JP5640792B2 - 圧潰強度に優れた高靱性ｕｏｅ鋼管及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、石油や天然ガスの輸送に使用される高強度高靱性ラインパイプ用ＵＯＥ鋼管及びその製造方法に関し、特に圧潰強度に優れた高靱性ＵＯＥ鋼管及びその製造方法に関する。
高深海パイプラインなどの高い外圧環境化で使用されるラインパイプは、敷設時に外圧による高い圧縮応力が負荷され、圧潰する危険性がある。そのため、このような高深海パイプラインで使用されるラインパイプは、造管した状態で鋼管周方向の十分な圧縮降伏応力を有する必要がある。しかしながら、ＵＯＥ鋼管のように鋼板を冷間加工した後、拡管することで造管される鋼管の場合、最終工程である拡管工程で鋼管周方向は大きな引張負荷を受ける。したがって、それらの鋼管の周方向圧縮降伏応力は、引張負荷時に発生した背応力により鋼管の周方向引張降伏応力よりも大きく低下することが知られている。
よって、鋼管の周方向圧縮降伏応力を確保するためには、鋼板の設計強度を高く設定する必要があり、強度を強化元素で補う場合には、合金コストの増大や母材及び溶接熱影響部の靱性劣化が懸念される。また、深海への敷設の際には鋼管長手方向に大きな曲げひずみを受けるため、耐座屈性能確保のために溶接金属のオーバーマッチ化（鋼管母材の引張強度＜溶接金属の引張強度）が必須である。したがって、鋼管素材の過度な引張強度の上昇を防ぎながら鋼管周方向の高圧縮降伏応力を達成する溶接鋼管の開発が求められている。
このような要求に対し、特許文献１及び２では、造管時のＯプレス圧縮率と拡管率をパラメータに圧縮率／拡管率を最適な範囲まで低減することによって造管後における鋼管の周方向圧縮降伏応力の低下を抑制する方法が開示させている。
特許文献２では、Ｏプレス時のアプセット率（すなわち圧縮率）αと拡管時の拡管率βとの比をα／β≧０．３５とする技術が開示されている。また、特許文献２では拡管率を極めて大きくすることにより、造管時における鋼管の周方向圧縮降伏応力の低下を抑制する方法が開示されている。
特許文献３では、縮管と拡管の順序と程度を最適化することによって、外圧による鋼管の圧潰強度を向上させる方法が開示されている。特許文献４及至７では、造管後に熱処理又はコーティング加熱による低温ひずみ時効により造管工程で鋼管に付与された背応力を低減することにより、鋼管の圧縮降伏応力の低下を抑制する方法が開示されている。
また、特許文献８では、鋼管素材に特殊な熱処理を行うことによって、板厚方向全域で均一なミクロ組織を造りこむことにより背応力の発生を抑制し、造管後の周方向引張降伏応力と圧縮降伏応力の差を小さくする方法が開示されている。
しかしながら、特許文献１及び２で示されているような最適な圧縮率／拡管率に造管条件を設定するためには、Ｏプレス圧縮率を通常よりも極めて大きくする必要があり、新規設備導入や設備改修によるコスト増大が問題になる。さらに、圧潰が問題となる海底パイプライン用ラインパイプは、耐座屈性能確保の観点から厚肉で設計されることが多く、このことはＯプレスの圧縮率を増大させることの障害となる。
また、拡管率を低下させることにより圧縮率／拡管率を最適な範囲にすることもできるが、鋼管の真円度を低下させることとなり、このことも耐圧潰性能及び耐座屈性能の観点から厳しい真円度要求がなされる海底パイプライン用ラインパイプを製造する上においては限界がある。
また、特許文献２〜３記載のように、拡管率を極めて大きくすることや縮管と拡管とを行うことは、過度な加工硬化による表面硬さの上昇や、残留応力の増大による脆性き裂伝播停止性能の劣化が懸念される。
また、特許文献４〜７記載のように、造管後のコーティング加熱条件を最適化することにより低温ひずみ時効処理を行うことは、圧縮降伏応力の低下を抑制するという観点では大きな効果があるが、低温ひずみ時効により靱性の劣化が起こることや、コーティング加熱の条件は使用するコーティング材によって変わるため、必ずしも圧縮強度確保のために狙いとするコーティング加熱条件で適正なコーティングを行えるとは限らず、コーティング材の選択裕度が狭くなることが問題である。また、コーティング加熱のかわりに熱処理によって低温ひずみ時効処理を行う場合は、工程が増えることにより生産性を著しく損なうことになる。
また、特許文献８記載のように、鋼管素材の製造において加速冷却直後に急速加熱を行うことにより、生産性や造管条件及びコーティング条件の裕度を下げずに高い周方向圧縮降伏応力と真円度を両立させることができるが、鋼管素材全面を均一に急速に加熱することができる設備を導入する必要があり、新規設備導入によるコスト増大が問題になる。
上述したように、従来の技術では生産性の低下、造管及びコーティング条件の裕度の低下、真円度などの鋼管形状の低下を防ぎながら圧潰強度に優れた溶接鋼管を製造することは、困難であった。
そこで、本発明では、鋼板を特定な製造プロセスによって製造した鋼管素材を用いて、造管及びコーティング条件の裕度を低下させることなく、高い生産性で製造でき、優れた靱性を有する圧潰強度に優れた溶接鋼管及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、前記の課題を解決するために、鋼管の応力−ひずみ曲線の形状と圧縮強度の関係について検討を行い、そこから得られた成果をもとに鋼管素材のミクロ組織、鋼管素材の製造条件、鋼管の造管条件についても検討を加え、以下の知見を得た。
まず、鋼管の圧潰強度を支配する鋼管周方向の圧縮強度を確保するために必要な鋼管の応力−ひずみ曲線形状について検討を行った。その結果、鋼管の圧縮強度は、鋼管の周方向から切出した試験片で引張試験を行ったときに、降伏伸びが０．５％以上生成する場合に高い値が得られ、引張強度との差も小さくなることが分かった。これは、降伏伸びのひずみレベルでは鋼材のミクロ組織の軟質相が不均一に変形するため、変形が起こらなかった箇所については背応力の発生がなく、拡管による引張変形に対する巨視的なバウシンガー効果が小さくなったものと理解できる。
次に、本発明者らは、前記鋼管の降伏伸びを所望の長さ確保するために必要な鋼管素材の降伏伸び及び造管条件について検討を加えた結果、鋼管の降伏伸びは「（鋼管素材の降伏伸び）−（造管時に加わるひずみ）」によりほぼ決まることが分かり、上述のように鋼管の周方向の降伏伸びを０．５％以上とするためには、下記に示す式（１）を満足させればよいことを見出した。
ＥＬ≧５０ｔ／Ｄ＋ＥＯ＋ＥＥ＋０．５％ 式（１）
