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JP6635231B2 - ラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびにラインパイプの製造方法 - Google Patents
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Description

本発明は、ラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびにラインパイプの製造方法に関する。本発明は、石油や天然ガス輸送用のラインパイプ、特に、高い耐コラプス性能が要求される海底パイプラインへの使用に好適な、ラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびにラインパイプの製造方法に関する。なお、本発明の圧縮強度は、特に断らない限り、０．５％圧縮耐力のことを言い、圧縮降伏強度とも称する。
近年のエネルギー需要の増大に伴って、石油や天然ガスパイプラインの開発が盛んになっており、ガス田や油田の遠隔地化や輸送ルートの多様化のため、海洋を渡るパイプラインも数多く開発されている。海底パイプラインに使用されるラインパイプには水圧によるコラプス（圧潰）を防止するため、陸上パイプラインよりも管厚が厚いものが用いられ、また高い真円度が要求される。さらに、ラインパイプの特性として、外圧によって管周方向に生じる圧縮応力に対抗するため高い圧縮強度が必要となる。
ＵＯＥ鋼管は造管最終工程において拡管プロセスがあり管周方向に引張変形が与えられた後に圧縮を受けることになるため、バウシンガー効果による圧縮降伏強度の低下が問題となっている。
ＵＯＥ鋼管の耐コラプス性向上に関しては多くの検討がなされており、特許文献１には通電加熱で鋼管を加熱し拡管を行った後に一定時間以上温度を保持する方法が開示されている。
また、同様に拡管後に加熱を行いバウシンガー効果による圧縮降伏強度低下を回復させる方法として、特許文献２には鋼管外表面を内表面より高い温度に加熱することで、外面側の引張変形を受けた部分のバウシンガー効果を回復し内面側の圧縮の加工硬化を維持する方法が、また、特許文献３にはＮｂ、Ｔｉを添加した鋼の鋼板製造工程で熱間圧延後の加速冷却をＡｒ３点以上の温度から３００℃以下まで行い、ＵＯＥプロセスで鋼管とした後に加熱を行う方法がそれぞれ提案されている。
一方、拡管後に加熱を行わずに鋼管の成形方法によって圧縮強度を高める方法としては、特許文献４にＯプレスでの成型時の圧縮率をその後の拡管率よりも大きくする方法が開示されている。
また、特許文献５には、圧縮強度の低い溶接部近傍と溶接部から１８０°の位置の直径が鋼管の最大径となるようにすることで耐コラプス性能を高める方法が開示されている。
さらに、特許文献６には加速冷却後に再加熱を行い鋼板表層部の硬質第２相分率を低減することによりバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい鋼板が提案されている。
また、特許文献７には加速冷却後の再加熱処理において鋼板中心部の温度上昇を抑制しつつ鋼板表層部を加熱する、板厚が３０ｍｍ以上の高強度耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法が提案されている。
特開平９−４９０２５号公報 特開２００３−３４２６３９号公報 特開２００４−３５９２５号公報 特開２００２−１０２９３１号公報 特開２００３−３４０５１９号公報 特開２００８−５６９６２号公報 特開２００９−５２１３７号公報
特許文献１に記載の方法によれば、拡管によって導入された転位が回復し圧縮強度が上昇する。しかしながら、拡管後に５分以上通電加熱を続ける必要があり、生産性が劣る。
特許文献２に記載の方法では、鋼管の外表面と内表面の加熱温度と加熱時間を別々に管理しなければならない。これは実製造上困難であり、大量生産工程において品質を管理することは極めて困難である。また、特許文献３に記載の方法は鋼板製造における加速冷却停止温度を３００℃以下の低い温度にする必要がある。このため、鋼板の歪が大きくなりＵＯＥプロセスで鋼管とした場合の真円度が低下し、さらにはＡｒ３点以上から加速冷却を行うために比較的高い温度で圧延を行う必要があり靱性が劣化するという問題がある。
