WO2015030210A1 - 耐サワー性、耐圧潰特性及び低温靭性に優れた厚肉高強度ラインパイプ用鋼板とラインパイプ - Google Patents
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Abstract
Description
原油や天然ガスの輸送効率を上げるために内圧を高めるにはラインパイプの高強度化及び厚肉化が必要とされ、さらにラインパイプを寒冷地に敷設する場合には特に低温靱性が要求される。しかし一般に、高強度化や厚肉化によって、鋼材の靱性の確保は難しくなる。
しかしながら、従来の技術(例えば特許文献2~5等)では、これらの特性をすべて両立しうることは非常に困難であった。
耐サワー性を損なわずに、ラインパイプの強度を高めるには、前記ラインパイプの母材である鋼板の金属組織を、アシキュラーフェライトやベイナイトの均一な組織にすることが有効である。また、耐サワー性を向上させるためには、中心偏析部の硬化を抑制することが必要である。
ここで、サワー環境において生じる割れのメカニズムについて説明する。サワー環境における割れ、特に水素誘起割れ(HIC)は、特に、鋼板の中心偏析部に存在する延伸したMnS系介在物など、鋼中の欠陥の周りに集積した水素に起因している。即ち、サワー環境では、鋼中に侵入した水素が、これら欠陥の周囲に集積してガスとなり、その圧力が鋼の破壊靱性値(KIC)を超えた場合に、割れが発生する。更に、鋼の中心偏析部、介在物の周辺などが硬化していると割れは伝播しやすくなる。したがって、サワー環境で使用されるラインパイプでは、延伸したMnSの生成や中心偏析の硬化相の形成を抑制することが有効であり、具体的には、加速冷却をやや高温で停止させること、例えば、鋼の中心偏析部の温度が400℃以上になるように、熱間圧延後の加速冷却を停止することが有効である。なお、中心偏析部とは、鋳造時の凝固偏析に起因し、鋼板の板厚中央部においてMn等の成分が濃化した部位である。
厚肉鋼管の場合、強度及び耐圧潰特性の両方を確保するには、Moなどを添加して焼入れ性を高め、熱間圧延後の加速冷却によって転位密度が高いマルテンサイトやベイナイトを生成させ、ひずみ時効を促進させることが有効である。具体的には、加速冷却の停止温度を、やや低温、例えば鋼板表面温度が400℃以下になるように制御すれば、マルテンサイトが生成し、厚肉鋼管の塗装焼付け処理(塗装時に200℃前後に加熱・保持する処理)時のひずみ時効を促進させることができる。
厚肉鋼管の場合、薄肉の鋼管の場合と比べて、旧オーステナイト(加速冷却によって変態する前のオーステナイト)が粗大になり、低温靱性が低下する。また、ベイナイトの単独組織に比べると、アシキュラーフェライトの単独組織の有効結晶粒径は小さいが、それでも低温靱性が十分であるとはいえない。そのため、低温靱性の確保には、ポリゴナルフェライトの生成が有効である。ただし、ポリゴナルフェライトは強度を低下させるので、強度を確保するためには、ベイナイトやアシキュラーフェライトとの複合組織とすることが有効である。
そこで、本発明者らは、厚肉であるという特徴を活かして、即ち、熱間圧延及びその後の加速冷却によって、板厚に起因する表面と中心部との温度差を利用して、組織を制御する方法を検討した。そして、板厚中央部では耐サワー性の確保が、そして表層では耐圧潰特性の確保が、それぞれ、非常に重要であるという点に留意した。また、低温靱性を確保するため、有効結晶粒径の微細化を検討した。
ここで、板厚中央部では偏析によってMnが濃化しており、焼入れ性が高く、フェライトの生成は抑制される。しかし、低温靱性を確保するためには、フェライトの生成が有効であり、表層に向かってフェライト量が増加するような金属組織とすることが必要になる。
一方、低温靱性を確保するため、軟質のポリゴナルフェライトを生成させると、表層の円周方向の圧縮降伏応力が低下し、耐圧潰特性が低下してしまう。このような問題に対して、本発明者らは、表層に加工フェライトを生成させ、フェライトの転位密度を高めてひずみ時効を促進し、耐圧潰特性を向上させればよいと考えた。そこで、表層の組織は、耐圧潰特性を満足させるために面積率で5%以上の加工フェライトを生成させて、低温靱性を確保するためにMAを抑制し、残部をポリゴナルフェライト、ベイナイトの一方又は両方からなる組織とするとよいことを見出した。
