WO2017018108A1 - ラインパイプ用鋼管及びその製造方法 - Google Patents

ラインパイプ用鋼管及びその製造方法 Download PDF

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大江　太郎
桂一 近藤
裕紀 神谷
勇次 荒井
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a steel pipe for a line pipe and a manufacturing method thereof.
  • ISO 15156 stipulates that the hardness of a carbon steel line pipe that requires resistance to sulfide stress corrosion cracking (SSC resistance) is controlled to 250 Hv or less. Moreover, in order to ensure a safety margin, management with a hardness lower than 250 Hv may be required.
  • SSC resistance sulfide stress corrosion cracking
  • Japanese Patent Laid-Open No. 2013-32584 discloses (1) a method for reducing the hardness of the surface layer portion by promoting surface decarburization in a quenching furnace, and (2) a cooling rate by performing quenching in a film boiling state. And (3) a method of grinding a surface layer which is a high hardness portion after quenching.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-173710 describes a method of manufacturing a steel sheet having a low additive amount of an expensive alloy element, excellent low-temperature toughness, and yield strength of 690 N / mm 2 or more.
  • Another possible method for reducing the hardness of the surface layer is to increase the temperature and time for tempering.
  • increasing the temperature and lengthening the tempering process is disadvantageous in terms of production efficiency.
  • An object of the present invention is to provide a steel pipe for a line pipe in which the hardness of the surface layer portion is reduced.
  • the steel pipe for line pipe has a chemical composition of mass%, C: 0.02 to 0.11%, Si: 0.05 to 1.0%, Mn: 0.30 to 2 0.5%, P: 0.030% or less, S: 0.006% or less, Cr: 0.05-0.36%, Mo: 0.02-0.33%, V: 0.02-0. 20%, Ti: 0.001 to 0.010%, Al: 0.001 to 0.100%, N: 0.008% or less, Ca: 0.0005 to 0.0040%, Cu: 0 to 1.
  • the chemical composition satisfies the following formula (1), and the structure is tempered martensite and / or Including tempered bainite, between the outer surface of the steel pipe and a position of 1 mm from the outer surface, and at a position of 1 mm from the inner surface and the inner surface of the steel pipe; At least one of between, in which further comprises a ferrite.
  • Cr + Mo + V ⁇ 0.40 (1)
  • the content of the corresponding element is substituted by mass%.
  • the chemical composition is mass%, C: 0.02 to 0.11%, Si: 0.05 to 1.0%, Mn: 0.00. 30 to 2.5%, P: 0.030% or less, S: 0.006% or less, Cr: 0.05 to 0.36%, Mo: 0.02 to 0.33%, V: 0.02 To 0.20%, Ti: 0.001 to 0.010%, Al: 0.001 to 0.100%, N: 0.008% or less, Ca: 0.0005 to 0.0040%, Cu: 0 ⁇ 1.5%, Ni: 0-1.5%, Nb: 0-0.05%, the balance: a step of preparing a raw pipe that is Fe and impurities, and the raw pipe from the outer surface and the outer face of the raw pipe The maximum value of Vickers hardness between the position of 1 mm and the maximum value of Vickers hardness between the inner surface of the blank tube and the position of 1 mm from the inner surface.
  • One without the includes a step of quenching to be above 310 HV, and a step of tempering the quenched by hollow shell, chemical composition, satisfies the following formula (1).
  • Cr + Mo + V ⁇ 0.40 (1)
  • the content of the corresponding element is substituted by mass%.
  • FIG. 1 shows the hardness distribution in the thickness direction of a steel pipe having a total content of Cr, Mo, and V of 0.44% by mass.
  • FIG. 2 is a hardness distribution in the thickness direction of a steel pipe having a total content of Cr, Mo, and V of 0.35% by mass.
  • FIG. 3A is an enlarged cross-sectional photograph showing the vicinity of the outer surface of the steel pipe of FIG.
  • FIG. 3B is a cross-sectional photograph showing an enlarged 1 mm inner side in the thickness direction from the outer surface of the steel pipe of FIG. 1.
  • FIG. 4A is an enlarged cross-sectional photograph showing the vicinity of the outer surface of the steel pipe of FIG. FIG.
  • FIG. 4B is a cross-sectional photograph showing an enlargement of 1 mm inside from the outer surface of the steel pipe of FIG. 2 in the thickness direction.
  • FIG. 4C is an enlarged cross-sectional photograph showing the vicinity of the outer surface of another steel pipe manufactured by the same method as FIG.
  • FIG. 5 is a scatter diagram showing conditions for forming ferrite in the surface layer portion.
  • the steel pipe of FIG. 1 is a steel pipe with a total content of Cr, Mo, and V of 0.44% by mass, and the steel pipe of FIG. 2 has a total content of Cr, Mo, and V of 0.35 mass. % Steel pipe.
  • the steel pipe of FIG. 1 has an outer diameter of 273.1 mm and a wall thickness of 16.0 mm, and the steel pipe of FIG. 2 has an outer diameter of 273.1 mm and a wall thickness of 22.0 mm.
  • These steel pipes are all steel pipes having a yield strength of American Petroleum Institute (API) standard X65.
  • API American Petroleum Institute
  • These steel pipes were manufactured by performing the same heat treatment. More specifically, all of these steel pipes are tempered by holding them at 650 ° C. for 90 minutes after quenching by immersing them in a cooling bath (cooling water temperature is about 30 ° C.) from 950 ° C. Was manufactured.
  • ⁇ indicates the hardness of the steel pipe after quenching and before tempering (hereinafter referred to as the as-quenched material), and “ ⁇ ” indicates the hardness of the steel pipe after tempering.
  • the as-quenched material had a high hardness in the surface layer portion having a large cooling rate. More specifically, the hardness was high between the inner surface and a position of about 1 mm from the inner surface, and between the outer surface and a position of about 1 mm from the outer surface.
  • FIGS. 3A and 3B and FIGS. 4A and 4B are cross-sectional photographs showing the outer surface of the steel pipe in FIGS. 1 and 2 and the vicinity thereof in an enlarged manner.
  • 3A and 4A are cross-sectional photographs at a position including the outer surface of the steel pipe
  • FIGS. 3B and 4B are cross-sectional photographs at a position 1 mm inside from the outer surface of each steel pipe in the thickness direction.
  • the cross-sectional photographs of FIGS. 3A and 3B and FIGS. 4A and 4B were obtained by etching a cross section perpendicular to the axial direction of the steel pipe with a nital solution and observing with an optical microscope.
  • the steel pipes in FIGS. 3A and 3B were uniformly composed of tempered martensite or tempered bainite.
  • the outermost layer is made of tempered martensite or tempered bainite, and ferrite (tempered martensite) further inside (from about 0.2 mm from the outer surface to the inner side in the thickness direction).
  • tempered bainite it was a structure containing crystal grains observed whitish.
  • FIG. 3B and FIG. 4B when the structure at a position of 1 mm from the outer surface is compared, in FIG. 3B, the structure does not contain ferrite (ferrite area ratio: 0%), whereas in FIG. 4B, it contains ferrite. It was a structure (ferrite area ratio: 40%).
  • the cause of the decrease in the hardness of the surface layer in FIG. 2 is considered to be due to the formation of this ferrite.
  • the inventors further investigated the hardness reduction due to the formation of ferrite in the surface layer portion. As a result, it was found that if the chemical composition satisfies the following formula (1) and the hardness of the surface layer portion of the as-quenched material is 310 Hv or more, ferrite is formed after tempering. Cr + Mo + V ⁇ 0.40 (1) In the element symbol of the formula (1), the content of the corresponding element is substituted by mass%.
  • ferrite is formed after tempering even under tempering conditions with a small operational load. More specifically, it was found that even when tempering was performed under the condition that the tempering parameter TP defined by the following formula (2) was 18800 or less, ferrite was formed after tempering.
  • TP (T + 273) ⁇ (20 + log (t)) (2)
  • T is the tempering temperature
  • t is the holding time at that temperature.
  • the unit of T is ° C.
  • the unit of t is time.
