JP6672618B2 - ラインパイプ用継目無鋼管及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、ラインパイプ用に好適な継目無鋼管及びその製造方法に関する。
近年、深海や寒冷地に代表される、従来よりも過酷な環境での油井及びガス井の開発が進んでいる。このような過酷な環境に敷設されるラインパイプは、従来よりも高い強度及び靭性を要求される。
特開２００４−１２４１５８号公報には、靱性に優れる継目無鋼管及びその製造方法が開示されている。同文献には、酸化物系介在物の最大径とその個数を制限することによって、靱性に優れた継目無鋼管が得られると記載されている。同文献では具体的には、直径が３００μｍ超えの酸化物系介在物の個数を１ｃｍ２あたり１個以下、５〜３００μｍの酸化物系介在物の個数を１ｃｍ２あたり２００個以下と規定している。
特開２００４−１４３５９３号公報には、降伏応力が４８３ＭＰａ以上で、優れた耐水素誘起割れ性を有する高強度継目無鋼管及びその製造方法が開示されている。
特開平９−３１５２５号公報には、耐水素誘起割れ性に優れた高張力鋼の製造方法が開示されている。同文献には、水素誘起割れの発生原因となるＣａＯ介在物及びＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系複合介在物を低融点化して、クラスター化しない球状化介在物とすることが記載されている。
特開２００４−１２４１５８号公報には、同文献の継目無鋼管の破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃以下であることが示されている。しかしながら、破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃以下であっても、−３０℃や−４０℃における靱性が十分ではない場合がある。
本発明の目的は、靱性に優れたラインパイプ用継目無鋼管及びその製造方法を得ることである。
本発明の一実施形態によるラインパイプ用継目無鋼管は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．３０〜２．５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１００％、Ｎ：０．００８％以下、Ｏ：０．００４％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０２〜０．５％、Ｖ：０．０２〜０．２０％、Ｔｉ：０％以上０．００７％未満、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｃｕ：０〜１．５％、Ｎｉ：０〜１．５％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、前記化学組成は、下記式（１）を満たす。
Ｃａ×Ｏ＜０．３２５×１０−５ （１）
前記式（１）中の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。
Ｃａ×Ｏ＜０．３２５×１０−５ （１）
前記式（１）中の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。
本発明の一実施形態によるラインパイプ用継目無鋼管の製造方法は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．３０〜２．５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１００％、Ｎ：０．００８％以下、Ｏ：０．００４％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０２〜０．５％、Ｖ：０．０２〜０．２０％、Ｔｉ：０％以上０．００７％未満、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｃｕ：０〜１．５％、Ｎｉ：０〜１．５％、残部：Ｆｅ及び不純物であるビレットを準備する工程と、前記ビレットを熱間加工して鋼管を製造する工程と、前記鋼管を熱間加工後、（Ａｒ３点＋５０℃）以上１１００℃以下の温度から５℃／秒以上の冷却速度で冷却して焼入れする工程と、前記焼入れした鋼管を５５０℃以上Ａｃ１点以下の温度で焼戻しする工程とを備え、前記化学組成は、下記式（１）を満たす。
Ｃａ×Ｏ＜０．３２５×１０−５ （１）
前記式（１）中の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。
Ｃａ×Ｏ＜０．３２５×１０−５ （１）
前記式（１）中の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。
本発明の他の実施形態によるラインパイプ用継目無鋼管の製造方法は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．３０〜２．５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１００％、Ｎ：０．００８％以下、Ｏ：０．００４％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０２〜０．５％、Ｖ：０．０２〜０．２０％、Ｔｉ：０％以上０．００７％未満、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｃｕ：０〜１．５％、Ｎｉ：０〜１．５％、残部：Ｆｅ及び不純物であるビレットを準備する工程と、前記ビレットを熱間加工して鋼管を製造する工程と、前記鋼管をＡｒ３点以下の温度まで冷却する工程と、前記冷却した鋼管をＡｃ３点以上の温度に加熱する工程と、前記加熱した鋼管を（Ａｒ３点＋５０℃）以上１１００℃以下の温度から５℃／秒以上の冷却速度で冷却して焼入れする工程と、前記焼入れした鋼管を５５０℃以上Ａｃ１点以下の温度で焼戻しする工程とを備え、前記化学組成は、下記式（１）を満たす。
Ｃａ×Ｏ＜０．３２５×１０−５ （１）
前記式（１）中の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。
Ｃａ×Ｏ＜０．３２５×１０−５ （１）
前記式（１）中の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。
本発明によれば、靱性に優れたラインパイプ用継目無鋼管が得られる。
本発明者らは、ラインパイプ用継目無鋼管の靱性を高める方法を検討した。本発明者らは、粗大な介在物のみならず、微細な介在物の数密度を低減することに着目した。
上述した特開２００４−１２４１５８号公報には、Ｃａを溶鋼中へ適量添加すると、Ａｌ２Ｏ３系介在物と反応し、低融点のＣａ−Ａｌ−Ｏ系介在物が生成すると記載されている。同文献にはさらに、これらが凝集することにより大型介在物となり、溶鋼中から浮上分離などによる低減に効果があると記載されている。そのため、同文献には、Ｃａ／Ｏの値を０．５〜２．０にすることが好ましいと記載されている。
しかしながら、同文献の継目無鋼管には、３００μｍを超える直径を有する粗大な酸化物系介在物は少ないものの、３００μｍ以下の直径を有する酸化物系介在物が比較的多く存在する。同文献の表４によれば、酸化物系介在物の最大径は６０〜１８０μｍであり、直径が５〜３００μｍの酸化物系介在物の数密度は６０〜１７９個／ｃｍ２である。