ここで、ＥL：鋼板（すなわち鋼管素材）の圧延垂直方向の降伏伸び （％）、 ｔ：管厚（ｍｍ）、Ｄ：鋼管外径（ｍｍ）、ＥＯ： Ｏプレス圧縮率 （％）、 ＥＥ： 拡管率 （％）である。
ここで、ＥL：鋼板（すなわち鋼管素材）の圧延垂直方向の降伏伸び （％）、 ｔ：管厚（ｍｍ）、Ｄ：鋼管外径（ｍｍ）、ＥＯ： Ｏプレス圧縮率 （％）、 ＥＥ： 拡管率 （％）である。
なお、式（１）は、鋼管の管厚方向の５０％以上の位置で０．５％以上の降伏伸びが残存するひずみ量の条件を示している。
さらに、鋼管素材の降伏伸びを所望の長さ得ることについて検討を加えた結果、鋼管素材のミクロ組織のフェライト粒径を細かくするほど降伏伸びが大きくなることが分かった。
しかしながら、フェライト相のみでは所望の強度を得ることが困難であるため、強度確保のためにベイナイト相の導入が必要であった。ベイナイト相を導入することで降伏伸びが小さくなるが、フェライト粒径を２０μｍ以下、フェライトとベイナイトとの硬さの差をビッカース硬さで１４０以下とすることで、ベイナイト相導入による強度確保効果を得ながら、所望の降伏伸びを得られることが分かった。
本発明は、以上に得られた知見にさらに検討を加えたもので、すなわち、
（１） 質量％で、
Ｃ： ０．０２５〜０．０６０％、
Ｓｉ： ０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ： １．００〜１．８０％、
Ａｌ： ０．０８％以下、
Ｎｂ： ０．００５〜０．０６０％、
Ｔｉ： ０．００５〜０．０４０％、
Ｎ： ０．００１０〜０．０１００％、
を含有し、さらに、
Ｃｕ： ０．１０〜０．８０％、
Ｎｉ： ０．１０〜１．５０％、
Ｃｒ： ０．０５〜０．４０％、
Ｍｏ： ０．０５〜０．４０％、
Ｖ： ０．００５〜０．０８０％、
の中から選ばれる１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、金属組織のフェライト相とベイナイト相の合計が体積分率で８０％以上であり、フェライトの平均結晶粒径が２０μｍ以下、フェライトとベイナイトのビッカース硬さの差が４０〜１４０である鋼板を素材とするＵＯＥ鋼管であって、鋼管の周方向の降伏伸びが０．５％以上であることを特徴とする圧潰強度に優れた高靱性ＵＯＥ鋼管。
（１） 質量％で、
Ｃ： ０．０２５〜０．０６０％、
Ｓｉ： ０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ： １．００〜１．８０％、
Ａｌ： ０．０８％以下、
Ｎｂ： ０．００５〜０．０６０％、
Ｔｉ： ０．００５〜０．０４０％、
Ｎ： ０．００１０〜０．０１００％、
を含有し、さらに、
Ｃｕ： ０．１０〜０．８０％、
Ｎｉ： ０．１０〜１．５０％、
Ｃｒ： ０．０５〜０．４０％、
Ｍｏ： ０．０５〜０．４０％、
Ｖ： ０．００５〜０．０８０％、
の中から選ばれる１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、金属組織のフェライト相とベイナイト相の合計が体積分率で８０％以上であり、フェライトの平均結晶粒径が２０μｍ以下、フェライトとベイナイトのビッカース硬さの差が４０〜１４０である鋼板を素材とするＵＯＥ鋼管であって、鋼管の周方向の降伏伸びが０．５％以上であることを特徴とする圧潰強度に優れた高靱性ＵＯＥ鋼管。
（２）前記鋼板が、さらに、質量％で、
Ｃａ： ０．０００５〜０．０１００％、
Ｍｇ： ０．０００５〜０．０１００％、
ＲＥＭ： ０．０００５〜０．０２００％、
Ｚｒ： ０．０００５〜０．０３００％、
の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の圧潰強度に優れた高靱性ＵＯＥ鋼管。
Ｃａ： ０．０００５〜０．０１００％、
Ｍｇ： ０．０００５〜０．０１００％、
ＲＥＭ： ０．０００５〜０．０２００％、
Ｚｒ： ０．０００５〜０．０３００％、
の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の圧潰強度に優れた高靱性ＵＯＥ鋼管。
（３）前記（１）または（２）に記載の鋼板をＵ曲げ、Ｏプレスの順に筒状に成形加工し、その突合せ部を溶接した後、拡管を行うＵＯＥ鋼管を製造する方法において、前記鋼板の圧延垂直方向の降伏伸びをＥＬ（％）とした場合、式（１）を満たす管厚：ｔ（ｍｍ）、鋼管外径：Ｄ（ｍｍ）、Ｏプレス圧縮率：ＥＯ（％）、拡管率：ＥＥ（％）で製造することを特徴する高靱性ＵＯＥ鋼管の製造方法。
ＥＬ≧５０ｔ／Ｄ＋ＥＯ＋ＥＥ＋０．５％ 式（１）
（４）鋼を９００〜１１５０℃に加熱し、その後９００℃以下の温度域での累積圧下率が５０％以上、圧延終了温度がＡｒ３−３０℃〜Ａｒ３＋５０℃の範囲内の温度となる熱間圧延を行った後、Ａｒ３以下の温度から冷却速度５〜５０℃／ｓで４００〜６００℃の範囲内の温度まで冷却を行い、その後室温まで空冷し、得られた鋼板をＵ曲げ、Ｏ成形の順に筒状に成形加工し、その突合せ部を溶接した後、拡管を行うことを特徴とする（３）に記載の圧潰強度に優れた高靱性ＵＯＥ鋼管の製造方法。
（４）鋼を９００〜１１５０℃に加熱し、その後９００℃以下の温度域での累積圧下率が５０％以上、圧延終了温度がＡｒ３−３０℃〜Ａｒ３＋５０℃の範囲内の温度となる熱間圧延を行った後、Ａｒ３以下の温度から冷却速度５〜５０℃／ｓで４００〜６００℃の範囲内の温度まで冷却を行い、その後室温まで空冷し、得られた鋼板をＵ曲げ、Ｏ成形の順に筒状に成形加工し、その突合せ部を溶接した後、拡管を行うことを特徴とする（３）に記載の圧潰強度に優れた高靱性ＵＯＥ鋼管の製造方法。
（５）拡管率が０．５０〜１．２５％、Ｏプレス圧縮率が拡管率の１／４以上であることを特徴とする（４）に記載の圧潰強度に優れた高靱性ＵＯＥ鋼管の製造方法。
本発明によれば、圧潰強度に優れる石油や天然ガスの輸送とりわけ高深海パイプラインに使用する厚肉高強度ラインパイプ用として好適な高靱性ＵＯＥ鋼管の製造が可能となり、産業上極めて有効である。
以下に、本発明を具体的に説明する。
本発明に係る圧潰強度に優れた高靱性ＵＯＥ鋼管の成分組成、ＵＯＥ鋼管のミクロ組織、機械的特性を規定する。
本発明に係る圧潰強度に優れた高靱性ＵＯＥ鋼管の成分組成、ＵＯＥ鋼管のミクロ組織、機械的特性を規定する。
［成分組成］
以下の成分組成の説明において％で示す単位は全て質量％とする。
以下の成分組成の説明において％で示す単位は全て質量％とする。
Ｃ
