(57)【要約】  ＡＰＩ Ｘ８０グレード以上、板厚３８ｍｍ以上の高強度鋼板であって、多量の合金元素の添加なしで、圧延方向における強度と板厚中心部のシャルピー特性に優れる構造管用厚肉鋼板を提供する。  特定の成分組成を有し、フェライトとベイナイトの２相組織からなり、フェライトの面積分率が５０％未満であり、かつ、結晶粒径が１５μｍ以下のフェライト粒がフェライト全体に対して８０パーセント以上の面積分率を占める、板厚中心部におけるミクロ組織を有し、引張強さが６２０ＭＰａ以上、板厚中心部の−２０℃におけるシャルピー吸収エネルギーｖＥ-20℃が１００Ｊ以上である鋼板である構造管用厚肉鋼板。【特許請求の範囲】
【請求項１】
構造管用厚肉鋼板であって、
質量％で、
Ｃ  ：０．０３０〜０．１００％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：１．５０〜２．５０％、
Ａｌ：０．０８０％以下、
Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０８０％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０１０％、
Ｏ  ：０．００５０％以下、
Ｐ  ：０．０１０％以下、および
Ｓ  ：０．００１０％以下、を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、かつ
下記（１）式で定義される炭素当量Ｃeqが０．４２以上である成分組成を有し、
フェライトとベイナイトの２相組織からなり、フェライトの面積分率が５０％未満であり、かつ、結晶粒径が１５μｍ以下のフェライト粒がフェライト全体に対して８０パーセント以上の面積分率を占める、板厚中心部におけるミクロ組織を有し、
引張強さが６２０ＭＰａ以上、板厚中心部の−２０℃におけるシャルピー吸収エネルギーｖＥ-20℃が１００Ｊ以上である、構造管用厚肉鋼板。
記
Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
（ここで、（１）式中の元素記号は、前記鋼板中における各元素の含有量を質量％で表した値を表し、該鋼板中に当該元素が含有されない場合には０とする）
【請求項２】
さらに、前記成分組成が、質量％で、
Ｖ  ：０．００５〜０．１００％、を含有する、請求項１に記載の構造管用厚肉鋼板。
【請求項３】
さらに、前記成分組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１００％、および
Ｂ  ：０．００２０％以下からなる群より選択される１種または２種以上を含有する、請求項１または２に記載の構造管用厚肉鋼板。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼素材を、加熱温度：１１００〜１３００℃まで加熱する加熱工程と、
前記加熱工程において加熱された鋼素材を、８００℃以下での累積圧下率：７０％以上の条件で熱間圧延して鋼板とする熱間圧延工程と、
前記熱間圧延された鋼板を、冷却開始温度：６５０℃以上、冷却終了温度：４００℃未満、平均冷却速度：５℃／ｓ以上の条件で加速冷却する加速冷却工程とを、少なくとも有する、構造管用厚肉鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記加速冷却工程の後、ただちに０．５℃／ｓ以上１０℃／ｓ以下の昇温速度で４００〜５５０℃まで再加熱を行う再加熱工程をさらに有する、請求項４に記載の構造管用厚肉鋼板の製造方法。
【請求項６】
請求項１〜３のいずれか一項に記載の構造管用厚肉鋼板からなる構造管。
【請求項７】
請求項１〜３のいずれか一項に記載の構造管用厚肉鋼板を長手方向に筒状に成形した後、突合せ部を内外面からいずれも少なくとも１層ずつ長手方向に溶接して得た構造管。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、構造管用厚肉鋼板に関するものであり、特に、本発明は、ＡＰＩ Ｘ８０グレード以上の強度を有するとともに、板厚３８ｍｍ以上においても板厚中心部のシャルピー特性に優れた構造管用厚肉鋼板に関するものである。
