WO2000046415A1 - TUYAU EN ACIER A TENEUR ELEVEE EN Cr POUR CONDUITE - Google Patents

TUYAU EN ACIER A TENEUR ELEVEE EN Cr POUR CONDUITE Download PDF

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Yukio Miyata
Mitsuo Kimura
Takaaki Toyooka
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Kawasaki Steel Corporation
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    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
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Definitions

  • the present invention relates to a high Cr steel pipe for line pipes having excellent low-temperature toughness used for transporting oil and natural gas.
  • duplex stainless steel containing Mo has been used, the duplex stainless In some wells, steel had the problem of excessive quality and high cost.
  • JP-A-8-295939 discloses that C and N are reduced to 0.03% or less and 0.02% or less, respectively, and Cu is adjusted to 0.2 to 1.0%.
  • a method for producing high Cr martensitic steel pipes for line pipes has been proposed in which 10-14% Cr steel is formed and then heat-treated under specific conditions. According to the report, a steel pipe with excellent corrosion resistance, weldability, and HAZ toughness in a carbon dioxide gas environment can be obtained.
  • an object of the present invention is to provide a high Cr steel pipe for line pipes, which has further improved HAZ toughness and hot workability, focusing on the component system, in view of the problems of the conventional technology.
  • the present inventors have conducted intensive studies to achieve the above object, and as shown in FIG.
  • Fig. 1 the steel pipe material of the composition shown in the figure is heated, formed into a seamless steel pipe of ⁇ 273ram x tl3ram, air-cooled to room temperature, reheated to three or more Ac points, and then quenched. It shows the relationship between yield strength (YS) and fracture transition temperature (50% FATT) obtained by organizing the results of tensile tests and Charpy impact tests on samples tempered below the point.
  • the corrosion of the outer surface of the steel pipe is prevented by electrolytic protection of the pipeline. This is to prevent the dissolution (anode) reaction of iron by using a sacrificial anode such as Zn alloy or an external power source to polarize the steel pipe with force.
  • a sacrificial anode such as Zn alloy or an external power source
  • embrittlement due to hydrogen generated by the cathode reaction is a concern. Therefore, steel pipes are required to have excellent hydrogen embrittlement resistance, assuming that corrosion prevention has occurred for some reason.
  • the steels of the present application including the low-Ni ( ⁇ 2.0%) material of the comparative example, did not undergo hydrogen embrittlement cracking under the following conditions, indicating excellent hydrogen embrittlement resistance.
  • Figure 2 shows the relationship between the amount of permeated hydrogen and the amount of Ni when a hydrogen permeation test (test specimen thickness: 1.0 mm, transmission area: 7 cm2) was performed in an environment that simulated the state of over-corrosion protection.
  • Si 0.5% or less
  • Mn 0.2 to 3.0%
  • Nb 0.3% or less be added to the composition.
  • one or more of the following (a) to (: c> may be added to the composition.
  • C is reduced as much as possible in terms of HAZ hardness reduction, toughness improvement, weld cracking resistance improvement, general corrosion resistance in environments containing carbon dioxide and chlorides, and pitting corrosion resistance. It is desirable.
  • the C content in order to enable welding without preheating, the C content must be 0.02% or less. Therefore, the upper limit of the C content is set to 0.02%. From the viewpoint of ensuring better weldability, 0.015% or less is preferable.
  • Si is added as a deoxidizing agent, since it is a ferrite-forming element, if it is contained in a large amount, ferrite is formed and becomes weak, thereby deteriorating the toughness of the base material and HAZ. In addition, the presence of ferrite may reduce the hot workability and hinder production. For this reason, the amount of Si was limited to 0.5% or less. It is preferably at most 0.3%.
  • Mn is an element that acts as a deoxidizing agent and further increases the strength. Further, since it is an austenite forming element, it also has the function of suppressing the formation of ferrite and improving the toughness of the base material and HAZ. In order to obtain such effects, 0.2% or more is necessary.However, if the content exceeds 3.0%, the effect is saturated, so the amount of Mn is limited to 0.2 to 3.0%. I do. Preferably it is 1.0 to 2.0%. Cr: 10.0 to 14.0%
  • Cr is a basic element necessary to secure a martensitic structure and to improve the overall corrosion resistance and pitting corrosion resistance in a corrosive environment containing carbon dioxide gas. To obtain these effects, it is necessary to add 10.0% or more. On the other hand, when the content exceeds 14.0%, the formation of ferrite becomes easy, and it is necessary to add a large amount of austenite-forming element in order to secure a stable martensitic structure or to prevent a reduction in hot workability. Cost is high. Therefore, the Cr content is set to 10.0 to 14.0%.
