JP7464900B1 - 継目無鋼管及び継目無鋼管の製造方法 - Google Patents
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Abstract
全肉厚での強度と切削後の状態での強度との差が小さい継目無鋼管を提供する。継目無鋼管は、所定の化学組成を有し、下記の式（１）で表されるＦｎ１が０．４４以上であり、肉厚中央部におけるＡＳＴＭ Ｅ１１２－１３（２０２１）による結晶粒度番号が６．０以上であり、管軸方向に垂直な断面において、鋼管外面から２ｍｍの深さの位置における円相当径が１０～１００ｎｍのＶ含有粒子の数密度をＮＤｏｓ、鋼管内面から２ｍｍの深さの位置における円相当径が１０～１００ｎｍのＶ含有粒子の数密度をＮＤｉｓ、肉厚中央部における円相当径が１０～１００ｎｍのＶ含有粒子の数密度をＮＤｃとし、ＮＤｏｓ／ＮＤｃ及びＮＤｉｓ／ＮＤｃの各々が０．６０以上である。Ｆｎ１＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５ （１）式（１）中の各元素記号には対応する元素の含有量が質量％で代入される。
Description
本発明は、継目無鋼管及び継目無鋼管の製造方法に関する。
陸上及び浅海の油井及びガス井は近年枯渇しつつあり、深海の海底油井及び海底ガス井（以下「深海フィールド」という。）の開発が活発化している。深海フィールドにおける流体輸送には、高外圧に対する強度確保や、高温の生産流体に対する強度低下を補完する観点から、厚肉のラインパイプが使用される。
国際公開第２０１３／１６１５６７号には、厚肉であっても、高い強度及び靱性を有する継目無鋼管が記載されている。この継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０３～０．０８％等を含有し、５０ｍｍ以上の肉厚を有し、表層部における旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が８０μｍ未満であり、表層部における旧オーステナイト粒の平均結晶粒径と肉厚中央部における旧オーステナイト粒の平均結晶粒径との差が５０μｍ未満である。
国際公開第２０１５／０１９７０８号には、表面硬度を低く抑えた高強度かつ高靱性のラインパイプ用継目無鋼管が記載されている。このラインパイプ用継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０３～０．１０％、Ｎｉ：０．０４～２．０％等を含有し、鋼管の表面に形成したスケール中に、平均円相当直径０．１～５μｍのＮｉ又はＣｕを主体とする金属粒子が存在し、鋼管の母材とスケールとの境界から金属粒子が存在しなくなる領域までの距離が２０μｍ以上である。
国際公開第２０１７／１４１３４１号には、５５５ＭＰａ以上の降伏強度と優れた耐ＳＳＣ性とを安定して得られる継目無鋼管が記載されている。この継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１５％等を含有し、炭素当量Ｃｅｑが０．４３０％以上０．５００％未満であり、組織の旧オーステナイト粒の大きさがＡＳＴＭ Ｅ１１２－１０に準拠した結晶粒度番号で６．０未満であり、内面から１ｍｍの位置と外面から１ｍｍの位置との間において、ビッカース硬さが２５０Ｈｖ以下である。
国際公開第２０１７／０１８１０８号には、表層部の硬度が低減されたラインパイプ用鋼管が記載されている。このラインパイプ用鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１１％等を含有し、組織が、焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイトを含み、鋼管の外面と外面から１ｍｍの位置との間、及び鋼管の内面と内面から１ｍｍの位置との間の少なくとも一方に、さらにフェライトを含むものである。
国際公開第２０１８／０２０９７２号には、溶接性を確保しつつ、高強度と低硬度とを安定して両立させることが可能な高強度継目無鋼管が記載されている。この高強度継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．１８％、Ｂ：０．０００５～０．００５％等を含有し、Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ≦０．２８を満たす。
深海フィールド開発の活性化に伴い、浮上式のプラットフォーム（フローティングタイププラットフォーム）の採用が増加している。図１は、フローティングタイププラットフォームによる深海フィールド開発を模式的に示す図である。ラインパイプ１０は、海底面の地勢に沿って敷設されるフローライン１１と、海底面から洋上のプラットフォームＰＦに向かって立ち上がって配置されるライザー１２とを含んでいる。フローティングタイププラットフォームによる開発では、ラインパイプ１０は常に潮流や波浪によって揺動する。そのため、特にライザー１２において、周溶接部の疲労特性を確保することが重要となる。
ラインパイプは、鋼管の管端同士を突き合わせ、突き合わせた部分を周溶接して使用される。図２は、鋼管Ｐ１の管端と鋼管Ｐ２の管端とを突き合わせた状態を模式的に示す断面図である。図２に示すように、鋼管Ｐ１の管端と鋼管Ｐ２の管端との間に内径差Δがあると、周溶接後、繰り返し応力による疲労き裂が発生しやすくなる。周溶接部の疲労特性を確保するためには、内径差Δを小さく管理すること、すなわち、鋼管製造時の管端内径の狭公差管理が求められる。
内径差Δを小さくするための手段として、ＮＣ旋盤を用いた管端内面の切削（管端内削又は中ぐり）による管端精整が行われる場合がある。また、併せて管端外面の切削も行われる場合がある。切削後の鋼管は内面層（場合によっては内面層及び外面層）が除去された状態となる。ここで仮に、全肉厚（製造まま）での強度と、切削後の状態での強度とに差異があると、パイプライン設計上の不安定要素となるため好ましくない。一方、現在主流の規格で要求される出荷試験は全厚の鋼管を想定したものであり、切削後の状態の強度に着目した評価は行われていない。
本発明の課題は、全肉厚での強度と切削後の状態での強度との差が小さい継目無鋼管、及びその製造方法を提供することである。
本発明の一実施形態による継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０３０～０．１００％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．３０～１．７０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｎ：０．０２００％以下、Ｃｒ：０．０５～０．３０％、Ｍｏ：０．０５～０．２３％、Ｃｕ：０．１０～０．５０％、Ｎｉ：０．２０～０．５０％、Ｖ：０．０１～０．１０％、Ｎｂ：０～０．０２０％、Ｔｉ：０～０．０２０％、Ｂ：０～０．０００５％、Ｃａ：０～０．００６０％、残部：Ｆｅ及び不純物、である化学組成を有し、下記の式（１）で表されるＦｎ１が０．４４以上であり、肉厚中央部におけるＡＳＴＭ Ｅ１１２－１３（２０２１）による結晶粒度番号が６．０以上であり、対象元素をＶ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ及びＡｌとしてエネルギー分散型Ｘ線分析法による定量分析を行い、Ｖ含有量が３０質量％以上である粒子をＶ含有粒子とし、管軸方向に垂直な断面において、鋼管外面から２ｍｍの深さの位置における円相当径が１０～１００ｎｍのＶ含有粒子の数密度をＮＤｏｓ、鋼管内面から２ｍｍの深さの位置における円相当径が１０～１００ｎｍのＶ含有粒子の数密度をＮＤｉｓ、肉厚中央部における円相当径が１０～１００ｎｍのＶ含有粒子の数密度をＮＤｃとし、ＮＤｏｓ／ＮＤｃ及びＮＤｉｓ／ＮＤｃの各々が０．６０以上である。
