JPH07136748A - 高耐食性電縫鋼管用鋼の製造方法 - Google Patents
高耐食性電縫鋼管用鋼の製造方法Info
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- JPH07136748A JPH07136748A JP5312513A JP31251393A JPH07136748A JP H07136748 A JPH07136748 A JP H07136748A JP 5312513 A JP5312513 A JP 5312513A JP 31251393 A JP31251393 A JP 31251393A JP H07136748 A JPH07136748 A JP H07136748A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 ＢＰ環境やＮＡＣＥ環境下における電縫鋼管
用鋼の耐水素誘起割れ性を改善する。 【構成】 Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１
〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｐ：０．０２
０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１％以
下、Ｃｕ：０．２〜０．８％、Ｎｉ：０．６％以下を含
有し、さらに、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以
下、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．０１〜
０．１０％、Ｖ：０．１％以下のうちの１種または２種
以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からな
る鋼の連続鋳造において、浸漬ノズル閉塞防止のため溶
鋼中に吹込むＡｒガス量を、吐出溶鋼Ｔｏｎ当たり４リ
ットル以下とする。 【効果】 耐ＨＩＣ性に優れた電縫鋼管用の鋼を製造で
きる。
用鋼の耐水素誘起割れ性を改善する。 【構成】 Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１
〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｐ：０．０２
０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１％以
下、Ｃｕ：０．２〜０．８％、Ｎｉ：０．６％以下を含
有し、さらに、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以
下、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．０１〜
０．１０％、Ｖ：０．１％以下のうちの１種または２種
以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からな
る鋼の連続鋳造において、浸漬ノズル閉塞防止のため溶
鋼中に吹込むＡｒガス量を、吐出溶鋼Ｔｏｎ当たり４リ
ットル以下とする。 【効果】 耐ＨＩＣ性に優れた電縫鋼管用の鋼を製造で
きる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、強度レベルがアメリ
カ石油協会（Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｐｅｔｒｏｌｅｕｍ
Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ 以下ＡＰＩという）規格のＸ−４
２〜Ｘ−８０クラスの主にラインパイプに用いられる耐
水素誘起割れ性（以下耐ＨＩＣ性という）に優れた高耐
食性電縫鋼管用鋼の製造方法に関する。
カ石油協会（Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｐｅｔｒｏｌｅｕｍ
Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ 以下ＡＰＩという）規格のＸ−４
２〜Ｘ−８０クラスの主にラインパイプに用いられる耐
水素誘起割れ性（以下耐ＨＩＣ性という）に優れた高耐
食性電縫鋼管用鋼の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、石油の油井や天然ガスのガス井
は、原油価格の高騰や、近い将来に予想される石油資源
の枯渇化を目前にして、従来は顧みられなかったような
深層油田の発掘や、開発が一端放棄されたサワーガス田
などに対する開発が世界的規模で盛んに行われている。
このような油井、ガス井は、一般に深度が極めて深く、
また、その雰囲気はＣＯ2、Ｈ2Ｓ、Ｃｌ-等を含有する
極めて厳しい腐食環境となっている。Ｈ2Ｓが多く含ま
れる石油や天然ガスは、海水、淡水と共存すると鋼表面
の腐食だけでなく、腐食によって生じた水素が鋼中に侵
入して内部割れを生じ問題となる。
は、原油価格の高騰や、近い将来に予想される石油資源
の枯渇化を目前にして、従来は顧みられなかったような
深層油田の発掘や、開発が一端放棄されたサワーガス田
などに対する開発が世界的規模で盛んに行われている。
このような油井、ガス井は、一般に深度が極めて深く、
また、その雰囲気はＣＯ2、Ｈ2Ｓ、Ｃｌ-等を含有する
極めて厳しい腐食環境となっている。Ｈ2Ｓが多く含ま
れる石油や天然ガスは、海水、淡水と共存すると鋼表面
の腐食だけでなく、腐食によって生じた水素が鋼中に侵
入して内部割れを生じ問題となる。
【０００３】水素が鋼中に侵入して生じる割れは、ＨＩ
Ｃ、水素ふくれ割れ等と呼ばれている。石油および天然
