WO2017221690A1 - 厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板、ならびに、厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管およびその製造方法 - Google Patents

厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板、ならびに、厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管およびその製造方法 Download PDF

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聡太 後藤
博士 中田
純二 嶋村
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    • F16L1/00—Laying or reclaiming pipes; Repairing or joining pipes on or under water
    • F16L1/12—Laying or reclaiming pipes on or under water
    • F16L1/123—Devices for the protection of pipes under water

Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet for a thick high-strength line pipe, a welded steel pipe for a thick high-strength line pipe, and a method for manufacturing the same.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention includes both a steel sheet and a steel strip (coil).
  • DWTT Drop Weight Tear Test
  • the drop weight test is a test different from the Charpy test for evaluating the occurrence and propagation of ductile cracks.
  • seamless pipes have been used for line pipes used in the deep sea, but from the viewpoint of laying cost reduction, hot-rolled steel sheets (especially hot-rolled coils) that can be manufactured at a lower cost than seamless pipes are used as raw materials. There is a growing need for welded steel pipes.
  • Patent Document 1 As a technique for improving DWTT characteristics of thick steel plates and hot-rolled steel plates used for line pipes, for example, in Patent Document 1, for thick steel plates, C: less than 0.03 mass%, Si: less than 0.6 mass%, Mn: 0.00. Steel slab containing 8 to 3.0 mass%, Nb: 0.002 to 0.2 mass%, a cumulative rolling reduction of 50% in a temperature range from (bainite transformation start temperature (Bs point) + 200 ° C.) to bainite transformation start temperature A technique is described in which the DWTT 85% ductility temperature is set to ⁇ 45 ° C. or lower by performing the above rolling.
  • Patent Document 2 with respect to the thick steel plate, by mass%, C: 0.01 to 0.5%, Si: 0.01 to 3%, Mn: 0.1 to 5%, P: 0.03% or less, S: Steel slabs containing 0.03% or less are reheated at 1100-1150 ° C., and the reduction ratio in each pass of the recrystallization zone rolling and the cumulative reduction rate in the non-recrystallization zone are appropriately managed.
  • a high-strength steel sheet having excellent ductile fracture characteristics is obtained in which the maximum value of ⁇ 100 ⁇ accumulation in a section rotated by 20 to 50 ° from the sheet thickness section about the rolling direction is 3 or less.
  • C 0.01 to 0.1%
  • Si 0.05 to 0.5%
  • Mn 1 to 2%
  • Al 0.005 to 0.05%
  • N 0.0015 to 0.006%
  • Nb 0.005 to 0.08%
  • Ti 0.005 to 0.02%
  • Mo 0.
  • the steel structure at the center of the plate thickness is effectively obtained by retaining the steel plate for a predetermined time between the rolling passes in the recrystallization temperature range for the hot-rolled steel plate and performing two-stage cooling after the hot rolling.
  • the crystal grain size is 2 to 10 ⁇ m
  • the total area ratio of bainite and acicular ferrite is 60 to 99%
  • the total area ratio of bainite and acicular ferrite at any two sites is A and B, respectively.
  • a technique for setting the absolute value of AB at 0 to 30% is described. Thereby, a hot coil for a line pipe with improved low temperature toughness can be obtained.
  • the present invention solves the problems of the prior art. Suitable for transportation of natural gas, crude oil, etc., especially API X60-X80 grade high strength (yield strength YS: 415 MPa or more, tensile strength TS: 520 MPa or more), DWTT characteristics (brittleness) of the base material
  • An object of the present invention is to provide a hot-rolled steel sheet for thick-walled high-strength line pipes having excellent fracture propagation stopping performance. It is another object of the present invention to provide a welded steel pipe for thick-walled high-strength line pipes using the hot-rolled steel sheet and a method for producing the same.
  • DWTT characteristic is a toughness evaluation test to be performed on the full thickness of the product plate. Generally, even hot-rolled steel plates obtained by the same component composition and manufacturing method are equivalent to the case where the product plate thickness is thin. It becomes difficult to obtain DWTT characteristics.
  • the present inventors diligently studied the microstructure for improving the DWTT characteristics of a thick high-strength hot-rolled steel sheet (hot-rolled coil) having a thickness of 20 mm or more.
  • the brittle crack propagates in the longitudinal direction of the hot-rolled steel sheet with the surface having the normal direction in the width direction of the plate as the fracture surface.
  • the temperature at which the ductile fracture surface ratio of DWTT is 85% is set to -25 ° C. or lower by appropriately controlling the area fraction of the cleavage plane ⁇ 001 ⁇ of BCC iron existing on this surface and the grain size. I found out that Furthermore, it was found that even after the hot-rolled steel sheet having such characteristics was formed into a tube, the temperature at which the ductile fracture surface ratio of DWTT was 85%: ⁇ 20 ° C. or less could be satisfied.
  • the present invention has been completed on the basis of such findings and further investigations such as the component composition necessary for obtaining strength. That is, the gist of the present invention is as follows.
  • a hot-rolled steel sheet for thick-walled, high-strength line pipes having a tensile strength of 520 MPa or more and a temperature at which the ductile fracture surface ratio is 85% or less in a drop weight test (DWTT).
  • a thick high-strength line pipe comprising a step of forming the hot-rolled steel sheet for a thick high-strength line pipe according to any one of [1] to [4] into a tubular shape and a step of welding a butt portion Method for manufacturing welded steel pipes.
  • a welded steel pipe for a thick-walled high-strength line pipe having a base material portion and a weld portion, wherein the base material portion has a thickness having the component composition and microstructure described in any one of [1] to [4]
  • the hot-rolled steel sheet obtained by the present invention is formed into a tubular shape, and the butted portion is welded to form a steel pipe, so that it is suitable for a thick high-strength line pipe excellent in DWTT characteristics suitable as an alternative to an expensive seamless pipe We can provide welded steel pipe.
  • the hot rolled steel sheet and welded steel pipe of the present invention are suitable for line pipes for deep sea transportation.
  • the present invention is suitable for line pipes for transportation of natural gas, crude oil, etc., and has high strength of API X60 to X80 grade and has excellent DWTT characteristics (brittle fracture propagation stop performance).
  • the present invention relates to a steel plate and a welded steel pipe for a thick high-strength line pipe.
  • the present invention relates to an electric resistance welded steel pipe suitable for use in a deep sea line pipe having an outer diameter of 12 to 18 inches in which a seamless pipe is usually used.
  • the term “thick” as used in the present invention means that the plate thickness (thickness of the base metal part in a welded steel pipe) is 20 mm or more.
  • the DWTT property of the hot-rolled steel sheet is excellent means that the temperature at which the ductile fracture surface ratio of DWTT is 85% is -25 ° C. or lower in the examples described later.
  • C 0.02 to 0.20% C is an important element that contributes to an increase in strength, and in order to ensure a desired high strength, the content of 0.02% or more is required.
  • the amount of C is preferably 0.03% or more.
  • the C amount is 0.20% or less.
  • the amount of C is preferably 0.16% or less, and more preferably 0.09% or less.
  • Mn 0.80 to 2.10%
  • Mn is an element that contributes to an increase in strength and an improvement in toughness.
  • the amount of Mn is preferably 0.95% or more.
  • the amount of Mn is made 2.10% or less.
  • the amount of Mn is preferably 1.85% or less, more preferably 1.65% or less.
  • Si 0.01 to 0.50% Si is an element that contributes to an increase in strength by solid solution strengthening, and in order to obtain such an effect and secure a desired high strength, it needs to be contained in an amount of 0.01% or more.
  • the amount of Si is preferably 0.05% or more.