  • a steel pipe for a line pipe according to an embodiment of the present invention will be described in detail.
  • a region between the outer surface of the steel pipe and a position 1 mm from the outer surface in the thickness direction of the steel pipe is referred to as an “outer surface layer portion” of the steel pipe.
  • a region between the inner surface of the steel pipe and a position 1 mm from the inner surface is referred to as an “inner surface layer portion” of the steel pipe.
  • the outer surface layer portion and the inner surface layer portion may be simply referred to as “surface layer portion” without being distinguished from each other.
  • the steel pipe for line pipes according to the present embodiment has a chemical composition described below.
  • “%” of the element content means mass%.
  • C 0.02 to 0.11% Carbon (C) increases the strength of the steel. If the C content is less than 0.02%, the above effects cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the C content exceeds 0.11%, the toughness of the steel decreases. Therefore, the C content is 0.02 to 0.11%. From the viewpoint of the lower limit, the C content is preferably higher than 0.02%, and more preferably 0.04% or more. In view of the upper limit, the C content is preferably 0.10% or less, and more preferably 0.08% or less.
  • Si 0.05 to 1.0% Silicon (Si) deoxidizes steel. If the Si content is 0.05% or more, the above-described effect is remarkably obtained. However, if the Si content exceeds 1.0%, the toughness of the steel decreases. Therefore, the Si content is 0.05 to 1.0%. From the viewpoint of the lower limit, the Si content is preferably higher than 0.05%, more preferably 0.08% or more, and further preferably 0.10% or more. From the viewpoint of the upper limit, the Si content is preferably less than 1.0%, more preferably 0.50% or less, and even more preferably 0.25% or less.
  • Mn 0.30 to 2.5%
  • Manganese (Mn) increases the hardenability of the steel and increases the strength of the steel. If the Mn content is less than 0.30%, the above effect cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the Mn content exceeds 2.5%, Mn is segregated in the steel and the toughness of the steel is lowered. Therefore, the Mn content is 0.30 to 2.5%. From the viewpoint of the lower limit, the Mn content is preferably higher than 0.30%, more preferably 1.0% or more, and further preferably 1.3% or more. From the viewpoint of the upper limit, the Mn content is preferably less than 2.5%, more preferably 2.0% or less, and even more preferably 1.8% or less.
  • Phosphorus (P) is an impurity. P decreases the toughness of the steel. Therefore, the P content is preferably as low as possible. Therefore, the P content is 0.030% or less. The P content is preferably less than 0.030%, more preferably 0.015% or less, and still more preferably 0.012% or less.
  • S 0.006% or less Sulfur (S) is an impurity. S combines with Mn to form coarse MnS, and lowers the toughness and hydrogen-induced crack resistance (HIC resistance) of the steel. Accordingly, the S content is preferably as low as possible. Therefore, the S content is 0.006% or less. The S content is preferably less than 0.006%, more preferably 0.003% or less, and still more preferably 0.002% or less.
  • Chromium (Cr) increases the hardenability of the steel and increases the strength of the steel. Cr further increases the temper softening resistance of the steel. If the Cr content is less than 0.05%, the above effects cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the Cr content exceeds 0.36%, the formula (1) cannot be satisfied. Therefore, the Cr content is 0.05 to 0.36%.
  • the Cr content is preferably higher than 0.05% and more preferably 0.10% or more from the viewpoint of the lower limit.
  • the Cr content is preferably 0.30% or less, more preferably 0.20% or less, from the viewpoint of the upper limit.
  • Mo 0.02 to 0.33%
  • Molybdenum (Mo) improves the strength of steel by transformation strengthening and solid solution strengthening. If the Mo content is less than 0.02%, the above effects cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the Mo content exceeds 0.33%, the formula (1) cannot be satisfied. Therefore, the Mo content is 0.02 to 0.33%. From the viewpoint of the lower limit, the Mo content is preferably higher than 0.02%, and more preferably 0.05% or more. The Mo content is preferably 0.30% or less, more preferably 0.20% or less from the viewpoint of the upper limit.
  • V 0.02 to 0.20% Vanadium (V) combines with C in the steel to form a V carbide and increases the strength of the steel. If the V content is less than 0.02%, the above effects cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the V content is higher than 0.20%, the carbides become coarse and the toughness of the steel decreases. Therefore, the V content is 0.02 to 0.20%. From the viewpoint of the lower limit, the V content is preferably higher than 0.02%, and more preferably 0.04% or more. From the viewpoint of the upper limit, the V content is preferably less than 0.20%, and more preferably 0.10% or less.
  • Titanium (Ti) combines with N in the steel to form TiN, and suppresses a decrease in the toughness of the steel due to the solid solution N. Furthermore, finely dispersed TiN increases the toughness of the steel. If the Ti content is less than 0.001%, the above effect cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the Ti content is higher than 0.010%, TiN becomes coarse, coarse TiC is generated, and the toughness of the steel is lowered. Therefore, the Ti content is 0.001 to 0.010%. In view of the lower limit, the Ti content is preferably higher than 0.001%, and more preferably 0.002% or more. From the viewpoint of the upper limit, the Ti content is preferably 0.009% or less.
  • Al 0.001 to 0.100%
  • Aluminum (Al) combines with N to form fine nitrides and enhances the toughness of the steel. If the Al content is less than 0.001%, the above effects cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the Al content is higher than 0.100%, the Al nitride becomes coarse and the toughness of the steel decreases. Therefore, the Al content is 0.001 to 0.100%. From the viewpoint of the lower limit, the Al content is preferably higher than 0.001%, and more preferably 0.010% or more. In view of the upper limit, the Al content is preferably less than 0.100%, more preferably 0.080% or less, and further preferably 0.060% or less.
  • the Al content in this specification means the content of acid-soluble Al (so-called Sol-Al).
  • N 0.008% or less Nitrogen (N) combines with Al to form fine Al nitride and enhances the toughness of the steel. If N is contained even a little, the above effect can be obtained. On the other hand, if the N content is higher than 0.008%, the solid solution N reduces the toughness of the steel. If the N content is too high, the carbonitrides are further coarsened and the toughness of the steel is reduced. Therefore, the N content is 0.008% or less.
  • the N content is preferably 0.002% or more from the viewpoint of the lower limit. In view of the upper limit, the N content is preferably less than 0.008%, more preferably 0.006% or less, and further preferably 0.005% or less.
  • Ca 0.0005 to 0.0040%
  • Calcium (Ca) combines with S in steel to form CaS.
  • the formation of MnS is suppressed by the formation of CaS. Therefore, Ca improves the toughness and HIC resistance of steel.
  • the Ca content is less than 0.0005%, the above effect cannot be obtained sufficiently.
  • the Ca content is higher than 0.0040%, the cleanliness of the steel decreases, and the toughness and HIC resistance of the steel decrease. Therefore, the Ca content is 0.0005 to 0.0040%.
  • the Ca content is preferably higher than 0.0005%, more preferably 0.0008% or more, and further preferably 0.0010% or more.
  • the Ca content is preferably less than 0.0040%, more preferably 0.0030% or less, and further preferably 0.0025% or less.
  • the balance of the chemical composition of the steel pipe for line pipe according to the present embodiment is Fe and impurities.
  • the impurity here refers to an element mixed from ore and scrap used as a raw material of steel, or an element mixed from the environment of the manufacturing process.
  • the chemical composition of the steel pipe for line pipe according to the present embodiment may contain one or more elements selected from the group consisting of Cu, Ni, and Nb instead of a part of Fe.
  • Cu, Ni, and Nb all increase the strength of the steel.
  • Cu, Ni, and Nb are all selective elements.
  • the chemical composition of the steel pipe for line pipe according to the present embodiment may not contain part or all of Cu, Ni, and Nb.
  • Cu 0 to 1.5% Copper (Cu) increases the hardenability of the steel and increases the strength of the steel. If Cu is contained even a little, the above effect can be obtained. On the other hand, if the Cu content is higher than 1.5%, the weldability of steel decreases. If the Cu content is too high, the grain boundary strength of the steel at a high temperature is further lowered, and the hot workability of the steel is lowered. Therefore, the Cu content is 0 to 1.5%. From the viewpoint of the lower limit, the Cu content is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.08% or more. From the viewpoint of the upper limit, the Cu content is preferably less than 1.5%, more preferably 0.5% or less, and further preferably 0.3% or less.
