JP2004143500A - 耐座屈特性に優れた高強度鋼管およびその製造方法 - Google Patents
耐座屈特性に優れた高強度鋼管およびその製造方法 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】ラインパイプ等の配管、あるいは、鋼管柱、鋼管杭等の構造用鋼管に好適な、低温靭性、耐座屈特性に優れた高強度鋼管およびその製造方法を提供する。
【解決手段】フェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下であるミクロ組織を有し、管軸方向のｒ値が０．８以上であることを特徴とする耐座屈特性に優れた高強度鋼管。再結晶温度以上で、１パスあたりの圧下量が８％以上、パス間時間が３秒以下、圧下量の合計が３２％以上、圧延後の保持時間が１０〜３００秒である圧延スケジュールを２回以上、累積圧下量が６５％以上になるまで行い、さらにＡｒ３［℃］以上再結晶温度未満で累積圧下量が６５％以下の圧延を行い、２０℃／ｓ以下で５００℃以下まで冷却することを特徴とする製造方法。
【選択図】 なし
【解決手段】フェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下であるミクロ組織を有し、管軸方向のｒ値が０．８以上であることを特徴とする耐座屈特性に優れた高強度鋼管。再結晶温度以上で、１パスあたりの圧下量が８％以上、パス間時間が３秒以下、圧下量の合計が３２％以上、圧延後の保持時間が１０〜３００秒である圧延スケジュールを２回以上、累積圧下量が６５％以上になるまで行い、さらにＡｒ３［℃］以上再結晶温度未満で累積圧下量が６５％以下の圧延を行い、２０℃／ｓ以下で５００℃以下まで冷却することを特徴とする製造方法。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明に属する技術分野】
本発明は、局所座屈特性等の変形特性に優れ、かつ低温靭性に優れた高強度鋼管に関するものである。具体的には、ラインパイプ等の配管、あるいは、鋼管柱、鋼管杭等の構造用鋼管に使用される鋼管で、特に圧縮および曲げにおける耐座屈特性に優れた鋼管に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
原油・天然ガスを輸送するラインパイプ、あるいは、柱や杭に使用される構造用鋼管は、これまで主として高強度化および高靱化が求められてきたが、最近になって、耐震特性等の観点から強度および靭性に加えて変形特性に優れた高強度鋼管の開発ニーズが高まっている。
【０００３】
ラインパイプや、鋼管柱、鋼管杭は、地震等の変形で主として圧縮あるいは曲げ変形による局部的な座屈によって破壊する。これまでに耐局部座屈特性の向上には、低降伏化が有効であることが報告されている。また、例えば、特許文献１には、ミクロ組織をフェライトとマルテンサイトあるいはベイナイトを含む硬質第二相の複合組織とし、加工硬化指数（以下、ｎ値）を高くした鋼管およびその製造方法が開示されている。しかしながら、この方法は低温の二相域で圧延するものであり、フェライトと硬質第二相が層状に形成されるため、セパレーションが発生して靭性が劣化するという問題があった。
【０００４】
【特許文献１】
特開平１１−２７９７００号公報
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、ラインパイプ等の配管、あるいは、鋼管柱、鋼管杭等の構造用鋼管に好適な、圧縮および曲げによる耐座屈特性に優れた高強度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】
本発明者は、ｎ値以外の材質因子が耐座屈特性に及ぼす影響について詳細な検討を行った。その結果、耐座屈特性が管軸方向のランクフォード値（以下、ｒ値）とともに向上することを見出した。さらに検討を進めて圧延条件を適正化し、低温靭性を損なうことなく管軸方向のｒ値を高めることに成功し、耐座屈特性に優れた高強度鋼管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、以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０２％〜０．２％、Ｓｉ：０．００１％〜０．５％、Ｍｎ：０．５％〜３．０％、Ａｌ：０．００２％〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、フェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下であり、残部が残留オーステナイト、ベイナイトおよびマルテンサイトからなるミクロ組織を有し、管の軸方向のｒ値が０．８より大きく、肉厚が６ｍｍ以上、外径が１００ｍｍ以上であることを特徴とする耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
（２）質量％で、さらに、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
（３）質量％で、さらに、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｃｏ：３．０％以下、Ｗ：２．０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
（４）質量％で、さらに、Ｂ：０．００５％以下を含有することを特徴とすることを特徴とする（１）〜（３）の何れか１項に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
（５）質量％で、さらに、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（４）の何れか１項に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
（６）管の軸方向の一様伸びＵ．Ｅｌ［％］と引張強度ＴＳ［ＭＰａ］が下記（１）式を満たすことを特徴とする（１）〜（５）のいずれか１項に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
ＴＳ＋５５×Ｕ．Ｅｌ＞１０８５ ・・・ （１）
（７）（１）〜（５）の何れか１項に記載の成分からなるスラブを１０５０℃以上に加熱後、再結晶温度以上で、１パスあたりの圧下量が８％以上、パス間時間が３秒以下、圧下量の合計が３２％以上、圧延後の保持時間が１０〜３００秒である圧延スケジュールを２回以上、累積圧下量が６５％以上になるまで行い、さらにＡｒ３［℃］以上再結晶温度未満で累積圧下量が６５％以下の圧延を行い、２０℃／ｓ以下で５００℃以下まで冷却し、さらに室温まで放冷した鋼板を、冷間成形で中空形状としてシーム溶接を施すことを特徴とする耐座屈特性に優れた高強度鋼管の製造方法。
【０００７】
【発明の実施の形態】
本発明者は、靭性等の特性を損なうことなく耐座屈特性を向上させる手段について検討するため、以下の実験を行った。表１に示す材質を有する、外径３１５ｍｍ、肉厚７ｍｍ、長さ３０００ｍｍの鋼管を試験材とし、４点曲げ試験を実施した。アーム間の距離を１０００ｍｍとし、試験体中央の曲げ外側部に貼った歪みゲージからの歪みとアームに負荷した荷重を測定した。
