(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
ラインパイプ用鋼管において、
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有し、さらに、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％の中から選ばれる１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、
管軸方向引張試験での降伏強度及び引張強度をそれぞれＬ−ＹＳ（Ｔ）及びＬ−ＴＳ（Ｔ）、管周方向引張試験での降伏強度をＣ−ＹＳ（Ｔ）、管周方向圧縮試験での降伏強度Ｃ−ＹＳ（Ｃ）としたときに、Ｌ−ＹＳ（Ｔ）／Ｌ−ＴＳ（Ｔ）が０．９以上、Ｌ−ＹＳ（Ｔ）／Ｃ−ＹＳ（Ｔ）が０．９５以上、Ｃ−ＹＳ（Ｃ）／Ｃ−ＹＳ（Ｔ）が０．９以上であることを特徴とする、耐コラプス性能の優れたラインパイプ用鋼管。
【請求項２】
前記ラインパイプ用鋼管において、金属組織はベイナイト組織が面積分率で８０％以上であることを特徴とする請求項１に記載の耐コラプス性能の優れたラインパイプ用鋼管。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、石油や天然ガス輸送用の耐サワー性能に優れたラインパイプ用鋼管に関するものであり、特に、高い耐コラプス性能が要求される厚肉の深海用ラインパイプへの使用に適した耐コラプス性能の優れたラインパイプ用鋼管に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年のエネルギー需要の増大に伴って、石油や天然ガスパイプラインの開発が盛んになっており、ガス田や油田の遠隔地化や輸送ルートの多様化のため、海洋を渡るパイプラインも数多く開発されている。海底パイプラインに使用されるラインパイプには水圧によるコラプス（圧潰）を防止するため、陸上パイプラインよりも管厚が厚いものが用いられ、また高い真円度が要求されるが、ラインパイプの材質としては外圧によって管周方向に生じる圧縮応力に対抗するため高い圧縮強度が必要となる。
【０００３】
海底パイプラインの設計にはＤＮＶ規格（ＯＳ  Ｆ−１０１）が適用される場合が多いが、本規格では外圧によるコラプス圧力を決定する因子として、パイプの管径Ｄ及び管厚ｔ、真円度、そして材料の引張降伏強度ｆｙを用いてコラプス圧力が求められる。しかし、パイプのサイズと強度が同じであっても、パイプの製造方法によってコラプス圧力が変化することから、降伏強度には製造方法によって異なる係数（αｆａｂ）が掛けられることになる。この係数はシームレスパイプの場合は１．０すなわち引張降伏強度がそのまま適用できるが、ＵＯＥプロセスで製造されたパイプの場合は係数として０．８５が与えられている。これは、パイプの圧縮強度が引張強度よりも低下するためである。この現象が生ずるのは、ＵＯＥ鋼管製造過程では造管の最終工程で拡管プロセスがあり、このプロセスで管周方向に引張変形が与えられた後に圧縮を受けるためである。
【０００４】
すなわち、バウシンガー効果によって降伏強度が低下するのである。よって、耐コラプス性能を高めるためには、パイプの圧縮強度を高めることが必要であるが、冷間成形で拡管プロセスを経て製造される鋼管の場合は、バウシンガー効果による強度低下の問題が解決されていない。
【０００５】
ＵＯＥ鋼管の耐コラプス性向上に関しては多くの検討がなされており、例えば特許文献１には通電加熱で鋼管を加熱し、拡管を行った後に一定時間以上温度を保持する方法が開示されている。この方法は、拡管によって導入された転位が回復し降伏強度が上昇するが、拡管後に５分以上通電加熱を続ける必要があり、生産性は劣るという問題がある。
【０００６】
また、同様に拡管後に加熱を行いバウシンガー効果による降伏強度低下を回復させる方法として、特許文献２では鋼管外表面を内表面より高い温度に加熱することで、外面側の引張変形を受けた部分のバウシンガー効果を回復し内面側の圧縮の加工硬化を維持する方法が、また、特許文献３にはＮｂ、Ｔｉを添加した鋼の鋼板製造工程で熱間圧延後の加速冷却をＡｒ３温度以上から３００℃以下まで行い、ＵＯＥプロセスで鋼管とした後に加熱を行う方法が提案されている。
