JP6179604B2 - 電気抵抗溶接鋼管用鋼帯および電気抵抗溶接鋼管ならびに電気抵抗溶接鋼管用鋼帯の製造方法 - Google Patents

電気抵抗溶接鋼管用鋼帯および電気抵抗溶接鋼管ならびに電気抵抗溶接鋼管用鋼帯の製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、電気抵抗溶接鋼管用鋼帯に関し、特に、石油、天然ガスなどを輸送するラインパイプの素材として好適な、耐サワー性に優れた電気抵抗溶接鋼管用鋼帯に関するものである。
また、本発明は、上記電気抵抗溶接鋼管用鋼帯を用いて製造される鋼管と、上記電気抵抗溶接鋼管用鋼帯の製造方法に関するものである。
石油や天然ガスを採掘する油井においては、腐食性の低い浅井戸の枯渇にともなって、腐食性の高い深井戸へと開発がシフトしつつある。その結果、硫化水素を含むサワーガス、サワーオイル用のラインパイプとして使用される鋼管の需要が高まっている。
高圧で操業されるパイプラインにおいては、ラインパイプ用鋼管としてＵＯＥ鋼管が広く用いられてきた。しかし、近年では、パイプラインの敷設費用や鋼管の材料コストを低減するために、ＵＯＥ鋼管に代わり、高強度電気抵抗溶接鋼管が用いられるようになってきた。高強度電気抵抗溶接鋼管は、熱間圧延された鋼帯を電気抵抗溶接して管としたものであり、強度を高めるために高強度鋼が素材として使用されている。
しかし、サワー環境中で発生する水素誘起割れ（ＨＩＣ、Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｃｒａｃｋｉｎｇ）や硫化物応力割れ（ＳＳＣ、Ｓｕｌｆｉｄｅ Ｓｔｒｅｓｓ Ｃｒａｃｋｉｎｇ）は、腐食反応で発生する水素に起因する水素脆性破壊の一種であるため、高強度鋼ほど起こりやすい傾向がある。そこで、高強度と耐サワー性という、相反する性質を兼ね備える鋼管を実現するために、種々の研究が行われてきた。
例えば、特許文献１には、降伏強さが４５０ＭＰａ以上であるラインパイプ用高強度熱延鋼板において、ベイナイト相またはベイニティックフェライト相の面積率を９５％以上とすることによって耐サワー性を向上させることが記載されている。
また、特許文献２には、高強度電気抵抗溶接鋼管用の熱延鋼板において、鋼の組織を制御することによって耐サワー性を向上させることが記載されている。特許文献２に開示されている鋼の組織は、ベイニティックフェライトまたはベイニティックフェライトとポリゴナルフェライトとの混合組織が主体であり、パーライト占有率が２体積％以下である。
特開２０１３−１１００５号公報 特開２００６−２７４３３８号公報
特許文献１、２に記載された鋼板においては、耐サワー性に劣ることが知られるパーライト組織が低減されているため、耐ＨＩＣ性に一定の改善が見られる。
しかし、それらの鋼板であっても、近年生産される腐食性の高いサワーガス、サワーオイルに対しては、耐ＨＩＣ性が十分といえず、さらなる耐ＨＩＣ性の向上が望まれている。
本発明は、上記事情に鑑み、Ｘ７０級以上の強度を有するとともに、極めて優れた耐ＨＩＣ性と耐ＳＳＣ性を備える電気抵抗溶接鋼管用鋼帯を提供することを目的とする。また、本発明は、上記鋼帯を材料として用いて形成された電気抵抗溶接鋼管、および上記鋼帯の製造方法を提供することを目的とする。なお、Ｘ７０級とは、ＡＰＩ（アメリカ石油協会）規格に規定されるラインパイプ材のグレードであり、降伏強度（ＹＳ）が４８５ＭＰａ以上であることを意味する。
本発明者らは、鋼の成分組成や組織が耐ＨＩＣ性に与える影響を検討した結果、次の知見を得た。
（１）ベイナイト組織は、パーライト組織に比べれば優れた耐サワー性を有しているが、フェライト相とセメンタイト相からなるという点においてパーライト組織と同一のものであるため、耐サワー性が十分であるとはいえない。
（２）鋼の組織をベイナイトやベイニティックフェライト主体とする場合、製造時の温度条件によって組織のばらつきが発生しやすく、鋼帯の全体にわたって高い耐ＨＩＣ性を得ることが難しい。
（３）鋼の組織をフェライト単相とすることにより、鋼帯の全体にわたって、ばらつきのない、優れた耐ＨＩＣ性を実現できる。
（４）析出強化元素であるＮｂ、Ｖ、およびＴｉを高い濃度で含有する鋼素材を使用し、製造時の温度条件を制御することによって、微細析出物を析出させて鋼帯の強度を上昇させるとともに、パーライト組織やベイナイト組織の生成を防止して、フェライト主体の組織とすることができる。
以上の知見に基づき、鋼の成分組成と組織および製造条件について詳細な検討を行い、本発明を完成するに至った。
すなわち、本発明の要旨構成は、次のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．０２〜０．０６％、
Ｓｉ：０．１〜０．３％、
Ｍｎ：０．８〜１．３％、
Ｐ ：０．０１％以下、
Ｓ ：０．００１％以下、
Ｖ ：０．０４〜０．０７％、
Ｎｂ：０．０４〜０．０７％、
Ｔｉ：０．０１〜０．０４％、
Ｃｕ：０．１〜０．３％、
Ｎｉ：０．１〜０．３％、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％、
Ａｌ：０．０１〜０．０７％、
Ｎ ：０．００７％以下、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
かつ、Ｃ、Ｎｂ、Ｖ、およびＴｉの含有量が下記（１）式の条件を満足する成分組成を有し、
フェライト面積率が９０％以上である電気抵抗溶接鋼管用鋼帯。
