JP4824143B2 - 高強度鋼管、高強度鋼管用鋼板、及び、それらの製造方法 - Google Patents

高強度鋼管、高強度鋼管用鋼板、及び、それらの製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、特に、原油や天然ガスなどの輸送用ラインパイプに好適な、高強度用鋼管、及び、その素材である高強度鋼管用鋼板、並びに、それらの製造方法に関する。
近年、原油や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。特に、パイプラインの敷設コスト、操業コストを低減するため、より小さな径の鋼管を用い、より高い圧力で操業することが求められる。これを実現する手段として、より高強度のラインパイプを使用することが望まれている。
従来、図２Ａに示すように、ラインパイプの強度を測定するための試験片は、鋼管１の表面から試験片２の長手方向が鋼管１の周方向と一致するように採取されていた。この採取された試験片２は、円弧状であるため、プレスなどにより扁平にした扁平試験片によって周方向の降伏応力が測定される。しかし、試験片を扁平にする際に圧縮歪が生じ、この圧縮歪によって試験片の降伏応力が低下する（バウシンガー効果）ため、試験片の正しい周方向の降伏応力を測定することができない。特に、Ｘ８０以上（降伏応力５５５ＭＰａ以上）では、この影響が大きい。したがって、最近では、図２Ｂに示すように、試験片は、鋼管１の断面から試験片の長手方向が鋼管１の周方向と一致するように採取されることが多い。この採取された試験片（丸棒試験片）３は、丸棒形状であるため、扁平にする必要がなく、正しい周方向の降伏応力を測定できる。
図３に示すように、Ｘ８０以上の高強度鋼管の周方向の降伏応力を測定すると、丸棒試験片の降伏応力は、扁平試験片の降伏応力よりも高い。そのため、丸棒試験片の降伏比が扁平試験片の降伏比よりも高くなり、ＩＳＯ３１８３に規定される降伏比を満足しないことがある。例えば、ＩＳＯ３１８３では、Ｘ８０の降伏比は、０．９３以下に規定されている。
また、鋼管は、素材である厚鋼板の冷間成型によって、製造されている。そのため、一般に、鋼管の降伏比は、厚鋼板の降伏比よりも高くなる。このような問題に対して、鋼管の製造の際にベイナイト主体の組織と降伏点伸びを有する厚鋼板を用いることによって、降伏比の増大を抑制する方法が提案されている（例えば、特許文献１参照）。
特開２００２−３６３６８６号公報
しかしながら、鋼管の製造の際にベイナイト主体の組織と降伏点伸びとを有する厚鋼板を用いることによって降伏比の増大を抑制する特許文献１に記載の方法では、冷間成型による降伏応力の増加量が引張応力の増加量に比べて大きいため、周方向の降伏応力Ｙと引張応力Ｔとの比である降伏比Ｙ／Ｔは、必然的に増加する。そのため、素材である厚鋼板がＩＳＯ３１８３で規定される降伏比を満足する場合であっても、鋼管がこの降伏比を満足しない場合がある。特に、Ｘ８０〜１００級の高強度鋼管では、ＩＳＯ３１８３で規定される降伏比を満足するように冷間成型及び拡管による降伏比の増加を考慮しなければならない点で問題がある。
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであって、特に、原油や天然ガスなどの輸送用ラインパイプに好適な、周方向の降伏比Ｙ／Ｔが低い、Ｘ８０〜１００級の高強度鋼管、その素材である鋼管用厚鋼板、及び、これらの製造方法の提供を目的とする。
また、本発明は、丸棒試験片を用いて測定した高強度鋼管の降伏比を確実に低下させることを目的とし、特に、素材である鋼管用厚鋼板の降伏比（鋼板降伏比）よりも、冷間成型された高強度鋼管の降伏比（鋼管降伏比）を低下させる、高強度鋼管の製造方法の提供も目的とする。
本発明は、上述の問題を解決して係る目的を達成するために以下の手段を採用した。
