JP5348383B2 - 圧潰強度に優れた高靱性溶接鋼管およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、石油や天然ガスの輸送に使用される高強度高靱性ラインパイプ用鋼管およびその製造方法に関し、特に厚鋼板を冷間で成型し溶接して製造される圧潰強度に優れた高靱性溶接鋼管およびその製造方法。
海底パイプラインなどの高い外圧環境化で使用されるラインパイプは、外圧による高い圧縮応力が負荷されることにより圧潰する危険性がある。そのため、海底パイプラインで使用されるラインパイプは、造管した状態で十分な圧縮強度を有する必要がある。しかしながら、ＵＯＥ鋼管のように厚鋼板を冷間加工した後、拡管することで造管される鋼管の場合、最終工程である拡管で大きな引張負荷を受ける。したがって、それらの鋼管の圧縮降伏応力は、引張負荷時に発生した背応力により鋼管の引張降伏応力よりも低下することになる。
よって、鋼管の圧縮強度を確保するためには、厚鋼板の設計強度を高く設定する必要がある。強度を強化元素で補う場合には、合金コストの増大や母材および溶接熱影響部の靱性劣化が懸念されるため、造管後の圧縮降伏応力の低下が少ない厚鋼板もしくは造管方法の開発が求められている。また、海底に敷設するラインパイプ母材部には、低温での優れた脆性き裂伝播停止性能が要求される。このため、圧潰強度と脆性き裂伝播停止性能を両立するラインパイプの開発が求められている。
このような要求に対し、特許文献１および特許文献２では、造管時のＯプレス圧縮率と拡管率をパラメータに、圧縮率／拡管率を最適な範囲まで低減することによって、造管後における鋼管の圧縮降伏応力の低下を抑制する方法が開示されている。たとえば、特許文献２には、Ｏ成形時のアプセット率（すなわち圧縮率）αと拡管時の拡管率βとの比をα／β≧０．３５とする技術が開示されている。また、特許文献２では、拡管率を極めて大きくすることにより、造管後における鋼管の圧縮降伏応力の低下を抑制する方法も開示されている。特許文献３では、縮管と拡管の順序と程度を最適化することによって、外圧による鋼管の圧潰強度を向上させる方法が開示されている。特許文献４から７には、造管後に熱処理、もしくはコーティング加熱による低温ひずみ時効により、造管工程で鋼管に付与された背応力を低減することにより、鋼管の圧縮降伏応力の低下を抑制する方法が開示されている。
特開２００２−１０２９３１号公報
特開２００３−３４０５１８号公報
特開平９−１２３３号公報
特開平９−３５４５号公報
特開２００２−２９５７３６号公報
特開２００３−３４２６３９号公報
特開２００４−３５９２５号公報
しかし、特許文献１および特許文献２で示されているような最適な圧縮率／拡管率に造管条件を設定するためには、Ｏプレス圧縮率を通常よりも極めて大きくする必要がある。Ｏプレスの圧縮率を増大させることは、Ｏプレス機のプレス能力を増強する必要があり、新規設備導入や設備改修によるコストの増大が問題となる。
さらに、圧縮強度の確保が問題となる海底パイプライン用ラインパイプは、耐座屈性能確保の観点から厚肉で設計されることが多く、このことはＯプレスの圧縮率を増大させることとなる。また、拡管率を低下させることにより、最適な範囲にすることもできるが、鋼管の真円度を低下させることとなり、このことも耐座屈性能の観点から厳しい真円度の要求がなされる海底パイプライン用ラインパイプを製造する上においては限界がある。
また、特許文献２および３に記載のように、拡管率を極めて大きくすることや縮管と拡管とを行うことは、過度な加工硬化による表面硬さの上昇や、残留応力の増大による脆性き裂伝播停止性能の劣化が懸念される。
また、特許文献４から７に記載のように、造管後のコーティング加熱条件を最適化することにより，低温ひずみ時効処理を行うことは、圧縮降伏応力の低下を抑制するという観点では絶大な効果があるが、鋼管の引張の応力-ひずみ曲線が造管後のラウンドハウス型からリューダース型に変わり、曲げ座屈性能などの鋼管の変形能を低下させる。
さらに、コーティング加熱の条件は、使用するコーティング材によって変わり、必ずしも狙いとするコーティング加熱条件に合致させることができるとは限らず、コーティング加熱のかわりに熱処理によって低温ひずみ時効処理を行う場合は、工程が増えることにより生産性を著しく損なうこととなる。
上述したように、従来の技術では溶接性の低下、変形性能の低下、生産性の低下や脆性き裂伝播停止性能の低下を生じることなく、圧潰強度に優れた溶接鋼管を製造することは、困難であった。
そこで、本研究では、真円度および変形性能を低下させることなく、高生産性、低コストで製造でき、優れた脆性き裂伝播停止性能を有する圧潰強度に優れた溶接鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。
発明者らは、前記の課題を解決するために、鋼板のミクロ組織およびミクロ組織を達成するための製造方法、特に制御圧延、加速冷却とその後の再加熱という製造プロセスについて鋭意検討し、以下の知見を得た。
まず、優れた脆性き裂伝播停止性能を得るためには、二相域での圧延によりフェライトを加工し、圧延面での（１００）面の集合組織を発達させ、脆性き裂伝播時にセパレーションを発生させることが必要不可欠であることがわかった。また、管厚中心位置での圧延面の（１００）面の集積度を１．５以上とし、なおかつ主な金属組織であるフェライト相とベイナイト相との硬度差を５０以上とすることで、脆性破壊伝播停止性能の評価法であるＤＷＴＴ試験（Drop Weight Tear Test；落重試験）を行った際に、破面にセパレーションが発生し、より低温まで高い延性破面率を確保できることがわかった。
次に、発明者らは、前記課題を解決するために、鋼管の圧潰強度の指標となるパラメータである圧縮降伏応力の高い鋼管組織形態ならびに圧縮降伏応力を向上させる鋼管素材および鋼管の製造方法について検討した。
まず、鋼管素材の製造方法として一般的である制御圧延、加速冷却という製造プロセスにより種々の組織形態に作りこんだ鋼管素材を、同一条件で造管して溶接鋼管を製造した。
次に溶接鋼管からＬ方向の全厚引張試験片およびＬ方向の圧縮試験片を採取し、引張降伏応力に対する圧縮降伏応力の比（圧縮降伏応力／引張降伏応力）を比較した結果、フェライト＋ベイナイト組織鋼に代表される複相組織鋼管よりもベイナイト単相組織鋼管の方が、この比が大きいことがわかった。
さらに、ベイナイト単相組織鋼管のミクロ組織中の硬質第２相である島状マルテンサイト（以下Ｍ−Ａという）を減少させることで，造管段階での硬質相周辺で発生する局所的なひずみ勾配を緩和し、バウシンガー効果による圧縮降伏応力の低下を抑制することが可能であることがわかった。
しかし、すでに述べたように，優れた脆性き裂伝播停止性能を確保するためには、複相組織化をすることが必然であるので、本発明では複相組織鋼のバウシンガー効果による降伏応力低下の度合いを低減する製造方法について検討し以下の知見を得た。
