(57)【要約】  この高強度鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０９％、Ｍｎ：０．４〜２．５％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎｂ：０．００５〜０．３％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物を含み、Ｓｉ：０．６％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００８％以下に制限し、ベイナイト変態指標ＢＴが６５０℃以下であり、金属組織が、第一のベイナイトと第二のベイナイトとを含む単純ベイナイト組織であり、前記第一のベイナイトが、炭化物を含まないベイニティックフェライトの集合組織であり、前記第二のベイナイトが、前記炭化物を含まないベイニティックフェライトとこのベイニティックフェライトの間のセメンタイトとの混合組織である。
2010143433.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０９％、
Ｍｎ：０．４〜２．５％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物を含み、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎ：０．００８％以下
に制限し、
下記（３）式によって求められるベイナイト変態指標ＢＴが６５０℃以下であり、
金属組織が、第一のベイナイトと第二のベイナイトとを含む単純ベイナイト組織であり、前記第一のベイナイトが、炭化物を含まないベイニティックフェライトの集合組織であり、前記第二のベイナイトが、前記炭化物を含まないベイニティックフェライトとこのベイニティックフェライトの間のセメンタイトとの混合組織である
ことを特徴とする高強度鋼管。
ＢＴ＝８３０−２７０［Ｃ］−９０［Ｍｎ］−３７［Ｍｏ］−７０［Ｎｉ］−８３［Ｃｒ］・・・（３）
ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｍｏ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］は、それぞれ、Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒの含有量である。
【請求項２】
質量％で、
Ｎｉ：０．６５％以下、
Ｃｕ：１．５％以下、
Ｍｏ：０．３％以下、
Ｖ：０．２％以下
の少なくとも１種をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼管。
【請求項３】
前記第一のベイナイトと前記第二のベイナイトとを合計した組織の量が、組織全体の９５％以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度鋼管。
【請求項４】
２００℃で時効処理を行った場合に、管軸方向の引張強度と、１〜５％の間の引張歪みにおけるｎ値との積が６０以上になることを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度鋼管。
【請求項５】
請求項１又は２に記載の鋼成分を満足する鋼片を加熱し、この鋼片に対して７５０〜８７０℃の範囲内で熱間圧延の仕上圧延を行い、冷却速度が５〜５０℃／ｓである加速冷却を７５０℃以上で開始し、５００〜６００℃の範囲内で前記加速冷却を停止し、空冷して鋼板を作製し、この鋼板を冷間で管状に成形し、突合せ部を溶接することを特徴とする高強度鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、製造したまま（時効前）及び時効後の変形特性に優れた高強度鋼管及びその製造方法に関する。
本願は、２００９年６月１１日に、日本に出願された特願２００９−１４０２８０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【０００２】
近年、石油及び天然ガスの長距離輸送システムとして非常に重要であるパイプラインの敷設環境がより苛酷になっている。例えば、不連続凍土地帯では周期的な凍土の溶解及び凍結の影響、地震地帯では地すべりの影響、海底では海流の影響によって、パイプラインの曲げ変形が無視できなくなってきた。そのため、ラインパイプには、耐内圧性に優れ、曲げ変形に対して座屈が生じにくく、強度及び変形能に優れたラインパイプ用鋼管が要求されている。【０００３】
このような要求に対して、ベイナイト組織にフェライトを分散させた、高変形能鋼管が提案されている（例えば、特許文献１、参照）。また、ラインパイプには、防食の観点から塗装が施される。その際、冷間で成形された鋼管は、３００℃程度まで加熱されるため、時効される。そのため、鋼管の製造時（塗装前）と比較すると、例えば降伏伸びが見られるなど、応力歪み曲線が大きく変化する。【０００４】