特許文献４に記載の方法によれば、実質的に管周方向の引張予歪が無いためバウシンガー効果が発現されず高い圧縮強度が得られる。しかしながら、拡管率が低いと鋼管の真円度を維持することが困難となり、鋼管の耐コラプス性能が劣化するおそれがある。
実際のパイプラインの敷設時においてコラプスが問題になるのは、海底に到達したパイプが曲げ変形を受ける部分（サグベンド部）である。パイプラインは鋼管の溶接部の位置とは無関係に円周溶接され海底に敷設される。このため、仮に、特許文献５に記載されたように、鋼管断面の最大径の部分がシーム溶接部となるように造管加工および溶接を実施して鋼管を製造しても、実際のパイプライン敷設時におけるシーム溶接部の位置が特定できない。したがって、特許文献５の技術は実際上何ら効果を発揮しない。
特許文献６に記載の鋼板は、再加熱時に鋼板の中心部まで加熱を行う必要があり、ＤＷＴＴ（Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅｓｔ：落重引裂試験）性能の低下を招くおそれがあるため、深海用の厚肉のラインパイプへの適用は困難である。また、鋼板の厚肉化の観点からも改善の余地がある。
特許文献７に記載の方法によれば、ＤＷＴＴ（Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅｓｔ：落重引裂試験）性能の低下を抑制しつつ鋼板表層部の硬質第２相分率が低減される。このため、鋼板表層部の硬度を低減し材質バラツキの小さな鋼板が得られるだけでなく、硬質第２相低減によるバウシンガー効果の低下も期待される。しかし、特許文献７に記載の技術はＤＷＴＴ性能を確保しつつＸ７０グレード以上の強度を安定的に得ることは困難である。
本発明は上記事情に鑑みてなされたもので、板厚３０ｍｍ以上の厚肉で、海底パイプラインへ適用するために必要な高強度を有し、低温靱性およびＤＷＴＴ性能に優れるラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびにラインパイプの製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、バウシンガー効果による圧縮強度低下の抑制と、強度および靭性を両立させるために鋭意検討した。その結果、以下の知見を得た。
（ａ）バウシンガー効果による圧縮強度低下は、異相界面や硬質第２相での転位集積による逆応力（背応力とも言う。）の発生が原因であり、その防止には、第一に転位の集積場所となる軟質相と硬質相との界面を少なくするために、均質な組織とすることが効果的である。そのため、金属組織は、軟質なポリゴナルフェライトや硬質な島状マルテンサイトの生成を抑制したベイナイトを主体とした組織とすることで、バウシンガー効果による圧縮強度低下を抑制できる。
（ｂ）加速冷却によって製造される高強度鋼、特に海底パイプラインに使われるような厚肉の鋼板は、必要な強度を得るために合金元素を多く含有するために焼入れ性が高く、島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ； 以下、単にＭＡと称することもある。）の生成を完全に抑制することは困難である。しかし、加速冷却の最適化によりＭＡをセメンタイトに分解することで、バウシンガー効果による圧縮強度低下を抑制できる。
（ｃ）低温靱性を高めるためには、鋼板の熱間圧延時の圧延温度を低温化し組織を微細化することが有効である。しかしながら、圧延温度が低すぎるとポリゴナルフェライトが生成し、加速冷却後の組織がベイナイトとポリゴナルフェライトの混合した組織となりバウシンガー効果が大きくなる。一方で、成分組成を適正化することで、低温で圧延後のポリゴナルフェライト生成を抑制することができ、低温靭性と圧縮強度とを両立できる。さらに、熱間圧延時の圧下量を管理することで、変態の核となる変形帯を多く導入し、組織を微細化することが可能となり、板厚３０ｍｍ以上の厚肉鋼板においても、高い低温靭性が得られる。