  • Si is set to 0.50% or less.
  • the amount of Si is preferably 0.30% or less.
  • P 0.034% or less
  • P is an element that is present as an impurity in steel, is easily segregated at grain boundaries, and has an adverse effect on steel pipe properties such as toughness, and is preferably reduced as much as possible.
  • 0.034% is acceptable.
  • the P content is limited to 0.034% or less.
  • the amount of P is preferably 0.024% or less.
  • the P amount is preferably set to 0.001% or more.
  • S 0.0050% or less S is present as coarse sulfide-based inclusions such as MnS in steel and causes a decrease in ductility and toughness. Therefore, it is desirable to reduce S as much as possible. However, up to 0.0050% is acceptable. For this reason, the S content is limited to 0.0050% or less.
  • the amount of S is preferably 0.0040% or less. In addition, since excessive reduction of S leads to an increase in refining cost, the amount of S is preferably 0.0001% or more.
  • Nb 0.01 to 0.15%
  • Nb is an element that forms carbides and nitrides and improves the strength of steel. To obtain this effect, the Nb content is 0.01% or more.
  • the Nb amount is preferably 0.02% or more.
  • the upper limit of the Nb amount is set to 0.15%.
  • the Nb amount is preferably 0.12% or less, and more preferably 0.08% or less.
  • Ti 0.001 to 0.030% Ti combines with N to form Ti nitride, fixes N which adversely affects toughness, and has an effect of improving DWTT characteristics. In order to acquire such an effect, 0.001% or more of Ti content is required. The amount of Ti is preferably 0.005% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.030%, the toughness is significantly reduced. For this reason, the amount of Ti is 0.030% or less. The amount of Ti is preferably 0.025% or less, and more preferably 0.020% or less.
  • Al 0.001 to 0.080%
  • Al is an element usefully acting as a deoxidizer for steel, and in order to obtain such an effect, it is necessary to contain 0.001% or more.
  • the amount of Al is preferably 0.005% or more.
  • Al amount is set to 0.080% or less.
  • the amount of Al is preferably 0.060% or less.
  • N 0.006% or less N is present as an unavoidable impurity in steel and forms a solid solution or forms a nitride, leading to a decrease in toughness. For this reason, it is desirable to reduce as much as possible. However, the N content is acceptable up to 0.006%.
  • O oxygen
  • 0.008% or less O is present as an unavoidable impurity in steel and causes toughness reduction due to the formation of inclusions. For this reason, it is desirable to reduce as much as possible. However, the amount of O is acceptable up to 0.008%.
  • the above components are basic component compositions.
  • Cu 0.5% or less
  • Ni 0.5% or less
  • Cr 0.5% or less
  • Mo 0.5 % Or less
  • V You may contain 1 type, or 2 or more types chosen from 0.10% or less.
  • Cu, Ni, Cr, Mo, and V are all elements that contribute to increasing the strength of the steel sheet through the improvement of hardenability, and can be selected and contained as necessary. The inclusion of these elements is particularly effective in preventing the formation of pearlite and polygonal ferrite and ensuring the desired strength and toughness when the plate thickness is 20 mm or more. In order to obtain such an effect, Cu: 0.05% or more, Ni: 0.05% or more, Cr: 0.05% or more, Mo: 0.05% or more, V: 0.05% or more It is preferable to do.
  • B 0.0001 to 0.0020% may be contained as necessary.
  • B 0.0001 to 0.0020%
  • B is an element that remarkably improves the hardenability of the steel and contributes to improvement in strength, and can be selected and contained as necessary.
  • the B content is preferably 0.0001% or more.
  • B is preferably limited to a range of 0.0001 to 0.0020%.
  • Ca 0.0005 to 0.0050% may be contained.
  • Ca 0.0005 to 0.0050%
  • Ca is an element that contributes to the shape control of inclusions, in which sulfide inclusions such as MnS are spherical, and can be selected and contained as necessary. In order to acquire such an effect, it is preferable to contain 0.0005% or more of Ca. On the other hand, if Ca is contained in excess of 0.0050%, oxide inclusions increase and the DWTT characteristics may be deteriorated. For this reason, when it contains Ca, it is preferable to limit to Ca: 0.0005 to 0.0050% of range.
  • the continuous cooling transformation structure is a pseudo-polygonal ferrite or a granular bainitic-ferrite described in Steel Bainite Photobook 1 (Basic Research Edition, Japan Iron and Steel Institute, 1992). And bainitic-ferrite, which is an excellent balance between strength and toughness. Note that the continuous cooling transformation structure in the present invention does not include polygonal ferrite, upper / lower bainite, and martensite.
  • the continuous cooling transformation structure is the main phase. That is, the area fraction of the continuously cooled transformed structure obtained by the method described in the examples below is 90% or more. However, as the second phase, pearlite, upper / lower bainite, martensite, etc. may be added as long as the total area fraction is less than 10%. If the continuous cooling transformation structure is less than 90%, that is, the second phase other than the main phase is 10% or more, and desired strength and DWTT characteristics cannot be ensured.
  • the average particle size of the continuous cooling transformed structure serving as the main phase is 30 ⁇ m or less in terms of the area average particle size determined by the SEM / EBSD method described later. More preferably, it is 20 ⁇ m or less.
  • the area fraction of ⁇ 001 ⁇ ⁇ grains in the plane having the plate width direction as the normal direction is 10% or less and the connection size is 10 ⁇ m or less in terms of the area average particle size.
  • the surface area fraction of ⁇ 001 ⁇ ⁇ grains is determined at 1/4 position from the end in the sheet width direction, and at 1/4 position and 1/2 position in the sheet thickness direction, as described in Examples below.
  • the “ ⁇ 001 ⁇ ⁇ grain” means a crystal grain having a ⁇ 100> orientation directed to a plane whose normal direction is the plate width direction, which is a crack propagation plane, within an allowable orientation difference of 15 ° or less. It is.
  • the area fraction and the connection size of ⁇ 001 ⁇ ⁇ grains on the plane whose normal direction is the plate width direction are measured by the SEM / EBSD method.
  • the area fraction of ⁇ 001 ⁇ ⁇ grains is a crystal in which the ⁇ 100> orientation is directed to a plane whose normal is the plate width direction, which is a crack propagation plane, using the Crystal Direction mapping function of OIM Analysis manufactured by TSL
  • the fraction of grains is calculated with an allowable azimuth difference (Tolerance angle) within 15 °.
  • the area fraction of ⁇ 001 ⁇ ⁇ grains, which are cleavage planes of the continuous cooling transformation structure exceeds 10%, the desired DWTT characteristics cannot be satisfied. Therefore, the area fraction of ⁇ 001 ⁇ ⁇ grains in the plane whose normal direction is the plate width direction is 10% or less. Preferably it is 8% or less. As the area fraction is closer to 0%, there is an effect of improving the DWTT characteristic, so the lower limit is not particularly limited.
  • connection size of ⁇ 001 ⁇ ⁇ grains in the plane whose normal direction is the plate width direction is a Dataset in which only ⁇ 001 ⁇ ⁇ grains are extracted by the Crystal Direction mapping function and the Highlighting function of OIM Analysis made by TSL, Calculate the area fraction average particle size.
  • the connection size of ⁇ 001 ⁇ ⁇ grains can be obtained by setting the grain tolerance angle to 60 ° as the definition of the crystal grains. If the connection size exceeds 10 ⁇ m in area average particle size, the desired DWTT characteristics cannot be satisfied even if the area fraction of the ⁇ 001 ⁇ ⁇ particles is 10% or less. Therefore, the connection size of ⁇ 001 ⁇ ⁇ grains on the plane whose normal direction is the plate width direction is set to 10 ⁇ m or less.
