JP5857400B2 - 高圧縮強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、石油や天然ガス輸送用の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、高圧縮強度ラインパイプ用溶接鋼管およ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ｆ０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、パイプのサイズと引張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ＤＮＶ規格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、パイプの圧縮強度が引張降伏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、使用環境においては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り、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Ａｒ３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Ａｒ３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プレス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を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。
しかし、特許文献６では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。また、高い圧縮強度と耐サワー性能との両立も困難であった。
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圧縮強度の低下を抑制し、圧縮強度の高い厚肉のラインパイプ用鋼管を提供することを目的とする。また、さらに耐サワー性能にも優れた、圧縮強度の高い厚肉のラインパイプ用鋼板を提供することをもう一つの目的とする。
本発明者らは、バウシンガー効果抑制による圧縮強度向上と、強度・靱性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引張および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島状マルテンサイト（以下「ＭＡ」と称する場合もある）等の硬質第２相を低減することが効果的であり、硬質なＭＡの分率を一定量以下に低減する事で、バウシンガー効果による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を微細に分散させる事で第２相によるバウシンガー効果を抑制できる。さらに、粗大で伸長したＭＡは変形時の歪集中を生じやすいため、ＭＡの最大径とアスペクト比を一定値以下にすることで、バウシンガー効果はさらに抑制される。
（３）ＭＡの形状は鋼板製造時の熱間圧延及び加速冷却条件によって制御でき、未再結晶域で一定量以上の圧延により組織を微細化することで、第２相として生成するＭＡを微細に分散することができ、さらに、加速冷却停止温度を一定温度以上に制御することで伸長したＭＡの生成が抑制可能である。また、加速冷却停止温度が低下してＭＡが生成する場合は、その後の再加熱によってＭＡをセメンタイトに分解することができ、第２相によるバウシンガー効果を低減できる。
（４）金属組織に軟質なフェライト相が含まれる場合、ベイナイト相との界面での転位集積による逆応力を発生しバウシンガー効果による圧縮強度の低下を招くが、フェライトの分率を一定値以下とし、より悪影響のあるＭＡの分率を低減し、その形状を適切に制御することで、フェライトによる圧縮応力低下の影響を軽減できる。しかし、フェライト相が圧延によって加工を受けた加工フェライトになると、可動転位が増加し、フェライト／ベイナイト界面での転位集積も多くなるため、逆応力による圧縮強度の低下を促進する。
（５）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の相互作用が生じ、荷重反転時の転位の移動を阻害し逆応力による強度低下が抑制される。
（６）鋼中にＣｕおよびＣａを適正量含有させることにより、耐サワー性能を付与することができる。Ｃｕは硫化水素を含む溶液中では、表面に皮膜を形成して、水素の侵入を抑制する。また、ＣａはＳと介在物を形成し、水素誘起割れの起点となりやすいＭｎＳの生成が抑制される。
（１）バウシンガー効果による引張および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島状マルテンサイト（以下「ＭＡ」と称する場合もある）等の硬質第２相を低減することが効果的であり、硬質なＭＡの分率を一定量以下に低減する事で、バウシンガー効果による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を微細に分散させる事で第２相によるバウシンガー効果を抑制できる。さらに、粗大で伸長したＭＡは変形時の歪集中を生じやすいため、ＭＡの最大径とアスペクト比を一定値以下にすることで、バウシンガー効果はさらに抑制される。
（３）ＭＡの形状は鋼板製造時の熱間圧延及び加速冷却条件によって制御でき、未再結晶域で一定量以上の圧延により組織を微細化することで、第２相として生成するＭＡを微細に分散することができ、さらに、加速冷却停止温度を一定温度以上に制御することで伸長したＭＡの生成が抑制可能である。また、加速冷却停止温度が低下してＭＡが生成する場合は、その後の再加熱によってＭＡをセメンタイトに分解することができ、第２相によるバウシンガー効果を低減できる。
（４）金属組織に軟質なフェライト相が含まれる場合、ベイナイト相との界面での転位集積による逆応力を発生しバウシンガー効果による圧縮強度の低下を招くが、フェライトの分率を一定値以下とし、より悪影響のあるＭＡの分率を低減し、その形状を適切に制御することで、フェライトによる圧縮応力低下の影響を軽減できる。しかし、フェライト相が圧延によって加工を受けた加工フェライトになると、可動転位が増加し、フェライト／ベイナイト界面での転位集積も多くなるため、逆応力による圧縮強度の低下を促進する。
（５）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の相互作用が生じ、荷重反転時の転位の移動を阻害し逆応力による強度低下が抑制される。
（６）鋼中にＣｕおよびＣａを適正量含有させることにより、耐サワー性能を付与することができる。Ｃｕは硫化水素を含む溶液中では、表面に皮膜を形成して、水素の侵入を抑制する。また、ＣａはＳと介在物を形成し、水素誘起割れの起点となりやすいＭｎＳの生成が抑制される。