【０００８】
【表１】
【０００９】
最大荷重を示す歪みεｍを耐局部座屈特性として表し、管軸方向のｒ値との関係を示したものが図１である。図１に示したように、管軸方向のｒ値を向上させると耐座屈特性が高くなることを新たな知見として得た。
【００１０】
なお、引張強度の測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の円弧状試験片ＪＩＳ１２Ｃ号を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行った。管軸方向のｒ値は、以下のようにして測定した。鋼管から引張試験と同様に管軸方向を長手としてＪＩＳ１２Ｃ号試験片を採取し、試験片中央部に管軸方向およびそれに直交する周方向に歪みゲージを貼った。引張試験機で管軸方向に７％引張り、歪みゲージにより管軸方向および周方向の歪みを測定した。その測定値から、体積が一定であると仮定して肉厚方向の歪みを算出し、幅方向の歪みと肉厚方向歪みの比を管軸方向のｒ値とした。
【００１１】
また、本発明の鋼管の使用対象となるラインパイプ等の配管、あるいは、鋼管柱、鋼管杭等に要求される靭性は使用環境によって異なるが、０℃でのシャルピー吸収エネルギー２００Ｊ以上が必要である。靭性は結晶粒径の微細化によって向上するが、上記の要求を満足するには、フェライトの平均結晶粒径を１０μｍ以下にすれば良いことがわかった。
【００１２】
従来、高強度鋼管の製造において、結晶粒を微細化するためには、再結晶温度未満の未再結晶温度域で累積圧下率５０％以上の熱間圧延を行い、その後の加速冷却していた。しかし、この場合は、管軸方向のｒ値を低下させる｛１１２｝＜１１０＞を主方位とした集合組織が発達するため、ｒ値は０．８より小さくなる。
【００１３】
そこで、本発明者は、再結晶温度以上で圧延と保持を繰り返すことにより再結晶させてオーステナイトを微細化し、その後、再結晶温度未満での圧延および冷却を制御することにより、ｒ値に有害な集合組織を発達させることなくフェライトの平均結晶粒径を微細化する製造方法を指向した。
【００１４】
再結晶を利用してオーステナイト粒径を細かくするためには、再結晶温度以上で再結晶するために必要な歪みをオーステナイトに蓄積して保持することが必要である。しかしながら、圧延温度が高く、圧延で導入された歪みが回復するため、再結晶に必要な歪みを蓄積するには、１パスあたりの圧下量を大きく、パス間時間を短くし、累積圧下量を制御しなければならない。
【００１５】
本発明者は、再結晶挙動に及ぼす１パスあたりの圧下量およびパス間時間について詳細に調査した。調査方法は以下の通り行った。直径１０ｍｍ、長さ１０ｍｍの円柱試験片に熱電対を取り付け、誘導加熱とガス冷却によって温度を制御し、長さ方向に歪みを加える圧縮試験を行った。試験片を１０００℃〜１３００℃の任意の温度に加熱した後、再結晶温度域の任意の温度で、１パスあたりの圧下量、パス間時間および合計圧下量を変化させた加工を行い、直ちに急冷した。その後、試験片断面をピクリン酸を用いたエッチングによって旧オーステナイト粒界を現出させ、オーステナイトの再結晶挙動を観察した。その結果、１パスあたりの圧下量が８％以下、パス間時間３秒以上、合計圧下量３２％以下では歪みが回復し、再結晶が生じないことがわかった。
【００１６】
このような検討をさらに進め、１パス当たりの圧下量、パス間時間および合計圧下量を制御した圧延を行い、再結晶させるための保持時間について検討を行った。その結果、圧延によって導入した歪みによりオーステナイトの再結晶が進行するのに必要な時間は、１０秒以上であることがわかった。さらに、最終的にフェライトの平均結晶粒径を１０μｍ以下にするためには、１パス当たりの圧下量、パス間時間、合計圧下量および圧延後の保持時間を制御した圧延スケジュールを２回以上行い、再結晶温度以上での圧延の累積圧下量を６５％以上とする必要があることがわかった。
【００１７】
また、再結晶温度未満での圧延により、フェライトの平均結晶粒径が著しく微細化するが、累積圧下量を大きくすると｛１１２｝＜１１０＞方位が形成してｒ値が低下する。そこで、再結晶温度未満の温度域において、累積圧下量によるフェライトの平均結晶粒径および集合組織の変化について検討を行った。
【００１８】
再結晶温度以上の圧延条件の検討と同様に、温度と圧下量を変化させて加工を行った後、フェライトの平均結晶粒径を測定した。なおミクロ組織はフェライトと残留オーステナイトを含むベイナイトおよびマルテンサイトからなるものであり、フェライトの平均結晶粒径とは、フェライトとベイナイトおよびマルテンサイトと区別し、フェライトのみの結晶粒径をＪＩＳ Ｇ ０５５２に準じて切断法によって測定したものである。
【００１９】
さらに、集合組織をＸ線回折法によって測定したが、その結果、｛１１２｝＜１１０＞方位を抑制するためには、累積圧下量を６５％以下に制限する必要があることがわかった。さらに、圧延後の冷速を遅くすることが｛１１２｝＜１１０＞方位の集積の抑制に効果的であり、２０℃／ｓ以下にすることによってｒ値の低下を防止できることがわかった。
【００２０】
以上の知見に基づいて、再結晶温度以上での圧延スケジュールを厳密に制御して、フェライトの平均結晶粒径を微細化し、再結晶温度未満での圧延の累積圧下量を制御して、ｒ値を低下させる｛１１２｝＜１１０＞方位を抑制し、靭性を損なうことなく管軸方向のｒ値を０．８以上にすることに成功した。
【００２１】
以下、成分含有量の規定した理由について述べる。
【００２２】
Ｃ量は、０．０２〜０．２０％以下に限定する。Ｃは高強度化には最も有効な元素であり、十分な強度を得るためには０．０２％以上は必要である。しかしながら、過度に多くなると、溶接性が悪くなることから上限を０．２０％以下とした。
【００２３】
Ｓｉは脱酸あるいは強度向上に有効な元素である。その効果を得るためには０．００１％以上必要であるが、０．５％以上含有すると溶接熱影響部の靭性が著しく劣化する。したがって、Ｓｉの添加量を０．００１〜０．５％の範囲とした。
【００２４】
Ｍｎは強度上昇に有効な元素であり、十分な強度向上を得るためには０．５％以上の添加が必要である。しかしながら、３．０％よりも多く含有すると伸びが確保できなくなる。したがって、Ｍｎの添加量を０．５〜３．０％の範囲とした。
【００２５】
ＰおよびＳは不純物であり、Ｐは粒界に偏析し、また、ＳはＭｎＳとして析出する。ＰおよびＳはそれぞれ、０．０２％超および０．００５％超を含有すると靭性を劣化させるので、ＰおよびＳの上限は、それぞれ０．０２％以下、０．００５％以下とする。
【００２６】
Ａｌは強力な脱酸元素であり、組織微細化にも寄与するが、この効果を得るには、０．００２以上必要である。ただし、０．１％超となると溶接熱影響部の靭性を劣化させる。したがってＡｌの添加量を、０．００２〜０．１％の範囲とした。
【００２７】
Ｎは強化元素として有効であるが、この効果を得るには０．００２％以上添加することが好ましい。一方、０．０１％超のＮを含有すると固溶Ｎ量が多くなり、伸びを著しく劣化させるので、上限を０．０１％以下とした。
【００２８】
さらに必要に応じて、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｗ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇの１種または２種以上を含有しても良い。
