JP6256653B2 - 構造管用鋼板、構造管用鋼板の製造方法、および構造管 - Google Patents

構造管用鋼板、構造管用鋼板の製造方法、および構造管 Download PDF

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Description

本発明は、構造管用鋼板に関するものであり、特に、本発明は、ＡＰＩ Ｘ１００グレード以上の強度を有するとともに、圧延方向と圧延垂直方向の強度差の小さい材質均一性に優れた構造管用鋼板に関するものである。
また、本発明は、上記構造管用鋼板の製造方法、および上記構造管用鋼板を用いて製造される構造管に関するものである。
海底資源掘削船等による石油やガスの掘削においては、コンダクターケーシング鋼管やライザー鋼管等の構造管が使用される。これらの用途では、近年、圧力上昇による操業効率向上や素材コスト削減の観点から、ＡＰＩ（アメリカ石油協会） Ｘ１００グレード以上の高強度鋼管に対する要求が高まっている。
また、上述のような構造管は、合金元素量が非常に多い鍛造品（例えばコネクタ等）を円周溶接して用いられることが多い。溶接を行った場合には、溶接に起因する鍛造品の残留応力除去を目的としてＰＷＨＴ（Ｐｏｓｔ Ｗｅｌｄ Ｈｅａｔ Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ、溶接後熱処理）が施されるが、熱処理によって強度等の機械的特性の低下が懸念される。そのため、構造管には、ＰＷＨＴ後においても優れた機械的特性、特に掘削時の海底での外圧による破壊防止のため、管の長手方向、すなわち圧延方向に高い強度を維持していることが要求される。
そこで、例えば特許文献１では、０．３０〜１．００％のＣｒ、０．００５〜０．００３０％のＴｉ、および０．０６０％以下のＮｂを添加した鋼を熱間圧延した後、加速冷却することによって、ＰＷＨＴの一種である応力除去（Ｓｔｒｅｓｓ Ｒｅｌｉｅｆ、ＳＲ）焼鈍を６００℃以上の高温で行った後においても優れた強度を維持することができる高強度ライザー鋼管用鋼板を製造することが提案されている。
また、特許文献２では、溶接鋼管において、母材部と溶接金属の成分組成をそれぞれ特定の範囲とするとともに、両者の降伏強度を５５１ＭＰａ以上としたものが提案されている。特許文献２には、前記溶接鋼管が、溶接部におけるＳＲ前後の靭性に優れることが記載されている。
特開平１１−５０１８８号公報 特開２００１−１５８９３９号公報
しかし、特許文献１に記載の鋼板では、ＰＷＨＴ時にＣｒ炭化物を析出させることによってＰＷＨＴによる強度低下を補っているため、多量のＣｒを添加する必要がある。そのため、素材コストが高いことに加えて、溶接性や靭性の低下が懸念される。
また、特許文献２に記載の鋼管は、シーム溶接金属の特性改善を主眼においており、母材に対しては特段の配慮がなされておらず、ＰＷＨＴによる母材強度の低下が避けられない。母材強度を確保するには、制御圧延や加速冷却によってＰＷＨＴ前の強度を高めておく必要がある。
さらに、構造管用鋼板には、以下に述べる理由から、圧延方向と圧延垂直方向における強度差が小さい（材質均一性に優れる）ことが求められる。
すなわち、鋼管の溶接継手部（溶接金属部）の強度は、一般的に、鋼管母材の強度よりも高くなるように設計される。この設計思想はオーバー・マッチング（over-matching）とも呼ばれる。敷設された鋼管が何らかの原因で変形や破壊する場合、オーバー・マッチングが実現していれば、変形や破壊の起点は溶接継手部ではなく鋼管母材となる。溶接継手部よりも鋼管母材の方が材料の健全性についての信頼性は高いので、オーバー・マッチングにより、敷設される管体の安全性を高めることができる。
構造管の場合、鋼板から鋼管を製造するときに実施されるシーム溶接（seam welding）のほか、個々の鋼管を接続する円周溶接（girth welding）が実施される。このため、シーム溶接継手部と円周溶接継手部との両方において、オーバー・マッチングが必要となる。すなわち、シーム溶接継手部の強度は、鋼板の圧延方向に垂直な方向の強度よりも高く、かつ、円周溶接継手部の強度は、鋼板の圧延方向の強度よりも高くする必要がある。ここで、鋼板の圧延方向の強度と圧延方向に垂直な方向の強度との差が小さければ、シーム溶接継手部と円周溶接継手部のオーバー・マッチングを実現する上で、ほぼ同様、あるいは、類似の溶接施工方法を適用することができるので好ましい。
本発明は、上記の実情に鑑み開発されたもので、ＡＰＩ Ｘ１００グレード以上の高強度鋼板であって、多量の合金元素の添加なしで、圧延方向における強度に優れるとともに、圧延方向と圧延垂直方向における強度差の小さい（材質均一性に優れる）構造管用鋼板を提供することを目的とする。
また、本発明は、上記構造管用鋼板の製造方法、および上記構造管用鋼板を用いて製造された構造管を提供することを目的とする。
本発明者らは、構造管用鋼板において、材質均一性と強度とを両立させるために、圧延条件が鋼板のミクロ組織に及ぼす影響について詳細な検討を行った。一般に溶接鋼管用の鋼板や溶接構造用の鋼板は溶接性の観点から化学成分が厳しく制限されるため、Ｘ６５グレード以上の高強度鋼板は熱間圧延後に加速冷却して製造されている。そのため、鋼板のミクロ組織はベイナイト主体か、ベイナイト中に島状マルテンサイト（Martensite-Austenite constituent、以下、「ＭＡ」と記すことがある）を含んだ組織となるが、このような組織の鋼にＰＷＨＴを施すと、ベイナイト中の島状マルテンサイト組織が焼戻しにより分解するため強度低下は避けられない。また、焼戻しによる強度低下を補うために、ＰＷＨＴ時にＣｒ炭化物等を析出させる方法があるが、炭化物が容易に粗大化するために靭性が低下してしまう。このように、変態強化によってＰＷＨＴ後でも強度と靭性を確保することには限界があることが明白である。そこで、本発明者らは、優れた耐ＰＷＨＴ性と、強度、および材質均一性が得られるミクロ組織に関して鋭意研究を行った結果、次の（ａ）および（ｂ）の知見を得た。
