JP2007031769A

JP2007031769A - 継目無鋼管およびその製造方法

Info

Publication number: JP2007031769A
Application number: JP2005216233A
Authority: JP
Inventors: Yuji Arai; 勇次荒井; Kunio Kondo; 邦夫近藤; Nobuyuki Hisamune; 信之久宗
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2005-07-26
Filing date: 2005-07-26
Publication date: 2007-02-08
Anticipated expiration: 2025-07-26
Also published as: WO2007013503A1; CN101233253A; BRPI0613975B1; US20080257459A1; EP1918395A1; AR054573A1; EP1918395A4; US7815755B2; JP4945946B2; BRPI0613975A2; CN101233253B

Abstract

【課題】高強度と安定した靱性と優れた耐食性とを備え、海底フローライン用に適した継目無鋼管およびその製造方法を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｃｒ：０．０２〜１．０％、Ｎｉ：０．０２〜１．０％、Ｍｏ：０．０２〜０．８％、Ｔｉ：０．００４〜０．０１０％、Ｎ：０．００２〜０．００８％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｖ：０〜０．０８％、Ｃｕ：０〜１．０％で、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＳｉが０．２５％以下、Ｐが０．０５％以下、Ｓが０．００５％以下、Ｎｂが０．００５％未満、Ｂが０．０００３％未満であり、ポリゴナルフェライトが２０体積％以下、マルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織が１０体積％以下で、残部がベイナイトである組織を有する焼入れのままの継目無鋼管、およびその鋼管を焼戻しした高強度厚肉継目無鋼管。
【選択図】なし

Description

本発明は、強度、靱性、溶接性に優れた継目無鋼管、特に海底フローライン用として好適な厚肉高強度継目無鋼管とその製造方法に関する。厚肉とは、肉厚２５ｍｍ以上を意味する。また、高強度とは、ＡＰＩ（米国石油協会）に規定されるＸ７０以上の強度、具体的には、Ｘ７０（降伏強度４８３ＭＰａ以上）、Ｘ８０（降伏強度５５１ＭＰａ以上）、Ｘ９０（降伏強度６２０ＭＰａ以上）、Ｘ１００（降伏強度６８９ＭＰａ以上）、Ｘ１２０（降伏強度８２７ＭＰａ以上）の強度を意味する。

近年、陸上や浅海に位置する油田の石油、ガス資源が枯渇しつつあり、深海の海底油田の開発が活発になっている。深海油田では、海底に設置された油井、ガス井の坑口から、洋上のプラットホームまでフローラインやライザーを用いて原油やガスを輸送する必要がある。

深海に敷設されたフローラインは、その内部には深い地層圧が加わった高圧の内部流体圧がかかり、また、波浪による繰り返し歪みと、操業停止時には深海の海水圧の影響を受ける。従って、上記のフローライン用の鋼管としては、強度だけでなくコラプスや金属疲労を考慮して、高強度で高靱性の厚肉の鋼管が望まれている。

高強度、高靱性継目無鋼管は、従来、高温に加熱されたビレットを穿孔圧延機で穿孔した後、圧延、延伸して、製品のパイプ形状に成形し、その後、熱処理を施して製造されてきた。この製造工程によって、鋼管に高強度、高靱性および溶接性を具備させるのである。

しかしながら、近年、省エネルギーや省プロセスの観点から、インラインでの熱処理、即ち、製管ライン内での熱処理、を適用し、製造プロセスの簡素化が検討されている。特に、熱間加工された後に素材が保有する熱を有効利用することに着目して、製管後に管を室温まで冷却せずに、焼入するプロセスが導入されており、それによって大幅な省エネルギーと製造プロセスの効率化が図れ、製造コストの削減効果が得られるようになっている。

仕上圧延後に直接焼入するインライン熱処理プロセスを採用するようになると、圧延後、一旦室温まで冷却されず、変態と逆変態のプロセスを経ないので、結晶粒径が粗大になりやすく、優れた靱性および耐食性の確保が簡単ではないという問題が生じている。このような問題に対応するため、仕上圧延された鋼管の結晶粒を微細にする技術や、結晶粒がそれ程小さくなくても靱性や耐食性が確保できる技術が提案されている。

例えば、特許文献１には、仕上圧延後に再加熱炉を用いて、仕上圧延から再加熱炉装入までの時間を調整し、再加熱炉装入前に鋼管温度を一旦低温（Ａｃ₁変態点−１００℃）にすることによって、結晶粒の微細化を図る技術が開示されている。

