JPH0813087A

JPH0813087A - シーム部の耐ｓｓｃ性に優れた溶接鋼管用鋼

Info

Publication number: JPH0813087A
Application number: JP16482394A
Authority: JP
Inventors: Shinichi Kakihara; 真一柿原; Moriyasu Nagae; 守康長江
Original assignee: NKK Corp; Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1994-06-24
Filing date: 1994-06-24
Publication date: 1996-01-16

Abstract

(57)【要約】【目的】本発明は、湿潤な硫化水素環境下で使用される
溶接鋼管用鋼であって、母材およびシーム溶接部におい
ても耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＳＣ性）に優れた溶
接鋼管用鋼を目的とする。【構成】炭素鋼の成分組成に、少なくともＮｉ：0.1 〜
0.3 ％、Ｍｏ:0.1〜 0.4％、Ｃａ:0.001〜０.008％を含
有し、残部は実質的にＦｅである耐ＳＳＣ性に優れた溶
接鋼管用鋼である。鋼の強度あるいは靱性を向上させる
ためには、必要に応じ更に、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔ
ｉ等を適宜含有させることができる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、湿潤な硫化水素環境下
で使用されるラインパイプに係り、母材部のみならず、
シーム溶接部においても耐硫化物応力腐食割れ性（耐Ｓ
ＳＣ性）に優れた溶接鋼管用鋼に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、硫化水素（Ｈ₂Ｓ）ガス、いわゆ
るサワーガス輸送に使用されるラインパイプには、耐水
素誘起割れ性、耐硫化物応力腐食割れ性といったサワー
環境特有の割れに対する性能が要求されるようになって
きた。硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ）は、特に高強度側
で生じる割れであり、一般にロックウェル硬度（Ｈ
_RＣ）が２２以上（ビッカース硬さで２４８Ｈｖ以上）
で割れが発生するとされている。従って、ＳＳＣ対策と
して、硬さをこれ以下に制限することが有効とされてい
るため、以下に述べるような対策が採られている。

【０００３】焼入れ焼戻し等の熱処理により、水素脆
化感受性の低い組織とする方法先に述べたようにＳＳＣ発生は硬度に大きく依存するた
め、焼入れ焼戻し処理を行うことにより組織を割れ感受
性の低い焼戻しマルテンサイトとする方法であるが、生
産能率の低下、製造コストの上昇という面でデメリット
を負うことになる。圧延条件（加熱温度、圧延終了温度、圧下率）や冷却
条件（冷却速度、冷却停止温度）を制御することによ
り、微細均一な組織を得る方法（特開平３−２３６４２
０、特公昭６３−１３６９号公報）この方法は、制御圧延＋制御冷却により組織を微細均一
なベイナイト組織とすることにより耐ＳＳＣ性を向上さ
せる方法である。

【０００４】また、上記した鋼管母材部におけるＳＳＣ
対策とは別に、溶接部のＳＳＣ対策も採る必要がある。
即ちラインパイプは現地において低入熱の円周溶接（ガ
ース溶接）が施され、鋼管のシーム溶接部はガース溶接
により再加熱−急冷の熱履歴を受けるため、シーム溶接
とガース溶接の交差部（Ｔクロス部）で硬さの上昇が著
しく、このＴクロス部でのＳＳＣが発生し易くなる。そ
こでＴクロス部の硬さを抑える方法として、シーム溶接
金属の成分組成を焼入れ性の低い成分系とすることによ
り、硬さの上昇を抑える方法（特開平３−２８５７７０
号公報）等がある。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】しかるに、溶接時の熱
影響を有するシーム部のＳＳＣ性は、上記した母材部お
よびＴクロス部と同様な対策によりかならずしも向上し
ていないことが多い。例えば、組織を上記、に述べ
たように焼戻しマルテンサイト、低炭素ベイナイトの微
細組織とすることにより母材部の耐ＳＳＣ性（具体的に
は限界応力σｔｈ）が向上することは知られているが、
シーム溶接部においては耐ＳＳＣ性は母材のミクロ組織
によらず劣化し、母材の耐ＳＳＣ性の改善が必ずしもシ
ーム溶接部の耐ＳＳＣ性の向上につながらないことが多
い。この理由は、溶接時の熱履歴により、圧延ままの良
好な微細組織が変化することに因ると考えられている。
即ち、シーム溶接部のＳＳＣはＡｃ₁〜Ａｃ₃の２相域
に加熱されたＨＡＺの軟化部で発生する場合が多いこと
から、この軟化部への応力、歪みの集中によるものと考
えられている。そのため、Ｎｂ，Ｖおよび多量のＮ添加
による窒化物の微細析出により、２相域ＨＡＺでの軟化
を防止し、シーム溶接部の耐ＳＳＣ性を改善する方法
（特開昭６２−２８４０４３号公報）が採られている
が、通常のＮ量より多量のＮを含有させるため、この方
法では靱性劣化し、表面疵が発生する等が問題となる。
また、シーム溶接金属の成分系によらず、前述したよう
にＨＡＺの軟化部でＳＳＣは発生するため、Ｔクロス部
の硬さを抑制する方法はシーム溶接部の耐ＳＳＣ性の向
上には有効ではない。

