JP4969915B2 - 耐歪時効性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及び高強度ラインパイプ用鋼板並びにそれらの製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、原油、天然ガス等を輸送するためのパイプラインに好適な高強度ラインパイプ用鋼管及びその素材である高強度ラインパイプ用鋼管並びにそれらの製造方法に関する。
原油、天然ガス等の長距離輸送方法として重要なパイプラインの幹線に使用されるラインパイプ用鋼管として、米国石油協会（ＡＰＩ）規格でＸ８０以下までの高強度鋼管の実用化が進められている。これまでに、高強度、高靭性のラインパイプ用鋼管が提案されている（例えば、特許文献１）が、（１）高圧化による輸送効率の向上や、（２）ラインパイプの外径及び重量の低減による現地施工能率の向上のため、更に高強度のラインパイプが要望されている。
例えば、９００ＭＰａ以上の引張強さを有するＸ１２０級のラインパイプを使用すると、内圧、即ち原油又は天然ガスの圧力をＸ６５級のラインパイプの約２倍にすることができるため、約２倍の量の原油又は天然ガスを輸送することが可能になる。また、ラインパイプの強度を高めて耐内圧強度を向上させると、肉厚を厚くする場合と比較して、材料費、輸送費、現地溶接施工費を削減することが可能になり、パイプライン敷設費を大幅に節約することができる。
また、パイプラインは寒冷地に敷設されることも多いため低温靭性に優れることが必須である。更に、施工時にはラインパイプ同士の端部が接合されるため、優れた現地溶接性も要求される。このような要求を満足し、特許文献１に提案されたラインパイプ用鋼管よりも高強度であるＸ１２０級のラインパイプに好適な、母材のミクロ組織がベイナイトとマルテンサイトとの混合組織を主体とする高強度ラインパイプ用鋼管が提案されている（例えば、特許文献２〜４）。
更に、パイプラインの長手方向の許容歪を高めるために、長手方向の降伏強度を低下させたラインパイプ用鋼管の開発が進められているが、近年、鋼管の外面の腐食を防止するための防食塗装による歪時効が問題になっている。これは、防食塗装の効果が優れたフュージョンボンドエポキシ等の加熱溶融タイプが使用されることが原因である。鋼管に加熱溶融タイプの防食塗装を施す場合、鋼管は２００〜２５０℃に加熱される。特に、鋼板を冷間で管状に成形し、突合せ部を溶接後、拡管される鋼管、例えばＵＯＥ鋼管では、歪が導入されているため、いわゆる歪時効によって長手方向の降伏強度が上昇するという問題が顕著である。歪時効は、歪が導入された鋼が加熱された際に、Ｃ原子の転位への固着や微細析出物の生成などによって、強度が上昇する現象である。しかし、特許文献１〜４に提案されている鋼管は、何れも歪時効に対して配慮されたものではない。
このような問題に対し、耐歪時効性に優れた鋼管が提案されている（例えば、特許文献５〜７）が、これらは、熱間圧延後、加熱を行うものである。そのため、熱間圧延機に隣接して加熱装置を設けるか、別工程での熱処理を行う必要があり、製造コストが増大し、生産性が損なわれる。
本発明は、耐内圧強度を維持するために周方向の引張強さを９００ＭＰａ以上とした、ＡＰＩ規格Ｘ１２０相当の高強度ラインパイプ用鋼管であって、鋼板を管状に成形し、突合せ部をアーク溶接した後、拡管された鋼管の、長手方向の降伏強度の耐食塗装時の加熱による上昇を熱処理することなく抑制し、耐歪時効性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管、更には高強度ラインパイプ用鋼管の素材として用いられる高強度ラインパイプ用鋼板とそれらの製造方法を提供するものである。
本発明者は、周方向の引張強さが９００ＭＰａ以上で、低温靭性、溶接性に優れ、さらに長手方向の降伏強度が２００〜２５０℃の加熱によって大きく上昇しない高強度ラインパイプ用鋼管を得るため、Ｍｏ及びＭｎの含有量に着目し、鋭意研究を行った。その結果、Ｍｏ量の低減、更には、Ｍｏ／Ｍｎの制限によって耐歪時効性が向上するという知見を得た。本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１） 母材の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３％超０．０７％以下（ただし、０．０７１％を除く）、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｍｏ：０％超０．１５％未満、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｂ：０．０００６〜０．００２５％を含有し、更に、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下の１種又は２種以上を含有し、更に、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ ：０．１％以下の何れか一方又は双方を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、Ｍｏ／Ｍｎ：０超０．０８以下を満足し、下記（式１）によって表されるＰ値が２．５〜４．０の範囲内であり、金属組織がベイナイト又はベイナイトとマルテンサイトの混合組織からなる（ただし、島状マルテンサイトの面積率が１０％であるものを除く）ことを特徴とする耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。
（１） 母材の成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３％超０．０７％以下（ただし、０．０７１％を除く）、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｍｏ：０％超０．１５％未満、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｂ：０．０００６〜０．００２５％を含有し、更に、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下の１種又は２種以上を含有し、更に、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ ：０．１％以下の何れか一方又は双方を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、Ｍｏ／Ｍｎ：０超０．０８以下を満足し、下記（式１）によって表されるＰ値が２．５〜４．０の範囲内であり、金属組織がベイナイト又はベイナイトとマルテンサイトの混合組織からなる（ただし、島状マルテンサイトの面積率が１０％であるものを除く）ことを特徴とする耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。
Ｐ値＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ ・・・（式１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは各元素の含有量［質量％］である。
（２） 母材の成分組成が、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．００６％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）に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。
