WO2005075694A1 - 耐ｈｉｃ性に優れたラインパイプ用鋼材及びその鋼材を用いて製造されるラインパイプ - Google Patents

耐ｈｉｃ性に優れたラインパイプ用鋼材及びその鋼材を用いて製造されるラインパイプ Download PDF

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WO2005075694A1
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Tomohiko Omura
Mitsuhiro Numata
Takahiro Kushida
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Sumitomo Metal Industries,Ltd.
Kushida, Kazuyo
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    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present invention relates to a steel material for a line pipe and a line pipe manufactured using the steel material, and more particularly, to a steel material for a line pipe excellent in HIC resistance and manufactured using the steel material.
  • line pipe Regarding line pipe.
  • Hydrogen embrittlement involves hydrogen sulfide cracking (SSC) in steel under static external stress and hydrogen-induced cracking (SSC) in steel in the absence of external stress. : Hereafter referred to as HIC).
  • the oil country tubular goods have a threaded joint structure at an end thereof.
  • a plurality of oil country tubular goods are connected to each other by a threaded joint structure and are assembled vertically in an oil well or gas well.
  • a tensile stress is applied to the OCTG by its own weight. Therefore, oil country tubular goods are particularly required to have SSC resistance.
  • SSC resistance With deepening of oil wells in recent years, oil well pipes are required to have even higher SSC resistance. Measures to improve SSC resistance include cleaning steel, increasing the ratio of martensite in the steel structure, and refining the steel structure.
  • HIC is generated by gas pressure when invading hydrogen accumulated at the interface between MnS drawn by rolling and the base material becomes molecular hydrogen. Therefore, the following two HIC measures (first and second HIC measures) have been taken in the past to improve the HIC resistance of line pipes. Many of these measures against HIC have been reported. No. 271974, JP-A-6-220577, JP-A-6-271976, and JP-A-9-324216.
  • the first measure against HIC is to improve the resistance of steel to hydrogen embrittlement.
  • the specific measures are as follows.
  • the form of sulfide inclusions is controlled by adding Ca. Specifically, the morphology of the sulfide inclusions is stretched from MnS during hot rolling by Ca treatment, and the sulfide inclusions are rubbed.
  • Control the structure by controlled rolling and accelerated cooling after rolling Specifically, control rolling and accelerated cooling are applied when rolling a steel pipe blank. Thereby, the metal structure of the original plate can be made uniform, and the resistance to hydrogen embrittlement can be increased.
  • the second measure against HIC is to prevent intrusion of hydrogen into steel.
  • the specific measures are as follows.
  • An object of the present invention is to provide a steel material for line pipes having even higher HIC resistance and the steel material.
  • the object of the present invention is to provide a line pipe manufactured by using the above.
  • the present inventors have investigated the starting point of HIC generated in a steel material for line pipes that has been subjected to well-known HIC resistance measures, and have newly found that TiN is the starting point of HIC.
  • TiN is the starting point of HIC, it is sufficient to prevent TiN from being generated in the steel. In other words, Ti must be added to steel. However, Ti is usually added because it has the effect of fixing N in the steel, which is an element that lowers the toughness, as TiN and improving the toughness of the steel. Therefore, the inventors have thought that reducing the TiN rather than preventing the generation of TiN can improve the HIC resistance, and confirmed that fact. Using the results of calculating the crack area ratio CAR using a plurality of steel materials having different TiN sizes, it will be described in detail below that the HIC resistance is improved by reducing the TiN.
  • FIG. 1 is a diagram showing the crack area ratio CAR with respect to the size of TiN in steel, obtained by conducting an HIC test.
  • the crack area ratio CAR is obtained by equation (1). In general, it is said that the smaller the crack area ratio CAR, the better the HIC resistance of line pipe steel.
  • Table 1 shows the composition of the test material in Fig. 1.
  • 180 kg of each test material XI X4 having almost the same composition was melted, heated to 1250 ° C, hot forged, and the yield strength of each steel material was substantially Adjusted to 65ksi.
  • the amount of Ca added to the slag during smelting, the CaO / AlO value, and the cooling rate during production was substantially Adjusted to 65ksi.
  • Each of the manufactured test materials XI-X4 force Five test pieces having a thickness of 10 mm, a width of 20 mm, and a length of 100 mm were processed, and the size of TiN exposed on the surface of each test piece was measured. Specifically, five fields of lmm 2 were observed on the surface of the test piece on the surface substantially parallel to the forging direction. For observation, a SEM (scanning electron microscope) with a magnification set to 100 times was used. Ten TiNs were selected from the largest ones in each field of view and the major axis of the selected TiN was measured. At this time, as shown in FIG. 2, the largest one of the straight lines connecting two different points on the interface between TiN and the base material was defined as the major axis of TiN. The size of TiN was defined as the average of the measured major axes (average of the major axes of 50 TiNs). TiN was identified by EDX (energy dispersive X-ray microanalyzer).
  • HIC test After measuring the size of TiN, an HIC test was performed. In the HIC test, each specimen was immersed in a 0.5% acetic acid + 5% saline solution at 25 ° C saturated with latm hydrogen sulfide for 96 hours. After immersion, the HIC generated in each test piece was measured by the ultrasonic flaw detection method, and the area ratio CAR was determined based on the equation (1).
  • the steel material for line pipes having excellent HIC resistance according to the present invention has a C content of 0.03-0.
  • TiN does not need to have a molar ratio of Ti and N of 1: 1, and preferably contains 50% or more of Ti in mass%.
  • TiN may contain C, Nb, V, Cr, Mo, etc. in addition to Ti and N. Note that TiN can be identified by using a component analysis method such as EDX.
  • the size of TiN can be determined by the following method. First, the lmm 2 region on the cross section almost parallel to the rolling direction (or forging direction) of the linepipe steel is observed in five visual fields. Use an SEM with a magnification of 100x for observation. For each field of view observed, select 10 out of the large TiNs that are exposed. The major axis of the selected TiN is measured, and the average of the measured major axes (ie, the average of the major axes of 50 TiNs) is taken as the size of the TiN. As shown in FIG. 2, the major axis is the largest straight line connecting two different points on the interface between TiN and the base material.
  • the steel material for a line pipe according to the present invention further comprises Cu: 0.1-0.4%, Ni: 0.
  • the steel material for a line pipe according to the present invention further comprises Cr: 0.01-1. 0%, Mo: 0.01-1. 0%, V: 0.01-1. 0.3%, B : 0.0001-0.001%, Nb: One or more of 0.003-0. 1%.
  • FIG. 1 is a view showing a crack area ratio CAR with respect to the size of TiN in steel.
