JP2002285283A - 高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼管 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 天然ガス、原油輸送用ラインパイプとして広
く使用できる９００MPa以上の引張強さを有する高速延
性破壊特性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼管とその
製造方法を提供する。 【解決手段】 き裂伝播が大きい領域での飽和き裂先端
開口変位（δＲ−ｐｌａｔｅａｕ）が１mm以上で、かつ
該領域でのＹＲが９０％以下、一様伸びが３〜１０％で
あることを特徴とする高速延性破壊特性に優れた超高強
度鋼管。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、９００MPa 以上の
引張強さ（ＴＳ）を有する天然ガス・原油輸送用ライン
パイプとして広く使用できる高速延性破壊特性に優れた
超高強度ラインパイプ用鋼管とその製造方法に関するも
のである。

【０００２】

【従来の技術】近年、原油・天然ガスの長距離輸送方法
としてパイプラインの重要性がますます高まっている。
現在、長距離輸送用の幹線ラインパイプとしては米国石
油協会（ＡＰＩ）規格×６５が設計の基本になってお
り、実際の使用量も圧倒的に多い。しかし、（１）高圧
化による輸送効率の向上や、（２）ラインパイプの外径
・重量の低減による現地施工能率向上のため、より高強
度のラインパイプが要望されている。これまでに、×８
０（引張強さ６２０MPa 以上）までのラインパイプの実
用化がされているが、さらに高強度のラインパイプに対
するニーズが強くなってきた。現在、超高強度ラインパ
イプ製造法の研究は、従来の×８０ラインパイプの製造
技術（例えば、ＮＫＫ技報No. 138 (1992), pp24-31 お
よびThe 7thOffshore Mechanics and Arctic Engineeri
ng (1988), Volume V, pp179-185)を基本に検討されて
いるが、これではせいぜい、×１００（引張強さ７６０
MPa 以上）ラインパイプの製造が限界と考えられる。×
１００を越える超高強度ラインパイプについては、既に
鋼板製造の研究は行われている（ＰＣＴ／ＪＰ９６／０
０１５５，００１５７）。しかし、このような超高強度
ラインパイプ鋼管も高速延性破壊特性すなわち不安定延
性破壊特性が求められ、これに関する課題が解決できな
いと鋼板および鋼管の製造ができてもその特性を満足す
ることは不可能である。

【０００３】高速延性破壊は、鋼管の管軸方向に延性破
壊が１００ｍ／ｓ以上もの高速で長距離伝播する現象で
ある。この高速延性破壊は、１００ｍから数kmにもおよ
ぶ長距離破壊の可能性があり、それにより想定される被
害の大きさから重要視されている。この高速延性破壊
は、従来ＤＷＴＴ試験との相関が有るとされており、ま
たＤＷＴＴ試験とシャルピー試験が相関を持つことか
ら、鋼管のシャルピー吸収エネルギーを確保することに
より防止されてきた。