ガスを輸送するラインパイプは、このような割れが発生
して板厚方向に貫通した場合、油漏れ、ガス漏れなどで
パイプラインの破壊につながる恐れがある。また、近年
においては、ラインパイプとして電縫鋼管が使用される
ことが多くなり、ＨＩＣの発生防止が重要な課題となっ
ている。
Ｃ、水素ふくれ割れ等と呼ばれている。石油および天然
ガスを輸送するラインパイプは、このような割れが発生
して板厚方向に貫通した場合、油漏れ、ガス漏れなどで
パイプラインの破壊につながる恐れがある。また、近年
においては、ラインパイプとして電縫鋼管が使用される
ことが多くなり、ＨＩＣの発生防止が重要な課題となっ
ている。
【０００４】従来、ＨＩＣを防止する方法としては、Ｃ
ｕを添加し耐食性被膜を生成させて水素侵入を防止する
方法やＨＩＣの起点となる鋼中介在物をＣａ、Ｚｒ、Ｒ
ＥＭ等で球状化する介在物形態制御方法が提案されてい
る（例えば、特開昭５０−９７５１５号公報、特開昭５
４−３８２１４号公報、特開昭５４−３１０２０号公報
等）。また、連続鋳造材に一般的に見られる中心偏析部
でのＭｎＳ等のＡ系介在物やＭｎ、Ｐの偏析による低温
変態組織であるベイナイトやマルテンサイト生成による
割れ発生を防止するため、低Ｓ化や低Ｐ化も提案されて
いる（例えば、特開昭５２−１１１８１５号公報、特開
昭６２−２２７０６７号公報等）。さらに、Ｎｂの炭窒
化物もＨＩＣ発生の起点となることも指摘され、Ｎｂ、
Ｃ、Ｎ量を制限する方法も提案されている（例えば特開
昭５６−１１９７５９号公報）。上記の技術は、かなり
厳しい環境にも耐え得る鋼管を連続鋳造材から電縫鋼管
法により製造することを可能としている。
ｕを添加し耐食性被膜を生成させて水素侵入を防止する
方法やＨＩＣの起点となる鋼中介在物をＣａ、Ｚｒ、Ｒ
ＥＭ等で球状化する介在物形態制御方法が提案されてい
る（例えば、特開昭５０−９７５１５号公報、特開昭５
４−３８２１４号公報、特開昭５４−３１０２０号公報
等）。また、連続鋳造材に一般的に見られる中心偏析部
でのＭｎＳ等のＡ系介在物やＭｎ、Ｐの偏析による低温
変態組織であるベイナイトやマルテンサイト生成による
割れ発生を防止するため、低Ｓ化や低Ｐ化も提案されて
いる（例えば、特開昭５２−１１１８１５号公報、特開
昭６２−２２７０６７号公報等）。さらに、Ｎｂの炭窒
化物もＨＩＣ発生の起点となることも指摘され、Ｎｂ、
Ｃ、Ｎ量を制限する方法も提案されている（例えば特開
昭５６−１１９７５９号公報）。上記の技術は、かなり
厳しい環境にも耐え得る鋼管を連続鋳造材から電縫鋼管
法により製造することを可能としている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記公
報に開示された方法により製造された電縫鋼管は、アラ
スカ、カナダ等で使用される環境（ｐＨ：４．８〜５．
４のいわゆるＢＰ環境）や、これよりも厳しいｐＨ：
４．５以下の環境（いわゆるＮＡＣＥ環境）では、到底
長期間に亘って耐ＨＩＣ性を保持することはできない。
報に開示された方法により製造された電縫鋼管は、アラ
スカ、カナダ等で使用される環境（ｐＨ：４．８〜５．
４のいわゆるＢＰ環境）や、これよりも厳しいｐＨ：
４．５以下の環境（いわゆるＮＡＣＥ環境）では、到底
長期間に亘って耐ＨＩＣ性を保持することはできない。
【０００６】この発明の目的は、上記問題点を解消し、
ＢＰ環境やＮＡＣＥ環境下においても、長期間に亘って
耐ＨＩＣ性を保持できる耐水素誘起割れ性に優れた電縫
鋼管用鋼の製造方法を提供することにある。
ＢＰ環境やＮＡＣＥ環境下においても、長期間に亘って
耐ＨＩＣ性を保持できる耐水素誘起割れ性に優れた電縫
鋼管用鋼の製造方法を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、前記ＢＰ
環境やＮＡＣＥ環境下におけるＨＩＣ試験において発生
した割れ部を詳細に調査、検討した結果、連続鋳造時に
浸漬ノズルの閉塞を目的として吹込まれたＡｒガスが連
続鋳造鋳片内に捕捉され、熱間圧延工程においても圧着
されずに鋼板中に未圧着気泡として残存し、その熱延コ
イルを用いて製造された電縫鋼管では、この未圧着気泡
の周辺に存在する非金属介在物と、Ｍｎ、Ｐの局部偏析
によって、その鋼が元来有すべき耐食性能が発揮でき
ず、割れが発生していることを見い出した。
環境やＮＡＣＥ環境下におけるＨＩＣ試験において発生
した割れ部を詳細に調査、検討した結果、連続鋳造時に
浸漬ノズルの閉塞を目的として吹込まれたＡｒガスが連
続鋳造鋳片内に捕捉され、熱間圧延工程においても圧着
されずに鋼板中に未圧着気泡として残存し、その熱延コ
イルを用いて製造された電縫鋼管では、この未圧着気泡
の周辺に存在する非金属介在物と、Ｍｎ、Ｐの局部偏析
によって、その鋼が元来有すべき耐食性能が発揮でき
ず、割れが発生していることを見い出した。
【０００８】さらに試験研究を重ねた結果、ＢＰ環境下
での耐ＨＩＣ性に優れた鋼、例えば、Ｃ：０．０１〜
０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．
５〜１．８％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０
％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｃｕ：０．２〜０．８
％、Ｎｉ：０．６％以下を含有し、さらに、Ｃｒ：１．
０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．
１０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．１％以
下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅお
よび不可避的不純物からなる鋼におけるＨＩＣの発生