記
［Ｃ］−１２（［Ｎｂ］／９２．９＋［Ｖ］／５０．９＋［Ｔｉ］／４７．９）≦０．０３％ ……（１）
ただし、［Ｍ］は質量％単位で表した元素Ｍの含有量
（２）前記成分組成が、下記（２）式の条件をさらに満足する、前記（１）に記載の電気抵抗溶接鋼管用鋼帯。
記
［Ｔｉ］／４７．９≧［Ｎ］／１４ ……（２）
ただし、［Ｍ］は質量％単位で表した元素Ｍの含有量
（３）前記不可避不純物としてのＣｒ、Ｍｏ、およびＢの含有量が、それぞれ質量％で、
Ｃｒ：０．０５％以下、
Ｍｏ：０．０３％以下、および
Ｂ ：０．０００５％以下
である前記（１）または（２）に記載の電気抵抗溶接鋼管用鋼帯。
（４）前記（１）〜（３）のいずれかに記載の電気抵抗溶接鋼管用鋼帯を材料として用いて形成された電気抵抗溶接鋼管。
（５）鋼素材を熱間圧延して鋼帯とし、
前記鋼帯を冷却し、
冷却された前記鋼帯を巻き取ってコイル状とする、電気抵抗溶接鋼管用鋼帯の製造方法であって、
前記鋼素材が、質量％で、
Ｃ ：０．０２〜０．０６％、
Ｓｉ：０．１〜０．３％、
Ｍｎ：０．８〜１．３％、
Ｐ ：０．０１％以下、
Ｓ ：０．００１％以下、
Ｖ ：０．０４〜０．０７％、
Ｎｂ：０．０４〜０．０７％、
Ｔｉ：０．０１〜０．０４％、
Ｃｕ：０．１〜０．３％、
Ｎｉ：０．１〜０．３％、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％、
Ａｌ：０．０１〜０．０７％、
Ｎ ：０．００７％以下、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
かつ、Ｃ、Ｎｂ、Ｖ、およびＴｉの含有量が下記（１）式の条件を満足する成分組成を有し、 前記熱間圧延において、粗圧延と仕上圧延とが行われ、
前記仕上圧延の開始温度が９５０℃以下であり、
前記仕上圧延の終了温度が７８０〜８５０℃であり、
前記冷却における冷却速度が２０〜１００℃／ｓであり、
前記巻取りが５５０〜７００℃の巻取り温度で行われる、電気抵抗溶接鋼管用鋼帯の製造方法。
記
［Ｃ］−１２（［Ｎｂ］／９２．９＋［Ｖ］／５０．９＋［Ｔｉ］／４７．９）≦０．０３％ ……（１）
ただし、［Ｍ］は質量％単位で表した元素Ｍの含有量
本発明によれば、４８５ＭＰａ以上の降伏強度（ＹＳ）を有するとともに、優れた耐ＨＩＣ性を備える電気抵抗溶接鋼管用鋼帯を得ることができる。本発明の鋼帯は、実質的にフェライト単相からなる組織を有しているため、ベイナイト相やベイニティックフェライト相主体の鋼帯に比べて、耐ＨＩＣ性のばらつきが少ない。また、高濃度の析出強化元素を利用することにより、巻取り温度をそれほど低くせずとも、炭化物形成による強度向上と、フェライトの析出による耐サワー性の向上を安定して行うことができる。
鋼のＶ含有量が、耐ＨＩＣ性におよぼす影響を示す図である。
次に、本発明を実施する方法について具体的に説明する。
本発明の電気抵抗溶接鋼管用鋼帯においては、鋼が所定の成分組成と組織を有することが重要である。そこで、まず、本発明において鋼の成分組成を上記のように限定する理由を説明する。なお、成分に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：０．０２〜０．０６％
Ｃは、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉなどの元素と析出物を形成することによって、鋼の強度を高める作用を有する元素である。前記効果を得るためには、鋼が０．０２％以上のＣを含有する必要がある。一方、Ｃが多すぎると、析出物を形成せずに残存するＣの量が増えるため、パーライト組織やベイナイト組織が生成し、耐サワー性が低下する。このため、鋼のＣ含有量は０．０６％以下である必要がある。また、Ｃ含有量は０．０３〜０．０５％とすることが好ましい。なお、Ｃ含有量は、後述するようにＮｂ、Ｖ、およびＴｉの量に合わせて調整しなければならない。
Ｓｉ：０．１〜０．３％
Ｓｉはフェライト形成元素であるが、フェライトから微細析出物を析出させるため、他の添加元素に見合った量を添加する必要がある。本発明においては、Ｓｉ含有量を０．１〜０．３％とする。なお、Ｓｉ含有量は０．１５〜０．２５％とすることが好ましい。
Ｍｎ：０．８〜１．３％
Ｍｎは、フェライト変態を遅滞させ、仕上圧延後の急冷時に微細析出物を析出させる効果を有する元素である。前記効果を得るためには、鋼が０．８％以上のＭｎを含有する必要がある。一方、Ｍｎが多すぎると、パーライトが析出しやすくなる。この傾向は、偏析によりＭｎが濃化しやすい板厚中心部において顕著である。そのため、本発明においては、Ｍｎの含有量を１．３％以下とすることが重要である。なお、Ｍｎの含有量は０．９〜１．１％とすることが好ましい。
Ｐ：０．０１％以下
Ｐは鋼中に偏析しやすい元素であり、偏析することにより耐サワー性を劣化させる。そのため、本発明においてはＰ含有量を０．０１％以下とすることが重要である。また、Ｐ含有量は０．００６％以下であることが好ましい。なお、Ｐ含有量の下限については限定されず、０％であってよいが、工業的には０％超である。また、過度の低Ｐ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい
Ｓ：０．００１％以下
