WO1991010752A1 - Process for producing highly corrosion-resistant low-alloy steel for line pipe - Google Patents

Process for producing highly corrosion-resistant low-alloy steel for line pipe Download PDF

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WO1991010752A1
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low
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Inventor
Hiroshi Tamehiro
Hiroyuki Ogawa
Kozo Denpo
Original Assignee
Nippon Steel Corporation
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N

Definitions

  • the present invention is resistant C 0 2 corrosion resistance superior Lai Npai flop for high tensile steel sheet (tensile strength: TS at 5 0 kg f / mm 2 or more, thickness 4 O mni below) relates to the production method.
  • the primary object of the present invention is between this to provide a base metal and the HAZ rather Do with this impairing low-temperature toughness, sake C ⁇ 2 corrosive new Rye Npaipu steel for greatly been improved .
  • the steel composition by weight percent, carbon 0.02-0.09, silicon 0.5 or less, manganese 0.7-1.5, phosphorus 0.03.
  • the steel of this composition is Heat to a temperature range of C, roll at a rolling reduction temperature of 700 ° C-850 ° C, with a cumulative reduction of 40% or more at 950 ° C or less, and then cool by air or accelerated cooling. And the desired steel can be obtained.
  • the Cr content was set to 0.5 to 1.2 in terms of corrosion resistance. To obtain sufficient corrosion resistance, the Cr content must be at least 0.5%. However, if too much, the low-temperature toughness and the on-site weldability are greatly deteriorated, so the upper limit was set to 1.2%.
  • Mn 0.7 to 1 to ensure excellent low-temperature toughness and weldability by adding a considerable amount of Cr to improve corrosion resistance.
  • the lower limits of C and Mn are the minimum amounts necessary to secure the required base metal and weld strength, and to achieve the precipitation hardening and grain refinement effects of these elements when Nb and V are added. is there.
  • the upper limit is the limit for obtaining excellent low-temperature toughness and on-site weldability (especially desirable C and amount are respectively
  • the steel of the present invention has an essential element of Nb: 0.02 to
  • Ti contains 0.005 to 0.03%. Nb contributes to grain refinement and precipitation hardening in controlled rolling, and strengthens the steel. Also, the addition of Ti forms fine TiN, which suppresses coarsening of y grains during slab heating and welding, and is effective in improving base metal toughness and HAZ toughness.
  • the lower limits of the amounts of Nb and Ti are the minimum amounts for these elements to exert their effects, and the upper limit is the limit of the addition amount that does not degrade HAZ toughness / field weldability.
  • the upper limit was set to 0.5%, since the addition of large amounts of Si deteriorates weldability and HAZ toughness. T i alone is sufficient for deacidification of the class, and S i need not necessarily be added.
  • the reason why the impurities P (phosphorus) and S (sulfur) in the steel of the present invention are set to 0.03% and 0.05%, respectively, is to further improve the low-temperature toughness of the base metal and the welded portion. That's why. Reduction of P prevents grain boundary fracture, and reduction of S content is Mn S To prevent deterioration of toughness. Preferred P and S contents are 0.01 and 0.03 or less, respectively.
  • a 1 is an element usually contained in steel as a deoxidizing agent, but deoxidizing is possible with Ti or Si, and it is not always necessary to add it. If the A1 content exceeds 0.05%, the amount of A1-based nonmetallic inclusions increases and impairs the cleanliness of the steel, so the upper limit was set to 0.05%.
  • N forms TiN and improves the base metal and HAZ toughness through the effect of suppressing coarsening of seven grains.
  • the minimum amount for this is 0.02%.
  • HAZ toughness deterioration due to slab surface flaws and solute N so its upper limit must be suppressed to 0.05% or less.
  • the main purpose of adding these elements to the basic components is to improve properties such as strength and toughness without impairing the excellent characteristics of the steel of the present invention. Therefore, the addition amount is a property that should be restricted by itself, and V has almost the same effect as Nb, and the improvement in low-temperature toughness and hardenability due to the refinement of the microstructure This has the effect of increasing the strength by precipitation hardening. However, if the amount of addition is too large, the weldability and the HAZ toughness deteriorate, so the upper limit was set to 0.08%.
