WO2005108636A1 - 超高強度ｕｏｅ鋼管とその製造方法 - Google Patents

超高強度ｕｏｅ鋼管とその製造方法 Download PDF

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Nobuaki Takahashi
Mitsuru Miura
Akio Yamamoto
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Sumitomo Metal Industries, Ltd.
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Definitions

  • the present invention relates to an ultra-high-strength UOE steel pipe having a pipe circumferential strength (TS) of 750 MPa or more and 900 MPa or less, excellent in balance between strength and toughness, and excellent in joint fracture resistance, and a method for producing the same. .
  • TS pipe circumferential strength
  • JP-A-8-209290 and JP-A-8-209291 disclose high-strength steel pipes containing a high Mn + high Mo-based component. Discloses that two-phase rolling is performed.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-31536 similarly discloses a high-strength steel pipe having a Mn + high-Mo component, but discloses therein a base material having a base material strength of 9501 ⁇ ? & Or more. Ultra high strength steel pipe equivalent to 120 grade.
  • JP-A-2000-199036 discloses an ultra-high-strength steel pipe having a steel pipe strength of 900 MPa or more.
  • JP-A-8-199192 also discloses a high-strength steel pipe. In this steel pipe, the base metal structure has a martensite fraction of 90% or more. Is used.
  • the steel pipe strength and the base metal steel strength are the same, and the steel pipe strength is a result measured in the pipe circumferential direction, that is, the pipe circumferential strength. Disclosure of the invention
  • the carbon equivalent (Ceq) is set to a high range, which has not been conventionally applied, in order to improve the joint breaking resistance of a UOE steel pipe.
  • the higher the strength of the steel the higher the required level of HAZ and base metal toughness.
  • the reduction of Ti and N is indispensable especially for the improvement of HAZ toughness, and at the same time, the reduction of S is necessary for the improvement of base metal toughness.
  • the present invention provides a base material, wherein the chemical composition of the base material is C: 0.03 to 0.08%,
  • Ceq carbon equivalent
  • Pcm weld crack susceptibility index
  • each element symbol in the formula means the content in mass% of that element.
  • the U ⁇ E steel pipe of the present invention is required to exhibit a fracture toughness at which the Shanollepie absorbed energy at -10 ° C of the base metal and the weld heat affected zone (HAZ) is 150 J or more.
  • the present invention provides a steel plate having the above chemical composition, after hot rolling, water cooling with a water cooling stop temperature of 350 ° C or higher, and a U-press and a ⁇ -press on the obtained steel plate.
  • a HAZ soft joint of a joint unique to a UOE steel pipe to be subjected to submerged welding. And the joint fracture resistance of the UOE pipe is significantly improved.
  • the toughness of the base metal and HAZ can be secured.
  • the UOE steel pipe according to the present invention can be manufactured under the same conditions as a conventional X80 grade or lower UOE steel pipe, so that an ultra-high strength UOE steel pipe can be manufactured while maintaining the same productivity as the conventional UOE steel pipe. Can be manufactured. Therefore, it is possible to significantly reduce the manufacturing cost of ultra-high strength U ⁇ E steel pipe.
  • the types of fracture include brittle fracture and ductile fracture.
  • brittle fracture the fracture propagates at an ultra-high speed of 500 m / sec or more, whereas the fracture propagation speed in ductile fracture is as small as 300 m / sec or less. Therefore, in order to apply steel pipes to actual pipelines, it is a major premise that the base metal has toughness that causes ductile fracture in the usage environment.
  • the fracture safety can be evaluated based on the fracture position when a force is applied in the pipe circumferential direction.
  • the fracture position is roughly classified into three types: base metal, weld metal part and weld heat affected zone (HAZ).
  • base metal weld metal part
  • HAZ weld heat affected zone
  • ductile fracture occurs if sufficient toughness is secured.
  • ductile fracture occurs in some cases, but brittle fracture occurs in most cases. Therefore, it is absolutely necessary to prevent breakage at the weld metal.
  • the strength of the weld metal is made higher than the base metal (overmatch) to prevent breakage at the weld metal. Fracture in HAZ is a phenomenon especially observed in high-strength steel of 700 MPa or more.
  • the steel working hard in the present invention is particularly effective in preventing this HAZ fracture.
  • Possible ways to prevent HAZ rupture are: (1) Make the strength of the weld metal more than the base metal strength (ensure overmatch),
  • Ceq is increased in order to secure the strength of HAZ.
  • the HAZ is a structure that has once melted and re-solidified or transformed under the influence of heat.
  • the heat input may be set to the minimum heat input that can secure the shape of the welded portion.
  • high Ceq suppresses softening of HAZ to secure high strength, while limiting P cm to a certain value or less, maintains good girth weldability.
  • Control of N and Ti is also important for ensuring HAZ toughness, and it has been found that by optimizing the balance, toughness deterioration due to an increase in strength can be prevented.
  • Thermo-Mechanical Control Process was applied, and the water-cooling stop temperature after hot rolling was 200 ° C or less (many cases are reported to be room temperature). This is to ensure basic performance such as strength and toughness.
  • the water cooling stop temperature after hot rolling is 350 ° C with a component composition of Ceq ⁇ 0.50%.
  • Manufacture as C This makes it possible to achieve both high strength and high toughness in addition to fracture near the joint when a fracture occurs.
  • Uniform elongation is the amount of plastic deformation up to the maximum load in a tensile test. Therefore, the large uniform elongation of the base metal means that if the pressure suddenly increases during the operation of the pipeline, the amount of plastic deformation up to the TS will be large and the fracture safety will be high. High, means that. From this point, it is desirable that the uniform elongation of the base material is 5.0% or more.
  • FIG. 1 is a graph showing the relationship between S and base material toughness (Charpy absorbed energy at 110 ° C.) for X100 grade steel. From Fig. 1, it can be seen that the toughness level of the base metal is significantly improved by lowering the S. From these results, it can be concluded that controlling ultra-high strength steel is effective when high fracture toughness is required.
