JP2005060838A - 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】多量の合金元素を添加することなく、製造効率の高い、耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管およびその製造方法を提供すること。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ａｌ：０．０８％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量の比であるＣ／（Ｍｏ+Ｔｉ）が０．５〜３であり、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトの２相組織であり、ベイナイト相中にＴｉと、Ｍｏとを含む微細析出物が分散析出していることを特徴とする、耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靭性鋼管を用いる。
【選択図】図１

Description

本発明は、主に原油や天然ガスを輸送するラインパイプに好適な、コーティング処理後の材質劣化の小さな大径溶接鋼管（ＵＯＥ鋼管、スパイラル鋼管）およびその製造方法に関するものである。

主に原油や天然ガスを輸送するラインパイプにおいては、高強度、高靱性化に加え、耐震性の観点から低降伏比化も要求されている。一般に、鋼材の金属組織を、フェライトの様な軟質相の中にベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相が適度に分散した組織にすることで、鋼材の低降伏比化が可能であることが知られている。この様な軟質相の中に硬質相が適度に分散した組織を得る製造方法として、焼入れ（Ｑ）と焼戻し（Ｔ）の中間に、フェライトとオーステナイトの２相域からの焼き入れ（Ｑ’）を施す熱処理方法（例えば、特許文献１参照）が知られている。

また、特許文献１に開示されている様な複雑な熱処理を行わずに低降伏比化を達成する技術として、Ａｒ３変態点以上で鋼材の圧延を終了し、その後の加速冷却速度と冷却停止温度を制御することで、針状フェライトとマルテンサイトの２相組織とし、低降伏比化を達成する方法が知られている（例えば特許文献２参照。）。

しかし、ラインパイプに用いられるＵＯＥ鋼管やＥＲＷ鋼管の様な溶接鋼管は、鋼板を冷間で管状へ成形、突き合わせ部を溶接後、通常防食等の観点から鋼管外面にコーティング処理が施されるため、製管時の加工歪みとコーティング処理時の加熱により歪み時効が生じ、降伏応力が上昇する。そのため、上述の様な方法にて素材の鋼板の低降伏比を達成しても、鋼管における低降伏比化を達成することは困難である。

耐歪み時効特性に優れた鋼材およびその製造方法としては、歪み時効の原因であるＣ、Ｎ含有量を制限し、且つＮｂ、Ｔｉを添加しＣ、Ｎと結合させることで、歪み時効を抑制する方法が知られている（例えば、特許文献３参照）。
特開昭５５−９７４２５号公報 特開平１−１７６０２７号公報 特開２００２-２２０６３４号公報

しかし、特許文献３に記載の技術では、高強度の鋼を得るためには、その実施例が示すように、鋼材の炭素含有量を高めるか、あるいはその他の合金元素の添加量を増やす必要があるため、素材コストの上昇を招くだけでなく、溶接熱影響部靭性の劣化が問題となる。

このように従来の技術では、生産性を低下させることなく、また多量の合金元素を添加することなく、コーティング処理後も低降伏比を有する鋼管を製造することは困難である。

したがって本発明の目的は、このような従来技術の課題を解決し、多量の合金元素を添加することなく、製造効率の高い、耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管およびその製造方法を提供することにある。

このような課題を解決するための本発明の特徴は以下の通りである。
（１）、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ａｌ：０．０８％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量の比であるＣ／（Ｍｏ+Ｔｉ）が０．５〜３であり、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトの２相組織であり、ベイナイト相中にＴｉと、Ｍｏとを含む微細析出物が分散析出していることを特徴とする、耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靭性鋼管。
（２）、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％および／またはＶ：０．００５〜０．１％を含有し、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量の比であるＣ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）が０．５〜３であり、ベイナイト相中にＴｉと、Ｍｏと、Ｎｂおよび／またはＶとを含む微細析出物が分散析出していることを特徴とする（１）に記載の耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管。
（３）、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ａｌ：０．０８％以下を含有し、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ｖ：０．００５〜０．１％の中から選ばれる少なくとも２種以上を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、原子％でのＣ量とＴｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量との比であるＣ／(Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ)が０．５〜３であり、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトの２相組織であり、ベイナイト相中にＴｉ、Ｎｂ、Ｖの中から選ばれる２種以上を含む析出物が分散析出していることを特徴とする、耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靭性鋼管。
（４）、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％の中から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）ないし（３）のいずれかに記載の低降伏比高強度高靭性鋼管。
（５）、（１）ないし（４）のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、Ａｒ３温度未満の圧延終了温度で熱間圧延した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で３００〜６００℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７５０℃まで再加熱を行い、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトの２相組織であり、ベイナイト相中に、ＴｉとＭｏとを含む微細析出物またはＴｉ、Ｎｂ、Ｖの中から選ばれる２種以上を含む微細析出物が、分散析出している鋼板として、該鋼板を冷間にて管状に成形し、突き合わせ部を溶接して鋼管とすることを特徴とする、耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靭性鋼管の製造方法。

