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WO2015151469A1 - 耐歪時効特性及び耐ｈｉｃ特性に優れた高変形能ラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびに溶接鋼管 - Google Patents

耐歪時効特性及び耐ｈｉｃ特性に優れた高変形能ラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびに溶接鋼管 Download PDF

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Publication number
WO2015151469A1
WO2015151469A1 PCT/JP2015/001726 JP2015001726W WO2015151469A1 WO 2015151469 A1 WO2015151469 A1 WO 2015151469A1 JP 2015001726 W JP2015001726 W JP 2015001726W WO 2015151469 A1 WO2015151469 A1 WO 2015151469A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
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less
ferrite
bainite
strain aging
steel
Prior art date
Application number
PCT/JP2015/001726
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
恭野 安田
水野　大輔
仲道　治郎
石川　信行
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
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Priority to CN201580017406.3A priority patent/CN106133175B/zh
Priority to KR1020167027218A priority patent/KR101893845B1/ko
Priority to RU2016138675A priority patent/RU2653031C2/ru
Priority to US15/300,980 priority patent/US10344362B2/en
Priority to EP15773521.8A priority patent/EP3128029B1/en
Publication of WO2015151469A1 publication Critical patent/WO2015151469A1/ja

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    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16L—PIPES; JOINTS OR FITTINGS FOR PIPES; SUPPORTS FOR PIPES, CABLES OR PROTECTIVE TUBING; MEANS FOR THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16L9/00—Rigid pipes
    • F16L9/02—Rigid pipes of metal
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16L—PIPES; JOINTS OR FITTINGS FOR PIPES; SUPPORTS FOR PIPES, CABLES OR PROTECTIVE TUBING; MEANS FOR THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16L9/00—Rigid pipes
    • F16L9/17—Rigid pipes obtained by bending a sheet longitudinally and connecting the edges
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a steel product for a line pipe having a small material deterioration after coating treatment at 300 ° C. or less, a method for producing the same, and a welded steel pipe, and has excellent HIC resistance in a wet hydrogen sulfide environment of pH 5 or higher, and API 5L X60
  • the present invention relates to a steel material for X70 grade line pipe.
  • line pipes used for transportation of natural gas and crude oil are required to have high strength in order to improve transportation efficiency by high-pressure operation. Even if large deformation occurs due to ice gouging or ground deformation, a high deformability capable of preventing the occurrence of cracks is required. For example, in pipelines laid on a cold seabed or an earthquake zone where ice gouging occurs, in addition to high uniform elongation, a line pipe having a low yield ratio of 90% or less is required.
  • the steel sheet is formed into a cold tube and the butt portion is welded, and then the outer surface of the steel pipe is usually coated from the viewpoint of corrosion protection.
  • a strain age hardening phenomenon occurs due to processing strain at the time of pipe making and heating at the time of coating treatment, yield stress increases, and the yield ratio in the steel pipe becomes larger than the yield ratio in the steel plate.
  • HIC resistance hydrogen-induced crack resistance
  • Patent Document 1 discloses a heat treatment method in which quenching from a two-phase region of ferrite and austenite is performed between quenching and tempering. ing.
  • Patent Document 2 discloses that rolling of a steel material is completed at three or more points of Ar, and the subsequent accelerated cooling rate and A method for achieving a low yield ratio by controlling the cooling stop temperature to obtain a two-phase structure of acicular ferrite and martensite is disclosed.
  • Patent Documents 3 and 4 include fine precipitates of composite carbide containing Ti and Mo, or composite carbide containing any two or more of Ti, Nb, and V.
  • a low-yield-ratio, high-strength, high-toughness steel pipe excellent in strain aging characteristics and a method for producing the same are disclosed.
  • Patent Document 5 describes a method for achieving a low yield ratio, high strength, and high uniform elongation excellent in strain aging resistance of API 5L X70 or less without greatly increasing the amount of alloying elements added to steel.
  • a method is disclosed in which reheating is performed immediately after cooling to obtain a three-phase structure of bainite, polygonal ferrite, and island martensite (MA).
  • Patent Document 6 discloses a method of reducing the hardness difference between ferrite and bainite as a method for obtaining the HIC resistance of a steel material having a two-phase structure of ferrite and bainite having API 5L X65 or more.
  • JP-A-55-97425 Japanese Unexamined Patent Publication No. 1-176027 JP 2005-60839 A Japanese Patent Laid-Open No. 2005-60840 JP 2011-74443 A JP 2003-301236 A
  • Patent Document 6 has excellent HIC resistance in a wet hydrogen sulfide environment with a pH of 3.3 or higher.
  • material design such as cleaning of steel components adapted to a severe sour environment is excessive, and an increase in manufacturing cost is a problem.
  • the present invention shows excellent HIC resistance in a wet hydrogen sulfide environment of pH 5 or higher, and has a low yield ratio even after coating treatment at 300 ° C. or lower, for API 5L X60 to X70 grade high deformation capacity line pipes. It aims at providing steel materials, its manufacturing method, and a welded steel pipe.
  • the present inventors diligently studied a manufacturing process of an appropriate component composition and a steel material manufacturing method, particularly controlled rolling and accelerated cooling after controlled rolling, and obtained the following knowledge.
  • A It is possible to improve the HIC resistance by adding an appropriate amount of Cu and not containing Mo or even if it is contained to 0.01% or less.
  • B By setting the accelerated cooling start temperature and the accelerated cooling stop temperature to appropriate temperatures, the metal structure of the steel sheet becomes a two-phase structure of ferrite and bainite or a structure mainly composed of these, and the hardness difference between ferrite and bainite.
  • the Vickers hardness is 70 or more, it is possible to reduce the yield ratio before the strain aging treatment and after the strain aging treatment (hereinafter also referred to as “before and after the strain aging treatment”).
  • the solid solution C can be reduced by setting the cooling start temperature and the cooling stop temperature in the accelerated cooling to appropriate temperatures, an increase in the yield ratio after the strain aging treatment can be suppressed.
  • the present invention has been made by further studying the above findings and is as follows.
  • component composition by mass, C: 0.030 to 0.100%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.5 to 2.5%, P: 0.015%
  • S 0.002% or less
  • Cu 0.20 to 1.00%
  • Mo 0.01% or less
  • Nb 0.005 to 0.05%
  • Ti 0.005 to 0.040%
  • Al 0.10% or less
  • N 0.007% or less
  • the balance is made of Fe and inevitable impurities
  • the metal structure is mainly composed of ferrite and bainite, and the area fractions of the ferrite and bainite are the total.
