JP2005060839A

JP2005060839A - 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管及びその製造方法

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Publication number: JP2005060839A
Application number: JP2004225683A
Authority: JP
Inventors: Toyohisa Shingu; 豊久新宮; Shigeru Endo; 茂遠藤; Nobuyuki Ishikawa; 信行石川; Mitsuhiro Okatsu; 光浩岡津
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2003-07-31
Filing date: 2004-08-02
Publication date: 2005-03-10
Anticipated expiration: 2024-08-02
Also published as: JP4507746B2

Abstract

【課題】高製造効率、低コストで製造できる、耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管およびその製造方法を提供すること。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：１．２〜２．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ａｌ：０．０８％以下を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量との比であるＣ／(Ｍｏ＋Ｔｉ)が１．２〜３であり、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトと島状マルテンサイトとの３相組織であり、島状マルテンサイトの面積分率が３〜２０％であることを特徴とする、耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靭性鋼管を用いる。
【選択図】図１

Description

本発明は、主に原油や天然ガスを輸送するラインパイプに好適な、コーティング処理後の材質劣化の小さな大径溶接鋼管（ＵＯＥ鋼管、スパイラル鋼管）及びその製造方法に関するものである。

主に原油や天然ガスを輸送するラインパイプにおいては、高強度、高靱性化に加え、耐震性の観点から低降伏比化も要求されている。一般に、鋼材の金属組織を、フェライトの様な軟質相の中に、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にすることで、鋼材の低降伏比化が可能であることが知られている。この様な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、焼入れ（Ｑ）と焼戻し（Ｔ）の中間に、フェライトとオーステナイトの２相域からの焼き入れ（Ｑ’）を施す熱処理方法（例えば、特許文献１参照）が知られている。

また、特許文献１に開示されている様な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、Ａｒ３変態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知られている（例えば特許文献２参照。）。

しかし、ラインパイプに用いられるＵＯＥ鋼管やＥＲＷ鋼管の様な溶接鋼管は、鋼板を冷間で管状へ成形して、突き合わせ部を溶接後、通常防食等の観点から鋼管外面にコーティング処理が施されるため、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み時効が生じ、降伏応力が上昇する。そのため、上述の様な方法にて素材の鋼板の低降伏比を達成しても、鋼管における低降伏比化を達成することは困難である。

耐歪み時効特性に優れた鋼材およびその製造方法としては、歪み時効の原因であるＣ、Ｎ含有量を制限し、且つＮｂ、Ｔｉを添加しＣ、Ｎと結合させることで、歪み時効を抑制する方法が知られている（例えば、特許文献３参照）。
特開昭５５−９７４２５号公報特開平１−１７６０２７号公報特開２００２-２２０６３４号公報

しかし、特許文献３に記載の技術では、その実施例が示すように、熱間圧延仕上り温度が低いため、極端に生産性が低下し製造コストの上昇を招く。

このように従来の技術では、生産性を低下させることなく、また製造コストを上昇させることなく、コーティング処理後も低降伏比を有する鋼管を製造することは困難である。

したがって本発明の目的は、このような従来技術の課題を解決し、高製造効率、低コストで製造できる、耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管およびその製造方法を提供することにある。

このような課題を解決するための本発明の特徴は以下の通りである。
（１）、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：１．２〜２．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ａｌ：０．０８％以下を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量との比であるＣ／(Ｍｏ＋Ｔｉ)が１．２〜３であり、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトと島状マルテンサイトとの３相組織であり、島状マルテンサイトの面積分率が３〜２０％であることを特徴とする、耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靭性鋼管。
（２）、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％および／またはＶ：０．００５〜０．１％を含有し、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量との比であるＣ／(Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ)が１．２〜３であることを特徴とする（１）に記載の耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靭性鋼管。
（３）、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｂ：０．００５％以下の中から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靭性鋼管。
（４）、（１）ないし（３）のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、Ａｒ３温度以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で４５０〜６５０℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７５０℃まで再加熱を行い、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトと島状マルテンサイトとの３相組織であり、島状マルテンサイトの面積分率が３〜２０％である鋼板として、該鋼板を冷間にて管状に成形し、突き合わせ部を溶接して鋼管とすることを特徴とする、耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靭性鋼管の製造方法。

本発明によれば、耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管を、高製造効率、低コストで製造することができる。このためラインパイプに使用する鋼管を、安価で大量に安定して製造することができ、生産性および経済性を著しく高めることができる。