また、特許文献２には、成分組成、特にＴｉとＳの含有量を調整して、結晶粒が比較的大きくても、良好な性能を有する鋼管の製造方法の発明が開示されている。

特開２００１−２４０９１３号公報特開２０００−１０４１１７号公報近年、大深度海底油田の開発が活発化して、高強度で厚肉の鋼管の需要が増加している。しかし、上記の特許文献に開示された技術では、鋼管に十分な性能を持たせることが困難である。例えば、本発明が対象とする厚肉鋼管になると、仕上圧延の温度が高温になり、焼入れ炉装入前の鋼管の温度が低温（Ａｃ1変態点−１００℃）になるまでに長時間を要し、生産能率が大きく低下する。従って、特許文献１に開示される方法は、厚肉材には適用が困難である。また、厚肉材ではインライン熱処理時の冷却速度が小さくなるので、特許文献２に開示される組成の鋼でも、靱性が低下するという問題がある。

本発明は、上記の事情を背景としてなされたものであり、その目的は、特に肉厚の大きい鋼管であって、高強度と安定した靱性と優れた耐食性とを備え、海底フローライン用に適した継目無鋼管、およびその継目無鋼管を製造する素材として好適な焼入れのままの継目無鋼管、ならびにそれらの製造方法を提供することにある。

本発明者は、まず、厚肉の高強度継目無鋼管の靱性が支配される因子を鋭意解析した。その結果、次の（１）〜（６）に列記した新知見を得て、２５ｍｍ以上の肉厚で、かつＸ７０級以上の高強度と高靭性を有するラインパイプ用継目無鋼管を、インライン熱処理という低コストで能率の高いプロセスで製造できることを確認した。

（１）２５ｍｍ以上の厚肉継目無鋼管の焼入れ焼戻し後の靭性が、焼入れの条件によって変化すること。すなわち、焼入れのままの組織が、焼戻し後の靭性を支配している。

（２）焼入れたままの鋼管の組織は、上部ベイナイトを主体として若干のフェライトを含んでいる。しかし、その上部ベイナイト組織の界面（旧オーステナイト粒界、パケットの境界、ブロックの境界、ラス間）には、セメンタイトまたは「残留オーステナイトとマルテンサイトの混合組織」（以下、これをＭＡと記す）が針状や粒状で存在する。

（３）焼入れたままの鋼管の上部ベイナイト組織の界面にＭＡが多いと、ＭＡとその周りの母相との硬度差が大きいため、その部位は脆化しており、たとえ焼戻しを施した後でも靭性が劣る。

（４）焼戻し後の靭性を良好にするためには、焼入れたままの鋼管のＭＡを、鋼を構成する全組織中の体積率で２０％以下、好ましくは１０％以下、さらに好ましくは７％以下にする必要がある。また、ＭＡ中の残留オーステナイト量を、鋼を構成する全組織中の１０％以下にするのが好ましく、より好ましくは７％以下、さらに好ましくは５％以下にするのがよい。

（５）合金の化学組成としては、高強度とするために上部ベイナイト組織主体にするべく、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ等の合金元素を添加し、また、ＭＡを少なくするためにＣおよびＳｉの添加量を低く抑え、Ｔｉの添加を適量とすると、焼戻し後の靭性が良好になる。さらに、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭといった微量元素、Ｃｕ、Ｖといった析出強化元素を適量添加することにより、焼戻し後の強度と靭性のバランスが極めて良好になる。
（６）ＭＡを上記のように低減した焼入れのままの鋼管に、５５０℃以上でＡｃ₁変態点以下の温度域で焼戻しを施すと、良好な靭性が安定して得られる。

本発明者は、素材となるビレットを熱間製管後そのまま、またはＡｃ₃変態点以上に設定された補熱炉に保持した後に、鋼管の温度がＡｒ₃変態点を下回らないうちに焼入れを実施し、その後、焼戻しを実施するインライン熱処理プロセスによって、厚肉で高強度の継目無鋼管を製造する場合において、靭性を高める方法について検討を行った。その結果、次のことが明らかになった。

同一の熱処理設備を使用して処理しても、厚肉材になると、強度−靭性のバランスが悪化する。さらに注目すべきことに、焼入れの条件の違いによって、その後の焼戻し条件が同一であっても、靭性に違いが出ることが判明した。

そこで、焼入れのままの組織が、焼戻し後の靭性を支配しているとの仮説を立て、靭性が不良であった鋼管の製造プロセスを途中まで再現し、焼入れのままの鋼管を採取し、その鋼管の肉厚方向中央部の金属組織を、透過型電子顕微鏡を用いて詳細に観察した。

