JP2003293075A

JP2003293075A - 造管後の表面硬度ならびに降伏比が低い高強度鋼管素材およびその製造方法

Info

Publication number: JP2003293075A
Application number: JP2002106696A
Authority: JP
Inventors: Mitsuhiro Okatsu; 光浩岡津
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2002-04-09
Filing date: 2002-04-09
Publication date: 2003-10-15

Abstract

(57)【要約】【課題】靭性特性を劣化させることなく、造管後の降
伏比が低くかつ表面の硬度が低い高強度鋼管用素材およ
びその製造方法を提案する。【解決手段】Ｃ：0.04〜0.08mass％を含有し、さらに
Cu，Ni，CrおよびMoのうちから選ばれる１種または２種
以上を、下記式； Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/32＋Mo/7≧0.11 の関係を満たして含有する鋼スラブを、1000〜1250℃に
加熱したのち、850℃以下での累積圧下率を75％以上、
圧延終了温度を750〜800℃とする熱間圧延を行い、その
後、(圧延終了温度〜圧延終了温度−50℃)から650〜750
℃までを冷却速度１〜10℃/secで緩冷却し、引き続き、
200℃以下までを冷却速度10〜30℃/secで強冷却するこ
とにより、アスペクト比≦4.0のマルテンサイト−オー
ステナイト共存組織が５〜20vol％であるベイナイト組
織としかつ表面硬度Ｈvを300以下とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、パイプラインある
いは建築構造用に使用される大径溶接鋼管素材に関し、
特にAPI-5LX80級を超える強度の低降伏比でかつ表面硬
度が低い高強度鋼管用素材とその製造方法に関するもの
である。

【０００２】

【従来の技術】原油や天然ガスを輸送するためのパイプ
ラインに用いられる鋼管は、厚鋼板をＵＯＥ法あるいは
ロールベンダー法で成形・溶接された大径溶接鋼管が主
に使用されている。そして、近年、上記鋼管は、高強度
化して管厚(素材厚)を薄くすることにより、素材コスト
ひいては敷設コストの低減が図られている。従来、上記
鋼管の素材には、特開平08-35011号公報に開示されたよ
うな、Mn，Cu，Ni，Cr，Mo，Nb，Vといった合金元素を
多量に添加した鋼を熱間圧延し、その後、加速冷却を施
すことにより高強度化した厚鋼板や、特開平08-269544
号公報に開示されたような、Ａr_l変態点〜Ａr₃変態点間
のいわゆる２相域圧延をしてフェライトの加工強化を付
与した後、加速冷却を行ってさらに高強度化した鋼板が
多く用いられている。

【０００３】しかし、安全性評価の研究が進むにつれ
て、例えば、地震発生時における鋼管の座屈防止の観点
からは、パイプラインに用いられる高強度鋼管として
は、鋼管の降伏比(ＹＳ／ＴＳ)が低い方が好ましいこと
がわかってきた。また、最近、鋼管を高層建築物の柱材
として使用するケースが増えており、この用途において
も、地震時の塑性変形能を確保するために低降伏比が要
求され始めている。なお、現状では、上記降伏比(ＹＳ
／ＴＳ)は85％以下を望ましい値としている。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】ところが、前述した従
来技術で製造される高強度鋼管は、このような低降伏比
の要求を十分に満足できるものとは言い難い。すなわ
ち、合金元素を多量に添加し加速冷却して製造した厚鋼
板は、冷却時にマルテンサイト組織化するために降伏比
が高くなる。また、２相域圧延によりフェライト強化し
た厚鋼板は、特に、高ＹＳとなるため、降伏比が著しく
高くなる。さらに、ＵＯＥ法やロールベンディング法に
おいては、素材である厚鋼板を曲げ加工するため、さら
にＹＳが上昇することになる。このため、鋼管段階で低
降伏比を得るためには、元の鋼板の段階で、降伏比をよ
り低くしておかなければならない。