本発明者らは、３００μｍ以下の直径を有する酸化物系介在物を低減するためには、Ｃａ×Ｏの値を０．３２５×１０−５未満とすることが効果的であることを見いだした。
好ましくは、５０μｍを超える直径を有する酸化物系介在物の数密度を２個／ｃｍ２以下にし、５〜５０μｍの直径を有する酸化物系介在物の数密度を５０個／ｃｍ２以下にする。これによって、−３０℃や−４０℃等の低温においても、優れた靱性が得られる。
さらに、本発明者らの調査によれば、低温での靱性を確保するためには、Ｔｉを制限することが重要であることが分かった。
Ｔｉは、ＴｉＣを生成し、鋼の靱性を低下させる。低温でも優れた靱性を得るためには、酸化物系介在物の個数を低減することに加え、Ｔｉ含有量を厳しく制限する必要がある。具体的には、Ｔｉ含有量を０．００７％未満にする。
さらに、Ｃａ×Ｏ＜０．３２５×１０−５の条件下では、Ｃａ／Ｏの値を０．５未満として酸化物系介在物を高融点化させることで、高温溶鋼中で凝集粗大化しやすくなって、浮上分離が容易になるため、更なる介在物低減に有効と考えられる。そのため、より好ましくは、Ｃａ×Ｏの値を０．３２５×１０−５未満とすることに加えて、Ｃａ／Ｏの値を０．５未満とする。
以上の知見に基づいて、本発明は完成された。以下、図面を参照して、本発明の一実施形態によるラインパイプ用継目無鋼管を詳述する。
［化学組成］
本実施形態によるラインパイプ用継目無鋼管は、以下に説明する化学組成を有する。以下の説明において、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
本実施形態によるラインパイプ用継目無鋼管は、以下に説明する化学組成を有する。以下の説明において、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
Ｃ：０．０２〜０．１５％
炭素（Ｃ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を向上させる。Ｃ含有量が０．０２％未満であれば、焼入れ性が不足し、高強度を確保することが困難になる。一方、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０２〜０．１５％である。Ｃ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０２％よりも高く、さらに好ましくは０．０４％以上である。Ｃ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．１５％未満であり、さらに好ましくは０．１２％以下であり、さらに好ましくは０．０８％以下である。
炭素（Ｃ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を向上させる。Ｃ含有量が０．０２％未満であれば、焼入れ性が不足し、高強度を確保することが困難になる。一方、Ｃ含有量が０．１５％を超えると、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０２〜０．１５％である。Ｃ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０２％よりも高く、さらに好ましくは０．０４％以上である。Ｃ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．１５％未満であり、さらに好ましくは０．１２％以下であり、さらに好ましくは０．０８％以下である。
Ｓｉ：０．０５〜１．０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が０．０５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。一方、Ｓｉ含有量が１．０％を超えると、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５〜１．０％である。Ｓｉ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０５％よりも高く、さらに好ましくは０．０８％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。Ｓｉ含有量は、上限の観点では、好ましくは１．０％未満であり、さらに好ましくは０．５０％以下であり、さらに好ましくは０．２５％以下である。
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が０．０５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。一方、Ｓｉ含有量が１．０％を超えると、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５〜１．０％である。Ｓｉ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０５％よりも高く、さらに好ましくは０．０８％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。Ｓｉ含有量は、上限の観点では、好ましくは１．０％未満であり、さらに好ましくは０．５０％以下であり、さらに好ましくは０．２５％以下である。
Ｍｎ：０．３０〜２．５％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｍｎはさらに、鋼の熱間加工性を向上させる。Ｍｎ含有量が０．３０％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が２．５％を超えると、Ｍｎが鋼中で偏析し、靱性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．３０〜２．５％である。Ｍｎ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．３０％よりも高く、さらに好ましくは１．０％以上であり、さらに好ましくは１．３％以上である。Ｍｎ含有量は、上限の観点では、好ましくは２．５％未満であり、さらに好ましくは２．０％以下であり、さらに好ましくは１．８％以下である。
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｍｎはさらに、鋼の熱間加工性を向上させる。Ｍｎ含有量が０．３０％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が２．５％を超えると、Ｍｎが鋼中で偏析し、靱性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．３０〜２．５％である。Ｍｎ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．３０％よりも高く、さらに好ましくは１．０％以上であり、さらに好ましくは１．３％以上である。Ｍｎ含有量は、上限の観点では、好ましくは２．５％未満であり、さらに好ましくは２．０％以下であり、さらに好ましくは１．８％以下である。