は、未圧着気泡に沿って発生したＭｎ、Ｐ偏析帯に存在
するＭｎＳ等の板状硫化物が原因であった。未圧着気泡
に沿ったＭｎ、Ｐの偏析は、連続鋳造での凝固時に溶鋼
中に吹込まれたＡｒガス気泡が上昇中に凝固中の樹枝状
晶に捕捉され、断熱効果によって凝固遅れによる濃化が
生じ、偏析したものと考えられた。このＭｎ、Ｐの偏析
によるベイナイト・マルテンサイト等の低温変態組織は
転位が非常に多く、ＨＩＣが発生し易いことも従来から
云われていることである。
での耐ＨＩＣ性に優れた鋼、例えば、Ｃ：０．０１〜
０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．
５〜１．８％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０
％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｃｕ：０．２〜０．８
％、Ｎｉ：０．６％以下を含有し、さらに、Ｃｒ：１．
０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．
１０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．１％以
下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅお
よび不可避的不純物からなる鋼におけるＨＩＣの発生
は、未圧着気泡に沿って発生したＭｎ、Ｐ偏析帯に存在
するＭｎＳ等の板状硫化物が原因であった。未圧着気泡
に沿ったＭｎ、Ｐの偏析は、連続鋳造での凝固時に溶鋼
中に吹込まれたＡｒガス気泡が上昇中に凝固中の樹枝状
晶に捕捉され、断熱効果によって凝固遅れによる濃化が
生じ、偏析したものと考えられた。このＭｎ、Ｐの偏析
によるベイナイト・マルテンサイト等の低温変態組織は
転位が非常に多く、ＨＩＣが発生し易いことも従来から
云われていることである。
【０００９】また、ＮＡＣＥ環境下での耐ＨＩＣ性に優
れた鋼、例えば、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：
０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｐ：
０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．
１％以下、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．０
０５〜０．１％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５％を
含有し、さらに、Ｃｕ：０．２〜０．８％、Ｎｉ：０．
６％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、
Ｖ：０．１％以下のうちの１種または２種以上を含有
し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼におけ
るＨＩＣの発生は、未圧着気泡周りに存在したＴｉ系介
在物（主にＴｉＮ）またはＣａ系介在物クラスターが原
因であった。
れた鋼、例えば、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：
０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｐ：
０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．
１％以下、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．０
０５〜０．１％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５％を
含有し、さらに、Ｃｕ：０．２〜０．８％、Ｎｉ：０．
６％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、
Ｖ：０．１％以下のうちの１種または２種以上を含有
し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼におけ
るＨＩＣの発生は、未圧着気泡周りに存在したＴｉ系介
在物（主にＴｉＮ）またはＣａ系介在物クラスターが原
因であった。
【００１０】なお、溶鋼中に吹込まれたＡｒガス気泡
は、溶鋼中で晶出した介在物を捕捉して浮上分離するこ
とはよく知られており、また、樹枝状晶に捕捉された気
泡周りの凝固遅れ部分で介在物が析出し易いこともよく
知られている。このＡｒガスの残留による未圧着気泡が
鋼中に存在した場合は、前記各種従来技術をもってして
も、耐ＨＩＣ性能は改善されないことを究明した。さら
に、本発明者らは、連続鋳造鋳片ならびにその鋳片を用
いて熱間圧延した鋼板を調査した結果、連続鋳造時溶鋼
中に吹込まれたＡｒガス量によって、鋼中の気泡個数が
変化することも確認し、連続鋳造時の浸漬ノズル閉塞防
止のため、溶鋼中に吹込むＡｒガス量を所定値以下とす
ることによって、ＨＩＣの原因となるＭｎＳ、Ｃａ−Ａ
ｌ系・Ｃａ系介在物クラスター、Ｔｉ・Ｎｂ系介在物等
の集積と、Ｍｎ、Ｐ偏析帯の発生を生じさせる鋼材中の
Ａｒガスの未圧着気泡を低減できることを究明し、この
発明に到達した。
は、溶鋼中で晶出した介在物を捕捉して浮上分離するこ
とはよく知られており、また、樹枝状晶に捕捉された気
泡周りの凝固遅れ部分で介在物が析出し易いこともよく
知られている。このＡｒガスの残留による未圧着気泡が
鋼中に存在した場合は、前記各種従来技術をもってして
も、耐ＨＩＣ性能は改善されないことを究明した。さら
に、本発明者らは、連続鋳造鋳片ならびにその鋳片を用