その結果、上部ベイナイトの界面（旧オーステナイト粒界、ベイナイトパケット境界、ベイナイトブロック界面、ベイナイトラス間）に粗大なＭＡが多量に生成していた。なお、ＭＡ中に残留オーステナイトが存在することを、回折パターンを解析することで確認した。

一方、靭性が良好であった鋼管についても同様に、焼入れのままの鋼管を採取し、観察を実施した結果、ＭＡ量が明らかに少ないことを確認した。また、同時に強度を十分に高くするためには、ポリゴナルフェライト相は抑制されていなければならないことも判明した。

ＭＡが多量に生成する原因は、次のように考えられる。すなわち、焼入れの冷却時にはオーステナイト単相からフェライトやベイナイトやマルテンサイトに順次変態する。その際、冷却速度が低下し、高温域をある程度長い時間かけて通過すると、フェライト相やベイナイト組織から排出されたＣは、拡散が進行して未変態のオーステナイトに濃縮する。その濃縮されたＣを含むオーステナイトは、最終変態後にＣ含有量が高いマルテンサイトやベイナイトに変化したり、Ｃ含有量の高い残留オーステナイトになる。

特に厚肉材では冷却速度が低下するので、ＭＡが生成しやすい状況にある。従って、ＭＡの生成を少なくするには、冷却速度を可能な限り大きくし、さらになるべく低温まで強制冷却するのがよい。

しかしながら、厚肉鋼管の場合、冷却速度に限界が生じるので、厚肉材の冷却速度でも、均一な組織とする技術を探求した。その結果、濃縮する元素、すなわちＣの含有量を低減するとともに、Ｓｉを低減することで、焼入れ時のセメンタイトの析出を促し、Ｃのオーステナイト相への濃縮を抑えることができることを見出した。

以上のような知見に基づき、焼入れ時のポリゴナルフェライト相の体積率を２０％以下とした上で、ＭＡの体積率を1０％以下、好ましくは７％以下、さらに好ましくは５％以下に限定することで、焼戻し後の鋼管の靭性を改善することができた。

なお、ＭＡの体積率は、レペラー法により観察面を腐食し、光学顕微鏡を用いて、倍率１０００倍で５０×５０μｍを１視野として、任意に１０視野観察し、画像処理を行い面積率を求めて算定した。なお、ＭＡの面積率は、１０視野の平均値とした。ポリゴナルフェライト相の体積率は、ナイタール腐食により観察面を腐食して前記と同様の観察、撮影および画像解析によって求めた。

さらに検討を重ね、以下の合金設計と最適製造プロセスを明確にし、本発明に到った。なお、以下の記述において成分含有量に関する「％」は「質量％」である。

まず、Ｃ含有量は０．０８％以下に制限する。より好ましいのは０．０６％以下、さらに好ましいのは０．０４％以下である。さらに、Ｓｉの上限を０．２５％以下とする。Ｓｉのより好ましい含有量は０．１５％以下、最も好ましいのは０．１０％以下である。

Ｃと同様な挙動を示すＮは、鋼中に不可避的に存在するため、Ｔｉを添加することにより窒化物として固定する。この場合のＴｉの含有量は、少なすぎるとＮを固定する効果が小さく、多すぎると窒化物が粗大になるのと、炭化物の不均一析出が生じるため、０．００２〜０．０２％が適正である。なお、Ｔｉ含有量のより好ましい範囲は０．００２〜０．０１５％、さらに好ましい範囲は０．００４〜０．０１５％である。

他の元素は、高強度と良好な靱性バランスの観点から調整する。靱性に悪影響を及ぼすＰとＳはそれぞれ、上限値を設定する。Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、ＭｏおよびＣｕは、靱性および溶接性を考慮して、狙いの強度に応じて含有量を調整する必要がある。また、脱酸に必要なＡｌとＣａを添加する。さらに、ＭｇおよびＲＥＭを選択して添加して鋳込み特性を確保したり、靱性を向上させたりするともできる。

さらに、インライン熱処理で製造される鋼管の場合、Ｎｂは添加せず、不純物としての上限は０．００５％未満にする必要がある。Ｖは、無添加か、添加しても含有量を０．０８％以下にすることが必要である。また、選択的にＢを添加して焼入れ性を十分に高めても良い。