【００２９】
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは炭窒化物を形成し、析出強化として寄与する。しかしながら、それぞれ０．１％よりも多く含有すると粗大な析出物として存在し靭性を劣化させることから、それぞれの上限を０．１％以下とすることが好ましい。下限は、特に限定しないが、析出強化を発揮するためそれぞれ０．０１％以上とすることが好ましい。
【００３０】
Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏは焼き入れ性を高め、高強度化に寄与する。この効果はＭｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏが、それぞれ、０．０５％未満では不十分であるため、０．０５％以上を下限とすることが好ましい。しかし、添加元素が多すぎると、経済性だけでなく、溶接熱影響部の靭性あるいは現地溶接性を劣化させるので、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏの上限を、それぞれ、１．０％、２．０％、２．０％、１．０％、３．０％とすることが好ましい。
【００３１】
Ｗは固溶強化元素として高強度化に有効であるが、この効果はＷが０．１％未満では不十分であるため、０．１％以上を下限とすることが好ましい。一方、２．０％よりも過度に添加すると伸びを劣化させるので、上限を２．０％以下とすることが好ましい。
【００３２】
Ｂは少量で焼き入れ性を大幅に高め強化に寄与する。この効果はＢが０．０００１％未満では不十分であるため、０．０００１％以上を下限とすることが好ましい。しかしながら、０．００５％よりも多量に添加すると、伸びの劣化、溶接熱影響部の硬化を招くので、上限を０．００５％以下とすることが好ましい。
【００３３】
Ｃａ、ＲＥＭは硫化物の形態を制御し、靭性の向上に寄与する。硫化物の形態制御のためには、それぞれ０．０００１％以上が必要であり、下限は０．０００１％以上とすることが好ましい。しかしながらＣａおよびＲＥＭを、それぞれ、０．０１％および０．０２％よりも過度に添加すると、大型の介在物として存在し、かえって靭性を劣化させるので、上限をそれぞれ０．０１％および０．０２％以下とすることが好ましい。
【００３４】
Ｍｇは巨力な脱酸元素であり、微細な酸化物として分散した場合、溶接熱影響部の靭性向上に大きく寄与する。この効果はＭｇが ０．０００１％未満では不十分であるため０．０００１％以上を下限とすることが好ましい。しかしながら、０．１％超を添加すると粗大な酸化物を生じて靭性を劣化させるので、上限を０．１％とすることが好ましい。
【００３５】
フェライトの平均結晶粒径を小さくすると靭性が向上するが、０℃でのシャルピー吸収エネルギーを２００Ｊ以上とするには、フェライトの結晶粒径を１０μｍ以下にする必要がある。細粒になるほど靭性は向上するためフェライトの平均結晶粒径の下限は限定しないが、現状の技術では１μｍ以下にすることは困難である。
【００３６】
なおフェライトの平均結晶粒径とは、フェライトと残留オーステナイトを含むベイナイトおよびマルテンサイトからなるミクロ組織において、フェライトのみの平均結晶粒径である。フェライトの平均結晶粒径は、鋼管の肉厚中心部より小片を切り出し、管軸方向に平行な断面を鏡面研磨後、エッチングして現出した組織を観察し、フェライトとベイナイトおよびマルテンサイトを区別して、任意の１０視野におけるフェライトの平均結晶粒径をＪＩＳ Ｇ ０５５２に準じて切断法により測定することができる。
【００３７】
管軸方向のｒ値は、本発明において最も重要な材質であり、耐座屈特性の向上に効果がある。しかし、ｒ値が０．８より小さいと、この効果が不十分であるため、０．８を下限とする。上限は特に規定しないが、現状の鋼板製造設備の制約上、１．５が限界である。管軸方向のｒ値は、鋼管から管軸方向を長手として引張試験片を採取して均一変形する範囲で引張歪みを導入し、管軸方向の歪みと肉厚方向の歪みを測定して、その比として求めることができる。例えば、管軸方向を長手とする円弧状試験片を採取してその中央部に管軸方向およびそれに直交する周方向に歪みゲージを貼り、引張試験機で管軸方向に５〜１５％引張り、歪みゲージにより管軸方向および周方向の歪みを測定し、その測定値から体積が一定であると仮定して肉厚方向の歪みを算出し、幅方向の歪みと肉厚方向歪みの比を管軸方向のｒ値として算出することができる。
【００３８】
また、本発明鋼管の用途であるラインパイプ、鋼管杭および鋼管柱などが構造物として十分な強度を有するために、肉厚が６ｍｍ以上、外径が１００ｍｍ以上であることが必要である。なお現状の技術では、肉厚および外形をそれぞれ５０ｍｍ超および１２００ｍｍ超とすることは困難である。
耐座屈特性を向上させるためには、均一伸びを大きくすることが好ましい。高強度化に伴い、均一伸びは減少するが、耐座屈特性を向上させるには、引張強度ＴＳと均一伸びＵ．Ｅｌの間に、ＴＳ＋５５×Ｕ．Ｅｌ＞１０８５の関係が成り立つことが好ましい。これは、鋼管のＴＳを縦軸、Ｕ．Ｅｌを横軸にプロットしたところ、ＴＳ＝−５５×Ｕ．Ｅｌ＋１０８５の直線よりも上の範囲において座屈歪みが極めて良好になることから規定したものである。
【００３９】
つぎに製造方法について述べる。
【００４０】
圧延前の再加熱温度は、再結晶温度以上で累積圧下量が６５％以上となる十分な熱間圧延を行うために、熱延時の冷却を考慮して１０５０℃以上にする必要がある。上限温度は特に規定しないが、１２５０℃を超えるとオーステナイト粒径が著しく粗大化するため、１２５０℃以下が好ましい。
【００４１】
フェライトの平均結晶粒径を細かくするためには、再結晶温度以上での１パスあたりの圧下量、パス間時間、圧下量の合計および圧延後の保持時間を制御した圧延スケジュールを２回以上行う必要がある。
【００４２】
まず、１パスあたりの圧下量は、８％未満では歪みが回復して再結晶を生じ難いため、８％以上が必要である。上限は特に規定しないが、設備制約上の上限は５０％である。
【００４３】
パス間時間は、３秒超では歪みの回復が急速に進み、再結晶を生じ難いため、３秒以下に制限する。下限は特に限定しないが、０．１秒よりも短くすることは現状の技術では困難である。
【００４４】
圧下量の合計は、３２％未満では歪みが回復して再結晶しないため、３２％以上とすること必要である。上限は特に規定しないが、生産効率の観点から６０％を上限にすることが好ましい。
【００４５】
このような圧延後、十分に再結晶させるための保持時間が必要である。その保持時間が１０秒未満であると再結晶が不十分であるため、１０秒以上を下限とする。一方、３００秒超保持すると粒成長して粒が粗大化するため、圧延後の保持時間を１０〜３００秒の範囲とする。なお、この保持時間内に急激な温度低下が生じることは好ましくない。通常は、放冷すれば良いが、保熱炉、保熱カバーによって温度低下を抑制しても構わない。
【００４６】