  • Ni does not adversely affect weldability and HAZ toughness. In addition to improving the strength and toughness, it is also effective in preventing hot cracking when Cu is added. However, if it exceeds 0.5, it is not favorable in terms of economy, so the upper limit was set to 0.5%.
  • Cu also has an effect on corrosion resistance and hydrogen-induced cracking resistance, but if it exceeds 0.5%, Cu— cracks occur during hot rolling, making production difficult. Therefore, the upper limit was set to 0.5%.
  • C a controls the morphology of sulfide (MnS), improves low-temperature toughness (increases the energy absorbed by Charby, etc.), and also has a remarkable effect on improving hydrogen-induced cracking resistance.
  • MnS sulfide
  • the Ca content is less than 0.001%, there is no practical effect, and if it exceeds 0.005%, CaO and CaS are generated in large quantities and large It becomes an inclusion and not only impairs the cleanliness of the steel, but also has an adverse effect on toughness and on-site weldability.
  • Effective Sulfide Shape controlling Parameter which indicates the compositional relationship to prevent sulfides from stretching during the rolling process.
  • MnS can be made into CaS, DaOS, etc., which are difficult to stretch during rolling.
  • the manufacturing method In order to improve the low-temperature toughness of the base material in the Cr-added steel as described above, the manufacturing method must be appropriate and the conditions for reheating, rolling, and cooling the steel (slab) must be adjusted. It needs to be limited.
  • the reheating temperature is limited to the range of 110 to 125 ° C.
  • the reheating temperature must be set to 110 ° C. or higher to dissolve the Nb precipitates and secure the rolling end temperature.
  • the reheating temperature is set to 125 ° C. or lower (preferably, from 115 ° to 1200 ° C.).
  • the cumulative rolling reduction below 950 ° C must be at least 40%, and the rolling end temperature must be between 700 and 850 ° C. This is to improve the low-temperature toughness by elongating the austenite (7) grains refined by recrystallization vacuum rolling by low-temperature rolling and thoroughly reducing the ferrite grain size. . If the cumulative reduction is less than 40, the elongation of the microstructure is insufficient, and fine ferrite grains cannot be obtained.
  • the rolling end temperature is 850, the fine ferrite grains cannot be achieved even if the cumulative rolling reduction is 40% or more. However, if the rolling end temperature is too low, excessive (7-) two-phase rolling occurs and the low-temperature toughness deteriorates, so the lower limit of the rolling end temperature was set to 700 ° C.
  • Air cooling or accelerated cooling is desirable as the cooling condition after rolling.
  • the conditions of accelerated cooling it is desirable to immediately cool to an arbitrary temperature of 600 ° C or less at a cooling rate of 10 to 40 ° C / sec after rolling, and then perform air cooling. After this steel is manufactured, it is used for tempering and dehydrogenation. Reheating at a temperature below the point does not impair the features of the present invention.
  • Steel plates (thickness: 15 to 32 mm) of various steel components were manufactured in the converter continuous casting-thick plate process, and their strength, toughness, low-temperature toughness, and corrosion resistance were investigated.
  • Table 1 shows the test contents and results.
  • All steel sheets manufactured according to the method of the present invention (steel of the present invention) have good properties.
  • the comparative steel not according to the present invention is inferior in strength, low-temperature toughness or corrosion resistance.
  • steel 11 has a low Cr content and is inferior in corrosion resistance.
  • HAZ toughness is also poor.
  • ⁇ 13 has low C toughness of base metal and HAZ due to high C content.
  • Steel 14 has poor HAZ toughness due to its high Mn content.
  • Steel 15 does not contain Nb, but has low base metal strength and poor toughness.
  • Steel 16 does not contain T i, so the base material, HAZ, has poor toughness.
  • Steel 17 does not have sufficient strength of the base metal due to the low reheating temperature.
  • ⁇ 18 is 950, the following cumulative rolling reduction is insufficient, and the toughness of the base metal is poor.
  • steel 19 has a poor toughness of the base metal because the rolling end temperature is too low.