本発明者らは前記課題を解決するために、鋼管原板の製造方法、特に制御圧延後の加速冷却とその後の再加熱という製造プロセスについて鋭意検討した結果、以下の（ａ）〜（ｄ）の知見を得た。

（ａ）、加速冷却過程でベイナイト変態途中すなわち未変態オーステナイトが存在する温度領域で冷却を停止し、その後ベイナイト変態終了温度（以下Ｂｆ点と記載する。）以上から再加熱を行うことにより、鋼板の金属組織が、フェライト、ベイナイトの混合相中に硬質相である島状マルテンサイト（以下ＭＡと記載する。）が均一に生成した３相組織となり、低降伏比化が可能である。また、このＭＡはコーティング時に３００℃以下に加熱されても安定である。ＭＡは、たとえば３％ナイタール溶液(nitral:硝酸アルコール溶液)でエッチング後、電解エッチングして観察すると、容易に識別可能である。図２は走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で鋼管のミクロ組織を観察した場合の写真であるが、ＭＡは白く浮き立った部分として観測され、フェライト、ベイナイトの混合組織にＭＡが均一に生成している様子が確認できる。また、このＭＡはコーティング時の加熱後も安定である。

（ｂ）、再加熱時の未変態オーステナイトからのフェライト変態時に、Ｍｏ、Ｔｉと、場合によっては更にＮｂおよび／またはＶとを含む複合析出物が析出する。また、加速冷却時に変態したベイナイトはＣを過飽和に固溶しており、再加熱後の空冷時にベイナイト中からも前述の微細析出物が析出する。微細析出物の析出により、歪み時効の原因となる固溶ＣやＮが減少するため、鋼管成形、コーティング処理後の歪み時効による降伏応力上昇を抑制することが可能である。

（ｃ）、上記の複合析出物は非常に微細であるため、加速冷却時のベイナイト変態による強化に加え、微細析出物による析出強化が得られるため、合金元素が少ない低成分系の鋼においても高強度化が可能になる。

（ｄ）、上記（ａ）、（ｂ）および（ｃ）の効果は、Ｍｎ等の焼入性向上元素を添加しＭＡの生成を促進すると共に、Ｍｏ、Ｔｉ等の炭化物形成元素を添加した鋼を用いることで得られる。

本発明は上記の知見により得られたもので、圧延後の加速冷却によって生成したベイナイト相と、その後の再加熱によって生じるＴｉ、Ｍｏを基本として含有する析出物が分散析出したフェライト相、ベイナイト相と、硬質相であるＭＡが均一に生成した３相組織を有する耐歪み時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管に関するものである。