本発明は、上記した知見に、さらに検討を加えて完成されたものである。本発明の要旨は次のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．２０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０８％以下を含有し、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下の１種以上を含有し、（１）式で表されるＣｅｑ値が０．３５０以上、（２）式で表されるＰｃｍ値が０．２０以下、（３）式で表されるＡｒ３変態点が７５０℃以下であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼を、１０００〜１２００℃の温度に加熱し、未再結晶温度域の累積圧下率が６０％以上で、かつ、（圧延終了温度＋２０℃）以下の温度域の累積圧下率が５０％以上、圧延終了温度がＡｒ３変態点以上７９０℃以下の熱間圧延を行った後、Ａｒ３変態点以上の冷却開始温度から１０℃／ｓ以上の冷却速度で鋼板表面温度が３００〜５００℃まで加速冷却を行う、引張強度５７０ＭＰａ以上、圧縮強度４４０ＭＰａ以上、板厚３０ｍｍ以上のラインパイプ用鋼材の製造方法。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（１）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０ ・・・（２）
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ・・・（３）
但し、（１）〜（３）式の元素記号は含有元素の質量％を示し、含有しない場合は０とする。
［２］［１］に記載の方法で製造されたラインパイプ用鋼材を、冷間成形により鋼管形状とし、突合せ部をシーム溶接後、拡管率が１．２％以下で拡管して鋼管を製造する、引張強度５７０ＭＰａ以上、圧縮強度４４０ＭＰａ以上、板厚３０ｍｍ以上のラインパイプの製造方法。
［３］質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．２０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０８％以下を含有し、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下の１種以上を含有し、（１）式で表されるＣｅｑ値が０．３５０以上、（２）式で表されるＰｃｍ値が０．２０以下、（３）式で表されるＡｒ３変態点が７５０℃以下であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
金属組織がベイナイト主体であり、板厚１／４位置において、ポリゴナルフェライトの面積分率が１０％以下で、かつ、島状マルテンサイトの面積分率が５％以下であり、板厚１／２位置のベイナイトの平均粒径が１０μｍ以下である、
引張強度５７０ＭＰａ以上、圧縮強度４４０ＭＰａ以上、板厚３０ｍｍ以上のラインパイプ用鋼材。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（１）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０ ・・・（２）
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ・・・（３）
但し、（１）〜（３）式の元素記号は含有元素の質量％を示し、含有しない場合は０とする。
［４］［３］に記載のラインパイプ用鋼材を、冷間成形により鋼管形状とし、突合せ部をシーム溶接後、拡管率が１．２％以下で拡管して鋼管を製造する、引張強度５７０ＭＰａ以上、圧縮強度４４０ＭＰａ以上、板厚３０ｍｍ以上のラインパイプの製造方法。
本発明によれば、高強度であり低温靱性およびＤＷＴＴ性能に優れたラインパイプ用鋼材を得ることができる。本発明は、海底パイプラインへの使用に好適である。
また、本発明によれば、鋼管成形での特殊な成形条件や、造管後の熱処理を必要とせず、低温靭性に優れた、圧縮強度の高い厚肉のラインパイプを提供できる。
以下に、本発明の実施形態を説明する。なお、成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
１．化学成分について
Ｃ：０．０３０〜０．１０％
Ｃは、加速冷却によって製造される鋼板の強度を高めるために最も有効な元素である。しかし、０．０３０％未満では十分な強度を確保できず、一方、０．１０％を超えると靭性を劣化させるだけでなく、ＭＡの生成が促進されるため、圧縮強度の低下を招く。従って、Ｃ含有量を０．０３０〜０．１０％に規定する。好ましくは、０．０４０％以上であり、好ましくは０．０９８％以下である。
Ｓｉ：０．０１〜０．２０％
Ｓｉは脱酸のため含有させる。しかし、０．０１％未満では脱酸効果が十分でなく、一方、０．２０％を超えると靭性を劣化させるだけでなく、ＭＡ生成が促進されるため、圧縮強度の低下を招く。従って、Ｓｉ含有量を０．０１〜０．２０％に規定する。好ましくは、０．０３％以上であり、好ましくは０．１５％以下である。