また、本発明は、上記構造管用厚肉鋼板の製造方法、および上記構造管用厚肉鋼板を用いて製造される構造管に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
海底資源掘削船等による石油やガスの掘削においては、コンダクターケーシング鋼管やライザー鋼管等の構造管が使用される。これらの用途では、近年、圧力上昇による操業効率向上や素材コスト削減の観点から、ＡＰＩ（アメリカ石油協会） Ｘ８０グレード以上の高強度厚肉鋼管に対する要求が高まっている。【０００３】
また、上述のような構造管は、合金元素量が非常に多い鍛造品（例えばコネクタ等）を円周溶接して用いられることが多い。溶接を行った場合には、溶接に起因する鍛造品の残留応力除去を目的としてＰＷＨＴ（Ｐｏｓｔ  Ｗｅｌｄ  Ｈｅａｔ  Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ、溶接後熱処理）が施されるが、熱処理によって強度等の機械的特性の低下が懸念される。そのため、構造管には、ＰＷＨＴ後においても優れた機械的特性、特に掘削時の海底での外圧による破壊防止のため、管の長手方向、すなわち圧延方向に高い強度を維持していることが要求される。【０００４】
そこで、例えば特許文献１では、０．３０〜１．００％のＣｒ、０．００５〜０．００３０％のＴｉ、および０．０６０％以下のＮｂを添加した鋼を熱間圧延した後、加速冷却することによって、ＰＷＨＴの一種である応力除去（Ｓｔｒｅｓｓ  Ｒｅｌｉｅｆ、ＳＲ）焼鈍を６００℃以上の高温で行った後においても優れた強度を維持することができる高強度ライザー鋼管用鋼板を製造することが提案されている。【０００５】
また、特許文献２では、溶接鋼管において、母材部と溶接金属の成分組成をそれぞれ特定の範囲とするとともに、両者の降伏強度を５５１ＭＰａ以上としたものが提案されている。特許文献２には、前記溶接鋼管が、溶接部におけるＳＲ前後の靭性に優れることが記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平１１−５０１８８号公報
【特許文献２】特開２００１−１５８９３９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかし、特許文献１に記載の鋼板では、ＰＷＨＴ時にＣｒ炭化物を析出させることによってＰＷＨＴによる強度低下を補っているため、多量のＣｒを添加する必要がある。そのため、素材コストが高いことに加えて、溶接性や靭性の低下が懸念される。【０００８】
また、特許文献２に記載の鋼管は、シーム溶接金属の特性改善を主眼においており、母材に対しては特段の配慮がなされておらず、ＰＷＨＴによる母材強度の低下が避けられない。母材強度を確保するには、制御圧延や加速冷却によってＰＷＨＴ前の強度を高めておく必要がある。【０００９】
本発明は、上記の実情に鑑み開発されたもので、ＡＰＩ Ｘ８０グレード以上、板厚３８ｍｍ以上の高強度鋼板であって、多量の合金元素の添加なしで、圧延方向に対して垂直方向における強度と板厚中心部のシャルピー特性に優れる構造管用厚肉鋼板を提供することを目的とする。また、本発明は、上記構造管用厚肉鋼板の製造方法、および上記構造管用厚肉鋼板を用いて製造された構造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】
【００１０】
本発明者らは、板厚３８ｍｍ以上の厚肉鋼板において、板厚中心部のシャルピー特性と強度とを両立させるために、圧延条件が鋼板のミクロ組織に及ぼす影響について詳細な検討を行った。一般に溶接鋼管用の鋼板や溶接構造用の鋼板は溶接性の観点から化学成分が厳しく制限されるため、Ｘ６５グレード以上の高強度鋼板は熱間圧延後に加速冷却して製造されている。そのため、鋼板のミクロ組織はベイナイト主体か、ベイナイト中に島状マルテンサイト（Martensite-Austenite constituent、略してＭＡとも称す）を含んだ組織となるが、板厚が増加するほど、板厚中心部のシャルピー特性の低下は避けられない。そこで、本発明者らは、優れた板厚中心部のシャルピー特性が得られるミクロ組織に関して鋭意研究を行った結果、次の（ａ）および（ｂ）の知見を得た。
（ａ）板厚中心部のシャルピー特性向上には、鋼のミクロ組織の微細化が有効であり、そのためには未再結晶域での累積圧下率を高くする必要がある。