（３） 母材のＴｉとＮの含有量が、Ｔｉ−３．４Ｎ＞０を満足することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。
（４） 円周方向の引張強さＴＳCpp［ＭＰａ］が９００〜１１００ＭＰａであることを特徴とする上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。
（５） 上記（１）に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の素材である鋼板であって、質量％で、Ｃ：０．０３％超０．０７％以下（ただし、０．０７１％を除く）、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｍｏ：０％超０．１５％未満、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｂ：０．０００６〜０．００２５％を含有し、更に、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下の１種又は２種以上を含有し、更に、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ ：０．１％以下の何れか一方又は双方を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、Ｍｏ／Ｍｎ：０超０．０８以下を満足し、下記（式１）によって表されるＰ値が２．５〜４．０の範囲内であり、金属組織がベイナイト又はベイナイトとマルテンサイトの混合組織からなる（ただし、島状マルテンサイトの面積率が１０％であるものを除く）ことを特徴とする耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは各元素の含有量［質量％］である。
（２） 母材の成分組成が、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．００６％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）に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。
（３） 母材のＴｉとＮの含有量が、Ｔｉ−３．４Ｎ＞０を満足することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。
（４） 円周方向の引張強さＴＳCpp［ＭＰａ］が９００〜１１００ＭＰａであることを特徴とする上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。
（５） 上記（１）に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の素材である鋼板であって、質量％で、Ｃ：０．０３％超０．０７％以下（ただし、０．０７１％を除く）、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｍｏ：０％超０．１５％未満、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｂ：０．０００６〜０．００２５％を含有し、更に、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下の１種又は２種以上を含有し、更に、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ ：０．１％以下の何れか一方又は双方を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、Ｍｏ／Ｍｎ：０超０．０８以下を満足し、下記（式１）によって表されるＰ値が２．５〜４．０の範囲内であり、金属組織がベイナイト又はベイナイトとマルテンサイトの混合組織からなる（ただし、島状マルテンサイトの面積率が１０％であるものを除く）ことを特徴とする耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
Ｐ値＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ ・・・（式１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは各元素の含有量［質量％］である。
（６） 上記（２）に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の素材である鋼板であって、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．００６％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（５）に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
（７） 上記（３）に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の素材である鋼板であって、ＴｉとＮの含有量が、Ｔｉ−３．４Ｎ＞０を満足することを特徴とする上記（５）又は（６）に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
（８） 上記（４）に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の素材である鋼板であって、幅方向の引張り強度ＴＳTpl［ＭＰａ］が８８０〜１０８０ＭＰａであることを特徴とする上記（５）〜（７）の何れか１項に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
（９） 上記（５）に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法であって、質量％で、Ｃ：０．０３％超０．０７％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｍｏ：０％超０．１５％未満、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｂ：０．０００６〜０．００２５％を含有し、更に、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下の１種又は２種以上を含有し、更に、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ ：０．１％以下の何れか一方又は双方を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、Ｍｏ／Ｍｎ：０超０．０８以下を満足し、下記（式１）によって表されるＰ値が２．５〜４．０の範囲内である鋼を溶製し、鋳造して得られたスラブを１０００〜１２５０℃に加熱した後、９００℃超の再結晶温度域で粗圧延し、次いで７００〜９００℃で累積圧下量が７５％以上の未再結晶域圧延を施し、その後、板厚中心部の冷却速度を１〜３０℃／ｓとして、５００℃以下の温度まで加速冷却することを特徴とする耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
Ｐ値＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ ・・・（式１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは各元素の含有量［質量％］である。