Ｓは鋼中で硫化物を形成し、耐サワー性を低下させる。これを防止するため、本発明ではＳ含有量を０．００１％以下とすることが重要である。Ｓ含有量は、０．０００６％以下であることが好ましい。なお、Ｓ含有量の下限については限定されず、０％であってよいが、工業的には０％超である。また、過度の低Ｓ化は精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｓ含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。
Ｖ：０．０４〜０．０７％
Ｖは、鋼中のＣと炭化物を形成して析出する性質を有する元素である。この炭化物の析出により、鋼の強度を高めることができる（析出強化）。また、前記炭化物の析出によって、鋼中の実効的なＣ濃度が低下し、パーライト組織やベイナイト組織の形成が抑制される。このような効果を得るために、本発明ではＶ含有量を０．０４％以上とすることが重要である。一方、過剰のＶは、他の析出物と粗大な複合析出物を形成し、かえって耐サワー性を劣化させる。このため、本発明ではＶ含有量を０．０７％以下とする。なお、Ｖ含有量は、０．０５〜０．０６％とすることが好ましい。
Ｎｂ：０．０４〜０．０７％
Ｎｂは、Ｖと同様に、析出強化によって鋼の高強度化に寄与する元素である。また、Ｎｂは、鋼中の実効的なＣ濃度を低下させ、パーライト組織やベイナイト組織の形成を抑制する作用も有している。このような効果を得るために、本発明ではＮｂ含有量を０．０４％以上とすることが重要である。一方、Ｎｂ含有量が多すぎても、析出強化の効果が飽和し、含有量に見合う強度上昇が得られない。また、過剰のＮｂは他の析出物と粗大な複合析出物を形成し、かえって耐サワー性を劣化させる。そのため、本発明ではＮｂ含有量を０．０７％以下とする。なお、Ｎｂ含有量は、０．０５〜０．０６％とすることが好ましい。
Ｔｉ：０．０１〜０．０４％
Ｔｉも炭化物形成元素であるが、ＶやＮｂよりも優先的に鋼中のＮと反応して窒化物を形成する性質を有している。そのため、適切な量のＴｉを鋼に添加することにより、ＮｂとＶがＮと反応することを防止して、確実にＮｂやＶの炭化物を形成させることができる。このような効果を得るために、本発明ではＴｉ含有量を０．０１％以上とすることが重要である。Ｔｉ含有量が０．０１％未満であると、Ｎｂ（ＣＮ）やＶ（ＣＮ）などの粗大析出物が形成され、鋼の耐サワー性が低下する。一方、Ｔｉ含有量が過剰であると、ＴｉＣの生成量が増加し、ＮｂやＶの析出物と共に粗大複合析出物を形成する結果、鋼の耐サワー性が低下する。したがって、本発明ではＴｉ含有量を０．０４％以下とする。なお、Ｔｉ含有量は０．０２〜０．０３％とすることが好ましい。
なお、本発明においては、上記のようにＶ、Ｎｂ、Ｔｉの含有量を、それぞれ個別に調節することが必要であることに加え、Ｖ、Ｎｂ、およびＴｉの３元素の量と、Ｃ量とのバランスを所定の範囲に制御することが極めて重要である。この点については、後ほど詳細に説明する。
Ｃｕ：０．１〜０．３％
Ｃｕは、フェライト変態を遅滞させて、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖなどの炭化物を微細に析出させる作用を有する元素である。また、Ｃｕは、腐食環境における腐食を抑制し、水素侵入量を減らすことにより耐サワー性を向上させる元素でもある。前記効果を得るために、本発明ではＣｕ含有量を０．１％以上とする。一方、Ｃｕを過剰に添加しても、その効果は飽和する。また、過剰のＣｕは、鋼帯表面の粗さを大きくし、その結果、腐食環境における水素の侵入量が増え、鋼の耐サワー性が低下する。そのため、本発明では、Ｃｕ含有量を０．３％以下とする。なお、Ｃｕ含有量は０．２〜０．３％とすることが好ましい。
Ｎｉ：０．１〜０．３％
Ｎｉは、Ｃｕと共にフェライト変態を遅滞させて、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖなどの炭化物を微細に析出させる作用を有する元素である。また、Ｎｉは、Ｃｕと同様に、腐食環境における腐食を抑制し、水素侵入量を減らすことにより耐サワー性を向上させる作用を有している。この効果は、鋼がＣｕとＮｉをともに含有することにより、さらに高まる。前記効果を得るために、本発明ではＮｉ含有量を０．１％以上とする。一方、Ｎｉを過剰に添加しても、その効果は飽和する。また、過剰のＮｉは、鋼帯表面の粗さを大きくし、その結果、腐食環境における水素の侵入量が増え、鋼の耐サワー性が低下する。そのため、本発明では、Ｎｉ含有量を０．３％以下とする。Ｎｉ含有量は０．１〜０．２％とすることが好ましい。
Ｃａ：０．００１〜０．００５％
Ｃａは、鋼に含まれる硫化物を球状とし、耐サワー性を向上させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、Ｓ含有量に応じてＣａ含有量を決定する必要がある。本発明においては、鋼が、０．００１％以上のＣａを含有する必要がある。Ｃａ含有量が０．００１％未満では、Ｓの球状化が十分ではない。一方、Ｃａ含有量が多すぎると粗大な硫化物が形成され、かえって耐サワー性が低下する。そのため、Ｃａ含有量は０．００５％以下とする。なお、Ｃａ含有量は０．００２〜０．００３％とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０１〜０．０７％
Ａｌは、脱酸剤として添加される元素である。Ａｌの含有量が０．０１％未満であると、Ｃａが酸化物を形成してしまうため、Ｃａの有する硫化物球状化効果を十分に得ることができない。一方、Ａｌ含有量が０．０７％より多いと、粗大なアルミナが生成し、耐サワー性が低下する。したがって、本発明ではＡｌ含有量を０．０１〜０．０７％とする。なお、Ａｌ含有量は０．０２〜０．０４％とすることが好ましい。