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：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：１．００〜２．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０８０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％を含有し、Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）が０．０２５以上であり、下式で表されるＣｅｑ値が０．３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面積分率：６０％以上、加工フェライト面積分率：５％以下、島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積分率：３％以下、ＭＡの平均粒径：２μｍ以下、さらに、ＭＡのアスペクト比：５以下であることを特徴とする、高圧縮強度ラインパイプ用溶接鋼管。
Ｃｅｑ＝Ｃ（％）＋Ｍｎ（％）／６＋｛Ｃｒ（％）＋Ｍｏ（％）＋Ｖ（％）｝／５＋｛Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％）｝／１５。なお、本式中、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％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ラインパイプ用溶接鋼管。なお、本式中、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。
第一の発明は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：１．００〜２．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０８０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％を含有し、Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）が０．０２５以上であり、下式で表されるＣｅｑ値が０．３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面積分率：６０％以上、加工フェライト面積分率：５％以下、島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積分率：３％以下、ＭＡの平均粒径：２μｍ以下、さらに、ＭＡのアスペクト比：５以下であることを特徴とする、高圧縮強度ラインパイプ用溶接鋼管。
Ｃｅｑ＝Ｃ（％）＋Ｍｎ（％）／６＋｛Ｃｒ（％）＋Ｍｏ（％）＋Ｖ（％）｝／５＋｛Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％）｝／１５。なお、本式中、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％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ラインパイプ用溶接鋼管。なお、本式中、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。
第三の発明はさらに、質量％で、Ｃｕ：０．２０〜０．４０％、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％、およびＣｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．１０％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、耐サワー性能を有する、第一の発明に記載の高圧縮強度ラインパイプ用溶接鋼管。なお、本式中、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。
第四の発明は、第一の発明〜第三の発明のいずれか一つの発明に記載の成分を有する鋼を、１０００〜１２００℃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Ａｒ３以上の熱間圧延を行い、引き続き、（Ａｒ３−３０℃）以上の温度から１０℃／秒以上の冷却速度で、鋼板表面温度が３５０〜５５０℃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、高圧縮強度ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
第五の発明は、第一の発明〜第三の発明のいずれか一つの発明に記載の成分を有する鋼を、１０００〜１２００℃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Ａｒ３以上の熱間圧延を行い、引き続き、（Ａｒ３−３０℃）以上の温度から１０℃／秒以上の冷却速度で、鋼板表面温度が２５０〜５５０℃まで加速冷却を行い、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、高圧縮強度ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
第四の発明は、第一の発明〜第三の発明のいずれか一つの発明に記載の成分を有する鋼を、１０００〜１２００℃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Ａｒ３以上の熱間圧延を行い、引き続き、（Ａｒ３−３０℃）以上の温度から１０℃／秒以上の冷却速度で、鋼板表面温度が３５０〜５５０℃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、高圧縮強度ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
第五の発明は、第一の発明〜第三の発明のいずれか一つの発明に記載の成分を有する鋼を、１０００〜１２００℃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Ａｒ３以上の熱間圧延を行い、引き続き、（Ａｒ３−３０℃）以上の温度から１０℃／秒以上の冷却速度で、鋼板表面温度が２５０〜５５０℃まで加速冷却を行い、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、高圧縮強度ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
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、さらに高圧縮強度を有するラインパイプ用溶接鋼管が得られる。
以下に本発明を実施するための形態について説明する。まず、本発明の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管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。
１．化学成分について
はじめに本発明の高強度高靱性鋼管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：０．０３〜０．１０％