（１０） 上記（６）に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法であって、前記鋼が、更に、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．００６％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（９）に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
（１１） 上記（７）に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法であって、前記鋼のＴｉとＮの含有量が、
Ｔｉ−３．４Ｎ＞０
を満足することを特徴とする上記（９）又は（１０）に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
（１２） 上記（１）〜（５）の何れか１項に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法であって、上記（９）〜（１１）の何れか１項に記載の方法によって製造した高強度ラインパイプ用鋼板を、鋼板の圧延方向と鋼管の長手方向が一致するように管状に成形し、突合せ部を溶接した後、拡管することを特徴とする耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法。
（１３） 成形をＵＯ工程で行い、突合せ部を内外面からサブマージアーク溶接で接合することを特徴とする上記（１２）に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法。
（１４） 拡管率が０．７〜２％であることを特徴とする上記（１２）又は（１３）に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法。
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは各元素の含有量［質量％］である。
（６） 上記（２）に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の素材である鋼板であって、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．００６％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（５）に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
（７） 上記（３）に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の素材である鋼板であって、ＴｉとＮの含有量が、Ｔｉ−３．４Ｎ＞０を満足することを特徴とする上記（５）又は（６）に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
（８） 上記（４）に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の素材である鋼板であって、幅方向の引張り強度ＴＳTpl［ＭＰａ］が８８０〜１０８０ＭＰａであることを特徴とする上記（５）〜（７）の何れか１項に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
（９） 上記（５）に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法であって、質量％で、Ｃ：０．０３％超０．０７％以下、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｍｏ：０％超０．１５％未満、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｂ：０．０００６〜０．００２５％を含有し、更に、Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下の１種又は２種以上を含有し、更に、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ ：０．１％以下の何れか一方又は双方を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、Ｍｏ／Ｍｎ：０超０．０８以下を満足し、下記（式１）によって表されるＰ値が２．５〜４．０の範囲内である鋼を溶製し、鋳造して得られたスラブを１０００〜１２５０℃に加熱した後、９００℃超の再結晶温度域で粗圧延し、次いで７００〜９００℃で累積圧下量が７５％以上の未再結晶域圧延を施し、その後、板厚中心部の冷却速度を１〜３０℃／ｓとして、５００℃以下の温度まで加速冷却することを特徴とする耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
Ｐ値＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ ・・・（式１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは各元素の含有量［質量％］である。
（１０） 上記（６）に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法であって、前記鋼が、更に、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．００６％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（９）に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
（１１） 上記（７）に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法であって、前記鋼のＴｉとＮの含有量が、
Ｔｉ−３．４Ｎ＞０
を満足することを特徴とする上記（９）又は（１０）に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
（１２） 上記（１）〜（５）の何れか１項に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法であって、上記（９）〜（１１）の何れか１項に記載の方法によって製造した高強度ラインパイプ用鋼板を、鋼板の圧延方向と鋼管の長手方向が一致するように管状に成形し、突合せ部を溶接した後、拡管することを特徴とする耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法。
（１３） 成形をＵＯ工程で行い、突合せ部を内外面からサブマージアーク溶接で接合することを特徴とする上記（１２）に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法。
（１４） 拡管率が０．７〜２％であることを特徴とする上記（１２）又は（１３）に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法。