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎ：１．０〜２．０％とする。Ｍｎは強度および靭性向上のために含有する。しかし、１．０％未満ではその効果が十分でなく、一方、２．０％を超えると靭性の劣化を招く。従って、Ｍｎ含有量を１．０〜２．０％に規定する。好ましくは、１．５％以上であり、好ましくは１．９５％以下である。
Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％
Ｎｂは組織の微細化により靭性を向上させ、さらに炭化物を形成し、強度上昇に寄与する。しかし、０．００５％未満ではその効果が十分でなく、一方、０．０５０％を超えると溶接熱影響部靭性の劣化を招く。従って、Ｎｂ含有量を０．００５〜０．０５０％に規定する。好ましくは、０．０１０％以上であり、好ましくは０．０４０％以下である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
ＴｉはＴｉＮのピニング効果により、スラブ加熱時のオーステナイト粗大化を抑制し、靭性を向上させる。しかし、０．００５％未満ではその効果が十分でなく、一方、０．０２５％を超えると靭性の劣化を招く。従って、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．０２５％に規定する。好ましくは、０．００８％以上であり、好ましくは０．０２３％以下である。
Ａｌ：０．０８％以下
Ａｌは脱酸剤として含有する。しかし、０．０８％を超えると鋼の清浄度が低下し、靭性の劣化を招く。従って、Ａｌ含有量を０．０８％以下に規定する。好ましくは、０．０５％以下である。
さらに、本発明では、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下の１種以上を含有する。
Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは、靱性の改善と強度の上昇に有効な元素である。しかし、０．５％を超えると溶接部のＨＡＺ靱性が劣化する。従って、Ｃｕを含有する場合は０．５％以下とする。一方、下限は特に限定されず、Ｃｕを含有する場合の含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、靱性の改善と強度の上昇に有効な元素である。しかし、１．０％を超えると溶接部のＨＡＺ靱性が劣化するおそれがある。従って、Ｎｉを含有する場合は１．０％以下とする。一方、下限は特に限定されず、Ｎｉを含有する場合の含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは、焼き入れ性を高めることで強度の上昇に有効な元素である。しかし、１．０％を超えると溶接部のＨＡＺ靱性を劣化させる。従って、Ｃｒを含有する場合は１．０％以下とする。一方、下限は特に限定されず、Ｃｒを含有する場合の含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは、靱性の改善と強度の上昇に有効な元素である。しかし、０．５％を超えると溶接部のＨＡＺ靱性が劣化するおそれがある。従って、Ｍｏを含有する場合は０．５％以下とする。一方、下限は特に限定されず、Ｍｏを含有する場合の含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｖ：０．１％以下
Ｖは、ＮｂやＴｉと同様に複合炭化物を生成し、析出強化による強度上昇に極めて有効な元素である。しかし、０．１％を超えると溶接部のＨＡＺ靱性が劣化するおそれがある。従って、Ｖを含有する場合は０．１％以下とする。一方、下限は特に限定されず、Ｖを含有する場合の含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
さらに本発明では、（１）式で表されるＣｅｑ値が０．３５０以上、（２）式で表されるＰｃｍ値が０．２０以下、（３）式で表されるＡｒ３変態点が７５０℃以下であることを特徴とする。
Ｃｅｑ値：０．３５０以上
Ｃｅｑ値は０．３５０以上とする。Ｃｅｑ値は下記（１）式で表される。Ｃｅｑ値は母材強度と相関があり、強度の指標として用いられる。Ｃｅｑ値が０．３５０未満では引張強度５７０ＭＰａ以上の高強度が得られない。従って、Ｃｅｑ値を０．３５０以上に規定する。好ましくは、Ｃｅｑ値は０．３６０以上である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（１）