（ｂ）一方、冷却開始温度が低くなりすぎてしまうと、フェライト面積分率が５０％以上に増加して強度が低下する。そのため、冷却開始温度は高くする必要がある。【００１１】
以上の知見に基づき、鋼の成分組成とミクロ組織および製造条件について詳細な検討を行い、本発明を完成するに至った。【００１２】
すなわち、本発明の要旨構成は、次のとおりである。
１．構造管用厚肉鋼板であって、
質量％で、
Ｃ  ：０．０３０〜０．１００％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：１．５０〜２．５０％、
Ａｌ：０．０８０％以下、
Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０８０％、
Ｎ  ：０．００１〜０．０１０％、
Ｏ  ：０．００５０％以下、
Ｐ  ：０．０１０％以下、および
Ｓ  ：０．００１０％以下、を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、かつ
下記（１）式で定義される炭素当量Ｃeqが０．４２以上である成分組成を有し、
フェライトとベイナイトの２相組織からなり、フェライトの面積分率が５０％未満であり、かつ、結晶粒径が１５μｍ以下のフェライト粒がフェライト全体に対して８０％以上の面積分率を占める、板厚中心部におけるミクロ組織を有し、
引張強さが６２０ＭＰａ以上、板厚中心部の−２０℃におけるシャルピー吸収エネルギーｖＥ-20℃が１００Ｊ以上である、構造管用厚肉鋼板。
記
Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
（ここで、（１）式中の元素記号は、前記鋼板中における各元素の含有量を質量％で表した値を表し、該鋼板中に当該元素が含有されない場合には０とする）【００１３】
２．さらに、前記成分組成が、質量％で、
Ｖ  ：０．００５〜０．１００％、を含有する、前記１に記載の構造管用厚肉鋼板。【００１４】
３．さらに、前記成分組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１００％、および
Ｂ  ：０．００２０％以下からなる群より選択される１種または２種以上を含有する、前記１または２に記載の構造管用厚肉鋼板。【００１５】
４．前記１〜３のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼素材を、加熱温度：１１００〜１３００℃まで加熱する加熱工程と、
前記加熱工程において加熱された鋼素材を、８００℃以下での累積圧下率：７０％以上の条件で熱間圧延して鋼板とする熱間圧延工程と、
前記熱間圧延された鋼板を、冷却開始温度：６５０℃以上、冷却終了温度：４００℃未満、平均冷却速度：５℃／ｓ以上の条件で加速冷却する加速冷却工程とを、少なくとも有する、構造管用厚肉鋼板の製造方法。【００１６】
５．前記加速冷却工程の後、ただちに０．５℃／ｓ以上１０℃／ｓ以下の昇温速度で４００〜５５０℃まで再加熱を行う再加熱工程をさらに有する、前記４に記載の構造管用厚肉鋼板の製造方法。【００１７】
６．前記１〜３のいずれか一項に記載の構造管用厚肉鋼板からなる構造管。【００１８】
７．前記１〜３のいずれか一つに記載の鋼板を長手方向に筒状に成形した後、突合せ部を内外面からいずれも少なくとも１層ずつ長手方向に溶接して得た構造管。
【発明の効果】
【００１９】
本発明によれば、ＡＰＩ Ｘ８０グレード以上の高強度鋼板であって、多量の合金元素の添加なしに、圧延方向の高強度を有しながら板厚中心部のシャルピー特性に優れた構造管用厚肉鋼板および前記構造管用厚肉鋼板を用いた構造管を提供することができる。なお、本発明において「厚肉」とは、板厚が３８ｍｍ以上であることを意味する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２０】
［成分組成］
次に、本発明における各構成要件の限定理由について述べる。
本発明においては、構造管用厚肉鋼板が所定の成分組成を有することが重要である。そこで、まず、本発明において鋼の成分組成を上記のように限定する理由を説明する。なお、成分に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。【００２１】
Ｃ：０．０３０〜０．１００％