Ｎ：０．００７％以下
Ｎは、Ｔｉなどと窒化物を形成する元素である。本発明では、Ｘ７０級相当の高強度を得るために微細炭化物を形成する必要があるが、Ｎ含有量が多いと、Ｎｂ、Ｖなどの析出強化元素が炭化物では無く窒化物を形成してしまうため、十分な強度が得られない。よって、本発明ではＮ含有量を０．００７％以下とする。なお、Ｎ含有量は０．００５％以下とすることが好ましい。一方、下限については限定されず、０％であってよいが、工業的には０％超である。また、本発明のようにＣ含有量の少ない鋼においては、溶接部の粒成長を抑制し、溶接部の強度や、じん性を確保するために、Ｎ含有量を０．００１０％以上とすることが好ましく、０．００１５％以上とすることがより好ましい。Ｎ含有量は、０．００３５〜０．００４５％とすることがさらに好ましい。
本発明の電気抵抗溶接鋼管用鋼帯は、以上の成分に加え、不可避的不純物と残部のＦｅからなる。本発明では、鋼の強度と耐サワー性という、相反する性質を両立させるために、鋼が上記成分組成を有することが重要である。
本発明では、鋼帯が、以下の元素を含有しないことが好ましい。不可避的に含有される場合、それらの濃度は以下の範囲であることが好ましい：
Ｃｒ：０．０５％以下、
Ｍｏ：０．０３％以下、
Ｂ ：０．０００５％以下。
より好ましくは、
Ｃｒ：０．０２％以下、
Ｍｏ：０．０１％以下、
Ｂ ：０．０００２％以下である。
特に、Ｍｏ含有量が多いと、製造条件によっては、ＭｏがＴｉ、Ｎｂ、Ｖ等と粗大な複合析出物を形成し、耐ＨＩＣ性が劣化することがある。そのため、より安定的に耐ＨＩＣ性を確保するには、Ｃｒ、Ｍｏ、およびＢの含有量を上記の範囲に抑えることが肝要である。なお、Ｃｒ、Ｍｏ、およびＢの含有量は低いほどよく、それぞれ０％であってよいが、工業的にはそれぞれ０％超であってよい。
また、さらに上記元素に加え、０．０５％以下のＳｎを含有する鋼を用いることもできる。Ｓｎ含有量は、０．０２％以下であることがより好ましい。
なお、Ｃｕ、Ｎｉ等とＷを区別するため、本発明においては、Ｗの鋼への意図的な添加を行わない。これは、Ｗが、フェライト変態を過度に遅滞させる作用を有するためである。Ｗが添加されていると、本発明が意図するフェライト相が得にくくなり、ベイナイト相が析出しやすくなる。また、Ｗは、焼入れ性を高める作用を有する元素であるため、多量に添加した場合、冷却条件などによっては局部的に強度が高くなってしまう。その場合、当該部分を除去する必要が生じ、歩留まりが低下する。したがって、本発明においては、鋼中に含有されるＷの量は少ないほど良い。具体的には、Ｗ含有量は０．０３％以下であることが好ましく、０．０１％以下であることがより好ましい。一方、Ｗ含有量の下限は特に限定されず０％であってよいが、工業的には０％超であってよい。
・ Ｃ、Ｎｂ、Ｖ、およびＴｉ
本発明においては、鋼に含まれる各元素の含有量がそれぞれ上記条件を満たすことに加えて、Ｖ、Ｎｂ、およびＴｉの３元素の含有量とＣ含有量とが、下記（１）式の条件を満足することが重要である。
記
［Ｃ］−１２（［Ｎｂ］／９２．９＋［Ｖ］／５０．９＋［Ｔｉ］／４７．９）≦０．０３％ ……（１）
ただし、［Ｍ］は質量％単位で表した元素Ｍの含有量である。
炭化物形成元素であるＮｂ、Ｖ、およびＴｉは、鋼中のＣと炭化物を形成して析出する。そのため、これらの元素は鋼の強度を向上させる作用に加えて、鋼中の実効的なＣ濃度を低下させる機能を有している。ここで、実効的なＣ濃度とは、合金元素と炭化物を形成して析出した分を除いた、鋼中のＣ含有量を意味する。
Ｎｂ、Ｖ、およびＴｉは、Ｃと原子比１：１のＭＣ型炭化物を主に形成する。したがって、鋼に含まれるすべてのＮｂ、Ｖ、およびＴｉが炭化物を形成すると仮定すると、実効的Ｃ濃度は、各元素の原子量を用いて、［Ｃ］−１２（［Ｎｂ］／９２．９＋［Ｖ］／５０．９＋［Ｔｉ］／４７．９）と表すことができる。本発明においては、後述するように、鋼の組織をフェライト単相とする必要があるため、この実効的Ｃ濃度を０．０３％以下とする必要がある。なお、この０．０３％という値は、フェライト析出時にフェライト中に固溶できるＣ量に相当する。上記（１）式の左辺の値は、フェライト析出から室温に冷却される間にフェライト中に析出する炭化物を減らすという観点から０．０２％以下であることが好ましい。一方、上記（１）式の左辺の値は、溶接部における結晶粒粗大化を抑制するために、０％超であることが好ましい。
なお、上記炭化物の析出は、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉなどの元素が存在するだけで生じるわけではない。鋼の成分組成が上記条件を満たすと同時に、適切な温度条件で鋼帯を製造することによって、初めて適切な炭化物の析出とフェライト組織の形成が達成される。製造時の温度条件については、後ほど詳しく説明する。
また、これらの炭化物形成元素、とくにＴｉの一部は、実際には、炭化物ではなく窒化物を形成する。したがって、上記（１）式の左辺の値は、実効的Ｃ濃度の実際の値と厳密に一致するわけではない。しかし、後ほど実施例において示すように、本発明における条件の範囲内では、上記（１）式に基づいた成分組成の制御が有効である。
・ ＴｉおよびＮ
さらに、本発明においては、鋼のＴｉ含有量とＮ含有量とが、下記（２）式の条件を満足することが好ましい。
記
［Ｔｉ］／４７．９≧［Ｎ］／１４ ……（２）