Ｆｎ１＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５ （１）
式（１）中の各元素記号には対応する元素の含有量が質量％で代入される。
Ｆｎ１＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５ （１）
式（１）中の各元素記号には対応する元素の含有量が質量％で代入される。
本発明の一実施形態による継目無鋼管の製造方法は、上記の継目無鋼管を製造する方法であって、前記化学組成を有する素管を準備する工程と、前記素管を焼入れする工程と、前記焼入れされた素管を焼戻しする工程と、を備え、前記焼入れする工程は、４００℃から６００℃までの温度域を５℃／分以下の平均昇温速度で６００℃以上の温度に前記素管を加熱する工程と、６００℃からＡｃ３点以上の温度である保持温度までの温度域を１０℃／分以上の平均昇温速度で前記保持温度に前記素管を加熱する工程と、前記素管を前記保持温度で１０分以上６０分以下の時間保持する工程と、前記保持温度に保持した前記素管を冷却する工程と、を含む。
本発明によれば、全肉厚での強度と切削後の状態での強度との差が小さい継目無鋼管が得られる。
継目無鋼管は、製管後、焼入れ焼戻しの熱処理を施されて製造される。厚肉の鋼管（例えば、肉厚が４０．０ｍｍ以上の鋼管）では、肉厚方向に均一な焼入れをすることが困難になり、肉厚中央部は組織が粗粒になりやすくなる。ホール・ペッチ則により、粗粒組織では降伏強度が低下するため、肉厚中央部は内外面近傍と比較して強度が低くなりやすい。そのため、全肉厚での強度と、切削後の状態での強度とに差異が生じる場合がある。
バナジウムは、オーステナイトに固溶することで、焼入れ性の向上に大きく寄与する元素である。一方、バナジウムが鋼中に炭化物（ＶＣ）等の粒子（以下「Ｖ含有粒子」という。）の形で残存すると、焼入れ性向上の効果は発揮されない。そのため、鋼管の組織を肉厚方向に均一にするためには、Ｖ含有粒子を肉厚方向の全体にわたって均一に固溶させ、肉厚方向のＶ含有粒子の分布を均一にすることが有効である。具体的には、肉厚中央部におけるＶ含有粒子の数密度に対する、内外面近傍におけるＶ含有粒子の数密度の比を０．６０以上にすることが有効である。
Ｖ含有粒子を肉厚方向の全体にわたって均一に固溶させるためには、焼入れの加熱の際、４００℃から６００℃までの温度域の平均昇温速度を５℃／分以下に制限することが有効である。これによって、鋼管の肉厚中央部まで十分な予熱を与え、その後の昇温において、Ｖ含有粒子の均一な固溶を促進することができる。
なお、Ｖ含有粒子を肉厚方向の全体にわたって均一に固溶させる方法としては、高温で長時間保持することも考えられる。しかしその場合、オーステナイト粒が粗大化し、必要な強度を達成することが困難になる。上記のように、４００℃から６００℃までの温度域の昇温速度を制限する方法であれば、オーステナイト粒の粗大化を抑制しつつ、肉厚方向のＶ含有粒子の分布を均一にすることができる。
本発明は、以上の知見に基づいて完成された。以下、本発明の一実施形態による継目無鋼管及びその製造方法を説明する。
［継目無鋼管］
［化学組成］
本実施形態による継目無鋼管は、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。
［化学組成］
本実施形態による継目無鋼管は、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：０．０３０～０．１００％
炭素（Ｃ）は、鋼の焼入れ性を高める。一方、Ｃ含有量が高すぎると、鋼の溶接性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．０３０～０．１００％である。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．０９８％であり、さらに好ましくは０．０９５％であり、さらに好ましくは０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８５％である。
炭素（Ｃ）は、鋼の焼入れ性を高める。一方、Ｃ含有量が高すぎると、鋼の溶接性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．０３０～０．１００％である。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．０９８％であり、さらに好ましくは０．０９５％であり、さらに好ましくは０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８５％である。
Ｓｉ：０．０５～０．５０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。一方、Ｓｉ含有量が高すぎると、鋼の靱性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．０５～０．５０％である。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。一方、Ｓｉ含有量が高すぎると、鋼の靱性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．０５～０．５０％である。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。
Ｍｎ：０．３０～１．７０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高める。一方、Ｍｎ含有量が高すぎると、鋼の靱性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は０．３０～１．７０％である。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．９０％であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは１．１０％である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは１．６５％であり、さらに好ましくは１．６０％である。
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高める。一方、Ｍｎ含有量が高すぎると、鋼の靱性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は０．３０～１．７０％である。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．９０％であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは１．１０％である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは１．６５％であり、さらに好ましくは１．６０％である。
Ｐ：０．０２０％以下
リン（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼の靱性を低下させる。そのため、Ｐ含有量は０．０２０％以下である。Ｐ含有量はできるだけ低い方が好ましい。Ｐ含有量は、好ましくは０．０１８％以下であり、さらに好ましくは０．０１５％以下である。
