WO2007136019A1 - 耐歪時効性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及び高強度ラインパイプ用鋼板並びにそれらの製造方法 - Google Patents

耐歪時効性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及び高強度ラインパイプ用鋼板並びにそれらの製造方法 Download PDF

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WO2007136019A1
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Hitoshi Asahi
Takuya Hara
Naoki Doi
Yoshio Terada
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Nippon Steel Corporation
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Definitions

  • the present invention relates to a steel pipe for a high-strength line pipe suitable for a pipeline for transporting crude oil, natural gas, etc.
  • the present invention relates to a steel pipe for Eve and a manufacturing method thereof.
  • High-strength steel pipes of up to X 80 and below in accordance with the American Petroleum Institute (API) standard are being put to practical use as pipes for line pipes that are used for trunk lines of pipelines that are important for long-distance transportation of crude oil, natural gas, etc. ing .
  • steel pipes for line pipes with high strength and toughness have been proposed (for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. Sho 6 2-4 8 26), (1) Improvement of transportation efficiency due to high pressure, ( 2) Higher-strength line pipes are desired to improve the construction efficiency by reducing the outer diameter and weight of the line pipes.
  • the internal pressure that is, the pressure of crude oil or natural gas
  • the internal pressure should be about twice that of the X65-grade line pipe. This makes it possible to transport approximately twice as much crude oil or natural gas.
  • increasing the strength of the line pipe to improve the internal pressure resistance makes it possible to reduce material costs, transportation costs, and local welding costs compared to increasing the wall thickness. Installation costs can be saved significantly.
  • the matrix structure of the base metal suitable for XI 20 class line pipes which are stronger than the steel pipes for line pipes proposed in Patent Document 1, is made up of paynite and martensite.
  • Steel pipes for high-strength line pipes mainly composed of the above mixed structure have been proposed (for example, Japanese Laid-Open Patent Publication Nos. 10-0 9 8 7 0 7 and 2 0 0 1 3 0 3 1 9 1 And special 2 0 0 4—5 2 1 0 4).
  • the present invention is a steel pipe for high-strength line pipe equivalent to API standard X 1 20 in which the tensile strength in the circumferential direction is 90 MPa or more in order to maintain the internal pressure strength, and the steel plate is tubular. After the butt section is arc welded, the rise in the longitudinal yield strength of the expanded steel pipe due to heating during corrosion-resistant coating is suppressed without heat treatment, and a high-strength line with excellent strain aging resistance It provides steel sheets for pipes, as well as steel sheets for high-strength line pipes used as materials for steel pipes for high-strength line pipes, and methods for producing them.
  • the inventor of the present invention has a tensile strength in the circumferential direction of 90 OMPa or more, excellent low-temperature toughness and weldability, and high strength that does not increase significantly by heating at a longitudinal strength of 200 to 2500.
  • a tensile strength in the circumferential direction of 90 OMPa or more
  • excellent low-temperature toughness and weldability and high strength that does not increase significantly by heating at a longitudinal strength of 200 to 2500.
  • the strain aging resistance is improved by reducing the amount of Mo and further by limiting the amount of MoZMn.
  • the present invention has been made on the basis of such knowledge, and the gist thereof is as follows.
  • the composition of the base material is, by mass%, C: more than 0.03%, 0.07% or less, Si: 0.6% or less, Mn: 1.7 to 2.5%, P : 0.0 1 5% or less, S: 0.0 0 3% or less, A 1: 0.1% or less, M o
  • T i 0. 0 0 5 to 0.0 3%
  • N 0.0 0 1 to 0.0. 0 6%
  • B 0.0.0 0 6 to
  • N 1 is 1.5% or less
  • Cu is 1.0% or less
  • Cr is 1.0% or less.
  • the balance is made of iron and inevitable impurities, Mo / Mn: more than 0 and satisfying 0.08 or less, and P value expressed by the following (Equation 1) is 2.5 to 4.0 Within the range, metal
  • the structure consists of bainite and martensite, and the tensile strength in the circumferential direction
  • TS Cp p [MP a] is 900-: L l OOMP a, a high-strength steel pipe for line pipes with excellent strain aging resistance.
  • C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu, and Mo are the contents [mass%] of each element.
  • composition of the base material is mass%, Nb: 0.1% or less, V: 0.1% or less, Ca: 0.01% or less, REM: 0.02% or less, M g: The high-strength steel pipe for line pipes having excellent strain aging resistance described in (1) above, characterized by containing one or more of 0.06% or less.
  • a steel plate that is a material for high-strength steel pipes for line pipes with excellent strain aging resistance, and in mass%, C: more than 0.03% and less than 0.07%, S
  • M n 0.6% or less
  • M n l .7 to 2.5%
  • P 0.0 1 5% or less
  • S 0.0 0 3% or less
  • a 1 0.1% or less
  • M o Over 0% 0
  • T i 0. 0 0 5 to 0.0 3%
  • N 0. 0 0 1 to 0. 0 0 6%
  • B 0. 0 0 0 6 to 0. 0 0 2
  • Containing 5% Ni: 1.5% or less
  • Cu 1..0% or less
  • Cr 1.0% or less
  • P value expressed by the following (Equation 1) is in the range of 2.5 to 4.0.
  • Strain-resistant characterized in that the metallographic structure is composed of paynite and martensite, and the tensile strength in the width direction TS Tp l [MPa] is 8 80 to 10 8 O MP a High-strength steel for line pipes with excellent effectiveness.
  • C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu, and Mo are the contents [mass%] of each element.
  • the high-strength line-pipe steel plate manufactured by the method described in (7) above is formed into a tubular shape so that the rolling direction of the steel plate coincides with the longitudinal direction of the steel pipe, and the butt portion is welded and then expanded. It is characterized by A method for producing high-strength steel pipes for line pipes with excellent strain aging resistance.
  • Figure 1 shows the relationship between the change in yield strength in the longitudinal direction of steel pipe due to aging and the amount of Mo addition.
  • Figure 2 shows the relationship between the change in yield strength in the longitudinal direction of steel pipes due to aging and Mo / Mn.
  • Fig. 3 is a schematic diagram of the metal structure of the steel of the present invention.
  • A A schematic diagram of the metal structure of the lower bainite
  • (b) is a schematic diagram of the metal structure of the pseudo upper bainette.
  • Fig. 4 is a schematic diagram of Darani Yura Bait. BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
  • the steel sheet for line pipes which is the raw material, is required to be produced as it is without being subjected to heat treatment such as quenching and tempering.
  • heat treatment such as quenching and tempering.
  • it is effective to manufacture the B-added steel by hot controlled rolling and accelerated cooling.
  • the strength of the steel sheet manufactured by the method is higher in the width direction than the strength in the rolling direction, and the strength hardly changes even when the steel sheet is heated to 200 to 2500.
  • the strength of steel pipes manufactured by arc welding and expanding pipes for example, steel pipes manufactured by the UOE process, changes due to plastic deformation.
  • the yield strength YS L pp [MPa] in the longitudinal direction of the steel pipe changes in a complex manner depending on the structure and properties of the steel sheet due to the superposition of work hardening by the expansion and the Bauschinger effect.
  • the present inventor has low C content, contains B, and the content [mass%] of each element of C, S i, M n, Cr, Ni, Cu, and Mo 1) P value represented by
  • Strain aging resistance was investigated by changing the Mn and Mo contents of steel pipes for high-strength linepipes with a metal structure consisting of bainite and martensite. .
  • the steel pipe after expansion is heated to 2400 ° C and held for 10 minutes, and the yield strength in the longitudinal direction of the steel pipe before aging is subtracted from the yield strength in the longitudinal direction of the steel pipe after aging.
  • Figure 1 shows the change in yield strength increase Y Y S L pp [MP a] of steel pipe with respect to the content of Mo
  • Figure 2 shows the change with respect to Mo ZM n.
  • Fig. 1 when the Mo content is reduced to less than 0.15%, the steel pipe longitudinal direction yield strength increase ⁇ YS Lpp [MPa] decreases, and from Fig. 2, Mo / Mn is reduced to 0. It can be seen that when Y is reduced to 8 or less, the yield strength AYS Lpp [MPa] increases in the longitudinal direction of the steel pipe and strain aging resistance is improved. It is estimated that the increase in the yield strength in the longitudinal direction of the steel pipe when heated to 2 00-2 5 01: is caused by fine precipitation of MoC.
  • the austenite temperature range is the temperature at which the steel structure is an austenite single phase, that is, the range above the temperature at which ferrite transformation starts during cooling.
  • the present invention succeeded in obtaining the steel pipe for high strength line pipe of the present invention and the steel plate as its material.
  • % means mass%.
  • Mo is the most important element in the present invention. Mo forms fine M o C by strain aging, and increases the yield strength in the longitudinal direction after the anti-corrosion coating is applied to the steel pipe for line pipe. In particular, if Mo is added in an amount of 0.15% or more, the yield strength in the longitudinal direction of the steel pipe increases due to heating during the anticorrosion coating on the outer surface of the steel pipe, so the upper limit must be made less than 0.15%. On the other hand, in order to improve the hardenability of the steel and obtain the target structure mainly composed of paynite, it is necessary to add more than 0%. To obtain this effect, 0.03% or more should be added. Is preferred.
  • Mn is an element essential for securing the balance between excellent strength and low-temperature toughness, with the microstructure of the steel of the present invention as the main structure of the bain, and addition of 1.7% or more is necessary. is there.