  • Ni 0 to 1.5%
  • Nickel (Ni) increases the hardenability of the steel and increases the strength of the steel. If Ni is contained even a little, the above effect can be obtained. On the other hand, if the Ni content is higher than 1.5%, the SSC resistance decreases. Therefore, the Ni content is 0 to 1.5%. From the viewpoint of the lower limit, the Ni content is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.08% or more. From the viewpoint of the upper limit, the Ni content is preferably less than 1.0%, more preferably 0.5% or less, and further preferably 0.3% or less.
  • Niobium (Nb) combines with C and / or N in the steel to form fine Nb carbide, and increases the strength and toughness of the steel. Nb further dissolves in Mo carbide and suppresses coarsening of Mo carbide. If Nb is contained even a little, the above effect can be obtained. On the other hand, if the Nb content is higher than 0.05%, the carbides become coarse and the toughness of the steel decreases. Therefore, the Nb content is 0 to 0.05%.
  • the Nb content is preferably 0.001% or more from the viewpoint of the lower limit. From the viewpoint of the upper limit, the Nb content is preferably 0.02% or less, and more preferably 0.01% or less.
  • the chemical composition of the steel pipe for line pipe according to the present embodiment satisfies the following formula (1).
  • Cr + Mo + V ⁇ 0.40 (1)
  • the content of the corresponding element is substituted by mass%.
  • the structure of the steel pipe for line pipe according to the present embodiment includes tempered martensite and / or tempered bainite, and the surface layer portion further includes ferrite.
  • tempered martensite and tempered bainite by optical microscope observation as described later. In the present embodiment, these are not particularly distinguished.
  • the steel pipe for line pipe is manufactured by quenching and tempering.
  • the surface layer portion having a large cooling rate during quenching tends to be harder than other portions.
  • the surface layer portion since the surface layer portion has a structure containing ferrite, the hardness of the surface layer portion that tends to increase in hardness can be reduced.
  • the structure of the steel pipe for line pipe may include ferrite inside the surface layer portion in addition to the surface layer portion.
  • the structure of the middle part of the steel pipe substantially consists of tempered martensite and / or tempered bainite.
  • the structure of the steel pipe for line pipe according to the present embodiment only needs to contain ferrite in at least one of the outer surface layer portion and the inner surface layer portion.
  • the difference between the hardness of the inner surface layer portion and the hardness of the outer surface layer portion may increase. Therefore, the required characteristics may be satisfied if the hardness of the inner surface layer portion and the outer surface layer portion on the high hardness side is reduced.
  • the structure of the steel pipe for line pipe according to the present embodiment is preferably such that at least one of the area ratio of ferrite at a position 1 mm from the outer surface and the area ratio of ferrite at a position 1 mm from the inner surface is 5% or more.
  • Specimen specimens are collected from the area including the surface of the steel pipe. Each test piece is polished so that the surface perpendicular to the axial direction of the steel pipe is a polished surface, and further etched with a nital solution. The etched surface is observed with an optical microscope (observation magnification 100 times). At this time, ferrite is observed as whitish grains as compared with tempered martensite and tempered bainite.
  • This observation is performed at a position where the center of the visual field is 1 mm from the surface, and the ratio of the area occupied by the ferrite in the observation visual field (1 mm 2 ) is obtained. For one steel pipe, this is performed at eight locations in the circumferential direction (every 45 °). The ratio of the area occupied by ferrite in each field of view is averaged over 8 fields of view, and is defined as the area ratio of ferrite at a position 1 mm from the surface.
  • the remainder of the structure of the steel pipe for line pipe according to the present embodiment is preferably mainly composed of tempered martensite and / or tempered bainite.
  • the ratio of tempered martensite and / or tempered bainite in the structure other than ferrite is preferably 90% or more. That is, the value of (area of tempered martensite and tempered bainite / (area of visual field ⁇ area of ferrite)) is preferably 90% or more. More preferably, the ratio of tempered martensite and / or tempered bainite in the structure other than ferrite is 95% or more.
  • the steel pipe for line pipe according to the present embodiment preferably has a Vickers hardness of 230 Hv or less in the thickness direction between a position 1 mm from the inner surface and a position 1 mm from the outer surface. More specifically, the steel pipe for a line pipe according to the present embodiment has a Vickers hardness of 230 Hv or less measured at an arbitrary position between a position 1 mm from the inner surface and a position 1 mm from the outer surface in accordance with JIS Z 2244. is there.
  • the steel pipe for line pipe according to the present embodiment preferably has a yield strength of 415 MPa or more.
  • the steel pipe for line pipe according to the present embodiment more preferably has a yield strength of 450 MPa or more.
  • the steel pipe for line pipe according to the present embodiment is preferably a seamless steel pipe.
  • the manufacturing method according to the present embodiment includes a step of preparing a blank, a step of quenching the blank, and a step of tempering the quenched blank.
  • a base tube having the above-described chemical composition is prepared.
  • the raw pipe may be a seamless steel pipe or a welded steel pipe.
  • the manufacturing method of a seamless steel pipe is demonstrated as an example.
  • the steel having the above chemical composition is melted and refined.
  • billets are produced from the molten steel by a continuous casting method.
  • a slab or bloom may be produced from molten steel, and the billet may be produced by hot working the slab or bloom.
  • Billets are hot-worked to produce seamless steel pipes.
  • a seamless steel pipe is manufactured by performing piercing rolling, stretching rolling and constant diameter rolling.
  • Quenching process Quench the tube. Quenching is the maximum value of Vickers hardness between the outer surface of the tube and the position 1 mm from the outer surface (hereinafter referred to as the maximum hardness of the outer surface layer), and between the inner surface of the tube and the position 1 mm from the inner surface. At least one of the maximum values of Vickers hardness (hereinafter referred to as the maximum hardness of the inner surface layer) is 310 Hv or more.
  • the maximum hardness of the outer surface layer portion of the blank after quenching is 310 Hv or more, ferrite is formed on the outer surface layer portion after tempering.
  • the maximum hardness of the inner surface layer portion of the blank after quenching is 310 Hv or more, ferrite is formed on the inner surface layer portion after tempering. The reason for this is not clear, but it is considered that recrystallization progressed because a large amount of strain, which is the driving force for ferrite precipitation, was introduced by rapidly cooling the surface layer portion.
  • quenching is performed so that at least one of the maximum hardness of the outer surface portion of the raw tube and the maximum hardness of the inner surface portion of the raw tube is 315 Hv or more.
  • the maximum hardness of the outer surface layer portion and the maximum hardness of the inner surface layer portion are 310 Hv or more, it is not always necessary to specify the position where the Vickers hardness is maximum. That is, when the Vickers hardness is measured at several locations on the outer surface layer portion, and the points where the Vickers hardness is 310 Hv or higher are included, it can be concluded that the maximum hardness of the outer surface layer portion is 310 Hv or higher. Similarly, when the Vickers hardness is measured at several places on the inner surface layer portion and the points having the Vickers hardness of 310 Hv or higher are included therein, it can be concluded that the maximum hardness of the inner surface layer portion is 310 Hv or higher.
  • the maximum hardness of the outer surface layer portion and the maximum hardness of the inner surface layer portion of the blank after quenching can be adjusted by the quenching cooling rate. Generally, the greater the cooling rate, the higher the hardness after quenching. The ease of quench hardening depends on the chemical composition of the tube. However, the quenching conditions for setting the maximum hardness to 310 Hv or more can be estimated from the continuous cooling transformation curve (CCT curve) of the material.
  • CCT curve continuous cooling transformation curve
  • the quenching method is not limited.
  • the quenching may be, for example, immersion quenching in which the raw pipe is immersed in a cooling bath, or quenching by a laminar cooling device that blows refrigerant from one or both of the inner and outer surfaces of the steel pipe.
