(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎｂ：０．０３〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３５％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｎ：０．００２０〜０．００６０％を含有し、
Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）−０．０２５Ｍｏ（％）が０．０２５〜０．０６０で、
Ｃ（％）＋０．６７Ｎｂ（％）が０．１０以下であり、
下記（１）式で表されるＰｃｍ値が０．２０以下であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼管であり、
金属組織がベイナイトの面積分率が９５％以上で、ベイナイト中にＮｂを含有する粒径１０ｎｍ以下の微細析出物が分散析出し、島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積分率が３％以下であることを特徴とする、引張強度６３０ＭＰａ以上、圧縮降伏強度５３０ＭＰａ以上の高圧縮強度鋼管。
Ｐｃｍ＝Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）／３０＋Ｍｎ（％）／２０＋Ｃｕ（％）／２０＋Ｎｉ（％）／６０＋Ｃｒ（％）／２０＋Ｍｏ（％）／１５＋Ｖ（％）／１０＋５Ｂ（％）・・・（１）
ただし、各元素は含有量（質量％）であり、含有しない元素は０とする。
【請求項２】
さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｖ：０．０７％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％の中から選ばれる１種以上を含有し、
Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）−０．０２５Ｍｏ（％）−０．０５７Ｖ（％）が０．０２５〜０．０６０であることを特徴とする請求項１に記載の高圧縮強度鋼管。
ただし、各元素は含有量（質量％）であり、含有しない元素は０とする。
【請求項３】
鋼スラブを、１０００〜１２００℃に加熱し、未再結晶温度域の圧下率が６０％以上、圧延終了温度がＡｒ３〜（Ａｒ３＋７０℃）の熱間圧延を行い、引き続き、（Ａｒ３−３０℃）以上の温度から１０℃／秒以上の冷却速度で、鋼板を３００〜６００℃まで冷却を行い、引き続いて前記鋼板を５５０〜７００℃に再加熱を行うことにより鋼板を製造し、その後、前記鋼板を冷間にて成形し鋼管形状とし、突き合せ部を溶接し、次いで、拡管率を０．４％〜１．２％とする拡管を行うことを特徴とする、請求項１又は２に記載の高圧縮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、石油や天然ガス輸送用の耐サワー性能に優れたＡＰＩ−Ｘ８０グレード以上の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深海用ラインパイプやライザーまたはコンダクターケーシング等への使用に適した、高圧縮強度鋼管に関する。
【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】
一方、海底パイプラインに用いられる鋼管の強度グレードは一般的にＡＰＩ−Ｘ６５グレードまでが広く用いられているが、パイプライン建設コストの削減の要請から、Ｘ７０グレード以上の高強度鋼管の適用が広がっており、さらに高強度のＸ８０グレード以上の高強度ラインパイプ用鋼管に対する要求か高まっている。
【０００４】
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ｆ０、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。
【０００５】
これは、ＵＯＥプロセスで製造された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が、ＵＯＥ鋼管は造管の最終工程で拡管プロセスがあり管周方向に引張変形が与えられた後に圧縮を受けることになるため、バウシンガー効果によって降伏強度が低下することがその要因となっている。
【０００６】
以上のことから、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が問題となっていた。
【０００７】
