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JP3869747B2 - 変形性能に優れた高強度鋼板、高強度鋼管および製造方法 - Google Patents

変形性能に優れた高強度鋼板、高強度鋼管および製造方法 Download PDF

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Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、天然ガス・原油輸送用ラインパイプとして広く使用でき、且つ地盤変動等によるパイプラインの変形許容度が大きい鋼管およびその素材に使用される鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、原油・天然ガスの長距離輸送方法としてパイプラインの重要性がますます高まっている。しかし、パイプラインが敷設される環境が多様化し、凍土地帯での夏冬の地盤上下によるパイプラインの変位と曲がり、海底でのパイプラインが流されることによるパイプラインの曲がり、地震による地層変動によるパイプラインの変位などが問題となってきた。すなわち、変形が起きた場合に座屈等が生じにくい変形性能に優れた鋼管が要望されている。変形性能が良いことの指標としては一般的に一様伸びが大きいことや加工硬化係数が大きいことと認識されている。
【０００３】
すでに、特開昭63-286517「低降伏比高張力鋼の製造方法」や特開平11-279700「耐座屈特性に優れた鋼管及びその製造方法」等において開示されているように、圧延後Ar3変態点以下まで空冷してフェライトを生成させ、その後急冷して二相組織にすることにより降伏比を低減する（加工硬化係数を高める）方法が提案されている。しかしながら、高い低温靭性を要求されるラインパイプ材としては適しないだけでなく、空冷工程を含むと生産性が低下する問題もある。そこで、長距離パイプラインにも使用可能な高い生産性と、寒冷地でも使用可能な優れた低温靭性を損なうことなく、高い変形特性（高い一様伸び）を有するラインパイプが要望されていた。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は優れた低温靭性、高い生産性を兼ね備えたAPI規格X60〜100級の変形性能に優れたラインパイプ、および素材の鋼板、これらの製造方法を提供する。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明は上記課題を解決するために示されたもので、その要旨は次のとおりである。
【０００６】
（１）化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．１％以下、およびＮ：０．００８％以下で、且つＴｉ−３．４Ｎ≧０を含有し、さらに、Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下およびＭｇ：０．００６％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、ベイナイト相を主体とした低温変態組織中にフェライト相が微細分散して面積率で５〜４０％存在し、ベイナイトの平均粒径よりも大きいフェライト粒の存在割合が１０％以下である組織を有することを特徴とする変形性能に優れた高強度鋼板。
【０００９】
（２）降伏強度（ＹＳ）と引っ張り強さ（ＴＳ）の比（ＹＳ／ＴＳ）が０．９５以下であり、かつ降伏強度（ＹＳ）と一様伸び（ｕＥｌ）の積（ＹＳ×ｕＥｌ）が５０００以上である鋼管であって、前記鋼管の母材の化学成分が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％、
Ｓｉ：０．８％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．１％以下、および
Ｎ：０．００８％以下で、且つＴｉ−３．４Ｎ≧０
を含有し、さらに、Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下およびＭｇ：０．００６％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする変形性能に優れた高強度鋼管。