【０００４】しかしながら、これらの防止基準は７０ks
i （＝４９０Ｎ／mm２）以下の強度レベルの鋼管で確立
されたものであり、近年開発されてきている８０ksi
（＝５６０Ｎ／ｍｍ２）以上の引張強度を持つ鋼板で
は、上記パラメーターでは不十分であることが懸念され
ている。その他にパイプラインの超高強度化は高速延性
破壊特性以外に母材の強度・低温靱性バランス、溶接金
属および溶接熱影響部（ＨＡＺ）靱性、現地溶接性、継
手軟化、バースト試験による管体破断など多くの問題を
抱えており、これらを克服した画期的な超高強度ライン
パイプ（×１００超）の早期開発が要望されている。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、高速延性破
壊による大事故を防止するための、高速延性破壊特性に
優れた引張強さ９００MPa 以上（ＡＰＩ規格×１００
超）の超高強度ラインパイプ用鋼管およびその製造方法
を提供するものである。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、引張強さ
が９００MPa 以上で、かつ高速延性破壊特性に優れた超
高強度鋼管を得るための鋼材が満足すべき条件について
特に母材の機械的性質に関して鋭意研究を行い、新しい
超高強度ラインパイプおよびその製造方法を発明するに
至った。本発明の要旨は以下のとおりである。 （１）き裂伝播が大きい領域での飽和き裂先端開口変位
（δＲ−ｐｌａｔｅａｕ）が１mm以上であることを特徴
とする高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼管。 （２）き裂伝播が大きい領域でのＹＲが９０％以下、か
つ一様伸びが３〜１０％であることを特徴とする高速延
性破壊特性に優れた超高強度鋼管。 （３）き裂伝播が大きい領域での飽和き裂先端開口変位
（δＲ−ｐｌａｔｅａｕ）が１mm以上で、かつ該領域で
のＹＲが９０％以下、一様伸びが３〜１０％であること
を特徴とする高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼管。 （４）フェライト・マルテンサイト２相混合組織を有す
る上記（１）〜（３）のいずれかの項に記載の高速延性
破壊特性に優れた超高強度鋼管。 （５）フェライトの平均粒径が５μｍ以下で、かつフェ
ライト・マルテンサイト２相混合組織を有する上記
（１）〜（４）のいずれかの項に記載の高速延性破壊特
性に優れた超高強度鋼管。 （６）フェライト・マルテンサイト２相混合組織で、か
つフェライト分率が４０〜６０％を有する上記（１）〜
（５）のいずれかの項に記載の高速延性破壊特性に優れ
た超高強度鋼管。 （７）前記鋼管が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０
％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．７〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｎｉ：
０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、Ｎ
ｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
３０％、Ａｌ：０．０６％以下、を含み、さらに選択的
に、Ｂ：０．００５％以下、Ｎ：０．００１〜０．００
６％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：０．８％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：
０．０２％以下、Ｍｇ：０．００６％以下、の１種また
は２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物か
らなる成分からなることを特徴とする上記（１）〜
（６）のいずれかの項に記載の高速延性破壊特性に優れ
た超高強度鋼管。 （８）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：
０．６％以下、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ｐ：０．０１
５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｎｉ：０．１〜１．
０％、Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、Ｎｂ：０．０１〜
０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：
０．０６％以下、を含み、さらに選択的に、Ｂ：０．０
０５％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％以下、Ｖ：
０．１０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：０．８％
以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以
下、Ｍｇ：０．００６％以下、の１種または２種以上を
含有して残部が鉄および不可避的不純物からなる成分を
溶製後、フェライトおよびオーステナイトの分率がそれ
ぞれ４０〜６０％になるような圧延を施した後、水冷処
理を行い、フェライトの平均粒径が５μｍ以下で、かつ
フェライト・マルテンサイト２相混合組織を有するき裂
伝播が大きい領域での飽和き裂先端開口変位（δＲ−ｐ
ｌａｔｅａｕ）が１mm以上、ＹＲ：９０％以下、一様伸
び：３〜１０％の特性を有する高速延性破壊特性に優れ
た超高強度鋼管の製造方法。 （９）上記（８）記載の方法において、さらに、ＵＯ工
程で管状に成形し、その突き合わせ部を溶接ワイヤーと
焼成型もしくは溶融型フラックスを使用してサブマージ
ドアーク溶接を行い、その後、拡管を行うことを特徴と
する高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼管の製造方
法。 （１０）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：
０．６％以下、Ｍｎ：１．７〜２．５％、Ｐ：０．０１
５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｎｉ：０．１〜１．
０％、Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、Ｎｂ：０．０１〜
０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：
０．０６％以下、を含み、さらに選択的に、Ｂ：０．０
０５％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％以下、Ｖ：
０．１０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：０．８％
以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以
下、Ｍｇ：０．００６％以下、の１種または２種以上を
含有して残部が鉄および不可避的不純物からなる成分を
溶製後、フェライトおよびオーステナイトの分率がそれ
ぞれ４０〜６０％になるような圧延を施し、さらにその
後水冷処理を行った後、ＵＯ工程で管状に成形し、その
突き合わせ部を内外面からＦｅを主成分として、質量％
でＣ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍ
ｎ：１．２〜２．４％、Ｎｉ：４．０〜８．５％、Ｃｒ
＋Ｍｏ＋Ｖ：３．０〜５．０％、Ｔｉ：０．００５〜
０．１５％、Ａｌ：≦０．０２％を含む溶接ワイヤーと
焼成型もしくは溶融型フラックスを使用してその溶接金
属が、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１４％、Ｓｉ：
０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：１．２〜２．２％、Ｐ：
≦０．０１％、Ｓ：≦０．０１０％、Ｎｉ：１．３〜
３．２％、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：１．０〜２．５％、Ｔｉ：
０．００３〜０．０５０％、Ａｌ：≦０．０２％、Ｂ：
≦０．００５％、の化学成分になるようにサブマージド
アーク溶接を行い、その後、拡管を行うことを特徴とす
る高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼管の製造方法。