Ｃは、加速冷却によって製造される鋼板の強度を高めるために最も有効な元素である。しかし、０．０３％未満では十分な強度を確保できず、０．１０％を超えると靭性を劣化させるだけでなく、ＭＡの生成が促進されるため、圧縮強度の低下も招く。従って、Ｃ量を０．０３〜０．１０％の範囲内とする。より高い靱性と圧縮強度を得るためには、好ましくは、０．０３〜０．０８０％の範囲内とする。
Ｃは、加速冷却によって製造される鋼板の強度を高めるために最も有効な元素である。しかし、０．０３％未満では十分な強度を確保できず、０．１０％を超えると靭性を劣化させるだけでなく、ＭＡの生成が促進されるため、圧縮強度の低下も招く。従って、Ｃ量を０．０３〜０．１０％の範囲内とする。より高い靱性と圧縮強度を得るためには、好ましくは、０．０３〜０．０８０％の範囲内とする。
Ｓｉ：０．３０％以下
Ｓｉは脱酸のために添加する。この効果は０．０１％以上で発揮されるが、０．３０％を超えると母材靭性や溶接性を劣化させ、また母材のＭＡの生成も促進される。従ってＳｉ量は０．３０％以下の範囲とする。また、ＳｉはＣＧＨＡＺ（Ｃｏａｒｓｅ ｇｒａｉｎ ｈｅａｔ ａｆｆｅｃｔｅｄ ｚｏｎｅ）やＩＣＣＧＨＡＺ（Ｉｎｔｅｒ−Ｃｒｉｔｉｃａｌ ＣＧＨＡＺ）などのＨＡＺ（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ；溶接熱影響部）組織中のＭＡ生成を顕著に促進する元素であるため、ＨＡＺ靱性確保のためには、より低い方が好ましい。ＨＡＺ組織のＭＡはＳｉの他に様々な焼入れ性元素の影響を受け、一般に母材でより高い強度を確保しようとするほど、焼入れ性元素の添加量が多くなり、ＭＡが増大する。そのため、ＨＡＺ靱性確保の観点からは、母材の強度が高いほど添加するＳｉ量は少ない方がよく、Ｘ６５(ＡＰＩ ５Ｌ Ｘ６５、引張降伏強度４５０ＭＰａ相当)程度の母材強度の場合は、０．１５％以下、Ｘ７０(ＡＰＩ ５Ｌ Ｘ７０、引張降伏強度４８０ＭＰａ相当)程度の母材強度の場合は０．０９％以下にすることが望ましい。そこで、好ましくは、０．１５％以下とする。さらに好ましくは、０．０１〜０．０９％である。
Ｓｉは脱酸のために添加する。この効果は０．０１％以上で発揮されるが、０．３０％を超えると母材靭性や溶接性を劣化させ、また母材のＭＡの生成も促進される。従ってＳｉ量は０．３０％以下の範囲とする。また、ＳｉはＣＧＨＡＺ（Ｃｏａｒｓｅ ｇｒａｉｎ ｈｅａｔ ａｆｆｅｃｔｅｄ ｚｏｎｅ）やＩＣＣＧＨＡＺ（Ｉｎｔｅｒ−Ｃｒｉｔｉｃａｌ ＣＧＨＡＺ）などのＨＡＺ（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ；溶接熱影響部）組織中のＭＡ生成を顕著に促進する元素であるため、ＨＡＺ靱性確保のためには、より低い方が好ましい。ＨＡＺ組織のＭＡはＳｉの他に様々な焼入れ性元素の影響を受け、一般に母材でより高い強度を確保しようとするほど、焼入れ性元素の添加量が多くなり、ＭＡが増大する。そのため、ＨＡＺ靱性確保の観点からは、母材の強度が高いほど添加するＳｉ量は少ない方がよく、Ｘ６５(ＡＰＩ ５Ｌ Ｘ６５、引張降伏強度４５０ＭＰａ相当)程度の母材強度の場合は、０．１５％以下、Ｘ７０(ＡＰＩ ５Ｌ Ｘ７０、引張降伏強度４８０ＭＰａ相当)程度の母材強度の場合は０．０９％以下にすることが望ましい。そこで、好ましくは、０．１５％以下とする。さらに好ましくは、０．０１〜０．０９％である。
Ｍｎ：１．００〜２．００％
Ｍｎは鋼の強度および靭性の向上のため添加するが１．００％未満ではその効果が十分ではなく、２．００％を超えると溶接部の靭性と耐ＨＩＣ性能が劣化する。従って、Ｍｎ量は１．００〜２．００％の範囲とする。好ましくは、１．３０〜２．００％である。一方で、Ｍｎは、ＨＡＺ組織中の粒界フェライトの生成を抑制することで靱性を改善する効果があるため、ＨＡＺ靱性確保のためには１．５０％を超えて添加していることが望ましい。そのため、さらに好ましくは１．５０％超２．００％以下である。
Ｍｎは鋼の強度および靭性の向上のため添加するが１．００％未満ではその効果が十分ではなく、２．００％を超えると溶接部の靭性と耐ＨＩＣ性能が劣化する。従って、Ｍｎ量は１．００〜２．００％の範囲とする。好ましくは、１．３０〜２．００％である。一方で、Ｍｎは、ＨＡＺ組織中の粒界フェライトの生成を抑制することで靱性を改善する効果があるため、ＨＡＺ靱性確保のためには１．５０％を超えて添加していることが望ましい。そのため、さらに好ましくは１．５０％超２．００％以下である。
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは不可避的不純物元素であり、鋼材の靱性を劣化する。特に、溶接熱影響部の硬さを上昇させるため、溶接熱影響部の靱性を顕著に劣化させる。従って、Ｐ量を０．０１５％以下とする。好ましくは、０．００８％以下とする。
Ｐは不可避的不純物元素であり、鋼材の靱性を劣化する。特に、溶接熱影響部の硬さを上昇させるため、溶接熱影響部の靱性を顕著に劣化させる。従って、Ｐ量を０．０１５％以下とする。好ましくは、０．００８％以下とする。
Ｓ：０．００３％以下
Ｓは、鋼中においてはＭｎＳ系の介在物となり、衝撃破壊時のボイド発生起点として作用するため、シャルピー衝撃試験での吸収エネルギー低下の原因となる。従って、Ｓ量を０．００３％以下とする。より高い吸収エネルギー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０．００１５％以下とする。
Ｓは、鋼中においてはＭｎＳ系の介在物となり、衝撃破壊時のボイド発生起点として作用するため、シャルピー衝撃試験での吸収エネルギー低下の原因となる。従って、Ｓ量を０．００３％以下とする。より高い吸収エネルギー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０．００１５％以下とする。
Ａｌ：０．０８０％以下
Ａｌは脱酸剤として添加される。この効果は０．０１％以上で発揮されるが、０．０８０％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０．０８０％以下とする。好ましくは、０．０１０〜０．０４０％である。
Ａｌは脱酸剤として添加される。この効果は０．０１％以上で発揮されるが、０．０８０％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０．０８０％以下とする。好ましくは、０．０１０〜０．０４０％である。
Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％
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、０．０３５％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、溶接熱影響部の靱性低下を招く。従って、Ｎｂ量は０．００５〜０．０３５％の範囲とする。また、Ｎｂはスラブ再加熱時に一度固溶することにより、その能力を発揮するが、Ｎｂ添加量が大きくなるほど、固溶させるのに必要なスラブ加熱温度が高くなる。一方で、ＤＷＴＴ性能を確保するためには、スラブ加熱温度は低い方がよいため、ＤＷＴＴ性能を確保できるスラブ加熱温度の範囲では、Ｎｂを０．０３０％を超えて添加しても、その効果を十分に発揮できない。よって、好ましくは、０．００５〜０．０３０％である。