いて熱間圧延した鋼板を調査した結果、連続鋳造時溶鋼
中に吹込まれたＡｒガス量によって、鋼中の気泡個数が
変化することも確認し、連続鋳造時の浸漬ノズル閉塞防
止のため、溶鋼中に吹込むＡｒガス量を所定値以下とす
ることによって、ＨＩＣの原因となるＭｎＳ、Ｃａ−Ａ
ｌ系・Ｃａ系介在物クラスター、Ｔｉ・Ｎｂ系介在物等
の集積と、Ｍｎ、Ｐ偏析帯の発生を生じさせる鋼材中の
Ａｒガスの未圧着気泡を低減できることを究明し、この
発明に到達した。
【００１１】すなわちこの発明は、Ｃ：０．０１〜０．
２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜
１．８％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以
下、Ａｌ：０．１％以下、Ｃｕ：０．２〜０．８％、Ｎ
ｉ：０．６％以下を含有し、さらに、Ｃｒ：１．０％以
下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１０
％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．１％以下の
うちの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなる鋼の連続鋳造において、浸漬ノ
ズル閉塞防止のため溶鋼中に吹込むＡｒガス量を、吐出
溶鋼Ｔｏｎ当たり４リットル以下とすることを特徴とす
る高耐食性電縫鋼管用鋼の製造方法である。
２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜
１．８％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以
下、Ａｌ：０．１％以下、Ｃｕ：０．２〜０．８％、Ｎ
ｉ：０．６％以下を含有し、さらに、Ｃｒ：１．０％以
下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１０
％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．１％以下の
うちの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなる鋼の連続鋳造において、浸漬ノ
ズル閉塞防止のため溶鋼中に吹込むＡｒガス量を、吐出
溶鋼Ｔｏｎ当たり４リットル以下とすることを特徴とす
る高耐食性電縫鋼管用鋼の製造方法である。
【００１２】また、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：
０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｐ：
０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．
１％以下、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．０
０５〜０．１％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５％を
含有し、さらに、Ｃｕ：０．２〜０．８％、Ｎｉ：０．
６％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、
Ｖ：０．１％以下のうちの１種または２種以上を含有
し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼の連続
鋳造において、浸漬ノズル閉塞防止のため溶鋼中に吹込
むＡｒガス量を、吐出溶鋼Ｔｏｎ当たり４リットル以下
とすることを特徴とする高耐食性電縫鋼管用鋼の製造方
法である。
０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｐ：
０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．
１％以下、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．０
０５〜０．１％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５％を
含有し、さらに、Ｃｕ：０．２〜０．８％、Ｎｉ：０．
６％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、
Ｖ：０．１％以下のうちの１種または２種以上を含有
し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼の連続
鋳造において、浸漬ノズル閉塞防止のため溶鋼中に吹込
むＡｒガス量を、吐出溶鋼Ｔｏｎ当たり４リットル以下
とすることを特徴とする高耐食性電縫鋼管用鋼の製造方
法である。
【００１３】
【作用】この発明の対象である高耐食性電縫鋼管用鋼の
化学成分を限定した理由は、以下のとおりである。Ｃは
鋼の強度を向上させる基本的な元素で、強度確保のため
には０．０１％以上必要であるが、０．２０％を超える
と靭性や溶接性などに望ましくなく、使用上に影響があ
るばかりでなく、連続鋳造材での中心偏析帯の異常組織
（ベイナイトやマルテンサイト）の発生防止に好ましく
ないため、０．０１〜０．２０％とした。Ｓｉは製鋼過
程において脱酸剤として必要な元素で、鋼の強度向上の
ためには０．０１％以上必要であるが、０．５０％を超
えると脆性が増すため、０．０１〜０．５０％とした。
Ｍｎは鋼の強度、靭性を付与するに必要な元素で、強度
確保のためには０．５％以上必要であるが、１．８％を
超えると溶接性、靭性が低下するため、０．５〜１．８
％とした。
化学成分を限定した理由は、以下のとおりである。Ｃは
鋼の強度を向上させる基本的な元素で、強度確保のため