Ｐ：０．０３０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼の靱性を低下させる。したがって、Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。そのため、Ｐ含有量は０．０３０％以下に制限する。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％未満であり、さらに好ましくは０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１２％以下である。
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼の靱性を低下させる。したがって、Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。そのため、Ｐ含有量は０．０３０％以下に制限する。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％未満であり、さらに好ましくは０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１２％以下である。
Ｓ：０．００６％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、Ｍｎと結合して粗大なＭｎＳを形成し、鋼の靱性を低下させる。したがって、Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。そのため、Ｓ含有量は０．００６％以下に制限する。Ｓ含有量は、好ましくは０．００６％未満であり、さらに好ましくは０．００３％以下であり、さらに好ましくは０．００２％以下である。
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、Ｍｎと結合して粗大なＭｎＳを形成し、鋼の靱性を低下させる。したがって、Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。そのため、Ｓ含有量は０．００６％以下に制限する。Ｓ含有量は、好ましくは０．００６％未満であり、さらに好ましくは０．００３％以下であり、さらに好ましくは０．００２％以下である。
Ａｌ：０．００１〜０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が０．００１％未満では脱酸不足となり、ビレットに表面疵等が発生する場合がある。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、ビレットに割れが発生する場合がある。したがって、Ａｌ含有量は０．００１〜０．１００％である。Ａｌ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．００１％よりも高く、さらに好ましくは０．０２０％以上である。Ａｌ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．１００％未満であり、さらに好ましくは０．０８０％以下であり、さらに好ましくは０．０６０％以下である。本明細書におけるＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（いわゆるＳｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が０．００１％未満では脱酸不足となり、ビレットに表面疵等が発生する場合がある。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、ビレットに割れが発生する場合がある。したがって、Ａｌ含有量は０．００１〜０．１００％である。Ａｌ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．００１％よりも高く、さらに好ましくは０．０２０％以上である。Ａｌ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．１００％未満であり、さらに好ましくは０．０８０％以下であり、さらに好ましくは０．０６０％以下である。本明細書におけるＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（いわゆるＳｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
Ｎ：０．００８％以下
窒素（Ｎ）は不純物である。Ｎ含有量が０．００８％よりも高くなると、ビレットに割れが発生する場合がある。そのため、Ｎ含有量は０．００８％以下に制限する。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８％未満であり、さらに好ましくは０．００６％以下であり、さらに好ましくは０．００５％以下である。
窒素（Ｎ）は不純物である。Ｎ含有量が０．００８％よりも高くなると、ビレットに割れが発生する場合がある。そのため、Ｎ含有量は０．００８％以下に制限する。Ｎ含有量は、好ましくは０．００８％未満であり、さらに好ましくは０．００６％以下であり、さらに好ましくは０．００５％以下である。
Ｏ：０．００４％以下
酸素（Ｏ）は不純物である。Ｏは粗大な酸化物、又は酸化物のクラスターを形成して鋼の靱性を低下させる。したがって、Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。したがって、Ｏ含有量は０．００４％以下に制限する。Ｏ含有量は、好ましくは０．００３％以下であり、さらに好ましくは０．００２％以下である。なお、Ｏ含有量は、鋼中の溶存酸素と酸化物系介在物中の酸素の合計含有量を示す。ただし、脱酸が充分に行われた鋼では、Ｏ含有量は酸化物系介在物中の酸素含有量とほぼ等しくなる。
酸素（Ｏ）は不純物である。Ｏは粗大な酸化物、又は酸化物のクラスターを形成して鋼の靱性を低下させる。したがって、Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。したがって、Ｏ含有量は０．００４％以下に制限する。Ｏ含有量は、好ましくは０．００３％以下であり、さらに好ましくは０．００２％以下である。なお、Ｏ含有量は、鋼中の溶存酸素と酸化物系介在物中の酸素の合計含有量を示す。ただし、脱酸が充分に行われた鋼では、Ｏ含有量は酸化物系介在物中の酸素含有量とほぼ等しくなる。
Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％
カルシウム（Ｃａ）は、ＭｎＳを球状化して靱性を向上させる。Ｃａ含有量が０．０００５％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃａ含有量が０．００４０％よりも高ければ、鋼の清浄度が低下し、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．００４０％である。Ｃａ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０００５％よりも高く、さらに好ましくは０．０００８％以上である。Ｃａ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．００４０％未満であり、さらに好ましくは０．００２０％以下であり、さらに好ましくは０．００１３％以下である。