本発明によれば、耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管を、高製造効率、低コストで製造することができる。このためラインパイプとして使用する鋼管を、安価で大量に安定して製造することができる。

本発明者らは前記課題を解決するために、鋼管原板の製造方法、特に制御圧延後の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た結果、以下の（ａ）、（ｂ）の知見を得た。

（ａ）、オーステナイトとフェライトの２相域での制御圧延後の加速冷却とその後の再加熱という製造プロセスにおいて、加速冷却後に再加熱を行うことによって、加速冷却時のベイナイト変態による強化に加え、再加熱時にベイナイトを主体とする硬質相中に析出する微細析出物による析出強化によって、合金元素が少なく低成分系の鋼においてもフェライトと、ベイナイトを主体とする硬質相の２相組織の高強度化が可能になる。そして、Ｍｏ、Ｔｉを含有する微細な複合炭化物を主として分散析出させることによって（第一の実施形態として以下に記載）、またはＴｉ、Ｎｂ、Ｖの中から選ばれる少なくとも２種以上を含有する微細な複合炭化物を分散析出させることによって（第二の実施形態として以下に記載）２相組織中の硬質相の高強度化が達成できる。

（ｂ）、ベイナイトを主体とする硬質相中の微細析出物の析出により、歪み時効の原因となる固溶ＣやＮが減少するため、鋼管成形、コーティング処理後の歪み時効による降伏応力上昇を抑制することが可能である。

本発明は上記のような、２相域圧延時に生成したフェライトと、圧延後の加速冷却ならびにその後の再加熱によって生じるＭｏ、Ｔｉと、場合によっては更にＮｂおよび／またはＶとを含有する微細な複合析出物や、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの中から選ばれる２種以上を含有する微細な複合炭化物が分散析出したベイナイトを主体とする硬質相との２相組織を有する耐歪み時効特性に優れた低降伏比高強度高靭性鋼管およびその製造方法に関するものであり、変態強化に加え析出強化を最大限に活用するため、合金元素を多量に添加する必要がなく、溶接熱影響部靭性を損なうことなく高強度化が達成できるものである。さらに、本技術により製造した２相組織鋼は、硬質相の硬さが従来法に比べて高いため軟質相と硬質相の硬度差が大きく、さらなる低降伏比化が達成できる。

以下、本発明の高強度鋼管について詳しく説明する。まず、本発明の高強度鋼管の組織について説明する。

本発明の鋼管の金属組織は実質的に軟質相と硬質相の２相組織であり、実質的にはフェライトとベイナイトの２相組織である。本発明では、加速冷却時のベイナイト変態による変態強化と、加速冷却後に再加熱してベイナイトを主体とする硬質相中に析出する微細析出物による析出強化を複合して活用することにより、合金元素を多量に添加することなく高強度化が可能である。一方、フェライトは軟質で延性に富んでいるが、より高強度の硬質相との２相組織とすることにより鋼管は十分な強度を有するものとなる。さらに、軟質層と硬質層の硬度差が大きくなるため降伏比はさらに低いものとなる。２相組織の硬質相中はベイナイトが主体であり、マルテンサイトやパーライトなどの異なる金属組織が１種または２種以上混在する場合があるが、強度が低下するため、フェライト相とベイナイト相以外の組織分率は少ない程良い。しかし、フェライト相とベイナイト相以外の組織の体積分率が低い場合はその影響が無視できるため、トータルの体積分率で５％未満の他の金属組織を、すなわちマルテンサイト、パーライト等を１種または２種以上含有してもよい。また、強度確保の観点からベイナイト分率を１０％以上に、母材の靭性確保の観点からフェライト分率を１０％以上にする事が望ましい。