  • ⁇ obtained by the method of the present invention is low temperature toughness

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Description

明 4細m
発明の名称
ライ ンパイ プ用高耐食性低合金鋼の製造方法 技術分野 '
本発明は耐 C 0 2 耐食性の優れたライ ンパイ プ用高張 力鋼板 （引張強さ ： T Sで 5 0 kg f / mm 2 以上、 厚み 4 O mni以下） の製造法に関する ものである。
背景技術
寒冷地や沖合いにおける石油、 ガス輸送用大径ラ イ ン パイプに対しては高強度と と もに優れた低温靱性、 現地 溶接性が要求される。 さ らに最近では、 原油の 2 次， 3 次回収における C 0 2 注入や深井戸化によるイ ン ヒ ビタ 一効果の低下な どによ って、 C 0 2 ガスによる ラ イ ンパ イブの腐食が大きな問題となっている こ とから、 耐
C 0 2 腐食性も併せて要求される よ う になった。
しかし現在、 C 0 2 腐食に対しては C r 添加が有効と の知見はある ものの （石油技術協会誌第 5 0 巻， 第 2号 図 9 ， 1 0 ) 、 低温環境に完全に適合した耐 C 0 2 腐食 大径ライ ンパイプは開発されるに至っていない。
すなわち C r を多量に添加 し耐食性を改善した鋼は数 多 く 開発されているが （例えば特公昭 5 9 — 1 9 1 7 9 号、 特公昭 5 9 — 4 5 7 5 0 号各公報） 、 低温用ライ ン パイプと しての優れた低温靭性、 現地溶接性を兼備えた 鋼は存在しない。
C r の多量添加は溶接性を害するので、 現地溶接時に 溶接割れ防止の観点から高温での予熱、 後熱処理が必須 とな り、 施工能率を著し く 低下させる。 また多量の C r 添加は母材、 溶接熱影響部 （ H A Z ) の靱性を劣化指さ せる。 このため耐 C 02 腐食性が優れ、 かつ良好な低温 靭性、 現地溶接性を有する ラ イ ンパイプ用鋼の開発が強 く 望まれている。
発明の開示
か く て、 本発明の主たる 目的は、 母材および H A Zの 低温靱性を損なう こ とな く 、 酎 C ◦ 2 腐食性が大幅に改 善された新しいライ ンパイプ用鋼を提供する こ とである。
こ の目的は、 第一に、 鋼の組成を、 重量％で、 炭素 0 . 0 2 - 0 . 0 9 、 珪素 0 . 5 以下、 マ ンガン 0 . 7 — 1 . 5 、 燐 0 . 0 3以下、 硫黄 0 . 0 0 5 以下、 ニォ ブ 0 . 0 2 — 0 . 0 6 、 ク ロム 0 . 5 — 1 . 2 以下、 チ タ ン 0 . 0 0 5 — 0 . 0 3 、 アル ミ ニウム 0 . 0 5 以下、 窒素 0 . 0 0 2 — 0 . 0 0 5 、 残部と しての鉄および不 可避不純物を含み、 関係式 ： 0 . 3 5 ≤ C + (M n + C r + V ) / 5 + ( N i + C u ) / \ 5 ≤ 0 . 4 8 を満 たすものと し、 第二に、 該組成の鋼を、 1 1 0 0 °C— 1 2 5 0 °Cの温度範囲に加熱し、 9 5 0 °C以下の累積厚下 量 4 0 %以上、 圧延終了温度 7 0 0 °C - 8 5 0 °Cで圧延 を行い、 次いで空冷または加速冷却する こ とによって達 成され、 所望の鋼を得る こ とができる。 前記組成の鋼に、 更に必要に応じて、 V ： 0 . 0 1 〜 0. 0 8、 N i : 0. 0 5〜 0 . 5、 C u : 0 . 0 5〜 0. 5、 C a : 0. 0 0 1 〜 0. 0 0 5 の 1 種または 2 種以上を添加する こ とができ る。
以下、 本発明について詳細に説明する。
耐 C 02 腐食性を改善し、 かつ優れた母材、 H A Zの 低温靭性、 現地溶接性を得るためには、 その化学成分を 限定する必要がある。 このため、 まず耐食性の面から C r量を 0. 5〜 1 . 2 と した。 十分な耐食性を得る ために、 C r量は最低 0. 5 %必要である。 しか し多過 ぎる と低温靱性、 現地溶接性を大き く 劣化させるので、 その上限を 1 . 2 %と した。