カルシウム（Ｃａ）は、ＭｎＳを球状化して靱性を向上させる。Ｃａ含有量が０．０００５％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃａ含有量が０．００４０％よりも高ければ、鋼の清浄度が低下し、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．００４０％である。Ｃａ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０００５％よりも高く、さらに好ましくは０．０００８％以上である。Ｃａ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．００４０％未満であり、さらに好ましくは０．００２０％以下であり、さらに好ましくは０．００１３％以下である。
Ｃｒ：０．０５〜１．０％
クロム（Ｃｒ）は鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を向上させる。Ｃｒはさらに、鋼の焼戻し軟化抵抗を高める。Ｃｒ含有量が０．０５％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．０５〜１．０％である。Ｃｒ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０５％よりも高く、さらに好ましくは０．２０％以上である。Ｃｒ含有量は、上限の観点では、好ましくは１．０％未満であり、さらに好ましくは０．８％以下であり、さらに好ましくは０．５％以下である。
クロム（Ｃｒ）は鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を向上させる。Ｃｒはさらに、鋼の焼戻し軟化抵抗を高める。Ｃｒ含有量が０．０５％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．０５〜１．０％である。Ｃｒ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０５％よりも高く、さらに好ましくは０．２０％以上である。Ｃｒ含有量は、上限の観点では、好ましくは１．０％未満であり、さらに好ましくは０．８％以下であり、さらに好ましくは０．５％以下である。
Ｍｏ：０．０２〜０．５％
モリブデン（Ｍｏ）は、変態強化と固溶強化とにより鋼の強度を向上させる。Ｍｏ含有量が０．０２％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が０．５％を超えると、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．０２〜０．５％である。Ｍｏ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０２％よりも高く、さらに好ましくは０．０５％以上である。Ｍｏ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．５％未満であり、さらに好ましくは０．３％以下であり、さらに好ましくは０．１％以下である。
モリブデン（Ｍｏ）は、変態強化と固溶強化とにより鋼の強度を向上させる。Ｍｏ含有量が０．０２％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が０．５％を超えると、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．０２〜０．５％である。Ｍｏ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０２％よりも高く、さらに好ましくは０．０５％以上である。Ｍｏ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．５％未満であり、さらに好ましくは０．３％以下であり、さらに好ましくは０．１％以下である。
Ｖ：０．０２〜０．２０％
バナジウム（Ｖ）は、鋼中のＣと結合してＶ炭化物を形成し、鋼の強度を高める。Ｖはさらに、Ｍｏ炭化物中に固溶して炭化物を形成する。Ｖを含むことにより、炭化物は粗大化しにくくなる。Ｖ含有量が０．０２％未満では、上記効果が有効に得られない。一方、Ｖ含有量が０．２０％よりも高ければ、炭化物が粗大化する。したがって、Ｖ含有量は０．０２〜０．２０％である。Ｖ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０２％よりも高く、さらに好ましくは０．０４％以上である。Ｖ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．２０％未満であり、さらに好ましくは０．１０％以下である。
バナジウム（Ｖ）は、鋼中のＣと結合してＶ炭化物を形成し、鋼の強度を高める。Ｖはさらに、Ｍｏ炭化物中に固溶して炭化物を形成する。Ｖを含むことにより、炭化物は粗大化しにくくなる。Ｖ含有量が０．０２％未満では、上記効果が有効に得られない。一方、Ｖ含有量が０．２０％よりも高ければ、炭化物が粗大化する。したがって、Ｖ含有量は０．０２〜０．２０％である。Ｖ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０２％よりも高く、さらに好ましくは０．０４％以上である。Ｖ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．２０％未満であり、さらに好ましくは０．１０％以下である。
本実施形態によるラインパイプ用継目無鋼管の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここでいう不純物とは、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップから混入される元素、あるいは製造過程の環境等から混入される元素をいう。
本実施形態によるラインパイプ用継目無鋼管の化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｕ、及びＮｉを含有しても良い。Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｕ、及びＮｉは、すべて選択元素である。すなわち、本実施形態によるラインパイプ用継目無鋼管の化学組成は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｕ、及びＮｉの一部又は全部を含有していなくても良い。
Ｔｉ：０％以上０．００７％未満
チタン（Ｔｉ）は、ビレットの割れを抑制する。一方、Ｔｉ含有量が０．００７％以上になると、ＴｉＣを生成して鋼の靱性を低下させる。したがって、Ｔｉ含有量は０％以上０．００７％未満である。Ｔｉ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．００１％以上であり、さらに好ましくは０．００２％以上である。Ｔｉ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．００６％以下であり、さらに好ましくは０．００５％以下である。