ただし、［Ｍ］は質量％単位で表した元素Ｍの含有量である。
先にも述べたように、Ｔｉは、ＶやＮｂに比べて窒化物を形成しやすい性質を有している。そのため、十分な量のＴｉを鋼に添加することにより、ＮｂやＶがＮと反応して粗大な析出物が形成されることを防止できる。このような効果を得るためには、鋼に含まれるＴｉがＮより原子当量比で多いことが好ましい。このことを、両元素の原子量を用いて表したものが上記（２）式である。
・ Ｖ含有量の影響
上述したように、本発明においては、鋼中の析出強化元素の含有量を制御することが重要である。その一例として、Ｖ含有量が鋼帯の耐ＨＩＣ性に及ぼす影響を、以下に示す方法により、実験的に確認した。
Ｖ含有量が異なる１０種の鋼帯を作製し、それぞれについてＨＩＣ試験を行って、ＨＩＣの起こりやすさの指標であるＣＬＲ（Crack Length Ratio）値を測定した。鋼帯の製造は、以下に述べる手順で行った。まず、所定の組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で厚さ２５０ｍｍのスラブとした。次に、得られたスラブを１２２０〜１２４０℃に加熱し、熱間圧延を行った。前記熱間圧延では、まず、前記スラブを粗圧延により４５ｍｍ厚のシートバーとし、次いで、仕上圧延を行って厚さ１１．３ｍｍ、幅１０８０ｍｍの鋼帯を得た。得られた鋼帯は、ランナウトテーブル（ＲＯＴ）上で水冷された後、コイル状に巻き取られた。製造条件は次の通りである。仕上圧延開始温度：８９０〜９１０℃、仕上圧延終了温度：７８５〜８０５℃、仕上圧延時間（仕上圧延開始から終了までの時間）：４秒、ＲＯＴでの冷却（水冷）速度：２４〜３７℃／ｓ、巻取温度：５８５〜６１５℃。
Ｖ含有量は、０．００２％（無添加）から０．０８１％までの間で変化させた。Ｖ以外の元素の含有量は、次の通りである。
Ｃ ：０．０３３〜０．０４５％、
Ｓｉ：０．１６〜０．２３％、
Ｍｎ：０．９２〜１．０７％、
Ｐ ：０．００３〜０．００５％、
Ｓ ：０．０００３〜０．０００７％、
Ｎｂ：０．０５０〜０．０５８％、
Ｔｉ：０．０２１〜０．０２９％、
Ｃｕ：０．２２〜０．２８％、
Ｎｉ：０．１２〜０．１８％、
Ｃａ：０．００２２〜０．００２９％、
Ａｌ：０．０２３〜０．０３８％、
Ｎ ：０．００３６〜０．００４５％、
Ｃｒ：０．０２％、
Ｍｏ：０．０１％、
Ｂ ：０．０００１％未満、および
残部Ｆｅおよび不可避的不純物。
製造上の制限から、Ｖ以外の元素の含有量や、製造時の温度条件に若干のばらつきがある。しかし、それらのばらつきは、Ｖ含有量の変化幅に比べて十分に小さいため、得られた複数の鋼帯の特性の違いは、Ｖ含有量の違いに起因すると見なすことができる。
ＣＬＲ値の測定は、後述する実施例におけるＨＩＣ試験方法に基づいて行った。図１は、Ｖ含有量に対して、各鋼帯について測定されたＣＬＲ値をプロットしたものである。Ｖ含有量が本発明において規定される範囲内である鋼帯では、ＨＩＣがほとんど発生しなかったが、Ｖ含有量が本発明における範囲を外れた鋼帯では、Ｖ含有量の逸脱が大きいほど、ＨＩＣの程度が大きかった。なお、ここではＶ含有量の影響のみを説明したが、ＮｂおよびＴｉの含有量も、耐ＨＩＣ性に対して同様の影響を与えることを確認した。以上の結果に加え、後ほど説明する実施例、比較例の結果からも、耐サワー性を向上させるうえで、Ｖ、Ｎｂ、およびＴｉの含有量の制御が重要であることは明らかである。
・ 鋼の組織
次に、本発明における鋼の組織の限定理由について説明する。
本発明においては、鋼の組織に占めるフェライト面積率を９０％以上とすることが重要である。パーライト組織は耐サワー性に劣るため、鋼中に含まれないことが好ましい。また、ベイナイト組織は、パーライト組織に比べれば優れた耐サワー性を有しているが、フェライト相とセメンタイト相からなるという点においてパーライト組織と同一のものであるため、耐サワー性が十分であるとはいえない。そこで、本発明においては鋼の組織を実質的にフェライト単相とする。ここで、実質的にフェライト単相とは、フェライト面積率が９０％以上であることを意味する。また、フェライト面積率は９５％以上であることが好ましい。このように高いフェライト面積率は、先に述べたように鋼の成分組成を制御するとともに、特定の温度条件で鋼帯を製造することによって達成することができる。一方、フェライト面積率の上限は特に限定されず、１００％であってよい。なお、本発明における「フェライト」には、マルテンサイト変態点に近い５００℃程度の低温で生成する「ベイニティックフェライト」は包含されない。このような低温で生成するベイニティックフェライトには、固溶できるＣ量が少なく、固溶できなかったＣはセメンタイト（Ｆｅ3Ｃ）を形成し、耐サワー性を劣化させるためである。
フェライト相以外の組織は少ないほどよい。しかし、フェライト相の面積率が十分に高ければ、残部の組織の影響はほぼ無視できるため、ベイナイト、マルテンサイトなど、フェライト以外の組織の１種または２種以上を、合計面積率で１０％未満含むことは許容される。これらのフェライト以外の組織は、合計面積率で５％未満であることが好ましい。一方、上述したように、本発明においてはフェライト面積率が高いほどよいため、フェライト相以外の組織の面積率の下限は特に限定されず、０％であってよい。
・ 製造方法
次に、本発明の鋼帯の製造方法について説明する。