（ａ）耐ＰＷＨＴ性を向上させるためには、鋼のミクロ組織を、ＰＷＨＴの前後において形態変化を生じない組織とする必要がある。そのためには、ＰＷＨＴによって分解する島状マルテンサイトの量を低減するとともに、鋼中の炭素を熱的に安定な微細炭化物として分散析出させればよい。
（ｂ）高強度でかつ材質均一性に優れた鋼板を得るためには、熱間圧延後の加速冷却において、できるだけ低い温度で冷却を停止し、その後、ただちに急速加熱すれば良い。前記加速冷却を停止した直後の鋼のミクロ組織は、ＭＡが少なく、転位密度の高いベイナイト組織となっているが、その後の再加熱によって可動転位が固溶Ｃによって固着される結果、材質均一性に優れる鋼板を得ることができる。
以上の知見に基づき、鋼の成分組成とミクロ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．構造管用鋼板であって、
質量％で、
Ｃ ：０．０６０〜０．１００％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：１．５０〜２．５０％、
Ａｌ：０．０８０％以下、
Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０８０％、
Ｎ ：０．００１〜０．０１０％、
Ｏ ：０．００５０％以下、
Ｐ ：０．０１０％以下、および
Ｓ ：０．００１０％以下、を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、かつ
質量％で表したＮ含有量に対する質量％で表したＴｉ含有量の比であるＴｉ／Ｎが２．５以上、４．０以下であり、
下記（１）式で定義される炭素当量Ｃeqが０．４５以上であり、
下記（２）式で定義されるＸが０．３０未満であり、
下記（３）式で定義されるＹが０．１５以上である成分組成を有し、
ベイナイト主体、かつ島状マルテンサイトの面積分率が３．０％未満であるミクロ組織を有し、
圧延方向における引張強さ（ＴＳL）が７６０ＭＰａ以上であり、圧延直交方向における引張強さ（ＴＳC）と圧延方向における引張強さ（ＴＳL）との差（ＴＳC−ＴＳL）の絶対値が３０ＭＰａ以下である、構造管用鋼板。
記
Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
（ここで、（１）式中の元素記号は、前記鋼板中における各元素の含有量を質量％で表した値であり、該鋼板中に当該元素が含有されない場合には０とする）
Ｘ＝（Ｃ＋Ｍｏ／５）／Ｃｅｑ・・・（２）
Ｙ＝［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］・・・（３）
（ここで、［Ｍ］は前記鋼板中における元素Ｍの含有量を原子％で表した値であり、該鋼板中に元素Ｍが含有されない場合には［Ｍ］＝０とする）
２．さらに、前記成分組成が、質量％で、
Ｖ ：０．００５〜０．１００％、を含有する、前記１に記載の構造管用鋼板。
３．さらに、前記成分組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１００％、および
Ｂ ：０．００２０％以下からなる群より選択される１種または２種以上を含有する、前記１または２に記載の構造管用鋼板。
４．前記１〜３のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼素材を、加熱温度：１１００〜１３００℃まで加熱する加熱工程と、
前記加熱工程において加熱された鋼素材を熱間圧延して鋼板とする熱間圧延工程と、
前記熱間圧延された鋼板を、冷却開始温度：下記の式で定義されるＡｒ3点以上、冷却終了温度：３００℃未満、平均冷却速度：２０℃／ｓ以上の条件で加速冷却する加速冷却工程と
前記加速冷却工程の後、ただちに０．５℃／ｓ以上１０℃／ｓ以下の昇温速度で３００〜５５０℃まで再加熱を行う再加熱工程とを、少なくとも有する、構造管用鋼板の製造方法。
記
Ａｒ3（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ
（ここで、上記式中の元素記号は、前記鋼板中における各元素の含有量を質量％で表した値であり、該鋼板中に当該元素が含有されない場合には０とする）
５．前記１〜３のいずれか一項に記載の構造管用鋼板からなる構造管。
６．前記１〜３のいずれか一つに記載の鋼板を長手方向に筒状に成形した後、突合せ部を内外面からいずれも少なくとも１層ずつ長手方向に溶接して得た構造管。
本発明によれば、ＡＰＩ Ｘ１００グレード以上の高強度鋼板であって、多量の合金元素の添加なしで、圧延方向における強度に優れるとともに、圧延方向と圧延垂直方向における強度差の小さい（材質均一性に優れる）構造管用鋼板を提供することができる。
［成分組成］
次に、本発明における各構成要件の限定理由について述べる。
本発明においては、構造管用鋼板が所定の成分組成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：０．０６０〜０．１００％
Ｃは、鋼の強度を増加する元素であり、所望の組織を得て、所望の強度、靭性とするためには、Ｃ含有量を０．０６０％以上とする必要がある。一方、Ｃ含有量が０．１００％を超えると溶接性が劣化し、溶接割れが生じやすくなるとともに、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．１００％以下とする。なお、Ｃ含有量は、０．０６０〜０．０８０％とすることが好ましい。