このような成形及び加熱による歪み時効を抑制するため、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏを活用した鋼管が提案されている（例えば、特許文献２、３、参照）。特許文献１〜３に開示されている鋼管では、硬質のベイナイトによって強度を高め、軟質のフェライトによって変形能を向上させている。そのため、熱間圧延後の制御冷却の開始温度及び冷却速度によってフェライトの生成量を制御する必要があった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２００３−２９３０８９号公報
【特許文献２】特開２００６−１４４０３７号公報
【特許文献３】特開２００６−２８３１４７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかし、ベイナイトによって鋼管の強度を向上させる場合には、鋼の成分組成を調整して焼入れ性を高める必要がある。その結果、冷却中に粒状のフェライト（初析フェライト）を生成させ難くなり、例えば、層状のフェライトが生じて、靭性を損なう。本発明では、このような実情に鑑み、生産性に有利な所定の単純ベイナイト組織を有し、例えば塗装処理などの加熱によって時効した後であっても、十分な変形性能を有する高強度鋼管およびその製造方法を提供する。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者らは、ベイナイト組織を有する鋼管の変形性能を向上させるためには、ベイナイト変態が終了する前に高温で加速冷却を停止することが有効であることを見出した。更に、本発明者らは、加速冷却及びベイナイト変態に起因する歪みの回復、即ち、鋼の転位密度の低下によって、鋼管の変形性能が向上し、時効後の変形性能も優れることを見出した。高温で加速冷却を停止すると、ベイナイト変態が完了していないため、ベイナイト組織の残部にオーステナイトが残留する。加速冷却の停止後（緩冷却中、例えば、空冷中）も、この残部のオーステナイトがベイナイトに変態し、加速冷却の停止温度からこの停止温度よりも５０℃程度低い温度までの範囲でベイナイト変態が完了する。高温での加速冷却の停止によってベイナイト中の歪みが回復するため、加速冷却の途中で生成したベイナイトは、比較的軟質である。また、加速冷却の停止後に生成したベイナイトは、比較的低い温度で変態が完了するため、加速冷却の途中で生成したベイナイトよりも硬質である。このように加速冷却の停止温度を高くすると、二種類のベイナイトが生成し、組織の不均一性を高める。さらに、鋼管を比較的長い時間高温に保つこと（すなわち、加速冷却後の緩冷却）により、組織全体の歪が回復する。このように組織の不均一性と歪の回復との両方によって高い変形性能を有する鋼材を製造することができる。【０００８】
本発明は、このような知見に基づいてなされ、その要旨は、以下のとおりである。【０００９】
（１）本発明の一態様に係る高強度鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０９％、Ｍｎ：０．４〜２．５％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎｂ：０．００５〜０．３％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物を含み、Ｓｉ：０．６％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００８％以下に制限し、後述の（２）式によって求められるベイナイト変態指標ＢＴが６５０℃以下であり、金属組織が、第一のベイナイトと第二のベイナイトとを含む単純ベイナイト組織であり、前記第一のベイナイトが、炭化物を含まないベイニティックフェライトの集合組織であり、前記第二のベイナイトが、前記炭化物を含まないベイニティックフェライトとこのベイニティックフェライトの間のセメンタイトとの混合組織である。【００１０】
（２）上記（１）に記載の高強度鋼管は、質量％で、Ｎｉ：０．６５％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｖ：０．２％以下の少なくとも１種をさらに含有してもよい。【００１１】
（３）上記（１）に記載の高強度鋼管では、前記第一のベイナイトと前記第二のベイナイトとを合計した組織の量が、組織全体の９５％以上であってもよい。【００１２】
（４）上記（１）に記載の高強度鋼管は、２００℃で時効処理を行った場合に、管軸方向の引張強度と、１〜５％の間の引張歪みにおけるｎ値との積が６０以上になってもよい。【００１３】
（５）本発明の一態様に係る高強度鋼管の製造方法では、上記（１）または（２）に記載の鋼成分を満足する鋼片を加熱し、この鋼片に対して７５０〜８７０℃の範囲内で熱間圧延の仕上圧延を行い、冷却速度が５〜５０℃／ｓである加速冷却を７５０℃以上で開始し、５００〜６００℃の範囲内で前記加速冷却を停止し、空冷して鋼板を作製し、この鋼板を冷間で管状に成形し、突合せ部を溶接する。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、生産性に有利な所定の単純ベイナイト組織を有し、例えば塗装処理などの加熱によって時効した後であっても、十分な変形性能を有する高強度鋼管およびその製造方法を提供することが可能であり、産業上の貢献が極めて顕著である。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】加速冷却の停止温度と強度−延性バランスとの関係を示す図である。