チタン（Ｔｉ）は、ビレットの割れを抑制する。一方、Ｔｉ含有量が０．００７％以上になると、ＴｉＣを生成して鋼の靱性を低下させる。したがって、Ｔｉ含有量は０％以上０．００７％未満である。Ｔｉ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．００１％以上であり、さらに好ましくは０．００２％以上である。Ｔｉ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．００６％以下であり、さらに好ましくは０．００５％以下である。
Ｎｂ、Ｃｕ、及びＮｉは、いずれも鋼の強度を向上させる元素である。そのため、本実施形態によるラインパイプ用継目無鋼管の化学組成は、Ｎｂ、Ｃｕ、及びＮｉからなる群から選択された１又は２以上の元素を含有しても良い。
Ｎｂ：０〜０．０５％
ニオブ（Ｎｂ）は、鋼中のＣと結合して微細なＮｂ炭化物を形成し、鋼の靱性を高める。一方、Ｎｂ含有量が０．０５％よりも高ければ、炭化物が粗大化する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．０５％である。Ｎｂ含有量が０．００５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Ｎｂ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．００５％よりも高く、さらに好ましくは０．０１０％以上であり、さらに好ましくは０．０１５％以上であり、さらに好ましくは０．０２％以上である。Ｎｂ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．０４％以下であり、さらに好ましくは０．０３５％以下である。
ニオブ（Ｎｂ）は、鋼中のＣと結合して微細なＮｂ炭化物を形成し、鋼の靱性を高める。一方、Ｎｂ含有量が０．０５％よりも高ければ、炭化物が粗大化する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．０５％である。Ｎｂ含有量が０．００５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Ｎｂ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．００５％よりも高く、さらに好ましくは０．０１０％以上であり、さらに好ましくは０．０１５％以上であり、さらに好ましくは０．０２％以上である。Ｎｂ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．０４％以下であり、さらに好ましくは０．０３５％以下である。
Ｎｉ：０〜１．５％
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。一方、Ｎｉ含有量が１．５％よりも高ければ、耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０〜１．５％である。Ｎｉ含有量が０．０３％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Ｎｉ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０３％よりも高く、さらに好ましくは０．０４％以上であり、さらに好ましくは０．０８％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。Ｎｉ含有量は、上限の観点では、好ましくは１．５％未満であり、さらに好ましくは０．７％以下であり、さらに好ましくは０．５％以下である。
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。一方、Ｎｉ含有量が１．５％よりも高ければ、耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０〜１．５％である。Ｎｉ含有量が０．０３％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Ｎｉ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０３％よりも高く、さらに好ましくは０．０４％以上であり、さらに好ましくは０．０８％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。Ｎｉ含有量は、上限の観点では、好ましくは１．５％未満であり、さらに好ましくは０．７％以下であり、さらに好ましくは０．５％以下である。
Ｃｕ：０〜１．５％
銅（Ｃｕ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。一方、Ｃｕ含有量が１．５％よりも高ければ、鋼の溶接性が低下する。Ｃｕ含有量が高すぎればさらに、高温における鋼の粒界強度が低下し、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜１．５％である。Ｃｕ含有量が０．０２％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Ｃｕ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０４％よりも高く、さらに好ましくは０．０８％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。Ｃｕ含有量は、上限の観点では、好ましくは１．５％未満であり、さらに好ましくは０．７％以下であり、さらに好ましくは０．５％以下である。
銅（Ｃｕ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。一方、Ｃｕ含有量が１．５％よりも高ければ、鋼の溶接性が低下する。Ｃｕ含有量が高すぎればさらに、高温における鋼の粒界強度が低下し、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜１．５％である。Ｃｕ含有量が０．０２％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。Ｃｕ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０４％よりも高く、さらに好ましくは０．０８％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。Ｃｕ含有量は、上限の観点では、好ましくは１．５％未満であり、さらに好ましくは０．７％以下であり、さらに好ましくは０．５％以下である。
本実施形態によるラインパイプ用継目無鋼管の化学組成は、下記の式（１）を満たす。
Ｃａ×Ｏ＜０．３２５×１０−５ （１）
式（１）中の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。
Ｃａ×Ｏ＜０．３２５×１０−５ （１）
式（１）中の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。
ラインパイプ用継目無鋼管の化学組成が式（１）を満たすことで、３００μｍを超える直径を有する粗大な酸化物系介在物だけではなく、３００μｍ以下の直径を有する酸化物系介在物の数密度を低減することができる。
