JP2011132600A - 高圧縮強度耐サワーラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】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、鋼板の金属組織を最適化することで、圧縮強度の高い厚肉の耐サワーラインパイプ用溶接鋼管を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜１．６％、Ｐ：０．０１２％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％、Ｎ：０．００２０〜０．００６０％、を含有し、Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）が０．０２５以上であり、ＣＰ値が０．９５以下，Ｃｅｑ値が０．２８以上であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼管であり、金属組織がベイナイト分率：８０％以上、島状マルテンサイトの分率：２％以下、ベイナイトの平均粒径：５μｍ以下である高圧縮強度耐サワーラインパイプ用溶接鋼管。
【選択図】図３

Description

本発明は、石油や天然ガス輸送用の耐サワー性能に優れたラインパイプに関するものであり、特に、高い耐コラプス性能が要求される厚肉の深海用ラインパイプへの使用に適した高圧縮強度耐サワーラインパイプ用溶接鋼管及びそ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、圧縮降伏強度あるいは、０．５％圧縮耐力のことを言う。また、引張降伏強度は、特に断らない限り、引張降伏強度あるいは、０．５％引張耐力のことを言い、引張強度は、通常の定義通り引張試験時の最大応力のことを言う。

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が、ラインパイプの材質としては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。

海底パイプラインの設計にはＤＮＶ規格（ＯＳ Ｆ−１０１）が適用される場合が多いが、本規格では外圧によるコラプス圧力を決定する因子としてパイプの管径Ｄ、管厚ｔ、真円度ｆ_０および材料の引張降伏強度ｆｙを用いてコラプス圧力が求められる。しかし、パイプのサイズと強度が同じであっても、パイプの製造方法によって圧縮強度が変化することから、引張降伏強度には製造方法によって異なる係数（αｆａｂ）が掛けられることになる。この係数はシームレスパイプの場合は１．０すなわち引張降伏強度がそのまま適用できるが、ＵＯＥプロセスで製造されたパイプの場合は係数として０．８５が与えられている。これは、ＵＯＥプロセスで製造されたパイプの圧縮強度が引張強度よりも低下するためであるが、ＵＯＥ鋼管は造管の最終工程で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って圧縮強度が低下することがその要因となっている。よって、耐コラプス性能を高めるためには、パイプの圧縮強度を高めることが必要であるが、冷間成形で拡管プロセスを経て製造される鋼管の場合は、バウシンガー効果による圧縮降伏強度低下が問題となっていた。

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。この方法によれば、拡管によって導入された転位が除去分散されるために降伏強度が上昇するが、拡管後に５分以上通電加熱を続ける必要があるため、生産性が劣る。

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の低下を回復させる方法として、特許文献２では鋼管外表面を内表面より高い温度に加熱することで、加工硬化により上昇した内面側の圧縮降伏強度を維持し、バウシンガー効果により低下した外表面側の圧縮降伏強度を上昇させる方法が、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Ａｒ_３温度以上から３００℃以下まで行い、ＵＯＥプロセスで鋼管とした後に８０〜５５０℃に加熱を行う方法がそれぞれ提案されている。しかしながら、特許文献２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することは実製造上、特に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り、また、特許文献３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Ａｒ_３温度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った。

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。こ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させることになりかねない。

また、特許文献５には、圧縮強度の低いシーム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。しかし、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）であり、鋼管のシーム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ため、シーム溶接部が長径になるようにしても実際上は何ら効果を発揮しない。

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相の分率を低減し、さらに、表層部と板厚中心部の硬度差を小さくし、板厚方向に均一な強度分布と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。これによれば、ＤＷＴＴ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ため、鋼板表層部の硬度が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相の低減によるバウシンガー効果の低下も期待される。

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

しかし、特許文献６に記載の技術においては、再加熱時に鋼板の中心部まで加熱を行う必要があり、ＤＷＴＴ性能の低下を招くため深海用の厚肉のラインパイプへの適用は困難であった。

また、バウシンガー効果は結晶粒径や固溶炭素量等、様々な組織因子の影響を受けるため、特許文献７に記載の技術のように、単に硬質第２相の低減のみでは圧縮強度の高い鋼管は得られず、さらに開示されている再加熱条件では、セメンタイトの凝集粗大化やＮｂやＣなどの炭化物形成元素の析出およびそれらに伴う固溶Ｃの低下により、優れた引張強度、圧縮強度およびＤＷＴＴ性能のバランスを得ることが困難であった。

本発明は上記事情に鑑みなされたもので、厚肉の海底パイプラインへ適用するために必要な高強度と優れた靱性を有するラインパイプであり、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、鋼板の金属組織を最適化することで、バウシンガー効果による降伏応力低下を抑制し、圧縮強度の高い厚肉の耐サワーラインパイプ用鋼管を提供することを目的とする。