さらに、この圧延スケジュールを２回以上繰り返すが、フェライトの平均結晶粒径を１０μｍ以下にするためには、再結晶温度以上での圧延を累積圧下量が６５％以上になるまで行うことが必要である。上限は特に規定しないが、設備制約上９５％を上限にすることが好ましい。圧延スケジュールの繰り返し回数は、特に規定しないが、生産性の観点から１０回を上限にすることが好ましい。再結晶温度未満での圧延はフェライトを著しく微細化させる効果があり、フェライトの平均結晶粒径を１０μｍ以下とするためには累積圧下量を３０％以上とすることが好ましい。一方、累積圧下量が６５％よりも大きいと、ｒ値を低下させる集合組織を形成する。したがって、累積圧下量の上限を６５％以下とする。
【００４７】
また、Ａｒ３［℃］以下で圧延すると、圧延中にｒ値に有害な｛１１２｝＜１１０＞方位の集合組織が発達し、加工歪みを導入されたフェライトが残存して靭性および伸びが低下するため、Ａｒ３超の温度域で熱間圧延を終了することが必要である。熱間圧延終了温度の上限は特に規定しないが、フェライトの平均結晶粒径を微細化するためには、Ａｒ３＋５０℃が好ましい。なお、Ａｒ３は、鋼中の化学成分から、各元素の単位を質量％として、次式によって求められる。
Ａｒ３［℃］＝９２１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ＋２８７×Ｐ＋４０×Ａｌ−９２×（Ｍｎ＋Ｍｏ＋Ｃｕ）−４６×（Ｃｒ＋Ｎｉ）
また、圧延終了後の冷却速度が２０℃／ｓよりも速くなると、ｒ値を低下させる集合組織の発達が助長され、ベイナイトおよびマルテンサイトを生じて伸びが低下する。したがって、集合組織の発達を抑制するためには、圧延終了後の冷却速度を２０℃／ｓ以下にする必要がある。下限は特に規定しないが、強度を確保するためには５℃／ｓ以上が好ましい。
【００４８】
冷却の停止温度は、５００℃超では靭性を大きく劣化させるマルテンサイトとオーステナイトの混合組織が多量に生成するため、５００℃以下に限定する。冷却の停止温度の下限は特に問わない。停止温度の低下によって強度が上昇するため、必要強度にあわせて冷却停止温度を決定すれば良く、鋼板の形状の観点から２００℃以上が好ましい。その後の冷却は放冷すれば良い。
【００４９】
造管は冷間加工により成形し、端部をシーム溶接によって接合する製造プロセスで行う。冷間加工はプレス加工、ロール成形の何れでも良く、その組み合わせても構わないが、Ｃ成形、Ｕ成形およびＯ成形を行い、端部をシーム溶接して拡管するＵＯＥ方式による鋼管製造プロセスが好ましい。シーム溶接は、ＭＡＧアーク溶接、サブマージアーク溶接、レーザ溶接、電子ビーム溶接の何れでも良く、その組み合わせでも良い。
【００５０】
【実施例】
表２に示す成分の鋼を溶製し、スラブを１０５０〜１２５０℃に加熱後、表３に示す条件で熱間圧延し、１６ｍｍ厚さの鋼板を製造し、ＵＯＥ鋼管製造プロセスによって外径６９０ｍｍ、肉厚１６ｍｍの鋼管に造管した。鋼管の肉厚中心部より小片を切り出し、管軸方向に平行な断面を鏡面研磨後、ナイタールエッチングにより現出した組織を観察し、フェライトとベイナイトおよびマルテンサイトを区別して、任意の１０視野におけるフェライトの平均結晶粒径をＪＩＳ Ｇ ０５５２に準じて切断法によって求め、平均値をフェライトの平均結晶粒径とした。
【００５１】
鋼管からＪＩＳ Ｚ２２０１に準じて１２Ｃ号円弧状引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準じて引張特性を測定した。管軸方向のｒ値の測定は、鋼管の溶接部から周方向に９０°、１８０°、２７０°の位置からＪＩＳ１２Ｃ号円弧状引張試験片を採取して、平均値として求めた。管軸方向のｒ値の測定は、以下の方法によって行った。試験片平行部の中央に管軸方向および周方向の歪みを測定する歪みゲージを貼り、管軸方向に３〜７％の引張歪みを導入して管軸方向と周方向の歪みを測定し、体積が一定と仮定して肉厚方向の歪みを算出した。この周方向の歪みと肉厚方向の歪みの比を求め、その比をｒ値とした。
【００５２】
各鋼材の耐座屈特性は、４点曲げ試験によって評価した。試験対のサイズは、肉厚１６ｍｍ、外径６９０ｍｍ、長さ３０００ｍｍとし、押しつけアーム部間の距離を１０００ｍｍとした。試験体中央の曲げ外側部に歪みゲージを貼って管軸方向の歪みを測定しながら、アーム部に荷重を負荷し、最大荷重までの歪みεｍを座屈歪みとして求め、耐座屈特性の指標とした。
【００５３】
靭性の測定は、鋼管の肉厚中央部から周方向を長手としてＪＩＳ Ｚ ２２０２に準じて２ｍｍＶノッチのシャルピー試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準じて０℃でのシャルピー試験を行い、吸収エネルギーを測定した。
【００５４】
表４に得られた結果を示す。本発明に従って製造した試験Ｎｏ．１〜１５の鋼管は、一様伸びおよびｒ値が良好であり、従来鋼管と比較して座屈歪みεｍが１．４以上と高い。
【００５５】
一方、試験Ｎｏ．１６、１９、２３〜２５および２７〜３０は、再結晶温度以上の圧延の条件と再結晶温度未満での圧延および／または熱間圧延後の冷却の条件が本発明の範囲外であるため、フェライトの平均結晶粒径およびｒ値が低下し、靭性および座屈歪みがともに損なわれた比較例である。
【００５６】
再結晶温度以上での圧延の条件については、試験Ｎｏ．２３および２８は累積圧下量が小さく、試験Ｎｏ．１９および２９は、１パスあたりの圧下量の下限が小さく、試験Ｎｏ．２７はパス間時間が長く、試験Ｎｏ．３０は、圧延スケジュールにおける保持時間が長い。また、試験Ｎｏ．１６は圧延スケジュールの合計圧下量および累積圧下量が少ない。試験Ｎｏ．２４はパス間時間が長く、累積圧下量が小さい。試験Ｎｏ．２５は、圧延スケジュールの合計圧下量が少なく、圧延スケジュールにおける保持時間が長く、累積圧下量が小さい。
【００５７】
再結晶温度未満での圧延および熱間圧延後の冷却速度については、試験Ｎｏ．１６、１９、２３、２５、２６、２８および３０は再結晶温度未満での累積圧下量が多く、試験Ｎｏ．２７は熱間圧延終了後の冷却速度が速く、試験Ｎｏ．２８は、熱間圧延後の冷却の終了温度が高い。また、試験Ｎｏ．２４および２９は、再結晶温度未満での圧延の累積圧下量が大きく、熱間圧延後の冷却速度も速い。
【００５８】
試験Ｎｏ．１７、１８および２６は、再結晶温度未満での圧延および／または熱間圧延後の冷却速度が本発明の範囲外であったため、ｒ値が低下し、座屈歪みが低下した比較例である。試験Ｎｏ．１７および１８は、ともに熱間圧延終了後の冷却速度が速く、試験Ｎｏ．１７は、累積圧下量も本発明の範囲より小さい。試験Ｎｏ．２６は、累積圧下量が本発明の範囲よりも小さい。
【００５９】
試験Ｎｏ．２０〜２２は再結晶温度以上での圧延の条件が本発明の範囲外であり、フェライトの平均結晶粒径が粗大化して靭性が低下した比較例である。Ｎｏ．２０は圧延スケジュールにおける保持時間が本発明の範囲よりも長く、Ｎｏ．２１は１パスあたりの圧下量の下限が本発明の範囲よりも小さく、Ｎｏ．２２はパス間時間が長い。
【００６０】
【表２】
【００６１】
【表３】
【００６２】
【表４】
【００６３】
【図面の簡単な説明】
【図１】座屈歪みに及ぼす管軸方向ｒ値の影響を示す図。
【発明に属する技術分野】
本発明は、局所座屈特性等の変形特性に優れ、かつ低温靭性に優れた高強度鋼管に関するものである。具体的には、ラインパイプ等の配管、あるいは、鋼管柱、鋼管杭等の構造用鋼管に使用される鋼管で、特に圧縮および曲げにおける耐座屈特性に優れた鋼管に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