本発明は、これらの知見を基に成されたものであり、その要旨とするところは以下のとおりである。
その成分が、質量%で、
C:0.04~0.08%、
Mn:1.2~2.0%、
Nb:0.005~0.05%、
Ti:0.005~0.03%、
Ca:0.0005~0.0050%、
N:0.001~0.008%
を含有し、
Si:0.5%以下、
Al:0.05%以下、
P:0.03%以下、
S:0.005%以下、
O:0.005%以下
に制限し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、
鋼板表面から厚さ方向に向かって0.9mm以上1.1mm以内の部分である表層部の組織が、面積率で、
加工フェライト:5%以上、且つ下記式1aで求めるSfe1%以下
であり、
マルテンサイト-オーステナイト混成物:8%以下
に制限し、残部は、ポリゴナルフェライト、ベイナイトの一方又は両方からなり、
板厚中心から鋼板の表裏面の両方向に向かって1mm以内の部分である板厚中央部の金属組織が、面積率で、
加工フェライト:5%以下、
マルテンサイト-オーステナイト混成物:5%以下
に制限され、残部は、アシキュラーフェライト、ベイナイトの一方又は両方からなり、
表層部及び板厚中央部で電子線後方散乱分光法によって測定される有効結晶粒径の平均値が20μm以下である、
ことを特徴とする耐サワー性、耐圧潰特性及び低温靭性に優れた厚肉高強度ラインパイプ用鋼板。
Sfe1=0.6552×TH-4.7826・・・式1a
但し、TH:厚肉高強度ラインパイプ用鋼板の板厚
[2] 更に、質量%で、
Cu:0.50%以下、
Ni:0.50%以下、
Cr:0.50%以下、
Mo:0.50%以下、
W:0.50%以下、
V:0.10%以下、
Zr:0.050%以下、
Ta:0.050%以下、
B:0.0020%以下、
Mg:0.010%以下、
REM:0.0050%以下、
Y:0.0050%以下、
Hf:0.0050%以下、
Re:0.0050%以下、
の1種又は2種以上を含有する
ことを特徴とする上記[1]に記載の耐サワー性、耐圧潰特性及び低温靭性に優れた厚肉高強度ラインパイプ用鋼板。
[3] Alの含有量が0.005%以下であることを特徴とする上記[1]又は[2]に記載の耐サワー性、耐圧潰特性及び低温靭性に優れた厚肉高強度ラインパイプ用鋼板。
[4] 引張強度が500~700MPaであることを特徴とする上記[1]~[3]の何れかに記載の耐サワー性、耐圧潰特性及び低温靭性に優れた厚肉高強度ラインパイプ用鋼板。
[5] 造管後の降伏応力が440MPa以上、引張強度が500~700MPa、200℃での時効後の円周方向の圧縮の0.2%流動応力が450MPa以上となる
ことを特徴とする上記[1]~[3]の何れかに記載の耐サワー性、耐圧潰特性及び低温靭性に優れた厚肉高強度ラインパイプ用鋼板。
[6] 上記[1]~[4]の何れかに記載の耐サワー性、耐圧潰特性及び低温靭性に優れた厚肉高強度ラインパイプ用鋼板を管状に成形した後、突合せ部をアーク溶接して製造され、
降伏応力が440MPa以上、引張強度が500~700MPa、200℃での時効後の円周方向の圧縮の0.2%流動応力が450MPa以上であることを特徴とする厚肉高強度ラインパイプ。
以下、本実施形態のラインパイプ用厚肉高強度鋼板(ラインパイプの母材)における成分の限定理由について説明する。
なお、%の表記は特に断りがない場合は質量%を意味する。
本発明の鋼板は、板厚が25mm以上、更には30mm以上の厚さであり、厚肉(25mm~45mm)のラインパイプ用の鋼板として好適である。また本発明の鋼板は表層と板厚中央部との間において、熱間圧延の温度差や、加速冷却の冷却速度の差を利用して組織制御を行っており、表層と板厚中央部とでは、金属組織が異なっている。なお、本発明において、鋼板の表層部は、鋼板の表面から厚さ方向に0.9mm以上1.1mm以下の部分(つまり、鋼板表面から厚さ方向に1mmの位置を中心に鋼板の表裏両表面方向へ0.1mm以内の領域)であり、鋼板の中央部は、板厚中心から鋼板の表裏両表面方向へ1mm以内の領域である。
鋼板の表層部における加工フェライトの面積率の下限値:5%
鋼板の表層部における加工フェライトの面積率の上限値:Sfe1=0.6552×TH-4.7826・・・式1a