  • the amount of Mn added is too large, the hardenability of the steel increases and not only deteriorates the toughness and on-site weldability of the heat affected zone (also referred to as “He at A_fected Z_one”, HAZ), but also continuous forging
  • the upper limit was set to 2.5% because it promotes center segregation of the steel slab and degrades the low temperature toughness of the base metal.
  • Mn is also an element that has the effect of reducing strain aging by reducing the amount of dissolved C, and the aging resistance is significantly improved by a synergistic effect with the reduction of Mo. Therefore, in the present invention, MoZMn is an important index for improving the strain aging resistance, and the upper limit is set to 0.08 or less.
  • the lower limit of Mo / Mn is over 0 because the lower limit of Mo amount is over 0%.
  • the preferable lower limit of the Mo amount is 0.03%, and since the upper limit of the Mn amount is 2.5%, the preferable lower limit of Mo / Mn is 0.012.
  • C is extremely effective in improving the strength of steel. To obtain the strength required for steel pipes for high-strength line pipes, it is necessary to add more than 0.03%. However, if the amount of C is too large, precipitation of B carbide will be promoted, and the low temperature toughness of the base metal and HAZ will cause a significant deterioration in on-site weldability.
  • the upper limit was made 0.07% or less. From the viewpoint of the low temperature toughness of the base metal and HA Z and the local weldability, the preferable upper limit of the C content is 0.06%.
  • S i is an element added as a deoxidizer and is effective in improving the strength of steel.However, if added excessively, the toughness and on-site weldability of HA Z will deteriorate significantly, so the upper limit is set to 0. 6%. When steel is deoxidized by adding Al and Ti, it is not necessary to add Si.
  • a 1 is an element added as a deoxidizer and is also effective for refining the structure. However, if the amount of A 1 exceeds 0.1%, the amount of A 1 non-metallic inclusions increases and harms the cleanliness of the steel, so the upper limit was made 0.1%. From the viewpoint of low temperature toughness, the preferable upper limit of the amount of A 1 added is 0.06%. When deoxidation is sufficiently performed by adding T i and S i, it is not necessary to add A 1.
  • T i is an element that precipitates T i N finely and suppresses coarsening of the HA Z austenite grains during slab reheating and refines the metal structure to improve the low temperature toughness of the base metal and HA Z. It is. T i is also useful as a deoxidizing element.
  • a 1 is as small as 0.05% or less, it has an effect of forming an oxide and refining the structure of HAZ.
  • solid solution N which impairs the effect of improving the hardenability of B, is fixed as TiN, which is effective in improving the hardenability. In order to obtain these effects, it is necessary to add 0.05% or more of Ti.
  • the upper limit was set to 0.03%.
  • the lower limit of the T i amount is set to more than 3.4 N [% by mass].
  • B is an extremely effective element for dramatically improving the hardenability of steel with a very small amount and making the microstructure of steel mainly bainitic, and it is necessary to add 0.000% or more. .
  • the hardenability is significantly improved and it is extremely effective.
  • the upper limit was set to 0.0 0 25%.
  • the upper limit of the B addition amount is preferably set to 0.001% or less.
  • N is an element that forms Ti N and suppresses coarsening of the HAZ austenite grains during slab reheating and improves the low temperature toughness of the base metal and HAZ. Therefore, it is necessary to add N at least 0.001%.
  • N when excessive N is added, coarse Ti N is generated and causes surface flaws in the slab, and when solute N increases, the toughness of HAZ decreases and the effect of improving hardenability by adding B is impaired. Therefore, it is necessary to keep the upper limit below 0.0 6%.
  • P and S are impurity elements, and it is necessary to limit their contents in order to further improve the low temperature toughness of the base metal and HAZ.
  • P i the center segregation of continuous forged slabs can be reduced and grain boundary fracture can be prevented. Therefore, the upper limit is set to not more than 0.015%.
  • the upper limit is made 0.03% or less.
  • Ni, Cu, and Cr that are related to the P value, which is an index of hardenability of steel.
  • the purpose of adding Ni is to improve properties such as low-temperature toughness and strength of the steel of the present invention having a low C content without degrading on-site weldability.
  • the addition of Ni causes hardening that is harmful to low temperature toughness, especially in the central part of the steel pipe, that is, in the part corresponding to the central segregation zone of the continuous forged steel slab. Less likely to form an organization.
  • the upper limit is preferably set to 1.5%.
  • Ni addition is also effective in preventing Cu cracking during continuous forging and hot rolling. In this case, it is preferable to add Ni to 13 or more of the Cu amount.
  • Cu and Cr are elements that increase the strength of the base metal and the weld. However, if added in excess, the toughness of HAZ may deteriorate on-site weldability, so the upper limit is 1.0% respectively. It is preferable to do. To increase the strength of the base metal and the weld, 1 and
  • 0.1% or more is preferably added.
  • Nb and V may be added.
  • Nb together with Mo not only suppresses recrystallization of austenite glaze during controlled rolling and refines and stabilizes the bainite, but also contributes to precipitation hardening and hardenability. Toughen.
  • the upper limit is preferably set to 0.1%.
  • Nb is preferably added in an amount of 0.03% or more. In order to suppress the softening of HAZ, it is more preferable to add Nb in an amount of 0.01% or more.
  • V is slightly weaker than Nb, but has almost the same effect, and the addition to the steel of the present invention is effective.
  • the upper limit of the V addition amount is preferably 0.1% or less.
  • the preferable lower limit of the V addition amount is 0.05% or more.
  • the amount of V is 0.03 to 0.08%.
  • one or more of Ca, R E and Mg effective for controlling steel oxides and sulfides may be added.
  • C a and R E M control the form of sulfide, especially M n S, and have the effect of improving low temperature toughness.
  • the Ca content exceeds 0.01% or REM exceeds 0.02%, the inclusions containing Ca and REM become coarse and may become a class evening. In addition to harming the temperature, it may also adversely affect on-site weldability.
  • the upper limits of the Ca amount and the R E M amount be 0.01% or less and 0.02% or less, respectively. From the viewpoint of on-site weldability, it is more preferable to limit the upper limit of the Ca content to 0.06% or less.
  • the lower limits of the Ca content and the REM content are 0.005% or more and 0.001%, respectively.
  • the optimum ranges for the Ca and REM additions are 0.00 1 to 0.0 0 3% and 0.0 0 2 to 0. 0 0 5%.
  • the S content and the O content are respectively 0.0 0 1% and 0.0 0 2%. It is particularly effective to reduce the index ESSP below to 0.5 or more and 10 or less as shown below (Formula 2).
  • C a and ⁇ are the Ca content and the O content, respectively.
  • Mg forms finely dispersed oxides and suppresses the coarsening of the HA Z grain size, thereby improving the low temperature toughness.
  • M g If added over 0.06%, a coarse oxide may be formed and the toughness may be deteriorated, so the upper limit is preferably made 0.06% or less.
  • the P value which is an index of hardenability, must be in the range of 2.5 to 4.0. This is to achieve the balance between the target strength and low temperature toughness of the steel pipe for high-strength linepipe and the steel plate for high-strength linepipe that is the material of the present invention.
  • the lower limit of the P value is set to 2.5 in order to obtain excellent low-temperature toughness by setting the circumferential tensile strength of the steel pipe to 900 MPa or more.
  • the upper limit of P value was set to 4.0 in order to maintain excellent HA Z toughness and on-site weldability.
  • the P value is calculated by the following (formula 1) based on the content [mass%] of each element of C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu, and Mo. In addition, when the contents of Cr, Ni, and Cu, which are selectively added elements, are each less than 0.1%, the P value is calculated as 0.
  • the amount of C is reduced and B is added, so that polygonal ferrite is not generated, and it is particularly easy to obtain a homogeneous bainite or a mixed structure of bainite and martensite.
  • a metal structure of at least 5 mm from the outer surface or the inner surface of the steel pipe is used as a paint or bain.
  • the entire surface in the direction of the plate thickness is a Payne ⁇ or a mixture of bainite and martensite ⁇ . It is only necessary to confirm that the metal structure of this is a bainitic or mixed structure of bainai and martensite.
  • the metal structure of the steel pipe is the metal structure of the base metal excluding the weld and HA Z.
  • FIG. 3 schematically shows the metal structure composed of bainite and martensite in the former austenite grain boundary 1 as seen when the metal structure of the steel of the present invention is observed with an optical microscope.
  • Figure 3 (a) shows a metal structure, also called the lower bayite, consisting of fine lath 2 and fine cementite 3 deposited in lath 2.
  • the martensite consists of fine lath and fine cementite deposited in the glass, as in Fig. 3 (a).
  • Fig. 3 (b) shows a metal structure, also called a pseudo upper vein, where the lath is wider than the lower one of Fig. 3 (a), and there is a fine cementite in the lath.
  • bainite is a general term for the lower bainite in the form schematically shown in FIG. 3 (a) and the pseudo-upper bainite in the form schematically shown in FIG. 3 (b).
  • the organization consisting of paynite and martensite is bainite or bain It means a mixed structure of it and martensite.
  • it can be discriminated with an optical microscope of martensite and bainite and ferrite and graniura vineyard 5.
  • Granulare unity is similar to the basic ferrite, and as shown schematically in Fig. 4, it has a coarser MA than the pseudo upper unitite.
  • Daraniyura Ferrite 5 exists.
  • It steel sheet metal structure of the present invention is bainite or base intragastric preparative and Ma Rutensai Bok mixed structure of a tensile strength TS Tp l in the width direction of the steel sheet [MP a] is represented by the following formula (3) This can be confirmed by satisfaction. This is based on the TS Tp l [P a] ⁇ C content, and is found to be 85% or more of the strength when the metal structure is all martensite, calculated by 6 2 0 0 XC + 7 6 6. means.