【図２】時効温度と時効後の強度−延性バランスとの関係を示す図である。
【図３】フェライトとベイナイトとを有する金属組織の一例である。
【図４】単純ベイナイト組織を有する金属組織の一例である。
【図５Ａ】第一のベイナイトの一例を示す概略図である。
【図５Ｂ】第二のベイナイトの一例を示す概略図である。
【図５Ｃ】第三のベイナイトの一例を示す概略図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明者らは、まず、鋼材の金属組織がベイナイト組織になるように成分を調整した鋼材について、加速冷却の停止温度と、機械的特性との関係を検討した。この機械的特性には、強度と延性とのバランスを表す指標として、引張強度ＴＳとｎ値との積［ＴＳ×ｎ］を用いた。ここで、ｎ値は、加工硬化特性を評価する一般的な指標であり、下記（１）式の真応力σと真歪みεとの関係（応力−歪み曲線）から求められる。
σ＝Ｋεｎ・・・（１）
引張試験によって歪み量が１〜５％の範囲内で求められたｎ値と、鋼管の座屈特性との相関が顕著であるため、本発明では、１〜５％の歪み量の範囲内でｎ値を求めている。すなわち、真応力σと真歪みεとの関係を引張試験によって求め、歪み量が１〜５％の範囲内における上記真応力σと真歪みεとの関係から（１）式の指数部（ｎ値）が求められる。なお、上記（１）式におけるパラメータＫは、材料により定まる定数である。
【００１７】
加速冷却の停止温度（冷却停止温度）と強度−延性バランス［ＴＳ×ｎ］との関係を図１に示す。図１に示されるように、冷却停止温度が高くなると、強度−延性バランス［ＴＳ×ｎ］が高くなる。即ち、単純ベイナイト組織を有する鋼材の強度と延性とのバランスは、冷却停止温度の上昇によって向上する。この鋼材の強度と延性とのバランスは、次の理由により向上すると考えられる。比較的高温で加速冷却を停止すると、ベイナイト変態が完了していないため、ベイナイト組織の残部にオーステナイトが残留する。加速冷却の停止後（例えば、空冷中）も、この残部のオーステナイトがベイナイトに変態し、加速冷却の停止温度からこの停止温度よりも５０℃程度低い温度までの範囲でベイナイト変態が完了する。高温で加速冷却を停止すると、加速冷却及びベイナイト変態によって生じた歪みが回復するため、加速冷却の途中で生成したベイナイトは、比較的軟質である。また、加速冷却の停止後に生成したベイナイトは、比較的低い温度で変態が完了するため、加速冷却の途中で生成したベイナイトよりも硬質である。このように加速冷却の停止温度を高くすると、二種類のベイナイトが生成し、組織の不均一性を高める。さらに、鋼管を比較的長い時間高温に保つこと（例えば、加速冷却後の空冷）により、組織全体の歪が回復する。このように組織の不均一性と歪の回復との両方によって高い強度−延性バランス（変形性能）を有する鋼材を製造することができる。
【００１８】
次に、本発明者らは、鋼管に防食塗装を施す際の時効の影響について検討を行った。塗装加熱の温度範囲は、１５０〜３００℃程度である。本発明者らは、単純ベイナイト組織を有する３種の鋼管を用いて、時効温度に対する強度−延性バランス［ＴＳ×ｎ］の変化について検討を行った。結果を図２に示す。図２に示されるように、白抜きの丸「○」、白抜きの三角「△」、白抜きの四角「□」で示される３種の鋼管について、強度−延性バランス［ＴＳ×ｎ］が最も小さくなる時効温度は、２００℃であることがわかった。
【００１９】
この時効による強度−延性バランスの低下については、種々の鋼管で同様の傾向を示す。また、製造したまま（時効前）の状態で強度−延性バランスが優れている鋼管は、時効後であっても優れた強度−延性バランスを有することがわかった。加速冷却及びベイナイト変態によって導入された歪みの回復に起因して、製造したまま（時効前）の鋼管の変形性能が向上するため、時効後であっても優れた強度−延性バランスが得られると考えられる。したがって、本発明では、鋼管の組織中の転位密度が低下しており、時効後の鋼管の変形性能が優れている。
【００２０】
また、加速冷却の停止温度を５００℃以上に高めても、ベイナイト変態を完了させるためには、鋼の成分組成を適正な範囲に調節する必要がある。本発明者らは、鋼成分がベイナイト変態に与える影響について検討を行った。その結果、下記（２）式によって求められるベイナイト変態指標ＢＴを６５０℃以下にすれば、加速冷却を５００℃以上で停止しても、ベイナイト変態が完了することを見出した。
ＢＴ＝８３０−２７０［Ｃ］−９０［Ｍｎ］−３７［Ｍｏ］−７０［Ｎｉ］−８３［Ｃｒ］・・・（２）
なお、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｍｏ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］は、それぞれ、Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒの含有量である。
