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JP7689115B2 - パイプライン鋼およびその製造方法 - Google Patents

パイプライン鋼およびその製造方法 Download PDF

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Description

技術分野
本発明は、パイプライン鋼、特にパイプライン鋼およびその製造方法に関する。
背景
世界的な消費者市場におけるオイルおよびガスに対する需要の増大に伴い、オイルおよびガスのパイプライン輸送は、陸から海へ、および少量から大量へと発展する傾向にあり、従ってパイプラインの安全性が強く要求される。海底パイプライン構造物は、敷設するために通常Ｊ－タイプまたはＳ－タイプの方法を採用し、そしてパイプラインは、サービスの間に、峡谷を横断しそして流体運動および他の過酷な環境を克服する必要があり、その結果、海底パイプラインは高強度および高靭性を必要とし、そしてまた構造安定性を強化するために厚い壁を必要とする。同時に、海底パイプラインは、サービスの安全性を確保するために高い塑性変形能力を必要とする。
既存文献の研究結果に基づき、ドイツのＥｕｒｏｐｉｐｅ、ロシアのＶＳＷおよび日本のＪＦＥなどの会社は、海底パイプライン鋼およびパイプライン管製品の開発に長年の歴史を既に有している。組成の設計、圧延プロセスの制御、微細構造の制御および最適設計の他の局面の開発研究に加えて、開発の鍵は、設備の改善による鋼の強度および靭性の強化である。例えば、Ｄｉｌｌｉｎｇｅｒは極厚の連続鋳造スラブを製造することができ、これは５００ｍｍよりも大きい厚さを有し、従って、高い内部品質および大きい縮小率を有する重いゲージのパイプライン鋼板の製造の基礎を構築する。さらに、パイプライン鋼板の内部品質は高く、これは偏析および介在物の含有量の制御に起因する。従って、鋼の純度、強度および靭性は、改善され得、そしてＤｉｌｌｉｎｇｅｒはＥｕｒｏｐｉｐｅ、ＶＳＷおよび他の会社に原料鋼板を提供することができる。これらの原料鋼板は、４１ｍｍまでの厚さを有する溶接管を製造するために使用され得る。日本のＪＦＥは、鋼板の厚さ方向の組織均一性を改善するために、インライン熱処理デバイスを用い、そしてＨＯＰプロセスを採用し、これは、靭性を改善しそして重いゲージのパイプライン鋼の均一な機械特性を得ることにつながり、そして鋼管の楕円率を同時に改善し得る。現在、海底パイプライン鋼の国内および国外研究は、主としてそれらの高強度および高靭性に重点を置いている。しかし、パイプライン鋼の高塑性に対する研究はほとんどない。
パイプライン鋼の塑性を改善することに関し、現在、歪みが設計された陸地パイプラインに高い均一な伸びが要求される。軟質相と硬質相との組み合わせは、アーチ形の応力－歪み曲線および良好な加工硬化率を有するパイプライン鋼をもたらし、従って、鋼の均一な変形能力が強化され得、そして二相微細構造を有する鋼を得ることができる。代表的な技術は、いくつかの中国企業によって採用された緩和および制御冷却複合微細構造プロセスを用いて得られるフェライトおよび下部ベイナイト二相の微細構造、およびＪＦＥによって採用されたオンライン熱処理ＨＯＰプロセスを用いて得られるマルテンサイト－オーステナイト島およびベイナイト二相の微細構造を含む。上述の両方の微細構造とも、高い均一な伸びを有する鋼を得ることができる。しかし、二相界面の存在により、鋼の低温衝撃靭性は顕著に低下し、これは鋼の停止亀裂安全性につながらない。
欧州特許ＥＰ２１０５５１３Ｂ１は、低温加熱プロセスおよび制御圧延および冷却プロセスと組み合わせて、低いＣ、低いＭｎおよび比較的低いＮｂのマイクロ合金化の設計を用いることによる、４５０ＭＰａグレードの降伏強度を有する重いゲージの高靭性パイプライン鋼の製造方法を開示し、微細ポリゴナルフェライトが優位を占める微細構造が得られ、フェライトの体積分率は４０～９０％であり、そしてフェライトの粒径は≦１０μｍである。その発明によって製造されるパイプライン鋼は優れた靭性を有する。