【００１０】
（３）降伏強度（ＹＳ）と引っ張り強さ（ＴＳ）の比（ＹＳ／ＴＳ）が０．９５以下であり、かつ降伏強度（ＹＳ）と一様伸び（ｕＥｌ）の積（ＹＳ×ｕＥｌ）が５０００以上である鋼管であって、前記鋼管の母材が、ベイナイト相を主体とした低温変態組織中にフェライト相が微細分散して面積率で５〜４０％存在し、ベイナイトの平均粒径よりも大きいフェライト粒の存在割合が１０％以下である組織を有し、化学成分が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％、
Ｓｉ：０．８％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．１％以下、および
Ｎ：０．００８％以下で、且つＴｉ−３．４Ｎ≧０
を含有し、さらに、Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下およびＭｇ：０．００６％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする変形性能に優れた高強度鋼管。
【００１１】
（４）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．１％以下、およびＮ：０．００８％以下で、且つＴｉ−３．４Ｎ≧０を含有し、さらに、Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下およびＭｇ：０．００６％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片をオーステナイト温度域に再加熱後、再結晶温度域で粗圧延を行い、引き続き９００℃以下の未再結晶温度域で累積圧下率５０％以上の仕上げ圧延を行い、Ａｒ３点以上の温度から５００〜６００℃の温度まで冷却速度が５〜２０℃／秒の弱加速冷却を行い、その後直ちに冷却速度が１５℃／秒以上で、且つ前段の冷却速度よりも速い強加速冷却で３００℃以下の温度まで冷却することを特徴とする変形性能に優れた高強度鋼板の製造方法。
【００１２】
（５）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．１％以下、およびＮ：０．００８％以下で、且つＴｉ−３．４Ｎ≧０を含有し、さらに、Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下およびＭｇ：０．００６％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片をオーステナイト温度域に再加熱後、再結晶温度域で粗圧延を行い、引き続き９００℃以下の未再結晶温度域で累積圧下率５０％以上の仕上げ圧延を行い、Ａｒ３点以上の温度から５００〜６００℃の温度まで冷却速度が５〜２０℃／秒の弱加速冷却を行い、その後３０秒以内の等温保持または空冷の後、冷却速度が１５℃／秒以上で、且つ前段の冷却速度より速い強加速冷却で３００℃以下の温度まで冷却することを特徴とする変形性能に優れた高強度鋼板の製造方法。
【００１３】
（６） （４）または（５）記載の何れかの方法で製造した鋼板をさらに管状に成形後、突合せ部を接合したことを特徴とする変形性能に優れた高強度鋼管の製造方法。
【００１４】
（７） （６）記載の造管方法がＵＯＥプロセスであることを特徴とする変形性能に優れた高強度鋼管の製造方法。
【００１５】
（８） （６）記載の造管方法がベンディングロール法であることを特徴とする変形性能に優れた高強度鋼管の製造方法。
【００１６】
（９）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．１％以下、およびＮ：０．００８％以下で、且つＴｉ−３．４Ｎ≧０を含有し、さらに、Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下およびＭｇ：０．００６％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片をオーステナイト温度域に再加熱後、再結晶温度域で粗圧延を行い、引き続き９００℃以下の未再結晶温度域で累積圧下率５０％以上の仕上げ圧延を行い、Ａｒ３点以上の温度から５００〜６００℃の温度まで冷却速度が５〜２０℃／秒の弱加速冷却を行い、その後冷却速度が１５℃／秒以上で、且つ前段の冷却速度より速い強加速冷却で３００℃以下の温度まで冷却して巻き取ることを特徴とする変形性能に優れた高強度熱延鋼帯の製造方法。