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、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。この方法によれば、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るため、生産性が劣る。
【０００８】
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それぞれ提案されている。
【０００９】
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、特に大量生産工程において品質を管理することは極めて困難であり、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。
【００１０】
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が劣化させることになりかねない。
【００１１】
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。
【００１２】
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。
【００１３】
また、特許文献７には加速冷却後の再加熱処理において鋼板中心部の温度上昇を抑制しつつ鋼板表層部を加熱する、板厚が３０ｍｍ以上の高強度耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法が提案されている。これによれば、ＤＷＴＴ（Ｄｒｏｐ  Ｗｅｉｇｈｔ  Ｔｅａｒ  Ｔｅｓｔ：落重引裂試験）性能の低下を抑制しつつ鋼板表層部の硬質第２相分率が低減されるため、鋼板表層部の硬度が低減し材質バラツキの小さな鋼板が得られるだけでなく、硬質第２相低減によるバウシンガー効果の低下も期待される。
【００１４】
しかし、特許文献６及び７に記載の技術はＸ７０グレード以上の強度を安定的に得ることは困難であり、またバウシンガー効果は結晶粒径や固溶炭素量等、様々な組織因子の影響を受けるため、単に硬質第２相の低減のみでは圧縮強度の高い鋼管は得られない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１５】
【特許文献１】特開平９−４９０２５号公報
【特許文献２】特開２００３−３４２６３９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
【特許文献７】特開２００９−５２１３７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１６】
本発明は上記事情に鑑みなされたもので、ＡＰＩ−Ｘ８０グレード以上の海底パイプラインやライザーまたはコンダクターケーシング等へ適用するために必要な高強度と優れた靱性を有する鋼管であり、鋼管成形での特殊な成形条件や、造管後の熱処理を必要とせず、鋼板の化学成分と金属組織を最適化することでバウシンガー効果による降伏応力低下を抑制し、圧縮強度が高い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】
【００１７】
本発明者らは、はじめにバウシンガー効果抑制による圧縮強度向上と、強度靱性及び耐サワー性能とを両立させるために種々の実験を試みた結果、以下の知見を得るに至った。
【００１８】
なお、本発明では、圧縮強度は圧縮降伏強度を意味し、圧縮降伏強度が５３０ＭＰａ以上であれば圧縮強度が良好であるとする。さらに好ましくは５７０ＭＰａ以上である。
【００１９】
（１）バウシンガー効果による強度低下は異相界面や硬質第２相での転位集積による逆応力の発生が原因であり、その防止には、第一に転位の集積場所となる島状マルテンサイト（ＭＡ）等の硬質相を低減することが最も効果的である。
【００２０】
（２）しかし、ＡＰＩ−Ｘ８０グレード以上の高強度鋼材は合金成分が多く、非常に焼入れ性が高いため、鋼板製造時の加速冷却によりＭＡを生成しやすい。これは、加速冷却後のベイナイト変態時に未変態オーステナイトへの炭素の濃化が起き、炭素が濃化した領域がＭＡに変態するためである。このようなＭＡ生成を抑制するためには、加速冷却後に炭化物として析出させることで未変態オーステナイトへの炭素の濃化を抑制することが効果的である。
【００２１】
（３）上記のような炭化物の析出は強度上昇のためにも効果的であるが、炭化物生成元素である、ＮｂとＭｏを複合添加することでＮｂとＭｏからなる非常に微細な複合炭化物の生成が得られるため高強度が確保でき、さらに、上述の通り、ＭＡの低減によってバウシンガー効果による圧縮強度の低下を抑制することが可能となる。