すなわち、
（１）複相組織鋼を構成するフェライト相とベイナイト相との硬度差を低減することで、圧縮降伏応力／引張降伏応力を向上させることができることを見出した。
（２）複相組織鋼の場合でも、Ｍ−Ａなどの硬質第２相を低減することで、圧縮降伏応力／引張降伏応力を向上させることができることを見出した。
（１）複相組織鋼を構成するフェライト相とベイナイト相との硬度差を低減することで、圧縮降伏応力／引張降伏応力を向上させることができることを見出した。
（２）複相組織鋼の場合でも、Ｍ−Ａなどの硬質第２相を低減することで、圧縮降伏応力／引張降伏応力を向上させることができることを見出した。
（１）については、加速冷却の停止温度を高くすることで所望の組織を得ることが可能であるが、（２）については、冷却停止時に残る未変態オーステナイトの一部が空冷中にＭ−Ａに変態するため、十分な効果が得られなかった。しかしながら、発明者らは、冷却停止温度をより低い温度まで下げて、冷却停止後ただちに急速再加熱を行うことで、ベイナイト相を焼戻し、Ｍ−Ａを分解することによって、バウシンガー効果による降伏応力の低下がより少ないことを知見した。また、冷却停止後急速加熱を行うことは、空冷後炉加熱などにより再加熱するよりも、フェライト相の焼戻しによる集合組織の集積度低下を抑制しながら、ベイナイト相の焼戻し、Ｍ−Ａの分解ができることを知見した。
本発明は、上記した知見にさらに検討を加えたもので、
第一の発明は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％、Ｎ：０．００１〜０．０１０％を含有し、さらに、Ｃｕ：０．１〜０．６％、Ｎｉ：０．１〜１．２％、Ｃｒ：０．０５〜０．４０％、Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、Ｖ：０．００５〜０．０７０％の中から選ばれる１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる厚鋼板を管状に曲げ成形し、突合せ部を溶接して鋼管とした後、さらに拡管してなる鋼管であって、当該鋼管の金属組織がフェライト相およびベイナイト相を主体とする複相組織であり、前記フェライト相と前記ベイナイト相との体積分率の合計が８０％以上、残部に含まれる島状マルテンサイト相の体積分率が２％以下であり、前記フェライト相と前記ベイナイト相との平均硬度差が５０以上１５０以下で、Ｘ線回析により得られる管厚中心位置での圧延面の（１００）面の集積度が１．５以上であることを特徴とする圧潰強度に優れた高靱性溶接鋼管である。
第一の発明は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％、Ｎ：０．００１〜０．０１０％を含有し、さらに、Ｃｕ：０．１〜０．６％、Ｎｉ：０．１〜１．２％、Ｃｒ：０．０５〜０．４０％、Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、Ｖ：０．００５〜０．０７０％の中から選ばれる１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる厚鋼板を管状に曲げ成形し、突合せ部を溶接して鋼管とした後、さらに拡管してなる鋼管であって、当該鋼管の金属組織がフェライト相およびベイナイト相を主体とする複相組織であり、前記フェライト相と前記ベイナイト相との体積分率の合計が８０％以上、残部に含まれる島状マルテンサイト相の体積分率が２％以下であり、前記フェライト相と前記ベイナイト相との平均硬度差が５０以上１５０以下で、Ｘ線回析により得られる管厚中心位置での圧延面の（１００）面の集積度が１．５以上であることを特徴とする圧潰強度に優れた高靱性溶接鋼管である。
第二の発明は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２００％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０３００％の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする第一の発明に記載の圧潰強度に優れた高靱性溶接鋼管である。
第三の発明は、第一または第二の発明のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１２００℃に加熱後、９００℃以下の温度域での累積圧下率を５０％以上、二相温度域での累積圧下率を１０〜５０％として、６６０℃以上の温度で熱間圧延を終了後、ただちに冷却速度５〜５０℃／ｓで、２００〜４２０℃まで冷却を行い、冷却停止後、ただちに、４℃／ｓ以上の昇温速度で冷却停止温度より３０℃以上高い温度で、かつ３２０〜５００℃の温度範囲に再加熱した厚鋼板を室温まで冷却後、管状に曲げ成形し、突合せ部を溶接して鋼管とした後、さらに拡管することを特徴とする圧潰強度に優れた高靱性溶接鋼管の製造方法である。
第四の発明は、前記拡管を拡管率０．５〜１．２５％で行うことを特徴とする第三の発明に記載の圧潰強度に優れた高靱性溶接鋼管の製造方法である。
第五の発明は、前記鋼板を管状に曲げ成形する際に、鋼板に付与される圧縮加工の圧縮率が拡管率の１／４以上であることを特徴とする第三または第四のいずれかに記載の圧潰強度に優れた高靱性溶接鋼管の製造方法である。
本発明により、圧潰強度および真円度に優れる石油や天然ガスの輸送とりわけ海底パイプラインに使用させる厚肉高強度ラインパイプ用として好適な厚鋼板を冷間で成形し溶接して製造される高靱性溶接鋼管の製造が可能となり、産業上極めて有効である
本発明に係る圧潰強度に優れた高靱性溶接鋼管の成分組成、ミクロ組織および管厚中心位置の圧延面の集合組織の形態を説明する。
成分組成
以下に成分組成の限定理由を説明する。なお、成分組成を示す単位は、全て質量％とする。
成分組成
以下に成分組成の限定理由を説明する。なお、成分組成を示す単位は、全て質量％とする。
Ｃ：０．０３〜０．０８％
Ｃは焼き入れ性を高め強度確保に重要な元素であるが、０.０３％未満では十分な強度が確保できない。また、０．０８％を超えて添加すると、組織中のマルテンサイトやセメンタイトの体積分率を増加させ、バウシンガー効果を大きくする。よって、Ｃ含有量は、０.０３〜０.０８％の範囲とする。
Ｃは焼き入れ性を高め強度確保に重要な元素であるが、０.０３％未満では十分な強度が確保できない。また、０．０８％を超えて添加すると、組織中のマルテンサイトやセメンタイトの体積分率を増加させ、バウシンガー効果を大きくする。よって、Ｃ含有量は、０.０３〜０.０８％の範囲とする。
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｓｉは脱酸のため添加するが、０.０１％未満では脱酸効果が十分でなく、０.５％を超えるとマルテンサイト体積分率の増加や溶接性劣化が起こるため、Ｓｉ含有量は０.０１〜０.５０％の範囲とする。さらに好適には、０．０１〜０．２０％の範囲である。
