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JP6354910B2 - 厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板、ならびに、厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管およびその製造方法 - Google Patents

厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板、ならびに、厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管およびその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板、ならびに、厚肉高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。本発明の熱延鋼板は、鋼板、鋼帯（コイル）のいずれも含む。
近年、１５００フィート（約４７２ｍ）を超える深海の油田、ガス田の開発が活発化しており深海での使用に耐える厚肉高強度のラインパイプが望まれている。さらに深海で使用する厚肉高強度ラインパイプには、万が一脆性き裂が発生した時の汚染を最小限に留めるため、優れた脆性破壊停止能力が求められる。この脆性破壊停止能力は簡易的には落重試験（ＤＷＴＴ：ＤｒｏｐＷｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅｓｔ）によって評価される。落重試験は、延性き裂の発生と伝播を評価するシャルピー試験とは異なる試験である。
なお、従来、深海で使用するラインパイプにはシームレスパイプが用いられてきたが、敷設コスト低減の観点から、シームレスパイプに比べて安価に製造できる熱延鋼板（特に熱延コイル）を素材とした溶接鋼管のニーズが高まっている。
ラインパイプに用いる厚鋼板、熱延鋼板のＤＷＴＴ特性を向上させる技術として、例えば、特許文献１では、厚鋼板について、Ｃ：０．０３ｍａｓｓ％未満、Ｓｉ：０．６ｍａｓｓ％未満、Ｍｎ：０．８〜３．０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００２〜０．２ｍａｓｓ％を含有する鋼スラブを、（ベイナイト変態開始温度（Ｂｓ点）＋２００℃）〜ベイナイト変態開始温度の温度域において累積圧下率５０％以上の圧延を行なうことで、ＤＷＴＴ８５％延性温度を−４５℃以下にする技術が記載されている。
特許文献２では、厚鋼板について、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．５％、Ｓｉ：０．０１〜３％、Ｍｎ：０．１〜５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下を含有する鋼スラブを、１１００〜１１５０℃で再加熱し、再結晶域圧延の各パスでの圧下比および未再結晶域での累積圧下率を適切に管理することで、圧延方向を軸として板厚断面から２０〜５０°回転させた断面の｛１００｝の集積度の最大値が３以下となる延性破壊特性に優れた高強度鋼板が得られるとしている。
特許文献３では、熱延鋼板について、質量％にて、Ｃ＝０．０１〜０．１％、Ｓｉ＝０．０５〜０．５％、Ｍｎ＝１〜２％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．００５％、Ｏ≦０．００３％、Ａｌ＝０．００５〜０．０５％、Ｎ＝０．００１５〜０．００６％、Ｎｂ＝０．００５〜０．０８％、Ｔｉ＝０．００５〜０．０２％を含有し、且つ、Ｎ−１４／４８×Ｔｉ＞０％、Ｎｂ−９３／１４×（Ｎ−１４／４８×Ｔｉ）>０．００５％、Ｍｏ＝０．０１％以上０．１％未満、Ｃｒ＝０．０１〜０．３％、Ｃｕ＝０．０１〜０．３％を含有させ、未再結晶温度域での合計圧下率を６５〜８０％とすることで、造管後のパイプ円周方向の断面におけるミクロ組織単位の展伸度が２以下である低温靭性に優れる高強度熱延鋼板が得られるとしている。
特許文献４では、熱延鋼板について、再結晶温度域での各圧延パス間で鋼板を所定時間滞留させ、熱間圧延後に２段冷却をすることにより、板厚中心部の鋼組織を、有効結晶粒径で２〜１０μｍ、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計で６０〜９９％とするとともに、任意の２部位におけるベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計を、それぞれ、Ａ及びＢとしたときのＡ−Ｂの絶対値を０〜３０％とする技術が記載されている。これによって、低温靭性を向上させたラインパイプ用ホットコイルを得ることができるとしている。
特開平１１−３６０４０号公報 国際公開ＷＯ２００６／１０６５９１号公報 特開２００８−２４８３８４公報 国際公開ＷＯ２０１３／０４７７０２号公報