【００２１】
以下、本発明について、詳細に説明する。
まず、鋼管の成分について説明する。なお、成分の量（％）は、いずれも質量％である。
【００２２】
Ｃ：０．０２〜０．０９％
Ｃは、鋼の強度向上に極めて有効な元素である。十分な強度を得るためには、鋼中に０．０２％以上のＣを添加する。一方、Ｃ量が０．０９％よりも多いと、母材及び溶接熱影響部の低温靭性が低下して、現地溶接性が劣化する。そのため、Ｃ量の上限は、０．０９％である。したがって、Ｃ量は、０．０２％以上０．０９％以下である。
【００２３】
Ｍｎ：０．４〜２．５％
Ｍｎは、強度と低温靭性とのバランスを向上させるために極めて重要な元素である。そのため、鋼中に０．４％以上のＭｎを添加する。一方、Ｍｎ量が２．４％よりも多いと、鋼板表面に平行な板厚中心部の偏析（中心偏析）が顕著になる。この中心偏析による低温靭性の劣化を抑制するために、Ｍｎ量の上限を２．４％にする。したがって、Ｍｎ量は、０．４％以上２．５％以下である。
【００２４】
Ｃｒ：０．１〜１．０％
Ｃｒは、母材及び溶接部の強度を増加させる。そのため、鋼中に０．１％以上のＣｒを添加する。しかし、Ｃｒ量が１．０％よりも多いと、ＨＡＺ靱性及び現地溶接性が著しく劣化するため、Ｃｒ量の上限を１．０％以下にする。したがって、Ｃｒ量は、０．１％以上１．０％以下である。
【００２５】
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは、微細なＴｉＮを形成して、母材および溶接熱影響部の組織を微細化し、靭性向上に寄与する。この効果は、Ｎｂとの複合添加により極めて顕著に現れる。この効果を十分に発現させるためには、０．００５％以上のＴｉを鋼中に添加する必要がある。一方、Ｔｉ量が０．０３％より多いと、ＴｉＮの粗大化及びＴｉＣによる析出硬化が生じるため、低温靭性が低下する。そのため、Ｔｉ量の上限を０．０３％に限定する。したがって、Ｔｉ量は、０．００５％以上０．０３％以下である。
【００２６】
Ｎｂ：０．００５〜０．３％
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、焼入れ性を増大させて鋼の靭性を向上させる。この効果を得るためには、鋼中にＮｂを０．００５％以上添加する必要がある。一方、Ｎｂ量が０．３％よりも多いと、溶接熱影響部の靭性が低下するため、Ｎｂ量の上限を０．３％以下にする。したがって、Ｎｂ量は、０．００５％以上０．３％以下である。
【００２７】
Ｓｉ：０．６％以下（０％を含む）
Ｓｉは、脱酸剤として作用し、強度向上に寄与する元素である。Ｓｉを鋼中に０．６％より多く添加すると現地溶接性が著しく劣化するので、Ｓｉ量の上限を０．６％に制限する。また、脱酸のために、０．００１％以上のＳｉを添加することが好ましい。更に、強度を高めるために、Ｓｉを０．１％以上添加することがより好ましい。
【００２８】
Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）
Ａｌは、脱酸剤として一般的に使用され、組織を微細化する元素である。しかし、Ａｌ量が０．１％を超えるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害する。そのため、Ａｌ量の上限を０．１％に制限する。また、時効硬化に影響を及ぼす固溶ＮをＡｌＮの析出によって固定するために、０．００１％以上のＡｌを添加することが好ましい。
【００２９】
Ｐ：０．０２％以下（０％を含む）
Ｐは、不純物である。母材及び溶接熱影響部の低温靭性を向上させるために、Ｐ量の上限を０．０２％以下に制限する。Ｐ量を低減すると、粒界破壊が防止され、低温靭性が向上する。なお、Ｐ量は、少ないほど望ましいが、特性とコストとのバランスから、通常、鋼中に０．００１％以上のＰを含有する。
【００３０】
Ｓ：０．００５％以下（０％を含む）
Ｓは、不純物である。母材及び溶接熱影響部の低温靭性を向上させるために、Ｓ量の上限を０．００５％以下にする。Ｓ量を低減すると、熱間圧延によって延伸されるＭｎＳの量を低減し、延性と靭性とを向上させることができる。Ｓ量は、少ないほど望ましいが、特性とコストとのバランスから、通常、鋼中に０．０００１％以上のＳを含有する。
【００３１】
Ｎ：０．００８％以下（０％を含む）
Ｎは、不純物である。ＴｉＮの粗大化によって低温靭性が低下するため、Ｎ量の上限を０．００８％以下に制限する。また、Ｎは、ＴｉＮを形成し、母材及び溶接熱影響部の結晶粒の粗大化を抑制する。低温靭性を向上させるためには、鋼中に０．００１％以上のＮを含有させることが好ましい。
【００３２】
ベイナイト変態指標ＢＴ：６５０℃以下
