JPWO2019077725A1 - 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびこれを用いた高強度鋼管 - Google Patents
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Abstract
Description
[1]質量%で、C:0.02〜0.08%、Si:0.01〜0.50%、Mn:0.50〜1.80%、P:0.001〜0.015%、S:0.0002〜0.0015%、Al:0.01〜0.08%およびCa:0.0005〜0.005%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼板の圧延方向に垂直な断面において、板厚中心から板厚方向に±5mmの測定領域に、楕円形状と近似した長軸長さ1.5mm超えのMn濃化スポットの数が、板幅方向の長さ100mm当たりに3個以下であり、
板幅をWとして、鋼板の板幅方向の片端から、W/4の位置、W/2の位置、および3W/4の位置において、耐HIC特性がCARで10%以下であり、
板幅方向の耐HIC特性のばらつきが、CARの標準偏差をσとしたときに3σで5%以下であり、
520MPa以上の引張強さを有する
ことを特徴とする耐サワーラインパイプ用高強度鋼板。
まず、本開示による高強度鋼板の成分組成とその限定理由について説明する。以下の説明において%で示す単位は全て質量%である。
Cは、強度の向上に有効に寄与するが、含有量が0.02%未満では十分な強度が確保できず、一方0.08%を超えると、加速冷却時に表層部の硬さが上昇するため、耐HIC特性が劣化する。また、靭性も劣化する。このため、C量は0.02〜0.08%の範囲に限定する。
Siは、脱酸のため添加するが、含有量が0.01%未満では脱酸効果が十分でなく、一方0.50%を超えると靭性や溶接性を劣化させるため、Si量は0.01〜0.50%の範囲に限定する。
Mnは、強度、靭性の向上に有効に寄与するが、含有量が0.50%未満ではその添加効果に乏しく、一方1.80%を超えると加速冷却時に表層部の硬さが上昇するため、耐HIC特性が劣化する。また、溶接性も劣化する。このため、Mn量は0.50〜1.80%の範囲に限定する。
Pは、不可避不純物元素であり、溶接性を劣化させるとともに、中心偏析部の硬さを上昇させることで耐HIC性を劣化させる。0.015%を超えるとその傾向が顕著となるため、上限を0.015%に規定する。好ましくは0.008%以下である。含有量は低いほどよいが、精錬コストの観点から0.001%以上とする。
Sは、不可避不純物元素であり、鋼中においてはMnS介在物となり耐HIC性を劣化させるため少ないことが好ましいが、0.0015%までは許容される。含有量は低いほどよいが、精錬コストの観点から0.0002%以上とする。
Alは、脱酸剤として添加するが、0.01%未満では添加効果がなく、一方、0.08%を超えると鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するため、Al量は0.01〜0.08%の範囲に限定する。
Caは、硫化物系介在物の形態制御による耐HIC特性向上に有効な元素であるが、0.0005%未満ではその添加効果が十分でない。一方、0.005%を超えた場合、効果が飽和するだけでなく、鋼の清浄度の低下により耐HIC特性を劣化させるので、Ca量は0.0005〜0.005%の範囲に限定する。
Cuは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、この効果を得るには0.05%以上を含有することが好ましいが、含有量が多すぎると溶接性が劣化するため、Cuを添加する場合は0.50%を上限とする。
Niは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、この効果を得るには0.05%以上を含有することが好ましいが、含有量が多すぎると経済的に不利なだけでなく、溶接熱影響部の靱性が劣化するため、Niを添加する場合は0.50%を上限とする。
Crは、Mnと同様、低Cでも十分な強度を得るために有効な元素であり、この効果を得るには0.05%以上を含有することが好ましいが、含有量が多すぎると溶接性が劣化するため、Crを添加する場合は0.50%を上限とする。
Moは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、この効果を得るには0.05%以上を含有することが好ましいが、含有量が多すぎると溶接性が劣化するため、Moを添加する場合は0.50%を上限とする。
Nb,VおよびTiはいずれも、鋼板の強度および靭性を高めるために任意に添加することができる元素である。各元素とも、含有量が0.005%未満ではその添加効果に乏しく、一方0.1%を超えると溶接部の靭性が劣化するので、添加する場合はいずれも0.005〜0.1%の範囲とするのが好ましい。