  • Ni is an austenite-forming element, and functions to suppress the formation of ferrite, improve the toughness of the base metal and HAZ, and suppress a decrease in hot workability. It also improves the overall corrosion resistance and pitting resistance in a corrosive environment containing carbon dioxide. In addition, it has the effect of reducing the amount of hydrogen permeation in steel in the super-corrosion-protected state due to electric corrosion, and improves hydrogen embrittlement resistance.
  • the Ni content is set to be more than 2.0 to 3.0%.
  • N As with C, it is desirable to reduce N as much as possible to avoid welding cracks, improve the toughness of HAZ, and reduce the hardness of HAZ.If N exceeds 0.02%, these effects cannot be obtained sufficiently. , 0.02% or less. Preferably, it is 0.015% or less. Nb: 0.3% or less
  • Nb has a strong affinity for C and has a strong tendency to form carbides
  • Nb reduces the amount of Cr carbides in the presence of Cr and increases the effective Cr amount that contributes to corrosion resistance, particularly pitting corrosion resistance.
  • the strength of the base metal and HAZ is increased by strengthening Nb carbonitride in finely dispersed precipitation, and the toughness is also improved due to the effect of grain refinement. Therefore, it is preferable to add it actively. However, if added over 0.3%, the susceptibility to weld cracking increases and the effect of improving toughness saturates, so the Nb content should be kept within the range of 0.3% or less.
  • 0.01 to 0.10% is preferable.
  • V is an element useful for improving the high-temperature strength, and may be added as appropriate.However, if added over 0.3%, the strength increases with deterioration of toughness, so the V content is in the range of 0.3% or less. It is better to stop at the enclosure. From the viewpoint of improving the high-temperature strength, 0.03 to 0.15% is preferable.
  • Cu like Ni and Mn, is an austenite-forming element that suppresses the formation of ferrite, has the effect of improving the toughness of HAZ, improving the overall corrosion resistance, and the effect of suppressing a decrease in hot workability. And stabilizes the passivation film in an environment containing carbon dioxide and chloride to improve the pitting corrosion resistance, so it may be added as appropriate.
  • the Cu content is preferably set to 1.0% or less, since it precipitates without causing adverse effects on the toughness of HAZ. Note that a preferable range in terms of the various effects is 0.2 to 1.0%.
  • Ti, Zr, Ta Total of one or more types 0.30% or less
  • Ti, Zr and Ta, like Nb, have a strong tendency to form carbides and have the effect of reducing the amount of Cr carbide to increase the effective Cr content that contributes to corrosion resistance, especially pitting corrosion resistance. May be added singly or in combination as appropriate, but if the total exceeds 0.30%, weld cracking susceptibility increases and toughness deteriorates. Should be kept below 0.30% in total. — In addition, 0.01 to 0.2% for Ti alone, 0.01 to 0.1% for Zr alone, and 0.01 to 0.1% for Ta alone, and 0.1 to 0.1% in the case of multiple addition. 03-0.2% is preferred.
  • the steel having the above composition is melted in a converter or an electric furnace and solidified by a continuous casting method or an ingot casting method. In the process, ladle refining, vacuum degassing, etc. of molten steel are performed as necessary. This is used as it is as a steel pipe material, or it is further hot-rolled into a steel pipe material.
  • the steel pipe material is heated to Ac 3 or more and made into a seamless steel pipe by hot rolling using a plug mill method, a mandrel mill method, or the like, or further formed into a steel pipe having a desired size while being hot using a sizer and a stretch reducer.
  • heat treatment is performed to obtain a desired strength-toughness balance.
  • This heat treatment includes quenching and tempering (Q-T), quenching and two-phase heat treatment and tempering (Q-Q,
  • the quenching (Q) is performed by direct quenching (DQ), which immediately cools from the hot state after pipe forming to the Ms point or less (about 200 ° C or less). Reheating and quenching (RQ) may be used to cool down to below.
  • DQ direct quenching
  • RQ Reheating and quenching
  • a martensitic structure can be obtained even if Q is performed by ordinary air cooling.Cooling faster than air cooling by force blast cooling, water cooling, etc. will increase the growth of austenite grains until the start of transformation.