Ｃは、鋼の強度を増加する元素であり、所望の組織を得て、所望の強度、靭性とするためには、Ｃ含有量を０．０３０％以上とする必要がある。一方、Ｃ含有量が０．１００％を超えると溶接性が劣化し、溶接割れが生じやすくなるとともに、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．１００％以下とする。なお、Ｃ含有量は、０．０５０〜０．０８０％とすることが好ましい。【００２２】
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸材として作用し、さらに固溶強化により鋼材の強度を増加させる元素である。前記効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、ＨＡＺ靭性が著しく劣化する。そのため、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。なお、Ｓｉ含有量は０．０５〜０．２０％とすることが好ましい。【００２３】
Ｍｎ：１．５０〜２．５０％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高めるとともに、強度と靭性を向上させる作用を有する元素である。前記効果を得るために、Ｍｎ含有量を１．５０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．５０％を超えると溶接性が劣化するおそれがある。そのため、Ｍｎ含有量は２．５０％以下とする。なお、Ｍｎ含有量は１．８０％〜２．００％とすることが好ましい。【００２４】
Ａｌ：０．０８０％以下
Ａｌは、製鋼時の脱酸剤として添加される元素である。Ａｌ含有量が０．０８０％を超えると靭性の低下を招くため、Ａｌ含有量は０．０８０％以下とする。なお、Ａｌ含有量は０．０１０〜０．０５０％とすることが好ましい。【００２５】
Ｍｏ：０．０５〜０．５０％
Ｍｏは、本発明において特に重要な元素であり、熱間圧延後の冷却時におけるパーライト変態を抑制しつつ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖと微細な複合炭化物を形成して鋼板の強度を大きく上昇させる機能を有している。前記効果を得るために、Ｍｏ含有量を０．０５％以上とする。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると溶接熱影響部（Ｈｅａｔ−Ａｆｆｅｃｔｅｄ  Ｚｏｎｅ、ＨＡＺ）靭性の低下を招くため、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とする。【００２６】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは、Ｍｏと同様に本発明において特に重要な元素であり、Ｍｏと複合析出物を形成して鋼の強度向上に大きく寄与する。前記効果を得るために、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とする。一方、０．０２５％を超える添加はＨＡＺ靭性および母材靭性の劣化を招く。そのため、Ｔｉ含有量は０．０２５％以下とする。【００２７】
Ｎｂ：０．００５〜０．０８０％
Ｎｂは、組織の微細粒化により靭性を向上させる作用を有する元素である。また、Ｍｏと共に複合析出物を形成し、強度向上に寄与する。前記効果を得るために、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とする。一方、Ｎｂ含有量が０．０８０％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化する。そのため、Ｎｂ含有量は０．０８０％以下とする。【００２８】
Ｎ：０．００１〜０．０１０％
Ｎは、通常、不可避不純物として鋼中に存在し、Ｔｉが存在しているとＴｉＮを形成する。ＴｉＮによるピンニング効果によってオーステナイト粒の粗大化を抑制するために、Ｎ含有量は０．００１％以上とする。しかし、ＴｉＮは、溶接部、特に溶接ボンド近傍で１４５０℃以上に加熱された領域において分解し、固溶Ｎを生成する。そのため、Ｎ含有量が高すぎると、前記固溶Ｎの生成に起因する靭性の低下が著しくなる。そのため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。なお、Ｎ含有量は０．００２〜０．００５％とすることがより好ましい。【００２９】