中国特許ＣＮ１０１６１１１６３Ａは、老化耐性二相パイプライン鋼を開示し、これは降伏強度≧４００ＭＰａ、引張強度≧５００ＭＰａ、および降伏比≦０．９０を有する。Ｃ－Ｍｎに基づく合金化組成設計を採用しそして圧延後に２段階冷却速度制御を用いることにより、鋼を得ることができ、これはフェライトの第１相およびパーライト、上部ベイナイト、下部ベイナイト、粒状ベイナイトおよびマルテンサイトを含む１つ以上の微細構造の第２相を有する。さらに、鋼の均一な伸びは８％以上に達し得る。
ＵＳ特許ＵＳ２０１２０２４７６０６Ａ１は、８０ｋｓｉ、６～１６ｍｍの薄いゲージのパイプライン鋼の組成および製造方法を開示する。低いＣ、高いＮｂおよびＭｏの合金化の組成設計を用いそして６７５～７１５℃での低温最終圧延および１～２℃／ｓの空冷速度を採用することにより、８０Ｋｓｉまでグレードが上がった強度を有するパイプライン鋼および良好な溶接性を得ることができる。
オーストラリア特許ＡＵ２００６３０５８４１Ａ１は、９００ＭＰａグレードの引張強度および長手方向降伏比≦０．８５を有する二相鋼のための製造方法を開示する。低い炭素、高いＭｎおよびＮｂ－Ｍｏの合金化の組成設計を用いそして合理的なプロセス制御を採用することにより、１０～６０％の粒径≦５μｍの微細フェライトを有する鋼を得ることができる。鋼の残りの組織は、微細マルテンサイト、下部ベイナイト、焼鈍上部ベイナイト、粒状ベイナイトなどの１つ以上の混合組織である。
中国特許ＣＮ１０９０２３０６８Ａは、中程度のＣ、低いＭｎおよび高いＮｂのマイクロ合金化の組成設計を採用する、ＮｂＣナノ析出強化Ｘ８０高塑性パイプライン鋼板の製造方法を開示する。パイプライン鋼板の製造方法は、制御圧延、制御冷却、続く１１８０～１２２０℃での固溶体処理および６７０～７１０℃での恒温処理を含む。上述の組成設計および製造方法を採用することにより、ＮｂＣ析出の体積分率は０．０５～０．２０％で制御され、そしてそれゆえ高塑性および高靭性を有するＸ８０パイプライン鋼を得ることができる。
中国特許ＣＮ１０１３４３７１５Ｂは、中程度のＣ、低いＭｎおよび高いＢの合金化の組成設計を採用する、６５０ＭＰａグレードの降伏強度を有する大歪みパイプライン鋼管の製造方法を開示する。制御圧延、制御冷却およびオンライン焼き戻しプロセスの製造方法と組み合わせて、フェライト、針状フェライトおよびマルテンサイト－オーステナイト島の複合微細構造を有する鋼を得ることができ、これは６５０～６８０ＭＰａの降伏強度および１２～１５％の均一伸びを有する鋼管を製造するために使用され得る。
要約
本発明の目的は、高塑性の重いゲージのパイプライン鋼およびその製造方法を提供することである。パイプライン鋼は、４５０～６３５ＭＰａの降伏強度Ｒｔ０．５、５２０～７８０ＭＰａの引張強度Ｒｍ、特に２７５Ｊより大きい－２０℃でのフルサイズシャルピー衝撃仕事量ＡＫｖ、８５％より大きい－２０℃での全壁厚ＤＷＴＴせん断破面率ＳＡ、および長手方向一様伸びＵｅｌ≧８％を有する。パイプライン鋼は海底パイプライン、横断パイプラインおよび極地パイプライン構造物のために使用され得、そして主として天然ガスの長距離輸送のために使用される。
上述の目的を達成するため、本発明の技術的解決法は以下である：
以下の重量パーセントによる組成：Ｃ：０．０３～０．１０％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ：１．５１～１．８５％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００２％、Ｃｒ：０．０５～０．３％、Ｍｏ：０．０５～０．２０％、Ｃｕ：０．０６～０．３％、Ｎｉ：０．１７～０．５０％、Ｎｂ：０．０５～０．１０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２％、Ｃａ：０．００１～０．００５％、Ａｌ：０．０２～０．０４５％、Ｎ≦０．００６％、Ｂ≦０．０００２％、Ｏ≦０．００５％、および残部がＦｅおよび不可避的不純物である；