  • direct quenching is performed immediately after hot working
  • in-line quenching is performed after reheating in a reheating furnace after hot working
  • reheating after cooling to room temperature after hot working any of off-line quenching for rapid cooling may be performed.
  • the maximum hardness of the outer surface layer portion and the inner surface layer portion of the raw tube can be adjusted by the amount and temperature of the refrigerant, the presence or absence of descaling, the presence or absence of stirring in the cooling bath, and the like.
  • the maximum hardness of the outer surface layer portion and the maximum hardness of the inner surface layer portion of the raw tube can be adjusted by the amount and temperature of the refrigerant, the air / water ratio, and the presence or absence of descaling.
  • Temper the quenched tube The conditions for tempering are not particularly limited. If the tempered tube is tempered under the above conditions, ferrite is formed on the surface layer portion even if there are no special conditions.
  • the tempering parameter TP defined by the following formula (2) is preferably 18800 or less.
  • TP (T + 273) ⁇ (20 + log (t)) (2)
  • T is a tempering temperature
  • t is a holding time at that temperature.
  • the unit of T is ° C.
  • the unit of t is time.
  • the lower limit of the tempering parameter TP is not particularly limited, but if the tempering temperature is too low or the tempering time is too short, ferrite is not formed in the surface layer portion.
  • the lower limit of the tempering parameter TP is preferably 18000, and more preferably 18500.
  • the tempering temperature is not particularly limited, but is preferably 500 ° C. or higher and Ac 1 point or lower, and more preferably 600 ° C. or higher and Ac 1 point or lower.
  • holding time is not specifically limited, Preferably it is 90 minutes or more, More preferably, it is 120 minutes or more.
  • the round billet manufactured from each material was heated to 1100-1300 ° C. in a heating furnace and pierced and rolled by a piercing machine. Further, the steel tube was drawn and rolled by a mandrel mill and fixed diameter rolled by a sizer to produce a seamless steel pipe having an outer diameter of 323.9 mm and a wall thickness of 11.0 to 40.0 mm.
  • Quenching was performed by reheating each seamless steel pipe to the temperature described in the column of “Quenching temperature” in Table 2 and then immersing it in a cooling bath.
  • descaling and stirring in the cooling bath were not performed.
  • Test specimens for hardness measurement were taken from each seamless steel pipe after quenching and before tempering, and Vickers hardness was measured at 1 mm, 2 mm, and 3 mm positions from the outer surface of the steel pipe, and at 1 mm, 2 mm, and 3 mm positions from the inner surface of the steel pipe.
  • the Vickers hardness at each measurement point was measured according to JIS Z 2244.
  • the test force F was 10 kgf (98.07 N).
  • the maximum hardness value measured at a total of 6 points is shown in the column “AsQ hardness” in Table 2.
  • the tempered tube was tempered at the temperature described in the column of “Tempering Temperature” in Table 2 for the time described in “Tempering Time”.
  • the structure of the steel pipe for line pipe of items A to C contained ferrite in the surface layer portion.
  • the maximum hardness of the steel pipes for line pipes of items A to C was 230 Hv or less.
  • the steel pipe for line pipes of items D to J did not contain ferrite in the surface layer portion.
  • the maximum hardness of the steel pipes for line pipes of items D to J exceeded 230 Hv.
  • the steel pipes for line pipes of items D to F since the value of Cr + Mo + V was too large, it is considered that ferrite was not formed in the surface layer portion.
  • the maximum hardness of the surface layer portion after quenching was too low, and it is considered that no ferrite was formed on the surface layer portion.
  • FIG. 5 is a scatter diagram showing the conditions under which ferrite forms in the surface layer portion. “ ⁇ ” in FIG. 5 indicates that ferrite is formed, and “ ⁇ ” indicates that ferrite is not formed. From FIG. 5, it can be seen that if the value of Mo + Cr + V is 0.40 mass% or less and the maximum hardness of the surface layer portion after quenching is 310 Hv or more, ferrite is formed after tempering.

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Abstract

表層部の硬度が低減されたラインパイプ用鋼管を提供する。ラインパイプ用鋼管は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１１％、Ｓｉ：０．０５～１．０％、Ｍｎ：０．３０～２．５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ｃｒ：０．０５～０．３６％、Ｍｏ：０．０２～０．３３％、Ｖ：０．０２～０．２０％、Ｔｉ：０．００１～０．０１０％、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｎ：０．００８％以下、Ｃａ：０．０００５～０．００４０％等を含み、化学組成が、下記式（１）を満たし、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、前記鋼管の外面と外面から１ｍｍの位置との間、及び前記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。　Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ≦０．４０　（１）　式（１）の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。