  • the structure after transformation can be refined and the toughness can be improved.
  • Two-phase region a heat treatment refers to heat treatment of heating to a temperature range of A C l point ⁇ (A C l point + 50 ° C). Heating above the A C l point results in a fine two-phase structure of martensite and austenite. C and N diffuse and concentrate from the martensite phase to the austenite phase because their solubility in the martensite phase is lower than that in the austenite phase.
  • a tempered martensite phase in which C and N are concentrated and a tempered martensite phase in which C and N are diluted are formed in Q, and the tempered martensite containing a large amount of carbonitride is formed by tempering (T) after Q '.
  • T tempering
  • a tempered martensite phase having a very low grain boundary strength and a site phase and a very low carbon nitride is formed.
  • the formation of the tempered martensite phase having a high grain boundary strength results in a steel pipe having high toughness.
  • the holding time of Q ′ is preferably 10 to 60 min. Cooling after holding should be performed at a cooling rate higher than air cooling. Tempering (T) is performed at a temperature lower than the ACl point, preferably at a temperature of 550 ° C or higher. After heating to this temperature, cool at a cooling rate higher than air cooling. This results in a structure containing a tempered martensite phase with a low carbonitride and a high grain boundary strength, resulting in a steel pipe with high toughness.
  • the retention time of T is preferably 10 to 60 min.
  • a steel having the composition shown in Table 1 was melted in a converter, vacuum degassed, and a piece obtained by solidification by a continuous casting method was billet rolled to obtain a steel pipe material.
  • These steel pipe materials were formed into a seamless steel pipe of ⁇ f> 273mm X t 13mm by Mannesmann-Plug Mill manufacturing equipment, the occurrence of pipe forming flaws was investigated, and the steel pipe after pipe formation was subjected to the conditions shown in Table 2.
  • a specimen was taken from a steel pipe base material whose YS was adjusted to around 600 MPa, and its tensile properties, low-temperature toughness, and corrosion resistance (total corrosion resistance, pitting corrosion resistance) were investigated.
  • a steel pipe joint was manufactured using a steel pipe base material by TIG welding (voltage 15 V, current 200 A, welding speed 10 cm / min, heat input 18 kJ / cm) using duplex stainless steel as the welding material, and HAZ (bonding).
  • TIG welding voltage 15 V, current 200 A, welding speed 10 cm / min, heat input 18 kJ / cm
  • HAZ bonding
  • the tensile test was performed according to ASTM370.
  • a Charpy impact test was performed, and the fracture surface transition temperature (50% FATT) was evaluated as ⁇ when the temperature was less than 170 ° C, ⁇ when the temperature was more than 70 ° C and less than 60 ° C, and X otherwise.
  • the corrosion test was carried out using a carbon dioxide corrosion test method (3. immerse a test piece of 3. (1 ⁇ 2111 X 25ram X 50rara) in a 20% ⁇ aqueous solution saturated with 3. Days).
  • the overall corrosion resistance is determined by measuring the weight of the test piece washed and dried after the corrosion test, converting the rate of weight loss into the amount of thickness reduction for one year, and if the value is less than 0.1 mm Z year, Others were rated X.
  • the pitting corrosion resistance was evaluated by visually observing the surface of the water-washed and dried specimen after the corrosion test to determine whether or not pitting had occurred. One or more pits were evaluated as X, and the others were evaluated as ⁇ .
  • the comparative examples deviating from the present invention are inferior to the examples of the present invention particularly in terms of HAZ toughness and flaws in pipe formation.
  • the steel pipe of the present invention exhibits excellent pitting corrosion resistance and overall corrosion resistance in an environment containing carbon dioxide gas and chloride, and has excellent base metal toughness and HAZ toughness, and does not cause any pipe forming flaws. It can be provided at low cost as a line pipe material for transporting natural gas, and has a remarkable industrial effect.