  • the non-recrystallization zone rolling refers to a non-recrystallization temperature range and an austenite ⁇ temperature range, that is, a temperature range in which the upper limit is equal to or lower than the recrystallization temperature, and the lower limit is equal to or higher than the temperature at which the ferrite ⁇ transformation starts when cooling.
  • Hot rolling performed in After completion of non-recrystallization zone rolling the steel sheet is cooled at an appropriate cooling rate, i.e., the cooling rate generated by the coarse dura-yura veinite is set as the lower limit, and the cooling rate generated by the veneer and martensite is increased as the upper limit. Cool as. Note that when the cooling rate is slow, the metal structure becomes pseudo upper veiny. As the cooling rate increases, the lower bainite increases. As the cooling rate further increases, the martensite increases.
  • a slab produced by continuous forging or slabbing is heated to 100 to 1250 ° C. If the heating temperature is less than 100 0 0, it is not possible to achieve sufficient solid solution of additive elements and grain size adjustment of the fabricated structure. On the other hand, when the heating temperature exceeds 1250 ° C, the crystal grains become coarse.
  • the temperature range is the recrystallization temperature range from below the heating temperature to over 90 O.
  • the rolling reduction of rough rolling may be determined appropriately based on the thickness of the steel slab and the thickness of the product. However, the rolling reduction should be lower than the rolling temperature of the rough rolling, and the rolling reduction should be increased before rolling in the non-recrystallization zone. It is preferable to make the crystal grain size as fine as possible.
  • non-recrystallization zone rolling with a cumulative reduction ratio of 75% or more is performed in a non-recrystallization temperature range of 900 ° C or less and an austenite temperature range of 700 ° C or more. . Since the steel of the present invention has a large amount of alloy such as Nb, it is in the non-recrystallization temperature range below 900 ° C. In addition, the rolling end temperature of non-recrystallized zone rolling must be 700 ° C or higher, which is the austenite temperature zone. By setting the cumulative rolling reduction in this temperature range to 75% or more, the crystal grains become flat and fine, and the strength and toughness are improved.
  • the cumulative rolling reduction is the percentage obtained by dividing the difference between the thickness of the steel sheet before rolling in the non-recrystallized zone and the thickness after finishing rolling by the thickness of the steel plate before rolling in the non-recrystallized zone. It is.
  • the steel sheet is cooled from the austenite temperature range of 700 ° C. or more to a temperature of 1 to 30 ° C./s to 50 0 or less at a cooling rate of 1 to 30 ° C./s.
  • the cooling rate is less than 1 / s, the strength and toughness are reduced due to the occurrence of loose penetration at the center of the plate thickness.
  • the cooling rate at the center of the plate thickness exceeds 30 ° CZ s, the martensite increases and the strength increases, and the formability during pipe forming and Impairs low temperature toughness.
  • the surface layer and the center of the plate thickness have a metal structure consisting of one or both of bainite and martensite, and the low temperature toughness is improved.
  • the steel of the present invention is low C, so the formation of carbides is suppressed, and it is not the upper vane flaw that is generally said to have poor low-temperature properties.
  • the MA generated between the laths becomes the pseudo upper one that is mainly retained austenite.
  • the cooling rate at the center of the plate thickness exceeds 10 ° C / s, the center of the plate thickness becomes bainite, which is a mixed structure of the pseudo upper and lower ridges, and may contain martensite. .
  • the lower limit of the temperature range for controlling the cooling rate that is, the accelerated cooling stop temperature is set to 500 ° C. or less in order to obtain a microstructure composed of fine bainite and martensite.
  • the preferable range of the accelerated cooling stop temperature is 3 00 to 4500 ° C.
  • the cooling rate at the center of the plate thickness when cooling the steel plate is measured by measuring the surface temperature of the steel plate before and after cooling with a radiation thermometer, etc., obtaining the temperature at the center of the plate thickness by heat conduction calculation, and the temperature difference before and after cooling. Is obtained by dividing by the cooling time.
  • the plate thickness and cooling conditions such as water cooling conditions, are changed in advance and the time change of the temperature at the center of the plate thickness is obtained with a thermocouple, the cooling rate can be controlled according to the cooling conditions. .
  • the radiation temperature In order to obtain calibration parameters and heat conduction calculation parameters, the temperature of the surface of the steel plate and the center of the plate thickness is measured with a thermocouple while cooling under various conditions simulating actual operation, and the temperature changes over time. It is preferable to measure.
  • the temperature may decrease during conveyance to the cooling device. Therefore
  • the cooling start temperature may be 700 ° C. or less, but the time from the end of the non-recrystallization zone rolling to the start of cooling is 60 ° s. Within this range, preferably within 30 seconds, there is no problem.
  • the steel plate thus obtained is formed into a tubular shape so that the rolling direction matches the longitudinal direction of the steel pipe, and the butt portion is joined to form a steel pipe.
  • the butt portion is joined to form a steel pipe.
  • the line pipe of the present invention usually has a diameter of about 45 to 150 mm and a wall thickness of about 10 to 4 mm.
  • pipe making by the U 0 process in which the steel sheet is formed into a U shape and then into an O shape is preferable.
  • the welding from the inner and outer surfaces after the forming and after the butt portion is tack welded is preferably submerged arc welding from the viewpoint of productivity.
  • the expansion ratio is preferably set to 0.7% or more.
  • the expansion rate [%] is defined by the following (formula 4).
  • the tube expansion rate is 0.7-2%.
  • Tensile test specimens were collected from these steel plates and pipes, and a tensile test was conducted in accordance with API5.
  • L direction and width direction (T direction) of the steel sheet and the longitudinal direction (L direction) of the steel pipe Full-thickness specimens were collected from steel pipes.
  • C direction the circumferential direction of the steel pipe
  • a full-thickness test piece with a longitudinal direction in the circumferential direction was prepared by cutting out an arc-shaped strip of full thickness from the steel pipe and flattening it by press working. The yield strength was evaluated as 0.2% offset resistance.
  • a part of the tensile test piece in the L direction of the steel pipe was subjected to aging treatment by heating to 220 and holding for 10 minutes, and from the yield strength of the test piece after aging, the test piece before aging was applied.
  • the yield strength was reduced and the difference was evaluated as the amount of increase in yield strength in the longitudinal direction of the steel pipe ⁇ YSL PP [MPa]. Note that the amount of increase in yield strength AYS p [MPa] in the longitudinal direction of the steel pipe should be lOOMPa or less.
  • the Charpy impact test was performed at 30 ° C using a full-size 2 mm V-notch test piece in accordance with JI S Z 2 2 4 2.
  • the Charpy impact test piece was produced with the circumferential direction as the longitudinal direction.
  • Table 2 shows the characteristics of steel plates and pipes.
  • Steel sheets and steel pipes of No. l 'to 10 are produced using steels A to G whose chemical components are within the scope of the present invention, with the strength within the target range. There is high low temperature toughness.
  • No. 11 has a larger amount of Mo than the range of the present invention, the amount of increase in yield strength in the steel pipe longitudinal direction due to aging ⁇ Y 'S L pp [MP a] is large.
  • No. 1 2 does not satisfy the strength because the amount of C is less than the range of the present invention.