Ｃ：０．０２５〜０．０６０％とする。Ｃは焼き入れ性を高め強度確保に重要な元素であるが、０．０２５％未満では十分な強度が確保できないほか、フェライトとベイナイトとの間に所定以上の硬度差を確保することができないおそれがある。また、０．０６０％を超える添加は、ベイナイト組織の硬さを過度に上げてしまい鋼板の、及び溶接鋼管の周方向の、応力−ひずみ曲線の形をラウンドハウス型にしてしまうため、また、フェライトとベイナイトとの硬度差が所定値を超えるおそれがあるため、Ｃ含有量を０．０２５〜０．０６０％に規定する。より好ましくは、０．０３０〜０．０５０％である。
Ｃ：０．０２５〜０．０６０％とする。Ｃは焼き入れ性を高め強度確保に重要な元素であるが、０．０２５％未満では十分な強度が確保できないほか、フェライトとベイナイトとの間に所定以上の硬度差を確保することができないおそれがある。また、０．０６０％を超える添加は、ベイナイト組織の硬さを過度に上げてしまい鋼板の、及び溶接鋼管の周方向の、応力−ひずみ曲線の形をラウンドハウス型にしてしまうため、また、フェライトとベイナイトとの硬度差が所定値を超えるおそれがあるため、Ｃ含有量を０．０２５〜０．０６０％に規定する。より好ましくは、０．０３０〜０．０５０％である。
Ｓｉ
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％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、０．５０％を超えると島状マルテンサイト（以下ＭＡとも称する）の体積分率の増加や溶接性劣化が起こるため、Ｓｉ含有量を０．０１〜０．５０％に規定する。好適には、０．０１〜０．２５％であり、さらに好適には、０．０１〜０．２０％である。
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％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、０．５０％を超えると島状マルテンサイト（以下ＭＡとも称する）の体積分率の増加や溶接性劣化が起こるため、Ｓｉ含有量を０．０１〜０．５０％に規定する。好適には、０．０１〜０．２５％であり、さらに好適には、０．０１〜０．２０％である。
Ｍｎ
Ｍｎ：１．００〜１．８０％とする。Ｍｎは強度、靱性向上に有効な元素であるが、１．００％未満ではその効果が十分でなく、１．８０％を超えると焼き入れ性が高まりＭＡ体積分率の増加、表面硬度の上昇、溶接性劣化、フェライトとベイナイトとの硬度差過大、などを招くため、Ｍｎ含有量を１．００〜１．８０％に規定する。
Ｍｎ：１．００〜１．８０％とする。Ｍｎは強度、靱性向上に有効な元素であるが、１．００％未満ではその効果が十分でなく、１．８０％を超えると焼き入れ性が高まりＭＡ体積分率の増加、表面硬度の上昇、溶接性劣化、フェライトとベイナイトとの硬度差過大、などを招くため、Ｍｎ含有量を１．００〜１．８０％に規定する。
Ａｌ
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、０．０１〜０．０５％とする。
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、０．０１〜０．０５％とする。
Ｎｂ
Ｎｂは制御圧延の効果を高め、組織細粒化により降伏伸びの確保や強度、靱性を向上させる元素である。しかし、０．００５％未満では効果がなく、０．０６０％を超えると溶接熱影響部の靱性が劣化するため、Ｎｂの含有量は、０．００５〜０．０６０％に規定する。
Ｎｂは制御圧延の効果を高め、組織細粒化により降伏伸びの確保や強度、靱性を向上させる元素である。しかし、０．００５％未満では効果がなく、０．０６０％を超えると溶接熱影響部の靱性が劣化するため、Ｎｂの含有量は、０．００５〜０．０６０％に規定する。
Ｔｉ
ＴｉはＴｉＮのピンニング効果により加熱時のオーステナイトの粗大化を抑制し、母材や溶接熱影響部のミクロ組織を細粒化するので、母材の降伏伸びを確保するため、また、母材や溶接熱影響部の靱性を改善するために有効な元素である。しかし、０．００５％未満では効果が無く、０．０４０％を超える添加はＴｉＮが粗大化し、逆に溶接熱影響部靱性の劣化を招くため、Ｔｉの含有量は、０．００５〜０．０４０％に規定する。さらに、Ｔｉ含有量を０．０２０％以下にすると、より優れた靱性を示す。
ＴｉはＴｉＮのピンニング効果により加熱時のオーステナイトの粗大化を抑制し、母材や溶接熱影響部のミクロ組織を細粒化するので、母材の降伏伸びを確保するため、また、母材や溶接熱影響部の靱性を改善するために有効な元素である。しかし、０．００５％未満では効果が無く、０．０４０％を超える添加はＴｉＮが粗大化し、逆に溶接熱影響部靱性の劣化を招くため、Ｔｉの含有量は、０．００５〜０．０４０％に規定する。さらに、Ｔｉ含有量を０．０２０％以下にすると、より優れた靱性を示す。
Ｎ
ＮはＴｉＮのピンニング効果により加熱時のオーステナイトの粗大化を抑制し、母材や溶接熱影響部の靱性を改善するために有効な元素である。しかし、０．００１０％未満では効果がなく、０．０１００％を超える添加はＴｉＮの粗大化や固溶Ｎの増大により、逆に溶接熱影響部の靱性の劣化を招くため、Ｎの含有量は、０．００１０〜０．０１００％に規定する。さらに、Ｎを０．００１０〜０．００６０％にし、Ｔｉ／Ｎを１〜５、さらに好ましくは２〜４とすることで、優れた靱性を示す。
ＮはＴｉＮのピンニング効果により加熱時のオーステナイトの粗大化を抑制し、母材や溶接熱影響部の靱性を改善するために有効な元素である。しかし、０．００１０％未満では効果がなく、０．０１００％を超える添加はＴｉＮの粗大化や固溶Ｎの増大により、逆に溶接熱影響部の靱性の劣化を招くため、Ｎの含有量は、０．００１０〜０．０１００％に規定する。さらに、Ｎを０．００１０〜０．００６０％にし、Ｔｉ／Ｎを１〜５、さらに好ましくは２〜４とすることで、優れた靱性を示す。
さらに、鋼板の強度や靱性を向上させる場合、以下に示すＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの１種以上を含有する。
Ｃｕ
Ｃｕは靱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、０．１０％以上添加することが好ましいが、過剰に添加すると溶接性の劣化やＭＡ体積分率の増加を招くため、添加する場合は０．８０％を上限とすることが好ましい。ここで、ＭＡとは島状マルテンサイト組織を意味する。