しかしながら、特許文献１と特許文献２に記載された技術では、圧延温度をＢｓ点〜Ｂｓ点＋２００℃と低い温度にコントロールしたり、各パスの圧延圧下率を６〜１３％の間に制御したりする必要があり、設備配列上の制約が多い熱延鋼板（熱延コイル）製造ラインでは適用が難しい。
特許文献３と特許文献４に記載された技術では、必要なＤＷＴＴ特性を十分に満足することができていない。特に特許文献３に記載された技術では、板厚１７．２ｍｍの熱延鋼板に対しては−２０℃において７２％〜１００％の延性破面が得られているが、ＤＷＴＴ特性を確保することが特に困難となる厚肉材、例えば２０ｍｍ超えのＤＷＴＴ特性に関して記載がない。特許文献４の技術は、粗圧延工程で少なくとも１回以上の頻度で１００秒以上の待機が必要で、製造能率が低い。さらに圧延の仕上温度に関する検討が不十分で、必ずしも良好なＤＷＴＴ特性が得られてはいない。
本発明は、かかる従来技術の課題を解決するものである。天然ガス、原油等の輸送用ラインパイプとして好適な、特にＡＰＩ Ｘ６０〜Ｘ８０級の高強度（降伏強度ＹＳ：４１５ＭＰａ以上、引張強度ＴＳ：５２０ＭＰａ以上）を有し、母材部のＤＷＴＴ特性（脆性破壊伝播停止性能）が優れる厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板を提供することを目的とする。また、該熱延鋼板を使用した厚肉高強度ラインパイプ用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。
ＤＷＴＴ特性は製品板厚全厚に対して実施させる靭性評価試験であり、一般に、同じ成分組成・製造方法により得られた熱延鋼板であっても、製品板厚が厚くなると薄い場合と同等のＤＷＴＴ特性を得ることが困難となる。
本発明者らは、板厚２０ｍｍ以上の厚肉高強度熱延鋼板（熱延コイル）のＤＷＴＴ特性を向上させるためのミクロ組織について、鋭意検討を行なった。
脆性き裂は板幅方向を法線方向とする面を破面として熱延鋼板の長手方向に伝播する。この面に存在するＢＣＣ鉄のへき開面｛００１｝の面積分率と結晶粒連結サイズをそれぞれ適正に制御することで、ＤＷＴＴの延性破面率８５％となる温度を−２５℃以下とすることができることがわかった。さらに、このような特性を有する熱延鋼板を管状に成形した後でもＤＷＴＴの延性破面率８５％となる温度：−２０℃以下を満足できることがわかった。
また、前記｛００１｝の面積分率と結晶粒連結サイズに関し、現時点で詳細なメカニズムは不明であるが、仕上圧延前の滞留時間と仕上圧延での圧下率が影響を及ぼすこともわかった。
本発明は、かかる知見に基づき、強度を得るために必要な成分組成などさらなる検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．２０％、
Ｍｎ：０．８０〜２．１０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｐ：０．０３４％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０３０％、
Ａｌ：０．００１〜０．０８０％、
を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
連続冷却変態組織（Ｚｗ）を主相とし、板幅方向を法線方向とする面の｛００１｝α粒は、面積分率が１０％以下であり、かつ、連結サイズが面積平均粒径で１０μｍ以下であるミクロ組織を有し、
引張強度が５２０ＭＰａ以上であり、落重試験（ＤＷＴＴ）における延性破面率８５％となる温度が−２５℃以下である、厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板。
［２］更に、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する成分組成とする、［１］に記載の厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板。
［３］更に、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００２０％を含有する成分組成とする、［１］または［２］に記載の厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板。
［４］更に、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％を含有する成分組成とする、［１］〜［３］のいずれかに記載の厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板。
［５］［１］〜［４］のいずれかに記載の厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板を管状に成形する工程と、突合せ部を溶接する工程と、を含む厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