  • the hardness difference between the ferrite and the bainite is 70 or more in terms of Vickers hardness, and the uniform elongation before and after the strain aging treatment at a temperature of 300 ° C. or less is 9% or more and Strain-resistant aging characteristics with a yield ratio of 90% or less And high deformability line steel pipe having excellent HIC resistance.
  • Ni 0.02 to 0.50%
  • Cr 1.00% or less
  • V 0.10% or less
  • Ca 0.0050% or less
  • B Steel material for high deformability line pipe excellent in strain aging resistance and HIC resistance according to [1], containing one or more selected from 0.0050% or less.
  • a steel having the composition described in [1] or [2] is heated to a temperature of 1000 to 1300 ° C. and hot-rolled at a rolling end temperature of 3 or more points of Ar, and then (Ar 3 -50 ) To (Ar 3 +30) ° C. to a cooling stop temperature of 500 to 650 ° C. at a cooling rate of 5 ° C./s or more.
  • the metal structure is mainly composed of ferrite and bainite, and the area fraction of the ferrite and bainite. Is 90% or more in total, the hardness difference between the ferrite and the bainite is 70 or more in terms of Vickers hardness, and the uniform elongation before and after the strain aging treatment at a temperature of 300 ° C.
  • the strain aging characteristic in the present invention refers to a characteristic that can suppress an excessive increase in the yield ratio even when heat treatment is performed at a temperature of 300 ° C. or lower.
  • the HIC resistance in the present invention refers to a characteristic in which hydrogen-induced cracking does not occur in a wet hydrogen sulfide environment having a pH of 5 or higher.
  • high deformability means the characteristic which satisfy
  • C 0.030 to 0.100%
  • C is an element that contributes to precipitation strengthening as a carbide. If C is less than 0.030%, sufficient strength cannot be secured. When C exceeds 0.100%, deterioration of toughness and weldability and an increase in yield ratio due to strain aging are caused. For this reason, the C content is specified to be 0.030 to 0.100%. Preferably, the C content is 0.05% or more. Preferably, the C content is 0.09% or less.
  • Si 0.01 to 0.50% Si is added for deoxidation.
  • Si is less than 0.01%, the deoxidation effect is not sufficient.
  • Si exceeds 0.50%, deterioration of toughness and weldability is caused.
  • the Si content is specified to be 0.01 to 0.50%. More preferably, it is 0.01 to 0.3%.
  • Mn 0.5 to 2.5% Mn is added for strength and toughness. If Mn is less than 0.5%, the effect is not sufficient. For this reason, the Mn content is 0.5% or more, preferably 1.2% or more, and more preferably 1.5% or more from the viewpoint of lowering the yield ratio due to MA generation. If Mn exceeds 2.5%, toughness and weldability deteriorate. For this reason, Mn content is prescribed
  • P 0.015% or less
  • P is an inevitable impurity element that deteriorates weldability and HIC resistance.
  • the upper limit of the P content is specified to be 0.015% or less. More preferably, it is 0.010% or less.
  • S 0.002% or less S generally becomes MnS inclusions in steel and deteriorates the HIC resistance. For this reason, the smaller the S, the better. Since there is no problem if S is 0.002% or less, the upper limit of the S content is specified to be 0.002%. More preferably, it is 0.0015% or less.
  • Cu 0.20 to 1.00%
  • Cu is an important element in the present invention, and suppresses the intrusion of hydrogen into the steel and contributes to improving the HIC resistance. However, if Cu is less than 0.20%, the effect is not sufficient, and if it exceeds 1.00%, weldability deteriorates. Therefore, the Cu content is specified to be 0.20 to 1.00%. Preferably, the Cu content is 0.25% or more. Preferably, the Cu content is 0.5% or less.
  • Mo 0.01% or less (including 0) Mo causes an increase in yield ratio due to strain aging and deterioration of the HIC resistance. For this reason, Mo is not contained, or even if it is contained, it is regulated to 0.01% or less. More preferably, it is 0.005% or less.
  • Nb 0.005 to 0.05%
  • Nb improves toughness by refining the structure, further forms carbides, and contributes to an increase in strength.
  • the Nb content is specified to be 0.005 to 0.05%.
  • the Nb content is 0.01% or more.
  • the Nb content is 0.05% or less.
  • Ti 0.005 to 0.040% Due to the pinning effect of TiN, Ti suppresses austenite coarsening during slab heating, improves base metal toughness, further reduces solid solution N, and suppresses an increase in yield ratio due to strain aging. However, if Ti is less than 0.005%, the effect is not sufficient, and if it exceeds 0.040%, the toughness of the weld heat affected zone deteriorates. For this reason, the Ti content is specified to be 0.005 to 0.040%. More preferably, it is 0.005 to 0.02%.
  • Al 0.10% or less Al is added as a deoxidizer. If Al exceeds 0.10%, the cleanliness of the steel decreases and the toughness deteriorates. For this reason, Al content is prescribed
  • N 0.007% or less
  • N is an unavoidable impurity element that causes an increase in yield ratio due to strain aging and deterioration of the toughness of the heat affected zone.
  • the upper limit of N content is prescribed
  • Ni 0.02 to 0.50%
  • Ni is an element that contributes to improving the HIC resistance and is effective in improving toughness and strength. If Ni is less than 0.02%, the effect is not sufficient, and if it exceeds 0.50%, the effect is saturated, which is disadvantageous in terms of cost. For this reason, when Ni is contained, the Ni content is specified to be 0.02 to 0.50%. Preferably, the Ni content is 0.20% or more. Preferably, the Ni content is 0.4% or less.
  • Cr 1.00% or less Cr is an effective element for obtaining sufficient strength even at low C.
  • the upper limit of Cr content is prescribed
  • the Cr content is 0.5% or less.
  • the Cr content is 0.1% or more.
  • V 0.10% or less V improves toughness by refining the structure, further forms carbides, and contributes to improvement in strength.
  • V exceeds 0.10%, the toughness of the heat affected zone is deteriorated.
  • V content is prescribed
  • the V content is 0.05% or less.
  • the V content is 0.005% or more.
  • Ca 0.0050% or less
  • Ca is an element effective for improving toughness by controlling the form of sulfide inclusions.
  • the Ca content is prescribed
  • the Ca content is 0.004% or less.
  • the Ca content is 0.001% or more.
  • B 0.0050% or less B is an element effective in increasing the strength and improving the toughness of the weld heat affected zone. If B exceeds 0.0050%, the weldability deteriorates. For this reason, when it contains, B content is prescribed
  • the balance other than the above components in the steel material of the present invention is Fe and inevitable impurities.
  • the content of elements other than the above is not a problem as long as the effects of the present invention are not impaired.
  • the metal structure of the steel material of the present invention is a multiphase structure mainly composed of ferrite and bainite.