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Abstract

本発明は、拡管された鋼管の、長手方向の降伏強度の耐食塗装時の加熱による上昇を抑制し、耐歪時効性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管、素材である鋼板を提供するもので、母材の成分組成が、質量％で、Ｍｏ：０％超０．１５％未満、Ｍｎ：１．７～２．５％を含有し、Ｍｏ／Ｍｎ：０超０．０８以下を満足し、Ｃ、Ｓｉ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎ、Ｂを含有し、更に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒの１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、Ｐ値が２．５～４．０の範囲内であり、金属組織がベイナイトとマルテンサイトからなることを特徴とする耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。Ｐ値＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ。更に、Ｎｂ、Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇの１種又は２種以上を含有しても良い。

Description

耐歪時効性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及び高強度ラインパ ィプ用鋼板並びにそれらの製造方法
技術分野
本発明は、 原油、 天然ガス等を輸送するためのパイプラインに好 適な高強度ラインパイプ用鋼管及びその素材である高強度ラインパ 明
イブ用鋼管並びにそれらの製造方法に関する。
田
書
背景技術
原油、 天然ガス等の長距離輸送方法として重要なパイプラインの 幹線に使用されるラインパイプ用鋼管として、 米国石油協会 （A P I ) 規格で X 8 0以下までの高強度鋼管の実用化が進められている 。 これまでに、 高強度、 高靭性のラインパイプ用鋼管が提案されて いる （例えば、 特開昭 6 2 - 4 8 2 6号公報） 、 ( 1 ) 高圧化に よる輸送効率の向上や、 （ 2 ) ラインパイプの外径及び重量の低減 による現地施工能率の向上のため、 更に高強度のラインパイプが要 望されている。
例えば、 9 0 0 M P a以上の引張強さを有する X 1 2 0級のライ ンパイプを使用すると、 内圧、 即ち原油又は天然ガスの圧力を X 6 5級のラインパイプの約 2倍にすることができるため、 約 2倍の量 の原油又は天然ガスを輸送することが可能になる。 また、 ラインパ イブの強度を高めて耐内圧強度を向上させると、 肉厚を厚くする場 合と比較して、 材料費、 輸送費、 現地溶接施工費を削減することが 可能になり、 パイプライン敷設費を大幅に節約することができる。
また、 パイプラインは寒冷地に敷設されることも多いため低温靭 性に優れることが必須である。 更に、 施工時にはラインパイプ同士 の端部が接合されるため、 優れた現地溶接性も要求される。 このよ うな要求を満足し、 特許文献 1に提案されたラインパイプ用鋼管よ りも高強度である X I 2 0級のラインパイプに好適な、 母材のミク 口組織がペイナイ トとマルテンサイ 卜との混合組織を主体とする高 強度ラインパイプ用鋼管が提案されている （例えば、 特開平 1 0 — 2 9 8 7 0 7号公報、 特開 2 0 0 1 — 3 0 3 1 9 1号公報および特 開 2 0 0 4— 5 2 1 0 4号） 。
更に、 パイプラインの長手方向の許容歪を高めるために、 長手方 向の降伏強度を低下させたラインパイプ用鋼管の開発が進められて いるが、 近年、 鋼管の外面の腐食を防止するための防食塗装による 歪時効が問題になっている。 これは、 防食塗装の効果が優れたフユ 一ジョンポンドエポキシ等の加熱溶融タイプが使用されることが原 因である。 鋼管に加熱溶融タイプの防食塗装を施す場合、 鋼管は 2 0 0〜 2 5 0 °Cに加熱される。 特に、 鋼板を冷間で管状に成形し、 突合せ部を溶接後、 拡管される鋼管、 例えば U〇 E鋼管では、 歪が 導入されているため、 いわゆる歪時効によって長手方向の降伏強度 が上昇するという問題が顕著である。 歪時効は、 歪が導入された鋼 が加熱された際に、 C原子の転位への固着や微細析出物の生成など によって、 強度が上昇する現象である。 しかし、 上述した特許に提 案されている鋼管は、 何れも歪時効に対して配慮されたものではな い。
このような問題に対し、 耐歪時効性に優れた鋼管が提案されてい る （例えば、 特開 2 0 0 5— 6 0 8 3 8号公報、 特開 2 0 0 5— 6 0 8 3 9号公報および特開 2 0 0 5— 6 0 8 4 0号公報） が、 これ らは、 熱間圧延後、 加熱を行うものである。 そのため、 熱間圧延機 に隣接して加熱装置を設けるか、 別工程での熱処理を行う必要があ り、 製造コス トが増大し、 生産性が損なわれる 発明の開示
本発明は、 耐内圧強度を維持するために周方向の引張強さを 9 0 0 M P a以上とした、 AP I規格 X 1 2 0相当の高強度ラインパイ プ用鋼管であって、 鋼板を管状に成形し、 突合せ部をアーク溶接し た後、 拡管された鋼管の、 長手方向の降伏強度の耐食塗装時の加熱 による上昇を熱処理することなく抑制し、 耐歪時効性に優れた高強 度ラインパイプ用鋼管、 更には高強度ラインパイプ用鋼管の素材と して用いられる高強度ラインパイプ用鋼板とそれらの製造方法を提 供するものである。
本発明者は、 周方向の引張強さが 9 0 OMP a以上で、 低温靭性 、 溶接性に優れ、 さらに長手方向の降伏強度が 2 0 0〜 2 5 0での 加熱によって大きく上昇しない高強度ラインパイプ用鋼管を得るた め、 M o及び M nの含有量に着目し、 鋭意研究を行った。 その結果 、 M o量の低減、 更には、 M o Z M nの制限によって耐歪時効性が 向上するという知見を得た。 本発明は、 このよう .な知見に基づいて なされたものであり、 その要旨は以下のとおりである。
( 1 ) 母材の成分組成が、 質量％で、 C : 0. 0 3 %超 0. 0 7 %以下、 S i : 0. 6 %以下、 Mn : l . 7〜 2. 5 %、 P ： 0. 0 1 5 %以下、 S : 0. 0 0 3 %以下、 A 1 ： 0. 1 %以下、 M o
: 0 %超0. 1 5 %未満、 T i : 0. 0 0 5〜 0. 0 3 %、 N : 0 . 0 0 1〜 0. 0 0 6 %、 B ： 0. 0 0 0 6〜 0. 0 0 2 5 %を含 有し、 更に、 N i ： 1. 5 %以下、 C u ： 1. 0 %以下、 C r ： 1 . 0 %以下の 1種又は 2種以上を含有し、 残部が鉄及び不可避的不 純物からなり、 M o / M n ： 0超 0. 0 8以下を満足し、 下記 （式 1 ) によって表される P値が 2. 5〜4. 0の範囲内であり、 金属 組織がベイナイ トとマルテンサイ トからなり、 円周方向の引張強さ
T SCp p [M P a ] が 9 0 0〜： L l O O M P aであることを特徴と する耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。
P値 = 2. 7 C + 0. 4 S i +M n + 0. 8 C r + 0. 4 5 (N i + C u ) + 2 o · · · (式 1 )
ここで、 C、 S i 、 Mn、 C r、 N i 、 C u、 M oは各元素の含 有量 [質量％] である。
( 2 ) 母材の成分組成が、 質量％で、 N b ： 0. 1 %以下、 V : 0. 1 %以下、 C a : 0. 0 1 %以下、 R E M : 0. 0 2 %以下 、 M g ： 0. 0 0 6 %以下の 1種又は 2種以上を含有することを特 徴とする上記 （ 1 ) に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高 強度鋼管。
( 3 ) 母材の T i と Nの含有量が、 T i 一 3. 4 N> 0 を満足す ることを特徴とする上記 （ 1 ) または （ 2 ) の何れか 1項に記載の 耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。
( 4 ) 耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の素材であ る鋼板であって、 質量％で、 C : 0. 0 3 %超 0. 0 7 %以下、 S
1 : 0. 6 %以下、 M n : l . 7〜 2. 5 %、 P : 0. 0 1 5 %以 下、 S : 0. 0 0 3 %以下、 A 1 : 0. 1 %以下、 M o : 0 %超 0
. 1 5 %未満、 T i : 0. 0 0 5〜 0. 0 3 %、 N : 0. 0 0 1〜 0. 0 0 6 %、 B : 0. 0 0 0 6〜 0. 0 0 2 5 %を含有し、 更に 、 N i ： 1. 5 %以下、 C u : 1.. 0 %以下、 C r ： 1. 0 %以下 の 1種又は 2種以上を含有し、 残部が鉄及び不可避的不純物からな り、 M o /M n ： 0超 0. 0 8以下を満足し、 下記 （式 1 ) によつ て表される P値が 2. 5〜 4. 0の範囲内であり、 金属組織がペイ ナイ トとマルテンサイ トからなり、 幅方向の引張り強度 T S Tp l [ M P a ] が 8 8 0〜 1 0 8 O MP aであることを特徴とする耐歪時 効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
P値 = 2. 7 C + 0. 4 S i + M n + 0. 8 C r + 0. 4 5 (N i + C u ) + 2 M o · · · (式 1 )