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、０．０３５％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、溶接熱影響部の靱性低下を招く。従って、Ｎｂ量は０．００５〜０．０３５％の範囲とする。また、Ｎｂはスラブ再加熱時に一度固溶することにより、その能力を発揮するが、Ｎｂ添加量が大きくなるほど、固溶させるのに必要なスラブ加熱温度が高くなる。一方で、ＤＷＴＴ性能を確保するためには、スラブ加熱温度は低い方がよいため、ＤＷＴＴ性能を確保できるスラブ加熱温度の範囲では、Ｎｂを０．０３０％を超えて添加しても、その効果を十分に発揮できない。よって、好ましくは、０．００５〜０．０３０％である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％
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、０．０２０％を超えると靭性を劣化させる。従って、Ｔｉ量は０．００５〜０．０２０％の範囲とする。
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、０．０２０％を超えると靭性を劣化させる。従って、Ｔｉ量は０．００５〜０．０２０％の範囲とする。
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。
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はＮｂと同様に炭化物を形成する元素であり、これらの元素も添加する場合には十分な固溶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。さらに好ましくは、０．０２８以上である。なお、本式中、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。
本発明では上記の化学成分の他に、さらに以下の元素を選択元素として任意に添加することができる。
本発明の選択元素であるＭｏ及びＶはＮｂと同様に炭化物を形成する元素であり、これらの元素も添加する場合には十分な固溶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。さらに好ましくは、０．０２８以上である。なお、本式中、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。
本発明では上記の化学成分の他に、さらに以下の元素を選択元素として任意に添加することができる。
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。この効果は０．１０％以上の添加で発揮されるが、０．５０％を超えて添加すると溶接部の靭性が劣化する。従って、Ｃｕを添加する場合は０．５０％以下とする。
また、鋼が硫化水素を含む溶液にさらされると、表面から水素原子が侵入して内部で水素ガスとなってその内圧で水素誘起割れが発生する。鋼にＣｕを含有させると、硫化水素を含む溶液中では表面にＣｕ皮膜を形成して、水素侵入量が少なくなり、その結果として、耐サワー性能が向上する。その効果は、Ｃｕの含有量が０．２０％以上の場合に発揮されるが、０．４０％を超えて含有しても効果が飽和するので、より耐サワー性能の効果が必要な場合はＣｕの含有量は０．２０〜０．４０％に規定する。
Ｃｕは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。この効果は０．１０％以上の添加で発揮されるが、０．５０％を超えて添加すると溶接部の靭性が劣化する。従って、Ｃｕを添加する場合は０．５０％以下とする。
また、鋼が硫化水素を含む溶液にさらされると、表面から水素原子が侵入して内部で水素ガスとなってその内圧で水素誘起割れが発生する。鋼にＣｕを含有させると、硫化水素を含む溶液中では表面にＣｕ皮膜を形成して、水素侵入量が少なくなり、その結果として、耐サワー性能が向上する。その効果は、Ｃｕの含有量が０．２０％以上の場合に発揮されるが、０．４０％を超えて含有しても効果が飽和するので、より耐サワー性能の効果が必要な場合はＣｕの含有量は０．２０〜０．４０％に規定する。
Ｎｉ：１．００％以下
Ｎｉは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。この効果は０．１０％以上の添加で発揮されるが、１．００％を超えて添加すると溶接部の靭性が劣化する。従って、Ｎｉを添加する場合は１．００％以下とする。
また、Ｃｕが添加されている場合には、加熱割れを防ぐためにＮｉを同時に含有させることが有効である。この割れ抑制のためには少なくとも０．０５％の含有が必要である。したがって、加熱割れを特に防止する場合には、Ｎｉ：０．０５〜１．００％が好ましい。さらに好ましくは、０．８０％以下である。
Ｎｉは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。この効果は０．１０％以上の添加で発揮されるが、１．００％を超えて添加すると溶接部の靭性が劣化する。従って、Ｎｉを添加する場合は１．００％以下とする。
また、Ｃｕが添加されている場合には、加熱割れを防ぐためにＮｉを同時に含有させることが有効である。この割れ抑制のためには少なくとも０．０５％の含有が必要である。したがって、加熱割れを特に防止する場合には、Ｎｉ：０．０５〜１．００％が好ましい。さらに好ましくは、０．８０％以下である。
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは、焼き入れ性を高めることで強度の上昇に有効な元素である。この効果は０．１０％以上の添加で発揮されるが、０．５０％を超えて添加すると溶接部の靭性を劣化させる。従って、Ｃｒを添加する場合は０．５０％以下とする。さらに好ましくは、０．３０％以下である。
Ｃｒは、焼き入れ性を高めることで強度の上昇に有効な元素である。この効果は０．１０％以上の添加で発揮されるが、０．５０％を超えて添加すると溶接部の靭性を劣化させる。従って、Ｃｒを添加する場合は０．５０％以下とする。さらに好ましくは、０．３０％以下である。
Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。この効果は０．０５％以上の添加で発揮されるが、０．５０％を超えて添加すると溶接部の靭性が劣化する。従って、Ｍｏを添加する場合は０．５０％以下とする。さらに好ましくは、０．３０％以下である。
Ｍｏは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。この効果は０．０５％以上の添加で発揮されるが、０．５０％を超えて添加すると溶接部の靭性が劣化する。従って、Ｍｏを添加する場合は０．５０％以下とする。さらに好ましくは、０．３０％以下である。
Ｖ：０．１０％以下
Ｖは靭性を劣化させずに強度を上昇させる元素である。この効果は０．０１０％以上の添加で発揮されるが、０．１０％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、０．１０％以下とする。さらに好ましくは、０．０６０％以下である。