本発明では、鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒの含有量を調節して、上述した（１）式によって求められるベイナイト変態指標ＢＴを６５０℃以下にすることが極めて重要である。上述のように、ベイナイト変態指標ＢＴを６５０℃以下にすれば、加速冷却を５００℃以上で停止しても、ベイナイト変態が完了する。その結果、加速冷却の停止後の空冷時の回復によって転位密度が低下し、製造したまま（時効前）での変形能及び時効後の変形能、即ち、変形特性が高まる。なお、Ｍｏ、Ｎｉを含有しない場合には、Ｍｏ、Ｎｉの含有量を０としてＢＴを求める。ＢＴの上限は、規定されないが、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒの含有量の下限値から、７８０．３℃以下であってもよい。
更に、強度を向上させるために、鋼中にＮｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖの１種以上を添加してもよい。
【００３３】
Ｎｉ：０．６５％以下（０％を含む）
Ｎｉは、低温靭性を劣化させることなく強度を向上させる元素である。Ｎｉの添加量が、０．６５％を超えると、ＨＡＺ靭性が低下する。そのため、Ｎｉ量の上限を０．６５％以下にすることが好ましい。
【００３４】
Ｃｕ：１．５％以下（０％を含む）
Ｃｕは、母材及び溶接熱影響部の強度を向上させる元素である。Ｃｕの添加量が、１．５％を超えると、現地溶接性が低下する。そのため、Ｃｕ量の上限を１．５％以下にすることが好ましい。
【００３５】
Ｍｏ：０．３％以下（０％を含む）
Ｍｏは、焼入れ性を向上させ、強度を高める元素である。Ｍｏの添加量が、０．３％を超えると、ＨＡＺ靭性が劣化する。そのため、Ｍｏ量の上限を０．３％以下にすることが好ましい。
【００３６】
Ｖ：０．２％以下（０％を含む）
Ｖは、Ｎｂと同様、組織の微細化及び焼入れ性の増大に寄与し、鋼の靭性を高める。しかしながら、Ｖを添加する効果は、Ｎｂと比べると小さい。また、Ｖは、溶接部の軟化の抑制に有効である。溶接部の靭性確保の観点から、Ｖ量の上限を０．２％以下にすることが好ましい。
【００３７】
次に、鋼の組織の形態について述べる。図３は、フェライトとベイナイトとの混合組織の一例であり、図４は、単純ベイナイト組織の一例である。なお、本明細書においては、フェライトを、図３中の矢印で示されるような、内部にラス粒界及び炭化物を含まないフェライト結晶粒（フェライト相）と定義する。このフェライトは、例えば初析フェライトである。本発明では、鋼の組織は、例えば図４に示す単純ベイナイト組織である。本発明では、強度及び溶接熱影響部の靭性を高めるため、鋼の成分を調整している。そのため、この鋼の成分では、連続冷却プロセスにおいて、図３の矢印で示されるようなフェライトを生成し難い。また、鋼中にフェライトが予期せず生成した場合であっても、この単純ベイナイト組織中に含まれるフェライト（フェライト分率）を組織全体に対して５％以下に制限すれば、時効による強度特性の変化を無視することができる。したがって、鋼中に５％以下のフェライトが含まれてもよい。なお、光学顕微鏡を用いて、このフェライトとベイナイト組織とを区別することができる。さらに、単純ベイナイト組織中には、３％以下のマルテンサイト−オーステナイト混成物、いわゆる、ＭＡ（Martensite-Austenite constituents）が含まれることがある。しかし、ＭＡが３％以下であれば、機械的特性への影響が無視できるため、鋼中に３％以下のＭＡが含まれてもよい。この単純ベイナイト組織には、以下の３種のベイナイトのうち、第一のベイナイト及び第二のベイナイトが主に含まれる。図５Ａに示すように、第一のベイナイト（高温ベイナイト）１０は、主に旧オーステナイト粒界１から成長した細長いベイニティックフェライト２ａが集合した組織である。このベイニティックフェライト２ａの間には、例えば、残留オーステナイト３が存在してもよい。この第一のベイナイト１０は、Ｃ量が少なく高温保持による歪みの回復を受けやすいため、炭化物をほとんど含まず、比較的軟質である。そのため、この第一のベイナイト１０は、鋼管の変形性能を高めることができる。また、図５Ｂに示すように、第二のベイナイト（中温ベイナイト）１１は、細長いベイニティックフェライト２ａとベイニティックフェライト２ａの間のセメンタイト４との混合組織である。この第二のベイナイト１１は、第一のベイナイト１０に比べて、硬質である。そのため、鋼中の組織に第一のベイナイト１０と第二のベイナイト１１とが含まれることによって、組織の不均一性が高まり、鋼管の変形性能をさらに向上させる。上記第一のベイナイト１０と第二のベイナイト１１とに含まれるベイニティックフェライト２ａは、炭化物を含まない。すなわち、上記単純ベイナイト組織は、炭化物を含まないベイニティックフェライト２ａを含有する。さらに、図５Ｃに示すように、第三のベイナイト（低温ベイナイト）１２は、粒内に炭化物５が生成した細長いベイニティックフェライト２ｂとベイニティックフェライト２ｂの間のセメンタイト４との混合組織である。この第三のベイナイト１２が存在すると、第一のベイナイト１０の歪みの回復が十分でないため、強度における組織の不均一性が生じにくく、鋼管の変形性能が向上しにくい。そのため、第三のベイナイト１２は、できる限り少ないことが好ましい。第一のベイナイト１０の歪みが十分に回復するためには、第三のベイナイト１２または炭化物を含むベイニティックフェライト２ｂを１％以下に制限する必要がある。なお、セメンタイト４には、例えば、ニオブカーバイドのような炭化物が不純物として含まれても良い。