次に、製造プロセスとしては、鋼管をオーステナイト単相の温度域から、冷却速度の大きい焼入れすることが肝要である。そのため、鋼管の内面、外面の両面に大量の冷却水が接触するようにする。このとき、冷却水の水温は低温であるほど好ましく、鋼管が冷却水に接触している時間も長いほど好ましい。もちろん、水温の低温化や長時間水冷は、製造コストおよび生産能率を考慮しながら決定すべきである。

焼入れの際の好ましい冷却速度は、鋼管が８００℃から５００℃に降温するまでの平均降温速度で５℃／ｓ以上である。より好ましいのは１０℃／ｓ以上、さらに好ましいのは２０℃／ｓ以上である。また、強制冷却の終了温度は、鋼管の肉厚部の中央部の温度で２００℃以下とする。より好ましいのは１００℃以下、さらに好ましいのは５０℃以下である。水焼入れを実施するための水温は、低いほど好ましく、５０℃以下が好適である。

焼入れに続いて実施される焼戻し熱処理は、セメンタイトを均一に析出させることが靭性向上に肝要であることから、５５０℃以上でＡｃ₁変態点以下の温度域で、５〜６０分の均熱時間として実施する。なお、好ましい焼戻し熱処理の温度範囲は、６００℃以上でＡｃ₁変態点以下、さらに好ましいのは６５０℃以上でＡｃ₁変態点以下である。

以上、の知見を基礎とする本発明は、下記の鋼管およびその製造方法を要旨とする。

（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｃｒ：０．０２〜１．０％、Ｎｉ：０．０２〜１．０％、Ｍｏ：０．０２〜０．８％、Ｔｉ：０．００４〜０．０１０％、Ｎ：０．００２〜０．００８％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％で、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＳｉが０．２５％以下、Ｐが０．０５％以下、Ｓが０．００５％以下、Ｎｂが０．００５％未満、Ｂが０．０００３％未満であり、ポリゴナルフェライトが２０体積％以下、マルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織が１０体積％以下で、残部がベイナイトである組織を有する焼入れのままの継目無鋼管。

（２）Ｆｅの一部に代えて、０．０８質量％以下のＶをさらに含有する上記（１）の焼入れのままの継目無鋼管。

（３）Ｆｅの一部に代えて、１．０質量％以下のＣｕをさらに含有する上記（１）または（２）の焼入れのままの継目無鋼管。

（４）Ｆｅの一部に代えて、それぞれ０．００５質量％以下のＭｇおよびＲＥＭからなる群から選ばれた１種以上の成分をさらに含有する上記（１）から（３）までのいずれかの焼入れのままの継目無鋼管。

（５）Ｂ含有量が０．０００３〜０．０１質量％である上記（１）から（４）までのいずれかの焼入れのままの継目無鋼管。

（６）上記（１）から（５）までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼を製管圧延した後、その鋼管全体の温度がＡｒ₃変態点を下回らないうちに直ちに焼入れを行うか、またはＡｃ₃変態点〜１０００℃の温度域の補熱炉で均熱した後に焼入れを行い、その焼入れ工程において、８００℃から５００℃までの平均冷却速度を５℃／秒以上として２００℃以下まで強制冷却することを特徴とする上記（１）から（５）までのいずれかの継目無鋼管の製造方法。

（７）上記（６）に記載の製造方法の焼入れの後に、５５０℃〜Ａｃ₁変態点の範囲の温度で焼戻しを行うことを特徴とする継目無鋼管の製造方法。

上記（１）から（５）までの継目無鋼管は、焼入れのままのものであって、（６）はその鋼管の製造方法である。（７）は、（６）の製造方法の焼入れに引き続いて実施される焼戻しを特徴とする製品鋼管の製造方法である。なお、焼入れおよび焼戻しを施した鋼管は、肉厚が２５ｍｍ以上で、かつ降伏強度が４８３ＭＰａ以上であることが望ましく、このような継目無鋼管は、ラインパイプ用の高強度厚肉継目無鋼管としてきわめて好適である。

１．鋼管の化学組成
本発明において鋼管の化学組成を上記のように限定した理由を以下に述べる。

Ｃ：０．０３〜０．０８％
Ｃは、鋼の強度を確保するための重要な元素である。焼入れ性を高めて厚肉材でＸ７０級以上の強度を得るために０．０３％以上を必要とする。一方、０．０８％を超えると靱性が低下するので、０．０３〜０．０６％とした。Ｃのより好ましい含有量の範囲は、０．０３％〜０．０７％であり、さらに好ましい含有量の範囲は０．０３％〜０．０６％である。