Ｓｉは脱酸のため添加するが、０.０１％未満では脱酸効果が十分でなく、０.５％を超えるとマルテンサイト体積分率の増加や溶接性劣化が起こるため、Ｓｉ含有量は０.０１〜０.５０％の範囲とする。さらに好適には、０．０１〜０．２０％の範囲である。
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは強度、靭性向上に有効な元素であるが、１．０％未満ではその効果が十分でなく、２．０％を超えると焼き入れ性が高まりマルテンサイト体積分率の増加、表面硬度の上昇、溶接性劣化を招くため、Ｍｎ含有量は、１．０〜２．０％の範囲とする。
Ｍｎは強度、靭性向上に有効な元素であるが、１．０％未満ではその効果が十分でなく、２．０％を超えると焼き入れ性が高まりマルテンサイト体積分率の増加、表面硬度の上昇、溶接性劣化を招くため、Ｍｎ含有量は、１．０〜２．０％の範囲とする。
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは不純物元素であり、靭性を劣化させるため、極力低減させることが望ましいが、過度のＰ低減はコストの増大を招くため、Ｐ含有量は０．０１５％以下とする。
Ｐは不純物元素であり、靭性を劣化させるため、極力低減させることが望ましいが、過度のＰ低減はコストの増大を招くため、Ｐ含有量は０．０１５％以下とする。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは不純物元素であり、靭性を劣化させるため、極力低減させることが望ましいが、過度のＳ低減はコストの増大を招くため、Ｓ含有量は０．００５％以下とする。
Ｓは不純物元素であり、靭性を劣化させるため、極力低減させることが望ましいが、過度のＳ低減はコストの増大を招くため、Ｓ含有量は０．００５％以下とする。
Ａｌ：０．０８％以下
Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０.０８％を超えると鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するため、Ａｌ含有量は０.０８％以下とする。好ましくは、０．０１〜０．０５％の範囲である。
Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０.０８％を超えると鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するため、Ａｌ含有量は０.０８％以下とする。好ましくは、０．０１〜０．０５％の範囲である。
Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％
Ｎｂは制御圧延の効果を高め、組織細粒化により強度、靭性を向上させる元素である。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.０６０％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｎｂ含有量は０.００５〜０.０６０％の範囲とする。
Ｎｂは制御圧延の効果を高め、組織細粒化により強度、靭性を向上させる元素である。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.０６０％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｎｂ含有量は０.００５〜０.０６０％の範囲とする。
Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％
ＴｉはＴｉＮのピンニング効果により加熱時のオーステナイトの粗大化を抑制し、母材や溶接熱影響部の靭性を改善するために有効な元素である。しかし、０.００５％未満では効果が無く、０.０４０％を超える添加はＴｉＮが粗大化し、逆に溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｔｉ含有量は，０.００５〜０.０４０％の範囲とする。さらに、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．０２％にすると、より優れた靭性を示す。
ＴｉはＴｉＮのピンニング効果により加熱時のオーステナイトの粗大化を抑制し、母材や溶接熱影響部の靭性を改善するために有効な元素である。しかし、０.００５％未満では効果が無く、０.０４０％を超える添加はＴｉＮが粗大化し、逆に溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｔｉ含有量は，０.００５〜０.０４０％の範囲とする。さらに、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．０２％にすると、より優れた靭性を示す。
Ｎ：０．００１〜０．０１０％
ＮはＴｉＮのピンニング効果により加熱時のオーステナイトの粗大化を抑制し、母材や溶接熱影響部の靭性を改善するために有効な元素である。しかし、０．００１％以下の含有量では効果がなく、０．０１０％を超えて含有すると添加はＴｉＮの粗大化や固溶Ｎの増大により、逆に溶接熱影響部靱性の劣化を招くため、Ｎの含有量は０．００１〜０．０１０％とする。さらに、Ｎを０．００１〜０．００６％として、質量％の比としてＴｉ／Ｎを１〜５、さらに好ましくは２〜４とすることで、優れた靱性を示す。
ＮはＴｉＮのピンニング効果により加熱時のオーステナイトの粗大化を抑制し、母材や溶接熱影響部の靭性を改善するために有効な元素である。しかし、０．００１％以下の含有量では効果がなく、０．０１０％を超えて含有すると添加はＴｉＮの粗大化や固溶Ｎの増大により、逆に溶接熱影響部靱性の劣化を招くため、Ｎの含有量は０．００１〜０．０１０％とする。さらに、Ｎを０．００１〜０．００６％として、質量％の比としてＴｉ／Ｎを１〜５、さらに好ましくは２〜４とすることで、優れた靱性を示す。
さらに、鋼板の強度や靱性を向上させるため、以下に示すＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの中から選ばれた１種又は２種以上を含有する必要がある。
Ｃｕ：０．１〜０．６％
Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、０．６％を超えて添加すると溶接性の劣化やマルテンサイト体積分率の増加を招くため、Ｃｕを添加する場合はその含有量は０．１〜０．６％の範囲とする。
Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、０．６％を超えて添加すると溶接性の劣化やマルテンサイト体積分率の増加を招くため、Ｃｕを添加する場合はその含有量は０．１〜０．６％の範囲とする。