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸材として作用し、さらに固溶強化により鋼材の強度を増加させる元素である。前記効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、ＨＡＺ靭性が著しく劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。なお、Ｓｉ含有量は０．０５〜０．２０％とすることが好ましい。
Ｍｎ：１．５０〜２．５０％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高めるとともに、強度と靭性を向上させる作用を有する元素である。前記効果を得るために、Ｍｎ含有量を１．５０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．５０％を超えると溶接性が劣化するおそれがある。そのため、Ｍｎ含有量は２．５０％以下とする。なお、Ｍｎ含有量は１．８０％〜２．００％とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０８０％以下
Ａｌは、製鋼時の脱酸剤として添加される元素である。Ａｌ含有量が０．０８０％を超えると靭性の低下を招くため、Ａｌ含有量は０．０８０％以下とする。なお、Ａｌ含有量は０．０１０〜０．０５０％とすることが好ましい。
Ｍｏ：０．１０〜０．５０％
Ｍｏは、本発明において特に重要な元素であり、熱間圧延後の冷却時におけるパーライト変態を抑制しつつ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖと微細な複合炭化物を形成して鋼板の強度を大きく上昇させる機能を有している。前記効果を得るために、Ｍｏ含有量を０．１０％以上とする。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると溶接熱影響部（Ｈｅａｔ−Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ、ＨＡＺ）靭性の低下を招くため、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とする。
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは、Ｍｏと同様に本発明において特に重要な元素であり、Ｍｏと複合析出物を形成して鋼の強度向上に大きく寄与する。前記効果を得るために、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とする。一方、０．０２５％を超える添加はＨＡＺ靭性および母材靭性の劣化を招く。そのため、Ｔｉ含有量は０．０２５％以下とする。
Ｎｂ：０．００５〜０．０８０％
Ｎｂは、組織の微細粒化により靭性を向上させる作用を有する元素である。また、Ｍｏと共に複合析出物を形成し、強度向上に寄与する。前記効果を得るために、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とする。一方、Ｎｂ含有量が０．０８０％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化する。そのため、Ｎｂ含有量は０．０８０％以下とする。
Ｎ：０．００１〜０．０１０％
Ｎは、通常、不可避不純物として鋼中に存在し、Ｔｉが存在しているとＴｉＮを形成する。ＴｉＮによるピンニング効果によってオーステナイト粒の粗大化を抑制するために、Ｎ含有量は０．００１％以上とする。しかし、ＴｉＮは、溶接部、特に溶接ボンド近傍で１４５０℃以上に加熱された領域において分解し、固溶Ｎを生成する。そのため、Ｎ含有量が高すぎると、前記固溶Ｎの生成に起因する靭性の低下が著しくなる。そのため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。なお、Ｎ含有量は０．００２〜０．００５％とすることがより好ましい。
さらに、Ｎ含有量に対するＴｉ含有量の比であるＴｉ／Ｎを２．５以上、４．０以下とすることにより上記ＴｉＮの効果を十分に発揮することができる。上記ＴｉＮによるピニング効果をさらに有効に発揮させる観点から、Ｔｉ／Ｎは２．６以上であることが好ましく、また、３．８以下であることが好ましい。
Ｏ：０．００５０％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００１０％以下
本発明において、Ｏ、Ｐ、およびＳは不可避不純物であり、これらの元素の含有量の上限を次の通り規定する。Ｏは、粗大で靭性に悪影響を及ぼす酸素系介在物を形成する。前記介在物の影響を抑制するため、Ｏ含有量は０．００５０％以下とする。また、Ｐは、中心偏析して母材の靭性を低下させる性質を持つため、Ｐ含有量が高いと母材靭性の低下が問題となる。そのため、Ｐ含有量は０．０１０％以下とする。また、ＳはＭｎＳ系介在物を形成して母材の靭性を低下させる性質を有しているため、Ｓ含有量が高いと母材靭性の低下が問題となる。そのため、Ｓ含有量は０．００１０％以下とする。なお、Ｏ含有量は０．００３０％以下とすることが好ましく、Ｐ含有量は０．００８％以下とすることが好ましく、Ｓ含有量は０．０００８％以下とすることが好ましい。一方、Ｏ、Ｐ、Ｓ含有量の下限については限定されないが、工業的には０％超である。また、過度に含有量を低下させると精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｏ含有量は０．０００５％以上、Ｐ含有量は０．００１％以上、Ｓ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