  • FIG. 2 is a schematic view showing a shape of TiN in a steel material for a line pipe according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 3A is a schematic view showing the shape of inclusions in a conventional steel material for a line pipe.
  • FIG. 3B is a schematic view showing the shape of inclusions in the steel material for a line pipe according to the embodiment of the present invention.
  • FIG. 4 is a schematic diagram showing the shape of inclusions in molten steel during the process of molten steel for a line pipe steel according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 5 is a schematic view showing the shape of an A1-Ca—Ti-based composite inclusion in FIG. 3B.
  • the steel material for a line pipe according to the embodiment of the present invention has the following composition.
  • % for the alloy element means mass%.
  • C is an effective element for strengthening steel.
  • the lower limit of the content of C is set to 0.03% in order to maintain the necessary strength for the line pipe.
  • excessive addition of C increases the hardness of the welded line pipe.
  • the preferred C content is 0.05-0.13%.
  • Si is an element effective in deoxidizing steel, and its effect is poor if the content of Si is less than 0.05%. Therefore, the lower limit of the Si content is set to 0.05%. On the other hand, if excessive Si is added, the toughness of the steel decreases. Therefore, the upper limit of the content of Si is set to 1.0%. The preferred Si content is 0.1-0.3%.
  • Mn is an effective element for strengthening steel.
  • the lower limit of the Mn content is set to 0.5%.
  • the upper limit of the Mn content is set to 1.8%.
  • the preferred Mn content is 0.8-1.6%.
  • P is an impurity that promotes center segregation and degrades HIC resistance. Therefore, P content It is preferred that the amount be as low as possible. Therefore, limit the content of P to 0.015% or less
  • S is an impurity. Increasing the concentration of S in molten steel has the effect of reducing the N content that forms TiN, but forms MnS in the steel and lowers the HIC resistance. Therefore, the lower the S content, the better. Therefore, the content of S is limited to 0.004% or less. Preferably, it is limited to 0.003% or less.
  • O is an impurity and reduces the cleanliness of steel. As a result, the HIC resistance is reduced. Therefore, the O content is preferably as low as possible. Therefore, the content of O is limited to 0.01% or less. Preferably, it is limited to 0.005% or less.
  • N 0.007% or less
  • N is an impurity, and lowers the toughness by forming a solid solution in steel.
  • TiN becomes an inclusion, it also becomes a starting point of HIC and lowers HIC resistance. Therefore, the N content is preferably as low as possible. Therefore, the content of N is limited to 0.007% or less. Preferably, it is limited to 0.005% or less.
  • Ti precipitates as TiN without dissolving N alone, thereby improving toughness.
  • the upper limit of the Ti content is set to 0.024%.
  • a preferred lower limit of the Ti content is 0.005%, and a preferred upper limit is 0.018%.
  • Ca controls the morphology of MnS, which is the origin of HIC, in a spherical manner, and suppresses the generation of HIC. Further, as described later, TiN is reduced by the synergistic action with A1. On the other hand, excessive addition of Ca lowers the cleanliness of the steel, which in turn degrades the HIC resistance. Therefore, the content of Ca is set to 0.0003-0.02%. Preferably, it is 0.002 0.015%.
  • A1 is an element necessary for deoxidation of steel. Furthermore, as described later, the synergistic action with Ca Decrease TiN. In order to exhibit these effects, the lower limit of the content of sol. A1 is set to 0.01%. On the other hand, when A1 is excessively added, the cleanliness and toughness of the steel are reduced, and the IC resistance is rather deteriorated. Therefore, the upper limit of the content of sol. A1 is set to 0.1%. Preferably, the content of sol. A1 is set to 0.02 to 0.05%.
  • the balance is made of Fe, but may contain impurities due to various factors in the manufacturing process.
  • the steel material for a line pipe according to the present embodiment further contains one or more of Cu and Ni as necessary.
  • Cu and Ni are effective elements for improving the HIC resistance. Hereinafter, each element will be described.
  • Cu enhances corrosion resistance in a hydrogen sulfide environment. Specifically, it prevents hydrogen from entering the steel. Therefore, generation and propagation of HIC are suppressed. However, excessive addition deteriorates the weldability of steel. In addition, since it melts at a high temperature and lowers the grain boundary strength, cracks are likely to occur during hot rolling. Therefore, the content of Cu should be 0.1-0.4%.
  • Ni also enhances corrosion resistance in a hydrogen sulfide resistant environment like Cu. It also increases the strength and toughness of the steel. However, the effect is saturated even if added in excess. Therefore, the content of Ni is 0.1-0.3%.
  • the steel material for a line pipe according to the present embodiment further contains one or more of Cr, Mo, Nb, V, and B as necessary.
  • Cr, Mo, Nb, V and B are elements that have the effect of increasing the strength of steel. Hereinafter, each element will be specifically described.
  • Cr is an element effective in increasing the strength of steels with low C values.
  • excessive addition of carotenium lowers weldability and toughness of the weld. Therefore, the content of Cr is set to 0.01-1.10%.
  • Mo is an element effective for improving strength and toughness. However, if added in excess, the toughness is rather reduced and the weldability deteriorates. Therefore, the content of Mo is 0.01 1.0%. Preferably, the content is 0.01 to 0.5%.
  • the Nb content is 0.003-0.1%, preferably 0.01-0.03%
  • the V content is 0.01-0.3%, preferably 0.01. -0.1%.
  • the lower limit of the B content is set to 0.0001%.
  • the upper limit of the B content is set to 0.001%.
  • the present inventors have found that TiN in steel can be reduced by forming A1-Ca-Ti-based composite inclusions in steel.
  • a force that generates a plurality of TiNs in steel as shown in FIG. 3A.
  • FIG. 3B fine A1-Ca—Ti system is contained in the steel.
  • Composite inclusions and smaller TiN are produced.
  • a method of manufacturing a steel material for a line pipe according to the present embodiment will be described.
  • A1-Ca-based oxysulfides are generated in a molten steel stage.
  • A1-Ca oxysulfides disperse finely in molten steel, which has extremely low solubility in molten steel.
  • the molten steel is cooled.
  • A1-Ca-Ti composite inclusions and TiN are generated.
  • the A1-Ca-Ti composite inclusions are composed of A1-Ca-based oxysulfides formed in the molten steel stage and TiN (hereinafter referred to as TiN film) covering the surface. It is.
  • TiN film As a result of the TiN film being formed on the surface of the Al-Ca-based oxysulfide during the cooling of the molten steel, the A1-Ca-based oxysulfide becomes an A1-Ca-Ti-based composite inclusion.
  • the A1-Ca-Ti composite inclusions are almost spherical and have a major axis of about 3 ⁇ m.