Ｎｉ：０．１〜１．２％
Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、１．２％を超えて添加するとコスト的に不利になり、また、溶接熱影響部靱性が劣化するため、Ｎｉを添加する場合はその含有量は０．１〜１．２％の範囲とする。
Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、１．２％を超えて添加するとコスト的に不利になり、また、溶接熱影響部靱性が劣化するため、Ｎｉを添加する場合はその含有量は０．１〜１．２％の範囲とする。
Ｃｒ：０．０５〜０．４０％
ＣｒはＭｎと同様に低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素である。その効果を得るためには、０．０５％以上添加することが好ましいが、０．４０％を超えて添加すると溶接性の劣化やマルテンサイト体積分率の増加を招くため、Ｃｒを添加する場合はその含有量は０．０５〜０．４０％の範囲とする。
ＣｒはＭｎと同様に低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素である。その効果を得るためには、０．０５％以上添加することが好ましいが、０．４０％を超えて添加すると溶接性の劣化やマルテンサイト体積分率の増加を招くため、Ｃｒを添加する場合はその含有量は０．０５〜０．４０％の範囲とする。
Ｍｏ：０．０５〜０．４０％
Ｍｏは焼き入れ性を向上し強度上昇に大きく寄与する元素である。しかし、０.０５％未満ではその効果が得られず、０.４０％を超える添加はマルテンサイト体積分率の増加や溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｍｏを添加する場合は、その含有量は０.０５〜０.４０％の範囲とする。さらに好適には０．０５〜０．３％とする。
Ｍｏは焼き入れ性を向上し強度上昇に大きく寄与する元素である。しかし、０.０５％未満ではその効果が得られず、０.４０％を超える添加はマルテンサイト体積分率の増加や溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｍｏを添加する場合は、その含有量は０.０５〜０.４０％の範囲とする。さらに好適には０．０５〜０．３％とする。
Ｖ：０．００５〜０．０７０％
Ｖは強度上昇に寄与する元素である。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.０７０％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｖを添加する場合はその含有量は０.００５〜０.０７０％とする。
Ｖは強度上昇に寄与する元素である。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.０７０％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｖを添加する場合はその含有量は０.００５〜０.０７０％とする。
さらに、鋼板の欠陥発生の防止や溶接熱影響部の靱性を向上させる場合、以下に示すＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒの中から選ばれる１種又は２種以上を含有してもよい。
Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％
ＣａはＭｎＳの形態制御に有効な元素であり、母材靱性の向上に寄与する。その効果を得るためには、０．０００５％以上添加することが好ましいが、０．０１００％を超えて添加するとＣａの酸硫化物が過剰に生成し粗大化やクラスタ状になることにより母材靱性を劣化させることから、Ｃａを添加する場合はその含有量は０．０００５〜０．０１００％の範囲とする。
ＣａはＭｎＳの形態制御に有効な元素であり、母材靱性の向上に寄与する。その効果を得るためには、０．０００５％以上添加することが好ましいが、０．０１００％を超えて添加するとＣａの酸硫化物が過剰に生成し粗大化やクラスタ状になることにより母材靱性を劣化させることから、Ｃａを添加する場合はその含有量は０．０００５〜０．０１００％の範囲とする。
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％
Ｍｇはアルミナクラスタ（Ａｌ２Ｏ３）を、Ａｌ−Ｍｇ系酸化物として微細分散させることで母材靭性向上に寄与する元素である。その効果を得るためには、０．０００５％以上添加することが好ましいが、０．０1００％を越える添加では酸化物の増加により母材靭性の低下が起こるため、Ｍｇを添加する場合はその含有量は０．０００５〜０．０１００％の範囲とする。
Ｍｇはアルミナクラスタ（Ａｌ２Ｏ３）を、Ａｌ−Ｍｇ系酸化物として微細分散させることで母材靭性向上に寄与する元素である。その効果を得るためには、０．０００５％以上添加することが好ましいが、０．０1００％を越える添加では酸化物の増加により母材靭性の低下が起こるため、Ｍｇを添加する場合はその含有量は０．０００５〜０．０１００％の範囲とする。
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２００％
ＲＥＭ（Rare Earth Metals：希土類金属）はＣａと同様、ＭｎＳの形態制御に有効な元素であり、母材靭性の向上に寄与する。その効果を得るためには、０．０００５％以上添加することが好ましいが、０．０２００％以上の添加は、ＲＥＭの酸硫化物が過剰に生成し、母材靭性を劣化させるため、ＲＥＭを添加する場合はその含有量は０．０００５〜０．０２００％の範囲とする。
ＲＥＭ（Rare Earth Metals：希土類金属）はＣａと同様、ＭｎＳの形態制御に有効な元素であり、母材靭性の向上に寄与する。その効果を得るためには、０．０００５％以上添加することが好ましいが、０．０２００％以上の添加は、ＲＥＭの酸硫化物が過剰に生成し、母材靭性を劣化させるため、ＲＥＭを添加する場合はその含有量は０．０００５〜０．０２００％の範囲とする。
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３００％
ＺｒはＣａと同様、ＭｎＳの形態制御に有効な元素であり、母材靭性の向上に寄与する。その効果を得るためには、０．０００５％以上添加することが好ましいが、０．０３００％超えての添加は、Ｚｒの酸硫化物が過剰に生成し、母材靭性を劣化させ、さらにＴｉＮと複合化することにより溶接熱影響部靱性を劣化させるため、Ｚｒを添加する場合はその含有量は０．０００５〜０．０３００％の範囲とする。