【０００７】

【発明の実施の形態】以下、本発明の内容について詳細
に説明する。本発明は、９００MPa 以上の引張強さ（Ｔ
Ｓ）を有する高速延性破壊特性に優れた超高強度ライン
パイプに関する発明である。この強度水準の超高強度ラ
インパイプでは、従来主流である×６５と較べて約２倍
の圧力に耐えるため、同じサイズで約２倍のガスを輸送
することが可能になる。×６５の場合は圧力を高めるた
めには肉厚を厚くする必要があり、材料費、輸送費、現
地溶接施工費が高くなってパイプライン敷設費が大幅に
上昇する。これが９００MPa 以上の引張強さ（ＴＳ）を
有する高速延性破壊特性に優れた超高強度ラインパイプ
が必要とされる理由である。一方、高強度になると急激
に鋼管の製造が困難になる。この場合、シーム溶接部も
含めた目標特性を得るには特に高速破壊特性を改善する
こと、母材の低温靱性を改善すること、溶接金属および
溶接熱影響部の低温靱性を改善すること、また、バース
ト試験で管体破断させる必要がある。

【０００８】母材の高速延性破壊特性について説明す
る。本発明者らは母材の高速延性破壊特性を満足させる
ために母材の鋼板の破壊靱性に関して鋭意研究を行った
結果、以下のことを見いだした。本発明者らは、高速延
性破壊の防止に、ＣＴＯＤ−Ｒカーブが大きく影響する
ことを見いだした。ＣＴＯＤ−Ｒカーブは、図１に示す
ような試験片を用い、途中除荷を繰り返すことにより、
き裂伝播に対する抵抗を測定するものである。この試験
法により、各除荷開始時のき裂長さと、そのときのき裂
先端の開口変位量（ＣＴＯＤ）の関係が図２のように求
まるものである。このうち、き裂伝播が大きい領域での
ＣＴＯＤの飽和量δＲ−ｐｌａｔｅａｕが鋼管の不安定
延性破壊の伝播速度と関係が大きいことを見いだした。

【０００９】図３にδＲ−ｐｌａｔｅａｕとバースト試
験でのき裂速度の関係を示す。δＲ−ｐｌａｔｅａｕが
１mm以上の領域では、き裂速度が８０ｍ／ｓ以下になっ
ており、この速度域では内圧の現象により高速延性破壊
を防止可能である。さらに、本発明者らはδＲ−ｐｌａ
ｔｅａｕを向上させるためには降伏比を下げ、一様伸び
を向上させることが有効であることを発見した。

【００１０】以下、本発明での母材の化学成分の限定理
由について述べる。Ｃ：Ｃは鋼における母材強度を向上
させる基本的な元素として欠かせない元素であり、その
有効な下限として０．０１％以上の添加が必要である
が、０．２０％を越える過剰の添加では、鋼材の溶接性
や靱性の低下を招くので、その上限を０．２０％とし
た。

【００１１】Ｓｉ：Ｓｉは製鋼上脱酸元素として必要な
元素であり、鋼中に０．０２％以上の添加が必要である
が、０．５％を越えるとＨＡＺ靱性を低下させるのでそ
れを上限とする。Ｍｎ：Ｍｎは、母材の強度および靱性
の確保に必要な元素であるが、３．０％を越えるとＨＡ
Ｚ靱性を著しく阻害するが、逆に０．３％未満では、母
材の強度確保が困難になるために、その範囲を０．３〜
３．０％とする。

【００１２】Ｐ：Ｐは鋼の靱性に影響を与える元素であ
り、０．０３％を越えて含有すると鋼材の母材だけでな
くＨＡＺの靱性を著しく阻害するのでその含有される上
限を０．０３％とした。Ｓ：Ｓは０．０３０％を越えて
過剰に添加されると粗大な硫化物の生成の原因となり、
靱性を阻害するが、その含有量が０．０００１％未満に
なると、粒内フェライトの生成に有効なＭｎＳ等の硫化
物生成量が著しく低下するために、０．０００１〜０．
０３０％をその範囲とする。