但し、（１）式の元素記号は含有元素の質量％を示し、含有しない場合は０とする。
Ｐｃｍ値：０．２０以下
Ｐｃｍ値は０．２０以下とする。Ｐｃｍ値は下記（２）式で表される。Ｐｃｍ値は溶接性の指標として用いられ、Ｐｃｍ値が高いほど溶接ＨＡＺ部の靭性が劣化する。特に厚肉高強度鋼では、その影響が顕著となるため、Ｐｃｍを厳しく制限する必要がある。従って、Ｐｃｍ値を０．２０以下に規定する。好ましくは、Ｐｃｍ値は０．１９以下である。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０ ・・・（２）
但し、（２）式の元素記号は含有元素の質量％を示し、含有しない場合は０とする。
Ａｒ３変態点：７５０℃以下
Ａｒ３変態点は７５０℃以下とする。下記（３）式は、Ａｒ３変態点を表す式である。Ａｒ３変態点が高いほど高温でフェライトが生成するため、本発明の金属組織を得ることが困難となり、また、圧縮強度と靭性の両立が困難となる。従って、Ａｒ３変態点が７５０℃以下となるように、成分組成を制御する。
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ・・・（３）
但し、（３）式の元素記号は含有元素の質量％を示し、含有しない場合は０とする。
上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の作用効果を害さない範囲であれば、上記以外の元素を含有してもかまわない。
２．金属組織について
ベイナイト主体
本発明の金属組織は、バウシンガー効果による圧縮強度低下を抑制する観点から、ベイナイト主体とする。なお、本発明の金属組織がベイナイト主体であるとは、金属組織全体に対して、ベイナイトの面積分率が８５％以上であることをいう。バウシンガー効果による圧縮強度低下を抑制するためには、異相界面や硬質第２相での転位集積を避けるため、ベイナイト単相の金属組織であることが望ましい。なお、ベイナイト以外の残部組織が１５％以下であれば許容される。また、ベイナイトの面積分率は、板厚１／４位置における値である。
板厚１／４位置において、ポリゴナルフェライトの面積分率が１０％以下で、かつ、島状マルテンサイトの面積分率が５％以下
バウシンガー効果を抑制し高い圧縮強度をえるためには、軟質なポリゴナルフェライト相や硬質な島状マルテンサイトのない均一な組織とし、変形時の組織内部で生じる局所的な転位の集積を抑制することが望ましい。そのため、前述したようにベイナイト主体の組織とするとともに、板厚１／４位置において、ポリゴナルフェライトの面積分率が１０％以下で、かつ、島状マルテンサイトの面積分率が５％以下に規定する。なお、ポリゴナルフェライトおよび島状マルテンサイトの面積分率はいずれも０％であっても構わない。
板厚１／２位置のベイナイトの平均粒径が１０μｍ以下
厚肉材の場合、特に板厚１／２位置で十分な母材靱性を得るためには、微細な組織が有効である。そのような効果は、板厚１／２位置のベイナイト粒径を１０μｍ以下にすることで得られる。従って、板厚１／２位置のベイナイトの平均粒径を１０μｍ以下に規定する。
なお、本発明の金属組織は、上記の構成を備えれば、ベイナイト、ポリゴナルフェライト、島状マルテンサイト以外のその他の相を含んでも良い。なお、その他の相として、例えば、パーライト、セメンタイト、マルテンサイト等がある。これらその他の相は少ない方が好ましく、板厚１／４位置において、面積率で５％以下とすることが好ましい。
３．ラインパイプ用鋼材の製造方法
本発明のラインパイプ用鋼材の製造方法は、上述した化学成分を含有する鋼スラブを、加熱し熱間圧延を行った後、加速冷却を施す。以下に、製造条件の限定理由について説明する。なお、以下の説明において、特に断らない限り、温度は鋼板（鋼材）の板厚方向の平均温度とする。鋼板（鋼材）の板厚方向の平均温度は、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められる。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより、鋼板（鋼材）の板厚方向の平均温度が求められる。
鋼スラブ加熱温度：１０００〜１２００℃