【０００５】さらに、最近、耐応力腐食割れ性の観点か
ら、鋼管の内外表面の硬さ規定が設けられ、ビッカース
硬さＨv：300以下とする要求もなされるようになってき
た。しかし、上記特開平08-35011号公報に開示された技
術では、圧延後の鋼板は加速冷却されるため、鋼板表面
部は板厚中央部に比較して急冷される。この結果、鋼板
の板厚方向で変態挙動が変化し、表面部は非常に硬いマ
ルテンサイト組織となりやすい。また、特開平08-26954
4号公報に開示された技術では、２相域圧延してフェラ
イトを強化する際、鋼板表面に近いほど剪断歪量が大き
くなるため、結果的に表面近傍ほど硬くなってしまう。
したがって、上記従来技術ではいずれも、表面の硬さを
低く抑えることが難しいという問題があった。

【０００６】本発明の目的は、靭性特性を劣化させるこ
となく造管後の降伏比が低く(≦85％)、かつ表面の硬度
が低い(≦Hv300)高強度鋼管用素材およびその製造方法
を提案することにある。

【０００７】

【課題を解決するための手段】発明者らは、ミクロ組織
制御による高強度化について鋭意研究を行った。その結
果、素材鋼板のミクロ組織を、ベイナイトを主とし、さ
らにそのベイナイト中に硬いマルテンサイトとオーステ
ナイトが共存状態で存在する低温変態生成相(Martensit
e-Austenite constituentsと呼ばれる。以降、「Ｍ−Ａ
共存組織」と略記する)を分散させた場合、特に、この
Ｍ−Ａ共存組織を全組織の５vol％以上とした場合、Ｔ
Ｓが顕著に増加することを見いだした。Ｍ−Ａ共存組織
は、鋼中のＣが、ベイナイト変態の過程で、未変態オー
ステナイト中に拡散、濃化することにより生成する。し
たがって、Ｍ−Ａ共存組織の体積率を必要な量確保する
ためには、Ｃ量の確保とベイナイト変態を起こすための
合金元素の添加量と冷却条件の適正化が必要である。

【０００８】発明者らは、さらに研究を重ねた結果、Ｃ
を0.04mass％以上とすることにより、安定してベイナイ
ト中にＭ−Ａ共存組織を生成し得ることを見いだした。
さらに、実験結果の回帰計算の結果、合金元素を、下記
式； Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/32＋Mo/7≧0.11 の関係を満たす組成範囲に調整し、圧延後の冷却速度を
10℃/sec以上とすることにより、フェライト変態を起こ
すことなくベイナイト変態を起こせること、さらにその
後、200℃以下まで冷却すると、ベイナイト変態に続い
てＭ−Ａ共存組織を生成し得ることを知見した。

【０００９】しかし、熱間圧延後、直ちに10℃/secを超
える冷却速度で水冷することは、前述したように、表層
部の硬さ上昇を避け得ない。そこで、さらに検討を重ね
た結果、比較的高い温度では緩冷却し、その後、急冷す
ることにより、表層部のマルテンサイト変態を抑制しつ
つ、板厚中心部の組織を上述したベイナイトおよびＭ−
Ａ共存組織とすることが可能であることを見いだした。

【００１０】ところで、従来、前記Ｍ−Ａ共存組織は、
脆性破壊の起点となる等の理由で靭性を低下させると考
えられてきた。発明者らは、Ｍ−Ａ共存組織の形態に着
目して、この点について調査を進めた結果、アスペクト
比が４を超えるような細長い形状のＭ−Ａ共存組織が脆
性破壊の起点となっていること、すなわち、アスペクト
比が４以下の塊状のＭ−Ａ共存組織であれば、Ｍ−Ａ共
存組織の体積率が20vol％を超えない範囲において、靭
性への悪影響が少ないことを突き止めた。そして、この
ような塊状のＭ−Ａ共存組織を優先的に生成させるため
には、オーステナイトが再結晶しないような850℃以下
の温度域で、大変形を加えることにより、ベイナイトの
微細化に伴って塊状のＭ−Ａ共存組織が生成しやすくな
ることも見出した。