  • TS Tensile strength
  • TS is set to 520 MPa or more in the present invention.
  • TS is preferably 535 MPa or more.
  • TS can be obtained by the method described in the examples described later.
  • the temperature at which the ductile fracture surface ratio in drop weight test (DWTT) reaches 85% is ⁇ 25 ° C. or less.
  • the present invention is intended for application to a thick-walled high-strength line pipe, and the ductile fracture surface in DWTT conforming to ASTM E436.
  • the temperature at which the rate is 85% is set to ⁇ 25 ° C. or lower.
  • the temperature is preferably ⁇ 30 ° C. or lower.
  • the hot-rolled steel sheet (hot-rolled coil) is preferably manufactured through the following steps on a steel material having the above-described composition.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention is preferably produced by a hot rolling line equipped with a rough rolling device, a finish rolling device, and accelerated cooling equipment.
  • the molten steel having the above composition is melted by a conventional melting method such as a converter, and a conventional casting method such as a continuous casting method is used. It is preferable to use a slab or other slab (steel material). In place of the continuous casting method, there is no problem even if a steel material (steel slab) is formed by using the ingot-bundling rolling method.
  • the temperature unless otherwise specified is the surface temperature of a steel material or a steel plate.
  • the heating temperature of the steel material is 1100 ° C to 1300 ° C.
  • the heating temperature is less than 1100 ° C., the heating temperature is too low and the solid solution of undissolved carbides
  • high strength of API X60 to X80 class cannot be secured.
  • the heating temperature is higher than 1300 ° C., the austenite ( ⁇ ) grains are significantly coarsened, and the DWTT characteristics may be deteriorated.
  • the amount of scale generation increases and the surface properties deteriorate.
  • the heating temperature of the steel material is set to 1100 ° C. to 1300 ° C. 1150-1230 ° C is preferred.
  • the soaking at the heating temperature is 30 min or more.
  • the temperature range for rough rolling is set to 900 ° C. or higher and 1230 ° C. or lower, which is the recrystallization temperature range, and rolling is performed at a reduction rate of 70% to 90%. If the rolling reduction is less than 70%, the area fraction of ⁇ 001 ⁇ ⁇ grains may exceed 10%. When the rolling reduction ratio in the rough rolling exceeds 90%, the rolling reduction ratio in the subsequent finish rolling cannot be sufficiently obtained, and the connection size of ⁇ 001 ⁇ ⁇ grains may exceed 10 ⁇ m. For this reason, the rolling reduction in the recrystallization temperature range is set to 70 to 90%.
  • finish rolling finish temperature shall be 750 degreeC or more.
  • the rolling reduction is adjusted to 44% or more. If the rolling reduction is less than 44%, the number of nucleation sites for ⁇ ⁇ ⁇ transformation decreases, and there is a possibility that the main phase containing ⁇ 001 ⁇ ⁇ grains cannot be refined.
  • the reduction ratio in finish rolling is preferably 95% or less.
  • accelerated cooling of the steel sheet is started, and the central thickness of the sheet is 750 to 650 ° C.
  • Accelerated cooling is performed so that the average cooling rate in the temperature range is 5 to 80 ° C./s. That is, accelerated cooling is stopped to an accelerated cooling stop temperature: 300 ° C. to 650 ° C., and an average cooling rate in a specific temperature range: 750 to 650 ° C. is set to 5 to 80 ° C./s.
  • the accelerated cooling may be performed by a conventional method. In addition, after winding up in a coil shape, it cools.
  • the average cooling rate in the accelerated cooling is less than 5 ° C./s, the cooling rate is slow, and the generated structure is not a continuous cooling transformed structure, and there is a possibility that the required strength and DWTT characteristics cannot be achieved at the same time.
  • the average cooling rate exceeds 80 ° C./s, a lower bainite or martensite phase is generated, and the DWTT characteristics may be deteriorated. Therefore, the average cooling rate in the temperature range of 750 to 650 ° C. at the plate thickness center temperature is 5 to 80 ° C./s, preferably 10 to 60 ° C./s.
  • the accelerated cooling stop temperature is set to 650 ° C. or lower.
  • the accelerated cooling stop temperature is preferably 300 ° C. or higher. If the accelerated cooling stop temperature is below 300 ° C., a part of the martensite phase may be generated even if the average cooling rate in accelerated cooling is adjusted within the range of 5 to 80 ° C./s as described above. There is a risk of not having a microstructure. Therefore, the cooling stop temperature is more preferably 300 to 650 ° C. In addition, since coil
  • the hot-rolled steel sheet obtained under the above-described production conditions has a continuous cooling transformation structure (Zw) as the main phase, and the ⁇ 001 ⁇ ⁇ grains on the surface having the sheet width direction as the normal direction have an area fraction of 10% or less. And a microstructure having an area average particle size of 10 ⁇ m or less in connection size, strength of API X60 to X80 class, and DWTT characteristics at a temperature at which the ductile fracture surface ratio is 85% or less is ⁇ 25 ° C. It is a hot rolled steel sheet.
  • Zw continuous cooling transformation structure
  • a hot-rolled steel sheet for thick-walled high-strength line pipes obtained by the above-described preferred manufacturing method as a raw material it is formed into a tubular shape, and a butt portion is welded to obtain a steel pipe.
  • a welded steel pipe for a thick-walled high-strength linepipe that has both high strength of API X60-X80 grade and high toughness with a temperature of obtaining a ductile fracture surface of DWTT of ⁇ 20 ° C. or less is ⁇ 20 ° C. can do.
  • the hot-rolled steel sheet is continuously formed into an open tube having a substantially circular cross section with a plurality of rolls in the cold, and then the opposite end faces of the open tube are heated to a melting point or higher by high frequency induction heating or high frequency electric resistance heating.
  • high frequency is 100 kHz or more and less than 500 kHz.
  • the steel material having the composition shown in Table 1 (content is expressed in mass%) (the balance is Fe and inevitable impurities) is heated to the holding temperature shown in Table 2, and hot-rolled (coarse) under the conditions shown in Table 2 Rolled and finish-rolled), acceleratedly cooled under the conditions shown in Table 2, wound immediately after accelerated cooling, and allowed to cool to produce a hot-rolled steel sheet (hot-rolled coil).
  • each element shown in Table 1 is mass%.
  • the coil No. in Table 2 The average cooling rate (° C./s) in the accelerated cooling of 20 is at 750 to 680 ° C. at the plate thickness center temperature.
  • the definition of the rolling reduction in Table 2 is “(original thickness ⁇ final thickness) / original thickness ⁇ 100%”.
  • the “original thickness” in finish rolling is the final thickness of rough rolling.
  • the microstructure and mechanical properties of the hot-rolled steel sheet were examined by the following procedure.
  • a surface in which the main phase of the hot-rolled steel sheet and its area average particle size ( ⁇ m), the second phase and its area fraction, and the sheet width direction are normal directions by the SEM / EBSD method under the condition of the microstructure The area fraction and the connected size (area average particle diameter, unit ⁇ m) of ⁇ 001 ⁇ ⁇ grains were determined.
  • the area fraction of the main phase was “100 ⁇ area fraction of the second phase”.
  • the area average particle size of the main phase was determined using OIM Analysis in the same manner as the connection size of ⁇ 001 ⁇ ⁇ particles.
  • Zw is a continuous cooling transformation structure
  • PF is polygonal ferrite
  • P pearlite
  • LB lower bainite
  • M martensite.