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Description

明 細 書 ラインパイプ用高 C r鋼管
技術分野
本発明は、 石油 ·天然ガス輸送用に用いられる低温靱性に優れるラインパイ プ用高 Cr鋼管に関する。
背景技術
近年、 石油 ·天然ガスは、 掘削が容易なものは掘り尽くされ、 腐食が厳しい、 深度が深い、寒冷地や海底といった掘削環境が厳しい坑井にも手をつけざるを 得なくなっている。
このような坑井から生産される石油 ·天然ガスの中には、炭酸ガスを多量に 含む場合が多く、 このような環境では、炭素鋼あるいは低合金鋼では著しく腐 食されるため、 従来、 その防食手段としてインヒビタを添加することが行われ てきた。
し力、し、 インヒビタの使用は、 高コストとなることや、 高温では効果が不十 分なこと、 漏洩が環境汚染の原因になることから、近年ではインヒビタを用い る必要のない耐食材料を用いる傾向にある。 このような耐食材料として油井管 では、 Crを 13%含有するマルテンサイ ト系ステンレス鋼が広く用いられている。 一方、 ラインパイプでは、 A P I規格中に C量を低減した 12%Crマルテンサ ィ ト系ステンレス鋼が規定されている。 この鋼は、 円周溶接に予熱、 後熱が必 要であり、 高コストとなることや、溶接部の靱性に劣るという欠点があること 力、ら、 ラインパイプとして一般にはほとんど採用されていない。
このため、耐食性ラインパイプ用材料としては、溶接性と耐食性に優れてい るとの理由で、 Crを高め Ni、 Moを含有する二相ステンレス鋼が用いられてきた t し力 し、二相ステンレス鋼は坑井によっては過剰品質となり高コストとなる という問題があった。
この問題を解決すべく、 特開平 8— 295939号公報には、 C、 Nをそれぞれ 0. 03%以下、 0. 02%以下に低減し、 Cuを 0. 2 〜1. 0 %に調整した 10〜14%Cr鋼を 造管後、特定条件で熱処理するというラインパイプ用高 Crマルテンサイト鋼管 の製造方法が提案されている。 これにより、 炭酸ガス環境下での耐食性、 溶接 性、 溶接熱影響部 （HA Z ) 靱性に優れた鋼管が得られるとしている。
しかしながら、上記方法では熱処理により靱性を改善しているので、熱処理 の効果が失われる H A Zでは靭性に自ずと限界があり、より高い靱性要求に対 しては対応しきれなレ、。 また、そこに規定される成分系では鋼の熱間加工性が 不十分で、 継目無鋼管とする場合に疵が多発する。
そこで、 本発明は、 前記従来技術の問題点に鑑み、 成分系に着目した H A Z 靱性と熱間加工性を一段と向上させたラインパイプ用高 Cr鋼管を提供するこ とを目的とする。
発明の開示
本発明者らは、前記目的達成に向けて鋭意検討した結果、 図 1に示すように、
Cを 0. 02%以下に低減し、 Niを従来の 1. 5 %程度から 2. 0 %超に増量すること により低温靱性が改善され、これに Nbを添加することによりさらに高い強度が 得られること、 そして、 この成分系では、 HA Z靱性、 熱間加工性も従来に増 して優れたものとなることを新たに見いだした。 なお、 図 1は、 図中記載の組 成の鋼管素材を加熱し、 ^ 273ram X tl3ram の継目無鋼管に造管したのち室温ま で空冷し、 Ac 3点以上に再加熱後焼入れし Ac！点未満で焼戻ししたサンプルの 引張試験およびシャルピー衝撃試験結果を整理して得た降伏強さ （Y S ) と破 面遷移温度 （50% F A T T) の関係を示したものである。
また、パイプラインは電気防食により鋼管外面の腐食を防止するのが一般的 である。 これは、 Zn合金などの犠牲陽極や外部電源により、 鋼管を力ソード分 極することにより、 鉄の溶解 （アノード） 反応を防止するものである。 しかし、 過防食（防食に必要である電位以上に力ソード分極している状態） となると、 カソード反応により発生する水素による脆化が懸念される。 したがって、鋼管 には、何らかの原因で過防食になったと想定した場合の、優れた耐水素脆化性 が求められる。
なお、本願に関する鋼は、 比較例の低 Ni (〜2. 0%)材も含め、 下記条件で水素 脆化割れは発生しておらず、 優れた耐水素脆化性を示している。