［６］前記管状の成形はロール成形により管状に成形し、前記突合せ部の溶接は高周波電気抵抗溶接とする、［５］に記載の厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
［７］母材部と溶接部を有する厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管であって、前記母材部は［１］〜［４］のいずれかに記載の成分組成およびミクロ組織を有する厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板で構成される、厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管。
本発明によれば、ＤＷＴＴ特性（脆性破壊伝播停止性能）が優れるＡＰＩ Ｘ６０〜Ｘ８０級の厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板（熱延コイル）を容易かつ安価に提供できる。また、本発明により得られる熱延鋼板を、管状に成形して、突き合わせ部を溶接して鋼管とすることで、高価なシームレスパイプの代替として好適なＤＷＴＴ特性に優れる厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管を提供できる。
本発明の熱延鋼板および溶接鋼管は、深海輸送用ラインパイプに好適である。
本発明は、天然ガス、原油等の輸送用ラインパイプに好適な、ＡＰＩ Ｘ６０〜Ｘ８０級の高強度を有し、ＤＷＴＴ特性（脆性破壊伝播停止性能）が優れる厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板および厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管に関する。特に、通常シームレスパイプが使用される外径１２インチ〜１８インチの深海用ラインパイプに用いるのに好適な電縫鋼管に関する。なお、本発明でいう厚肉とは、板厚（溶接鋼管では母材部の肉厚）２０ｍｍ以上であることをいう。また熱延鋼板のＤＷＴＴ特性が優れるとは、後述の実施例においてＤＷＴＴの延性破面率が８５％となる温度が−２５℃以下であることをいう。
まず、本発明の成分組成限定理由について説明する。以下、特に断わらない限り、成分組成における質量％は単に％で記す。
Ｃ：０．０２〜０．２０％
Ｃは強度増加に寄与する重要な元素であり、所望の高強度を確保するためには０．０２％以上の含有を必要とする。Ｃ量は、好ましくは０．０３％以上である。一方、０．２０％を超えて多量にＣを含有するとＤＷＴＴ特性と溶接性が低下する。このため、Ｃ量は０．２０％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．１６％以下であり、より好ましくは０．０９％以下である。
Ｍｎ：０．８０〜２．１０％
Ｍｎは強度増加と靭性の向上に寄与する元素であり、所望の強度と靭性を確保するためには０．８０％以上の含有を必要とする。Ｍｎ量は、好ましくは０．９５％以上である。一方、２．１０％を超えて多量にＭｎを含有すると、島状マルテンサイトが過剰に生成し、硬質相増加によりＤＷＴＴ特性が低下する。このため、Ｍｎ量は２．１０％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは１．８５％以下であり、より好ましくは１．６５％以下である。
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｓｉは、固溶強化により強度増加に寄与する元素であり、このような効果を得て所望の高強度を確保するためには０．０１％以上の含有を必要とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．０５％以上である。一方、０．５０％を超えて過剰にＳｉを含有すると、Ｍｎ同様、島状マルテンサイトが過剰に生成し、ＤＷＴＴ特性を悪化させる。このようなことから、Ｓｉは０．５０％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．３０％以下である。
Ｐ：０．０３４％以下
Ｐは、鋼中に不純物として存在し、しかも結晶粒界等に偏析し易く、靭性等鋼管特性に悪影響を及ぼす元素であり、できるだけ低減することが好ましい。しかし、０．０３４％までは許容できる。このようなことから、Ｐ量は０．０３４％以下に限定する。Ｐ量は、好ましくは０．０２４％以下である。なお、過度のＰ低減は精錬コストの高騰を招くため、Ｐ量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．００５０％以下