【０００７】
しかしながら、特許文献２の方法では鋼管の外表面と内表面の加熱温度と加熱時間を別々に管理することは実製造上、特に大量生産において品質を管理することは極めて困難である。また、特許文献３の方法は鋼板製造における加速冷却停止温度を３００℃以下の低い温度にする必要があるため、鋼板の歪が大きくなり、ＵＯＥプロセスで鋼管とした場合の真円度が低下し、さらにはＡｒ３温度以上から加速冷却を行うために比較的高い温度で圧延を行う必要があり、靱性が劣化するという問題があった。
【０００８】
一方、拡管後に加熱を行わずに鋼管の成形方法によって圧縮強度を高める方法としては、特許文献４に、Ｏ成型時の圧縮率をその後の拡管率よりも大きくする方法が開示されている。この方法によれば、実質的に管周方向の引張予歪が無いためバウシンガー効果が発現されず高い圧縮強度が得られる。しかしながら、拡管率が低いと鋼管の真円度を維持することが困難となり、鋼管の耐コラプス性能を劣化させることになりかねない。
【０００９】
また、特許文献５には、圧縮強度の低いシーム溶接部近傍と溶接部から１８０°の位置の直径が鋼管の最大径となるようにすることで耐コラプス性能を高める方法が開示されている。しかし、実際のパイプラインの敷設時においてコラプスが問題になるのは海底に到達したパイプが曲げ変形を受ける部分（サグベンド部）であり、鋼管のシーム溶接部の位置とは無関係に円周溶接され海底に敷設されるため、シーム溶接部が長径になるようにしても実際上は何ら効果を発揮しない。
【００１０】
さらに、特許文献６には加速冷却後に再加熱を行い鋼板表層部の硬質第２相分率を低減することによりバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい鋼板が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開平９−４９０２５号公報
【特許文献２】特開２００３−３４６３９号公報
【特許文献３】特開２００４−３５９２５号公報
【特許文献４】特開２００２−１０２９３１号公報
【特許文献５】特開２００３−３４０５１９号公報
【特許文献６】特開２００８−５６９６２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
特許文献６に記載された技術のような金属組織の制御によって、鋼管の圧縮強度が改善され、耐コラプス性能向上に対して一定の効果は得られるが、パイプラインの敷設条件によっては圧縮強度の改善だけでは十分にコラプスを防止することはできない。
【００１３】
海底パイプラインの敷設では、海底に到達したパイプが曲げモーメントを受けるため、ＤＮＶ規格では鋼管が塑性変形しない歪範囲、すなわち曲げ歪が０．５％以内で敷設するように決められている。しかしながら、急激な海流の変化や風の影響などによって敷設船の位置を一定に保つことが困難になり、過大な曲げモーメントを受ける危険性がある。このような大きな曲げ変形を受ける場合パイプのコラプス圧力が大幅に低下し、たとえ熱処理により高い圧縮応力を有していてもコラプス圧力の低下は避けられない。
【００１４】
本発明は、上記事情に鑑み、なされたもので、厚肉の海底パイプラインへ適用するために必要な優れた耐コラプス性能を有するラインパイプ用鋼管、特に敷設時に大きな曲げ変形を受けても、高い耐コラプス性能が維持されるラインパイプ用鋼管を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明者らは、曲げ変形を受ける鋼管の外圧によるコラプス挙動を解明するために、種々の実験及び解析を試みた結果、以下の知見を得るに至った。
【００１６】
ア）海底管のコラプス防止のためには、ＤＮＶ規格（ＯＳ  Ｆ−１０１）にも示されているとおり、ファブリケーションファクター（αｆａｂ）の向上、すなわち鋼管の管周方向の圧縮強度が高いことが基本であり、引張試験での降伏強度に対する圧縮試験での降伏強度の比を一定値以上とすることが不可欠である。
【００１７】