を有し、かつ
０．０６≦ＪＣ×Ｍｎ≦０．１４、ここで炭素とマンガンとの積のパラメーターＪＣ×Ｍｎ＝［Ｃ］＊［Ｍｎ］（ただし、［Ｃ］、［Ｍｎ］は、Ｃ、Ｍｎの各含有量（重量パーセント）である。）
を満足する、パイプライン鋼。
本発明におけるパイプライン鋼は、ポリゴナルフェライトおよび針状フェライトの微細構造を有し、ここでポリゴナルフェライト相の比は１５～３９％である。
本発明の当該パイプライン鋼は、４５０～６３５ＭＰａの降伏強度Ｒｔ０．５、５２０～７８０ＭＰａの引張強度Ｒｍ、２７５Ｊより大きい－２０℃でのフルサイズシャルピー衝撃仕事量ＡＫｖ、８５％より大きい－２０℃での全壁厚ＤＷＴＴせん断破面率ＳＡ、および長手方向一様伸びＵｅｌ≧８％を有する。
本発明における当該パイプライン鋼の組成設計において：
炭素：Ｃは最も基本的な強化元素であり、これは鋼中に溶解して侵入型固溶体を形成し得、そして固溶体強化の効果を示す。さらに、炭素は、強力な炭化物形成元素と炭化物析出物を形成し得、析出強化の効果を生じる。しかし過剰なＣは、鋼の靭性および溶接性性能に有害であり、そして同時に鋼の塑性の低下をもたらす。しかし、Ｃ含有量が低すぎる場合、鋼の強度が低下するであろう。従って、Ｃ含有量は０．０３～０．１０％で制御される。
ケイ素：Ｓｉは固溶体強化元素であり、そして鋼中の脱酸元素でもある。しかし、鋼中の過剰のＳｉは鋼の溶接性性能を劣化させ、そして塑性を低下させるが、一方で、圧延プロセスでの熱間圧延酸化鉄の除去につながらず、従ってＳｉの含有量は０．１～０．５％で制御される。
マンガン：Ｍｎ元素は固溶体強化によって鋼の強度を改善し得、そして鋼中のＣ含有量の減少から生じる鋼の強度損失を補うために最も重要でかつ経済的な強化元素である。Ｍｎはまた、γ相領域を拡大するための元素であり、そして鋼のγ→α相変態温度を低下させ得、これは微細相変態生成物を得る助けとなり得、鋼の靭性の増大をもたらす。しかし、Ｍｎ元素は鋼中で容易に偏析する。Ｍｎ含有量が高い場合、Ｍｎは鋳造プロセスの間に板の中心において容易に偏析し、圧延の完了後硬質相マルテンサイトの形成、およびそれゆえ材料の塑性および低温靭性の低下を生じる。従って、Ｍｎ含有量は、この発明において１．５１～１．８５％に制限される。さらに、ＣおよびＭｎの両方とも固溶体強化元素であり、そして偏析する傾向が大きいので、炭素とマンガンとの積パラメーター（ＪＣ×Ｍｎ＝［Ｃ］＊［Ｍｎ］（ただし、［Ｃ］、［Ｍｎ］は、Ｃ、Ｍｎの各含有量（重量パーセント）である。））は、０．０６≦ＪＣ×Ｍｎ≦０．１４の要件を満足しなければならない。ＪＣ×Ｍｎが０．６未満である場合、不十分なＣおよびＭｎ含有量のせいで、固溶体強化効果はわずかであり、そして鋼の強度は低い。ＪＣ×Ｍｎが０．１４よりも大きい場合、δオーステナイトの間隔範囲は狭められ、これはＣおよびＭｎの拡散につながらず、偏析傾向の増大をもたらす。
クロム：Ｃｒは鋼の焼入性を改善するために重要な元素であり、これは重いゲージの全層鋼板の組織および性能均一性を確保し得、そして鋼の耐腐食性を効果的に改善し得る。しかし、鋼中のＣｒ含有量が高すぎると、鋼の強度および硬度は増大し、一方、伸びおよび断面収縮は減少するであろう。Ｃｒが高いＭｎ含有量を有する鋼に添加される場合、それらの化合物は容易に形成され、割れの発生を生じ、それは鋼の溶接性能を著しく劣化させるであろう。従って、本発明におけるＣｒ含有量は０．０５～０．３％に制限されるべきである。
モリブデン：Ｍｏはγ相領域を拡大し得、そして鋼のγ→α相変態温度を低下させ得る元素であり、そして次いでより微細な相変態構造が得られ得、これは鋼の靭性を改善し得る。同時に、少量のＭｏは鋼の焼入性を増大させ得、そして厚さ方向の組織均一性を改善し得る。しかし、Ｍｏ含有量が増加すると、低温相変態生成物の割合が増加し、これは鋼の低温靭性に対して好ましくなく、そして鋼の塑性に有害である。従って、この発明におけるＭｏ含有量は０．０５～０．２０％で制御される。