Description

ラインパイプ用鋼管及びその製造方法
　本発明は、ラインパイプ用鋼管及びその製造方法に関する。
　近年のエネルギー需要の増大に伴い、これまで開発が積極的に行われていなかった腐食性環境での油井及びガス井の開発が活発化している。このような腐食性環境で用いられるラインパイプには、優れた耐食性が要求される。
　ＩＳＯ１５１５６は、耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＳＣ性）が要求される炭素鋼ラインパイプの硬度を２５０Ｈｖ以下に管理することを規定している。また、安全マージンを確保するため、２５０Ｈｖよりも低い硬度での管理が要求される場合がある。
　特開２０１３－３２５８４号公報には、（１）焼入れ炉内での表面脱炭を促進することで表層部の硬度を低減する方法、（２）焼入れを膜沸騰状態で実施することで冷却速度を抑制して表層部の硬度を低減する方法、（３）焼入れ後に高硬度部である表層を研削する方法が記載されている。
　特開２００２－１７３７１０号公報には、高価な合金元素の少ない添加量で、低温靱性に優れ、降伏強さが６９０Ｎ／ｍｍ２以上の鋼板の製造方法が記載されている。
　特開２０１３－３２５８４号公報に記載された方法は、特別な熱処理設備や工程を必要とし、生産効率の点で不利である。
　表層部の硬度を低減する方法としては他に、焼戻しを高温化、長時間化することが考えられる。しかし、焼戻しを高温化、長時間化することは、生産効率の点で不利である。
　本発明の目的は、表層部の硬度が低減されたラインパイプ用鋼管を提供することである。
　本発明の一実施形態によるラインパイプ用鋼管は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１１％、Ｓｉ：０．０５～１．０％、Ｍｎ：０．３０～２．５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ｃｒ：０．０５～０．３６％、Ｍｏ：０．０２～０．３３％、Ｖ：０．０２～０．２０％、Ｔｉ：０．００１～０．０１０％、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｎ：０．００８％以下、Ｃａ：０．０００５～０．００４０％、Ｃｕ：０～１．５％、Ｎｉ：０～１．５％、Ｎｂ：０～０．０５％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、化学組成が、下記式（１）を満たし、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、前記鋼管の外面と外面から１ｍｍの位置との間、及び前記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。
　Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ≦０．４０　　　（１）
　式（１）の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。
　本発明の一実施形態によるラインパイプ用鋼管の製造方法は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１１％、Ｓｉ：０．０５～１．０％、Ｍｎ：０．３０～２．５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ｃｒ：０．０５～０．３６％、Ｍｏ：０．０２～０．３３％、Ｖ：０．０２～０．２０％、Ｔｉ：０．００１～０．０１０％、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｎ：０．００８％以下、Ｃａ：０．０００５～０．００４０％、Ｃｕ：０～１．５％、Ｎｉ：０～１．５％、Ｎｂ：０～０．０５％、残部：Ｆｅ及び不純物である素管を準備する工程と、素管を、素管の外面と外面から１ｍｍの位置との間におけるビッカース硬度の最大値、及び素管の内面と内面から１ｍｍの位置との間におけるビッカース硬度の最大値の少なくとも一方が３１０Ｈｖ以上になるように焼入れする工程と、焼入れされた素管を焼戻しする工程とを備え、化学組成が、下記式（１）を満たす。
　Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ≦０．４０　　　（１）
　式（１）の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。
　本発明によれば、表層部の硬度が低減されたラインパイプ用鋼管が得られる。
図１は、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶの含有量の合計が０．４４質量％の鋼管の肉厚方向の硬度分布である。 図２は、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶの含有量の合計が０．３５質量％の鋼管の肉厚方向の硬度分布である。 図３Ａは、図１の鋼管の外面近傍を拡大して示す断面写真である。 図３Ｂは、図１の鋼管の外面から肉厚方向に１ｍｍ内側を拡大して示す断面写真である。 図４Ａは、図２の鋼管の外面近傍を拡大して示す断面写真である。 図４Ｂは、図２の鋼管の外面から肉厚方向に１ｍｍ内側を拡大して示す断面写真である。 図４Ｃは、図２と同じ方法で製造した別の鋼管の外面近傍を拡大して示す断面写真である。 図５は、表層部にフェライトが形成される条件を示す散布図である。
　ラインパイプ用鋼管の表層部の硬度を低減する方法としては、焼入れを抑制して表層部が硬くなりすぎないようにする方法が検討されている。しかしこの方法は、特別な焼入れ設備やプロセスが必要となることがある。本発明者らは、これとは異なる方法によってラインパイプ用鋼管の硬度を低減させることを検討した。その結果、表層部にフェライトを形成して硬度を低減する方法を見いだした。
　図１及び図２は、異なる化学組成を有する２種類のラインパイプ用鋼管の肉厚方向の硬度分布である。図１の鋼管は、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶの含有量の合計が０．４４質量％の鋼管であり、図２の鋼管は、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶの含有量の合計が０．３５質量％の鋼管である。図１の鋼管は外径２７３．１ｍｍ、肉厚１６．０ｍｍであり、図２の鋼管は外径２７３．１ｍｍ、肉厚２２．０ｍｍである。これらの鋼管は、いずれもアメリカ石油協会（ＡＰＩ）規格Ｘ６５の降伏強度を有する鋼管である。
　これらの鋼管は、同じ熱処理を実施して製造された。より具体的には、これらの鋼管はいずれも、９５０℃から冷却槽（冷却水の温度は約３０℃）に浸漬して急冷する焼入れを実施した後、６５０℃で９０分間均熱保持する焼戻しを実施して製造された。図１及び図２において、「△」は、焼入れ後、焼戻し前の鋼管（以下、焼入れまま材と呼ぶ。）の硬度を示し、「○」は、焼戻し後の鋼管の硬度を示す。
　図１及び図２に示すように、焼入れまま材では、冷却速度の大きい表層部の硬度が高くなっていた。より具体的には、内面と内面から１ｍｍ程度の位置との間、及び外面と外面から１ｍｍ程度の位置との間において、硬度が高くなっていた。
　図１に示す鋼管では、表層部の硬度が高くなる傾向が、焼戻し後にも引き継がれていた。一方、図２に示す鋼管では、図１に示す鋼管と同じ条件で焼戻しが実施されたにもかかわらず、焼戻し後に表層部の硬度が大きく低下していた。
　図３Ａ，Ｂ及び図４Ａ，Ｂは、それぞれ図１及び図２の鋼管の外面及びその近傍を拡大して示す断面写真である。図３Ａ及び図４Ａはそれぞれ鋼管の外面を含む位置、図３Ｂ及び図４Ｂはそれぞれの鋼管の外面から肉厚方向に１ｍｍ内側の位置における断面写真である。図３Ａ，Ｂ及び図４Ａ，Ｂの断面写真は、鋼管の軸方向に垂直な断面を、ナイタール溶液を用いてエッチングし、光学顕微鏡で観察することによって得られた。
　図３Ａ，Ｂの鋼管は、一様に焼戻しマルテンサイト又は焼戻しベイナイトからなる組織であった。これに対し、図４Ａ，Ｂの鋼管は、最表層は焼戻しマルテンサイト又は焼戻しベイナイトからなり、それより内側（外面から約０．２ｍｍ程度から肉厚方向内側にかけて）では、さらにフェライト（焼戻しマルテンサイトや焼戻しベイナイトと比較して、白っぽく観察される結晶粒）を含む組織であった。
　図３Ｂと図４Ｂとを参照して、外面から１ｍｍ位置の組織を比較すると、図３Ｂではフェライトを含まない組織（フェライト面積率：０％）であったのに対し、図４Ｂではフェライトを含む組織（フェライト面積率：４０％）であった。
　なお、図２と同様の硬度分布を示す鋼管の中には、図４Ｃに示すように、最表層までフェライトを含む組織のものもあった。
　図２における表層部の硬度低下の原因は、このフェライトの形成によるものと考えられる。
　本発明者らは、この表層部のフェライトの形成による硬度低下について、さらに調査を実施した。その結果、化学組成が下記式（１）を満たし、焼入れまま材の表層部の硬度が３１０Ｈｖ以上であれば、焼戻し後にフェライトが形成されることがわかった。
　Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ≦０．４０　　　（１）
　式（１）の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。
　また、上記の条件を満足すれば、操業負荷の少ない焼戻し条件であっても、焼戻し後にフェライトが形成されることがわかった。より具体的には、下記式（２）で定義される焼戻しパラメータＴＰが１８８００以下である条件で焼戻しを実施しても、焼戻し後にフェライトが形成されることがわかった。
　ＴＰ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ））　　　（２）
　式（２）において、Ｔは焼戻し温度であり、ｔはその温度での保持時間である。Ｔの単位は℃であり、ｔの単位は時間である。
　以上の知見に基づいて、本発明は完成された。以下、本発明の一実施形態によるラインパイプ用鋼管を詳述する。以下の説明では、鋼管の肉厚方向において、鋼管の外面と外面から１ｍｍの位置との間の領域を、鋼管の「外面表層部」と呼ぶ。同様に、鋼管の内面と内面から１ｍｍの位置との間の領域を、鋼管の「内面表層部」と呼ぶ。また、外面表層部と内面表層部とを区別せず、単に「表層部」と呼ぶ場合がある。
　［化学組成］
　本実施形態によるラインパイプ用鋼管は、以下に説明する化学組成を有する。以下の説明において、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
　Ｃ：０．０２～０．１１％