イ）上記のような鋼管であっても、曲げ変形によって断面形状が扁平になるため、外圧によってコラプスを生じやすくなる。このような鋼管の扁平は、鋼管の管軸方向の引張特性を改善することで防止可能であり、具体的には、管軸方向引張試験での降伏強度と引張強度の比、すなわち管軸方向の降伏比を一定値以上とすることが効果的である。図１に種々の引張特性を有する鋼管の曲げモーメントによる扁平率の変化を示す。
【００１８】
図１は、外径７６２ｍｍ、管厚３４．６ｍｍの鋼管の曲げ変形解析をＦＥＭで行った結果であり、管長８ｍの両端に曲げモーメントを付与したときの鋼管中央部断面の扁平率（扁平部外径の（長径−短径）／初期外径）を求めた。ここで、管軸方向の降伏比（ＹＲ）、すなわち、管軸方向引張試験での引張強度に対する降伏強度の比が８５％の場合と９２％の場合とを示す。また、図中Ｃ−ＴＳは、管周方向引張強度を意味する。
【００１９】
管軸方向の降伏比（管軸方向引張試験での降伏強度と引張強度との比）が大きい鋼管のほうが扁平率が小さくなることが明らかである。ここで言う扁平率は、ＤＮＶ  ＯＳ−Ｆ１０１に規定されている真円度と同じ意味であり、扁平率が大きいほどコラプス圧力が低下することになる。すなわち、海底へのレイイングなどの曲げ変形を受ける場合は、管軸方向の降伏比が大きいほどパイプの扁平率が小さくなり、コラプス圧力が大きくなると言える。
【００２０】
ウ）管軸方向の降伏比が高くても、管軸方向引張での降伏強度が低いと曲げ変形による鋼管の扁平化が早期に起こってしまうため、管軸方向引張の降伏強度は管周方向引張の降伏強度に比べ一定の割合以上に高くなければならない。
【００２１】
本発明は、上記の知見に基づきなされたもので、第一の発明は、ラインパイプ用鋼管において、管軸方向引張試験での降伏強度及び引張強度をそれぞれＬ−ＹＳ（Ｔ）及びＬ−ＴＳ（Ｔ）、管周方向引張試験での降伏強度をＣ−ＹＳ（Ｔ）、管周方向圧縮試験での降伏強度Ｃ−ＹＳ（Ｃ）としたときに、Ｌ−ＹＳ（Ｔ）／Ｌ−ＴＳ（Ｔ）が０．９以上、Ｌ−ＹＳ（Ｔ）／Ｃ−ＹＳ（Ｔ）が０．９５以上、Ｃ−ＹＳ（Ｃ）／Ｃ−ＹＳ（Ｔ）が０．９以上であることを特徴とする、耐コラプス性能の優れたラインパイプ用鋼管。
ここで、（Ｃ）および（Ｔ）はそれぞれ圧縮方向の試験の値および引張方向の試験の値であることを意味している。
【００２２】
第二の発明は、前記ラインパイプ用鋼管において、化学成分が質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有し、さらにＣｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％の中から選ばれる１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、金属組織はベイナイト組織が面積分率で８０％以上であることを特徴とする、上記第一の発明に記載の耐コラプス性能の優れたラインパイプ用鋼管、である。
【発明の効果】
【００２３】
本発明の第一発明によれば、海底パイプラインの敷設に過大な曲げ変形を受けるような場合でも、優れた耐コラプス性能を有するラインパイプ用鋼管が得られる。また、第二発明によれば、さらに鋼管の強度及び靭性、並びに溶接部の靭性を向上させることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】曲げモーメントと扁平率の関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。
【００２６】
１．鋼管の機械的特性について
本発明の最大の特徴は、従来の海底管のコラプス防止策として一切考慮されていなかった鋼管の管軸方向の特性を制御することで、ＤＮＶ規格などで規定されている応力範囲を超える過大な曲げが加わってもコラプスを生じにくくすることである。そのためには、管軸方向引張試験での降伏強度及び引張強度をそれぞれＬ−ＹＳ（Ｔ）及びＬ−ＴＳ（Ｔ）、管周方向引張試験での降伏強度をＣ−ＹＳ（Ｔ）、管周方向圧縮試験での降伏強度Ｃ−ＹＳ（Ｃ）としたときに、以下のような特性が必要である。
【００２７】
Ｌ−ＹＳ（Ｔ）／Ｌ−ＴＳ（Ｔ）：０．９以上