Ｖは靭性を劣化させずに強度を上昇させる元素である。この効果は０．０１０％以上の添加で発揮されるが、０．１０％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、０．１０％以下とする。さらに好ましくは、０．０６０％以下である。
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、また、耐サワー性能を向上させる上で、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を添加する場合は０．０００５〜０．００３５％の範囲とする。さらに好ましくは、０．００１５〜０．００３５％である。
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、また、耐サワー性能を向上させる上で、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を添加する場合は０．０００５〜０．００３５％の範囲とする。さらに好ましくは、０．００１５〜０．００３５％である。
Ｃｅｑ値：０．３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０．３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０．３以上とする。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、Ｃｅｑが高いほど低温割れ感受性が増加し、溶接割れを助長するので、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。なお、本式中、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＝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０．３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０．３以上とする。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、Ｃｅｑが高いほど低温割れ感受性が増加し、溶接割れを助長するので、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。なお、本式中、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実質的にＦｅであり、上記以外の元素及び不可避的不純物については、本発明の効果を損なわない限り含有することができる。なお、不可避的不純物として含有されるＮは、Ｔｉと結合しＴｉＮとして鋼中に析出するが、ピンニング効果によりスラブ加熱時や溶接熱影響部の組織の粗大化防止に寄与するため、溶接熱影響部の高い靭性を特に要求される場合には、その含有量は０．００２０〜０．００６０％の範囲とすることが好ましい。
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説明する。以下金属組織およびＭＡの分率はすべて面積分率を意味する。また、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により各金属組織の特定を行うことができる。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、フェライト、加工フェライト等のそれぞれの金属組織の面積分率を求めることができる。
本発明における金属組織の限定理由を以下に説明する。以下金属組織およびＭＡの分率はすべて面積分率を意味する。また、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により各金属組織の特定を行うことができる。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、フェライト、加工フェライト等のそれぞれの金属組織の面積分率を求めることができる。
ベイナイト面積分率：６０％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６０％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８０％以上とすることが望ましい。
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６０％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８０％以上とすることが望ましい。
加工フェライト面積分率：５％以下
フェライト相が圧延によって加工を受けた加工フェライトになると、可動転位が増殖しフェライト／ベイナイト界面での転位集積も多くなるため、逆応力による圧縮強度の低下を促進する。しかし、加工フェライト分率が５％以下であればその影響が小さく圧縮強度の低下も生じないため、加工フェライト分率を５％以下に規定する。フェライト相と加工フェライトとは組織観察で判別ができる。例えば、後述するようにフェライト粒の内部に変形帯が見られる粒を加工フェライトとしてその面積分率を求めることができる。
フェライト相が圧延によって加工を受けた加工フェライトになると、可動転位が増殖しフェライト／ベイナイト界面での転位集積も多くなるため、逆応力による圧縮強度の低下を促進する。しかし、加工フェライト分率が５％以下であればその影響が小さく圧縮強度の低下も生じないため、加工フェライト分率を５％以下に規定する。フェライト相と加工フェライトとは組織観察で判別ができる。例えば、後述するようにフェライト粒の内部に変形帯が見られる粒を加工フェライトとしてその面積分率を求めることができる。
島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積分率：３％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３％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３％以下に規定する。ＭＡの分率は、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、その後走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による観察を行い面積分率を求めることができる。
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３％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３％以下に規定する。ＭＡの分率は、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、その後走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による観察を行い面積分率を求めることができる。
ＭＡの平均粒径：２μｍ以下
上述のように、ＭＡが変形時の局所的な転位集積を促進するが、ＭＡのサイズが大きいほど局所的な歪集中が促進され大きな逆応力を発生し、圧縮強度の低下を招く。しかし、ＭＡの平均粒径が２μｍ以下であれば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。よって、ＭＡの平均粒子径を２μｍ以下に規定する。好ましくは、１μｍ以下とする。ここで、平均粒子径とは画像解析により得られる円相当径とする。