【００１１】上記知見に基づき完成した本発明は、Ｃ：
0.04〜0.08mass％、Si：0.05〜0.50mass％、Mn：1.5〜
2.5mass％、Al：0.01〜0.10mass％、Nb：0.01〜0.08mas
s％、Ti：0.005〜0.020mass％を含有し、さらにCu，N
i，CrおよびMoのうちから選ばれる１種または２種以上
を、Cu：0.2〜0.7mass％、Ni：0.2〜1.0mass％、Cr：0.
2〜0.7mass％、Mo：0.2〜0.7mass％で、かつ、下記式； Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/32＋Mo/7≧0.11 の関係を満たすように含有し、残部はFeおよび不可避的
不純物よりなり、アスペクト比≦4.0のマルテンサイト
−オーステナイト共存組織が全組織の５〜20vol％であ
るベイナイト組織を主とするミクロ組織を有し、造管後
の鋼板表面の硬さがビッカース硬度Ｈvで300以下、降伏
比が85％以下であることを特徴とする造管後の表面硬度
ならびに降伏比が低い高強度鋼管素材である。

【００１２】なお、本発明の鋼管素材は、上記成分組成
に加えてさらに、Ca：0.001〜0.003mass％、ＲＥＭ：0.
005〜0.020mass％のうちから選ばれる１種または２種を
含有することが好ましい。

【００１３】また、本発明は、Ｃ：0.04〜0.08mass％、
Si：0.05〜0.50mass％、Mn：1.5〜2.5mass％、Al：0.01
〜0.10mass％、Nb：0.01〜0.08mass％、Ti：0.005〜0.0
20mass％を含有し、さらにCu，Ni，CrおよびMoのうちか
ら選ばれる１種または２種以上を、Cu：0.2〜0.7mass
％、Ni：0.2〜1.0mass％、Cr：0.2〜0.7mass％、Mo：0.
2〜0.7mass％で、かつ、下記式； Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/32＋Mo/7≧0.11 の関係を満たすように含有し、残部Feおよび不可避的不
純物よりなる鋼スラブを、1000〜1250℃に加熱したの
ち、850℃以下での累積圧下率を75％以上、圧延終了温
度を750〜800℃とする熱間圧延を行い、その後、(圧延
終了温度〜圧延終了温度−50℃)から650〜750℃までを
冷却速度１〜10℃/secで緩冷却し、引き続き、200℃以
下までを冷却速度10〜30℃/secで強冷却することによ
り、アスペクト比≦4.0のマルテンサイト−オーステナ
イト共存組織が全組織の５〜20vol％であるベイナイト
組織を主とするミクロ組織を有するとともに、造管後の
鋼板表面の硬さがビッカース硬度Ｈvで300以下、降伏比
が85％以下のものとすることを特徴とする造管後の表面
硬度ならびに降伏比が低い高強度鋼管素材の製造方法を
提案する。

【００１４】なお、本発明の製造方法は、上記成分組成
に加えてさらに、Ca：0.001〜0.003mass％、ＲＥＭ：0.
005〜0.020mass％のうちから選ばれる１種または２種を
含有することが好ましい。

【００１５】また、本発明の製造方法は、熱間圧延後の
鋼板を450℃以下の温度で焼戻し処理することが好まし
い。

【００１６】

【発明の実施の形態】まず、本発明において、各成分組
成を上記請求範囲に限定した理由について説明する。Ｃ：0.04〜0.08mass％Ｃは、ベイナイト中に全組織の５vol％以上のＭ−Ａ共
存組織を分散させるためには、0.04mass％以上含有させ
ることが必要である。しかし、0.08mass％を超えて添加
すると、後述する合金元素量が多いために溶接部でマル
テンサイト変態が起こりやすく、硬さが高くなり過ぎて
溶接性を損なうおそれがある。このため、Ｃの上限は0.
08mass％とする。

【００１７】Si：0.05〜0.50mass％ Siは、製鋼での脱酸元素として0.05mass％以上の添加が
必要である。また、添加量の増加に伴い、鋼の強度は、
固溶強化により上昇する。しかし、0.50％を超えて添加
すると、靭性に悪影響を及ぼすため、上限は0.50mass％
とする。