この関係式は、鋼管の管軸方向引張試験での降伏強度［Ｌ−ＹＳ（Ｔ）］と引張強度［Ｌ−ＴＳ（Ｔ）］との比であり、以下の説明で「管軸方向引張の降伏比」とも略することもある。管軸方向引張の降伏比が０．９未満では鋼管が曲げ変形を受けた場合の断面の扁平が大きくなり、コラプスを生じやすくなる。しかし、管軸方向引張の降伏比は０．９以上であれば、このような扁平が十分に抑制されるため、管軸方向引張での降伏比を０．９以上に規定する。好ましくは、０．９２以上である。
【００２８】
Ｌ−ＹＳ（Ｔ）／Ｃ−ＹＳ（Ｔ）：０．９５以上
この関係式は、鋼管の管軸方向引張試験での降伏強度［Ｌ−ＹＳ（Ｔ）］と管周方向引張試験の降伏強度［Ｃ−ＹＳ（Ｔ）］との比であり、以下の説明で「管軸方向の降伏強度と管周方向の降伏強度の比」とも略することもある。曲げ変形による鋼管の扁平は、管軸方向の降伏比のみで決まるのではなく、管周方向と管軸方向の引張特性のバランスによって大きく影響をうける。管周方向引張での降伏応力に対して管軸方向引張の降伏応力が低すぎると、曲げモーメントを受けた場合のパイプの変形量が大きくなり扁平量も大きくなるため、コラプス性能が低下する。しかし、管軸方向の降伏強度と管周方向の降伏強度の比が０．９５以上であれば問題ないため、管軸方向引張での降伏強度と管周方向引張での降伏強度の比を０．９５以上に規定する。好ましくは、０．９７以上である。
【００２９】
Ｃ−ＹＳ（Ｃ）／Ｃ−ＹＳ（Ｔ）：０．９以上
この関係式は、管周方向圧縮試験での降伏強度［Ｃ−ＹＳ（Ｃ）］と鋼管の管周方向引張試験での降伏強度［Ｃ−ＹＳ（Ｔ）］との比であり、以下の説明で「管周方向圧縮での降伏強度と管周方向引張での降伏強度の比」とも略することもある。本関係式は、ＤＮＶで規定されているファブリケーションファクターと同様の意味であり、コラプス防止の基本的な対策として、管周方向圧縮での降伏強度を管周方向引張での降伏強度に対して一定値以上に高める必要があることを意味している。この値が０．９より小さい場合は、圧縮強度が低いため、コラプスを防止するために鋼管の管厚を厚くする必要がありパイプラインの施工コストが上昇する。しかし、０．９以上であれば、一般的なＵＯＥプロセスによる鋼管よりも高い圧縮強度が得られ、管厚を高めなくとも高い耐コラプス性能が得られる。よって、管周方向圧縮での降伏強度と管周方向引張での降伏強度の比を０．９以上に規定する。好ましくは、０．９２以上である。
【００３０】
また、本発明は、海底パイプラインの敷設を対象にし、特に管厚は２０ｍｍ以上の鋼管においてその効果が発揮されるので、管厚が２０ｍｍ以上の鋼管に適用することが好ましいが、この範囲の板厚には限られない。
【００３１】
本発明は、上述の鋼管の管軸方向と管周方向の特性を制御することで高い耐コラプス性能が得られるが、海底パイプラインに適用する鋼管として好ましい強度、靱性、または溶接施工性等の性能向上を図るため、材料の化学成分及び金属組織を以下のように規定する。
【００３２】
２．化学成分について
はじめに本発明の化学成分の限定理由を説明する。なお、成分％は全て質量％を意味する。
【００３３】
Ｃ：０．０３〜０．１％
Ｃは、加速冷却によって製造される鋼板の強度を高めるために最も有効な元素である。しかし、０．０３％未満では十分な強度を確保できず、０．１％を超えると靭性を劣化させるだけでなく、ＭＡ（島状マルテンサイト）の生成が促進されるため、圧縮強度の低下をも招く。したがって、Ｃ量を０．０３〜０．１％の範囲内とする。より高い靱性と圧縮強度を得るためには、好ましくは、０．０３〜０．０８％の範囲内とする。
【００３４】
Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは脱酸のために含有するが、０．５％を越えると靭性や溶接性を劣化させ、またＭＡの生成も促進される。したがってＳｉ量は０．５％以下の範囲とする。
【００３５】
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは鋼の強度および靭性の向上のため含有するが、１．０％未満ではその効果が十分ではなく、２．０％を超えると溶接性と耐ＨＩＣ性能が劣化する。したがって、Ｍｎ量は１．０〜２．０％の範囲とする。