  • the required fracture toughness value is set to 150 J, S is 20 ppm or less. If a higher fracture toughness value, for example, 200 J or more, is required, S may be set to 14 ppm or less.
  • the present invention is completely satisfactory in that it can be solved by the conventional manufacturing method, prevents joint HAZ breakage, secures a high uniform elongation of the base material, and further achieves girth welding performance when laying a pipeline.
  • a carbon equivalent (Ceq) is used to satisfy the APIX100 grade equivalent strength by using a UOE steel pipe manufactured by TMCP with the same water cooling stop temperature as 350 ° C or higher as that of ordinary steel of APIX80 grade or less.
  • the chemical composition of the base material in the present invention is as follows.
  • C is an element effective for increasing the strength, and is added in an amount of 0.03% or more to impart strength of X100 grade.
  • C exceeds 0.08%, the toughness significantly decreases, adversely affecting the mechanical properties of the base material and promoting the generation of surface scratches on the slab.
  • the preferred C content is 0.03-0.05%.
  • Mn is an element effective for strengthening and toughening steel, and is contained at 1.70% or more to ensure strength and toughness. However, if Mn exceeds 2.2%, the weld toughness deteriorates. The preferred Mn content is 1.8-2.0%.
  • S is one of the elements that need to be restricted in order to secure the toughness of the base material, and S is 0.0020. /. Beyond Then, the required fracture toughness value of the base material cannot be secured. As described with reference to FIG. 1, S may be further limited to, for example, 0.0014% or less according to the fracture toughness value required for the base material.
  • Ti has an effect of suppressing the grain growth of HAZ by generating TiN and improving its toughness. This requires at least 0.005% Ti. On the other hand, if Ti exceeds 0.025%, the amount of dissolved N increases and HAZ toughness deteriorates.
  • the preferred Ti content is 0.005 to 0.018%.
  • N 0.0050% or less
  • N forms a nitride with V, Ti, etc., and is effective in improving high-temperature strength.
  • N exceeds 0.0050%, carbonitrides are formed with Nb, V, and Ti, and the toughness of the base material and HAZ is reduced.
  • HAZ toughness is high, it is desirable to set the extremely low N of 0.0035% or less.
  • the carbon equivalent (Ceq) and the weld cracking susceptibility index (Pcm) of the base metal are required to achieve high strength of XI00 grade or higher and high toughness of the base metal and HAZ. This is a very important factor.
  • Base material Ceq 0.50% or more
  • the carbon equivalent (Ceq) of the base material shall be 0.50% or higher.
  • the upper limit of Ceq is not particularly limited as long as the base steel strength of X100 dales or more can be secured, but Ceq is preferably 0.55% or less. Ceq is given by the following equation (where each element symbol means the content in mass% of that element):
  • Ceq C + Mn / 6 + (Cr + Mo + V) / 5 + (Cu + Ni) / 150
  • the steel composition is designed so that the base material has a weld crack susceptibility index (Pcm) of 0.24% or less.
  • Pcm weld crack susceptibility index
  • the lower limit of Pcm is not particularly specified, but is usually 0.16% or more.
  • Ceq and Pcm of the weld metal are not particularly limited.
  • Ceq and Pcm simply refer to Ceq and Pcm of the base material including HAZ, that is, the entire steel pipe excluding the weld metal.
  • the U ⁇ E steel pipe of the present invention has a pipe circumferential strength of 750 MPa or more and 900 MPa or less. This stipulates that the strength level of the steel pipe is at the level of X100 grade.
  • the water cooling stop temperature after hot rolling is set to 350 ° C or more, and the X100 ladder is manufactured in the same manner as the conventional lower strength U ⁇ E steel pipe. It is possible to manufacture ultra-high strength U ⁇ E steel pipes and secure the required base material and fracture toughness of HAZ.
  • the base material of the UOE steel pipe according to the present invention may further contain one or more optional components selected from the following groups (i) to (iv).
  • Both Si and A1 have a deoxidizing effect, and it is preferable to mix at least one of them.
  • Si also has an effect of strengthening steel in addition to a deoxidizing agent. If the Si content is less than 0.05%, deoxidation becomes insufficient. If the Si content exceeds 0.5%, a large amount of striped martensite is generated in the HAZ, which extremely deteriorates the HAZ toughness and leads to a decrease in the mechanical properties of the steel pipe.
  • the Si content can be determined in the range of 0.05 to 0.50% in consideration of the balance with the thickness of the steel sheet.
  • A1 acts as a deoxidizing agent like S sinus, but its effect is sufficiently obtained at 0.06% or less. Addition in excess of this will degrade the on-site girth weldability and is not economically desirable.
  • Cu can improve the strength without significantly impairing the toughness through structural change due to solid solution strengthening and the effect of increasing hardenability.
  • Cu content exceeds 1.0%, harmful Cu chucking occurs on the slab surface eaves, and low-temperature slab heating is required to prevent the elimination, which limits the manufacturable range.
  • Ni like Cu, can improve strength without significantly impairing toughness through structural change due to solid solution strengthening and hardenability enhancing effects. At the same time, it has the function of suppressing the deterioration of the toughness of the base material and HAZ after hot bending. Adding more than 2.0% Ni is costly
  • Cr can improve the strength without significantly deteriorating the toughness through the structural change due to the solid solution strengthening and the hardenability enhancement effect as in Cu and Ni, but Cr is 1.0. When / o is exceeded,
  • Nb and V have a great effect on increasing strength due to precipitation strengthening and increasing hardenability, or improving toughness due to grain refinement. In any case, if the added amount exceeds 0.1%, it causes a decrease in the toughness of HAZ.
  • the more preferable content is Cu: 0.50
  • Ni 0.80% or less
  • Cr 0.40% or less
  • Nb 0.06% or less
  • V 0.06% or less.