  • Observation specimen collection and observation conditions Observation specimens were collected from the 1/4 and 1/2 positions of the plate thickness. Using the L cross section of each observation test piece as an observation surface, the observation visual field was 400 ⁇ 500 ⁇ m, and at least four visual fields were observed, and the step size was measured under the condition of 0.5 ⁇ m. The average value of the measurement results of each sample was adopted and listed in Table 3.
  • hot-rolled steel sheet (hot-rolled coil) is continuously formed into an open tube having a substantially circular cross section with a plurality of rolls in the cold, and then the opposite end surfaces of the open tube are heated to the melting point or higher by high-frequency electric resistance heating, and squeezed.
  • a thick welded steel pipe was produced by pressure welding with a roll. The thickness and outer diameter of the base metal part of the welded steel pipe are described in the column of Table 3 “Pipe shape”.
  • DWTT characteristics (steel pipe) A test piece was collected from the base material portion (without thickness reduction) so that the circumferential direction was the longitudinal direction of the test piece, and DWTT was performed in accordance with the provisions of ASTM E436. Pre-cracking was introduced at the press notch. The ductile fracture surface ratio was calculated by averaging two samples, and the temperature at which the ductile fracture surface ratio was 85% was determined as DWTT 85% SATT. -20 ° C or lower is good. The results are shown in Table 3.
  • the hot-rolled steel sheets and welded steel pipes of the invention examples are both thick and have a thickness of 20 mm or more, have excellent mechanical properties, and are suitable for use in thick high-strength line pipes.
  • the comparative example cannot achieve both TS, YS, and DWTT characteristics at a high level.

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Abstract

天然ガス、原油等の輸送用ラインパイプとして好適な、特にＡＰＩ　Ｘ６０～Ｘ８０級の高強度（降伏強度ＹＳ：４１５ＭＰａ以上、引張強度ＴＳ：５２０ＭＰａ以上）を有し、母材部のＤＷＴＴ特性（脆性破壊伝播停止性能）が優れる厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板を提供すること。該熱延鋼板を使用した厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管およびその製造方法を提供すること。 質量％で、Ｃ：０．０２～０．２０％、Ｍｎ：０．８０～２．１０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｐ：０．０３４％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎｂ：０．０１～０．１５％、Ｔｉ：０．００１～０．０３０％、Ａｌ：０．００１～０．０８０％、を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、連続冷却変態組織（Ｚｗ）を主相とし、板幅方向を法線方向とする面の｛００１｝α粒は、面積分率が１０％以下であり、かつ、連結サイズが面積平均粒径で１０μｍ以下であるミクロ組織を有し、引張強度が５２０ＭＰａ以上であり、落重試験（ＤＷＴＴ）における延性破面率８５％となる温度が－２５℃以下である、厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板。

Description

厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板、ならびに、厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管およびその製造方法
　本発明は、厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板、ならびに、厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管およびその製造方法に関する。本発明の熱延鋼板は、鋼板、鋼帯（コイル）のいずれも含む。
　近年、１５００フィート（約４７２ｍ）を超える深海の油田、ガス田の開発が活発化しており深海での使用に耐える厚肉高強度のラインパイプが望まれている。さらに深海で使用する厚肉高強度ラインパイプには、万が一脆性き裂が発生した時の汚染を最小限に留めるため、優れた脆性破壊停止能力が求められる。この脆性破壊停止能力は簡易的には落重試験（ＤＷＴＴ：ＤｒｏｐＷｅｉｇｈｔ　Ｔｅａｒ　Ｔｅｓｔ）によって評価される。落重試験は、延性き裂の発生と伝播を評価するシャルピー試験とは異なる試験である。
　なお、従来、深海で使用するラインパイプにはシームレスパイプが用いられてきたが、敷設コスト低減の観点から、シームレスパイプに比べて安価に製造できる熱延鋼板（特に熱延コイル）を素材とした溶接鋼管のニーズが高まっている。
　ラインパイプに用いる厚鋼板、熱延鋼板のＤＷＴＴ特性を向上させる技術として、例えば、特許文献１では、厚鋼板について、Ｃ：０．０３ｍａｓｓ％未満、Ｓｉ：０．６ｍａｓｓ％未満、Ｍｎ：０．８～３．０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００２～０．２ｍａｓｓ％を含有する鋼スラブを、（ベイナイト変態開始温度（Ｂｓ点）＋２００℃）～ベイナイト変態開始温度の温度域において累積圧下率５０％以上の圧延を行なうことで、ＤＷＴＴ８５％延性温度を－４５℃以下にする技術が記載されている。
　特許文献２では、厚鋼板について、質量％で、Ｃ：０．０１～０．５％、Ｓｉ：０．０１～３％、Ｍｎ：０．１～５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下を含有する鋼スラブを、１１００～１１５０℃で再加熱し、再結晶域圧延の各パスでの圧下比および未再結晶域での累積圧下率を適切に管理することで、圧延方向を軸として板厚断面から２０～５０°回転させた断面の｛１００｝の集積度の最大値が３以下となる延性破壊特性に優れた高強度鋼板が得られるとしている。