【００１３】Ａｌ：Ａｌは通常脱酸材として添加される
が、本発明においては、０．０５％越えて添加されると
Ｍｇの添加の効果を阻害するために、これを上限とし
た。Ｔｉ：Ｔｉは、脱酸材として、さらには窒化物形成
元素として結晶粒の細粒化に効果を発揮する元素である
が、多量の添加は炭化物の形成による靱性の著しい低下
をもたらすために、その上限を０．０５０％にする必要
があるが、所定の効果を得るためには０．００３％以上
の添加が必要であり、その範囲を０．００３〜０．０５
０％とする。

【００１４】Ｍｇ：Ｍｇは主に脱酸材として添加される
が、０．０１０％を越えて添加されると、粗大な酸化物
が生成し易くなり、母材およびＨＡＺ靱性の低下をもた
らす。しかしながら、０．０００１％未満の添加では、
粒内変態およびピニング粒子として必要な酸化物の生成
が十分に期待できなくなるため、その添加範囲を０．０
００１〜０．０１０％と限定する。

【００１５】Ｏ：ＯはＭｇ含有酸化物を生成させるため
の必須元素である。鋼中に最終的に残存する酸素量とし
ては、０．０００１％未満では酸化物の個数が十分とは
ならないために、０．０００１％を下限値とする。一
方、０．００８０％を超えて残存した場合は、粗大な酸
化物が多くなり、母材およびＨＡＺ靱性の低下をもたら
す。従って、上限値を０．００８０％とした。

【００１６】なお、本発明においては、強度および靱性
を改善する元素として、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，
Ｎｂ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｂの中で、１種または２種以上の元
素を添加することができる。Ｃｕ：Ｃｕは、靱性を低下
させずに強度の上昇に有効な元素であるが、０．０５％
未満では効果がなく、１．５％を越えると鋼片加熱時や
溶接時に割れを生じやすくする。従って、その含有量を
０．０５〜１．５％以下とする。

【００１７】Ｎｉ：Ｎｉは、靱性および強度の改善に有
効な元素であり、その効果を得るためには０．０５％以
上の添加が必要であるが、５．０％以上の添加では溶接
性が低下するために、その上限を５．０％とする。Ｃ
ｒ：Ｃｒは析出強化による鋼の強度を向上させるため
に、０．０２％以上の添加が有効であるが、多量に添加
すると、焼入れ性を上昇させ、ベイナイト組織を生じさ
せ、靱性を低下させる。従って、その上限を１．５％と
する。

【００１８】Ｍｏ：Ｍｏは、焼入れ性を向上させると同
時に、炭窒化物を形成し強度を改善する元素であり、そ
の効果を得るためには、０．０２％以上の添加が必要に
なるが、１．５０％を越えた多量の添加は必要以上の強
化とともに、靱性の著しい低下をもたらすために、その
範囲を０．０２〜１．５０％以下とする。Ｖ：Ｖは、炭
化物、窒化物を形成し強度の向上に効果がある元素であ
るが、０．０１％以下の添加ではその効果がなく、０．
１０％を越える添加では、逆に靱性の低下を招くため
に、その範囲を０．０１〜０．１０％以下とする。

【００１９】Ｎｂ：Ｎｂは、炭化物、窒化物を形成し強
度の向上に効果がある元素であるが、０．０００１％以
下の添加ではその効果がなく、０．２０％を越える添加
では、靱性の低下を招くために、その範囲を０．０００
１〜０．２０％以下とする。Ｚｒ，Ｔａ：ＺｒとＴａも
Ｎｂと同様に炭化物、窒化物を形成し強度の向上に効果
がある元素であるが、０．０００１％以下の添加ではそ
の効果がなく、０．０５０％を越える添加では、逆に靱
性の低下を招くために、その範囲を０．０００１〜０．
０５０％以下とする。

【００２０】Ｂ：Ｂは一般に、固溶すると焼入れ性を増
加させるが、またＢＮとして固溶Ｎを低下させ、溶接熱
影響部の靱性を向上させる元素である。従って、０．０
００３％以上の添加でその効果を利用できるが、過剰の
添加は、靱性の低下を招くために、その上限を０．０５
０％とする。Ｃａ，ＲＥＭ：ＣａおよびＲＥＭは硫化物
を生成することにより伸長ＭｎＳの生成を抑制し、鋼材
の板厚方向の特性、特に耐ラメラティアー性を改善す
る。Ｃａ，ＲＥＭはともに０．０００５％未満では、こ
の効果が得られないので下限値を０．０００５％にし
た。逆に、０．００５０％を越えると、Ｃａ及びＲＥＭ
の酸化物個数が増加し、超微細なＭｇ含有酸化物の個数
が低下するため、その上限を０．００５０％とする。