ＺｒはＣａと同様、ＭｎＳの形態制御に有効な元素であり、母材靭性の向上に寄与する。その効果を得るためには、０．０００５％以上添加することが好ましいが、０．０３００％超えての添加は、Ｚｒの酸硫化物が過剰に生成し、母材靭性を劣化させ、さらにＴｉＮと複合化することにより溶接熱影響部靱性を劣化させるため、Ｚｒを添加する場合はその含有量は０．０００５〜０．０３００％の範囲とする。
上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物とする。
なお、Ｂを含有することにより熱間圧延中のフェライト相の生成が抑制され、フェライト相の加工による集合組織の発達が困難になるため、本発明ではＢは不可避的不純物として取り扱い、好ましくは、０．０００５％以下とする。
なお、Ｂを含有することにより熱間圧延中のフェライト相の生成が抑制され、フェライト相の加工による集合組織の発達が困難になるため、本発明ではＢは不可避的不純物として取り扱い、好ましくは、０．０００５％以下とする。
ミクロ組織
本発明では、金属組織の形態および体積分率を規定する。金属組織はフェライト相とベイナイト相を主体とする。フェライト相は圧延中に加工することにより集合組織を発達させ，脆性き裂伝播停止性能を向上させるために必須の組織である。一方、強度を確保するためにはベイナイト相やマルテンサイト相などの硬質相を導入する必要があるが、マルテンサイト相ではフェライト相との硬度差を所望の範囲にすることができず、バウシンガー効果による降伏応力の低下を十分に抑制できず，優れた圧縮強度を得ることができないため、フェライト相とベイナイト相の合計体積分率を８０％以上とする。残部は、Ｍ−Ａ、マルテンサイト、パーライト、セメンタイトなどであるが、これらは、できるだけ少ないことが好ましい。
本発明では、金属組織の形態および体積分率を規定する。金属組織はフェライト相とベイナイト相を主体とする。フェライト相は圧延中に加工することにより集合組織を発達させ，脆性き裂伝播停止性能を向上させるために必須の組織である。一方、強度を確保するためにはベイナイト相やマルテンサイト相などの硬質相を導入する必要があるが、マルテンサイト相ではフェライト相との硬度差を所望の範囲にすることができず、バウシンガー効果による降伏応力の低下を十分に抑制できず，優れた圧縮強度を得ることができないため、フェライト相とベイナイト相の合計体積分率を８０％以上とする。残部は、Ｍ−Ａ、マルテンサイト、パーライト、セメンタイトなどであるが、これらは、できるだけ少ないことが好ましい。
なかでも、硬質第２相と母相の周辺に発生する局所的なひずみ勾配による背応力の発生を防止し、バウシンガー効果による圧縮降伏応力低下を抑制するため，金属組織中においてＭ−Ａの体積分率を２％以下とする。
その他残存組織として、二相域から加速冷却を開始した場合に，数％程度のパーライトが観察されるほか、Ｍ−Ａの分解生成物としてセメンタイトが観察される。また、後述のように圧延終了後の冷却速度が過大であるとマルテンサイトが混入する。
ミクロ組織間の硬度差：５０〜１５０
本発明では、主要な金属組織として規定したフェライト相とベイナイト相との硬度差を規定する。荷重負荷時の金属組織内の局所的なひずみ勾配は、先に述べた硬質第２相と母相の間だけでなく、母相である複相組織鋼の軟質相と硬質相の間にも発生し、バウシンガー効果による降伏応力低下を助長するため、鋼管の圧縮応力が低下する。
本発明では、主要な金属組織として規定したフェライト相とベイナイト相との硬度差を規定する。荷重負荷時の金属組織内の局所的なひずみ勾配は、先に述べた硬質第２相と母相の間だけでなく、母相である複相組織鋼の軟質相と硬質相の間にも発生し、バウシンガー効果による降伏応力低下を助長するため、鋼管の圧縮応力が低下する。
したがって、母相の軟質相であるフェライト相と母相の硬質相であるベイナイト相の平均硬度差を１５０以下にすることで、バウシンガー効果による降伏応力低下を抑制することができる。一方、強度確保の観点およびセパレーションの発生を容易にするためには、下限を５０にするものとする。
なお、平均硬さの測定方法については、荷重０．９８Ｎ以下のマイクロビッカース試験機により任意の２０点以上を測定し、その平均値をとることが好ましい。
板厚中心位置における集合組織
優れた脆性き裂伝播停止性能を得るためには、脆性き裂発生時にいわゆるき裂進展のセパレーションを発生させることが必要である。セパレーションは、一般的に圧延面に（１００）面と（１１１）面が発達している際に発生しやすくなることが知られている。本発明では、脆性き裂伝播停止性能の評価法としてＤＷＴＴ試験を採用し、様々な鋼板についてＤＷＴＴ試験を行った。
優れた脆性き裂伝播停止性能を得るためには、脆性き裂発生時にいわゆるき裂進展のセパレーションを発生させることが必要である。セパレーションは、一般的に圧延面に（１００）面と（１１１）面が発達している際に発生しやすくなることが知られている。本発明では、脆性き裂伝播停止性能の評価法としてＤＷＴＴ試験を採用し、様々な鋼板についてＤＷＴＴ試験を行った。
その結果、ＤＷＴＴ試験の延性破面率とＸ線回析により得られる管厚中心位置での圧延面の（１００）面の集積度とがよい相関があることが判明し、フェライト相とベイナイト相の硬度差が５０以上の場合、（１００）面の集積度を１．５以上とすることで、本発明範囲の溶接鋼管で優れた脆性き裂伝播停止性能が得られることがわかったので、（１００）面の集積度の下限を１．５とした。
なお、ここで（１００）面の集積度とは、集合組織のないランダムな標準試料における（２００）面からのＸ線回折強度に対する、管厚中心位置から鋼板圧延面に平行に採取した板面における（２００）面からのＸ線回析強度の比をいう。
次に、本発明に係る鋼管の素材とする厚鋼板の好適な製造方法について説明する。製造方法においては、スラブ加熱温度、熱間圧延、加速冷却、および加速冷却後の再加熱条件を規定する。
加熱温度、圧延終了温度、冷却停止温度、再加熱温度で規定している温度は鋼板全体の平均温度とする。平均温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータを考慮して、計算により求めたものである。
また、冷却速度は、冷却開始温度と冷却停止温度（４００〜６００℃）との温度差をその冷却を行うのに要した時間で割った平均冷却速度とする。
加熱温度、圧延終了温度、冷却停止温度、再加熱温度で規定している温度は鋼板全体の平均温度とする。平均温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータを考慮して、計算により求めたものである。
また、冷却速度は、冷却開始温度と冷却停止温度（４００〜６００℃）との温度差をその冷却を行うのに要した時間で割った平均冷却速度とする。
スラブ加熱温度：１０００〜１２００℃
スラブをオーステナイト化しつつ、最低限のＮｂの固溶量を得るため、下限温度は１０００℃である。一方、１２００℃を超える温度までスラブを加熱すると、ＴｉＮによるピンニング効果が弱まり、オーステナイト粒が著しく成長し、母材靭性が劣化する。このため、スラブ加熱温度は１０００〜１２００℃の範囲とする。