Ｍｎ：０．３〜２．５％
Ｍｎは、焼入れ性を高めて厚肉材でも中心まで強化すると同時に、靱性を高めるために、比較的多量の添加が必要である。Ｍｎの含有量が０．３％未満ではこれらの効果が得られず、２．５％を超えると却って靱性が低下するので、０．３〜２．５％とする。

Ａｌ：０．００１〜０．１０％
Ａｌは、製鋼における脱酸剤として添加する。この効果を得るために０．００１％以上の含有を必要とするが、０．１０％を超えると介在物がクラスター状になって靭性を劣化させたり、管端のベベル面加工時に表面欠陥が多発する。そのため、Ａｌは０．００１〜０．１０％とする。表面欠陥を防止するためには、上限をさらに制限することが望ましく、より好ましい上限は０．０３％、最も好ましい上限は０．０２％である。

Ｃｒ：０．０２〜１．０％
Ｃｒは、焼入れ性を向上させて、厚肉材で鋼の強度を向上させる元素であり、その効果が顕著になるのは、含有量が０．０２％以上の場合である。しかし、過剰に添加すると、却って靱性が低下するので含有量の上限を１．０％とした。

Ｎｉ：０．０２〜１．０％
Ｎｉは、鋼の焼入れ性を向上させて、厚肉材の強度を向上させる元素である。その効果は、０．０２％以上の含有で顕著になる。しかしながら、Ｎｉは高価な元素であり、また過剰に添加するとその効果が飽和するので、上限を１．０％とした。

Ｍｏ：０．０２〜０．８％
Ｍｏは、変態強化と固溶強化により鋼の強度を向上させる元素である。その効果は０．０２％以上の含有で顕著になる。しかし、Ｍｏの含有量が過剰になると靱性が低下するので、上限を０．８％以下とした。

Ｔｉ：０．００４〜０．０１０％
Ｔｉは、鋼中のＮと結合してＴｉＮを生成し、熱間製管時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。このようなＴｉの作用を得るには、０．００４％以上の含有量とする必要がある。しかし、Ｔｉの含有量が０．０１０％を超えると、凝固偏析でＴｉが濃化し、凝固中にＴｉＮが生成し、高温で成長し始めて粗大化するので、靭性に悪影響を及ぼす。このため、Ｔｉの含有量は０．００４％〜０．０１０％とした。好ましいＴｉの含有量の範囲は０．００６〜０．０１０％である。

Ｎ：０．００２〜０．００８％
Ｎは、不可避的に鋼中に存在し、Ａｌ、Ｔｉ等と結合して窒化物を形成する。Ｎが多量に存在すると、窒化物の粗大化を招き、靭性に悪影響を及ぼす。一方、Ｎの含有量が０．００２％より少ないと、窒化物の量が少なすぎて、熱間製管時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する効果が得られない。したがって、Ｎの含有量は０．００２〜０．００８％とする。より好ましいＮの含有量の範囲は０．００４〜０．００７％である。

Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
Ｃａは、製鋼における脱酸剤として、また、鋳込み時のノズル詰まりを抑制して鋳込み特性を改善する目的で添加する。特に、本発明ではＭＡを抑制するためにＳｉを低く抑えているので、脱酸を十分に行うためにＣａの添加が必要であり、その含有量を０．０００５％以上とすることが必要となる。一方、含有量が０．００５％を超えると、前記の効果が飽和してそれ以上の効果が発揮されないばかりではなく、介在物がクラスター化し易くなり、靱性が低下するので、上限を０．００５％とする。

Ｖ：０〜０．０８％
Ｖは、必要に応じて添加する。Ｖは、強度と靱性のバランスで含有量を決定する元素である。他の合金元素で十分強度が得られる場合は、無添加の方が良好な靱性が得られる。強度向上元素として添加する場合は、０．０２％以上の含有量とするのが望ましい。一方、その含有量が０．０８％を超えると靱性が大幅に低下するので、添加する場合は、含有量の上限を０．０８％とする。

Ｃｕ：０〜１．０％
Ｃｕも必要に応じて添加する成分である。Ｃｕは、耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ特性）を改善する作用を有するので、耐ＨＩＣ特性を向上させたい場合には添加しても良い。耐ＨＩＣ特性改善効果を発現させるのに望ましい含有量は、０．０２％以上である。一方、１．０％を超える含有量にしても効果が飽和するので、添加する場合、含有量の上限は１．０％とする。