【００２２】
（４）鋼材のＣ量とＮｂ等の炭化物形成元素の添加量を適正化し、固溶Ｃ量を十分に確保することで、転位と固溶Ｃの相互作用が促進され、荷重反転時の転位の移動を阻害し逆応力による強度低下が抑制される。しかし、過剰な固溶Ｃ量はＭＡ生成を促進し、バウシンガー効果による圧縮強度低下の原因となる。そのため、固溶Ｃ量を極めて厳格に管理する必要があり、鋼材に添加するＣと炭化物形成元素との関係を一定範囲に厳しく限定することで、固溶Ｃによる効果を有効に活用しＭＡ生成の抑制が可能となる。
【００２３】
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、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎｂ：０．００３〜０．０７０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３５％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｎ：０．００２０〜０．００６０％を含有し、
Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）−０．０２５Ｍｏ（％）が０．０２５〜０．０６０で、
Ｃ（％）＋０．６７Ｎｂ（％）が０．１０以下であり、
下記（１）式で表されるＰｃｍ値が０．２０以下であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼管であり、
金属組織がベイナイトの面積分率が９５％以上で、ベイナイト中にＮｂを含有する微細析出物が分散析出し、島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積分率が３％以下であることを特徴とする、引張強度６３０ＭＰａ以上の高圧縮強度鋼管。
Ｐｃｍ＝Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）／３０＋Ｍｎ（％）／２０＋Ｃｕ（％）／２０＋Ｎｉ（％）／６０＋Ｃｒ（％）／２０＋Ｍｏ（％）／１５＋Ｖ（％）／１０＋５Ｂ（％）・・・（１）
ただし、各元素は含有量（質量％）であり、含有しない元素は０とする。
【００２４】
第二の発明は、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｖ：０．０７％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％の中から選ばれる１種以上を含有し、
Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）−０．０２５Ｍｏ（％）−０．０５７Ｖ（％）が０．０２５〜０．０６０であることを特徴とする第一の発明に記載の高圧縮強度鋼管。
ただし、各元素は含有量（質量％）であり、含有しない元素は０とする。
【００２５】
第三の発明は、鋼スラブを、１０００〜１２００℃に加熱し、未再結晶温度域の圧下率が６０％以上、圧延終了温度がＡｒ３〜（Ａｒ３＋７０℃）の熱間圧延を行い、引き続き、（Ａｒ３−３０℃）以上の温度から１０℃／秒以上の冷却速度で、鋼板を３００〜６００℃まで冷却を行い、引き続いて前記鋼板を５５０〜７００℃に再加熱を行うことにより鋼板を製造し、その後、前記鋼板を冷間にて成形し鋼管形状とし、突き合せ部を溶接し、次いで、拡管率を０．４％〜１．２％とする拡管を行うことを特徴とする、第一又は第二の発明に記載の高圧縮強度鋼管の製造方法。
【発明の効果】
【００２６】
本発明によれば、海底パイプラインやライザーまたはコンダクターケーシング等へ適用するために必要な高強度でかつ高圧縮強度の鋼管が得られる。
【発明を実施するための形態】
【００２７】
本発明を実施するための形態を、以下説明する。
まず、本発明の各構成要件の限定理由について説明する。
【００２８】
１．化学成分について
はじめに、本発明の高強度高靱性鋼板が含有する化学成分の限定理由を説明する。なお、成分％表記は全て質量％を意味する。
【００２９】
Ｃ：０．０３〜０．０８％
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ない。一方、０．０８％を超えるとＭＡが生成し圧縮強度が低下するだけでなく、溶接熱影響部靱性（以下、ＨＡＺ靭性とも称する）を劣化させる。従って、Ｃ量を０．０３〜０．０８％の範囲内とする。
【００３０】
Ｓｉ：０．０１〜０．３０％
Ｓｉは脱酸のために添加される元素であり、この効果は０．０１％以上で発揮されるが、０．３％を超えると靱性や溶接性を劣化させ、さらに、ＭＡの生成が促進されるため圧縮強度が低下する。従ってＳｉ量は０．０１〜０．３０％の範囲とする。