　炭素（Ｃ）は、鋼の強度を高める。Ｃ含有量が０．０２％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が０．１１％を超えると、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０２～０．１１％である。Ｃ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０２％よりも高く、さらに好ましくは０．０４％以上である。Ｃ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．１０％以下であり、さらに好ましくは０．０８％以下である。
　Ｓｉ：０．０５～１．０％
　シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が０．０５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。しかしながら、Ｓｉ含有量が１．０％を超えると、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～１．０％である。Ｓｉ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０５％よりも高く、さらに好ましくは０．０８％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。Ｓｉ含有量は、上限の観点では、好ましくは１．０％未満であり、さらに好ましくは０．５０％以下であり、さらに好ましくは０．２５％以下である。
　Ｍｎ：０．３０～２．５％
　マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｍｎ含有量が０．３０％未満であれば、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が２．５％を超えると、Ｍｎが鋼中で偏析し、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．３０～２．５％である。Ｍｎ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．３０％よりも高く、さらに好ましくは１．０％以上であり、さらに好ましくは１．３％以上である。Ｍｎ含有量は、上限の観点では、好ましくは２．５％未満であり、さらに好ましくは２．０％以下であり、さらに好ましくは１．８％以下である。
　Ｐ：０．０３０％以下
　燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼の靱性を低下させる。したがって、Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。そのため、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３０％未満であり、さらに好ましくは０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１２％以下である。
　Ｓ：０．００６％以下
　硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、Ｍｎと結合して粗大なＭｎＳを形成し、鋼の靱性及び耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）を低下させる。したがって、Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。そのため、Ｓ含有量は０．００６％以下である。Ｓ含有量は、好ましくは０．００６％未満であり、さらに好ましくは、０．００３％以下であり、さらに好ましくは０．００２％以下である。
　Ｃｒ：０．０５～０．３６％
　クロム（Ｃｒ）は鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｃｒはさらに、鋼の焼戻し軟化抵抗を高める。Ｃｒ含有量が０．０５％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が０．３６％を超えると、式（１）を満足できなくなる。したがって、Ｃｒ含有量は０．０５～０．３６％である。Ｃｒ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０５％よりも高く、さらに好ましくは０．１０％以上である。Ｃｒ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．３０％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以下である。
　Ｍｏ：０．０２～０．３３％
　モリブデン（Ｍｏ）は、変態強化と固溶強化とにより鋼の強度を向上させる。Ｍｏ含有量が０．０２％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が０．３３％を超えると、式（１）を満足できなくなる。したがって、Ｍｏ含有量は０．０２～０．３３％である。Ｍｏ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０２％よりも高く、さらに好ましくは０．０５％以上である。Ｍｏ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．３０％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以下である。
　Ｖ：０．０２～０．２０％
　バナジウム（Ｖ）は、鋼中のＣと結合してＶ炭化物を形成し、鋼の強度を高める。Ｖ含有量が０．０２％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｖ含有量が０．２０％よりも高ければ、炭化物が粗大化し、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０２～０．２０％である。Ｖ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０２％よりも高く、さらに好ましくは０．０４％以上である。Ｖ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．２０％未満であり、さらに好ましくは０．１０％以下である。
　Ｔｉ：０．００１～０．０１０％
　チタン（Ｔｉ）は、鋼中のＮと結合してＴｉＮを形成し、固溶したＮによる鋼の靱性の低下を抑制する。さらに、分散析出した微細なＴｉＮは鋼の靱性を高める。Ｔｉ含有量が０．００１％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．０１０％よりも高ければ、ＴｉＮが粗大化したり、粗大なＴｉＣが発生し、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００１～０．０１０％である。Ｔｉ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．００１％よりも高く、さらに好ましくは０．００２％以上である。Ｔｉ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．００９％以下である。
　Ａｌ：０．００１～０．１００％
　アルミニウム（Ａｌ）は、Ｎと結合して微細な窒化物を形成し、鋼の靱性を高める。Ａｌ含有量が０．００１％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が０．１００％よりも高ければ、Ａｌ窒化物が粗大化し、鋼の靱性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００１～０．１００％である。Ａｌ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．００１％よりも高く、さらに好ましくは０．０１０％以上である。Ａｌ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．１００％未満であり、さらに好ましくは０．０８０％以下であり、さらに好ましくは０．０６０％以下である。本明細書におけるＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（いわゆるＳｏｌ-Ａｌ）の含有量を意味する。
　Ｎ：０．００８％以下
　窒素（Ｎ）は、Ａｌと結合して微細なＡｌ窒化物を形成し、鋼の靱性を高める。Ｎが少しでも含有されていれば、上記の効果が得られる。一方、Ｎ含有量が０．００８％よりも高ければ、固溶したＮが鋼の靱性を低下させる。Ｎ含有量が高すぎればさらに、炭窒化物が粗大化し、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００８％以下である。Ｎ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．００２％以上である。Ｎ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．００８％未満であり、さらに好ましくは０．００６％以下であり、さらに好ましくは０．００５％以下である。
　Ｃａ：０．０００５～０．００４０％
　カルシウム（Ｃａ）は、鋼中のＳと結合してＣａＳを形成する。ＣａＳの形成により、ＭｎＳの形成が抑制される。そのため、Ｃａは、鋼の靱性及び耐ＨＩＣ性を高める。Ｃａ含有量が０．０００５％未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃａ含有量が０．００４０％よりも高ければ、鋼の清浄度が低下し、鋼の靱性及び耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０００５～０．００４０％である。Ｃａ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０００５％よりも高く、さらに好ましくは０．０００８％以上であり、さらに好ましくは０．００１０％以上である。Ｃａ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．００４０％未満であり、さらに好ましくは０．００３０％以下であり、さらに好ましくは０．００２５％以下である。
　本実施形態によるラインパイプ用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。
　本実施形態によるラインパイプ用鋼管の化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、及びＮｂからなる群から選択される１又は２以上の元素を含有してもよい。Ｃｕ、Ｎｉ、及びＮｂはいずれも、鋼の強度を高める。Ｃｕ、Ｎｉ、及びＮｂはいずれも、選択元素である。すなわち、本実施形態によるラインパイプ用鋼管の化学組成は、Ｃｕ、Ｎｉ、及びＮｂの一部又は全部を含有していなくてもよい。