原油・天然ガスを輸送するラインパイプ、あるいは、柱や杭に使用される構造用鋼管は、これまで主として高強度化および高靱化が求められてきたが、最近になって、耐震特性等の観点から強度および靭性に加えて変形特性に優れた高強度鋼管の開発ニーズが高まっている。
【０００３】
ラインパイプや、鋼管柱、鋼管杭は、地震等の変形で主として圧縮あるいは曲げ変形による局部的な座屈によって破壊する。これまでに耐局部座屈特性の向上には、低降伏化が有効であることが報告されている。また、例えば、特許文献１には、ミクロ組織をフェライトとマルテンサイトあるいはベイナイトを含む硬質第二相の複合組織とし、加工硬化指数（以下、ｎ値）を高くした鋼管およびその製造方法が開示されている。しかしながら、この方法は低温の二相域で圧延するものであり、フェライトと硬質第二相が層状に形成されるため、セパレーションが発生して靭性が劣化するという問題があった。
【０００４】
【特許文献１】
特開平１１−２７９７００号公報
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、ラインパイプ等の配管、あるいは、鋼管柱、鋼管杭等の構造用鋼管に好適な、圧縮および曲げによる耐座屈特性に優れた高強度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】
本発明者は、ｎ値以外の材質因子が耐座屈特性に及ぼす影響について詳細な検討を行った。その結果、耐座屈特性が管軸方向のランクフォード値（以下、ｒ値）とともに向上することを見出した。さらに検討を進めて圧延条件を適正化し、低温靭性を損なうことなく管軸方向のｒ値を高めることに成功し、耐座屈特性に優れた高強度鋼管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、以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０２％〜０．２％、Ｓｉ：０．００１％〜０．５％、Ｍｎ：０．５％〜３．０％、Ａｌ：０．００２％〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、フェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下であり、残部が残留オーステナイト、ベイナイトおよびマルテンサイトからなるミクロ組織を有し、管の軸方向のｒ値が０．８より大きく、肉厚が６ｍｍ以上、外径が１００ｍｍ以上であることを特徴とする耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
（２）質量％で、さらに、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
（３）質量％で、さらに、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｃｏ：３．０％以下、Ｗ：２．０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
（４）質量％で、さらに、Ｂ：０．００５％以下を含有することを特徴とすることを特徴とする（１）〜（３）の何れか１項に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
（５）質量％で、さらに、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（４）の何れか１項に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
（６）管の軸方向の一様伸びＵ．Ｅｌ［％］と引張強度ＴＳ［ＭＰａ］が下記（１）式を満たすことを特徴とする（１）〜（５）のいずれか１項に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
ＴＳ＋５５×Ｕ．Ｅｌ＞１０８５ ・・・ （１）
（７）（１）〜（５）の何れか１項に記載の成分からなるスラブを１０５０℃以上に加熱後、再結晶温度以上で、１パスあたりの圧下量が８％以上、パス間時間が３秒以下、圧下量の合計が３２％以上、圧延後の保持時間が１０〜３００秒である圧延スケジュールを２回以上、累積圧下量が６５％以上になるまで行い、さらにＡｒ３［℃］以上再結晶温度未満で累積圧下量が６５％以下の圧延を行い、２０℃／ｓ以下で５００℃以下まで冷却し、さらに室温まで放冷した鋼板を、冷間成形で中空形状としてシーム溶接を施すことを特徴とする耐座屈特性に優れた高強度鋼管の製造方法。
【０００７】
【発明の実施の形態】
本発明者は、靭性等の特性を損なうことなく耐座屈特性を向上させる手段について検討するため、以下の実験を行った。表１に示す材質を有する、外径３１５ｍｍ、肉厚７ｍｍ、長さ３０００ｍｍの鋼管を試験材とし、４点曲げ試験を実施した。アーム間の距離を１０００ｍｍとし、試験体中央の曲げ外側部に貼った歪みゲージからの歪みとアームに負荷した荷重を測定した。
【０００８】
【表１】
最大荷重を示す歪みεｍを耐局部座屈特性として表し、管軸方向のｒ値との関係を示したものが図１である。図１に示したように、管軸方向のｒ値を向上させると耐座屈特性が高くなることを新たな知見として得た。
【００１０】
なお、引張強度の測定は、ＪＩＳ Ｚ ２２０１の円弧状試験片ＪＩＳ１２Ｃ号を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して行った。管軸方向のｒ値は、以下のようにして測定した。鋼管から引張試験と同様に管軸方向を長手としてＪＩＳ１２Ｃ号試験片を採取し、試験片中央部に管軸方向およびそれに直交する周方向に歪みゲージを貼った。引張試験機で管軸方向に７％引張り、歪みゲージにより管軸方向および周方向の歪みを測定した。その測定値から、体積が一定であると仮定して肉厚方向の歪みを算出し、幅方向の歪みと肉厚方向歪みの比を管軸方向のｒ値とした。
【００１１】
また、本発明の鋼管の使用対象となるラインパイプ等の配管、あるいは、鋼管柱、鋼管杭等に要求される靭性は使用環境によって異なるが、０℃でのシャルピー吸収エネルギー２００Ｊ以上が必要である。靭性は結晶粒径の微細化によって向上するが、上記の要求を満足するには、フェライトの平均結晶粒径を１０μｍ以下にすれば良いことがわかった。
【００１２】
従来、高強度鋼管の製造において、結晶粒を微細化するためには、再結晶温度未満の未再結晶温度域で累積圧下率５０％以上の熱間圧延を行い、その後の加速冷却していた。しかし、この場合は、管軸方向のｒ値を低下させる｛１１２｝＜１１０＞を主方位とした集合組織が発達するため、ｒ値は０．８より小さくなる。
【００１３】
そこで、本発明者は、再結晶温度以上で圧延と保持を繰り返すことにより再結晶させてオーステナイトを微細化し、その後、再結晶温度未満での圧延および冷却を制御することにより、ｒ値に有害な集合組織を発達させることなくフェライトの平均結晶粒径を微細化する製造方法を指向した。
【００１４】