【００１７】
（１０） （９）記載の方法で製造した熱延鋼帯をさらに連続的にロール成形法を用いて筒状に成形後、突合せ部を高周波抵抗溶接あるいはレーザー溶接したことを特徴とする変形性能に優れた高強度鋼管の製造方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００１９】
高変形能を実現するためには、従来技術でも述べたように鋼組織中に軟質相を存在させた複相組織とすることが重要であり、これは基本原理である。しかしながら、本発明者らは従来技術の問題点を詳細に検討した結果、圧延後Ar3点以下まで空冷する時に、図１（ａ）に示すように、粗大なフェライトまたは層状のフェライトが生成するため、シャルピー試験の破壊面にセパレーションが生じ、吸収エネルギーが低下することが判明した。（なお、図１（ａ）において、黒い粒がフェライト組織で、灰色の部分がベイナイト組織を表わしている。この組織は後述する〔実施例〕における比較例により製造した場合でも同一の組織となる。）また、空冷で所定の温度に達するまで待つ必要があり、ラインパイプのような大量生産品を製造する場合には適用できないことも判明した。
【００２０】
本発明者らは、更に、フェライト相及びベイナイト相の複相組織にする方法について鋭意検討した結果、特定の冷却速度で冷却すると粒内、粒界に比較的微細なフェライトが生成し、さらにその後急冷し、ベイナイト相主体の低温変態組織とすることでフェライト相との硬度差が大きくなって高い一様伸びと高強度が両立でき、さらにシャルピー試験でのセパレーションも発生が抑制されて高い吸収エネルギーが得られることを知見した。
【００２１】
低温靭性を低下させないためには、粗大フェライト、層状に連なって存在するフェライトではなく、図１（ｂ）に示すように、分散したフェライトが存在する必要がある。殆どのフェライト粒は母相のベイナイトの粒径より細粒であることが必要であり、さもなければフェライトが生成することによる靭性劣化が顕著になる。なお、ここで、殆どのフェライト粒が母相のベイナイトの粒径より細粒であるとは、フェライト相においてベイナイトの平均粒径よりも大きいフェライト粒の存在割合が１０％以下であることを示す。
【００２２】
実寸法では大略10μm以下で多数の数μmのフェライトが多数存在する状態が良い。なお、図１（ｂ）において、白線で囲った部分がベイナイト組織の粒径を示し、黒い粒がフェライト粒であることを示している。これは後述する〔実施例〕の発明例で得た組織に等しいものである。フェライト相の量としては面積率にて５％未満では一様伸び向上の効果が無く、４０％を超えて多量に存在すると高強度が得られないので５〜４０％とした。
【００２３】
次に、以下に成分元素の限定理由を述べる。なお、以下の成分元量の量は何れも質量％である。
【００２４】
Ｃ量は０．０３〜０．１２％に限定する。炭素は鋼の強度向上に極めて有効であり、目標とする強度を得るためには、最低０．０３％は必要である。しかし、Ｃ量が多すぎると母材、ＨＡＺの低温靱性や現地溶接性の著しい劣化を招くので、その上限を０．１２％とした。一様伸びはＣ量が多い方が高くなり、低温靭性や溶接性はＣ量が少ない方が良好であり、要求特性の水準によりバランスを考える必要がある。
【００２５】
Ｓｉは脱酸や強度向上のために添加する元素であるが、多く添加するとＨＡＺ靱性、現地溶接性を著しく劣化させるので、上限を０．８％とした。鋼の脱酸はＡｌでもＴｉでも十分可能であり、Ｓｉは必ずしも添加する必要はないが、安定して脱酸効果を得るためには、Ａｌ、ＴｉおよびＳｉのそれぞれの含有量合計が０．０１％以上とするのが好ましい。
【００２６】
Ｍｎは本発明鋼の母相のミクロ組織をベイナイト主体の組織とし、優れた強度・低温靱性のバランスを確保する上で不可欠な元素であり、その下限は０．８％である。しかし、Ｍｎが多すぎると、フェライトを分散して生成させることが困難になるので上限を２．５％とした。
【００２７】