ラインパイプ用鋼管は、短期間に大量生産を行う必要があることから、その素材であるラインパイプ用鋼板は、焼入れ、焼戻し等の熱処理をしない、圧延ままで製造することが求められる。また、現地溶接性の観点からＣ量の低減が必要であり、このような条件で高強度、高靭性を満足するためにはベイナイト又はベイナイトとマルテンサイトの混合組織を活用することが必須となる。また、このような組織を安定して得るためにはＢ添加鋼を熱間で制御圧延し、加速冷却して製造することが有効である。なお、制御圧延、加速冷却によって製造された鋼板は、板幅方向の強度が圧延方向の強度より高く、鋼板を２００〜２５０℃に加熱しても強度は殆ど変化しない。
この鋼板を管状に成形して突合せ部をアーク溶接し、拡管して製造した鋼管、例えばＵＯＥ工程によって製造された鋼管の強度は塑性変形のために変化する。特に、鋼管の長手方向の降伏強度ＹＳLpp［ＭＰａ］は拡管による加工硬化とバウシンガー効果の重畳により、鋼板の組織、特性に応じて複雑に変化する。そのため、鋼管の長手方向の降伏強度は、鋼板の圧延方向の降伏強度から推定することは困難であり、拡管後の鋼管の特性を測定してみないと正確な値は判明しない。更に、鋼管を２００〜２５０℃程度に加熱すると、造管時の塑性変形で多量の転位が導入されているため、鋼板では生じなかった強度の変化が起き、歪時効により降伏強度が上昇する。
本発明者は、Ｃ含有量が低く、Ｂを含有し、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏの各元素の含有量［質量％］により、下記（式１）で表されるＰ値
Ｐ値＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ ・・・（式１）
が２．５〜４．０であり、金属組織がベイナイトとマルテンサイトからなる高強度ラインパイプ用鋼管の、Ｍｎ量及びＭｏ量を変化させ、耐歪時効性について検討を行なった。拡管後の鋼管を２４０℃に加熱して１０分間保持する時効を行ない、時効後の鋼管の長手方向の降伏強度から時効前の鋼管の長手方向の降伏強度を減じ、その差を鋼管長手方向降伏強度上昇量ΔＹＳLpp［ＭＰａ］として評価した。
Ｐ値＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ ・・・（式１）
が２．５〜４．０であり、金属組織がベイナイトとマルテンサイトからなる高強度ラインパイプ用鋼管の、Ｍｎ量及びＭｏ量を変化させ、耐歪時効性について検討を行なった。拡管後の鋼管を２４０℃に加熱して１０分間保持する時効を行ない、時効後の鋼管の長手方向の降伏強度から時効前の鋼管の長手方向の降伏強度を減じ、その差を鋼管長手方向降伏強度上昇量ΔＹＳLpp［ＭＰａ］として評価した。
鋼管長手方向降伏強度上昇量ΔＹＳLpp［ＭＰａ］の、Ｍｏの含有量に対する変化を図１に、Ｍｏ／Ｍｎに対する変化を図２に示す。図１から、Ｍｏの含有量を０．１５％未満に低減すると鋼管長手方向降伏強度上昇量ΔＹＳLpp［ＭＰａ］が小さくなり、図２から、Ｍｏ／Ｍｎを０．０８以下に低減すると鋼管長手方向降伏強度上昇量ΔＹＳLpp［ＭＰａ］が小さくなり、耐歪時効性が良好になることがわかる。２００〜２５０℃に加熱した際の鋼管の長手方向の降伏強度の上昇は、ＭｏＣの微細析出が原因であると推定される。即ち、鋼中のＭｏ原子は拡散によって移動することはないが、Ｃ原子が鋼中を拡散して、導入された転位上又は近傍に存在したＭｏと結合すると予測される。そのため、Ｍｏの含有量を低減するとＭｏＣの析出が抑制され、耐歪時効性が向上すると考えられる。また、Ｍｎの増加による耐歪時効性の向上の原因は、固溶Ｃ量の減少によってＭｏＣの微細析出物が減少することであると考えられる。
以上の検討から、耐歪時効性の向上にはＭｏ含有量の抑制が有効であることがわかった。一方、Ｍｏは熱間圧延中、オーステナイト温度域でＢ炭窒化物の析出を抑制し、Ｂ含有鋼の焼入れ性を安定させる効果を有するので、許容される範囲でＭｏを添加する方が好ましい。また、Ｃ量を低減するとオーステナイト温度域でＢ炭窒化物の析出が抑制される。なお、オーステナイト温度域とは、鋼の組織がオーステナイト単相である温度、即ち、冷却時にフェライト変態が開始する温度超の範囲である。したがって、必要な強度が得られる量を下限としてＣ量を低減し、Ｂを添加し、Ｍｏ添加量及びＭｏ／Ｍｎ比を低減し、かつＰ値を所定の範囲とするように焼入れ性が得られる合金元素を添加することにより、本発明の高強度ラインパイプ用鋼管及びその素材となる鋼板を得ることに成功した。
次に、本発明の超高強度ラインパイプ用鋼板及び超高強度ラインパイプの成分元素の限定理由を説明する。なお、成分組成の説明において、％は質量％を意味する。
Ｍｏは本発明において最も重要な元素である。Ｍｏは、歪時効により微細なＭｏＣを形成し、ラインパイプ用鋼管に防食塗装を施した後の長手方向の降伏強度を上昇させる。特に、Ｍｏを０．１５％以上添加すると、鋼管の外面への防食塗装時の加熱によって鋼管の長手方向の降伏強度が上昇するため、上限を０．１５％未満にする必要がある。一方、鋼の焼入れ性を向上させ、目的とするベイナイト主体の組織を得るために、０％超の添加が必要であり、この効果を得るには、０．０３％以上を添加することが好ましい。
Ｍｎは、本発明鋼のミクロ組織をベイナイト主体の組織とし、優れた強度と低温靱性とのバランスを確保する上で不可欠な元素であり、１．７％以上の添加が必要である。しかし、Ｍｎの添加量が多すぎると、鋼の焼入れ性が増して溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ、ＨＡＺともいう。）の靭性、現地溶接性を劣化させるだけでなく、連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、母材の低温靱性をも劣化させるので、上限を２．５％とした。
また、Ｍｎは固溶Ｃ量を減じて歪時効を抑制する効果を有する元素でもあり、Ｍｏの低減との相乗効果によって耐時効性が著しく向上する。そのため、本発明においては、Ｍｏ／Ｍｎを耐歪時効性を向上させる重要な指標とし、その上限を０．０８以下とした。Ｍｏ／Ｍｎの下限は、Ｍｏ量の下限が０％超であることから０超とする。なお、Ｍｏ量の好ましい下限は０．０３％であり、Ｍｎ量の上限が２．５％であることから、Ｍｏ／Ｍｎの好ましい下限は、０．０１２である。
Ｃは、鋼の強度向上に極めて有効であり、高強度ラインパイプ用鋼管に必要とされる強度を得るには、０．０３％超の添加が必要である。しかし、Ｃ量が多すぎるとＢ炭化物の析出が促進され、母材及びＨＡＺの低温靱性や現地溶接性の著しい劣化を招くので、その上限を０．０７％以下とした。母材及びＨＡＺの低温靭性並びに現地溶接性の観点から、Ｃ量の好ましい上限は０．０６％である。
Ｓｉは、脱酸剤として添加される元素であり、鋼の強度向上にも有効であるが、過剰に添加すると、ＨＡＺの靱性、現地溶接性を著しく劣化させるので、上限を０．６％とした。鋼の脱酸を、Ａｌ、Ｔｉの添加によって行なう場合には、Ｓｉを添加する必要はない。
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素であり、組織の微細化にも有効である。しかし、Ａｌ量が０．１％を超えると、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０．１％とした。低温靭性の観点から、Ａｌの添加量の好ましい上限は、０．０６％である。Ｔｉ、Ｓｉの添加により脱酸を十分に行う場合には、Ａｌを添加する必要はない。
