(57)【要約】【課題】中温域において降伏強さが５５０ＭＰａ以上、溶接熱影響部靭性に優れる鋼板で、蒸気配管用高強度溶接鋼管用途に好適なものの製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．０９％、Ｓｉ：０．０５〜０．２０％、Ｍｎ：１．５〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｍｏ：０． ０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ａｌ：０．０１〜０．０４％を含有し、Ｔｉ／Ｎが２．０〜４．０で必要に応じてＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種以上、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を、１０００〜１２００℃に加熱後、９００℃以下での累積圧下率が ５０％以上、かつ圧延終了温度が８５０℃以下で熱間圧延後、５℃／秒以上の冷却速度にて４００〜５５０℃まで加速冷却する。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．０９％、Ｓｉ：０．０５〜０．２０％、Ｍｎ：１．５〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｍｏ：０． ０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ａｌ：０．０１〜０．０４％、Ｎ：０．００４〜０．００６％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｔｉ／Ｎが２．０〜４．０の鋼を、１０００〜１２００℃に加熱後、９００℃以下での累積圧下率が５０％以上、かつ圧延終了温度が８５０℃以下で熱間圧延後、５℃／秒以上の冷却速度にて４００〜５５０℃まで加速冷却することを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた降伏強度５５０ＭＰａ以上の鋼板の製造方法。
【請求項２】
更に、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｖ：０．０８％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、 ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％のうち１種または２種以上を含有する請求項１に記載の溶接熱影響部靭性に優れた降伏強度５５０ＭＰａ以上の鋼板の製造方法。
【請求項３】
請求項１または２記載の鋼板を管状に冷間成形しその突合せ部を溶接することを特徴とする、降伏強度５５０ＭＰａ以上の母材を有する溶接熱影響部靭性に優れた蒸気輸送用高強度溶接鋼管の製造方法。 
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、中温域において降伏強さが５５０ＭＰａ以上の鋼板の製造方法に関し、蒸気配管用高強度高靭性溶接鋼管用途に好適なものに関する。
【背景技術】
【０００２】
カナダ等に埋蔵されている油層からオイルサンドを回収する方法として、露天堀による方法と高温・高圧の蒸気を鋼管により挿入するスチームインジェクション法がある。しかし、露天掘りが適用可能な地域は少なく、多くの地域ではスチームインジェクション法が適用されている。
【０００３】
スチームインジェクション法にて油層内へ送入される蒸気は３００〜３５０℃の温度域（以下、中温域という）であり、１３ＭＰａ前後の高圧にて送り込まれる。近年、エネルギー需要の増加に伴う重質油の回収率の向上ならびに敷設コストの低減を目的として、鋼管の大径化ならびに高強度化が要望されている。
【０００４】
さらに、カナダのような寒冷地にて使用される場合、−２０℃以下の外気に触れる地上部分では操業時には３００℃以上に加熱され、非操業時には−２０℃以下に冷却されるため低温域から中温域において優れた靭性が鋼管特性として要求される。
【０００５】
従来、この中温・高圧の蒸気に耐えうるスチームインジェクション用の蒸気輸送鋼管としては、従来技術として特許文献１、特許文献２、特許文献３に示されるＡＰＩＸ６５、７０グレード相当の継目無管が使用されており、鋼管外形が最大で１６インチであった。
【０００６】
従来技術においては、更なる大径化が困難である上に、ＡＰＩＸ８０グレードの高強度が得られていない。一方、大径化が可能な高強度溶接鋼管の製造技術 に関しては、特許文献４がある。
【０００７】
しかしながら、中温域における高温特性が記載されておらず蒸気配管用鋼管として使用可能かどうかは疑問である。このように、従来技術では大径でＸ８０グレード以上の強度を有する溶接熱影響部靭性に優れた蒸気配管用高強度溶接鋼管を安定して製造することは困難であった。
【特許文献１】特許１３９３８７６号公報
【特許文献２】特許１９３０９１０号公報
【特許文献３】特開２０００−２９０７２８号公報