  • a part of the conventional TiN in FIG. 3A is changed to A1-C as the TiN film in the present embodiment. Covers a-based oxysulfides and is included in Al-Ca-Ti-based composite inclusions. Therefore, as shown in Fig. 3B, the amount of TiN precipitated in the steel is smaller than before.
  • the cooling rate at the time of fabrication be low.
  • the cooling rate between 1500 and 1000 ° C. is preferably 500 ° C./min or less. This is to secure the time required for Ti to diffuse around the A1-Ca oxysulfide and form a TiN film.
  • the processing step (rolling step etc.) for the line pipe after the fabrication is the same as the conventional processing step. That is, a steel plate obtained by hot rolling a slab or other steel slab is welded to produce a line pipe (welded pipe). Alternatively, a seamless line pipe is manufactured using a billet obtained by subjecting a steel ingot to slab rolling or the like or a billet obtained by a continuous casting method as a raw material by an inclined roll piercing mill or the like.
  • the TiN in steel can be reduced to 30 am or less by adding other manufacturing conditions to be controlled. it can.
  • manufacturing conditions such as a process for reducing the added amount of Ti and the added amount of N and a process for removing coarse TiN may be added.
  • the molten steel temperature is raised by a tundish heater or the like to float and separate the coarse TiN.
  • Steel 114 of the present invention was produced as follows. First, a slab was produced by continuously producing molten steel under the production conditions (Ca-added amount, slag composition, cooling rate) shown in Table 2. The manufactured slab was heated to 1 050-1200 ° C and then hot-rolled into a 15-20 mm steel plate. After the steel sheet was quenched and tempered, it was manufactured into a line pipe by welding. In the quenching and tempering treatment, the material was heated to 850 to 950 ° C, cooled with water, further heated to 500 to 700 ° C, and allowed to cool.
  • Test pieces having a thickness of 10 mm, a width of 20 mm, and a length of 100 mm were each processed for the inventive steel thus manufactured, and the size of TiN in each test piece was measured. Specifically, the surface of each test piece was polished with a resin carrier surface, and then, using a SEM (scanning electron microscope), an area of lmm 2 was observed in five fields at a magnification of 100 times for each test piece. Ten TiNs were selected from the largest ones in each field of view, the major axis of the selected TiN was measured, and the average of the measured major axes was taken as the size of the TiN.
  • the size of TiN of the present invention steel 114 was smaller than 30 ⁇ m specified in the present invention.
  • Comparative steels AF have the same chemical composition as the steel of the present invention. However, due to improper manufacturing conditions (A)-(C), the size of TiN was larger than the 30 ⁇ m specified in the present invention. Specifically, comparative steels A and E have a cooling rate faster than 500 ° C / min, and comparative steels B and F have a CaO / AlO weight ratio (slag composition) of 1.2-1.5. Out of range
  • Comparative steel D had a Ca-added quantity of less than 0.1 kg / ton.
  • Comparative Steel C did not satisfy the production conditions for slag composition and Ca-added casket amount.
  • the other manufacturing steps were the same as those of the inventive steel 114.
  • the method for measuring the size of TiN is the same as that of the steel of the present invention.
  • the HIC test was performed using test pieces (thickness 10 mm, width 20 mm, length 100 mm) which were also processed with the steel of the present invention and the comparative steel strength.
  • each specimen was immersed for 96 hours in 0.5% acetic acid + 5% saline at 25 ° C saturated with latm hydrogen sulfide.
  • the area of the HIC generated on each test piece after the test was measured by the ultrasonic flaw detection method, and the crack area ratio CAR was calculated from the equation (1).
  • the area of the test piece in the equation (1) was set to 20 mm ⁇ 100 mm.
  • the yield stress YS of the steel of the present invention and the comparative steel was determined. Specifically, a round bar tensile test specimen with a parallel part diameter of 6 mm and a parallel part length of 40 mm was measured from the center of the thickness of each steel in the longitudinal direction. A tensile test was conducted at room temperature using the thus prepared and prepared round bar tensile test piece. The yield stress YS of each steel was determined by averaging the yield stress YS of two round bar tensile test pieces.
  • the crack area ratio CAR became lower than 3%. Therefore, by setting the size of TiN to 30 am or less, the crack area ratio was suppressed to less than 3%.
  • yield stress YS of the steel No. 1-4 of the present invention is 453-470MPa, Cr, Mo,
  • the yield stress YS of the steel 5-10 of the present invention to which Nb, V, and B were added was 523-601 MPa.
  • the crack area ratio CAR of steel 510 of the present invention was less than 1%. That is, by adding these elements, the strength of the steel material was increased and the effect of suppressing HIC was not impaired.
  • the steel 11-11 of the present invention to which Cu and Ni were added was able to suppress the crack area ratio CAR to less than 1%.
  • Steel 14 of the present invention contains Cr and Mo, and further contains Cr and Ni. By adding these elements, the strength of the steel increased to 560MPa and the crack area ratio was suppressed to less than 1%.
  • Steels 15-31 of the present invention were produced as follows. First, it was manufactured under the manufacturing conditions shown in Table 3. A billet was produced by continuous casting using molten steel. Next, the billet was heated to 1200-1250 ° C, and then hot-rolled by an inclined roll piercing mill to produce a seamless line pipe. Thereafter, the mixture was heated to 850-950 ° C and then cooled with water, further heated to 500-700 ° C, and allowed to cool.
  • the size of TiN of the steel 1531 of the present invention was a value smaller than 30 ⁇ m specified in the present invention.
  • Comparative steel GJ has the same chemical composition as the steel of the present invention, but the size of TiN is less than that of the present invention because one of manufacturing conditions (A) and (C) is inappropriate. It was larger than the specified 30 ⁇ m. Specifically, the comparative steels G and I have a CaO / AlO weight ratio (slag composition) of 1.2-1.5.
  • the crack area ratio CAR was lower than 3%. Therefore, as in Example 1, by setting the size of TiN to 30 / m or less, the crack area ratio was suppressed to less than 3%.
  • the yield stress YS of the steels 22-27 of the present invention to which Cr, Mo, Nb, V, and B were added was 522-58 OMPa.
  • the strength of steel also increased.
  • the yield stress YS increased to 586 MPa due to Cr, Mo, Nb and V. Furthermore, the crack area ratio CAR was also suppressed.
  • the steel material for a line pipe according to the present invention can be used for a line pipe that conveys crude oil or natural gas.