上述のように、ＭＡが変形時の局所的な転位集積を促進するが、ＭＡのサイズが大きいほど局所的な歪集中が促進され大きな逆応力を発生し、圧縮強度の低下を招く。しかし、ＭＡの平均粒径が２μｍ以下であれば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。よって、ＭＡの平均粒子径を２μｍ以下に規定する。好ましくは、１μｍ以下とする。ここで、平均粒子径とは画像解析により得られる円相当径とする。
ＭＡのアスペクト比：５以下
ＭＡがアスペクト比の大きな伸長した形状を有している場合、その先端部での局所的な歪み集中を招き、圧縮強度が低下する。しかし、ＭＡのアスペクト比が５以下であればその影響が小さいため、ＭＡのアスペクト比を５以下に規定する。ここで、１０００倍で撮影した写真から画像解析によってＭＡの面積分率とともに平均粒径及びアスペクト比を求めた。なお、アスペクト比は、個々のＭＡの長辺（あるいは、最大長さ部）をそれに９０度交差する方向の最大辺（あるいは、最大長さ部）で割った値の平均値である。ＭＡのアスペクト比を５以下とするには、前述した化学成分と後述する製造条件を限定することが必要である。特に、化学成分では、ＭＡの生成を促進する作用があるＣおよびＳｉの含有量を限定すること、製造条件では未再結晶域での圧下による組織微細化や加速冷却停止温度の下限温度を管理することが必要である。
ＭＡがアスペクト比の大きな伸長した形状を有している場合、その先端部での局所的な歪み集中を招き、圧縮強度が低下する。しかし、ＭＡのアスペクト比が５以下であればその影響が小さいため、ＭＡのアスペクト比を５以下に規定する。ここで、１０００倍で撮影した写真から画像解析によってＭＡの面積分率とともに平均粒径及びアスペクト比を求めた。なお、アスペクト比は、個々のＭＡの長辺（あるいは、最大長さ部）をそれに９０度交差する方向の最大辺（あるいは、最大長さ部）で割った値の平均値である。ＭＡのアスペクト比を５以下とするには、前述した化学成分と後述する製造条件を限定することが必要である。特に、化学成分では、ＭＡの生成を促進する作用があるＣおよびＳｉの含有量を限定すること、製造条件では未再結晶域での圧下による組織微細化や加速冷却停止温度の下限温度を管理することが必要である。
本発明の鋼管は、金属組織として上記の特徴を有することで高い圧縮強度が得られるが、上記以外の、セメンタイト、パーライト、マルテンサイト等の組織は、それらの分率の合計が５％以下であれば何ら悪影響を及ぼさないため、含有することができる。
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。
３．製造条件について
本発明の第４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。なお、以下の温度は特に記載しない限り鋼板の表面温度を表す。
本発明の第４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。なお、以下の温度は特に記載しない限り鋼板の表面温度を表す。
スラブ加熱温度：１０００〜１２００℃
スラブ加熱温度は、１０００℃未満では十分な引張強度および圧縮強度が得られず、１２００℃を超えると、靱性やＤＷＴＴ特性が劣化する。従って、スラブ加熱温度１０００〜１２００℃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。
スラブ加熱温度は、１０００℃未満では十分な引張強度および圧縮強度が得られず、１２００℃を超えると、靱性やＤＷＴＴ特性が劣化する。従って、スラブ加熱温度１０００〜１２００℃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。さらに、圧延によって組織を微細化することで、第２相として生成するＭＡを微細に分散させることが可能である。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。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、未再結晶温度域は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９５０℃以下とすればよい。
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。さらに、圧延によって組織を微細化することで、第２相として生成するＭＡを微細に分散させることが可能である。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。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、未再結晶温度域は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９５０℃以下とすればよい。
圧延終了温度：Ａｒ ３ 以上
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分率が６０％の組織としフェライト相の過度な生成を抑制する必要がある。さらに、フェライト相が圧延されて加工フェライトとなると、可動転位が増加することで転位集積による逆応力発生を促進し、圧縮強度の低下を招く。そのため、熱間圧延は、フェライト生成温度であるＡｒ３温度以上とする。なお、圧延終了温度の上限はとくに規定しないが、ＤＷＴＴ性能などの低温靱性を確保するためには、低い方が望ましい。したがって、より好ましくは、Ａｒ３以上８２０℃以下とする。さらに好ましくは、Ａｒ３以上８００℃以下である。
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分率が６０％の組織としフェライト相の過度な生成を抑制する必要がある。さらに、フェライト相が圧延されて加工フェライトとなると、可動転位が増加することで転位集積による逆応力発生を促進し、圧縮強度の低下を招く。そのため、熱間圧延は、フェライト生成温度であるＡｒ３温度以上とする。なお、圧延終了温度の上限はとくに規定しないが、ＤＷＴＴ性能などの低温靱性を確保するためには、低い方が望ましい。したがって、より好ましくは、Ａｒ３以上８２０℃以下とする。さらに好ましくは、Ａｒ３以上８００℃以下である。
なお、Ａｒ３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。
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ（％）−８０Ｍｎ（％）−２０Ｃｕ（％）−１５Ｃｒ（％）−５５Ｎｉ（％）−８０Ｍｏ（％）・・・・・（１）
なお、本式中、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Ａｒ３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（Ａｒ３−３０℃）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（Ａｒ３−３０℃）以上とする。