　Ｃｕ：０～１．５％
　銅（Ｃｕ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されていれば、上記の効果が得られる。一方、Ｃｕ含有量が１．５％よりも高ければ、鋼の溶接性が低下する。Ｃｕ含有量が高すぎればさらに、高温における鋼の粒界強度が低下し、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～１．５％である。Ｃｕ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．０８％以上である。Ｃｕ含有量は、上限の観点では、好ましくは１．５％未満であり、さらに好ましくは０．５％以下であり、さらに好ましくは０．３％以下である。
　Ｎｉ：０～１．５％
　ニッケル（Ｎｉ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｎｉが少しでも含有されていれば、上記の効果が得られる。一方、Ｎｉ含有量が１．５％よりも高ければ、耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～１．５％である。Ｎｉ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．０８％以上である。Ｎｉ含有量は、上限の観点では、好ましくは１．０％未満であり、さらに好ましくは０．５％以下であり、さらに好ましくは０．３％以下である。
　Ｎｂ：０～０．０５％
　ニオブ（Ｎｂ）は、鋼中のＣ及び／又はＮと結合して微細なＮｂ炭化物を形成し、鋼の強度及び靱性を高める。Ｎｂはさらに、Ｍｏ炭化物中に固溶し、Ｍｏ炭化物の粗大化を抑制する。Ｎｂが少しでも含有されていれば、上記の効果が得られる。一方、Ｎｂ含有量が０．０５％よりも高ければ、炭化物が粗大化し、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．０５％である。Ｎｂ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．００１％以上である。Ｎｂ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．０２％以下であり、さらに好ましくは０．０１％以下である。
　本実施形態によるラインパイプ用鋼管の化学組成は、下記式（１）を満たす。
　Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ≦０．４０　　　（１）
　式（１）の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。
　式（１）の左辺が０．４０よりも大きければ、操業負荷が少ない条件（ＴＰ≦１８８００）では、フェライトが形成しない。この原因は定かではないが、本実施形態における表層部のフェライトの形成は、後述するように、焼戻しの際の再結晶によると推測される。Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶの含有量が多いと、焼戻しの際に析出するこれらの元素の炭化物が、再結晶化を抑制するためと考えられる。
　［組織］
　本実施形態によるラインパイプ用鋼管の組織は、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、表層部はさらにフェライトを含む組織である。なお、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトは、後述するような光学顕微鏡観察では区別することが難しい。本実施形態では、これらを特に区別しないこととする。
　ラインパイプ用鋼管は、焼入れ及び焼戻しされて製造される。焼入れの際に冷却速度の大きい表層部は、一般に、他の部分よりも硬度が高くなりやすい。しかしながら本実施形態においては、表層部がフェライトを含む組織であることによって、硬度が高くなりやすい表層部の硬度を低くすることができる。
　なお、表層部に加えて、表層部よりも肉厚方向内側においてフェライトが含まれる組織であっても、上記の効果は妨げられない。したがって、ラインパイプ用鋼管の組織は、表層部に加えて、表層部よりも内側にフェライトを含んでいてもよい。ただし、フェライトを過剰に含むと鋼管の強度が低下する。そのため、特に比較的薄肉の鋼管の場合には、表層部だけにフェライトが存在することがより好ましい。具体的には、鋼管の肉中部（内面から２ｍｍ位置と外面から２ｍｍ位置との間）の組織が、実質的に焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイトからなることがより好ましい。
　本実施形態によるラインパイプ用鋼管の組織は、外面表層部及び内面表層部の少なくとも一方に、フェライトを含んでいればよい。ラインパイプ用鋼管の製造設備や焼入れの方法によっては、内面表層部の硬度と外面表層部の硬度との差が大きくなる場合がある。そのため、内面表層部及び外面表層部の高硬度である側の硬度を低減させれば、要求特性を満たす場合がある。
　本実施形態によるラインパイプ用鋼管の組織は、好ましくは、外面から１ｍｍ位置におけるフェライトの面積率、及び内面から１ｍｍ位置におけるフェライトの面積率の少なくとも一方が５％以上である。
　表層部における組織観察、及び表面（外面又は内面）から１ｍｍ位置でのフェライトの面積率の測定は、次のようにして行う。
　鋼管の表面を含む領域から、それぞれ組織観察用試験片を採取する。各試験片を、鋼管の軸方向と垂直な面が研磨面となるように研磨し、さらにナイタール溶液でエッチングする。エッチングされた面を、光学顕微鏡（観察倍率１００倍）で観察する。このとき、フェライトは、焼戻しマルテンサイトや焼戻しベイナイトと比較して、白っぽい粒として観察される。
　この観察を、視野の中心が表面から１ｍｍとなる位置において行い、観察視野（１ｍｍ２）でフェライトが占める面積の割合を求める。１つの鋼管について、これを円周方向８カ所（４５°ごと）行う。各々の観察視野でフェライトが占める面積の割合を８視野で平均し、表面から１ｍｍの位置におけるフェライトの面積率とする。
　本実施形態によるラインパイプ用鋼管の組織の残部は、焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイトを主体とすることが好ましい。具体的には、フェライト以外の組織に占める焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイトの割合が９０％以上であることが好ましい。すなわち、（焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積／（視野の面積－フェライトの面積））の値が９０％以上であることが好ましい。より好ましくは、フェライト以外の組織に占める焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイトの割合が９５％以上である。
　［ビッカース硬度及び降伏強度］
　本実施形態によるラインパイプ用鋼管は、好ましくは、肉厚方向に、内面から１ｍｍの位置と外面から１ｍｍの位置との間において、ビッカース硬度が２３０Ｈｖ以下である。より詳しくは、本実施形態によるラインパイプ用鋼管は、内面から１ｍｍの位置と外面から１ｍｍの位置との間の任意の位置において、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に準拠して測定されるビッカース硬度が２３０Ｈｖ以下である。
　本実施形態によるラインパイプ用鋼管は、好ましくは４１５ＭＰａ以上の降伏強度を有する。本実施形態によるラインパイプ用鋼管は、さらに好ましくは４５０ＭＰａ以上の降伏強度を有する。
　本実施形態によるラインパイプ用鋼管は、好ましくは、継目無鋼管である。
　［製造方法］
　以下、本発明の一実施形態によるラインパイプ用鋼管の製造方法を説明する。本実施形態による製造方法は、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ている。
　［素管準備工程］
　上述した化学組成を有する素管を準備する。素管は、継目無鋼管であってもよいし、溶接鋼管であってもよい。ここでは一例として、継目無鋼管の製造方法を説明する。上述の化学組成の鋼を溶製し、精錬する。続いて、連続鋳造法によって溶鋼からビレットを製造する。溶鋼からスラブ又はブルームを製造し、スラブ又はブルームを熱間加工してビレットを製造してもよい。ビレットを熱間加工して継目無鋼管を製造する。具体的には、穿孔圧延、延伸圧延及び定径圧延を実施して継目無鋼管を製造する。
　［焼入れ工程］
　素管を焼入れする。焼入れは、素管の外面と外面から１ｍｍの位置との間のビッカース硬度の最大値（以下、外面表層部の最大硬度と呼ぶ。）、及び素管の内面と内面から１ｍｍの位置との間のビッカース硬度の最大値（以下、内面表層部の最大硬度と呼ぶ。）の少なくとも一方が、３１０Ｈｖ以上になるようにする。
　焼入れ後の素管の外面表層部の最大硬度が３１０Ｈｖ以上であれば、焼戻し後に、外面表層部にフェライトが形成される。同様に、焼入れ後の素管の内面表層部の最大硬度が３１０Ｈｖ以上であれば、焼戻し後に、内面表層部にフェライトが形成される。この原因は定かではないが、表層部が急冷されることによって、フェライトの析出の駆動力となる歪みが多く導入されたため、再結晶が進行したと考えられる。
　好ましくは、素管の外面表層部の最大硬度、及び素管の内面表層部の最大硬度の少なくとも一方が、３１５Ｈｖ以上になるように焼入れする。
　なお、外面表層部の最大硬度及び内面表層部の最大硬度が３１０Ｈｖ以上であることを確認するために、必ずしもビッカース硬度が最大になっている位置を特定する必要はない。すなわち、外面表層部の数カ所でビッカース硬度を測定し、その中にビッカース硬度が３１０Ｈｖ以上の点が含まれていれば、外面表層部の最大硬度は３１０Ｈｖ以上であると結論できる。同様に、内面表層部の数カ所でビッカース硬度を測定し、その中にビッカース硬度が３１０Ｈｖ以上の点が含まれていれば、内面表層部の最大硬度は３１０Ｈｖ以上であると結論できる。
　焼入れ後の素管の外面表層部の最大硬度及び内面表層部の最大硬度は、焼入れの冷却速度によって調整することができる。一般的に、冷却速度が大きいほど、焼入れ後の硬度が高くなる。焼入れ硬化のしやすさは、素管の化学組成によって異なる。しかし、最大硬度を３１０Ｈｖ以上にするための焼入れ条件は、材料の連続冷却変態曲線（ＣＣＴ曲線）などから見積もることができる。
　上記の条件を達成できれば、焼入れの方法は限定されない。焼入れは例えば、素管を冷却槽に浸漬する浸漬焼入れであってもよいし、鋼管の内外面の片方又は両方から冷媒を吹き付けるラミナー冷却装置による焼入れであってもよい。素管が継目無鋼管の場合、熱間加工後直ちに急冷する直接焼入れ、熱間加工後に補熱炉で補熱した後急冷するインライン焼入れ、及び熱間加工後に室温まで冷却した後再加熱して急冷するオフライン焼入れのいずれを実施してもよい。