耐食性の改善から相当量の C r を添加 し、 優れた低温 靭性、 溶接性を確保するには、 C (炭素） ： 0 . 0 2〜 0. 0 9 %、 M n : 0. 7〜 1 . 5 %とする必要がある。 C， M nの下限は必要とする母材および溶接部強度を確 保し、 また N b， V添加時にこれらの元素が析出硬化、 結晶粒微細化効果を達成するために必要な最小量である。 また上限は優れた低温靱性、 現地溶接性を得るための限 界値である （と く に望ま しい C , 量は、 それぞれ
0. 0 3〜 0. 0 6 %、 0 . 8〜 1 . 2 %である） 。
しかし、 個々 の量を限定するだけでは不十分であり、 0. 3 5 %≤ C + (M n + C r + V) / 5 + (N i + C υ ) / 1 5 ≤ 0. 4 8 と しなければな らない。 これは 低温靱性ゃ現地溶接性が C r を含めた化学成分の全量で 決ま るからである。 下限の 0. 3 5 %は必要な母材、 溶 接部の強度を得るための最小量であ り、 0. 4 8 %は優 れた低温靭性、 溶接性を得るための上限である。
本発明鋼は必須の元素と して N b : 0. 0 2〜
0. 0 6 %. T i ： 0. 0 0 5〜 0. 0 3 %を含有する。 N bは制御圧延における結晶粒の微細化や析出硬化に寄 与し、 鋼を強靭化する。 また T i添加は微細な T i Nを 形成し、 スラブ加熱時、 溶接時の y粒粗大化を抑制して 母材靱性、 HA Z靱性の改善に効果がある。
C rを多量添加する と制御圧延鋼でも シャ ルピー試験 などの衝撃破面にセパレ一シ ョ ンが発生しに く く なり、 低温靱性の劣化をきたすので、 と く に低 C， 低 M nの本 発明鐧では、 低温靱性確保の点から N b， T i 添加は必 須である こ とがわかった。
N b , T i量の下限は、 これらの元素がその効果を発 揮するための最小量であ り、 その上限は H A Z靭性ゃ現 地溶接性を劣化させない添加量の限界である。
つぎにその他元素の限定理由について説明する。
S i は多 く 添加する と溶接性、 HA Z靱性を劣化させ るため、 上限を 0. 5 %と した。 綱の脱-酸は T i のみで も十分であり、 S i はかな らずしも添加する必要はない。 本発明鋼において不純物である P (燐） ， S (硫黄） をそれぞれ 0. 0 3 %, 0. 0 0 5 %以下と した理由は、 母材、 溶接部の低温靱性をよ り一層向上させるためであ る。 Pの低減は粒界破壊を防止し、 S量の低減は Mn S による靱性の劣化を防止する。 好ま しい P , S量はそれ ぞれ 0. 0 1 、 0. 0 0 3 以下である。
A 1 は通常脱酸剤と して鋼に含まれる元素であるが、 脱酸は T i あるいは S i でも可能であ り、 必ずしも添加 する必要はない。 A 1 量が 0. 0 5 %超になる と A 1 系 非金属介在物が増加 して鋼の清浄度を害するので、 上限 を 0. 0 5 %と した。
Nは T i Nを形成し 7粒の粗大化抑制効果を通じて母 材、 HA Z靱性を向上させる。 このための最小量は 0. 0 0 2 %である。 しかし多過ぎる とスラブ表面疵ゃ固溶 Nによる H A Z靱性劣化の原因 となるので、 その上限は 0. 0 0 5 %以下に抑える必要がある。
つぎに V, N i , C υ , C aを添加する理由について 説明する。
基本となる成分に、 さ らにこれらの元素を添加する主 たる 目的は、 本発明鋼の優れた特徴を損な う こ とな く 、 強度、 靱性な どの特性向上をはかるためである。 したが つて、 その添加量は自 ら制限されるべき性質の ものであ Vはほぼ N b と同様な効果を有し、 ミ ク ロ組織の微細 化による低温靱性の向上や焼入性の増大、 析出硬化によ る高強度化な どの効果がある。 しかし、 添加量が多過ぎ る と溶接性や HA Z靭性の劣化を招 く ので、 その上限を 0. 0 8 % と した。
N i は溶接性、 H A Z靭性に悪影響をおよぼすこ とな く 、 強度、 靱性をと もに向上させるほか、 C u添加時の 熱間割れ防止にも効果がある。 しかし 0 . 5 を超える と 経済性の点で好ま し く ないため、 その上限を 0 . 5 %と した。