【００３１】
Ｍｎ：１．２〜２．０％
Ｍｎは鋼の強度及び靱性の向上のため添加するが、１．２％未満ではその効果が十分ではなく、２．０％を超えると溶接性が劣化する。従って、Ｍｎ量は１．２〜２．０％の範囲とする。
【００３２】
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは不可避的不純物元素であり、鋼材の強度には大きな影響を及ぼさないが、ＨＡＺ靱性を劣化させる元素であるため、Ｐ量を０．０２０％以下とする。好ましくは、０．０１５％以下とする。
【００３３】
Ｓ：０．００３０％以下
Ｓは不可避的不純物元素であり、鋼中においては一般にＭｎＳ系の介在物となり、靱性の劣化、特にシャルピー吸収エネルギーの低下を招くため、Ｓ量を０．００３０％以下とする。より高い性能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０．００２０％以下とする。
【００３４】
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ａｌは脱酸剤として添加されるが、この効果は０．０１％以上で発揮されるが、０．０８％を超えると清浄度の低下により延性を劣化させる。従って、Ａｌ量は０．０１〜０．０８％とする。
【００３５】
Ｎｂ：０．００３〜０．０７０％
Ｎｂは本発明において重要な元素である。Ｎｂは、ＮｂＣとして析出し強度上昇に極めて有効な元素であり、また、圧延時の粒成長を抑制し、微細粒化により靱性も向上させる。しかし、Ｎｂ量が０．００３％未満ではその効果が小さく、０．０７０％を超えて含有しても析出強化に必要なスラブ加熱時の固溶Ｎｂ量は増加せず強度上昇が飽和する。また、ＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼす元素でもあることから、Ｎｂ量は０．００３〜０．０７０％の範囲とする。より厳しいＨＡＺ靱性が必要とされる場合は、０．０３〜０．０５％とすることが望ましい。
【００３６】
Ｔｉ：０．００５〜０．０３５％
Ｔｉは本発明において重要な元素である。Ｔｉは、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏと共に微細な複合炭化物を形成するが、一定量以上の含有によってＮｂＣを主体とした複合炭化物がさらに微細化され、強度上昇に大きく寄与する。しかし、０．００５％未満ではその効果が十分でなく、一方、０．０３５％を超えて含有するとＨＡＺ靱性が劣化する。析出強化を十分に活用し、且つＨＡＺ靱性劣化を抑制するという観点から、Ｔｉ量は０．００５〜０．０３５％とする。
【００３７】
Ｍｏ：０．０１〜０．５％
Ｍｏは、ＮｂやＴｉと同様に複合炭化物を生成し、析出強化による強度上昇に極めて有効な元素であり、０．０１％以上の添加でその効果が得られる。しかし、０．５％を超えて添加すると溶接部のＨＡＺ靱性が劣化する。従って、Ｍｏの含有量は０．０１〜０．５％とする。
【００３８】
Ｎ：０．００２０〜０．００６０％
Ｎは鋼中に不純物として含有されるがＣと同様に鋼中に固溶元素として存在すると歪時効を促進し、バウシンガー効果による圧縮強度低下の防止に寄与する。しかし、０．００２０％未満ではその効果が小さく、また、０．００６０％を超えて含有すると、靱性が劣化する。よって、Ｎ量は０．００２０〜０．００６０％の範囲とする。
【００３９】
Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）−０．０２５Ｍｏ（％）：０．０２５〜０．０６０
本要件は本発明で最も重要な構成要件である。本式で各元素記号は、含有量（質量％）である。本発明では、固溶Ｃと転位との相互作用により逆応力発生を抑制することで、バウシンガー効果を低減し、鋼管の圧縮強度を上昇させるため、鋼中の有効な固溶Ｃ量を確保することが重要となる。一般に、鋼中のＣは、セメンタイトやＭＡとして析出するほか、Ｎｂ、Ｍｏ等の炭化物形成元素と結合し炭化物として析出し、固溶Ｃ量が減少する。このとき、Ｃ含有量に対してＮｂ及びＭｏ含有量が多すぎるとＮｂ、Ｍｏ炭化物の析出量が多くなるため、十分な固溶Ｃ量が得られない。
【００４０】
そのためには、Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）−０．０２５Ｍｏ（％）が０．０２５以上必要である。また、固溶Ｃ量が多すぎると、ＭＡが生成し圧縮強度の低下を起こすため、Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）−０．０２５Ｍｏ（％）の上限は０．０６０とする必要がある。