　素管の外面表層部の最大硬度及び内面表層部の最大硬度は、浸漬焼入れの場合、冷媒の量及び温度、デスケーリングの有無、並びに冷却槽内の攪拌の有無などによって調整することができる。素管の外面表層部の最大硬度及び内面表層部の最大硬度は、ラミナー冷却装置による焼入れの場合、冷媒の量及び温度、気水比、並びにデスケーリングの有無などによって調整することができる。
　［焼戻し工程］
　焼入れされた素管を焼戻しする。焼戻しの条件は、特に限定されない。上記の条件で焼入れされた素管を焼戻しすれば、特殊な条件でなくても、表層部にフェライトが形成される。
　操業負荷の低減の観点から、下記式（２）で定義される焼戻しパラメータＴＰが、１８８００以下であることが好ましい。
　ＴＰ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ））　　　（２）
　前記式（２）において、Ｔは焼戻し温度であり、ｔはその温度での保持時間である。Ｔの単位は℃であり、ｔの単位は時間である。
　焼戻しパラメータＴＰの下限は特に限定されないが、焼戻し温度が低すぎたり焼戻し時間が短すぎたりすると、表層部にフェライトが形成されない。焼戻しパラメータＴＰの下限は、好ましくは１８０００であり、さらに好ましくは１８５００である。焼戻し温度は、特に限定されないが、好ましくは５００℃以上Ａｃ１点以下であり、さらに好ましくは６００℃以上Ａｃ１点以下である。保持時間は、特に限定されないが、好ましくは９０分以上であり、さらに好ましくは１２０分以上である。
　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、その趣旨を逸脱しない範囲で、上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。本発明はこれらの実施例に限定されない。
　表１に示す材質１～７の化学組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により丸ビレットを製造した。なお、表１中の「‐」は、該当する元素の含有量が不純物レベルであったことを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　各材質から製造された丸ビレットを加熱炉で１１００～１３００℃に加熱し、穿孔機によって穿孔圧延した。さらに、マンドレルミルによって延伸圧延し、サイザによって定径圧延して、外径３２３．９ｍｍ、肉厚１１．０～４０．０ｍｍの継目無鋼管を製造した。
　各材質から製造された継目無鋼管を、表２に示す条件で焼入れ及び焼戻しを実施し、アイテムＡ～Ｊのラインパイプ用鋼管を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　焼入れは、各継目無鋼管を表２の「焼入れ温度」の欄に記載された温度に再加熱した後、冷却槽に浸漬することによって実施した。表２の「焼入れ条件」が「高速冷却」の継目無鋼管では、再加熱後、浸漬前に酸化スケールの除去（デスケーリング）を実施し、さらに浸漬中に冷却槽内の攪拌を実施した。表２の「焼入れ条件」が「低速冷却」の継目無鋼管では、デスケーリング及び冷却槽内の攪拌を実施しなかった。
　焼入れ後、焼戻し前の各継目無鋼管から、硬度測定用試験片を採取し、鋼管の外面から１ｍｍ、２ｍｍ、及び３ｍｍの位置、並びに鋼管の内面から１ｍｍ、２ｍｍ、及び３ｍｍの位置でビッカース硬度を測定した。各測定点におけるビッカース硬度は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に準拠して測定した。試験力Ｆは、１０ｋｇｆ（９８．０７Ｎ）とした。合計６点で測定した硬度の最大値を、表２の「ＡｓＱ硬度」の欄に示す。
　焼入れ後の素管を、表２の「焼戻し温度」の欄に記載された温度で、「焼戻し時間」に記載された時間保持する焼戻しを実施した。
　焼戻し後の各ラインパイプ用鋼管から、組織観察用試験片を採取し、表層部のフェライトの有無を調べた。さらに実施形態で説明した方法にしたがって表層部のフェライトの面積率を測定した。外面表層部及び内面表層部におけるフェライトの有無及び面積率を、表２の「外面表層フェライト」、「内面表層フェライト」の欄に示す。
　焼戻し後の各ラインパイプ用鋼管から、硬度測定用試験片を採取し、外面から１ｍｍの位置と内面から１ｍｍの位置との間のビッカース硬度を、１ｍｍ間隔で測定した。測定されたビッカース硬度の最大値を、表２の「最大硬度」の欄に示す。
　焼戻し後の各ラインパイプ用鋼管から、ＪＩＳ　Ｚ　２２０１に規定された１２号試験片（幅２５ｍｍ、標点距離２００ｍｍ）を鋼管の長手方向（Ｌ方向）に採取した。採取された試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠した引張試験を常温（２５℃）の大気中で実施し、降伏応力及び引張強度を求めた。降伏応力は、０．５％全伸び法によって求めた。降伏応力を表２の「ＹＳ」の欄に、引張強度を「ＴＳ」の欄に、それぞれ示す。
　表２に示すように、アイテムＡ～Ｃのラインパイプ用鋼管の組織は、表層部にフェライトを含んでいた。アイテムＡ～Ｃのラインパイプ用鋼管の最大硬度は、２３０Ｈｖ以下であった。
　一方、アイテムＤ～Ｊのラインパイプ用鋼管は、表層部にフェライトを含んでいなかった。アイテムＤ～Ｊのラインパイプ用鋼管の最大硬度は、２３０Ｈｖを超えた。アイテムＤ～Ｆのラインパイプ用鋼管は、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖの値が大きすぎたため、表層部にフェライトが形成されなかったと考えられる。アイテムＧ～Ｊのラインパイプ用鋼管は、焼入れ後の表層部の最大硬度が低すぎたため、表層部にフェライトが形成されなかったと考えられる。
　図５は、表層部にフェライトが形成する条件を示す散布図である。図５の「○」は、フェライトが形成されたことを示し、「●」はフェライトが形成されなかったことを示す。図５から、Ｍｏ＋Ｃｒ＋Ｖの値が０．４０質量％以下であり、かつ、焼入れ後の表層部の最大硬度が３１０Ｈｖ以上であれば、焼戻し後にフェライトが形成されることがわかる。

Claims (8)

  1. 　ラインパイプ用鋼管であって、
    　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ　：０．０２～０．１１％、
    　Ｓｉ：０．０５～１．０％、
    　Ｍｎ：０．３０～２．５％、
    　Ｐ　：０．０３０％以下、
    　Ｓ　：０．００６％以下、
    　Ｃｒ：０．０５～０．３６％、
    　Ｍｏ：０．０２～０．３３％、
    　Ｖ　：０．０２～０．２０％、
    　Ｔｉ：０．００１～０．０１０％、
    　Ａｌ：０．００１～０．１００％、
    　Ｎ　：０．００８％以下、
    　Ｃａ：０．０００５～０．００４０％、
    　Ｃｕ：０～１．５％、
    　Ｎｉ：０～１．５％、
    　Ｎｂ：０～０．０５％、
    　残部：Ｆｅ及び不純物であり、
    　前記化学組成が、下記式（１）を満たし、
    　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、
    　前記鋼管の外面と外面から１ｍｍの位置との間、及び前記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、ラインパイプ用鋼管。
    　Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ≦０．４０　　　（１）
    　前記式（１）の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。
  2. 　請求項１に記載のラインパイプ用鋼管であって、
    　肉厚方向に、外面から１ｍｍの位置と内面から１ｍｍの位置との間において、ビッカース硬度が２３０Ｈｖ以下である、ラインパイプ用鋼管。
  3. 　請求項１又は２に記載のラインパイプ用鋼管であって、
    　前記鋼管の軸方向と垂直な断面において、前記鋼管の外面から１ｍｍの位置、及び前記鋼管の内面から１ｍｍの位置の少なくとも一方におけるフェライトの面積率が、５％以上である、ラインパイプ用鋼管。
  4. 　請求項１～３のいずれか一項に記載のラインパイプ用鋼管であって、
    　４１５ＭＰａ以上の降伏強度を有する、ラインパイプ用鋼管。
  5. 　請求項１～４のいずれか一項に記載のラインパイプ用鋼管であって、
    　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃｕ：０．０５～１．５％、
    　Ｎｉ：０．０５～１．５％、及び
    　Ｎｂ：０．００１～０．０５％、
    　からなる群から選択される１又は２以上の元素を含有する、ラインパイプ用鋼管。
  6. 　化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１１％、Ｓｉ：０．０５～１．０％、Ｍｎ：０．３０～２．５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ｃｒ：０．０５～０．３６％、Ｍｏ：０．０２～０．３３％、Ｖ：０．０２～０．２０％、Ｔｉ：０．００１～０．０１０％、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｎ：０．００８％以下、Ｃａ：０．０００５～０．００４０％、Ｃｕ：０～１．５％、Ｎｉ：０～１．５％、Ｎｂ：０～０．０５％、残部：Ｆｅ及び不純物である素管を準備する工程と、
    　前記素管を、前記素管の外面と外面から１ｍｍの位置との間におけるビッカース硬度の最大値、及び前記素管の内面と内面から１ｍｍの位置との間におけるビッカース硬度の最大値の少なくとも一方が３１０Ｈｖ以上になるように焼入れする工程と、
    　前記焼入れされた素管を焼戻しする工程とを備え、
    　前記化学組成が、下記式（１）を満たす、ラインパイプ用鋼管の製造方法。
    　Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ≦０．４０　　　（１）
    　前記式（１）の元素記号には、質量％で、対応する元素の含有量が代入される。
  7. 　請求項６に記載のラインパイプ用鋼管の製造方法であって、
    　下記式（２）で定義される焼戻しパラメータＴＰが１８８００以下である、ラインパイプ用鋼管の製造方法。
    　ＴＰ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ））　　　（２）
    　前記式（２）において、Ｔは焼戻し温度であり、ｔはその温度での保持時間である。Ｔの単位は℃であり、ｔの単位は時間である。
  8. 　請求項６又は７に記載のラインパイプ用鋼管の製造方法であって、
    　前記化学組成は、質量％で、
    　Ｃｕ：０．０５～１．５％、
    　Ｎｉ：０．０５～１．５％、及び
    　Ｎｂ：０．００１～０．０５％、
    　からなる群から選択される１又は２以上の元素を含有する、ラインパイプ用鋼管の製造方法。
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