JPS5945749B2 - パイプ用鋼材 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明はパイプ用鋼材、特に耐水素誘起割れ性が優れた
ラインパイプ用鋼材を提案したものである。

原油、天然ガスの輸送にラインパイプが広く利用されて
いるが、低級な原油等の中には海水分又は淡水分を含む
湿潤の硫化水素（Ｈ２Ｓ）が含まれていることが多く、
この湿潤Ｈ２Ｓを含有する原油の輸送に使用されるライ
ンパイプに水素誘起割れ（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｉｎｄｕ
ｃｅｄ Ｃｒａｃｋ以下ＨＩ以下略ＩＣが発生し、大き
な問題となっている。

湿潤Ｈ２Ｓによる鋼材のＨＩＣは、Ｈ２Ｓ により鋼材
が腐食され、これにより発生した水素が多量に鋼中に侵
入することにより発生し、外部から力が加わっていない
状況下でも割れが発生する。

このＨＩＣは、鋼中に侵入した水素が鋼中に存在する非
金属介在物とマトリックスとの界面において、原子状水
素から分子状水素にガス化してこの界面の空洞を形成し
、このようにして形成された空洞内を占める水素ガスの
圧力が割れ発生及び伝播の駆動力になると考えられる。

そしてこの割れの起点となる非金属介在物としては、Ｍ
ｎＳ系介在物のように加工を受けて加工方向に延伸する
延伸状介在物が圧倒的に多い。

この介在物を起点とする割れが階段状に或は直線状に連
らなり、やがてはラインパイプの厚み方向に貫通してラ
インパイプの破壊という重大事故に到る。

またラインパイプは大型鋼塊又は連続鋳造鋳片を素材に
して製造されるが、この鋼塊の中央部又は鋳片の横断面
中心部は最終凝固する部分であり、偏析が著しくまた凝
固組織が粗大となるため、ＭｎＳ等の介在物の析出量が
多く変態組織もマルテンサイト又はペンナイト等の異常
な組織となりやす（、このため鋼塊又は鋳片を圧延して
得たラインパイプ用鋼板の板厚中央部は極めて割れ感受
性の高い部分となっていて、ラインパイプの厚み方向中
央部において発生した割れが、他の部分において発生し
た割れと容易に連鎖して、厚み方向に貫通した割れとな
りやすいため、このような鋼塊又は鋳片の中央異常組織
部はラインパイプの破壊を誘引する危険性が高い。

これに対し製鋼段階において溶鋼中にＣａを添加し、鋼
材中の介在物をＭｎＳからＣａ’Ｓ等の粒状のものに形
態調整し、ＭｎＳ の出現を抑制せんとする試みが従来
から行われているが、Ｃａの添加による品質改善効果が
鋼塊又は鋳片の位置によってバラツキ、耐ＨＩＣ性に対
して十分な効果は得られていないのが実情である。

本発明は斯かる事情に鑑みてなされたものであって、湿
潤Ｈ２Ｓに曝される状況下において使用されるラインパ
イプを製造するための鋼材として、強靭性を有すること
は勿論のこと、ＨＩＣ発生に対する抵抗が高い、即ち耐
ＨＩＣ性が高い鋼材を提供することを目的とする。

本発明に係るパイプ用鋼材は、Ｃ：０．３％以下、Ｓｉ
： ０．０１〜０．８、Ｍｎ ： ０．５〜２．０
％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｕ
： ０，５％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ａｌ：０．１
％以下及び１３ａ ： ０．００３〜０．０１５％を含
有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを主
要な特徴とするものである。

そして強度或は靭性の向上の為にＣｒ：１−０％以下、
Ｎｂ：０．０４％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｍｏ ：
０．１５％以下のうち１種又は２種以上を含むことも他
の特徴としすおり、更に耐ＨＩＣ性の一層の向上のため
に、３００℃乃至Ａ１変態点の温度域での焼戻処理を行
っているか、又はＡ３変態点乃至Ａ３変態点より６０℃
高温の範囲の温度域での焼入処理、５００℃乃至Ａ１変
態点の温度域での焼戻処理を行っていることを更に他の
特徴としている。