ここで、 過防食状態を模擬した環境で水素透過試験 （試験片厚： 1. 0mm、 透 過面積： 7cm2) を実施したときの透過水素量と Ni量の関係を図 2に示す。
Niを 2. 0〜3. 0¾と増量することで、 透過水素量が減少する、 すなわち、 より 耐水素脆化性が向上することがわかる。 なお、 鋼 No.は、 実施例の表 1に示さ れる鋼種と一致する。
これらの知見に基づきさらに検討を重ねてなされた本発明は、
ラインパイプ用高 Cr鋼管であって、 その組成が、 重量％で、
C ： 0. 02%以下、
Si： 0. 5 %以下、 Mn： 0. 2 〜3. 0 %、
Cr： 10. 0〜 14. 0%、
Ni： 2. 0超〜 3. 0 %、
N： 0. 02%以下、
残部 Feおよび不可避的不純物
であることを特徴とするラインパイプ用高 Cr鋼管である。
本発明では、 前記組成に、 Nb : 0. 3 %以下が付加されることが好ましい。 また、 本発明では、 前記組成に、 以下の（a) 〜(： c〉 の 1つまたは 2つ以上が 付加されてもよレ、。
(a) V： 0. 3 %以下、
(b) Cu： 1. 0 。/。以下、
(c) Ti、 Zr、 Ta : 1種または 2種以上の合計 0. 30%以下。
図面の簡単な説明
図 1
0. 01C-0. 2Si-l. 2Mn-llCr-Ni-0. 5Cu- 0· 05V—0. 01Ν鋼 における
50% F AT Tと Y Sとの関係
図 2
透過水素量と Ni量の関係
溶液：人工海水
負荷電位： -1600mV vs SCE 発明を実施するための最良の形態
本発明鋼管の組成限定理由を以下に述べる。
C ： 0. 02%以下
Cは、 HA Zの硬さ低減、 靱性向上、 耐溶接割れ性の向上、 炭酸ガスおよび 塩化物を含む環境下での耐全面腐食性、耐孔食性の向上などの点からできるだ け低減することが望ましい。 とくに、 予熱なしでの溶接を可能とするには、 C 量は 0. 02%以下とすることが必要であり、そのため C量の上限を 0. 02%とした。 なお、 より良好な溶接性確保の点から 0. 015 %以下が好ましい。
Si： 0. 5 %以下
Siは、 脱酸剤として添加されるが、 フェライト生成元素であるので、 多量に 含有するとフェライトが生成しゃすくなり、母材および H A Zの靱性を劣化さ せる。 また、 フェライ トが存在すると熱間加工性が低下し製造に支障をきたす おそれがある。 このため Si量は 0. 5 %以下に限定した。好ましくは 0. 3 %以下 である。
Mn： 0. 2 〜3. 0 %
Mnは、 脱酸剤として作用し、 さらに強度を増加させる元素である。 さらにォ ーステナイト生成元素であるためフェライト生成を抑制し、母材および H A Z の靱性を向上させる働きもある。 このような効果を得るためには、 0. 2 %以上 必要であるが、 3. 0 %を超えて添加しても効果は飽和するため、 Mn量は 0. 2 〜3. 0 %に限定する。 好ましくは 1. 0 〜2. 0 %である。 Cr： 10. 0〜 14. 0%
Crは、 マルテンサイト組織を確保し、 かつ炭酸ガスを含む腐食環境における 耐全面腐食性および耐孔食性を高めるために必要な基本元素である。これらの 効果を得るためには 10. 0%以上の添加が必要である。 また、 14. 0%を超えて含 有するとフェライ 卜の生成が容易となり、マルテンサイト組織の安定確保また は熱間加工性の低下防止のために多量のオーステナイト生成元素の添加が必 要となり、 コス ト高となる。 よって Cr量は 10· 0〜14. 0%とする。
Ni： 2. 0 超〜 3. 0 %
Niは、 オーステナイト生成元素であり、 フェライトの生成を抑制し、 母材お よび H A Zの靱性を向上させ、熱間加工性の低下を抑制する働きがある。 また、 炭酸ガスを含む腐食環境における耐全面腐食性および耐孔食性を向上させる。 さらに、電気腐食における過防食状態での鋼中の水素透過量を減少させる効 果があり、 耐水素脆化性を向上させる。
熱処理の効果が失われる HA Zでの靱性を従来以上に向上させ、かつ十分な 熱間加工性を確保するには 2. 0 %を超える添加を必要とする。 しかし、 3. 0 % を超える添加は靱性ゃ熱間加工性の改善効果が飽和し、いたずらにコストアツ プさせるだけとなって不利である。 このため Ni量は 2. 0超〜 3. 0 %とする。