  • the multiphase structure mainly composed of ferrite and bainite is a multiphase structure having a total area fraction of ferrite and bainite of 90% or more, and the balance is martensite, pearlite, island martensite, retained austenite, etc. Is a structure having a total area fraction of 10% or less selected from 1 type or 2 types or more.
  • the area fraction of ferrite and bainite does not need to be particularly limited, but if the area fraction of ferrite is less than 10%, bainite having a high hardness may not be obtained, so there is a difference in hardness between ferrite and bainite.
  • the area ratio of ferrite is set to 10% or more.
  • the ferrite area fraction is preferably 50% or less.
  • the area fraction of bainite is preferably 10% or more.
  • the hardness difference between ferrite and bainite is 70 or more in terms of Vickers hardness (HV).
  • HV Vickers hardness
  • the hardness difference is preferably 75 or more in HV.
  • the hardness difference is less than 70 in HV, the behavior does not change from the single phase structure of ferrite or bainite, the yield ratio becomes high, and it becomes difficult to achieve the desired yield ratio.
  • the hardness difference between ferrite and bainite is greater than 180 in HV, the HIC resistance may be degraded and the yield ratio after strain aging may be increased. Therefore, the hardness difference is preferably 180 or less in HV. More preferably, it is 150 or less.
  • each metal structure is observed with an optical microscope or a scanning electron microscope, for example, and the type of structure and the area fraction of each phase are obtained by performing image processing on the obtained microstructure picture of at least three visual fields. be able to.
  • the hardness is a value measured by a Vickers hardness tester, and an arbitrary load can be selected in order to obtain an indentation of an optimum size inside each phase. It is desirable to measure the hardness of ferrite and bainite under the same load. In addition, considering the local components of the microstructure or variations due to measurement errors, the hardness is measured at at least 15 different positions for each structure, and the average hardness of each structure is determined as the hardness of ferrite and bainite. It is preferable to use it. As the hardness difference when using the average hardness, the absolute value of the difference between the average value of the hardness of ferrite and the average value of the hardness of bainite is used.
  • Heating temperature 1000-1300 ° C If the heating temperature is less than 1000 ° C, the solid solution of the carbide is insufficient and the required strength cannot be obtained, and if it exceeds 1300 ° C, the base material toughness deteriorates. For this reason, the heating temperature is regulated to 1000 to 1300 ° C.
  • Rolling end temperature Ar 3 points or more
  • the cumulative rolling reduction in a temperature range of 900 ° C. or lower is 50% or more.
  • Cooling start temperature for accelerated cooling (Ar 3 -50) to (Ar 3 +30) ° C.
  • the cooling start temperature is (Ar 3 -50) ° C. or higher, preferably (Ar 3 -30) ° C. or higher.
  • the cooling start temperature is (Ar 3 +30) ° C. or lower, and preferably (Ar 3 +25) ° C. or lower.
  • Accelerated cooling rate 5 ° C./s or more If the cooling rate is less than 5 ° C./s, pearlite is generated during cooling, and sufficient strength and low yield ratio cannot be obtained. For this reason, a cooling rate is prescribed
  • the cooling rate is 8 ° C./s or more, more preferably 10 ° C./s or more.
  • the cooling rate is 100 ° C./s or less, more preferably 60 ° C./s or less.
  • Cooling stop temperature 500-650 ° C
  • the cooling stop temperature for accelerated cooling is an important manufacturing condition. If the cooling stop temperature is less than 500, there are a lot of dislocations and solute C generated by transformation, the yield ratio after the strain aging treatment is increased, and a low yield ratio cannot be achieved. If it exceeds 650 ° C., the bainite is softened, and the hardness difference between ferrite and bainite is less than 70 in HV, so a low yield ratio cannot be achieved. For this reason, the cooling stop temperature for accelerated cooling is specified to be 500 to 650 ° C.
  • the cooling stop temperature is 515 ° C or higher, more preferably 530 ° C or higher.
  • the cooling stop temperature is 635 ° C. or lower, more preferably 620 ° C. or lower.
  • the present invention is a steel pipe using the above-described steel material.
  • Examples of the method for forming a steel pipe include a method for forming a steel pipe into a shape by cold forming such as a UOE process or a press bend (also called a bending press).
  • the end bending of the width direction end of the steel plate is performed using a press machine, and then the steel plate is processed using a press machine.
  • the steel plate is formed into a cylindrical shape so that the widthwise ends of the steel plate face each other.
  • the opposing widthwise ends of the steel plates are brought together and welded. This welding is called seam welding.
  • seam welding a cylindrical steel plate is constrained, the widthwise ends of opposing steel plates are butted against each other in a tack welding process, and welding is performed on the inner and outer surfaces of the butt portion of the steel plate by the submerged arc welding method.
  • a method having a two-stage process that is, a main welding process for performing the above-described process is preferable.
  • pipe expansion is performed to remove residual welding stress and improve roundness of the steel pipe.
  • the pipe expansion ratio ratio of the outer diameter change amount before and after the pipe expansion to the outer diameter of the pipe before the pipe expansion
  • the tube expansion rate is preferably in the range of 0.5% to 1.2%.
  • a coating treatment can be carried out for the purpose of preventing corrosion.
  • a known resin may be applied to the outer surface after heating to a temperature range of 200 to 300 ° C., for example.
  • a steel pipe having a substantially circular cross-sectional shape is manufactured by successively forming a steel plate by repeating three-point bending. Thereafter, seam welding is performed in the same manner as the above-described UOE process. Also in the case of press bend, tube expansion may be performed after seam welding, and coating may also be performed.
  • Steels having a thickness of 30 mm and a thickness of 33 mm were manufactured using steels (steel types A to K) having the composition shown in Table 1 (the balance being Fe and inevitable impurities) under the conditions shown in Table 2.
  • temperature such as heating temperature, rolling completion temperature, and cooling stop (end) temperature
  • the center temperature was calculated by inserting a thermocouple in the center of the slab or steel and measuring directly or using parameters such as the plate thickness and thermal conductivity from the surface temperature of the slab or steel.
  • the cooling rate is an average cooling rate obtained by dividing the temperature difference required for cooling to the cooling stop (end) temperature after the hot rolling is finished by the time required for the cooling.
  • the steel material produced as described above was subjected to structure observation and evaluated for tensile properties, hardness difference, and HIC resistance.
  • the evaluation method is as follows.
  • (1) Microstructural observation A specimen for microstructural observation is collected from the obtained thick steel plate, the L-direction cross section is polished, the nital corrosion is performed, and an optical microscope is used for the central portion of the plate thickness that is ⁇ 2 mm from the central plate thickness position. (Magnification: 400 times) or scanning electron microscope (magnification: 2000 times), the microstructure is observed for three or more fields of view, imaged, and image analysis is performed to determine the type of tissue and the area fraction of each phase. It was.