【００１８】Mn：1.5〜2.5mass％ Mnは、焼入性を高める元素であり、後述する式に従って
添加することでベイナイト変態を促進させることができ
る。また、他の元素と較べて安価であるため、下限を1.
5mass％以上添加することで、コスト増加を抑えて高強
度化が可能となる。しかし、2.5mass％を超えて添加す
ると、溶接部の靭性を劣化させるので、上限は2.5mass
％とした。

【００１９】Al：0.01〜0.10mass％ Alは、製鋼における脱酸剤として0.01mass％以上添加す
る必要がある。しかし、0.10mass％を超えて添加する
と、Al₂Ｏ₃やAlＮ等の介在物の増加に伴って母材靭性が
劣化し、さらに溶接金属への希釈によって、特にTiＯ等
から生成するアシキュラフェライトにより高靭性を達成
している溶接金属においては、TiＯの形成を阻害して、
溶接金属の靭性を著しく劣化させるので、上限を0.10ma
ss％とした。

【００２０】Nb：0.01〜0.08mass％ Nbは、オーステナイトの再結晶温度を高温側に移行させ
るために0.01mass％以上添加する必要がある。このNb添
加の効果により、850℃以下の圧延で、ベイナイト組織
の著しい微細化が起こり、それに伴って、アスペクト比
≦４の塊状Ｍ−Ａ共存組織の生成が促進される。一方、
0.08mass％を超えて添加すると、溶接熱影響部の靭性を
著しく劣化させるので、上限は0.08mass％とした。

【００２１】Ti：0.005〜0.020mass％ Tiは、不可避的に存在する鋼中のフリーＮをTiＮとして
固定するために、0.005mass％以上の添加が必要であ
る。また、このTiＮは、溶接熱影響部のオーステナイト
粒成長抑制にも寄与する。一方、0.020mass％を超えて
添加すると、余剰Tiが炭化物を形成し、鋼のＹＳの上昇
を引き起こし、降伏比の増大を招くので、上限を0.020m
ass％とする。

【００２２】Cu：0.2〜0.7mass％ Cuは、0.2mass％以上の添加によりベイナイト変態の促
進に寄与する。しかし、0.7mass％を超えて添加する
と、特に、焼戻し処理した場合に析出して析出強化を起
こし、ＹＳが上昇して降伏比の増加を招くため、上限を
0.7mass％とする。

【００２３】Ni：0.2〜1.0mass％ Niは、0.2mass％以上の添加により、ベイナイト変態の
促進に寄与する。一方、1.0mass％を超えて添加しても
その効果が飽和するため、上限を1.0mass％とする。

【００２４】Cr：0.2〜0.7mass％ Crは、0.2mass％以上の添加により、ベイナイト変態の
促進に寄与する。一方、0.7mass％を超えて添加する
と、溶接部の靭性に悪影響を及ぼすので、上限を0.7mas
s％とする。

【００２５】Mo：0.2〜0.7mass％ Moは、0.2mass％以上の添加により、ベイナイト変態の
促進に寄与する。一方、0.7mass％を超えて添加する
と、Mo炭化物が析出して析出強化が起こり、特にＹＳが
増加して降伏比を高めるため、上限は0.7mass％とす
る。

【００２６】Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/32＋Mo/7≧0.11 Cu，Ni，CrおよびMoは，Mnと合わせて、下記式； Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/32＋Mo/7≧0.11 の関係を満たすよう添加することで、熱間圧延後の水冷
における冷却速度を10℃/sec以上としたときに、フェラ
イト変態を起こすことなくベイナイト変態させ、その後
のＭ−Ａ共存組織の生成に寄与する。