本実施形態によるラインパイプ用継目無鋼管の化学組成は、より好ましくは、さらに下記の式（２）を満たす。
Ｃａ／Ｏ＜０．５ （２）
式（２）中の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。
Ｃａ／Ｏ＜０．５ （２）
式（２）中の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。
Ｃａ×Ｏ＜０．３２５×１０−５の条件下では、Ｃａ／Ｏの値を０．５未満として酸化物系介在物を高融点化させることで、高温溶鋼中で凝集粗大化しやすくなって浮上分離が容易になるため、更なる介在物低減には有効と考えられる。式（２）を満たすことで、５０μｍを超える直径を有する酸化物系介在物の数密度をさらに低減することができる。これによって、優れた低温靱性がより安定して得られる。
［酸化物系介在物］
本実施形態によるラインパイプ用継目無鋼管は、好ましくは、５０μｍを超える直径を有する酸化物系介在物の数密度が２個／ｃｍ２以下であり、５〜５０μｍの直径を有する酸化物系介在物の数密度が５０個／ｃｍ２以下である。
本実施形態によるラインパイプ用継目無鋼管は、好ましくは、５０μｍを超える直径を有する酸化物系介在物の数密度が２個／ｃｍ２以下であり、５〜５０μｍの直径を有する酸化物系介在物の数密度が５０個／ｃｍ２以下である。
酸化物系介在物とは、ＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２、及びこれらの複合酸化物である。酸化物系介在物の形態としては、Ａｌ２Ｏ３のように圧延方向に集団をなして不連続に粒状の介在物が並んだ、いわゆるクラスター状介在物と、ＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系のように粘性変形することなく不規則に分散した、いわゆる粒状介在物とに分けられる。
酸化物系介在物の直径と個数は、光学顕微鏡によって定量する。介在物定量用試験片は、研磨面が圧延方向と平行で、鋼管の肉厚中心部を含むように採取する。光学顕微鏡の倍率は例えば２００〜１０００倍であり、視野の面積は例えば１００ｍｍ２である。
酸化物系介在物の数は、５０μｍを超える直径を有するものと、５〜５０μｍの直径を有するものとに分けて計数する。ここで、計数する酸化物系介在物の直径の下限を５μｍとしているのは、５μｍ未満の介在物を計数することが困難なためである。計測した数を視野の面積で割って、数密度を求める。この測定を２視野で行い、２視野で求めた数密度のうちの大きい方を各継目無鋼管の酸化物系介在物の数密度（個／ｃｍ２）とする。より具体的には、２つの視野で測定した５０μｍを超える直径を有する酸化物系介在物の数密度のうちの大きい方を、５０μｍを超える直径を有する酸化物系介在物の数密度とする。同様に、２つの視野で計測した５〜５０μｍの直径を有する酸化物系介在物の数密度のうちの大きい方を、５〜５０μｍの直径を有する酸化物系介在物の数密度とする。
なお、クラスター状介在物の場合、図１に示すように、長さｌ１とｌ２の２つの個別の介在物が直線上であろうとなかろうと、もし、その間隔ｄが４０μｍ以下かつ介在物の中心間距離ｓが１０μｍ以下のときは、１つの介在物とみなす。
［製造方法］
以下、本実施形態によるラインパイプ用継目無鋼管の製造方法の一例を説明する。ただし、本実施形態によるラインパイプ用継目無鋼管の製造方法は、これに限定されない。
以下、本実施形態によるラインパイプ用継目無鋼管の製造方法の一例を説明する。ただし、本実施形態によるラインパイプ用継目無鋼管の製造方法は、これに限定されない。
上述の化学組成の鋼を溶製し、精錬する。続いて、連続鋳造法によって溶鋼からビレットを製造する。溶鋼からスラブ又はブルームを製造し、スラブ又はブルームを熱間加工してビレットを製造しても良い。
鋼中の介在物を低減するための方法として、溶製中に炉壁の耐火物からの酸化物混入を防止すること、溶製直後の１５００〜１０００℃の冷却速度を速くすること、溶鋼をヒーターで加熱又は撹拌して粗大な介在物を浮上させること等が知られており、必要に応じてこれらを採用することが好ましい。
続いて、ビレットを熱間製管して継目無鋼管を製造する。具体的には、ビレットを加熱炉で加熱し、加熱炉から抽出されたビレットに対して熱間加工を実施して継目無鋼管を製造する。具体的には、マンネスマン法に基づく穿孔圧延を実施して素管を製造する。製造された素管に対して、マンドレルミル、レデューサ、サイジングミル等により延伸圧延及び定径圧延を実施して継目無鋼管を製造する。
穿孔圧延を実施することで、中心偏析した介在物が除去される。そのため、継目無鋼管では、電縫管と比較して、介在物をより低減することができる。
製管された継目無鋼管に対して、焼入れ及び焼戻しを実施する。焼入れ及び焼戻しは、以下に説明するインラインＱＴ及びオフラインＱＴのいずれを採用しても良い。
［インラインＱＴ］
インラインＱＴとは、継目無鋼管を熱間製管後、直ちに焼入れ及び焼戻しを行う処理、又は継目無鋼管を熱間製管後、補熱炉で補熱してから焼入れ及び焼戻しを行う処理である。インラインＱＴは、後述するオフラインＱＴと比較して、熱間製管の熱を利用して焼入れを行うことができるため、エネルギー効率の面で有利である。
インラインＱＴとは、継目無鋼管を熱間製管後、直ちに焼入れ及び焼戻しを行う処理、又は継目無鋼管を熱間製管後、補熱炉で補熱してから焼入れ及び焼戻しを行う処理である。インラインＱＴは、後述するオフラインＱＴと比較して、熱間製管の熱を利用して焼入れを行うことができるため、エネルギー効率の面で有利である。
熱間製管された継目無鋼管を、（Ａｒ３点＋５０℃）〜１１００℃の温度から、５℃／秒以上の冷却速度で冷却する。この際、補熱炉を使用して、冷却前に焼入れ開始温度まで加熱しても良い。焼入れ開始温度が（Ａｒ３点＋５０℃）未満であると、強度にバラツキが生じる。一方、焼入れ開始温度を高めると、靱性が悪化するので、１１００℃以下にする必要がある。冷却速度が５℃／秒未満であると、マルテンサイト又はベイナイトを含む組織が確保できなくなる。冷却された継目無鋼管を、５５０℃以上Ａｃ１点以下の温度で焼戻しする。これによって、焼戻しマルテンサイト又は焼戻しベイナイトを含む組織が得られる。
［オフラインＱＴ］
オフラインＱＴとは、継目無鋼管を熱間製管後に一旦冷却し、冷却後にＡｃ３点以上に再加熱してから焼入れ及び焼戻しを行う処理である。オフラインＱＴは、前述したインラインＱＴと比較して、鋼の結晶粒をより微細にできる点で有利である。
オフラインＱＴとは、継目無鋼管を熱間製管後に一旦冷却し、冷却後にＡｃ３点以上に再加熱してから焼入れ及び焼戻しを行う処理である。オフラインＱＴは、前述したインラインＱＴと比較して、鋼の結晶粒をより微細にできる点で有利である。
熱間製管後の継目無鋼管を常温まで冷却する。冷却した継目無鋼管をＡｃ３点以上の温度に加熱する。加熱した継目無鋼管を、（Ａｒ３点＋５０℃）〜１１００℃の温度から、５℃／秒以上の冷却速度で冷却する。焼入れ開始温度が（Ａｒ３点＋５０℃）未満であると、強度にバラツキが生じる。一方、焼入れ開始温度を高めると、靱性が悪化するので、１１００℃以下にする必要がある。冷却速度が５℃／秒未満であると、マルテンサイト又はベイナイトを含む組織が確保できなくなる。冷却された継目無鋼管を、５５０℃以上Ａｃ１点以下の温度で焼戻しする。これによって、焼戻しマルテンサイト又は焼戻しベイナイトを含む組織が得られる。