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Abstract

本発明によるラインパイプ用鋼材は、組成が質量％にて、Ｃ：０．０３～０．１５％、Ｓｉ：０．０５～１．０％、Ｍｎ：０．５～１．８％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００４％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｎ：０．００７％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｔｉ：０．０２４％以下、Ｃａ：０．０００３～０．０２％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、鋼中に介在物として存在するＴｉＮの大きさが３０μｍ以下である。本発明によるラインパイプ用鋼材は、耐ＨＩＣ性に優れ、割れ面積率を３％以内に抑えることができる。

Description

明 細 書
耐 HIC性に優れたラインパイプ用鋼材及びその鋼材を用いて製造される ラインノ イブ
技術分野
[0001] 本発明は、ラインパイプ用鋼材及びその鋼材を用いて製造されるラインパイプに関 し、さらに詳しくは、耐 HIC性に優れたラインパイプ用鋼材及びその鋼材を用いて製 造されるラインパイプに関する。
背景技術
[0002] 近年生産される原油や天然ガスは、湿潤な硫化水素（H S)を含む。そのため、原
2
油や天然ガスを掘削するために使用される油井管や、掘削された原油や天然ガスを 搬送するラインパイプでは、硫化水素に起因した水素脆ィ匕が問題となる。水素脆ィ匕 には、静的な外部応力下で鋼材に生じる硫化水素割れ (Sulfide Stress Cracking:以 下、 SSCと称する）と、外部応力のない状態で鋼材に生じる水素誘起割れ (Hydrogen Induced Cracking:以下、 HICと称する）とがある。
[0003] 油井管は、その端部がネジ継手構造になっている。複数の油井管はネジ継手構造 により互いに連結され、油井又はガス井の鉛直方向に組み立てられる。このとき、油 井管には自重による引張応力が掛かる。そのため、油井管は特に、耐 SSC性を要求 される。近年の油井の高深度化に伴い、油井管はさらなる耐 SSC性を要求されてい る。耐 SSC性を改善するための対策としては、鋼の清浄化、鋼材組織のマルテンサ イト比率の拡大、鋼材組織の微細化等がある。
[0004] 一方、複数のラインパイプは、溶接により互いに連結され、原則として水平方向に 組み立てられる。そのため、ラインパイプには、油井管のように静的な応力が掛からな レ、。よって、ラインパイプは耐 HIC性を要求される。
[0005] HICは、圧延により延伸した MnSと母材との界面に集積した侵入水素が分子状水 素になるときのガス圧により発生すると考えられる。そこで、ラインパイプの耐 HIC性 の向上を目的として、従来より以下の 2つの耐 HIC対策（第 1及び第 2の耐 HIC対策） が講じられている。これらの耐 HIC対策は多数報告されており、たとえば、特開平 6_ 271974号公報，特開平 6— 220577号公報，特開平 6—271976号公報，特開平 9 -324216号公報で報告されている。
[0006] 第 1の耐 HIC対策は、鋼の水素脆ィヒに対する抵抗性を向上させるものである。具体 的には以下に示す対策である。
(1)鋼を高純度化及び高清浄化する。具体的には、製鋼段階で sをできるだけ低 減することにより、鋼中の MnSの量を低減する。
(2)マクロ中心偏析を低減する。
(3) Caを添加することにより、硫化物系介在物 (A系介在物）の形態を制御する。具 体的には、 Ca処理により、硫化物系介在物の形態を MnSから熱間圧延時に延伸し ίこくレヽ CaSこする。
(4)制御圧延及び圧延後の加速冷却により組織を制御する。具体的には、鋼管用 原板を圧延するときに制御圧延及び加速冷却を適用する。これにより原板の金属組 織を均一にでき、水素脆ィ匕に対する抵抗を増大できる。
(5)鋼中の Mn偏析及び P偏析を低減する。
(6)鋼中のアルミナ等の B系介在物を低減する。
[0007] これらの第 1の耐 HIC対策を施したラインパイプ用鋼材の具体的な製造方法は、多 数報告されており、たとえば、特開 2003-13175号公報，特開 2000—160245号公 報で報告されている。
[0008] 第 2の耐 HIC対策は、鋼中への水素の侵入を防止するものである。具体的には以 下に示す対策である。
(7) Cuを添加することにより、湿潤硫化水素環境における鋼中への水素の侵入を 防止する。
(8)インヒビター（腐食抑制剤）を添加する、又は皮膜処理を施すことにより、鋼中へ の水素の侵入を防止する。
[0009] し力、しながら、上述した周知の耐 HIC対策を施したラインパイプにも、依然として HI Cが発生する。そのため、耐 HIC性のさらなる改善が試みられている。
発明の開示
[0010] 本発明の目的は、より一層の耐 HIC性に優れたラインパイプ用鋼材及びその鋼材 を用いて製造されるラインパイプを提供することである。具体的には、割れ面積率（ Crack Area Ratio)力 以下であるラインパイプ用鋼材及びその鋼材を用いて製造 されるラインノ イブを提供することである。
[0011] 本発明者らは、周知の耐 HIC対策を施したラインパイプ用鋼材に発生した HICの 起点を調査した結果、 TiNが HICの起点になっていることを新たに見出した。
[0012] TiNが HICの起点になるのであれば、 TiNを鋼中に生成させないようにすればよい 。つまり、 Tiを鋼に添カ卩しなければよレ、。し力、しながら、 Tiは、靭性を低下させる元素 である鋼中の Nを TiNとして固定し、鋼の靭性を改善する効果を有するため、通常は 添加される。そこで、発明者らは、 TiNを生成させないようにするのではなぐ TiNを 小さくすることで、耐 HIC性を向上できるのではなレ、かと考え、そのことを確認した。 T iNの大きさの異なる複数の鋼材を用いて割れ面積率 CARを求めた結果を用いて、 TiNを小さくすれば耐 HIC性が向上することを以下に詳細に説明する。
