JP2711163B2

JP2711163B2 - 耐ｃｏ▲下２▼腐食性の優れた高耐食性低合金ラインパイプ用鋼の製造法

Info

Publication number: JP2711163B2
Application number: JP2005263A
Authority: JP
Inventors: 博為広; 洋之小川; 幸三伝宝
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1990-01-12
Filing date: 1990-01-12
Publication date: 1998-02-10
Anticipated expiration: 2013-02-10
Also published as: NO913584D0; DE4190090T; GB9119268D0; DE4190090C2; GB2247246A; CA2049050A1; JPH03211230A; NO300552B1; WO1991010752A1; GB2247246B; NO913584L

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明は耐CO₂腐食性の優れたラインパイプ用高張力
鋼板（引張強さ:TSで50kg f/mm²以上、厚み40mm以下）
の製造法に関するものである。

鉄鋼業においては厚板ミルに適用することがもっとも
好ましいが、ホットコイルにも適用できる。また、この
方法で製造した鋼板は低温靭性、現地溶接性も優れてい
るので、寒冷地やオフショアにおける使用にもっとも適
する。

（従来の技術）寒冷地やオフショアにおける石油、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靭性、
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CO₂注入や深井戸化によるインヒビ
ター効果の低下などによって、CO₂ガスによるラインパ
イプの腐食が大きな問題となっていることから、耐CO₂
腐食性も併せて要求されるようになった。

しかし現在、CO₂腐食に対してはCr添加が有効との知
見はあるものの（石油技術協会誌第50巻，第２号図9,1
0）、低温環境に完全に適合した耐CO₂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Cr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59−19179号、特公
昭59−45750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。

Cr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Cr添加
は母材、溶接熱影響部（HAZ）の靭性を劣化させる。こ
のため耐CO₂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。

（発明が解決しようとする課題）本発明は母材、HAZの低温靭性および現地溶接性を損
なうことなく、耐CO₂腐食性を大幅に改善した新しいラ
インパイプ用鋼の製造法を与えるものである。

（課題を解決するための手段）本発明の要旨は、重量％でC:0.02〜0.09、Si:0.5以
下、Mn:0.7〜1.5、P:0.03以下、S:0.005以下、Nb:0.02
〜0.06、Cr:0.5〜1.2以下、Ti:0.005〜0.03、Al:0.05以
下、N:0.002〜0.005に必要に応じて、さらにV:0.01〜0.
08、Ni:0.05〜0.5、Cu:0.05〜0.5、Ca:0.001〜0.005の
１種または２種以上を含有し、かつ0.35≦Ｃ＋（Mn＋Cr
＋Ｖ）/5＋（Ni＋Cu）/15≦0.48を満足する残部が鉄お
よび不可避的不純物からなる鋼を1100℃〜1250℃の温度
範囲に加熱して、950℃以下の累積圧下量40％以上、圧
延終了温度700℃〜850℃で圧延を行なった後、空冷また
は加速冷却することである。

以下、本発明について詳細に説明する。

耐CO₂腐食性を改善し、かつ優れた母材、HAZの低温靭
性、現地溶接性を得るためには、その科学成分を限定す
る必要がある。このため、まず耐食性の面からCr量を0.
5〜1.2％とした。十分な耐食性を得るために、Cr量は最
低0.5％必要である。しかし多過ぎると低温靭性、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Crを添加し、優れた低温靭
性、溶接を確保するには、C:0.02〜0.09％、Mn:0.7〜1.
5％とする必要がある。C,Mnの下限は必要とする母材、
溶接部強度やNb,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の最小量である。また上
限は優れた低温靭性、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,Mn量は、それぞれ0.03〜0.06
％、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、
0.35％≦Ｃ＋（Mn＋Cr＋Ｖ）/5＋（Ni＋Cu）/15≦0.48
としなければならない。これは低温靭性や現地溶接性が
Crを含めた化学成分の全量で決まるからである。下限の
0.35％は必要な母材、溶接部の強度を得るための最小量
であり、0.48％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Nb:0.02〜0.06％、Ti:0.
005〜0.03％を含有する。Nb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Ti
添加は微細なTiNを形成し、スラブ加熱時、溶接時のγ
粒粗大化を抑制して母材靭性、HAZ靭性の改善に効果が
ある。

Cr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ーションが発生しにくくなり、低
温靭性の劣化をきたすので、とくに低C,低Mnの本発明鋼
では、低温靭性確保の点からNb,Ti添加は必須であるこ
とがわかった。

Nb,Ti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HAZ靭性や現地溶接
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。

Siは多く添加すると溶接性、HAZ靭性を劣化させるた
め、上限を0.5％とした。鋼の脱酸はTiのみでも十分で
あり、Si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,Sをそれぞれ0.03％,
0.005％以下とした理由は、母材、溶接部の低温靭性を
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MnSによる靭性の劣化を防止す
る。好ましいP,S量はそれぞれ0.01,0.003％以下であ
る。

Alは通常脱酸剤として鋼に含まれる元素であるが、脱
酸はTiあるいはSiでも可能であり、必ずしも添加する必
要はない。Al量が0.05％超になるとAl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0.05％とし
た。

ＮはTiNを形成しγ粒の粗大化抑制効果を通じて母
材、HAZ靭性を向上させる。このための最小量は0.002％
である。しかし多過ぎるとスラブ表面疵や固溶Ｎによる
HAZ靭性劣化の原因となるので、その上限は0.005％以下
に抑える必要がある。