さらに、歪み時効の原因である固溶Ｃ、Ｎが微細析出物として固定されるため、鋼管成形、コーティング時の加熱後の歪み時効による降伏比上昇を抑制することが可能である。

次に、上記のベイナイト相（硬質相）内に分散析出する析出物について、鋼管がＭｏを含有する場合を第一の実施形態として、Ｍｏを含有しない場合を第二の実施形態として説明する。

第一の実施形態における本発明の鋼管では、硬質相中のＭｏ、Ｔｉを基本として含有する複合析出物による析出強化を利用している。ＭｏおよびＴｉは鋼中で析出物を形成する元素であり、個々の炭化物の析出により鋼を強化することは従来行われているが、ＭｏとＴｉを複合添加して、ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合析出物を鋼中に微細に分散析出させることにより、ＭｏＣまたはＴｉＣの析出強化の場合に比べて、より大きな強度向上効果が得られることが特徴である。この従来にない大きな強度向上効果は、ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合析出物が安定でかつ成長速度が遅いので、粒径が１０ｎｍ未満の極めて微細な析出物が得られることによるものである。

ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合析出物は、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｃのみで構成される場合は、ＭｏとＴｉの合計とＣとが原子比で１：１の付近で化合しているものであり、高強度化に非常に効果がある。本発明では、Ｎｂおよび／またはＶを複合添加することにより、析出物がＭｏ、Ｔｉと、Ｎｂおよび／またはＶを含んだ複合炭化物となり、同様の析出強化が得られることを見出した。

本発明において鋼管内に分散析出する析出物である、Ｍｏ、Ｔｉを含有する複合析出物は、以下に述べる成分の鋼に本発明の製造方法を用いて鋼板を製造することにより、硬質相中に分散させて得ることができる。

また、第二の実施形態における本発明の鋼管では、ベイナイト相（硬質相）内に分散析出する他の析出物として、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの中から選ばれる２種以上を含有する複合炭化物による析出強化を利用することもできる。Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは鋼中で炭化物を形成する元素であり、個々の炭化物の析出により鋼を強化することは従来より行われているが、本発明ではＴｉ、Ｎｂ、Ｖの中から選ばれる２種以上を含有する複合炭化物を微細に析出させることにより、より大きな強度向上効果が得られることが特徴である。この従来にない大きな強度向上効果は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの中から選ばれる２種以上を含有する複合炭化物が安定でかつ成長速度が遅いので、粒径が１０ｎｍ未満の極めて微細な析出物が得られることによるものである。

本発明の第二の実施形態において鋼管内に分散析出する析出物である、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの中から選ばれる２種以上を含有する複合炭化物は、以下に述べる成分の鋼に本発明の製造方法を用いて鋼管を製造することにより、硬質相中に分散させて得ることができる。尚、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの中から選ばれる２種以上を含有する複合炭化物は、鋼がＭｏを含有する第一の実施形態の場合にも、ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合炭化物と同時に分散析出する場合もある。

これらの複合炭化物の微細析出物の個数率はＴｉＮを除いた全析出物の９５％以上であることが好ましい。なお、この微細な複合炭化物の析出物の平均粒径は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で撮影した写真を画像処理し、個々の析出物と同じ面積の円の直径を個々の複合炭化物について求め、それらの直径の平均値として求めることができる。

本発明の鋼管は以上のように、フェライト相と析出物が微細析出したベイナイト相との２相からなる複合組織を有するが、このような組織は以下のような組成の鋼を用いて、以下のような方法で製造することにより得ることができる。

まず、本発明の高強度鋼管の化学成分について説明する。以下の説明において％で示す単位は全て質量％である。

Ｃ：０.０３〜０.１％とする。Ｃは炭化物として析出強化に寄与する元素であるが、０.０３％未満で十分な強度が確保できない。０.１％を超える添加はＨＡＺ靭性を劣化させるだけでなく、耐歪み時効特性が低下するため、Ｃ含有量を０.０３％〜０.１％未満に規定する。さらに好適には、０．０３〜０．０８％である。

Ｓｉ：０.０１〜０.５％とする。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％を超えると靭性や溶接性を劣化させるばかりか、耐歪み時効特性を低下させるため、Ｓｉ含有量を０.０１〜０.５％に規定する。さらに好適には、０．０１〜０．３％である。