本実施形態によるラインパイプ用継目無鋼管は、優れた靱性を有する。
本実施形態によるラインパイプ用継目無鋼管は、これに限定されないが、肉厚が２０〜５５ｍｍの継目無鋼管として好適に用いることができる。継目無鋼管の肉厚は、合金合理化の観点から、２０〜４０ｍｍであることがより好ましい。
以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲で、上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。本発明はこれらの実施例に限定されない。
種々の化学組成を有するラインパイプ用継目無鋼管を製造し、介在物の数密度と機械特性との関係を調査した。
［調査方法］
表１に示す化学組成を有する複数の溶鋼を製造した。溶鋼から連続鋳造法によってビレットを製造した。なお、表１中の「‐」は、当該元素の含有量が不純物レベルであることを示す。
表１に示す化学組成を有する複数の溶鋼を製造した。溶鋼から連続鋳造法によってビレットを製造した。なお、表１中の「‐」は、当該元素の含有量が不純物レベルであることを示す。
製造された各ビレットを加熱炉で加熱し、加熱したビレットを穿孔機によって穿孔圧延して素管にした。続いて、マンドレルミルによって各素管を延伸圧延した。続いて、サイザによって各素管を定径圧延し、表２に示す外径及び肉厚を有する継目無鋼管を製造した。製造した継目無鋼管を、表２に示す条件で焼入れ及び焼戻しした。
表２の「Ｑ炉」の「温度（℃）」の欄には、焼入れ開始温度が記載されている。「Ｔ炉」の「温度（℃）」の欄には焼戻しの保持温度が、「Ｔ炉」の「保持（分）」の欄には焼戻しの保持時間が、それぞれ記載されている。なお、インラインＱＴでは補熱炉を使用し、製管後の継目無鋼管を表記の温度に加熱してから冷却した。焼入れはいずれも、水冷装置によって、５℃／秒以上の冷却速度で常温まで冷却した。
［引張試験］
各継目無鋼管からＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に規定された１２号試験片（幅２５ｍｍ、標点距離５０ｍｍ）を、鋼管の長手方向（Ｌ方向）に採取した。採取された試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した引張試験を、常温（２５℃）の大気中で実施し、降伏応力及び引張強度を求めた。降伏応力は、０．５％全伸び法によって求めた。
各継目無鋼管からＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に規定された１２号試験片（幅２５ｍｍ、標点距離５０ｍｍ）を、鋼管の長手方向（Ｌ方向）に採取した。採取された試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した引張試験を、常温（２５℃）の大気中で実施し、降伏応力及び引張強度を求めた。降伏応力は、０．５％全伸び法によって求めた。
［シャルピー衝撃試験］
各継目無鋼管からＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定されたＶノッチ試験片（幅１０ｍｍ、高さ１０ｍｍ、長さ５５ｍ、ノッチ深さ２ｍｍ）を採取した。採取された試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠し、−４０℃における延性破面率、−３０℃における延性破面率、及び破面遷移温度ｖＴｒｓを求めた。延性破面率は各温度で３つの試験片で測定し、すべての試験片で延性破面率が７５％以上になることを目標とした。
各継目無鋼管からＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定されたＶノッチ試験片（幅１０ｍｍ、高さ１０ｍｍ、長さ５５ｍ、ノッチ深さ２ｍｍ）を採取した。採取された試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠し、−４０℃における延性破面率、−３０℃における延性破面率、及び破面遷移温度ｖＴｒｓを求めた。延性破面率は各温度で３つの試験片で測定し、すべての試験片で延性破面率が７５％以上になることを目標とした。
各継目無鋼管から、研磨面が圧延方向と平行で、鋼管の肉厚中心部を含むように介在物定量用試験片を採取した。採取した試験片を倍率２００倍で観察した。クラスター状になっているものは、２００〜１０００倍で測定して、クラスターかどうかを判定した。計数した数を視野の面積で割って数密度を求め、２視野で求めた数密度のうちの大きい方を各継目無鋼管の各介在物の数密度とした。
［調査結果］
結果を表３に示す。なお、表３において、「ＹＳ」は降伏応力を示し、「ＴＳ」は引張強度を示す。延性破面率及びｖＴｒｓの欄における「−」は、当該データを測定していないことを示す。
結果を表３に示す。なお、表３において、「ＹＳ」は降伏応力を示し、「ＴＳ」は引張強度を示す。延性破面率及びｖＴｒｓの欄における「−」は、当該データを測定していないことを示す。
表３から、−３０℃及び−４０℃における延性破面率は、破面遷移温度からは単純に類推できないことが分かる。例えば、鋼Ｅの破面遷移温度は鋼Ｇの破面遷移温度よりも低い。しかし、鋼Ｅでは、−３０℃のシャルピー衝撃試験において、延性破面率が７５％未満の試験片が存在する。一方、鋼Ｇでは、−４０℃のシャルピー衝撃試験においても、すべての試験片で延性破面率が７５％以上である。
鋼Ｂ、Ｄ、Ｇ、Ｈ、Ｊ、Ｋ、及びＭ〜Ｑから製造された継目無鋼管は、化学組成が適正であり、かつ式（１）を満たしていた。これらの継目無鋼管は、５０μｍを超える直径を有する酸化物系介在物の数密度が２個／ｃｍ２以下であり、５〜５０μｍの直径を有する酸化物系介在物の数密度が５０個／ｃｍ２以下であった。これらの継目無鋼管は、−３０℃及び−４０℃のシャルピー衝撃試験において、すべての試験片で延性破面率が７５％以上であった。
上記の継目無鋼管のうち、鋼Ｂ、Ｄ、Ｇ、Ｈ、Ｊ、及びＫから製造された継目無鋼管は、化学組成がさらに式（２）を満たしていた。これらの継目無鋼管は、５０μｍを超える直径を有する酸化物系介在物の数密度が１個／ｃｍ２以下であった。これらの継目無鋼管は、安定して優れた低温靱性を示した。具体的には、−４０℃のシャルピー衝撃試験において、３つの試験片で延性破面率が１００％であった。
鋼Ａから製造された継目無鋼管は、−３０℃のシャルピー衝撃試験において、延性破面率が７５％未満の試験片が存在した。これは、５０μｍを超える直径を有する酸化物系介在物の数密度が２個／ｃｍ２を超えたため、又は５〜５０μｍの直径を有する酸化物系介在物の数密度が５０個／ｃｍ２を超えたためと考えられる。そしてこれは、鋼Ａの化学組成が式（１）を満たしていなかったためと考えられる。
鋼Ｃから製造された継目無鋼管は、−３０℃のシャルピー衝撃試験において、延性破面率が７５％未満の試験片が存在した。これは、５〜５０μｍの直径を有する酸化物系介在物の数密度が５０個／ｃｍ２を超えたためと考えられる。そしてこれは、鋼Ｃの化学組成が式（１）を満たしていなかったためと考えられる。
鋼Ｅから製造された継目無鋼管は、−３０℃のシャルピー衝撃試験において、延性破面率が７５％未満の試験片が存在した。これは、鋼ＥのＴｉ含有量が多すぎたためと考えられる。