リン（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼の靱性を低下させる。そのため、Ｐ含有量は０．０２０％以下である。Ｐ含有量はできるだけ低い方が好ましい。Ｐ含有量は、好ましくは０．０１８％以下であり、さらに好ましくは０．０１５％以下である。
Ｓ：０．００５０％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは鋼の靱性を低下させる。そのため、Ｓ含有量は０．００５０％以下である。Ｓ含有量はできるだけ低い方が好ましい。Ｓ含有量は、好ましくは０．００４０％以下であり、さらに好ましくは０．００３０％以下であり、さらに好ましくは０．００２０％以下である。
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは鋼の靱性を低下させる。そのため、Ｓ含有量は０．００５０％以下である。Ｓ含有量はできるだけ低い方が好ましい。Ｓ含有量は、好ましくは０．００４０％以下であり、さらに好ましくは０．００３０％以下であり、さらに好ましくは０．００２０％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はまた、微細な析出物を形成して鋼の靱性の向上に寄与する。一方、Ａｌ含有量が高すぎると、析出物が粗大化して鋼の靱性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．００１～０．１００％である。Ａｌ含有量の下限は、好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ａｌ含有量の上限は、好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％である。なお、本明細書におけるＡｌは、酸可溶性アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌはまた、微細な析出物を形成して鋼の靱性の向上に寄与する。一方、Ａｌ含有量が高すぎると、析出物が粗大化して鋼の靱性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．００１～０．１００％である。Ａｌ含有量の下限は、好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ａｌ含有量の上限は、好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％である。なお、本明細書におけるＡｌは、酸可溶性アルミニウム（ｓｏｌ．Ａｌ）を意味する。
Ｎ：０．０２００％以下
窒素（Ｎ）は不純物である。Ｎ含有量が高すぎると、鋼の靱性が低下する。そのため、Ｎ含有量は０．０２００％以下である。Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．０１００％であり、さらに好ましくは０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００６０％である。一方、Ｎ含有量を過剰に制限しようとするとコストが増加する。Ｎ含有量の下限は、好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
窒素（Ｎ）は不純物である。Ｎ含有量が高すぎると、鋼の靱性が低下する。そのため、Ｎ含有量は０．０２００％以下である。Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．０１００％であり、さらに好ましくは０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００６０％である。一方、Ｎ含有量を過剰に制限しようとするとコストが増加する。Ｎ含有量の下限は、好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
Ｃｒ：０．０５～０．３０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める。一方、Ｃｒ含有量が高すぎると、鋼の靱性及び溶接性が低下する。そのため、Ｃｒ含有量は０．０５～０．３０％である。Ｃｒ含有量の下限は、好ましくは０．０８％であり、より好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める。一方、Ｃｒ含有量が高すぎると、鋼の靱性及び溶接性が低下する。そのため、Ｃｒ含有量は０．０５～０．３０％である。Ｃｒ含有量の下限は、好ましくは０．０８％であり、より好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
Ｍｏ：０．０５～０．２３％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を高める。一方、Ｍｏ含有量が高すぎると、鋼の溶接性及び靱性が低下する。そのため、Ｍｏ含有量は０．０５～０．２３％である。Ｍｏ含有量の下限は、好ましくは０．０８％であり、より好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１２％である。Ｍｏ含有量の上限は、好ましくは０．２２％であり、より好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１８％である。
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を高める。一方、Ｍｏ含有量が高すぎると、鋼の溶接性及び靱性が低下する。そのため、Ｍｏ含有量は０．０５～０．２３％である。Ｍｏ含有量の下限は、好ましくは０．０８％であり、より好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１２％である。Ｍｏ含有量の上限は、好ましくは０．２２％であり、より好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１８％である。
Ｃｕ：０．１０～０．５０％
銅（Ｃｕ）は、鋼の焼入れ性を高める。一方、Ｃｕ含有量が高すぎると、鋼の溶接性及び熱間加工性が低下する。そのため、Ｃｕ含有量は０．１０～０．５０％である。Ｃｕ含有量の下限は、好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｃｕ含有量の上限は、好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
銅（Ｃｕ）は、鋼の焼入れ性を高める。一方、Ｃｕ含有量が高すぎると、鋼の溶接性及び熱間加工性が低下する。そのため、Ｃｕ含有量は０．１０～０．５０％である。Ｃｕ含有量の下限は、好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｃｕ含有量の上限は、好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
Ｎｉ：０．２０～０．５０％