発明者等は、まず冷間成形によって製造される鋼管の圧縮強度と鋼材のミクロ組織の関係を解明するため、種々の組織を有する鋼板を用いて、造管工程を模擬した繰り返し載荷試験を行った。０．０４％Ｃ−０．３％Ｓｉ−１．２％Ｍｎ−０．２８％Ｎｉ−０．１２％Ｍｏ−０．０４％Ｎｂを基本成分とする鋼を用いてミクロ組織の異なる板厚３８ｍｍの鋼板を製造した。図１に３種類の鋼板のミクロ組織（光学顕微鏡写真）を示す。鋼板１及び２はベイナイト（「ベイニティックフェライト」とも称することもある）主体の組織であるが、鋼板３は粒状のフェライト（「ポリゴナルフェライト」とも称することもある）とベイナイトからなる組織である。図２は鋼板１及び２の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真である。鋼板１はベイナイト主体の組織であり、ベイナイト粒界にわずかに第２相（島状マルテンサイト（以下「ＭＡ」とも称する場合がある）またはセメンタイト）が見られるが、鋼板２は写真中に矢印で示しているように、島状マルテンサイト（ＭＡ）が多数観察される。これらの鋼板を用いて、鋼管の内面側に対応する、板厚１／４位置の圧延方向と垂直な方向から丸棒引張試験片を採取した。そして、鋼管内面の変形を模擬した、圧縮（０〜３％歪み）→引張（２％歪み）変形を加え、その後に圧縮試験を行い、圧縮強度を求めた。図３は最初に加えた圧縮歪みと最後の圧縮試験で得られる圧縮強度（圧縮ＹＳ）との関係を示す。いずれの鋼板も最初に加えた圧縮歪みが大きいほど圧縮強度も高くなっているが、鋼板１が最も高い圧縮強度を示している。すなわち、鋼板１は繰り返し載荷での荷重反転時に生じるバウシンガー効果による圧縮強度低下が小さいといえる。これは、鋼板１がポリゴナルフェライトやＭＡ等の第２相をほとんど含まないベイナイト均一組織であり、さらにベイナイト粒径が小さく、わずかに見られるセメンタイトなどの第２相がベイナイト粒界に生成しているため、組織内部での局所的な転位の集積が抑制され、バウシンガー効果の原因となる逆応力の発生が抑制されたものと考えられる。本発明者らはさらに、バウシンガー効果抑制による圧縮強度向上と、強度靱性及び耐サワー性能とを両立させるために種々の実験を試みた結果、以下の知見を得るに至った。
１）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フェライト−ベイナイト界面や島状マルテンサイト（ＭＡ）等の硬質第２相を低減することが効果的である。そのために、金属組織は軟質なフェライト相と硬質なＭＡの分率を低減し、ベイナイトを主体とした組織とする事で、バウシンガー効果による圧縮強度低下を抑制できる。
２）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、ＭＡの生成を完全に抑制することは困難である。しかし、ベイナイト組織を微細化し生成するＭＡを微細に分散させ、さらに、加速冷却後の再加熱などによってＭＡをセメンタイトに分解することで、第２相によるバウシンガー効果を低減できる。
３）鋼材のＣ量とＮｂ等の炭化物形成元素の添加量を適正化し、固溶Ｃを十分に確保することで、転位と固溶Ｃの相互作用を促進することで、荷重反転時の転位の移動を阻害し逆応力による圧縮強度低下が抑制される。
４）厚肉の高強度鋼では合金元素の添加量が多いため、中心偏析部の硬さも高くなり、耐ＨＩＣ性能が劣化する。その防止のためには、中心偏析部への合金元素の濃化挙動を考慮して、中心偏析部の硬さが一定レベルを超えないように合金元素を選択し添加することが必要である。

本発明は、上記の知見に基づきなされたもので、
第一の発明は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜１．６％、Ｐ：０．０１２％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％、Ｎ：０．００２０〜０．００６０％、を含有し、Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）が０．０２５以上であり、下式で表されるＣＰ値が０．９５以下、Ｃｅｑ値が０．２８以上であり、Ｔｉ／Ｎが１．５〜４．０の範囲であって、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼管であり、金属組織がベイナイト分率：８０％以上、島状マルテンサイト（ＭＡ）の分率：２％以下、ベイナイトの平均粒径：５μｍ以下であることを特徴とする、高圧縮強度耐サワーラインパイプ用溶接鋼管。
ＣＰ＝４．４６Ｃ（％）＋２．３７Ｍｎ（％）／６＋｛１．１８Ｃｒ（％）＋１．９５Ｍｏ（％）＋１．７４Ｖ（％）｝／５＋｛１．７４Ｃｕ（％）＋１．７Ｎｉ（％）｝／１５＋２２．３６Ｐ（％）
Ｃｅｑ＝Ｃ（％）＋Ｍｎ（％）／６＋｛Ｃｒ（％）＋Ｍｏ（％）＋Ｖ（％）｝／５＋｛Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％）｝／１５
なお、式中、Ｍ（％）は元素Ｍの含有量（質量％）を示し、元素Ｍが無添加の場合は、０％として計算する。
第二の発明は、さらに質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下の中から選ばれる１種以上を含有し、Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）−０．０２５Ｍｏ（％）−０．０５７Ｖ（％）が０．０２５以上であることを特徴とする第一の発明に記載の高圧縮強度耐サワーラインパイプ用溶接鋼管。
なお、式中、Ｍ（％）は元素Ｍの含有量（質量％）を示し、元素Ｍが無添加の場合は、０％として計算する。