【００４１】
Ｃ（％）＋０．６７Ｎｂ（％）：０．１０以下
本要件は炭化物の析出強化によって十分な強度を得るために必要である。十分な量の炭化物の析出を得るためには、鋼板圧延前のスラブ加熱段階で十分な量の固溶Ｎｂを得る必要があるが、ＣとＮｂの量に応じてＮｂＣの溶解温度が変化するため、Ｃ、Ｎｂ添加量が多い場合はＮｂＣの溶解温度が上昇し十分なＮｂ固溶量が得られない。一般的なスラブ加熱温度の範囲では、Ｃ（％）＋０．６７Ｎｂ（％）が０．１０を超えると、ＮｂＣの溶解温度が高くなり、固溶Ｎｂ量の不足による強度不足を生じるため、本発明においては、Ｃ（％）＋０．６７Ｎｂ（％）を０．１０以下に規定する。スラブ加熱温度のバラツキを考慮して、十分な量の固溶Ｎｂをより確実に得るためには、Ｃ（％）＋０．６７Ｎｂ（％）を０．０８以下とすることが好ましい。
【００４２】
本発明では上記の化学成分の他に、以下の元素を選択的元素として含有させることができる。
【００４３】
Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは、靱性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、０．５％を超えて含有すると溶接部のＨＡＺ靱性が劣化する。従って、Ｃｕを含有する場合はその含有量を０．５％以下とすることが好ましい。
【００４４】
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、靱性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、１．０％を超えて含有すると溶接部のＨＡＺ靱性が劣化する。従って、Ｎｉを含有する場合はその含有量を１．０％以下とすることが好ましい。
【００４５】
Ｃｒ：１．０％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るが、１．０％を超えて含有すると溶接部のＨＡＺ靱性を劣化させる。従って、Ｃｒを含有する場合はその含有量を１．０％以下とすることが好ましい。
【００４６】
Ｖ：０．０７％以下
Ｖは、ＮｂやＴｉと同様に複合炭化物を生成し、析出強化による強度上昇に極めて有効な元素であるが、０．０７％を超えて含有すると溶接部のＨＡＺ靱性が劣化する。従って、Ｖを含有する場合はその含有量を０．０７％以下とすることが好ましい。また、溶接部の会合部ＨＡＺ等、複数サイクルの熱履歴を受ける部分では、ＶＣとして析出しＨＡＺ部を硬化させ著しい靱性劣化を生じるため、ＤＮＶ規格などの厳しいＨＡＺ靱性要求がある場合は、Ｖの含有量を０．０４％未満にすることがより好ましい。
【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％を超えて含有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。従って、Ｃａを含有する場合は、Ｃａ量は０．０００５〜０．００３５％の範囲とすることが好ましい。
Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）−０．０２５Ｍｏ（％）−０．０５７Ｖ（％）：０．０２５〜０．０６０
本発明の選択的元素であるＶは、Ｎｂと同様に炭化物を形成する元素であり、これらの元素も十分な固溶Ｃ量が得られる範囲で添加することが好ましい。しかし、Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）−０．０２５Ｍｏ（％）−０．０５７Ｖ（％）で表される関係式の値が０．０２５未満では固溶Ｃ量が不足するため、Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）−０．０２５Ｍｏ（％）−０．０５７Ｖ（％）を０．０２５〜０．０６０とすることが好ましい。
ただし、各元素は含有量（質量％）であり、含有しない元素は０とする。
【００４８】
下式（１）で表されるＰｃｍ値が０．２０以下
Ｐｃｍ＝Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）／３０＋Ｍｎ（％）／２０＋Ｃｕ（％）／２０＋Ｎｉ（％）／６０＋Ｃｒ（％）／２０＋Ｍｏ（％）／１５＋Ｖ（％）／１０＋５Ｂ（％）・・・（１）
ただし、各元素は含有量（質量％）であり、添加しない元素は０とする。