[0013] 図 1は、 HIC試験を実施して求めた、鋼中の TiNの大きさに対する割れ面積率 CA Rを示す図である。ここで、割れ面積率 CARとは、式（1)により求められる。一般的に 、ラインパイプ用鋼材では、割れ面積率 CARが小さいほど、耐 HIC性に優れている とされる。
[0014] 割れ面積率 CAR=試験片に発生した HICの面積/試験片の面積 （1)
[0015] し力 ながら、周知の耐 HIC対策を施したラインパイプ用鋼材において、割れ面積率 CARをどの程度にすれば、耐 HIC性がさらに改善されるかということについては必ず しも明確ではなかった。そこで本発明者らは、割れ面積率 CARを 3%以下にするとい う従来よりも厳しレヽ基準を満たすことを目標とした。
[0016] 表 1は図 1の供試材の組成を示す。表 1に示すとおり、ほぼ同じ組成を有する供試 材 XI X4をそれぞれ 180kg溶製し、 1250°Cに加熱して熱間鍛造した後、焼入焼 戻処理により、各鋼材の降伏強度をほぼ 65ksiに調整した。このとき、表 1に示すよう に、溶製時におけるスラグ中の Ca添加量と、 CaO/Al O値と、铸造時の冷却速度
2 3
とを供試材 XI X4ごとに変化させた。供試材ごとに TiNの大きさを変えるためであ る。
[表 1] 糾成 （残部 Fe及び不純物 単位は貧量 ¾) 製造条件 鋼 Ca添加量 スラグ組成 冷却速度
C Si Mn P S Al Ca Ti N O
(kg/ton) (CaO/AI203) (。C/分）
X1 0.06 0.19 1.06 0.006 0.0019 0.041 0.006 0.015 0.0041 0.0036 0.24 0.9 200
X2 0.05 0.24 1.25 0.008 0.0034 0.015 0.016 0.016 0.0034 0.0042 0.35 1.4 240
X3 0.04 0.17 1.25 0.008 0.0026 0.021 0.003 0.016 0.0036 0.0043 0.21 1.3 250
X4 0.06 0.19 1.09 0.009 0.0031 0.048 0.008 0.015 0.0034 0.0041 0.22 1.3 50
[0017] 製造した各供試材 XI— X4力 厚さ 10mm、幅 20mm、長さ 100mmの試験片を 5 つ加工し、各試験片の表面に表出した TiNの大きさを測定した。具体的には、試験 片の表面のうち、鍛造方向にほぼ平行な表面上の lmm2の領域を 5視野観察した。 観察には、倍率を 100倍に設定した SEM (走査型電子顕微鏡)を用いた。観察した それぞれの視野で TiNを大きいものから 10個選択し、選択した TiNの長径を測定し た。このとき、図 2に示すように、 TiNと母材との界面上の異なる 2点を結ぶ直線のうち 、最大のものを TiNの長径とした。 TiNの大きさは、測定した長径の平均値（50個の TiNの長径の平均値）とした。また、 TiNは EDX (エネルギー分散型 X線マイクロアナ ライザ）により同定した。
[0018] TiNの大きさを測定後、 HIC試験を実施した。 HIC試験では、 latmの硫化水素を 飽和させた 25°Cの 0. 5%酢酸 + 5%食塩水中に各試験片を 96時間浸漬した。浸漬 後、各試験片中に発生した HICを超音波探傷法により測定し、式（1)に基づいて割 れ面積率 CARを求めた。
[0019] HIC試験の結果から、 TiNが小さい程、割れ面積率 CARは減少することが判明し た。特に、 TiNの大きさが 30 a m以下の場合、割れ面積率 CARが 3%以下であるこ とが判明した。よって、ラインパイプ用鋼材中の TiNを小さくすれば、耐 HIC性が向上 すると考えられる。特に TiNの大きさを 30 /i m以下にすることで、耐 HIC性に優れて レ、るとされるラインパイプ用鋼材を得られると考えられる。
[0020] そこで、発明者らは、これらの知見に基づいて以下の本発明を完成させた。
[0021] 本発明による耐 HIC性に優れたラインパイプ用鋼材は、質量％で、 C : 0. 03-0.
15%、 Si : 0. 05- 1. 0%、 Mn : 0. 5— 1. 8%、 P : 0. 015%以下、 S : 0. 004%以 下、 0 (酸素）：0. 01 %以下、 N : 0. 007%以下、 Sol. Al (酸可溶 Al :鋼中に固溶し た A1) : 0. 01 -0. 1 %、 Ti : 0. 024%以下、 Ca : 0. 0003—0. 02%を含有し、残部 は Fe及び不純物からなり、鋼材中に介在物として存在する TiNの大きさが 30 /i m以 下である。
[0022] ここで、 TiNは Tiと Nの含有比率がモル％で 1： 1である必要はなぐ好ましくは、 Ti Nは質量％で Tiを 50%以上含有する。また、 TiNは Ti及び Nの他に、 C, Nb, V, C r, Mo等を含有してもいてもよレ、。なお、 TiNは EDX等の成分分析法を用いることに より同定できる。
[0023] また、ここでレ、う TiNの大きさは、以下の方法で求めることができる。まず、ラインパイ プ用鋼材の圧延方向（又は鍛造方向）にほぼ平行な断面上の lmm2の領域を 5視野 観察する。観察には倍率を 100倍に設定した SEMを用いる。観察したそれぞれの視 野ごとに、表出している TiNを大きレ、ものから 10個選定する。選定された TiNの長径 を測定し、測定した長径の平均値（つまり 50個の TiNの長径の平均値）を TiNの大き さとする。なお、長径とは図 2に示す通り、 TiNと母材との界面上の異なる 2点を結ぶ 直線のうち、最大のものをいう。
[0024] 好ましくは、本発明によるラインパイプ用鋼材はさらに、 Cu : 0. 1 -0. 4%、 Ni : 0.