第三の発明は、第一の発明または第二の発明に記載の成分を有する鋼を、９５０〜１２００℃に加熱し、未再結晶温度域の圧下率が６０％以上、圧延終了温度がＡｒ_３〜（Ａｒ_３＋７０℃）の熱間圧延を行い、引き続き、（Ａｒ_３−３０℃）以上の温度から１０℃／秒以上の冷却速度で、３００℃超え〜５５０℃まで加速冷却を行うことにより製造した鋼板を用いて、冷間成形により鋼管形状とし、突き合せ部をシーム溶接し、次いで拡管率が０．４〜１．２％の拡管を施すことを特徴とする、高圧縮強度耐サワーラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
第四の発明は、鋼板製造工程における加速冷却に引き続いて、鋼板表面温度が５５０〜７２０℃でかつ、鋼板中心温度が５５０℃未満となる再加熱を行うことを特徴とする、第三の発明に記載の高圧縮強度耐サワーラインパイプ用溶接鋼管の製造方法である。

本発明によれば、海底パイプラインへ適用するために必要な高強度と優れた靱性を有し、高圧縮強度でさらに耐サワー性能に優れたラインパイプ用鋼管が得られる。

３種類の鋼板のミクロ組織（光学顕微鏡写真）を示す図である。 鋼板１及び２の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真による組織を示す図である。 最初に加えた圧縮歪みと最後の圧縮試験で得られる圧縮強度（圧縮ＹＳ）との関係を示す図である。 表２および表３のＮｏ．１２（鋼種Ｃ）において、拡管率を変化させた場合の、圧縮強度を示した図である。 表２のＮｏ．６（鋼種Ｃ）の鋼板から切り出した丸棒引張試験片に繰返し載荷を加えることで求めた、拡管率相当の反転前予ひずみと背応力の関係を示した図である。

本発明を実施するための形態を、以下説明する。
まず、本発明の各構成要件の限定理由について説明する。なお、本発明では、以下に規定された各化学成分等の数値範囲の表記で、０が末尾となっていない数値で表記されている場合には、その次の桁の数値は、０が記載されているものとみなす。例えば、Ｃ：０．０２〜０．０６％は、Ｃ：０．０２０〜０．０６０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％は、Ｓｉ：０．０１０〜０．５０％と記載されていることを意味する。また、粒径サイズも５μｍ以下は、５．０μｍ以下であることを意味する。また、ＭＡ等の分率２％以下は、２．０％以下であることを意味する。

１．化学成分について
はじめに、本発明の高強度高靱性鋼板が含有する化学成分の限定理由を説明する。なお、成分％は全て質量％を意味する。

Ｃ：０．０２〜０．０６％
Ｃは、加速冷却によって製造される鋼板の引張強度を高めるために最も有効な元素である。しかし、０．０２％未満では十分な強度を確保できず、０．０６％を超えると靭性および耐ＨＩＣ性を劣化させる。従って、Ｃ量を０．０２〜０．０６％の範囲内とする。好ましくは、０．０３〜０．０６％である。

Ｓｉ：０．０１〜０．５％
Ｓｉは脱酸のために添加するが、この効果は０．０１％以上で発揮されるが、０．５％を越えると靭性や溶接性を劣化させる。従ってＳｉ量は０．０１〜０．５％の範囲とする。好ましくは、０．０１〜０．３５％である。

Ｍｎ：０．８〜１．６％
Ｍｎは鋼の引張強度、圧縮強度および靭性の向上のため添加するが０．８％未満ではその効果が十分ではなく、１．６％を越えると溶接性と耐ＨＩＣ性能が劣化する。従って、Ｍｎ量は０．８〜１．６％の範囲とする。好ましくは、１．１０〜１．５０％である。

Ｐ：０．０１２％以下
Ｐは不可避不純物元素であり、中心偏析部の硬さを上昇させることで耐ＨＩＣ性を劣化させる。この傾向は０．０１２％を超えると顕著となる。従って、Ｐ量を０．０１２％以下とする。好ましくは、０．００８％以下とする。

Ｓ：０．００１５％以下
Ｓは不可避不純物元素であり、鋼中においては一般にＭｎＳ系の介在物となるが、Ｃａ添加によりＭｎＳ系からＣａＳ系介在物に形態制御される。しかしＳの含有量が多いとＣａＳ系介在物の量も多くなり、高強度材では割れの起点となり得る。この傾向は、Ｓ量が０．００１５％を超えると顕著となる。従って、Ｓ量を０．００１５％以下とする。より厳しい耐ＨＩＣ性能が要求される場合は、Ｓ量をさらに低下することが有効であり、好ましくは０．０００８％以下とする。

Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ａｌは脱酸剤として添加されるが、この効果は０．０１％以上で発揮されるが、０．０８％を超えると清浄度の低下により延性を劣化させる。従って、Ａｌ量は０．０１〜０．０８％とする。好ましくは、０．０１〜０．０４％である。

Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％
Ｎｂは、圧延時の粒成長を抑制し、微細粒化により靭性を向上させる。しかし、Ｎｂ量が０．００５％未満ではその効果がなく、０．０５０％を超えると炭化物として析出し固溶Ｃ量を低下させ、バウシンガー効果が促進されるため高い圧縮強度が得られず、さらに、中心偏析部に粗大な未固溶ＮｂＣを生成させ耐ＨＩＣ性能を劣化させる。従って、Ｎｂ量は０．００５〜０．０５０％の範囲とする。より厳しい耐ＨＩＣ性能が必要とされる場合は、０．００５〜０．０３５％とすることが望ましい。

Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは、ＴｉＮを形成してスラブ加熱時の粒成長を抑制するだけでなく、溶接熱影響部の粒成長を抑制し、母材及び溶接熱影響部の微細粒化により靭性を向上させる。しかし、Ｔｉ量が０．００５％未満ではその効果がなく、０．０２５％を越えると靭性を劣化させる。従って、Ｔｉ量は０．００５〜０．０２５％の範囲とする。好ましくは、０．００５〜０．０２０％である。

Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％
Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御し、延性を改善するために有効な元素であるが、０．０００５％未満ではその効果がなく、０．００３５％を超えて添加しても効果が飽和し、むしろ清浄度の低下により靱性を劣化させる。従って、Ｃａ量は０．０００５〜０．００３５％の範囲とする。好ましくは、０．００１５〜０．００３５％である。

Ｎ：０．００２０〜０．００６０％
Ｎは鋼中に不純物として含有されるがＣと同様に鋼中に固溶元素として存在すると歪時効を促進し、バウシンガー効果による圧縮強度低下の防止に寄与する。しかし、０．００２０％未満ではその効果が小さく、また、０．００６０％を超えて含有すると、靱性が劣化する。よって、Ｎ量は０．００２０〜０．００６０％の範囲とする。好ましくは、０．００２０〜０．００５０％である。

Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）：０．０２５以上
本発明は固溶Ｃと転位との相互作用により逆応力発生を抑制することでバウシンガー効果を低減し、鋼管の圧縮強度を高めるものであり、有効な固溶Ｃを確保することが重要となる。一般に、鋼中のＣはセメンタイトやＭＡとして析出するほか、Ｎｂ等の炭化物形成元素と結合し炭化物として析出し、固溶Ｃ量が減少する。このとき、Ｃ含有量に対してＮｂ含有量が多すぎるとＮｂ炭化物の析出量が多く十分な固溶Ｃが得られない。しかし、Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）が０．０２５以上であれば十分な固溶Ｃが得られるため、Ｃ含有量とＮｂ含有量の関係式である、Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）を０．０２５以上に規定する。好ましくは、０．０２８％以上である。

Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）−０．０２５Ｍｏ（％）−０．０５７Ｖ（％）：０．０２５以上
本発明の選択元素であるＭｏ及びＶもＮｂと同様に炭化物を形成する元素であり、これらの元素も十分な固溶Ｃが得られる範囲で添加する必要がある。しかし、Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）−０．０２５Ｍｏ（％）−０．０５７Ｖ（％）で表される関係式の値が０．０２５未満では固溶Ｃが不足するため、Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）−０．０２５Ｍｏ（％）−０．０５７Ｖ（％）を０．０２５％以上に規定する。好ましくは、０．０２８％以上である。なお、式中、Ｍ（％）は元素Ｍの含有量（質量％）を示し、元素Ｍが無添加の場合は、０％として計算する。ここで、無添加の場合とは、元素の含有量が不可避不純物レベルの場合を含むものとする。

Ｔｉ／Ｎ：１．５〜４．０
鋼中のＮはＴｉと結合し窒化物を形成するため、固溶Ｎ量はＴｉ添加量との関係で変化する。Ｔｉ量とＮ量との質量％での比であるＴｉ／Ｎが４．０を超えると、鋼中のＮがほとんどＴｉ窒化物となり固溶Ｎが不足し、Ｔｉ／Ｎが１．５未満では、相対的に固溶Ｎ量が多くなり過ぎ靱性が劣化する。よって、Ｔｉ／Ｎを１．５〜４．０の範囲とする。好ましくは、１．５〜３．５である。

本発明では上記の化学成分の他に、以下の元素を選択元素として添加することができる。

Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは、添加しなくとも良いが、靭性の改善と引張強度および圧縮強度の上昇に有効な元素である。こ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。しかし、０．５％を超えて添加すると溶接性が劣化する。従って、Ｃｕを添加する場合は０．５％以下とする。さらに好ましくは、０．４％以下である。

Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、添加しなくとも良いが、靭性の改善と引張強度および圧縮強度の上昇に有効な元素である。この効果を得るためには、０．１０％以上添加することが好ましい。しかし、１．０％を超えて添加すると溶接性が劣化するほか、連続鋳造時のスラブ表面割れを助長する。従って、Ｎｉを添加する場合は１．０％以下とする。さらに好ましくは、０．８０％以下である。

Ｃｒ：０．５％以下
Ｃｒは、添加しなくとも良いが、焼き入れ性を高めることで引張強度および圧縮強度の上昇に有効な元素である。こ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。しかし、０．５％を超えて添加すると溶接性を劣化させる。従って、Ｃｒを添加する場合は０．５％以下とする。さらに好ましくは、０．３％以下である。

Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは、添加しなくとも良いが、靭性の改善と引張強度および圧縮強度の上昇に有効な元素である。こ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。しかし、０．５％を超えて添加すると溶接性が劣化する。従って、Ｍｏを添加する場合は０．５％以下とする。さらに好ましくは、０．３％以下である。

Ｖ：０．１％以下
Ｖは、添加しなくとも良いが、靭性を劣化させずに引張強度および圧縮強度を上昇させる元素である。この効果を得るためには、０．０１％以上添加することが好ましい。しかし、０．１％を超えて添加するとＮｂと同様に炭化物として析出し固溶Ｃを減少させるため、Ｖを添加する場合は、０．１％以下とする。さらに好ましくは、０．０６％以下である。

下式で表されるＣＰ値が０．９５以下
ＣＰ＝４．４６Ｃ（％）＋２．３７Ｍｎ（％）／６＋｛１．１８Ｃｒ（％）＋１．９５Ｍｏ（％）＋１．７４Ｖ（％）｝／５＋｛１．７４Ｃｕ（％）＋１．７Ｎｉ（％）｝／１５＋２２．３６Ｐ（％）
ＣＰは各合金元素の含有量から中心偏析部の材質を推定するために考案された式であり、ＣＰの値が高いほど、中心偏析部の濃度が高くなり、中心偏析部の硬さが上昇する。このＣＰ値を０．９５以下とすることで中心偏析部の硬さを低くし、ＨＩＣ試験での割れを抑制することが可能となる。ＣＰ値が低いほど中心偏析部の硬さが低くなるため、さらに高い耐ＨＩＣ性能が必要な場合はその上限を０．９２とすることが望ましい。なお、式中、Ｍ（％）は元素Ｍの含有量（質量％）を示し、元素Ｍが無添加の場合は、０％として計算する。ここで、無添加の場合とは、元素の含有量が不可避不純物レベルの場合を含むものとする。

Ｃｅｑ値：０．２８以上
Ｃｅｑ＝Ｃ（％）＋Ｍｎ（％）／６＋｛Ｃｒ（％）＋Ｍｏ（％）＋Ｖ（％）｝／５＋｛Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％）｝／１５
Ｃｅｑは鋼の焼き入れ性指数であり、Ｃｅｑ値が高いほど鋼材の引張強度および圧縮強度が高くなる。Ｃｅｑ値が０．２８未満では２０ｍｍを超える厚肉の鋼管において十分な強度が確保出来ないため、Ｃｅｑ値は０．２８以上とする。なお、Ｃｅｑが高いほど低温割れ感受性が増加し、溶接割れを助長し、敷設船上などの過酷な環境でも予熱なしで溶接するために、上限を０．４２とする。さらに好ましくは、０．２８〜０．３８である。また、３０ｍｍを超える肉厚の鋼管において十分に強度を確保するためには、０．３６以上にすることが望ましい。なお、式中、Ｍ（％）は元素Ｍの含有量（質量％）を示し、元素Ｍが無添加の場合は、０％として計算する。ここで、無添加の場合とは、元素の含有量が不可避不純物レベルの場合を含むものとする。

なお、本発明の鋼の残部はＦｅおよび不可避的不純物であるが、上記以外の元素及び不可避不純物については、本発明の効果を損なわない限り含有することができる。

２．金属組織について
本発明における金属組織の限定理由を以下に示す。

ベイナイト分率：８０％以上
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フェライト相や硬質な第２相の少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必要である。そのため、ベイナイト主体の組織とする。その効果を得るためにはベイナイトの分率が８０％以上必要である。さらに、高い圧縮強度が必要な場合はベイナイト分率を９０％以上とすることが望ましい。

島状マルテンサイト（ＭＡ）の分率：２％以下
島状マルテンサイト（ＭＡ）は非常に硬質な相であり、変形時に局所的な転位の集積を促進し、バウシンガー効果により圧縮強度の低下を招くため、その分率を厳しく制限する必要がある。しかし、ＭＡの分率が２％以下ではその影響が小さく圧縮強度の低下も生じないため、島状マルテンサイト（ＭＡ）の分率を２％以下に規定する。