鋼スラブ加熱温度は、１０００℃未満ではＮｂＣの固溶が不十分で、その後の析出による強化が得られない。一方、１２００℃を超えると、低温靱性が劣化する。従って、鋼スラブ加熱温度は１０００〜１２００℃に規定する。好ましくは、１０００℃以上であり、好ましくは１１５０℃以下である。
未再結晶温度域の累積圧下率：６０％以上、かつ、（圧延終了温度＋２０℃）以下の温度域の累積圧下率：５０％以上
高い母材靱性を得るためには、熱間圧延工程において未再結晶温度域で十分な圧下を行う必要がある。しかし、未再結晶温度域の累積圧下率が６０％未満、または、（圧延終了温度＋２０℃）以下の温度域の累積圧下量が５０％未満では、結晶粒の微細化効果が不十分である。このため、未再結晶温度域の累積圧下率を６０％以上かつ、（圧延終了温度＋２０℃）以下の温度域の累積圧下量が５０％以上とする。未再結晶温度域の累積圧下率は、好ましくは６５％以上である。（圧延終了温度＋２０℃）以下の温度域の累積圧下率は、好ましくは５５％以上である。
圧延終了温度：Ａｒ３変態点以上７９０℃以下
バウシンガー効果による強度低下を抑制するためには、金属組織をベイナイト主体の組織としポリゴナルフェライトなどの軟質な組織の生成を抑制する必要がある。そのため、熱間圧延は、ポリゴナルフェライトが生成しない温度域であるＡｒ３変態点以上の温度域で実施することが必要である。従って、圧延終了温度はＡｒ３変態点以上に規定する。さらに，高い母材靱性を得るためにはＡｒ３変態点以上の温度域の中でも低温域で圧延を実施する必要があるため、圧延終了温度の上限を７９０℃とする。圧延終了温度は好ましくは７８０℃以下である。
冷却開始温度：Ａｒ３変態点以上
冷却開始温度がＡｒ３変態点未満では、板厚１／４位置におけるポリゴナルフェライトの面積分率が１０％を超えて、バウシンガー効果のため、十分な圧縮強度を確保できない。従って、冷却開始温度はＡｒ３変態点以上に規定する。好ましくは、（Ａｒ３変態点＋１０℃）以上である。
なお、Ａｒ３変態点は上述したように、（３）式により求めることができる。
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ・・・（３）
但し、（３）式の元素記号は含有元素の質量％を示し、含有しない場合は０とする。
冷却速度：１０℃／ｓ以上
冷却速度を１０℃／ｓ以上で行う加速冷却は、高強度で高靱性の鋼板を得るために不可欠なプロセスであり、高い冷却速度で冷却することで変態強化による強度上昇効果が得られる。しかし、冷却速度が１０℃／ｓ未満では十分な強度が得られないだけでなく、冷却中にＣの拡散が生じるため未変態オーステナイトへＣの濃化が起こり、ＭＡの生成量が多くなる。前述のように、ＭＡ等の硬質第２相の存在によって、バウシンガー効果が促進されるため、圧縮強度の低下を招く。しかし、冷却速度が１０℃／ｓ以上であれば冷却中のＣの拡散が少なく、ＭＡの生成も抑制される。従って、加速冷却時の冷却速度は１０℃／ｓ以上に規定する。好ましくは、２０℃／ｓ以上である。
冷却停止温度：鋼板表面温度が３００〜５００℃
圧延終了後の加速冷却で鋼板表面温度が３００〜５００℃まで急冷することにより、ＭＡやパーライトの生成を抑制し、ベイナイト主体の均一な組織が得られる。しかし、冷却停止温度が３００℃未満では、ＭＡが生成し、バウシンガー効果による圧縮強度低下や、靭性の劣化を招く。鋼板表面での冷却停止温度を３００℃以上とすることで復熱によりＭＡが分解するため、均質な組織を得られる。一方、冷却停止温度が５００℃を超えると、パーライトが生成して、十分な強度が得られないだけでなく、バウシンガー効果により圧縮強度の低下を招く。従って、冷却停止温度は鋼板表面温度が３００〜５００℃に規定する。好ましくは、３５０℃以上であり、好ましくは４９０℃以下である。
４．ラインパイプの製造方法
本発明は上述の方法によって製造された鋼板（鋼材）を用いて鋼管（ラインパイプ）となす。鋼材の成形方法としては、ＵＯＥプロセスやプレスベンド（ベンディングプレスとも称する。）等の冷間成形によって鋼管形状に成形する方法が挙げられる。ＵＯＥプロセスでは、素材となる鋼板（鋼材）の幅方向端部に開先加工を施したのち、Ｃ字状のプレス機を用いて鋼板の幅方向端部の端曲げを行い、続いて、Ｕ字状及びＯ字状のプレス機を用いて鋼板の幅方向端部同士が対向するように鋼板を円筒形状に成形する。次いで、鋼板の対向する幅方向端部を突き合わせて溶接する。この溶接をシーム溶接と呼ぶ。このシーム溶接においては、円筒形状の鋼板を拘束し、対向する鋼板の幅方向端部同士を突き合わせて仮付溶接する仮付溶接工程と、サブマージアーク溶接法によって鋼板の突合せ部の内外面にシーム溶接を施す本溶接工程との、二段階の工程を有する方法が好ましい。シーム溶接を行った後に、溶接残留応力の除去と鋼管真円度の向上のため、拡管を行う。拡管工程において拡管率（拡管前の管の外径に対する拡管前後の外径変化量の比）は、１．２％以下とする。これは、拡管率が大きすぎるとバウシンガー効果により圧縮強度の低下が大きくなるためであり、拡管率は１．０%以下であることが好ましい。なお、溶接残留応力を低減し、また、鋼管の真円度を向上させる観点から、拡管率は０．４％以上であることが好ましく、０．６％以上であることがより好ましい。