（１）鋼板を冷間で成型した後、シーム溶接して製造された鋼管であって、（ｉ）前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０６〜０．１０％、Ｍｎ：１．２０〜２．５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有し、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００８％以下に制限し、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｍｎ、％Ｃｕ、％Ｎｉ、％Ｃｒ、％Ｍｏ及び％ＶをそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量とした場合に、Ｐｃｍ＝％Ｃ＋％Ｓｉ／３０＋％Ｍｎ／２０＋％Ｃｕ／２０＋％Ｎｉ／６０＋％Ｃｒ／２０＋％Ｍｏ／１５＋％Ｖ／１０により算出される溶接割れ感受性組成Ｐｃｍが０．２０以下であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織がベイナイトとフェライトとからなり、前記フェライトの面積率が１０％超〜３０％であり、かつ、（ｉｉ）前記鋼板の板厚ｔと前記鋼管の外径Ｄとの比ｔ／Ｄが０．０３０以下であり、丸棒試験片を用いて測定した前記鋼管の周方向の降伏比が０．９０以下である高強度鋼管。
（２）上記（１）に記載の高強度鋼管では、質量％で、Ｎｉ：０．３０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．００６％以下の１種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）又は（２）に記載の高強度鋼管に用いられる高強度鋼板は、降伏点伸びが０．５％以上であってもよい。
（４）上記（３）に記載の高強度鋼板の製造方法では、鋼片をオーステナイト域に再加熱し、再結晶域で粗圧延を行い、その後、Ａｒ3点以上９００℃以下の未再結晶温度域で累積圧下率５０％以上の仕上圧延を行い、空冷して、Ａｒ3−５０℃〜Ａｒ3−５℃の範囲内の温度から、５〜５０℃／ｓの冷却速度で加速冷却を行い、４００℃以上で該加速冷却を停止する工程を採用してもよい。
（５）上記（１）又は（２）に記載の高強度鋼管の製造方法であって、前記鋼板を冷間で円筒状に成型し、シーム部をアーク溶接し、その後、０．５％〜１．５％未満の拡管率で拡管を行い、前記鋼板の板厚ｔと鋼管の外径Ｄとの比ｔ／Ｄを０．０３０以下にする。
本発明によれば、周方向の降伏比が低い高強度鋼管の提供が可能になる。また、素材である厚鋼板の降伏比よりも高強度鋼管の降伏比を低下させることができる。そのため、高強度鋼管を製造する際の冷間成型及び拡管による降伏比の増加を考慮する必要がなく、産業上の貢献が極めて顕著である。
冷間成型前の鋼板の降伏比と、冷間成型及びシーム溶接して得た高強度鋼管の降伏比との関係を示す図である。 扁平試験片の採取方法を示す図である。 丸棒試験片の採取方法を示す図である。 扁平試験片の降伏応力と丸棒試験片の降伏応力との関係を示す図である。 本発明の鋼管用厚鋼板のＳＳ曲線と鋼管のＳＳ曲線とを示す図である。 従来の鋼管用厚鋼板のＳＳ曲線と鋼管のＳＳ曲線とを示す図である。
以下に添付図面を参照しながら、本発明の好適な実施形態について詳細に説明する。以下の説明に用いる各図面では、各部材及び要素を認識可能な大きさとするために、各部材及び要素を適宜変更している。
本発明者らは、種々のＸ８０（降伏応力５５５ＭＰａ以上）〜Ｘ１００（降伏応力６９０ＭＰａ以上）級の強度を有する厚鋼板を試作した。得られた厚鋼板から、圧延方向に対して垂直な方向（幅方向）を長手方向とする板状試験片を採取し、引張試験を行った。更に、これらの厚鋼板を冷間で成型し、シーム溶接して鋼管を製造した。得られた鋼管から、図２Ｂに示すように周方向を長手方向とする丸棒試験片を採取し、引張試験を行った。引張り試験は、ＩＳＯ３１８３に準拠して行った。このように鋼管から丸棒試験片を切り出すことによって、試験片を扁平にする必要がない。そのため、バウシンガー効果による降伏応力の低下を防止でき、鋼管の周方向の降伏応力を正確に測定できる。