Ｃｕは靱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、０．１０％以上添加することが好ましいが、過剰に添加すると溶接性の劣化やＭＡ体積分率の増加を招くため、添加する場合は０．８０％を上限とすることが好ましい。ここで、ＭＡとは島状マルテンサイト組織を意味する。
Ｎｉ
Ｎｉは靱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、０．１０％以上添加することが好ましいが、過剰に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１．５０％を上限とすることが好ましい。
Ｎｉは靱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、０．１０％以上添加することが好ましいが、過剰に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１．５０％を上限とすることが好ましい。
Ｃｒ
Ｃｒは、Ｍｎと同様に、Ｃ量を低くした場合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、０．０５％以上添加することが好ましいが、過剰に添加すると溶接性が劣化やＭＡ体積分率の増加を招くため、添加する場合は０．４０％を上限とすることが好ましい。
Ｃｒは、Ｍｎと同様に、Ｃ量を低くした場合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、０．０５％以上添加することが好ましいが、過剰に添加すると溶接性が劣化やＭＡ体積分率の増加を招くため、添加する場合は０．４０％を上限とすることが好ましい。
Ｍｏ
Ｍｏは焼き入れ性を向上し強度上昇に大きく寄与する元素である。しかし、０．０５％未満ではその効果が得られず、０．４０％を超える添加はＭＡ体積分率の増加や溶接熱影響部靱性の劣化を招くため、Ｍｏを添加する場合は、含有量を０．０５〜０．４０％とすることが好ましい。さらに好適には０．３０％以下とすることが好ましい。
Ｍｏは焼き入れ性を向上し強度上昇に大きく寄与する元素である。しかし、０．０５％未満ではその効果が得られず、０．４０％を超える添加はＭＡ体積分率の増加や溶接熱影響部靱性の劣化を招くため、Ｍｏを添加する場合は、含有量を０．０５〜０．４０％とすることが好ましい。さらに好適には０．３０％以下とすることが好ましい。
Ｖ
Ｖは強度上昇に寄与する元素である。しかし、０．００５％未満では効果がなく、０．０８０％を超えると溶接熱影響部の靱性が劣化するため、Ｖを添加する場合は、含有量は０．００５〜０．０８０％に規定することが好ましい。
Ｖは強度上昇に寄与する元素である。しかし、０．００５％未満では効果がなく、０．０８０％を超えると溶接熱影響部の靱性が劣化するため、Ｖを添加する場合は、含有量は０．００５〜０．０８０％に規定することが好ましい。
さらに、鋼板の欠陥発生の防止や溶接熱影響部の靱性を向上させる場合、以下に示すＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒの１種以上を含有してもよい。
Ｃａ
ＣａはＭｎＳの形態制御に有効な元素であり、母材靱性の向上に付与する。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、０．０１００％を超えて添加するとＣａの酸硫化物が過剰に生成し粗大化やクラスタ状になることにより母材靱性を劣化させることから上限を０．０１００％とすることが好ましい。
ＣａはＭｎＳの形態制御に有効な元素であり、母材靱性の向上に付与する。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、０．０１００％を超えて添加するとＣａの酸硫化物が過剰に生成し粗大化やクラスタ状になることにより母材靱性を劣化させることから上限を０．０１００％とすることが好ましい。
Ｍｇ
Ｍｇはアルミナクラスタ（Ａｌ２Ｏ３）を、Ａｌ、Ｍｇ系酸化物として微細分散させることで母材靱性向上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、０．０１００％を越える添加では酸化物の増加により母材靱性の低下が起こるため、添加する場合は０．０１００％以下とすることが好ましい。
Ｍｇはアルミナクラスタ（Ａｌ２Ｏ３）を、Ａｌ、Ｍｇ系酸化物として微細分散させることで母材靱性向上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、０．０１００％を越える添加では酸化物の増加により母材靱性の低下が起こるため、添加する場合は０．０１００％以下とすることが好ましい。
ＲＥＭ
ＲＥＭはＣａと同様、ＭｎＳの形態制御に有効な元素であり、母材靱性の向上に寄与する。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、０．０２００％以上の添加は、ＲＥＭの酸硫化物が過剰に生成し、母材靱性を劣化させるため、添加する場合は０．０２００％以下とすることが好ましい。
ＲＥＭはＣａと同様、ＭｎＳの形態制御に有効な元素であり、母材靱性の向上に寄与する。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、０．０２００％以上の添加は、ＲＥＭの酸硫化物が過剰に生成し、母材靱性を劣化させるため、添加する場合は０．０２００％以下とすることが好ましい。
Ｚｒ
ＺｒはＣａと同様、ＭｎＳの形態制御に有効な元素であり、母材靱性の向上に寄与する。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、０．０３００％以上の添加は、Ｚｒの酸硫化物が過剰に生成し、母材靱性を劣化させ、さらにＴｉＮと複合化することにより溶接熱影響部靱性を劣化させるため、添加する場合は０．０３００％以下とすることが好ましい。
ＺｒはＣａと同様、ＭｎＳの形態制御に有効な元素であり、母材靱性の向上に寄与する。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、０．０３００％以上の添加は、Ｚｒの酸硫化物が過剰に生成し、母材靱性を劣化させ、さらにＴｉＮと複合化することにより溶接熱影響部靱性を劣化させるため、添加する場合は０．０３００％以下とすることが好ましい。
上記以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物とする。