【００２７】なお、本発明では、上記必須成分の他に、
必要に応じて下記の成分を添加することができる。 Ca：0.001〜0.003mass％ Caは、Ｓの化合物の形態制御元素として添加することが
できる。すなわち、鋼中に不可避的に形成される非金属
介在物MnＳが、ＨＡＺの靭性等で問題となる場合に、0.
001mass％以上添加することで、より高温で生成するCa
Ｓに介在物形態を制御し、その悪影響をなくすことがで
きる。しかし、0.003mass％を超えて添加すると、CaＳ
がクラスター状に生成して逆に悪影響を及ぼすので、上
限を0.003mass％とする。

【００２８】ＲＥＭ：0.005〜0.020mass％ＲＥＭも、Caと同じく、MnＳの形態制御の目的で、0.00
5mass％以上添加することができる。しかし、0.020mass
％を超える添加は、鋼の清浄度を劣化させるため、上限
を0.020mass％とした。

【００２９】次に、本発明に係る鋼管素材のミクロ組織
について説明する。ベイナイト中のアスペクト比≦4.0のＭ−Ａ共存組織の
体積率≧５vol％本発明の目的とするAPI-5LX80級を超える大径溶接鋼管
の強度を満足させるためには、少なくとも鋼のミクロ組
織はベイナイトを基本とすることが必要である。さら
に、ＵＯＥ法あるいはロールベンダー法で鋼管に成形す
る場合、曲げ加工によるＹＳの上昇が起きても、降伏比
≦85％を安定して満たすためには、鋼板段階での降伏比
をさらに低下させておく必要がある。

【００３０】このとき、ベイナイト中に、第２相として
硬いＭ−Ａ共存組織を分散させると、分散強化により鋼
板のＴＳを著しく上昇させることができ、その結果、鋼
板段階で高強度かつ低降伏比を達成することができる。
ここで、Ｍ−Ａ共存組織の硬さはベイナイトの約２〜３
倍であることから、上記目標とする降伏比85％以下を達
成するためには、少なくとも５vol％以上のＭ−Ａ共存
組織の分散が必要である。また、Ｍ−Ａ共存組織が脆性
破壊の起点となって、鋼板の靭性を著しく低下させるこ
とを防止するためには、Ｍ−Ａ共存組織の形態を、アス
ペクト比＞4.0のような細長い形態からアスペクト比≦
4.0の塊状の形態に制御する必要がある。しかしなが
ら、塊状の形態制御を行っても、Ｍ−Ａ共存組織の体積
率が20vol％を超えると、靭性の劣化が起こるので、そ
の体積率の上限は20vol％とする。以上のように、従来
材並の靭性を確保しつつ、低降伏比を達成するために
は、アスペクト比≦4.0のＭ−Ａ共存組織を全組織の５
〜20vol％とすることが必要である。

【００３１】次に、本発明に係る素材を用いて製造した
鋼管の特性について説明する。鋼管の降伏比は、85％以
下である必要がある。この降伏比が85％超えると、API-
5LX80級を超えるような高強度鋼管では、地震発生時の
塑性変形能を確保することが難しくなるためである。

【００３２】また、鋼管の表面硬さは、Ｈv≦300を満た
す必要がある。特に、地下に埋設されるようなパイプラ
インにおいては、土壌環境によっては、鋼管表面で腐食
反応が生じるケースが考えられる。このとき発生した水
素が原子化して鋼中に拡散し、水素割れ感受性の高い領
域に到達するといわゆる水素脆性破壊の原因となる。一
般に、硬さが高くなるにつれて水素割れ感受性が高くな
ることが知られており、溶接部の最高硬さ試験でのしき
い値はＨv：350であるが、安全代を考慮して、硬さの上
限はＨv≦300とした。

【００３３】なお、上述したように、本発明の鋼管素材
は、Ｍ−Ａ共存組織が存在するにもかかわらず、靭性特
性の劣化が少ないという特徴を有している。そのために
は、造管後における温度−20℃でのシャルピー特性は、
母材部でvＥ-20≧250(Ｊ)、溶接部(ＨＡＺ)部でvＥ-20
≧150(Ｊ)以上であることが好ましい。