ここで、 C、 S i 、 M n、 C r、 N i 、 C u、 M oは各元素の含 有量 [質量％] である。
( 5 ) 上記 （ 4 ) に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高 強度鋼管の素材である鋼板であって、 質量％で、 N b ： 0. 1 %以 下、 V : 0. 1 %以下、 C a : 0. 0 1 %以下、 R E M : 0. 0 2 %以下、 M g ： 0. 0 0 6 %以下の 1種又は 2種以上を含有するこ とを特徴とする上記 （ 6 ) に記載の耐歪時効性に優れたラインパイ プ用高強度鋼板。
( 6 ) 上記 （ 4 ) に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高 強度鋼管の素材である鋼板であって、 T i と Nの含有量が、 T i 一 3. 4 N> 0 を満足することを特徴とする耐歪時効性に優れたライ ンパイプ用高強度鋼板。
( 7 ) 上記 （ 4 ) 〜 （ 6 ) の何れか 1項に記載の耐歪時効性に優 れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法であって、 上記 （ 4 ) 〜
( 6 ) の何れか 1項に記載の成分からなる鋼を溶製し、 錶造して得 られたスラブを 1 0 0 0〜 1 2 5 0 °Cに加熱した後、 9 0 0 °C超の 再結晶温度域で粗圧延し、 次いで 7 0 0〜 9 0 0 °Cで累積圧下量が 7 5 %以上の未再結晶域圧延を施し、 その後、 板厚中心部の冷却速 度を 1〜 3 0 °CZ s として、 5 0 0 以下の温度まで加速冷却する ことを特徴とする耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の 製造方法。
( 8 ) 上記 （ 7 ) に記載の方法によって製造した高強度ラインパ イブ用鋼板を、 鋼板の圧延方向と鋼管の長手方向が一致するように 管状に成形し、 突合せ部を溶接した後、 拡管することを特徴とする 耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法。
( 9 ) 成形を UO工程で行い、 突合せ部を内外面からサブマージ アーク溶接で接合することを特徴とする上記 （ 8 ) に記載の耐歪時 効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法。
( 1 0 ) 拡管率が 0. 7〜 2 %であることを特徴とする上記 （ 8 ) 又は （ 9 ) に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用髙強度鋼 管の製造方法。 図面の簡単な説明
図 1は、 鋼管の長手方向の降伏強度の時効による変化と M o添加 量との関係を示した図である。
図 2は、 鋼管の長手方向の降伏強度の時効による変化と M o /M nとの関係を示した図である。
図 3は、 本発明鋼の金属組織の模式図であり、 （ a ) 下部べイナ イ トの金属組織の模式図、 （ b) は擬似上部べイナイ トの金属組織 の模式図である。
図 4は、 ダラ二ユラ一ベイナイ トの模式図である。 発明を実施するための最良の形態
ラインパイプ用鋼管は、 短期間に大量生産を行う必要があること から、 その素材であるラインパイプ用鋼板は、 焼入れ、 焼戻し等の 熱処理をしない、 圧延ままで製造することが求められる。 また、 現 地溶接性の観点から C量の低減が必要であり、 このような条件で高 強度、 高靭性を満足するためにはべイナイ ト又はべイナイ トとマル テンサイ 卜の混合組織を活用することが必須となる。 また、 このよ うな組織を安定して得るためには B添加鋼を熱間で制御圧延し、 加 速冷却して製造することが有効である。 なお、 制御圧延、 加速冷却 によって製造された鋼板は、 板幅方向の強度が圧延方向の強度より 高く、 鋼板を 2 0 0〜 2 5 0でに加熱しても強度は殆ど変化しない この鋼板を管状に成形して突合せ部をアーク溶接し、 拡管して製 造した鋼管、 例えば U〇 E工程によって製造された鋼管の強度は塑 性変形のために変化する。 特に、 鋼管の長手方向の降伏強度 Y S L p p [M P a ] は拡管による加工硬化とバウシンガー効果の重畳によ り、 鋼板の組織、 特性に応じて複雑に変化する。 そのため、 鋼管の 長手方向の降伏強度は、 鋼板の圧延方向の降伏強度から推定するこ とは困難であり、 拡管後の鋼管の特性を測定してみないと正確な値 は判明しない。 更に、 鋼管を 2 0 0〜 2 5 0 °C程度に加熱すると、 造管時の塑性変形で多量の転位が導入されているため、 鋼板では生 じなかった強度の変化が起き、 歪時効により降伏強度が上昇する。 本発明者は、 C含有量が低く、 Bを含有し、 C、 S i 、 M n、 C r、 N i 、 C u、 M oの各元素の含有量 [質量％] により、 下記 （ 式 1 ) で表される P値
P値 = 2. 7 C + 0. 4 S i + M n + 0. 8 C r + 0. 4 5 (N i + C u ) + 2 ο · - - (式 1 )
が 2. 5〜 4. 0であり、 金属組織がベイナイ トとマルテンサイ ト からなる高強度ラインパイプ用鋼管の、 M n量及び M o量を変化さ せ、 耐歪時効性について検討を行なった。 拡管後の鋼管を 2 4 0 °C に加熱して 1 0分間保持する時効を行ない、 時効後の鋼管の長手方 向の降伏強度から時効前の鋼管の長手方向の降伏強度を減じ、 その 差を鋼管長手方向降伏強度上昇量 Δ Y SL p p [M P a ] として評価 した。
鋼管長手方向降伏強度上昇量 Δ Y S L p p [M P a ] の、 M oの含 有量に対する変化を図 1 に、 M o ZM nに対する変化を図 2に示す 。 図 1から、 M oの含有量を 0. 1 5 %未満に低減すると鋼管長手 方向降伏強度上昇量 Δ Y SLp p [M P a ] が小さくなり、 図 2から 、 M o /M nを 0. 0 8以下に低減すると鋼管長手方向降伏強度上 昇量 A Y SLpp [MP a] が小さくなり、 耐歪時効性が良好になる ことがわかる。 2 0 0〜 2 5 01：に加熱した際の鋼管の長手方向の 降伏強度の上昇は、 M o Cの微細析出が原因であると推定される。 即ち、 鋼中の M o原子は拡散によって移動することはないが、 C原 子が鋼中を拡散して、 導入された転位上又は近傍に存在した M o と 結合すると予測される。 そのため、 M oの含有量を低減すると M o Cの析出が抑制され、 耐歪時効性が向上すると考えられる。 また、 M nの増加による耐歪時効性の向上の原因は、 固溶 C量の減少によ つて M o Cの微細析出物が減少することであると考えられる。
以上の検討から、 耐歪時効性の向上には M o含有量の抑制が有効 であることがわかった。 一方、 M oは熱間圧延中、 オーステナイ ト 温度域で B炭窒化物の析出を抑制し、 B含有鋼の焼入れ性を安定さ せる効果を有するので、 許容される範囲で M oを添加する方が好ま しい。 また、 C量を低減するとオーステナイ ト温度域で B炭窒化物 の析出が抑制される。 なお、 オーステナイ ト温度域とは、 鋼の組織 がオーステナイ ト単相である温度、 即ち、 冷却時にフェライ ト変態 が開始する温度超の範囲である。 したがって、 必要な強度が得られ る量を下限として C量を低減し、 Bを添加し、 M o添加量及び M o /M n比を低減し、 かつ P値を所定の範囲とするように焼入れ性が 得られる合金元素を添加することにより、 本発明の高強度ラインパ イブ用鋼管及びその素材となる鋼板を得ることに成功した。
次に、 本発明の超高強度ラインパイプ用鋼板及び超高強度ライン パイプの成分元素の限定理由を説明する。 なお、 成分組成の説明に おいて、 ％は質量％を意味する。 M oは本発明において最も重要な元素である。 Moは、 歪時効に より微細な M o Cを形成し、 ラインパイプ用鋼管に防食塗装を施し た後の長手方向の降伏強度を上昇させる。 特に、 Moを 0. 1 5 % 以上添加すると、 鋼管の外面への防食塗装時の加熱によって鋼管の 長手方向の降伏強度が上昇するため、 上限を 0. 1 5 %未満にする 必要がある。 一方、 鋼の焼入れ性を向上させ、 目的とするペイナイ ト主体の組織を得るために、 0 %超の添加が必要であり、 この効果 を得るには、 0. 0 3 %以上を添加することが好ましい。
Mnは、 本発明鋼のミクロ組織をべイナイ ト主体の組織とし、 優 れた強度と低温靱性とのバランスを確保する上で不可欠な元素であ り、 1. 7 %以上の添加が必要である。 しかし、 Mnの添加量が多 すぎると、 鋼の焼入れ性が増して溶接熱影響部 （He a t A_f f e c t e d Z_o n e , H A Zともいう。 ） の靭性、 現地溶接性を 劣化させるだけでなく、 連続铸造鋼片の中心偏析を助長し、 母材の 低温靱性をも劣化させるので、 上限を 2. 5 %とした。
また、 Mnは固溶 C量を減じて歪時効を抑制する効果を有する元 素でもあり、 Moの低減との相乗効果によって耐時効性が著しく向 上する。 そのため、 本発明においては、 MoZMnを耐歪時効性を 向上させる重要な指標とし、 その上限を 0. 0 8以下とした。 M o /Mnの下限は、 Mo量の下限が 0 %超であることから 0超とする 。 なお、 M o量の好ましい下限は 0. 0 3 %であり、 Mn量の上限 が 2. 5 %であることから、 Mo/Mnの好ましい下限は、 0. 0 1 2である。
Cは、 鋼の強度向上に極めて有効であり、 高強度ラインパイプ用 鋼管に必要とされる強度を得るには、 0. 0 3 %超の添加が必要で ある。 しかし、 C量が多すぎると B炭化物の析出が促進され、 母材 及び H A Zの低温靱性ゃ現地溶接性の著しい劣化を招くので、 その 上限を 0. 0 7 %以下とした。 母材及び HA Zの低温靭性並びに現 地溶接性の観点から、 C量の好ましい上限は 0. 0 6 %である。
