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

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 Download PDF

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Abstract

本発明は、耐HIC特性に優れ、しかも板幅方向における耐HIC特性のばらつきを抑制した耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を提供する。本発明の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板は、C、Si、Mn、P、S、AlおよびCaを所定量で含有し、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。

Description

本発明は、耐サワーラインパイプの分野で使用される、鋼板内の材質均一性、特にHIC特性の均一性に優れた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に関するものである。
一般に、ラインパイプは、厚板ミルや熱延ミルによって製造された鋼板を、UOE成形、プレスベンド成形およびロール成形等によって、鋼管に成形することで製造される。
ここに、硫化水素を含む原油や天然ガスの輸送に用いられるラインパイプは、強度、靭性、溶接性などの他に、耐水素誘起割れ性(耐HIC(Hydrogen Induced Cracking)性)や耐硫化物応力腐食割れ性(耐SSCC(Sulfide Stress Corrosion Cracking)性)といった、いわゆる耐サワー性が必要とされる。中でもHICは、腐食反応による水素イオンが鋼材表面に吸着し、原子状の水素として鋼内部に侵入し、鋼中のMnSなどの非金属介在物や硬い第2相組織のまわりに拡散・集積して、分子状の水素となり、その内圧により割れを生ずるものとされている。
このようなHICを防ぐために、いくつかの方法が提案されている。特許文献1,2には、高強度鋼板に対して、低SかつCa添加により硫化物系介在物の形態制御を行いつつ、低C−低Mn化により中心偏析を抑制し、それに伴う強度低下をCr、Mo、Ni等の添加と加速冷却により補う方法が提案されている。
一方、鋼構造物の大型化やコスト削減の観点から、より高強度や高靭性を有する鋼板の需要が高まっている。鋼板の特性向上や合金元素削減、熱処理省略を目的として、通常、高強度鋼板は、制御圧延と制御冷却を組み合わせた、いわゆるTMCP(Thermo-Mechanical Control Process)技術が適用されて製造される。
TMCP技術を用いて鋼材の高強度化を行うには、制御冷却時の冷却速度を大きくすることが有効である。しかしながら、高冷却速度で制御冷却した場合、鋼板表層部が急冷されるため、鋼板内部に比べて表層部の硬さが高くなり、板厚方向の硬さ分布にばらつきが生じる。従って、鋼板内の材質均一性を確保する観点で問題となる。
上記の問題を解決するために、例えば特許文献3,4には、高周波誘導加熱装置を用いて、加速冷却後の鋼板表面を内部より高温に加熱して表層部の硬さを低減した、ラインパイプ用鋼板の製造方法が開示されている。
一方、鋼板表面のスケール厚さにむらがあった場合、冷却時にその下部の鋼板の冷却速度にもばらつきが生じ、鋼板内の局所的な冷却停止温度のばらつきが問題となる。その結果、スケール厚さのむらによって板幅方向に鋼板材質のばらつきが生じることになる。これに対し、特許文献5,6には、冷却直前にデスケーリングを行うことにより、スケール厚さむらに起因した冷却むらを低減して、鋼板形状を改善する方法が開示されている。
特開平5−271766号公報 特開平7−173536号公報 特開2002−327212号公報 特許第3711896号公報 特開平9−57327号公報 特許第3796133号公報
しかしながら、特許文献1〜4に記載の技術は、いずれも中心偏析部が対象であるが、板幅方向の耐HIC特性の均一性に関しては考慮されていない。スラブ段階の板幅方向の中心偏析のばらつきが影響し、圧延後鋼板の板幅方向の耐HIC特性のばらつきが生じるという問題がある。
また、本発明者らの検討によると、上記特許文献5,6に記載の製造方法で得られる高強度鋼板でも、板幅方向の耐HIC特性の均一性という観点で改善の余地があることが判明した。その理由としては、以下のようなものが考えられる。すなわち、特許文献5,6に記載の方法では、デスケーリングにより、熱間矯正時のスケールの押し込み疵による表面性状不良の低減や、鋼板の冷却停止温度のばらつきを低減して鋼板形状を改善しているが、均一な材質を得るための冷却条件に関しては何ら配慮がなされていない。
このように、従来、低廉な成分と高冷却速度の制御冷却を組み合わせた場合、鋼板内の材質均一性と耐HIC特性を備えた高強度鋼板を製造することはできなかった。
そこで本発明は、上記課題に鑑み、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と、これを用いた高強度鋼管を提供することを目的とする。
上記課題を解決するため、本発明者らは、API規格X65グレードの強度を有する高強度鋼板において、中心偏析部からのHIC発生を防止し、板幅方向の耐HIC特性のばらつきを抑制し、鋼板内の材質均一性を向上させるために、鋼材の成分組成、ミクロ組織、および製造方法を鋭意検討した。その結果、鋳片(スラブ)の2次冷却の際に特定の条件を採用し、かつ、特定の条件下で熱間圧延後の制御冷却を行うことを組み合わせることによって、鋼板の板幅方向における中心偏析のばらつきを抑制することができるとの知見を得て、本発明を完成した。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