【００３４】次に、本発明に係る鋼管素材の製造条件に
ついて説明する。スラブ加熱温度：1000〜1250℃ 熱間圧延前のスラブ加熱温度は、1000℃以上とすること
により、均一なオーステナイト組織となることから、下
限温度を1000℃とする。一方、1250℃以上に加熱する
と、オーステナイト粒が粗大化し、そのまま熱間圧延す
ると、鋼板の靭性の劣化が大きいので、上限温度を1250
℃とした。なお、好ましくは1050〜1150℃の温度範囲が
望ましい。

【００３５】850℃以下の低温γ域での累積圧下率≧75
％加熱されたスラブは、直ちに熱間圧延を行い、降伏比を
制御するのに重要なＭ−Ａ共存組織を生成させる。この
際、母材靭性に悪影響を及ぼさないようＭ−Ａ共存組織
を形態制御するため、オーステナイトが再結晶しない低
温域で強加工してベイナイトを微細化することが重要で
ある。具体的には、850℃以下での累積圧下率を75％以
上とすることで、Ｍ−Ａ共存組織の形態がアスペクト比
≦4.0が主となり、これにより靭性劣化が少ない鋼板を
得ることができる。

【００３６】熱間圧延終了温度：750〜800℃ オーステナイトを再結晶させないためには、熱間圧延の
圧延温度は低いほど効果が大きいが、表面硬さの上昇を
抑えるためには、適正な冷却開始温度を確保する必要が
あるため、圧延終了温度は750℃以下とした。また、熱
間圧延温度が800℃を超えると、850℃〜圧延終了温度ま
での間に、累積圧下率75％以上の圧延を加えることが困
難となるので、圧延終了温度の上限は800℃とする。

【００３７】１段目の冷却開始温度≧(圧延終了温度〜
圧延終了温度−50℃) 熱間圧延した板をベイナイト変態させるためには、直ち
に水冷を開始する必要がある。水冷開始温度が低いと、
水冷開始までにフェライト変態が起き、表面硬さは低下
するが、同時にＹＳおよびＴＳが低下する。このため、
冷却開始温度は圧延終了温度−50℃以上とする。

【００３８】１段目の冷却速度：１〜10℃/sec 表面硬さを低減するため、表層部のマルテンサイト変態
を抑制しつつ鋼板内部でベイナイト変態を起こさせるた
めには、冷却速度を10℃/sec以下とする必要がある。一
方、冷却速度が１℃/sec以下となると、フェライト変態
が生じてしまい、目的の鋼板強度が確保できなくなる。
そこで、１段目の冷却における冷却速度の１〜10℃/sec
とする。

【００３９】１段目冷却の終了温度：650〜750℃ 650℃以下まで１段目の緩冷却を続けると、鋼板内部で
望ましいベイナイトおよびＭ−Ａ共存組織の量を確保す
ることができなくなるため、緩冷却を終了する温度は65
0℃以上とする必要がある。一方、750℃より高い温度で
緩冷却を終了し、強冷却を開始すると、表層部の過冷度
が大きく、マルテンサイト変態が生じて表面硬さが上昇
してしまうため、緩冷却の終了温度の上限は750℃とす
る。

【００４０】２段目の冷却速度：10〜30℃/sec Mn，Cu，Ni，Cr，Mo量の最適化により、上記熱間圧延お
よび１段目の緩冷却を行った後、水冷において10℃/sec
以上の冷却速度が確保できればフェライト変態を起こさ
ずベイナイト変態を起こさせ、さらにその後Ｍ−Ａ共存
組織を生成させることができるため、２段目の冷却速度
の下限は10℃/secとする。一方、冷却速度が30℃/secを
超えると、ベイナイト変態が起こらずにマルテンサイト
変態が生じてしまい、ＹＳ，ＴＳとも上昇するが、降伏
比も高くなり、かつ表面硬度も上昇するため、本発明の
目的は達成できなくなる。よって、冷却速度の上限は30
℃/secとする。