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼の焼入れ性及び靱性を高める。一方、Ｎｉ含有量が高すぎると、鋼の耐硫化物応力腐食割れ性が低下する。そのため、Ｎｉ含有量は０．２０～０．５０％である。Ｎｉ含有量の下限は、好ましくは０．２２％であり、さらに好ましくは０．２５％である。Ｎｉ含有量の上限は、好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼の焼入れ性及び靱性を高める。一方、Ｎｉ含有量が高すぎると、鋼の耐硫化物応力腐食割れ性が低下する。そのため、Ｎｉ含有量は０．２０～０．５０％である。Ｎｉ含有量の下限は、好ましくは０．２２％であり、さらに好ましくは０．２５％である。Ｎｉ含有量の上限は、好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
Ｖ：０．０１～０．１０％
バナジウム（Ｖ）は、鋼の焼入れ性を高める。Ｖはまた、微細な炭化物（ＶＣ）として析出して、鋼の強度を向上させる効果も有する。一方、Ｖ含有量が高すぎると、炭化物が粗大化して鋼の靱性が低下する。そのため、Ｖ含有量は０．０１～０．１０％である。Ｖ含有量の下限は、好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｖ含有量の上限は、好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
バナジウム（Ｖ）は、鋼の焼入れ性を高める。Ｖはまた、微細な炭化物（ＶＣ）として析出して、鋼の強度を向上させる効果も有する。一方、Ｖ含有量が高すぎると、炭化物が粗大化して鋼の靱性が低下する。そのため、Ｖ含有量は０．０１～０．１０％である。Ｖ含有量の下限は、好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｖ含有量の上限は、好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
本実施形態による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。
［任意元素について］
本実施形態による継目無鋼管の化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、以下に説明するＡ群、Ｂ群及びＣ群からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。以下に説明する元素は、いずれも任意元素である。すなわち、本実施形態による継目無鋼管は、これらの元素の一部又は全部を含有していなくてもよい。
［Ａ群］
Ｎｂ：０～０．０２０％、及び、
Ｔｉ：０～０．０２０％
［Ｂ群］
Ｂ ：０～０．０００５％
［Ｃ群］
Ｃａ：０～０．００６０％
本実施形態による継目無鋼管の化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、以下に説明するＡ群、Ｂ群及びＣ群からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。以下に説明する元素は、いずれも任意元素である。すなわち、本実施形態による継目無鋼管は、これらの元素の一部又は全部を含有していなくてもよい。
［Ａ群］
Ｎｂ：０～０．０２０％、及び、
Ｔｉ：０～０．０２０％
［Ｂ群］
Ｂ ：０～０．０００５％
［Ｃ群］
Ｃａ：０～０．００６０％
［Ａ群］Ｎｂ：０～０．０２０％及びＴｉ：０～０．０２０％からなる群から選択される１種又は２種
ニオブ（Ｎｂ）及びチタン（Ｔｉ）は、微細な析出物を形成して鋼の靱性及び強度を向上させる。そのため、必要に応じてＮｂ及びＴｉの１種又は２種を含有させてもよい。Ｎｂ及びＴｉのいずれかが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｎｂ及びＴｉの含有量が高すぎると、析出物が粗大化して鋼の靱性が低下する。そのため、Ｎｂ及びＴｉの各々の含有量は、０．０２０％以下である。
Ｎｂ含有量の下限は、好ましくは０．００１％であり、より好ましくは０．００２％であり、より好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｎｂ含有量の上限は、好ましくは０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。
Ｔｉ含有量の下限は、好ましくは０．００１％であり、より好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００４％である。Ｔｉ含有量の上限は、好ましくは０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
ニオブ（Ｎｂ）及びチタン（Ｔｉ）は、微細な析出物を形成して鋼の靱性及び強度を向上させる。そのため、必要に応じてＮｂ及びＴｉの１種又は２種を含有させてもよい。Ｎｂ及びＴｉのいずれかが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｎｂ及びＴｉの含有量が高すぎると、析出物が粗大化して鋼の靱性が低下する。そのため、Ｎｂ及びＴｉの各々の含有量は、０．０２０％以下である。
Ｎｂ含有量の下限は、好ましくは０．００１％であり、より好ましくは０．００２％であり、より好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｎｂ含有量の上限は、好ましくは０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。
Ｔｉ含有量の下限は、好ましくは０．００１％であり、より好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００４％である。Ｔｉ含有量の上限は、好ましくは０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。
［Ｂ群］Ｂ：０～０．０００５％
ホウ素（Ｂ）は、鋼の焼入れ性を向上させる。そのため、必要に応じて含有させてもよい。Ｂが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｂ含有量が高すぎると、鋼の溶接性が低下する。そのため、Ｂ含有量は０．０００５％以下である。Ｂ含有量の下限は、好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％である。Ｂ含有量の上限は、好ましくは０．０００４％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。
ホウ素（Ｂ）は、鋼の焼入れ性を向上させる。そのため、必要に応じて含有させてもよい。Ｂが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｂ含有量が高すぎると、鋼の溶接性が低下する。そのため、Ｂ含有量は０．０００５％以下である。Ｂ含有量の下限は、好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％である。Ｂ含有量の上限は、好ましくは０．０００４％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。
［Ｃ群］Ｃａ：０～０．００６０％
カルシウム（Ｃａ）は、ＭｎＳの形成を抑制して鋼の靱性及び耐水素誘起割れ性を向上させる。そのため、必要に応じて含有させてもよい。Ｃａが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｃａ含有量が高すぎると、鋼の清浄度が低下し、鋼の靱性及び耐水素誘起割れ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．００６０％以下である。Ｃａ含有量の下限は、好ましくは０．０００１％であり、より好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｃａ含有量の上限は、好ましくは０．００５５％であり、より好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