Ｂ：０．０００３％未満、または０．０００３〜０．０１％
Ｂは、添加しない方が靭性に対しては好都合である。靭性を特に重要視する場合、Ｂは添加せず、不純物としてのＢは０．０００３％未満とする必要がある。一方、強度を重要視する場合、必要に応じてＢを添加すれば焼入れ性を高めることができて高強度化できるが、その効果を得るためには、含有量を０．０００３％以上とする必要がある。しかし、過剰の添加は、靱性を低下させるので、Ｂを添加する場合には、含有量の上限は０．０１％とする。

Ｍｇ、ＲＥＭ：０〜０．００５％
ＭｇおよびＲＥＭの添加は必須ではない。しかし、これらは、介在物の形態制御により靱性、耐食性を改善、鋳込み時のノズル詰まりを抑制して鋳込み特性を改善する効果を有するので、これらの効果を得たいときには添加する。前記の効果を得るためには、それぞれ、０．０００５％以上の含有が望ましい。一方、それぞれの含有量が０．００５％を超えると、前記の効果が飽和してそれ以上の効果が発揮されないばかりではなく、介在物がクラスター化しやくなり、逆に靱性および耐ＨＩＣ性が低下するので、上限を０．００５％とする。なお、ここで言うＲＥＭとは原子番号５７のＬａから７１のＬｕまでの１５元素にＹおよびＳｃを加えた１７元素の総称であり、上記の含有量は、これらの元素それぞれの含有量または合計の含有量である。

次に、特に上限値を規制する必要のある不純物について述べる。

Ｓｉ：０．２５％以下
Ｓｉは、製鋼における脱酸剤として作用する。しかしながら、厚肉材の靱性を大幅に低下させる元素である。その含有量が０．２５％を超えるとＭＡが多量に生成し、靱性が低下する原因となるので、０．２５％以下の含有量とする。０．１５％以下とすると、さらに靱性の改善が得られ、０．１０％未満に抑制するとさらに靱性が向上する。Ｓｉを０．０５％未満に制限すると、極めて良好な靱性が得られる。

Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、靱性を低下させる不純物元素であり、可及的に低減するのが好ましい。含有量が０．０５％を超えると、靱性が著しく低下するので上限を０．０５％とするが、０．０２％以下が好ましく、０．０１％以下がさらに好ましい。

Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、靱性を低下させる不純物元素であり、可及的に低減するのが好ましい。その含有量が０．００５％を超えると、靱性が著しく低下するので上限を０．００５％とするが、０．００３％以下が好ましく、０．００１％以下がさらに好ましい。

Ｎｂ：０．００５％未満
本発明で採用したインライン熱処理の場合は、Ｎｂ炭窒化物が不均一に析出して、強度バラツキが大きくなるので、Ｎｂは添加しない方がよい。強度バラツキが顕著になり、製造上問題となるのは、その含有量が０．００５％以上のときであるので、本発明の鋼管においてはＮｂは添加せず、不純物としての含有量を０．００５％未満とする。

２．金属組織
上記の組成になるように鋼の成分を調整し、さらに金属組織を次に示すように造りこむことが強度−靭性バランスの向上に必要である。すなわち、焼入れのままの鋼管において、体積率でポリゴナルフェライトを２０％以下とし、ＭＡ（マルテンサイトと残留オーステナイトの混合物）を１０％以下、好ましくは７％未満、さらに好ましくは５％以下とし、残部をベイナイト組織とする。

なお、この金属組織の解析方法は、焼入れのままの鋼管の肉厚中央部について、１０×１０ｍｍの金属組織観察用試験片を取り出し、ナイタール腐食またはレペラー腐食を実施し、走査型電子顕微鏡にて観察し、１０００倍の倍率で５０×５０μｍを１視野として任意に１０視野撮影し、画像解析ソフトを用いて、上記のそれぞれの組織の面積率を求めてその平均値を体積率とする。

３．製造方法
次に、本発明の製造方法に関し、好適な製造プロセスについて説明する。

（１）鋳込み方法
まず、上記の組成になるように鋼を転炉等で精錬し、凝固させ、素材となる鋳片を得る。製造プロセスとしては、丸ビレット形状に連続鋳造するのが理想であるが、角形の鋳型に連続鋳造やインゴットとして鋳込みその後、丸ビレットに分塊圧延するプロセスを取ることもできる。なお、鋳込み時の鋳片の冷却速度が速いほど、ＴｉＮの微細分散を促し、製品の靭性に好都合である。