(但し、TH:厚肉高強度ラインパイプ用鋼板の板厚)
より好ましい上限値: Sfe2=0.8×TH-15・・・式1b
板厚中央部では、破壊の起点になるMAの生成を抑制し板厚中央部の硬化を抑制することが好ましく、低温靱性を確保するため、MAの面積率を5%以下に制限する。好ましくは板厚中央部のMAの面積率を4%以下とし、より好ましくは2%以下とする。
具体的には、光学顕微鏡組織写真を画像解析することにより、加工フェライト及びMAの面積率を求めることができる。なお、MAについては、レペラーエッチングを行い、着色されない組織の面積率を画像解析によって求める。また、加速冷却の際に生成したポリゴナルフェライトの形態は粒状であり、加工フェライトは圧延方向に伸長している。また、加工フェライトは転位密度が高いため、ポリゴナルフェライトに比べて硬化している。
したがって、加工フェライトとポリゴナルフェライトとは、長径と短径との比(アスペクト比)や、硬さで区別することができる。アシキュラーフェライト、ベイナイトはラス状の組織であり、加工フェライト及びポリゴナルフェライトと区別することができる。
パイプラインの輸送効率を高めるため、輸送される原油や天然ガスの圧力を高める場合、内圧で破断しないようにするには、ラインパイプの強度を高め、肉厚を厚くすることが必要である。このような観点から、ラインパイプの内圧による破断(バースト)を避けるために、ラインパイプに用いる鋼板の板厚を25mm以上とすることが好ましい。また、鋼板は、500MPa以上の引張強度を有することが好ましい。また、造管後の鋼板、すなわち、溶接部及びHAZを除く鋼管部分、例えば、シーム部から90°~180°位置(シーム部から3時~6時の位置)の鋼管部分も、同様に、440MPa以上の降伏応力と500~700MPa以上の引張強度を有することが好ましい。なお、鋼板の板厚はバーストを回避するために、30mm以上がより好ましく、更に好ましくは35mm以上とする。
鋼板が厚肉の場合は、熱間圧延時の表層の温度は板厚中央部の温度よりも低下しており、板厚中央部では、表層に比べてフェライトの生成が抑制される。また、加速冷却の停止温度は、表面に比べて、板厚中央部では高くなり、表面の温度が加速冷却後に復熱するような条件にすれば、加速冷却の停止後の鋼板の中心部の温度を400℃以上にすることができ、板厚中央部の硬化を抑制することができ、耐サワー性を確保できる。
そのため、熱間圧延では、再結晶域での圧下比を2.0以上とし、未再結晶域での圧下比を3.0以上とすることが必要になる。
まず、製鋼工程で上記の成分を含有する鋼を溶製した後、鋳造して鋼片とする。鋳造は常法で行えば良いが、生産性の観点から連続鋳造が好ましい。次に得られた鋼片を加熱し、熱間圧延を行い、加速冷却して、鋼板を製造する。なお、本実施形態では、熱間圧延のために行う鋼片の加熱を再加熱ともいい、この際の鋼片の加熱温度を再加熱温度ともいう。
なお、熱間圧延は、再加熱を行う加熱炉から抽出後、直ちに開始しても良いため、熱間圧延の開始温度は特に規定しない。
また、Ar3は、C、Si、Mn、Ni、Cr、Cu、Moの含有量(質量%)によって計算することができる。
加速冷却の停止温度は、鋼板表面温度で、200~400℃の温度範囲内とする。鋼板の表面の温度が400℃を超える温度で加速冷却を停止すると、板厚中央部にポリゴナルフェライトが生成し、耐サワー性が低下する。一方、鋼板の表面の温度が200℃未満になるまで加速冷却を行った場合、板厚中央部が硬化し、低温靱性が低下する。
加速冷却を停止した後は、そのまま空冷する。鋼板の表面温度が200~400℃の温度範囲に到達した際に加速冷却を停止すると、その後、空冷の際に鋼板表層の温度は復熱する。そのため、板厚中央部の温度は、400℃以上に達して、硬度が低下し、低温靱性及び耐サワー性を向上させることができる。
また、本発明に係る高強度ラインパイプ用鋼板を素材とした場合、耐サワー性、耐圧潰特性及び低温靭性に優れた厚肉高強度ラインパイプ用の鋼管を製造することができる。なお、鋼管を製造する場合は、本発明に係る高強度ラインパイプ用鋼板をCプレス、Uプレス、OプレスするUOE工程を採用することが好ましい。或いは、JCOE工程により、本発明に係る高強度ラインパイプ用鋼板を用いて鋼管を製造しても良い。本発明に係る厚肉高強度ラインパイプは、本発明に係る高強度ラインパイプ用鋼板を管状に成形した後、突合せ部をアーク溶接することによって製造される。アーク溶接は、溶接金属の靭性と生産性の観点から、サブマージドアーク溶接を採用することが好ましい。