Ｔｉは、ＴｉＮを微細に析出させて、スラブ再加熱時及びＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制して金属組織を微細化し、母材及びＨＡＺの低温靱性を改善する元素である。また、Ｔｉは脱酸元素としても有用であり、Ａｌ量が０．００５％以下という少量である場合、酸化物を形成し、ＨＡＺの組織を微細化する効果も有する。また、Ｂの焼入れ性向上効果を損なう固溶ＮをＴｉＮとして固定するため、焼入れ性の向上にも有効である。これらの効果を得るためには、０．００５％以上のＴｉの添加が必要である。しかし、Ｔｉ量が多すぎると、ＴｉＣによる析出硬化やＴｉＮの粗大化により低温靱性が劣化するので、その上限を０．０３％とした。また、ＢＮの生成を抑制し、Ｂによる焼入れ性向上の効果を高めるにはＴｉ量の下限を３．４Ｎ［質量％］超とすることが好ましい。
Ｂは、極微量で鋼の焼入れ性を飛躍的に高め、鋼のミクロ組織をベイナイト主体とするために非常に有効な元素であり、０．０００６％以上の添加が必要である。特にＭｏと共存すると、相乗効果により焼入れ性が著しく向上し、極めて有効である。一方、過剰に添加すると、低温靱性を劣化させるだけでなく、焼入れ性向上効果を損なうことがあるので、その上限を０．００２５％とした。また、粒径が粗大化したＨＡＺの低温靭性を向上させるには、Ｂ添加量の上限を０．００１５％以下とすることが好ましい。
Ｎは、ＴｉＮを形成しスラブ再加熱時及びＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制して、母材、ＨＡＺの低温靱性を向上させる元素であり、この効果を得るためには、Ｎを０．００１％以上添加することが必要である。一方、Ｎを過剰に添加すると粗大なＴｉＮが生成してスラブの表面疵の発生原因となり、固溶Ｎが増加すると、ＨＡＺの靱性が低下し、Ｂ添加による焼入れ性向上の効果を損なうため、上限を０．００６％以下に抑えることが必要である。
Ｐ及びＳは不純物元素であり、母材及びＨＡＺの低温靱性をより一層向上させるために、含有量を制限することが必要である。Ｐ量の低減により、連続鋳造スラブの中心偏析を軽減し、粒界破壊を防止することができるので、上限を０．０１５％以下とする。また、Ｓ量の低減により、熱間圧延で延伸化するＭｎＳを低減し、延性及び靱性を向上させることができるので、上限を０．００３％以下とする。
更に、鋼の焼入れ性の指標であるＰ値に関係のあるＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒの１種又は２種以上を含有する。
Ｎｉを添加する目的は、現地溶接性を劣化させずに、Ｃ含有量が低い本発明鋼の低温靱性、強度等の特性を向上させることである。Ｎｉの添加は、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏの添加と比較して、特に鋼管の肉厚中央部、即ち連続鋳造鋼片の中心偏析帯に対応する部位に、低温靱性に有害な硬化組織を形成することが少ない。一方、Ｎｉの添加量が多すぎると経済性を損ない、かえってＨＡＺの靱性や現地溶接性を劣化させることがあるので、その上限を１．５％とすることが好ましい。低温靱性及び強度を向上させるためには、０．１％以上の添加が好ましく、ＨＡＺの靱性の向上には０．３％以上の添加が好ましい。また、Ｎｉ添加は連続鋳造時、熱間圧延時におけるＣｕ割れの防止にも有効である。この場合、ＮｉをＣｕ量の１／３以上添加することが好ましい。
Ｃｕ及びＣｒは、母材及び溶接部の強度を増加させる元素であるが、過剰に添加するとＨＡＺの靱性や現地溶接性を劣化させることがあるため、上限を、それぞれ１．０％とすることが好ましい。母材及び溶接部の強度を増加させるには、Ｃｕ及びＣｒを、それぞれ、０．１％以上添加することが好ましい。
更に、Ｎｂ、Ｖの一方又は双方を添加しても良い。
Ｎｂは、Ｍｏと共に添加することにより、制御圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制してベイナイトを微細化及び安定化するだけでなく、析出硬化や焼入れ性増大にも寄与し、鋼を強靱化する。また、ＮｂをＢと共に添加すると、焼入れ性向上効果が相乗的に高まる。一方、Ｎｂ添加量が多すぎると、ＨＡＺの靱性や現地溶接性に悪影響を及ぼすことがあるため、上限を０．１％とすることが好ましい。なお、組織の微細化及び鋼の強靱化の観点から、Ｎｂを０．００３％以上添加することが好ましい。また、ＨＡＺの軟化を抑制するには、Ｎｂを０．０１％以上添加することが更に好ましい。
Ｖは、Ｎｂと比較して若干弱いものの、ほぼ同様の効果を有し、本発明の鋼への添加は効果的である。一方、良好なＨＡＺの靱性及び現地溶接性を得るためには、Ｖ添加量の上限を０．１％以下とすることが好ましい。なお、組織の微細化及び鋼の強靱化の観点から、Ｖ添加量の好ましい下限は０．００５％以上である。特に、ＮｂとＶの複合添加により、本発明鋼の優れた特徴は更に顕著なものとなる。また、鋼の強靭化の観点から、Ｖの添加量の更に好ましい範囲は、０．０３〜０．０８％である。
更に、鋼の酸化物及び硫化物の制御に有効なＣａ、ＲＥＭ、Ｍｇの１種又は２種以上を添加しても良い。
Ｃａ及びＲＥＭは、硫化物、特にＭｎＳの形態を制御し、低温靱性を向上させる効果を有する。しかし、Ｃａ量を０．０１％超又はＲＥＭを０．０２％超添加すると、Ｃａ及びＲＥＭを含む介在物が粗大化し、また、クラスターになることがあり、鋼の清浄度を害するだけでなく、現地溶接性にも悪影響を及ぼすことがある。このため、Ｃａ量及びＲＥＭ量の上限を、それぞれ、０．０１％以下及び０．０２％に以下とすることが好ましい。現地溶接性の観点から、Ｃａ量の上限を、０．００６％以下に制限することが更に好ましい。また、低温靱性の観点から、Ｃａ量及びＲＥＭ量の下限を、それぞれ、０．０００５％以上及び０．００１％とすることが好ましい。鋼の清浄度と低温靭性を考慮すると、Ｃａ量及びＲＥＭ量の添加量の最適な範囲は、それぞれ、０．００１〜０．００３％及び０．００２〜０．００５％である。
なお、本発明の高強度ラインパイプ用鋼管では、硫化物、特にＭｎＳの形態の制御という観点から、Ｓ量及びＯ量を、それぞれ、０．００１％及び０．００２％以下に低減し、かつ、下記（式２）で表される指標ＥＳＳＰを、０．５以上１０以下とすることが特に有効である。
ＥＳＳＰ＝（Ｃａ）〔１−１２４（Ｏ）〕／１．２５Ｓ ・・・ （式２）
ここで、Ｃａ及びＯはそれぞれＣａ含有量及びＯ含有量である。
ここで、Ｃａ及びＯはそれぞれＣａ含有量及びＯ含有量である。
Ｍｇは、微細に分散した酸化物を形成し、ＨＡＺの粒径の粗大化を抑制して低温靭性を向上させる効果を発揮する。しかし、Ｍｇを０．００６％超添加すると、粗大な酸化物を生成し靭性を劣化させることがあるため、上限を０．００６％以下とすることが好ましい。Ｍｇの微細酸化物を有効に活用し、特にＨＡＺの低温靭性を向上させるためには、０．０００５％以上のＭｇを添加することが好ましい。
以上の個々の添加元素の組成限定に加えて、更に焼入れ性の指標であるＰ値を２．５以上４．０以下の範囲にすることが必要である。これは、本発明の高強度ラインパイプ用鋼管及びその素材である高強度ラインパイプ用鋼板が目標とする強度と低温靱性のバランスを達成するためである。Ｐ値の下限を２．５としたのは、鋼管の周方向の引張強さを９００ＭＰａ以上とし、優れた低温靱性を得るためである。また、Ｐ値の上限を４．０としたのは、優れたＨＡＺの靱性、現地溶接性を維持するためである。Ｐ値は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏの各元素の含有量［質量％］により、下記（式１）で計算される。なお、選択的に添加される元素であるＣｒ、Ｎｉ、Ｃｕの含有量がそれぞれ、０．１％未満である場合は０としてＰ値を計算する。
Ｐ値＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ ・・・（式１）
次に金属組織について説明する。
次に金属組織について説明する。