【特許文献４】特開２０００-３５５７２９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、ＡＰＩグレードＸ８０以上の蒸気輸送用高強度溶接鋼管に要求される、中温域においても降伏強さ５５０ＭＰａ以上（ＡＰＩグレードＸ８０以上）で優れた溶接熱影響部靭性が得られる鋼板を安価に提供することを目的とする。尚、溶接熱影響部靭性は鋼管のシーム溶接に用いる溶接を対象とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者等は高強度大径溶接管における中温域での特性について鋭意検討し、成分組成と製造条件を適宜選定し、室温ならびに中温域においてＸ８０グレード以上の強度を有する鋼板を用いると、室温ならびに中温域においてＸ８０グレード以上の強度ならびに溶接熱影響部が高靭性を有する高強度溶接管が安定して製造できることを見出した。
【００１０】
本発明は得られた知見に更に検討を加えてなされたものであり、すなわち、本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．０５〜０．０９％、Ｓｉ：０．０５〜０．２０％、Ｍｎ：１．５〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｍｏ：０． ０５〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ａｌ：０．０１〜０．０４％、Ｎ：０．００４〜０．００６％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｔｉ／Ｎが２．０〜４．０である鋼を、１０００〜１２００℃に加熱後、９００℃以下での累積圧下率が５０％以上、かつ圧延終了温度が８５０℃以下で熱間圧延後、５℃／秒以上の冷却速度にて４００〜５５０℃まで加速冷却することを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた降伏強度５５０ＭＰａ以上の鋼板の製造方法。
【００１１】
２．更に、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｖ：０．０８％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、 ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％のうち１種または２種以上を含有する１に記載の溶接熱影響部靭性に優れた降伏強度５５０ＭＰａ以上の鋼板の製造方法。
【００１２】
３．１または２記載の鋼板を管状に冷間成形しその突合せ部を溶接することを特徴とする、降伏強度５５０ＭＰａ以上の母材を有する溶接熱影響部靭性に優れた蒸気輸送用高強度溶接鋼管の製造方法。  
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、操業の効率化が達成できる、中温域において降伏強さが５５０ＭＰａ以上を有し、かつ溶接熱影響部靭性が優れた大径の蒸気輸送用高強度溶接鋼管の製造可能な原板が安定して得られ、産業上極めて有益である。
【００１４】
本発明に係る鋼板は、厚板ミルや熱延ミルにて製造され、ＵＯＥ成形、プレスベンド成形、ロール成形などにより冷間成形され、サブマージドアーク溶接などの溶接法により溶接接合されて、高温・高圧の蒸気を輸送するための鋼管として利用される。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
以下に、成分組成の限定理由を示す。
【００１６】
Ｃ：０．０５〜０．０９％
Ｃは固溶強化ならびに析出強化により鋼の強度を確保するために必要な元素であり、特に固溶Ｃ量の増加と析出物の形成は中温域での強度確保に重要である。 ０．０９％を超える過剰なＣの添加は溶接熱影響部靭性の劣化を招くため添加量の上限を０．０９％とした。
【００１７】
一方、０．０５％未満では室温ならびに中温域において所定の強度を確保することが難しくなるため、Ｃの含有量は０．０５〜０．０９％とした。
【００１８】
Ｓｉ：０．０５〜０．２０％
Ｓｉは脱酸のために添加され、０．０５％未満では充分な脱酸効果が得られず、一方、０．２０％を超えると溶接熱影響部靱性の劣化を招くため、Ｓｉの含有量は０．０５〜０．２０％とした。
【００１９】
Ｍｎ：１．５〜２．０％
Ｍｎは鋼の強度および靱性の向上に有効な元素で、１．５％未満ではその効果が小さく、また２．０％を超えると溶接熱影響部靱性が著しく劣化するため、Ｍｎの含有量は１．５〜２．０％とした。
【００２０】
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは不純物元素であり靱性を劣化させるため、極力低減することが望ましいが、過度のＰ低減は製造コストの上昇を招くため、Ｐの含有量を０．０２０％以下とした。
【００２１】
Ｓ：０．００２％以下
Ｓは不純物元素であり靭性を劣化させるため、極力低減することが望ましい。また、Ｃａを添加してＭｎＳからＣａＳ系の介在物に形態制御を行ったとしても、Ｘ８０グレードの高強度材の場合には微細に分散したＣａＳ系介在物も靱性低下の要因となり得るため、Ｓの含有量を０．００２％以下とした。