銅：Ｃｕは、固溶体強化によって鋼の強度を改善し得、そして大気中での鋼の耐腐食性を改善し得る。しかし、多すぎるＣｕは銅の脆化を引き起こし、そして鋼の熱間成形性に対して悪影響を有する。従って、この発明におけるＣｕ含有量は０．０６～０．３％で制御される。
ニッケル：Ｎｉは、固溶体強化によって鋼の強度を改善し得る。Ｎｉの添加は、鋼中のＣｕによって引き起こされる熱脆化を改善し得る。さらに、Ｎｉはオーステナイト領域を拡大し得、そしてそれゆえオーステナイトの安定性を増大させ、これは鋼の塑性および靭性に有益である。従って、この発明におけるＮｉ含有量の含有量は０．１７～０．５０％で制御される。
ニオブ：Ｎｂは、低い炭素含有量を有するマイクロ合金化鋼の重要な元素の１つである。Ｎｂの固溶体は、熱間圧延プロセスの間に歪み誘起析出によってＮｂ（Ｎ，Ｃ）粒子を形成し得、そしてまた、粒界を固定して変形オーステナイトの成長およびオーステナイト再結晶の発生を阻害し得る。変形オーステナイト相は、制御圧延プロセスおよび制御冷却プロセスによって、高い転位密度を有する微細生成物に変化する。冷却後、固体に溶解したＮｂはＮｂＣの第二相としてマトリクス中に拡散析出し、これは析出強化の効果をもたらす。重いゲージのパイプライン鋼について、Ｎｂ含有量が低すぎる場合、拡散析出効果は明白ではなく、そして次いでＮｂは、粒子を微細化するまたはマトリクスを強化するその役割を果たすことができない。しかし、鋼板コアにおける再結晶の阻害のせいで、高いＮｂ含有量は粒子微細化につながらない。さらに、Ｎｂの固溶体はＣ含有量に関連する。Ｎｂ固溶体の量は、Ｃ含有量が高すぎる場合、少なく、そして次いで析出強化および粒子微細化効果はない。低いＣ含有量は、粒界を弱めるであろう。析出強化効果は、Ｎｂ含有量が低すぎる場合、明白ではない。従って、この発明におけるＮｂ含有量は０．０５～０．１０％に制限されるべきである。
チタン：Ｔｉは強力な炭窒化物形成元素であり、Ｔｉの不溶性炭窒化物は、鋼が加熱された場合にオーステナイト粒子の成長を防止し得る。そして、粗圧延プロセスの間に高温オーステナイト領域において析出したＴｉＮは、オーステナイト粒子の成長を効果的に阻害し得る。さらに、溶接プロセスにおいて、鋼中のＴｉＮ粒子は、熱影響領域における粒子成長を著しく防止し得、それゆえ鋼板の溶接性能を改善し、そして同時に溶接した熱影響領域の衝撃靭性の改善に対して明白な効果を有する。従って、この発明におけるＴｉ含有量は０．００５～０．０２％で制御される。
窒素：マイクロ合金化鋼において、適切なＮ含有量は、高い融点を有するＴｉＮ粒子を形成することによって、鋼の強度および靭性を改善し得、これは、再加熱プロセスの間のスラブの粒子粗大化を阻害することにおいて役割を果たし得る。しかし、Ｎ含有量が高すぎる場合、時効処理（エージング）後の遊離Ｎ原子の高い濃度は、転位を固定し得、降伏強度の著しい増大ならびに塑性および靭性の著しい低下を生じる。従って、本発明におけるＮ含有量は≦０．００６％に制御される。
酸素：低合金の純粋な鋼の精錬について、脱酸処理は、鋳造プロセスの間に発生した気泡および酸化物介在物を低減するために、精錬プロセスの終わりで必要であり、これは、鋼の内部品質および低温衝撃靭性、およびそのうえ仕上げた鋼板の動的引き裂き抵抗を改善し得る。酸素含有量が５０ｐｐｍよりも高い場合、介在物、空隙および他の内部欠陥が著しく増加し、鋼の塑性および靭性の低下を生じる。従って、この発明におけるＯ含有量は≦０．００５％に制御される。
硫黄およびリン：それらは鋼中の不可避的不純物元素であり、そしてそれらの含有量はできる限り低くあり得ることが期待される。硫化物の介在物形態は、超低硫黄（２０ｐｐｍ未満）およびＣａ処理によって制御される。同時に、Ｐ含有量は、この発明における鋼が良好な低温衝撃靭性を有し得ることを確保するために、１５０ｐｐｍより低く制御されるべきである。
カルシウム：Ｃａ処理は、硫黄の形態を制御し得、そして鋼板の異方性および低温靭性を改善し得る。Ｃａ含有量は、最良の結果を達成するために０．００１０～０．００５０％で制御される。
アルミニウム：Ａｌは、脱酸のために鋼に添加される元素である。適切な量のＡｌを添加することによって、鋼の靭性は改善され得、そして粒子は微細化され得る。従って、この発明における含有量は０．０２～０．０４５％で制御される。