なお、本発明に係る厚肉高強度ラインパイプの耐圧潰特性は、前述の方法によって得られた鋼管から円周方向の圧縮試験片を採取して評価することが可能である。
以上の製造工程により、鋼No.1~46の鋼板を得た。
残部組織は、No.1~46の鋼板全てにおいて、表層部ではポリゴナルフェライト、ベイナイトの一方又は両方からなる金属組織であり、板厚中央部ではアシキュラーフェライト、ベイナイトの一方又は両方からなる金属組織であった。なお、MAの面積率の測定は、レペラーエッチングを施した試験片を用いて行った。
また、表層及び板厚中央部の有効結晶粒径の平均値をEBSDによって求めた。
また、得られたNo.1~46の鋼板の板幅中心部から、幅方向を長手方向とし、アメリカ石油協会規格API 5L(以下、単に「API 5L」とする)に準拠した全厚試験片を2本ずつ採取し、API規格の2000に準拠して、室温で引張試験を行い降伏応力及び引張強度を求めた。この引張試験における最大荷重に基づき、引張強度を求めた。
また、得られたNo.1~46の鋼板の板幅中心部から、幅方向を長手方向とする全厚のDWT試験片を採取した。DWT試験もAPI規格2000に準拠して-10℃で行い、DWTT延性破面率を測定した。
得られたNo.1~46の鋼板を用いて、UOE工程で造管し、内外面に対して表5-1、表5-2に示す入熱にてサブマージドアーク溶接することによって、外径が30~36インチの鋼管を製造した(鋼板No.と鋼管No.はそれぞれ対応している)。次いで、鋼管から試験片を採取し、強度測定及び圧縮試験を行った。
鋼管の強度の測定は、鋼管のシーム溶接部を0時として3時位置から引張り試験片の長手方向が鋼管長手方向と一致するように試験片を加工し、ASTM E9-09に準拠して行い、ラインパイプの長手方向の降伏強度及び引張強度を測定した。ここでは、0.5%アンダーロード耐力を、降伏強度と定義した。
鋼管の圧縮試験に用いる圧縮試験片は、鋼管のシーム溶接部を0時として6時位置において鋼管の内側面3mm上から22mm径66mm長さの部分を採取することにより得た。圧縮試験は、ASTM E9-09に準拠して行い、200℃で10分間時効した後の圧縮強度(0.2%流動応力)を求めた。
また、鋼管のシーム溶接部を0時として、3時、6時それぞれの位置から20mm幅100mm長さのHIC試験片を採取した。HIC試験片は鋼管の肉厚の中央部が試験位置になるように採取した。HIC試験はNACE(National Association of Corrosion and Engineer)のTM0284に準拠し、試験溶液はSolutionBを用いて行い、割れ長さ率(Crack Length Ratio、CLRという)で評価した。
No.1~28の鋼板は本発明の例を示す。表4-1、4-2及び表5-1、5-2から明らかなように、これらの鋼板を用いて製造された鋼管の降伏応力は440MPa以上、引張強度は500~700MPaの範囲内である。また、表4-1、4-2に示されるように、鋼板の引張強度は500MPa以上であり、-10℃でのDWTT延性破面率は85%以上である。また、表5-1、5-2に示したように、これらの鋼板を造管、溶接し、製造された鋼管は、HIC試験のCLRが10%以下、200℃でひずみ時効した後の圧縮試験が450MPa以上と良好であった。
鋼No.29はC量が少なく、強度及び耐圧潰特性が低下している。一方、鋼No.30はC量が多く、鋼No.31はSi量が多く、鋼No.32はMn量が多く、いずれの比較例も引張強度が過度に上昇し、低温靱性が低下している。
尚、鋼No.30のAr3は700℃未満であり、鋼No.30の鋼板は、本発明における二相域での圧延を行われていない。しかし、含有されるC量が多いため、鋼No.30の板厚中央部でオーステナイトにCが濃化し、MAの生成が促進され、耐サワー性が低下した。また、鋼No.32はMnが3%と多いので、耐サワー性が低下している。
鋼No.33、34及び40は、不純物(P,S,O)の含有量が多く、低温靱性が低下している。鋼No.35~39は、炭化物、窒化物、酸化物、硫化物の生成に寄与する元素の含有量が多く、析出物や介在物に起因して低温靱性が低下した例である。