S i は、 脱酸剤として添加される元素であり、 鋼の強度向上にも 有効であるが、 過剰に添加すると、 HA Zの靱性、 現地溶接性を著 しく劣化させるので、 上限を 0. 6 %とした。 鋼の脱酸を、 A l 、 T i の添加によって行なう場合には、 S i を添加する必要はない。
A 1 は、 脱酸剤として添加される元素であり、 組織の微細化にも 有効である。 しかし、 A 1 量が 0. 1 %を超えると、 A 1 系非金属 介在物が増加して鋼の清浄度を害するので、 上限を 0. 1 %とした 。 低温靭性の観点から、 A 1 の添加量の好ましい上限は、 0. 0 6 %である。 T i 、 S i の添加により脱酸を十分に行う場合には、 A 1 を添加する必要はない。
T i は、 T i Nを微細に析出させて、 スラブ再加熱時及び HA Z のオーステナイ ト粒の粗大化を抑制して金属組織を微細化し、 母材 及び HA Zの低温靱性を改善する元素である。 また、 T i は脱酸元 素としても有用であり、 A 1量が 0. 0 0 5 %以下という少量であ る場合、 酸化物を形成し、 H A Zの組織を微細化する効果も有する 。 また、 Bの焼入れ性向上効果を損なう固溶 Nを T i Nとして固定 するため、 焼入れ性の向上にも有効である。 これらの効果を得るた めには、 0. 0 0 5 %以上の T i の添加が必要である。 しかし、 T i量が多すぎると、 T i Cによる析出硬化や T i Nの粗大化により 低温靱性が劣化するので、 その上限を 0. 0 3 %とした。 また、 B Nの生成を抑制し、 Bによる焼入れ性向上の効果を高めるには T i 量の下限を 3. 4 N [質量％] 超とすることが好ましい。
Bは、 極微量で鋼の焼入れ性を飛躍的に高め、 鋼のミクロ組織を ベイナイ ト主体とするために非常に有効な元素であり、 0. 0 0 0 6 %以上の添加が必要である。 特に M oと共存すると、 相乗効果に より焼入れ性が著しく向上し、 極めて有効である。 一方、 過剰に添 加すると、 低温靱性を劣化させるだけでなく、 焼入れ性向上効果を 損なうことがあるので、 その上限を 0. 0 0 2 5 %とした。 また、 粒径が粗大化した H A Zの低温靱性を向上させるには、 B添加量の 上限を 0. 0 0 1 5 %以下とすることが好ましい。
Nは、 T i Nを形成しスラブ再加熱時及び HA Zのオーステナイ 卜粒の粗大化を抑制して、 母材、 H A Zの低温靱性を向上させる元 素であり、 この効果を得るためには、 Nを 0. 0 0 1 %以上添加す ることが必要である。 一方、 Nを過剰に添加すると粗大な T i Nが 生成してスラブの表面疵の発生原因となり、 固溶 Nが増加すると、 H A Zの靱性が低下し、 B添加による焼入れ性向上の効果を損なう ため、 上限を 0. 0 0 6 %以下に抑えることが必要である。
P及び Sは不純物元素であり、 母材及び HA Zの低温靱性をより 一層向上させるために、 含有量を制限することが必要である。 P i の低減により、 連続鍀造スラブの中心偏析を軽減し、 粒界破壊を防 止することができるので、 上限を 0. 0 1 5 %以下とする。 また、 S量の低減により、 熱間圧延で延伸化する Mn Sを低減し、 延性及 び靱性を向上させることができるので、 上限を 0. 0 0 3 %以下と する。
更に.、 鋼の焼入れ性の指標である P値に関係のある N i、 C u、 C rの 1種又は 2種以上を含有する。
N i を添加する目的は、 現地溶接性を劣化させずに、 C含有量が 低い本発明鋼の低温靱性、 強度等の特性を向上させることである。 N i の添加は、 M n、 C r、 M oの添加と比較して、 特に鋼管の肉 厚中央部、 即ち連続铸造鋼片の中心偏析帯に対応する部位に、 低温 靭性に有害な硬化組織を形成することが少ない。 一方、 N i の添加 量が多すぎると経済性を損ない、 かえって H A Zの靱性ゃ現地溶接 性を劣化させることがあるので、 その上限を 1. 5 %とすることが 好ましい。 低温靱性及び強度を向上させるためには、 0. 1 %以上 の添加が好ましく、 H A Zの靱性の向上には 0. 3 %以上の添加が 好ましい。 また、 N i添加は連続铸造時、 熱間圧延時における C u 割れの防止にも有効である。 この場合、 N i を C u量の 1 3以上 添加することが好ましい。
C u及び C rは、 母材及び溶接部の強度を増加させる元素である が、 過剰に添加すると H A Zの靱性ゃ現地溶接性を劣化させること があるため、 上限を、 それぞれ 1. 0 %とすることが好ましい。 母 材及び溶接部の強度を増加させるには、 1 及び を、 それぞれ
、 0. 1 %以上添加することが好ましい。
更に、 N b、 Vの一方又は双方を添加しても良い。
N bは、 M oと共に添加することにより、 制御圧延時にオーステ ナイ 卜の再結晶を抑制してペイナイ トを微細化及び安定化するだけ でなく、 析出硬化や焼入れ性増大にも寄与し、 鋼を強靭化する。 ま た、 N bを Bと共に添加すると、 焼入れ性向上効果が相乗的に高ま る。 一方、 N b添加量が多すぎると、 H A Zの靱性ゃ現地溶接性に 悪影響を及ぼすことがあるため、 上限を 0. 1 %とすることが好ま しい。 なお、 組織の微細化及び鋼の強靭化の観点から、 N bを 0. 0 0 3 %以上添加することが好ましい。 また、 H A Zの軟化を抑制 するには、 N bを 0. 0 1 %以上添加することが更に好ましい。
Vは、 N bと比較して若干弱いものの、 ほぼ同様の効果を有し、 本発明の鋼への添加は効果的である。 一方、 良好な HA Zの靱性及 び現地溶接性を得るためには、 V添加量の上限を 0. 1 %以下とす ることが好ましい。 なお、 組織の微細化及び鋼の強靭化の観点から 、 V添加量の好ましい下限は 0. 0 0 5 %以上である。 特に、 N b と Vの複合添加により、 本発明鋼の優れた特徴は更に顕著なものと なる。 また、 鋼の強靭化の観点から、 Vの添加量の更に好ましい範 囲は、 0. 0 3〜 0. 0 8 %である。
更に、 鋼の酸化物及び硫化物の制御に有効な C a、 R E , M g の 1種又は 2種以上を添加しても良い。
C a及び R E Mは、 硫化物、 特に M n Sの形態を制御し、 低温靱 性を向上させる効果を有する。 しかし、 C a量を 0. 0 1 %超又は R E Mを 0. 0 2 %超添加すると、 C a及び R E Mを含む介在物が 粗大化し、 また、 クラス夕一になることがあり、 鋼の清浄度を害す るだけでなく、 現地溶接性にも悪影響を及ぼすことがある。 このた め、 C a量及び R E M量の上限を、 それぞれ、 0. 0 1 %以下及び 0. 0 2 %に以下とすることが好ましい。 現地溶接性の観点から、 C a量の上限を、 0. 0 0 6 %以下に制限することが更に好ましい 。 また、 低温靱性の観点から、 C a量及び R E M量の下限を、 それ ぞれ、 0. 0 0 0 5 %以上及び 0. 0 0 1 %とすることが好ましい 。 鋼の清浄度と低温靱性を考慮すると、 C a量及び R EM量の添加 量の最適な範囲は、 それぞれ、 0. 0 0 1 ~ 0. 0 0 3 %及び 0. 0 0 2 ~ 0. 0 0 5 %である。
なお、 本発明の高強度ラインパイプ用鋼管では、 硫化物、 特に M n Sの形態の制御という観点から、 S量及び O量を、 それぞれ、 0 . 0 0 1 %及び 0. 0 0 2 %以下に低減し、 かつ、 下記 （式 2 ) で 表される指標 E S S Pを、 0. 5以上 1 0以下とすることが特に有 効である。
E S S P = ( C a ) C l - 1 2 4 (O) ] / 1. 2 5 S · · • (式 2 )
ここで、 C a及び〇はそれぞれ C a含有量及び O含有量である。
M gは、 微細に分散した酸化物を形成し、 HA Zの粒径の粗大化 を抑制して低温靭性を向上させる効果を発揮する。 しかし、 M gを 0. 0 0 6 %超添加すると、 粗大な酸化物を生成し靭性を劣化させ ることがあるため、 上限を 0. 0 0 6 %以下とすることが好ましい 。 M gの微細酸化物を有効に活用し、 特に H A Zの低温靭性を向上 させるためには、 0. 0 0 0 5 %以上の M gを添加することが好ま しい。
以上の個々の添加元素の組成限定に加えて、 更に焼入れ性の指標 である P値を 2. 5以上 4. 0以下の範囲にすることが必要である 。 これは、 本発明の高強度ラインパイプ用鋼管及びその素材である 髙強度ラインパイプ用鋼板が目標とする強度と低温靱性のバランス を達成するためである。 P値の下限を 2. 5 としたのは、 鋼管の周 方向の引張強さを 9 0 0 M P a以上とし、 優れた低温靱性を得るた めである。 また、 P値の上限を 4. 0 としたのは、 優れた HA Zの 靭性、 現地溶接性を維持するためである。 P値は、 C、 S i 、 M n 、 C r、 N i 、 C u、 M oの各元素の含有量 [質量％] により、 下 記 （式 1 ) で計算される。 なお、 選択的に添加される元素である C r、 N i 、 C uの含有量がそれぞれ、 0. 1 %未満である場合は 0 として P値を計算する。
P値 = 2. 7 C + 0. 4 S i + n + 0. 8 C r + 0. 4 5 (N i + C u ) + 2 M o · · · (式 1 )
次に金属組織について説明する。