C u は耐食性、 耐水素誘起割れ性にも効果があるが、 0 . 5 %を超える と熱間圧延時に C u — ク ラ ッ クが生じ、 製造が困難になる。 このため上限を 0 . 5 % と した。
C a は硫化物 （ M n S ) の形態を制御し、 低温靭性を向 上 （シャ ルビー吸収エネルギーの増加な ど） させるほか、 耐水素誘起割れ性の改善に も著しい効果を発揮する。 し かし C a量が 0 . 0 0 1 %以下では実用上効果がな く 、 また 0 . 0 0 5 %を超えて添加する と、 C a O , C a S が大量に生成して大型介在物とな り、 鋼の清浄度を害す るだけでな く 、 靱性、 現地溶接性に悪影響をおよぼす。
このため C a添加量を 0 . 0 0 1〜 0 , 0 0 5 %に制 限した。 なお、 耐水素誘起割れ性を改善するには S， 0 量をそれぞれ 0 . 0 0 1 %以下、 0 . 0 0 2 %以下に低 減化し、 E S S P ≥ ( C a ) 〔 1 — 1 2 4 ( 0 ) 〕
1 . 2 5 ( S ) ≥ 1 . 5 とする こ とがと く に有効である。 こ こで、 E S S P は有効硫化物形態制動指数
( Effective Sulfide Shape controlling Parameter ) の略号であ り、 圧延過程において、 硫化物を延伸 しない ものとするための組成の関係を示す。 すなわち、 E S S Pを 1 . 5 以上にする こ とによ り、 M n Sを圧延加工時 に延伸 し難い C a S， D a O S等にする ものである。 上記のよ う な C r 添加鋼において、 母材の低温靭性を 改善するためには、 さ らに製造法が適切でなければな ら ず、 鋼 （スラブ） の再加熱、 圧延、 冷却条件を限定する 必要がある。
まず再加熱温度を 1 1 0 0 〜 1 2 5 0 °Cの範囲に限定 する。 再加熱温度は N b析出物を固溶させ、 かつ圧延終 了温度を確保するために 1 1 0 0 °C以上と しなければな らない。 しかし再加熱温度が 1 2 5 0 °C以上になる と、 7粒が著し く 粗大化し、 圧延によ って も完全に微細化で きないため、 優れた低温靭性が得られない。 このため再 加熱温度を 1 2 5 0 °C以下とする （望ま し く は、 1 1 5 0 〜 1 2 0 0 でである） 。
さ らに、 9 5 0 °C以下の累積圧下量を 4 0 %以上、 圧 延終了温度を 7 0 0 〜 8 5 0 °Cと しなければな らない。 これは再結晶減圧延で微細化したオーステナイ ト （ 7 ) 粒を低温圧延によ って延伸化、 フ ェ ライ ト粒径の徹底的 な微細化をはかって低温靭性を.改善するためである。 累 積圧下量が 4 0 未満では ァ組織の伸延化が不十分で、 微細なフェライ ト粒が得られない。
また、 圧延終了温度が 8 5 0で 上では、 た とえ累積 圧下量が 4 0 %以上でも微細なフ ェ ライ ト粒は達成でき ない。 しかし、 圧延終了温度が低下し過ぎる と過度の ( 7 - ) 2相域圧延とな り、 低温靱性の劣化を招 く の で、 圧延終了温度の下限を 7 0 0 °Cと した。
圧延後の冷却条件は、 空冷または加速冷却が望ま しい。 加速冷却の条件と しては圧延後、 ただちに冷却速度 1 0 〜 4 0 °C/sec で 6 0 0 °C以下任意の温度まで冷却、 そ の御空冷する こ とが望ま しい。 なおこの鋼を製造後、 焼 戻、 脱水素などの目的で A c ！ 点以下の温度で再加熱し ても本発明の特徴を損なう ものではない。
試験例
転炉一連続铸造ー厚板工程で種々 の鋼成分の鋼板 （厚 み 1 5〜 3 2 mm) を製造し、 その強度、 靱性、 低温靭性 および耐食性を調査した。
表 1 に試験内容および結果を示す。
本発明法に したがって製造した鋼板 （本発明鋼） すべ ての良好な特性を有する。 これに対して本発明によ らな い比較鋼は、 強度、 低温靱性あるいは耐食性が劣る。