  • Mo is effective in increasing the strength of the base metal and welds. If the added amount of Mo is too large, the weldability at the site and the toughness of the HAZ will deteriorate, so the upper limit is made 1.0%. A more preferred content when Mo is added is 0.50% or less.
  • Ca is effective in controlling the morphology of inclusions, specifically, spheroidizing, and prevents hydrogen-induced cracking and lamellar cracking. However, at 0.005% the effect saturates.
  • a steel slab adjusted to the above-mentioned predetermined chemical composition is subjected to hot rolling, and after finishing rolling, the water cooling stop temperature is set to 350 ° C or more. Water cooling.
  • the resulting hot-rolled steel sheet is formed into a tube by conventional U-press and U-press.
  • the butt portion is welded from the inner and outer surfaces. This welding is performed by submerged arc welding.
  • the pipe is expanded to increase roundness. Expansion can be performed by mechanical expansion or hydraulic expansion.
  • U ⁇ E steel pipe of the present invention there is no particular limitation on the manufacturing process of the U ⁇ E steel pipe except for the water-cooling conditions after hot rolling. It may be carried out in the same manner as the production of conventional U80 steel pipe of X80 grade or less. Nevertheless, it is possible to manufacture U ⁇ E steel tubes with ultra-high strength of X100 grade (pipe circumferential strength of 750MPa or more and 900MPa or less) and at the same time, excellent in fracture resistance.
  • a steel slab having the chemical composition shown in Table 1 was heated * held at 1100 to 1200, and then subjected to finish rolling at 700 to 850 ° C to a sheet thickness of 20 mm, followed by water cooling shown in Table 1. Water cooling was performed so that the temperature reached the stop temperature, and then air cooling was performed to room temperature to produce a hot-rolled steel sheet as a base material.
  • the base steel sheet was cold-formed into a tubular body by U-press and then ⁇ -press. After that, the butt joint was welded by conventional submerged arc welding, and mechanical expansion was performed. In this way, UOE steel pipes with an outer diameter of 910 mm (36 inches), a wall thickness of 20 mm, and a length of 1200 mm were manufactured.
  • Table 1 also shows the strength and toughness of the base metal, the joint tensile properties of the produced U ⁇ E steel pipe, and the results of the girth welding test.
  • the base material strength and the joint tensile breaking position are important items for confirming the effect of the present invention.
  • the toughness and strength of the base metal were measured using an impact test piece (JIS No. 4) and a tensile test piece (ASTM diameter 6.35 mm round bar test piece) in the circumferential direction from the U ⁇ E steel pipe so as not to include the weld and HAZ. Samples were taken and Charpy absorbed energy at -10 ° C (denoted as VE_10 ° C), tensile strength (TS), and uniform elongation (critical elongation) were determined.