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Ａｒ３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（Ａｒ３−３０℃）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（Ａｒ３−３０℃）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重要なプロセスであり、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℃／秒未満では十分な引張強度および圧縮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。
加速冷却は高強度で高靱性の鋼板を得るために重要なプロセスであり、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℃／秒未満では十分な引張強度および圧縮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：３５０〜５５０℃
加速冷却によってベイナイト変態が進行し必要な引張強度および圧縮強度が得られるが、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３５０℃未満では、ベイナイト変態だけでなく、マルテンサイト変態を生じ伸長したＭＡが生成され好ましくない。よって、冷却停止時の温度は３５０〜５５０℃の範囲とする。
加速冷却によってベイナイト変態が進行し必要な引張強度および圧縮強度が得られるが、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３５０℃未満では、ベイナイト変態だけでなく、マルテンサイト変態を生じ伸長したＭＡが生成され好ましくない。よって、冷却停止時の温度は３５０〜５５０℃の範囲とする。
本発明の第５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、以下に第４発明と異なる条件である再加熱条件の限定理由を主に説明する。
鋼板表面温度：５５０〜７２０℃
厚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。
鋼板表面温度の測定は、公知の温度計を常法に従い用いることができる。
厚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。
鋼板表面温度の測定は、公知の温度計を常法に従い用いることができる。
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性能が劣化する。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。
ここで、再加熱時の鋼板中心温度は表面温度から熱伝導解析により求めることができる。また、加熱中は鋼板内部より鋼板表面の温度が高くなるが、加熱終了後すぐに表層部と中心部の温度差が小さくなるため、そのときの表面温度を鋼板中心温度として処理することができる。
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性能が劣化する。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。
ここで、再加熱時の鋼板中心温度は表面温度から熱伝導解析により求めることができる。また、加熱中は鋼板内部より鋼板表面の温度が高くなるが、加熱終了後すぐに表層部と中心部の温度差が小さくなるため、そのときの表面温度を鋼板中心温度として処理することができる。
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が、これに限られることはなく熱処理炉を用いることもできる。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のが有効であるため、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ことが好ましい。
冷却停止温度：２５０〜５５０℃
加速冷却後に再加熱が施される場合は、加速冷却によってＭＡが生成してもそれが無害化されるため、加速冷却停止温度は鋼板表面温度が２５０〜５５０℃とすることができる。ここで、加速冷却停止温度の下限を２５０℃としたのは、加速冷却停止温度が２５０℃を下回るとＭＡの生成量が多くなりすぎ、その後に再加熱を施してもＭＡの分率を３％以下とすることが困難になるためである。
加速冷却後に再加熱が施される場合は、加速冷却によってＭＡが生成してもそれが無害化されるため、加速冷却停止温度は鋼板表面温度が２５０〜５５０℃とすることができる。ここで、加速冷却停止温度の下限を２５０℃としたのは、加速冷却停止温度が２５０℃を下回るとＭＡの生成量が多くなりすぎ、その後に再加熱を施してもＭＡの分率を３％以下とすることが困難になるためである。
本発明の第５発明によれば鋼板表面温度が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により製造した鋼板を用いて鋼管を製造するので、第４発明と比べ高い圧縮強度が得られる。
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溶接方法でもよいが、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１は、表１〜３のＮｏ．８（鋼種Ｆ）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１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２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２は、表１〜３のＮｏ．８（鋼種Ｆ）と同様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〜Ｎ）を連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて板厚２２ｍｍ〜３４ｍｍの厚鋼板（Ｎｏ．１〜２４）を製造した。鋼板製造条件を表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プロセスにより種々の外径の鋼管を製造した。鋼管製造時の拡管率も表２に示す。
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。ＤＷＴＴ試験は、管厚が３０ｍｍ以上の場合は厚さ１９ｍｍの減厚試験片により試験を行った。溶接部靱性は、シーム溶接部の外面熱影響部よりシャルピー衝撃試験片を採取し、−３０℃で３本のシャルピー試験を実施した時の平均の吸収エネルギーとした。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５枚を用いて画像解析によりベイナイト分率を求めた。フェライト相がある場合は、フェライト粒の内部に変形帯が見られる粒を加工フェライトとしてその面積分率を求めた。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、その後走査型電子顕微鏡（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、平均粒径及びアスペクト比を求めた。