比較鋼 1 1 〜 1 9 において、 鋼 1 1 は C r量が低く 、 耐食性が劣る。 鋼 1 2は C r量が多すぎるために、 P c (= C + (Mn + C r + V) Z 5 + (N i + C u ) / 1 5 ) が高 く 溶接性が劣るほか、 H A Z靭性も悪い。 鐧 1 3は C量が高いために、 母材と H A Zの低温靭性がと も に劣る。 鋼 1 4は M n量が高いために、 H A Z靭性が劣 る。 鋼 1 5 は N bを含有しないた に、 母材強度が低く 、 靱性も悪い。 鋼 1 6 は T i を含有しないために母材、 H A Zの靱性が悪い。 鋼 1 7は再加熱温度が低いために、 母材の強度が十分でない。 鐧 1 8は 9 5 0で以下の累積 圧下量が不足で、 母材の靭性が悪い。 また鋼 1 9 は圧延 終了温度が低過ぎるために、 母材の靭性が悪い。 化 成 分 (Wt%)
区分 鋼
C S i n P S Nb C r T A 1 N そ の 他 P
1 0.074 0.22 0.96 0.021 0.003 0.045 0.89 0.012 0.023 0.0023 0.44
2 0.074 0.22 0.96 0.021 0.003 0.045 0.89 0.012 0.023 0.0023 0.44 本 3 0.035 0.36 1.31 0.008 0.001 0.028 0.58 0.008 0.012 0.0045 0.41 4 0.040 0.09 0.90 0.011 0.002 0.021 1.05 0.017 0.003 0.0030 0.43 5 0.032 0, 33 0.75 0.006 0.001 0.042 1.12 0.014 0.035 0.0038 0.41 6 0.082 0.23 0.89 0.008 0.002 0.044 0.92 0.020 0.023 0.0040 0.44 明 7 0.052 0.26 0.88 0.012 0.002 0.046 0.87 0.010 0,018 0.0027 0.05% V 0.46
8 0.043 0.45 1.02 0.007 0.003 0.050 0.90 0.012 0.043 0.0032 0.13%N i 0.45 例 0.28%C u
9 0.068 0.28 0.96 0.012 0.005 0.038 0.79 0.015 0.028 0.0033 0.35%N i 0.44
0.0034% C a
10 0.028 0.34 0.88 0.002 0.001 0.024 0.68 0.012 0.018 0.0030 0.23% C u 0.36
11 0.065 0.23 1.02 0.011 0.002 0.039 0.43 0.012 0.025 0.0028 0.36 12 0, 076 0.35 0.98 0, 008 0.001 0.042 3 0.013 0.017 0.0032 0.53 比 13 0.112 0, 23 1.12 0.009 0.003 0.045 0798 0.009 0.025 0.0019 0^3 14 0,068 0.22 1.58 0.008 0.001 0.035 0.88 0.013 0.022 0.0040 6 較 15 0.052 0.19 1.00 0.008 0.003 0.90 0.013 0.028 0.0031 0.34% N i
16 0.065 0.22 0.98 0.006 0.004 0.046 0.89 0.024 0.0032 0.0033% C a 0.44 例 17 0.074 0, 22 0.96 0.021 0.003 0.045 0.89 0.012 0.023 0.0023 0.44 18 0.074 0.22 0.96 0.021 0.003 0.045 0.89 0.012 0.023 0.0023 0.44 19 0.074 0, 22 0.96 0.021 0.003 0.045 0.89 0.012 0.023 0.0023 0.44
*1 Pe =C+ (Mn + C r+V) /5+ (N i +Cu) XI 5
1 製 造 条 件
鋼 再 δΡΜΚ 950 'COT ίϊ»了 sffi Y S T S VE-30 VE-30 5 atm C02 , 60 C レノ の F JtTJO レノ V"^ ¾冊 nm) Ocg min2 )(kg 讓 2 )(kg-m) (kg— m) 9Qff0ndd)
1 19ΠΠ Toe