Ｏ：０．００５０％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００１０％以下
本発明において、Ｏ、Ｐ、およびＳは不可避不純物であり、これらの元素の含有量の上限を次の通り規定する。Ｏは、粗大で靭性に悪影響を及ぼす酸素系介在物を形成する。前記介在物の影響を抑制するため、Ｏ含有量は０．００５０％以下とする。また、Ｐは、中心偏析して母材の靭性を低下させる性質を持つため、Ｐ含有量が高いと母材靭性の低下が問題となる。そのため、Ｐ含有量は０．０１０％以下とする。また、ＳはＭｎＳ系介在物を形成して母材の靭性を低下させる性質を有しているため、Ｓ含有量が高いと母材靭性の低下が問題となる。そのため、Ｓ含有量は０．００１０％以下とする。なお、Ｏ含有量は０．００３０％以下とすることが好ましく、Ｐ含有量は０．００８％以下とすることが好ましく、Ｓ含有量は０．０００８％以下とすることが好ましい。一方、Ｏ、Ｐ、Ｓ含有量の下限については限定されないが、工業的には０％超である。また、過度に含有量を低下させると精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｏ含有量は０．０００５％以上、Ｐ含有量は０．００１％以上、Ｓ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。【００３０】
また、本発明の構造管用厚肉鋼板は、上記元素に加えて、Ｖ：０．００５〜０．１００％、を、さらに含有することもできる。【００３１】
Ｖ：０．００５〜０．１００％
Ｖは、Ｎｂと同様にＭｏと共に複合析出物を形成し、強度上昇に寄与する。Ｖを添加する場合、前記効果を得るためにＶ含有量を０．００５％以上とする。一方、Ｖ含有量が０．１００％を超えるとＨＡＺ靭性が低下するため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量を０．１００％以下とする。【００３２】
また、本発明の構造管用厚肉鋼板は、上記元素に加えて、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１００％、およびＢ：０．００２０％以下からなる群より選択される１種または２種以上を、さらに含有することもできる。【００３３】
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、靭性の改善と強度の向上に有効な元素であるが、添加量が多すぎると溶接性が低下する。そのため、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とする。なお、Ｃｕ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃｕを添加する場合はＣｕ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。【００３４】
Ｎｉ：０．５０％以下
Ｎｉは、靭性の改善と強度の向上に有効な元素であるが、添加量が多すぎると耐ＰＷＨＴ特性が低下する。そのため、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とする。なお、Ｎｉ含有量の下限は特に限定されないが、Ｎｉを添加する場合はＮｉ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。【００３５】
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは、Ｍｎと同様に低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素であるが、過剰の添加は溶接性を低下させる。そのため、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ含有量を０．５０％以下とする。なお、Ｃｒ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃｒを添加する場合はＣｒ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。【００３６】
Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％
Ｃａは、硫化物系介在物の形態制御による靭性向上に有効な元素である。前記効果を得るために、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．０００５％以上とする。一方、０．００３５％を超えてＣａを添加しても効果が飽和し、むしろ、鋼の清浄度の低下により靭性が低下する。そのため、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．００３５％以下とする。【００３７】
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１００％
ＲＥＭ（希土類金属）は、Ｃａと同様に鋼中の硫化物系介在物の形態制御による靱性向上に有効な元素である。前記効果を得るために、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．０００５％以上とする。一方、０．０１００％を超えて添加しても効果が飽和し、むしろ、鋼の清浄度の低下により靭性を低下させるので、ＲＥＭを添加する場合、ＲＥＭ含有量を０．０１００％以下とする。【００３８】
Ｂ：０．００２０％以下
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、フェライト変態を抑制することで、特にＨＡＺの強度低下防止に寄与する。しかし、０．００２０％を超えて添加してもその効果は飽和するため、Ｂを添加する場合、Ｂ含有量は０．００２０％以下とする。なお、Ｂ含有量の下限は特に限定されないが、Ｂを添加する場合はＢ含有量を０．０００２％以上とすることが好ましい。【００３９】
本発明の構造管用厚肉鋼板は、以上の成分と、残部Ｆｅおよび不可避不純物とからなる。なお、「残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる」とは、本発明の作用・効果を損なわない限りにおいて、不可避不純物をはじめ、他の微量元素を含有するものが本発明の範囲に含まれることを意味する。【００４０】
本発明においては、鋼に含まれる元素がそれぞれ上記条件を満たすことに加えて、下記（１）式で定義される炭素当量Ｃeqを０．４２以上とすることが重要である。
Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
（ここで、（１）式中の元素記号は、前記鋼板中における各元素の含有量を質量％で表した値を表し、該鋼板中に当該元素が含有されない場合には０とする）【００４１】
上記Ｃeqは、鋼に添加される元素の影響を炭素量に換算して表したものであり、母材強度と相関があるため、強度の指標として一般的に用いられる。本発明では、ＡＰＩ  Ｘ８０グレード以上の高い強度を得るために、Ｃeqを０．４２以上とする。なお、Ｃeqは、０．４３以上とすることが好ましい。一方、Ｃeqの上限については特に限定されないが、０．５０以下とすることが好ましい。【００４２】
［板厚中心部におけるミクロ組織］
次に、本発明における鋼の組織の限定理由について説明する。
本発明においては、鋼板が、フェライトとベイナイトの２相組織からなり、フェライトの面積分率が５０％未満であり、かつ、結晶粒径が１５μｍ以下のフェライト粒がフェライト全体に対して８０％以上の面積分率を占める、板厚中心部におけるミクロ組織を有することが重要である。ミクロ組織をこのように制御することにより、ＡＰＩ  Ｘ８０グレードの高強度を達成しつつ、板厚中心部でのシャルピー特性を確保することが可能である。なお、本発明が対象とする、板厚３８ｍｍ以上の厚肉鋼板においては、板厚中心部におけるミクロ組織が前記条件を満たしていれば、鋼板の板厚方向のほぼ全域において前記条件を満たすミクロ組織を有することになり、本願の効果を発現することができる。【００４３】
ここで、「フェライトとベイナイトの２相組織」とは、実質的にフェライトとベイナイトのみからなる組織を意味するが、本発明の作用・効果を損なわない限りにおいて、他の組織を含有するものも本発明の範囲に含まれる。具体的には、鋼のミクロ組織に占めるフェライトとベイナイトの面積分率の合計が、９０％以上であることが好ましく、９５％以上であることがより好ましい。一方、フェライトとベイナイトの面積分率の合計は高い方が望ましいため、上限は特に限定されず、１００％であってよい。【００４４】