鋼管の周方向の引張強さを９００ＭＰａ以上とするためには、グラニュラーベイナイトの生成を抑制し、金属組織をベイナイト又はベイナイトとマルテンサイトの混合組織とする必要がある。本発明の鋼は、Ｃ量を低減し、Ｂを添加しているため、ポリゴナルフェライトは生成せず、特に均質なベイナイト又はベイナイトとマルテンサイトの混合組織を得やすい。本発明では、少なくとも鋼管の外面又は内面の表層から５ｍｍまでの金属組織がベイナイト又はベイナイトとマルテンサイトの混合組織であることが必要であり、板厚方向の全面がベイナイト又はベイナイトとマルテンサイトの混合組織であることが好ましく、これには、板厚中心部の金属組織がベイナイト又はベイナイトとマルテンサイトの混合組織であることを確認すれば良い。本発明の鋼管の素材である鋼板についても同様である。光学顕微鏡による組織観察は、鋼管の円周方向又は鋼板の幅方向の断面を観察面とし、機械研磨した後、ナイタールにてエッチングして行えば良い。なお、鋼管の金属組織は、溶接部及びＨＡＺを除く母材の金属組織である。
本発明の鋼の金属組織を光学顕微鏡によって観察した場合に見られるベイナイトとマルテンサイトからなる金属組織を模式的に図３に示す。図３（ａ）は下部ベイナイトとも呼ばれる金属組織であり、微細なラスとラス内に析出した微細なセメンタイトからなる。なお、光学顕微鏡による組織観察では、マルテンサイトも図３（ａ）と同様に、微細なラスとラス内に析出した微細なセメンタイトからなる。図３（ｂ）は擬似上部ベイナイトとも呼ばれる金属組織であり、図３（ａ）の下部ベイナイトよりもラスの幅が広く、またラス内には微細なセメンタイトが存在せず、ラス間にマルテンサイトとオーステナイトの混成物（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ、ＭＡという。）を有する。本発明において、ベイナイトとは、図３（ａ）に模式的に示した形態の下部ベイナイトと図３（ｂ）に模式的示した形態の擬似上部ベイナイトの総称である。
なお、光学顕微鏡によって金属組織を観察する場合、マルテンサイトと下部ベイナイトは何れも図３（ａ）に模式的に示した形態であるため、判別は困難である。したがって、本発明において、ベイナイトとマルテンサイトからなる組織とは、ベイナイト又はベイナイトとマルテンサイトの混合組織を意味する。なお、マルテンサイト及びベイナイトと、フェライト及びグラニュラーベイナイトとの光学顕微鏡によって判別できる。グラニュラーベイナイトはアシキュラーフェライトと類似しており、模式的に図４に示したように、擬似上部ベイナイトよりも粗大なＭＡを有し、またベイナイトとは異なり、グラニュラーフェライトが存在する。
また、本発明の鋼板の金属組織がベイナイト又はベイナイトとマルテンサイトの混合組織であることは、鋼板の幅方向の引張り強度ＴＳTpl［ＭＰａ］が、下記式（３）を満足することにより確認できる。これは、ＴＳTpl［ＭＰａ］が、Ｃ含有量から、６２００×Ｃ＋７６６によって求められる、金属組織が全てマルテンサイトである場合の強度の８５％以上であることを意味する。
ＴＳTpl≧０．８５（６２００×Ｃ＋７６６） ・・・ （式３）
次に製造方法について説明する。
次に製造方法について説明する。
微細なベイナイトとマルテンサイトからなるミクロ組織を有する鋼板を製造するためには、鋼の成分だけでなく、製造条件を適正範囲とすることが必要である。まず、鋳造によって得られたスラブを再結晶温度域で粗圧延し、引き続き、再結晶粒を有する鋼板に未再結晶域圧延を施し、板厚方向に偏平したオーステナイト粒とする。本発明において未再結晶域圧延とは、未再結晶温度域かつオーステナイト温度域、即ち、上限が再結晶温度以下であり、下限が冷却時にフェライト変態が開始する温度以上の温度範囲で行う熱間圧延をいう。未再結晶域圧延の終了後、鋼板を適正な冷却速度で、即ち、粗大なグラニュラーベイナイトが生成する冷却速度を下限とし、ベイナイト及びマルテンサイトが生成する冷却速度を上限として冷却する。なお、冷却速度が遅いと金属組織は擬似上部ベイナイトになり、冷却速度の増加に従って下部ベイナイトが増加し、更に冷却速度が増加するとマルテンサイトが増加する。
熱間圧延に際し、連続鋳造又は分塊で製造したスラブを１０００〜１２５０℃に加熱する。加熱温度が１０００℃未満では添加元素の十分な固溶、鋳造組織の整粒化が達成できない。一方、加熱温度が１２５０℃超では結晶粒が粗大化する。
加熱されたスラブを粗圧延する際には温度範囲を、加熱温度以下から９００℃超までの再結晶温度域とする。粗圧延の圧下率は鋼片の板厚と製品の板厚から適宜に決定すれば良いが、粗圧延の圧延温度より低温とし、圧下率を大きくして、未再結晶域圧延の前に、結晶粒径をできるだけ微細にしておくことが好ましい。
粗圧延に続いて、９００℃以下の未再結晶温度域、かつ７００℃以上のオーステナイト温度域で、累積圧下率が７５％以上の未再結晶域圧延を行う。本発明鋼は、Ｎｂ等の合金量が多いため、９００℃以下では未再結晶温度域である。また、未再結晶域圧延の圧延終了温度はオーステナイト温度域である７００℃以上とすることが必要である。この温度範囲での累積圧下率を７５％以上とすることにより、結晶粒が扁平かつ微細になり、強度及び靭性が向上する。なお、累積圧下率は、未再結晶域圧延前の鋼板の板厚と圧延終了後の板厚の差を未再結晶域圧延前の鋼板の板厚で除した値を百分率で表したものである。
未再結晶域圧延の終了後、７００℃以上のオーステナイト温度域から、鋼板の板厚中心部の冷却速度を１〜３０℃／ｓで、５００℃以下まで冷却する。これは、冷却速度が１℃／ｓ未満では、鋼板の板厚中心部にグラニュラーベイナイトを生じて強度、靭性が低下するためである。一方、板厚中心部の冷却速度が３０℃／ｓを超えると、マルテンサイトが増加して強度が上昇し、造管時の成形性及び低温靭性を損なう。板厚中心部の冷却速度が１〜３０℃／ｓの範囲では、表層及び板厚中心部は、ベイナイト、マルテンサイトの一方又は双方からなる金属組織になり、低温靭性が向上する。
更に詳細に説明する。板厚中心部の冷却速度が１〜１０℃／ｓの場合、本発明鋼は低Ｃであるため、炭化物の生成が抑制され、一般に低温靭性が悪いといわれる上部ベイナイトではなく、ラス間に生成するＭＡが残留オーステナイト主体である擬似上部ベイナイトとなる。冷却速度の上昇により、下部ベイナイト、マルテンサイトの量が増加する。板厚中心部の冷却速度が１０℃／ｓ超になると、板厚中心部は擬似上部ベイナイトと下部ベイナイトの混合組織であるベイナイトになり、マルテンサイトを含むこともある。更に、板厚中心部の冷却速度が２０℃／ｓ以上になると板厚中心部でも下部ベイナイト、マルテンサイトの量が増加し、鋼板の全面が下部ベイナイトとマルテンサイトからなる金属組織になることがある。
冷却速度を制御する温度範囲の下限、即ち、加速冷却の停止温度を５００℃以下とするのは、微細なベイナイトとマルテンサイトからなるミクロ組織を得るためである。これにより、オーステナイトからグラニュラーベイナイトへの変態を防止することができ、ベイナイト、マルテンサイトの一方又は双方からなる金属組織が得られる。強度及び靭性の観点から、加速冷却の停止温度の好ましい範囲は３００〜４５０℃である。
鋼板を冷却する際の板厚中心部の冷却速度は、冷却前後の鋼板表面の温度を放射温度計等によって測定し、熱伝導計算によって板厚中心部の温度を求め、冷却前後の温度差を冷却時間で除して求めれば良い。また、予め、板厚、冷却条件、例えば水冷条件を変化させて、鋼板の板厚中心部の温度の時間変化を熱電対によって求めておけば、冷却条件による冷却速度の制御が可能である。なお、放射温度計の較正、熱伝導計算のパラメータを求めるために、鋼板の表面及び板厚中心部の温度を熱電対によって測定しながら実際の操業を模擬した種々の条件で冷却し、温度の時間変化を測定しておくことが好ましい。