また、本発明の構造管用鋼板は、上記元素に加えて、Ｖ：０．００５〜０．１００％、を、さらに含有することもできる。
Ｖ：０．００５〜０．１００％
Ｖは、Ｎｂと同様にＭｏと共に複合析出物を形成し、強度上昇に寄与する。Ｖを添加する場合、前記効果を得るためにＶ含有量を０．００５％以上とする。一方、Ｖ含有量が０．１００％を超えるとＨＡＺ靭性が低下するため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量を０．１００％以下とする。
また、本発明の構造管用鋼板は、上記元素に加えて、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１００％、およびＢ：０．００２０％以下からなる群より選択される１種または２種以上を、さらに含有することもできる。
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、靭性の改善と強度の向上に有効な元素であるが、添加量が多すぎると溶接性が低下する。そのため、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とする。なお、Ｃｕ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃｕを添加する場合はＣｕ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
Ｎｉ：０．５０％以下
Ｎｉは、靭性の改善と強度の向上に有効な元素であるが、添加量が多すぎると耐ＰＷＨＴ特性が低下する。そのため、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とする。なお、Ｎｉ含有量の下限は特に限定されないが、Ｎｉを添加する場合はＮｉ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
Ｃｒ：０．５０％以下
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が、過剰の添加は溶接性を低下させる。そのため、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ含有量を０．５０％以下とする。なお、Ｃｒ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃｒを添加する場合はＣｒ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％
Ｃａは、硫化物系介在物の形態制御による靭性向上に有効な元素である。前記効果を得るために、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．０００５％以上とする。一方、０．００３５％を超えてＣａを添加しても効果が飽和し、むしろ、鋼の清浄度の低下により靭性が低下する。そのため、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．００３５％以下とする。
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１００％
ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｃａと同様に鋼中の硫化物系介在物の形態制御による靱性向上に有効な元素である。前記効果を得るために、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．０００５％以上とする。一方、０．０１００％を超えて添加しても効果が飽和し、むしろ、鋼の清浄度の低下により靭性を低下させるので、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．０１００％以下とする。
Ｂ：０．００２０％以下
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、フェライト変態を抑制することで、特にＨＡＺの強度低下防止に寄与する。しかし、０．００２０％を超えて添加してもその効果は飽和するため、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量は０．００２０％以下とする。なお、Ｂ含有量の下限は特に限定されないが、Ｂを添加する場合はＢ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。
本発明の構造管用鋼板は、以上の成分と、残部Ｆｅおよび不可避不純物とからなる。なお、「残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる」とは、本発明の作用・効果を損なわない限りにおいて、不可避不純物をはじめ、他の微量元素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。
本発明においては、鋼に含まれる元素がそれぞれ上記条件を満たすことに加えて、下記（１）式で定義される炭素当量Ｃeqを０．４５以上とすることが重要である。
Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