Ｓは、鋼中ではＭｎＳ等の粗大な硫化物系介在物として存在して延性や靭性の低下を招くため、できるだけ低減することが望ましい。しかし、０．００５０％までは許容できる。このようなことから、Ｓ量は０．００５０％以下に限定する。Ｓ量は、好ましくは０．００４０％以下である。なお、過度のＳ低減は精錬コストの高騰を招くため、Ｓ量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｎｂ：０．０１〜０．１５％
Ｎｂは炭化物、窒化物を形成し、鋼の強度を向上させる元素であり、この効果を得るにはＮｂ量を０．０１％以上とする。Ｎｂ量は、好ましくは０．０２％以上である。一方、０．１５％より多くＮｂを含有するとＤＷＴＴ特性を悪化させるため、Ｎｂ量の上限を０．１５％とする。Ｎｂ量は、好ましくは０．１２％以下であり、より好ましくは０．０８％以下である。
Ｔｉ：０．００１〜０．０３０％
Ｔｉは、Ｎと結合しＴｉ窒化物を形成し、靭性に悪影響を及ぼすＮを固定し、ＤＷＴＴ特性を向上させる作用を有する。このような効果を得るためには、０．００１％以上のＴｉ含有を必要とする。Ｔｉ量は、好ましくは０．００５％以上である。一方、０．０３０％を超えてＴｉ含有すると、靭性の著しい低下を招く。このため、Ｔｉ量は０．０３０％以下とする。Ｔｉ量は、好ましくは０．０２５％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。
Ａｌ：０．００１〜０．０８０％
Ａｌは、鋼の脱酸剤として有用に作用する元素であり、このような効果を得るためには、０．００１％以上含有する必要がある。Ａｌ量は、好ましくは０．００５％以上である。一方、０．０８０％を超えて多量にＡｌを含有すると、Ａｌ酸化物を生成し、鋼の清浄度を低下させる。このため、Ａｌ量は０．０８０％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０６０％以下である。
その他の成分はＦｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物において、ＮとＯは以下の範囲とすることが好ましい。
Ｎ：０．００６％以下
Ｎは、鋼中では不可避的不純物として存在し、固溶してあるいは窒化物を形成して、靭性低下を招く。このため、できるだけ低減することが望ましい。しかし、Ｎ量は０．００６％までは許容できる。
Ｏ（酸素）：０．００８％以下
Ｏは、鋼中では不可避的不純物として存在し、介在物の生成による靭性の低下を招く。このため、できるだけ低減することが望ましい。しかし、Ｏ量は０．００８％までは許容できる。
上記した成分が基本の成分組成であるが、基本の成分組成に加えてさらに、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有してもよい。
Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖはいずれも、焼入れ性向上を介して、鋼板の強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて、選択して含有できる。これらの元素の含有は、特に、板厚が２０ｍｍ以上の厚肉の場合に、パーライト、ポリゴナルフェライトの生成を防止し、所望の強度、靭性を確保するうえで有効である。このような効果を得るためには、Ｃｕ：０．０５％以上、Ｎｉ：０．０５％以上、Ｃｒ：０．０５％以上、Ｍｏ：０．０５％以上、Ｖ：０．０５％以上含有することが好ましい。一方、Ｃｕ：０．５％、Ｎｉ：０．５％、Ｃｒ：０．５％、Ｍｏ：０．５％、Ｖ：０．１０％をそれぞれ超える含有は、効果が飽和するだけでなく材料コストの高騰を招く。このため、含有する場合には、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１０％以下に、それぞれ限定することが好ましい。なお、より好ましくはＣｕ：０．３５％以下、Ｎｉ：０．３５％以下、Ｃｒ：０．３５％以下、Ｍｏ：０．４５％以下、Ｖ：０．０８％以下である。
さらに、必要に応じて、Ｂ：０．０００１〜０．００２０％を含有してもよい。
Ｂ：０．０００１〜０．００２０％
Ｂは鋼の焼入性を著しく向上させ、強度の向上に寄与する元素で、必要に応じて選択して含有できる。強度向上の効果を得るためにはＢ量は０．０００１％以上の含有が好ましい。一方、０．００２０％を超えてＢを含有すると、母材のミクロ組織が下部ベイナイト又はマルテンサイトとなり、板幅方向を法線方向とする面の｛００１｝α粒の連結サイズの最大値が１０μｍを超え、ＤＷＴＴ特性が悪化するおそれがある。そのため、Ｂは０．０００１〜０．００２０％の範囲に限定することが好ましい。
さらに、必要に応じて、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％を含有してもよい。