【００３６】
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは不可避不純物元素であり、鋼材の靱性を劣化させる。特に、溶接熱影響部の硬さを上昇させるため、溶接熱影響部の靱性を顕著に劣化させる。したがって、Ｐ量を０．０１５％以下とする。好ましくは、０．００８％以下とする。
【００３７】
Ｓ：０．００３％以下
Ｓは、鋼中においてはＭｎＳ系の介在物となり、衝撃破壊時のボイド発生起点として作用するため、シャルピー衝撃試験での吸収エネルギー低下の原因となる。したがって、Ｓ量を０．００３％以下とする。より高い吸収エネルギーが要求される場合は、Ｓ量をさらに低下することが有効であり、好ましくは０．００１５％以下とする。
【００３８】
Ａｌ：０．０８％以下
Ａｌは脱酸剤として含有するが、０．０８％を超えると清浄度の低下により延性を劣化させる。したがって、Ａｌ量は０．０８％以下とする。
【００３９】
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
Ｎｂは、圧延時の粒成長を抑制し、微細粒化により靭性を向上させる。しかし、Ｎｂ量が０．００５％未満ではその効果がなく、０．０５％を超えると溶接熱影響部の靱性低下を招く。したがって、Ｎｂ量は０．００５〜０．０５％の範囲とする。
【００４０】
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは、ＴｉＮを形成してスラブ加熱時の結晶粒成長を抑制するだけでなく、溶接熱影響部の結晶粒成長を抑制し、母材及び溶接熱影響部の組織を微細化するにより靭性を向上させる。しかし、Ｔｉ量が０．００５％未満ではその効果がなく、０．０３％を超えると靭性を劣化させる。したがって、Ｔｉ量は０．００５〜０．０３％の範囲とする。
【００４１】
本発明では上記の化学成分の他に、鋼板の強度、靱性又は溶接部の特性をさらに向上させる場合、以下に示すＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａの１種以上を選択的に含有させることが好ましい。
【００４２】
Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、この効果を得るには０．０５％以上含有することが好ましいが、０．５％を超えて含有すると溶接熱影響部の靱性が劣化する。したがって、Ｃｕを含有する場合は０．５％以下とすることが好ましい。
【００４３】
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、この効果を得るには０．０５％以上含有することが好ましいが、１．０％を超えて含有すると溶接熱影響部の靱性が劣化する。したがって、Ｎｉを含有する場合は１．０％以下とすることが好ましい。
【００４４】
Ｃｒ：０．５％以下
Ｃｒは、焼き入れ性を高めることで強度の上昇に有効な元素であり、この効果を得るには０．０５％以上含有することが好ましいが、０．５％を超えて含有すると溶接熱影響部の靱性を劣化させる場合がある。したがって、Ｃｒを含有する場合は０．５％以下とすることが好ましい。
【００４５】
Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、この効果を得るには０．０５％以上含有することが好ましいが、０．５％を超えて含有すると溶接熱影響部の靱性が劣化する。したがって、Ｍｏを含有する場合は０．５％以下とすることが好ましい。
【００４６】
Ｖ：０．１％以下
Ｖは靭性を劣化させずに強度を上昇させる元素であり、この効果を得るには０．０１％以上含有することが好ましいが、０．１％を超えて含有すると溶接熱影響部の靱性低下を招くため、Ｖを含有する場合は、０．１％以下とすることが好ましい。
【００４７】
Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％
Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御し、延性を改善するために有効な元素であるが、０．０００５％未満ではその効果がなく、０．００３５％を超えて添加しても効果が飽和し、むしろ清浄度の低下により靱性を劣化させる。したがって、Ｃａを含有する場合には、０．０００５〜０．００３５％の範囲とすることが好ましい。
本発明においては鋼管の強度は特に規定しないが、海底管用の厚肉鋼管においてＡＰＩグレードＸ６５程度以上の高強度を得るためには、下式（１）で示されるＣｅｑ値が０．２８以上であることが好ましい。ここで、各元素記号は含有量（質量％）を意味し、含有しない場合は０とする。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５  ・・・（１）
なお、本発明の鋼の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。上記以外の元素及び不可避的不純物については、本発明の効果を損なわない限り含有することができる。
【００４８】
３．金属組織について
本発明における金属組織の限定理由を以下に示す。
【００４９】
ベイナイト分率：８０％以上
バウシンガー効果を抑制し高い圧縮強度を得るためには軟質なフェライト相や硬質な第２相の少ない組織とし、変形時の組織内部で生じる局所的な転位の集積を抑制することが必要である。そのため、ベイナイト主体の組織とすることが好ましい。その効果を得るためにはベイナイトの面積分率が８０％以上必要である。さらに、高い圧縮強度が必要な場合はベイナイト面積分率を９０％以上とすることが望ましい。
【００５０】
本発明の鋼管は、金属組織として上記の特徴を有することで高い圧縮強度が得られるが、上記以外の、セメンタイト、パーライト、マルテンサイト等の組織は、それらの分率の合計が５％以下であれば何ら悪影響を及ぼさないため、含有することができる。
【００５１】
なお、島状マルテンサイト（ＭＡ）は非常に硬質な相であり、変形時に局所的な転位の集積を促進し、バウシンガー効果により圧縮強度の低下を招くため、その分率を厳しく制限する必要がある。しかし、ＭＡの分率が３％以下ではその影響が小さく圧縮強度の低下も生じないため、島状マルテンサイト（ＭＡ）の分率は３％以下であることが好ましい。ＭＡの分率は、ナイタールエッチング後に電解エッチング（２段エッチング）を行い、その後走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による観察を行い、面積分率を求めることができる。
【００５２】
一般に加速冷却を適用して製造された鋼板の金属組織は、鋼板の板厚方向で異なる場合がある。外圧を受ける鋼管のコラプスは周長の小さな鋼管内面側の塑性変形が先に生じることで起こるため、圧縮強度としては鋼管の内面側の特性が重要となり、一般に圧縮試験片は鋼管の内面側より採取する。よって、上記の金属組織は鋼管内面側の組織を規定するものであり、鋼管の性能を代表する位置として、内面側の板厚１／４の位置の組織とする。
【００５３】
本発明の鋼管は、上述の管軸方向及び管周方向の特性が得られれば優れた耐コラプス性能が発揮されるため、鋼管の製造方法は特に規定しない。しかし、適切な管軸方向及び管周方向の特性を有し、かつ、海底パイプラインへの適用に適した強度・靱性及びその他の性能と優れた真円度を得るためには、ＵＯＥプロセスやプレスベンドプロセスにより製造した鋼管が適しており、さらに鋼管の素材である鋼板の製造工程では、制御圧延と加速冷却などを適用したＴＭＣＰプロセスにより鋼管の素材である鋼板を製造することが好ましい。以下に、鋼管の素材である鋼板及び鋼管の好ましい製造条件について説明する。
【００５４】
本発明の鋼管の素材である鋼板は、上述した化学成分を含有する鋼スラブを、加熱し熱間圧延を行った後、加速冷却を施す、あるいは加速冷却に引き続いて誘導加熱による焼戻しを行うことにより製造することが好ましい。以下に、鋼板の製造条件の好適条件について説明する。なお、以下の温度は特に記載しない限り鋼板の板厚方向の平均温度を表す。板厚方向の平均温度は、板厚、表面温度および冷却条件などから、シミュレーション計算などにより求められる。たとえば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより、板厚方向の平均温度を求めることができる。