には０．０１％以上必要であるが、０．２０％を超える
と靭性や溶接性などに望ましくなく、使用上に影響があ
るばかりでなく、連続鋳造材での中心偏析帯の異常組織
（ベイナイトやマルテンサイト）の発生防止に好ましく
ないため、０．０１〜０．２０％とした。Ｓｉは製鋼過
程において脱酸剤として必要な元素で、鋼の強度向上の
ためには０．０１％以上必要であるが、０．５０％を超
えると脆性が増すため、０．０１〜０．５０％とした。
Ｍｎは鋼の強度、靭性を付与するに必要な元素で、強度
確保のためには０．５％以上必要であるが、１．８％を
超えると溶接性、靭性が低下するため、０．５〜１．８
％とした。
【００１４】Ｐは中心偏析帯の異常組織を助長する元素
であるので、０．０２０％以下とした。Ｓは硫化物系介
在物を生成し、ＨＩＣに多大の悪影響を及ぼすため、
０．０１０％以下とした。Ａｌは製鋼過程において脱酸
剤として必要な元素であるが、０．１％を超えると介在
物が多くなって耐食性が損なわれるので、０．１％以下
とした。Ｃｕは鋼の強度向上およびＨＩＣの低減に有効
な元素であるが、０．２％未満ではその効果が十分でな
く、０．８％を超えると溶接性の劣化と共に熱間加工性
の悪化を招くため、０．２〜０．８％とした。しかし、
Ｃｕの耐食性効果は、ｐＨが５以上で大きく、ｐＨが５
未満では耐食性効果が期待できないため、ｐＨが５未満
の使用環境での鋼には必ずしも添加する必要がない。Ｎ
ｉは鋼の靭性向上に効果を有する元素であるが、鋼中へ
の水素浸透防止に対しては有害で少ない方が良いが、Ｃ
ｕを０．３０％以上添加する場合にはＮｉを添加しない
とＣｕ脆化を生じ、表面品質等に悪影響を及ぼすため、
本発明鋼のＣｕ：０．８％以下では、ＨＩＣに大きな影
響を及ぼさない０．６％以下とした。また、使用環境に
よりＣｕを添加しない場合は、上記理由によりＮｉを必
ずしも添加する必要はない。
であるので、０．０２０％以下とした。Ｓは硫化物系介
在物を生成し、ＨＩＣに多大の悪影響を及ぼすため、
０．０１０％以下とした。Ａｌは製鋼過程において脱酸
剤として必要な元素であるが、０．１％を超えると介在
物が多くなって耐食性が損なわれるので、０．１％以下
とした。Ｃｕは鋼の強度向上およびＨＩＣの低減に有効
な元素であるが、０．２％未満ではその効果が十分でな
く、０．８％を超えると溶接性の劣化と共に熱間加工性
の悪化を招くため、０．２〜０．８％とした。しかし、
Ｃｕの耐食性効果は、ｐＨが５以上で大きく、ｐＨが５
未満では耐食性効果が期待できないため、ｐＨが５未満
の使用環境での鋼には必ずしも添加する必要がない。Ｎ
ｉは鋼の靭性向上に効果を有する元素であるが、鋼中へ
の水素浸透防止に対しては有害で少ない方が良いが、Ｃ
ｕを０．３０％以上添加する場合にはＮｉを添加しない
とＣｕ脆化を生じ、表面品質等に悪影響を及ぼすため、
本発明鋼のＣｕ：０．８％以下では、ＨＩＣに大きな影
響を及ぼさない０．６％以下とした。また、使用環境に
よりＣｕを添加しない場合は、上記理由によりＮｉを必
ずしも添加する必要はない。
【００１５】Ｔｉ、Ｎｂは強度向上効果を有する元素で
あるが、０．０１％未満ではその効果が十分でなく、
０．１０％を超えると靭性を損なうため、０．０１〜
０．１０％とした。ＮＡＣＥ環境においては、Ｃｕの耐
食効果がないためＣｕを添加する必要がないが、Ｃｕを
添加しない場合の強度確保のため、Ｔｉ、Ｎｂの０．０
１％以上の添加が必要である。Ｃｒ、Ｍｏは強度向上効
果を有する元素であるが、１．０％を超えると効果が飽
和し、経済的に不利となるので、１．０％以下とした。
ＶはＣｒ、Ｍｏと同様に強度向上効果を有する元素であ
るが、０．１％を超えると効果が飽和し、経済的に不利
となるので、０．１％以下とした。Ｃａは介在物の形態
制御に用いられるが、０．００５％を超えて添加しても
それ以上の効果がなく、また、０．０００１％未満では
Ｃａ系の介在物クラスターが増加して耐ＨＩＣ性を低下
させるので、０．０００１〜０．００５％以下とした。
あるが、０．０１％未満ではその効果が十分でなく、
０．１０％を超えると靭性を損なうため、０．０１〜
０．１０％とした。ＮＡＣＥ環境においては、Ｃｕの耐
食効果がないためＣｕを添加する必要がないが、Ｃｕを
添加しない場合の強度確保のため、Ｔｉ、Ｎｂの０．０
１％以上の添加が必要である。Ｃｒ、Ｍｏは強度向上効
果を有する元素であるが、１．０％を超えると効果が飽
和し、経済的に不利となるので、１．０％以下とした。
ＶはＣｒ、Ｍｏと同様に強度向上効果を有する元素であ
るが、０．１％を超えると効果が飽和し、経済的に不利
となるので、０．１％以下とした。Ｃａは介在物の形態
制御に用いられるが、０．００５％を超えて添加しても
それ以上の効果がなく、また、０．０００１％未満では
Ｃａ系の介在物クラスターが増加して耐ＨＩＣ性を低下
させるので、０．０００１〜０．００５％以下とした。
【００１６】この発明においては、連続鋳造時に浸漬ノ
ズル中に付着する介在物等の付着物を洗浄する目的で溶
鋼中に吹込むＡｒガス量を、吐出溶鋼Ｔｏｎ当たり４リ
ットル以下とすることによって、連続鋳造スラブ中への
Ａｒガス気泡の残留が低減し、ＨＩＣの原因となる種々
の介在物の集積、Ｍｎ、Ｐの偏析帯が大幅に減少し、耐
ＨＩＣ性を大幅に向上させることができる。なお、この
発明において、連続鋳造時に浸漬ノズル中に付着する介
在物等の付着物を洗浄する目的で溶鋼中に吹込むＡｒガ
ス量を、吐出溶鋼Ｔｏｎ当たり４リットル以下としたの
は、吹込むＡｒガス量を減少させると連続鋳造スラブ中
の気泡数が減少してゆくが、吐出溶鋼Ｔｏｎ当たり４リ
ットル前後で急激に減少する。この現象は、鋳込みスラ
ブ幅１５００ｍｍ以上で顕著となるが、Ａｒガス吹込み
量の減少に伴い鋼片中に残留する気泡の減少は明白であ
るので、特に鋳込みスラブ幅は限定しない。この鋼片中
に残留する気泡の減少は、気泡周りに付着・集積する介