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｃａは、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を球状とする、介在物の形態制御に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果を得るためには、Ｃａを０．０００５％以上含有することが好ましい。一方、０．００５０％を超えてＣａを含有すると、酸化物系介在物が増加し、ＤＷＴＴ特性を低下させるおそれがある。このため、Ｃａを含有する場合には、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％の範囲に限定することが好ましい。
次にミクロ組織の限定理由について説明する。
主相：連続冷却変態組織（Ｚｗ）
連続冷却変態組織とは、鋼のベイナイト写真集１（日本鉄鋼協会基礎研究編、１９９２年）に記載されている擬ポリゴナルフェライト（Ｑｕａｓｉ ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ）、グラニュラーベイニティックフェライト（Ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｉｃ−ｆｅｒｒｉｔｅ）およびベイニティックフェライト（Ｂａｉｎｉｔｉｃ−ｆｅｒｒｉｔｅ）の総称であり、強度と靭性のバランスに優れる。なお、本発明での連続冷却変態組織には、ポリゴナルフェライト（Ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ）、上部／下部ベイナイト（Ｕｐｐｅｒ／Ｌｏｗｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）及びマルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）は含まない。
本発明では、連続冷却変態組織が主相である。即ち、後述の実施例に記載の方法により求めた連続冷却変態組織の面積分率が９０％以上である。ただし、第２相として、パーライト、上部／下部ベイナイト、マルテンサイト等を、合計して面積分率で１０％未満であれば含有してもよい。連続冷却変態組織が９０％未満では、すなわち主相以外の第２相が１０％以上となり、所望の強度やＤＷＴＴ特性を確保できなくなる。
加えて、ＤＷＴＴ特性をより向上させるためには、主相となる連続冷却変態組織の平均粒径は、後述のＳＥＭ／ＥＢＳＤ法によって求める面積平均粒径で３０μｍ以下とすることが好ましい。２０μｍ以下であることがより好ましい。
板幅方向を法線方向とする面の｛００１｝α粒の面積分率が１０％以下、かつ、連結サイズが面積平均粒径で１０μｍ以下
本発明において「板幅方向を法線方向とする面の｛００１｝α粒の面積分率」は、後述の実施例に記載のとおり、板幅方向において端部から１／４位置、かつ板厚方向１／４位置および１／２位置において求める。また、本発明において、「｛００１｝α粒」とは、許容方位差１５°以内として、き裂伝播面である板幅方向を法線とする面へ＜１００＞方位を向けている結晶粒である。
板幅方向を法線方向とする面の｛００１｝α粒の面積分率と連結サイズはＳＥＭ／ＥＢＳＤ法によって測定する。｛００１｝α粒の面積分率は、ＴＳＬ社製ＯＩＭ ＡｎａｌｙｓｉｓのＣｒｙｓｔａｌ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎマッピング機能を用いて、き裂伝播面である板幅方向を法線とする面へ＜１００＞方位を向けている結晶粒の分率を、許容方位差（Ｔｏｌｅｒａｎｃｅ ａｎｇｌｅ）を１５°以内として算出する。
連続冷却変態組織のへき開面である｛００１｝α粒の面積分率が１０％を超えると、所望のＤＷＴＴ特性を満足できなくなる。よって、板幅方向を法線方向とする面の｛００１｝α粒の面積分率は１０％以下とする。好ましくは８％以下である。面積分率は０％に近ければ近いほどＤＷＴＴ特性を向上させる効果があるため、下限は特に制限しない。
板幅方向を法線方向とする面の｛００１｝α粒の連結サイズは、ＴＳＬ社製ＯＩＭ ＡｎａｌｙｓｉｓのＣｒｙｓｔａｌ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎマッピング機能とＨｉｇｈｌｉｔｉｎｇ機能により、｛００１｝α粒のみを抜き出したＤａｔａｓｅｔを作成し、面積平均（Ａｒｅａ ｆｒａｃｔｉｏｎ ａｖｅｒａｇｅ）粒径を算出する。この際、結晶粒の定義をＧｒａｉｎ Ｔｏｌｅｒａｎｃｅ Ａｎｇｌｅを６０°とすることで、｛００１｝α粒の連結サイズを求めることができる。該連結サイズが面積平均粒径で１０μｍを超えると、上記｛００１｝α粒の面積分率が１０％以下であっても、所望のＤＷＴＴ特性を満足できなくなる。よって、板幅方向を法線方向とする面の｛００１｝α粒の連結サイズは１０μｍ以下とする。
引張強度（ＴＳ）：５２０ＭＰａ以上
天然ガス、原油等の輸送用ラインパイプとして好適な高強度とするため、本発明においてＴＳは５２０ＭＰａ以上とする。ＴＳは、好ましくは５３５ＭＰａ以上である。なお、ＴＳは後述の実施例に記載の方法により求めることができる。