フェライトとベイナイト以外の組織は少ないほどよいが、フェライトとベイナイトの面積率が十分に高ければ、残部の組織の影響はほぼ無視できるため、フェライトおよびベイナイト以外の組織の１種または２種以上を、合計面積率で１０％以下含むことは許容される。これらのフェライト以外の組織は、合計面積率で５％以下であることが好ましい。残部組織の例としては、パーライト、セメンタイト、マルテンサイト、島状マルテンサイト等が挙げられる。【００４５】
また、板厚中心におけるミクロ組織に占めるフェライトの面積分率は、５０％未満とする必要がある。フェライトの面積分率は、４０％以下とすることが好ましい。一方、フェライトの面積分率の下限は特に限定されないが、５％以上とすることが好ましい。【００４６】
さらに、鋼板板厚中心部でのシャルピー特性を確保するためには、板厚中心において、結晶粒径が１５μｍ以下のフェライト粒がフェライト全体に対して８０％以上の面積分率を占める必要がある。結晶粒径が１５μｍ以下のフェライト粒の面積分率は高いほうが望ましいため、上限は特に限定されず、１００％であってよい。【００４７】
なお、フェライトとベイナイトの面積分率およびフェライトの結晶粒径は、板厚中心部（板厚の１／２の位置）から採取した試料を鏡面研磨し、ナイタール腐食した面について、走査型電子顕微鏡（倍率１０００倍）でランダムに５視野以上観察を行って同定すればよい。本発明において、結晶粒径は円相当半径として求めた値を用いることとする。【００４８】
［機械的特性］
本発明の構造管用厚肉鋼板は、引張強さが６２０ＭＰａ以上、かつ板厚中心部の−２０℃におけるシャルピー吸収エネルギーｖＥ-20℃が１００Ｊ以上という機械的特性を有している。ここで、引張強さおよびシャルピー吸収エネルギーは、実施例に記載の方法で測定することができる。なお、引張強さの上限は特に限定されないが、たとえば、Ｘ８０グレードならば８２５ＭＰａ以下、Ｘ１００グレードならば９９０ＭＰａ以下である。同様に、ｖＥ-20℃の上限も特に限定されないが、通常は５００Ｊ以下である。【００４９】
［鋼板の製造方法］
次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。なお、以下の説明において、特に断らない限り、温度は鋼板の板厚方向の平均温度とする。鋼板の板厚方向の平均温度は、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、鋼板の板厚方向の平均温度が求められる。【００５０】
本発明の構造管用厚肉鋼板は、上記成分組成を有する鋼素材を、次の（１）〜（３）の工程で順次処理することによって製造できる。また、さらに任意に（４）の工程を行うこともできる。
（１）上記鋼素材を加熱温度：１１００〜１３００℃まで加熱する加熱工程、
（２）前記加熱工程において加熱された鋼素材を、８００℃以下での累積圧下率：７０％以上の条件で熱間圧延して鋼板とする熱間圧延工程、
（３）前記熱間圧延された鋼板を、冷却開始温度：６５０℃以上、冷却終了温度：４００℃未満、平均冷却速度：５℃／ｓ以上の条件で加速冷却する加速冷却工程、および
（４）前記加速冷却工程の後、ただちに０．５℃／ｓ以上１０℃／ｓ以下の昇温速度で４００〜５５０℃まで再加熱を行う再加熱工程。
上記各工程は、具体的には以下に述べるように行うことができる。【００５１】
［鋼素材］
上記鋼素材は、常法にしたがって溶製することができる。鋼素材の製造方法は特に限定されないが、連続鋳造法によって製造することが好ましい。【００５２】
［加熱工程］
上記鋼素材は、圧延に先立って加熱される。その際の加熱温度は、１１００〜１３００℃とする。加熱温度を１１００℃以上とすることにより鋼素材中の炭化物を固溶して、目標とする強度を確保することができる。なお、前記加熱温度は、１１２０℃以上であることが好ましい。一方、加熱温度が１３００℃を超えるとオーステナイト粒が粗大化し、最終的な鋼組織も粗大化して靭性が劣化するので、加熱温度は１３００℃以下とする。なお、前記加熱温度は、１２５０℃以下とすることが好ましい。【００５３】
［熱間圧延工程］