未再結晶域圧延終了後、直ちに冷却を開始することが好ましいが、冷却装置までの搬送中に温度が低下することがある。したがって、未再結晶域圧延を７００℃で終了した場合、冷却開始温度が７００℃以下になることがあるものの、未再結晶域圧延終了から冷却開始までの時間を６０ｓ以内、好ましくは３０ｓ以内とすれば問題はない。
このようにして得られた鋼板を、圧延方向と鋼管の長手方向が一致するように管状に成形し、突合せ部を接合して鋼管とする。本発明においては、鋼管の真円度を高めるために、突合せ部の接合後、拡管することが必要である。
本発明のラインパイプは、通常、直径が４５０〜１５００ｍｍ、肉厚が１０〜４０ｍｍ程度のサイズである。このようなサイズの鋼管を効率良く製造するには、鋼板をＵ形、次いでＯ形に成形する、ＵＯ工程による製管が好ましい。また、成形後、突合せ部を仮付け溶接した後に行う内外面からの溶接は、生産性の観点から、サブマージアーク溶接が好ましい。
鋼管を拡管する場合、真円度を高めるためには塑性域まで変形させる必要があり、本発明の高強度ラインパイプ用鋼管の場合は拡管率を０．７％以上とすることが好ましい。拡管率［％］は、下記（式４）で定義される。
拡管率＝（拡管後円周−拡管前円周）／拡管前円周）×１００ ・・・ （式４）
拡管率を２％超にすると、母材、溶接部とも塑性変形による靭性劣化が大きくなる。したがって、拡管率は０．７〜２％とすることが好ましい。
拡管率を２％超にすると、母材、溶接部とも塑性変形による靭性劣化が大きくなる。したがって、拡管率は０．７〜２％とすることが好ましい。
表１に示す化学成分の鋼を３００トン転炉で溶製した後、連続鋳造鋼片とし、その後、１１００℃に再加熱し、９００℃超の再結晶域で圧延し、次いで、７５０〜９００℃の温度範囲における累積圧下量を８０％とする未再結晶域圧延を行った。７５０℃で未再結晶域圧延を終了した後、７００℃以上の温度から表２に示す条件で水冷による加速冷却を行い、板厚が１８ｍｍの鋼板を製造した。冷却速度は、冷却開始前後の鋼板の表面温度を放射温度計によって測定し、熱伝導計算によって鋼板の板厚中心部の温度を求め、温度の差を冷却時間で除して求めた。
これらの鋼板を、ＵＯ工程で管状に成形して、突合せ部を仮付け溶接後、サブマージアーク溶接した。サブマージアーク溶接は、３電極、１．５ｍ／分、入熱２．８ｋＪ／ｍｍの溶接条件で、内外面から各１パスずつ行った。その後、拡管率１％の拡管を行い、外径が９６５ｍｍの鋼管を製造した。
これらの鋼管の表面、板厚中心部、表面と板厚中心の中央部から、円周方向の断面を観察面として試料を採取し、金属組織の観察を光学顕微鏡によって行った。なお、金属組織観察用の試料の観察面は機械研磨した後、ナイタールにてエッチングした。その結果、何れの鋼管にもグラニュラーベイナイトは観察されず、全面がベイナイトとマルテンサイトからなる金属組織であることが確認された。
これらの鋼板及び鋼管から引張試験片を採取し、ＡＰＩ ５Ｌに準拠して引張試験を実施した。鋼板の長手方向（Ｌ方向）及び幅方向（Ｔ方向）並びに鋼管の長手方向（Ｌ方向）については、鋼板及び鋼管から全厚試験片を採取した。鋼管の円周方向（Ｃ方向）については、鋼管から全厚の円弧状短冊を切り出してプレス加工により扁平し、円周方向を長手とする全厚試験片を作製した。降伏強度は０．２％オフセット耐力として評価した。なお、鋼管のＬ方向の引張試験片の一部には、２２０℃に加熱して１０分間保持する時効処理を施し、時効後の試験片の降伏強度から時効前の試験片の降伏強度を減じ、その差を鋼管長手方向降伏強度上昇量ΔＹＳLpp［ＭＰａ］として評価した。なお、鋼管長手方向降伏強度上昇量ΔＹＳLpp［ＭＰａ］は、１００ＭＰａ以下を良好な範囲とする。
また、シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠し、フルサイズの２ｍｍＶノッチ試験片を用いて、−３０℃で行った。シャルピー衝撃試験片は、円周方向を長手として作製した。鋼板及び鋼管の特性を表２に示す。
Ｎｏ．１〜１０の鋼板及び鋼管は、化学成分が本発明の範囲内である鋼Ａ〜Ｇを用い、本発明の範囲内の条件で製造したものであり、強度が目標範囲にあり低温靭性も高い。一方、Ｎｏ．１１は、Ｍｏ量が本発明の範囲よりも多いため、時効による鋼管長手方向降伏強度上昇量ΔＹＳLpp［ＭＰａ］が大きい。Ｎｏ．１２はＣ量が本発明の範囲よりも少ないため、強度を満足しない。
１ 旧オーステナイト粒界
２ ラス
３ セメンタイト
４ マルテンサイトとオーステナイトの混成物
５ グラニュラーフェライト
２ ラス
３ セメンタイト
４ マルテンサイトとオーステナイトの混成物
５ グラニュラーフェライト
Claims (14)
- 母材の成分組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０３％超０．０７％以下（ただし、０．０７１％を除く）、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．７〜２．５％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００３％以下、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｍｏ：０％超０．１５％未満、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｎ ：０．００１〜０．００６％、
Ｂ ：０．０００６〜０．００２５％
を含有し、更に、
Ｎｉ：１．５％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下
の１種又は２種以上を含有し、更に、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ ：０．１％以下
の何れか一方又は双方を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
Ｍｏ／Ｍｎ：０超０．０８以下
を満足し、下記（式１）によって表されるＰ値が２．５〜４．０の範囲内であり、金属組織がベイナイト又はベイナイトとマルテンサイトの混合組織からなる（ただし、島状マルテンサイトの面積率が１０％であるものを除く）ことを特徴とする耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。
Ｐ値＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ ・・・（式１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは各元素の含有量［質量％］である。 - 母材の成分組成が、質量％で、
Ｃａ ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ ：０．００６％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に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。 - 母材のＴｉとＮの含有量が、
Ｔｉ−３．４Ｎ＞０
を満足することを特徴とする請求項１又は２に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。 - 円周方向の引張強さＴＳCpp［ＭＰａ］が９００〜１１００ＭＰａであることを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。