【００２１】次に高速延性破壊特性を良好にする鋼板の
製造方法について説明する。上記に示した成分を含有す
る鋼を製鋼工程で溶製後、連続鋳造を行う。その後加
熱、圧延を施す。この場合、加熱温度はＡＣ₃ 以上に加
熱し、再結晶域での圧下比を２以上に、未済結晶域での
圧下比を３以上にし、フェライト分率が４０〜６０％、
残りがマルテンサイトになるような圧延、すなわち、Ａ
ｒ₁ 〜Ａｒ₃ の温度域で圧延を行うことで、平均フェラ
イト粒径は５μｍ以下の均一な整粒になる。さらに、圧
延終了後水冷を実施するが、水冷停止温度を１５０点以
下にすれば、平均旧ガンマ粒径は５μｍ以下で、かつミ
クロ組織はフェライト／マルテンサイト２相混合組織に
なる。ここで述べるフェライトはフェライトが圧延中に
生成した加工フェライトも含む。このような組織にする
と降伏比が下がり、一様伸びが上がり、母材の低温靱性
が極めて良好になり、良好な高速延性破壊特性を得るこ
とができる。

【００２２】以下、溶接金属の成分の限定理由について
述べる。Ｃ量は０．０４〜０．１４％に限定する。Ｃは
鋼の強度向上に極めて有効であり、マルテンサイト組織
において目標とする強度を得るためには、最低０．０４
％は必要である。しかし、Ｃ量が多すぎると溶接低温割
れが発生しやすくなり、現地溶接部とシーム溶接が交わ
るいわゆるＴクロス部のＨＡＺ最高硬さの上昇を招くの
で、その上限を０．１４％とした。望ましくは、上限値
は０．１０％がよい。

【００２３】Ｓｉはブローホール防止のために０．０５
％以上は必要であるが、含有量が多いと低温靱性を著し
く劣化させるので、上限を０．６％とした。特に、内外
面溶接や多層溶接を行う場合、再熱部の低温靱性を劣化
させる。Ｍｎは優れた強度・低温靱性のバランスを確保
する上で不可欠な元素であり、また、粒内ベイナイトを
生成させる介在物としても不可欠な元素である。その下
限は１．２％である。しかし、Ｍｎが多すぎると偏析が
助長され、低温靱性を劣化させるだけでなく、溶接材料
の製造も困難になるので、上限を２．２％とした。

【００２４】Ｎｉを添加する目的は焼き入れ性を高めて
強度を確保し、さらに、低温靱性を向上させるためであ
る。１．３％以下では目標の強度・低温靱性を得ること
が難しい。一方、含有量が多すぎると高温割れの危険が
あるため上限は３．２％とした。Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖの効果
の違いを厳密には区別することはできないが、いずれも
焼き入れ性を高め、高強度を得るために添加する。Ｃｒ
＋Ｍｏ＋Ｖが１．２％以下では効果が十分でなく、多量
に添加すると低温割れの危険が増すため上限を２．５％
とした。

【００２５】Ｂは微量で焼き入れ性を高め、溶接金属の
低温靱性に有効な元素であるが、含有量が多すぎるとか
えって低温靱性を劣化させるので含有範囲を０．００５
％以下とした。Ｔｉは粒内ベイナイトを生成させる介在
物の主成分として不可欠であり、その下限は０．００３
％である。Ｔｉが多すぎるとＴｉの炭化物が多く生成
し、低温靱性を劣化させるので上限を０．０５％にし
た。

【００２６】溶接金属には、その他に溶接時の精錬・凝
固を良好に行わせるために必要に応じて添加させたＡ
ｌ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｇ等の元素を含有する場合がある。
なお、粒内ベイナイト生成のためにＴｉの酸化物を生成
する必要があり、Ａｌは出来る限り低い方が望ましい。
さらに、低温靱性の劣化、低温割れ感受性の低減のため
にはＰ，Ｓ量は低い方が望ましい。