鋼管の周方向の引張強さを 9 0 0 M P a以上とするためには、 グ ラニユラ一べイナィ トの生成を抑制し、 金属組織をべイナィ ト又は ペイナイ トとマルテンサイ 卜の混合組織とする必要がある。 本発明 の鋼は、 C量を低減し、 Bを添加しているため、 ポリゴナルフェラ イ トは生成せず、 特に均質なベイナイ ト又はべイナイ トとマルテン サイ トの混合組織を得やすい。 本発明では、 少なく とも鋼管の外面 又は内面の表層から 5 mmまでの金属組織がペイナイ ト又はべイナ ィ トとマルテンサイ トの混合組織であることが必要であり、、 板厚方 向の全面がペイナイ 卜又はべィナイ トとマルテンサイ 卜の混合組織 であることが好ましく、 これには、 板厚中心部の金属組織がベイナ ィ ト又はべィナイ 卜とマルテンサイ 卜の混合組織であることを確認 すれば良い。 本発明の鋼管の素材である鋼板についても同様である 。 光学顕微鏡による組織観察は、 鋼管の円周方向又は鋼板の幅方向 の断面を観察面とし、 機械研磨した後、 ナイタールにてエッチング して行えば良い。 なお、 鋼管の金属組織は、 溶接部及び HA Zを除 く母材の金属組織である。
本発明の鋼の金属組織を光学顕微鏡によって観察した場合に見ら れる旧オーステナイ ト粒界 1内にあるべィナイ 卜とマルテンサイ ト からなる金属組織を模式的に図 3に示す。 図 3 ( a ) は下部べイナ イ トとも呼ばれる金属組織であり、 微細なラス 2 とラス 2内に析出 した微細なセメンタイ ト 3からなる。 なお、 光学顕微鏡による組織 観察では、 マルテンサイ トも図 3 ( a ) と同様に、 微細なラスとラ ス内に析出した微細なセメン夕イ トからなる。 図 3 ( b ) は擬似上 部べイナイ トとも呼ばれる金属組織であり、 図 3 ( a ) の下部べィ ナイ トよりもラスの幅が広く、 またラス内には微細なセメン夕イ ト が存在せず、 ラス間にマルテンサイ トとオーステナイ トの混成物 4 (M a r t e n s i t e― A u s t e n i t e C o n s t i t u e n t：、 MAという。 ) を有する。 本発明において、 ベイナイ トと は、 図 3 ( a) に模式的に示した形態の下部べイナイ トと図 3 (b ) に模式的示した形態の擬似上部べィナイ 卜の総称である。
なお、 光学顕微鏡によって金属組織を観察する場合、 マルテンサ イ トと下部べイナイ トは何れも図 3 ( a) に模式的に示した形態で あるため、 判別は困難である。 したがって、 本発明において、 ペイ ナイ トとマルテンサイ トからなる組織とは、 ベイナイ ト又はべイナ イ トとマルテンサイ トの混合組織を意味する。 なお、 マルテンサイ 卜及びべィナイ トと、 フェライ ト及びグラニユラ一べイナィ ト 5 と の光学顕微鏡によって判別できる。 グラニユラ一べイナィ トはァシ キュラーフェライ トと類似しており、 模式的に図 4に示したように 、 擬似上部べイナイ トより も粗大な MAを有し、 またべイナイ トと は異なり、 ダラ二ユラ一フェライ ト 5が存在する。
また、 本発明の鋼板の金属組織がベイナイ ト又はべイナイ トとマ ルテンサイ 卜の混合組織であることは、 鋼板の幅方向の引張り強度 T STp l [M P a ] が、 下記式 （ 3 ) を満足することにより確認で きる。 これは、 T STp l [ P a ] カ^ C含有量から、 6 2 0 0 X C + 7 6 6 によって求められる、 金属組織が全てマルテンサイ トで ある場合の強度の 8 5 %以上であることを意味する。
T STp I≥ 0. 8 5 ( 6 2 0 0 X C + 7 6 6 ) . . . (式
3 )
次に製造方法について説明する。
微細なペイナイ トとマルテンサイ 卜からなるミクロ組織を有する 鋼板を製造するためには、 鋼の成分だけでなく、 製造条件を適正範 囲とすることが必要である。 まず、 铸造によって得られたスラブを 再結晶温度域で粗圧延し、 引き続き、 再結晶粒を有する鋼板に未再 結晶域圧延を施し、 板厚方向に偏平したオーステナイ ト粒とする。 本発明において未再結晶域圧延とは、 未再結晶温度域かつオーステ ナイ 卜温度域、 即ち、 上限が再結晶温度以下であり、 下限が冷却時 にフェライ 卜変態が開始する温度以上の温度範囲で行う熱間圧延を いう。 未再結晶域圧延の終了後、 鋼板を適正な冷却速度で、 即ち、 粗大なダラ二ユラ一べイナィ トが生成する冷却速度を下限とし、 ベ ィナイ ト及びマルテンサイ 卜が生成する冷却速度を上限として冷却 する。 なお、 冷却速度が遅いと金属組織は擬似上部べイナイ トにな り、 冷却速度の増加に従って下部べイナイ トが増加し、 更に冷却速 度が増加するとマルテンサイ 卜が増加する。
熱間圧延に際し、 連続铸造又は分塊で製造したスラブを 1 0 0 0 〜 1 2 5 0 °Cに加熱する。 加熱温度が 1 0 0 0で未満では添加元素 の十分な固溶、 錡造組織の整粒化が達成できない。 一方、 加熱温度 が 1 2 5 0 °C超では結晶粒が粗大化する。
加熱されたスラブを粗圧延する際には温度範囲を、 加熱温度以下 から 9 0 O 超までの再結晶温度域とする。 粗圧延の圧下率は鋼片 の板厚と製品の板厚から適宜に決定すれば良いが、 粗圧延の圧延温 度より低温とし、 圧下率を大きく して、 未再結晶域圧延の前に、 結 晶粒径をできるだけ微細にしておく ことが好ましい。
粗圧延に続いて、 9 0 0 °C以下の未再結晶温度域、 かつ 7 0 0 °C 以上のオーステナイ ト温度域で、 累積圧下率が 7 5 %以上の未再結 晶域圧延を行う。 本発明鋼は、 N b等の合金量が多いため、 9 0 0 °C以下では未再結晶温度域である。 また、 未再結晶域圧延の圧延終 了温度はオーステナイ ト温度域である 7 0 0 °C以上とすることが必 要である。 この温度範囲での累積圧下率を 7 5 %以上とすることに より、 結晶粒が扁平かつ微細になり、 強度及び靭性が向上する。 な お、 累積圧下率は、 未再結晶域圧延前の鋼板の板厚と圧延終了後の 板厚の差を未再結晶域圧延前の鋼板の板厚で除した値を百分率で表 したものである。
未再結晶域圧延の終了後、 7 0 0 °C以上のオーステナイ ト温度域 から、 鋼板の板厚中心部の冷却速度を 1〜 3 0 °C / sで、 5 0 0 以下まで冷却する。 これは、 冷却速度が 1 / s未満では、 鋼板の 板厚中心部にダラ二ユラ一ペイナイ トを生じて強度、 靭性が低下す るためである。 一方、 板厚中心部の冷却速度が 3 0 °C Z s を超える と、 マルテンサイ トが増加して強度が上昇し、 造管時の成形性及び 低温靭性を損なう。 板厚中心部の冷却速度が 1 〜 3 0 °C / s の範囲 では、 表層及び板厚中心部は、 ベイナイ ト、 マルテンサイ トの一方 又は双方からなる金属組織になり、 低温靭性が向上する。
更に詳細に説明する。 板厚中心部の冷却速度が 1〜 1 0で s の 場合、 本発明鋼は低 Cであるため、 炭化物の生成が抑制され、 一般 に低温軔性が悪いといわれる上部べィナイ 卜ではなく、 ラス間に生 成する M Aが残留オーステナイ ト主体である擬似上部べィナイ トと なる。 冷却速度の上昇により、 下部べィナイ ト、 マルテンサイ 卜の 量が増加する。 板厚中心部の冷却速度が 1 0 °C / s超になると、 板 厚中心部は擬似上部べィナイ 卜と下部べィナイ 卜の混合組織である ベイナイ トになり、 マルテンサイ トを含むこともある。 更に、 板厚 中心部の冷却速度が 2 0 °C / s以上になると板厚中心部でも下部べ イナイ ト、 マルテンサイ トの量が増加し、 鋼板の全面が下部べイナ ィ トとマルテンサイ トからなる金属組織になることがある。
冷却速度を制御する温度範囲の下限、 即ち、 加速冷却の停止温度 を 5 0 0 °C以下とするのは、 微細なベイナイ トとマルテンサイ トか らなるミクロ組織を得るためである。 これにより、 オーステナイ ト からダラ二ユラ一べイナイ トへの変態を防止することができ、 ペイ ナイ ト、 マルテンサイ 卜の一方又は双方からなる金属組織が得られ る。 強度及び靭性の観点から、 加速冷却の停止温度の好ましい範囲 は 3 0 0〜 4 5 0 °Cである。
鋼板を冷却する際の板厚中心部の冷却速度は、 冷却前後の鋼板表 面の温度を放射温度計等によって測定し、 熱伝導計算によって板厚 中心部の温度を求め、 冷却前後の温度差を冷却時間で除して求めれ ば良い。 また、 予め、 板厚、 冷却条件、 例えば水冷条件を変化させ て、 鋼板の板厚中心部の温度の時間変化を熱電対によって求めてお けば、 冷却条件による冷却速度の制御が可能である。 なお、 放射温 度計の較正、 熱伝導計算のパラメータを求めるために、 鋼板の表面 及び板厚中心部の温度を熱電対によって測定しながら実際の操業を 模擬した種々の条件で冷却し、 温度の時間変化を測定しておく こと が好ましい。
未再結晶域圧延終了後、 直ちに冷却を開始することが好ましいが 、 冷却装置までの搬送中に温度が低下することがある。 したがって
、 未再結晶域圧延を 7 0 0 T で終了した場合、 冷却開始温度が 7 0 0 °C以下になることがあるものの、 未再結晶域圧延終了から冷却開 始までの時間を 6 0 s以内、 好ましくは 3 0 s以内とすれば問題は ない。
このようにして得られた鋼板を、 圧延方向と鋼管の長手方向が一 致するように管状に成形し、 突合せ部を接合して鋼管とする。 本発 明においては、 鋼管の真円度を高めるために、 突合せ部の接合後、 拡管することが必要である。
本発明のラインパイプは、 通常、 直径が 4 5 0 〜 1 5 0 O m m、 肉厚が 1 0〜 4 O m m程度のサイズである。 このようなサイズの鋼 管を効率良く製造するには、 鋼板を U形、 次いで O形に成形する、 U 0工程による製管が好ましい。 また、 成形後、 突合せ部を仮付け 溶接した後に行う内外面からの溶接は、 生産性の観点から、 サブマ ージアーク溶接が好ましい。
鋼管を拡管する場合、 真円度を高めるためには塑性域まで変形さ せる必要があり、 本発明の高強度ラインパイプ用鋼管の場合は拡管 率を 0 . 7 %以上とすることが好ましい。 拡管率 [ % ] は、 下記 （ 式 4 ) で定義される。
拡管率 = (拡管後円周一拡管前円周） Z拡管前円周） X I 0 0 • · · (式 4 )
