の加速冷却法では、スラブを所定の
温度（例えば１１５０℃）で加熱してＮｂを固溶させ固
溶強化を狙っても、加速冷却開始温度の１１３点直上ま
でに、ＮｂはＮｂ　（ＣＮ）の化合物として析出してし
まう。しかもその析出物の粒径が大きく、ＮｂＯ固溶量
が不足し、十分な強度が得られない。

この強度不足を補うため、Ｃｕ、Ｃｒ、　Ｎｉ、　Ｍｏ
等の添加が必要となり、必然的に下記の（８１式および
（ｂ）式に示ず炭素当量（Ｃｅｑ）および溶接割れ感受
性組成（Ｐｃｍ）が大きくなり、周溶接の隙の熱影響部
の硬化が大きくなってしまう。

＋−＋５　ｔ３−−−−−−−−−−−−（ｂ）（発明
が解決しようとする課題） 本発明の目的は、ＣｅｑおよびＰｃｍを低く抑えた連続
鋳造スラブを使用しながら、高い強度を有し、耐サワー
ガス性にも優れたラインパイプ用鋼板を製造する新しい
方法を提供することにある。

（課題を解決するための手段） 本発明の特徴は、サワーガス雰囲気という苛酷な腐食環
境で十分な高耐食性能を発揮し、かつ低Ｃｅｑ、低ＰＣ
Ｉ１１でも高い強度を保持できるように、素材（連続鋳
造スラブ）の合金組成を選定し、併せて圧延条件を決定
したことにある。

本発明においては、素材として連続鋳造スラブを用いる
。それは、造塊−分塊法に比較して、連続鋳造法が製造
効率、歩留り、省エネルギーの点からはるかに有利だか
らである。

その連続鋳造スラブは、下記（１）および（２）の化学
組成を有するものでなければならない。′（１）重量％
で、 Ｃ：０．０２〜０．０７％、　Ｓｉ：　０．０５〜０．
５０％、Ｍｎ：　　１．００〜１．５０％、　　Ｔｉ：
　０．００５〜０．０３０％、Ｃａ：　０．０００５〜
０．００６０％、と、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％
およびＶ：０．０２〜ｏ、ｏａ％の中の１種または２種
を含み、残部はＰｅおよび不可避的不純物からなり、不
純物のＰが０．０２０％以下、Ｓが０．００２％以下。

（２）上記の合金成分に加えて、更に、Ｃｕ：　０．３
５％以下、　Ｎｉ：　０．４０％以下、Ｃｒ：　０．３
０％以下、　Ｍｏ：　０．３０％以下、の１種以上を含
有するもの。

上記（１）または（２）の組成を有する連続鋳造スラブ
を、下記■〜■の工程を含むプロセスで加工する。

■連続鋳造スラブを１０５０〜１２５０℃に加熱する。

■スラブ表面が８５０℃以上でスラブ厚が成品厚の３〜
８倍になるまで）■圧延する。

■表面温瓜が５００〜７５０℃にＩＩ′ろ；Ｆで水冷す
る。

■表面温度が７５０〜８５０℃になるまで復熱させる。

■仕」二圧延温度が７５０“Ｃ以」−になるように圧延
する。

■圧延終了後、直ちに４００〜６００℃まで水冷する。

（作用） 以下、本発明方法において使用する連続鋳造スラブの組
成の選定理由および圧延条件の選定理由を望ましい条件
とともに説明する。なお、合金成分含有量についての％
は全で重量％である。

（１）連続鋳造スラブの組成の選定理由Ｃ：０．０２〜
０．０７％ Ｃ含有量が０．０２％未満では所定の強度が得られず、
一方、０．０７％を超えるとＣｅｑおよびＰｃｍが大き
くなり、またスラブ中心部に中心偏析が生じやすくなる
。したがってＣ含有量の適正範囲は０．０２〜０．０７
％である。