また、ＩＳＯ３１８３の条件を満たす鋼管としては、製品の品質管理の観点から、丸棒試験片を用いて測定した鋼管の周方向の降伏比が０．９０以下である必要がある。
まず、鋼管の素材である厚鋼板の応力−歪曲線（ＳＳ曲線）と、厚鋼板の降伏比（鋼板降伏比）と、鋼管の降伏比（鋼管降伏比）との関係について詳細に調査した。
図４Ａに示すように、厚鋼板が０．５％以上の降伏点伸びを有する場合には、鋼管の降伏応力は、鋼板の降伏応力よりも低くなることが分かった。そのため、鋼管降伏比は、鋼板降伏比よりも低くなる。具体的には、鋼板降伏比が０．９０以上であっても、鋼管降伏比は、０．８０〜０．９０程度になる。
一方、図４Ｂに示すように、厚鋼板のＳＳ曲線が降伏点伸びを示さない加工硬化型（ラウンド型）の場合には、鋼管降伏応力は、必ず鋼板降伏応力よりも高くなる。そのため、鋼管降伏比は、鋼板降伏比よりも高くなる。具体的には、鋼板降伏比が０．９０未満であっても、鋼管降伏比は、最大で０．９８となる場合もあった。
鋼管降伏比と厚鋼板のＳＳ曲線との関係については、以下のように考えられる。
鋼管の内面は、曲げによる圧縮変形と、その後の拡管による引張変形とによる歪履歴を有する。そのため、圧縮変形によるバウシンガー効果によって、拡管前の鋼管の降伏応力は、低下する。特に、厚鋼板が降伏点伸びを有している場合には、バウシンガー効果による降伏応力の低下量がより顕著に現れる。その結果、拡管後の鋼管降伏比は、鋼板降伏比よりも低下すると推定される。
一方、厚鋼板のＳＳ曲線がラウンド型の場合には、バウシンガー効果による降伏応力の低下量が小さい。そのため、成型及び拡管による加工硬化に伴う降伏応力の増加量の影響の方が大きく現れる。その結果、鋼管降伏比が鋼板降伏比よりも増加すると考えられる。
しかし、厚鋼板の降伏点伸びが０．５％以上であっても、鋼管の母材の肉厚ｔと鋼管の外径Ｄとの比ｔ／Ｄが大きいと、鋼管の外面の引張変形に起因する加工硬化の影響が大きくなる。そのため、鋼管の形状によっては、バウシンガー効果による降伏比の低下を達成できない。
本発明者らは、詳細な検討を行い、ｔ／Ｄが０．０３０以下で、鋼板の降伏点伸びが０．５％以上あれば、バウシンガー効果により鋼管の降伏比が低下することを知見した。
図１は、試験結果の一例であり、横軸は、冷間成型前の鋼板の降伏比（鋼板降伏比）であり、縦軸は、冷間成型及びシーム溶接して得られた鋼管の降伏比（鋼管降伏比）である。図１の破線は、鋼板降伏比と鋼管降伏比とが等しいことを示す。したがって、図１の破線よりも下の試験結果は、鋼管降伏比が鋼板降伏比よりも低下している。
鋼管のｔ／Ｄは、０．０２０〜０．０３０とした。厚鋼板の降伏点伸びが０．５％以上である試験結果は、図中の “□”で示されている。
図１に示すように、素材である厚鋼板のＳＳ曲線がラウンド型の場合には、鋼管降伏比が鋼板降伏比よりも高くなる。一方、厚鋼板の降伏点伸びが０．５％以上である場合には、鋼管降伏比が鋼板降伏比より低くなる。さらに、鋼板の降伏比が０．９０以下を満たしているにもかかわらず、鋼管の降伏比が０．９０以上となるため、ＩＳＯ３１８３を満たさない可能性がある。
次に、降伏点伸びを有する厚鋼板の金属組織とこのような厚鋼板を得るための熱間圧延の条件とについて詳細に調査した。その結果、金属組織がベイナイト単相組織である場合、または、熱間圧延後の加速冷却の停止温度が４００℃以下である場合には、厚鋼板のＳＳ曲線は、ラウンド型になることが分かった。
一方、金属組織がベイナイトとフェライトからなり、加速冷却の停止温度が４００℃以上である場合に、厚鋼板は、降伏点伸びを有することが分かった。特に、フェライトの面積率が１０％超〜３０％である場合には、ベイナイト中に微細なフェライトが分散した組織となるため、高強度かつ低降伏比の鋼管が得られて好ましい。