鋼Ｆから製造された継目無鋼管は、−３０℃のシャルピー衝撃試験において、延性破面率が７５％未満の試験片が存在した。これは、５０μｍを超える直径を有する酸化物系介在物の数密度が２個／ｃｍ２を超えたため、又は５〜５０μｍの直径を有する酸化物系介在物の数密度が５０個／ｃｍ２を超えたためと考えられる。そしてこれは、鋼Ｆの化学組成が式（１）を満たしていなかったためと考えられる。
鋼Ｉから製造された継目無鋼管は、−４０℃のシャルピー衝撃試験において、延性破面率が７５％未満の試験片が存在した。これは、５０μｍを超える直径を有する酸化物系介在物の数密度が２個／ｃｍ２を超えたため、又は５〜５０μｍの直径を有する酸化物系介在物の数密度が５０個／ｃｍ２を超えたためと考えられる。そしてこれは、鋼Ｉの化学組成が式（１）を満たしていなかったためと考えられる。
鋼Ｌから製造された継目無鋼管は、−３０℃のシャルピー衝撃試験において、延性破面率が７５％未満の試験片が存在した。これは、鋼ＬのＴｉ含有量が多すぎたためと考えられる。
Claims (7)
- 化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０２〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０５〜１．０％、
Ｍｎ：０．３０〜２．５％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．００６％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
Ｎ ：０．００８％以下、
Ｏ ：０．００４％以下、
Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％、
Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｍｏ：０．０２〜０．５％、
Ｖ ：０．０２〜０．２０％、
Ｔｉ：０％以上０．００７％未満、
Ｎｂ：０〜０．０５％、
Ｃｕ：０〜１．５％、
Ｎｉ：０〜１．５％、
残部：Ｆｅ及び不純物であり、
前記化学組成は、下記式（１）及び（２）を満たし、
焼戻しマルテンサイト又は焼戻しベイナイトを含む組織を備え、
５０μｍを超える直径を有する酸化物系介在物の数密度が２個／ｃｍ２以下であり、
５〜５０μｍの直径を有する酸化物系介在物の数密度が５０個／ｃｍ２以下である、ラインパイプ用継目無鋼管。
Ｃａ×Ｏ≦０．３２４×１０−５ （１）
Ｃａ／Ｏ＜０．５ （２）
前記式（１）及び（２）中の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。
前記酸化物系介在物の数密度の算出において、当該酸化物系介在物がクラスター状介在物の場合、２つの個別の介在物の間隔が４０μｍ以下かつ介在物の中心間距離が１０μｍ以下のときは、１つの介在物とみなす。 - 請求項１に記載のラインパイプ用継目無鋼管であって、
前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００１％以上０．００７％未満、
を含有する、ラインパイプ用継目無鋼管。 - 請求項１又は２に記載のラインパイプ用継目無鋼管であって、
前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｃｕ：０．０２〜１．５％、及び
Ｎｉ：０．０３〜１．５％、
からなる群から選択された１又は２以上の元素を含有する、ラインパイプ用継目無鋼管。 - 請求項１〜３のいずれか一項に記載のラインパイプ用継目無鋼管であって、
降伏強度が４８６〜５５８ＭＰａであり、
引張強度が５７３〜６３０ＭＰａである、ラインパイプ用継目無鋼管。 - 請求項１〜４のいずれか一項に記載のラインパイプ用継目無鋼管であって、
−３０℃及び−４０℃におけるシャルピー衝撃試験の延性破面率がいずれも７５％以上である、ラインパイプ用継目無鋼管。 - 請求項１〜５のいずれか一項に記載のラインパイプ用継目無鋼管の製造方法であって、
化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．３０〜２．５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１００％、Ｎ：０．００８％以下、Ｏ：０．００４％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０２〜０．５％、Ｖ：０．０２〜０．２０％、Ｔｉ：０％以上０．００７％未満、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｃｕ：０〜１．５％、Ｎｉ：０〜１．５％、残部：Ｆｅ及び不純物であるビレットを準備する工程と、
前記ビレットを熱間加工して鋼管を製造する工程と、
前記鋼管を熱間加工後、（Ａｒ３点＋５０℃）以上１１００℃以下の温度から５℃／秒以上の冷却速度で冷却して焼入れする工程と、
前記焼入れした鋼管を５５０℃以上Ａｃ１点以下の温度で焼戻しする工程とを備え、
前記化学組成は、下記式（１）及び（２）を満たす、ラインパイプ用継目無鋼管の製造方法。
Ｃａ×Ｏ≦０．３２４×１０−５ （１）
Ｃａ／Ｏ＜０．５ （２）
前記式（１）及び（２）中の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。 - 請求項１〜５のいずれか一項に記載のラインパイプ用継目無鋼管の製造方法であって、
化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．３０〜２．５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１００％、Ｎ：０．００８％以下、Ｏ：０．００４％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０２〜０．５％、Ｖ：０．０２〜０．２０％、Ｔｉ：０％以上０．００７％未満、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｃｕ：０〜１．５％、Ｎｉ：０〜１．５％、残部：Ｆｅ及び不純物であるビレットを準備する工程と、
前記ビレットを熱間加工して鋼管を製造する工程と、
前記鋼管を常温まで冷却する工程と、
前記冷却した鋼管をＡｃ３点以上の温度に加熱する工程と、
前記加熱した鋼管を（Ａｒ３点＋５０℃）以上１１００℃以下の温度から５℃／秒以上の冷却速度で冷却して焼入れする工程と、
前記焼入れした鋼管を５５０℃以上Ａｃ１点以下の温度で焼戻しする工程とを備え、
前記化学組成は、下記式（１）及び（２）を満たす、ラインパイプ用継目無鋼管の製造方法。
Ｃａ×Ｏ≦０．３２４×１０−５ （１）
Ｃａ／Ｏ＜０．５ （２）
前記式（１）及び（２）中の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。
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| JP2017008362A (ja) | 2017-01-12 |
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