在物の減少となると共に、気泡に沿って生成するＭｎ、
Ｐによる低温変態組織（ベイナイト、マルテンサイト）
をも抑制することとなる。
ズル中に付着する介在物等の付着物を洗浄する目的で溶
鋼中に吹込むＡｒガス量を、吐出溶鋼Ｔｏｎ当たり４リ
ットル以下とすることによって、連続鋳造スラブ中への
Ａｒガス気泡の残留が低減し、ＨＩＣの原因となる種々
の介在物の集積、Ｍｎ、Ｐの偏析帯が大幅に減少し、耐
ＨＩＣ性を大幅に向上させることができる。なお、この
発明において、連続鋳造時に浸漬ノズル中に付着する介
在物等の付着物を洗浄する目的で溶鋼中に吹込むＡｒガ
ス量を、吐出溶鋼Ｔｏｎ当たり４リットル以下としたの
は、吹込むＡｒガス量を減少させると連続鋳造スラブ中
の気泡数が減少してゆくが、吐出溶鋼Ｔｏｎ当たり４リ
ットル前後で急激に減少する。この現象は、鋳込みスラ
ブ幅１５００ｍｍ以上で顕著となるが、Ａｒガス吹込み
量の減少に伴い鋼片中に残留する気泡の減少は明白であ
るので、特に鋳込みスラブ幅は限定しない。この鋼片中
に残留する気泡の減少は、気泡周りに付着・集積する介
在物の減少となると共に、気泡に沿って生成するＭｎ、
Ｐによる低温変態組織（ベイナイト、マルテンサイト）
をも抑制することとなる。
【００１７】
実施例１ 連続鋳造時に浸漬ノズル中に付着する介在物等の付着物
を洗浄する目的で溶鋼中に吹込むＡｒガス量を、吐出溶
鋼Ｔｏｎ当たり０から１２リットルの範囲で変化させ、
鋳込みスラブ幅１２００ｍｍ、１５００ｍｍ、１８００
ｍｍの３種類の連続鋳造スラブを製造し、スラブ横断面
１００ｃｍ2当たりの気泡数を調査した。その結果を図
１に示す。図１に示すとおり、吹込むＡｒガス量を減少
させると連続鋳造スラブ中の気泡数が減少してゆくが、
吐出溶鋼Ｔｏｎ当たり４リットル前後で急激に減少す
る。特に、鋳込みスラブ幅１５００ｍｍ以上では、吹込
むＡｒガス量が吐出溶鋼Ｔｏｎ当たり４リットル前後で
の減少は顕著となっている。
を洗浄する目的で溶鋼中に吹込むＡｒガス量を、吐出溶
鋼Ｔｏｎ当たり０から１２リットルの範囲で変化させ、
鋳込みスラブ幅１２００ｍｍ、１５００ｍｍ、１８００
ｍｍの３種類の連続鋳造スラブを製造し、スラブ横断面
１００ｃｍ2当たりの気泡数を調査した。その結果を図
１に示す。図１に示すとおり、吹込むＡｒガス量を減少
させると連続鋳造スラブ中の気泡数が減少してゆくが、
吐出溶鋼Ｔｏｎ当たり４リットル前後で急激に減少す
る。特に、鋳込みスラブ幅１５００ｍｍ以上では、吹込
むＡｒガス量が吐出溶鋼Ｔｏｎ当たり４リットル前後で
の減少は顕著となっている。
【００１８】実施例２ 表１に示すとおり、ＢＰ環境下での耐ＨＩＣ性に優れた
Ａ〜Ｅ鋼とＮＡＣＥ環境下での耐ＨＩＣ性に優れたＦ〜
Ｊ鋼を溶製し、表２に示す連続鋳造条件で連続鋳造して
スラブとなし、熱間圧延して熱延コイルとしたのち、そ
のまま電縫溶接して電縫鋼管を得た。得られた各電縫鋼
管のＢＰ環境あるいはＮＡＣＥ環境におけるＨＩＣ試験
を実施した。その結果を表２に示す。また、連続鋳造時
に溶鋼中に吹込むＡｒガス量と耐ＨＩＣ性の評価の一つ
である割れ面積率（ＣＡＲ）との関係を図２に示す。な
お、表２中のＡｒガス吹込み量欄は、吐出溶鋼Ｔｏｎ当
たりの量、割れ発生欄の○は割れなし、△はふくれ状微
小割れ、×は割れ大を示す。ＨＩＣ試験は、ＮＡＣＥ
ｓｔａｎｄｅｒｄ ＴＭ−０２−８４に準じて行った。
ただし、表２中の試験結果欄のＢＰ環境は、溶液として
Ｈ2Ｓで飽和したｐＨ４．９〜５．３の人工海水（いわ
ゆるＢＰ溶液）を用い、試験温度２５±３℃、浸漬時間
９６時間である。また、ＮＡＣＥ環境は、溶液としてｐ
Ｈ３．１〜３．５の５％ＮａＣｌ＋０．５％酢酸溶液
（いわゆるＮＡＣＥ溶液）を用い、試験温度２５±３
℃、浸漬時間９６時間である。試験は、各供試電縫鋼管
から採取した試験片を無負荷状態で上記溶液に９６時間
浸漬したのち、断面検鏡によりＨＩＣの有無を判定し
た。試験片は、各供試電縫鋼管より各試験溶液当たり３
個の試験片を採取し、何れの試験片においてもＨＩＣの
発生が認められない場合のみ、ＨＩＣの発生なしと判定
した。
Ａ〜Ｅ鋼とＮＡＣＥ環境下での耐ＨＩＣ性に優れたＦ〜
Ｊ鋼を溶製し、表２に示す連続鋳造条件で連続鋳造して
スラブとなし、熱間圧延して熱延コイルとしたのち、そ
のまま電縫溶接して電縫鋼管を得た。得られた各電縫鋼
管のＢＰ環境あるいはＮＡＣＥ環境におけるＨＩＣ試験
を実施した。その結果を表２に示す。また、連続鋳造時
に溶鋼中に吹込むＡｒガス量と耐ＨＩＣ性の評価の一つ
である割れ面積率（ＣＡＲ）との関係を図２に示す。な
お、表２中のＡｒガス吹込み量欄は、吐出溶鋼Ｔｏｎ当
たりの量、割れ発生欄の○は割れなし、△はふくれ状微
小割れ、×は割れ大を示す。ＨＩＣ試験は、ＮＡＣＥ
ｓｔａｎｄｅｒｄ ＴＭ−０２−８４に準じて行った。
ただし、表２中の試験結果欄のＢＰ環境は、溶液として
Ｈ2Ｓで飽和したｐＨ４．９〜５．３の人工海水（いわ
ゆるＢＰ溶液）を用い、試験温度２５±３℃、浸漬時間
９６時間である。また、ＮＡＣＥ環境は、溶液としてｐ
Ｈ３．１〜３．５の５％ＮａＣｌ＋０．５％酢酸溶液
（いわゆるＮＡＣＥ溶液）を用い、試験温度２５±３
℃、浸漬時間９６時間である。試験は、各供試電縫鋼管
から採取した試験片を無負荷状態で上記溶液に９６時間
浸漬したのち、断面検鏡によりＨＩＣの有無を判定し
た。試験片は、各供試電縫鋼管より各試験溶液当たり３
個の試験片を採取し、何れの試験片においてもＨＩＣの
発生が認められない場合のみ、ＨＩＣの発生なしと判定
した。
【００１９】
【表１】
【００２０】
【表２】
【００２１】表２および図２に示すとおり、ＢＰ環境ま
たはＮＡＣＥ環境下での耐ＨＩＣ性に優れた鋼の連続鋳
造に際し、溶鋼中に吹込むＡｒガス量を、吐出溶鋼Ｔｏ
ｎ当たり４リットル以下とすることによって、従来たび
たび発生していたＨＩＣが皆無となっている。これに対