ベイナイトの平均粒径：５μｍ以下
高強度厚肉鋼板ではＭＡ等の硬質相の生成を完全に抑制することは困難であるが、ベイナイト組織を微細化することで、生成するＭＡやセメンタイトを微細に分散させる事が可能であり、変形時の局所的な転位の集積を緩和することができ、バウシンガー効果の低減につながる。また、ベイナイト粒界も転位の集積場所となるため、組織を微細化することで粒界面積を増やし、粒界での局所的な転位の集積を緩和でき、やはりバウシンガー効果の低減により圧縮強度の向上が可能である。さらに、厚肉材で十分な母材靱性を得るためにも微細な組織が有効である。そのような効果は、ベイナイト粒径を５μｍ以下にすることで得られるため、ベイナイトの平均粒径を５μｍ以下に規定する。好ましくは、４μｍ以下である。

本発明では、上記の金属組織的な特徴を有することで、バウシンガー効果による圧縮強度の低下が抑制され、高い圧縮強度が達成されるが、より大きな効果を得るためにはＭＡのサイズは微細であることが望ましい。ＭＡの平均粒径が小さいほど、局所的な歪み集中が分散されるため、歪み集中量も少なくなりバウシンガー効果の発生がさらに抑制される。そのためには、ＭＡの平均粒子径を１μｍ以下とすることが望ましい。

一般に加速冷却を適用して製造された鋼板の金属組織は、鋼板の板厚方向で異なる場合がある。外圧を受ける鋼管のコラプスは、周長の小さな鋼管内面側の塑性変形が先に生じることで起こるため、圧縮強度としては鋼管の内面側の特性が重要となり、一般に圧縮試験片は鋼管の内面側より採取する。よって、上記の金属組織は鋼管内面側の組織を規定するものであり、鋼管のコラプス性能を代表する位置として、内面側の板厚１／４の位置の組織とする。

本発明の金属組織は上述のように、ベイナイトが８０％以上で、ＭＡを２％以下とすることで所定の性能が得られるものであり、それ以外の、フェライト、セメンタイト、パーライトなどの金属組織を含んでもよい。ただし、バウシンガー効果を抑制するためには、フェライトは２０％未満とし、ベイナイト、ＭＡ及びフェライト以外のセメンタイト、パーライト等の金属組織の分率は合計で５％以下とすることが好ましい。

３．製造条件について
本発明の第３発明は、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、加速冷却を行う製造方法である。以下に、鋼板の製造条件の限定理由について説明する。

スラブ加熱温度：９５０〜１２００℃
スラブ加熱温度は、９５０℃未満では十分な強度が得られず、１２００℃を越えると、靱性やＤＷＴＴ特性が劣化する。従って、スラブ加熱温度は９５０〜１２００℃の範囲とする。さらに優れたＤＷＴＴ性能が要求される場合は、スラブ加熱温度の上限を１１００℃にすることが望ましい。

未再結晶域の圧下率：６０％以上
バウシンガー効果を低減するための微細なベイナイト組織と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、圧下率が６０％未満では効果が不十分であるため、未再結晶域で圧下率を６０％以上とする。好ましくは７０％以上とする。なお、圧下率は複数の圧延パスで圧延を行う場合はその累積の圧下率とする。また、未再結晶温度はＮｂ、Ｔｉ等の合金元素によって変化するが、本発明のＮｂ及びＴｉ添加量では、未再結晶温度域の上限温度を９５０℃とすればよい。

圧延終了温度：Ａｒ _３ 〜（Ａｒ _３ ＋７０℃）
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、フェライト生成温度であるＡｒ_３温度以上とすることが必要である。また、より微細なベイナイト組織を得るためには圧延終了温度は低いほど良く、圧延終了温度が高すぎるとベイナイト粒径が大きくなりすぎる。そのため、圧延終了温度の上限を（Ａｒ_３＋７０℃）とする。

なお、Ａｒ_３温度は鋼の合金成分によって変化するため、それぞれの鋼で実験によって変態温度を測定して求めてもよいが、成分から下式（１）で求めることもできる。

Ａｒ_３（℃）＝９１０−３１０Ｃ（％）−８０Ｍｎ（％）−２０Ｃｕ（％）−１５Ｃｒ（％）−５５Ｎｉ（％）−８０Ｍｏ（％）・・・・・（１）
なお、式中、Ｍ（％）は元素Ｍの含有量（質量％）を示し、元素Ｍが無添加の場合は、０％として計算する。ここで、無添加の場合とは、元素の含有量が不可避不純物レベルの場合を含むものとする。
熱間圧延に引き続いて加速冷却を行う。加速冷却の条件は以下の通りである。

冷却開始温度：（Ａｒ _３ −３０℃）以上
熱間圧延後の加速冷却によって金属組織をベイナイト主体の組織とするが、冷却開始温度がフェライト生成温度であるＡｒ_３温度を下回ると、フェライトとベイナイトの混合組織となり、バウシンガー効果による強度低下が大きく圧縮強度が低下する。しかし、加速冷却開始温度が（Ａｒ_３−３０℃）以上であれば、フェライト分率が低くバウシンガー効果による強度低下も小さい。よって、冷却開始温度を（Ａｒ_３−３０℃）以上とする。