N： 0. 02%以下
Nは、 Cと同様、 溶接割れの回避、 HA Zの靱性向上、 および H A Zの硬さ 低減のためにできるだけ低減することが望ましく、 0. 02%を超えるとこれらの 効果が十分得られないため、 0. 02%以下に限定した。 なお、 好ましくは 0. 015 %以下である。 Nb： 0. 3 %以下
Nbは、 Cとの親和力が強く、炭化物を形成する傾向が強いため、 Crとの共存 で Cr炭化物量を減少させ、耐食性とくに耐孔食性に寄与する有効 Cr量を増加さ せる。 また、 Nb炭窒化物の微細分散析出強化により母材および HA Zの強度を 上昇させるとともに、 細粒化効果も加わって靱性も向上させる。 そのため、積 極的に添加するのが好ましい。 ただし、 0. 3 %を超えて添加すると、 溶接割れ 感受性が増加し、 また靱性改善効果が飽和するので、 Nb量は 0. 3 %以下の範囲 に止めるのがよい。 なお、 強度、 靱 14のパランスの面から、 0. 01〜0. 10%が好 ましい。
V： 0. 3 %以下
Vは、 高温強度の改善に有用な元素で、 適宜添加してよいが、 0. 3 %を超え る添加では靱性の劣化を伴う強度上昇をもたらすため、 V量は 0. 3 %以下の範 囲に止めるのがよい。 なお高温強度改善の面から、 0. 03〜0. 15%が好ましい。
Cu： 1. 0 %以下
Cuは、 Ni、 Mn同様、 オーステナイト生成元素であり、 フェライトの生成を抑 制し、 HA Zの靱性向上、 耐全面腐食性向上に効果があり、 また、 熱間加工性 の低下を抑制する効果、ならびに炭酸ガスおよび塩化物を含有する環境で不働 態皮膜を安定化させ耐孔食性の向上させる効果があるので、適宜添加してよい が、 1. 0%を超えると一部が固溶せず析出するようになり、 H A Zの靱性に悪 影響を及ぼすので、 Cu量は 1. 0 %以下とするのがよい。 なお、 前記種々の効果 の面で好ましい範囲は 0. 2 〜1. 0 %である。 Ti、 Zr、 Ta : 1種または 2種以上の合計 0. 30%以下
Ti、 Zr、 Taは、 Nb同様、 炭化物形成傾向が強く、 Cr炭化物量を減少させて耐 食性とくに耐孔食性に寄与する有効 Cr量を増加する働きがあり、 また、母材お ょぴ H A Zの靱性向上にも効果があるので、適宜単独であるいは複合して添加 してよいが、合計で 0. 30%を超えると溶接割れ感受性が増加し、 また靱性が劣 化するので、 これらの添加は合計で 0. 30%以下に止めるのがよい。— なお、 Ti 単独では 0. 01〜0. 2 %、 Zr単独では 0. 01〜0. 1 %、 Ta単独では 0. 01〜0. 1 %が 好ましく、 複合添加の場合は合計で 0. 03〜0. 2 %が好ましい。
その他元素は、 不可避的に含有するが、母材靱性確保の面からできるだけ低 減するのが望ましい。 なお、 P、 S、 Oはそれぞれ 0. 03%、 0. 01%、 0. 01%ま では許容できる。 次に、 本発明鋼管の好ましい製造プロセスについて説明する。
上記組成になる鋼を転炉あるいは電気炉で溶製し、連続铸造法あるいは造塊 法により凝固させる。 その過程で溶鋼の取鍋精鍊、真空脱ガス等は必要に応じ て実施する。 これをそのまま鋼管素材とする力、 あるいはさらにこれを熱間圧 延して鋼管素材とする。
前記鋼管素材を Ac3以上に加熱し、 プラグミル方式、 マンドレルミル方式等 の熱間圧延により継目無鋼管とし、 あるいはさらにサイザ、 ストレツチレデュ ーサにより熱間のまま所望の寸法の鋼管に造管する。
造管後は、所望の強度一靱性バランスを得るために熱処理を行う。 この熱処 理は、 焼入れ—焼戻し （Q— T) 、 焼入れ—二相域熱処理一焼戻し （Q— Q，
— T) 、 焼入れ—二相域熱処理 （Q— Q ' ) 、 二相域熱処理—焼戻し （Q ' — T) の中から目標の機械的性質に適合するものを採用すればよい。