し、溶鋼中に吹込むＡｒガス量を、吐出溶鋼Ｔｏｎ当た
り５リットル以上とした比較例においては、いずれもＨ
ＩＣが発生すると共に、割れ面積率がいずれも１％を超
えている。
たはＮＡＣＥ環境下での耐ＨＩＣ性に優れた鋼の連続鋳
造に際し、溶鋼中に吹込むＡｒガス量を、吐出溶鋼Ｔｏ
ｎ当たり４リットル以下とすることによって、従来たび
たび発生していたＨＩＣが皆無となっている。これに対
し、溶鋼中に吹込むＡｒガス量を、吐出溶鋼Ｔｏｎ当た
り５リットル以上とした比較例においては、いずれもＨ
ＩＣが発生すると共に、割れ面積率がいずれも１％を超
えている。
【００２２】
【発明の効果】以上述べたとおり、この発明方法によれ
ば、ＢＰ環境またはＮＡＣＥ環境下での耐ＨＩＣ性に優
れた鋼の連続鋳造に際し、溶鋼中に吹込むＡｒガス量
を、吐出溶鋼Ｔｏｎ当たり４リットル以下とする簡単な
操作によって、ＢＰ環境またはＮＡＣＥ環境下での耐Ｈ
ＩＣ性に優れた電縫鋼管用の鋼を製造することができ
る。
ば、ＢＰ環境またはＮＡＣＥ環境下での耐ＨＩＣ性に優
れた鋼の連続鋳造に際し、溶鋼中に吹込むＡｒガス量
を、吐出溶鋼Ｔｏｎ当たり４リットル以下とする簡単な
操作によって、ＢＰ環境またはＮＡＣＥ環境下での耐Ｈ
ＩＣ性に優れた電縫鋼管用の鋼を製造することができ
る。
【図１】実施例１における吐出溶鋼Ｔｏｎ当たりのＡｒ
ガス量とスラブ横断面での気泡数との関係を示すグラフ
である。
ガス量とスラブ横断面での気泡数との関係を示すグラフ
である。
【図２】実施例２における吐出溶鋼Ｔｏｎ当たりのＡｒ
ガス量と割れ面積率との関係を示すグラフである。
ガス量と割れ面積率との関係を示すグラフである。
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．
０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｐ：０．
０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１％
以下、Ｃｕ：０．２〜０．８％、Ｎｉ：０．６％以下を
含有し、さらに、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％
以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．０１〜
０．１０％、Ｖ：０．１％以下のうちの１種または２種
以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からな
る鋼の連続鋳造において、浸漬ノズル閉塞防止のため溶
鋼中に吹込むＡｒガス量を、吐出溶鋼Ｔｏｎ当たり４リ
ットル以下とすることを特徴とする高耐食性電縫鋼管用
鋼の製造方法。 - 【請求項２】 Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．
０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｐ：０．
０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１％
以下、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｎｂ：０．００５
〜０．１％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５％を含有
し、さらに、Ｃｕ：０．２〜０．８％、Ｎｉ：０．６％
以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：
０．１％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残
部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼の連続鋳造に
おいて、浸漬ノズル閉塞防止のため溶鋼中に吹込むＡｒ
ガス量を、吐出溶鋼Ｔｏｎ当たり４リットル以下とする
ことを特徴とする高耐食性電縫鋼管用鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31251393A JP2914138B2 (ja) | 1993-11-17 | 1993-11-17 | 高耐食性電縫鋼管用鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31251393A JP2914138B2 (ja) | 1993-11-17 | 1993-11-17 | 高耐食性電縫鋼管用鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07136748A true JPH07136748A (ja) | 1995-05-30 |
| JP2914138B2 JP2914138B2 (ja) | 1999-06-28 |
Family
ID=18030131
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP31251393A Expired - Fee Related JP2914138B2 (ja) | 1993-11-17 | 1993-11-17 | 高耐食性電縫鋼管用鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2914138B2 (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002323481A (ja) * | 2001-04-27 | 2002-11-08 | Kawasaki Steel Corp | 超音波探傷方法および装置 |