落重試験（ＤＷＴＴ）における延性破面率８５％となる温度が−２５℃以下
本発明は厚肉高強度ラインパイプへの適用を意図しており、ＡＳＴＭ Ｅ４３６に準拠したＤＷＴＴにおいて、延性破面率８５％となる温度を−２５℃以下とする。該温度は、好ましくは−３０℃以下である。
次に製造方法について説明する。
熱延鋼板（熱延コイル）は、上記した成分組成の鋼素材に、次に示す工程を経て製造することが好ましい。本発明の熱延鋼板は、粗圧延装置、仕上圧延装置および加速冷却設備を備える熱間圧延ラインで製造することが好ましい。
なお、鋼素材の製造方法については、本発明では特に限定する必要はないが、上記した組成の溶鋼を転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法でスラブ等の鋳片（鋼素材）とすることが好ましい。なお、連続鋳造法に代えて、造塊−分塊圧延法を用いて鋼素材（鋼片）としてもなんら問題はない。
上記した成分組成の鋼素材を、加熱炉で加熱したのち、粗圧延と仕上圧延に続いて、加速冷却を施し、コイル状に巻取って熱延コイルとする。なお、以下の説明において、特にことわりのない場合の温度は鋼素材や鋼板等の表面温度とする。
鋼素材の加熱温度は１１００℃〜１３００℃とする。熱延コイルの靱性向上のためには、結晶粒の微細化が期待できる低い加熱温度とすることが好ましいが、加熱温度が１１００℃未満では、加熱温度が低すぎて、未溶解炭化物の固溶が進まず、ＡＰＩ Ｘ６０〜Ｘ８０級の高強度を確保できない場合がある。一方、加熱温度が１３００℃を超える高温では、オーステナイト（γ）粒の顕著な粗大化が生じ、ＤＷＴＴ特性が低下するおそれがある。さらに、スケール生成量の増加を招き、表面性状の悪化を招く恐れがある。また、エネルギーロスの増大を招き経済的に不利になる。このため、鋼素材の加熱温度は、１１００℃〜１３００℃とする。１１５０〜１２３０℃が好ましい。なお、当該加熱温度での均熱保持は、３０ｍｉｎ以上とすることが、鋼素材の加熱温度均一化の観点から好ましい。
熱間圧延ラインの粗圧延では、粗圧延を施す温度域を再結晶温度域である９００℃以上１２３０℃以下とし、圧下率７０％〜９０％の圧延を施す。圧下率が７０％未満だと｛００１｝α粒の面積分率が１０％を超える場合がある。粗圧延での圧下率が９０％を超えると、引き続き実施する仕上圧延での圧下率が十分に取れなくなり、｛００１｝α粒の連結サイズが１０μｍを超える場合がある。このため、再結晶温度域での圧下率は７０〜９０％とする。
粗圧延の１パス当たりの温度や圧下率、パス間時間は特に制限されないが、粗圧延終了後、仕上圧延を開始するまで７〜９９秒待機することが好ましい。粗圧延終了から待機時間が７秒未満で仕上圧延を開始すると、オーステナイトの再結晶が不十分となり、所望の｛００１｝α粒の面積分率と連結サイズを得ることができない。一方、９９秒を超えても効果は飽和して製造効率のみ悪化し経済的ではない。
続く仕上圧延は、７５０℃〜粗圧延終了温度の範囲で実施する。仕上圧延終了温度が７５０℃を下回ると仕上圧延中にフェライト変態が開始し、生成した粗大なフェライトが加工されるため、強度と靭性の低下を招くおそれがある。このため、仕上圧延終了温度は７５０℃以上とする。なお、仕上圧延では、圧下率を４４％以上に調整する。圧下率が４４％未満では、γ→α変態の核生成サイトが少なくなり、｛００１｝α粒を含む主相の微細化を達成できない恐れがある。なお、仕上圧延機への負荷の観点から、仕上圧延での圧下率は９５％以下とすることが好ましい。
本発明では、上記した熱間圧延を終了（特に、仕上圧延を終了）したのち、直ちに、好ましくは５秒以内に、鋼板の加速冷却を開始し、板厚中央部温度で７５０〜６５０℃の温度域での平均冷却速度が５〜８０℃／ｓとなる加速冷却を施す。すなわち、加速冷却停止温度：３００℃〜６５０℃まで加速冷却を行い、この加速冷却の中で特定の温度域：７５０〜６５０℃での平均冷却速度は５〜８０℃／ｓとする。次いで、加速冷却の終了後、６５０℃以下でコイル状に巻き取ることが好ましい。加速冷却は、常法により行えばよい。なお、コイル状に巻き取った後は、放冷する。
上記加速冷却での平均冷却速度が５℃／ｓ未満では、冷却速度が遅く、生成する組織が連続冷却変態組織ではなくなり、要求される強度とＤＷＴＴ特性を両立できなくなるおそれがある。一方、平均冷却速度が８０℃／ｓを超えると、下部ベイナイト又はマルテンサイト相が生成し、ＤＷＴＴ特性が低下する恐れがある。そのため、板厚中央部温度で７５０〜６５０℃の温度域での平均冷却速度は５〜８０℃／ｓとし、好ましくは１０〜６０℃／ｓである。