まず、上記の成分組成を有する鋼素材を、常法にしたがって溶製する。前記鋼素材は、偏析、特に中心偏析によってパーライト組織が形成されることを防ぐため、連続鋳造法によって製造することが好ましい。その際、連続鋳造法によって得られるスラブの厚さは２００ｍｍ以上とすることが好ましい。それにより、熱間圧延工程における粗圧延時に再結晶を多く起こさせ、偏析によるパーライト組織の形成を抑制することができる。一方、スラブが厚すぎると、加熱時にスラブ全体の温度が上昇せず、析出物を十分に固溶させることが困難となる。そのため、スラブ厚は３００ｍｍ以下とすることが好ましい。スラブ厚の、さらに好ましい範囲は、２４０〜２６０ｍｍである。
次に、所定の加熱温度までスラブを加熱し、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を行う。前記加熱温度は、鋼中の析出物を固溶させるため、１２００℃以上とすることが好ましい。一方、前記加熱温度が高すぎると結晶粒が成長し、熱延時に元素濃化した結晶粒の拡散が不十分となり、偏析によるパーライトの析出が起こりやすくなる。そのため、前記加熱温度は１２５０℃以下とすることが好ましい。
前記加熱後、鋼素材を粗圧延してシートバーとする。前記シートバーの厚さは、後の仕上圧延での圧下率を大きくするため、４０ｍｍ以上とすることが好ましい。一方、粗圧延においても一定の圧下率を確保し、偏析を抑制するために、シートバー厚は６０ｍｍ以下であることが好ましい。
得られたシートバーを、さらに仕上圧延して鋼帯とする。仕上圧延開始温度（仕上圧延の入側温度）は９５０℃以下と低くし、仕上圧延をオーステナイトの未再結晶温度域での圧延とする。仕上圧延開始温度が９５０℃超えでは、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ等の析出物形成が十分ではなく、強度が低下すると共に、フェライト相率が下がり、耐サワー性が劣化する。なお、仕上圧延開始温度は、９１０℃以下とすることがより好ましい。一方、仕上圧延開始温度の下限は特に限定されないが、８５０℃以上とすることが好ましい。
前記仕上圧延は、タンデム圧延機を用いて、３秒から１５秒の間の時間で行うことが好ましい。仕上圧延終了温度（仕上圧延の出側温度）は、７８０〜８５０℃とする。仕上圧延終了温度が低すぎると、仕上圧延中に鋼帯表層部にフェライトが析出し、耐サワー性が劣化してしまう。また、仕上圧延終了温度が８５０℃超えでは、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ等の析出物が十分に形成されない結果、鋼帯の強度が低下すると共に、フェライト析出核減少によりフェライト相率が下がり、耐サワー性が劣化する。なお、仕上圧延終了温度は、７８０〜８３０℃とすることが好ましい。さらに好ましくは、７８０〜８１０℃である。
仕上圧延を行う際に、仕上温度を確保するため、シートバー全体、あるいはシートバーのエッジ部のみを加熱すること、または仕上圧延前にシートバーを一旦コイル状に巻き取った後、仕上圧延することは許される。
仕上圧延後、微細炭化物を析出させて強度を向上させるために、前記仕上圧延によって得られた鋼帯を冷却する。前記冷却は、例えば、ＲＯＴ上で鋼帯を水冷することによって行うことができる。その際、冷却速度が遅いと、フェライト中のＣが拡散して未変態オーステナイト中へＣが濃化し、その結果、パーライトが析出しやすくなる。これを防止するため、本発明では、前記冷却における冷却速度を２０℃／ｓ以上とする。一方、冷却速度が速すぎると、鋼帯全体を均一に冷却することが難しくなる。その結果、鋼帯の表層部が優先的に硬化してしまい、耐サワー性、特に耐ＳＳＣ性が低下する。これを防止するため、本発明では冷却速度を１００℃／ｓ以下とする。なお、冷却速度は２０〜５０℃／ｓとすることが好ましい。
上記冷却は、仕上圧延が終了した直後から実施され、鋼帯の温度が所定の巻取温度に達するまで行われる。前記冷却を水冷によって行う場合、復熱等を考慮して、該水冷終了後に、必要に応じて空冷や、再度の水冷を行うことも可能であるが、それらの際における冷却速度は、本発明における冷却速度に含まれない。
上記仕上圧延が終了してから、巻取りが開始されるまでの間に、鋼帯の表面温度が５００℃以下とならないこと、言い換えれば、鋼帯の表面温度が５００℃超を維持するようにすることが好ましい。これは、鋼の温度がＡ1変態点に近いほど、フェライト中に固溶できるＣ量が多くなるためである。フェライトの析出を比較的高温で行わせることによって、セメンタイト（パーライトやベイナイト）の析出を抑制することができる。
次に、冷却された鋼帯を、コイル状に巻き取る。本発明では、微細炭化物を析出させて鋼帯の強度を向上させるとともに、フェライト主体の組織を形成するために、巻取り温度を５５０〜７００℃とすることが重要である。巻取り温度が５５０℃未満であると、十分な析出強化が生じず、また、フェライト主体の組織を得ることも難しい。一方、巻取り温度が７００℃より高いと、粗大な析出物が形成されるため、鋼帯の強度が低下する。巻取り温度は５８０〜６２０℃とすることが好ましい。なお、本発明における巻取り温度とは、巻取り開始直前における鋼帯の表面温度である。
以上の方法により、本発明の電気抵抗溶接鋼管用鋼帯を製造することができる。さらに、得られた鋼帯を、成型し、次いで電気抵抗溶接することにより、電気抵抗溶接鋼管を製造することができる。電気抵抗溶接鋼管への加工と溶接の条件は特に限定されず、例えば、本技術分野において公知の条件を採用することができる。なお、電気抵抗溶接法では、溶接金属を使用せずに鋼帯エッジ部をつけあわせて接合されるため、溶接部（鋼帯エッジ部）に加工の影響が強く表れる。そのため、電気抵抗溶接鋼管用の鋼帯では、エッジ部まで耐ＨＩＣ性等の特性が優れていることが重要である。