本開示の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板においては、鋼板の圧延方向(板長方向)に垂直な断面において、板厚中心から板厚方向に±5mmの測定領域に、楕円形状と近似した長軸長さ1.5mm超えのMn濃化スポットの数が、板幅方向の長さ100mm当たりに3個以下であることが肝要である。
本開示の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板においては、W/4位置、W/2位置、および3W/4位置において、耐HIC特性がCARで10%以下であること、並びに、板幅方向の耐HIC特性のばらつきが、CARの標準偏差をσとしたときに3σで5%以下であることが肝要である。これは、耐HIC特性に優れ、しかも板幅方向における耐HIC特性のばらつきが抑制されていることを意味する。W/4位置、W/2位置、および3W/4位置の耐HIC特性は、好ましくはCARで5%以下である。
本開示の高強度鋼板は、API 5LのX60グレード以上の強度を有する鋼管用の鋼板であるので、520MPa以上の引張強さを有するものとする。
以下、上記耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を製造するための製造方法および製造条件について、具体的に説明する。本開示の製造方法は、上記成分組成を有する鋼を連続鋳造して鋳片(スラブ)とし、このスラブの加熱したのち、熱間圧延して鋼板とし、その後当該鋼板に対して制御冷却を行う。このとき、連続鋳造における2次冷却を特定の条件で行い、かつ、スラブ加熱および制御冷却を特定の条件で行うことにより、耐HIC特性に優れ、しかも板幅方向における耐HIC特性のばらつきを抑制した耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を製造することができる。
図3(A),(B)に示すように、鋳片20の幅方向に所定の間隔で配置した複数の二流体スプレーノズル10A,10Bから冷却水をミスト状に噴射し、鋳片20をその長手方向に送りながら冷却する方法であって、二流体スプレーノズル10として、二流体スプレーノズル10直下の水量密度に対する比率が50%となる位置が、前記鋳片20の幅方向における前記冷却水の噴射範囲の両端から距離S(mm)であるものを用い、かつ隣り合う二流体スプレーノズル10A,10Bから噴射される前記冷却水の噴射範囲のラップ代が1.6S以上2.4S以下の範囲となるようにすることを特徴とする鋳片の2次冷却方法を用いる。
スラブ加熱温度:1000〜1300℃
スラブ加熱温度が1000℃未満では、炭化物の固溶が不十分で必要な強度が得られず、一方1300℃を超えると靭性が劣化するため、スラブ加熱温度は1000〜1300℃とする。なお、この温度は加熱炉の炉内温度であり、スラブは中心部までこの温度に加熱されるものとする。
熱間圧延工程において、高い母材靱性を得るには、圧延終了温度は低いほどよいが、その反面、圧延能率が低下するため、鋼板表面温度における圧延終了温度は、必要な母材靱性と圧延能率を勘案して設定する必要がある。強度および耐HIC特性を向上させる観点からは、圧延終了温度を、鋼板表面温度でAr3変態点以上とすることが好ましい。ここで、Ar3変態点とは、冷却中におけるフェライト変態開始温度を意味し、例えば、鋼の成分から以下の式で求めることができる。また、高い母材靱性を得るためにはオーステナイト未再結晶温度域に相当する950℃以下の温度域での圧下率を60%以上とすることが望ましい。なお、鋼板の表面温度は放射温度計等で測定することができる。
Ar3(℃)=910−310[%C]−80[%Mn]−20[%Cu]−15[%Cr]−55[%Ni]−80[%Mo]
ただし、[%X]はX元素の鋼中含有量(質量%)を示す。
冷却開始温度:鋼板表面温度で(Ar3−10℃)以上
冷却開始時の鋼板表面温度が低いと、制御冷却前のフェライト生成量が多くなり、特にAr3変態点からの温度降下量が10℃を超えると体積分率で5%を超えるフェライトが生成して、強度低下が大きくなると共に耐HIC特性が劣化するため、冷却開始時の鋼板表面温度は(Ar3−10℃)以上とする。
鋼板平均温度で750℃から550℃までの平均冷却速度:15℃/s以上
鋼板平均温度で750℃から550℃までの平均冷却速度が15℃/s未満では、ベイナイト組織が得られずに強度低下や耐HIC特性の劣化が生じる。このため、鋼板平均温度での冷却速度は15℃/s以上とする。鋼板強度と硬さのばらつきの観点からは、鋼板平均の冷却速度は20℃/s以上とすることが好ましい。当該平均冷却速度の上限は特に限定されないが、低温変態生成物が過剰に生成しないように、80℃/s以下とすることが好ましい。