また、本発明鋼では、必須の元素としてＮｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％を含有する。
【００２８】
Ｎｂは制御圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制して組織を微細化するだけでなく、焼入れ性増大にも寄与し、鋼を強靱化する。しかし、Ｎｂ添加量が多すぎると、ＨＡＺ靱性や現地溶接性に悪影響をもたらすので、その上限を０．１０％とした。
【００２９】
Ｔｉは微細なＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時およびＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、母材およびＨＡＺの低温靱性を改善する。また、固溶ＮをＴｉＮとして固定する役割も有する。この目的のために、Ｔｉ量は３．４Ｎ（各々質量％）以上添加する。また、Ａｌ量が少ない時（例えば０．００５％以下）、Ｔｉは酸化物を形成し、ＨＡＺにおいて粒内フェライト生成核として作用し、ＨＡＺ組織を微細化する効果も有する。このようなＴｉＮの効果を発現させるためには、最低０．００５％のＴｉ添加が必要である。しかし、Ｔｉ量が多すぎると、ＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、低温靱性を劣化させるので、その上限を０．０３０％に限定した。
【００３０】
Ａｌは通常脱酸材として鋼に含まれる元素で、組織の微細化にも効果を有する。しかし、Ａｌ量が０．１％を越えるとＡｌ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。しかし、脱酸はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、Ａｌは必ずしも添加する必要はないが、安定して脱酸効果を得るためには、Ｓｉ、ＴｉおよびＡｌのそれぞれの含有量合計が０．０１％以上とするのが好ましい。
【００３１】
ＮはＴｉＮを形成しスラブ再加熱時およびＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制して母材、ＨＡＺの低温靱性を向上させる。このために必要な最小量は０．００１％が好ましい。しかし、固溶Ｎが存在すると成形歪みによる時効により転位が固着され、引張り試験において明瞭な降伏点と降伏点伸びがあらわれるようになり、変形性能が著しく低下する。従って、ＴｉＮとしてＮを固定する必要がある。Ｎ量が多すぎるとＴｉＮが増えすぎ表面疵、靭性劣化等の弊害が生じるので、その上限は０．００８％に抑える必要がある。
【００３２】
さらに、本発明では、不純物元素であるＰ、Ｓ量をそれぞれ０．０３％、０．０１％以下とする。この主たる理由は母材およびＨＡＺの低温靱性をより一層向上させるためである。Ｐ量の低減は連続鋳造スラブの中心偏析を軽減するとともに、粒界破壊を防止して低温靱性を向上させる。また、Ｓ量の低減は熱間圧延で延伸化するＭｎＳを低減して延靱性を向上させる効果がある。両者共、少なければ少ない程望ましいが、特性とコストのバランスで決定する必要がある。
【００３３】
つぎに、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇを添加する目的について説明する。
【００３４】
基本となる成分に、更にこれらの元素を添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度・靱性の一層の向上や製造可能な鋼材サイズの拡大を図るためである。従って、その添加量は自ずから制限されるべき性質のものである。
【００３５】
Ｎｉを添加する目的は低炭素の本発明鋼を低温靱性や現地溶接性を劣化させることなく向上させるためである。Ｎｉ添加はＭｎやＣｒ、Ｍｏ添加に比較して圧延組織（とくに連続鋳造鋼片の中心偏析帯）中に低温靱性に有害な硬化組織を形成することが少ない。しかし、添加量が多すぎると、経済性だけでなく、ＨＡＺ靱性や現地溶接性を劣化させるので、その上限を１．０％とした。また、Ｎｉ添加は連続鋳造時、熱間圧延時におけるＣｕ割れの防止にも有効である。この場合、ＮｉはＣｕ量の１／３以上添加する必要がある。なお、Ｎｉは、選択元素であり、必ずしも添加する必要はないが、上記のようなＮｉ添加作用を安定して得るためには、その含有量の下限を０．１％とするのが好ましい。