カルシウム（Ｃａ）は、ＭｎＳの形成を抑制して鋼の靱性及び耐水素誘起割れ性を向上させる。そのため、必要に応じて含有させてもよい。Ｃａが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｃａ含有量が高すぎると、鋼の清浄度が低下し、鋼の靱性及び耐水素誘起割れ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．００６０％以下である。Ｃａ含有量の下限は、好ましくは０．０００１％であり、より好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｃａ含有量の上限は、好ましくは０．００５５％であり、より好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
［Ｆｎ１について］
本実施形態による継目無鋼管は、下記の式（１）で表されるＦｎ１が０．４４以上である。
Ｆｎ１＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５ （１）
式（１）中の各元素記号には対応する元素の含有量が質量％で代入される。
本実施形態による継目無鋼管は、下記の式（１）で表されるＦｎ１が０．４４以上である。
Ｆｎ１＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５ （１）
式（１）中の各元素記号には対応する元素の含有量が質量％で代入される。
Ｆｎ１は、炭素当量であり、鋼の焼入れ性の指標である。Ｆｎ１が小さすぎると、肉厚中央部まで強度の高い組織にすることが困難になる。そのため、Ｆｎ１は０．４４以上である。Ｆｎ１の下限は、好ましくは０．４５であり、さらに好ましくは０．４６である。一方、Ｆｎ１が大きすぎると、溶接性が低下する場合がある。Ｆｎ１の上限は、好ましくは０．５５であり、さらに好ましくは０．５０であり、さらに好ましくは０．４８である。
［Ｆｎ２について］
本実施形態による継目無鋼管は、好ましくは、下記の式（２）で表されるＦｎ２が０．０７０以下である。
Ｆｎ２＝Ｖ＋Ｔｉ＋Ｎｂ （２）
式（２）中の各元素記号には対応する元素の含有量が質量％で代入される。対応する元素を含有しない場合には０が代入される。
本実施形態による継目無鋼管は、好ましくは、下記の式（２）で表されるＦｎ２が０．０７０以下である。
Ｆｎ２＝Ｖ＋Ｔｉ＋Ｎｂ （２）
式（２）中の各元素記号には対応する元素の含有量が質量％で代入される。対応する元素を含有しない場合には０が代入される。
Ｖ、Ｔｉ及びＮｂは、いずれも微細な析出物を形成して、鋼の強度を高める元素である。これらの元素の含有量が高すぎると、鋼の強度をＡＰＩ規格のＸ６５グレードの範囲にすることが困難になる場合があるとともに、溶接後の鋼の靱性を劣化させる懸念がある。そのため、Ｆｎ２は０．０７０以下であることが好ましい。Ｆｎ２の上限は、より好ましくは０．０６５であり、さらに好ましくは０．０６０である。Ｆｎ２の下限は、特に限定されないが、例えば０．０２０であり、好ましくは０．０２５であり、より好ましくは０．０３０であり、さらに好ましくは０．０４０である。
［組織］
本実施形態による継目無鋼管は、肉厚中央部におけるＡＳＴＭ Ｅ１１２－１３（２０２１）による結晶粒度番号が６．０以上である。結晶粒度番号が大きいほど、結晶粒が微細であることを意味する。結晶粒度番号が小さすぎると、必要な強度が得られない。結晶粒度番号は、好ましくは６．５以上であり、さらに好ましくは７．０以上であり、さらに好ましくは７．５以上である。一方、結晶粒度番号が大きすぎると、鋼の強度をＡＰＩ規格のＸ６５グレードの範囲にすることが困難になる場合がある。結晶粒度番号の上限は、好ましくは１０．０であり、さらに好ましくは９．５であり、さらに好ましくは９．０であり、さらに好ましくは８．５である。
本実施形態による継目無鋼管は、肉厚中央部におけるＡＳＴＭ Ｅ１１２－１３（２０２１）による結晶粒度番号が６．０以上である。結晶粒度番号が大きいほど、結晶粒が微細であることを意味する。結晶粒度番号が小さすぎると、必要な強度が得られない。結晶粒度番号は、好ましくは６．５以上であり、さらに好ましくは７．０以上であり、さらに好ましくは７．５以上である。一方、結晶粒度番号が大きすぎると、鋼の強度をＡＰＩ規格のＸ６５グレードの範囲にすることが困難になる場合がある。結晶粒度番号の上限は、好ましくは１０．０であり、さらに好ましくは９．５であり、さらに好ましくは９．０であり、さらに好ましくは８．５である。
本実施形態による継目無鋼管は、好ましくは、肉厚方向の全体にわたって、焼戻しマルテンサイト又はベイナイトを主体とする組織を有する。本実施形態による継目無鋼管は、より具体的には、内外面の近傍、及び肉厚中央部のいずれにおいても、焼戻しマルテンサイト又はベイナイトの体積率が９０％以上である組織を有することが好ましい。焼戻しマルテンサイト又はベイナイトの体積率は、より好ましくは９５％以上である。
本実施形態による継目無鋼管は、肉厚中央部のＶ含有粒子の数密度に対する内外面近傍のＶ含有粒子の数密度の比が、０．６０以上である。本実施形態による継目無鋼管は、より具体的には、対象元素をＶ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ及びＡｌとしてエネルギー分散型Ｘ線分析法による定量分析を行い、Ｖ含有量が３０質量％以上である粒子をＶ含有粒子とし、管軸方向に垂直な断面において、鋼管外面から２ｍｍの深さの位置における円相当径が１０～１００ｎｍのＶ含有粒子の数密度をＮＤｏｓ、鋼管内面から２ｍｍの深さの位置における円相当径が１０～１００ｎｍのＶ含有粒子の数密度をＮＤｉｓ、肉厚中央部おける円相当径が１０～１００ｎｍのＶ含有粒子の数密度をＮＤｃとし、ＮＤｏｓ／ＮＤｃ及びＮＤｉｓ／ＮＤｃの各々が０．６０以上である。
バナジウムは、オーステナイトに固溶することで、焼入れ性の向上に大きく寄与する元素である。一方、バナジウムが鋼中に炭化物（ＶＣ）等の粒子の形で残存すると、焼入れ性向上の効果は発揮されない。そのため、鋼管の組織を肉厚方向に均一にするためには、肉厚方向のＶ含有粒子の分布を均一にすることが好ましい。ＮＤｏｓ／ＮＤｃ及びＮＤｉｓ／ＮＤｃの各々が０．６０以上であれば、肉厚方向に均一な組織が得られる。ＮＤｏｓ／ＮＤｃ及びＮＤｉｓ／ＮＤｃの各々の下限は、好ましくは０．６５であり、さらに好ましくは０．７０であり、さらに好ましくは０．７５である。ＮＤｏｓ／ＮＤｃ及びＮＤｉｓ／ＮＤｃの各々の上限は、特に限定されないが、例えば１．５０であり、好ましくは１．２０であり、さらに好ましくは１．１０であり、さらに好ましくは１．０５であり、さらに好ましくは１．００である。
ＮＤｏｓ、ＮＤｉｓ及びＮＤｃは、次のように測定する。
鋼管外面から２ｍｍの深さの位置、鋼管内面から２ｍｍの深さの位置、及び肉厚中央部から試験片を採取する。鋼管の管軸方向に垂直な面を観察面とし、試験片の観察面を鏡面研磨した後、メタノール中で超音波洗浄する。洗浄した表面を、カーボン蒸着膜で覆う。蒸着膜で表面を覆った試験片を、２０℃の電解液（１０％アセチルアセトン－１％テトラメチルアンモニウムクロライド－メタノール溶液）に浸漬して、１０分間電解を実施する。電解条件は、電圧：１００ｍＶ、電解量：１０Ｃ／ｃｍ２とする。電解した試験片から、蒸着膜を剥離する。得られた蒸着膜をエタノールで洗浄した後、シートメッシュですくい取り、乾燥する。