冷却停止温度:鋼板平均温度で250〜550℃
圧延終了後、制御冷却でベイナイト変態の温度域である250〜550℃まで急冷することにより、ベイナイト相を生成させる。冷却停止温度が550℃を超えると、ベイナイト変態が不完全であり、十分な強度が得られない。また、冷却停止温度が250℃未満では、表層部の硬さ上昇が著しくなる。好ましくは、350〜500℃である。
本開示の高強度鋼板を、プレスベンド成形、ロール成形、UOE成形等で管状に成形した後、突き合わせ部を溶接することにより、原油や天然ガスの輸送に好適な鋼板内の材質均一性に優れた耐サワーラインパイプ用高強度鋼管(UOE鋼管、電縫鋼管、スパイラル鋼管等)を製造することができる。
得られた鋼板のミクロ組織を、光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡により観察した。鋼板の板厚中央(t/2位置)での組織を、表3に示す。
各水準において得られた鋼板から圧延直角方向の全厚試験片(API5L規格)を採取して、これを引張試験片として引張試験を行い、降伏強度(0.5%耐力)および引張強度を測定した。降伏強度450MPa以上、引張強度520MPa以上が目標範囲である。結果を表3に示す。
既述の方法で、W/4位置、W/2位置、および3W/4位置から各々3個のサンプルを採取し、CARを測定した。こうして得た9個の測定値のうちの最大値を表3の「耐HIC特性」の欄に示す。また、9個のCARの標準偏差をσとして求めたときの3σも表3に示す。最大値は10%以下、3σは5%以下が目標範囲である。
既述の方法で板幅方向の長さ100mm当たりの、長軸長さ1.5mm超えのMn濃化スポットの数を測定した。3個以下が目標範囲である。結果を表3に示す。
各水準において得られた鋼板からAPI−5Lに準拠したDWTT試験片を採取し、0〜−80℃の試験温度で試験を行い、SA値(Shear Area:延性破面率)が85%となる遷移温度を求めた。遷移温度は−50℃以下が目標範囲である。結果を表3に示す。
No.15は、冷却開始温度が低く、フェライトが析出しすぎたため、低強度であり、且つ耐HIC特性が劣っていた。
No.16およびNo.18は、制御冷却条件が好適な条件の範囲外で、ミクロ組織として板厚中心部でパーライトが析出しすぎたため、低強度であり、且つ耐HIC特性が劣っていた。
No.17は、冷却停止温度が低く、マルテンサイトや島状マルテンサイト(MA)の硬質相が生成したため、DWTT特性と耐HIC特性が劣っていた。
No.19〜No.22は、いずれもスラブ段階の2次冷却条件が好適な条件の範囲外で、中心偏析部のMn濃化が多く、鋼板板幅方向の耐HIC特性ばらつきが大きく、HIC特性が劣っていた。
No.23〜No.27は、成分組成が本発明の範囲外であり、中心偏析部のMn濃化が多く、鋼板板幅方向のHIC特性ばらつきが大きく、HIC特性が劣っていた。
20 鋳片
Claims (4)
- 質量%で、C:0.02〜0.08%、Si:0.01〜0.50%、Mn:0.50〜1.80%、P:0.001〜0.015%、S:0.0002〜0.0015%、Al:0.01〜0.08%およびCa:0.0005〜0.005%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼板の圧延方向に垂直な断面において、板厚中心から板厚方向に±5mmの測定領域に、楕円形状と近似した長軸長さ1.5mm超えのMn濃化スポットの数が、板幅方向の長さ100mm当たりに3個以下であり、
板幅をWとして、鋼板の板幅方向の片端から、W/4の位置、W/2の位置、および3W/4の位置において、耐HIC特性がCARで10%以下であり、
板幅方向の耐HIC特性のばらつきが、CARの標準偏差をσとしたときに3σで5%以下であり、
520MPa以上の引張強さを有する
ことを特徴とする耐サワーラインパイプ用高強度鋼板。 - 前記成分組成が、さらに、質量%で、Cu:0.50%以下、Ni:0.50%以下、Cr:0.50%以下およびMo:0.50%以下のうちから選んだ1種又は2種以上を含有する、請求項1に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板。
- 前記成分組成が、さらに、質量%で、Nb:0.005〜0.1%、V:0.005〜0.1%、およびTi:0.005〜0.1%のうちから選んだ1種又は2種以上を含有する、請求項1または2に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板。
- 請求項1〜3のいずれか一項に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管。
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