以下、本発明の高強度鋼管について詳しく説明する。まず、本発明の高強度鋼管の組織について説明する。

本発明では、フェライト、ベイナイトに硬質相であるＭＡが均一に生成した組織とし、且つフェライト相中に微細析出物を析出させ歪み時効の原因となる固溶Ｃ、Ｎを減少させることで、コーティング処理後の鋼管において低降伏比を達成している。本発明における、ＭＡ生成のメカニズムは以下の通りである。スラブを加熱後、オーステナイト領域で圧延を終了し、その後Ａｒ３変態温度以上で加速冷却を開始する。加速冷却をベイナイト変態途中すなわち未変態オーステナイトが存在する温度域で終了し、その後ベイナイト変態終了温度（Ｂｆ点）以上で再加熱を行い、その後冷却するという製造プロセスである。その組織の変化は次の通りである。加速冷却終了時のミクロ組織はベイナイトと未変態オーステナイトであり、Ｂｆ点以上で再加熱を行うことで未変態オーステナイトからのフェライト変態が生じるが、フェライトはＣ固溶量が少ないためＣが未変態オーステナイトへ排出される。そのため、再加熱時のフェライト変態の進行に伴い、未変態オーステナイト中のＣ量が増加する。このとき、焼き入れ性を高め、オーステナイト安定化元素である、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ等が一定以上含有されていると、再加熱終了時でもＣが濃縮した未変態オーステナイトが残存し、再加熱後の冷却でＭＡへと変態し、最終的にベイナイト、フェライト、ＭＡの３相組織となる。本発明では、加速冷却後、未変態オーステナイトが存在する温度域から再加熱を行うことが重要であり、再加熱開始温度がＢｆ点以下となるとベイナイト変態が完了し未変態オーステナイトが存在しなくなるため、再加熱開始はＢｆ点以上とする必要がある。また、再加熱後の冷却については、ＭＡの変態や後述する微細炭化物の粗大化に影響を与えないため特に規定しないが、基本的に空冷とすることが好ましい。本発明では、ベイナイト変態途中で加速冷却を停止し、その後連続的に再加熱を行うことで、製造効率を低下させることなく硬質相であるＭＡを生成させることができ、硬質相を含んだ複合組織である３相組織とすることで低降伏比が達成できる。３相組織中のＭＡの割合は、ＭＡの面積分率（圧延方向や板幅方向等の鋼板の任意の断面におけるＭＡの面積の割合）で、３〜２０％とすることが望ましい。ＭＡの面積分率が３％未満では低降伏比化を達成するには不十分な場合があり、また２０％を超えると母材靱性を劣化させる場合がある。また、低降伏比化および母材靭性の観点から、ＭＡの面積分率は５〜１５％とすることが特に望ましい。なお、ＭＡの面積分率は、例えばＳＥＭ観察により得られたミクロ組織を画像処理することによってＭＡの占める面積率を求めることで得ることができる。また、ＭＡが粗大であると破壊の起点となり母材靭性を劣化させるため、ＭＡの平均粒径は、１０μｍ以下であることが望ましい。なお、ＭＡの平均粒径は、ＳＥＭ観察により得られたミクロ組織を画像処理し、個々のＭＡと同じ面積の円の直径を個々のＭＡについて求め、それらの直径の平均値として求めることができる。

また、鋼管成形、コーティング処理後の歪み時効による降伏応力上昇を抑制し、且つ高強度化を達成するために、加速冷却時のベイナイト変態による変態強化と、加速冷却後に再加熱してフェライト中に析出する微細複合炭化物の析出による析出強化を複合して活用することにより、合金元素を多量に添加することなく高強度化を達成する。フェライトは延性に富んでおり、一般的には軟質であるが、本発明では以下に述べる微細な複合炭化物の析出により高強度化する。合金元素を多量に添加しない場合には、加速冷却で得られるベイナイト単相組織だけでは強度不足であるが、析出強化されたフェライトにより十分な強度を有するものとなる。析出強化を活用した鋼板では一般的に高降伏比となるが、本発明ではフェライトやベイナイトのような他相と硬度差の大きなＭＡを均一に生成させることにより低降伏化を実現している。さらに、歪み時効の原因である固溶Ｃ、Ｎが微細析出物として固定されるため、鋼管成形、コーティング時の加熱後の歪み時効を抑制することが可能である。

なお、金属組織が、実質的にフェライトとベイナイトと島状マルテンサイトとの３相組織からなるとは、本発明の作用効果を無くさない限り、フェライト、ベイナイトおよびＭＡ以外の組織を含有するものが、本発明の範囲に含まれることを意味する。

フェライトとベイナイトとＭＡとの３相組織に、パーライトなどの異なる金属組織が１種または２種以上混在する場合は、強度が低下するため、フェライト、ベイナイトおよびＭＡ以外の組織の面積分率は少ない程良い。しかし、フェライト、ベイナイトおよびＭＡ以外の組織の面積分率が低い場合は影響が無視できるため、トータルの面積分率で３％未満の他の金属組織を、すなわちパーライトやセメンタイト等を１種または２種以上含有してもよい。また、強度確保の観点からフェライトの面積分率を５％以上に、母材の靭性確保の観点からベイナイトの面積分率を１０％以上にする事が望ましい。

次に、上記のフェライト相内に析出する微細な析出物について説明する。

本発明の鋼管では、フェライト相、ベイナイト相中のＭｏとＴｉとを基本として含有する析出物を、析出強化と耐歪み時効特性向上に活用している。Ｍｏ及びＴｉは鋼中で炭化物を形成する元素であり、ＭｏＣ、ＴｉＣの析出により鋼を強化することは従来行われているが、本発明ではＭｏとＴｉを複合添加して、ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合炭化物を鋼中に微細に分散析出させることにより、ＭｏＣまたはＴｉＣの析出強化の場合に比べて、より大きな強度向上効果が得られることが特徴である。この従来にない大きな強度向上効果は、ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合炭化物が安定でかつ成長速度が遅いので、粒径が１０nm未満の極めて微細な析出物が得られることによるものである。この複合炭化物の微細析出物の個数率はＴｉＮを除いた全析出物の９５％以上であることが好ましい。なお、この微細な複合炭化物の析出物の平均粒径は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で撮影した写真を画像処理し、個々の析出物と同じ面積の円の直径を個々の複合炭化物について求め、それらの直径の平均値として求めることができる。

ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合炭化物は、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｃのみで構成される場合は、ＭｏとＴｉの合計とＣとが原子比で１：１の付近で化合しているものであり、高強度化に非常に効果がある。本発明では、Ｎｂおよび／またはＶを複合添加することにより、析出物がＭｏ、ＴｉとＮｂおよび／またはＶを含んだ複合炭化物となり、同様の析出強化が得られることを見出した。

フェライト相中の析出物は、再加熱時の未変態オーステナイトからのフェライト変態界面において析出し、ベイナイト相中の析出物は再加熱後の空冷時に析出する。

本発明の鋼管は以上のように、析出物が微細析出したフェライト、ベイナイト相と、ＭＡとの３相からなる複合組織を有するが、このような組織は以下のような組成の鋼を用いて、以下のような方法で製造することにより得ることができる。

まず、本発明の高強度鋼管の化学成分について説明する。以下の説明において％で示す単位は全て質量％である。

Ｃ：０.０３〜０.１％とする。Ｃは炭化物として析出強化に寄与し、且つＭＡ生成に重要な元素であるが、０.０３％未満ではＭＡの生成に不十分であり、また十分な強度が確保できない。０.１％を超える添加はＨＡＺ靭性を劣化させるだけでなく、耐歪み時効特性が低下するため、Ｃ含有量を０.０３〜０.１％に規定する。さらに好適には、０．０３〜０．０８％である。

Ｓｉ：０.０１〜０.５％とする。Ｓｉは脱酸のため添加するが、０.０１％未満では脱酸効果が十分でなく、０.５％を超えると靭性や溶接性を劣化させるばかりか、耐歪み時効特性を低下させるため、Ｓｉ含有量を０.０１〜０.５％に規定する。さらに好適には、０．０１〜０．３％である。

Ｍｎ：１．２〜２.５％とする。Ｍｎは強度、靭性向上、更に焼き入れ性を向上しＭＡ生成を促すために添加するが、１．２％未満ではその効果が十分でなく、２.５％を超えると靱性ならびに溶接性が劣化するため、Ｍｎ含有量を１．２〜２.５％に規定する。Ｃｕ、Ｎｉ等を複合添加しない場合は、成分や製造条件の変動によらず、安定してＭＡを生成するために、１．５％以上添加することが望ましい。

Ｍｏ：０.０５〜０.４％とする。Ｍｏは本発明において重要な元素であり、０.０５％以上含有させることで、熱間圧延後冷却時のパーライト変態を抑制しつつ、Ｔｉとの微細な複合炭化物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、Ｍｏは微細炭化物を形成する元素の一つでありＣを消費するため、０.４％を超えるとＭＡ生成に必要な余剰Ｃが不足することから、Ｍｏ含有量を０.０５〜０.４％に規定する。さらに、溶接熱影響部靭性の観点からＭｏ含有量を０．１〜０．３％とすることが好ましい。

Ｔｉ：０.００５〜０.０４％とする。ＴｉはＭｏと同様に本発明において重要な元素である。０.００５％以上添加することで、Ｍｏとの複合炭化物やＴｉＮを形成し、強度上昇や耐歪み時効特性に大きく寄与する。しかし、０.０４％を超える添加は溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｔｉ含有量は０.００５〜０.０４％に規定する。さらに、Ｔｉ含有量を０．０２％未満にすると、より優れた靭性を示す。このため、Ｎｂおよび／またはＶを添加して強度が確保出来る場合は、Ｔｉ含有量を０．００５％以上、０．０２％未満とすることが好ましい。