[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。
[2]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、上記[1]に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板。
[3]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、上記[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。
[4]上記[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。
本発明の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板は、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。それ故、この高強度鋼板を用いた本発明の高強度鋼管は、耐HIC特性に優れ、しかも管周方向における耐HIC特性のばらつきが抑制されている。
実施例におけるEMPA分析領域の位置を説明する鋼板C断面の模式図である。 実施例におけるHIC試験片の採取部の位置を説明する鋼板C断面の模式図である。 本実施形態の高強度鋼板を製造するための、連続鋳造における鋳片の2次冷却方法を説明する図であり、(A)は、1つの二流体スプレーノズルから冷却水を噴射したときの冷却水の噴射範囲および水量密度分布を示す模式図であり、(B)は、2つの二流体スプレーノズルから冷却水を噴射したときの冷却水の噴射範囲、水量密度分布、および噴射範囲のラップ代を示す模式図である。
以下、本開示の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板について、具体的に説明する。
[成分組成]
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:0.02〜0.08%
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:0.01〜0.50%
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:0.50〜1.80%
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:0.001〜0.015%
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:0.0002〜0.0015%
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:0.01〜0.08%
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:0.0005〜0.005%
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。
以上、本開示の基本成分について説明したが、本開示の成分組成は、鋼板の強度や靱性の一層の改善のために、Cu,Ni,CrおよびMoのうちから選んだ1種又は2種以上を、以下の範囲で任意に含有させることができる。
Cu:0.50%以下
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:0.50%以下
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:0.50%以下
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:0.50%以下
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。
本開示の成分組成は、さらに、Nb,VおよびTiのうちから選んだ1種又は2種以上を、以下の範囲で任意に含有させることもできる。
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
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。
なお、上記した元素以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。ただし、本発明の作用効果を害しない限り、他の微量元素の含有を妨げない。
[Mn濃化スポット]
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。
本明細書において、「Mn濃化スポット」とは、Mn濃度が偏析により添加量(鋼板中のMn含有量)よりも高い部位を意味し、具体的には、鋼板中のMn含有量が1.50%以下の場合には、Mn濃度が1.60%以上の部位として特定され、鋼板中のMn含有量が1.50%超え1.80%以下の場合には、Mn濃度が鋼板中のMn含有量よりも0.10%以上高い部位として特定される。