1-0. 3%のうちの 1種以上を含有する。
[0025] Cu、 Niは鋼中への水素の侵入を阻止する。そのため、これらの元素のうちの 1種以 上を添加することでラインパイプ用鋼材の耐 HIC性を向上できる。
[0026] 好ましくは、本発明によるラインパイプ用鋼材はさらに、 Cr: 0. 01- 1. 0%、 Mo : 0 . 01— 1. 0%、V: 0. 01-0. 3%, B : 0. 0001—0. 001%、Nb : 0. 003—0. 1 % のうちの 1種以上を含有する。
[0027] 鋼を強化する元素である Cr、 Mo、 V、 B、 Nbのうちの 1種以上を添加することで、ラ インパイプ用鋼材の強度を高めることができる。なお、これらの元素添加は、 TiNの大 きさを小さくすることで得られる耐 HIC性の効果に影響を及ぼさない。
図面の簡単な説明
[0028] [図 1]鋼中の TiNの大きさに対する割れ面積率 CARを示す図である。
[図 2]本発明の実施の形態によるラインパイプ用鋼材中の TiNの形状を示す概略図 である。
[図 3A]従来のラインパイプ用鋼材中の介在物の形状を示す模式図である。
[図 3B]本発明の実施の形態によるラインパイプ用鋼材中の介在物の形状を示す模 式図である。
[図 4]本発明の実施の形態によるラインパイプ用鋼材の溶鋼過程での溶鋼中の介在 物の形状を示す模式図である。
[図 5]図 3B中の A1— Ca— Ti系複合介在物の形状を示す模式図である。
発明を実施するための最良の形態
[0029] 以下、本発明の実施の形態を図面を参照して詳しく説明する。
[0030] 1.化学組成
本発明の実施の形態によるラインパイプ用鋼材は、以下の組成を有する。以降、合 金元素に関する％は質量％を意味する。
[0031] C : 0. 03-0. 15%
Cは鋼の強化に有効な元素である。ラインパイプに必要な強度を保持するために C の含有量の下限を 0. 03%とする。一方、 Cの過剰な添カ卩はラインパイプの溶接部の 硬度を上昇させる。溶接部の硬度が上昇すると、 SSCが生じ難レ、ラインパイプであつ ても SSCが起こりやすくなる。したがって、 Cの含有量の上限を 0· 15%とする。好ま しい Cの含有量は 0· 05-0. 13%である。
[0032] Si : 0. 05- 1. 0%
Siは鋼の脱酸に有効な元素であり、 Siの含有量を 0. 05%未満とするとその効果が 乏しい。そのため、 Siの含有量の下限値を 0. 05%とする。一方、過剰に Siを添加す ると、鋼の靭性が低下する。そのため、 Siの含有量の上限を 1. 0%とする。好ましい S iの含有量は 0. 1-0. 3%である。
[0033] Mn: 0. 5—1. 8%
Mnは鋼の強化に有効な元素である。ラインパイプに必要な強度を保持するために 、 Mnの含有量の下限を 0. 5%とする。一方、 Mnを過剰に添加すると、 Mnの偏析が 顕著になる。 Mn偏析部では、 HICの発生原因となり得る硬化組織が形成される。よ つて、 Mnの含有量の上限を 1. 8%とする。好ましい Mnの含有量は 0. 8— 1. 6%で ある。
[0034] P : 0. 015%以下
Pは不純物であり、中心偏析を助長し、耐 HIC性を劣化させる。そのため、 Pの含有 量はなるべく低い方が好ましい。したがって、 Pの含有量を 0. 015%以下に制限する
[0035] S : 0. 004%以下
Sは不純物である。溶鋼中で Sの濃度を高めると、 TiNを形成する Nの含有量を低 減する効果があるものの、鋼中で MnSとなり、耐 HIC性を低下させる。そのため Sの 含有量は低い方が好ましい。したがって、 Sの含有量は 0. 004%以下に制限する。 好ましくは、 0. 003%以下に制限する。
[0036] 0 : 0. 01 %以下
Oは不純物であり、鋼の清浄度を下げる。その結果、耐 HIC性を低下させる。その ため、 Oの含有量は、なるべく低い方が好ましい。したがって、 Oの含有量を 0. 01 % 以下に制限する。好ましくは 0. 005%以下に制限する。
[0037] N : 0. 007%以下
Nは不純物であり、鋼に固溶することにより靭性を低下させる。また、 TiNとして介在 物となる場合も、 HICの起点となり、耐 HIC性を低下させる。そのため、 Nの含有量は なるべく低い方が好ましい。したがって、 Nの含有量は 0. 007%以下に制限する。好 ましくは 0. 005%以下に制限する。
[0038] Ti: 0. 024%以下
Tiは Nを単独で固溶させずに TiNとして析出させ、靭性を向上させる。一方、 Tiの 過剰な添加により TiNは大きくなり、 HICの発生起点となる。したがって、 Tiの含有量 の上限を 0. 024%とする。 Tiの含有量の好ましい下限は 0. 005%であり、好ましい 上限は 0. 018%である。
[0039] Ca : 0. 0003—0. 02%
Caは HICの発生起点となる MnSの形態を球状に制御し、 HICの発生を抑制する 。さらに、後述するように、 A1との相乗作用で TiNを小さくする。一方、 Caの過剰な添 カロは、鋼の清浄度を低下させ、かえって耐 HIC性を劣化させる。したがって、 Caの含 有量は、 0. 0003— 0. 02%とする。好ましくは、 0. 002 0. 015%とする。
[0040] sol. A1 : 0. 01—0. 1%
A1は、鋼の脱酸に必要な元素である。さらに、後述するように、 Caとの相乗作用で TiNを小さくする。これらの効果を発揮するために sol. A1の含有量の下限を 0· 01% とする。一方、 A1を過剰に添加すると、鋼の清浄度及び靭性が低下し、かえって耐 Η IC性が劣化する。そのため、 sol. A1の含有量の上限値を 0· 1%とする。好ましくは、 sol. A1の含有量を 0. 02—0. 05%とする。
[0041] なお、残部は Feで構成されるが、製造過程の種々の要因により不純物が含まれる ことちあり得る。
[0042] 本実施の形態によるラインパイプ用鋼材はさらに、必要に応じて Cu、 Niのうち 1種 以上を含有する。 Cu、 Niは耐 HIC性を高めるのに有効な元素である。以下、各元素 について説明する。
[0043] Cu : 0. 1—0. 4%
Cuは硫化水素環境での耐食性を高める。具体的には鋼中に水素が侵入するのを 防止する。そのため、 HICの発生及び伝搬を抑制する。ただし、過剰に添加すると鋼 の溶接性を悪化させる。また、高温で溶融し粒界強度を下げるため、熱間圧延時に 割れを発生させやすくする。したがって、 Cuの含有量は 0· 1-0. 4%とする。
[0044] Ni: 0. 1-0. 3%
Niも Cuと同様に耐硫化水素環境での耐食性を高める。また、鋼の強度及び靭性も 高める。ただし、過剰に添加しても効果が飽和する。したがって、 Niの含有量は 0. 1 一 0· 3%である。
[0045] 本実施の形態によるラインパイプ用鋼材はさらに、必要に応じて Cr、 Mo、 Nb、 V及 び Bのうちの 1種以上を含有する。 Cr、 Mo、 Nb、 V及び Bは鋼の強度を上げる効果 を有する元素である。以下、各元素について具体的に説明する。