Description

明 細 書
超高強度 U〇E鋼管とその製造方法
技術分野
[0001] 本発明は、管周方向強度 (TS)が 750MPa以上、 900MPa以下である、強度.靱 性バランスに優れ、耐継ぎ手破壊特性にも優れた超高強度 UOE鋼管とその製造方 法に関する。
背景技術
[0002] 近年パイプラインのコストダウンの要望が大きぐ製造技術の進歩を背景に、パイプ ラインとして敷設する鋼管そのものの高強度化を図るという傾向が強くなつてきている 。従来、米国石油協会 (API)では X80グレードの鋼種までが規格化され、実際にパ ィプラインに適用されている。
[0003] 現在は更に強度の高レ、X100グレード（管周方向強度≥ 750MPa相当）の規格化 および実用化の検討が推進されている。そのような超高強度鋼を実際にパイプライン 用の鋼管に適用する際には、破壊安全性を考慮に入れ、従来鋼で実現されているレ ベルに比較してかなり高いレベルの靱性が要求される。従って、超高強度と超高靱 性を両立し得る鋼管とそれを製造できる母材鋼が求められている。
[0004] 特開平 8— 209290号公報および特開平 8— 209291号公報には、高 Mn+高 Mo 系成分を含有する高強度鋼管が開示されており、前者には焼き戻し処理を施すこと 、後者には 2相域圧延を実施することがそれぞれ開示されている。
[0005] 特開平 9— 31536号公報も同様に Mn +高 Mo系成分を有する高強度鋼管を開示 しているが、そこに開示されているのは、母材強度が9501^?&以上の 120グレード 相当の超高強度鋼管である。特開 2000— 199036号公報には、鋼管強度が 900M Pa以上の超高強度鋼管が開示されている。特開平 8— 199192号公報も高強度鋼 管を開示するが、この鋼管では、母材組織のマルテンサイト分率が 90%以上であり、 実施例においても母材強度 900MPa以上の超高強度鋼が使用されている。
[0006] ここで、鋼管強度と母材鋼強度とは同じであり、また鋼管強度は管周方向で測定し た結果、すなわち、管周方向強度である。 発明の開示
[0007] しかし、上述した従来技術は、いずれも強度の確保を主に意図しており、母材の靱 性および継ぎ手熱影響部（HAZ)の靱性については十分に開示していなレ、。 X80グ レード超の高強度鋼で特に要求される、バランスのとれた強度 '靱性特性と耐継ぎ手 破壊特性とを十分に満足する高強度鋼はこれまでに存在しなかった。実際、上記の 各特許文献には、本発明が対象としてレ、る強度範囲での継ぎ手破壊特性および靱 性の両方に関しては何も言及していない。
[0008] 本発明によれば、 UOE鋼管における耐継ぎ手破壊特性を向上させるため、カーボ ン当量（Ceq)を従来は適用されていなかった高い範囲にする。これにより、サブマー ジ溶接を行う UOE鋼管に固有の現象である、溶接時の HAZ軟化を格段に低減させ ること力 Sできる。
[0009] 一方、ノイブラインが現地で敷設される際の周溶接性を考慮すると、低レ、溶接割れ 感受性指数 (Pcm)を実現できるバランスのとれた成分設計が求められる。
さらに、高強度鋼になるに従って、 HAZおよび母材の靱性の要求レベルも高くなる 。この点に関しては、特に HAZ靭性の向上には Tiおよび Nの低減が必須であり、同 時に母材靱性の向上には Sの低減が必要である。
[0010] 以上の点を考慮した成分設計により強度レベルを 750MPa以上、 900MPa以下（ X100グレード相当）にコントロールした U〇E鋼管を作製したところ、非常に良好な耐 継ぎ手破壊特性および靱性を有することを見出した。その際に、熱間圧延後の水冷 の冷却停止温度を 350°C以上にすると、 X100グレードに要求される 150Jという非常 に高い耐破壊靱性値を満足できることも確認した。
[0011] 1側面において、本発明は、母材化学組成が、質量％で、 C : 0.03〜0.08%、 Mn
: 1·70〜2.2%、 S : 0.0020%以下、 Ti : 0·005〜0.025%、 Ν : 0·0050%以下、場 合により下記 (i)ないし (iv)から選ばれた少なくとも 1種の元素をさらに含み、残部が鉄 および不可避的不純物からなり、下記に定義されるカーボン当量 (Ceq)が 0.50%以 上、溶接割れ感受性指数 (Pcm)力 SO.24%以下であって、管周方向強度が 750MP a以上、 900MPa以下である、 UOE鋼管である：
Ceq = C + Mn/6 + (Cr + Mo + V) /5 + (Cu + Ni) /15, Pcm=C + Si/30 + Mn/20 + Cu/20 + Ni/60 + Cr/20 + Mo/15 +V /10 + B、
Ceq =カーボン当量、 Pcm =溶接割れ感受性指数、式中の各元素記号はその 元素の質量％での含有量を意味する、
）3 0.05〜0.50%及び八1 : 0.06%以下の1種または2種、
(ii) Cu : 1.0%以下、 Ni : 2.0。/。以下、 Cr: 1.0%以下、 Nb : 0.1 %以下および V: 0. 1 %以下の 1種または 2種以上、
(iii) Mo : 1.0。 /。以下、
(iv) Ca : 0.005%以下。
[0012] 本発明の U〇E鋼管には、母材および溶接熱影響部（HAZ)の _ 10°Cでのシャノレ ピー吸収エネルギーが 150J以上となる破壊靱性を示すことが求められる。
別の側面からは、本発明は、上記化学組成を有する鋼板を熱間圧延後、水冷停止 温度を 350°C以上として水冷を行い、得られた鋼板に Uプレスおよび〇プレスを行レ、 、さらに溶接と拡管とを経て UOE鋼管を得ることからなる、上記カーボン当量 (Ceq) 力 SO.50%以上、溶接割れ感受性指数 (Pcm)が 0.24%以下で、管周方向強度が 75 OMPa以上、 900MPa以下である UOE鋼管の製造方法である。 UOE鋼管の溶接 は、常法に従って、サブマージ (アーク)溶接により行われる。
[0013] 本発明によれば、高カーボン当量（Ceq)で 750MPa以上、 900MPa以下の強度 にコントロールした鋼管を製造することにより、サブマージ溶接を行う UOE鋼管に固 有の、継ぎ手の HAZ軟ィ匕が低減され、 UOE鋼管の耐継ぎ手破壊特性が著しく改善 される。一方、 S、 Ti、 Nの含有量の低減により、母材と HAZの靱性を確保することが できる。