（ここで、（１）式中の元素記号は、前記鋼板中における各元素の含有量を質量％で表した値を表し、該鋼板中に当該元素が含有されない場合には０とする）
上記Ｃeqは、鋼に添加される元素の影響を炭素量に換算して表したものであり、母材強度と相関があるため、強度の指標として一般的に用いられる。本発明では、ＡＰＩ Ｘ１００グレード以上の高い強度を得るために、Ｃeqを０．４５以上とする。なお、Ｃeqは０．４６以上とすることが好ましい。一方、Ｃeqの上限については特に限定されないが、０．５０以下とすることが好ましい。
また、ＰＷＨＴによって分解する島状マルテンサイトの量を低減するために、下記（２）式で定義されるパラメタＸを０．３０未満とすることが重要である。
Ｘ＝（Ｃ＋Ｍｏ／５）／Ｃeq・・・（２）
上記パラメタＸは炭素当量Ｃeqに対するＣおよびＭｏの比率であり、これら２元素が過多であると島状マルテンサイトが形成されやすくなる。本発明においては、加速冷却後の再加熱により島状マルテンサイトの形成を抑制するが、所定の島状マルテンサイト量とするためにはパラメタＸが０．３０未満である必要がある。なお、好ましくは０．２８以下、さらに好ましくは０．２７以下とする。パラメタＸの下限については特に限定されないが、０．１０以上とすることが好ましい。
さらに本発明においては、下記（３）式で定義されるＹを０．１５以上とすることが重要である。
Ｙ＝［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］・・・（３）
（ここで、［Ｍ］は前記鋼板中における元素Ｍの含有量を原子％で表した値であり、該鋼板中に元素Ｍが含有されない場合には［Ｍ］＝０とする）
上記Ｙは、析出強化の指標であり、本発明では、ＡＰＩ Ｘ１００グレード以上の高い強度を得るために、Ｙを０．１５以上とする。なお、Ｙは０．１８％以上とすることが好ましい。一方、Ｙの上限は特に限定されないが、０．５０以下とすることが好ましい。
なお、上記（３）式で定義されるＹの値、すなわち、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶの各元素の原子％で表した含有量の合計は、鋼に含まれるＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶの原子数の和を、鋼に含まれるすべての元素の原子数で割ることによって求められるが、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶの質量％で表した含有量を用いて、下記（４）式により求めることもできる。
Ｙ＝（Ｍｏ／９５．９＋Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４＋Ｔｉ／４７．９）／（１００／５５．８５）×１００・・・・（４）
（ここで、（４）式中の元素記号は、前記鋼板中における各元素の含有量を質量％で表した値を表し、該鋼板中に当該元素が含有されない場合には０とする）
［ミクロ組織］
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、鋼板が、ベイナイト主体、かつ島状マルテンサイトの面積分率が３．０％未満であるミクロ組織を有することが重要である。ミクロ組織をこのように制御することにより、ＡＰＩ Ｘ１００グレードの高強度を達成することが可能である。なお、板厚中心部におけるミクロ組織が前記条件を満たしていれば、鋼板の板厚方向のほぼ全域において前記条件を満たすミクロ組織を有することになり、本願の効果を発現することができる。
ここで、ミクロ組織が「ベイナイト主体」であるとは、鋼のミクロ組織に占めるベイナイトの面積分率が、８０％以上であることを意味する。なお、ベイナイトの面積分率は、９０％以上であることがより好ましい。一方、ベイナイトの面積分率の合計は高い方が望ましいため、上限は特に限定されず、１００％であってよい。
ベイナイト以外の組織は少ないほどよいが、ベイナイト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、ベイナイト以外の組織の１種または２種以上を、合計面積率で２０％以下含むことは許容される。これらのベイナイト以外の組織は、合計面積率で１０％以下であることが好ましい。残部組織の例としては、パーライト、セメンタイト、フェライト、マルテンサイト等が挙げられる。
ただし、ミクロ組織がベイナイト主体であったとしても、その中に島状マルテンサイトを含んでいると、ＰＷＨＴ時に島状マルテンサイトが分解して強度が低下してしまう。そのため、鋼板のミクロ組織に占める島状マルテンサイトの面積分率は３．０％未満とする必要がある。なお、島状マルテンサイトの面積分率は、２％以下とすることが好ましい。一方、島状マルテンサイトの面積分率は低い方が好ましいため、下限は特に限定されず、０％以上とすることができる。
なお、ベイナイトおよび島状マルテンサイトの面積分率は、板厚中心位置から採取した試料を鏡面研磨し、ナイタール腐食した面について、走査型電子顕微鏡（倍率２０００倍）でランダムに１０視野以上観察を行って同定すればよい。
［機械的特性］
本発明の構造管用鋼板は、圧延方向における引張強さ（ＴＳL）が７６０ＭＰａ以上であり、圧延直交方向における引張強さ（ＴＳC）と圧延方向における引張強さ（ＴＳL）との差（ＴＳC−ＴＳL）の絶対値が３０ＭＰａ以下という機械的特性を有している。ここで、ＴＳLおよびＴＳCは、実施例に記載の方法で測定することができる。なお、ＴＳLは、７９０ＭＰａ以上とすることが好ましく、（ＴＳC−ＴＳL）の絶対値は、２０ＭＰａ以下とすることが好ましい。一方、ＴＳLの上限は特に限定されないが、たとえば、Ｘ１００グレードならば９９０ＭＰａ以下、Ｘ１２０グレードならば１１４５ＭＰａ以下である。（ＴＳC−ＴＳL）の絶対値は小さい方が好ましいため、下限は特に限定されず、０以上とすることができる。なお、ＴＳC−ＴＳLを引いた値、（ＴＳC−ＴＳL）は、マイナスであっても良い。