スラブをオーステナイト化しつつ、最低限のＮｂの固溶量を得るため、下限温度は１０００℃である。一方、１２００℃を超える温度までスラブを加熱すると、ＴｉＮによるピンニング効果が弱まり、オーステナイト粒が著しく成長し、母材靭性が劣化する。このため、スラブ加熱温度は１０００〜１２００℃の範囲とする。
９００℃以下の温度域での累積圧下率：５０％以上
本発明に係る鋼では、Ｎｂ添加によって９００℃以下はオーステナイト未再結晶温度領域である。この温度域以下において累積で大圧下の圧延を行うことにより、オーステナイト粒を伸展させ、特に板厚方向で細粒とし母材靭性を向上させる。累積圧下率が５０％未満の場合は、細粒化が十分でなく靱性が劣化するため、９００℃以下の温度域での累積圧下率は５０％以上とする。
本発明に係る鋼では、Ｎｂ添加によって９００℃以下はオーステナイト未再結晶温度領域である。この温度域以下において累積で大圧下の圧延を行うことにより、オーステナイト粒を伸展させ、特に板厚方向で細粒とし母材靭性を向上させる。累積圧下率が５０％未満の場合は、細粒化が十分でなく靱性が劣化するため、９００℃以下の温度域での累積圧下率は５０％以上とする。
二相温度域での累積圧下率：１０〜５０％
Ａｒ３点〜Ａｒ１点のフェライト−オーステナイト二相温度域で熱間圧延を行うことによってオーステナイト未再結晶域圧延で細粒化したオーステナイトをさらに微細化する。
Ａｒ３点〜Ａｒ１点のフェライト−オーステナイト二相温度域で熱間圧延を行うことによってオーステナイト未再結晶域圧延で細粒化したオーステナイトをさらに微細化する。
さらに、フェライトに加工を加えることによってフェライト強化による高強度化とＤＷＴＴなどの脆性き裂伝播停止性能評価試験で、試験片の破面にセパレーションを発生させるのに必要な集合組織形態を実現し、優れた脆性き裂伝播停止性能とすることが可能となる。
二相温度域の累積圧下量が１０％未満では、集合組織の発達が少なくセパレーションの発生が十分でなく脆性き裂伝播停止特性の向上が得られない。一方、累積圧下率が５０％を超えると、フェライトへの過剰な加工によりフェライトが脆化し、母材靭性が劣化する。このため、二相温度域での累積圧下率を１０〜５０％の範囲とする。
圧延終了温度：６６０℃以上
圧延終了温度が６６０℃未満の場合、フェライト変態が進行して加速冷却の効果が小さくなり、かつフェライトが粗大化することにより母材靭性が劣化するため、圧延終了温度は６６０℃以上とする。
圧延終了温度が６６０℃未満の場合、フェライト変態が進行して加速冷却の効果が小さくなり、かつフェライトが粗大化することにより母材靭性が劣化するため、圧延終了温度は６６０℃以上とする。
冷却速度：５〜５０℃／ｓ
圧延終了後に生成するフェライトは加工されていないため、強度、靭性確保の観点からは有害である。したがって、圧延終了後ただちに５℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却を行い、未変態オーステナイトをベイナイト組織に変態させてフェライトの発生を防止し、母材靭性を損なわずに強度を向上させる。一方で、本発明のように冷却停止温度を低くする場合は、冷却速度が過剰であるとベイナイト組織の中にマルテンサイト組織が混入する。５０℃／ｓを超える冷却速度の場合その傾向が顕著であり所望の組織形態が得られないため、上限を５０℃／ｓとする。
圧延終了後に生成するフェライトは加工されていないため、強度、靭性確保の観点からは有害である。したがって、圧延終了後ただちに５℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却を行い、未変態オーステナイトをベイナイト組織に変態させてフェライトの発生を防止し、母材靭性を損なわずに強度を向上させる。一方で、本発明のように冷却停止温度を低くする場合は、冷却速度が過剰であるとベイナイト組織の中にマルテンサイト組織が混入する。５０℃／ｓを超える冷却速度の場合その傾向が顕著であり所望の組織形態が得られないため、上限を５０℃／ｓとする。
冷却停止温度：２００〜４２０℃
再加熱後の引張強さを６００ＭＰａ以上とするため、冷却停止温度を４２０℃以下として、鋼板の加速冷却前に未変態オーステナイトであった部分をベイナイト組織とする。冷却停止温度が４２０℃を超えると変態温度が高く、十分に鋼板を高強度化できないため、上限を４２０℃とする。また、冷却停止温度が２００℃を下回ると、マルテンサイトの混入が避けられないことおよび鋼管素材の板内ひずみが大きく鋼管製造時に矯正のために過大なプレス圧縮もしくは拡管を与える必要があるため、下限を２００℃とする。冷却方法については製造プロセスによって任意の冷却設備を用いることが可能であり、例えば水冷方式の加速冷却設備が利用できる。
再加熱後の引張強さを６００ＭＰａ以上とするため、冷却停止温度を４２０℃以下として、鋼板の加速冷却前に未変態オーステナイトであった部分をベイナイト組織とする。冷却停止温度が４２０℃を超えると変態温度が高く、十分に鋼板を高強度化できないため、上限を４２０℃とする。また、冷却停止温度が２００℃を下回ると、マルテンサイトの混入が避けられないことおよび鋼管素材の板内ひずみが大きく鋼管製造時に矯正のために過大なプレス圧縮もしくは拡管を与える必要があるため、下限を２００℃とする。冷却方法については製造プロセスによって任意の冷却設備を用いることが可能であり、例えば水冷方式の加速冷却設備が利用できる。
再加熱処理：３２０〜５００℃
本発明において、再加熱処理は、重要な熱処理で、複相組織を有する加速冷却ままの鋼板のベイナイト組織を焼き戻してフェライト相とベイナイト相との硬度差を低減し、またＭ−Ａを分解するために行う。
本発明において、再加熱処理は、重要な熱処理で、複相組織を有する加速冷却ままの鋼板のベイナイト組織を焼き戻してフェライト相とベイナイト相との硬度差を低減し、またＭ−Ａを分解するために行う。
フェライト相とベイナイト相の硬度差の低減とＭ−Ａ分解を達成するためには、３２０℃以上に再加熱する必要がある。また、冷却停止温度よりも３０℃以上の温度に昇温しなければ、再加熱の効果が得られないため、下限を冷却停止温度よりも３０℃以上高くなおかつ３２０℃以上の温度とする。
一方、５００℃以上に加熱すると、焼戻し効果が顕著となり引張強度が著しく低下するだけでなく、フェライト相とベイナイト相の硬度差が小さくなりすぎることと、集合組織の集積度が低下することとの重畳でセパレーションの発生量が低下する現象が起こり、脆性き裂伝播停止性能が低下するため、上限を５００℃とする。
再加熱処理時の昇温速度：４℃／ｓ以上