本発明者らの検討によると、上記のとおり特定されるMn濃化スポットのうち、長軸長さが1.5mm超えのMn濃化スポットの箇所からHIC割れが発生しやすいこと、そして、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個を超えて存在すると、HIC割れが発生することが判明した。そこで本開示では、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個以下とする。
本開示において、「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」は、以下の方法で測定するものとする。まず、鋼板から解析用の試料を切り出し、研磨により試料調整を実施する。このとき、試料の表面が、鋼板の板長方向に垂直な断面(C断面)となるようにする。そして、図1に示すように、このC断面において、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(以下、単に「W/4位置」、「W/2位置」、および「3W/4位置」と記載する。)における鋼板の板厚中心(t/2位置;tは板厚)である3点のそれぞれを中心として板厚方向に±5mm(厚さ10mm)、板幅方向に±200mm(幅400mm)となる3つの領域について、電子プローブマイクロアナライザ(EMPA)によって、Mn濃度のマッピングを実施する。なお、鋼板の板幅によっては、上記3つの領域がオーバーラップして1つの領域となることもある。マッピングは、加速電圧25kVで、直径が0.15mmの電子プローブを用いて行う。このEPMA分析領域(厚さ10mm×幅400mm)中で、長軸長さ1.5mm超えのMn濃化スポットの数をカウントし、板幅方向の長さ100mm当たりの数に換算する。
なお、本開示の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の鋼組織については、引張強さ520MPa以上の高強度化を図るために、ベイナイト組織であることが好ましい。ここで、ベイナイト組織は、変態強化に寄与する加速冷却時あるいは加速冷却後に変態するベイニティックフェライトまたはグラニュラーフェライトと称される組織を含むものとする。ベイナイト組織中に、フェライトやマルテンサイト、パーライト、島状マルテンサイト、残留オーステナイトなどの異種組織が混在すると、強度の低下や靭性の劣化、表層硬さの上昇などが生じるため、ベイナイト相以外の組織分率は少ない程良い。ただし、ベイナイト相以外の組織の体積分率が十分に低い場合には、それらの影響が無視できるので、ある程度の量であれば許容される。具体的に、本開示では、ベイナイト以外の鋼組織(フェライト、マルテンサイト、パーライト、島状マルテンサイト、残留オーステナイト等)の合計が体積分率で5%未満であれば、大きな影響がないので許容されるものとする。
[板幅方向の耐HIC特性の均一性]
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。
本開示において、「W/4位置、W/2位置、および3W/4位置の耐HIC特性」は、以下の方法で評価するものとする。図2に示すように、鋼板のC断面において、板幅方向がW/4位置、W/2位置、および3W/4位置の板厚中心(計3点)を中心として、厚さ20mm×幅20mmの寸法の試験片を採取する。こうして得た3個の試験片から、それぞれ3個のサンプルを採取して、計9個のサンプルに対して、HIC(水素誘起割れ)特性調査を行う。この調査では、NACEで規定されているTM0284に基づき、Method A環境で行い、水素誘起割れ判定基準として割れ発生面積率(CAR)を求める。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、こうして得る9個のCARが全て10%以下であり、好ましくは5%以下である。
また、本開示において「板幅方向の耐HIC特性のばらつき」は、上記9個のCARの標準偏差をσとして求めたときの3σとして評価するものとする。
[引張強さ]
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。
[製造方法]
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。
〔連続鋳造時のスラブの2次冷却方法〕
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。
図3は、二流体スプレーノズルから噴射された冷却水の噴射範囲および水量密度分布を模式的に図示したものであり、図3(A)には、二流体スプレーノズル10直下の水量密度に対する水量密度比率が50%となる前記噴射範囲の両端からの距離Sが示され、図3(B)には、2つの二流体スプレーノズル10A,10Bから噴射される冷却水の噴射範囲のラップ代が示されている。
二流体スプレーノズル10から噴射された冷却水の噴射範囲の両端からの距離Sは、以下の方法により求めることができる。まず、二流体スプレーノズル10から噴射された冷却水の鋳片の幅方向における水量密度分布を測定する。水量密度分布は、鋳片1の幅方向に多数分割された計量枡群の上方に二流体スプレーノズル10を配置し、二流体スプレーノズル10から噴射された冷却水を計量枡毎に計量することにより測定することができる。