本発明の構造管用鋼板は、上記のようにＴＳCとＴＳLの差が小さいため、該鋼板を用いて製造された鋼管は、シーム溶接継手部と円周溶接継手部のオーバー・マッチングを容易に実現できるという、構造管として極めて優れた特性を有している。
［鋼板の製造方法］
次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。なお、以下の説明において、特に断らない限り、温度は鋼板の板厚方向の平均温度とする。鋼板の板厚方向の平均温度は、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められる。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより、鋼板の板厚方向の平均温度が求められる。
本発明の構造管用鋼板は、上記成分組成を有する鋼素材を、次の（１）〜（４）の工程で順次処理することによって製造できる。
（１）上記鋼素材を加熱温度：１１００〜１３００℃まで加熱する加熱工程、
（２）前記加熱工程において加熱された鋼素材を熱間圧延して鋼板とする熱間圧延工程、
（３）前記熱間圧延された鋼板を、冷却開始温度：Ａｒ3点以上、冷却終了温度：３００℃未満、平均冷却速度：２０℃／ｓ以上の条件で加速冷却する加速冷却工程、および
（４）前記加速冷却工程の後、ただちに０．５℃／ｓ以上１０℃／ｓ以下の昇温速度で３００〜５５０℃まで再加熱を行う再加熱工程。
上記各工程は、具体的には以下に述べるように行うことができる。
［鋼素材］
上記鋼素材は、常法にしたがって溶製することができる。鋼素材の製造方法は特に限定されないが、連続鋳造法によって製造することが好ましい。
［加熱工程］
上記鋼素材は、圧延に先立って加熱される。その際の加熱温度は、１１００〜１３００℃とする。加熱温度を１１００℃以上とすることにより鋼素材中の炭化物を固溶して、目標とする強度を確保することができる。なお、前記加熱温度は、１１２０℃以上とすることが好ましい。一方、加熱温度が１３００℃を超えるとオーステナイト粒が粗大化し、最終的な鋼組織も粗大化して靭性が劣化するので、加熱温度は１３００℃以下とする。なお、前記加熱温度は、１２５０℃以下とすることが好ましい。
［熱間圧延工程］
次に、上記加熱工程において加熱された鋼素材を圧延する。熱間圧延の条件は特に限定されないが、後述するように、Ａｒ3点以上、すなわち、オーステナイト単相域から加速冷却を開始するために、Ａｒ3点以上で圧延を終了させることが好ましい。
［加速冷却工程］
熱間圧延工程終了後、該熱間圧延工程で得られた鋼板を加速冷却する。その際、Ａｒ3点未満の２相域から冷却を開始すると、フェライトが混在したミクロ組織となり、鋼板の強度が低下する。そのため、Ａｒ3点以上、すなわち、オーステナイト単相域から加速冷却を開始する。なお、冷却開始温度の上限は、特に限定されないが、（Ａｒ3＋１００）℃以下とすることが好ましい。
なお、本発明においてＡｒ3点は、次式に計算されるものとする。
Ａｒ3（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ
（ここで、上記式中の元素記号は、前記鋼板中における各元素の含有量を質量％で表した値であり、該鋼板中に当該元素が含有されない場合には０とする）
また、冷却終了温度が高すぎるとベイナイトへの変態が十分に進まず、パーライトやＭＡが多量に生成し、靭性に悪影響を及ぼすおそれがある。そのため、冷却終了温度は３００℃未満とする。なお、冷却終了温度の下限は特に限定されないが、１００℃以上とすることが好ましい。
また、平均冷却速度が低い場合にも、ベイナイトへの変態が十分に進まず、パーライトが多量に生成し、靭性に悪影響を及ぼすおそれがある。そのため、平均冷却速度は２０℃／ｓ以上とする。なお、平均冷却速度の上限は特に限定されないが、４０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
上記条件で加速冷却を行うことにより、鋼板のミクロ組織をベイナイト主体とし、強度を向上させることができる。
［再加熱工程］
上記加速冷却終了後、ただちに０．５℃／ｓ以上１０℃／ｓ以下の昇温速度で３００〜５５０℃まで再加熱を行う。前記条件で再加熱を行うことにより、可動転位が固溶Ｃによって固着される結果、材質均一性に優れる鋼板を得ることができる。再加熱温度が３００℃未満の場合ではその効果が小さく、材質のばらつきを生じる。一方、再加熱温度が５５０℃超の場合は過剰な析出によって靭性の劣化を招く恐れがある。ここで、「加速冷却後、ただちに」とは、加速冷却終了後、１２０秒以内に０．５℃／ｓ以上１０℃／ｓ以下の昇温速度での再加熱を開始することをいう。
以上の工程により、ＡＰＩ Ｘ１００グレード以上の高い強度を有し、材質均一性に優れた構造管用鋼板を製造することができる。特に、加速冷却時のベイナイト変態による変態強化と、加速冷却後の再加熱時に析出する微細炭化物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、優れた強度を得ることができる。そのため、本発明においては、上記加速冷却条件と再加熱条件の両者を同時に満たすことが重要である。
なお、鋼板の厚みは特に限定されず、任意の厚みとすることができるが、１５〜３０ｍｍとすることが好ましい。
［鋼管］
