JPWO2011152240A1 - ラインパイプ用継目無鋼管及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 (1)
Ti+V+Nb<0.06 (2)
ここで、式(1)及び(2)中の各元素記号には、各元素の含有量(質量%)が代入される。また、式(1)及び式(2)中の元素記号に対応する元素が含有されていない場合、式(1)及び式(2)の対応する元素記号には「0」を代入する。
Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 (1)
Ti+V+Nb<0.06 (2)
以下、本実施の形態によるラインパイプ用継目無鋼管の詳細を説明する。
本発明の実施の形態によるラインパイプ用継目無鋼管の化学組成は、以下の元素を含有する。
炭素(C)は、鋼の強度を向上する。しかしながら、Cが過剰に含有されると、ラインパイプの円周溶接部の靭性が低下する。したがって、C含有量は0.02〜0.10%である。好ましいC含有量の下限は、0.04%であり、好ましいC含有量の上限は、0.08%である。
珪素(Si)は、鋼を脱酸する。しかしながら、Siが過剰に含有されると、鋼の靭性が低下する。したがって、Si含有量は0.5%以下である。Si含有量が0.05%以上であれば、上記効果が特に有効に得られる。好ましいSi含有量の上限は、0.25%である。
マンガン(Mn)は鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を向上する。しかしながら、Mnが過剰に含有されると、Mnが鋼中で偏析し、その結果、円周溶接により形成される溶接熱影響部の靭性や母材の靭性が低下する。したがって、Mn含有量は0.5〜2.0%である。好ましいMn含有量は、1.0〜1.8%であり、さらに好ましくは、1.3〜1.8%である。
燐(P)は、不純物である。Pは、鋼の靭性を低下する。したがって、P含有量は少ない方が好ましい。P含有量は0.03%以下である。好ましいP含有量は、0.015%以下である。
硫黄(S)は、不純物である。Sは、Mnと結合して粗大なMnSを形成し、鋼の靭性及び耐サワー性を低下する。したがって、S含有量は少ない方が好ましい。S含有量は0.005%以下である。好ましいS含有量は、0.003%以下であり、さらに好ましくは、0.002%以下である。
カルシウム(Ca)は、鋼中のSと結合してCaSを形成する。CaSの生成により、MnSの生成が抑制される。つまり、Caは、MnSの生成を抑制し、鋼の靭性及び耐水素誘起割れ(Hydrogen Induced Cracking)性を向上する。以降、耐水素誘起割れ性を「耐HIC性」という。Caが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。しかしながら、Caが過剰に含有されれば、鋼の清浄度が低下し、靭性や耐HIC性が低下する。したがって、Ca含有量は、0.005%以下である。Ca含有量が0.0005%以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいCa含有量は、0.0005〜0.003%である。
本発明におけるアルミニウム(Al)の含有量は、酸可溶Al(いわゆるSol.Al)の含有量を意味する。本実施の形態において、Alは、Nと結合して微細な窒化物を形成し、鋼の靭性を向上する。Al含有量が0.01%未満である場合、Al窒化物が十分に微細分散されない。一方、Al含有量が0.1%を超えると、Al窒化物が粗大化し、鋼の靭性が低下する。したがって、Al含有量は0.01〜0.1%である。好ましいAl含有量は0.02〜0.1%である。Ti、Nbとの組合せを考慮すれば、さらに好ましいAl含有量は、0.02〜0.06%である。
窒素(N)は不純物である。固溶したNは鋼の靭性を低下する。Nはさらに、炭窒化物を粗大化し、鋼の靭性を低下する。したがって、N含有量は0.007%以下である。好ましいN含有量は0.005%以下である。
チタン(Ti)は、鋼中のNと結合してTiNを形成し、固溶したNによる鋼の靭性の低下を抑制する。さらに、微細なTiNが分散析出することにより、鋼の靭性がさらに向上する。しかしながら、Ti含有量が多すぎれば、TiNが粗大化したり、粗大なTiCが形成されるため、鋼の靭性が低下する。つまり、TiNを微細分散するために、Ti含有量は制限される。以上より、Ti含有量は0.008%以下である。好ましいTi含有量は0.005%以下であり、より好ましくは、0.003%以下であり、さらに好ましくは、0.002%以下である。Tiが少しでも含有されれば、微細なTiNが分散析出する。
バナジウム(V)は、鋼中のCやNと結合して微細な炭窒化物を形成し、鋼の靭性を向上する。さらに、微細なV炭窒化物は、分散強化により鋼の強度を向上する。しかしながら、Vが過剰に含有されれば、V炭窒化物が粗大化し、鋼の靭性が低下する。したがって、V含有量は、0.06%未満である。好ましいV含有量は0.05%以下であり、さらに好ましくは、0.03%以下である。Vが少しでも含有されれば、微細なV炭窒化物が分散析出する。