　特許文献３では、熱延鋼板について、質量％にて、Ｃ＝０．０１～０．１％、Ｓｉ＝０．０５～０．５％、Ｍｎ＝１～２％、Ｐ≦０．０３％、Ｓ≦０．００５％、Ｏ≦０．００３％、Ａｌ＝０．００５～０．０５％、Ｎ＝０．００１５～０．００６％、Ｎｂ＝０．００５～０．０８％、Ｔｉ＝０．００５～０．０２％を含有し、且つ、Ｎ－１４／４８×Ｔｉ＞０％、Ｎｂ－９３／１４×（Ｎ－１４／４８×Ｔｉ）>０．００５％、Ｍｏ＝０．０１％以上０．１％未満、Ｃｒ＝０．０１～０．３％、Ｃｕ＝０．０１～０．３％を含有させ、未再結晶温度域での合計圧下率を６５～８０％とすることで、造管後のパイプ円周方向の断面におけるミクロ組織単位の展伸度が２以下である低温靭性に優れる高強度熱延鋼板が得られるとしている。
　特許文献４では、熱延鋼板について、再結晶温度域での各圧延パス間で鋼板を所定時間滞留させ、熱間圧延後に２段冷却をすることにより、板厚中心部の鋼組織を、有効結晶粒径で２～１０μｍ、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計で６０～９９％とするとともに、任意の２部位におけるベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計を、それぞれ、Ａ及びＢとしたときのＡ－Ｂの絶対値を０～３０％とする技術が記載されている。これによって、低温靭性を向上させたラインパイプ用ホットコイルを得ることができるとしている。
特開平１１－３６０４０号公報 国際公開ＷＯ２００６／１０６５９１号公報 特開２００８－２４８３８４公報 国際公開ＷＯ２０１３／０４７７０２号公報
　しかしながら、特許文献１と特許文献２に記載された技術では、圧延温度をＢｓ点～Ｂｓ点＋２００℃と低い温度にコントロールしたり、各パスの圧延圧下率を６～１３％の間に制御したりする必要があり、設備配列上の制約が多い熱延鋼板（熱延コイル）製造ラインでは適用が難しい。
　特許文献３と特許文献４に記載された技術では、必要なＤＷＴＴ特性を十分に満足することができていない。特に特許文献３に記載された技術では、板厚１７．２ｍｍの熱延鋼板に対しては－２０℃において７２％～１００％の延性破面が得られているが、ＤＷＴＴ特性を確保することが特に困難となる厚肉材、例えば２０ｍｍ超えのＤＷＴＴ特性に関して記載がない。特許文献４の技術は、粗圧延工程で少なくとも１回以上の頻度で１００秒以上の待機が必要で、製造能率が低い。さらに圧延の仕上温度に関する検討が不十分で、必ずしも良好なＤＷＴＴ特性が得られてはいない。
　本発明は、かかる従来技術の課題を解決するものである。天然ガス、原油等の輸送用ラインパイプとして好適な、特にＡＰＩ　Ｘ６０～Ｘ８０級の高強度（降伏強度ＹＳ：４１５ＭＰａ以上、引張強度ＴＳ：５２０ＭＰａ以上）を有し、母材部のＤＷＴＴ特性（脆性破壊伝播停止性能）が優れる厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板を提供することを目的とする。また、該熱延鋼板を使用した厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。
　ＤＷＴＴ特性は製品板厚全厚に対して実施させる靭性評価試験であり、一般に、同じ成分組成・製造方法により得られた熱延鋼板であっても、製品板厚が厚くなると薄い場合と同等のＤＷＴＴ特性を得ることが困難となる。
　本発明者らは、板厚２０ｍｍ以上の厚肉高強度熱延鋼板（熱延コイル）のＤＷＴＴ特性を向上させるためのミクロ組織について、鋭意検討を行なった。
　脆性き裂は板幅方向を法線方向とする面を破面として熱延鋼板の長手方向に伝播する。この面に存在するＢＣＣ鉄のへき開面｛００１｝の面積分率と結晶粒連結サイズをそれぞれ適正に制御することで、ＤＷＴＴの延性破面率８５％となる温度を－２５℃以下とすることができることがわかった。さらに、このような特性を有する熱延鋼板を管状に成形した後でもＤＷＴＴの延性破面率８５％となる温度：－２０℃以下を満足できることがわかった。
　また、前記｛００１｝の面積分率と結晶粒連結サイズに関し、現時点で詳細なメカニズムは不明であるが、仕上圧延前の滞留時間と仕上圧延での圧下率が影響を及ぼすこともわかった。
　本発明は、かかる知見に基づき、強度を得るために必要な成分組成などさらなる検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
　［１］質量％で、
Ｃ：０．０２～０．２０％、
Ｍｎ：０．８０～２．１０％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｐ：０．０３４％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ｎｂ：０．０１～０．１５％、
Ｔｉ：０．００１～０．０３０％、
Ａｌ：０．００１～０．０８０％、
を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
連続冷却変態組織（Ｚｗ）を主相とし、板幅方向を法線方向とする面の｛００１｝α粒は、面積分率が１０％以下であり、かつ、連結サイズが面積平均粒径で１０μｍ以下であるミクロ組織を有し、
引張強度が５２０ＭＰａ以上であり、落重試験（ＤＷＴＴ）における延性破面率８５％となる温度が－２５℃以下である、厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板。
　［２］更に、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する成分組成とする、［１］に記載の厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板。
　［３］更に、質量％で、Ｂ：０．０００１～０．００２０％を含有する成分組成とする、［１］または［２］に記載の厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板。
　［４］更に、質量％で、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％を含有する成分組成とする、［１］～［３］のいずれかに記載の厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板。
　［５］［１］～［４］のいずれかに記載の厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板を管状に成形する工程と、突合せ部を溶接する工程と、を含む厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
　［６］前記管状の成形はロール成形により管状に成形し、前記突合せ部の溶接は高周波電気抵抗溶接とする、［５］に記載の厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
　［７］母材部と溶接部を有する厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管であって、前記母材部は［１］～［４］のいずれかに記載の成分組成およびミクロ組織を有する厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板で構成される、厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管。
　本発明によれば、ＤＷＴＴ特性（脆性破壊伝播停止性能）が優れるＡＰＩ　Ｘ６０～Ｘ８０級の厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板（熱延コイル）を容易かつ安価に提供できる。また、本発明により得られる熱延鋼板を、管状に成形して、突き合わせ部を溶接して鋼管とすることで、高価なシームレスパイプの代替として好適なＤＷＴＴ特性に優れる厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管を提供できる。
　本発明の熱延鋼板および溶接鋼管は、深海輸送用ラインパイプに好適である。
　本発明は、天然ガス、原油等の輸送用ラインパイプに好適な、ＡＰＩ　Ｘ６０～Ｘ８０級の高強度を有し、ＤＷＴＴ特性（脆性破壊伝播停止性能）が優れる厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板および厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管に関する。特に、通常シームレスパイプが使用される外径１２インチ～１８インチの深海用ラインパイプに用いるのに好適な電縫鋼管に関する。なお、本発明でいう厚肉とは、板厚（溶接鋼管では母材部の肉厚）２０ｍｍ以上であることをいう。また熱延鋼板のＤＷＴＴ特性が優れるとは、後述の実施例においてＤＷＴＴの延性破面率が８５％となる温度が－２５℃以下であることをいう。