ラップ代が1.6S以上2.4S以下の範囲となるようにする理由は以下のとおりである。すなわち、複数の二流体スプレーノズルを配置して鋳片を2次冷却する場合において、たとえ各二流体スプレーノズルから噴射された冷却水の水量密度が鋳片の幅方向にわたって均一となるように配置したとしても、冷却水の噴射範囲の両端においては衝突圧が低いため鋳片の冷却能が低くなってしまい、鋳片を幅方向にわたって均一に冷却することができない。しかしながら、ラップ代が1.6S以上2.4S以下の範囲であれば、鋳片の幅方向における水量密度分布に加えて、衝突圧分布をも考慮して、鋳片を幅方向にわたって均一に冷却することができる。つまり、この方法によれば、隣り合う二流体スプレーノズル10A,10Bから噴射される冷却水の噴射範囲がラップする領域における冷却能を低下せずに鋳片を冷却することができ、鋳片の幅方向における表面温度偏差を小さくし、ほぼ均一に冷却することができる。これにより、幅方向における中心偏析ばらつきの少ないスラブ製造が可能となる。
なお、図3(B)では、2つの二流体スプレーノズル10A,10Bを用いた例を説明したが、3つ以上の二流体スプレーノズルを配置して鋳片を2次冷却する場合においても、3つ以上の二流体スプレーノズルのうち隣り合うもの同士について、冷却水の噴射範囲のラップ代を上記のように設定すればよい。
また、二流体スプレーノズルとしては、例えば、冷却水と空気の供給管、混合配管およびノズルチップを備えたミストノズルを用いることができるが、これに限定されるものではない。
〔スラブ加熱温度〕
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。
〔圧延終了温度〕
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。
〔制御冷却の冷却開始温度〕
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。
〔制御冷却の冷却速度〕
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〕
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。
なお、鋼板平均温度は、物理的に直接測定することはできないが、放射温度計にて測定された冷却開始時の表面温度と目標の冷却停止時の表面温度をもとに、例えばプロセスコンピューターを用いて差分計算により板厚断面内の温度分布をリアルタイムに求めることができる。当該温度分布における板厚方向の温度の平均値を本明細書における「鋼板平均温度」とする。
[高強度鋼管]
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。
例えば、UOE鋼管は、鋼板の端部を開先加工し、Cプレス、Uプレス、Oプレスで鋼管形状に成形した後、内面溶接および外面溶接で突き合わせ部をシーム溶接し、さらに必要に応じて拡管工程を経て製造される。また、溶接方法は十分な継手強度と継手靭性が得られる方法であれば、いずれの方法でも良いが、優れた溶接品質と製造能率の観点から、サブマージアーク溶接を用いることが好ましい。
表1に示す成分組成になる鋼(鋼種A〜M)を、連続鋳造法によりスラブ幅1600mmのスラブとした。2次冷却では、幅方向に所定の間隔で配置した3個の二流体スプレーノズルからミスト状に噴射される冷却水の噴射範囲のラップ代を、表2に示す値として2次冷却した。なお、鋳片20の幅方向における冷却水の噴射範囲の両端から二流体スプレーノズル直下の水量密度に対する比率が50%となる位置までの距離Sは、70mmで固定した。
こうして得たスラブを、表2に示す温度に加熱した後、表2に示す圧延終了温度および圧下率の熱間圧延をして、表2に示す板厚の鋼板とした。その後、鋼板に対して、表2に示す条件下で水冷型の制御冷却装置を用いて制御冷却を行った。
Figure 2019077725
Figure 2019077725
[組織の特定]
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。
[引張特性の評価]
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。
[板幅方向における耐HIC特性のばらつきの評価]
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。
[Mn濃化スポットの測定]
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。
[DWTT試験]
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。
Figure 2019077725
No.1〜13は発明例であり、成分組成が本発明の範囲であり、製造方法が本発明の鋼板を得るための好適な条件の範囲内となっている。いずれも、降伏強度450MPa以上、引張強度520MPa以上、DWTT試験での85%SATTを−50℃以下、耐HIC特性の板幅方向のばらつきも小さく、いずれの特性も良好であった。
一方、No.14〜22は比較例であり、成分組成は本発明の範囲内であるが、製造方法が本発明の鋼板を得るための好適な条件の範囲外となっている。No.14は、スラブ加熱温度が低く、ミクロ組織の均質化と炭化物の固溶が不十分であり低強度であった。
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。
本発明の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板は、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。よって、この鋼板を冷間成形して製造した鋼管(電縫鋼管、スパイラル鋼管、UOE鋼管等)は、耐サワー性を要する硫化水素を含む原油や天然ガスの輸送に好適に使用することができる。
10,10A,10B 二流体スプレーノズル
20 鋳片