【００４１】冷却停止温度≦200℃ 冷却中にＭ−Ａ共存組織が生成するのは、およそ400℃
〜200℃の間と考えられ、200℃以上で水冷を停止する
と、必要なＭ−Ａ共存組織の体積率が確保できなくな
る。このため、冷却停止温度は200℃以下とした。

【００４２】焼戻温度≦450℃ 本発明においては、熱間圧延後の鋼板に対し、歪時効特
性の改善を目的として、焼戻処埋を施すことができる。
この場合の焼戻温度は、450℃を超えると、ベイナイト
中に生成させたＭ−Ａ共存組織が分解してしまい、焼戻
し後の鋼板の降伏比が高くなってしまう。よって、焼戻
温度の上限は450℃とする。

【００４３】なお、熱間圧延に供するスラブの製造方法
については特に限定することなく、従来実施されている
転炉法あるいは電炉法で鋼の成分調整を行った後、連続
鋳造法あるいは造塊法のいずれで鋳造してもよい。ま
た、製造した鋼板を、鋼管に成形する方法は、ＵＯＥ法
あるいはロールベンダー法のいずれでも、本発明の目的
とする高強度かつ低降伏比が達成できるので、どちらを
用いてもよい。

【００４４】

【実施例】表１に示す成分組成を有する鋼スラブを用
い、表２に示す条件で、スラブ加熱、熱間圧延、冷却お
よび焼戻し処理を行い、板厚15〜30mmの厚鋼板を製造し
た。この鋼板から、ミクロ組織観察用の全厚×20mm幅×
10mm長さのブロックを採取した。この試料について、圧
延方向と平行な断面の表面を鏡面研磨した後、エチレン
ジアミン4酢酸５g、NaＦ0.5gを蒸留水100mlに溶解した
電解液中で、電圧３Ｖにて３秒間電解腐食を行い、さら
にNaＯＨ25g、ピクリン酸５gを蒸留水100mlに溶解した
電解液中で、電圧６Ｖにて30秒間電解腐食を行って、Ｍ
−Ａ共存組織を現出させた。その後、この試料の腐食面
を、走査型電子顕微鏡を用いて、800〜2000倍の適当な
倍率で無作為に４視野以上写真撮影を行い、それぞれの
写真に映ったＭ−Ａ共存組織の形態および面積率を画像
解析処理で計算した。なお、本発明で製造した鋼板中の
Ｍ−Ａ共存組織は３次元的に等方であると考えられるの
で、２次元断面像である走査型電子顕微鏡写真で得られ
た面積率を体積率と見なした。

【００４５】

【表１】

【００４６】

【表２】

【００４７】次に、上記の製造した鋼板を用いて、表３
に示すようにＵＯＥ法またはロールベンダー法により鋼
管に成形した後、溶接部から時計回りに180°の位置か
ら鋼管の長手方向に平行に、引張試験片(JIS４号試験
片)を採取し引張特性を調査した。また、溶接部および
溶接部から時計回りに180°の位置から、周方向にシャ
ルピー試験片(JIS４号試験片、Ｖノッチ)を採取し、温
度−20℃でのシャルピー特性も評価した。なお、溶接部
のシャルピー試験片は、溶接熱影響部の中心にノッチが
入るように採取した。

【００４８】また、造管後の鋼管の硬さについては、溶
接部から時計回りに180°の位置から、鋼管の長手方向
と平行な断面が測定面となるように、硬さ測定試験片を
採取し、鏡面研磨を施した後、表裏面下1.5mmの位置お
よび板厚中央部でそれぞれ10点ずつ荷重10kgfのビッカ
ース硬さＨvを測定し、その平均値で表面硬さを評価し
た。

【００４９】表３に上記鋼管の機械的特性の調査結果を
示す。この表から明らかなように、本発明の条件を満た
した素材から製造された鋼管は、いずれもベイナイト主
体の組織でかつＭ−Ａ共存組織が全組織の５〜20vol％
のベイナイト組織からなり、しかも降伏比が85％以下、
表面硬度Ｈvが300以下でかつシャルピー衝撃特性も母材
部vＥ-20：250Ｊ以上、溶接部vＥ-20：150Ｊ以上の良好
な値を示している。一方、本願発明の成分組成または製
造条件を外れた素材から製造された鋼管は、いずれも降
伏比が85％を超えているかまたは表面硬さＨvが300超え
ているかあるいは母材部または溶接部のいずれかのシャ
ルピー特性が劣るものしか得られていない。