冷却停止後急速加熱を行うことは、空冷後炉加熱などにより再加熱するよりも、フェライト相の焼戻しによる集合組織の集積度低下を抑制しながら、ベイナイト相の焼戻し、Ｍ−Ａの分解ができ、生産性の観点からみても有利であるため、冷却停止後直ちに、急速加熱により、４℃／ｓ以上、望ましくは６℃／ｓ以上の昇温速度で再加熱するものとする。再加熱後の冷却過程は特に規定しないが、空冷とするとＭ−Ａの再生成を防止できるため好適である。
冷却停止後急速加熱を行うことは、空冷後炉加熱などにより再加熱するよりも、フェライト相の焼戻しによる集合組織の集積度低下を抑制しながら、ベイナイト相の焼戻し、Ｍ−Ａの分解ができ、生産性の観点からみても有利であるため、冷却停止後直ちに、急速加熱により、４℃／ｓ以上、望ましくは６℃／ｓ以上の昇温速度で再加熱するものとする。再加熱後の冷却過程は特に規定しないが、空冷とするとＭ−Ａの再生成を防止できるため好適である。
加速冷却後の再加熱を行うための設備として、冷却設備の下流側に加熱装置を設置する。加熱装置としては、鋼板表面と板厚中央部で温度差を発生させることが容易な誘導加熱装置を用いる事が好ましい。
上述した製造方法を実施する設備として、たとえば圧延ラインの上流から下流側に向かって熱間圧延機、冷却装置、誘導加熱装置、ホットレベラーを逐次配置したものが好適である。
誘導加熱装置あるいは他の熱処理装置を、圧延設備である熱間圧延機およびその出側に配置される冷却装置と同一ライン上に設置する事によって、圧延、加速冷却終了後迅速に再加熱処理が行えるので、加速冷却後の鋼板温度を過度に低下させることなく加熱することが可能である。
続いて、本発明に係る鋼管の好適な製造方法について説明する。本発明において好適な鋼管の製造方法は、常法を基本とするものの、拡管率および冷間曲げ時に付与される圧縮加工の圧縮率を規定する。
誘導加熱装置あるいは他の熱処理装置を、圧延設備である熱間圧延機およびその出側に配置される冷却装置と同一ライン上に設置する事によって、圧延、加速冷却終了後迅速に再加熱処理が行えるので、加速冷却後の鋼板温度を過度に低下させることなく加熱することが可能である。
続いて、本発明に係る鋼管の好適な製造方法について説明する。本発明において好適な鋼管の製造方法は、常法を基本とするものの、拡管率および冷間曲げ時に付与される圧縮加工の圧縮率を規定する。
拡管率
一般的に厚肉の高強度ＵＯＥ鋼管は、０．９〜１．２％程度の範囲の拡管率で造管を行う。一方で、鋼管周方向の圧縮強度を確保するために、拡管率を低減することが効果的であり、圧縮強度を確保する必要のあるＵＯＥ鋼管は、通常の範囲の下限もしくは、それよりも小さい拡管率の範囲（例えば０．６〜１．０％）で造管される。
一般的に厚肉の高強度ＵＯＥ鋼管は、０．９〜１．２％程度の範囲の拡管率で造管を行う。一方で、鋼管周方向の圧縮強度を確保するために、拡管率を低減することが効果的であり、圧縮強度を確保する必要のあるＵＯＥ鋼管は、通常の範囲の下限もしくは、それよりも小さい拡管率の範囲（例えば０．６〜１．０％）で造管される。
本発明では、真円度の確保の観点から下限値を０．５％とするが、母材の製造方法により圧縮強度を向上させることが可能であるので、従来の手法よりも高い拡管率（例えば１．１％以上）での製造が可能である。本発明の鋼板を用いることにより、１．２５％までの拡管率で所望の圧縮強度特性が得られる。
冷間曲げ時に付与される圧縮加工の圧縮率
一般的に、厚肉の高強度ＵＯＥ鋼管は、０．３〜０．５％程度（圧縮率/拡管率が１／３以上）の範囲の圧縮率の圧縮加工が付与される冷間曲げにより造管を行う。鋼管周方向の圧縮強度を確保するために、冷間曲げ時に鋼板に付与される圧縮加工の圧縮率を高くすることが効果的である。
一般的に、厚肉の高強度ＵＯＥ鋼管は、０．３〜０．５％程度（圧縮率/拡管率が１／３以上）の範囲の圧縮率の圧縮加工が付与される冷間曲げにより造管を行う。鋼管周方向の圧縮強度を確保するために、冷間曲げ時に鋼板に付与される圧縮加工の圧縮率を高くすることが効果的である。
本発明では、母材、すなわち鋼管素材である厚鋼板の圧縮強度が向上しているので、従来の手法よりも低い圧縮率での製造が可能であり、拡管率の１／４以上の圧縮率であれば所望の圧縮強度特性が得られる。
表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｈ）を連続鋳造法によりスラブとし、加熱したスラブを熱間圧延により圧延した後、ただちに水冷型の冷却設備を用いて加速冷却を行い、誘導加熱装置を用いて再加熱を行って板厚８ｍｍおよび２６ｍｍの厚鋼板（Ｎｏ．１〜１９）を製造した。誘導加熱装置は、冷却設備と同一ライン上に設置した。一部、比較のため、誘導加熱装置でなく、一般的な熱処理炉（雰囲気炉）を用いて再加熱を行った。
各鋼板（Ｎｏ．１〜１９）の製造条件を表２に示す。
なお、加熱温度、圧延終了温度、冷却開始および停止温度、再加熱温度は鋼板全体の平均温度とした。平均温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータから計算により求めた。
加速冷却速度は、加速冷却開始温度と加速冷却停止温度との温度差をその冷却を行うのに要した時間で割った平均冷却速度とした。
鋼管のミクロ組織の分率は、管厚中心位置で４００倍で組織観察した１０枚の光学顕微鏡写真の画像解析からフェライト相とベイナイト相の合計の面積分率を平均して求め、鋼管中に均一にそれらの組織が分散していると仮定して、前記面積分率の値が体積分率の値に等しいものとみなした。
同様に、鋼管のＭ−Ａ体積分率は、管厚中心位置で２０００倍で組織観察した５枚のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）写真の画像解析から面積分率を平均して求め、鋼管中に均一に第２相が分散していると仮定して、前記面積分率の値が体積分率の値に等しいものとみなした。
フェライト相とベイナイト相の硬度差は、荷重０．９８Ｎのマイクロビッカース試験機により板厚１／４ｔ位置で各相それぞれ４０点以上を測定し、各相の硬度の平均値の差を求めることで得た。
管厚中心位置における圧延面の（１００）面の集積度は、集合組織のないランダムな標準試料における（２００）面からのＸ線回折強度に対する、管厚中心位置から圧延面に平行に採取した板面における（２００）面からのＸ線回析強度の比を用いた。
鋼管周方向の引張降伏応力は、シーム溶接部から周方向に９０°もしくは２７０°の管体から全厚サンプルを採取し、プレス機で平滑化した後、全厚試験片を作製した。引張降伏応力は、各条件で２本ずつ測定し平均値で評価した。
鋼管周方向の圧縮降伏応力は、シーム溶接部から周方向に９０°もしくは２７０°の管体の内表面から１ｍｍ以上管厚中心側からＡＳＴＭ Ｅ９準拠の直径２０ｍｍ、長さ６０ｍｍの丸棒試験片を採取し、各条件で２本ずつ測定した０．２％耐力の平均値で圧縮降伏応力を評価した。
脆性き裂伝播停止特性はＤＷＴＴ試験で評価した。ＤＷＴＴ試験の延性破面率は、管厚１／２ｔ位置から採取した１９ｍｍに減厚したＤＷＴＴ試験片（管厚８ｍｍの鋼管は全厚）を−４７℃で各２本ずつ行い、延性破面率の平均を求めた。延性破面率は、８５％以上を本発明で必要な値とした。