本発明の高強度鋼管は上記の成分の鋼を用いることで、ＴｉとＭｏを含有する複合炭化物の微細析出物が得られるが、析出強化を最大限に利用し且つＭＡを生成させるためには、炭化物を形成する元素の含有量の割合を以下のように制限することが必要である。すなわち、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量との比である、Ｃ／(Ｍｏ＋Ｔｉ)を１．２〜３とする。本発明による高強度化はＴｉ、Ｍｏを含む析出物によるものである。この複合炭化物による析出強化を有効に利用するためには、Ｃ量と炭化物形成元素であるＭｏ、Ｔｉ量の関係が重要であり、これらの元素を適正なバランスのもとで添加することによって、熱的に安定かつ非常に微細な複合炭化物の析出物を得ることが出来る。また、低降伏比化を達成するためには、複合炭化物で消費されるＣより過剰にＣを添加する必要がある。このとき原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量との比である、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ）の値が１．２未満の場合、Ｃが全て微細複合炭化物の析出物に消費され、ＭＡが生成しないため低降伏比化が達成できない。また、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量との比であるＣ／（Ｍｏ＋Ｔｉ）の値が３を超える場合はＣが過剰であり、耐歪み時効特性が低下し、また溶接熱影響部に島状マルテンサイトなどの硬化組織が形成され溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ）の値を１．２〜３とする。なお、質量％の含有量を用いる場合には、各元素記号を質量％での各元素の含有量として(Ｃ／１２．０１)／(Ｍｏ／９５．９+Ｔｉ／４７．９)の値を１．２〜３とする。さらに好適には、１．４〜３である。

Ａｌ：０.０８％以下とする。Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０.０８％を超えると鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するため、Ａｌ含有量は０.０８％以下に規定する。好ましくは、０．０１〜０．０８％とする。

Ｎｂおよび／またはＶは、Ｔｉ及びＭｏとともに微細複合炭化物を形成するので、本発明の鋼管は、Ｎｂおよび／またはＶを含有してもよい。

Ｎｂ：０.００５〜０.０７％とする。Ｎｂは組織の微細粒化により靭性を向上させるが、Ｔｉ及びＭｏと共に複合炭化物を形成し、強度上昇、耐歪み時効特性に寄与する。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.０７％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｎｂ含有量は０.００５〜０.０７％に規定する。

Ｖ：０.００５〜０.１％とする。ＶもＮｂと同様にＴｉ及びＭｏと共に複合炭化物を形成し、強度上昇、耐歪み時効特性に寄与する。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.１％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｖ含有量は０.００５〜０.１％に規定する。

Ｎｂおよび／またはＶを含有する場合には、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量の比である、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）は１．２〜３とする。本発明による高強度化はＴｉ、Ｍｏを含む複合炭化物によるが、Ｎｂおよび／またはＶを含有する場合はそれらを含んだ複合析出物（主に炭化物）となる。このとき各元素の原子％の含有量で表される、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値が１．２未満の場合、Ｃが全て微細複合炭化物に消費され、ＭＡが生成しないため低降伏比化が達成できない。また、３を超える場合はＣが過剰であり、耐歪み時効特性が低下し、また溶接熱影響部に島状マルテンサイトなどの硬化組織が形成し溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値を１．２〜３とする。なお、質量％の含有量を用いる場合には、各元素記号を質量％での各元素の含有量として(Ｃ／１２．０１)／(Ｍｏ／９５．９+Ｔｉ／４７．９＋Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４)の値を１．２〜３とする。さらに好適には、１．４〜３である。

本発明では、鋼管の強度靱性をさらに改善し、且つ焼き入れ性を向上させＭＡの生成を促す目的で、以下に示すＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃａの１種又は２種以上を含有してもよい。

Ｃｕ：０.５％以下とする。Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、多く添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合は０.５％を上限とする。

Ｎｉ：０.５％以下とする。Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、多く添加するとコスト的に不利になり、また、溶接熱影響部靱性が劣化するため、添加する場合は０.５％を上限とする。

Ｃｒ：０.５％以下とする。ＣｒはＭｎと同様に低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素である。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、多く添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合は０.５％を上限とする。

Ｂ：０.００５％以下とする。Ｂは強度上昇、ＨＡＺ靭性改善に寄与する元素である。その効果を得るためには、０．０００５％以上添加することが好ましいが、０.００５％を超えて添加すると溶接性を劣化させるため、添加する場合は０.００５％以下とする。

Ｃａ：０．０００５〜０．００３％とする。Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御して靭性を改善する。０．０００５％以上でその効果が現れ、０．００３％を超えると効果が飽和し、逆に清浄度を低下させて靭性を劣化させるため、添加する場合には０．０００５〜０．００３％とする。