本発明において、Ｐは不純物元素であり、靱性を劣化させるため、極力低減させることが望ましいが、過度のＰ低減はコストの増大を招くため、Ｐ含有量は０．０１％以下であれば許容されるものとする。また、本発明において、Ｓは不純物元素であり、靱性や延性を劣化させるため、極力低減することが望ましいが、過度のＳの低減はコストの増大を招くため、Ｓ含有量は０．００５％以下であれば許容されるものとする。
Ｂは本発明では不可避的不純物として取り扱う。Ｂを含有すると熱間圧延中のフェライトの生成が抑制され、所望とするフェライト相とベイナイト相との複相組織にすることが困難になるため、できるだけ少ないことが望ましく、０．０００５％以下とすることが好ましい。
［ミクロ組織の分率］
本発明では、鋼管の金属組織の形態及び体積分率を規定する。金属組織はフェライト相とベイナイト相を主体とする。フェライトは鋼管及び鋼板の引張試験時の降伏伸びを発生させるために必須の組織である。一方で、強度確保のためにはベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相を導入する必要があるが、硬質相としてマルテンサイトを用いた場合には所望とするフェライトとの硬さ差を達成することができず、引張試験時に硬質相（マルテンサイト）とフェライトの間に局所的なひずみ集中がおき、十分な降伏伸びが得られないため、本発明では、硬質相としてはベイナイトを用いる。そして、フェライト相とベイナイト相の合計の体積分率を８０％以上とすることとした。また、残余の金属組織は、マルテンサイト、ＭＡ、パーライトなどが挙げられる。これらの金属組織のうち、マルテンサイトおよびＭＡは、フェライトの局所的なひずみ集中を助長し、十分な降伏伸びが得られないため、また、パーライトは体積分率が多くなりすぎると強度確保が困難になるため、これら残余の組織はできるだけ少ないことが好ましいが、合計の体積分率で２０％以下ならば許容され、１０％以下であればさらに好ましい。
本発明では、鋼管の金属組織の形態及び体積分率を規定する。金属組織はフェライト相とベイナイト相を主体とする。フェライトは鋼管及び鋼板の引張試験時の降伏伸びを発生させるために必須の組織である。一方で、強度確保のためにはベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相を導入する必要があるが、硬質相としてマルテンサイトを用いた場合には所望とするフェライトとの硬さ差を達成することができず、引張試験時に硬質相（マルテンサイト）とフェライトの間に局所的なひずみ集中がおき、十分な降伏伸びが得られないため、本発明では、硬質相としてはベイナイトを用いる。そして、フェライト相とベイナイト相の合計の体積分率を８０％以上とすることとした。また、残余の金属組織は、マルテンサイト、ＭＡ、パーライトなどが挙げられる。これらの金属組織のうち、マルテンサイトおよびＭＡは、フェライトの局所的なひずみ集中を助長し、十分な降伏伸びが得られないため、また、パーライトは体積分率が多くなりすぎると強度確保が困難になるため、これら残余の組織はできるだけ少ないことが好ましいが、合計の体積分率で２０％以下ならば許容され、１０％以下であればさらに好ましい。
［フェライト平均粒径］
フェライトは一般的に粒径が細かいほど降伏伸びが大きくなることが知られている。それをベイナイトとの複相組織にした場合においても同様の傾向があり、本発明のフェライトとベイナイトの硬さの差の範囲においては、フェライト平均粒径を２０μｍ以下にすることで所望の降伏伸びを得ることができる。なお、後述するように、フェライト平均粒径の測定には、圧延方向の任意の断面をナイタールエッチングして光学顕微鏡で撮影した写真の粒界をトレースして、そのトレースした粒の円相当径の平均値を採用することが望ましい。
フェライトは一般的に粒径が細かいほど降伏伸びが大きくなることが知られている。それをベイナイトとの複相組織にした場合においても同様の傾向があり、本発明のフェライトとベイナイトの硬さの差の範囲においては、フェライト平均粒径を２０μｍ以下にすることで所望の降伏伸びを得ることができる。なお、後述するように、フェライト平均粒径の測定には、圧延方向の任意の断面をナイタールエッチングして光学顕微鏡で撮影した写真の粒界をトレースして、そのトレースした粒の円相当径の平均値を採用することが望ましい。
［ミクロ組織間の硬さ差］
本発明では、主要な金属組織であるフェライトとベイナイトとの硬さの差を規定する。先に述べた金属組織内の局所的なひずみ集中は、硬質相と軟質相の強度の差が大きいほど大きくなり、ビッカース硬さ差が１４０を超えると降伏伸びの長さが小さくなるか消失する。また、フェライトの硬さを上昇させることは難しいため、強度の確保のためには硬質相であるベイナイトの強度を一定以上に確保することが重要である。強度確保のために必要なベイナイトの強度を確保するためには、フェライトとベイナイトの硬さ差を４０以上にする必要がある。また、フェライトおよびベイナイトのそれぞれの硬さの測定方法については、荷重０．１ｋｇｆ（０．９８Ｎ）以下のマイクロビッカース試験機により２０点以上を測定し、その平均をとることが好ましい。
本発明では、主要な金属組織であるフェライトとベイナイトとの硬さの差を規定する。先に述べた金属組織内の局所的なひずみ集中は、硬質相と軟質相の強度の差が大きいほど大きくなり、ビッカース硬さ差が１４０を超えると降伏伸びの長さが小さくなるか消失する。また、フェライトの硬さを上昇させることは難しいため、強度の確保のためには硬質相であるベイナイトの強度を一定以上に確保することが重要である。強度確保のために必要なベイナイトの強度を確保するためには、フェライトとベイナイトの硬さ差を４０以上にする必要がある。また、フェライトおよびベイナイトのそれぞれの硬さの測定方法については、荷重０．１ｋｇｆ（０．９８Ｎ）以下のマイクロビッカース試験機により２０点以上を測定し、その平均をとることが好ましい。
［鋼管の周方向降伏伸び］
本発明では、鋼管の周方向圧縮強度を確保するために、鋼管周方向の引張時の降伏伸びを規定する。引張の降伏伸びが０．５％以上であれば、優れた圧縮降伏応力が確保できるため、下限を０．５％とした。なお、引張時の降伏伸びの測定に用いる試験片は鋼管から切出した後に平滑化などを行なわず予ひずみを与えないものを用いる。引張試験片の形状や管厚方向の試験片採取位置は特には規定しないが、鋼管円形断面を時計にみたて０時を溶接部とした場合に６時になる位置の内表面側から６ｍｍ以上の直径の丸捧試験片を採取することが好ましい。