【００２７】次に溶接金属の組織について規定する溶接
金属強度の引張り強度が９００MPa以上にするには組織
をベイナイト・マルテンサイト分率が５０％以上でなけ
ればならない。さらに溶接金属の低温靱性を良好にする
には粒内ベイナイト分率が多ければ多い方が好ましく、
５０％以上にした方がよい。サブマージアーク溶接は母
材の希釈が大きい溶接であり、所望の特性すなわち溶接
金属組成を得るためには、母材の希釈を考慮した溶接材
料の選択が必要である。以下、溶接ワイヤーの化学組成
の限定理由を述べるが、基本的には超高強度ラインパイ
プを実現できる製造方法である。

【００２８】Ｃは、溶接金属で必要とされるＣ量の範囲
を得るために、母材成分による希釈および雰囲気からＣ
の混入を考慮して０．０１〜０．１２％とした。Ｓｉ
は、溶接金属で必要とされるＳｉ量の範囲を得るため
に、母材成分による希釈を考慮して０．３％以下とし
た。Ｍｎは、溶接金属で必要とされるＭｎ量の範囲を得
るために、母材成分による希釈を考慮して１．２％〜
２．４％とした。

【００２９】Ｎｉは、溶接金属で必要とされるＮｉ量の
範囲を得るために、母材成分による希釈を考慮して４．
０％〜８．５％とした。Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖは、溶接金属で
必要とされるＣｒ＋Ｍｏ＋Ｖ量の範囲を得るために、母
材成分による希釈を考慮して３．０％〜５．０％とし
た。その他Ｐ，Ｓの不純物は極力少ない方が望ましく、
Ｂは強度確保に添加することも可能である。また、Ｔ
ｉ，Ａｌ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｇ等が脱酸を目的として使用
される。

【００３０】なお、溶接は単極だけでなく、複数電極で
の溶接も可能である。複数電極で溶接の場合は各種ワイ
ヤーの組み合わせが可能であり、個々のワイヤーが上記
成分範囲にある必要はなく、それぞれのワイヤー成分と
消費量からの平均組成が上記成分範囲にあれば良い。サ
ブマージアーク溶接に使用されるフラックスは大別する
と焼成型フラックスと溶融型フラックスがある。焼成型
フラックスは合金材添加が可能で拡散性水素量が低い利
点があるが、粉化しやすく繰り返し使用が難しい欠点が
ある。一方、溶融型フラックスはガラス粉状で、粒強度
が高く、吸湿しにくい利点があり、拡散性水素がやや高
い欠点がある。本願発明のごとき超高強度の場合は、溶
接低温割れが起こりやすく、この点からは焼成型が望ま
しいが、一方、回収して繰り返し使用が可能な溶融型は
大量生産に向きコストが低い利点がある。焼成型ではコ
ストが高いことが、溶融型では厳密な品質管理の必要性
が問題であるが、工業的に対処可能な範囲であり、どち
らでも本質的には使用可能である。

【００３１】溶接条件については望ましい範囲は以下の
通りである。最初に行う仮付け溶接は、ＭＡＧアーク溶
接でもＭＩＧアーク溶接でもＴＩＧアーク溶接でもよ
い。通常はＭＡＧアーク溶接である。次に内外面行う溶
接は通常サブマージドアーク溶接であるが、ＴＩＧアー
ク溶接でもＭＩＧアーク溶接でも、ＭＡＧアーク溶接で
もよい。溶接速度は１〜３ｍ／分程度が適切な範囲であ
る。１ｍ／分未満の溶接はラインパイプのシーム溶接と
しては非効率であり、３ｍ／分を超える高速溶接ではビ
ード形状が安定しない。仮付け溶接と内外面の溶接がオ
ーバーラッピングするならば溶接入熱は出来る限り低い
方が好ましい。また、内外面のサブマージドアーク溶接
は何パスでも行ってもよい。溶接入熱は板厚によって異
なるが、例えば板厚１６mmの場合では溶接入熱を１．０
〜３．５kJ／mmにすることが望ましい範囲である。入熱
が小さすぎると溶け込みが不十分になり、溶接回数が多
くなり、作業効率が悪くなり、溶接入熱が大きすぎると
熱影響部の軟化が大きく、溶接部の靱性も低下する。

【００３２】シーム溶接後、拡管により真円度を向上さ
せる。真円にするためには塑性域まで変形させる必要が
あるが、本願発明のごとき高強度鋼の場合は０．７％程
度以上の拡管率（＝（拡管後円周−拡管前円周）／拡管
前円周）が必要であるが、２％を超える大きな拡管を行
うと、母材、溶接部とも塑性変形による靱性劣化が大き
くなるため、拡管率は０．７〜２％以下にするのが望ま
しい。