ニオブ(Nb)は、鋼中のCやNと結合して微細なNb炭窒化物を形成し、鋼の靭性を向上する。さらに、微細なNb炭窒化物は、分散強化により鋼の強度を向上する。しかしながら、Nbが過剰に含有されれば、Nb炭窒化物が粗大化し、鋼の靭性が低下する。したがって、Nb含有量は0.05%以下である。好ましいNb含有量は、0.03%以下である。Nbが少しでも含有されれば、微細なNb炭窒化物が分散析出する。
銅(Cu)は選択元素である。Cuは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を向上する。Cuが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Cuが過剰に含有されれば、鋼の溶接性が低下する。さらに、Cuが過剰に含有されれば、高温における粒界強度が低下するため、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Cu含有量は1.0%以下である。Cu含有量が0.05%以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいCu含有量は0.05〜0.5%である。
クロム(Cr)は選択元素である。Crは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を向上する。Crはさらに、鋼の焼戻し軟化抵抗を高める。Crが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Crが過剰に含有されれば、鋼の溶接性が低下し、鋼の靭性も低下する。したがって、Cr含有量は1.0%以下である。Cr含有量が0.02%以上であれば、上記効果が顕著に得られる。
ニッケル(Ni)は選択元素である。Niは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を向上する。Niが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Niが過剰に含有されれば、耐硫化物応力腐食割れ性が低下する。したがって、Ni含有量は1.0%以下である。Ni含有量が0.05%以上であれば、上記効果が顕著に得られる。
モリブデン(Mo)は選択元素である。Moは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を向上する。Moが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Moが過剰に含有されれば、鋼の溶接性が低下し、鋼の靭性も低下する。したがって、Mo含有量は1.0%以下である。Mo含有量が0.02%以上であれば、上記効果が顕著に得られる。
本実施の形態によるラインパイプ用継目無鋼管において、式(1)で定義される炭素当量(Ceq)は0.38以上である。さらに、Ti含有量、V含有量及びNb含有量は、式(2)を満たす。
Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 (1)
Ti+V+Nb<0.06 (2)
ここで、式(1)及び(2)中の各元素記号には、各元素の含有量(質量%)が代入される。また、本実施の形態による継目無鋼管の化学組成において、式(1)及び式(2)中の元素記号に対応する元素が含有されていない場合、式(1)及び式(2)中の対応する元素記号には「0」が代入される。
本実施の形態による継目無鋼管では、上述のとおり、特定炭窒化物の大きさが200nm以下である。以下、特定炭窒化物の大きさが200nm以下の場合に継目無鋼管の靭性が向上する点について説明する。
本実施の形態による継目無鋼管の製造方法の一例を説明する。本例では、熱間加工により製造された継目無鋼管を加速冷却する。そして、加速冷却後の継目無鋼管に対して、焼入れ及び焼戻しを実施する。以下、本実施の形態による継目無鋼管の製造方法を詳述する。
図3は、本実施の形態によるラインパイプ用継目無鋼管の製造ラインの一例を示すブロック図である。図3を参照して、製造ラインは、加熱炉1と、穿孔機2と、延伸圧延機3と、定径圧延機4と、補熱炉5と、水冷装置6と、焼入れ装置7と、焼戻し装置8とを備える。各装置間には、複数の搬送ローラ10が配置される。図3では、焼入れ装置7及び焼戻し装置8も製造ラインに含まれている。しかしながら、焼入れ装置7及び焼戻し装置8は、製造ラインから離れて配置されていてもよい。要するに、焼入れ装置7及び焼戻し装置8はオフラインに配置されていてもよい。
図4は、本実施の形態による継目無鋼管の製造工程を示すフロー図であり、図5は、製造中の圧延素材(鋼素材、素管及び継目無鋼管)の時間に対する表面温度の変化を示す図である。