−以下前記したように各成分の濃度範囲を限定した理由
について説明する。

Ｃが０．３％を超えて存在する場合は、鋼材の靭性又は
溶接性が劣化するので好ましくなく、また連続鋳造材に
おいては鋳片横断面中心に発生する中心偏析が激し、く
なるので、Ｃは０．３％以下に抑える必要がある。

Ｃ濃度が低い程炭化物系介在物の析出量が減少し、耐Ｈ
ＩＣ性が高まるが、Ｃを低下させるには精錬上の限界が
あって、結局Ｃは０．０５〜０．１５％程度の範囲にコ
ントロールするのが好ましいといえる。

Ｓｉは精錬上脱酸剤として添加するものであるが、Ｓｉ
が０．８％以上存在する場合は、鋼材の靭性カ低下し、
脆化が著しくなるので好まりくなく、また０、０１％以
下では脱酸不足となる。

従ってＳｉは０．０１〜０．８％の範囲内にする必要が
ある。

Ｍｎはラインパイプ用高張力鋼としての強度を確保する
ために必要な元素であるが、同時にＭｎはＨＩＣの起点
となるＭｎＳ系介在物の構成元素であるため、Ｍｎ濃度
は低い方が好ましい。

而して本発明における鋼材は後述するようにＢａ添加に
よりＭｎＳ系介在物の形態調整及び清浄化を図っており
、更に必要に応じて鋼材におけるＭｎの偏析に起因する
異常組織部を解消すべく熱処理を施すので、Ｍｎはこ種
の用途の鋼材と１ては比較的高い値まで許容でき、上限
は２．０％好ましくは１．５％程度となる。

下限はＡＰＩ規格Ｘ４２〜Ｘ８０のラインパイプ用鋼材
としての強度を確保するためには０．５％以上必要であ
り、結局Ｍｎの濃度は必要とする強度に応じて０．５〜
２．０％の範囲内で選択すればよい。

Ｐが多い場合は鋼塊又は鋳片中央の異常組織部の発達を
助長し、ＨＩＣの発生を促進するので、Ｐは低い方が好
ましく、その上限は０．０４％である。

ＳはＨＩＣの起点となるＭｎＳ系介在物を形成するため
、Ｓ濃度は極力低くする必要があり、その上限は０．０
３％である。

Ｃｕは鋼材がＨ２Ｓに腐食され、原子状水素が鋼材中に
侵入するのを抑制する作用をするので、耐ＨＩＣ性を向
上させる効果を有する元素であるが、ＣｕがＱ、５％を
超えて存在する場合は、溶接性を劣化させ、更に熱間加
工性も劣化させるので、ＣＬＩは０．５％以下とする必
要があり、溶接性と熱間加工性を重視する場合には０．
２５〜０．３５％とするのが好ましい。

Ｎｉは鋼材の靭性を向上させ、またＣｕ脆性を抑制する
効果を有するが、ＨＩＣに対しては有害であるため、上
限を２．０％とする。

使用条件及びＣｕ濃度にもよるが、靭性を確保するため
にＮｉは０．０５〜０．１１％程度含有させるのが好ま
しい。

Ａｌは脱酸剤として溶鋼中に添加されるものであるが、
この脱酸生成物であるＡ１□０３は所謂Ｂ系介在物に分
類され、加工方向に集団をなして鋼材中に存在するため
、ＭｎＳ と同様ＨＩＣの起点となりやすい。