Ｍｎ：０.５〜２．５％とする。Ｍｎは強度、靭性のため添加するが、０.５％未満ではその効果が十分でなく、２．５％を超えると靱性ならびに溶接性が劣化するため、Ｍｎ含有量を０.５〜２．５％に規定する。

Ａｌ：０.０８％以下とする。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％以下に規定する。好ましくは０．０１〜０．０８％とする。

第一の実施形態における本発明の鋼板はＭｏとＴｉとを含有する。

Ｍｏ：０.０５〜０.５％とする。Ｍｏは、ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合炭化物を析出させる場合に重要な元素であり、添加する場合は０.０５％以上含有させることで、熱間圧延後冷却時のパーライト変態を抑制しつつ、Ｔｉとの微細な複合析出物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、０.５％を超えると溶接熱影響部靭性の劣化を招くことから、Ｍｏ含有量を０.０５〜０.５％に規定する。さらに、溶接熱影響部靭性の観点からＭｏ含有量を０．１〜０．３％とすることが好ましい。

Ｔｉ：０.００５〜０.０４％とする。Ｔｉは複合炭化物を形成する重要な元素である。０.００５％以上添加することで、Ｍｏや、Ｎｂおよび／またはＶと複合析出物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、０.０４％を超える添加は溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｔｉ含有量は０.００５〜０.０４％に規定する。さらに、Ｔｉ含有量を０．０２％未満にすると、より優れた靭性を示す。このため、Ｎｂおよび／またはＶを添加する場合は、Ｔｉ含有量を０．００５％以上、０．０２％未満とすることが好ましい。

本発明の高強度鋼管はＭｏとＴｉとを含有する上記の成分の鋼を用いることで、ＴｉとＭｏを含有する微細複合析出物が得られるが、析出強化を最大限に利用するためには、複合析出物を形成する元素の含有量の割合を以下のように制限することが必要である。すなわち、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量との比である、Ｃ／(Ｍｏ＋Ｔｉ)を０．５〜３とする。本発明による高強度化はＴｉ、Ｍｏを含む析出物によるものである。この複合析出物による析出強化を有効に利用するためには、Ｃ量と炭化物形成元素であるＭｏ、Ｔｉ量の関係が重要であり、これらの元素を適正なバランスのもとで添加することによって、熱的に安定かつ非常に微細な複合析出物を得ることが出来る。このとき原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量との比である、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ）の値が０．５未満の場合、微細析出物の析出が不十分であるため強度不足を招き、更に高強度の硬質相が得られず低降伏比化を達成できない。また、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量との比であるＣ／（Ｍｏ＋Ｔｉ）の値が３を超える場合はＣが過剰であり、耐歪み時効特性が低下し、また溶接熱影響部に島状マルテンサイトなどの硬化組織が形成し溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ）の値を０．５〜３とする。なお、質量％の含有量を用いる場合には、各元素記号を質量％での各元素の含有量として(Ｃ／１２．０１)／(Ｍｏ／９５．９+Ｔｉ／４７．９)の値を１．２〜３とする。さらに好適には、１．４〜３である。

Ｎｂおよび／またはＶは、Ｔｉ及びＭｏとともに微細複合析出物を形成するので、本発明の鋼管は、さらにＮｂおよび／またはＶを含有してもよい。

Ｎｂ：０.００５〜０.０７％とする。Ｎｂは組織の微細粒化により靭性を向上させるが、Ｔｉ及びＭｏと共に複合析出物を形成し、強度上昇、耐歪み時効特性に寄与する。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.０７％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０.００５〜０.０７％に規定する。

Ｖ：０.００５〜０.１％とする。ＶもＮｂと同様にＴｉ及びＭｏと共に複合析出物を形成し、強度上昇、耐歪み時効特性に寄与する。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.１％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｖ含有量は０.００５〜０.１％に規定する。

Ｎｂおよび／またはＶを含有する場合には、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量の比である、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）は０．５〜３とする。本発明による高強度化はＴｉ、Ｍｏを含む析出物によるが、Ｎｂおよび／またはＶを含有する場合はそれらを含んだ複合析出物（主に炭化物）となる。このとき各元素の原子％の含有量で表される、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値が０．５未満の場合、微細析出物の析出が不十分であるため強度不足を招き、更に高強度の硬質相が得られず低降伏比化を達成できない。また、３を超える場合はＣが過剰であり、耐歪み時効特性が低下し、また溶接熱影響部に島状マルテンサイトなどの硬化組織が形成し溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値を０．５〜３とする。なお、質量％の含有量を用いる場合には、各元素記号を質量％での各元素の含有量として(Ｃ／１２．０１)／(Ｍｏ／９５．９+Ｔｉ／４７．９＋Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４)の値を１．２〜３とする。さらに好適には、１．４〜３である。