[0014] 本発明に係る UOE鋼管は、従来の X80グレード以下の UOE鋼管と同じ条件で製 造できることから、従来の UOE鋼管と同等の生産性を維持しつつ、超高強度の UO E鋼管を製造することができる。従って、超高強度 U〇E鋼管の製造コストを著しく低 減すること力 Sできる。
図面の簡単な説明
[0015] [図 1]鋼中 S含有量と母材の靱性（ 10°Cでのシャルピー吸収エネルギー）との関係 を示すグラフである。
発明を実施するための最良の形態
[0016] API規格でも規定されていない超高強度鋼を実際のパイプラインに適用するため には、 （1)破壊安全性と（2)周溶接性とを考慮に入れた上で、敷設される環境に合わ せた性能を有するパイプを提供しなければいけなレ、。
[0017] 特に天然ガスやオイルを輸送する長距離パイプラインで、破壊が発生すると大事故 につながる。破壊の形態には脆性破壊と延性破壊がある。脆性破壊では、 500m/s ec以上の超高速で破壊が伝播するのに対し、延性破壊での破壊伝播速度は 300m /sec以下と小さい。従って、鋼管を実際のパイプラインに適用するためには、母材 が使用環境で延性破壊となるような靭性を有していることが大前提である。
[0018] 更に、靭性の要求レベルに関しては、 HLP委員会（日本の破壊研究機関）が提唱 しているように、高速延性破壊が発生した場合であっても、その破壊の伝播をある一 定距離以内で阻止するために、高強度鋼になるにつれて、より高い破壊靱性値が必 要となる。必要とされる破壊靭性値（一 10°Cでのシャルピー吸収エネルギー）は、強 度のグレード、鋼管のサイズおよび内部圧力等にも依存する力 X100グレード鋼に おいては、一般鋼 (APIX70グレード以下）で要求されている 40〜50Jではなぐ 150 J以上が要求されることとなる。従って、 X100グレード鋼では、高強度とともに、そのよ うに高レ、破壊靱性値が要求される。
[0019] 破壊安全性に関しては、管周方向に力を加えた場合の破断位置で評価することが できる。その破断位置は、母材、溶接金属部および溶接熱影響部 (HAZ)の 3種類 に大別される。母材で破断した場合、上述の通り、靱性を十分確保していれば延性 破壊となる。溶接金属部で破断した場合は、延性破壊となるケースもあるが、脆性破 壊を引き起こすケースが大半を占める。従って、溶接金属部での破断は絶対に防ぐ 必要がある。一般に、溶接金属の強度を母材以上とする（オーバーマッチにする）こと によって溶接金属部での破断を防止している。 HAZでの破断は特に 700MPa以上 の高強度鋼で見られる現象である。
[0020] 本発明に力かる鋼は、特にこの HAZ破断の防止に大きな効果がある。 HAZ破断を 防止する手段として考えられるのは次の通りである： ( 1 )溶接金属部の強度を母材強度以上にする（オーバーマッチを確保する）、
(2) HAZの面積を小さくするために溶接入熱を極力小さくする、
(3) HAZの強度を高くする、
(4)溶接部形状のコントロール、つまり溶接トウ部での応力集中を低減する。
[0021] 本発明では、 HAZの強度を確保するため、 Ceqを高くする。 HAZ部は、熱影響に より一度溶融して再凝固もしくは変態した組織である。 HAZの強度を上昇させるには 、成分をリッチにする（Ceqと Pcmをともに増大させる）か、入熱を低下させることが効 果的である。入熱は溶接部形状を確保でき得る最低限の入熱に設定すればよいが、 成分をリッチにすると、鋼管同士を現地で繋ぐ際の周溶接性の低下を招くという難点 力 Sある。
[0022] 本発明では、高 Ceqとすることで HAZの軟ィ匕を抑制して高強度を確保する一方、 P cmは一定以下に制限することにより、周溶接性を良好に維持する。
HAZ靱性の確保に関しては、 Nと Tiのコントロールも重要であり、そのバランスを最 適化することにより、強度上昇に伴う靭性劣化を防止しうることが判明した。
[0023] 従来、 TSが 750MPa以上の超高強度鋼に対しては、一般に TMCP
(Thermo-Mechanical Control Process)を適用し、熱間圧延後の水冷停止温度を 200 °C以下（室温と報告されている例も多い）にして製造していた。これは、強度ゃ靭性 等の基本性能を確保するためである。
[0024] 本発明では、 750MPa以上の超高強度鋼であるにもかかわらず、破壊安全性を考 慮して、 Ceq≥ 0.50%の成分組成で、熱間圧延後の水冷停止温度を 350°C以上に して製造する。それにより、破壊発生時の継ぎ手部近傍破壊に加えて、高強度'高靱 性の両立を達成できる。
[0025] また、極度に低い水冷停止を採用しないことで、母材の変形能、すなわち、一様伸 びを格段に上昇させることができる。従って、本発明の製造方法および U〇E鋼管は 、破壊安全性の観点から非常に有効である。
[0026] 一様伸び（限界伸び率）とは、引張り試験において最高荷重にいたるまでの塑性変 形量である。したがって、母材の一様伸びが大きいということは、万が一パイプライン の操業中に圧力が急上昇した場合、 TSまでの塑性変形量が大きぐ破壊安全性が 高レ、、ということを意味する。この点から、母材の一様伸びが 5.0%以上であることが 望ましい。
[0027] 図 1は、 X100グレードの鋼について、 Sと母材の靱性（一 10°Cでのシャルピー吸収 エネルギー）との関係を示すグラフである。図 1から、母材の靱性レベルは低 S化によ り著しく改善されることが分かる。この結果から、超高強度鋼で、高い破壊靱性値が 要求される場合、 Sをコントローノレすることが有効であることが半 IJる。
[0028] 本発明では、必要とする破壊靱性値を 150Jとしたため、 Sは 20ppm以下となる。さ らに高い破壊靱性値、例えば 200J以上が要求される場合には、 Sを 14ppm以下と すればよい。
[0029] 本発明は、従来の製造方法では解決し得なレ、、継ぎ手部 HAZ破断の防止および 母材の高い一様伸びの確保、更にパイプライン敷設時の周溶接性能をすベて満足 でき得る UOE鋼管を提供することができる。
[0030] 本発明によれば、 APIX80グレード以下の通常鋼と同じ 350°C以上の水冷停止温 度とした TMCPにより製造した UOE鋼管によって、 APIX100グレード相当の強度を 満足させるために炭素当量 (Ceq)を 0.50%以上とし、かつ溶接割れ感受性指数 (P cm)を 0.24%以下に抑制することにより、周溶接性を確保することができる。