（２）鋳片の加熱温度
丸ビレットは、熱間加工が可能な温度に再加熱して穿孔、延伸および定形圧延を実施する。再加熱温度は、１１５０℃未満では熱間変形抵抗が大きくなり、疵の発生が増加するので、１１５０℃以上が必要である。一方、加熱温度が１２８０℃を超えると、加熱燃料原単位が大きくなりすぎることや、スケールロスが大きくなって歩留まりが低下すること、加熱炉の寿命が短くなることから、上限を１２８０℃とするのが望ましい。結晶粒径を微細にして靱性を良好にするためには、加熱温度は低い方がよいので、１２００℃以下での加熱が好ましい。

（３）熱間圧延による造管
熱間圧延による造管の方法の一例は、マンネスマン−マンドレルミル製管法であり、さらに延伸圧延により成形する方法である。造管の終了温度は、オーステナイト単相の温度域であるＡｒ₃変態点以上であれば、造管後直ちに焼入れを実施することができるので、熱エネルギーの節減には好都合である。また、造管の終了温度がＡｒ₃変態点を下回っても、後述のように、ただちにＡｃ₃変態点以上での補熱を実施すれば、オーステナイト単相とすることができる。

（４）造管後の補熱または再加熱の実施
造管後直ちに補熱炉に装入し、Ａｃ₃変態点以上の温度で均熱処理をすれば、鋼管の長手方向の温度の均一性が確保できる。この場合の補熱の条件は、Ａｃ₃変態点〜１０００℃の温度域で、５分〜３０分の在炉時間とすれば、温度の均一性と結晶粒の極端な粗大化の抑制を達成できるので好都合である。

（５）焼入れ
焼入れ時の冷却速度を大きくすればするほど、厚肉材でも高強度、高靱性が得られやすくなる。即ち、理論上の限界冷却速度に近付けば近付くほど、高強度、高靱性が得られる。必要な冷却速度は８００℃から５００℃までの平均冷却速度で５℃／秒以上である。より好ましいのは１０℃／秒以上、さらに好ましいのは１５℃／秒以上である。

上記冷却速度は、鋼管の肉厚中央部の温度低下の経時変化であり、その部位に溶接された熱電対によって実測してもよいし、伝熱計算と実測の組み合わせから予測してもよい。

優れた靱性を確保するには、冷却速度に加えて、強制冷却の終了温度も重要である。化学組成を調整した鋼を用いて、強制冷却終了温度を２００℃以下のなるべく低い温度まで冷やし切ることが重要である。好ましいのは１００℃以下まで、より好ましいのは５０℃以下まで、継続して強制冷却することである。それによって、部分的にＣの濃化した変態強化組織や残留オーステナイトの生成を防止でき、靱性が大幅に改善される。

（６）焼戻し
焼入れた後、５５０℃〜Ａｃ₁変態点の範囲内の温度で焼き戻す。焼戻し温度での保持時間は適宜決定すればよく、通常は１０分から１２０分程度に設定する。好ましい焼戻し温度は、６００℃〜Ａｃ₁変態点であり、高温であるほどＭＡがセメンタイトに容易に分解するため靭性が向上する。

表１に示す化学組成の鋼種を転炉で溶製し、連続鋳造機にて鋼管の素材となる丸ビレットを製造した。その後、丸ビレットに１２５０℃で１時間の均熱を行う加熱処理を施してから傾斜ロール穿孔機を用いて中空素管を得た。この中空素管をマンドレルミルおよびサイザーを用いて仕上圧延して、肉厚２５ｍｍおよび５０ｍｍの鋼管を得た。

上記の鋼管を表２に記載の焼入れ条件で冷却した。すなわち、製管後、直ちに、補熱炉に装入し、均熱した後、冷却を実施した。なお、表２に示した平均冷却速度は次のようにして求めた。即ち、鋼管長手方向の中央部に、外面からドリルで穴をあけ、肉厚中央部にあたる箇所に熱電対を溶接し、８００〜５００℃の範囲で温度変化を測定し、この温度範囲の冷却速度の平均値を求めた。

上記の焼入れした鋼管を長手方向に対して垂直２等分し、金属組織を調査するための小片（１０ｍｍ角の立方体）を切断面の肉厚中央部から採取し、ナイタール腐食またはレペラー腐食を実施し、走査型電子顕微鏡にて観察し、１０００倍の倍率で５０×５０μｍを１視野として任意に１０視野撮影し、画像解析ソフトを用いて、ポリゴナルフェライト、ＭＡのそれぞれの組織の面積率を求めて体積率（単位は％）とした。なお、ベイナイト組織の体積率は、ポリゴナルフェライトとＭＡの体積率の合計を１００％から差し引いた値である。