【００３６】
Ｍｏを添加する理由は鋼の焼入れ性を向上させ、高強度を得るためである。また、ＭｏはＮｂと共存して制御圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制し、オーステナイト組織の微細化にも効果がある。しかし、過剰なＭｏ添加はＨＡＺ靱性、現地溶接性を劣化させ、さらにフェライトを分散して生成させるのが困難になるので、その上限を０．６％とした。なお、Ｍｏは、選択元素であり、必ずしも添加する必要はないが、上記のようなＭｏ添加作用を安定して得るためには、その含有量の下限を０．０６％とするのが好ましい。
【００３７】
Ｃｒは母材、溶接部の強度を増加させるが、多すぎるとＨＡＺ靱性や現地溶接性を著しく劣化させる。このためＣｒ量の上限は１．０％である。
【００３８】
なお、Ｃｒは、選択元素であり、必ずしも添加する必要はないが、上記のようなＣｒ添加作用を安定して得るためには、その含有量の下限を０．１％とするのが好ましい。
【００３９】
Ｃｕは母材、溶接部の強度を増加させるが、多すぎるとＨＡＺ靱性や現地溶接性を著しく劣化させる。このためＣｕ量の上限は１．０％である。
【００４０】
なお、Ｃｕは、選択元素であり、必ずしも添加する必要はないが、上記のようなＣｕ添加作用を安定して得るためには、その含有量の下限を０．１％とするのが好ましい。
【００４１】
ＶはＮｂとほぼ同様の効果を有するが、その効果はＮｂに比較して弱い。また、溶接部の軟化を抑制する効果も有する。上限はＨＡＺ靱性、現地溶接性の点から０．１０％まで許容できるが、特に０．０３〜０．０８％の添加が望ましい範囲である。
【００４２】
ＣａおよびＲＥＭは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靱性を向上（シャルピー試験の吸収エネルギーの増加など）させる。Ｃａ量が０．００６％、ＲＥＭが０．０２％を越えて添加するとＣａＯ−ＣａＳまたはＲＥＭ−ＣａＳが大量に生成して大型クラスター、大型介在物となり、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。このためＣａ添加量の上限を０．００６％またはＲＥＭ添加量の条件を０．０２％に制限した。なお超高強度ラインパイプでは、Ｓ、Ｏ量をそれぞれ０．００１％、０．００２％以下に低減し、かつＥＳＳＰ＝（Ｃａ）〔１−１２４（Ｏ）〕／１．２５Ｓを０．５≦ＥＳＳＰ≦１０．０とすることが特に有効である。
【００４３】
なお、ＣａおよびＲＥＭは、選択元素であり、必ずしも添加する必要はないが、上記のようなＣｒ添加作用を安定して得るためには、その含有量の下限をそれぞれ０．００１％、０．００２％とするのが好ましい。
【００４４】
Ｍｇは微細分散した酸化物を形成し、溶接熱影響部の粒粗大化を抑制して低温靭性を向上させる。０．００６％以上では粗大酸化物を生成し逆に靭性を劣化させる。
【００４５】
なお、Ｍｇは、選択元素であり、必ずしも添加する必要はないが、上記のようなＣｒ添加作用を安定して得るためには、その含有量の下限を０．０００６％とするのが好ましい。
【００４６】
以上のような化学成分を有していても、適正な製造条件を採用しなければ所望の組織は得られない。微細なフェライトが分散して存在するベイナイト組織を得る原理的な方法は、再結晶粒を未再結晶温度域で加工し、板厚方向に偏平したオーステナイト粒とし、これをフェライト生成が微細に生成する冷却速度で冷却し、その後急冷して残りの組織を低温変態組織とすることである。これらの鋼で低温変態した組織を一般にベイナイト、ベイニティックフェライト等の名称で呼ぶが、ここでは総称してベイナイトと記述する。
【００４７】