上記加速冷却停止温度が６５０℃を超えて高くなると、Ｎｂ炭窒化物等の析出粒子が粗大化し、強度が低下し所望の高強度を確保できなくなるおそれがある。さらに、巻取り後の徐冷でポリゴナルフェライトおよびパーライトが生成し、所望のミクロ組織を得ることができないおそれがある。このため、加速冷却停止温度は６５０℃以下にする。なお、加速冷却停止温度は３００℃以上とすることが好ましい。加速冷却停止温度が３００℃を下回ると、加速冷却での平均冷却速度を上記した５〜８０℃／ｓの範囲内に調整しても、マルテンサイト相が一部生成する場合があり、所望のミクロ組織とならない恐れがある。このため、冷却停止温度は３００〜６５０℃とすることがより好ましい。なお、加速冷却停止後、直ちにコイル状に巻き取るため、巻取温度は、上記した温度範囲となる。
上記した製造条件で得られた熱延鋼板は、連続冷却変態組織（Ｚｗ）を主相とし、板幅方向を法線方向とする面の｛００１｝α粒は、面積分率が１０％以下であり、かつ、連結サイズが面積平均粒径で１０μｍ以下であるミクロ組織と、ＡＰＩ Ｘ６０〜Ｘ８０級の強度と、延性破面率８５％となる温度が−２５℃以下のＤＷＴＴ特性と、を有する熱延鋼板である。
上記した好ましい製造方法で得られた厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板を素材として、管状に成形して、突合せ部を溶接することにより鋼管とする。これにより、母材部がＡＰＩ Ｘ６０〜Ｘ８０級の高強度と、ＤＷＴＴにおける延性破面８５％を得る温度が−２０℃以下である高靭性とを兼備する厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管とすることができる。
造管工程としては、上記熱延鋼板を、冷間で複数のロールにより略円形断面のオープン管に連続成形し、ついで該オープン管の相対する端面を高周波誘導加熱または高周波電気抵抗加熱で融点以上に加熱しスクイズロールで圧接する、電縫鋼管製造設備を用いる常用の造管工程を適用することが好ましい。ここで、高周波とは、１００ｋＨｚ以上５００ｋＨｚ未満である。なお、本発明では、この造管工程に限定されないことは言うまでもない。
以下、実施例に基づき、さらに本発明について具体的に説明する。
以下、本発明の実施例を説明する。本発明の技術的範囲は以下の実施例に限定されない。
表１の成分組成（含有量は質量％で表示）になる（残部はＦｅおよび不可避的不純物）鋼素材を、表２に示す保持温度まで加熱し、表２に示す条件で熱間圧延（粗圧延および仕上圧延）し、表２に示す条件で加速冷却し、加速冷却直後に巻取り、放冷して熱延鋼板（熱延コイル）を製造した。
なお、表１に示す各元素の含有量の単位は質量％である。また、表２のコイルＮｏ．２０の加速冷却における平均冷却速度（℃／ｓ）は、板厚中央部温度で７５０〜６８０℃におけるものである。表２における圧下率の定義は、「（元厚−最終厚）／元厚×１００％」である。仕上圧延における「元厚」は粗圧延の終了厚である。
以下の手順により熱延鋼板のミクロ組織および機械的特性を調べた。
（１）ミクロ組織
以下の条件のＳＥＭ／ＥＢＳＤ法により、熱延鋼板の主相とその面積平均粒径（μｍ）、第２相とその面積分率、板幅方向を法線方向とする面の｛００１｝α粒の面積分率および連結サイズ（面積平均粒径、単位μｍ）を求めた。なお、主相の面積分率は「１００−第２相の面積分率」であった。主相の面積平均粒径は、｛００１｝α粒の連結サイズと同様に、ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓを用いて求めた。ミクロ組織の相は、Ｚｗが連続冷却変態組織、ＰＦがポリゴナルフェライト、Ｐがパーライト、ＬＢが下部ベイナイト、Ｍがマルテンサイトである。
使用機器および測定条件：日立ハイテクノロジーズ社製電界放出型走査型電子顕微鏡に備え付けたＥＤＡＸ社製ＥＢＳＤ検出器を用いた。
観察試験片の採取および観察条件：板厚１／４位置と１／２位置から採取した観察試験片を採取した。各観察試験片のＬ断面を観察面として、観察視野は４００×５００μｍとして少なくとも４視野以上観察し、ステップサイズは０．５μｍの条件で測定した。各サンプルの測定結果の平均値を採用し、表３に記載した。
（２）引張試験特性（コイル）
引張試験は、コイルは板幅方向を試験片長手方向として引張試験片を採取し、ＡＳＴＭ Ａ３７０の規定に準拠してＴＳおよびＹＳを求めた。降伏強度ＹＳ：４１５ＭＰａ以上、引張強度ＴＳ：５２０ＭＰａ以上が良好である。結果を表３に記載した。
（３）ＤＷＴＴ特性（コイル）
熱延鋼板の板幅方向が試験片長手方向となるように試験片を採取（減厚なし）し、ＡＳＴＭ Ｅ４３６の規定に準拠してＤＷＴＴを行った。予亀裂はプレスノッチにて導入した。延性破面率は２本実施した平均で算出し、延性破面率が８５％となる温度をＤＷＴＴ８５％ＳＡＴＴとして求めた。−２５℃以下が良好である。結果を表３に記載した。
−鋼管を用いた試験−
製造した熱延鋼板（熱延コイル）を冷間で複数のロールにより略円形断面のオープン管に連続成形し、ついで該オープン管の相対する端面を高周波電気抵抗加熱で融点以上に加熱し、スクイズロールで圧接して厚肉の溶接鋼管を製造した。表３「鋼管形状」の欄に溶接鋼管の母材部の肉厚と外径を記載した。