  • the metal structure of the steel material was mainly composed of ferrite and bainite, and the hardness difference between ferrite and bainite was 70 or more in terms of Vickers hardness.

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Abstract

　ｐＨ５以上の湿潤硫化水素環境において優れた耐ＨＩＣ特性を示し、３００℃以下のコーティング処理後であっても降伏比が低いＡＰＩ　５Ｌ　Ｘ６０～Ｘ７０グレードの高変形能ラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびに溶接鋼管を提供することを目的とする。　特定の成分組成を有し、金属組織はフェライトおよびベイナイトを主体とし、前記フェライトおよびベイナイトの面積分率は合計で９０％以上であり、前記フェライトと前記ベイナイトとの硬度差がビッカース硬さで７０以上であり、３００℃以下の温度の歪時効処理前および歪時効処理後における一様伸びが９％以上および降伏比が９０％以下である耐歪時効特性及び耐ＨＩＣ特性に優れた高変形能ラインパイプ用鋼材。

Description

耐歪時効特性及び耐ＨＩＣ特性に優れた高変形能ラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびに溶接鋼管
　本発明は、３００℃以下のコーティング処理後の材質劣化の小さなラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびに溶接鋼管に関し、ｐＨ５以上の湿潤硫化水素環境において優れた耐ＨＩＣ特性を有し、ＡＰＩ　５Ｌ　Ｘ６０～Ｘ７０グレードのラインパイプ用鋼材に関する。
　近年、天然ガスや原油の輸送用として使用されるラインパイプは、高圧操業による輸送効率の向上のため、高強度化が求められる。アイスガウジング（ｉｃｅ－ｇｏｕｇｉｎｇ）や地盤変動により大変形が生じても、亀裂の発生防止が可能な高変形能が要求される。たとえば、アイスガウジングが生じる寒冷の海底や地震地帯に敷設されるパイプラインでは、高一様伸びに加え、９０％以下の低降伏比を有するラインパイプが要求される。
　ラインパイプに用いられるＵＯＥ鋼管やＥＲＷ鋼管のような溶接鋼管は、鋼板を冷間で管状に成形して、突き合わせ部を溶接後、通常防食の観点から鋼管外面にコーティング処理が施される。しかしながら、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時効硬化現象が生じ、降伏応力が上昇し、鋼管における降伏比は鋼板における降伏比よりも大きくなってしまうという問題がある。
　また、硫化水素を含む天然ガスや原油の輸送に用いられるラインパイプは、鋼と硫化水素の反応により生じた水素が鋼中に侵入し、割れが生じることがある。このため、強度、高一様伸び化、低降伏比化、耐歪時効特性の他に、耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）が要求される。
　低降伏比化、高一様伸び化の方法として、鋼材の金属組織を、フェライトの様な軟質相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とすることが有効であることが知られている。また、水素誘起割れを防止する方法として、偏析傾向の高いＰなどを低減することが有効であることが知られている。一方で、ガス田開発の拡大に伴い、サワー環境（ｐＨ、硫化水素分圧）も拡大しており、マイルドサワー環境（湿潤硫化水素環境）が着目されている。ｐＨ５以上の比較的酸性度の低い環境、いわゆるマイルドサワー環境下では、鋼中にＣｕを添加して、鋼材に保護皮膜を形成することによって、鋼中への水素の侵入を抑制することが有効であることが知られている。
　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、特許文献１には、焼入れと焼戻しの中間に、フェライトとオーステナイトとの２相域からの焼入れを施す熱処理方法が開示されている。
　また、特許文献１に開示される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、特許文献２には、Ａｒ３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開示されている。
　耐歪時効特性に対しては、たとえば、特許文献３および４には、ＴｉとＭｏを含有する複合炭化物の微細析出物、あるいは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのいずれか２種類以上を含有する複合炭化物の微細析出物を活用した、耐歪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が開示されている。
　また、特許文献５には、鋼材の合金元素の添加量を大きく増加させることなく、ＡＰＩ　５Ｌ　Ｘ７０以下の耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高一様伸びを達成する方法として、加速冷却後、直ちに再加熱を行うことで、ベイナイトとポリゴナルフェライトと島状マルテンサイト（ＭＡ）の３相組織とする方法が開示されている。
　また、特許文献６には、ＡＰＩ　５Ｌ　Ｘ６５以上のフェライトとベイナイトの２相組織からなる鋼材の耐ＨＩＣ特性を得る方法として、フェライトとベイナイトの硬度差を小さくする方法が開示されている。
特開昭５５－９７４２５号公報 特開平１－１７６０２７号公報 特開２００５－６０８３９号公報 特開２００５－６０８４０号公報 特開２０１１－７４４４３号公報 特開２００３－３０１２３６号公報
　特許文献１に記載の熱処理方法では、二相域焼入れ温度を適当に選択することにより、低降伏比化が達成可能である。しかしながら、熱処理工程数が増加するため、生産性の低下や製造コストの増加を招くという問題がある。
　また、特許文献２に記載の技術では、その実施例が示すように、引張強さで４９０Ｎ／ｍｍ２（５０ｋｇ／ｍｍ２）以上の鋼材とするために、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した成分組成とする必要がある。このため、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。さらに、ＵＯＥ鋼管やＥＲＷ鋼管のような溶接鋼管は、上述したように、鋼板を冷間で管状へ成形して、突合せ部を溶接後、通常防食等の観点から鋼管外面にコーティングが施されるため、製管時の加工歪とコーティング処理時の加熱により歪時効硬化が生じ、降伏応力が上昇する。そのため、特許文献２の技術では、素材の鋼板の低降伏比化を達成しても、コーティング処理後における低降伏比化を達成することは困難である。