本発明で規定する化学成分を有する鋼片を１０５０〜１２５０℃程度のオーステナイト温度域に再加熱後、再結晶温度域で粗圧延を行い、引き続き、９００℃の未再結晶温度域での累積圧下量が５０％以上となるように仕上げ圧延する。その後、前段の冷却として、Ar3点以上の温度から５００〜６００℃での温度まで５〜２０℃/秒程度の弱加速冷却を行い、微細なフェライトを分散して生成させる。鋼中の化学成分により微細なフェライトが分散して生成する冷却速度は異なるが、予め簡単な試験圧延を用いて鋼種毎にその冷却速度を確認して決めることができる。前段の冷却における弱加速冷却によりフェライトの生成は５００〜６００℃で終了するので、その後、さらに、強加速冷却して残部を低温変態させベイナイト相を主体とした低温変態組織とする。フェライト相とベイナイト相の複相組織とするためには、後段の冷却をその冷却速度が前段よりも速い急速冷却とする必要があるが、後段の冷却速度が１５℃未満の冷却速度では十分な低温変態が生じない。従って、後段の冷却速度を前段の冷却速度よりも速い強加速冷却とし、且つその冷却速度を１５℃/秒以上とする。望ましくは３０℃/秒程度以上で冷却するのが望ましい。なお、冷却速度は板厚中心での平均速度である。また、後段の冷却は、３００℃以上で冷却を停止すると十分低温変態が完了しないので、３００℃以下まで冷却する必要がある。
【００４８】
なお、熱延鋼帯を製造する場合は、後段の冷却後、３００℃以下で巻き取る必要がある。
【００４９】
前段と後段の冷却は連続的に行われるのが望ましいが、冷却設備の配置によっては、前段と後段の冷却設備間で冷却が不連続になることがあるが、この場合も、フェライトの粗大化を抑制するために前段と後段の間の等温保持または空冷を３０秒以下程度にする必要がある。
【００５０】
このようにして製造された鋼板は、さらに、管状に成形されて突き合わせ部が接合されて鋼管となる。
【００５１】
この鋼板を用いた造管方法はの場合は、通常鋼管を製造することに使用されているUOE法、ベンディングロール法が適用でき、突き合わせ部の接合方法はアーク溶接、レーザー溶接等が使用可能である。
【００５２】
また、鋼帯を用いた造管方法は、ロールフォーミング後、高周波抵抗溶接やレーザー溶接が適用可能である。成形により鋼板の一様伸びは減少する傾向にあるので出来るだけ低歪み成形することが望ましい。
【００５３】
このようにして成形された鋼管は、母材がベイナイト相を主体とした低温変態組織中にフェライト相が微細分散して面積率で５〜４０％存在し、且つその殆どのフェライト相の粒径が上記ベイナイト相の平均粒径よりも小さい組織を有し、更に、この鋼管は、降伏強度（ＹＳ）と引っ張り強さ（ＴＳ）の比（ＹＳ／ＴＳ）が０．９５以上で、かつ、降伏強度（ＹＳ）と一様伸び（ｕＥｌ）の積（ＹＳ×ｕＥｌ）が５０００以上の特性を有する鋼管となる。
【００５４】
これらの特性は本発明のような用途に用いる大径鋼管においては重要な特性であり、ＹＳ／ＴＳが０．９５を超える場合には低強度となり、しかも変形抵抗が低いために変性が生じた場合に座屈等が生じ、また、ＹＳ×ｕＥｌが５０００未満の場合には一様伸びが低く変形特性が劣化する。従って、変形性能に優れ、かつ一様伸びに優れた本発明による大径鋼管においては、ＹＳ／ＴＳ≦０．９５、かつ、ＹＳ×ｕＥｌ≧５０００を満足する必要がある。
【００５５】
【実施例】
表１に示す本発明を満足する化学成分の鋼を溶製し、表２に示す方法で圧延、冷却を実施した。その後、得られた鋼管の成形後機械的特性を評価した。鋼管の母材組織および機械的特性を表３に示す。
【００５６】
変形特性の指標としては鋼管長手方向の一様伸び（uEl）を測定したが、一様伸びは低強度材の方が大きくなる傾向であるので、降伏強度（YS）と一様伸び（uEl）の積（YS×uEl）が5000以上あれば、強度の割に変形特性が良いと評価した。実管での変形特性の一例として座屈試験の例も示した。
【００５７】
表３において、発明例（Ｎｏ．1〜１４）は何れも、その組織中のフェライト相が５〜４０％で、かつその平均粒径がベイナイト相よりも大きいものは殆ど無く（１０％以下）、機械的特性は、ＹＳ／ＴＳ≦０．９５、かつ、ＹＳ×ｕＥｌ≧５０００を満足しているため、座屈歪みが1％以上と優れた変形性能が得られた。
【００５８】
これに対し、比較例（Ｎｏ．１５〜１７）は、本発明のフェライト粒径および機械的特性（ＹＳ／ＴＳ≦０．９５、かつ、ＹＳ×ｕＥｌ≧５０００）の何れかが満足しないため、座屈歪みが１％以下と低下した。また、引張り試験の結果から、応力・歪み曲線で明瞭な降伏減少が起き、降伏伸びが存在すると塑性不安定が起こるため鋼管の変形特性は大幅に低下した。
【００５９】