再結晶を利用してオーステナイト粒径を細かくするためには、再結晶温度以上で再結晶するために必要な歪みをオーステナイトに蓄積して保持することが必要である。しかしながら、圧延温度が高く、圧延で導入された歪みが回復するため、再結晶に必要な歪みを蓄積するには、１パスあたりの圧下量を大きく、パス間時間を短くし、累積圧下量を制御しなければならない。
【００１５】
本発明者は、再結晶挙動に及ぼす１パスあたりの圧下量およびパス間時間について詳細に調査した。調査方法は以下の通り行った。直径１０ｍｍ、長さ１０ｍｍの円柱試験片に熱電対を取り付け、誘導加熱とガス冷却によって温度を制御し、長さ方向に歪みを加える圧縮試験を行った。試験片を１０００℃〜１３００℃の任意の温度に加熱した後、再結晶温度域の任意の温度で、１パスあたりの圧下量、パス間時間および合計圧下量を変化させた加工を行い、直ちに急冷した。その後、試験片断面をピクリン酸を用いたエッチングによって旧オーステナイト粒界を現出させ、オーステナイトの再結晶挙動を観察した。その結果、１パスあたりの圧下量が８％以下、パス間時間３秒以上、合計圧下量３２％以下では歪みが回復し、再結晶が生じないことがわかった。
【００１６】
このような検討をさらに進め、１パス当たりの圧下量、パス間時間および合計圧下量を制御した圧延を行い、再結晶させるための保持時間について検討を行った。その結果、圧延によって導入した歪みによりオーステナイトの再結晶が進行するのに必要な時間は、１０秒以上であることがわかった。さらに、最終的にフェライトの平均結晶粒径を１０μｍ以下にするためには、１パス当たりの圧下量、パス間時間、合計圧下量および圧延後の保持時間を制御した圧延スケジュールを２回以上行い、再結晶温度以上での圧延の累積圧下量を６５％以上とする必要があることがわかった。
【００１７】
また、再結晶温度未満での圧延により、フェライトの平均結晶粒径が著しく微細化するが、累積圧下量を大きくすると｛１１２｝＜１１０＞方位が形成してｒ値が低下する。そこで、再結晶温度未満の温度域において、累積圧下量によるフェライトの平均結晶粒径および集合組織の変化について検討を行った。
【００１８】
再結晶温度以上の圧延条件の検討と同様に、温度と圧下量を変化させて加工を行った後、フェライトの平均結晶粒径を測定した。なおミクロ組織はフェライトと残留オーステナイトを含むベイナイトおよびマルテンサイトからなるものであり、フェライトの平均結晶粒径とは、フェライトとベイナイトおよびマルテンサイトと区別し、フェライトのみの結晶粒径をＪＩＳ Ｇ ０５５２に準じて切断法によって測定したものである。
【００１９】
さらに、集合組織をＸ線回折法によって測定したが、その結果、｛１１２｝＜１１０＞方位を抑制するためには、累積圧下量を６５％以下に制限する必要があることがわかった。さらに、圧延後の冷速を遅くすることが｛１１２｝＜１１０＞方位の集積の抑制に効果的であり、２０℃／ｓ以下にすることによってｒ値の低下を防止できることがわかった。
【００２０】
以上の知見に基づいて、再結晶温度以上での圧延スケジュールを厳密に制御して、フェライトの平均結晶粒径を微細化し、再結晶温度未満での圧延の累積圧下量を制御して、ｒ値を低下させる｛１１２｝＜１１０＞方位を抑制し、靭性を損なうことなく管軸方向のｒ値を０．８以上にすることに成功した。
【００２１】
以下、成分含有量の規定した理由について述べる。
【００２２】
Ｃ量は、０．０２〜０．２０％以下に限定する。Ｃは高強度化には最も有効な元素であり、十分な強度を得るためには０．０２％以上は必要である。しかしながら、過度に多くなると、溶接性が悪くなることから上限を０．２０％以下とした。
【００２３】
Ｓｉは脱酸あるいは強度向上に有効な元素である。その効果を得るためには０．００１％以上必要であるが、０．５％以上含有すると溶接熱影響部の靭性が著しく劣化する。したがって、Ｓｉの添加量を０．００１〜０．５％の範囲とした。
【００２４】
Ｍｎは強度上昇に有効な元素であり、十分な強度向上を得るためには０．５％以上の添加が必要である。しかしながら、３．０％よりも多く含有すると伸びが確保できなくなる。したがって、Ｍｎの添加量を０．５〜３．０％の範囲とした。
【００２５】
ＰおよびＳは不純物であり、Ｐは粒界に偏析し、また、ＳはＭｎＳとして析出する。ＰおよびＳはそれぞれ、０．０２％超および０．００５％超を含有すると靭性を劣化させるので、ＰおよびＳの上限は、それぞれ０．０２％以下、０．００５％以下とする。
【００２６】
Ａｌは強力な脱酸元素であり、組織微細化にも寄与するが、この効果を得るには、０．００２以上必要である。ただし、０．１％超となると溶接熱影響部の靭性を劣化させる。したがってＡｌの添加量を、０．００２〜０．１％の範囲とした。
【００２７】
Ｎは強化元素として有効であるが、この効果を得るには０．００２％以上添加することが好ましい。一方、０．０１％超のＮを含有すると固溶Ｎ量が多くなり、伸びを著しく劣化させるので、上限を０．０１％以下とした。
【００２８】
さらに必要に応じて、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｗ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇの１種または２種以上を含有しても良い。
【００２９】
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは炭窒化物を形成し、析出強化として寄与する。しかしながら、それぞれ０．１％よりも多く含有すると粗大な析出物として存在し靭性を劣化させることから、それぞれの上限を０．１％以下とすることが好ましい。下限は、特に限定しないが、析出強化を発揮するためそれぞれ０．０１％以上とすることが好ましい。
【００３０】
Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏは焼き入れ性を高め、高強度化に寄与する。この効果はＭｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏが、それぞれ、０．０５％未満では不十分であるため、０．０５％以上を下限とすることが好ましい。しかし、添加元素が多すぎると、経済性だけでなく、溶接熱影響部の靭性あるいは現地溶接性を劣化させるので、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏの上限を、それぞれ、１．０％、２．０％、２．０％、１．０％、３．０％とすることが好ましい。
【００３１】
Ｗは固溶強化元素として高強度化に有効であるが、この効果はＷが０．１％未満では不十分であるため、０．１％以上を下限とすることが好ましい。一方、２．０％よりも過度に添加すると伸びを劣化させるので、上限を２．０％以下とすることが好ましい。
【００３２】
Ｂは少量で焼き入れ性を大幅に高め強化に寄与する。この効果はＢが０．０００１％未満では不十分であるため、０．０００１％以上を下限とすることが好ましい。しかしながら、０．００５％よりも多量に添加すると、伸びの劣化、溶接熱影響部の硬化を招くので、上限を０．００５％以下とすることが好ましい。
【００３３】
Ｃａ、ＲＥＭは硫化物の形態を制御し、靭性の向上に寄与する。硫化物の形態制御のためには、それぞれ０．０００１％以上が必要であり、下限は０．０００１％以上とすることが好ましい。しかしながらＣａおよびＲＥＭを、それぞれ、０．０１％および０．０２％よりも過度に添加すると、大型の介在物として存在し、かえって靭性を劣化させるので、上限をそれぞれ０．０１％および０．０２％以下とすることが好ましい。