つぎにV,Ni,Cu,Ca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、靭性などの特性向上をはかるためである。したが
って、その添加量は自ら制限されるべき性質のものであ
る。

ＶはほぼNbと同様な効果を有し、ミクロ組織の微細化
による低温靭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HAZ靭性の劣化を招くので、その上限を0.08
％とした。

Niは溶接性、HAZ靭性に悪影響をおよぼすことなく、
強度、靭性をともに向上させるほか、Cu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。

Cu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Cu−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。

Caは硫化物（MnS）の形態を制御し、低温靭性を向上
（シャルピ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Ca量が0.001％以下では実用上効果がなく、また0.0
05％を超えて添加すると、CaO,CaS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靭性、
現地溶接性に悪影響をおよぼす。

このためCa添加量を0.001〜0.005％に制限した。なお
耐水素誘起割れ性を改善するにはS,O量をそれぞれ0.00
1,0.002％以下に低減し、ESSP（Effective Sulfide Sha
pe Controlling Parameter）の下記関係式において、そ
の値を所定値以上とすることが特に有効である。

ESSP＝（Ca）［１−124（Ｏ）］/1.25（Ｓ）上記のようなCr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1100〜1250℃の範囲に限定する。再
加熱温度はNb析出物を固溶させ、かつ圧延終了温度を確
保するために1100℃以上としなければならない。しかし
再加熱温度が1250℃以上になると、γ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1250℃以
下とする（望ましくは1150〜1200℃である）。

さらに950℃以下の累積圧下量を40％以上、圧延終了
温度を700〜850℃としなければならない。これは再結晶
域圧延で微細化したγ粒を低温圧延によって延伸化し、
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40％未満ではγ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850℃以上では、たとえ累積圧下
量が40％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（γ−α）
２相域圧延となり、低温靭性の劣化を招くので、圧延終
了温度の下限を700℃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
10〜40℃/secで600℃以下任意の温度まで冷却、その後
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Ac₁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。

（実施例）転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の鋼板（厚
み15〜32mm）を製造し、その強度、靭性、低温靭性およ
び耐食性を調査した。

表１に実施例を示す。

本発明法にしたがって製造した鋼板（本発明鋼）はす
べて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、低温靭性あるいは耐食性が劣る。

比較鋼11〜19において、鋼11はCr量が低く、耐食性が
劣る。鋼12はCr量が多すぎるために、P_cが高く溶接性が
劣るほか、HAZ靭性も悪い。鋼13はＣ量が高いために、
母材とHAZの低温靭性がともに劣る。鋼14はMn量が高い
ために、HAZ靭性が劣る。鋼15はNbを含有しないため
に、母材強度が低く、靭性も悪い。鋼16はTiを含有しな
いために母材、HAZの靭性が悪い。鋼17は再加熱温度が
低いために、母材の強度が十分でない。鋼18は950℃以
下の累積圧下量が不足で、母材の靭性が悪い。また鋼19
は圧延終了温度が低過ぎるために、母材の靭性が悪い。

（発明の効果）本発明により、低温靭性、現地溶接性の優れた耐CO₂
腐食高強度ラインパイプの製造が可能となった。その結
果、現場での溶接施工能率やパイプラインの安全性が著
しく向上した。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者伝宝幸三神奈川県相模原市淵野辺５―10―１新日本製鐵株式会社第二技術研究所内 (56)参考文献特開昭62−112722（ＪＰ，Ａ)

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、 C:0.02〜0.09％、 Si:0.5％以下、 Mn:0.7〜1.5％、 P:0.03％以下、 S:0.005％以下、 Nb:0.02〜0.06％、 Cr:0.5〜1.2％以下、 Ti:0.005〜0.03％、 Al:0.05％以下、 N:0.002〜0.005％、を含有し、かつ0.35≦Ｃ＋（Mn＋Cr＋Ｖ）/5＋（Ni＋C
u）/15≦0.48を満足し、残部が鉄および不可避的不純物
からなる鋼を1100℃〜1250℃の温度範囲に加熱して、95
0℃以下の累積圧下量40％以上、圧延終了温度700℃〜85
0℃で圧延を行なった後、空冷または加速冷却すること
を特徴とする耐CO₂腐食性の優れた高耐食性低合金ライ
ンパイプ用鋼の製造法。
【請求項２】重量％で、 C:0.02〜0.09％、 Si:0.5％以下、 Mn:0.7〜1.5％、 P:0.03％以下、 S:0.005％以下、 Nb:0.02〜0.06％、 Cr:0.5〜1.2％以下、 Ti:0.005〜0.03％、 Al:0.05％以下、 N:0.002〜0.005％、を基本成分とし、更に V:0.01〜0.08％、 Ni:0.05〜0.5％、 Cu:0.05〜0.5％、 Ca:0.001〜0.005％の１種または２種以上を含有し、かつ0.35≦Ｃ＋（Mn＋Cr＋Ｖ）/5＋（Ni＋Cu）/15≦0.4
8を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼
を1100℃〜1250℃の温度範囲に加熱して、950℃以下の
累積圧下量40％以上、圧延終了温度700℃〜850℃で圧延
を行なった後、空冷または加速冷却することを特徴とす
る耐CO₂腐食性の優れた高耐食性低合金ラインパイプ用
鋼の製造法。