1 20 46, 9 57.8 23.8 12.8 260 太个 9 c l ΙύOΛfΛlfiΙ 10 7cn 20 52. 1 62.0 80.6 14.6 248
q ι ιηη , T1Oa 74n 無 15 52· 4 59.8 32.5 20.2 290
1丄 ou a oan 7S(1 25 46.2 58.2 ' 36 7 24 4 239
5 1150 75 820 有 47.6 57.2 34 9 17 8 221
明 6 1250 75 715 無 52.2 61.2 19 4 10 6 26リ7
7 1150 87 740 無 20 47.8 59.8 20.6 14.8 258 例 8 1150 71 800 有 32 48. 6 60.3 32. 1 12.9 265
9 1200 75 780 有 20 51.7 63.9 25.2 11.9 ΖΪ2
10 1150 70 760 有 20 48.2 57.8 36.7 21.3 282
11 1200 ' 75 760 有 20 46.3 5a 8 25.2 14.3 412
12 1200 75 755 有 20 53.9 66.2 16.7 5.8 210 比 13 1200 80 770 有 20 55.7 67.8 11.5 4.2 252
14 1150 •; 75 740 25 54.6 63.9 23.9 4.0 268 較 15 1150 75 740 有 20 39.6 53.6 9.8 15.4 266
16 1200 75 760 無 20 48.7 60.2 12. 1 2.8 271 例 17 1050 , 75 760 有 20 43.5 54.3 34.5 ϊΰ 258
18 1200 35 760 有 20 46.3 60. 1 6.7 15.9 265
19 1200 Έ 680 有 20 56.5 64.9 5.8 14.3 261
*2:
Figure imgf000012_0001
( m D1141-75)
以上の説明から明らかなよ う に、 本発明によれば、 現 地溶接性の優れた耐 C 0 2 腐食高強度ライ ンパイ プの製 造が可能である。 その結果、 現場での溶接施工能率ゃパ ィ プライ ンの安全性が著し く 向上する。'
産業上の利用可能性
本発明方法によ って得られた鐧は、 低温靱性、 耐
C 0 2 性に優れる と と もに、 現場溶接性に優れ、 寒冷地 あるいは沖合いにおける石油、 ガス輸送用大径ラ イ ンパ ィ プ用に適する。

Claims

請求の範囲
1. 重量％で、 炭素 0 . 0 2〜 0 . 0 9 、 珪素 0 . 5 以下、 マ ンガン 0 . 7〜 1 . 5 、 燐 0 . 0 3 以下、 硫黄 0 . 0 0 5 以下、 ニオブ 0 . 0 2 〜 0 . 0 6 、 ク ロ ム 0 . 5 〜 1 . 2 以下、 チタ ン 0 . 0 0 5 〜 0 . 0 3、 ァノレ ミ ニゥム 0 . 0 5 以下、 窒素 0 . 0 0 2 — 0 . 0 0 5 、 残 部と しての鉄および不可避不純物を含み、
関係式 ： 0 . 3 5 ≤ C + (M n + C r + V ) Z 5 +
( N i + C u ) / 1 5 ≤ 0 . 4 8 - を満たす鋼を、 1 1 0 0 °C— 1 2 5 0 °Cの温度範囲に加 熱する こ と、 9 5 0 °C以下の累積圧下量 4 0 %以上、 圧 延終了温度 7 0 0 °C - 8 5 0 °Cで圧延を行なう こ と、 圧 延後に空冷または加速冷却する こ とから成る ライ ンパイ プ用高耐食性低合金鋼の製造方法。
2. 前記鋼が、 重量％で、 バナジウ ム 0 . 0 1 — 0 . 0 8 、 ニッケル 0 . 0 5 — 0 . 5 、 銅 0 . 0 5 — 0 . 5 、 カルシウム 0 . 0 0 1 — 0 . 0 0 5 の う ちの 1 種または 2種以上を更に含んでいる請求項 1 に記載されたライ ン パイプ用高耐食性低合金鋼の製造 法。
3. 関係式 ： £ 3 3 ? ≥ (〇 & ) ( 1 ー 1 2 4 (酸 素） ） Z 1 . 2 5 ( S ) を満たす請求項 2 に記載された ライ ンパイプ用高耐食性低合金鋼の製造方法。
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