ここで定義されるＰｃｍ値は、溶接性を代表する指標であり、Ｐｃｍ値が高いほど溶接ＨＡＺ靱性が劣化する。特にＡＰＩ−Ｘ８０グレード以上の高強度鋼では、その影響が顕著となるため、Ｐｃｍ値を厳しく制限する必要がある。しかし、Ｐｃｍ値が０．２０以下であれば、良好な溶接ＨＡＺ部の靱性が確保できるため、その上限を０．２０とする。さらに厳しいＨＡＺ靱性要求がある場合は、その上限を０．１８にすることが望ましい。
【００４９】
なお、本発明の鋼の残部はＦｅ及び不可避的不純物であるが、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。
【００５０】
２．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。
【００５１】
ベイナイト面積分率：９５％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相のない均一な組織とし、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。その効果を得るためにはベイナイトの面積分率が９５％以上必要である。
【００５２】
なお、後述のように、熱間圧延に引き続く加速冷却の後、直ちに再加熱することにより、Ｎｂを含有する微細析出物がベイナイト中に分散析出していることが、本発明の金属組織の特徴である。このＮｂを含有する微細析出物の粒径は、十分な析出強化量を確保するために、１０ｎｍ以下であることが好ましい。
【００５３】
島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積分率：３％以下
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、その面積分率を厳しく制限する必要がある。しかし、ＭＡの面積分率が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）の面積分率を３％以下に規定する。
【００５４】
本発明では、上記の金属組織的な特徴を有することで、バウシンガー効果による圧縮強度の低下が抑制され、高い圧縮強度が達成されるが、より大きな効果を得るためにはＭＡのサイズは微細であることが望ましい。ＭＡの平均粒径が小さいほど、局所的な歪みが集中することなく分散されるため、歪み集中量も少なくなりバウシンガー効果の発生がさらに抑制される。そのためには、ＭＡの平均粒子径を１μｍ以下とすることが好ましい。
【００５５】
また、熱間圧延後の加速冷却で生成するベイナイト相は、特に鋼板表層部では、冷却停止温度が低下し、ＭＡを含む組織となるが、ベイナイトの粒径が小さい場合はＭＡも微細となり、その後の再加熱でセメンタイトに分解されやすくなるため、ベイナイトの粒径は５μｍ以下にすることが好ましい。
【００５６】
上記以外の金属組織として、フェライト、セメンタイトやマルテンサイトなどの組織も含まれる場合があるが、それらの組織の合計が面積分率で５％未満であれば、特にバウシンガー特性やその他の性能に影響を与えない。よって、ベイナイト及びＭＡ以外の組織の面積分率の合計を５％未満とすることが好ましい。
【００５７】
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り均一でない場合がある。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。
【００５８】
３．製造条件について
本発明の第３発明は、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、加速冷却を施し、引き続いて誘導加熱による焼戻しを行う製造方法である。以下に、鋼板の製造条件の限定理由について説明する。
【００５９】
本発明において、製造条件における温度はいずれも鋼板平均温度とする。鋼板平均温度は、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められる。例えば、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、鋼板の平均温度が求められる。なお、鋼板平均温度は、空冷程度の遅い冷却速度の場合は、鋼板表面と鋼板中心部の温度差がほとんど無いため、鋼板表面温度を鋼板平均温度とすることができる。しかし、加速冷却や誘導加熱による再加熱直後など、急冷または急速加熱される場合は、鋼板表面と鋼板中心で温度差を生じる。このような場合は、冷却停止後または加熱後の空冷によって鋼板内部の温度差がほとんど無くなるため、そのときの鋼板表面温度としてもよい。
【００６０】
鋼スラブ加熱温度：１０００〜１２００℃
鋼スラブ加熱温度は、１０００℃未満ではＮｂＣの固溶が不十分でその後の析出による強化が得られず、１２００℃を超えると、靱性やＤＷＴＴ特性が劣化する。従って、スラブ加熱温度は１０００〜１２００℃の範囲とする。さらに優れたＤＷＴＴ性能が要求される場合は、スラブ加熱温度の上限を１１５０℃にすることが望ましい。