　まず、本発明の成分組成限定理由について説明する。以下、特に断わらない限り、成分組成における質量％は単に％で記す。
　Ｃ：０．０２～０．２０％
Ｃは強度増加に寄与する重要な元素であり、所望の高強度を確保するためには０．０２％以上の含有を必要とする。Ｃ量は、好ましくは０．０３％以上である。一方、０．２０％を超えて多量にＣを含有するとＤＷＴＴ特性と溶接性が低下する。このため、Ｃ量は０．２０％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．１６％以下であり、より好ましくは０．０９％以下である。
　Ｍｎ：０．８０～２．１０％
Ｍｎは強度増加と靭性の向上に寄与する元素であり、所望の強度と靭性を確保するためには０．８０％以上の含有を必要とする。Ｍｎ量は、好ましくは０．９５％以上である。一方、２．１０％を超えて多量にＭｎを含有すると、島状マルテンサイトが過剰に生成し、硬質相増加によりＤＷＴＴ特性が低下する。このため、Ｍｎ量は２．１０％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは１．８５％以下であり、より好ましくは１．６５％以下である。
　Ｓｉ：０．０１～０．５０％
Ｓｉは、固溶強化により強度増加に寄与する元素であり、このような効果を得て所望の高強度を確保するためには０．０１％以上の含有を必要とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．０５％以上である。一方、０．５０％を超えて過剰にＳｉを含有すると、Ｍｎ同様、島状マルテンサイトが過剰に生成し、ＤＷＴＴ特性を悪化させる。このようなことから、Ｓｉは０．５０％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．３０％以下である。
　Ｐ：０．０３４％以下
Ｐは、鋼中に不純物として存在し、しかも結晶粒界等に偏析し易く、靭性等鋼管特性に悪影響を及ぼす元素であり、できるだけ低減することが好ましい。しかし、０．０３４％までは許容できる。このようなことから、Ｐ量は０．０３４％以下に限定する。Ｐ量は、好ましくは０．０２４％以下である。なお、過度のＰ低減は精錬コストの高騰を招くため、Ｐ量は０．００１％以上とすることが好ましい。
　Ｓ：０．００５０％以下
Ｓは、鋼中ではＭｎＳ等の粗大な硫化物系介在物として存在して延性や靭性の低下を招くため、できるだけ低減することが望ましい。しかし、０．００５０％までは許容できる。このようなことから、Ｓ量は０．００５０％以下に限定する。Ｓ量は、好ましくは０．００４０％以下である。なお、過度のＳ低減は精錬コストの高騰を招くため、Ｓ量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
　Ｎｂ：０．０１～０．１５％
Ｎｂは炭化物、窒化物を形成し、鋼の強度を向上させる元素であり、この効果を得るにはＮｂ量を０．０１％以上とする。Ｎｂ量は、好ましくは０．０２％以上である。一方、０．１５％より多くＮｂを含有するとＤＷＴＴ特性を悪化させるため、Ｎｂ量の上限を０．１５％とする。Ｎｂ量は、好ましくは０．１２％以下であり、より好ましくは０．０８％以下である。
　Ｔｉ：０．００１～０．０３０％
Ｔｉは、Ｎと結合しＴｉ窒化物を形成し、靭性に悪影響を及ぼすＮを固定し、ＤＷＴＴ特性を向上させる作用を有する。このような効果を得るためには、０．００１％以上のＴｉ含有を必要とする。Ｔｉ量は、好ましくは０．００５％以上である。一方、０．０３０％を超えてＴｉ含有すると、靭性の著しい低下を招く。このため、Ｔｉ量は０．０３０％以下とする。Ｔｉ量は、好ましくは０．０２５％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。
　Ａｌ：０．００１～０．０８０％
Ａｌは、鋼の脱酸剤として有用に作用する元素であり、このような効果を得るためには、０．００１％以上含有する必要がある。Ａｌ量は、好ましくは０．００５％以上である。一方、０．０８０％を超えて多量にＡｌを含有すると、Ａｌ酸化物を生成し、鋼の清浄度を低下させる。このため、Ａｌ量は０．０８０％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは０．０６０％以下である。
　その他の成分はＦｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物において、ＮとＯは以下の範囲とすることが好ましい。
　Ｎ：０．００６％以下
Ｎは、鋼中では不可避的不純物として存在し、固溶してあるいは窒化物を形成して、靭性低下を招く。このため、できるだけ低減することが望ましい。しかし、Ｎ量は０．００６％までは許容できる。
　Ｏ（酸素）：０．００８％以下
Ｏは、鋼中では不可避的不純物として存在し、介在物の生成による靭性の低下を招く。このため、できるだけ低減することが望ましい。しかし、Ｏ量は０．００８％までは許容できる。
　上記した成分が基本の成分組成であるが、基本の成分組成に加えてさらに、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有してもよい。
　Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖはいずれも、焼入れ性向上を介して、鋼板の強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて、選択して含有できる。これらの元素の含有は、特に、板厚が２０ｍｍ以上の厚肉の場合に、パーライト、ポリゴナルフェライトの生成を防止し、所望の強度、靭性を確保するうえで有効である。このような効果を得るためには、Ｃｕ：０．０５％以上、Ｎｉ：０．０５％以上、Ｃｒ：０．０５％以上、Ｍｏ：０．０５％以上、Ｖ：０．０５％以上含有することが好ましい。一方、Ｃｕ：０．５％、Ｎｉ：０．５％、Ｃｒ：０．５％、Ｍｏ：０．５％、Ｖ：０．１０％をそれぞれ超える含有は、効果が飽和するだけでなく材料コストの高騰を招く。このため、含有する場合には、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１０％以下に、それぞれ限定することが好ましい。なお、より好ましくはＣｕ：０．３５％以下、Ｎｉ：０．３５％以下、Ｃｒ：０．３５％以下、Ｍｏ：０．４５％以下、Ｖ：０．０８％以下である。
　さらに、必要に応じて、Ｂ：０．０００１～０．００２０％を含有してもよい。
　Ｂ：０．０００１～０．００２０％
Ｂは鋼の焼入性を著しく向上させ、強度の向上に寄与する元素で、必要に応じて選択して含有できる。強度向上の効果を得るためにはＢ量は０．０００１％以上の含有が好ましい。一方、０．００２０％を超えてＢを含有すると、母材のミクロ組織が下部ベイナイト又はマルテンサイトとなり、板幅方向を法線方向とする面の｛００１｝α粒の連結サイズの最大値が１０μｍを超え、ＤＷＴＴ特性が悪化するおそれがある。そのため、Ｂは０．０００１～０．００２０％の範囲に限定することが好ましい。
　さらに、必要に応じて、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％を含有してもよい。
　Ｃａ：０．０００５～０．００５０％
Ｃａは、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を球状とする、介在物の形態制御に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果を得るためには、Ｃａを０．０００５％以上含有することが好ましい。一方、０．００５０％を超えてＣａを含有すると、酸化物系介在物が増加し、ＤＷＴＴ特性を低下させるおそれがある。このため、Ｃａを含有する場合には、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％の範囲に限定することが好ましい。
　次にミクロ組織の限定理由について説明する。
　主相：連続冷却変態組織（Ｚｗ）
連続冷却変態組織とは、鋼のベイナイト写真集１（日本鉄鋼協会基礎研究編、１９９２年）に記載されている擬ポリゴナルフェライト（Ｑｕａｓｉ　ｐｏｌｙｇｏｎａｌ　ｆｅｒｒｉｔｅ）、グラニュラーベイニティックフェライト（Ｇｒａｎｕｌａｒ　ｂａｉｎｉｔｉｃ－ｆｅｒｒｉｔｅ）およびベイニティックフェライト（Ｂａｉｎｉｔｉｃ－ｆｅｒｒｉｔｅ）の総称であり、強度と靭性のバランスに優れる。なお、本発明での連続冷却変態組織には、ポリゴナルフェライト（Ｐｏｌｙｇｏｎａｌ　ｆｅｒｒｉｔｅ）、上部／下部ベイナイト（Ｕｐｐｅｒ／Ｌｏｗｅｒ　ｂａｉｎｉｔｅ）及びマルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）は含まない。