【０００６】

【課題を解決するための手段】そこで本発明者らは、添
加合金元素がシーム溶接部の耐ＳＳＣ性に及ぼす影響に
ついて研究、調査を行い、シーム溶接部で良好な耐ＳＳ
Ｃ性を得るには、Ｍｏの添加が効果的であることを知見
した。また、Ｍｏ添加材においてＨＡＺ部にＭｏの炭化
物が析出し、ＨＡＺ部が母材部より電気化学的に卑とな
るためＨＡＺ部で選択的な腐食が生じることがある。こ
の対策として耐食性に効果的な元素であるＮｉを複合添
加することにより、溶接継手部の耐ＳＳＣ性に優れ、な
おかつＨＡＺ部の耐食性に優れる鋼板が得られることを
知見した。

【０００７】（１）請求項１の発明は、下記の成分組成
（成分組成はｗｔ％である）を含有するシーム部の耐Ｓ
ＳＣ性に優れた溶接鋼管用鋼である。主成分として、
Ｃ：0.02〜0.1 ％、Ｓｉ：0.03〜0.5 ％、Ｍ
ｎ：0.5 〜2 ％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.005
％以下、Ｎｉ：0.1 〜0.3 ％、Ｍｏ: 0.1 〜0.
4 ％、ｓｏｌ．Ａｌ：0.01〜0.05％、Ｃａ:0.001
〜0.008 ％を含有し、残部は実質的にＦｅからなる。

【０００８】（２）請求項２の発明は、前記成分組成
に、さらに、Ｃｕ：0.5 ％以下、Ｃｒ：0.5 ％以下のう
ち少くとも１種以上を含有する請求項１記載の耐ＳＳＣ
性に優れた溶接鋼管用鋼である。

【０００９】（３）請求項３の発明は、前記成分組成
に、さらに、Ｎｂ：0.1 ％以下、Ｖ：0.15％以下、Ｔ
ｉ：0.005 〜0.1 ％のうち少くとも１種以上を含有する
請求項１記載の耐ＳＳＣ性に優れた溶接鋼管用鋼であ
る。

【００１０】（４）請求項４の発明は、前記成分組成
に、さらに、Ｎｂ：0.1 ％以下、Ｖ：0.15％以下、Ｔ
ｉ：0.005 〜0.1 ％のうち少くとも１種以上を含有する
請求項２記載の耐ＳＳＣ性に優れた溶接鋼管用鋼であ
る。

【００１１】

【作用】鋼の化学成分組成（成分組成はｗｔ％である）Ｃ：0.2 〜１％とする。Ｃ含有量は強度の確保およびＮ
ｂ，Ｖ，Ｔｉ等の析出硬化を有効に利用するために0.02
％以上とした。しかし、0.1 ％を超えると、加速冷却時
に生じる低温変態生成物により耐ＳＳＣ性、耐ＨＩＣ性
に劣化をきたすため、Ｃ含有量は0.02〜0.1 ％とした。