冷却速度：１０℃／秒以上
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℃／秒未満では十分な強度が得られないだけでなく、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℃／秒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。よって加速冷却時の冷却速度の下限を１０℃／秒とする。

冷却停止温度：３００℃超え〜５５０℃
加速冷却によってベイナイト変態が進行し必要な強度が得られるが、冷却停止時の温度が５５０℃を超えると、ベイナイト変態が不十分であり、十分な引張強度および圧縮強度が得られない。また、ベイナイト変態が完了しないため、冷却停止後の空冷中に未変態オーステナイトへのＣの濃縮が起こりＭＡの生成が促進される。一方、冷却停止時の鋼板平均温度が３００℃以下では、鋼板表層部の温度がマルテンサイト変態温度以下まで低下するため表層部のＭＡ分率が高くなりバウシンガー効果により圧縮強度が低下する。さらに、表層部の硬度が高くなり、鋼板に歪みを生じやすくなるため成形性が劣化しパイプに成形したときの真円度が著しく劣化する。よって、冷却停止時の温度は３００℃超え〜５５０℃の範囲とする。

本発明の第４発明は、加速冷却後の鋼板に再加熱処理を施すものであるが、以下にその再加熱条件の限定理由を説明する。

鋼板表面温度：５５０〜７２０℃
圧鋼板の加速冷却では鋼板表層部の冷却速度が速くまた鋼板内部に比べ表層部が低い温度まで冷却される。そのため、鋼板表層部にはＭＡ（島状マルテンサイト）が生成されやすい。このような硬質相はバウシンガー効果を促進するため、加速冷却後に鋼板の表層部を加熱しＭＡを分解することでバウシンガー効果による圧縮強度の低下を抑制することが可能となる。しかし、表面温度が５５０℃未満ではＭＡの分解が十分でなく、また７２０℃を超えると、鋼板中央部の加熱温度も上昇するため大きな強度低下をまねく。よって、加速冷却後にＭＡの分解を目的に再加熱を行う場合は、再加熱時の鋼板表面温度を５５０〜７２０℃の範囲とする。

鋼板中心温度：５５０℃未満
加速冷却後の再加熱によって、表層部のＭＡが分解され高い圧縮強度が得られるが、鋼板中央部の加熱温度が５５０℃以上になると、セメンタイトの凝集粗大化がおこりＤＷＴＴ性能が劣化し、さらに固溶Ｃの低下により圧縮強度の低下がおこる。よって、加速冷却後の再加熱での鋼板中心温度は５５０℃未満とする。加速冷却後の再加熱する手段としては、ＭＡが多く存在する表層部のみを効率的に加熱出来る誘導加熱を用いることが望ましい。また、再加熱による効果を得るには冷却停止時の温度よりも高い温度に加熱する必要があるため、再加熱時の鋼板中心温度は冷却停止時の温度よりも５０℃以上高い温度とする。

本発明は上述の方法によって製造された鋼板を用いて鋼管となすが、鋼管の成形方法は、ＵＯＥプロセスやプレスベンド等の冷間成形によって鋼管形状に成形する。その後、シーム溶接するが、このときの溶接方法は十分な継手強度及び継手靱性が得られる方法ならいずれの方法でもよいが、優れた溶接品質と製造能率の点からサブマージアーク溶接を用いることが好ましい。突き合せ部の溶接を行った後に、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。このときの拡管率は、所定の鋼管真円度が得られ、残留応力が除去される条件として０．４％以上が必要である。また、拡管率が高すぎるとバウシンガー効果による圧縮強度の低下が大きくなるため、その上限を１．２％とする。また、通常の溶接鋼管の製造においては、真円度を確保することに力点をおいて拡管率を０．９０〜１．２０％の間に制御することが一般的であるが、圧縮強度を確保する上では、拡管率が低い方が望ましい。図４は、表２および表３のＮｏ．１２において、拡管率を変化させた場合の、圧縮強度を示した図である。図４に示すように、拡管率を０．９％以下にすることで、顕著な圧縮強度の改善効果が見られるため、より好ましくは、０．４〜０．９％とする。さらに好ましくは、０．５〜０．８％である。なお、拡管率を０．９％以下にすることで、顕著な圧縮強度の改善効果がみられる理由は、図5に示すように、鋼材の背応力の発生挙動が低ひずみ域で顕著に増加し、その後１％程度から増加度が小さくなり、２．５％以上では飽和することに起因している。なお、図５は、表２のＮｏ．６（鋼種Ｃ）の鋼板から切り出した丸棒引張試験片に繰返し載荷を加えることで求めた、拡管率相当の反転前予ひずみと背応力の関係を示した図である。

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３０ｍｍ及び３８ｍｍの厚鋼板（Ｎｏ．１〜２３）を製造した。鋼板製造条件ならびに鋼管製造条件、金属組織および機械的性質等をそれぞれ表２−１および表２−２に示す。鋼板製造時の再加熱処理は、加速冷却設備と同一ライン上に設置した誘導加熱炉を用いて再加熱を行った。再加熱時の表層温度は誘導加熱炉出口での鋼板の表面温度であり、中心温度は加熱後の表層温度と中心温度がほぼ等しくなった時点での鋼板温度とした。これらの鋼板を用いて、ＵＯＥプロセスにより外径７６２ｍｍまたは９００ｍｍの鋼管を製造した。