従ってＡｌは０．１％以下とする必要があるが、Ｓｉと
共に脱酸剤として作用させるために、ＡＩは０．０１〜
０．０７％とするのが好ましい。

Ｂａは本発明の目的である耐ＨＩＣ性に優れた鋼材を得
るために、極めて有効な添加成分である。

これは溶鋼中に添加されたＢａが、溶鋼の凝固時にＭｎ
Ｓが析出するのを抑制し、替りにＢａＳ として析出し
て介在物の形態なＨＩＣの発生に対して無害である球状
に調整する作用をするからである。

前記Ｓ及びＭｎの濃度範囲においては、１３ａが０．０
０３％以上存在することにより、硫化物系介在物は完全
に球状化し、耐ＨＩＣ性は著しく向上する。

なおりａ濃度が高過ぎる場合は、Ｂａ系介在物に起因す
るクラスタの発生が問題となるので、Ｂａ濃度の上限は
０．０１５％とする。

従ってＢａは０．００３〜０．０１５％の範囲にする必
要がある。

Ｃａは前述のように鋼材中の介在物をＭｎＳからＣａＯ
等の粒状のものに形態調整する働きをする。

そして第１−１表における実施例にて効果が確認されて
いる０、００６２％をその上限濃度とする。

Ｃｒは高強度のラインパイプ用鋼材を得るために添加さ
れる成分であるが、多量に含有せしめると鋼材の溶解性
が劣化するので好ましくない。

従って上限を１．０％とするが、好ましい濃度範囲は０
．０２〜０．３５％である。

Ｎｂ、Ｖ及びＭＯはラインパイプ用鋼材に強度及び靭性
を与えるために添加される元素であり、特にＡＰＩ規格
Ｘ６０以上の高強度のものには、Ｃｒも含めてこれら４
種の成分のうち１種又は２種以上の成分を含有せしめる
必要がある。

Ｎｂ、Ｖ及びＭｏの上限は夫々０．０４．０．１及び０
．１５％であるが、これは主として要求される強度及び
靭性と添加コストとのかね合いから決定される。

次に熱処理条件について説明する。

上述の如き組成の合金鋼は、例えば転炉精錬により、Ｃ
１５ｉ、ｐ、ｓを調整し、精錬後の溶鋼中にＡＩ、ｓｉ
及びＣｕ１Ｎｉ、Ｂａ更にはＣｒ、 Ｎｂ、 Ｖ。

Ｍｏ等の添加元素を含有する物質を、各成分濃度が前記
範囲内になるように夫々添加することによって溶製され
るが、通常ラインパイプはこの溶鋼を鋳造して得た鋼塊
又は鋳片を制御圧延し、圧延後の鋼板を製管工程に供す
ることによって製造される。

この鋼板の圧延時に生じた歪を解消するため、又は強度
及び靭性を向上させるために、必要に応じて次のような
２通りのうちいずれかの熱処理を施す。

先ずその−っは３００℃〜Ａ１変態点の間の温度域にお
ける焼戻処理である。

これは圧延加工により鋼材中の介在物周辺のマリリツク
スに生じた歪を除去するためのものである。

鋼材中に残留歪が存在する場合は、鋼材中に固溶してい
る原子状水素がこの歪場に集積し、水素ガスとなって空
洞を形成してＨＩＣの発生を助長するため、３００℃以
上に焼戻処理することにより、この残留歪の除去を図る
。

焼戻温度は３００℃未満では十分な歪除去効果が得られ
ないため、これを３００℃以上とする。

なおＭｎ濃度が高い場合は（Ｍｎ≧１．０％）、５００
℃以上に焼戻処理するのが好ましい。

Ｍｎ濃度が高い場合は鋼塊又は鋳片中央にＭｎの濃度偏
析部が発生し、との偏析により圧延後の鋼板板厚中央の
変態組織がベイナイト又はマルテンサイトになって、割
れ感受性が高くなるが、５００゜℃以上に焼戻処理する
ことにより、この部分を焼戻ベイナイト又は焼戻マルテ
ンサイトに転換することができるからである。