Ｎ：好ましくは０．００７％以下とする。Ｎは不可避的不純物として扱うが、０．００７％を越えると、溶接熱影響部靭性が劣化するため、好ましくは０．００７％以下とする。

さらに、Ｔｉ量とＮ量の比であるＴｉ／Ｎを最適化することで、ＴｉＮ粒子により溶接熱影響部のオーステナイト粗大化を抑制することでき、良好な溶接熱影響部靭性を得ることが出来るため、好ましくはＴｉ／Ｎを２〜８、さらに好ましくは２〜５とする。

上記以外の残部は実質的にＦeからなり、不可避不純物をはじめ、本発明の作用効果を害さない元素を微量に添加することができる。例えば、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｗ、Ｚｒをそれぞれ、０．０２％以下添加しても良い。

次に、本発明の高強度鋼管原板の製造方法について説明する。

本発明の高強度鋼管原板は上記の成分組成を有する鋼を用い、加熱温度：１０００〜１３００℃、圧延終了温度：Ａｒ３温度以上で熱間圧延を行い、その後５℃／s以上の冷却速度で４５０〜６５０℃まで加速冷却を行い、その後Ｂｆ点以上の温度から０.５℃／s以上の昇温速度で５５０〜７５０℃の温度まで再加熱を行うことで、金属組織をフェライトとベイナイトとＭＡの３相組織とし、ＭｏとＴｉとを主体とする微細な複合炭化物をフェライト中に分散析出することができる。ここで、加熱温度、圧延終了温度、冷却終了温度および、再加熱温度等の温度は鋼板の平均温度とする。平均温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータを考慮して、計算により求めたものである。また、冷却速度は、熱間圧延終了後、冷却終了温度（４５０〜６５０℃）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。また、昇温速度は、冷却後、再加熱温度（５５０〜７５０℃）の温度までの再加熱に必要な温度差を再加熱するのに要した時間で割った平均昇温速度である。以下、各製造条件について詳しく説明する。

加熱温度：１０００〜１３００℃とする。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ならびに降伏比が得られず、１３００℃を超えると母材靭性が劣化するため、１０００〜１３００℃とする。

圧延終了温度：Ａｒ３温度以上とする。圧延終了温度がＡｒ３温度未満であると、その後のフェライト変態速度が低下するため、再加熱によるフェライト変態時に十分な微細析出物の分散析出が得られず、強度が低下する。また、再加熱時の未変態オーステナイトへのＣの濃縮が不十分となりＭＡが生成しないため、圧延終了温度をＡｒ３温度以上とする。

圧延終了後、直ちに５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する。冷却速度が５℃／ｓ未満では冷却時にパーライトを生成するため、ＭＡが生成せず、またベイナイトによる強化が得られないため、十分な強度が得られない。よって、圧延終了後の冷却速度を５℃／ｓ以上に規定する。また、冷却開始温度がＡｒ３温度以下となりフェライトが生成すると、再加熱時に微細析出物の分散析出が得られず強度不足を招き、且つＭＡの生成も起こらないため、冷却開始温度をＡｒ３温度以上とする。このときの冷却方法については製造プロセスによって任意の冷却設備を用いることが可能である。本発明では、加速冷却によりベイナイト変態領域まで過冷することにより、その後の再加熱時に温度保持することなくフェライト変態を完了させることが可能である。

冷却停止温度：４５０〜６５０℃とする。このプロセスは本発明において、重要な製造条件である。本発明では再加熱後に存在するＣの濃縮した未変態オーステナイトがその後の空冷時にＭＡへと変態する。すなわち、ベイナイト変態途中の未変態オーステナイトが存在する温度域で冷却を停止する必要がある。冷却停止温度が４５０℃未満では、ベイナイト変態が完了するため空冷時にＭＡが生成せず低降伏比化が達成できない。６５０℃を超えると冷却中にパーライトが析出するため微細炭化物の析出が不十分となり十分な強度が得られず、また、パーライトにＣが消費されＭＡが生成しないため、加速冷却停止温度を４５０〜６５０℃に規定する。ＭＡ生成の観点からは、好ましくは５００〜６５０℃であり、より好ましくは５３０〜６５０℃である。