Ｓｉ：　０．０５〜０．５０％ 脱酸剤として、また、鋼の強化成分としての効果がある
。０．０５％未満では脱酸が不十分となり、０．５０％
を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化する。

適正含有量は０．０５〜０．５０％である。

Ｍｎ：　１．００〜１．５０％ Ｍｎは鋼の強化元素であるが、１．００％未満では強化
の効果が不足する。一方、ＭｎおよびＣが高くなるとス
ラブ中心偏析が増大してｌｌＩｃの発生が多くなる。従
って、Ｍｎ含有量は１．５０％までに抑えるのがよい。

Ｔｉ：　０．００５〜０．０３０％ Ｔｉは溶接熱影響部の靭性改善に有効であるが、０．０
０５％未満ではその効果がなく、０．０３０％を超える
と逆に靭性が劣化する。

Ｃａ：　０．０００５〜０．００６０％Ｃａは、鋼中の
介在物の形態を改善する。即ち、ＭｎＳを球状化して旧
Ｃの発生を防止するのに有効である。しかし、０．００
０５％未満ではその効果が乏しく、一方、０．００６０
％を超える含有量になると介在物が多くなり耐食性が劣
化する。

Ｎｂ：　０．００５〜０．０６０％ Ｎｈは強度の確保に有効な元素である。その含有量がｏ
、ｏｏｓ％未満では必要な強度が得られない。

しかし、Ｎｂの含有量が０．０６０％を超えるとＮｂ化
合物（ＮｈＣ，ＮｂＮ）が増加し耐食性が劣化する。従
って、Ｎｂの含有量は０．００５〜０　、０６０％が適
正である。

Ｖ：０．０２〜０．０８％ ■も鋼の強化に有効であるが、０．０２％未満では効果
がなく、０．０８％を超えると靭性が劣化するので０．
０２〜０．０８％が適正含有量である。

なお、Ｎｂと■は一方だけを添加してもよく、両方合わ
せて添加してもよい。

本発明方法の素材となる連続鋳造スラブの一つは、上記
の合金成分の外、残部が［ｅおよび不可避不純物からな
るものである。不純物の中、特にＰとＳは下記の範囲に
抑える必要がある。

ＰおよびＳ これらはできるだけ少ない方がよい不純物である。Ｐの
含有量が０．０２０％を超えるとスラブの中心偏析が甚
だしくなる。また、Ｓは０．００２％を超えると耐サワ
ーガス性に有害な介在物（ＭｎＳ）が多くなる。従って
、それぞれの許容上限値を０．０２０％および０．００
２％とする。

本発明方法の素材となるもう一つの連続鋳造スラブは、
前記の合金成分に加えて、下記の成分の１種以上を含有
するものである。

Ｃｕ：　０．３５％以下 Ｃｕは耐サワーガス性の向上に有効な元素であるが、０
．３５％を超えて含有させても効果の増大は得られず、
逆に鋼の加工性を損ない、鋼板に表面疵が出やすくなる
。従って、Ｃｕの含有量は０．３５％以下でなければな
らない。

Ｎｉ：　０．４０％以下 Ｎｉは鋼の強度と靭性の向上に有効な元素であるが、０
．４０％を超えると含有量にしても、コストの上昇に見
合う程の添加効果はないから、０．４０％までの含有量
にするのが実際的である。

Ｃｒ：　０．３０％以下 Ｃｒは強度を上げるのに有効な成分であるが、過剰に添
加すると溶接熱舌部の硬度が高くなり、その部分の耐食
性が劣化する。従って、その含有量は０，３０％以下に
抑えることが必要である。

Ｍｏ：　０．３０％以下 Ｃｒと同様に鋼の強化成分であるが、過剰に添加すると
溶接熱台部の硬度が高くなり、耐食性が劣化するから、
その含有量は０．３０％以下とずべきである。

（２）圧延条件の選定理由 ■スラブの加熱ニ スラブの加熱温度は１０５０〜１２５０℃とする。１０
５０℃未満では添加元素を十分に固溶させることができ
ないため所定の強度をもつ鋼板が得られない。