この蒸着膜（レプリカ膜）を、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ：Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）で観察する。具体的には、蒸着膜を観察倍率２万倍、加速電圧２００ｋＶで観察する。なお、観察視野の大きさ、及び、観察視野の数は特に限定されないが、観察視野の総面積は１００μｍ２以上とする。例えば、観察視野が４．０μｍ×５．０μｍである場合、観察視野の数を５以上とし、観察視野の総面積を１００μｍ２以上とする。
各観察視野において、円相当径が１０～１００ｎｍの粒子を特定する。粒子は、コントラストから特定可能である。本明細書において、「粒子」とは、円形（球形）の粒子に限定されず、角形状を有している小片であってもよく、延伸した楕円形の小片であってもよい。また、析出物の円相当径（円相当直径）は、ＴＥＭ観察における観察画像を画像解析することによって求めることができる。
特定した粒子に対して、エネルギー分散型Ｘ線分析法（ＥＤＳ：Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ－ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）による点分析を行う。ＥＤＳの点分析により、各粒子中に含まれる元素の含有量を求める。ＥＤＳの点分析では、加速電圧を２００ｋＶとし、対象元素をＶ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ及びＡｌとして定量する。円相当径が１００ｎｍ以下の各粒子に対するＥＤＳ分析結果に基づいて、質量％で、Ｖ含有量が３０％以上である粒子をＶ含有粒子と特定する。すなわち、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ及びＡｌの質量の合計に対するＶの質量の割合が３０％以上である粒子をＶ含有粒子と特定する。
上述した分析方法では、レプリカ試料を用いていることに加えて、軽元素であるＣをＥＤＳで正確に分析することが困難であるため、分析対象元素からＣを除外している。そのため上述した分析方法では、Ｖ含有粒子が炭化物であるかは厳密には特定できない。一方、本実施形態による継目無鋼管の化学組成において、円相当径が１００ｎｍ以下という条件の下では、上記のように特定されるＶ含有粒子は、ほぼ全てＶの炭化物（ＶＣ）又は複合炭化物であると考えられる。
各観察視野で特定されたＶ含有粒子の総個数と、観察視野の総面積とに基づき、Ｖ含有粒子の数密度（個／μｍ２）を求める。なお、本実施形態では、Ｖ含有粒子の数密度は、得られた数値の小数第一位を四捨五入して求める。
鋼管中に存在するＶ含有粒子の円相当径は、１００ｎｍ以下であることが好ましい。すなわち、鋼管中には円相当径が１００ｎｍを超えるＶ含有粒子が存在しないことが好ましい。
［機械的特性等］
本実施形態による継目無鋼管は、好ましくは、肉厚中央部から採取した、ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ－２１に規定された丸棒試験片（平行部直径：１２．７ｍｍ、標点距離：５０．８ｍｍ。以下この試験片を「平行部直径１２．７ｍｍの丸棒試験片」という。）で測定した管軸方向引張試験（以下「Ｌ方向引張試験」という。）での降伏強度が４５０ＭＰａ以上である。降伏強度は、０．５％全伸び法によって求めた値とする。
本実施形態による継目無鋼管は、好ましくは、肉厚中央部から採取した、ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ－２１に規定された丸棒試験片（平行部直径：１２．７ｍｍ、標点距離：５０．８ｍｍ。以下この試験片を「平行部直径１２．７ｍｍの丸棒試験片」という。）で測定した管軸方向引張試験（以下「Ｌ方向引張試験」という。）での降伏強度が４５０ＭＰａ以上である。降伏強度は、０．５％全伸び法によって求めた値とする。
図３及び図４はそれぞれ、弧状試験片及び丸棒試験片の採取位置を模式的に示す図である。厚肉の鋼管では、肉厚中央部は組織が粗粒になりやすく、内外面近傍と比較して強度が低くなりやすい。そのため、全肉厚の弧状試験片Ｓ１（図３）で測定した強度と、肉厚中央部から採取した丸棒試験片Ｓ２（図４）で測定した強度との間に差異が生じる場合がある。本実施形態では、肉厚中央部から採取した平行部直径１２．７ｍｍの丸棒試験片で測定したＬ方向引張試験での強度（降伏強度及び引張強度）によって、継目無鋼管の機械的特性を評価する。以下の説明において、単に「降伏強度」及び「引張強度」と記載した場合はそれぞれ、この丸棒試験片で測定した降伏強度及び引張強度を意味するものとする。
降伏強度の下限は、より好ましくは４８０ＭＰａであり、さらに好ましくは５００ＭＰａである。なお、オーバーマッチ継手にするための溶接材料のコストが高くなるといった理由により、強度が高すぎることが好ましくない場合がある。降伏強度の上限は、好ましくは６００ＭＰａであり、さらに好ましくは５８０ＭＰａであり、さらに好ましくは５６０ＭＰａである。
本実施形態による継目無鋼管は、好ましくは、引張強度が５３５ＭＰａ以上である。引張強度の下限は、より好ましくは５５０ＭＰａであり、さらに好ましくは５８０ＭＰａである。引張強度の上限は、好ましくは７６０ＭＰａであり、さらに好ましくは７００ＭＰａであり、さらに好ましくは６５０ＭＰａである。
本実施形態による継目無鋼管は、好ましくは、降伏比（降伏強度／引張強度）が０．８０～０．９５である。降伏比の下限は、より好ましくは０．８３であり、さらに好ましくは０．８５である。降伏比の上限は、より好ましくは０．９２であり、さらに好ましくは０．９０である。
本実施形態による継目無鋼管は、好ましくは、ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ－２１に規定された全肉厚の弧状試験片（幅：３８．１ｍｍ、標点距離：５０．８ｍｍ）で測定したＬ方向引張試験での降伏強度と、肉厚中央部から採取した平行部直径１２．７ｍｍの丸棒試験片で測定したＬ方向引張試験での降伏強度との差（以下「試験片形状による測定強度差」という。）が１０ＭＰａ以下である。
上述のとおり、厚肉の鋼管では、肉厚中央部は組織が粗粒になりやすく、内外面近傍と比較して強度が低くなりやすい。本実施形態では、試験片形状による測定強度差を肉厚方向の組織の均一性の指標として用いる。すなわち、試験片形状による測定強度差が小さいほど、肉厚方向に均一な組織が得られていると評価する。試験片形状による測定強度差は、より好ましくは８ＭＰａ以下であり、さらに好ましくは７ＭＰａ以下であり、さらに好ましくは５ＭＰａ以下である。
本実施形態による継目無鋼管は、ラインパイプ用継目無鋼管であってもよい。本実施形態による継目無鋼管は、ラインパイプ用の継目無鋼管に特に好適に用いることができる。
本実施形態による継目無鋼管は、好ましくは４０．０ｍｍ以上の肉厚を有する。肉厚の下限は、さらに好ましくは４１．０ｍｍであり、さらに好ましくは４２．０ｍｍであり、さらに好ましくは４３．０ｍｍであり、さらに好ましくは４５．０ｍｍである。肉厚の上限は、特に限定されないが、例えば５５．０ｍｍであり、好ましくは５２．０ｍｍであり、さらに好ましくは５０．０ｍｍである。
［継目無鋼管の製造方法］