本発明の鋼管はＭｏを含有しない第二の実施形態においては、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの中から選ばれる２種以上を含有する。この場合のＴｉ、Ｎｂ、Ｖの化学成分も上記の範囲とすることが望ましい。

本発明の低降伏比高強度高靭性鋼管はＣ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ａｌ：０．０８％以下を含有し、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ｖ：０．００５〜０．１％の中から選ばれる少なくとも２種以上を含有する成分の鋼を用いることで、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを含有する微細析出物が得られるが、析出強化を最大限に利用するためには、析出物を形成する元素の含有量の割合を以下のように制限することが必要である。すなわち、原子％でのＣ量とＴｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量の比である、Ｃ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）は０．５〜３とする。本発明の第二の実施形態における高強度化はＴｉ、Ｎｂ、Ｖのいずれか２種以上を含有する微細析出物の析出によるものである。このとき各元素の原子％の含有量で表される、Ｃ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値が０．５未満の場合、微細析出物の析出が不十分であるため強度不足を招き、更に高強度の硬質相が得られず低降伏比化を達成できない。また、３を超える場合はＣが過剰であり、溶接熱影響部に島状マルテンサイトなどの硬化組織が形成し溶接熱影響部靭性の劣化を招き、耐歪み時効特性を劣化させるため、Ｃ／（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値を０．５〜３とする。なお、質量％の含有量を用いる場合には、各元素記号を質量％での各元素の含有量として(Ｃ／１２．０１)／(Ｔｉ／４７．９＋Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４)の値を１．２〜３とする。さらに好適には、１．４〜３である。

本発明では、鋼管の強度靱性をさらに改善する目的で、以下に示すＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃａの１種又は２種以上を含有してもよい。

Ｃｕ：０.５％以下とする。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、多く添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合は０.５％を上限とする。

Ｎｉ：０.５％以下とする。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、多く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、添加する場合は０.５％を上限とする。

Ｃｒ：０.５％以下とする。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、０．１％以上添加することが好ましいが、多く添加すると溶接性を劣化させるため、添加する場合は０.５％を上限とする。

Ｂ：０.００５％以下とする。Ｂは強度上昇、ＨＡＺ靭性改善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、０.００５％を超えて添加すると溶接性を劣化させるため、添加する場合は０.００５％以下とする。

Ｃａ：０．０００５〜０．００３％とする。Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御して靭性を改善する。０．０００５％以上でその効果が現れ、０．００３％を超えると効果が飽和し、逆に清浄度を低下させて靭性を劣化させるため、添加する場合には０．０００５〜０．００３％とする。

Ｎ：好ましくは０．００７％以下とする。Ｎは不可避的不純物として扱うが、０．００７％を越えると、溶接熱影響部靭性が劣化するため、好ましくは０．００７％以下とする。

さらに、Ｔｉ量とＮ量の比であるＴｉ／Ｎを最適化することで、ＴｉＮ粒子により溶接熱影響部のオーステナイト粗大化を抑制することでき、良好な溶接熱影響部靭性を得ることが出来るため、好ましくはＴｉ／Ｎを２〜８、さらに好ましくは２〜５とする。

上記以外の残部は実質的にＦeからなり、不可避不純物をはじめ、本発明の作用効果を害さない元素を微量に添加することができる。例えば、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｗ、Ｚｒをそれぞれ、０．０２％以下添加しても良い。

次に、本発明の高強度鋼管原板の製造方法について説明する。

本発明の高強度鋼管の原板は上記の成分組成を有する鋼を用い、加熱温度：１０００〜１３００℃、圧延終了温度：Ａｒ３温度未満で熱間圧延を行い、その後５℃／s以上の冷却速度で４５０〜６００℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０.５℃／s以上の昇温速度で５５０〜７５０℃の温度まで再加熱を行うことで、金属組織を実質的にフェライトとベイナイトの２相組織とし、Ｍｏ、Ｔｉを含有する微細析出物、または、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを含有する微細析出物をベイナイト相（ベイナイトを主体とする硬質相）中に分散析出させることができる。ここで、温度は鋼板の平均温度とする。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、熱間圧延終了後、冷却終了温度（３００〜６００℃）まで冷却に必要な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である。また、昇温速度は、冷却後、再加熱温度（５５０〜７５０℃）の温度までの再加熱に必要な温度差を再加熱するのに要した時間で割った平均昇温速度である。以下、各製造条件について詳しく説明する。