[0046] Cr : 0. 01— 1. 0%
Crは C値の低い鋼の強度を上げるために有効な元素である。ただし、過剰な添カロ は溶接性及び溶接部の靭性が低下する。したがって、 Crの含有量は 0. 01- 1. 0% とする。
[0047] Mo : 0. 01— 1. 0%
Moは強度及び靭性を向上させるのに有効な元素である。ただし、過剰に添加する と、かえって靭性が低下し、溶接性が悪化する。したがって、 Moの含有量は 0. 01 1. 0%とする。好ましくは、 0. 01— 0. 5%とする。
[0048] Nb : 0. 003—0. 1 %
V: 0. 01—0. 3%
Nb及び Vはともに鋼を細粒化して靭性を向上させ、また炭化物を析出させることで 鋼の強度を向上させる。ただし、過剰に添加すると溶接部の靭性を低下させる。した がって、 Nbの含有量は 0. 003— 0. 1%、好ましくは 0. 01-0. 03%とし、 Vの含有 量は 0. 01-0. 3%、好ましくは 0. 01-0. 1%とする。
[0049] B : 0. 0001—0. 001%
Bは鋼の焼入性を向上させ、鋼の高強度化に有効である。この効果を得るために、 Bの含有量の下限値を 0. 0001%とする。一方、過剰に添加するとこの効果は飽和 するため、 Bの含有量の上限値を 0. 001%とする。
[0050] 2.製造方法
本実施の形態によるラインパイプ用鋼材の製造方法の 1つとして、本発明者らは、 鋼中に A1— Ca— Ti系複合介在物を生成させることで、鋼中の TiNを小さくできること を見出した。従来の製造方法では、図 3Aに示すように鋼中に複数の TiNが生成され る力 発明者らが見出した製造方法では、図 3Bに示すように鋼中に微細な A1— Ca— Ti系複合介在物と従来よりも小さい TiNとが生成される。以下、本実施の形態による ラインパイプ用鋼材の製造方法を説明する。
[0051] 本実施の形態によるラインパイプ用鋼材の製造方法では、図 4に示すように、溶鋼 段階で微細な A1 - Ca系酸硫化物を多数生成する。 A1 - Ca系酸硫化物は溶鋼中へ の溶解度が極めて小さぐ溶鋼中で微細分散する。
[0052] 続いて、溶鋼を冷却する。このとき図 3Bに示すように A1— Ca— Ti系複合介在物及 び TiNが生成される。 A1 - Ca - Ti系複合介在物は、図 5に示すように、溶鋼段階で生 成された A1 - Ca系酸硫化物と、その表面を覆う TiN (以下、 TiN膜と称する）で構成さ れる。すなわち、溶鋼の冷却中に Al-Ca系酸硫化物の表面に TiN膜が生成された 結果、 A1 - Ca系酸硫化物は A1 - Ca - Ti系複合介在物になる。この A1 - Ca - Ti系複 合介在物はほぼ球状で、長径が 3 μ m程度である。
[0053] このように、従来の図 3A中の TiNの一部が、本実施の形態では TiN膜として A1—C a系酸硫化物を覆い、 Al— Ca— Ti系複合介在物に含まれる。そのため、図 3Bに示す ように鋼中に析出する TiNは従来よりも小さくなる。
[0054] 以上のように A1— Ca— Ti系複合介在物を生成することで TiNを小さくするためには
、以下の製造条件 (A) （C)を満足すればよい。
[0055] (A) Al-Ca系酸硫化物中の Caの濃度が A1の濃度と同程度である場合に、 Al_Ca
- Ti系複合介在物が生成しやすい。よって、 A1 - Ca系酸硫化物の Caの濃度を A1の 濃度と同程度にするために、溶鋼段階で Caを純分で 0. 1-0. 3kg/ton添加する のが良い。なお、 Caの添加は純 Caを用いてもよいし、 CaSi等の Ca合金を用いても 良い。また、添加速度、取鍋形状等は問わない。
[0056] (B)溶鋼段階で生成される複数の A1 - Ca系酸硫化物の各々の組成を平均化する ために、溶鋼段階においてスラグ組成を制御するのが好ましい。具体的には、スラグ 中の CaOZAl〇重量比を 1. 2—1. 5とするのが良い。
2 3
[0057] (C)铸造時の冷却速度は遅い方が好ましぐ 1500— 1000°C間の冷却速度は 500 °C /分以下とするのが好ましい。 A1— Ca系酸硫化物の周辺に Tiが拡散し、 TiN膜が 生成する時間を確保するためである。
[0058] 铸造後のラインパイプへの加工工程 (圧延工程等）は、従来の加工工程と同じであ る。すなわち、スラブ等の鋼片を熱間圧延して得られた鋼板を溶接加工してラインパ イブ (溶接管）を製造する。又は、鋼塊を分塊圧延等することで得られたビレット、又 は連続铸造法により得られたビレットを素材として傾斜ロール穿孔圧延機等により継 目無ラインパイプを製造する。
[0059] なお、上記の製造条件 (A)—（C)のいずれかが満たされなくても、他に制御すべき 製造条件を追加すれば、鋼中の TiNを 30 a m以下とすることができる。
[0060] たとえば、 Tiの添加量や Nの添加量を低減するプロセスや、粗大な TiNを除去する プロセス等の製造条件を追加してもよレ、。粗大な TiNを除去するプロセスでは、たと えば、タンディッシュヒータ等により溶鋼温度を上昇させて、粗大な TiNを浮上分離す る。
実施例 1
[0061] 組成及び鋼中の TiNの大きさが表 2の値である本発明鋼及び比較鋼のラインパイ プ (溶接管）を製造し、各鋼材の割れ面積率 CAR及び降伏応力 YS (Yield Stress)を 調査した。
[表 2]
Figure imgf000013_0001
[0062] 本発明鋼 1一 14は以下のように製造した。初めに、表 2中の製造条件（Ca添カ卩量、 スラグ組成、冷却速度）の溶鋼を連続铸造してスラブを製造した。製造したスラブを 1 050— 1200°Cに加熱後、熱間圧延により 15— 20mmの鋼板とした。さらに鋼板を焼 入焼戻処理した後、溶接カ卩ェによりラインパイプに製造した。焼入焼戻処理では、 85 0— 950°Cに加熱後水冷し、さらに 500°C— 700°Cに加熱後放冷した。
[0063] 製造した本発明鋼力も厚さ 10mm、幅 20mm、長さ 100mmの試験片をそれぞれ 加工し、各試験片中の TiNの大きさを測定した。具体的には、各試験片の表面を樹 脂坦表面研磨後、 SEM (走査型電子顕微鏡)を用い、 100倍の倍率で試験片ごとに lmm2の領域を 5視野観察した。それぞれの視野で TiNを大きいものから 10個選択 し、選択した TiNの長径を測定し、測定した長径の平均を TiNの大きさとした。
[0064] 本発明鋼 1一 14の TiNの大きさは本発明で規定する 30 μ mよりも小さい値となった
[0065] 比較鋼 A— Fは、化学組成は本発明鋼と同様である。し力しながら、製造条件 (A) 一 (C)のレ、ずれかが不適切であるため、 TiNの大きさが本発明で規定する 30 μ m りも大きくなつた。具体的には、比較鋼 A及び Eは、冷却速度が 500°C/分よりも速く 、比較鋼 B及び Fは、 CaO/Al O重量比（スラグ組成）が 1. 2— 1. 5の範囲外であ
2 3