以下、本発明について詳細に説明する。％は、質量％を意味する。
Ｃは、鋼の強度向上に極めて有効な元素である。そのため、目標とする鋼板の強度を得るために、Ｃを０．０４％以上添加する必要がある。また、鋼板の延性を高めるため、特に、一様伸びを増加させるためには、Ｃ量が０．０５％以上であることが好ましい。なお、Ｃ量は、実施例に基づいて、０．０６以上とする。一方、Ｃ量が多すぎる場合には、母材及び溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性と現地溶接性とを劣化させるため、Ｃ量は、０．１０％以下にする。
Ｓｉは、脱酸元素である。しかしながら、Ｓｉ量が多すぎる場合には、ＨＡＺ靱性と現地溶接性とを著しく劣化させるため、Ｓｉ量は、０．５０％以下にする。鋼の脱酸は、ＡｌやＴｉを用いても十分可能であるため、必ずしもＳｉを添加する必要はない。また、Ｓｉは強度の向上のために有効な元素であるため、０．０５％以上添加することが好ましい。
Ｍｎは、本発明の鋼板の母相のミクロ組織をベイナイト主体の組織とし、強度と靱性とのバランスを確保するために不可欠な元素である。そのため、Ｍｎ量は、１．２０％以上にする。しかし、Ｍｎ量が多すぎる場合には、分散したフェライトの生成が困難になるので、Ｍｎ量は、２．５０％以下にする。
Ｎｂは、鋼板を熱間圧延する際にオーステナイトの再結晶を抑制し、組織を微細化するために添加する。また、Ｎｂは、焼入れ性の増加にも寄与する。そのため、鋼を強靱化するために、Ｎｂを０．０１％以上添加する必要がある。一方、Ｎｂ量が多すぎる場合には、ＨＡＺ靱性と現地溶接性とに悪影響を与えるため、Ｎｂ量は、０．１０％以下とする。
Ｔｉは、鋼板（スラブ）の再加熱時または溶接時に、微細なＴｉＮの形成によってオーステナイト粒の粗大化を抑制するために添加される。ミクロ組織を微細化によって母材及びＨＡＺの靱性を向上させるためには、Ｔｉを０．００５％以上添加する必要がある。
しかし、Ｔｉ量が多すぎる場合には、ＴｉＮが粗大化したり、ＴｉＣによる析出硬化が生じたりする。そのため、鋼板の低温靱性が劣化するので、Ｔｉ量は、０．０３％以下に制限する。また、固溶ＮをＴｉＮとして固定するために、Ｔｉ量をＮ量の３．４倍以上添加することが好ましい。
Ａｌは、脱酸元素である。しかしながら、Ａｌ系非金属介在物の増加による靭性の低下を抑制するため、Ａｌ量は、０．１０％以下にする。鋼の脱酸は、ＴｉやＳｉを用いても十分可能であるため、必ずしもＡｌを添加する必要はない。また、Ａｌを０．００５％以下に低減すると、Ｔｉが酸化物を形成する。この酸化物がＨＡＺにおいて粒内フェライト生成核として作用するため、ＨＡＺの組織が微細化される。そのため、Ａｌ量を０．００５％以下にすることが好ましい。
Ｎは、不純物である。窒化物の生成による表面疵の発生及び靭性の劣化を抑制するため、Ｎ量は、０．００８％以下にする。ＴｉＮの形成により、母材及びＨＡＺを細粒化させるためには、Ｎ量を０．００１％以上にすることが好ましい。
Ｐ及びＳは、不純物である。Ｐ量の低減によって、連続鋳造スラブにおける中心偏析が軽減されるとともに、粒界破壊が防止されるため、鋼板の靱性が向上する。Ｓ量の低減によって、熱間圧延で延伸化するＭｎＳが減少するため、延性及び靱性を向上する。そのため、Ｐ量及びＳ量は、それぞれ０．０３％以下及び０．０１％以下にする。Ｐ量及びＳ量は、少ないほど望ましいが、特性とコストとのバランスで適宜決定すればよい。
鋼の組織を、ベイナイトとフェライトとからなる複相組織とするためには、下式（１）のＰｃｍ（溶接割れ感受性組成）を０．２３以下にすることが必要である。なお、Ｐｃｍは、実施例に基づいて、０．２０以下とする。
Ｐｃｍ＝％Ｃ＋％Ｓｉ／３０＋％Ｍｎ／２０＋％Ｃｕ／２０＋％Ｎｉ／６０＋％Ｃｒ／２０＋％Ｍｏ／１５＋％Ｖ／１０ ・・・（１）