加熱温度：１０００〜１３００℃とする。加熱温度が１０００℃未満では炭化物の固溶が不十分で必要な強度ならびに降伏比が得られず、１３００℃を超えると母材靭性が劣化するため、１０００〜１３００℃とする。

圧延終了温度：Ａｒ３温度未満とする。このプロセスは本発明における重要な製造条件である。降伏比を低下させるためには軟質相と硬質相の２相組織化が有効であり軟質相と硬質相の硬度差が大きいほど降伏比は低下する。Ａｒ３温度未満での圧延終了により軟質の初析フェライトを析出させた後、後述の加速冷却と再加熱処理での析出強化により高硬度のベイナイト相とし、軟質相と硬質相の硬度差が大きい２相組織が得られる。圧延終了温度がＡｒ３温度を超えるとフェライト変態が十分進行せず降伏比が上昇するため、圧延終了温度をＡｒ３温度未満とする。圧延終了温度が低すぎると、フェライトが加工されて軟質の初析フェライトが得られない場合があるため、圧延終了温度は６５０℃以上にすることが好ましい。

圧延終了後、直ちに５℃／s以上の冷却速度で冷却する。冷却速度が５℃／s未満では冷却時にパーライトを生成し、ベイナイトによる変態強化が得られないため、十分な強度が得られない。よって、圧延終了後の冷却速度を５℃／s以上に規定する。このときの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る。

冷却停止温度：３００〜６００℃とする。冷却停止温度が３００℃未満では、島状マルテンサイト（ＭＡ）が生成するため再加熱時の微細炭化物の析出が不十分となり十分な強度が得られないとともに母材靱性が劣化し、さらに耐歪み時効特性も低下する。６００℃を超えると冷却中にパーライトが析出するため微細炭化物の析出が不十分となり十分な強度が得られず、さらに耐歪み特性も低下する。そのため、加速冷却停止温度を３００〜６００℃に規定する。

加速冷却後直ちに０.５℃／s以上の昇温速度で５５０〜７５０℃の温度まで再加熱を行う。このプロセスは本発明における重要な製造条件である。硬質相の強化、耐歪み時効特性の向上に寄与する微細析出物は、再加熱時に析出する。このような微細析出物を得るためには、加速冷却後直ちに５５０〜７５０℃の温度域まで再加熱する必要がある。また再加熱の際には、冷却後の温度より少なくとも５０℃以上昇温することが望ましい。昇温速度が０.５℃／s未満では、目的の再加熱温度に達するまでに長時間を要するため製造効率が悪化し、またパーライト変態が生じるため、微細析出物の分散析出が得られず十分な強度を得ることができない。再加熱温度が５５０℃未満では十分な析出駆動力が得られず微細析出物の量が少ないため、十分な析出強化や耐歪み時効特性の向上が図れず、７５０℃を超えると析出物が粗大化し十分な強度が得られないため、再加熱の温度域を５５０〜７５０℃に規定する。再加熱温度において、特に温度保持時間を設定する必要はない。本発明の製造方法を用いれば再加熱後直ちに冷却しても、十分な微細析出物が得られるため高い強度が得られる。しかし、十分な微細析出物を確保するために、３０分以内の温度保持を行うことができる。３０分を超えて温度保持を行うと、析出物の粗大化を生じ強度が低下する場合がある。また、再加熱後の冷却過程において冷却速度によらず微細析出物は粗大化しないため、再加熱後の冷却速度は基本的には空冷とすることが好ましい。

加速冷却後の再加熱を行うための設備として、加速冷却を行うための冷却設備の下流側に加熱装置を設置することができる。加熱装置としては、鋼板の急速加熱が可能であるガス燃焼炉や誘導加熱装置を用いる事が好ましい。