加速冷却停止後直ちに０.５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７５０℃の温度まで再加熱を行う。このプロセスも本発明において重要な製造条件である。軟質相の強化や耐歪み時効特性向上に寄与する微細析出物は、再加熱時に析出する。さらに、再加熱時の未変態オーステナイトからフェライト変態と、それに伴う未変態オーステナイトへのＣの排出により、再加熱後の空冷時にＣが濃化した未変態オーステナイトがＭＡへと変態する。このような微細複合炭化物の析出物ならびにＭＡを得るためには、加速冷却後Ｂｆ点以上の温度から５５０〜７００℃の温度域まで再加熱する必要がある。昇温速度が０.５℃／ｓ未満では、目的の再加熱温度に達するまでに長時間を要するため製造効率が悪化し、またパーライト変態が生じるため、微細複合炭化物の分散析出やＭＡが得られず、十分な強度、低降伏比を得ることができない。再加熱温度が５５０℃未満では十分な析出駆動力が得られず微細複合炭化物の量が少ないため、耐歪み時効特性の低下や強度不足を招き、７５０℃を超えると析出物が粗大化し十分な強度が得られないため、再加熱の温度域を５５０〜７５０℃に規定する。本発明では、加速冷却後、未変態オーステナイトが存在する温度域から再加熱を行うことが重要であり、再加熱開始温度がＢｆ点以下となるとベイナイト変態が完了し未変態オーステナイトが存在しなくなるため、再加熱開始はＢｆ点以上とする必要がある。確実にフェライト変態させるためには、再加熱開始温度より５０℃以上昇温することが望ましい。再加熱温度において、特に温度保持時間を設定する必要はない。本発明の製造方法を用いれば再加熱後直ちに冷却しても、十分な微細複合炭化物が得られるため高い強度が得られる。しかし、十分な微細複合炭化物を確保するために、３０分以内の温度保持を行うことができる。３０分を超えて温度保持を行うと、複合炭化物の粗大化を生じ強度が低下する場合がある。また、再加熱後の冷却過程において冷却速度によらず微細複合炭化物は粗大化しないため、再加熱後の冷却速度は基本的には空冷とすることが好ましい。

加速冷却後の再加熱を行うための設備として、加速冷却を行うための冷却設備の下流側に加熱装置を設置することができる。加熱装置としては、鋼板の急速加熱が可能であるガス燃焼炉や誘導加熱装置を用いる事が好ましい。

本発明の製造方法を実施するための設備の一例を図１に示す。図１に示すように、圧延ライン１には上流から下流側に向かって熱間圧延機３、加速冷却装置４、誘導加熱装置５、ホットレベラー６が配置されている。誘導加熱装置５あるいは他の熱処理装置を、圧延設備である熱間圧延機３およびそれに引き続く冷却設備である加速冷却装置４と同一ライン上に設置する事によって、圧延、冷却終了後迅速に再加熱処理が行えるので、圧延冷却後の鋼板温度を過度に低下させることなく加熱することができる。

さらに、溶接鋼管の製造方法について説明する。

本発明の溶接鋼管は、上述の製造条件で製造された鋼板を冷間にて管状に成形し、突き合わせ部を溶接して鋼管とする。管状への成形方法については特に規定しない。成形した鋼管のコーティング処理は、鋼管の温度が３００℃以下の範囲で行うことが好ましい。コーティング時の鋼管の加熱温度が３００℃を超えると、耐歪み特性の低下やＭＡ分解による応力比の増加を招く場合がある。

図２に上記の製造方法を用いて製造した本発明鋼管（０．０５ｍａｓｓ％Ｃ−１．５ｍａｓｓ％Ｍｎ−０．２ｍａｓｓ％Ｍｏ−０．０１ｍａｓｓ％Ｔｉ）を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した写真を示す。図２によれば、フェライト（Ｆ）、ベイナイト（Ｂ）の混合組織に島状マルテンサイト（ＭＡ）が均一に生成している様子が確認できる。

表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｉ）を連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて板厚１８、２６ｍｍの鋼板を製造し、外径２４、４８インチの溶接鋼管（Ｎｏ.１〜１６）を製造した。