ここで、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｍｎ、％Ｃｕ、％Ｎｉ、％Ｃｒ、％Ｍｏ、及び、％Ｖは、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの含有量（質量％）である。以下に説明する選択元素、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び／又は、Ｖを意図的に添加しない場合は、添加しない元素に対応する変数を０として計算する。
更に、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭ及びＭｇの１種以上を添加してもよい。これらの元素は、主に本発明の鋼の強度及び靱性の一層の向上や製造可能な鋼材サイズの拡大を図るために添加される。
Ｎｉは、強度を向上させる元素である。しかしながら、Ｎｉの添加量が多すぎる場合には、経済性だけでなく、ＨＡＺ靱性や現地溶接性を劣化させる。そのため、Ｎｉ量は、１．００％以下にする。また、Ｎｉの添加は、連続鋳造時及び熱間圧延時におけるＣｕ割れの防止に有効である。この場合、Ｎｉは、Ｃｕ量の１／３以上を添加することが好ましい。なお、Ｎｉ量は、実施例に基づいて、０．３０以下とする。
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。また、Ｎｂと共存した場合、制御圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制するため、組織の微細化にも効果がある。そのため、Ｍｏの添加は、高強度化には有効である。しかしながら、Ｍｏの添加量が多すぎる場合には、ＨＡＺ靱性及び現地溶接性が劣化し、分散したフェライト相が生成しない可能性がある。したがって、Ｍｏ量は、０．５０％以下にする。
Ｃｒ及びＣｕは、母材鋼板、及び、ＨＡＺの強度を増加させる元素である。しかし、これらの元素を過剰に添加した場合には、ＨＡＺ靱性や現地溶接性が劣化する可能性がある。そのため、Ｃｒ量及びＣｕ量は、いずれも１．００％以下にする。
Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の効果を有する。しかしながら、Ｖの添加による鋼板の組織の微細化及び強靱化の効果は、Ｎｂよりも小さい。Ｖを過剰に添加した場合には、ＨＡＺ靱性及び現地溶接性が劣化する。そのため、Ｖ量は、０．１０％以下にする。好ましくは、Ｖ量は、０．０８％以下である。一方、Ｖは、溶接部の軟化を抑制する元素である。そのため、Ｖ量は、０．０３％以上が好ましい。
Ｃａ及びＲＥＭは、硫化物、特に、ＭｎＳの形態を制御することによって、靱性を向上させる元素である。しかし、Ｃａ量が０．０１％を超えたり、ＲＥＭが０．０２％を超えたりした場合には、ＣａＯ−ＣａＳやＲＥＭ−ＣａＳが大型のクラスター、又は、介在物となるため、鋼の清浄度及び現地溶接性が悪化する可能性がある。
したがって、Ｃａ量は、０．０１％以下、ＲＥＭ量は、０．０２％以下にすることが好ましい。特に、高強度鋼管では、Ｓ量及びＯ量を、それぞれ、０．００１％及び０．００２％以下に低減し、かつ、下式（２）で示されるＥＳＳＰが、０．５以上１０．０以下を満たすことが好ましい。
ＥＳＳＰ＝（Ｃａ）〔１−１２４（Ｏ）〕／１．２５Ｓ ・・・（２）
Ｍｇは、分散した微細な酸化物を形成することによって、ＨＡＺの粒径の粗大化を抑制し、靭性の向上に寄与する元素である。一方、Ｍｇの添加量が過剰な場合には、粗大な酸化物が生成して、靭性を劣化させる可能性がある。そのため、Ｍｇ量は、０．００６％以下にするのが好ましい。
以上のような元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板及び鋼管が、本発明に用いる鋼の好ましい基本組成である。