本実施形態による継目無鋼管の製造方法の一例を説明する。本発明の一実施形態による継目無鋼管の製造方法は、上述した化学組成を有する素管を準備する工程と、素管を焼入れする工程と、焼入れされた素管を焼戻しする工程と、を備える。
本実施形態による継目無鋼管の製造方法の一例を説明する。本発明の一実施形態による継目無鋼管の製造方法は、上述した化学組成を有する素管を準備する工程と、素管を焼入れする工程と、焼入れされた素管を焼戻しする工程と、を備える。
上述した化学組成を有する継目無鋼管の素管を準備する。
継目無鋼管の素管は例えば、インゴット、スラブ、若しくはブルームを熱間加工して製造したビレット、又は連続鋳造法によって製造したビレットを熱間加工して製造することができる。ビレットの熱間加工は、例えばマンネスマン法による穿孔圧延や、熱間押出、熱間鍛造や熱間圧延である。
継目無鋼管の素管を製造する際、熱間製管後の高温の状態から急冷（例えば水冷）する、いわゆる「直接焼入れ」と呼ばれる熱処理が行われる場合がある。本実施形態による製造方法は、直接焼入れがされた素管、及び直接焼入れがされていない素管のいずれにも適用可能である。ただし、直接焼入れだけでは、細粒でかつ肉厚方向に均一な組織を得ることが困難である。そのため本実施形態では、素管が直接焼入れされたものであったとしても、これとは別に、次に説明する焼入れ工程を行う必要がある。
素管を焼入れする。具体的には、素管をオーステナイト温度域の保持温度に加熱し、保持温度で所定の保持時間保持した後、冷却する。
焼入れする工程は、より具体的には、４００℃から６００℃までの温度域を５℃／分以下の平均昇温速度で６００℃以上の温度に素管を加熱する工程と、６００℃からＡｃ３点以上の温度である保持温度までの温度域を１０℃／分以上の平均昇温温度で保持温度に素管を加熱する工程と、素管を保持温度で１０分以上６０分以下の時間保持する工程と、保持温度に保持した素管を冷却する工程と、を含む。
４００℃から６００℃までの温度域の平均昇温速度（以下「第１昇温速度」という。）は、５℃／分以下である。第１昇温速度を小さくすることによって、鋼管の肉厚中央部まで十分な予熱を与え、その後の昇温において、Ｖ含有粒子の均一な固溶を促進することができる。この間の昇温速度は一定でなくてもよく、平均昇温速度が５℃／分以下であればよい。第１昇温速度は、好ましくは４℃／分以下である。なお、４００℃までの温度域の昇温速度は任意である。
６００℃以上の温度に加熱した素管をＡｃ３点以上の温度である保持温度に加熱する。保持温度の下限は、好ましくは９００℃であり、さらに好ましくは９２０℃である。保持温度の上限は、好ましくは１１００℃であり、さらに好ましくは１０５０℃である。
６００℃から保持温度までの温度域の平均昇温速度（以下「第２昇温速度」という。）は、１０℃／分以上である。第２昇温速度が小さすぎると、昇温中に結晶粒が粗大化する場合がある。
素管を保持温度に保持する時間は、１０分以上６０分以下である。保持時間が短すぎると、Ｖ含有粒子が十分に固溶しない場合がある。一方、保持時間が長すぎると、結晶粒が粗大化する。保持時間の上限は、好ましくは５０分であり、さらに好ましくは４０分である。保持時間の下限は、より好ましくは１５分であり、さらに好ましくは２０分である。
保持温度に所定時間保持した素管を、保持温度から冷却する。この冷却は、好ましくは水冷である。この冷却は、素管の肉厚中央部まで組織が焼入れ組織（マルテンサイト又はベイナイト）になるように、十分に大きな冷却速度で行うことが好ましい。
焼入れされた素管を焼戻しする。具体的には、焼入れされた素管を所定の温度に加熱して所定の焼戻し時間保持する。
焼戻しは、好ましくは、下記の式（３）で表されるＬＭＰが１８２００～１９０００となるように行う。
ＬＭＰ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ）） （３）
式（３）において、Ｔは焼戻し温度（単位は℃）であり、ｔは焼戻し温度での保持時間（単位は時間）である。ｌｏｇ（ｔ）は、１０を底とするｔの対数である。
ＬＭＰ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ）） （３）
式（３）において、Ｔは焼戻し温度（単位は℃）であり、ｔは焼戻し温度での保持時間（単位は時間）である。ｌｏｇ（ｔ）は、１０を底とするｔの対数である。
ＬＭＰの下限は、より好ましくは１８８００であり、さらに好ましくは１８８２０であり、さらに好ましくは１８８５０である。ＬＭＰの上限は、より好ましくは１８９５０であり、さらに好ましくは１８９００である。
焼戻し温度は、好ましくはＡｃ１点以下である。焼戻し温度の上限は、より好ましくは７００℃であり、さらに好ましくは６８０℃である。焼戻し温度の下限は、好ましくは５５０℃であり、さらに好ましくは６００℃である。
焼戻し温度での保持時間の上限は、好ましくは１８０分であり、さらに好ましくは１６０分であり、さらに好ましくは１４０分である。焼戻し温度での保持時間の下限は、好ましくは９０分であり、さらに好ましくは１００分であり、さらに好ましくは１１０分である。
保持後の冷却は、好ましくは空冷である。
以上の工程によって、継目無鋼管が製造される。
以上、本発明の一実施形態による継目無鋼管及びその製造方法を説明した。本実施形態によれば、全肉厚での強度と切削後の状態での強度との差が小さい継目無鋼管が得られる。
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。
表１に示す鋼記号Ａ～Ｙの化学組成の鋼を溶製し、連続鋳造により丸ビレットを製造した。
製造された丸ビレットを穿孔圧延して、表２に示す外径（ＯＤ）及び肉厚（ＷＴ）の継目無鋼管の素管を製造した。各素管に対して、表２に示す条件で焼入れ及び焼戻しを実施し、試験番号１～２５の鋼管を製造した。
表２の「Ｒ１」は、第１昇温速度、すなわち、焼入れ時の加熱における４００℃～６００℃までの温度域の平均昇温速度である。表２の「Ｒ２」は、第２昇温速度、すなわち、焼入れ時の加熱における６００℃～保持温度までの温度域の平均昇温速度である。
［組織観察］
各鋼管の肉厚中央部の結晶粒度番号を測定した。具体的には、焼入れ後、焼戻し前の鋼管から、鋼管の管軸方向に垂直な断面が被検面になるように、試験片を採取した。採取した試験片を樹脂に埋め込み、ピクリン酸飽和水溶液で腐食するＢｅｃｈｅｔ－Ｂｅａｕｊａｒｄ法によって旧オーステナイト粒界を現出させ、ＡＳＴＭ Ｅ１１２－１３（２０２１）に準じて旧オーステナイト粒の結晶粒度番号を測定した。
各鋼管の肉厚中央部の結晶粒度番号を測定した。具体的には、焼入れ後、焼戻し前の鋼管から、鋼管の管軸方向に垂直な断面が被検面になるように、試験片を採取した。採取した試験片を樹脂に埋め込み、ピクリン酸飽和水溶液で腐食するＢｅｃｈｅｔ－Ｂｅａｕｊａｒｄ法によって旧オーステナイト粒界を現出させ、ＡＳＴＭ Ｅ１１２－１３（２０２１）に準じて旧オーステナイト粒の結晶粒度番号を測定した。
前述した方法によって各鋼管のＮＤｏｓ、ＮＤｉｓ及びＮＤｃ、並びにこれらの比（ＮＤｏｓ／ＮＤｃ、及びＮＤｉｓ／ＮＤｃ）を求めた。なお、いずれの鋼管においても、円相当径が１００ｎｍを超えるＶ含有粒子は観察されなかった。
組織観察の結果を表３に示す。なお、各鋼管は、内外面の近傍、及び肉厚中央部のいずれにおいても、ベイナイト（焼戻しされたベイナイト）の体積率が９０％以上の組織を有していた。組織の体積率の測定は、次のように行った。まず、管軸方向に垂直な断面が被検面となるように試験片を採取し、ナイタル腐食液で腐食して組織を現出させた。その後、鋼管の内外面から２ｍｍの深さの位置、及び肉厚中央部を視野の中心として、各々５００μｍ×５００μｍの光学顕微鏡写真を撮影した。各組織写真上に２５μｍピッチで縦方向と横方向とに直線を引き、フェライト組織上にある格子点の数を数え上げた。全格子点数からフェライト組織上にある格子点数を引き、割合を百分率で求めたものを各組織写真におけるベイナイト（焼戻しされたベイナイト）の体積率（体積率と面積率とは等しいと見なした。）とした。