上記のようにして得られた鋼板を素材として用いて、鋼管を製造することができる。前記鋼管は、例えば、上記構造管用厚肉鋼板が長手方向に筒状に成形され、突き合わせ部が溶接された構造管とすることができる。鋼管の製造方法としては、特に限定されることなく、任意の方法を用いることができる。例えば、鋼板を常法に従ってＵプレスおよびＯプレスで鋼板長手方向に筒状とした後、突き合わせ部をシーム溶接してＵＯＥ鋼管とすることができる。前記シーム溶接は、仮付溶接後、内面、外面をいずれも少なくとも１層ずつサブマージアーク溶接で行うことが好ましい。サブマージアーク溶接に用いられるフラックスは特に制限はなく、溶融型フラックスであっても焼成型フラックスであってもかまわない。シーム溶接を行った後、溶接残留応力の除去と鋼管真円度の向上のため、拡管を実施する。拡管工程において拡管率（拡管前の管の外径に対する拡管前後の外径変化量の比）は、通常、０．３％〜１．５％の範囲で実施される。真円度改善効果と拡管装置に要求される能力とのバランスの観点から、拡管率は０．５％〜１．２％の範囲であることが好ましい。上述のＵＯＥプロセスの代わりに、鋼板に三点曲げを繰り返すことにより逐次成形するプレスペンド法により、ほぼ円形の断面形状を有する鋼管を製造した後に、上述のＵＯＥプロセスと同様にシーム溶接を実施してもよい。プレスペンド法の場合も、ＵＯＥプロセスの場合と同様、シーム溶接を行った後、拡管を行ってもよい。拡管工程において拡管率（拡管前の管の外径に対する拡管前後の外径変化量の比）は、通常、０．３％〜１．５％の範囲で実施される。真円度改善効果と拡管装置に要求される能力とのバランスの観点から、拡管率は０．５％〜１．２％の範囲であることが好ましい。また、必要に応じ、溶接前の予熱や溶接後の熱処理を行うこともできる。
表１に示す成分組成の鋼（鋼種Ａ〜Ｍ、残部は鉄および不可避的不純物）を溶製し、連続鋳造法によりスラブとした。得られたスラブを加熱して熱間圧延し、その後、ただちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却して板厚２０ｍｍの鋼板（Ｎｏ．１〜１９）を製造した。各鋼板の製造条件を表２に示す。得られた鋼板のそれぞれについて、以下に述べる方法により、ミクロ組織に占める島状マルテンサイトとベイナイトの面積分率と機械的特性を評価した。評価結果を表３に示す。
島状マルテンサイトとベイナイトの面積分率は、板厚中心位置から採取した試料を鏡面研磨し、ナイタール腐食した面について、走査型電子顕微鏡（倍率２０００倍）でランダムに１０視野以上観察を行って評価した。
機械的特性のうち、０．５％耐力（ＹＳ）と引張強さ（ＴＳ）は、圧延垂直方向（Ｃ方向）と圧延方向（Ｌ方向）の両方について測定した。測定に当たっては、鋼板から圧延方向と垂直方向それぞれの全厚試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（１９９８）の規定に準拠して引張試験を実施した。
機械的特性のうち、シャルピー特性については、板厚中心部より、圧延方向を長手方向とする２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を各３本ずつ採取し、各試験片について−１０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ-10℃）を測定し、それらの平均値を求めた。
また、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性を評価するために、再現熱サイクル装置によって入熱２０ｋＪ／ｃｍ〜５０ｋＪ／ｃｍに相当する熱履歴を加えた試験片を作製し、得られた試験片を用いてシャルピー衝撃試験を行った。上述した−１０℃におけるシャルピー吸収エネルギーの評価と同様の方法で測定を行い、得られた−１０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上の物を良好（○）、１００Ｊ未満のものを不良（×）とした。
さらに、耐ＰＷＨＴ特性を評価するために、ガス雰囲気炉を用いて各鋼板のＰＷＨＴを行った。このときの熱処理条件は６００℃で２時間とし、その後、鋼板を炉から取り出し、空冷によって室温まで冷却した。得られたＰＷＨＴ後の鋼板それぞれについて、上述のＰＷＨＴ前の測定と同様の方法で圧延方向における０．５％ＹＳ、ＴＳ、およびｖＥ-10℃を測定した。
表３に示したように、本発明の条件を満たす発明例（Ｎｏ．１〜７）は、ＰＷＨＴを行う前の状態において、降伏強度（０．５％ＹＳC）が６９０ＭＰａ以上、引張強さ（ＴＳC）が７６０ＭＰａ以上の優れた強度と、圧延直交方向における引張強さ（ＴＳC）と圧延方向における引張強さ（ＴＳL）との差（ＴＳC−ＴＳL）が３０ＭＰａ以下という優れた材質均一性を備えているとともに、６００℃という高温でのＰＷＴＨの後においても優れた機械的特性を備えていた。さらに、発明例の鋼板は、シャルピー特性（靭性）がｖＥ-10℃：２００Ｊ以上と良好であり、また、ＨＡＺ靭性も良好であった。
一方、本発明の条件を満たさない比較例（Ｎｏ．８〜２０）においては、ＰＷＴＨ前と後の一方または両方における機械的特性や、材質均一性が劣っていた。例えば、Ｎｏ．８、１２、１３は、鋼の成分組成は本発明の範囲内であるが、母材強度または母材靭性が劣っていた。これは、製造時の条件が本発明の条件を満たしていないため、微細炭化物が適切に分散析出しなかったためであると考えられる。また、Ｎｏ．９は、鋼の成分組成は本発明の範囲内であるが、冷却開始温度が本発明の条件を満たしていないため、鋼板ミクロ組織中にフェライト組織が混在し、その結果、ＰＷＨＴ前後における機械的特性が劣っていた。Ｎｏ．１０、１１は、鋼の成分組成は本発明の範囲内であるが、鋼板ミクロ組織中の島状マルテンサイトの面積分率が３．０％を超えており、その結果、母材鋼板のシャルピー特性やＰＷＨＴ後の強度が劣っていた。一方、Ｎｏ．１４〜１９は鋼の成分組成が本発明の範囲外であるため、母材強度、シャルピー特性、ＨＡＺ靭性、ＰＷＨＴ後の強度の少なくとも一つが劣っていた。