プレスベンドの場合には、鋼板に三点曲げを繰り返すことにより逐次成形し、ほぼ円形の断面形状を有する鋼管を製造する。その後は、上述のＵＯＥプロセスと同様に、シーム溶接を実施する。プレスベンドの場合にも、シーム溶接の後、拡管を実施してもよい。
表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｋ）を連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて板厚３５〜４０ｍｍの鋼板（Ｎｏ．１〜２５）を製造した。これらの鋼板を用いて、ＵＯＥプロセスにより鋼管を製造した。シーム溶接は内外面各１パスの４電極サブマージアーク溶接で行い、溶接時の入熱は鋼板の板厚に応じて２０〜８０ｋＪ／ｃｍの範囲とした。鋼板製造条件および鋼管製造条件（拡管率）を表２に示す。
Figure 0006635231
Figure 0006635231
以上のようにして製造した鋼管の引張特性について、管周方向の全厚試験片を引張試験片として引張試験を行い、引張強度を測定した。圧縮試験は鋼管の鋼管内面側の位置より管周方向に直径２０ｍｍ、長さ６０ｍｍの試験片を採取し、圧縮試験により圧縮降伏強度として０．５％圧縮耐力を測定した。
また、鋼管の管周方向より採取したＤＷＴＴ試験片により延性破面率が８５％となる温度を８５％ＳＡＴＴとして求めた。
継手のＨＡＺ靭性は、延性破面率が５０％となる温度をｖＴｒｓとして求めた。切欠き位置は、シャルピー試験片のノッチ底中央に溶融線があり、ノッチ底に溶接金属と母材（含溶接熱影響部）が１：１となる位置とした。
金属組織は、鋼管の内面側の板厚１／４位置からサンプルを採取し、研磨後ナイタールによるエッチングを行い光学顕微鏡で観察を行った。そして、２００倍で撮影した写真３枚を用いて画像解析によりベイナイトおよびポリゴナルフェライトの面積分率を求めた。ＭＡの観察は、ベイナイトおよびポリゴナルフェライトの面積分率を測定したサンプルを用いて、ナイタールエッチング後に電解エッチング（２段エッチング）を行い、その後走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）による観察を行った。そして、１０００倍で撮影した写真３枚から画像解析によってＭＡの面積分率を求めた。ベイナイトの平均粒径は、鋼管の内面側の板厚１／２位置からサンプルを採取し、研磨後ナイタールによるエッチングを行い光学顕微鏡で観察した顕微鏡写真を用いて線分法によって求めた。
なお、実施例では鋼管における金属組織を特定したが、この結果は鋼板（鋼材）の金属組織として扱うことができる。
金属組織および機械的特性の結果を表３に示す。
Figure 0006635231
表３において、Ｎｏ．１〜１０はいずれも、引張強度が５７０ＭＰａ以上、圧縮強度が４４０ＭＰａ以上であり、ＤＷＴＴ性能は８５％ＳＡＴＴが−１０℃以下、ＨＡＺ靭性が−２０℃以下と、評価結果がいずれも良好であった。
一方、Ｎｏ．１１〜２０は、成分組成が本発明の範囲内であるが、製造方法が本発明の範囲外であるため、所望の金属組織が得られていない。その結果、引張強度、圧縮強度またはＤＷＴＴ特性のいずれかが劣っている。Ｎｏ．２１〜２５は化学成分が本発明の範囲外であるため、引張強度、圧縮強度、ＤＷＴＴ特性またはＨＡＺ靭性のいずれかが劣っている。
本発明によれば、高強度であり低温靱性およびＤＷＴＴ性能に優れたＡＰＩ−Ｘ７０グレード以上の鋼管が得られる。したがって、本発明の鋼管を、高い耐コラプス性能が要求される深海用ラインパイプへ適用することができる。

Claims (4)

  1. 質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．１０％、
    Ｓｉ：０．０１〜０．２０％、
    Ｍｎ：１．０〜２．０％、
    Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