本発明の製造方法を実施するための設備の一例を図１に示す。図１に示すように、圧延ライン１には上流から下流側に向かって熱間圧延機３、加速冷却装置４、誘導加熱装置５、ホットレベラー６が配置されている。誘導加熱装置５あるいは他の熱処理装置を、圧延設備である熱間圧延機３およびそれに引き続く冷却設備である加速冷却装置４と同一ライン上に設置する事によって、圧延、冷却終了後迅速に再加熱処理が行えるので、圧延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できる。

さらに、溶接鋼管の製造方法について説明する。

本発明の溶接鋼管は、上述した成分組成を有する鋼を、上述した製造条件により、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトの２相組織であり、第一の実施形態においてはベイナイト相中にＴｉとＭｏとを含む微細析出物が分散析出している鋼板として、第二の実施形態においてはＴｉ、Ｎｂ、Ｖの中から選ばれる２種以上を含む微細析出物が分散析出している鋼板として製造し、鋼板を冷間にて管状に成形し、突き合わせ部を溶接し鋼管とする。管状への成形方法については特に規定しない。また、コーティング処理を施す場合の鋼管の加熱温度は特に規定しないが、ベイナイトの軟化による応力比の増加を防ぐため、３００℃以下とすることが望ましい。

表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜I）を連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて板厚１８、２６ｍｍ、外径２４、４８インチの溶接鋼管（Ｎｏ.１〜１５）を製造した。

加熱したスラブを熱間圧延により圧延した後、直ちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却を行い、誘導加熱炉またはガス燃焼炉を用いて再加熱を行い鋼板を作製し、該鋼板を用いＵＯＥプロセスにて溶接鋼管を製造し、その後鋼管外面にコーティング処理を施した。誘導加熱炉は加速冷却設備と同一ライン上に設置した。各鋼管（Ｎｏ.１〜１５）の製造条件を表２に示す。なお、加熱温度、圧延終了温度、冷却停止（終了）温度および、再加熱温度等の温度は鋼板の平均温度とした。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を考慮して、計算により求めた。また、冷却速度は、熱間圧延終了後、冷却停止（終了）温度まで冷却に必要な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である。また、再加熱速度（昇温速度）は、冷却後、再加熱温度までの再加熱に必要な温度差を再加熱するのに要した時間で割った平均昇温速度である。

以上のようにして製造した鋼管の引張特性を測定した。測定結果を表２に併せて示す。引張特性は、圧延方向の全厚試験片を引張試験片として２本採取し、コーティング前後で引張試験を行い、引張強度および降伏比を測定し、その平均値で評価した。引張強度５８０ＭＰａ以上を本発明に必要な強度とし、降伏比８５％以下を本発明に必要な降伏比とした。

母材靭性については、圧延垂直方向のフルサイズシャルピーＶノッチ試験片を３本採取してシャルピー試験を行い、−１０℃での吸収エネルギーを測定して、その平均値を求めた。−１０℃での吸収エネルギーが１００Ｊ以上のものを良好とした。

溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性については、図２に示すように試験片を採取してシャルピー試験を行った。図２は鋼管のシーム溶接部の断面の概略図であるが、ノッチ９の部分が長さの比で、溶接金属：ＨＡＺ＝１：１になるように、シーム溶接部の板厚中央部より、フルサイズシャルピーＶノッチ試験片１０を３本採取して−１０℃でのシャルピー吸収エネルギーを測定し、その平均値を求めた。−１０℃での吸収エネルギーが１００Ｊ以上のものを良好とした。

表２において、本発明例であるＮｏ.１〜７はいずれも、化学成分および製造方法が本発明の範囲内であり、引張強度５８０ＭＰａ以上の高強度で、コーティング処理前の降伏比が８０％以下で、コーティング処理後も降伏比８５％以下の低降伏比であり、耐歪時効特性に優れ、母材ならびに溶接熱影響部の靭性は１００Ｊ以上で良好であった。また、透過型電子顕微鏡観察、エネルギー分散型Ｘ線分光法による分析の結果、フェライト相中にＴｉとＭｏ、一部の鋼板についてはさらにＮｂおよび／またはＶを含む粒径１０ｎｍ未満の微細な複合炭化物の分散析出が観察された。なお、この微細な複合炭化物の平均粒径は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で撮影した写真を画像処理し、個々の複合炭化物と同じ面積の円の直径を個々の複合炭化物について求め、それらを平均して求めた。