本発明の鋼板及び鋼管の金属組織は、微細なフェライトが分散したベイナイト組織である。本発明の鋼の金属組織は、ベイナイトが最も面積率が高い相である複相組織であることが好ましい。さらに、鋼板の強度を向上させ、０．５％以上の降伏点伸びを確実に付与するために、フェライトの面積率が、１０％超〜３０％以下であることが好ましい。
このような金属組織を有する鋼板を得るために、粗圧延後、鋼板を未再結晶温度域で加工して、結晶粒を板厚方向に偏平し、圧延方向に延伸したオーステナイト粒とする。次いで、この鋼板を、フェライトが微細に生成する冷却速度で冷却し、その後、急冷することによって、残りの組織を低温変態させる。この低温変態によって生成した組織は、一般に、ベイナイト、ベイニティックフェライト等の名称で呼ばれている。しかしながら、本発明では、これらの低温変態した組織を総称して、ベイナイトと呼ぶ。
次に、本発明の高強度鋼管の素材である厚鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高強度鋼管用厚鋼板は、以下の方法で製造される。常法で鋼を溶解して成分組成を調整し、溶鋼を連続鋳造又は分塊によって鋼片を製造する。この鋼片を再加熱し、熱間圧延することによって高強度鋼管用厚鋼板が製造される。
再加熱温度は、鋼の組織がオーステナイト相になる温度（オーステナイト域）、即ち、加熱の場合には、Ａｃ３点以上の温度にする必要がある。
Ａｃ３点は、化学成分や加熱速度によって変化する。そのため、鋼片から採取した試料、又は、該試料とほぼ同一の成分組成を有する試料を用いて、予めＡｃ３点を測定しておけばよい。Ａｃ３点の測定には、実験室で熱間圧延の再加熱を模擬した熱処理を施しながら、変態膨張測定を行えばよい。
また、添加元素を十分に固溶させるためには、再加熱温度を１０５０℃以上にすることが好ましい。一方、再加熱温度が１２５０℃を超えると、結晶粒が粗大化することがあるため、上限を１２５０℃以下にすることが好ましい。
再加熱された鋼片を、まず、再結晶温度域で粗圧延する。再結晶温度域の下限温度は、概ね９００℃超であり、成分組成によって変化する。粗圧延の圧下率は、鋼片の板厚と製品の板厚とから適宜に決定すればよい。未再結晶域圧延の前に、粗圧延によって結晶粒径をできるだけ微細にするためには、圧延温度をより低くし、圧下率を大きくすることが好ましい。
粗圧延後、９００℃以下の未再結晶温度域で仕上圧延を行う。仕上圧延の累積圧下率は、５０％以上とした。この仕上圧延により、結晶粒が扁平かつ微細になり、強度及び靭性が向上する。
累積圧下率は、未再結晶域圧延前の鋼板の板厚と未再結晶域圧延終了後の鋼板の板厚の差を、未再結晶域圧延前の鋼板の板厚で除し、百分率で表した値である。ここで、仕上圧延の温度は、冷却時のオーステナイト温度域であるＡｒ３点以上とする。
仕上圧延の後、フェライトを生成させるために空冷してから、加速冷却を行う。空冷の停止温度、即ち、加速冷却の開始温度は、Ａｒ3−５０℃〜Ａｒ3−５℃の範囲内にする。鋼板をＡｒ3−５０℃未満まで空冷した場合には、フェライト量が多くなるため高強度が得られない。一方、Ａｒ3−５℃より高い温度から加速冷却を行った場合には、十分にフェライトが生成しない。
Ａｒ３点は、成分組成や空冷速度によって変化する。そのため、鋼片から採取した試料、又は、該試料とほぼ同一の成分を有する試料を用いて、予めＡｒ３点を測定しておけばよい。Ａｒ３点の測定には、実験室で熱間圧延と空冷とを模擬した加工熱処理を施しながら、変態膨張測定を行えばよい。
空冷後、Ａｒ3−５０℃〜Ａｒ3−５℃の温度から、鋼板の板厚中心部での平均冷却速度が５〜５０℃／ｓ程度の加速冷却を行うと、フェライトとベイナイトとの二相組織が得られる。冷却速度が５℃／ｓ未満の場合には、鋼板の板厚中心部にグラニュラーベイナイトが生じるため、強度及び靭性が低下する。一方、冷却速度を５０℃／ｓ超の場合には、マルテンサイトが生じるため、強度が高くなり、靭性が低下する。