　特許文献３または４に記載の技術では、耐歪時効特性は改善されたものの、その実施例が示すように、板厚２６ｍｍ以上の厚肉での強度の確保については、検討されていない。板厚２６ｍｍ以上の厚肉では、厚肉に伴う冷却速度低下により高強度化が困難で、ＡＰＩ　５Ｌ　Ｘ６５～Ｘ７０、厚肉、高変形能、耐歪時効特性、耐マイルドサワー性能を併せ持つ複合仕様材は未開発である。
　さらに、特許文献５に記載の技術では、その実施例が示すように、歪時効処理後に８５％以下の低降伏比化を達成しているものの、湿潤硫化水素環境下における水素誘起割れが懸念される。
　特許文献６に記載の技術では、ｐＨ３．３以上の湿潤硫化水素環境において優れた耐ＨＩＣを有している。しかしながら、フェライトとベイナイトとの硬度差を低くする必要があるため、低降伏比化の未達成が懸念される。また、マイルドサワー環境下で使用される溶接鋼管については、厳しいサワー環境下に適応される鋼成分の清浄化などの材料設計は過剰であり、製造コストの上昇が問題である。
　そこで、本発明は、ｐＨ５以上の湿潤硫化水素環境において優れた耐ＨＩＣ特性を示し、３００℃以下のコーティング処理後であっても降伏比が低いＡＰＩ　５Ｌ　Ｘ６０～Ｘ７０グレードの高変形能ラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびに溶接鋼管を提供することを目的とする。
　本発明者らは上記課題を解決するために、適正な成分組成と鋼材の製造方法、特に制御圧延および制御圧延後の加速冷却という製造プロセスについて鋭意検討した結果、以下の知見を得た。
（ａ）Ｃｕを適量添加し、Ｍｏを含有しない、あるいは、含有しても０．０１％以下にすることにより、耐ＨＩＣ特性を向上させることが可能である。
（ｂ）加速冷却開始温度と加速冷却停止温度を適正な温度とすることで、鋼板の金属組織が、フェライトおよびベイナイトの２相組織又はこれらを主体とした組織となり、フェライトとベイナイトとの硬度差がビッカース硬さで７０以上となるため、歪時効処理前および歪時効処理後（以下、「歪時効処理前後」と称することもある。）の低降伏比化が可能である。
（ｃ）加速冷却における冷却開始温度と冷却停止温度を適正な温度とすることで、固溶Ｃを低減することができるため、歪時効処理後の降伏比の上昇が抑制できる。
　本発明は上記の知見に更に検討を加えてなされたものであり、以下のとおりである。
［１］成分組成として、質量％で、Ｃ：０．０３０～０．１００％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．５～２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃｕ：０．２０～１．００％、Ｍｏ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００５～０．０５％、Ｔｉ：０．００５～０．０４０％、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００７％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織はフェライトおよびベイナイトを主体とし、前記フェライトおよびベイナイトの面積分率は合計で９０％以上であり、前記フェライトと前記ベイナイトとの硬度差がビッカース硬さで７０以上であり、３００℃以下の温度の歪時効処理前および歪時効処理後における一様伸びが９％以上および降伏比が９０％以下である耐歪時効特性及び耐ＨＩＣ特性に優れた高変形能ラインパイプ用鋼材。
［２］前記成分組成に、さらに、質量％で、Ｎｉ：０．０２～０．５０％、Ｃｒ：１．００％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｂ：０．００５０％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する［１］に記載の耐歪時効特性及び耐ＨＩＣ特性に優れた高変形能ラインパイプ用鋼材。
［３］［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼を、１０００～１３００℃の温度に加熱し、Ａｒ３点以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、（Ａｒ３－５０）～（Ａｒ３＋３０）℃から５℃／ｓ以上の冷却速度で５００～６５０℃の冷却停止温度まで加速冷却を行う、金属組織がフェライトおよびベイナイト主体であり、前記フェライト及びベイナイトの面積分率は合計で９０％以上であり、前記フェライトと前記ベイナイトとの硬度差がビッカース硬さで７０以上であり、３００℃以下の温度の歪時効処理前および歪時効処理後における一様伸びが９％以上、降伏比が９０％以下である耐歪時効特性及び耐ＨＩＣ特性に優れた高変形能ラインパイプ用鋼材の製造方法。
［４］［１］または［２］に記載の耐歪時効特性及び耐ＨＩＣ特性に優れた高変形能ラインパイプ用鋼材を素材とする溶接鋼管。
　本発明によれば、ｐＨ５以上の湿潤硫化水素環境において優れた耐ＨＩＣ特性を示し、３００℃以下のコーティング処理後であっても降伏比が低いＡＰＩ　５Ｌ　Ｘ６０～Ｘ７０グレードの高変形能ラインパイプ用鋼材を得られる。
なお、本発明における耐歪時効特性とは、３００℃以下の温度の熱処理を施しても降伏比の過度な上昇を抑制できる特性をいう。また、本発明における耐ＨＩＣ特性とは、ｐＨ５以上の湿潤硫化水素環境において水素誘起割れが発生しない特性をいう。また、高変形能とは、一様伸びが９％以上および降伏比が９０％以下を満たす特性をいう。
　以下、本発明について具体的に説明する。
　１．成分組成
　以下に、本発明に係る鋼材の成分組成の限定理由を説明する。なお、成分組成を示す単位の％は、全て質量％を意味する。
　Ｃ：０．０３０～０．１００％
Ｃは、炭化物として析出強化に寄与する元素である。Ｃが０．０３０％未満では、十分な強度が確保できない。Ｃが０．１００％を超えると、靭性や溶接性の劣化、歪時効による降伏比の上昇を招く。このため、Ｃ含有量を０．０３０～０．１００％に規定する。好ましくは、Ｃ含有量は０．０５％以上である。また、好ましくは、Ｃ含有量は０．０９％以下である。
　Ｓｉ：０．０１～０．５０％
Ｓｉは、脱酸のため添加する。Ｓｉが０．０１％未満では脱酸効果が十分ではない。Ｓｉが０．５０％を超えると靭性や溶接性の劣化を招く。このため、Ｓｉ含有量を０．０１～０．５０％に規定する。さらに好ましくは、０．０１～０．３％である。
　Ｍｎ：０．５～２．５％
Ｍｎは、強度、靭性のため添加する。Ｍｎが０．５％未満ではその効果が十分ではない。このため、Ｍｎ含有量は０．５％以上とし、ＭＡ生成による低降伏比化の観点から好ましくは、１．２％以上であり、より好ましくは、１．５％以上である。Ｍｎが２．５％を超えると靭性と溶接性が劣化する。このため、Ｍｎ含有量を２．５％以下に規定し、好ましくは、２．２％以下である。
　Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、溶接性と耐ＨＩＣ特性を劣化させる不可避的不純物元素である。このため、Ｐ含有量の上限を０．０１５％以下に規定する。さらに好ましくは、０．０１０％以下である。
　Ｓ：０．００２％以下