【００１２】Ｓｉ：0.03〜0.5 ％とする。Ｓｉは脱酸の
ため添加され、Ｓｉ含有量が0.03％以下では、充分な脱
酸効果が得られず、また、0.5 ％を超えると溶接性や靱
性の劣化が生じる。従って、Ｓｉ含有量はは0.03〜0.5
％の範囲とした。

【００１３】Ｍｎ：0.5 〜２％とする。ＭｎもＳｉと同
様に脱酸元素として添加され、含有量が0.5 ％未満では
充分な脱酸効果が得られず、また、２％を超えると溶接
性が劣化する。また偏析も著しくなり、耐ＳＳＣ性、耐
ＨＩＣ性の劣化が生じる。従って、Ｍｎ含有量は0.5〜
２％の範囲とした。

【００１４】Ｐ：0.02％以下とする。Ｐは不可避な不純
物元素であり、偏析により板厚中央部の硬さを上昇させ
割れ感受性を高める有害な元素であるため、その含有量
を0.02％以下とした。

【００１５】Ｓ：0.005 ％以下とする。Ｓは不純物とし
て不可避な合金元素であり、含有量が0.005 ％を超える
と、ＨＩＣの機転となるＭｎＳ等の硫化物系介在物が増
加し、耐ＳＳＣ性、耐ＨＩＣ性を劣化させる。従って、
Ｓ含有量を0.005 ％以下とした。

【００１６】Ａｌ：0.01〜0.05％とする。Ａｌは脱酸元
素として添加されるが、含有量が0.01％未満では充分な
脱酸効果が得られず、また0.05％を超えるとＡｌ₂Ｏ₃
（アルミナ）クラスターが増加し、耐ＨＩＣ性の劣化を
招くようになる。従ってＡｌ含有量は0.01〜0.05％とし
た。

【００１７】Ｃａ：0.001 〜0.008 ％とする。Ｃａは硫
化物系介在物の形態を変化させ、ＨＩＣの起点を減少さ
せる作用を有する。しかし0.001 ％未満では、この効果
が得られず、また、0.008 ％を超えると逆に介在物の量
の増加をもたらし、耐ＨＩＣ性の劣化を招くようにな
る。従って、Ｃａ含有量は0.001 〜0.008 ％とした。

【００１８】Ｎｉ：0.1 〜0.3 ％，Ｍｏ：0.1 〜0.4 ％
とする。化学成分に関する本発明のポイントは、Ｎｉお
よびＭｏの含有量にある。即ち、Ｍｏ添加にともないシ
ーム溶接部の耐ＳＳＣ性が向上し、またＮｉの添加によ
りＨＡＺ部の耐食性が向上する。Ｍｏ含有量が耐ＳＳＣ
特性に及ぼす影響について調査をした結果を図１に示
す。本発明鋼組成を有する鋼板に溶接を施した後、溶接
継手部の定荷重ＳＳＣ試験(NACE 規格、TMO177-90 meth
od A) を行った。図１にＭｏ含有量と耐ＳＳＣ特性の関
係を示す。図中の縦軸は、母材部の降伏応力（σｙｓ）
に対する溶接継手部の限界応力（σｔｈ）の比（以後、
限界応力比と称する）である。また、鋼板は、1150℃で
スラブ加熱後、Ａｒ₃点以上で仕上圧延を行った後、10
℃／ｓの冷却速度で加速冷却を行うことにより製造し
た。また溶接は、内外面１層のＳＡＷ（サブマージアー
ク溶接）により行った。

【００１９】図１に示すように、Ｍｏ含有量の増加にと
もない限界応力比は上昇する傾向を示し、0.1 ％のＭｏ
添加および0.1 ％以上のＮｉ複合添加により、溶接継手
部の耐ＳＳＣ性は母材の降伏応力の0.85以上を示すよう
になる。したがって、Ｍｏ含有量は0.1 ％以上とし、上
限はコスト面およびＭｏ添加の効果より0.4 ％とした。
またＮｉ含有量は、ＨＡＺの選択腐食が生じない0.1 ％
以上とし、上限はコスト面から0.3 ％とした。