Ｎｏ．２０、２１、２２については、ＨＩＣ試験（水素誘起割れ試験）を実施した。硫化水素を飽和させたｐＨが約５の人工海水の中に試験片を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。各鋼管から３個の試験片を採取してＨＩＣ試験に供し、個々の試験片の割れ面積率の中で最大値をその鋼管を代表する割れ面積率とした。
Ｎｏ．２０、２１、２２については、ＨＩＣ試験（水素誘起割れ試験）を実施した。硫化水素を飽和させたｐＨが約５の人工海水の中に試験片を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。各鋼管から３個の試験片を採取してＨＩＣ試験に供し、個々の試験片の割れ面積率の中で最大値をその鋼管を代表する割れ面積率とした。
鋼管の機械的特性を表３に示す。本発明例であるＮｏ．６〜８、２０、２１、２３、２４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特性及び溶接部靱性も良好であった。また、Ｎｏ．２０、２１は、さらに、ＨＩＣ試験において割れ面積率が１％以下と優れた耐サワー性能を有している。
一方、Ｎｏ．９〜１４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特性または溶接部靱性のいずれかが劣っている。Ｎｏ．１５〜１９は化学成分が本発明外であるため強度、溶接部靱性が劣っているか、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特性と溶接部靱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へ適用することができる。さらに、耐サワー性能をも有する鋼管も製造することができる。
Claims (5)
- 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：１．５０超〜２．００％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０８０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％を含有し、Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）が０．０２５以上であり、下式で表されるＣｅｑ値が０．３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面積分率：６０％以上、加工フェライト面積分率：５％以下、島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積分率：３％以下、ＭＡの平均粒径：２．０μｍ以下、さらに、ＭＡのアスペクト比：５以下であり、管厚３０ｍｍ以上であることを特徴とする、引張強度６０１ＭＰａ以上、圧縮強度４３０ＭＰａ以上、ＤＷＴＴ試験片により延性破面率が８５％となる温度が−２２℃以下、外面熱影響部のｖＥ−３０℃が６８Ｊ以上である、海底パイプラインに使用される高圧縮強度ラインパイプ用溶接鋼管。
Ｃｅｑ＝Ｃ（％）＋Ｍｎ（％）／６＋｛Ｃｒ（％）＋Ｍｏ（％）＋Ｖ（％）｝／５＋｛Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％）｝／１５。なお、上記式中、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。 - さらに質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１％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、引張強度６０１ＭＰａ以上、圧縮強度４３０ＭＰａ以上、ＤＷＴＴ試験片により延性破面率が８５％となる温度が−２２℃以下、外面熱影響部のｖＥ−３０℃が６８Ｊ以上である、海底パイプラインに使用される高圧縮強度ラインパイプ用溶接鋼管。なお、本式中、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。
- さらに、質量％で、Ｃｕ：０．２０〜０．４０％、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％、およびＣｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．１０％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、耐サワー性能を有する、請求項１に記載の、引張強度６０１ＭＰａ以上、圧縮強度４３０ＭＰａ以上、ＤＷＴＴ試験片により延性破面率が８５％となる温度が−２２℃以下、外面熱影響部のｖＥ−３０℃が６８Ｊ以上である、海底パイプラインに使用される高圧縮強度ラインパイプ用溶接鋼管。
なお、本式中、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。 - 請求項１〜３のいずれかの項に記載の成分を有する鋼を、１０００〜１２００℃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Ａｒ３以上の熱間圧延を行い、引き続き、（Ａｒ３−３０℃）以上の温度から１０℃／秒以上の冷却速度で、鋼板表面温度が３５０〜４３０℃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、突き合せ部を溶接し、次いで拡管率が０．４％〜１．２％の拡管を施し、製造した鋼管の管厚が３０ｍｍ以上であることを特徴とする、引張強度６０１ＭＰａ以上、圧縮強度４３０ＭＰａ以上、ＤＷＴＴ試験片により延性破面率が８５％となる温度が−２２℃以下、外面熱影響部のｖＥ−３０℃が６８Ｊ以上である、海底パイプラインに使用される高圧縮強度ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
- 請求項１〜３のいずれかの項に記載の成分を有する鋼を、１０００〜１２００℃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Ａｒ３以上の熱間圧延を行い、引き続き、（Ａｒ３−３０℃）以上の温度から１０℃／秒以上の冷却速度で、鋼板表面温度が２５０〜４３０℃まで加速冷却を行い、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、突き合せ部を溶接し、次いで拡管率が０．４％〜１．２％の拡管を施し、製造した鋼管の管厚が３０ｍｍ以上であることを特徴とする、引張強度６０１ＭＰａ以上、圧縮強度４３０ＭＰａ以上、ＤＷＴＴ試験片により延性破面率が８５％となる温度が−２２℃以下、外面熱影響部のｖＥ−３０℃が６８Ｊ以上である、海底パイプラインに使用される高圧縮強度ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
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