次に、実施例に基づいて本発明をさらに具体的に説明する。以下の実施例は、本発明の好適な一例を示すものであり、本発明は、該実施例によって何ら限定されるものではない。
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で厚さ２５０ｍｍのスラブとした。次に、得られたスラブを１２３０℃に加熱し、熱間圧延を行った。前記熱間圧延では、まず、前記スラブを粗圧延により５０ｍｍ厚のシートバーとし、次いで、仕上圧延を行って厚さ１２．５ｍｍ、幅１２６０ｍｍの鋼帯を得た。得られた鋼帯は、所定の巻取温度に達するまでＲＯＴ上で断続的に水冷された後、コイル状に巻き取られた。仕上圧延、水冷、および巻取りの条件は、表２に示す通りである。なお、仕上圧延時間（仕上圧延開始から終了までの時間）は５秒とした。以上の製造工程において、仕上圧延から巻取りまでの間、鋼帯の表面温度は５００℃超に保たれていた。
次に、得られた鋼帯のそれぞれについて、フェライト面積率、降伏強度、引張強さ、耐ＨＩＣ性、および耐ＳＳＣ性を測定した。降伏強度、引張強さ、耐ＨＩＣ性、および耐ＳＳＣ性の測定を行うに当たっては、あらかじめ、試験片に対して加工歪を付与した。加工歪の付与は、Ｒ１５０のプレス機で曲げ、曲げ戻し加工を施すという、電気抵抗溶接鋼管の造管ひずみ導入を模擬した方法により行った。一般的に、加工歪を付与することによってＨＩＣやＳＳＣが発生しやすくなる。したがって、ここで実施した耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性の試験条件は、加工歪を付与しない状態で行われる試験よりも厳しいといえる。また、加工ひずみを付与することにより降伏点伸びが消え、造管後と同程度の降伏強度が得られる。測定方法および測定条件は、以下の通りとした。
・ ミクロ組織の観察
得られた鋼帯（加工ひずみなし）より、組織観察用試験片を作製し、ミクロ組織の観察を行った。観察は、試験片の圧延方向断面を研磨および腐食した面について実施した。観察は、光学顕微鏡（×４００）、および走査型電子顕微鏡（×１０００）を用いて行い、得られた画像を解析して、組織全体に占めるフェライトの比率を算出した。
・ 引張試験
前記鋼帯より、引張方向が圧延方向と直角となるように、ＡＳＴＭ Ａ３７０規格に準拠した矩形引張試験片を採取した。前記試験片を用いて引張試験を実施し、降伏強度（ＹＳ）と引張強さ（ＴＳ）を測定した。試験片の標点間距離（ＧＬ）は、５０ｍｍとした。
・ ＨＩＣ試験
前記鋼帯の、幅方向中心部、１／４幅部、およびエッジ部の３つの位置から、それぞれ試験片の長さ方向が鋼帯の圧延方向となるようにＨＩＣ試験用試験片を採取した。前記試験片の寸法は、幅２０ｍｍ×長さ１００ｍｍ、厚さは鋼帯の厚さのまま（研磨のみ）とした。得られた試験片に、先に述べた方法で加工歪の付与を行った後、ＮＡＣＥ−ＴＭ０２８４に準拠してＨＩＣ試験を実施した。試験においては、試験片をＡ液（５．０％ＮａＣｌ＋０．５０％ＣＨ3ＣＯＯＨの水溶液を、Ｈ2Ｓで飽和させた溶液）に９６時間浸漬した。試験終了後、試験片に生じた割れを超音波探傷法により測定し、割れの最も大きい３断面につき、「測定された割れの合計長さ／試験片長さ×１００％」として定義されるＣｒａｃｋ Ｌｅｎｇｔｈ Ｒａｔｉｏ（ＣＬＲ）を算出した。
・ ＳＳＣ試験
鋼帯の幅方向と厚さ方向における中心部から、試験片の長さ方向が鋼帯の圧延方向となるようにＳＳＣ試験用試験片を採取した。前記試験片の寸法は、幅１５ｍｍ×長さ１２０ｍｍ×厚さ５ｍｍとし、１つの鋼帯から、同じ形状、寸法の試験片を３つ採取した。試験片の採取は、鋼帯の片面を研削して行った（非研削面は鋼帯まま）。得られた試験片に、先に述べた方法で加工歪の付与を行った後、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７に準拠した条件で、非研削面が外側になるように４点曲げ試験を実施した。試験においては、ＨＩＣ試験で用いたものと同様のＡ液に試験片を浸漬し、４３７ＭＰａの応力を負荷した状態で、７２０時間保持した。前記応力の値は、ＡＰＩ規格のＸ７０級における規格最小降伏応力（ＳＭＹＳ）である４８５ＭＰａの９０％に相当する。試験終了後、光学顕微鏡を用いて倍率１０倍で試験片の表面を観察し、割れがないものを○、１つでも割れを認めたものを×とした。
測定結果は、表２に示した通りである。鋼の成分組成とフェライト面積率が本発明の条件を満たす１〜９番の鋼帯は、いずれもＸ７０級以上のＹＳおよびＴＳの値を示すとともに、ＳＳＣが発生しなかった。中でも１〜４番の鋼帯では、鋼帯の３カ所から採取された試験片のいずれにおいても、ＣＬＲ値が０％であった。この結果は、本発明の鋼帯が、全体にわたってばらつきなく、優れた耐サワー性を有していることを示している。
これに対して、仕上圧延開始温度の高い１０番、仕上圧延終了温度の高い１１番、冷却速度が遅い１２番、および巻取温度の低い１３番の鋼帯では、１〜４番の鋼帯と、それぞれ同じ成分組成であるにも関わらず、十分なフェライト面積率が達成できていなかった。その結果、ＨＩＣやＳＳＣの発生を防止することができておらず、また、ＹＳおよびＴＳの値が１〜４番に比べてやや低かった。