ホウ素：Ｂは強力な焼入れ元素であり、これは粒界において容易に析出し、材料の塑性および靭性の低下をもたらす。従って、この発明におけるＢ含有量はＢ≦０．０００２％に制御される。
従って、２８～４０ｍｍの厚さおよび４５０～６３５ＭＰａグレードの降伏強度Ｒｔ０．５を有する重いゲージのパイプライン鋼は、粒子微細化および相変態制御を含む材料理論に基づいて、低いＣおよび高いＮｂのマイクロ合金化の組成設計を採用する。低温粗圧延および仕上げ圧延などの製造プロセスと組み合わせて、変形誘起相変態機構は、フェライト相変態を促進するために十分に発揮される。冷却速度および停止冷却温度の適切な制御によって、微細化ポリゴナルフェライトおよび針状フェライトの微細構造を得ることができる。従って、高強度、高靭性および高塑性ならびに良好な変形能力の包括的な機械特性を有するパイプライン鋼が得られる。
以下の工程を含む、本発明における高塑性の重いゲージのパイプライン鋼の製造方法：
１）精錬および鋳造する工程、ここで
上記組成に従って精錬し、そしてスラブに連続鋳造する。
２）１１００～１２００℃の加熱温度でスラブを再加熱する工程。
３）熱間圧延する工程、ここで
粗圧延の開始温度：９４０～１０００℃；粗圧延の最終パスでの単一パス圧下率：≧１２％；
中間スラブの厚さ：３ｔ～５ｔ、ここでｔはｍｍの単位でのパイプライン鋼の厚さである；および
仕上げ圧延の開始温度：７５０～８１０℃；仕上げ圧延の最終温度：７４０～８００℃；
４）制御冷却する工程、ここで
水冷開始温度Ｔｓｔａｒｔ：６２０～７２０℃；水冷停止温度Ｔｓｔｏｐ：１５０～５３０℃；および
℃／ｓの単位での水冷速度Ｖｃ＝７２－Ｔｓｔａｒｔ／１０＋Ｔｓｔｏｐ／２０；および
５）水冷後に自然に空冷する工程。
好ましくは、工程２）スラブの再加熱における加熱温度は１１１０～１１５０℃である。
好ましくは、工程３）において、粗圧延の開始圧延温度は９６０～９９０℃である。粗圧延の最終パスでの単一パス圧下率は１４％以上である。中間スラブの厚さは４ｔ～４．５ｔである。仕上げ圧延の開始温度は７７０～８００℃であり、そして仕上げ圧延の最終温度は７５０～７８０℃である。
好ましくは、工程４）制御冷却において、水冷開始温度Ｔｓｔａｒｔは６６０～７００℃であり、そして水冷停止温度Ｔｓｔｏｐは２００～３５０℃である。
上記の技術的解決法に従って、最終的に２８～４０ｍｍ厚さの重いゲージの高塑性のパイプライン鋼を得ることができる。
本発明の製造方法設計において：
制御冷却工程において：水冷開始温度Ｔｓｔａｒｔは６２０～７２０℃で制御され；水冷停止温度Ｔｓｔｏｐは１５０～５３０℃で制御され；℃／ｓの単位で水冷速度Ｖｃ＝７２－Ｔｓｔａｒｔ／１０＋Ｔｓｔｏｐ／２０。
圧延後冷却は、相変態構造を決定する鍵となるプロセスである。目的の微細化ポリゴナルフェライトおよび針状フェライト相変態微細構造は、水冷開始温度Ｔｓｔａｒｔ、水冷停止温度Ｔｓｔｏｐおよび水冷速度Ｖｃを制御することによって得ることができる。全てのこれらの冷却パラメーターは、上述の条件を満足しなければならない。ここで、水冷開始温度Ｔｓｔａｒｔが７２０℃よりも高い場合、軟質相ポリゴナルフェライト析出の形成力は小さく、これは鋼の高強度をもたらすであろう。Ｔｓｔａｒｔが６２０℃よりも低い場合、軟質相ポリゴナルフェライトは粗く、そしてそれらの割合は非常に高く、これは鋼の著しく低い強度をもたらすであろう。水冷停止温度Ｔｓｔｏｐは、主として硬質相針状フェライトの硬度を決定することである。Ｔｓｔｏｐが５３０℃よりも高い場合、転位密度は小さく、硬度および強度は低い。Ｔｓｔｏｐが１５０℃よりも低い場合、マルテンサイトが容易に発生し、非常に高い転位密度、高い硬度および低下した塑性を生じる。水冷速度Ｖｃは、水冷開始温度と停止温度とを調和させて相変態組織のタイプおよびそれらの相比を制御するための鍵となるパラメーターである。Ｖｃは水冷停止温度Ｔｓｔｏｐに積極的に関連しており、そして水冷開始温度Ｔｓｔａｒｔに消極的に関連している。