【００３４】
Ｍｇは巨力な脱酸元素であり、微細な酸化物として分散した場合、溶接熱影響部の靭性向上に大きく寄与する。この効果はＭｇが ０．０００１％未満では不十分であるため０．０００１％以上を下限とすることが好ましい。しかしながら、０．１％超を添加すると粗大な酸化物を生じて靭性を劣化させるので、上限を０．１％とすることが好ましい。
【００３５】
フェライトの平均結晶粒径を小さくすると靭性が向上するが、０℃でのシャルピー吸収エネルギーを２００Ｊ以上とするには、フェライトの結晶粒径を１０μｍ以下にする必要がある。細粒になるほど靭性は向上するためフェライトの平均結晶粒径の下限は限定しないが、現状の技術では１μｍ以下にすることは困難である。
【００３６】
なおフェライトの平均結晶粒径とは、フェライトと残留オーステナイトを含むベイナイトおよびマルテンサイトからなるミクロ組織において、フェライトのみの平均結晶粒径である。フェライトの平均結晶粒径は、鋼管の肉厚中心部より小片を切り出し、管軸方向に平行な断面を鏡面研磨後、エッチングして現出した組織を観察し、フェライトとベイナイトおよびマルテンサイトを区別して、任意の１０視野におけるフェライトの平均結晶粒径をＪＩＳ Ｇ ０５５２に準じて切断法により測定することができる。
【００３７】
管軸方向のｒ値は、本発明において最も重要な材質であり、耐座屈特性の向上に効果がある。しかし、ｒ値が０．８より小さいと、この効果が不十分であるため、０．８を下限とする。上限は特に規定しないが、現状の鋼板製造設備の制約上、１．５が限界である。管軸方向のｒ値は、鋼管から管軸方向を長手として引張試験片を採取して均一変形する範囲で引張歪みを導入し、管軸方向の歪みと肉厚方向の歪みを測定して、その比として求めることができる。例えば、管軸方向を長手とする円弧状試験片を採取してその中央部に管軸方向およびそれに直交する周方向に歪みゲージを貼り、引張試験機で管軸方向に５〜１５％引張り、歪みゲージにより管軸方向および周方向の歪みを測定し、その測定値から体積が一定であると仮定して肉厚方向の歪みを算出し、幅方向の歪みと肉厚方向歪みの比を管軸方向のｒ値として算出することができる。
【００３８】
また、本発明鋼管の用途であるラインパイプ、鋼管杭および鋼管柱などが構造物として十分な強度を有するために、肉厚が６ｍｍ以上、外径が１００ｍｍ以上であることが必要である。なお現状の技術では、肉厚および外形をそれぞれ５０ｍｍ超および１２００ｍｍ超とすることは困難である。
耐座屈特性を向上させるためには、均一伸びを大きくすることが好ましい。高強度化に伴い、均一伸びは減少するが、耐座屈特性を向上させるには、引張強度ＴＳと均一伸びＵ．Ｅｌの間に、ＴＳ＋５５×Ｕ．Ｅｌ＞１０８５の関係が成り立つことが好ましい。これは、鋼管のＴＳを縦軸、Ｕ．Ｅｌを横軸にプロットしたところ、ＴＳ＝−５５×Ｕ．Ｅｌ＋１０８５の直線よりも上の範囲において座屈歪みが極めて良好になることから規定したものである。
【００３９】
つぎに製造方法について述べる。
【００４０】
圧延前の再加熱温度は、再結晶温度以上で累積圧下量が６５％以上となる十分な熱間圧延を行うために、熱延時の冷却を考慮して１０５０℃以上にする必要がある。上限温度は特に規定しないが、１２５０℃を超えるとオーステナイト粒径が著しく粗大化するため、１２５０℃以下が好ましい。
【００４１】
フェライトの平均結晶粒径を細かくするためには、再結晶温度以上での１パスあたりの圧下量、パス間時間、圧下量の合計および圧延後の保持時間を制御した圧延スケジュールを２回以上行う必要がある。
【００４２】
まず、１パスあたりの圧下量は、８％未満では歪みが回復して再結晶を生じ難いため、８％以上が必要である。上限は特に規定しないが、設備制約上の上限は５０％である。
【００４３】
パス間時間は、３秒超では歪みの回復が急速に進み、再結晶を生じ難いため、３秒以下に制限する。下限は特に限定しないが、０．１秒よりも短くすることは現状の技術では困難である。
【００４４】
圧下量の合計は、３２％未満では歪みが回復して再結晶しないため、３２％以上とすること必要である。上限は特に規定しないが、生産効率の観点から６０％を上限にすることが好ましい。
【００４５】
このような圧延後、十分に再結晶させるための保持時間が必要である。その保持時間が１０秒未満であると再結晶が不十分であるため、１０秒以上を下限とする。一方、３００秒超保持すると粒成長して粒が粗大化するため、圧延後の保持時間を１０〜３００秒の範囲とする。なお、この保持時間内に急激な温度低下が生じることは好ましくない。通常は、放冷すれば良いが、保熱炉、保熱カバーによって温度低下を抑制しても構わない。
【００４６】
さらに、この圧延スケジュールを２回以上繰り返すが、フェライトの平均結晶粒径を１０μｍ以下にするためには、再結晶温度以上での圧延を累積圧下量が６５％以上になるまで行うことが必要である。上限は特に規定しないが、設備制約上９５％を上限にすることが好ましい。圧延スケジュールの繰り返し回数は、特に規定しないが、生産性の観点から１０回を上限にすることが好ましい。再結晶温度未満での圧延はフェライトを著しく微細化させる効果があり、フェライトの平均結晶粒径を１０μｍ以下とするためには累積圧下量を３０％以上とすることが好ましい。一方、累積圧下量が６５％よりも大きいと、ｒ値を低下させる集合組織を形成する。したがって、累積圧下量の上限を６５％以下とする。
【００４７】
また、Ａｒ３［℃］以下で圧延すると、圧延中にｒ値に有害な｛１１２｝＜１１０＞方位の集合組織が発達し、加工歪みを導入されたフェライトが残存して靭性および伸びが低下するため、Ａｒ３超の温度域で熱間圧延を終了することが必要である。熱間圧延終了温度の上限は特に規定しないが、フェライトの平均結晶粒径を微細化するためには、Ａｒ３＋５０℃が好ましい。なお、Ａｒ３は、鋼中の化学成分から、各元素の単位を質量％として、次式によって求められる。
Ａｒ３［℃］＝９２１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ＋２８７×Ｐ＋４０×Ａｌ−９２×（Ｍｎ＋Ｍｏ＋Ｃｕ）−４６×（Ｃｒ＋Ｎｉ）
また、圧延終了後の冷却速度が２０℃／ｓよりも速くなると、ｒ値を低下させる集合組織の発達が助長され、ベイナイトおよびマルテンサイトを生じて伸びが低下する。したがって、集合組織の発達を抑制するためには、圧延終了後の冷却速度を２０℃／ｓ以下にする必要がある。下限は特に規定しないが、強度を確保するためには５℃／ｓ以上が好ましい。
【００４８】
冷却の停止温度は、５００℃超では靭性を大きく劣化させるマルテンサイトとオーステナイトの混合組織が多量に生成するため、５００℃以下に限定する。冷却の停止温度の下限は特に問わない。停止温度の低下によって強度が上昇するため、必要強度にあわせて冷却停止温度を決定すれば良く、鋼板の形状の観点から２００℃以上が好ましい。その後の冷却は放冷すれば良い。
【００４９】
造管は冷間加工により成形し、端部をシーム溶接によって接合する製造プロセスで行う。冷間加工はプレス加工、ロール成形の何れでも良く、その組み合わせても構わないが、Ｃ成形、Ｕ成形およびＯ成形を行い、端部をシーム溶接して拡管するＵＯＥ方式による鋼管製造プロセスが好ましい。シーム溶接は、ＭＡＧアーク溶接、サブマージアーク溶接、レーザ溶接、電子ビーム溶接の何れでも良く、その組み合わせでも良い。