また、鋼の成分組成が本発明の条件を満たしていない１４、１５、１７、１９、２１、２３、２４番の鋼帯では、フェライト面積率が９０％未満であり、ＨＩＣやＳＳＣが発生した。Ｓ含有量が本発明において規定される範囲よりも低い１６番、Ｖ含有量が本発明において規定される範囲よりも多い１８番、Ｎｂ含有量が本発明において規定される範囲よりも多い２０番、Ｔｉ含有量が本発明において規定される範囲よりも多い２２番の鋼帯では、フェライト面積率は９０％以上であったものの、硫化物（１６番）や粗大析出物（１８、２０、２２番）が生じるため、ＨＩＣやＳＳＣが発生した。
析出強化元素であるＶ、Ｎｂ、およびＴｉのいずれかの含有量が本発明で規定する範囲よりも低い１７、１９、２１番の鋼帯では、ＹＳおよびＴＳの値も低かった。また、１４番の鋼帯は、Ｖ、Ｎｂ、およびＴｉの含有量が本発明で規定される条件を満たしているものの、Ｃ含有量が多く、その結果、（１）式の条件を満たしていない。そのため、製造条件が本発明で規定される条件を満足しているにもかかわらず、十分な耐サワー性が得られなかった。また、Ｍｏを０．１２％添加した２７番の鋼帯では、１／４幅とエッジ部におけるＣＬＲ値がやや高く、本発明の条件を満たす鋼帯に比べて耐ＨＩＣ性に劣っていた。
反対に、仕上圧延終了温度または巻取り温度が低い２５、２６番の鋼帯では、鋼の成分組成が本発明で規定される条件を満たしているにもかかわらず、フェライト面積率が低く、ＨＩＣとＳＳＣが発生した。特に、巻取り温度が５５０℃未満である２６番の鋼帯では、フェライト面積率が２７％と、極めて低くかった。
以上の結果から、鋼における個々の元素の含有量が本発明の条件を満たし、かつ適切な温度条件で製造してフェライト面積率を９０％とすることにより、Ｘ７０級以上の強度を有するとともに、ばらつきが少なく、極めて優れた耐ＨＩＣ性と耐ＳＳＣ性を備える電気抵抗溶接鋼管用鋼帯が得られることが分かる。
Figure 0006179604
Figure 0006179604

Claims (5)

  1. 質量％で、
    Ｃ ：０．０２〜０．０６％、
    Ｓｉ：０．１〜０．３％、
    Ｍｎ：０．８〜１．３％、
    Ｐ ：０．０１％以下、
    Ｓ ：０．００１％以下、
    Ｖ ：０．０４〜０．０７％、
    Ｎｂ：０．０４〜０．０７％、
    Ｔｉ：０．０１〜０．０４％、
    Ｃｕ：０．２〜０．３％、
    Ｎｉ：０．１４〜０．３％、
    Ｃａ：０．００１〜０．００５％、
    Ａｌ：０．０１〜０．０７％、
    Ｎ ：０．００７％以下、
    残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
    かつ、Ｃ、Ｎｂ、Ｖ、およびＴｉの含有量が下記（１）式の条件を満足する成分組成を有し、
    フェライト面積率が９０％以上である電気抵抗溶接鋼管用鋼帯。
    記
    ０％＜［Ｃ］−１２（［Ｎｂ］／９２．９＋［Ｖ］／５０．９＋［Ｔｉ］／４７．９）≦０．０３％ ……（１）
    ただし、［Ｍ］は質量％単位で表した元素Ｍの含有量
  2. 前記成分組成が、下記（２）式の条件をさらに満足する、請求項１に記載の電気抵抗溶接鋼管用鋼帯。
    記
    ［Ｔｉ］／４７．９≧［Ｎ］／１４ ……（２）
    ただし、［Ｍ］は質量％単位で表した元素Ｍの含有量
  3. 前記不可避不純物としてのＣｒ、Ｍｏ、およびＢの含有量が、それぞれ質量％で、
    Ｃｒ：０．０５％以下、
    Ｍｏ：０．０３％以下、および
    Ｂ ：０．０００５％以下
    である請求項１または２に記載の電気抵抗溶接鋼管用鋼帯。
  4. 請求項１〜３のいずれか一項に記載の電気抵抗溶接鋼管用鋼帯を材料として用いて形成された電気抵抗溶接鋼管。
  5. 鋼素材を熱間圧延して鋼帯とし、
    前記鋼帯を冷却し、
    冷却された前記鋼帯を巻き取ってコイル状とする、電気抵抗溶接鋼管用鋼帯の製造方法であって、
    前記鋼素材が、質量％で、
    Ｃ ：０．０２〜０．０６％、
    Ｓｉ：０．１〜０．３％、
    Ｍｎ：０．８〜１．３％、
    Ｐ ：０．０１％以下、
    Ｓ ：０．００１％以下、
    Ｖ ：０．０４〜０．０７％、
    Ｎｂ：０．０４〜０．０７％、
    Ｔｉ：０．０１〜０．０４％、
    Ｃｕ：０．１〜０．３％、
    Ｎｉ：０．１〜０．３％、
    Ｃａ：０．００１〜０．００５％、
    Ａｌ：０．０１〜０．０７％、
    Ｎ ：０．００７％以下、
    残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
    かつ、Ｃ、Ｎｂ、Ｖ、およびＴｉの含有量が下記（１）式の条件を満足する成分組成を有し、
    前記熱間圧延において、粗圧延と仕上圧延とが行われ、
    前記仕上圧延の開始温度が９５０℃以下であり、
    前記仕上圧延の終了温度が７８０〜８５０℃であり、
    前記冷却における冷却速度が２０〜１００℃／ｓであり、
    前記巻取りが５５０〜７００℃の巻取り温度で行われ、
    前記電気抵抗溶接鋼管用鋼帯のフェライト面積率を９０％以上とする、電気抵抗溶接鋼管用鋼帯の製造方法。
    記
    ［Ｃ］−１２（［Ｎｂ］／９２．９＋［Ｖ］／５０．９＋［Ｔｉ］／４７．９）≦０．０３％ ……（１）
    ただし、［Ｍ］は質量％単位で表した元素Ｍの含有量
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