したがって、本発明では、単純ベイナイト組織は、第一のベイナイトと、第二のベイナイトとを主に含有する。この第一のベイナイトと第二のベイナイトとを合計した組織の量は、組織全体の９５％以上であることが好ましい。なお、この単純ベイナイト組織中には、予期せず第三のベイナイトが生成する場合もある。そのため、単純ベイナイト組織中に、第三のベイナイトが、１％以下含まれてもよい。３種のベイナイトを区別するためには、透過型顕微鏡（ＴＥＭ）を用いることができる。
【００３８】
上述した鋼成分及び組織を有する鋼管は、変形特性、特に時効後の強度−延性バランスに優れる。通常、制御圧延及び加速冷却によって製造されたラインパイプ用鋼管は、樹脂コーティングを施す際に、１５０〜３００℃に加熱される。上述した図２に示されるように、最も強度−延性バランスが低下する時効温度は、２００℃である。本発明では、２００℃で時効処理を行った場合に、管軸方向の引張強度ＴＳと、１〜５％の間の引張歪みにおけるｎ値（加工硬化係数）との積が６０以上である鋼管を提供することができる。この鋼管は、最も強度−延性バランスが低下する時効温度で熱処理が行われても時効後の変形特性に優れる。
【００３９】
次に、本発明の一実施形態における鋼管の製造方法について説明する。
本実施形態による鋼管の製造方法では、鋼を溶製後、鋳造して鋼片を作製し、この鋼片を加熱して熱間圧延した後、冷却して鋼板を作製し、その鋼板を冷間で筒状に成形して端部同士を溶接し、鋼管を製造する。なお、製造後の鋼管は、防食のために樹脂等の皮膜を鋼管表面にコーティングする際に、１５０〜３５０℃の温度に加熱される。
【００４０】
熱間圧延の鋼片の加熱温度は、規定しないが、変形抵抗を低下させるために、１０００℃以上であることが好ましい。また、Ｎｂ、Ｃｒの炭化物を鋼中に固溶させるためには、１０５０℃以上に鋼片を加熱することがより好ましい。一方、加熱温度が１３００℃を超えると、結晶粒が粗大になり、靭性が低下することがある。そのため、加熱温度を１３００℃以下にすることが好ましい。
【００４１】
熱間圧延の仕上圧延を７５０℃未満で行うと、圧延前にフェライトが生成し、圧延途中で加工フェライトが生成する。加工フェライトが生成すると、鋼管の変形性能を損なうため、熱間圧延の仕上圧延を７５０℃以上で行う。一方、強度及び靭性を向上させるために、未再結晶温度域で熱間圧延（熱間圧延の仕上圧延）を完了させる必要がある。したがって、仕上圧延を８７０℃以下で行う。通常、複数回の仕上圧延を行うため、仕上圧延の開始温度は、８７０℃以下であり、終了温度は、７５０℃以上である。
【００４２】
熱間圧延後、直ちに、加速冷却を開始する。特に、加速冷却の開始温度が７５０℃よりも大幅に低下すると、鋼中に層状のフェライトが生成し、強度及び靭性が低下する。また、加速冷却の開始が遅れると、未再結晶域圧延によって導入された転位が回復して強度が低下する。
【００４３】
加速冷却の停止温度は、変形特性に優れた鋼管を得るために、極めて重要である。上述した図１に示されるように、一般に、冷却停止温度が高くなると、強度−延性バランス［ＴＳ×ｎ］が高くなる。図１においては、冷却停止温度を５００℃以上にすると、強度−延性バランス［ＴＳ×ｎ］が急上昇することが示されている。本実施例では、鋼中の転位密度を低下させるために、加速冷却の停止温度の下限を５００℃以上にする。加速冷却を停止した後、空冷（例えば、５℃／ｓ未満）を行って、鋼板を作製する。その結果、ベイナイト変態時に導入される転位の密度が低下し、空冷時に転位（歪み）が回復し、単純ベイナイト組織である鋼管の変形特性を向上させることができる。一方、加速冷却の停止温度の上限が、６００℃を超えると、鋼中に層状のフェライトが生成し、強度及び靭性が低下する。したがって、加速冷却の停止温度は、５００〜６００℃である。ここで、この加速冷却の冷却速度は、５〜５０℃／ｓである。また、ある程度の焼入れ性を確保するために、この加速冷却の冷却速度は、１０〜５０℃／ｓであることが好ましい。加速冷却中には、第一のベイナイトが主に生成し、加速冷却の停止直前及び加速冷却の停止後には、第二のベイナイトが主に生成する。したがって、このように冷却速度及び冷却停止温度を制御することにより、上述したように第一のベイナイトと第二のベイナイトとの混合組織を得ることができる。なお、第三のベイナイトは、例えば４５０℃以下で生成するため、この場合には、ほとんど生成しない。
【００４４】
製造後の鋼板を、冷間で管状に成形し、突合せ部を溶接して鋼管を製造する。生産性の観点から、ＵＯＥプロセスまたはベンドプロセスが好ましい。また、突合せ部の溶接には、サブマージドアーク溶接を用いることが好ましい。
【００４５】
鋼管には、通常、樹脂コーティングなどの防食塗装を行う。この場合には、鋼管の塗装加熱の温度範囲は、１５０℃〜３００℃である。
【実施例】
【００４６】