以下は、本発明を先行技術と比較する。
欧州特許ＥＰ２１０５５１３Ｂ１に開示されたものとは異なり、本発明は、主として４５０ＭＰａグレードの降伏強度を有する高塑性パイプライン鋼製品のために設計されている。低いＣ、高いＭｎおよびＮｂのマイクロ合金化の組成設計および再結晶圧延段階での低温制御圧延の製造プロセスを採用することによって、元の状態のオーステナイトの粒径は抑制され得る。水冷速度を比較的低いレベルで制御することによって、微細化ポリゴナルフェライト粒子および針状フェライト相変態粒子を得ることができる。鋼中のポリゴナルフェライト相の比は４０％より低く制御され、そして鋼は良好な塑性および靭性を有し得る。
中国特許ＣＮ１０１６１１１６３Ａに開示されたものとは異なり、本発明は、高いＮｂおよび低いＢの組成設計を採用して、粒子微細化の効果を十分に利用し、そして低温変態構造を抑制する。低温圧延プロセスおよび低冷却速度プロセスと組み合わせて、微細化ポリゴナルフェライトおよび針状フェライトの最終微細構造を得ることができる。鋼は、低い曲げ強度比、高い均一変形能力および良好な低温靭性を有する。
ＵＳ特許ＵＳ２０１２０２４７６０６Ａ１に開示されたものとは異なり、本発明は、主として４５０～６３５ＭＰａの降伏強度Ｒｔ０．５、５２０～７８０ＭＰａの引張強度Ｒｍおよび２８ｍｍ以上の厚さを有するパイプライン鋼製品についてである。低いＣ、高いＭｎおよびＮｂのマイクロ合金化の組成設計および再結晶圧延段階での低温制御圧延プロセスを採用することによって、元の状態のオーステナイトの粒径は抑制され得る。水冷速度を比較的低いレベルで制御することによって、微細化ポリゴナルフェライト粒子および針状フェライト相変態粒子を得ることができ、そして鋼は良好な塑性および靭性を有し得る。
オーストラリア特許ＡＵ２００６３０５８４１Ａ１に開示されたものとは異なり、本発明は、主として長手方向一様伸びＵｅｌ≧８％および４５０ＭＰａグレードの降伏強度を有する高塑性パイプライン鋼製品のために設計されている。低いＣおよび比較的低いＮｂの組成設計および再結晶圧延段階での低温制御圧延プロセスを採用することによって、元の状態のオーステナイトの粒径は抑制され得る。水冷速度を比較的低いレベルで制御することによって、微細化ポリゴナルフェライト粒子＋針状フェライト相変態粒子を得ることができ、そして鋼は良好な変形能を有し得る。
中国特許ＣＮ１０９０２３０６８Ａに開示されたものとは異なり、本発明は、主として低いＣおよびより高いＭｎおよびＮｂのマイクロ合金化の組成設計を採用する。上述の組成および低再結晶圧延温度、低温非再結晶圧延および合理的な冷却速度制御を含む製造方法を採用することによって、微細化ポリゴナルフェライト＋針状フェライトの微細構造を得ることができ、これは、鋼の高強度、高塑性および靭性を確保し得る。固溶体および恒温熱処理の必要がなく、それゆえ合計コストは低い。
中国特許ＣＮ１０１３４３７１５Ｂに開示されたものとは異なり：本発明は、主として低いＣおよびより高いＭｎおよびＮｂのマイクロ合金化の組成設計を採用する。上述の組成および低再結晶圧延温度、低温非再結晶圧延および合理的な冷却速度制御を含む製造方法を採用することによって、微細化ポリゴナルフェライト＋針状フェライトの微細構造を得ることができ、これは、鋼の高強度、高塑性および靭性を確保し得る。合金の添加は低く、そしてインライン熱処理の必要はなく、それゆえ合計コストは低い。
本発明の利点は以下を含む：
１．本発明は、低温加熱プロセスを採用して再加熱プロセスの間のオーステナイト粒子の成長を阻害し、これは供給源で粒径を制御し得る。加熱温度が高すぎると、マイクロ合金化元素Ｔｉの高温析出相が固溶体となり、これは粒界を固定する効果を弱め、これらの粒界は移動しそして融合し、著しく粗大化した粒子をもたらし、これは鋼の低温靭性につながらない。
２．本発明は、再結晶段階で低温圧延プロセスを採用して再結晶粒子の成長を阻害する。再結晶温度が高すぎると、粒界でのギブス自由エネルギーが高く、そしてそれゆえ粒子の再結晶化した粒界の移動推進力が高く、これは、粒子が融合するのを促進することによって粒界でのギブス自由エネルギーを減少させ得、そしてそれゆえ再結晶粒子を粗大化させる。