初めに、丸ビレットを加熱炉1で加熱する。好ましい加熱温度は1100℃〜1300℃である。この温度範囲で丸ビレットを加熱すれば、鋼中の炭窒化物が溶解する。スラブやインゴットから熱間鍛造又は分塊圧延により丸ビレットが製造される場合、スラブ及びインゴットの加熱温度が1100〜1300℃であればよく、丸ビレットの加熱温度は必ずしも1100〜1300℃でなくてもよい。加熱炉1はたとえば、周知のウォーキングビーム炉やロータリー炉である。
丸ビレットを加熱炉から出す。そして、加熱された丸ビレットを穿孔機2により穿孔圧延する。穿孔機2は周知の構成を有する。具体的には、穿孔機2は、一対の傾斜ロールと、プラグとを備える。プラグは、傾斜ロール間に配置される。好ましい穿孔機2は交叉型の穿孔機である。高い拡管率での穿孔が可能だからである。
次に、素管を圧延する。具体的には、素管を延伸圧延機3により延伸圧延する。延伸圧延機3は直列に配列された複数のロールスタンドを含む。延伸圧延機3はたとえば、マンドレルミルである。続いて、延伸圧延された素管を、定径圧延機4により定径圧延して、継目無鋼管を製造する。定径圧延機4は、直列に配列された複数のロールスタンドを含む。定径圧延機4はたとえば、サイザやストレッチレデューサである。
再加熱工程(S4)は、必要に応じて実施される。要するに、再加熱工程を実施しなくてもよい。再加熱工程を実施しない場合、図4において、ステップS3からステップS5に進む。また、再加熱工程を実施しない場合、図3において、補熱炉5は配置されない。
ステップS3で製造された継目無鋼管、又は、ステップS4で再加熱された継目無鋼管を加速冷却する。具体的には、継目無鋼管を水冷装置6により水冷する。水冷直前の継目無鋼管の温度(表面温度)はAr3点以上であり、好ましくは900℃以上である。上述の化学組成のAr3点は750℃以下である。加速冷却前の継目無鋼管の温度がAr3点未満である場合、上述の補熱炉5や、インダクション加熱装置等を利用して、継目無鋼管を再加熱し、継目無鋼管の温度をAr3点以上にする。
水冷装置6により水冷された継目無鋼管を再加熱焼入れする。具体的には、焼入れ装置7で継目無鋼管を加熱する(再加熱工程)。この加熱により、継目無鋼管の金属組織はオーステナイト化される。そして、加熱された継目無鋼管を冷却することにより焼入れする(冷却工程)。これにより、ステップS5での加速冷却により形成された、マルテンサイト又はベイナイトを主体とする継目無鋼管の緻密な金属組織中に、微細な特定炭窒化物が分散析出する。
焼入れされた鋼管を、焼戻しする。焼戻し温度は、Ac1点以下であり、所望の力学特性に基づいて調整される。上述の化学組成を有する継目無鋼管のAc1点は、680〜740℃である。焼戻し処理により、本発明の継目無鋼管の強度グレードを、API規格に基づくX65以上、つまり、継目無鋼管の降伏応力を450MPa以上にすることができる。
焼戻しされた各試験番号1〜22の継目無鋼管について、特定炭窒化物の大きさを上述の測定方法に基づいて調査した。
焼戻しされた各試験番号1〜22の継目無鋼管の降伏強度を調査した。具体的には、継目無鋼管からJIS Z 2201に規定された12号試験片(幅25mm、標点距離200mm)を、鋼管の長手方向(L方向)に採取した。採取された試験片を用いて、JIS Z 2241に準拠した引張試験を、常温(25℃)の大気中で実施し、降伏応力(YS)及び引張強度(TS)を求めた。降伏応力は、0.5%全伸び法により求めた。得られた降伏応力(MPa)及び引張強度(MPa)を表2に示す。表2中の「YS」は各試験番号の試験片で得られた降伏応力を示し、「TS」は引張強度を示す。
焼戻しされた各試験番号1〜22の継目無鋼管の靭性を調査した。具体的には、各継目無鋼管の肉厚中央部からJIS Z 2242に準拠したVノッチ試験片を、継目無鋼管の長手方向に対して垂直(T方向)に採取した。Vノッチ試験片は角棒状であり、横断面は10mm×10mmであった。また、Vノッチの深さは2mmであった。Vノッチ試験片を用いて、JIS Z 2242に準拠したシャルピー衝撃試験を、種々の温度で実施した。そして、各継目無鋼管の延性脆性破面遷移温度(50%FATT)を求めた。表2に、各試験番号の試験片により得られた50%FATT(℃)を示す。
焼戻しされた各試験番号1〜17及び22の継目無鋼管の耐サワー性を調査した。具体的には、各継目無鋼管の肉厚中央部から、継目無鋼管の圧延方向に延びる丸棒試験片を採取した。丸棒試験片の平行部の外径は6.35mmであり、平行部の長さは25.4mmであった。NACE(National Association of Corrosion Engineers)TM0177A法に従って、定荷重試験により、各丸棒試験片の耐サワー性を評価した。試験浴は、1atmの硫化水素ガスを飽和させた常温の5%食塩+0.5%酢酸水溶液であった。各丸棒試験片に実降伏応力の90%を負荷して上記試験浴に720時間浸漬した。