表１に示す成分の鋼を溶製し、鋳造して得られた鋼片を、表２に示す条件で熱間圧延し、鋼板を製造した。次に、製造された鋼板を、ＵＯＥプロセスで管状に成形した。さらに、管状に成形された鋼板の内外面を１層のサブマージドアーク溶接で溶接し、板厚（肉厚）１４〜２２ｍｍの鋼管を製造した。【００４７】
【表１】
2010143433.tif 000003
【００４８】
【表２】
2010143433.tif 000004
【００４９】
製造された鋼管の金属組織を光学顕微鏡を用いて観察し、フェライトの生成の有無を確認した。また、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）または透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて、ベイナイトの種類を確認した。更に、鋼管の一部を切り出し、ソルトバスを用いて２００℃で時効処理を行った後、弧状全厚引張り試験片（ＡＰＩ規格）を採取して、管軸方向について引張試験を行った。この引張試験により、応力−歪曲線を求め、０．２％耐力ＹＳと、引張強度ＴＳと、加工硬化係数（ｎ値）とを評価した。なお、加工硬化係数（ｎ値）は、上述したように、１〜５％の間の引張歪みにおける真応力σと真歪みεとの関係（応力−歪曲線）から（１）式を用いて算出した。また、引張強度ＴＳと加工硬化係数（ｎ値）との積から強度−延性バランス［ＴＳ×ｎ］を計算した。【００５０】
結果を表３に示す。表１には、鋼の化学成分を示し、表２には、鋼管の製造方法を示した。表３に示されるように、実施例１〜１０の鋼管は、上述の第一のベイナイト（Ｂ１）と第二のベイナイト（Ｂ２）とを有する単純ベイナイト組織であった。また、この単純ベイナイト組織中には、フェライト（Ｆ）及び第三のベイナイト（Ｂ３）は、確認されなかった。また、表１に示される本発明の組成を満たす鋼（Ａ〜Ｊ）を用いて表２に示される本発明の製造条件（製造Ｎｏ．１〜１０）で製造した鋼管（実施例１〜１０）は、優れた強度（５５０ＭＰａ以上の０．２％耐力ＹＳ、６５０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳ）と６０以上の強度−延性バランス［ＴＳ×ｎ］とを有することがわかる。そのため、実施例１〜１０の鋼管は、一様伸びｕＥｌが優れている。さらに、これらの実施例１〜１０の鋼管は、２００℃で時効処理を行った場合であっても、６０以上の強度−延性バランス［ＴＳ×ｎ］を有していた。【００５１】
【表３】
2010143433.tif 000005
【００５２】
これに対して、鋼（Ｋ、Ｌ、Ｍ、Ｎ、Ｏ）を使用した比較例１〜５の鋼管は、鋼の化学成分が本発明の組成を満たさないため、強度−延性バランス［ＴＳ×ｎ］が６０未満であった。そのため、比較例１〜５の鋼管では、良好な特性（変形性能）が得られないことがわかる。鋼（Ｋ、Ｌ）を使用した比較例1及び２では、Ｃ、Ｍｎの含有量が少ないため、強度（５００ＭＰａ未満の０．２％耐力ＹＳ、６００ＭＰａ未満の引張強度ＴＳ）が低下した。そのため、強度−延性バランス［ＴＳ×ｎ］が６０未満であった。比較例１では、金属組織中に、第一のベイナイト（Ｂ１）及び第二のベイナイト（Ｂ２）だけでなく、第三のベイナイト（Ｂ３）も生成した。また、比較例２では、金属組織中に、上記３種のベイナイト（Ｂ１、Ｂ２、Ｂ３）に加え、フェライト（Ｆ）も生成した。また、鋼（Ｍ、Ｎ、Ｏ）を使用した比較例３〜５では、ベイナイト変態指標ＢＴが６５０℃を超えている。これらの比較例３〜５では、強度−延性バランス［ＴＳ×ｎ］が６０未満であり、金属組織中に、フェライト（Ｆ）及び第三のベイナイト（Ｂ３）が生成した。したがって、ベイナイト変態指標ＢＴが６５０℃以下であること及びフェライト（Ｆ）及び第三のベイナイト（Ｂ３）の生成量を制限することが強度−延性バランス［ＴＳ×ｎ］の確保に重要であることが分かる。なお、これらの比較例３〜５の鋼管は、ベイナイト変態指標ＢＴを除く化学成分に関する条件については、本発明の組成を満足している。また、比較例６〜９の鋼管は、表１に示される本発明の組成を満たす鋼（Ａ、Ｅ、Ｂ）を用いて表２に示されるように加速冷却の停止温度が５００℃未満である製造条件（製造Ｎｏ．１６〜１９）で製造した鋼管である。これらの比較例６〜９では、強度−延性バランス［ＴＳ×ｎ］が６０未満であり、金属組織中に、第三のベイナイト（Ｂ３）が生成した。そのため、これらの比較例６〜９では、良好な特性（変形性能）が得られないことがわかる。したがって、変形性能を十分に確保するためには、第三のベイナイト（Ｂ３）の生成量を制限することが重要であることが分かる。さらに、比較例１〜９の鋼管は、２００℃で時効処理を行った場合に、強度−延性バランス［ＴＳ×ｎ］が６０未満であった。なお、表３中の記号「Ｂ」は、第一のベイナイト（Ｂ１）と、第二のベイナイト（Ｂ２）と、第三のベイナイト（Ｂ３）とを含む組織である。
【産業上の利用可能性】
【００５３】
本発明によれば、生産性に有利な単純ベイナイト組織を有し、塗装処理などの加熱によって時効した後であっても、十分な変形性能を有する高強度鋼管およびその製造方法を提供することが可能になり、産業上の貢献が極めて顕著である。
【図１】
2010143433.tif 000006