鋼板の加速冷却の停止温度は、４００℃以上にする必要がある。加速冷却を４００℃未満まで行った場合には、鋼板の降伏点伸びが発生しない。この原因は、４００℃以上の温度で残留していたオーステナイトの一部がマルテンサイトに変態することによって、その周辺に歪が導入されるためと推定される。
４００℃以上で加速冷却を停止した場合には、オーステナイトは、ベイナイトまたは、フェライトとセメンタイトとに変態するため、鋼板の降伏点伸びが発生する。
鋼板を冷却する際の板厚中心部における冷却速度は、冷却前後の板厚中心部の温度差を冷却時間で除して求めればよい。冷却前後の板厚中心部の温度は、冷却前後の鋼板表面の温度を放射温度計等によって測定した後、熱伝導計算によって求められる。
また、予め、板厚、冷却条件、例えば、水冷条件を変化させて、鋼板の板厚中心部の温度の時間変化を熱電対によって測定しておけば、冷却条件による冷却速度の制御が可能である。
放射温度計の較正値及び熱伝導計算のパラメータを求めるために、実際の操業を模擬した種々の条件で冷却し、鋼板の表面及び板厚中心部の温度の時間変化を熱電対によって測定しておくことが好ましい。
以上の方法によって製造した鋼板を、冷間で管状に成型し、突き合わせ部をシーム溶接することによって、鋼管にする。成型方法として、一般的に鋼管の製造に使用されているＵＯＥ法を適用することができる。また、接合方法は、アーク溶接である。鋼管降伏比を鋼板降伏比よりも低くするためには、母材鋼板の板厚ｔと鋼管の外径Ｄとの比ｔ／Ｄを０．０３０以下にする必要がある。
また、鋼管の真円度を向上させるために、鋼管を拡管することが好ましい。しかし、拡管によって鋼管に加工歪みが導入された場合には、降伏比が上昇する。したがって、拡管率は、０．５〜１．５％未満にする。
表１に示す化学成分の鋼を溶製後、鋳造した。得られた鋼片を、表２に示す条件で熱間圧延後、冷却することによって、鋼板を製造した。どの製造条件においても、鋼板の仕上圧延をＡｒ3以上の温度で行い、仕上圧延の終了から加速冷却の開始まで鋼板を空冷した。得られた鋼板から、圧延方向に対して垂直な方向（幅方向）を長手方向とする全厚の矩形断面の試験片を採取し、引張試験を行った。また、光学顕微鏡によって金属組織を観察し、金属組織からフェライトの面積率を測定した。
Figure 0004824143
Figure 0004824143
表１に示したＡｒ3は、１℃／ｓの冷却速度で変態膨張測定を行うことによって得られたフェライト変態の開始温度である。変態膨張測定の試料は、鋼片から円柱状の試験片を採取し、その試験片を実験室で１１００℃に加熱した後、８１０℃で３０％圧縮加工することによって作製した。
更に、鋼板をＵＯＥプロセスにより冷間成型し、シーム部をアーク溶接することによって、ｔ／Ｄが０．０３未満の鋼管を製造した。さらに、表２に示すようにこの鋼管に対し、拡管率が０．８〜１．２となるように拡管を行った。得られた鋼管から、周方向を長手方向とする丸棒試験片を採取し、引張試験を行った。そのため、試験片は、プレスによる扁平化を行っていない。結果を、表３に示す。
Figure 0004824143
製造Ｎｏ．１〜９は、鋼板の化学成分及び鋼管の製造条件を本発明の範囲内とした実施例である。実施例では、金属組織がフェライトとベイナイトとからなり、鋼板の降伏比よりも鋼管の降伏比の方が低い。そのため、周方向の鋼管降伏比は、０．９０以下を満たす。さらに、製造Ｎｏ．３に示すように、鋼板が０．９０以下を満たさない場合であっても、鋼管降伏比が０．９０以下を満たすため、鋼板降伏比に対する柔軟性が高い。