焼戻しされた試験番号3、5及び18の継目無鋼管に対して円周溶接試験を実施した。具体的には、当該試験番号の継目無鋼管を長手方向中央部で切断した。切断部を開先加工し、図6に示す縦断形状にした。そして、表3に示す溶接条件に基づいて、2つに切り離された継目無鋼管の切断部同士を円周溶接した。表3に示すとおり、各試験番号ごとに、2つの入熱条件(入熱条件1及び入熱条件2)の円周溶接を行った。
表2を参照して、試験番号1〜17及び22の継目無鋼管では、化学組成が本発明の範囲内であり、炭素当量は0.38以上であり、化学組成が式(2)を満たした。さらに、特定炭窒化物の大きさが200nm以下であった。そのため、試験番号1〜17及び22の継目無鋼管の降伏応力は、いずれも450MPa以上であり、API規格に基づくX65以上の強度グレードに相当した。さらに、試験番号1〜17及び22の継目無鋼管の50%FATTは−70℃以下であり、優れた靭性を有した。また、試験番号1〜17及び22の継目無鋼管は、優れた耐サワー性を有した。さらに、円周溶接性試験により得られた−40℃における吸収エネルギは、200Jを超え、溶接部の靭性も高かった。
Claims (6)
- 質量%で、
C:0.02〜0.10%、
Si:0.5%以下、
Mn:0.5〜2.0%、
Al:0.01〜0.1%、
P:0.03%以下、
S:0.005%以下、
Ca:0.005%以下、及び、
N:0.007%以下を含有し、
さらに、
Ti:0.008%以下、
V:0.06%未満、及び、
Nb:0.05%以下からなる群から選択される1種又は2種以上を含有し、
残部はFe及び不純物からなり、
式(1)で定義される炭素当量Ceqは0.38以上であり、
Ti、V及びNbの含有量は式(2)を満たす化学組成を有し、
Ti、V、Nb及びAlのうちの1種又は2種以上を含有する炭窒化物の大きさが200nm以下である、ラインパイプ用継目無鋼管。
Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 (1)
Ti+V+Nb<0.06 (2)
ここで、式(1)及び(2)中の各元素記号には、各元素の含有量(質量%)が代入される。各元素記号に対応する元素が含有されていない場合、元素記号に「0」が代入される。 - 請求項1に記載の継目無鋼管であって、
前記化学組成は、前記Feの一部に代えて、
Cu:1.0%以下、
Cr:1.0%以下、
Ni:1.0%以下、及び、
Mo:1.0%以下からなる群から選択された1種又は2種以上を含有する、継目無鋼管。 - 請求項1又は請求項2に記載の継目無鋼管であって、
熱間加工された後、100℃/分以上の冷却速度で加速冷却され、さらに、焼入れ及び焼戻しされて製造される、継目無鋼管。 - 請求項3に記載の継目無鋼管であって、
前記加速冷却後、Ac3点以上に加熱されて焼入れされ、
前記焼入れ時の加熱において、前記継目無鋼管の温度が600〜900℃における加熱速度が3℃/分以上である、継目無鋼管。 - 質量%で、C:0.02〜0.10%、Si:0.5%以下、Mn:0.5〜2.0%、Al:0.01〜0.1%、P:0.03%以下、S:0.005%以下、Ca:0.005%以下、及びN:0.007%以下を含有し、さらに、Ti:0.008%以下、V:0.06%未満、及び、Nb:0.05%以下からなる群から選択された1種又は2種以上を含有し、残部はFe及び不純物からなり、式(1)で定義される炭素当量Ceqは0.38以上であり、Ti、V及びNbの含有量は式(2)を満たす化学組成を有する鋼素材を加熱する工程と、
加熱された前記鋼素材を穿孔して素管を製造する工程と、
前記素管を圧延して継目無鋼管を製造する工程と、
圧延後の前記継目無鋼管をAr1点以下まで100℃/分以上の冷却速度で加速冷却する工程と、
加速冷却された前記継目無鋼管を加熱し、継目無鋼管の温度が600〜900℃における加熱速度を3℃/分以上とし、前記継目無鋼管の温度がAc3点以上となった後、焼入れする工程と、
焼入れされた前記継目無鋼管をAc1点以下で焼戻しする工程とを備える、ラインパイプ用継目無鋼管の製造方法。
Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 (1)
Ti+V+Nb<0.06 (2)
ここで、式(1)及び(2)中の各元素記号には、各元素の含有量(質量%)が代入される。各元素記号に対応する元素が含有されていない場合、元素記号に「0」が代入される。 - 請求項5に記載の継目無鋼管の製造方法であって、
前記鋼素材の化学組成は、前記Feの一部に代えて、
Cu:1.0%以下、
Cr:1.0%以下、
Ni:1.0%以下、及び、
Mo:1.0%以下からなる群から選択された1種又は2種以上を含有する、継目無鋼管の製造方法。
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