【図２】
2010143433.tif 000007
【図５Ａ】
2010143433.tif 000008
【図５Ｂ】
2010143433.tif 000009
【図５Ｃ】
2010143433.tif 000010
【図３】
2010143433.tif 000011
【図４】
2010143433.tif 000012
【手続補正書】
【提出日】平成23年3月14日(2011.3.14)
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００９
【補正方法】変更
【補正の内容】
【０００９】
（１）本発明の一態様に係る高強度鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０９％、Ｍｎ：０．４〜２．５％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎｂ：０．００５〜０．３％を含有し、Ｓｉ：０．６％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．００８％以下に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、後述の（２）式によって求められるベイナイト変態指標ＢＴが６５０℃以下であり、金属組織が、第一のベイナイトと第二のベイナイトとを含む単純ベイナイト組織であり、前記第一のベイナイトが、炭化物を含まないベイニティックフェライトの集合組織であり、前記第二のベイナイトが、前記炭化物を含まないベイニティックフェライトとこのベイニティックフェライトの間のセメンタイトとの混合組織である。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１２
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１３
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００１３】
（４）本発明の一態様に係る高強度鋼管の製造方法では、上記（１）または（２）に記載の鋼成分を満足する鋼片を加熱し、この鋼片に対して７５０〜８７０℃の範囲内で熱間圧延の仕上圧延を行い、冷却速度が５〜５０℃／ｓである加速冷却を７５０℃以上で開始し、５００〜６００℃の範囲内で前記加速冷却を停止し、空冷して鋼板を作製し、この鋼板を冷間で管状に成形し、突合せ部を溶接する。
【手続補正４】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０９％、
Ｍｎ：０．４〜２．５％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．３％
を含有し、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｎ：０．００８％以下
に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
下記（３）式によって求められるベイナイト変態指標ＢＴが６５０℃以下であり、金属組織が、第一のベイナイトと第二のベイナイトとを含む単純ベイナイト組織であり、前記第一のベイナイトが、炭化物を含まないベイニティックフェライトの集合組織であり、前記第二のベイナイトが、前記炭化物を含まないベイニティックフェライトとこのベイニティックフェライトの間のセメンタイトとの混合組織である
ことを特徴とする高強度鋼管。
ＢＴ＝８３０−２７０［Ｃ］−９０［Ｍｎ］−３７［Ｍｏ］−７０［Ｎｉ］−８３［Ｃｒ］・・・（３）
ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｍｏ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］は、それぞれ、Ｃ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｒの含有量である。
【請求項２】
質量％で、
Ｎｉ：０．６５％以下、
Ｃｕ：１．５％以下、
Ｍｏ：０．３％以下、
Ｖ：０．２％以下
の少なくとも１種をさらに含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼管。
【請求項３】
前記第一のベイナイトと前記第二のベイナイトとを合計した組織の量が、組織全体の９５％以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度鋼管。
【請求項４】
請求項１又は２に記載の鋼成分を満足する鋼片を加熱し、この鋼片に対して７５０〜８７０℃の範囲内で熱間圧延の仕上圧延を行い、冷却速度が５〜５０℃／ｓである加速冷却を７５０℃以上で開始し、５００〜６００℃の範囲内で前記加速冷却を停止し、空冷して鋼板を作製し、この鋼板を冷間で管状に成形し、突合せ部を溶接することを特徴とする高強度鋼管の製造方法。
【国際調査報告】
2010143433.tif 000013
2010143433.tif 000014