Ｓは、一般的には、鋼中においてＭｎＳ介在物となり耐ＨＩＣ特性を劣化させる。このため、Ｓは少ないほどよい。Ｓが０．００２％以下であれば問題ないため、Ｓ含有量の上限を０．００２％に規定する。さらに好ましくは、０．００１５％以下である。
　Ｃｕ：０．２０～１．００％
Ｃｕは本発明において重要な元素であり、鋼中への水素の侵入を抑制し、耐ＨＩＣ特性向上に寄与する。しかし、Ｃｕが０．２０％未満ではその効果が十分ではなく、１．００％を超えると溶接性が劣化する。このため、Ｃｕ含有量を０．２０～１．００％に規定する。
好ましくは、Ｃｕ含有量は０．２５％以上である。また、好ましくは、Ｃｕ含有量は０．５％以下である。
　Ｍｏ：０．０１％以下（０を含む）
Ｍｏは歪時効による降伏比の上昇、および、耐ＨＩＣ特性の劣化を招く。このため、Ｍｏは含有しないか、あるいは含有しても０．０１％以下に規定する。さらに好ましくは、０．００５％以下である。
　Ｎｂ：０．００５～０．０５％
Ｎｂは組織の微細化により靭性を向上させ、さらに炭化物を形成し、強度上昇に寄与する。しかし、Ｎｂが０．００５％未満ではその効果が十分ではなく、０．０５％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化する。このため、Ｎｂ含有量を０．００５～０．０５％に規定する。好ましくは、Ｎｂ含有量は０．０１％以上である。また、好ましくは、Ｎｂ含有量は０．０５％以下である。
　Ｔｉ：０．００５～０．０４０％
ＴｉはＴｉＮのピニング効果により、スラブ加熱時のオーステナイト粗大化を抑制し、母材靭性を向上させ、さらに固溶Ｎを低減し歪時効による降伏比上昇を抑制する。しかし、Ｔｉが０．００５％未満ではその効果が十分ではなく、０．０４０％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化する。このため、Ｔｉ含有量は０．００５～０．０４０％に規定する。さらに好ましくは、０．００５～０．０２％である。
　Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌは脱酸剤として添加される。Ａｌが０．１０％を超えると鋼の清浄度が低下し、靭性が劣化する。このため、Ａｌ含有量は０．１０％以下に規定する。好ましくは、Ａｌ含有量は０．０８％以下とする。また、好ましくは、Ａｌ含有量は０．０１％以上である。
　Ｎ：０．００７％以下
Ｎは歪時効による降伏比の上昇、および、溶接熱影響部の靭性の劣化を招く不可避的不純物元素である。このため、Ｎ含有量の上限を０．００７％に規定する。さらに好ましくは、０．００６％以下である。
　以上が、本発明の基本成分である。なお、鋼材の強度および靭性をさらに改善し、且つ耐ＨＩＣ特性を向上する目的で、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｃａ、Ｂの１種または２種以上を含有してもよい。
　Ｎｉ：０．０２～０．５０％
Ｎｉは耐ＨＩＣ特性向上に寄与し、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。Ｎｉが０．０２％未満ではその効果が十分ではなく、０．５０％を超えると効果が飽和し、むしろコスト的に不利になる。このため、含有する場合はＮｉ含有量を０．０２～０．５０％に規定する。好ましくは、Ｎｉ含有量は０．２０％以上である。また、好ましくは、Ｎｉ含有量は０．４％以下である。
　Ｃｒ：１．００％以下
Ｃｒは低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素である。Ｃｒが１．００％を超えると溶接性が劣化する。このため、含有する場合はＣｒ含有量の上限を１．００％に規定する。好ましくは、Ｃｒ含有量は０．５％以下である。また、好ましくは、Ｃｒ含有量は０．１％以上である。
　Ｖ：０．１０％以下
Ｖは組織の微細化により靭性を向上させ、さらに炭化物を形成し、強度の向上に寄与する。Ｖが０．１０％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化する。このため、含有する場合はＶ含有量を０．１０％以下に規定する。好ましくは、Ｖ含有量は０．０５％以下である。また、好ましくは、Ｖ含有量は０．００５％以上である。
　Ｃａ：０．００５０％以下
Ｃａは硫化物系介在物の形態制御による靭性改善に有効な元素である。Ｃａが０．００５０％を超えると効果が飽和し、むしろ、鋼の清浄度の低下により靭性を劣化させる。このため、含有する場合はＣａ含有量を０．００５０％以下に規定する。好ましくは、Ｃａ含有量は０．００４％以下である。また、好ましくは、Ｃａ含有量は０．００１％以上である。
　Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは強度上昇、溶接熱影響部の靭性改善に有効な元素である。Ｂが０．００５０％を超えると溶接性を劣化させる。このため、含有する場合は、Ｂ含有量を０．００５０％以下に規定する。さらに好ましくは、０．００３％以下である。また、好ましくは、Ｂ含有量は０．０００３％以上である。
　本発明の鋼材における上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の作用効果を害さない範囲であれば、上記以外の元素の含有を問題としない。
　２．金属組織
　本発明の鋼材の金属組織は、フェライトおよびベイナイトを主体とする複相組織とする。フェライトおよびベイナイトを主体とする複相組織とは、フェライトおよびベイナイトの面積分率が合計で９０％以上の複相組織であり、残部としては、マルテンサイトやパーライト、島状マルテンサイト、残留オーステナイト等から選ばれる１種または２種以上の合計の面積分率が１０％以下の組織である。
なお、フェライトとベイナイトの面積分率は特に限定する必要はないが、フェライトの面積分率が１０％未満では、硬度の高いベイナイトを得ることができない場合があるため、フェライトとベイナイトとの硬度差を大きくして低降伏比化を図るという観点からは、フェライトの面積率を１０％以上とすることが好ましい。また、フェライトの面積分率が５０％を超えると強度の劣化を招く場合があるため、強度確保の観点から、フェライトの面積分率は５０％以下であることが好ましい。また、低降伏比および強度確保の観点から、ベイナイトの面積分率は１０％以上であることが好ましい。
　さらに、フェライトとベイナイトとの硬度差は、ビッカース硬さ（ＨＶ）で７０以上とする。硬度差を７０以上にすることにより、歪時効硬化処理前後の降伏比９０％以下を満足することができる。低降伏比化の観点からは、該硬度差がＨＶで７５以上であることが好ましい。硬度差がＨＶで７０未満の場合、フェライトあるいはベイナイトの単相組織と挙動が変わらず、降伏比が高くなり、所望の降伏比を達成することが困難となる。一方、フェライトとベイナイトとの硬度差がＨＶで１８０より大きい場合、耐ＨＩＣ特性を劣化させるとともに歪時効後の降伏比を上昇させる場合があるので、硬度差はＨＶで１８０以下とすることが好ましく、さらに好ましくは１５０以下である。