[0031] 本発明における母材の化学組成は次の通りである。
C : 0.03〜0.08%
Cは、強度上昇に有効な元素であり、 X100グレードの強度を付与するために、 0.03 %以上含有させる。一方、 Cが 0.08%超では、靱性の低下が著しくなり、母材の機械 的特性に悪影響を及ぼすと同時にスラブの表面傷の発生を助長する。好ましい C含 有量は 0.03〜0.05%である。
[0032] Mn: 1.70〜2.2%
Mnは、鋼の強化および強靱化に有効な元素であって、強度と靱性の確保のため に 1.70%以上含有させる。しかし、 Mnが 2.2%超では溶接部靱性が劣化する。好ま しい Mn含有量は 1.8〜2.0%である。
[0033] S : 0.0020%以下
Sは母材の靱性確保のため制限が必要な元素の一つであり、 Sが 0.0020。/。を超え ると、必要とする母材の破壊靱性値を確保することができない。図 1に関して説明した ように、 Sは母材に要求される破壊靭性値に応じて、例えば、 0.0014%以下というよ うに、さらに制限してもよい。
[0034] Ti: 0.005〜0.025%
Tiは、 TiNの生成により HAZの粒成長を抑制し、その靱性を向上させる効果がある 。そのためには、少なくとも 0.005%の Tiが必要である。一方、 Tiが 0.025%を超える と、溶存 N量が増加し、 HAZ靱性が劣化する。好ましい Ti含有量は 0.005〜0.018 %である。
[0035] N : 0.0050%以下
Nは、 V、 Ti等と窒化物を形成して、高温強度の向上に効果ある。しかし、 Nが 0.00 50%を超えると、 Nb、 V、 Tiと炭窒化物を形成して母材および HAZの靱性の低下を 引き起こす。 HAZ靱性の要求レベルが高いときには、 0.0035%以下の極低 Nにす ることが望ましい。
[0036] 上記の基本成分に加えて、母材のカーボン当量 (Ceq)および溶接割れ感受性指 数 (Pcm)は、 XI 00グレード以上の高強度と母材および HAZの高靭性を達成する ために非常に重要なファクタ一となる。
[0037] 母材の Ceq : 0.50%以上
水冷停止温度を 350°C以上に設定した TMCPにおいて X100グレード以上の母材 強度を保証するため、母材のカーボン当量（Ceq)を 0.50%以上とする。 X100ダレ ード以上の母材鋼強度を確保できれば、 Ceqの上限は特に制限されないが、 Ceqは 好ましくは 0.55%以下である。 Ceqは次式で与えられる（式中の各元素記号はその 元素の質量％での含有量を意味する）：
Ceq = C + Mn/6 + (Cr + Mo + V) /5 + (Cu + Ni) /150
[0038] 母材の Pcm : 0.24%以下
高強度でかつ周溶接時も含めて高靱性を確保するために、母材の溶接割れ感受 性指数 (Pcm)が 0.24%以下となるように鋼の成分を設計する。 Pcmの下限は特に 規定されないが、通常は 0.16%以上である。 Pcmは次式で与えられる（式中の各元 素記号はその元素の質量％での含有量を意味する）： Pcm=C + Si/30 + Mn/20 + Cu/20 + Ni/60 + Cr/20 + Mo/15 +V /10 + B。
[0039] 本発明に力かる UOE鋼管にあっては、溶接金属の Ceqおよび Pcmは特に限定し ない。
なお、本明細書において、単に「Ceq」および「Pcm」と記載するときは、 HAZを含 めた母材、つまり溶接金属を除く鋼管全体での Ceqおよび Pcmを意味する。
[0040] 本発明の U〇E鋼管の管周方向強度は 750MPa以上、 900MPa以下である。これ は、鋼管の強度レベルが X100グレードのレベルであることを規定するものである。本 発明では、上述しように成分組成を制御することにより、熱間圧延後の水冷停止温度 を 350°C以上とする、従来のより低強度の U〇E鋼管と同じ方法によって、 X100ダレ 一ドの超高強度 U〇E鋼管が製造でき、かつ必要な母材および HAZの破壊靱性値 を確保できる。
[0041] 本発明にかかる UOE鋼管の母材は、下記の（i)〜（iv)の群から選択された 1また は 2以上の任意成分をさらに含有していてもよい。
(i) Si: 0.05〜0.50%、 A1 : 0.060%以下
Siおよび A1はいずれも脱酸作用を有し、これらの少なくとも 1種を配合するのが好ま しい。
[0042] Siは、脱酸剤として以外に、鋼を強化する効果もある。 Si含有量が 0.05%未満で は脱酸が不十分となる。 Siが 0.5%を超えると、 HAZに縞状マルテンサイトが多く生 成し、 HAZ靱性を極度に劣化させ、鋼管の機械的性質の低下につながる。 Si含有 量は、 0.05〜0.50%の範囲内で、鋼板の板厚とのバランスを考慮して決定すること ができる。
[0043] A1は、 S洞様に脱酸剤として作用するが、 0.06%以下でその効果が十分に得られ る。それを超えた量の添加は、現地周溶接性を劣化させる上、経済面からも望ましく ない。
[0044] (ii) Cu : 1.0%以下、 Ni : 2.0。/o以下、 Cr: 1.0%以下、 Nb : 0.1 %以下、 V: 0.1 % 以下
これらの元素は少量の添カ卩によって焼入れ性を改善し、それに伴って各種の特性 の改善に影響を及ぼす。
[0045] Cuは、固溶強化と焼入れ性増大効果による組織変化を通して、靱性を大きく損なう ことなく、強度の向上を図ることができる。 Cuが 1.0%超になると、スラブ表面庇に有 害な Cuチヱッキングが発生し、それを防ぐためにスラブ低温加熱が必要となり、製造 可能範囲が限定される。
[0046] Niは、 Cuと同じく固溶強化と焼入れ性増大効果による組織変化を通して、靱性を 大きく損なうことなぐ強度の向上を図ることができる。同時に熱間曲げカ卩ェ後の母材 および HAZの靱性劣化を抑制する働きがある。 2.0%超の Niの添加は、コストが高く
、実用的ではない上、現地周溶接性も劣化させる。
[0047] Crは、 Cu、 Niと同じぐ固溶強化と焼入れ性増大効果による組織変化を通して、靱 性を大きく損なうことなぐ強度の向上を図ることができるが、 Crが 1.0。/o超になると、
HAZの靱性を低下させる。
[0048] Nbおよび Vは、析出強化や焼入れ性増大効果による強度上昇、あるいは結晶粒 微細化に伴う靱性の改善に大きな効果をもたらす。いずれも添加量が 0.1%を超える と、 HAZの靭性を低下させる原因となる。
[0049] これらの 1または 2以上の元素を添加する場合、より好ましい含有量は、 Cu : 0.50