    Ａｌ：０．０８％以下を含有し、
    さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、
    Ｎｉ：１．０％以下、
    Ｃｒ：１．０％以下、
    Ｍｏ：０．５％以下、
    Ｖ：０．１％以下の１種以上を含有し、（１）式で表されるＣｅｑ値が０．３５０以上、（２）式で表されるＰｃｍ値が０．２０以下、（３）式で表されるＡｒ３変態点が７５０℃以下であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼を、１０００〜１２００℃の温度に加熱し、未再結晶温度域の累積圧下率が６０％以上で、かつ、（圧延終了温度＋２０℃）以下の温度域の累積圧下率が５０％以上、圧延終了温度がＡｒ３変態点以上７９０℃以下の熱間圧延を行った後、Ａｒ３変態点以上の冷却開始温度から１０℃／ｓ以上の冷却速度で鋼板表面温度が３００〜５００℃まで加速冷却を行う、金属組織が、板厚１／４位置において、ベイナイトの面積分率が８５％以上であり、ポリゴナルフェライトの面積分率が１０％以下で、かつ、島状マルテンサイトの面積分率が５％以下であり、板厚１／２位置のベイナイトの平均粒径が１０μｍ以下である、引張強度５７０ＭＰａ以上、圧縮強度４４０ＭＰａ以上、板厚３０ｍｍ以上のラインパイプ用鋼材の製造方法。
    Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（１）
    Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０ ・・・（２）
    Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ・・・（３）
    但し、（１）〜（３）式の元素記号は含有元素の質量％を示し、含有しない場合は０とする。
  2. 請求項１に記載の方法で製造されたラインパイプ用鋼材を、冷間成形により鋼管形状とし、突合せ部をシーム溶接後、拡管率が１．２％以下で拡管して鋼管を製造する、引張強度５７０ＭＰａ以上、圧縮強度４４０ＭＰａ以上、板厚３０ｍｍ以上のラインパイプの製造方法。
  3. 質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．１０％、
    Ｓｉ：０．０１〜０．２０％、
    Ｍｎ：１．０〜２．０％、
    Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
    Ａｌ：０．０８％以下を含有し、
    さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、
    Ｎｉ：１．０％以下、
    Ｃｒ：１．０％以下、
    Ｍｏ：０．５％以下、
    Ｖ：０．１％以下の１種以上を含有し、（１）式で表されるＣｅｑ値が０．３５０以上、（２）式で表されるＰｃｍ値が０．２０以下、（３）式で表されるＡｒ３変態点が７５０℃以下であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    金属組織が、板厚１／４位置において、ベイナイトの面積分率が８５％以上であり、ポリゴナルフェライトの面積分率が１０％以下で、かつ、島状マルテンサイトの面積分率が５％以下であり、板厚１／２位置のベイナイトの平均粒径が１０μｍ以下である、
    引張強度５７０ＭＰａ以上、圧縮強度４４０ＭＰａ以上、板厚３０ｍｍ以上のラインパイプ用鋼材。
    Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（１）
    Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０ ・・・（２）
    Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ・・・（３）
    但し、（１）〜（３）式の元素記号は含有元素の質量％を示し、含有しない場合は０とする。
  4. 請求項３に記載のラインパイプ用鋼材を、冷間成形により鋼管形状とし、突合せ部をシーム溶接後、拡管率が１．２％以下で拡管して鋼管を製造する、引張強度５７０ＭＰａ以上、圧縮強度４４０ＭＰａ以上、板厚３０ｍｍ以上のラインパイプの製造方法。
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