以上のようにして製造した鋼管の引張特性は、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、圧縮試験を行い圧縮の降伏強度（あるいは０．５％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。耐ＨＩＣ特性は、ｐＨが約３の硫化水素を飽和させた５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ_３ＣＯＯＨ水溶液（通常のＮＡＣＥ溶液）を用いたＨＩＣ試験により行い。９６時間浸漬した後、超音波探傷により試験片全面の割れの有無を調査し、割れ面積率（ＣＡＲ）でその性能を評価した。ここで、それぞれの鋼板から３個の試験片を採取しＨＩＣ試験を行い、個々の割れ面積率の中の最大値を、その鋼板を代表する割れ面積率とした。金属組織は鋼管の内面側の板厚１／４の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３〜５枚を用いて画像解析によりベイナイト分率を求めた。ベイナイトの平均粒径は同じ顕微鏡写真を用いて線分法によって求めた。ＭＡの観察は、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倍で撮影した写真から画像解析によってＭＡの面積分率と平均粒径を求めた。ここで、ＭＡの平均粒径は、画像解析により円相当径として求めた。

表２−１および表２−２において、本発明例であるＮｏ．１〜１０はいずれも、化学成分および製造方法及びミクロ組織が本発明の範囲内であり、圧縮強度が４３０ＭＰａ以上の高圧縮強度であり、ＤＷＴＴ特性及び耐ＨＩＣ性能も良好であった。

一方、Ｎｏ．１１〜１８は、化学成分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、圧縮強度、ＤＷＴＴ特性または耐ＨＩＣ特性のいずれかが劣っている。Ｎｏ．１９〜２３は化学成分が本発明外であるため耐ＨＩＣ特性が劣っているか、または圧縮強度が不足している。

本発明によれば、高い圧縮強度を有し、さらに優れたＤＷＴＴ特性と耐ＨＩＣ特性を有する厚肉の鋼管が得られるので、高い耐コラプス性能が要求される深海用ラインパイプ、特にサワーガスを輸送するラインパイプへ適用することができる。

Claims (4)

1. 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜１．６％、Ｐ：０．０１２％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％、Ｎ：０．００２０〜０．００６０％、を含有し、Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）が０．０２５以上であり、下式で表されるＣＰ値が０．９５以下、Ｃｅｑ値が０．２８以上であり、Ｔｉ／Ｎが１．５〜４．０の範囲であって、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼管であり、金属組織がベイナイト分率：８０％以上、島状マルテンサイト（ＭＡ）の分率：２％以下、ベイナイトの平均粒径：５μｍ以下であることを特徴とする、高圧縮強度耐サワーラインパイプ用溶接鋼管。
   ＣＰ＝４．４６Ｃ（％）＋２．３７Ｍｎ（％）／６＋｛１．１８Ｃｒ（％）＋１．９５Ｍｏ（％）＋１．７４Ｖ（％）｝／５＋｛１．７４Ｃｕ（％）＋１．７Ｎｉ（％）｝／１５＋２２．３６Ｐ（％）
   Ｃｅｑ＝Ｃ（％）＋Ｍｎ（％）／６＋｛Ｃｒ（％）＋Ｍｏ（％）＋Ｖ（％）｝／５＋｛Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％）｝／１５
   なお、式中、Ｍ（％）は元素Ｍの含有量（質量％）を示し、元素Ｍが無添加の場合は、０％として計算する。
2. さらに質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下の中から選ばれる１種以上を含有し、Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）−０．０２５Ｍｏ（％）−０．０５７Ｖ（％）が０．０２５以上であることを特徴とする請求項１に記載の高圧縮強度耐サワーラインパイプ用溶接鋼管。
   なお、式中、Ｍ（％）は元素Ｍの含有量（質量％）を示し、元素Ｍが無添加の場合は、０％として計算する。
3. 請求項１または２に記載の成分の鋼を、９５０〜１２００℃に加熱し、未再結晶温度域の圧下率が６０％以上、圧延終了温度がＡｒ_３〜（Ａｒ_３＋７０℃）の熱間圧延を行い、引き続き、（Ａｒ_３−３０℃）以上の温度から１０℃／秒以上の冷却速度で、３００℃超え〜５５０℃まで加速冷却を行うことにより製造した鋼板を用いて、冷間成形により鋼管形状とし、突き合せ部をシーム溶接し、次いで拡管率が０．４〜１．２％の拡管を施すことを特徴とする、高圧縮強度耐サワーラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
4. 前記加速冷却に引き続いて、鋼板表面温度が５５０〜７２０℃でかつ、鋼板中心温度が５５０℃未満となる再加熱を行うことを特徴とする、請求項３に記載の高圧縮強度耐サワーラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。