%以下、 Ni: 0.80%以下、 Cr: 0.40%以下、 Nb : 0.06%以下、 V： 0.06%以下であ る。
[0050] (iii) Mo : 1.0%以下
Moは母材 ·溶接部の強度上昇に有効である。 Moの添加量が多すぎると、現地周 溶接性や HAZの靭性劣化をもたらすので、上限を 1.0%とする。 Moを添加する場合 のより好ましい含有量は 0.50%以下である。
[0051] (iv) Ca : 0.005%以下
Caは、介在物の形態制御、具体的には球状化に効果があり、水素誘起割れやラメ ラ亀裂を防止する。しかし、 0.005%でその効果は飽和する。
[0052] 本発明の U〇E鋼管を製造するには、上述した所定の化学組成に調整した鋼片に 熱間圧延を行い、仕上げ圧延終了後、水冷停止温度が 350°C以上となるように水冷 を行う。得られた熱間圧延鋼板を、慣用の Uプレスおよび〇プレスにより管体に成形 し、次いで、突き合わせ部を内外面から溶接する。この溶接はサブマージアーク溶接 により行われる。溶接による製管後は、拡管して真円度を高める。拡管は、メカニカル 拡管または水圧拡管により行うことができる。
[0053] 本発明の U〇E鋼管の製造方法においては、熱間圧延後の水冷条件を除いて U〇 E鋼管の製造工程に関しては特に制限はなレ、。従来の X80グレード以下の UOE鋼 管の製造と同様に実施すればよい。それにもかかわらず、 X100グレード（管周方向 強度が 750MPa以上、 900MPa以下）の超高強度で、同時に耐破壊特性に優れた U〇E鋼管を製造することができる。
[0054] 次に、実施例によって本発明をさらに具体的に説明するが、実施例は単に例示に すぎず、本発明を制限するものではない。
実施例
[0055] 表 1に示した化学成分を有する鋼スラブを、 1100〜1200でに加熱*保持してから 、 700〜850°Cで板厚 20mmまで仕上げ圧延をした後、表 1に示した水冷停止温度 になるように水冷し、その後は常温まで空冷して、母材の熱間圧延鋼板を製造した。 この母材鋼板を、冷間で Uプレス、次いで〇プレスにより管体に成形した。その後、突 き合わせ部を慣用のサブマージアーク溶接により溶接し、さらにメカニカル拡管を行 つた。こうして、外径 910mm (36インチ）、肉厚 20mm、長さ 1200mmの UOE鋼管 を製造した。
[0056] 表 1には、母材の強度および靱性、ならびに作製された U〇E鋼管の継ぎ手引張り 特性および周溶接試験の結果も併記した。特に、母材強度と継ぎ手引張り破断位置 は、本発明での効果を確認する上で重要な項目である。
[0057] 母材の靱性および強度は、溶接部と HAZを含まないように U〇E鋼管から周方向 に衝撃試験片 (JIS4号)および引張り試験片 (ASTM直径 6.35mm丸棒試験片）を 採取し、 _ 10°Cでのシャルピー吸収エネルギー（VE_ 10°Cと表記）、引張り強さ（T S)、および一様伸び（限界伸び率）を求めた。
[0058] 継ぎ手引張り試験は、 UOE鋼管の溶接部が中央にくるように周方向に引張り試験 片を採取し、余盛をつけたまま引張り試験を実施し、その強度と破断位置を確認した 。また、 UOE鋼管の HAZ (溶接熱影響部）から衝撃試験片 CJIS4号)を採取し、 - 1 0°Cでのシャルピー吸収エネルギー（VE—10°C)を求めた。溶接性能は、実際に U OE鋼管を周溶接して、 Y割れ試験を実施し、—10°Cで割れが発生するか否かによ り評価した。割れが見られたときは「X」、見られなかったときは「〇」と表示した。
[表 1]
水冷 母材周方向 VE-lOt 継ぎ手引張
母 材 停止 髓 (J) 試験 周 備
Να 温度 溶
C Mn S Ti N Si Cu Ni Cr Mo Nb V Al Ceq Pcm TS UEL BM TS 破断 接 考 ma ss% HAZ
ppm mass¾ PPm mass% 性 massK t MPa \ (周） MPa 位置
1 0.06 1.90 10 0.015 45 0.15 0.20 0.20 0.15 0.35 0.03 0.03 0.02 0.51 0.21 420 821 6.2 212 204 825 BM O
2 0.06 1.90 10 0.015 45 0.15 0.20 0.20 0.15 0.35 0.03 0.03 0.02 0.51 0.21 300* 868 4.9 215 200 868 BM O
3 0.06 1.90 10 0.015 45 0.15 0.20 0.20 0.15 0.35 0.03 0.03 0.02 0.51 0.21 RT* 911* 4.5 222 203 898 HAZ o
4 0.10* 1.90 8 0.017 38 0.14 0.19 0.21 0.15 0.25 0.03 0.04 0.03 0.53 0.23 420 904* 7.3 168 147 838 BM X
5 0.02* 1.95 11 0.015 39 0.15 0.20 0.30 0.15 0.25 0.04 0.04 0.03 0.49* 0.18 470 749* 3.8 150 155 738 BM O
6 0.07 1.65* 11 0.014 42 0.20 0.30 0.30 0.30 0.25 0.03 0.03 0.03 0.50 0.22 430 800 5.1 147 151 801 BM O
7 0.06 2.20 10 0.015 45 0.15 0.20 0.20 0.15 0.35 0.03 0.03 0.02 0.57 0.25* 450 940* 5.1 225 231 920 HAZ X 比
8 0.06 1.90 21* 0.015 45 0.15 0.20 0.20 0.15 0.35 0.03 0.03 0.02 0.51 0.21 390 842 6.7 125 140 841 BM O
9 0.06 1.90 10 0.027* 45 0.15 0.20 0.20 0.15 0.35 0.03 0.03 0.02 0.51 0.21 450 833 5.4 210 119 822 HAZ o 較
10 0.06 1.90 9 0.015 72* 0.15 0.20 0.20 0.15 0.35 0.03 0.03 0.02 0.51 0.21 420 819 4.2 139 99 800 HAZ o
11 0.06 1.90 12 0.015 51* 0.03* 0.15 0.25 0.15 0.35 0.03 0.03 0.02 0.49* 0.21 450 745* 6.4 140 135 749 BM o 例