表２においてＮｏ．１５の比較例では冷却開始温度：Ａｒ3以上の温度から５００〜６００℃の温度までの弱加速冷却を行わずに、直接、強加速冷却したためにベイナイト相主体の単一相になったため一様伸びが小さい。Ｎｏ．１６の比較例では水冷停止温度が高いために低温変態生成組織が十分発達しなかったためにフェライトおよびベーナイトの複相組織にならず一様伸びが低い。Ｎｏ．１７の比較例では後段の強加速冷却における冷却速度が遅いためにベーナイト相主体の低温変態生成組織が十分発達しなかったためにフェライトおよびベーナイトの複相組織にならず一様伸びが低い。
【００６０】
【表１】
Figure 0003869747
【００６１】
【表２】
Figure 0003869747
【００６２】
【表３】
Figure 0003869747
【００６３】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明は、鋼板もしくは鋼管の成分組成を特定し、かつ製造条件を特定することにより、複合組織を有する低温靭性に優れたＡＰＩ規格Ｘ６０〜１００級の一様伸びに優れ、かつ変形性能に優れたラインパイプ、および素材の鋼板を製造することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】（ａ）は本発明の実施例に記載した比較例Ｎｏ．１５の原鋼板のシャルピー試験の破壊面を示す顕微鏡写真で、（ｂ）は実施例Ｎｏ．２の原鋼板のシャルピー試験の破壊面を示す顕微鏡写真である。

Claims (10)

  1. 化学成分が、質量％で、
    Ｃ：０．０３〜０．１２％、
    Ｓｉ：０．８％以下、
    Ｍｎ：０．８〜２．５％、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
    Ａｌ：０．１％以下、および
    Ｎ：０．００８％以下で、且つＴｉ−３．４Ｎ≧０
    を含有し、さらに、Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下およびＭｇ：０．００６％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、ベイナイト相を主体とした低温変態組織中にフェライト相が微細分散して面積率で５〜４０％存在し、ベイナイトの平均粒径よりも大きいフェライト粒の存在割合が１０％以下である組織を有することを特徴とする変形性能に優れた高強度鋼板。
  2. 降伏強度（ＹＳ）と引っ張り強さ（ＴＳ）の比（ＹＳ／ＴＳ）が０．９５以下であり、かつ降伏強度（ＹＳ）と一様伸び（ｕＥｌ）の積（ＹＳ×ｕＥｌ）が５０００以上である鋼管であって、前記鋼管の母材の化学成分が、質量％で、
    Ｃ：０．０３〜０．１２％、
    Ｓｉ：０．８％以下、
    Ｍｎ：０．８〜２．５％、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
    Ａｌ：０．１％以下、および
    Ｎ：０．００８％以下で、且つＴｉ−３．４Ｎ≧０
    を含有し、さらに、Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下およびＭｇ：０．００６％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする変形性能に優れた高強度鋼管。
  3. 降伏強度（ＹＳ）と引っ張り強さ（ＴＳ）の比（ＹＳ／ＴＳ）が０．９５以下であり、かつ降伏強度（ＹＳ）と一様伸び（ｕＥｌ）の積（ＹＳ×ｕＥｌ）が５０００以上である鋼管であって、前記鋼管の母材が、ベイナイト相を主体とした低温変態組織中にフェライト相が微細分散して面積率で５〜４０％存在し、ベイナイトの平均粒径よりも大きいフェライト粒の存在割合が１０％以下である組織を有し、化学成分が、質量％で、
    Ｃ：０．０３〜０．１２％、
    Ｓｉ：０．８％以下、
    Ｍｎ：０．８〜２．５％、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
    Ａｌ：０．１％以下、および
    Ｎ：０．００８％以下で、且つＴｉ−３．４Ｎ≧０
    を含有し、さらに、Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下およびＭｇ：０．００６％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする変形性能に優れた高強度鋼管。