【００５５】
スラブ加熱温度：１０００〜１２００℃
スラブ加熱温度は、１０００℃未満では十分な強度が得られず、１２００℃を超えると、靱性やＤＷＴＴ特性が劣化する。したがって、スラブ加熱温度１０００〜１２００℃の範囲とすることが好ましい。さらに優れたＤＷＴＴ特性が要求される場合は、スラブ加熱温度の上限を１１００℃にすることがさらに望ましい。
【００５６】
未再結晶温度域の圧下率：６０％以上
微細ベイナイト組織と高い母材靱性を得るためには、熱間圧延工程において未再結晶温度域で十分な圧下を行うことが好ましい。しかし、この温度域での圧下率が６０％未満では効果が不十分であるため、未再結晶温度域で圧下率を６０％以上とすることが好ましい。なお、圧下率は複数の圧延パスで圧延を行う場合はその累積の圧下率とする。また、未再結晶温度域はＮｂ、Ｔｉ等の合金元素によって変化するが、本発明のＮｂ及びＴｉ添加量では、未再結晶温度域の上限温度を９５０℃とみなしてよい。
【００５７】
圧延終了温度：Ａｒ３以上
金属組織をベイナイト分率が８０％以上の組織とするためには、フェライト生成温度であるＡｒ３温度以上で圧延を終了し、直ちに鋼板を冷却することが好ましい。また、フェライトが生成した後に圧延されると、金属組織が鋼板の長手方向に伸長した組織となり、鋼管となったときの管軸方向の降伏比が低下する。よって、圧延終了温度はＡｒ３温度以上とすることが好ましい。
【００５８】
なお、Ａｒ３温度は鋼の合金成分によって変化するため、それぞれの鋼で実験によって変態温度を測定して求めてもよいが、化学成分から下式（２）で求めることもできる。
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ  ・・・（２）
ここで、各元素記号は含有量（質量％）を意味し、含有しない場合は０とする。
熱間圧延に引き続いて加速冷却を行うことが好ましい。加速冷却の好ましい条件は以下の通りである。
【００５９】
冷却速度：１０℃／秒以上
冷却速度は、高強度で高靱性の鋼板を特に得るために制御することが好ましく、高い冷却速度で冷却することで変態強化による強度上昇と組織の微細化による高靱性が得られる。しかし、冷却速度が１０℃／秒未満では十分な強度、靱性が得られない。よって加速冷却時の冷却速度を１０℃／秒以上とすることが好ましい。
【００６０】
加速冷却停止温度：５００℃以下
加速冷却により微細ベイナイト組織を得るためには、ベイナイト変態が十分に進行する温度域まで冷却する必要がある。冷却停止温度が５００℃を超える場合は、ベイナイト変態が不十分で、十分な強度が得られないだけでなく、その後の空冷過程でセメンタイトやＭＡ等の硬質な第２相が生成し、靱性が劣化する。よって、冷却停止温度は５００℃以下が好ましい。また、厚肉材でさらに高い強度及び靱性を得るためには４００℃以下にすることがより好ましい。
【００６１】
加速冷却後の鋼板は、そのままＵＯＥプロセスやプレスベンドプロセスによる鋼管製造に供することができるが、本発明の管軸方向と管周方向の特性を十分に満足するためには、加速冷却後に熱処理を施すことが好ましい。このときの鋼板表層部の加熱温度は、４５０〜７００℃とすることが好ましい。これは、加速冷却時のベイナイト変態によって多量に導入された転位を回復し、さらに鋼中に固溶している炭素との相互作用を活用することで、降伏強度を向上し、かつ、鋼管とした後の管軸方向と管周方向の降伏強度の差を小さくできるためである。
【００６２】
さらに、熱処理によって加速冷却時に生成するセメンタイトやＭＡ等の硬質第２相が分解され、母材靱性が向上し、また、鋼板のバウシンガー効果が小さくなるため、鋼管での高い圧縮強度が得られる。熱処理温度が４５０℃より低い温度ではこのような効果が得られず、７００℃を超えると鋼板の強度が低下するため、熱処理温度は４５０〜７００℃とすることが好ましい。
【００６３】
このような熱処理は、鋼板の加速冷却終了後にガス燃焼炉などのオフラインの熱処理炉で行っても良い。また、鋼板の製造能率を高めるため、鋼板の圧延・冷却ラインと同一のラインに設置した、誘導加熱型のオンライン加熱設備を用いても良い。