つた。比較鋼 Dは Ca添カ卩量が 0· lkg/ton未満であった。また、比較鋼 Cはスラグ組 成及び Ca添カ卩量の製造条件を満足していなかった。その他の製造工程は本発明鋼 1一 14と同じであった。なお、 TiNの大きさの測定方法は本発明鋼の場合と同じであ る。
[0066] [耐 HIC性及び強度の評価試験]
本発明鋼及び比較鋼力も加工した試験片（厚さ 10mm、幅 20mm、長さ 100mm) を用いて HIC試験を行った。 HIC試験では、 latmの硫化水素を飽和させた 25°Cの 0. 5%酢酸 + 5%食塩水中に各試験片を 96時間浸漬した。試験後の各試験片に発 生した HICの面積を超音波探傷法により測定し、式（1)より割れ面積率 CARを求め た。なお、式（1)中の試験片の面積は 20mm X 100mmとした。
[0067] また、本発明鋼及び比較鋼の降伏応力 YSを求めた。具体的には、各鋼の肉厚中 心部から長手方向に平行部径 6mm及び平行部長さ 40mmの丸棒引張試験片を 2 本作成し、作成した丸棒引張試験片を用いて常温で引張試験を行った。各鋼の降 伏応力 YSは、 2本の丸棒引張試験片の降伏応力 YSの平均により求めた。
[0068] [試験結果]
本発明鋼 1一 14においては、いずれも割れ面積率 CARが 3%よりも低くなつた。よ つて、 TiNの大きさを 30 a m以下とすることで、割れ面積率を 3%未満に抑えられた。
[0069] 一方、比較鋼 A Fでは、いずれも割れ面積率 CARが 3%を超えていた。溶鋼段 階での製造条件 (A) (C)のいずれ力、を満たしていないことに起因して TiNの大きさ 力 ¾0 μ mを超えたため、割れ面積率が大きくなつた。
[0070] また、本発明鋼 1一 4の降伏応力 YSが 453— 470MPaであるのに対し、 Cr, Mo,
Nb， V, Bを添加した本発明鋼 5— 10の降伏応力 YSは 523— 601MPaとなっており
、鋼材の強度が上昇した。
[0071] さらに、本発明鋼 5 10の割れ面積率 CARは 1%未満となった。すなわち、これら の元素を添加することで、鋼材の強度は上昇し、かつ、 HICの抑制効果は阻害され なかった。
[0072] さらに、 Cu, Niを添加した本発明鋼 11一 13でも、割れ面積率 CARを 1%未満に 抑制できた。
[0073] 本発明鋼 14は Cr及び Moを添加し、さらに Cr及び Niを添加している。これらの元 素を添加することで、鋼材の強度は 560MPaに上昇し、かつ、割れ面積率も 1%未 満に抑制された。
実施例 2
[0074] 組成及び鋼中の TiNの大きさが表 3の値である本発明鋼及び比較鋼の継目無ライ ンパイプを製造し、実施例 1と同様に、各鋼材の割れ面積率 CAR及び降伏応力 YS を調査した。
[表 3]
Figure imgf000016_0001
[0075] 本発明鋼 15— 31は以下のように製造した。初めに、表 3中の製造条件で製鍊され た溶鋼を用いて連続铸造によりビレットを製造した。次にビレットを 1200— 1250°Cに 加熱後、傾斜ロール穿孔圧延機により熱間圧延し、継目無ラインパイプに製造した。 その後 850— 950°Cに加熱後水冷し、さらに 500°C— 700°Cに加熱後放冷した。
[0076] 各鋼材中の TiNの大きさの測定法と、耐 HIC性及び強度の評価試験方法とは実施 例 1と同じである。
[0077] なお、本発明鋼 15 31の TiNの大きさは、本発明で規定する 30 μ mよりも小さい 値となった。
[0078] 比較鋼 G— Jは、化学組成は本発明鋼と同様であるが、製造条件 (A) (C)のいず れかが不適切であるため、 TiNの大きさが本発明で規定する 30 μ mよりも大きくなつ た。具体的には、比較鋼 G及び Iは、 CaO/Al O重量比（スラグ組成）が 1. 2-1. 5
2 3
の範囲外であった。また、比較鋼 H及び Jは、 Ca添加量が 0. 1-0. 3kg/tonの範 囲外であった。その他の製造工程は本発明鋼 15 31と同じである。
[0079] [試験結果]
本発明鋼 15— 31においては、いずれも割れ面積率 CARが 3%よりも低くなつた。 よって、実施例 1と同様に、 TiNの大きさを 30 / m以下とすることで、割れ面積率を 3 %未満に抑えられた。
[0080] 一方、比較鋼 G—】におレ、ては、溶鋼段階での製造条件 (A)— (C)のレ、ずれかを 満たしていないことに起因して TiNの大きさが 30 /i mを超えたため、割れ面積率 CA Rが 3%を超えた。
[0081] また、 Cr, Mo, Nb, V, Bを添加した本発明鋼 22— 27の降伏応力 YSは 522— 58 OMPaとなっており、これらの元素を添加しない本発明鋼 15— 21よりも鋼材の強度 が上昇した。さらに、水素の侵入を抑制する元素である Cu， Niを添加した本発明鋼 28— 30も、割れ面積率 CARを 1%未満に抑制できた。本発明鋼 31は、 Cr, Mo, N b及び Vにより降伏応力 YSが 586MPaに上昇した。さらに割れ面積率 CARも抑制さ れた。
[0082] 以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施す るための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることな ぐその趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施するこ とが可能である。
産業上の利用可能性
本発明によるラインパイプ用鋼材は、原油や天然ガスを搬送するラインパイプに利 用可能である。

Claims

請求の範囲
[1] 質量0 /oで、 C:0.03—0.15%、 Si:0.05—1.0%、 Mn:0.5—1.8%、 P:0.01 5%以下、 S:0.004%以下、 0(酸素）：0.01%以下、 N:0.007%以下、 Sol. Al: 0.01—0. l%、Ti:0.024%以下、 Ca:0.0003—0.02%を含有し、残部は Fe 及び不純物からなるラインパイプ用鋼材であって、
前記ラインパイプ用鋼材中に介在物として存在する TiNの大きさが 30 μ m以下で あることを特徴とする耐 HIC性に優れたラインパイプ用鋼材。
[2] 請求項 1に記載のラインパイプ用鋼材であってさらに、 Cu:0.1-0.4%、 Ni:0.1 一 0· 3%のうちの 1種以上を含有することを特徴とする耐 HIC性に優れたラインパイ プ用鋼材。
[3] 請求項 1又は請求項 2に記載のラインパイプ用鋼材であってさらに、 Cr:0.01— 1 .0%、 Mo:0.01-1.0%、 V:0.01-0.3%、 B:0.0001—0.001%、 Nb:0. 003— 0. 1%のうちの 1種以上を含有することを特徴とする耐 HIC性に優れたライン パイプ用鋼材。
[4] 請求項 1一請求項 3のいずれ力 1項に記載のラインパイプ用鋼材を用いて製造され るラインパイプ。
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