【００２２】
Ｍｏ：０．０５〜０．３％
Ｍｏは固溶強化ならびに炭化物の析出強化により強度の上昇、特に中温域での強度の上昇に有効な元素の１つであるが、０．０５％未満ではその効果が小さく十分な強度が得られない。一方、０．３％を超えて添加すると効果が飽和すると共に、溶接熱影響部靭性を劣化させるため、Ｍｏの添加量を０．０５〜０．３％とした。
【００２３】
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
Ｎｂはスラブ加熱時と圧延時の結晶粒の成長を抑制することによりミクロ組織を微細化し、充分な強度と靱性を付与するために必要な成分である。また、炭化物 を形成し中温域での強度確保に必要な成分でもある。その効果は０．００５％以上で顕著であり、０．０５％を超えるとその効果がほぼ飽和して溶接熱影響部靱性を劣化させるため、Ｎｂの含有量を０．００５〜０．０５％とした。
【００２４】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％
ＴｉはＮと共にＴｉＮを形成して１３５０℃以上に達する溶接熱影響部の高温域においてオーステナイト粒の成長を抑制し、−２０℃以下での低温域ならびに３００℃以上での中温域における溶接熱影響部靭性の改善に有効である。その効果 は０．００５％以上で顕著で、０．０２％を超えると析出物の粗大化により靱性の劣化を引き起こすため、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．０２％とした。
【００２５】
Ａｌ：０．０１〜０．０４％
Ａｌは脱酸剤として添加され０．０１％以上でその効果が顕著であり、０．０４％を超えると靱性の劣化を引き起こすため、Ａｌの含有量を０．０１〜０．０４％とする。
【００２６】
Ｎ：０．００４〜０．００６％
ＮはＴｉと共にＴｉＮを形成し、１３５０℃以上に達する溶接熱影響部の高温域において微細分散することにより、溶接熱影響部の旧オーステナイト粒を細粒化し、−２０℃以下での低温域ならびに３００℃以上での中温域における溶接熱影響部の靭性向上に大きく寄与する。
【００２７】
０．００４％未満ではその効果が十分でなく、０．００６％を超えて添加すると、析出物の粗大化に伴う旧オーステナイト粒の粗大化を招くと共に固溶Ｎが増加し、溶接熱影響部靭性が劣化するため、Ｎの含有量は０．００４〜０．００６％とする。
【００２８】
Ｔｉ／Ｎ：２．０〜４．０
Ｔｉ／Ｎを適正な範囲に規定することにより、ＴｉＮが微細に分散し、溶接熱影響部での旧オーステナイト粒の微細化が達成され、−２０℃以下での低温域ならびに３００℃以上での中温域における溶接熱影響部の靭性が向上する。
【００２９】
Ｔｉ／Ｎが２．０未満の場合、その効果が十分ではなく、４．０を超えると析出物の粗大化に伴う旧オーステナイト粒の粗大化を招き、溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｔｉ／Ｎの値を２．０〜４．０に規定する。
【００３０】
本発明は以上の成分組成で優れた特性が得られるが、更に特性を向上させる場合、Ｃｕ，Ｎｉ,Ｃｒ，Ｖ，Ｃａ，ＲＥＭの１種または２種以上を添加する。
【００３１】
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素の１つであるが、  ０．５０％を超えるＣｕの含有は溶接性を阻害するため、Ｃｕを添加する場合は０．５０％以下とした。
【００３２】
Ｎｉ：０．５０％以下
Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素の１つであるが、０．５０％を超えると効果が飽和し製造コストの上昇を招くため、Ｎｉを添加する場合は０．５０％以下とした。
【００３３】
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは強度の上昇に有効な元素の一つであるが、０．５０％を超えて添加すると溶接性に悪影響を与えるため、Ｃｒを添加する場合は０．５０％以下とした。
【００３４】
Ｖ：０．０８％以下
ＶはＴｉと共に複合析出物を形成し、強度上昇に寄与する。しかし、０．０８％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｖ含有量は０．０８％以下に規定する。
【００３５】
Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％
Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御し靱性を改善するが、０．０００５％以上でその効果が現われ、０．００３０％を超えると効果が飽和し、逆に清浄度を低下させて靱性を劣化させるため、Ｃａを添加する場合は０．０００５〜０．００４０％とした。
【００３６】
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％