【００２０】Ｃｕ：0.5 ％以下とする。Ｃｕは強度、耐
食性を向上させる元素であるが、含有量が0.5 ％をこえ
ると溶接性およびＨＡＺ靱性が劣化するため、Ｃｕの含
有量は0.5 ％以下とした。

【００２１】Ｃｒ：0.5 ％以下とする。Ｃｒは強度、耐
食性を向上させる元素であるが、含有量が0.5 ％をこえ
ると溶接性およびＨＡＺ靱性が劣化するため、Ｃｒの含
有量は0.5 ％以下とした。

【００２２】Ｎｂ：0.1 ％以下とする。Ｎｂは強度、靱
性を向上させる元素であるが、0.1 ％をこえると溶接部
および母材部の靱性が劣化するため、Ｎｂの含有量は0.
1 ％以下とした。

【００２３】Ｖ：0.15％以下とする。Ｖは強度、靱性を
向上させる元素であるが、0.15％を超えると溶接性、Ｈ
ＡＺ靱性が劣化する。従って、Ｖ含有量は0.15％以下と
した。

【００２４】Ｔｉ：0.005 〜0.1 ％とする。Ｔｉは加熱
時のオーステナイトの粗大化を防止し、強度、靱性を向
上させる元素であるが、0.005 ％未満ではこの効果が得
られない。また、0.1 ％を超えると溶接部の靱性を劣化
する。従って、Ｔｉ含有量は0.005 〜0.1 ％とした。

【００２５】以上が鋼の主成分であり、本発明の目的を
損なわないならばその他の成分を含有しても差しつかえ
ない。

【００２６】なお、鋼板の製造条件は特に限定しない
が、母材、継手部とも良好な耐ＳＳＣ性を得るためには
以下に述べる条件で製造することが望ましい。上記成分
組成を有する鋼片を用意し、以下の工程により溶接鋼管
を製造する。スラブ加熱温度スラブ加熱温度1000℃〜1200℃とすることが望ましい。
即ち、加熱温度が1200℃以上では加熱時にオーステナイ
ト粒が粗大化し、圧延終了時に微細なオーステナイト粒
が得られず靱性が劣化するため加熱温度の上限を1200℃
とし、また設備上および圧延能率の制約から加熱温度の
下限を1000℃とした。

【００２７】圧延終了温度スラブの熱間圧延における終了温度はＡｒ₃点以上とす
ることが望ましい。Ａｒ₃点より下の温度では初析フェ
ライトが析出し始めるため均一な組織が得られず、良好
な耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性が得られないためであ
る。

【００２８】冷却速度圧延後の冷却速度は微細均一な組織を得るため、５〜30
℃／ｓの範囲とすることが望ましい。これは５℃／ｓ以
下の冷却速度では組織がフェライトとパーライトの混合
組織となり、耐ＳＳＣ性、耐ＨＩＣ性が劣化するためで
あり、また30℃／ｓ以上の冷却速度では島状マルテンサ
イト（ＭＡ）の増加により強度が上昇し、やはり耐ＳＳ
Ｃ性、耐ＨＩＣ性に劣化をきたすにようになるためであ
る。溶接管製造法本発明に係る溶接管用鋼に対しては、通常ＵＯＥプロセ
スにより鋼板を加工し、その後サブマージドマーク溶接
方法により製管する。

【００２９】

【実施例】表１に本発明鋼（１〜２８）および比較鋼
（２９〜３２）（ともにスラブ）の化学成分を、表２に
鋼板母材部の機械的性質およびＮＡＣＥ規格（TMO177-9
0method A）による継手部のＳＳＣ試験結果をそれぞれ
示した。