【００５０】

【表３】

【００５１】

【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
成分組成と熱間圧延後の冷却を適正化し、鋼管素材のミ
クロ組織を、アスペクト比≦4.0のＭ−Ａ共存組織が全
組織の５〜20vol％であるベイナイトを主とする組織と
することにより、鋼管の靭性特性を劣化させることな
く、造管後の降伏比が85％以下でかつ表面硬度Ｈvが300
以下の高強度鋼管用素材を得ることができる。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃ：0.04〜0.08mass％、Si：0.05〜0.50ma
ss％、Mn：1.5〜2.5mass％、Al：0.01〜0.10mass％、N
b：0.01〜0.08mass％、Ti：0.005〜0.020mass％を含有
し、さらにCu，Ni，CrおよびMoのうちから選ばれる１種
または２種以上を、Cu：0.2〜0.7mass％、Ni：0.2〜1.0
mass％、Cr：0.2〜0.7mass％、Mo：0.2〜0.7mass％で、
かつ、下記式； Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/32＋Mo/7≧0.11 の関係を満たすように含有し、残部はFeおよび不可避的
不純物よりなり、アスペクト比≦4.0のマルテンサイト
−オーステナイト共存組織が全組織の５〜20vol％であ
るベイナイト組織を主とするミクロ組織を有し、造管後
の鋼板表面の硬さがビッカース硬度Ｈvで300以下、降伏
比が85％以下であることを特徴とする造管後の表面硬度
ならびに降伏比が低い高強度鋼管素材。
【請求項２】上記成分組成に加えてさらに、 Ca：0.001〜0.003mass％、ＲＥＭ：0.005〜0.020mass％のうちから選ばれる１種または２種を含有してなる請求
項１に記載の高強度鋼管素材。
【請求項３】Ｃ：0.04〜0.08mass％、Si：0.05〜0.50ma
ss％、Mn：1.5〜2.5mass％、Al：0.01〜0.10mass％、N
b：0.01〜0.08mass％、Ti：0.005〜0.020mass％を含有
し、さらにCu，Ni，CrおよびMoのうちから選ばれる１種
または２種以上を、Cu：0.2〜0.7mass％、Ni：0.2〜1.0
mass％、Cr：0.2〜0.7mass％、Mo：0.2〜0.7mass％で、
かつ、下記式； Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/32＋Mo/7≧0.11 の関係を満たすように含有し、残部Feおよび不可避的不
純物よりなる鋼スラブを、1000〜1250℃に加熱したの
ち、850℃以下での累積圧下率を75％以上、圧延終了温
度を750〜800℃とする熱間圧延を行い、その後、(圧延
終了温度〜圧延終了温度−50℃)から650〜750℃までを
冷却速度１〜10℃/secで緩冷却し、引き続き、200℃以
下までを冷却速度10〜30℃/secで強冷却することによ
り、アスペクト比≦4.0のマルテンサイト−オーステナ
イト共存組織が全組織の５〜20vol％であるベイナイト
組織を主とするミクロ組織を有するとともに、造管後の
鋼板表面の硬さがビッカース硬度Ｈvで300以下、降伏比
が85％以下のものとすることを特徴とする造管後の表面
硬度ならびに降伏比が低い高強度鋼管素材の製造方法。
【請求項４】上記成分組成に加えてさらに、 Ca：0.001〜0.003mass％、ＲＥＭ：0.005〜0.020mass％のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特
徴とする請求項３に記載の高強度鋼管素材の製造方法。
【請求項５】上記製造方法において、熱間圧延後の鋼板
を450℃以下の温度で焼戻し処理することを特徴とする
請求項３または４に記載の高強度鋼管素材の製造方法。