（４）引張試験特性（鋼管）
引張試験は、円周方向を試験片長手方向として母材部から引張試験片を採取し、ＡＳＴＭ Ａ３７０の規定に準拠してＴＳおよびＹＳを求めた。降伏強度ＹＳ：４１５ＭＰａ以上、引張強度ＴＳ：５２０ＭＰａ以上が良好である。結果を表３に記載した。
（５）ＤＷＴＴ特性（鋼管）
円周方向が試験片長手方向となるように母材部から試験片を採取（減厚なし）し、ＡＳＴＭ Ｅ４３６の規定に準拠してＤＷＴＴを行った。予亀裂はプレスノッチにて導入した。延性破面率は２本実施した平均で算出し、延性破面率が８５％となる温度をＤＷＴＴ８５％ＳＡＴＴとして求めた。−２０℃以下が良好である。結果を表３に記載した。
Figure 0006354910
Figure 0006354910
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発明例の熱延鋼板および溶接鋼管は、いずれも厚さ２０ｍｍ以上と厚肉であり、機械的特性に優れ、厚肉高強度ラインパイプ用として好適である。一方、比較例はＴＳ、ＹＳ、ＤＷＴＴ特性を高い水準で両立できていない。

Claims (7)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０２〜０．２０％、
    Ｍｎ：０．８０〜２．１０％、
    Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
    Ｐ：０．０３４％以下、
    Ｓ：０．００５０％以下、
    Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、
    Ｔｉ：０．００１〜０．０３０％、
    Ａｌ：０．００１〜０．０８０％、
    を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    連続冷却変態組織（Ｚｗ）を面積分率で９０％以上とし、板幅方向を法線方向とする面の｛００１｝α粒は、面積分率が１０％以下であり、かつ、連結サイズが面積平均粒径で１０μｍ以下であるミクロ組織を有し、
    降伏強度が４１５ＭＰａ以上であり、引張強度が５２０ＭＰａ以上であり、落重試験（ＤＷＴＴ）における延性破面率８５％となる温度が−２５℃以下である、厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板。
  2. 更に、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、
    Ｎｉ：０．５％以下、
    Ｃｒ：０．５％以下、
    Ｍｏ：０．５％以下、
    Ｖ：０．１０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する成分組成とする、請求項１に記載の厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板。
  3. 更に、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００２０％を含有する成分組成とする、請求項１または２に記載の厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板。
  4. 更に、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％を含有する成分組成とする、請求項１〜３のいずれかに記載の厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板。
  5. 請求項１〜４のいずれかに記載の厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板を管状に成形する工程と、突合せ部を溶接する工程と、を含む厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
  6. 前記管状の成形はロール成形により管状に成形し、前記突合せ部の溶接は高周波電気抵抗溶接とする、請求項５に記載の厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
  7. 母材部と溶接部を有する厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管であって、前記母材部は請求項１〜４のいずれかに記載の成分組成およびミクロ組織を有する厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板で構成される、厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管。
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