焼入れ（Q) は、造管後の熱間状態から直ちに Ms 点以下（200 °C程度以下） まで冷却する直接焼入れ （D Q) 、 造管後 y域に再加熱後 Ms 点以下 （200 °C 程度以下） まで冷却する再加熱焼入れ （R Q) のいずれで行ってもよい。 本発 明に係る組成では、 Qを通常の空冷で行ってもマルテンサイト組織が得られる 力 衝風冷却、 水冷等により空冷よりも速く冷却する方が、 変態開始までのォ ーステナイト粒の成長を抑制することができ、変態後の組織が微細化し靱性が 向上する。
二相域熱処理 （Q ' ) は、 AC l点〜 （AC l点 + 50°C) の温度域に加熱する熱 処理をいう。 AC l点以上の加熱により、マルテンサイ トとオーステナイトの微 細な二相組織となる。 C、 Nは、 マルテンサイ ト相中溶解度がオーステナィト 相中溶解度よりも低いため、マルテンサイト相からオーステナイト相へ拡散、 濃縮する。
したがって、 Q， 中は、 C、 Nが濃縮したオーステナイト相と C、 Nが希釈 された焼戻しマルテンサイ ト相が形成され、 Q ' 後の焼戻し （T) により、 炭 窒化物を多量に含む焼戻しマルテンサイト相と、炭窒化物の非常に少ない粒界 強度の非常に高い焼戻しマルテンサイト相が形成され、この粒界強度の高い焼 戻しマルテンサイ ト相の形成により、 高靱性を有する鋼管となる。
し力、し、 Q， 温度が （AC l点 + 50°C) を超えると、 最終的に粒界強度の高い 焼戻しマルテンサイト相になりゆく C、 Nが希釈された焼戻しマルテンサイト 相の比率が下がり、 靱性向上効果が減少する。 また、粒が粗大化することも靱 性の低下につながる。
Q ' の保持時間は 10〜60min とするのが好ましい。保持後の冷却は空冷以上 の冷却速度で行うのがよい。 焼戻し （T) は、 AC l点未満、 好ましくは 550 °C以上、 で行う。 この温度に 加熱保持後空冷以上の冷却速度で冷却する。これにより炭窒化物の少ない粒界 強度の高い焼戻しマルテンサイト相を含んだ組織となるため、高靱性を有する 鋼管となる。 Tの保持時間は 10〜60min とするのが好ましい。
実施例
表 1に示す組成になる鋼を転炉で溶製し、真空脱ガス処理を行い、連続铸造 法により凝固させて得た铸片をビレツト圧延して鋼管素材とした。これら鋼管 素材をマンネスマン一プラグミル方式の製造設備により <f> 273mm X t 13mmの 継目無鋼管に造管し、 造管疵の発生状況を調査するとともに、造管後の鋼管を 表 2に示す条件で熱処理し、 Y Sを 600MPa前後に調整した鋼管母材から試験片 を採取し、 引張特性、 低温靱性、 耐食性 （耐全面腐食性、 耐孔食性） を調査し た。また、鋼管母材を用い、二相ステンレス鋼を溶接材料とした T I G溶接（電 圧 15V 、 電流 200A、 溶接速度 10cm/min、 入熱 18kJ/cm ) にて鋼管継手を作製し、 H A Z (ボンドから lram ) の低温靱性を調査した。
引張試験は、 ASTM370 に準拠して行った。
低温靱性は、 シャルピー衝撃試験を行い、 破面遷移温度 （50% F A T T) が 一 70°C以下を◎、 一 70°C超一 60°C以下を〇、 それ以外は Xと評価した。
腐食試験は、炭酸ガス腐食試験法 （オートクレープ中で 3. OMPaの炭酸ガスを 飽和させた20%^ 水溶液中に3. (½111 X 25ram X 50raraの試験片を浸漬し、 80°Cで 7日間保持する） により行った。
耐全面腐食性は、 腐食試験後、 水洗、 乾燥した試験片の重量を測定し、 重量 減少速度を 1年間の厚み減少量に換算し、 その値が 0. 1mm Z年未満は〇、それ 以外は Xと評価した。
耐孔食性は、 腐食試験後、 水洗、 乾燥した試験片の表面を肉眼観察して孔食 の有無を調査し、 1個以上の孔食発生は X、 それ以外は〇と評価した。
本発明例は、 孔食の発生はみられず、厚み減少量も 0. lmm Z年未満であり、 耐孔食性、 耐全面腐食性に優れ実用的に使用可能なレベルであり、造管疵はな く、母材はもとより H A Z靱性にも優れ、 ラィンパイプ用として十分な特性で ある。 一方、 本発明を外れる比較例では、 とくに HA Z靱性と造管疵の面で本 発明例に比べて劣っている。
組成 Wt% M C I Λ C 俊者 点 点
c Si mil rr vsi 1 Nh v 11 1 T 1o d p r g O