【００３３】

【実施例】表１の化学成分を有する２４０mmの厚みを有
する鋼塊を１１００℃に加熱した後、８０mmまで９５０
℃以上の再結晶温度で熱間圧延を行う。さらに、１６mm
厚まで８００℃から６００℃の温度範囲の未済結晶域で
の熱間圧延を行う。その後、水冷を開始し、１５０℃以
下の温度で水冷を停止させた。その後、径３６インチ
（９１３mm径）、肉厚１６mmの鋼管を製造するために、
上記鋼板を成形後、仮つけ溶接を行った後、内外面に溶
接入熱が２．２kJ／mmの溶接を付与し、拡管した。その
後母材の機械的性質を調査した。母材シャルピー試験
は、Ｃ方向で、かつ、ノッチ位置が板厚方向で−４０℃
の吸収エネルギーを測定した。その他にδＲ−ｐｌａｔ
ｅａｕ試験、部分バースト試験を実施した。その結果を
表２に示す。

【００３４】鋼１〜７は本発明の例を示す。表３から明
らかなように、これらの鋼板はいずれの母材の−４０℃
でのシャルピー吸収エネルギーが２３０Ｊ以上であり、
降伏比も９０％以下、一様伸びが３％以上、δＲ−ｐｌ
ａｔｅａｕが１mm以上である。しかもこれらの鋼管は部
分ガスバースト試験で亀裂が停止している。すなわち、
不安定延性破壊特性が優れている。それに対し、鋼８〜
１４は本発明方法から逸脱した比較例を示す。すなわ
ち、鋼８〜１４は母材の化学成分を逸脱しているかある
いはフェライト／マルテンサイトの２相混合組織になっ
ていないためにδＲ−ｐｌａｔｅａｕが１mm以下、母材
のシャルピー吸収エネルギーが２００Ｊ未満である例で
あり、本発明の重要な部分であるδＲ−ｐｌａｔｅａｕ
値、降伏比、一様伸び、低温靱性は劣化している。しか
も、これらの特性が悪いために部分ガスバースト試験も
貫通している。

【００３５】

【表１】

【００３６】

【表２】

【００３７】

【表３】

【００３８】

【発明の効果】以上述べたように、本発明は天然ガス、
原油輸送用ラインパイプとして広く使用可能な９００MP
a 以上の引張強さを有する高速延性破壊特性に優れた超
高強度ラインパイプ用鋼管を提供することが可能にな
る。

【図面の簡単な説明】

【図１】δＲ−ｐｌａｔｅａｕ試験片を示す図。

【図２】き裂進展長さ−き裂開口変位曲線を示す図。

【図３】δＲ−ｐｌａｔｅａｕ−部分バースト試験での
き裂伝播速度曲線を示す図。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｂ２３Ｋ 9/18 Ｂ２３Ｋ 9/18 Ｆ 9/23 9/23 Ａ 35/30 ３２０ 35/30 ３２０Ｆ Ｃ２１Ｄ 8/02 Ｃ２１Ｄ 8/02 Ｂ 8/10 8/10 Ｂ Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58 // Ｂ２３Ｋ 101:06 Ｂ２３Ｋ 101:06 (72)発明者 井上 健裕 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 Ｆターム(参考） 4E001 AA03 BB05 CA02 CC03 EA05 4E028 CB04 CB06 4E063 AA05 BA09 4E081 AA08 BA05 BA19 BB04 CA05 DA05 DA18 FA03 4K032 AA01 AA02 AA04 AA08 AA11 AA14 AA16 AA17 AA19 AA21 AA22 AA23 AA27 AA29 AA31 AA35 AA36 AA40 BA01 BA03 CA02 CB02 CF02