本発明では、鋼管の周方向圧縮強度を確保するために、鋼管周方向の引張時の降伏伸びを規定する。引張の降伏伸びが０．５％以上であれば、優れた圧縮降伏応力が確保できるため、下限を０．５％とした。なお、引張時の降伏伸びの測定に用いる試験片は鋼管から切出した後に平滑化などを行なわず予ひずみを与えないものを用いる。引張試験片の形状や管厚方向の試験片採取位置は特には規定しないが、鋼管円形断面を時計にみたて０時を溶接部とした場合に６時になる位置の内表面側から６ｍｍ以上の直径の丸捧試験片を採取することが好ましい。
本発明では、圧潰強度に優れた高靱性ＵＯＥ鋼管の製造に用いる鋼板の機械的性質を規定する。
［鋼板の圧延垂直方向降伏伸び］
本発明の製造方法に係る発明では、鋼管の周方向の降伏伸びについて所望の量を確保するために必要な鋼板の降伏伸びＥＬ（％）を、鋼管最終形状として管厚ｔ（ｍｍ）、鋼管外径Ｄ（ｍｍ）、ＵＯＥ鋼管製造工程のＯプレス圧縮率ＥＯ（％）、拡管工程の拡管率ＥＥ（％）との関係で規定する。鋼管の周方向降伏伸びを所望の長さにするためには、ＵＯＥ造管で周方向に加わるひずみと所望する鋼管の降伏伸びの積算値以上の鋼板の降伏伸びが必要であり、式（１）を満足することが必要である。
本発明の製造方法に係る発明では、鋼管の周方向の降伏伸びについて所望の量を確保するために必要な鋼板の降伏伸びＥＬ（％）を、鋼管最終形状として管厚ｔ（ｍｍ）、鋼管外径Ｄ（ｍｍ）、ＵＯＥ鋼管製造工程のＯプレス圧縮率ＥＯ（％）、拡管工程の拡管率ＥＥ（％）との関係で規定する。鋼管の周方向降伏伸びを所望の長さにするためには、ＵＯＥ造管で周方向に加わるひずみと所望する鋼管の降伏伸びの積算値以上の鋼板の降伏伸びが必要であり、式（１）を満足することが必要である。
なお、引張試験の降伏伸びの測定に用いる試験片は鋼管から切出した後に平滑化などの予ひずみを与えないものを用いる必要がある。引張試験片の形状や板厚方向の試験片採取位置は特には規定しないが、表層から板厚方向に１／４の部分を中心にから６ｍｍ以上の直径の丸捧試験片を採取することが好ましい。
式（１）の各パラメータは実測することが望ましいが、簡便な求め方として以下のように計算した値を用いてもさしつかえない。Ｏプレスの圧縮率ＥＯは、Ｏプレスダイスの内径Ｄ０と鋼管素材の幅ＷよりＥＯ＝−（πＤ０−Ｗ）／Ｗ×１００とする。拡管率ＥＥは、Ｏプレ後の鋼管外径Ｄ’と製品鋼管外径よりＥＥ＝（Ｄ−Ｄ’）／Ｄ’となり、Ｄ’≒Ｄ０であるため、ＥＥ＝（Ｄ−Ｄ０）／Ｄ０×１００としてもよい。
次に、本発明に係る鋼板の好適な製造方法について説明する。製造方法においては、熱間圧延前の鋼素材の加熱温度、熱間圧延時の未再結晶温度域での累積圧下率、圧延終了温度、加速冷却開始温度、冷却速度、加速冷却停止温度を規定する。
なお、加熱温度、圧延終了温度、冷却開始温度、冷却停止温度で規定している温度は鋼板の平均温度とする。この平均温度は、スラブなどの鋼素材又は鋼板の表面温度を求め、板厚、熱伝導率等のパラメータを考慮して、伝熱計算により求めたものである。また、Ａｒ３は圧延後空冷中の変態開始温度のことで、熱膨張測定（特に熱間加工を加えた状態での熱膨張測定が好ましい）などで実測することが望ましいが、簡便な手法として、Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−５５Ｎｉ−１５Ｃｒ−８０Ｍｏ（各元素記号は質量％を示す）を用いてもよい。
［加熱温度］
熱間圧延に先立ち行う加熱温度は圧延前の初期粒径を決定する因子で、低温ほど最終組織のフェライト粒径が細かくなり降伏伸びが生成しやすくなる。加熱温度が１１５０℃を超えると結晶粒が粗大化しやすく、最終組織において所望のフェライト粒径が得にくい場合があるため、上限を１１５０℃とすることが好ましい。また、９００℃未満では所望の強度が得にくくなるため、下限を９００℃とすることが好ましい。より好ましくは、１０００℃から１１５０℃である。
熱間圧延に先立ち行う加熱温度は圧延前の初期粒径を決定する因子で、低温ほど最終組織のフェライト粒径が細かくなり降伏伸びが生成しやすくなる。加熱温度が１１５０℃を超えると結晶粒が粗大化しやすく、最終組織において所望のフェライト粒径が得にくい場合があるため、上限を１１５０℃とすることが好ましい。また、９００℃未満では所望の強度が得にくくなるため、下限を９００℃とすることが好ましい。より好ましくは、１０００℃から１１５０℃である。
［９００℃以下での累積圧下率］
９００℃は未再結晶温度域の上限に相当し、これ以下の温度で熱間圧延を行うと加工を受けたオーステナイトが扁平化し、変態後のフェライト粒が著しく微細化する。この効果を十分に得るためには、５０％以上の累積圧下率が好ましい。より好ましくは６５％〜８５％である。
９００℃は未再結晶温度域の上限に相当し、これ以下の温度で熱間圧延を行うと加工を受けたオーステナイトが扁平化し、変態後のフェライト粒が著しく微細化する。この効果を十分に得るためには、５０％以上の累積圧下率が好ましい。より好ましくは６５％〜８５％である。
［圧延終了温度］
圧延終了温度は低いほどフェライト組織が微細化する傾向にあり、所望のフェライト粒径を得るためには、Ａｒ３＋５０℃以下にすることが好ましい。一方で、Ａｒ３を下回る場合には圧延終了温度を下げるほどフェライトの微細化と粗大化の競合温度域を経てフェライトが粗大化する領域になる。この競合温度域の下限がＡｒ３−３０℃程度であるため、下限をＡｒ３−３０℃とすることが好ましい。
圧延終了温度は低いほどフェライト組織が微細化する傾向にあり、所望のフェライト粒径を得るためには、Ａｒ３＋５０℃以下にすることが好ましい。一方で、Ａｒ３を下回る場合には圧延終了温度を下げるほどフェライトの微細化と粗大化の競合温度域を経てフェライトが粗大化する領域になる。この競合温度域の下限がＡｒ３−３０℃程度であるため、下限をＡｒ３−３０℃とすることが好ましい。
［冷却開始温度］
冷却開始温度がＡｒ３を超えるとフェライトが生成しないため、圧延終了温度がＡｒ３以以上の場合には、冷却開始温度は、Ａｒ３以下の温度にすることが好ましい。より好ましくはＡｒ３−８０℃〜Ａｒ３の温度である。圧延終了温度がＡｒ３を下回る場合にも、冷却開始温度は、Ａｒ３−８０℃を下限とする温度範囲とすることが好ましい。