一方、加熱温度が１２５０℃を超えるとオーステナイト
粒が粗大化し、鋼板の靭性が劣化する。

■粗圧延： 表面温度が８５０℃以上で、成品厚さの３〜８倍になる
まで粗圧延を行う。ここで、スラブ表面温度を８５０℃
以上とするのは、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）の析出温度のノーズが
９００℃付近のため、８５０℃より低温になるとその析
出量が多くなり過ぎるからである。

上限温度は特に管理する必要はないが、通常の圧延作業
では９５０℃程度が上限となろう。

粗圧延を製品板厚の３〜８倍の厚さまでにとどめるのは
、製品厚さの３倍よりも薄くまで粗圧延すると、仕上圧
延での圧下量が不足し、未再結晶オーステナイト域での
加工が不十分となり鋼板の靭性改善ができないからであ
る。一方、粗圧延で製品厚さの８倍を超える厚さに圧延
した場合は、スラブ中心部まで冷却の効果が及ばない。

■粗圧延後の水冷（−次冷却）： 粗圧延の後、スラブ表面温度が５００〜７５０℃になる
まで水冷する。５００℃よりも低温まで冷却ずると、次
の復熱工程で仕上圧延に必要な温度まで上げるのが困難
になる。一方、この−次冷却を表面温度が７５０℃より
も高いところで停止すると、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）の析出を抑
制してＮｂの固溶量を確保するという目的が達成できな
い。

Ｎｂその他の合金成分の固溶■を増やすには冷却速度が
大きい方がよい。例えば、１０°（：　／ｓｅｃ以上の
冷却速度が望ましい。従って、この工程では冷却方法と
して上記の冷却速度が得られる水冷を選んだ。

■復熱工程： 粗圧延し、水冷した後はスラブ表面温度が７５０〜８５
０℃になるまで復熱させる。この復熱湯度が７５０℃未
満では、仕上圧延後の二次冷却の際に必要な冷却開始温
度が確保できない。一方８５０℃よりも高温まで復熱さ
せると、仕−Ｌ圧延での未再結晶オーステナイト域での
圧下量が減少し、鋼板の靭性が悪化する。

■仕上圧延： 仕上圧延では、前記の１′■圧延したスラブを所定厚さ
の製品鋼板とする。このとき、圧延終了温度は７５０℃
以上とする。これは、スラブ中心部に存在する偏析部の
温度を＾ｒ３変態点以上にするためである。Ａｒ３変態
点より低いと部分的にパーライト組織が残存し、ｌｌＩ
Ｃの基点となる。

■仕上圧延後の水冷（二次冷却）： 前記の７５０℃以上での仕上圧延終了の後、直ちに４０
０〜６００℃まで水冷する。二次冷却の水冷停止温度を
４００℃より低温にすると、過冷却となり一部マルテン
サイト組織が混在した組織になり耐食性が悪化する。一
方、水冷停止温度が６００℃よりも高いと細粒組織が得
られず、強度、靭性とも所定の値に達しない。このとき
の冷却速度が、例えば８℃／ＳｅＣ以下というように小
さいと、板厚中心部のスラブ中心偏析部に相当する組織
の制御が不十分で硬度が高くなり耐食性が劣化する。従
って、冷却方法としては水冷を選ばなければならない。