【００６４】
本発明は上述の方法によって製造された鋼板を素材として鋼管に成形加工し製造するが、鋼管の成形方法は、ＵＯＥプロセスやプレスベンド等の冷間成形によって鋼管形状に成形する方法が挙げられる。その後、シーム溶接する。このシーム溶接工程の溶接方法は十分な継手強度及び継手靱性が得られる方法ならいずれの方法でもよいが、優れた溶接品質と製造能率の点からサブマージアーク溶接を用いることが好ましい。突き合せ部の溶接を行った後に、溶接残留応力の除去と鋼管真円度の向上を目的として、拡管を行う。この拡管率は、所定の鋼管真円度が得られ、残留応力が除去される条件として０．４％以上が好ましい。
【００６５】
また、拡管率が高すぎるとバウシンガー効果による管軸方向引張試験での降伏強度が低下するため、その上限を１．０％とすることが好ましい。より好ましくは、拡管率の上限を０．８％とする。
【実施例】
【００６６】
表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｄ）を連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて板厚３０ｍｍの鋼板（Ｎｏ．１〜６）を製造した。鋼板製造条件を表２に示す。鋼板製造時の再加熱処理は、加速冷却設備と同一ライン上に設置した誘導加熱炉を用いて熱処理を行った。熱処理温度は鋼板平均温度とするが、誘導加熱では加熱直後に鋼板表層と中心部とで温度差を生じるため、誘導加熱に表層温度と中心温度がほぼ等しくなった時点での鋼板温度とした。これらの鋼板を用いて、ＵＯＥプロセスにより種々の外径の鋼管を製造した。鋼管製造時の拡管率も表２に示す。
【００６７】
【表１】
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【００６８】
【表２】
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【００６９】
以上のようにして製造した鋼管の引張特性は、管軸方向は全厚の矩形試験片、管周方向は鋼管内面側より採取した平行部径１０ｍｍの丸棒引張試験片により、降伏強度及び引張強度を測定した。圧縮試験は鋼管の鋼管内面側の位置より管周方向に直径２０ｍｍ、長さ６０ｍｍの試験片を採取し、圧縮試験を行い圧縮の降伏強度を測定した。金属組織は鋼管の内面側の板厚１／４の位置からサンプルを採取し、研磨後ナイタールによるエッチングを行い光学顕微鏡で観察を行った。そして、２００倍で撮影した写真３〜５枚を用いて画像解析装置を用いてベイナイトの面積分率を求めた。
【００７０】
鋼管の金属組織を表２に、機械的特性を表３に示す。これらの鋼管に曲げモーメントを負荷した場合の、鋼管の変形挙動をＦＥＭによって解析し、曲げモーメントが１１．５ＭＮ・ｍのときの鋼管の扁平率を求めた。また、このように曲げが加わり扁平している鋼管のコラプス圧力を、ＤＮＶ規格（ＯＳ  Ｆ−１０１）に基づいて求めた。ただし、鋼管周方向の圧縮降伏強度は、引張試験での降伏強度にファブリケーションファクターを掛けた値ではなく、実際の圧縮試験で得られた圧縮降伏強度を用いた。鋼管の扁平率とコラプス圧力を表３に示した。
【００７１】
【表３】
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【００７２】
本発明例であるＮｏ．１〜４はいずれも、機械的特性が本発明範囲であり、圧縮強度が高く、曲げ変形時の扁平率が小さい。その結果、高いコラプス圧力が得られている。
一方、Ｎｏ．５及び６は、機械的特性が本発明の範囲外であるため、圧縮強度が低くさらに曲げ変形時の扁平率も高いため、コラプス圧力が低い。
【産業上の利用可能性】
【００７３】
本発明によれば、圧縮強度が高くパイプライン敷設時の曲げ変形による扁平が抑制される鋼管が得られるため、高い耐コラプス性能が要求される深海用ラインパイプへ適用することができる。
【図１】
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