表３および表４に、ＪＩＳのＧ０５５１（１９９８）に規定される粒度番号、ポリゴナルフェライトおよびＭＡの体積率を示す。

焼入れ後、切断された鋼管の一方を用いて、表２に記載の条件で焼戻しを実施した。この焼戻し後の製品鋼管から、引張試験として、ＪＩＳの１２号引張試験片を採取し、引張強さ（ＴＳ）、降伏強さ（ＹＳ）を測定した。なお、引張試験はＪＩＳのＺ２２４１に準じて行った。衝撃試験片は、ＪＩＳのＺ２２０２の４号試験片に準じ、１０ｍｍ×１０ｍｍ、２ｍｍＶノッチの試験片を肉厚中央の長手方向から採取し、試験を行った。強度に関しては、ＹＳが４８３ＭＰａ（ＡＰＩ規格のＸ７０グレードの下限の降伏応力）以上を合格とし、靭性に関しては、前記衝撃試験で求められたエネルギー遷移温度（ｖＴＥ、単位は℃）が０℃以下である場合を合格とした。

表３、表４にそれぞれ２５ｍｍ、５０ｍｍの肉厚の鋼管について、上記試験で得られた、焼入れまま鋼管のポリゴナルフェライトおよびＭＡの体積率、および焼戻し後の製品鋼管のＹＳ、ｖＴＥを示す。試験番号１〜１０、１５〜１７、２０〜２９、３４〜３６は、本発明で規定した成分範囲および製造範囲の内にあり、良好な靭性が得られている。

一方、試験番号１１〜１４および３０〜３３は、本発明で規定した合金組成範囲を満足していない鋼を用いた比較例であり、焼戻し後の靭性が不良で、厚肉で高強度−高靭性が要求される用途には適用できない。また、試験番号１８、１９、３７および３８は、本発明で規定した合金組成範囲を満足する鋼を用いているが、製造条件が本発明で規定する範囲から外れているため、焼入れのままでのＭＡの量が多く、靭性が不良であり、これらも厚肉で高強度−高靭性が要求される用途には適用できない。

本発明の継目無鋼管およびその製造方法によれば、継目無鋼管の化学組成とその製造方法を規定することによって、特に肉厚の大きい鋼管で降伏応力が４８３ＭＰａ以上の高強度と靱性に優れた海底フローライン用継目無鋼管が製造可能となる。本発明は、より厳しい深海に敷設可能な継目無鋼管の提供を可能にする発明であり、世界のエネルギー安定供給に大きく貢献する発明である。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｃｒ：０．０２〜１．０％、Ｎｉ：０．０２〜１．０％、Ｍｏ：０．０２〜０．８％、Ｔｉ：０．００４〜０．０１０％、Ｎ：０．００２〜０．００８％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％で、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＳｉが０．２５％以下、Ｐが０．０５％以下、Ｓが０．００５％以下、Ｎｂが０．００５％未満、Ｂが０．０００３％未満であり、ポリゴナルフェライトが２０体積％以下、マルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織が１０体積％以下で、残部がベイナイトである組織を有する焼入れのままの継目無鋼管。
Ｆｅの一部に代えて、０．０８質量％以下のＶをさらに含有する請求項１に記載の焼入れのままの継目無鋼管。
Ｆｅの一部に代えて、１．０質量％以下のＣｕをさらに含有する請求項１または請求項２に記載の焼入れのままの継目無鋼管。
Ｆｅの一部に代えて、それぞれ０．００５質量％以下のＭｇおよびＲＥＭからなる群から選ばれた１種以上の成分をさらに含有する請求項１から請求項３までのいずれかに記載の焼入れのままの継目無鋼管。
Ｂ含有量が０．０００３〜０．０１質量％である請求項１から請求項４までのいずれかに記載の焼入れのままの継目無鋼管。
請求項１から５までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼を製管圧延した後、その鋼管全体の温度がＡｒ₃変態点を下回らないうちに直ちに焼入れを行うか、またはＡｃ₃変態点〜１０００℃の温度域の補熱炉で均熱した後に焼入れを行い、その焼入れ工程において、８００℃から５００℃までの平均冷却速度を５℃／秒以上として２００℃以下まで強制冷却することを特徴とする請求項１から請求項５までのいずれかの継目無鋼管の製造方法。
請求項６に記載の製造方法の焼入れの後に、５５０℃〜Ａｃ₁変態点の範囲の温度で焼戻しを行うことを特徴とする継目無鋼管の製造方法。