３．本発明は、適切な量のＮｂ合金設計を、低温での再結晶圧延と組み合わせて採用し、再結晶粒子を微細化する。鋼中の高いＮｂ含有量は、再結晶温度の上昇を引き起こし、これは再結晶の発生につながらない。しかし、鋼中の低いＮｂ含有量は、再結晶温度を低下させ、そして低温での再結晶圧延の変形抵抗を増大させ、これは設備能力に高い要求を加える。
４．本発明におけるパイプライン鋼は、微細化ポリゴナルフェライト＋針状フェライトの微細構造設計を有する。パイプライン鋼の塑性変形能力は、軟質相ポリゴナルフェライト組織の微細構造設計によって強化され得、これによりパイプライン鋼は長手方向一様伸びＵｅｌ≧８％を有するようになる。高密度大角度粒界を用いて亀裂拡大の抵抗を増大させることによって、鋼の動的引き裂き抵抗を効果的に改善することができる。
図１は、本発明における実施態様の鋼の（１／２の板厚さの位置での）微細構造を示す；および 図２は、本発明における実施態様の鋼の（１／４の板厚さの位置での）微細構造を示す。
実施態様の詳細な説明
本発明は、以下の実施態様および図面を参照してさらに説明される。
表１に示すように、実施態様の化学組成は、本発明における鋼の化学組成要件に従って設計される。実施態様の製造プロセスは表２に示される。各実施態様において得られた機械特性の値は、表３に列挙される。これらの機械特性は、上述の化学組成および製造プロセスに基づいて得られる。具体的には、本発明における鋼の引張特性は、ＡＳＴＭ Ａ３７０の試験規格下、引張試験機Ｚｗｉｃｋ Ｚ３３０で試験される。鋼の衝撃靭性は、ＡＳＴＭ Ａ３７０の試験規格下、衝撃試験機Ｚｗｉｃｋ ＰＳＷ７５０で試験される。－２０℃での全壁厚ＤＷＴＴせん断破面率ＳＡは、ＡＰＩ ＲＰ ５Ｌ３の試験規格下、４０，０００Ｊ衝撃試験機ＺＢＣ２４０４で試験される。
本発明において設計された化学組成および製造プロセスに従って得られた鋼は、目的の性能要件を満足し得ることが分かる。具体的には、鋼は良好な全体的機械特性および低い炭素当量を有し、これは鋼管形成溶接および原位置ガース溶接性能の改善につながる。さらに、本発明における鋼の化学組成は単純であり、そしてプロセスウィンドウは広く、これは鋼が強力な製造可能性を有し得るという結果をもたらす。
この発明の高塑性の重いゲージのパイプライン鋼は、主として海底パイプライン、横断地震帯パイプラインおよび特別な要求を有する過酷な環境において使用される他のタイプのパイプラインのために使用される。パイプラインの塑性変形能力は、十分な鋼強度および靭性の確保に基づいて微細構造の制御によって強化され得、一方、パイプラインの自重支持および運動抵抗能力は改善され得、これはサービスの安全性を確保し得る。内陸から海、極地の永久凍土などの他の地域、および頻繁な地質学的運動がある地域へのオイルおよびガス資源開発に伴い、高塑性の重いゲージのパイプライン鋼は良好な応用の展望を有するであろう。
Figure 0007689115000003

Claims (5)

  1. 以下の重量パーセントによる組成：Ｃ：０．０３～０．１０％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ：１．５１～１．８５％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００２％、Ｃｒ：０．０５～０．３％、Ｍｏ：０．０５～０．２０％、Ｃｕ：０．０６～０．３％、Ｎｉ：０．１７～０．５０％、Ｎｂ：０．０５～０．１０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２％、Ｃａ：０．００１～０．００５％、Ａｌ：０．０２～０．０４５％、Ｎ≦０．００６％、Ｂ≦０．０００２％、Ｏ≦０．００５％、および残部がＦｅおよび不可避的不純物である；
    を有し、
    ０．０６≦ＪＣ×Ｍｎ≦０．１４、ここで炭素とマンガンとの積のパラメーターＪＣ×Ｍｎ＝［Ｃ］＊［Ｍｎ］（ただし、［Ｃ］、［Ｍｎ］は、Ｃ、Ｍｎの各含有量（重量パーセント）である。）