【００６１】
未再結晶域の圧下率：６０％以上
バウシンガー効果を低減するための微細な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以下で十分な圧下を行う必要がある。しかし、圧下率が６０％未満では効果が不十分であるため、未再結晶域で圧下率を６０％以上とする。好ましくは７０％以上とする。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℃とすればよい。
【００６２】
圧延終了温度：Ａｒ３〜（Ａｒ３＋７０℃）
バウシンガー効果による強度低下を抑制するためには、金属組織をベイナイト主体の組織としフェライトなどの軟質な組織の生成を抑制する必要がある。そのため、熱間圧延は、フェライト生成温度であるＡｒ３温度以上とすることが必要である。また、より微細なベイナイト組織を得るためには圧延終了温度は低いほど良く、圧延終了温度が高すぎるとベイナイト粒径が大きくなりすぎる。そのため、圧延終了温度の上限を（Ａｒ３＋７０℃）とする。
【００６３】
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、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、各元素は含有量（質量％）であり、添加しない元素は０とする。
【００６４】
熱間圧延に引き続いて加速冷却を行う。加速冷却の条件は以下の通りである。
【００６５】
冷却開始温度：（Ａｒ３−３０℃）以上
熱間圧延後の加速冷却によって金属組織をベイナイト主体の組織とするが、冷却開始温度がフェライト生成温度であるＡｒ３温度を下回ると、フェライトとベイナイトの混合組織となり、バウシンガー効果による強度低下が大きく圧縮強度が低下する。
【００６６】
しかし、加速冷却方法を採用する場合には、加速冷却開始温度が（Ａｒ３−３０℃）以上であれば、フェライト面積分率が低くバウシンガー効果による強度低下も小さい。よって、冷却開始温度を（Ａｒ３−３０℃）以上とする。
【００６７】
冷却速度：１０℃／秒以上
冷却速度を１０℃／秒以上で行なう加速冷却方法は、高強度で高靱性の鋼板を得るために不可欠なプロセスであり、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効果が得られる。しかし、冷却速度が１０℃／秒未満では十分な強度が得られないだけでなく、Ｃの拡散が生じるため未変態オーステナイトへＣの濃化が起こり、ＭＡの生成量が多くなる。前述のようにＭＡ等の硬質第２相によってバウシンガー効果が促進されるため、圧縮強度の低下を招く。しかし、冷却速度が１０℃／秒以上であれば冷却中のＣの拡散が少なく、ＭＡの生成も抑制される。よって加速冷却時の冷却速度の下限を１０℃／秒とする。
【００６８】
冷却停止温度：３００〜６００℃
圧延終了後の加速冷却で、鋼板の平均温度が３００〜６００℃まで冷却することにより、ベイナイト相を生成させることが可能となる。冷却停止温度が３００℃未満では、島状マルテンサイト（ＭＡ）が過剰に生成するために圧縮強度や耐ＨＩＣ性が劣化する。一方、冷却停止温度が６００℃を超えると、パーライトが生成して同様に圧縮強度や耐ＨＩＣ性が劣化するとともに、ベイナイト変態による変態強化の効果が十分ではなく強度が低下する。再加熱時のフェライト変態の駆動力を大きくし、フェライト変態時の析出物による析出強化の効果を十分に得るという観点から、冷却停止温度は４００〜６００℃とすることがより好ましい。
【００６９】
上述した加速冷却後、冷却停止温度以上であって且つ５５０〜７００℃の温度まで再加熱を行う。このプロセスは本発明における重要な製造条件である。以下の、その製造条件の限定理由を述べる。
【００７０】
再加熱時の鋼板の温度：５５０〜７００℃
上述した加速冷却後、冷却停止温度以上であって、かつ５５０〜７００℃の温度まで再加熱を行う。この温度は鋼板の平均温度である。このプロセスは本発明における重要な製造条件である。
【００７１】
ベイナイト相に微細析出物が分散した組織を得るためには、加速冷却後、直ちに冷却停止温度以上であって且つ５５０〜７００℃の温度まで再加熱することが必要である。
【００７２】
Ｎｂを含む複合炭化物の析出強化を最大限活用するためには、最も析出しやすい温度範囲として、再加熱温度を６００〜６８０℃にすることが好ましい。また、この再加熱の際には、冷却停止温度よりも５０℃以上高い温度に昇温することが好ましい。
【００７３】