  4. 質量％で、
    Ｃ：０．０３〜０．１２％、
    Ｓｉ：０．８％以下、
    Ｍｎ：０．８〜２．５％、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
    Ａｌ：０．１％以下、および
    Ｎ：０．００８％以下で、且つＴｉ−３．４Ｎ≧０
    を含有し、さらに、Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下およびＭｇ：０．００６％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片をオーステナイト温度域に再加熱後、再結晶温度域で粗圧延を行い、引き続き９００℃以下の未再結晶温度域で累積圧下率５０％以上の仕上げ圧延を行い、Ａｒ３点以上の温度から５００〜６００℃の温度まで冷却速度が５〜２０℃／秒の弱加速冷却を行い、その後直ちに冷却速度が１５℃／秒以上で、且つ前段の冷却速度よりも速い強加速冷却で３００℃以下の温度まで冷却することを特徴とする変形性能に優れた高強度鋼板の製造方法。
  5. 質量％で、
    Ｃ：０．０３〜０．１２％、
    Ｓｉ：０．８％以下、
    Ｍｎ：０．８〜２．５％、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
    Ａｌ：０．１％以下、および
    Ｎ：０．００８％以下で、且つＴｉ−３．４Ｎ≧０
    を含有し、さらに、Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下およびＭｇ：０．００６％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片をオーステナイト温度域に再加熱後、再結晶温度域で粗圧延を行い、引き続き９００℃以下の未再結晶温度域で累積圧下率５０％以上の仕上げ圧延を行い、Ａｒ３点以上の温度から５００〜６００℃の温度まで冷却速度が５〜２０℃／秒の弱加速冷却を行い、その後３０秒以内の等温保持または空冷の後、冷却速度が１５℃／秒以上で、且つ前段の冷却速度より速い強加速冷却で３００℃以下の温度まで冷却することを特徴とする変形性能に優れた高強度鋼板の製造方法。
  6. 請求項４または５記載の何れかの方法で製造した鋼板をさらに管状に成形後、突合せ部を接合したことを特徴とする変形性能に優れた高強度鋼管の製造方法。
  7. 請求項６記載の造管方法がＵＯＥプロセスであることを特徴とする変形性能に優れた高強度鋼管の製造方法。
  8. 請求項６記載の造管方法がベンディングロール法であることを特徴とする変形性能に優れた高強度鋼管の製造方法。
  9. 質量％で、
    Ｃ：０．０３〜０．１２％、
    Ｓｉ：０．８％以下、
    Ｍｎ：０．８〜２．５％、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
    Ａｌ：０．１％以下、および
    Ｎ：０．００８％以下で、且つＴｉ−３．４Ｎ≧０
    を含有し、さらに、Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下およびＭｇ：０．００６％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼片をオーステナイト温度域に再加熱後、再結晶温度域で粗圧延を行い、引き続き９００℃以下の未再結晶温度域で累積圧下率５０％以上の仕上げ圧延を行い、Ａｒ３点以上の温度から５００〜６００℃の温度まで冷却速度が５〜２０℃／秒の弱加速冷却を行い、その後冷却速度が１５℃／秒以上で、且つ前段の冷却速度より速い強加速冷却で３００℃以下の温度まで冷却して巻き取ることを特徴とする変形性能に優れた高強度熱延鋼帯の製造方法。
  10. 請求項９記載の方法で製造した熱延鋼帯をさらに連続的にロール成形法を用いて筒状に成形後、突合せ部を高周波抵抗溶接あるいはレーザー溶接したことを特徴とする変形性能に優れた高強度鋼管の製造方法。
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