　本発明では、連続冷却変態組織が主相である。即ち、後述の実施例に記載の方法により求めた連続冷却変態組織の面積分率が９０％以上である。ただし、第２相として、パーライト、上部／下部ベイナイト、マルテンサイト等を、合計して面積分率で１０％未満であれば含有してもよい。連続冷却変態組織が９０％未満では、すなわち主相以外の第２相が１０％以上となり、所望の強度やＤＷＴＴ特性を確保できなくなる。
　加えて、ＤＷＴＴ特性をより向上させるためには、主相となる連続冷却変態組織の平均粒径は、後述のＳＥＭ／ＥＢＳＤ法によって求める面積平均粒径で３０μｍ以下とすることが好ましい。２０μｍ以下であることがより好ましい。
　板幅方向を法線方向とする面の｛００１｝α粒の面積分率が１０％以下、かつ、連結サイズが面積平均粒径で１０μｍ以下
本発明において「板幅方向を法線方向とする面の｛００１｝α粒の面積分率」は、後述の実施例に記載のとおり、板幅方向において端部から１／４位置、かつ板厚方向１／４位置および１／２位置において求める。また、本発明において、「｛００１｝α粒」とは、許容方位差１５°以内として、き裂伝播面である板幅方向を法線とする面へ＜１００＞方位を向けている結晶粒である。
　板幅方向を法線方向とする面の｛００１｝α粒の面積分率と連結サイズはＳＥＭ／ＥＢＳＤ法によって測定する。｛００１｝α粒の面積分率は、ＴＳＬ社製ＯＩＭ　ＡｎａｌｙｓｉｓのＣｒｙｓｔａｌ　Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎマッピング機能を用いて、き裂伝播面である板幅方向を法線とする面へ＜１００＞方位を向けている結晶粒の分率を、許容方位差（Ｔｏｌｅｒａｎｃｅ　ａｎｇｌｅ）を１５°以内として算出する。
　連続冷却変態組織のへき開面である｛００１｝α粒の面積分率が１０％を超えると、所望のＤＷＴＴ特性を満足できなくなる。よって、板幅方向を法線方向とする面の｛００１｝α粒の面積分率は１０％以下とする。好ましくは８％以下である。面積分率は０％に近ければ近いほどＤＷＴＴ特性を向上させる効果があるため、下限は特に制限しない。
　板幅方向を法線方向とする面の｛００１｝α粒の連結サイズは、ＴＳＬ社製ＯＩＭ　ＡｎａｌｙｓｉｓのＣｒｙｓｔａｌ　Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎマッピング機能とＨｉｇｈｌｉｔｉｎｇ機能により、｛００１｝α粒のみを抜き出したＤａｔａｓｅｔを作成し、面積平均（Ａｒｅａ　ｆｒａｃｔｉｏｎ　ａｖｅｒａｇｅ）粒径を算出する。この際、結晶粒の定義をＧｒａｉｎ　Ｔｏｌｅｒａｎｃｅ　Ａｎｇｌｅを６０°とすることで、｛００１｝α粒の連結サイズを求めることができる。該連結サイズが面積平均粒径で１０μｍを超えると、上記｛００１｝α粒の面積分率が１０％以下であっても、所望のＤＷＴＴ特性を満足できなくなる。よって、板幅方向を法線方向とする面の｛００１｝α粒の連結サイズは１０μｍ以下とする。
　引張強度（ＴＳ）：５２０ＭＰａ以上
天然ガス、原油等の輸送用ラインパイプとして好適な高強度とするため、本発明においてＴＳは５２０ＭＰａ以上とする。ＴＳは、好ましくは５３５ＭＰａ以上である。なお、ＴＳは後述の実施例に記載の方法により求めることができる。
　落重試験（ＤＷＴＴ）における延性破面率８５％となる温度が－２５℃以下
本発明は厚肉高強度ラインパイプへの適用を意図しており、ＡＳＴＭ　Ｅ４３６に準拠したＤＷＴＴにおいて、延性破面率８５％となる温度を－２５℃以下とする。該温度は、好ましくは－３０℃以下である。
　次に製造方法について説明する。
　熱延鋼板（熱延コイル）は、上記した成分組成の鋼素材に、次に示す工程を経て製造することが好ましい。本発明の熱延鋼板は、粗圧延装置、仕上圧延装置および加速冷却設備を備える熱間圧延ラインで製造することが好ましい。
　なお、鋼素材の製造方法については、本発明では特に限定する必要はないが、上記した組成の溶鋼を転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法でスラブ等の鋳片（鋼素材）とすることが好ましい。なお、連続鋳造法に代えて、造塊－分塊圧延法を用いて鋼素材（鋼片）としてもなんら問題はない。
　上記した成分組成の鋼素材を、加熱炉で加熱したのち、粗圧延と仕上圧延に続いて、加速冷却を施し、コイル状に巻取って熱延コイルとする。なお、以下の説明において、特にことわりのない場合の温度は鋼素材や鋼板等の表面温度とする。
　鋼素材の加熱温度は１１００℃～１３００℃とする。熱延コイルの靱性向上のためには、結晶粒の微細化が期待できる低い加熱温度とすることが好ましいが、加熱温度が１１００℃未満では、加熱温度が低すぎて、未溶解炭化物の固溶が進まず、ＡＰＩ　Ｘ６０～Ｘ８０級の高強度を確保できない場合がある。一方、加熱温度が１３００℃を超える高温では、オーステナイト（γ）粒の顕著な粗大化が生じ、ＤＷＴＴ特性が低下するおそれがある。さらに、スケール生成量の増加を招き、表面性状の悪化を招く恐れがある。また、エネルギーロスの増大を招き経済的に不利になる。このため、鋼素材の加熱温度は、１１００℃～１３００℃とする。１１５０～１２３０℃が好ましい。なお、当該加熱温度での均熱保持は、３０ｍｉｎ以上とすることが、鋼素材の加熱温度均一化の観点から好ましい。
　熱間圧延ラインの粗圧延では、粗圧延を施す温度域を再結晶温度域である９００℃以上１２３０℃以下とし、圧下率７０％～９０％の圧延を施す。圧下率が７０％未満だと｛００１｝α粒の面積分率が１０％を超える場合がある。粗圧延での圧下率が９０％を超えると、引き続き実施する仕上圧延での圧下率が十分に取れなくなり、｛００１｝α粒の連結サイズが１０μｍを超える場合がある。このため、再結晶温度域での圧下率は７０～９０％とする。
　粗圧延の１パス当たりの温度や圧下率、パス間時間は特に制限されないが、粗圧延終了後、仕上圧延を開始するまで７～９９秒待機することが好ましい。粗圧延終了から待機時間が７秒未満で仕上圧延を開始すると、オーステナイトの再結晶が不十分となり、所望の｛００１｝α粒の面積分率と連結サイズを得ることができない。一方、９９秒を超えても効果は飽和して製造効率のみ悪化し経済的ではない。
　続く仕上圧延は、７５０℃～粗圧延終了温度の範囲で実施する。仕上圧延終了温度が７５０℃を下回ると仕上圧延中にフェライト変態が開始し、生成した粗大なフェライトが加工されるため、強度と靭性の低下を招くおそれがある。このため、仕上圧延終了温度は７５０℃以上とする。なお、仕上圧延では、圧下率を４４％以上に調整する。圧下率が４４％未満では、γ→α変態の核生成サイトが少なくなり、｛００１｝α粒を含む主相の微細化を達成できない恐れがある。なお、仕上圧延機への負荷の観点から、仕上圧延での圧下率は９５％以下とすることが好ましい。
　本発明では、上記した熱間圧延を終了（特に、仕上圧延を終了）したのち、直ちに、好ましくは５秒以内に、鋼板の加速冷却を開始し、板厚中央部温度で７５０～６５０℃の温度域での平均冷却速度が５～８０℃／ｓとなる加速冷却を施す。すなわち、加速冷却停止温度：３００℃～６５０℃まで加速冷却を行い、この加速冷却の中で特定の温度域：７５０～６５０℃での平均冷却速度は５～８０℃／ｓとする。次いで、加速冷却の終了後、６５０℃以下でコイル状に巻き取ることが好ましい。加速冷却は、常法により行えばよい。なお、コイル状に巻き取った後は、放冷する。
　上記加速冷却での平均冷却速度が５℃／ｓ未満では、冷却速度が遅く、生成する組織が連続冷却変態組織ではなくなり、要求される強度とＤＷＴＴ特性を両立できなくなるおそれがある。一方、平均冷却速度が８０℃／ｓを超えると、下部ベイナイト又はマルテンサイト相が生成し、ＤＷＴＴ特性が低下する恐れがある。そのため、板厚中央部温度で７５０～６５０℃の温度域での平均冷却速度は５～８０℃／ｓとし、好ましくは１０～６０℃／ｓである。
　上記加速冷却停止温度が６５０℃を超えて高くなると、Ｎｂ炭窒化物等の析出粒子が粗大化し、強度が低下し所望の高強度を確保できなくなるおそれがある。さらに、巻取り後の徐冷でポリゴナルフェライトおよびパーライトが生成し、所望のミクロ組織を得ることができないおそれがある。このため、加速冷却停止温度は６５０℃以下にする。なお、加速冷却停止温度は３００℃以上とすることが好ましい。加速冷却停止温度が３００℃を下回ると、加速冷却での平均冷却速度を上記した５～８０℃／ｓの範囲内に調整しても、マルテンサイト相が一部生成する場合があり、所望のミクロ組織とならない恐れがある。このため、冷却停止温度は３００～６５０℃とすることがより好ましい。なお、加速冷却停止後、直ちにコイル状に巻き取るため、巻取温度は、上記した温度範囲となる。
　上記した製造条件で得られた熱延鋼板は、連続冷却変態組織（Ｚｗ）を主相とし、板幅方向を法線方向とする面の｛００１｝α粒は、面積分率が１０％以下であり、かつ、連結サイズが面積平均粒径で１０μｍ以下であるミクロ組織と、ＡＰＩ　Ｘ６０～Ｘ８０級の強度と、延性破面率８５％となる温度が－２５℃以下のＤＷＴＴ特性と、を有する熱延鋼板である。