【００５０】
【実施例】
表２に示す成分の鋼を溶製し、スラブを１０５０〜１２５０℃に加熱後、表３に示す条件で熱間圧延し、１６ｍｍ厚さの鋼板を製造し、ＵＯＥ鋼管製造プロセスによって外径６９０ｍｍ、肉厚１６ｍｍの鋼管に造管した。鋼管の肉厚中心部より小片を切り出し、管軸方向に平行な断面を鏡面研磨後、ナイタールエッチングにより現出した組織を観察し、フェライトとベイナイトおよびマルテンサイトを区別して、任意の１０視野におけるフェライトの平均結晶粒径をＪＩＳ Ｇ ０５５２に準じて切断法によって求め、平均値をフェライトの平均結晶粒径とした。
【００５１】
鋼管からＪＩＳ Ｚ２２０１に準じて１２Ｃ号円弧状引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準じて引張特性を測定した。管軸方向のｒ値の測定は、鋼管の溶接部から周方向に９０°、１８０°、２７０°の位置からＪＩＳ１２Ｃ号円弧状引張試験片を採取して、平均値として求めた。管軸方向のｒ値の測定は、以下の方法によって行った。試験片平行部の中央に管軸方向および周方向の歪みを測定する歪みゲージを貼り、管軸方向に３〜７％の引張歪みを導入して管軸方向と周方向の歪みを測定し、体積が一定と仮定して肉厚方向の歪みを算出した。この周方向の歪みと肉厚方向の歪みの比を求め、その比をｒ値とした。
【００５２】
各鋼材の耐座屈特性は、４点曲げ試験によって評価した。試験対のサイズは、肉厚１６ｍｍ、外径６９０ｍｍ、長さ３０００ｍｍとし、押しつけアーム部間の距離を１０００ｍｍとした。試験体中央の曲げ外側部に歪みゲージを貼って管軸方向の歪みを測定しながら、アーム部に荷重を負荷し、最大荷重までの歪みεｍを座屈歪みとして求め、耐座屈特性の指標とした。
【００５３】
靭性の測定は、鋼管の肉厚中央部から周方向を長手としてＪＩＳ Ｚ ２２０２に準じて２ｍｍＶノッチのシャルピー試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準じて０℃でのシャルピー試験を行い、吸収エネルギーを測定した。
【００５４】
表４に得られた結果を示す。本発明に従って製造した試験Ｎｏ．１〜１５の鋼管は、一様伸びおよびｒ値が良好であり、従来鋼管と比較して座屈歪みεｍが１．４以上と高い。
【００５５】
一方、試験Ｎｏ．１６、１９、２３〜２５および２７〜３０は、再結晶温度以上の圧延の条件と再結晶温度未満での圧延および／または熱間圧延後の冷却の条件が本発明の範囲外であるため、フェライトの平均結晶粒径およびｒ値が低下し、靭性および座屈歪みがともに損なわれた比較例である。
【００５６】
再結晶温度以上での圧延の条件については、試験Ｎｏ．２３および２８は累積圧下量が小さく、試験Ｎｏ．１９および２９は、１パスあたりの圧下量の下限が小さく、試験Ｎｏ．２７はパス間時間が長く、試験Ｎｏ．３０は、圧延スケジュールにおける保持時間が長い。また、試験Ｎｏ．１６は圧延スケジュールの合計圧下量および累積圧下量が少ない。試験Ｎｏ．２４はパス間時間が長く、累積圧下量が小さい。試験Ｎｏ．２５は、圧延スケジュールの合計圧下量が少なく、圧延スケジュールにおける保持時間が長く、累積圧下量が小さい。
【００５７】
再結晶温度未満での圧延および熱間圧延後の冷却速度については、試験Ｎｏ．１６、１９、２３、２５、２６、２８および３０は再結晶温度未満での累積圧下量が多く、試験Ｎｏ．２７は熱間圧延終了後の冷却速度が速く、試験Ｎｏ．２８は、熱間圧延後の冷却の終了温度が高い。また、試験Ｎｏ．２４および２９は、再結晶温度未満での圧延の累積圧下量が大きく、熱間圧延後の冷却速度も速い。
【００５８】
試験Ｎｏ．１７、１８および２６は、再結晶温度未満での圧延および／または熱間圧延後の冷却速度が本発明の範囲外であったため、ｒ値が低下し、座屈歪みが低下した比較例である。試験Ｎｏ．１７および１８は、ともに熱間圧延終了後の冷却速度が速く、試験Ｎｏ．１７は、累積圧下量も本発明の範囲より小さい。試験Ｎｏ．２６は、累積圧下量が本発明の範囲よりも小さい。
【００５９】
試験Ｎｏ．２０〜２２は再結晶温度以上での圧延の条件が本発明の範囲外であり、フェライトの平均結晶粒径が粗大化して靭性が低下した比較例である。Ｎｏ．２０は圧延スケジュールにおける保持時間が本発明の範囲よりも長く、Ｎｏ．２１は１パスあたりの圧下量の下限が本発明の範囲よりも小さく、Ｎｏ．２２はパス間時間が長い。
【００６０】
【表２】
【表３】
【表４】
【図面の簡単な説明】
【図１】座屈歪みに及ぼす管軸方向ｒ値の影響を示す図。
Claims (7)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０２％〜０．２％、
Ｓｉ：０．００１％〜０．５％、
Ｍｎ：０．５％〜３．０％、
Ａｌ：０．００２％〜０．１％、
Ｎ ：０．０１％以下、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．００５％以下
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、フェライトの平均結晶粒径が１０μｍ以下であり、残部が残留オーステナイト、ベイナイトおよびマルテンサイトからなるミクロ組織を有し、管軸方向のｒ値が０．８以上であり、肉厚が６ｍｍ以上、外径が１００ｍｍ以上であることを特徴とする耐座屈特性に優れた高強度鋼管。 - 質量％で、さらに、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
- 質量％で、さらに、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｃｏ：３．０％以下、Ｗ：２．０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
- 質量％で、さらに、Ｂ：０．００５％以下を含有することを特徴とすることを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
- 質量％で、さらに、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
- 管の軸方向の一様伸びＵ．Ｅｌ［％］と引張強度ＴＳ［ＭＰａ］が下記（１）式を満たすことを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
ＴＳ＋５５×Ｕ．Ｅｌ＞１０８５ ・・・ （１） - 請求項１〜５の何れか１項に記載の成分からなるスラブを１０５０℃以上に加熱後、再結晶温度以上で、１パスあたりの圧下量が８％以上、パス間時間が３秒以下、圧下量の合計が３２％以上、圧延後の保持時間が１０〜３００秒である圧延スケジュールを２回以上、累積圧下量が６５％以上になるまで行い、さらにＡｒ３［℃］以上再結晶温度未満で累積圧下量が６５％以下の圧延を行い、２０℃／ｓ以下で５００℃以下まで冷却し、さらに室温まで放冷した鋼板を、冷間成形で中空形状としてシーム溶接を施すことを特徴とする耐座屈特性に優れた高強度鋼管の製造方法。
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