再加熱の手段は特に限定しないが、熱間圧延及び加速冷却装置と同一のライン上に設置された誘導加熱装置を利用することで、生産性を落とすことなく急速な加熱が可能である。また、再加熱開始温度がベイナイト変態停止温度以上に保つことが可能なら、ガス燃焼炉などのオフラインの熱処理設備を利用することも可能である。
【００７４】
また、再加熱時の昇温速度は、０．５℃／ｓｅｃ未満では、目的の再加熱温度に達するまでに長時間を要するため、析出物の粗大化により十分な強度を得ることができないだけでなく、製造効率が悪化する。また、靱性の劣化を抑制するためには、昇温中での析出物の粗大化を抑制して微細かつ均一に分散析出させることが有効であり、この観点からは昇温速度は３℃／ｓｅｃ以上とすることが好ましい。また、再加熱後の冷却は、特に限定されるものではなく、例えば放冷とすることができる。
【００７５】
本発明は上述の方法によって製造された鋼板を用いて鋼管となすが、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。その後、溶接を行なうが、このとき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のため、拡管を行う。このときの拡管率は、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％以上が必要である。また、拡管率が高すぎるとバウシンガー効果による圧縮強度の低下が大きくなるため、その上限を１．２％とする。
【００７６】
本発明の鋼管は、ＡＰＩ−Ｘ８０グレード以上の高強度の鋼管への適用を目的としており、引張強度は６３０ＭＰａ以上に規定する。これは、引張強度が６３０ＭＰａ未満の比較的強度が低い鋼管なら、本発明のような析出強化を適用しなくても、溶接部のＨＡＺ靱性を劣化するほどの合金元素の添加なしで、十分な強度が得られるためである。本発明において、溶接部のＨＡＺ靱性は、−１０℃での吸収エネルギーが７０Ｊ以上であることが好ましく、さらに好ましくは１００Ｊ以上である。
【実施例】
【００７７】
表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｉ）を連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて板厚２０ｍｍの厚鋼板（Ｎｏ．１〜１５）を製造した。表２に鋼板製造条件、鋼管の金属組織及び機械的性質等を示す。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再加熱を行った。再加熱時の鋼板平均温度は加熱後の表層温度と中心温度がほぼ等しくなった時点での鋼板表面温度とした。これらの鋼板を用いて、ＵＯＥプロセスにより外径６１０ｍｍの鋼管を製造した。
【００７８】
【表１】
0005782828.tif 000002
【００７９】
【表２】
0005782828.tif 000003
【００８０】
以上のようにして製造した鋼管の引張特性は、管周方向の全厚試験片を引張試験片として引張試験を行い、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。また、ＨＡＺ靱性の評価は、鋼管のシーム溶接部の溶接熱影響部から管周方向より採取したシャルピー試験片により−１０℃での吸収エネルギーを求めた。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によりベイナイト面積分率を求めた。ＭＡの観察は、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、その後走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）による観察を行った。そして、１０００倍で撮影した写真から画像解析によってＭＡの面積分率を求めた。
【００８１】
表２において、本発明例であるＮｏ．１〜６はいずれも、化学成分及び製造方法及びミクロ組織が本発明の範囲内であり、圧縮降伏強度が５３０ＭＰａ以上の高圧縮強度であり、引張強度及びＨＡＺ靱性も良好であった。
【００８２】
一方、Ｎｏ．７〜１０は、化学成分が本発明の範囲内であるが、製造方法が本発明の範囲外であるため、引張強度または圧縮強度が劣っている。Ｎｏ．１１〜１５は化学成分が本発明外であるため引張強度、圧縮強度またはＨＡＺ靱性が不足している。
【産業上の利用可能性】
【００８３】
本発明によれば、ＡＰＩ−Ｘ８０グレード以上の高強度で、高い圧縮強度を有した鋼管が得られるので、高い耐コラプス性能が要求される深海用ラインパイプ、ライザーまたはコンダクターケーシング等へ適用することができる。