　なお、各金属組織は、例えば、光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡で観察し、得られた少なくとも３視野以上のミクロ組織写真を画像処理することにより、組織の種類および各相の面積分率を求めることができる。
　また、硬度はビッカース硬度計によって測定した値とし、それぞれの相の内部で最適な大きさの圧痕を得るため任意の荷重を選択することができる。フェライトとベイナイトとで同一の荷重で硬度測定をすることが望ましい。また、ミクロ組織の局所的な成分または測定誤差によるばらつきを考慮して、それぞれの組織について少なくとも１５点以上の異なる位置で硬度測定を行い、フェライトとベイナイトの硬度として、それぞれの組織の平均硬度を用いることが好ましい。平均硬度を用いる場合の硬度差は、フェライトの硬度の平均値と、ベイナイトの硬度の平均値との差の絶対値を用いるものとする。
　３．歪時効処理前後の引張特性
　３００℃以下の温度の歪時効処理前および歪時効処理後における一様伸びが９％以上および降伏比が９０％以下
　地震地帯に適用されるラインパイプ用鋼材は、地盤変動のような大きな変形を受ける場合でも破壊しないように高変形能であることが要求されており、さらに防食のためのコーティングで最大３００℃に加熱される歪時効処理後でも高変形能を維持することが必要である。３００℃以下の温度の歪時効処理前および歪時効処理後における一様伸びが９％以上および降伏比が９０％以下である場合は、十分な高変形能が得られ、地震などの大変形により破壊に至る虞はない。高変形能の観点から、３００℃以下の温度の歪時効処理前および歪時効処理後における一様伸びは１０％以上および降伏比が８８％以下であることが好ましい。
　４．製造条件
　上述した成分組成を有する鋼素材を用い、加熱温度：１０００～１３００℃、圧延終了温度：Ａｒ３点以上で熱間圧延を行った後、（Ａｒ３－５０）～（Ａｒ３＋３０）℃から５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却停止温度５００～６５０℃まで加速冷却を行うことで、所望の金属組織とすることができる。なお、温度は鋼材の中央部の温度とする。なお、Ａｒ３点は、以下の式より計算される。
Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０Ｃ－８０Ｍｎ－２０Ｃｕ－１５Ｃｒ－５５Ｎｉ－８０Ｍｏ
上記式において、元素記号は各元素の含有量（質量％）を示し、含有しない場合は０とする。
　次に、各製造条件の限定理由について説明する。
　加熱温度：１０００～１３００℃
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が得られず、１３００℃を超えると母材靭性が劣化する。このため、加熱温度を１０００～１３００℃に規定する。
　圧延終了温度：Ａｒ３点以上
圧延終了温度がＡｒ３点未満であると、その後のフェライト変態速度が低下し、圧延による塑性歪がフェライト中に残存してフェライト強度が高くなり、フェライトとベイナイトとの硬度差が低下し、所望の降伏比が達成できなくなる。このため、圧延終了温度をＡｒ３点以上に規定する。さらに、９００℃以下の温度域における累積圧下率を５０％以上とすることが好ましい。９００℃以下の温度域における累積圧下率を５０％以上とすることにより、オーステナイト粒を微細化することができる。
　加速冷却の冷却開始温度：（Ａｒ３－５０）～（Ａｒ３＋３０）℃
冷却開始温度が（Ａｒ３－５０）℃未満の温度ではフェライトの面積分率が増加し、母材強度が劣化する。さらに、フェライトとベイナイトの硬度差が大きくなり、耐ＨＩＣ特性が劣化する。よって、冷却開始温度は（Ａｒ３－５０）℃以上とし、好ましくは、（Ａｒ３－３０）℃以上である。また、冷却開始温度が（Ａｒ３＋３０）℃を超えるとフェライトの面積分率が減少するとともに低降伏比化を達成するには不十分となる。よって、冷却開始温度は（Ａｒ３＋３０）℃以下とし、好ましくは、（Ａｒ３＋２５）℃以下である。
　加速冷却の冷却速度：５℃／ｓ以上
冷却速度が５℃／ｓ未満では冷却時にパーライトを生成し、十分な強度や低降伏比が得られない。このため、冷却速度を５℃／ｓ以上に規定する。好ましくは、冷却速度は８℃／ｓ以上、より好ましくは１０℃／ｓ以上である。また、好ましくは、冷却速度は１００℃／ｓ以下、より好ましくは６０℃／ｓ以下である。
　冷却停止温度：５００～６５０℃
本発明において、加速冷却の冷却停止温度は重要な製造条件である。冷却停止温度が５００未満では、変態によって生じた転位と固溶Ｃが多く存在し、歪時効処理後の降伏比が上昇し、低降伏比化が達成できない。６５０℃を超えるとベイナイトが軟化し、フェライトとベイナイトとの硬度差がＨＶで７０未満となり、低降伏比化が達成できない。このため、加速冷却の冷却停止温度を５００～６５０℃に規定する。好ましくは、冷却停止温度は５１５℃以上、より好ましくは５３０℃以上である。また、好ましくは、冷却停止温度は６３５℃以下、より好ましくは６２０℃以下である。
　以上の製造プロセスにより、３００℃以下の温度の歪時効処理前後における一様伸びが９％以上および降伏比が９０％以下である耐歪時効特性及び耐ＨＩＣ性に優れた高変形能ラインパイプ用鋼材を得ることが可能となる。本発明においては、一般的な鋼管のコーティング工程における３００℃以下の温度域への熱履歴を経ても、歪時効により降伏比上昇や一様伸びの低下を抑制することができ、一様伸び９％以上および降伏比９０％以下を確保することができる。なお、コーティング処理時の熱処理においては、歪時効硬化現象が生じるため、歪時効処理前と歪時効処理後の低降伏比化を達成することにより、溶接鋼管製造においてコーティング処理を行っても低降伏比化を達成することができる。
　５．溶接鋼管の製造方法
　さらに、溶接鋼管の製造方法について説明する。
　本発明は上述の鋼材を用いて鋼管となす。鋼管の成形方法としては、ＵＯＥプロセスやプレスベンド（ベンディングプレスとも称する）等の冷間成形によって鋼管形状に成形する方法が挙げられる。
　ＵＯＥプロセスでは、素材となる厚鋼板の幅方向端部に開先加工を施したのち、プレス機を用いて鋼板の幅方向端部の端曲げを行い、続いて、プレス機を用いて鋼板をＵ字状にそしてＯ字状に成形することにより、鋼板の幅方向端部同士が対向するように鋼板を円筒形状に成形する。次いで、鋼板の対向する幅方向端部をつき合わせて溶接する。この溶接をシーム溶接と呼ぶ。このシーム溶接においては、円筒形状の鋼板を拘束し、対向する鋼板の幅方向端部同士を突き合わせて仮付溶接する仮付溶接工程と、サブマージアーク溶接法によって鋼板の突き合わせ部の内外面に溶接を施す本溶接工程との、二段階の工程を有する方法が好ましい。シーム溶接を行った後に、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。拡管工程において拡管率（拡管前の管の外径に対する拡管前後の外径変化量の比）は、通常、０．３％～１．５％の範囲で実施される。真円度改善効果と拡管装置に要求される能力とのバランスの観点から、拡管率は０．５％～１．２％の範囲であることが好ましい。その後、防食を目的としてコーティング処理を実施することができる。コーティング処理としては、外面に、たとえば、２００～３００℃の温度域に加熱した後、たとえば公知の樹脂を塗布すればよい。