焼戻温度が５００℃未満では、この効果が小さい。

いま一つは鋼板をＡ３変態点〜Ａ３変態点＋６０℃の温
度域から焼入処理し、次いで５００℃〜Ａ１変態点の温
度域で焼戻処理するものである。

この焼入処理は主として強度及び靭性な向上させるため
であるが、焼入れた後５００℃〜Ａ、変態点の温度域に
焼戻して、焼入れにより生じたベイナイト又はマルテン
サイトを焼戻ベイナイト又は焼戻マルテンサイトに転換
して、硬度を下げＨＩＣ発生抵抗を高める。

焼入温度上限なＡ３変態点よりも６０℃高い温度とした
のは、これを超えるとオーステナイト結晶粒が粗大化し
て、靭性の低下が起きるからである。

また焼戻温度を５００℃以上としたのは、前述同様５０
０℃未満ではベイナイト又はマルテンサイトを焼戻組織
に転換する効果が小さいためである。

次に本発明の効果を実証するために行った、腐食試験及
び引張試験の結果について説明する。

供試材は第１−１表及び第１−２表の「組成」欄に夫々
含有する各成分の濃度を示したように、本発明において
規定した濃度範囲の成分を夫々含有する実施例■〜［相
］の各鋼材、及び同様に「組成」欄に夫夫含有する各成
分の濃度を示した比較例＠）−■の各鋼材である。

そしてこれらの供試材について、圧延のままの圧延材、
圧延後６５０℃で３０分間加熱後空冷して焼戻処理した
焼戻材、及び圧延後９３０℃で３０分間加熱して溶体化
処理した後水中に焼入れし、次いで６５０’Ｃで３０分
間加熱後空冷して焼入−焼戻処理した焼入−焼戻材夫々
から、長さ１００ｍｍ、幅２０ｍｍ、厚さ５間の腐食試
験片を夫々採取し、各組織及び熱処理条件の腐食試験片
を第２表に示す腐食条件にて腐食試験を行った。

即ち第２表の「腐食液」欄記載のように、人工海水、純
水及び０．５％酢酸溶液の夫々にＨ２Ｓを飽和させた腐
食液に、前記各腐食試験片を外力を加えない状態で９６
時間浸漬した後、各試験片を長さ方向に１０關間隔で切
断し、９面の切断面を検鏡面として研摩後光学顕微鏡観
察し、ＨＩＣの検出及びその程度の判定を行った。

なお各腐食面のｐＨは第２表ｒｐＨＪ欄記載の通りであ
り、Ｈ２Ｓ濃度及び液温はいずれの腐食液も同程度であ
った。

ＨＩＣの判定はＨＩＣの有無及び割れ長さ率により行っ
た。

割れ長さ率ＣＬは腐食試験片の幅Ｗ（この場合２００ｍ
ｍ）に対する９検鏡面にて観察されたＨＩＣの長さａｉ
ｊ の総和として次式に示すように定義した。

但しａｉｊ ：検鏡面のｉ方向（腐食試験片の幅方向）
及びｊ方向（腐食試験片の厚さ方向）にて観察されたＨ
ＩＣの長さ そして各腐食試験片において、ＨＩＣが全く認められな
いものを○、ＨＩＣが検出されたが、ＣＬが３％以下の
ものを△、同様にＣＬが３％を超えるものを×として、
各腐食試験片を分類し、第１表「耐水素誘起割れ性」欄
に示した。

一方腐食試験とは別に、■〜＠の各供試材についての圧
延材、焼戻材及び焼入−焼戻材から引張試験片を切り出
し、常温で引張試験を行って、降伏応力ＹＳ及び引張強
さＴＳを測定し、その結果を「強度」欄に示した。