Claims (10)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 き裂伝播が大きい領域での飽和き裂先端
   開口変位（δＲ−ｐｌａｔｅａｕ）が１mm以上であるこ
   とを特徴とする高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼
   管。
2. 【請求項２】 き裂伝播が大きい領域でのＹＲが９０％
   以下、かつ一様伸びが３〜１０％であることを特徴とす
   る高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼管。
3. 【請求項３】 き裂伝播が大きい領域での飽和き裂先端
   開口変位（δＲ−ｐｌａｔｅａｕ）が１mm以上で、かつ
   該領域でのＹＲが９０％以下、一様伸びが３〜１０％で
   あることを特徴とする高速延性破壊特性に優れた超高強
   度鋼管。
4. 【請求項４】 フェライト・マルテンサイト２相混合組
   織を有する請求項１〜３のいずれかの項に記載の高速延
   性破壊特性に優れた超高強度鋼管。
5. 【請求項５】 フェライトの平均粒径が５μｍ以下で、
   かつフェライト・マルテンサイト２相混合組織を有する
   請求項１〜４のいずれかの項に記載の高速延性破壊特性
   に優れた超高強度鋼管。
6. 【請求項６】 フェライト・マルテンサイト２相混合組
   織で、かつフェライト分率が４０〜６０％を有する請求
   項１〜５のいずれかの項に記載の高速延性破壊特性に優
   れた超高強度鋼管。
7. 【請求項７】 前記鋼管が、質量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．７〜２．５％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．００３％以下、 Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０６％以下、 を含み、さらに選択的に、Ｂ：０．００５％以下、Ｎ：
   ０．００１〜０．００６％以下、Ｖ：０．１０％以下、
   Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：０．８％以下、Ｃａ：０．
   ０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．００
   ６％以下、の１種または２種以上を含有し、残部が鉄お
   よび不可避的不純物からなる成分からなることを特徴と
   する請求項１〜６のいずれかの項に記載の高速延性破壊
   特性に優れた超高強度鋼管。
8. 【請求項８】 質量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．７〜２．５％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．００３％以下、 Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０６％以下、 を含み、さらに選択的に、Ｂ：０．００５％以下、Ｎ：
   ０．００１〜０．００６％以下、Ｖ：０．１０％以下、
   Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：０．８％以下、Ｃａ：０．
   ０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．００
   ６％以下、の１種または２種以上を含有して残部が鉄お
   よび不可避的不純物からなる成分を溶製後、フェライト
   およびオーステナイトの分率がそれぞれ４０〜６０％に
   なるような圧延を施した後、水冷処理を行い、フェライ
   トの平均粒径が５μｍ以下で、かつフェライト・マルテ
   ンサイト２相混合組織を有するき裂伝播が大きい領域で
   の飽和き裂先端開口変位（δＲ−ｐｌａｔｅａｕ）が１
   mm以上、ＹＲ：９０％以下、一様伸び：３〜１０％の特
   性を有する高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼管の製
   造方法。
9. 【請求項９】 請求項８記載の方法において、さらに、
   ＵＯ工程で管状に成形し、その突き合わせ部を溶接ワイ
   ヤーと焼成型もしくは溶融型フラックスを使用してサブ
   マージドアーク溶接を行い、その後、拡管を行うことを
   特徴とする高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼管の製
   造方法。
10. 【請求項１０】 質量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．７〜２．５％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．００３％以下、 Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０６％以下、 を含み、さらに選択的に、Ｂ：０．００５％以下、Ｎ：
    ０．００１〜０．００６％以下、Ｖ：０．１０％以下、
    Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：０．８％以下、Ｃａ：０．
    ０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．００
    ６％以下、の１種または２種以上を含有して残部が鉄お
    よび不可避的不純物からなる成分を溶製後、フェライト
    およびオーステナイトの分率がそれぞれ４０〜６０％に
    なるような圧延を施し、さらにその後水冷処理を行った
    後、ＵＯ工程で管状に成形し、その突き合わせ部を内外
    面からＦｅを主成分として、質量％でＣ：０．０１〜
    ０．１２％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１．２〜２．
    ４％、Ｎｉ：４．０〜８．５％、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：３．
    ０〜５．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１５％、Ａｌ：
    ≦０．０２％を含む溶接ワイヤーと焼成型もしくは溶融
    型フラックスを使用してその溶接金属が、質量％で、 Ｃ：０．０４〜０．１４％、 Ｓｉ：０．０５〜０．４０％、 Ｍｎ：１．２〜２．２％、 Ｐ：≦０．０１％、 Ｓ：≦０．０１０％、 Ｎｉ：１．３〜３．２％、 Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：１．０〜２．５％、 Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％、 Ａｌ：≦０．０２％、 Ｂ：≦０．００５％、 の化学成分になるようにサブマージドアーク溶接を行
    い、その後、拡管を行うことを特徴とする高速延性破壊
    特性に優れた超高強度鋼管の製造方法。