- 請求項１に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の素材である鋼板であって、質量％で、
Ｃ ：０．０３％超０．０７％以下（ただし、０．０７１％を除く）、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．７〜２．５％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００３％以下、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｍｏ：０％超０．１５％未満、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｎ ：０．００１〜０．００６％、
Ｂ ：０．０００６〜０．００２５％
を含有し、更に、
Ｎｉ：１．５％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下
の１種又は２種以上を含有し、更に、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ ：０．１％以下
の何れか一方又は双方を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
Ｍｏ／Ｍｎ：０超０．０８以下
を満足し、下記（式１）によって表されるＰ値が２．５〜４．０の範囲内であり、金属組織がベイナイト又はベイナイトとマルテンサイトの混合組織からなる（ただし、島状マルテンサイトの面積率が１０％であるものを除く）ことを特徴とする耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
Ｐ値＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ ・・・（式１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは各元素の含有量［質量％］である。 - 請求項２に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の素材である鋼板であって、質量％で、
Ｃａ ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ ：０．００６％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５に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。 - 請求項３に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の素材である鋼板であって、ＴｉとＮの含有量が、
Ｔｉ−３．４Ｎ＞０
を満足することを特徴とする請求項５又は６に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。 - 請求項４に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の素材である鋼板であって、幅方向の引張り強度ＴＳTpl［ＭＰａ］が８８０〜１０８０ＭＰａであることを特徴とする請求項５〜７の何れか１項に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
- 請求項５に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法であって、質量％で、
Ｃ ：０．０３％超０．０７％以下、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．７〜２．５％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００３％以下、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｍｏ：０％超０．１５％未満、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｎ ：０．００１〜０．００６％、
Ｂ ：０．０００６〜０．００２５％
を含有し、更に、
Ｎｉ：１．５％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下
の１種又は２種以上を含有し、更に、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ ：０．１％以下
の何れか一方又は双方を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
Ｍｏ／Ｍｎ：０超０．０８以下
を満足し、下記（式１）によって表されるＰ値が２．５〜４．０の範囲内である鋼を溶製し、鋳造して得られたスラブを１０００〜１２５０℃に加熱した後、９００℃超の再結晶温度域で粗圧延し、次いで７００〜９００℃で累積圧下量が７５％以上の未再結晶域圧延を施し、その後、板厚中心部の冷却速度を１〜３０℃／ｓとして、５００℃以下の温度まで加速冷却することを特徴とする耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
Ｐ値＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ ・・・（式１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏは各元素の含有量［質量％］である。 - 請求項６に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法であって、前記鋼が、更に、質量％で、
Ｃａ ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ ：０．００６％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９に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。 - 請求項７に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法であって、前記鋼のＴｉとＮの含有量が、
Ｔｉ−３．４Ｎ＞０
を満足することを特徴とする請求項９又は１０に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。 - 請求項１〜４の何れか１項に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法であって、請求項９〜１１の何れか１項に記載の方法によって製造した高強度ラインパイプ用鋼板を、鋼板の圧延方向と鋼管の長手方向が一致するように管状に成形し、突合せ部を溶接した後、拡管することを特徴とする耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法。
- 成形をＵＯ工程で行い、突合せ部を内外面からサブマージアーク溶接で接合することを特徴とする請求項１２に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法。
- 拡管率が０．７〜２％であることを特徴とする請求項１２又は１３に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法。
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