　上記した好ましい製造方法で得られた厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板を素材として、管状に成形して、突合せ部を溶接することにより鋼管とする。これにより、母材部がＡＰＩ　Ｘ６０～Ｘ８０級の高強度と、ＤＷＴＴにおける延性破面８５％を得る温度が－２０℃以下である高靭性とを兼備する厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管とすることができる。
　造管工程としては、上記熱延鋼板を、冷間で複数のロールにより略円形断面のオープン管に連続成形し、ついで該オープン管の相対する端面を高周波誘導加熱または高周波電気抵抗加熱で融点以上に加熱しスクイズロールで圧接する、電縫鋼管製造設備を用いる常用の造管工程を適用することが好ましい。ここで、高周波とは、１００ｋＨｚ以上５００ｋＨｚ未満である。なお、本発明では、この造管工程に限定されないことは言うまでもない。
　以下、実施例に基づき、さらに本発明について具体的に説明する。
　以下、本発明の実施例を説明する。本発明の技術的範囲は以下の実施例に限定されない。
　表１の成分組成（含有量は質量％で表示）になる（残部はＦｅおよび不可避的不純物）鋼素材を、表２に示す保持温度まで加熱し、表２に示す条件で熱間圧延（粗圧延および仕上圧延）し、表２に示す条件で加速冷却し、加速冷却直後に巻取り、放冷して熱延鋼板（熱延コイル）を製造した。
　なお、表１に示す各元素の含有量の単位は質量％である。また、表２のコイルＮｏ．２０の加速冷却における平均冷却速度（℃／ｓ）は、板厚中央部温度で７５０～６８０℃におけるものである。表２における圧下率の定義は、「（元厚－最終厚）／元厚×１００％」である。仕上圧延における「元厚」は粗圧延の終了厚である。
　以下の手順により熱延鋼板のミクロ組織および機械的特性を調べた。
　（１）ミクロ組織
以下の条件のＳＥＭ／ＥＢＳＤ法により、熱延鋼板の主相とその面積平均粒径（μｍ）、第２相とその面積分率、板幅方向を法線方向とする面の｛００１｝α粒の面積分率および連結サイズ（面積平均粒径、単位μｍ）を求めた。なお、主相の面積分率は「１００－第２相の面積分率」であった。主相の面積平均粒径は、｛００１｝α粒の連結サイズと同様に、ＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓを用いて求めた。ミクロ組織の相は、Ｚｗが連続冷却変態組織、ＰＦがポリゴナルフェライト、Ｐがパーライト、ＬＢが下部ベイナイト、Ｍがマルテンサイトである。
　使用機器および測定条件：日立ハイテクノロジーズ社製電界放出型走査型電子顕微鏡に備え付けたＥＤＡＸ社製ＥＢＳＤ検出器を用いた。
　観察試験片の採取および観察条件：板厚１／４位置と１／２位置から採取した観察試験片を採取した。各観察試験片のＬ断面を観察面として、観察視野は４００×５００μｍとして少なくとも４視野以上観察し、ステップサイズは０．５μｍの条件で測定した。各サンプルの測定結果の平均値を採用し、表３に記載した。
　（２）引張試験特性（コイル）
引張試験は、コイルは板幅方向を試験片長手方向として引張試験片を採取し、ＡＳＴＭ　Ａ３７０の規定に準拠してＴＳおよびＹＳを求めた。降伏強度ＹＳ：４１５ＭＰａ以上、引張強度ＴＳ：５２０ＭＰａ以上が良好である。結果を表３に記載した。
　（３）ＤＷＴＴ特性（コイル）
熱延鋼板の板幅方向が試験片長手方向となるように試験片を採取（減厚なし）し、ＡＳＴＭ　Ｅ４３６の規定に準拠してＤＷＴＴを行った。予亀裂はプレスノッチにて導入した。延性破面率は２本実施した平均で算出し、延性破面率が８５％となる温度をＤＷＴＴ８５％ＳＡＴＴとして求めた。－２５℃以下が良好である。結果を表３に記載した。
　－鋼管を用いた試験－
製造した熱延鋼板（熱延コイル）を冷間で複数のロールにより略円形断面のオープン管に連続成形し、ついで該オープン管の相対する端面を高周波電気抵抗加熱で融点以上に加熱し、スクイズロールで圧接して厚肉の溶接鋼管を製造した。表３「鋼管形状」の欄に溶接鋼管の母材部の肉厚と外径を記載した。
　（４）引張試験特性（鋼管）
引張試験は、円周方向を試験片長手方向として母材部から引張試験片を採取し、ＡＳＴＭ　Ａ３７０の規定に準拠してＴＳおよびＹＳを求めた。降伏強度ＹＳ：４１５ＭＰａ以上、引張強度ＴＳ：５２０ＭＰａ以上が良好である。結果を表３に記載した。
　（５）ＤＷＴＴ特性（鋼管）
円周方向が試験片長手方向となるように母材部から試験片を採取（減厚なし）し、ＡＳＴＭ　Ｅ４３６の規定に準拠してＤＷＴＴを行った。予亀裂はプレスノッチにて導入した。延性破面率は２本実施した平均で算出し、延性破面率が８５％となる温度をＤＷＴＴ８５％ＳＡＴＴとして求めた。－２０℃以下が良好である。結果を表３に記載した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　発明例の熱延鋼板および溶接鋼管は、いずれも厚さ２０ｍｍ以上と厚肉であり、機械的特性に優れ、厚肉高強度ラインパイプ用として好適である。一方、比較例はＴＳ、ＹＳ、ＤＷＴＴ特性を高い水準で両立できていない。

Claims (7)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０２～０．２０％、
    Ｍｎ：０．８０～２．１０％、
    Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
    Ｐ：０．０３４％以下、
    Ｓ：０．００５０％以下、
    Ｎｂ：０．０１～０．１５％、
    Ｔｉ：０．００１～０．０３０％、
    Ａｌ：０．００１～０．０８０％、
    を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    　連続冷却変態組織（Ｚｗ）を主相とし、板幅方向を法線方向とする面の｛００１｝α粒は、面積分率が１０％以下であり、かつ、連結サイズが面積平均粒径で１０μｍ以下であるミクロ組織を有し、
    　引張強度が５２０ＭＰａ以上であり、落重試験（ＤＷＴＴ）における延性破面率８５％となる温度が－２５℃以下である、厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板。
  2. 　更に、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、
    Ｎｉ：０．５％以下、
    Ｃｒ：０．５％以下、
    Ｍｏ：０．５％以下、
    Ｖ：０．１０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する成分組成とする、請求項１に記載の厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板。
  3. 　更に、質量％で、Ｂ：０．０００１～０．００２０％を含有する成分組成とする、請求項１または２に記載の厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板。
  4. 　更に、質量％で、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％を含有する成分組成とする、請求項１～３のいずれかに記載の厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板。
  5. 　請求項１～４のいずれかに記載の厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板を管状に成形する工程と、突合せ部を溶接する工程と、を含む厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
  6. 　前記管状の成形はロール成形により管状に成形し、前記突合せ部の溶接は高周波電気抵抗溶接とする、請求項５に記載の厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
  7. 　母材部と溶接部を有する厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管であって、前記母材部は請求項１～４のいずれかに記載の成分組成およびミクロ組織を有する厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板で構成される、厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管。
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