Claims (4)

  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。
  2. 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。
  3. 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。
  4. 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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Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113151737B (zh) * 2021-02-25 2022-06-07 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种抗氢致裂纹的08Ni3DR钢板及其制造方法

Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07136752A (ja) * 1993-11-18 1995-05-30 Nippon Steel Corp 連続鋳造における鋳片の2次冷却方法およびその装置
JP2003313638A (ja) * 2002-04-22 2003-11-06 Jfe Steel Kk 耐hic特性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
WO2011030768A1 (ja) * 2009-09-09 2011-03-17 新日本製鐵株式会社 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管
JP2013124398A (ja) * 2011-12-15 2013-06-24 Jfe Steel Corp 高強度耐サワーラインパイプ用鋼板及びその素材
JP2013139630A (ja) * 2011-12-09 2013-07-18 Jfe Steel Corp 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板とその製造方法
JP2013145221A (ja) * 2011-12-13 2013-07-25 Jfe Steel Corp Hic割れ危険度が低い鋼材及びその中心偏析部評価法
JP2013154400A (ja) * 2008-02-07 2013-08-15 Jfe Steel Corp 均質性に優れた加速冷却型薄肉厚鋼板の製造方法
JP2014077642A (ja) * 2012-10-09 2014-05-01 Jfe Steel Corp 鋼材のhic感受性の評価方法およびそれを用いた耐hic性に優れたラインパイプ用高強度厚鋼板の製造方法
JP2014208892A (ja) * 2013-03-29 2014-11-06 株式会社神戸製鋼所 耐水素誘起割れ性と靭性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管
WO2014208089A1 (ja) * 2013-06-27 2014-12-31 Jfeスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2016028827A (ja) * 2014-07-25 2016-03-03 Jfeスチール株式会社 鋼の連続鋳造方法
JP2017078212A (ja) * 2015-10-21 2017-04-27 新日鐵住金株式会社 低降伏比鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2647302B2 (ja) 1992-03-30 1997-08-27 新日本製鐵株式会社 耐水素誘起割れ性の優れた高強度鋼板の製造方法
JPH07173536A (ja) 1993-12-16 1995-07-11 Nippon Steel Corp 耐サワー性の優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造法
JPH0957327A (ja) 1995-08-22 1997-03-04 Sumitomo Metal Ind Ltd 厚鋼板のスケール除去方法
JP3796133B2 (ja) 2000-04-18 2006-07-12 新日本製鐵株式会社 厚鋼板冷却方法およびその装置
JP2002327212A (ja) 2001-02-28 2002-11-15 Nkk Corp 耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法
JP3711896B2 (ja) 2001-06-26 2005-11-02 Jfeスチール株式会社 高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法
KR101224955B1 (ko) * 2010-08-30 2013-01-22 현대제철 주식회사 스트랜드 냉각 제어장치 및 그 방법
JP5672916B2 (ja) * 2010-09-30 2015-02-18 Jfeスチール株式会社 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに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
JP5192074B2 (ja) * 2010-12-20 2013-05-08 Thk株式会社 シール部材及びこれを用いた直線運動案内装置
KR20160147153A (ko) * 2015-06-12 2016-12-22 동국제강주식회사 라인파이프용 고강도 후강판 제조 방법 및 이에 의해 제조된 라인파인프용 고강도 후강판

Patent Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07136752A (ja) * 1993-11-18 1995-05-30 Nippon Steel Corp 連続鋳造における鋳片の2次冷却方法およびその装置
JP2003313638A (ja) * 2002-04-22 2003-11-06 Jfe Steel Kk 耐hic特性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2013154400A (ja) * 2008-02-07 2013-08-15 Jfe Steel Corp 均質性に優れた加速冷却型薄肉厚鋼板の製造方法
WO2011030768A1 (ja) * 2009-09-09 2011-03-17 新日本製鐵株式会社 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管
JP2013139630A (ja) * 2011-12-09 2013-07-18 Jfe Steel Corp 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板とその製造方法
JP2013145221A (ja) * 2011-12-13 2013-07-25 Jfe Steel Corp Hic割れ危険度が低い鋼材及びその中心偏析部評価法
JP2013124398A (ja) * 2011-12-15 2013-06-24 Jfe Steel Corp 高強度耐サワーラインパイプ用鋼板及びその素材
JP2014077642A (ja) * 2012-10-09 2014-05-01 Jfe Steel Corp 鋼材のhic感受性の評価方法およびそれを用いた耐hic性に優れたラインパイプ用高強度厚鋼板の製造方法
JP2014208892A (ja) * 2013-03-29 2014-11-06 株式会社神戸製鋼所 耐水素誘起割れ性と靭性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管
WO2014208089A1 (ja) * 2013-06-27 2014-12-31 Jfeスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2016028827A (ja) * 2014-07-25 2016-03-03 Jfeスチール株式会社 鋼の連続鋳造方法
JP2017078212A (ja) * 2015-10-21 2017-04-27 新日鐵住金株式会社 低降伏比鋼板およびその製造方法

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