［機械的特性］
各鋼管から、長手方向が管軸方向と平行になるように、ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ－２１に規定された全肉厚の弧状試験片（幅：３８．１ｍｍ、標点距離：５０．８ｍｍ）、及びＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ－２１に規定された丸棒試験片（平行部直径：１２．７ｍｍ、標点距離：５０．８ｍｍ）を採取した。これらの試験片を用いて、Ｌ方向引張試験を行った。降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）及び降伏比（ＹＲ）を表４に示す。
各鋼管から、長手方向が管軸方向と平行になるように、ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ－２１に規定された全肉厚の弧状試験片（幅：３８．１ｍｍ、標点距離：５０．８ｍｍ）、及びＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ－２１に規定された丸棒試験片（平行部直径：１２．７ｍｍ、標点距離：５０．８ｍｍ）を採取した。これらの試験片を用いて、Ｌ方向引張試験を行った。降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）及び降伏比（ＹＲ）を表４に示す。
表１～表４に示すように、試験番号１～９、２４及び２５の鋼管は、Ｆｎ１が０．４４以上であり、ＮＤｏｓ／ＮＤｃ及びＮＤｉｓ／ＮＤｃがいずれも０．６０以上であり、肉厚中央部の結晶粒度番号が６．０以上であった。これらの鋼管は、降伏強度が４５０ＭＰａ以上であり、試験片形状による測定強度差が１０ＭＰａ以下であった。
試験番号１０～１３の鋼管は、試験片形状による測定強度差が１０ＭＰａよりも大きかった。これらの試験番号の鋼管では、ＮＤｏｓ／ＮＤｃ及びＮＤｉｓ／ＮＤｃがいずれも０．６０未満であり、組織が肉厚方向に均一ではなかったと考えられる。ＮＤｏｓ／ＮＤｃ及びＮＤｉｓ／ＮＤｃが０．６０未満となったのは、第１昇温速度が大きすぎたためと考えられる。
試験番号１４～１６の鋼管は、降伏強度が４５０ＭＰａ未満であった。これは、鋼管の組織が粗粒であったためと考えられる。組織が粗粒になったのは、焼入れの保持時間が長すぎたためと考えられる。
試験番号１７及び１８の鋼管は、降伏強度が４５０ＭＰａ未満であった。これは、Ｆｎ１の値が小さすぎたためと考えられる。
試験番号１９の鋼管は、降伏強度が４５０ＭＰａ未満であった。これは、Ｖ含有量が低すぎたためと考えられる。
試験番号２０及び２１の鋼管は、試験片形状による測定強度差が１０ＭＰａよりも大きかった。これらの試験番号の鋼管では、ＮＤｏｓ／ＮＤｃ及びＮＤｉｓ／ＮＤｃがいずれも０．６０未満であり、組織が肉厚方向に均一ではなかったと考えられる。ＮＤｏｓ／ＮＤｃ及びＮＤｉｓ／ＮＤｃが０．６０未満となったのは、焼入れの保持時間が短すぎたためと考えられる。
試験番号２２及び２３の鋼管は、降伏強度が４５０ＭＰａ未満であった。これは、鋼管の組織が粗粒であったためと考えられる。組織が粗粒になったのは、第２昇温速度が小さすぎたためと考えられる。
以上、本発明の実施の形態を説明した。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、発明の範囲内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。
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０３０～０．１００％、
Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
Ｍｎ：０．３０～１．７０％、
Ｐ ：０．０２０％以下、
Ｓ ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｎ ：０．０２００％以下、
Ｃｒ：０．０５～０．３０％、
Ｍｏ：０．０５～０．２３％、
Ｃｕ：０．１０～０．５０％、
Ｎｉ：０．２０～０．５０％、
Ｖ ：０．０１～０．１０％、
Ｎｂ：０～０．０２０％、
Ｔｉ：０～０．０２０％、
Ｂ ：０～０．０００５％、
Ｃａ：０～０．００６０％、
残部：Ｆｅ及び不純物、である化学組成を有し、
下記の式（１）で表されるＦｎ１が０．４４以上であり、
肉厚中央部におけるＡＳＴＭ Ｅ１１２－１３（２０２１）による結晶粒度番号が６．０以上であり、
対象元素をＶ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ及びＡｌとしてエネルギー分散型Ｘ線分析法による定量分析を行い、Ｖ含有量が３０質量％以上である粒子をＶ含有粒子とし、管軸方向に垂直な断面において、鋼管外面から２ｍｍの深さの位置における円相当径が１０～１００ｎｍのＶ含有粒子の数密度をＮＤｏｓ、鋼管内面から２ｍｍの深さの位置における円相当径が１０～１００ｎｍのＶ含有粒子の数密度をＮＤｉｓ、肉厚中央部における円相当径が１０～１００ｎｍのＶ含有粒子の数密度をＮＤｃとし、ＮＤｏｓ／ＮＤｃ及びＮＤｉｓ／ＮＤｃの各々が０．６０以上である、継目無鋼管。
Ｆｎ１＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５ （１）
式（１）中の各元素記号には対応する元素の含有量が質量％で代入される。 - 請求項１に記載の継目無鋼管であって、
前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．００１～０．０２０％、
Ｔｉ：０．００１～０．０２０％、
Ｂ ：０．０００１～０．０００５％、及び、
Ｃａ：０．０００１～０．００６０％、
からなる群から選択される１種以上を含有する、継目無鋼管。 - 請求項１又は２に記載の継目無鋼管であって、
肉厚中央部から採取した、ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ－２１に規定された丸棒試験片（平行部直径１２．７ｍｍ、評点距離５０．８ｍｍ）で測定した管軸方向引張試験での降伏強度が４５０ＭＰａ以上である、継目無鋼管。 - 請求項１又は２に記載の継目無鋼管であって、
前記継目無鋼管は、ラインパイプ用継目無鋼管である、継目無鋼管。 - 請求項１又は２に記載の継目無鋼管であって、
４０．０ｍｍ以上の肉厚を有する、継目無鋼管。 - 請求項１又は２に記載の継目無鋼管を製造する方法であって、
前記化学組成を有する素管を準備する工程と、
前記素管を焼入れする工程と、
前記焼入れされた素管を焼戻しする工程と、を備え、
前記焼入れする工程は、
４００℃から６００℃までの温度域を５℃／分以下の平均昇温速度で６００℃以上の温度に前記素管を加熱する工程と、 ６００℃からＡｃ３点以上の温度である保持温度までの温度域を１０℃／分以上の平均昇温速度で前記保持温度に前記素管を加熱する工程と、
前記素管を前記保持温度で１０分以上６０分以下の時間保持する工程と、
前記保持温度に保持した前記素管を冷却する工程と、を含む、継目無鋼管の製造方法。
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