Figure 0006256653
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本発明によれば、ＡＰＩ Ｘ１００グレード以上の高強度鋼板であって、多量の合金元素の添加なしで、圧延方向における強度に優れるとともに、圧延方向と圧延垂直方向における強度差の小さい（材質均一性に優れる）構造管用鋼板を提供することができる。前記鋼板を用いて得られる構造管は、ＰＷＨＴ後においても優れた機械的特性を維持しているため、ＰＷＨＴを行う可能性のあるコンダクターケーシング鋼管やライザー鋼管等の構造管として極めて有用である。

Claims (6)

  1. 構造管用鋼板であって、
    質量％で、
    Ｃ ：０．０６０〜０．１００％、
    Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
    Ｍｎ：１．５０〜２．５０％、
    Ａｌ：０．０８０％以下、
    Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
    Ｎｂ：０．００５〜０．０８０％、
    Ｎ ：０．００１〜０．０１０％、
    Ｏ ：０．００５０％以下、
    Ｐ ：０．０１０％以下、および
    Ｓ ：０．００１０％以下、を含有し、
    残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、かつ
    質量％で表したＮ含有量に対する質量％で表したＴｉ含有量の比であるＴｉ／Ｎが２．５以上、４．０以下であり、
    下記（１）式で定義される炭素当量Ｃeqが０．４５以上であり、
    下記（２）式で定義されるＸが０．３０未満であり、
    下記（３）式で定義されるＹが０．１５以上である成分組成を有し、
    ベイナイト主体、かつ島状マルテンサイトの面積分率が３．０％未満であるミクロ組織を有し、
    圧延方向における引張強さ（ＴＳL）が７６０ＭＰａ以上であり、圧延直交方向における引張強さ（ＴＳC）と圧延方向における引張強さ（ＴＳL）との差（ＴＳC−ＴＳL）の絶対値が３０ＭＰａ以下である、構造管用鋼板。
    記
    Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
    （ここで、（１）式中の元素記号は、前記鋼板中における各元素の含有量を質量％で表した値であり、該鋼板中に当該元素が含有されない場合には０とする）
    Ｘ＝（Ｃ＋Ｍｏ／５）／Ｃeq・・・（２）
    Ｙ＝［Ｍｏ］＋［Ｔｉ］＋［Ｎｂ］＋［Ｖ］・・・（３）
    （ここで、［Ｍ］は前記鋼板中における元素Ｍの含有量を原子％で表した値であり、該鋼板中に元素Ｍが含有されない場合には［Ｍ］＝０とする）
  2. さらに、前記成分組成が、質量％で、
    Ｖ ：０．００５〜０．１００％、を含有する、請求項１に記載の構造管用鋼板。
  3. さらに、前記成分組成が、質量％で、
    Ｃｕ：０．５０％以下、
    Ｎｉ：０．５０％以下、
    Ｃｒ：０．５０％以下、
    Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％、
    ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１００％、および
    Ｂ ：０．００２０％以下からなる群より選択される１種または２種以上を含有する、請求項１または２に記載の構造管用鋼板。
  4. 構造管用鋼板の製造方法であって、
    請求項１〜３のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼素材を、加熱温度：１１００〜１３００℃まで加熱する加熱工程と、
    前記加熱工程において加熱された鋼素材を熱間圧延して鋼板とする熱間圧延工程と、
    前記熱間圧延された鋼板を、冷却開始温度：下記の式で定義されるＡｒ3点以上、冷却終了温度：３００℃未満、平均冷却速度：２０℃／ｓ以上の条件で加速冷却する加速冷却工程と
    前記加速冷却工程の後、ただちに０．５℃／ｓ以上１０℃／ｓ以下の昇温速度で３００〜５５０℃まで再加熱を行う再加熱工程とを、少なくとも有し、
    前記構造管用鋼板が、
    ベイナイト主体、かつ島状マルテンサイトの面積分率が３．０％未満であるミクロ組織を有し、
    圧延方向における引張強さ（ＴＳ L ）が７６０ＭＰａ以上であり、圧延直交方向における引張強さ（ＴＳ C ）と圧延方向における引張強さ（ＴＳ L ）との差（ＴＳ C −ＴＳ L ）の絶対値が３０ＭＰａ以下である、構造管用鋼板の製造方法。
    記
    Ａｒ3（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ
    （ここで、上記式中の元素記号は、前記鋼板中における各元素の含有量を質量％で表した値であり、該鋼板中に当該元素が含有されない場合には０とする）
  5. 請求項１〜３のいずれか一項に記載の構造管用鋼板からなる構造管。
  6. 請求項１〜３のいずれか一項に記載の構造管用鋼板を長手方向に筒状に成形した後、突合せ部を内外面からいずれも少なくとも１層ずつ長手方向に溶接して得た構造管。
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