表３に得られた試験結果を示す。
鋼管Ｎｏ．１、２、１２、１３、１４はいずれも本発明の成分範囲、組織形態範囲、製造条件範囲を満たすため、所望の引張強度特性、圧縮降伏応力特性、DWTT特性が得られている。一方、その他の鋼管では、本発明の範囲外であるため、これらいずれかの特性を満たしていない。
鋼管Ｎｏ．３および４は、拡管率、あるいは、圧縮率／拡管率の比が本発明の範囲外であるため、圧縮降伏応力／引張降伏応力の比が小さくなっている。
鋼管Ｎｏ．５は、加熱温度が高いため、圧延前組織の粗大化が圧延後も受け継がれ、靱性が劣化し、ＤＷＴＴ特性を満足していない。鋼管Ｎｏ．６は、圧延終了温度が高くベイナイト単相組織となっているため、集合組織が発達しておらず、ＤＷＴＴ特性が劣化している。鋼管Ｎｏ．７は、二相域での圧延を行っていないため、フェライトを加工していないことによる強度不足ならびに集合組織が発達していないことによるＤＷＴＴ特性の劣化がみられる。
鋼管Ｎｏ．８は、冷却速度が大きすぎるために、加速冷却前に未変態オーステナイトであった部分がベイナイト相とマルテンサイト相の混合組織に変態し、フェライト相とこの混合組織（ベイナイト相＋マルテンサイト相）との硬度差が大きくなりすぎて、圧縮降伏応力／引張降伏応力が小さくなっている。鋼管Ｎｏ．９は、冷却停止温度および再加熱温度が高すぎるため、強度の低下とセメンタイトの粗大化によるＤＷＴＴ特性の劣化が見られる。
鋼管Ｎｏ．１０は、冷却停止後の再加熱を行っていないため、フェライト相とベイナイト相の硬度差が大きいことおよびＭ−Ａ体積分率が大きいことによる、圧縮降伏応力／引張降伏応力の低下がみられる。鋼管Ｎｏ．１１は、冷却停止温度が高く、再加熱を行っていないため、Ｍ−Ａ体積分率が大きいことによる圧縮降伏応力／引張降伏応力の低下が見られる。
鋼管Ｎｏ．１５、１６は、それぞれＣ、Ｍｎ、Ｎｂが本発明の請求範囲よりも大きいため、Ｍ−Ａ体積分率が大きく、圧縮降伏応力／引張降伏応力が低下している。鋼板Ｎｏ．１７は、Ｎｂの含有量が本発明の請求範囲よりも大きいため、析出強化にともなう靭性劣化のため、ＤＷＴＴ特性が低下している。鋼管Ｎｏ．１８は、本発明の必須添加元素であるＴｉが添加されていないため、加熱時の組織が粗大化し、それが圧延後の組織にも受け継がれるため、靱性が劣化し、ＤＷＴＴ特性が低下している。鋼板Ｎｏ．１９は、本発明の条件で加速冷却を実施した後、室温まで空冷後、炉加熱により再加熱を実施しているため、ベイナイトの焼戻しが過度であり、引張強さとＤＷＴＴ特性が劣化している。
本発明により、圧潰強度および真円度に優れる石油や天然ガスの輸送とりわけ海底パイプラインに使用させる厚肉高強度ラインパイプ用として好適な厚鋼板を冷間で成形し溶接して製造される高靱性溶接鋼管の製造が可能となり、産業上極めて有効である。
Claims (5)
- 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％、Ｎ：０．００１〜０．０１０％を含有し、さらに、Ｃｕ：０．１〜０．６％、Ｎｉ：０．１〜１．２％、Ｃｒ：０．０５〜０．４０％、Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、Ｖ：０．００５〜０．０７０％の中から選ばれる１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる厚鋼板を管状に曲げ成形し、突合せ部を溶接して鋼管とした後、さらに拡管してなる鋼管であって、当該鋼管の金属組織がフェライト相およびベイナイト相を主体とする複相組織であり、前記フェライト相と前記ベイナイト相との体積分率の合計が８０％以上、残部に含まれる島状マルテンサイト相の体積分率が２％以下であり、前記フェライト相と前記ベイナイト相との平均硬度差が５０以上１５０以下で、Ｘ線回析により得られる管厚中心位置での圧延面の（１００）面の集積度が１．５以上であることを特徴とする圧潰強度に優れた高靱性溶接鋼管。
- さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２００％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０３００％の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の圧潰強度に優れた高靱性溶接鋼管。
- 請求項１または２のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１２００℃に加熱後、９００℃以下の温度域での累積圧下率を５０％以上、二相温度域での累積圧下率を１０〜５０％として、６６０℃以上の温度で熱間圧延を終了後、ただちに冷却速度５〜５０℃／ｓで、２００〜４２０℃まで冷却を行い、冷却停止後、ただちに、４℃／ｓ以上の昇温速度で冷却停止温度より３０℃以上高い温度で、かつ３２０〜５００℃の温度範囲に再加熱した厚鋼板を室温まで冷却後、管状に曲げ成形し、突合せ部を溶接して鋼管とした後、さらに拡管することを特徴とする金属組織がフェライト相およびベイナイト相を主体とする複相組織であり、前記フェライト相と前記ベイナイト相との体積分率の合計が８０％以上、残部に含まれる島状マルテンサイト相の体積分率が２％以下であり、前記フェライト相と前記ベイナイト相との平均硬度差が５０以上１５０以下で、Ｘ線回析により得られる管厚中心位置での圧延面の（１００）面の集積度が１．５以上である圧潰強度に優れた高靱性溶接鋼管の製造方法。
- 前記拡管を拡管率０．５〜１．２５％で行うことを特徴とする請求項３記載の金属組織がフェライト相およびベイナイト相を主体とする複相組織であり、前記フェライト相と前記ベイナイト相との体積分率の合計が８０％以上、残部に含まれる島状マルテンサイト相の体積分率が２％以下であり、前記フェライト相と前記ベイナイト相との平均硬度差が５０以上１５０以下で、Ｘ線回析により得られる管厚中心位置での圧延面の（１００）面の集積度が１．５以上である圧潰強度に優れた高靱性溶接鋼管の製造方法。
- 前記鋼板を管状に曲げ成形する際に、鋼板に付与される圧縮加工の圧縮率が拡管率の１／４以上であることを特徴とする請求項３または４のいずれかに記載の金属組織がフェライト相およびベイナイト相を主体とする複相組織であり、前記フェライト相と前記ベイナイト相との体積分率の合計が８０％以上、残部に含まれる島状マルテンサイト相の体積分率が２％以下であり、前記フェライト相と前記ベイナイト相との平均硬度差が５０以上１５０以下で、Ｘ線回析により得られる管厚中心位置での圧延面の（１００）面の集積度が１．５以上である圧潰強度に優れた高靱性溶接鋼管の製造方法。
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