一方、製造Ｎｏ．１０、１１及び１３の比較例では、加速冷却の開始温度が高く、フェライトが生成しなかった。また、製造Ｎｏ．１２の比較例では、加速冷却の停止温度が低く、マルテンサイトが生成するため、鋼板の降伏点伸びが発生しない。そのため、鋼板のＳＳ曲線がラウンド型となり、周方向の鋼管降伏比は、０．９０を満たさない。また、製造Ｎｏ．１３は、Ｃ量が少ないため、鋼管の引張強度も低い。さらに、従来の降伏強度の測定方法である扁平した試験片を用いた場合には、バウシンガー効果によって鋼管降伏比が低下するため、鋼管降伏比が０．９０を満たす。したがって、扁平した試験片が前提であった従来技術では、素材である厚鋼板の降伏比よりも鋼管の降伏比を低下させる目的を想定していない。さらに、従来技術では、正確に鋼管降伏比を求めていない可能性がある。
周方向の降伏比が低い高強度鋼管、及び、素材である厚鋼板の降伏比よりも鋼管の降伏比を低下させることが可能な高強度鋼管の製造方法を提供することができる。
１ 鋼管
２ 試験片
３ 試験片（丸棒試験片）

Claims (5)

  1. 鋼板を冷間で成型した後、シーム溶接して製造された鋼管であって、
    （ｉ）前記鋼板が、質量％で、
    Ｃ ：０．０６〜０．１０％、
    Ｍｎ：１．２０〜２．５０％、
    Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
    を含有し、
    Ｓｉ：０．５０％以下、
    Ｐ ：０．０３％以下、
    Ｓ ：０．０１％以下、
    Ａｌ：０．１０％以下、
    Ｎ ：０．００８％以下
    に制限し、
    ％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｍｎ、％Ｃｕ、％Ｎｉ、％Ｃｒ、％Ｍｏ及び％ＶをそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量とした場合に、
    Ｐｃｍ＝％Ｃ＋％Ｓｉ／３０＋％Ｍｎ／２０＋％Ｃｕ／２０＋％Ｎｉ／６０＋％Ｃｒ／２０＋％Ｍｏ／１５＋％Ｖ／１０
    により算出される溶接割れ感受性組成Ｐｃｍが０．２０以下であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織がベイナイトとフェライトとからなり、前記フェライトの面積率が１０％超〜３０％であり、かつ、
    （ｉｉ）前記鋼板の板厚ｔと前記鋼管の外径Ｄとの比ｔ／Ｄが０．０３０以下であり、丸棒試験片を用いて測定した前記鋼管の周方向の降伏比が０．９０以下である、
    ことを特徴とする高強度鋼管。
  2. 質量％で、
    Ｎｉ：０．３０％以下、
    Ｍｏ：０．５０％以下、
    Ｃｒ：１．００％以下、
    Ｃｕ：１．００％以下、
    Ｖ：０．１０％以下、
    Ｃａ：０．０１％以下、
    ＲＥＭ：０．０２％以下、
    Ｍｇ：０．００６％以下
    の１種以上を含有する
    ことを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼管。
  3. 請求項１又は２に記載の鋼管の製造に用いられ、
    降伏点伸びが０．５％以上である
    ことを特徴とする高強度鋼管用鋼板。
  4. 請求項３に記載の高強度鋼管用鋼板の製造方法であって、
    鋼片をオーステナイト域に再加熱し、再結晶域で粗圧延を行い、その後、Ａｒ3点以上９００℃以下の未再結晶温度域で累積圧下率５０％以上の仕上圧延を行い、空冷して、Ａｒ3−５０℃〜Ａｒ3−５℃の範囲内の温度から、５〜５０℃／ｓの冷却速度で加速冷却を行い、４００℃以上で該加速冷却を停止する
    ことを特徴とする高強度鋼管用鋼板の製造方法。
  5. 請求項１又は２に記載の高強度鋼管の製造方法であって、
    前記鋼板を冷間で円筒状に成型し、シーム部をアーク溶接し、その後、０．５％〜１．５％未満の拡管率で拡管を行い、前記鋼板の板厚ｔと鋼管の外径Ｄとの比ｔ／Ｄを０．０３０以下にする
    ことを特徴とする高強度鋼管の製造方法。
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