Ｎｏ.８〜１１は、化学成分は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、強度もしくは降伏比が不十分であった。Ｎｏ.１２〜１５は化学成分が本発明の範囲外であるので、十分な強度が得られないか、降伏比が高いか、ＨＡＺ靭性が劣っていた。

表３に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ２〜Ｉ２）を連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて板厚１８、２６ｍｍ、外径２４、４８インチの溶接鋼管（Ｎｏ.２１〜３４）を製造した。

加熱したスラブを熱間圧延により圧延した後、直ちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却を行い、誘導加熱炉またはガス燃焼炉を用いて再加熱を行い鋼板を作製し、該鋼板を用いＵＯＥプロセスにて溶接鋼管を製造し、その後鋼管外面にコーティング処理を施した。誘導加熱炉は加速冷却設備と同一ライン上に設置した。各鋼管（Ｎｏ.２１〜３４）の製造条件を表４に示す。なお、加熱温度、圧延終了温度、冷却停止（終了）温度および、再加熱温度等の温度は鋼板の平均温度とし、実施例１と同様にして求めた。

以上のようにして製造した鋼管の引張特性、母材靭性、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性を実施例１と同様にして測定した。測定結果を表４に併せて示す。

表４において、本発明例であるＮｏ.２１〜２６はいずれも、化学成分および製造方法が本発明の範囲内であり、引張強度５８０ＭＰａ以上の高強度で、コーティング処理前の降伏比が８０％以下で、コーティング処理後も降伏比８５％以下の低降伏比であり、耐歪時効特性に優れ、母材ならびに溶接熱影響部の靭性は１００Ｊ以上で良好であった。また、透過型電子顕微鏡観察、エネルギー分散型Ｘ線分光法による分析の結果、フェライト相中にＴｉ、Ｎｂ、Ｖの中から選ばれる２種以上を含有する粒径１０ｎｍ未満の微細な複合炭化物の分散析出が観察された。

Ｎｏ.２７〜３０は、化学成分は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、強度、降伏比が不十分であった。Ｎｏ.３１〜３４は化学成分が本発明の範囲外であるので、十分な強度が得られないか、降伏比が高いか、ＨＡＺ靭性が劣っていた。

本発明の製造方法を実施するための製造ラインの一例を示す概略図。 試験片の採取位置を示す、鋼管のシーム溶接部の断面の概略図。

符号の説明

１ 圧延ライン
２ 鋼板
３ 熱間圧延機
４ 加速冷却装置
５ 誘導加熱装置
６ ホットレベラー
７ 鋼板
８ 溶接金属
９ ノッチ
１０ 試験片
１１ ＨＡＺ

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ａｌ：０．０８％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量の比であるＣ／（Ｍｏ+Ｔｉ）が０．５〜３であり、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトの２相組織であり、ベイナイト相中にＴｉと、Ｍｏとを含む微細析出物が分散析出していることを特徴とする、耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靭性鋼管。
2. さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％および／またはＶ：０．００５〜０．１％を含有し、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量の比であるＣ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）が０．５〜３であり、ベイナイト相中にＴｉと、Ｍｏと、Ｎｂおよび／またはＶとを含む微細析出物が分散析出していることを特徴とする請求項１に記載の耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管。
3. 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ａｌ：０．０８％以下を含有し、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ｖ：０．００５〜０．１％の中から選ばれる少なくとも２種以上を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、原子％でのＣ量とＴｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量との比であるＣ／(Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ)が０．５〜３であり、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトの２相組織であり、ベイナイト相中にＴｉ、Ｎｂ、Ｖの中から選ばれる２種以上を含む析出物が分散析出していることを特徴とする、耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靭性鋼管。
4. さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％の中から選ばれる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ないし請求項３のいずれかに記載の低降伏比高強度高靭性鋼管。
5. 請求項１ないし請求項４のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、Ａｒ３温度未満の圧延終了温度で熱間圧延した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で３００〜６００℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７５０℃まで再加熱を行い、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトの２相組織であり、ベイナイト相中に、ＴｉとＭｏとを含む微細析出物またはＴｉ、Ｎｂ、Ｖの中から選ばれる２種以上を含む微細析出物が、分散析出している鋼板として、該鋼板を冷間にて管状に成形し、突き合わせ部を溶接して鋼管とすることを特徴とする、耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靭性鋼管の製造方法。

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