    を満足し、
    ポリゴナルフェライトおよび針状フェライトの微細構造を有し、ここでポリゴナルフェライト相の比が１５～３９％であり、
    ４５０～６３５ＭＰａの降伏強度Ｒｔ０．５、５２０～７８０ＭＰａの引張強度Ｒｍ、２７５Ｊより大きい－２０℃でのフルサイズシャルピー衝撃仕事量ＡＫｖ、８５％より大きい全壁厚鋼板試料の－２０℃でのＤＷＴＴせん断破面率ＳＡ、および長手方向一様伸びＵｅｌ≧８％を有し、かつ
    ２８～４０ｍｍの厚さを有する、
    パイプライン用鋼板。
  2. 以下の工程を含む、パイプライン用鋼板の製造方法：
    １）精錬および鋳造する工程、ここで
    請求項１の組成に従って精錬し、そしてスラブに連続鋳造する；
    ２）１１００～１２００℃の加熱温度でスラブを再加熱する工程；
    ３）熱間圧延する工程、ここで
    粗圧延の開始温度：９４０～１０００℃；粗圧延の最終パスでの単一パス圧下率：≧１２％；
    中間スラブの厚さ：３ｔ～５ｔ、ここでｔはｍｍの単位でのパイプライン用鋼板の厚さである；および
    仕上げ圧延の開始温度：７５０～８１０℃；仕上げ圧延の最終温度：７４０～８００℃；
    ４）制御冷却する工程、ここで
    水冷開始温度Ｔｓｔａｒｔ：６２０～７２０℃；水冷停止温度Ｔｓｔｏｐ：１５０～５３０℃；および
    ℃／ｓの単位での水冷速度Ｖｃ＝７２－Ｔｓｔａｒｔ／１０＋Ｔｓｔｏｐ／２０；および
    ５）水冷後に自然に空冷する工程；
    であって、パイプライン用鋼板が、
    以下の重量パーセントによる組成：Ｃ：０．０３～０．１０％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ：１．５１～１．８５％、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００２％、Ｃｒ：０．０５～０．３％、Ｍｏ：０．０５～０．２０％、Ｃｕ：０．０６～０．３％、Ｎｉ：０．１７～０．５０％、Ｎｂ：０．０５～０．１０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２％、Ｃａ：０．００１～０．００５％、Ａｌ：０．０２～０．０４５％、Ｎ≦０．００６％、Ｂ≦０．０００２％、Ｏ≦０．００５％、および残部がＦｅおよび不可避的不純物である；
    を有し、
    ０．０６≦ＪＣ×Ｍｎ≦０．１４、ここで炭素とマンガンとの積のパラメーターＪＣ×Ｍｎ＝［Ｃ］＊［Ｍｎ］（ただし、［Ｃ］、［Ｍｎ］は、Ｃ、Ｍｎの各含有量（重量パーセント）である。）
    を満足し、
    ポリゴナルフェライトおよび針状フェライトの微細構造を有し、ここでポリゴナルフェライト相の比が１５～３９％であり、
    ４５０～６３５ＭＰａの降伏強度Ｒｔ０．５、５２０～７８０ＭＰａの引張強度Ｒｍ、２７５Ｊより大きい－２０℃でのフルサイズシャルピー衝撃仕事量ＡＫｖ、８５％より大きい全壁厚鋼板試料の－２０℃でのＤＷＴＴせん断破面率ＳＡ、および長手方向一様伸びＵｅｌ≧８％を有し、かつ
    ２８～４０ｍｍの厚さを有する、
    製造方法。
  3. 工程２）においてスラブを再加熱するための加熱温度が１１１０～１１５０℃である、請求項２のパイプライン用鋼板の製造方法。
  4. 工程３）における粗圧延の開始圧延温度が９６０～９９０℃であり、粗圧延の最終パスでの単一パス圧下率が≧１４％であり；中間スラブの厚さが４ｔ～４．５ｔであり；仕上げ圧延の開始温度が７７０～８００℃であり、および仕上げ圧延の最終温度が７５０～７８０℃である、請求項２のパイプライン用鋼板の製造方法。
  5. 制御冷却する工程４）において、水冷開始温度Ｔｓｔａｒｔが６６０～７００℃であり、および水冷停止温度Ｔｓｔｏｐが２００～３５０℃である、請求項２のパイプライン用鋼板の製造方法。
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