12 0.06 1.90 11 0.015 37 0.60* 0.15 0.25 0.15 0.35 0.03 0.03 0.02 0.50 0.25* 480 790 6.1 167 78 789 BM X
13 0.06 1.90 10 0.015 50 0.15 1.1* 0.60 0.03 0.02 0.03 0.03 0.02 0.50 0.26* 450 811 6.4 170 153 813 BM X
14 0.05 1.80 10 0.015 45 0.15 0.05 2.2* 0.03 0.02 0.03 0.03 0.03 0.51 0.22 450 833 5.7 244 242 832 BM X
15 0.05 1.80 8 0.015 43 0.15 0.05 0.04 1.1* 0.02 0.03 0.03 0.03 0.58 0.25* 450 921* 4.4 221 118 891 HAZ X
16 0.05 1.80 17 0.015 44 0.15 0.05 0.04 0.05 1.1* 0.03 0.03 0.03 0.59 0.26* 450 933* 5.2 151 88 912 HAZ X
17 0.06 1.92 15 0.015 49 0.15 0.20 0.20 0.15 0.35 0.11* 0.03 0.02 0.51 0.21 400 834 5.3 177 87 821 BM O
18 0.06 1.89 10 0.015 32 0.15 0.20 0.20 0.15 0.35 0.03 0.12* 0.02 0.53 0.24 450 834 5.5 157 78 830 BM o
19 0.06 1.89 10 0.015 42 0.15 0. 0 0.20 0.15 0.35 0.03 0.03 0.08* 0.53 0.24 450 822 5.9 178 190 810 BM X
20 0.06 1.90 10 0.015 45 0.15 0.30 0.30 0.03 0.35 0.03 0.03 0.02 0.50 0.23 450 844 5.3 178 186 840 BM o
21 0.06 し 90 10 0.015 35 0.10 0.30 0.50 0.03 0.30 0.03 0.01 0.02 0.52 0.22 450 850 5.5 200 205 848 BM 〇
22 0.06 2.00 10 0.014 40 0.10 0.30 0.30 0.03 0.35 0.03 0.01 0.02 0.51 0.23 360 871 5.5 194 188 880 BM o 施
23 0.06 2.05 4 0.015 40 0.15 0.30 0.30 0.03 0.35 0.03 0.01 0.02 0.51 0.23 420 858 6.2 250 253 855 BM 〇 例
24 0.06 1.95 10 0.012 35 0.05 0.15 0.30 0.15 0.35 0.04 0.04 0.03 0.52 0.21 410 830 6.3 220 240 831 BM o
(注） TS: 弓 I張強度、 UEL:限界伸び率、 BM: 母材、 HAZ:熱影響部、 * 本発明の範囲外の条件、 （周）：周方向、 実：実施例
[0060] 実施例である No. lおよび 20〜24では、母材の強度および靭性が規定の条件を満 たすと同時に、成分を最適化することで、継ぎ手引張り試験において母材破断を達 成することができ、耐継ぎ手破壊特性にも優れていた。また、周溶接性も良好であつ た。
[0061] 一方、比較例では、適切な強度、靱性または他の性能を満たすことができなかった 。特に、 No. 10， 12および 16〜： 18では、 HAZの靱性が極度に低下した。

Claims

請求の範囲
[1] 母材化学組成が、質量％で、 C:0.03〜0.08%、 Mn:1.70〜2.2%、 S: 0.0020 Q/o以下、 Ti:0.005〜0.025%、 N: 0.0050%以下、残部が鉄および不可避的不純 物からなり、下記に定義されるカーボン当量 (Ceq)が 0.50%以上および溶接割れ感 受性指数（Pcm)が 0.24%以下で、管周方向強度が 750MPa以上、 900MPa以下 である、 U〇E鋼管：
Ceq = C + Mn/6+ (Cr + Mo + V)/5+ (Cu + Ni)/15;
Pcm=C + Si/30 + Mn/20 + Cu/20 + Ni/60 + Cr/20 + Mo/15+V /10 + B;
Ceq =カーボン当量、 Pcm =溶接割れ感受性指数、式中の各元素記号はその 元素の質量％での含有量を意味する。
[2] 前記母材化学組成が、質量％で、下記の（i)ないし (iv)から選ばれた少なくとも 1種 の元素をさらに含む請求項 1に記載の UOE鋼管：
( 31:0.05〜0.50%及び八1:0.06%以下の1種または2種、
(ii) Cu:1.0%以下、 Ni:2.0%以下、 Cr:1.0%以下、 Nb:0.1%以下および V:0. 1%以下の 1種または 2種以上、
(iii) Mo:1.0。 /。以下、
(iv) Ca: 0.005%以下。
[3] 母材化学組成が、質量％で、 C:0.03〜0.08%、 Mn:1.70〜2.2%、 S: 0.0020
%以下、 Ti:0.005〜0.025%、 N: 0.0050%以下、場合により下記 (i)ないし (iv)から 選ばれた少なくとも 1種の元素をさらに含み、残部が鉄および不可避的不純物からな る鋼板を熱間圧延後、水冷停止温度を 350°C以上として水冷を行い、得られた鋼板 に Uプレスおよび Oプレスを行レ、、そして溶接と拡管とを経て UOE鋼管を得ることか らなる、下記で定義されるカーボン当量（Ceq)が 0.50%以上および溶接割れ感受 性指数（Pcm)が 0.24%以下で、管周方向強度が 750MPa以上、 900MPa以下で ある UOE鋼管の製造方法：
Ceq = C + Mn/6+ (Cr + Mo + V)/5+ (Cu + Ni)/15;
Pcm=C + Si/30 + Mn/20 + Cu/20 + Ni/60 + Cr/20 + Mo/15+V /10 + B;
Ceq =カーボン当量、 Pcm =溶接割れ感受性指数、式中の元素記号はその元 素の質量％での含有量を意味する、
）3 0.05〜0.50%及び八1:0.06%以下の1種又は2種、
(ii) Cu:1.0%以下、 Ni:2.0。/。以下、 Cr:1.0%以下、 Nb:0.1%以下および V:0. 1%以下の 1種または 2種以上、
(iii) Mo:1.0。 /。以下、
(iv) Ca: 0.005%以下。
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