また■〜＠はいずれもラインパイプ用鋼材であり、主と
してその強度の面から１−ＡＰＩグレード」欄に示した
ように分類される。

第１表から明らかなように、本発明に属さない比較例の
各供試材［相］〜＠においては、いずれかの腐食条件又
は熱処理条件においてＨＩＣが発生している。

このＨＩＣ感受性はＡＰＩグレードがバイグレード、即
ち強度が比較的高いものの方が低く、また焼戻し、更に
は焼入−焼戻等の熱処理を行うことによりＨＩＣ感受性
は低下するが、圧延のままの圧延材においてはＡＰＩグ
レードが高くなっても、腐食条件によってはＨＩＣの発
生が認められる。

なお腐食液はＨ２Ｓ飽和０．５％酢酸水溶液が最もＨＩ
Ｃを発生させやすく、ｐＨが低い程ＨＩＣが発生しやす
いということがいえる。

これに対し本発明品に属する供試材■〜［相］において
は、熱処理を行わない圧延材においても、またＡＰＩグ
レードのローグレードからバイグレードのものに到るま
で、更にいずれの腐食条件下においてもＨＩＣの発生は
皆無であった。

このように本発明に係るラインパイプ用鋼材が耐ＨＩＣ
性に対して極めて優れた効果を奏する主たる要因は、Ｂ
ａの添加量を０．００３％以上と従来のラインパイプ用
鋼材に比して極めて多量にした結果、鋼材におけるＭｎ
Ｓ系介在物の出現が完全に抑制され、硫化物系介在物が
全て均一な球状のものとなったことによると考えられる
。

従来は介在物の形態調整をＣａの添加に依存しており、
Ｂａは添加しないか或は添加した場合でも少量であった
。

また本発明に係るラインパイプ用鋼材の強度は各グレー
ドのラインパイプ用鋼材として十分な値を示しており、
いずれも従来のラインパイプ用鋼材と同等以上の強度を
有し、特にＡＰＩ規格Ｘ７０〜Ｘ８０等のバイグレード
のものは従来よりも極めて優れている。

このように本発明品は、従来に比して多量のＢａを添加
して介在物の形態調整を図り、またＣ１Ｍｎ、Ｃｕ、Ａ
Ｉ等の他の成分の濃度範囲を耐ＨＩＣ性及び強度、靭性
等を可及的に高めるべく調整し、更に必要に応じて焼戻
し又は焼入−焼戻等の熱処理を行ったものであるから、
湿潤Ｈ２Ｓに曝される状況下においても耐ＨＩＣ性が高
く、また強度及び靭性も優れており、本発明は耐水素誘
起割れ性が極めて高いラインパイプの製造に優れた効果
を奏する。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 ＩＣ：０．３％以下、Ｓｉ ：０．０１〜０−８％、Ｍ
   ｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．
   ０３％以下、Ｃｕ：０１５％以下、Ｎｉ ： ２．０％
   以下、Ａ１：０．１％以下及びＢａ ： ０．００３〜
   ０．０１５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物
   からなることを特徴とするパイプ用鋼材。 ２Ｃ：０．３％以下、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ
   ： ０．５〜２．０％、ｐ：０．０４％以下、Ｓ二０
   ．０３％以下、Ｃｕ ： ０．５％以下、Ｎｉ：２．０
   ％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｂａ：０．Ｏｏ３〜０、
   ０１５％及びＣａ 二０．００６２％以下を含有し、残
   部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする
   パイプ用鋼材。 ３Ｃ：０．３％以下、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ
   二〇、５〜２．０％、ｐ：ｏ、ｏ４％以下、Ｓ：０．
   ０３％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：２．０％以下
   、Ａ１：０．１％以下及びＢａ：０．００３〜０．０１
   ５％を含有し、更にＣｒ：１．０％以下、Ｎｂ：０．０
   ４％以下、Ｖ：０．１％以下及びＭｏ 二０．１５％以
   下のうち１種又は２種以上の成分を含有し、残部がＦｅ
   及び不可避的不純物からなることを特徴とするパイプ用
   鋼材。