冷却開始温度がＡｒ３を超えるとフェライトが生成しないため、圧延終了温度がＡｒ３以以上の場合には、冷却開始温度は、Ａｒ３以下の温度にすることが好ましい。より好ましくはＡｒ３−８０℃〜Ａｒ３の温度である。圧延終了温度がＡｒ３を下回る場合にも、冷却開始温度は、Ａｒ３−８０℃を下限とする温度範囲とすることが好ましい。
［冷却速度］
冷却速度が速いほど強度が上昇するが、硬質相と軟質相の硬度差が大きくなり、所望の降伏伸びを得にくくなるため、上限を５０℃／ｓとすることが好ましい。また、５℃／ｓを下回ると第２相としてベイナイトが生成しにくくなり、所望の強度が達成できにくくなるため、下限を５℃／ｓとすることが好ましい。より好ましくは１０℃／ｓ〜５０℃／ｓである。冷却速度の測定方法は、冷却開始温度−２０℃から鋼板への冷却水の噴射を停止した温度までの１／２ｔ（ｔは板厚）位置の平均冷却速度であり、測定することが望ましいが、板厚、表面温度および冷却条件などから、伝熱計算により求めてもよい。また、表層硬さ対策などで冷却開始から終了の間に冷却速度を変えることや、途中冷却を中断するなどして冷却速度が一定でない場合も、同様に測定あるいは計算する。
冷却速度が速いほど強度が上昇するが、硬質相と軟質相の硬度差が大きくなり、所望の降伏伸びを得にくくなるため、上限を５０℃／ｓとすることが好ましい。また、５℃／ｓを下回ると第２相としてベイナイトが生成しにくくなり、所望の強度が達成できにくくなるため、下限を５℃／ｓとすることが好ましい。より好ましくは１０℃／ｓ〜５０℃／ｓである。冷却速度の測定方法は、冷却開始温度−２０℃から鋼板への冷却水の噴射を停止した温度までの１／２ｔ（ｔは板厚）位置の平均冷却速度であり、測定することが望ましいが、板厚、表面温度および冷却条件などから、伝熱計算により求めてもよい。また、表層硬さ対策などで冷却開始から終了の間に冷却速度を変えることや、途中冷却を中断するなどして冷却速度が一定でない場合も、同様に測定あるいは計算する。
［冷却停止温度］
冷却停止温度は、硬質第２相の硬さを決定する重要な因子であり、４００℃未満ではベイナイトの硬さが大きくなりすぎて降伏伸びを得にくく、また６００℃を超えると所望の強度が得にくくなるため、４００〜６００℃とすることが好ましい。
冷却停止温度は、硬質第２相の硬さを決定する重要な因子であり、４００℃未満ではベイナイトの硬さが大きくなりすぎて降伏伸びを得にくく、また６００℃を超えると所望の強度が得にくくなるため、４００〜６００℃とすることが好ましい。
さらに、本発明に係るＵＯＥ鋼管の好適な製造方法について説明する。製造方法においては、拡管率、Ｏプレス圧縮率を規定する。
［拡管率］
一般的に厚肉の高強度ＵＯＥ鋼管は、０．９〜１．２％程度の範囲の拡管率で造管を行う。一方で、鋼管周方向の圧縮強度を確保するために、拡管率を低減することが効果的であることはよく知られている。圧縮強度を確保する必要のあるＵＯＥ鋼管は、通常の範囲の下限、またはそれよりも小さい拡管率の範囲、例えば０．４〜１．０％、で造管される。 本発明では、真円度の確保の観点から下限値を０．５０％とする。本発明においては鋼管素材である鋼板の製造方法を規定したことにより圧縮強度を向上させることが可能であるので、従来の手法よりも高い拡管率での製造が可能である。本発明の鋼板を用いることにより、１．２５％までの拡管率で所望の圧縮強度特性を得ることができる。より好ましくは、０．７５〜１．２５％であり、この範囲で拡管することで、優れた真円度を確保することができる。
［Ｏプレス圧縮率］
一般的に厚肉の高強度ＵＯＥ鋼管は、０．３〜０．５％程度（圧縮率／拡管率が１／３以上）の範囲のＯプレス圧縮率で造管を行う。鋼管周方向の圧縮強度を確保するために、冷間曲げ時に鋼板に付与される圧縮率を高くすることが効果的であることはよく知られている。本発明では、鋼管素材の降伏伸びを制御して鋼管の圧縮強度を確保するため、通常程度の圧縮率で圧縮強度を向上させることが可能であるので、従来の手法よりも低い圧縮率での製造が可能である。本発明の鋼板を用いることにより、拡管率の１／４以上の圧縮率であれば所望の圧縮強度特性が得られる。
一般的に厚肉の高強度ＵＯＥ鋼管は、０．９〜１．２％程度の範囲の拡管率で造管を行う。一方で、鋼管周方向の圧縮強度を確保するために、拡管率を低減することが効果的であることはよく知られている。圧縮強度を確保する必要のあるＵＯＥ鋼管は、通常の範囲の下限、またはそれよりも小さい拡管率の範囲、例えば０．４〜１．０％、で造管される。 本発明では、真円度の確保の観点から下限値を０．５０％とする。本発明においては鋼管素材である鋼板の製造方法を規定したことにより圧縮強度を向上させることが可能であるので、従来の手法よりも高い拡管率での製造が可能である。本発明の鋼板を用いることにより、１．２５％までの拡管率で所望の圧縮強度特性を得ることができる。より好ましくは、０．７５〜１．２５％であり、この範囲で拡管することで、優れた真円度を確保することができる。
［Ｏプレス圧縮率］
一般的に厚肉の高強度ＵＯＥ鋼管は、０．３〜０．５％程度（圧縮率／拡管率が１／３以上）の範囲のＯプレス圧縮率で造管を行う。鋼管周方向の圧縮強度を確保するために、冷間曲げ時に鋼板に付与される圧縮率を高くすることが効果的であることはよく知られている。本発明では、鋼管素材の降伏伸びを制御して鋼管の圧縮強度を確保するため、通常程度の圧縮率で圧縮強度を向上させることが可能であるので、従来の手法よりも低い圧縮率での製造が可能である。本発明の鋼板を用いることにより、拡管率の１／４以上の圧縮率であれば所望の圧縮強度特性が得られる。
表１に示す化学成分の鋼材（Ｎｏ．Ａ〜Ｋ）を連続鋳造法によりスラブとし、表２に示す鋼管素材製造条件及び鋼管製造条件によって溶接鋼管（Ｎｏ．１〜２０）を製造した。
なお、加熱温度、圧延終了温度、冷却開始温度及び冷却停止温度は、鋼板の表面温度を測定した上で、板厚、熱伝導率等のパラメータを考慮して、伝熱計算により求めた平均温度とする。冷却速度の測定方法としては、冷却開始温度−２０℃から鋼板への冷却水の噴射を停止した温度までの１／２ｔ（ｔは板厚）位置の平均冷却速度とし、伝熱計算により求めた。
鋼板のミクロ組織の分率は、１／２ｔ位置で４００倍で組織観察した１０枚の光学顕微鏡写真の画像解析からフェライトとベイナイトの合計の面積分率を平均して求め、鋼板中に均一にそれらの組織が分散していると仮定して、体積分率とした。同様に、鋼板のフェライト粒径は、１／２ｔ位置で４００倍で組織観察した５枚の光学顕微鏡写真を画像解析することにより面積分率の平均を算出し、これを体積分率とした。フェライトとベイナイトの硬度差は、荷重０．１ｋｇｆのマイクロビッカース試験機により１／４ｔ位置で各組織について２０点以上を測定し、その平均を求めることで得た。鋼管素材である鋼板の降伏伸び（ＥＬ）の測定は、鋼板の圧延方向直角の１／４ｔ位置を含む部分から切出した丸捧引張試験片（直径６ｍｍ）を用いて引張試験に供し、その際に測定した応力−ひずみ曲線から求めた。