| JP2006281267A (ja) * | 2005-03-31 | 2006-10-19 | Jfe Steel Kk | 高Ｃｒ鋼片の製造方法 |
| WO2011027900A1 (ja) * | 2009-09-02 | 2011-03-10 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管 |
| WO2013190750A1 (ja) * | 2012-06-18 | 2013-12-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 厚肉高強度耐サワーラインパイプおよびその製造方法 |
| WO2014010150A1 (ja) * | 2012-07-09 | 2014-01-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 厚肉高強度耐サワーラインパイプおよびその製造方法 |
| WO2018092605A1 (ja) | 2016-11-16 | 2018-05-24 | 株式会社神戸製鋼所 | 鋼板およびラインパイプ用鋼管並びにその製造方法 |
| KR20190065337A (ko) | 2016-11-16 | 2019-06-11 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 강판 및 라인 파이프용 강관, 및 그의 제조 방법 |
| CN111500939A (zh) * | 2020-05-15 | 2020-08-07 | 佛山科学技术学院 | 一种基于团簇强化的抗hic管道用钢及其制备方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6316548B2 (ja) * | 2013-07-01 | 2018-04-25 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐水素誘起割れ性と靭性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管 |
-
1993
- 1993-11-17 JP JP31251393A patent/JP2914138B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002323481A (ja) * | 2001-04-27 | 2002-11-08 | Kawasaki Steel Corp | 超音波探傷方法および装置 |
| JP2006281267A (ja) * | 2005-03-31 | 2006-10-19 | Jfe Steel Kk | 高Ｃｒ鋼片の製造方法 |
| WO2011027900A1 (ja) * | 2009-09-02 | 2011-03-10 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管 |
| JP5131714B2 (ja) * | 2009-09-02 | 2013-01-30 | 新日鐵住金株式会社 | 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管 |
| CN104364406A (zh) * | 2012-06-18 | 2015-02-18 | 杰富意钢铁株式会社 | 厚壁高强度耐酸性管线管及其制造方法 |
| WO2013190750A1 (ja) * | 2012-06-18 | 2013-12-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 厚肉高強度耐サワーラインパイプおよびその製造方法 |
| JPWO2013190750A1 (ja) * | 2012-06-18 | 2016-02-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 厚肉高強度耐サワーラインパイプおよびその製造方法 |
| CN104364406B (zh) * | 2012-06-18 | 2016-09-28 | 杰富意钢铁株式会社 | 厚壁高强度耐酸性管线管及其制造方法 |
| WO2014010150A1 (ja) * | 2012-07-09 | 2014-01-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 厚肉高強度耐サワーラインパイプおよびその製造方法 |
| JPWO2014010150A1 (ja) * | 2012-07-09 | 2016-06-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 厚肉高強度耐サワーラインパイプおよびその製造方法 |
| WO2018092605A1 (ja) | 2016-11-16 | 2018-05-24 | 株式会社神戸製鋼所 | 鋼板およびラインパイプ用鋼管並びにその製造方法 |
| KR20190065337A (ko) | 2016-11-16 | 2019-06-11 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 강판 및 라인 파이프용 강관, 및 그의 제조 방법 |
| CN111500939A (zh) * | 2020-05-15 | 2020-08-07 | 佛山科学技术学院 | 一种基于团簇强化的抗hic管道用钢及其制备方法 |
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|---|---|
| JP2914138B2 (ja) | 1999-06-28 |
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