い。

なお、二次冷却において上記４００〜６００℃まで水冷
した後は、放冷に切り換えて差し支えない。

（実施例） 第１表に示すＮｏ、　１〜１９の組成の連続鋳造スラブ
（厚さ２３５ｍｍ　）を、第２表に示す各条件で加工し
た。

第１表のスラブＮｏ、　Ｉ〜８は本発明の対象となるも
のであり、Ｎｏ、　９〜１９は合金成分のどれかが本発
明で定める範囲にない比較のためのスラブ例である。

第２表の本発明例を見れば、機械的性質、耐食性とも満
足できるレベルにある。

第２表の比較例では、加工条件を本発明で選定した範囲
の一定条件として、スラブ組成の影響を見た。Ｎｏ、　
９はＣが低いために強度が不十分であり、Ｎ０１０はＭ
ｎが高く、Ｎｏ、１１−１３ばＮｂ、　Ｔｉ、　Ｃａの
いずれかが過剰なためにｌｌＩｃ割れが生した。Ｎｏ、
　１４はＣｏが多すぎて鋼板に表面疵が発生したので、
その後の試験は行わなかった。Ｎ０１５と１６はＣｒ、
　Ｍｏが過剰なためにｌｌＩＣ割れを生じでいる。Ｎ０
１７．１８および１９は、それぞれＰ、、ＳおよびＣが
高すぎて耐＋１１ｃ性に劣る。

第３表は、第１表に示したＮＯ２Ｏのスラブ（組成は本
発明の範囲にある）を使用して、加工条件を本発明の範
囲を外して種々変化さ・Ｕてみた例である。試験Ｎｏ、
　１は、スラブの加熱温度が高すぎて製品鋼板に表面疵
が多発した。試験Ｎｏ、　２は粗圧延終了時の板厚が厚
ずぎて冷却効果が中心まで及ばず、またＮｏ、　３は一
次冷却の停止温度が高ずぎて、いずれもＮｂ等の強化成
分の固溶が不十分である。そのため、ＮＯ２Ｏのスラブ
は全ての強化成分を含有するものであるのもかかわらず
、強度レベルが低い。

Ｎｏ、　４は仕上圧延終了温度が低ずぎるために、中心
偏析部にパーライトが残存し、而ｌＩＩ　Ｉ　Ｃ性が悪
い。

また、Ｎｏ、　５．６は二次冷却の停止温度が不適当な
ために、前者は耐１１１Ｃ性が悪く、後者はそれに加え
て強度も低い。

（以下、余白） （発明の効果） 実施例に具体的に示したとおり、本発明方法によれば、
低Ｃｅｑ、低Ｐｃｍでも充分な強度を有し、しかもサワ
ーガス雰囲気でも優れた耐食性を示す高強度のラインパ
イプ用鋼板が製造できる。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０７％、Ｓｉ：０
   ．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．００〜１．５０％、Ｔ
   ｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｃａ：０．０００５〜
   ０．００６０％と、さらにＮｂ：０．００５〜０．０６
   ０％、Ｖ：０．０２〜０．０８％の中の１種または２種
   を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、不
   純物としてのＰが０．０２０％以下、Ｓが０．００２％
   以下である連続鋳造スラブを、１０５０〜１２５０℃に
   加熱した後、スラブ表面温度が８５０℃以上でスラブ厚
   が成品厚の３〜８倍になるまで粗圧延し、表面温度が５
   ００〜７５０℃になるまで水冷し、更に、表面温度が７
   ５０〜８５０℃になるように復熱させた後、圧延終了温
   度が７５０℃以上となるように仕上圧延し、圧延後直ち
   に４００〜６００℃まで水冷することを特徴とする耐サ
   ワーガス性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方
   法。
2. （２）請求項（１）の合金成分に加えて更に、Ｃｕ：０
   ．３５％以下、Ｎｉ：０．４０％以下、Ｃｒ；０．３０
   ％以下、およびＭｏ：０．３０％以下の１種以上を含有
   する連続鋳造スラブを１０５０〜１２５０℃に加熱した
   後、スラブ表面温度が８５０℃以上でスラブ厚が成品厚
   の３〜８倍になるまで粗圧延し、表面温度が５００〜７
   ５０℃になるまで水冷し、更に、表面温度が７５０〜８
   ５０℃になるように復熱させた後、圧延終了温度が７５
   ０℃以上となるように仕上圧延し、圧延後直ちに４００
   〜６００℃まで水冷することを特徴とする耐サワーガス
   性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。