ＲＥＭは鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、添加することで靱性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。Ｓの効果は０．０００５％以上で顕著であり、０．０２％を超えて添加すると清浄性が低下し靭性が劣化するため、ＲＥＭを添加する場合は０．０００５〜０．０１％とした。
【００３７】
次に、製造方法の限定理由について説明する。
【００３８】
加熱温度：１０００〜１２００℃
熱間圧延に際し、オーステナイト化ならびに炭化物の固溶を十分に進行させ、室温ならびに中温域での十分な強度を得るためには、鋼片の加熱温度を １０００℃以上とする必要がある。一方、加熱温度が１２００℃を超えると、オーステナイト粒成長が著しく、母材靱性が劣化するため、加熱温度は １０００〜１２００℃とした。
【００３９】
９００℃以下での累積圧下率≧５０％、かつ圧延終了温度：８５０℃以下
オーステナイト未再結晶域は、Ｎｂ添加により９００℃程度まで上昇する。９００℃以下での温度域において累積にて圧延を行うことにより、オーステナイト粒が伸展し板厚、板幅方向で細粒となると共に、圧延により導入される粒内の転位密度が増加する。
【００４０】
９００℃以下での累積圧下率が５０％以上で圧延終了温度を８５０℃以下とすることにより、この効果が顕著に発揮され、強度、特に中温域での強度が上昇し 靱性が著しく向上する。
【００４１】
９００℃以下での累積圧下率が５０％未満あるいは圧延終了温度が８５０℃を超える場合には、オーステナイト粒の細粒化が十分でなく 粒内の転位密度が小さいため、中温域での強度ならびに靭性が劣化する。これより、９００℃以下での累積圧下率は５０％以上、かつ圧延終了温度は８５０℃以下とする。
【００４２】
加速冷却の冷却速度：５℃/s以上
鋼板強度は加速冷却での冷却速度の増加に伴い上昇する傾向を示す。加速冷却時の冷却速度が５℃/s未満の場合、変態組織が高温で変態し、冷却中に転位の 回復も進行するため、室温ならびに中温域にて十分な強度を得ることができない。これより、加速冷却時の冷却速度を５℃/s以上とする。
【００４３】
加速冷却の冷却停止温度：４００〜５５０℃
鋼板強度は加速冷却の冷却停止温度が低下するに従い上昇する傾向を示すが、加速冷却の冷却停止温度が５５０℃を超える場合、炭化物の成長を促進させ固溶炭素量が低減するため、十分な強度、特に中温域での十分な強度が得られない。
【００４４】
一方、冷却停止温度が４００℃未満の場合には、低温変態生成物の析出が顕著になり靭性が劣化すると共に、中温域での低温変態生成物の分解により中温域での強度が著しく低下するため、加速冷却の冷却停止温度は４００〜５５０℃とする。
【００４５】
なお、鋼の製鋼方法については特に限定しないが、経済性の観点から、転炉法による製鋼プロセスと、連続鋳造プロセスによる鋼片の鋳造を行うことが望ましい。鋼管の成型方法は、冷間にて成形することが好ましく、ＵＯＥ成形、プレスベンド成形、ロール成形などにより成形し、サブマージドアーク溶接等により溶接接合して、溶接鋼管を製造する。鋼管製造後の熱処理は所望する特性に応じて実施すれば良く、特に規定しない。
【実施例】
【００４６】
表１に示す化学成分を有する鋼Ａ〜Ｏを用いて、表２に示す製造条件にて作製した鋼板（板厚１５〜２５ｍｍ）を冷間成形後シーム溶接により、外径６１０ｍｍ×管厚１５〜２５ｍｍの鋼管を作製した。
【００４７】
鋼板特性として、鋼板圧延方向と直角方向に引張り試験片を採取し、室温ならびに３５０℃での降伏強度（単位ＭＰａ）を求めた。室温での引張試験にはＡＰＩ矩形試験試験を、３５０℃では直径８．７５ｍｍの丸棒試験片を用い、室温ならびに３５０℃での降伏強度（単位ＭＰａ）が５５０ＭＰａ以上を良好とした。
【００４８】
鋼管での溶接熱影響部靭性は、シャルピ−衝撃試験によりシャルピー吸収エネルギー（Ｊ）を求めて評価した。シャルピ−衝撃試験の試験片は、２ｍｍＶノッチのフルサイズ試験片で、管厚の中央部から、ノッチ位置が溶接熱影響部となるように長手を円周方向として3本採取した。シャルピ−衝撃試験は試験温度−３０℃ならびに３５０℃で行い、3本の平均値で評価し、１００Ｊ以上を良好とした。
【００４９】
表２に鋼板の製造条件、得られた特性を示す。化学成分、鋼板製造条件とも本発明範囲内である本発明鋼（Ｎｏ．１〜１２）は鋼板、鋼管の室温ならびに３５０℃での降伏強度（単位ＭＰａ）が５５０ＭＰａ以上を有し、かつ良好な溶接熱影響部靭性が得られている。
【００５０】
一方、化学成分あるいは鋼板製造条件が本発明範囲外である比較鋼（Ｎｏ．１３〜１７、Ｎｏ．１９〜２５）は、室温あるいは３５０℃での強度および／または溶接熱影響部靭性が本発明鋼に対して劣っていた。
【００５１】
また、製管後、熱処理（Ｑ−Ｔ処理）を施した比較鋼１８は、３５０℃での強度が本発明鋼に対して劣っていた。
【００５２】
【表１】
2006183133.tif 000002
【００５３】
【表２】
2006183133.tif 000003
【００５４】
【表３】
2006183133.tif 000004