　プレスベンドの場合には、鋼板に三点曲げを繰り返すことにより逐次成形し、ほぼ円形の断面形状を有する鋼管を製造する。その後は、上述のＵＯＥプロセスと同様に、シーム溶接を実施する。プレスベンドの場合にも、シーム溶接の後、拡管を実施してもよく、また、コーティングを実施することもできる。
　表１に示す成分組成（残部はＦｅおよび不可避的不純物）の鋼（鋼種Ａ～Ｋ）を、表２に示す条件で板厚３０ｍｍ、３３ｍｍの鋼材を製造した。なお、加熱温度、圧延終了温度、冷却停止（終了）温度等の温度は鋼材の中央部温度とした。中央部温度は、スラブもしくは鋼材の中央部に熱電対を挿入し、直接測定、あるいは、スラブもしくは鋼材の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータを用いて算出した。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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　上記のように製造した鋼材について、組織観察を行うとともに、引張特性、硬度差、耐ＨＩＣ特性を評価した。評価方法は以下のとおりである。
（１）組織観察
得られた厚鋼板から組織観察用試験片を採取し、Ｌ方向断面を研磨、ナイタール腐食して、板厚中央位置から±２ｍｍの領域である板厚中央部について、光学顕微鏡（倍率：４００倍）または走査型電子顕微鏡（倍率：２０００倍）を用いて、ミクロ組織を各３視野以上観察し、撮像して画像解析により、組織の種類および各相の面積分率を求めた。
（２）引張特性
歪時効処理前の引張特性については、圧延垂直方向のＪＩＳ　Ｚ　２２０１に規定される４号試験片を２本採取し、引張試験を行い、その平均値で評価した。引張強度５１７ＭＰａ以上（ＡＰＩ　５Ｌ　Ｘ６０以上）を本発明に必要な強度とした。降伏比、一様伸びは、圧延方向のＪＩＳ　Ｚ　２２０１に規定される４号試験片を２本採取し、引張試験を行い、その平均値で評価した。降伏比９０％以下、一様伸び９％以上を本発明に必要な降伏比とした。
また、歪時効処理後の引張特性については、圧延方向のＪＩＳ　Ｚ　２２０１に規定される４号試験片を２本採取し、２．０％の引張歪を付与した後、２５０℃にて５分間保持して、歪時効処理した後、引張試験を実施し、その平均値で評価した。なお、歪時効処理後の評価基準は、上述した歪時効処理前の評価基準と同一の基準で判定した。
（３）硬度差
得られた厚鋼板から硬さ測定用試験片を採取し、フェライトとベイナイトの硬度を、測定荷重５ｇのビッカース硬度計により測定し、１０点以上の測定結果の平均値を用いて、フェライトとベイナイトとの硬度差を求めた。なお、表３Ｎｏ．１０はフェライトを含まないため試験しなかった。
（４）耐ＨＩＣ特性
１００％硫化水素を飽和させたｐＨ約５．０の５％ＮａＣｌを含む１ｍｏｌ／ｌ酢酸＋酢酸ナトリウム緩衝溶液中に９６時間浸漬する条件でＨＩＣ試験を行い、割れが認められない場合を耐ＨＩＣ特性良好と判断して○印で示し、割れが発生した場合を×印で示した。
　測定結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３において、本発明例であるＮｏ．１～７はいずれも、成分組成及び製造方法が本発明の範囲内であり、２．０％の引張歪を付与し、２５０℃にて５分間の歪時効処理前後で、引張強度５１７ＭＰａ以上の高強度で降伏比９０％以下、一様伸び９％以上となり、低降伏比、高一様伸びで、かつ優れた耐ＨＩＣ特性を示した。
　また、鋼材の金属組織はフェライトとベイナイト主体であり、フェライトとベイナイトとの硬度差がビッカース硬さで７０以上であった。
　一方、比較例であるＮｏ．８～１１は、成分組成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、金属組織、強度、歪時効処理前後いずれかにおける降伏比、一様伸びのいずれかが不十分であった。Ｎｏ．１２～１６は成分組成が本発明の範囲外、場合により製造方法も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、一様伸びが低いか、ＨＩＣ試験で割れが生じていた。

Claims (4)

  1. 　成分組成として、質量％で、Ｃ：０．０３０～０．１００％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．５～２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃｕ：０．２０～１．００％、Ｍｏ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００５～０．０５％、Ｔｉ：０．００５～０．０４０％、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００７％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織はフェライトおよびベイナイトを主体とし、前記フェライトおよびベイナイトの面積分率は合計で９０％以上であり、前記フェライトと前記ベイナイトとの硬度差がビッカース硬さで７０以上であり、３００℃以下の温度の歪時効処理前および歪時効処理後における一様伸びが９％以上および降伏比が９０％以下である耐歪時効特性及び耐ＨＩＣ特性に優れた高変形能ラインパイプ用鋼材。
  2. 　前記成分組成に、さらに、質量％で、Ｎｉ：０．０２～０．５０％、Ｃｒ：１．００％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、Ｂ：０．００５０％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１に記載の耐歪時効特性及び耐ＨＩＣ特性に優れた高変形能ラインパイプ用鋼材。
  3. 　請求項１または請求項２に記載の成分組成を有する鋼を、１０００～１３００℃の温度に加熱し、Ａｒ３点以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、（Ａｒ３－５０）～（Ａｒ３＋３０）℃から５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却停止温度５００～６５０℃まで加速冷却を行う、金属組織がフェライトおよびベイナイト主体であり、前記フェライト及びベイナイトの面積分率は合計で９０％以上であり、前記フェライトと前記ベイナイトとの硬度差がビッカース硬さで７０以上であり、３００℃以下の温度の歪時効処理前および歪時効処理後における一様伸びが９％以上、降伏比が９０％以下である耐歪時効特性及び耐ＨＩＣ特性に優れた高変形能ラインパイプ用鋼材の製造方法。
  4. 　請求項１または請求項２に記載の耐歪時効特性及び耐ＨＩＣ特性に優れた高変形能ラインパイプ用鋼材を素材とする溶接鋼管。
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