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6 0.009 0 20 in q 9 A 0 ni 1 A 01R 66 795 本発朋
7 0.010 0.25 1· 25 11· 3 2.5 0.008 0 071 0.016 0.0017 0 0031 660 780 本発明 w
8 0.008 0.15 1 75 10.9 2.2 0.009 0.038 0.017 0 0015 0 0028 665 785 本発明 g 0. Oil 0.15 1.41 10.8 2.1 0.012 0.081 0.025 0.0051 0.0013 670 790 本発明
10 0.009 0.20 1.63 11· 2 2.4 0.017 0.083 0.091 0.032 0.044 0.014 0.0018 0 0025 670 790 本発明
11 0.012 0.26 1.33 12.1 2. g 0.008 0.042 0.091 0.031 0.019 0 0022 0 0035 655 780 本発明
12 0.010 0.22 1.50 11· 3 2.6 0.009 0 47 0 071 0.022 0.0018 660 790 本発明
13 0 o 5 10 1 n Q 0 ク π ni 7 71Qfl *·ί» ¾ 171
14 0.011 0.81 1.13 12.1 2.3 0.013 0.051 0.071 0.023 0.0019 0.0030 675 800 比較例
15 0.012 0.18 1.51 9.6 2.5 0.012 0.041 0.047 0. 7 0.081 0.020 0.0020 0.0032 660 785 比較例
16 0.009 0.29 1.52 14.4 2.3 0.009 0.056 0.67 0.018 0.0039 0.0037 710 830 比較例
17 0.013 0.14 1.75 12.1 1.5 0.008 0.031 0.061 0.065 0.071 0.021 0.0041 0.0033 700 800 比較例
18 0.012 0.22 1.20 11.2 2.2 0.025 0· 051 0.019 0.0029 0.0035 670 795 比較例
19 0.009 0.28 2.24 11.7 2.5 0.011 0.038 1.3 0.023 0.0022 0.0034 660 785 比較例
20 0.010 0.34 1.39 11.2 2.5 0.011 0.023 0.041 0.353 0.013 0.0025 0.0039 665 790 比較例
21 0.008 0.25 1.58 11.5 2.6 0.011 0.034 0.33 0.173 0.081 0.072 0.025 0.0018 0.0029 65 790 比較
i/：一
υ
o
CM
Figure imgf000015_0001
産業上の利用可能性
本発明鋼管は、炭酸ガスおよび塩化物を含有する環境で優れた耐孔食性、耐 全面腐食性を示し、 かつ母材靱性、 HA Z靱性に優れ、 造管疵も発生しないた め、 石油 ·天然ガス輸送用のラインパイプ材として安価に提供でき、 産業上格 段の効果を奏する。

Claims

請 求 の 範 囲 、 ラインパイプ用高 Cr鋼管であって、 その組成が、 重量％で、
C ： 0. 02%以下、
Si ： 0. 5 %以下、
Mn： 0. 2 〜3. 0 %、
Cr： 10. 0〜14. 0%、
Ni ： 2. 0超〜 3. 0 %、
N ： 0. 02%以下、
残部 Feおよぴ不可避的不純物
であることを特徴とするラインパイプ用高 Cr鋼管。 、 前記組成に、 Nb： 0. 3 %以下が付加された請求項 1記載のラ
インパイプ用高 Cr鋼管。 、 前記組成に、 V： 0. 3 %以下が付加された請求項 1または 2に記載のラ インパイプ用高 Cr鋼管。 、 前記組成に、 Cu : 1. 0 %以下が付加された請求項 1〜 3のいずれかに記 載のラインパイプ用高 Cr鋼管。 、 前記組成に、 Ti、 Zr、 Ta : 1種または 2種以上の合計 0. 30%以下が付加 された請求項 1〜4のいずれかに記載のラインパイプ用高 Cr鋼管。
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