【００３０】

【表１】

【００３１】

【表２】

【００３２】なお、鋼板は推奨する製造方法である加熱
温度：1000〜1200℃、圧延終了温度：Ａｒ₃点以上と
し、圧延終了後冷却速度５〜30℃／ｓの加速冷却を行う
ことにより製造した。こうして得られた鋼板に、ＵＯＥ
設備により大径管を製造する場合と同様ＳＡＷ（サブマ
ージアーク溶接）にて内外面１層の溶接を行い、鋼管を
製造した。また表２中の継手部のＳＳＣ試験結果はそれ
ぞれ鋼板母材の降伏応力（σｙｓ）に対する溶接継手部
のＳＳＣ限界破断応力（σｔｈ）の比で整理した。表２
より、本発明の化学成分を有する鋼管継手部では継手部
のＳＳＣ限界応力比（σｔｈ／σｙｓ）が0.85以上と良
好な耐ＳＳＣ得られているが、Ｍｏ含有量またはＮｉ含
有量が本発明から外れた成分を有する鋼管継手部ではＨ
ＡＺ部の選択腐食の発生等により耐ＳＳＣ特性が劣化し
ている。

【００３３】

【発明の効果】本発明に係る溶接管用鋼は、各種の溶接
方法により溶接鋼管とした場合、母材のみならず、溶接
継手部の耐ＳＳＣが良好であり、湿潤な硫化水素環境下
で使用できるラインパイプを製造できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】Ｍｏ含有量とＮｉ含有量により限界破断応力比
がどのように変化するかを示す図である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】下記の成分組成（成分組成はｗｔ％であ
る）を含有するシーム部の耐ＳＳＣ性に優れた溶接鋼管
用鋼。主成分として、Ｃ：0.02〜0.1 ％、Ｓｉ：0.03〜0.5 ％、Ｍｎ：0.5 〜2 ％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.005 ％以下、Ｎｉ：0.1 〜0.3 ％、Ｍｏ: 0.1 〜0.4 ％、ｓｏｌ．Ａｌ：0.01〜0.05
％、Ｃａ:0.001〜0.008 ％を含有し、残部は実質的にＦｅか
らなる。
【請求項２】下記の成分組成（成分組成はｗｔ％であ
る）を含有するシーム部の耐ＳＳＣ性に優れた溶接鋼管
用鋼。主成分として、Ｃ：0.02〜0.1 ％、Ｓｉ：0.03〜0.5 ％、Ｍｎ：0.5 〜2.0 ％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.005 ％以下、Ｎｉ：0.1 〜0.3 ％、Ｍｏ: 0.1 〜0.4 ％、ｓｏｌ．Ａｌ：0.01〜0.05
％、Ｃａ:0.001〜0.008 ％を含有し、さらにＣｕ：0.5 ％以
下、Ｃｒ：0.5 ％以下、のうち少くとも１種以上を含有し、残部は実質的にＦｅ
からなる。
【請求項３】下記の成分組成（成分組成はｗｔ％であ
る）を含有するシーム部の耐ＳＳＣ性に優れた溶接鋼管
用鋼。主成分として、Ｃ：0.02〜0.1 ％、Ｓｉ：0.03〜0.5 ％、Ｍｎ：0.5 〜2 ％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.005 ％以下、Ｎｉ：0.1 〜0.3 ％、Ｍｏ: 0.1 〜0.4 ％、ｓｏｌ．Ａｌ：0.01〜0.05
％、Ｃａ:0.001〜0.008 ％を含有し、さらにＮｂ：0.1 ％以
下、Ｖ：0.15％以下、Ｔｉ：0.005 〜0.1 ％、のうち少くとも１種以上を含有し、残部は実質的にＦｅ
からなる。
【請求項４】下記の成分組成（成分組成はｗｔ％であ
る）を含有するシーム部の耐ＳＳＣ性に優れた溶接鋼管
用鋼。主成分として、Ｃ：0.02〜0.1 ％、Ｓｉ：0.03〜0.5 ％、Ｍｎ：0.5 〜2 ％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.005 ％以下、Ｎｉ：0.1 〜0.3 ％、Ｍｏ: 0.1 〜0.4 ％、ｓｏｌ．Ａｌ：0.01〜0.05
％、Ｃａ:0.001〜0.008 ％を含有し、さらにＣｕ：0.5 ％以
下、Ｃｒ：0.5 ％以下、のうち少くとも１種以上を含有し、さらにＮｂ：0.1 ％
以下、Ｖ：0.15％以下、Ｔｉ：0.005 〜0.1 ％、のうち少くとも１種以上を含有し、残部は実質的にＦｅ
からなる。