鋼管の引張強度は鋼管のシーム溶接部から周方向に１８０°の位置から採取した平板を平滑化して周方向を長手方向とするＩＳＯ矩形引張試験片に加工し、引張試験を行うことにより求めた。引張強度の目標値はＸ６５相当の５３５ＭＰａ以上とした。鋼管周方向の圧縮降伏応力は、シーム溶接部から周方向に１８０°位置の内表面１ｍｍからの直径２０ｍｍ、長さ６０ｍｍの丸棒試験片（ＡＳＴＭ Ｅ９準拠）を採取した。圧縮降伏応力は、各２本試験し０．５％耐力の平均値で評価した。圧縮降伏応力の目標値は、Ｘ６５の引張降伏応力の９０％以上として４０５ＭＰａ以上とした。
また、前述したように、引張強度と圧縮降伏応力の差が大きいと、溶接部のオーバーマッチの達成を困難にするため、圧縮降伏応力／引張降伏応力×１００の目標値を７０％以上とした。鋼管の靱性は、ＤＷＴＴ試験で評価した。ＤＷＴＴ試験は、１／２ｔ位置から採取した試験片（板厚１９ｍｍ以上のものは１９ｍｍに減厚）を−４７℃で各２本ずつ行い、得られた延性破面率の平均値を求めた。本発明では、延性破面率が８５％以上を目標値とした。
表３に鋼管素材及び溶接鋼管のミクロ組織、引張降伏伸び特性を表４に各種機械的特性評価試験の結果を示す。
溶接鋼管Ｎｏ．１〜８は、本発明の成分範囲、製造条件範囲、組織形態範囲、降伏伸び範囲に入っているため、所望の引張強度、圧縮応力特性、ＤＷＴＴ特性が得られている。一方で、その他の鋼管では、本発明の範囲外であるため、これらのいずれかの特性を満たしていない。Ｎｏ．９は、冷却停止温度が低いため、フェライトとベイナイトの硬さ差が大きくなり鋼板の応力−ひずみ曲線に降伏伸びがみられなくなるため圧縮降伏応力が所望の値に達していない。Ｎｏ．１０は、加熱温度が高く、９００℃以下の累積圧下率が低いため、フェライト粒が粗大化し、所望の鋼板の降伏伸びが得られず、圧縮降伏応力と引張強度の比が低く、またＤＷＴＴ性能も劣化している。Ｎｏ．１１は、拡管率が高く、鋼板の降伏伸びを造管時のひずみによって打ち消すことによって、鋼管の応力−ひずみ曲線の降伏伸びがなくなるため、圧縮降伏応力と引張強度の比が低くなっている。Ｎｏ．１２は、Ａｒ３点以上で加速冷却を開始しており、ＤＷＴＴ性能が劣化している。Ｎｏ．１３は、冷却速度が速すぎるため、フェライトとベイナイトの硬さ差が大きくなりすぎて、所望の降伏伸びが得られなかった。Ｎｏ．１４は、圧延後空冷しているため、強度が低く、その結果圧縮降伏応力も低くなっている。Ｎｏ．１５は、Ｃ量が高すぎるため、フェライトとベイナイトの硬さ差が大きくなり所望の圧縮降伏応力／引張強度の比が得られていない。Ｎｏ．１６は、Ｃの添加量が少なすぎるために、フェライトとベイナイトの硬さ差が小さくなりすぎてＤＷＴＴ性能が劣化している。Ｎｏ．１７は、Ｍｎが高すぎるためにフェライトとベイナイトの硬さ差が大きくなりすぎて所望の圧縮降伏応力／引張強度の比が得られていない。Ｎｏ．１８、１９は、ＮｂあるいはＴｉが添加されていないために、フェライト組織が粗大化し、所望の圧縮降伏応力／引張強度の比及びＤＷＴＴ性能が得られていない。Ｎｏ．２０は、Ｍｏ添加量が多すぎるため、フェライトとベイナイトの硬さ差が大きくなり所望の圧縮降伏応力／引張強度の比が得られていない。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ： ０．０２５〜０．０６０％、
Ｓｉ： ０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ： １．００〜１．８０％、
Ａｌ： ０．０８％以下、
Ｎｂ： ０．００５〜０．０６０％、
Ｔｉ： ０．００５〜０．０４０％、
Ｎ： ０．００１０〜０．０１００％、
を含有し、さらに、
Ｃｕ： ０．１０〜０．８０％、
Ｎｉ： ０．１０〜１．５０％、
Ｃｒ： ０．０５〜０．４０％、
Ｍｏ： ０．０５〜０．４０％、
Ｖ： ０．００５〜０．０８０％、
の中から選ばれる１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、金属組織のフェライト相とベイナイト相の合計が体積分率で８０％以上であり、フェライトの平均結晶粒径が２０μｍ以下、フェライトとベイナイトとのビッカース硬さの差が４０〜１４０である鋼板を素材とするＵＯＥ鋼管であって、鋼管の周方向の降伏伸びが０．５％以上であることを特徴とする、圧潰強度に優れた高靱性ＵＯＥ鋼管。 - 前記鋼板が、さらに、質量％で、
Ｃａ： ０．０００５〜０．０１００％、
Ｍｇ： ０．０００５〜０．０１００％、
ＲＥＭ： ０．０００５〜０．０２００％、
Ｚｒ： ０．０００５〜０．０３００％、
の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の圧潰強度に優れた高靱性ＵＯＥ鋼管。 - 請求項１または２に記載の鋼板をＵ曲げ、Ｏプレスの順に筒状に成形加工し、その突合せ部を溶接した後、拡管を行うＵＯＥ鋼管を製造する方法において、前記鋼板の圧延垂直方向の降伏伸びをＥＬ（％）とした場合、式（１）を満たす管厚：ｔ（ｍｍ）、鋼管外径：Ｄ（ｍｍ）、Ｏプレス圧縮率：ＥＯ（％）、拡管率：ＥＥ （＝０．５０〜１．２５）（％）で製造することを特徴とする、鋼管の周方向の降伏伸びが０．５％以上であり、圧潰強度に優れた高靱性ＵＯＥ鋼管の製造方法。
ＥＬ≧５０ｔ／Ｄ＋ＥＯ＋ＥＥ＋０．５％ 式（１） - 鋼を９００〜１１５０℃に加熱し、その後９００℃以下の温度域での累積圧下率が５０％以上、圧延終了温度がＡｒ３−３０℃〜Ａｒ３＋５０℃の範囲内の温度となる熱間圧延を行った後、Ａｒ３以下の温度から冷却速度５〜５０℃／ｓで４００〜６００℃の範囲内の温度まで冷却を行い、その後室温まで空冷し、得られた鋼板をＵ曲げ、Ｏ成形の順に筒状に成形加工し、その突合せ部を溶接した後、拡管を行うことを特徴とする、請求項３に記載の鋼管の周方向の降伏伸びが０．５％以上であり、圧潰強度に優れた高靱性ＵＯＥ鋼管の製造方法。
- Ｏプレス圧縮率が拡管率の１／４以上であることを特徴とする、請求項４に記載の鋼管の周方向の降伏伸びが０．５％以上であり、圧潰強度に優れた高靱性ＵＯＥ鋼管の製造方法。
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