加熱したスラブを熱間圧延により圧延した後、直ちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却を行い、誘導加熱炉またはガス燃焼炉を用いて再加熱を行い鋼板を作製し、該鋼板を用いＵＯＥプロセスにて溶接鋼管を製造し、その後鋼管外面にコーティング処理を施した。誘導加熱炉は加速冷却設備と同一ライン上に設置した。各鋼管（Ｎｏ.１〜１６）の製造条件を表２に示す。なお、加熱温度、圧延終了温度、冷却停止（終了）温度および、再加熱温度等の温度は鋼板の平均温度とした。平均温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータ、計算により求めた。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。また、再加熱速度（昇温速度）は、冷却後、再加熱温度までの再加熱に必要な温度差を再加熱するのに要した時間で割った平均昇温速度である。

以上のようにして製造した鋼管の引張特性を測定した。測定結果を表２に併せて示す。引張特性は、圧延垂直方向の全厚引張試験片を２本採取し、コーティング前後で引張試験を行い、引張強度および降伏比を測定し、その平均値で評価した。引張強度５８０ＭＰａ以上を本発明に必要な強度とし、降伏比８５％以下を本発明に必要な降伏比とした。

母材靭性については、圧延垂直方向のフルサイズシャルピーＶノッチ試験片を３本採取し、シャルピー試験を行い、−１０℃での吸収エネルギーを測定し、その平均値を求めた。−１０℃での吸収エネルギーが２００Ｊ以上のものを良好とした。

溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性については、図３に示すように試験片を採取してシャルピー試験を行った。図３は鋼管のシーム溶接部の断面の概略図であるが、ノッチ９の部分が長さの比で、溶接金属：ＨＡＺ＝１：１になるように、シーム溶接部の板厚中央部より、フルサイズシャルピーＶノッチ試験片１０を３本採取して−１０℃でのシャルピー吸収エネルギーを測定し、その平均値を求めた。−１０℃での吸収エネルギーが１００Ｊ以上のものを良好とした。

表２において、本発明例であるＮｏ.１〜９はいずれも、化学成分および製造方法が本発明の範囲内であり、引張強度５８０ＭＰａ以上の高強度で、コーティング処理前の降伏比が８０％以下で、コーティング処理後も降伏比８５％以下の低降伏比であり、耐歪時効特性に優れ、母材ならびに溶接熱影響部の靭性は１００Ｊ以上で良好であった。また、鋼管の組織はフェライト、ベイナイト、島状マルテンサイトの３相組織であり、島状マルテンサイトの面積分率は３〜２０％の範囲内であった。なお、島状マルテンサイトの面積分率は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察したミクロ組織から画像処理により求めた。また、透過型電子顕微鏡観察、エネルギー分散型Ｘ線分光法による分析の結果、フェライト相中にＴｉとＭｏ、一部の鋼管についてはさらにＮｂおよび／またはＶを含む粒径１０ｎｍ未満の微細な複合炭化物の分散析出が観察された。

Ｎｏ.１０〜１２は、化学成分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、強度、降伏比が不十分であった。Ｎｏ.１３〜１６は化学成分が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、ＨＡＺ靭性が劣っていた。

本発明の製造方法を実施するための製造ラインの一例を示す概略図。本発明の鋼管を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した写真。試験片の採取位置を示す、鋼管のシーム溶接部の断面の概略図。

符号の説明

１圧延ライン
２鋼板
３熱間圧延機
４加速冷却装置
５誘導加熱装置
６ホットレベラー
７鋼板
８溶接金属
９ノッチ
１０試験片
１１ＨＡＺ
Ｆフェライト
Ｂベイナイト
ＭＡ島状マルテンサイト

Claims

質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：１．２〜２．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ａｌ：０．０８％以下を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量との比であるＣ／(Ｍｏ＋Ｔｉ)が１．２〜３であり、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトと島状マルテンサイトとの３相組織であり、島状マルテンサイトの面積分率が３〜２０％であることを特徴とする、耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靭性鋼管。
さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％および／またはＶ：０．００５〜０．１％を含有し、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量との比であるＣ／(Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ)が１．２〜３であることを特徴とする請求項１に記載の耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靭性鋼管。
さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｂ：０．００５％以下の中から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靭性鋼管。
請求項１ないし請求項３のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、Ａｒ３温度以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で４５０〜６５０℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７５０℃まで再加熱を行い、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトと島状マルテンサイトとの３相組織であり、島状マルテンサイトの面積分率が３〜２０％である鋼板として、該鋼板を冷間にて管状に成形し、突き合わせ部を溶接して鋼管とすることを特徴とする、耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靭性鋼管の製造方法。