鋼No.41及び42は、それぞれ、再結晶域の圧下率及び未再結晶域の圧下率が不足し、有効結晶粒径が大きくなり、低温靱性が低下した例である。
鋼No.43は、熱間圧延の終了温度が700℃以上であるものの、Ar3が低く、本発明における二相域での圧延を行っていないため、表層に加工フェライトが生成せず、板厚中央部が硬化し、低温靱性が低下している。
鋼No.44は加速冷却の停止温度が高く、板厚中央部に加工フェライト及びMAが過剰に生成し、強度が低下した例である。また、鋼板の表面の温度が400℃を超える温度で加速冷却を停止しているため、板厚中央部にポリゴナルフェライトが生成し、耐サワー性が低下している。
鋼No.45及び46は、圧延終了温度が低く、表層部及び板厚中央部に、加工フェライト及びMAが過剰に生成し、低温靱性及び耐サワー性が低下した例である。
Claims (6)
- 板厚が25mm以上45mm以下である鋼板であって、
その成分が、質量%で、
C:0.04~0.08%、
Mn:1.2~2.0%、
Nb:0.005~0.05%、
Ti:0.005~0.03%、
Ca:0.0005~0.0050%、
N:0.001~0.008%
を含有し、
Si:0.5%以下、
Al:0.05%以下、
P:0.03%以下、
S:0.005%以下、
O:0.005%以下
に制限し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、
鋼板表面から厚さ方向に向かって0.9mm以上1.1mm以内の部分である表層部の金属組織は、面積率で、
加工フェライト:5%以上、且つ下記式1aで求めるSfe1%以下
であり、
マルテンサイト-オーステナイト混成物:8%以下
に制限し、残部は、ポリゴナルフェライト、ベイナイトの一方又は両方からなり、
板厚中心から鋼板の表裏面の両方向に向かって1mm以内の部分である板厚中央部の金属組織は、面積率で、
加工フェライト:5%以下、
マルテンサイト-オーステナイト混成物:5%以下
に制限され、残部は、アシキュラーフェライト、ベイナイトの一方又は両方からなり、
表層部及び板厚中央部で電子線後方散乱分光法によって測定される有効結晶粒径の平均値が20μm以下である
ことを特徴とする耐サワー性、耐圧潰特性及び低温靭性に優れた厚肉高強度ラインパイプ用鋼板。
Sfe1=0.6552×TH-4.7826・・・式1a
但し、TH:厚肉高強度ラインパイプ用鋼板の板厚 - 更に、質量%で、
Cu:0.50%以下、
Ni:0.50%以下、
Cr:0.50%以下、
Mo:0.50%以下、
W:0.50%以下、
V:0.10%以下、
Zr:0.050%以下、
Ta:0.050%以下、
B:0.0020%以下、
Mg:0.010%以下、
REM:0.0050%以下、
Y:0.0050%以下、
Hf:0.0050%以下、
Re:0.0050%以下、
の1種又は2種以上を含有する
ことを特徴とする請求項1に記載の耐サワー性、耐圧潰特性及び低温靭性に優れた厚肉高強度ラインパイプ用鋼板。 - Alの含有量が0.005%以下であることを特徴とする請求項1又は2に記載の耐サワー性、耐圧潰特性及び低温靭性に優れた厚肉高強度ラインパイプ用鋼板。
- 引張強度が500~700MPaであることを特徴とする請求項1~3の何れか1項に記載の耐サワー性、耐圧潰特性及び低温靭性に優れた厚肉高強度ラインパイプ用鋼板。
- 造管後の降伏応力が440MPa以上、引張強度が500~700MPa、200℃での時効後の円周方向の圧縮の0.2%流動応力が450MPa以上となる
ことを特徴とする請求項1~3の何れか1項に記載の耐サワー性、耐圧潰特性及び低温靭性に優れた厚肉高強度ラインパイプ用鋼板。 - 請求項1~請求項4の何れか1項に記載の耐サワー性、耐圧潰特性及び低温靭性に優れた厚肉高強度ラインパイプ用鋼板を管状に成形した後、突合せ部をアーク溶接して製造され、
降伏応力が440MPa以上、引張強度が500~700MPa、200℃での時効後の円周方向の圧縮の0.2%流動応力が450MPa以上であることを特徴とする厚肉高強度ラインパイプ。
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