拡管率を 2 %超にすると、 母材、 溶接部とも塑性変形による靭性劣 化が大きくなる。 したがって、 拡管率は 0. 7〜 2 %とすることが 好ましい。 実施例
表 1に示す化学成分の鋼を 3 0 0 トン転炉で溶製した後、 連続鍩 造鋼片とし、 その後、 1 1 0 0でに再加熱し、 9 0 0 °C超の再結晶 域で圧延し、 次いで、 7 5 0〜 9 0 0 °Cの温度範囲における累積圧 下量を 8 0 %とする未再結晶域圧延を行った。 7 5 0でで未再結晶 域圧延を終了した後、 7 0 0 °C以上の温度から表 2に示す条件で水 冷による加速冷却を行い、 板厚が 1 8 mmの鋼板を製造した。 冷却 速度は、 冷却開始前後の鋼板の表面温度を放射温度計によって測定 し、 熱伝導計算によって鋼板の板厚中心部の温度を求め、 温度の差 を冷却時間で除して求めた。
これらの鋼板を、 UO工程で管状に成形して、 突合せ部を仮付け 溶接後、 サブマージアーク溶接した。 サブマージアーク溶接は、 3 電極、 1. 5m/分、 入熱 2. 8 k J /mmの溶接条件で、 内外面 から各 1パスずつ行った。 その後、 拡管率 1 %の拡管を行い、 外径 が 9 6 5 mmの鋼管を製造した。
これらの鋼管の表面、 板厚中心部、 表面と板厚中心の中央部から 、 円周方向の断面を観察面として試料を採取し、 金属組織の観察を 光学顕微鏡によって行った。 なお、 金属組織観察用の試料の観察面 は機械研磨した後、 ナイタールにてエッチングした。 その結果、 何 れの鋼管にもダラ二ユラ一べイナィ トは観察されず、 全面がベイナ ィ トとマルテンサイ トからなる金属組織であることが確認された。
これらの鋼板及び鋼管から引張試験片を採取し、 AP I 5 に 準拠して引張試験を実施した。 鋼板の長手方向 （L方向） 及び幅方 向 （T方向） 並びに鋼管の長手方向 （L方向） については、 鋼板及 び鋼管から全厚試験片を採取した。 鋼管の円周方向 （C方向） につ いては、 鋼管から全厚の円弧状短冊を切り出してプレス加工により 扁平し、 円周方向を長手とする全厚試験片を作製した。 降伏強度は 0. 2 %オフセッ ト耐カとして評価した。 なお、 鋼管の L方向の引 張試験片の一部には、 2 2 0でに加熱して 1 0分間保持する時効処 理を施し、 時効後の試験片の降伏強度から時効前の試験片の降伏強 度を減じ、 その差を鋼管長手方向降伏強度上昇量 Δ Y S LP P [M P a ] として評価した。 なお、 鋼管長手方向降伏強度上昇量 A Y S p [M P a ] は、 l O O M P a以下を良好な範囲とする。
また、 シャルピー衝撃試験は、 J I S Z 2 2 4 2に準拠し、 フルサイズの 2 mm Vノッチ試験片を用いて、 一 3 0 °Cで行つた。 シャルピー衝撃試験片は、 円周方向を長手として作製した。 鋼板及 び鋼管の特性を表 2に示す。
N o . l'〜 1 0の鋼板及び鋼管は、 化学成分が本発明の範囲内で ある鋼 A〜Gを用い、 本発明の範囲内の条件で製造したものであり 、 強度が目標範囲にあり低温靭性も高い。 一方、 N o . 1 1は、 M o量が本発明の範囲よりも多いため、 時効による鋼管長手方向降伏 強度上昇量 Δ Y 'S L p p [M P a ] が大きい。 N o . 1 2は C量が本 発明の範囲より も少ないため、 強度を満足しない。
表 1
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表 2
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Claims

請 求 の 範 囲
1 . 母材の成分組成が、 質量％で、
C ： 0 . 0 3 %超 0. 0 7 %以下、
S i ： 0 . 6 %以下、
n ： 1 . 7〜 2. 5 %、
P ： 0 . 0 1 5 %以下、
s ： 0 . 0 0 3 %以下、
A 1 ： 0 . 1 %以下、
o ： 0 %超 0. 1 5 %未満、
T i ： 0 . 0 0 5〜 0. 0 3 %、
N ： 0 . 0 0 1〜 0. 0 0 6 %、
B ： 0 . 0 0 0 6〜 0. 0 0 2 5 %
を含有し、 更に 、
N i ： 1 . 5 %以下、
C u ： 1 . 0 %以下、
C r ： 1 . 0 %以下
の 1種又は 2種以上を含有し、 残部が鉄及び不可避的不純物か り、
M o /M n ： 0超 0. 0 8以下
を満足し、 下記 （式 1 ) によって表される P値が 2. 5〜 4. 0の 範囲内であり、 金属組織がベイナイ トとマルテンサイ 卜からなり、 円周方向の引張強さ T SCpp [M P a ] が 9 0 0〜 1 1 0 0 M P a であることを特徴とする耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度 鋼管。
P値 = 2. 7 C + 0. 4 S i + n + 0. 8 C r + 0. 4 5 (N i + C u ) + 2 o · · · (式 1 ) ここで、 C、 S i 、 M n、 C r、 N i 、 C u、 M oは各元素の含 有量 [質量％] である。
2. 母材の成分組成が、 質量％で、
N b ： 0 • 1 %以下、
V ： 0 • 1 %以下、
C a ： 0 . 0 1 %以下、
R EM : 0 . 0 2 %以下、
g ： 0 . 0 0 6 %以下
の 1種又は 2種以上を含有することを特徴とする請求項 1 に記載の 耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。
3. 母材の T i と Nの含有量が、
T i 一 3. 4 N> 0
を満足することを特徴とする請求項 1 に記載の耐歪時効性に優れた ラインパイプ用高強度鋼管。
4. 耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の素材である 鋼板であつて、 質量％で、
C ： 0 . 0 3 %超 0. 0 7 %以下、
S i ： 0 . 6 %以下、
M n ： 1 . 7〜 2. 5 %、
P ·· 0 . 0 1 5 %以下、
S ： 0 . 0 0 3 %以下、
A 1 ： 0 . 1 %以下、
o ： 0 %超 0. 1 5 %未満、
T i ： 0 . 0 0 5〜 0. 0 3 %、
N ·· 0 . 0 0 1〜 0. 0 0 6 %、
B ： 0 . 0 0 0 6〜 0. 0 0 2 5 %
を含有し 、 更に 、 N i ： 1. 5 %以下、
C u ： 1. 0 %以下、
C r ： 1. 0 %以下
の 1種又は 2種以上を含有し、 残部が鉄及び不可避的不純物からな り、
M o /M n ： 0超 0 • 0 8以下
を満足し 下記 （式 1 ) によつて表される P値が 2. 5 4. 0の 範囲内でめり、 金属組織がベイナイ トとマルテンサイ 卜からなり、 幅方向の引張り強度 T S T p [M P a ] が 8 8 0 1 0 8 0 M P a である とを特徴とする耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度 鋼板。
P値 = 2 . 7 C + 0. 4 S i + n + 0. 8 C r + 0. 4 5 (N i + C U ) + 2 Μ ο · · (式 1 )
で C S i M n C r N i C u M oは各元素の含 有量 [質量％] である。
5. 請求項 4に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度 鋼管の素材である鋼板であって、 質量％で、
N b ： 0. 1 %以下、
V : 0. 1 %以下、
C a : 0. 0 1 %以下、
R E M : 0. 0 2 %以下、
M g : 0. 0 0 6 %以下
の 1種または 2種以上を含有することを特徴とする請求項 4に記載 の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
6. 請求項 4に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度 鋼管の素材である鋼板であって、 T i と Nの含有量が、
T i — 3. 4 N> 0 を満足することを特徴とする耐歪時効性に優れたラインパイプ用高 強度鋼板。
7 . 請求項 4〜 6の何れか 1項に記載の耐歪時効性に優れたライ ンパイプ用高強度鋼板の製造方法であって、 請求項 6〜 9の何れか 1項に記載の成分からなる鋼を溶製し、 铸造して得られたスラブを 1 0 0 0〜 1 2 5 0 °Cに加熱した後、 9 0 0 °C超の再結晶温度域で 粗圧延し、 次いで 7 0 0〜 9 0 0 °Cで累積圧下量が 7 5 %以上の未 再結晶域圧延を施し、 その後、 板厚中心部の冷却速度を 1〜 3 0 ^ / s として、 5 0 0 °C以下の温度まで加速冷却することを特徴とす る耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
8 . 請求項 7に記載の方法によって製造した高強度ラインパイプ 用鋼板を、 鋼板の圧延方向と鋼管の長手方向が一致するように管状 に成形し、 突合せ部を^接した後、 拡管することを特徴とする耐歪 時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法。
9 . 成形を U O工程で行い、 突合せ部を内外面からサブマージァ ーク溶接で接合することを特徴とする請求項 8に記載の耐歪時効性 に優れたラインパイプ用髙強度鋼管の製造方法。
10. 拡管率が 0 . 7〜 2 %であることを特徴とする請求項 8又は 9に記載の耐歪時効性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方 法。
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