次に、上記加熱工程において加熱された鋼素材を圧延する。その際、８００℃以下における累積圧下率が７０％未満であると、圧延後の鋼板板厚中心部におけるミクロ組織を最適化できず、シャルピー特性を確保できない。そのため、８００℃以下での累積圧下率を７０％以上とする。なお、８００℃以下での累積圧下率の上限は特に限定されないが、通常は、９０％以下である。圧延終了温度は、特に限定されないが、８００℃以下における累積圧下率を上記の通りに確保する観点から７８０℃以下であることが好ましく、７６０℃以下であることがさらに好ましい。また、冷却開始温度を後述の通りに確保する観点から、圧延終了温度を７００℃以上とすることが好ましく、７２０℃以上とすることがさらに好ましい。【００５４】
［加速冷却工程］
熱間圧延工程終了後、該熱間圧延工程で得られた鋼板を加速冷却する。その際、加速冷却の開始温度が６５０℃未満であると、フェライトが５０％以上に増加し、強度低下が大きい。そのため、冷却開始温度は６５０℃以上とする。なお、冷却開始温度は、所定量のフェライト分率を確保する観点から６８０℃以上とすることが好ましい。一方、冷却開始温度の上限は、特に限定されないが、７８０℃以下とすることが好ましい。【００５５】
また、冷却終了温度が高すぎるとベイナイトへの変態が十分に進まず、パーライトまたは島状マルテンサイトが多量に生成し、靭性に悪影響を及ぼすおそれがあるため、冷却終了温度は４００℃未満とする。なお、冷却終了温度の下限は特に限定されないが、２００℃以上とすることが好ましい。【００５６】
また、冷却速度が小さすぎるとベイナイトへの変態が十分に進まず、パーライトが多量に生成し、靭性に悪影響を及ぼすおそれがあるため、平均冷却速度は５℃／ｓ以上とする。なお、平均冷却速度の上限は特に限定されないが、２５℃／ｓ以下とすることが好ましい。【００５７】
［再加熱工程］
上記加速冷却終了後、再加熱を行ってもよい。加速冷却終了温度が低く、マルテンサイトなどベイナイト以外の低温変態組織が多量に生成した場合でも、再加熱を実施して焼きもどし処理をすれば、所定の靭性を確保することができる。再加熱を行う場合、加速冷却工程の後、ただちに０．５℃／ｓ以上１０℃／ｓ以下の昇温速度で４００〜５５０℃まで再加熱を行う。ここで、「加速冷却後ただちに」とは、加速冷却終了後、１２０秒以内に０．５℃／ｓ以上１０℃／ｓ以下の昇温速度での再加熱を開始することをいう。【００５８】
以上の工程により、ＡＰＩ Ｘ８０グレード以上の高い強度を有し、板厚中心部のシャルピー特性に優れた構造管用厚肉鋼板を製造することができる。なお、上述した通り本発明の構造管用厚肉鋼板は３８ｍｍ以上の板厚を有するものとする。板厚の上限は特に限定されないが、板厚が６０ｍｍを超えると、本発明の製造条件を満足させることが難しくなる可能性があるので、板厚は６０ｍｍ以下とすることが好ましい。【００５９】
［鋼管］
上記のようにして得られた鋼板を素材として用いて、鋼管を製造することができる。前記鋼管は、例えば、上記構造管用厚肉鋼板が長手方向に筒状に成形され、突き合わせ部が溶接された構造管とすることができる。鋼管の製造方法としては、特に限定されることなく、任意の方法を用いることができる。例えば、鋼板を常法に従ってＵプレスおよびＯプレスで鋼板長手方向に筒状とした後、突き合わせ部をシーム溶接してＵＯＥ鋼管とすることができる。前記シーム溶接は、仮付溶接後、内面、外面を１層ずつサブマージアーク溶接で行うことが好ましい。サブマージアーク溶接に用いられるフラックスは特に制限はなく、溶融型フラックスであっても焼成型フラックスであってもかまわない。シーム溶接を行った後、溶接残留応力の除去と鋼管真円度の向上のため、拡管を実施する。拡管工程において拡管率（拡管前の管の外径に対する拡管前後の外径変化量の比）は、通常、０．３％〜１．５％の範囲で実施される。真円度改善効果と拡管装置に要求される能力とのバランスの観点から、拡管率は０．５％〜１．２％の範囲であることが好ましい。上述のＵＯＥプロセスの代わりに、鋼板に三点曲げを繰り返すことにより逐次成形するプレスペンド法により、ほぼ円形の断面形状を有する鋼管を製造した後に、上述のＵＯＥプロセスと同様にシーム溶接を実施してもよい。プレスペンド法の場合も、ＵＯＥプロセスの場合と同様、シーム溶接を行った後、拡管を行ってもよい。拡管工程において拡管率（拡管前の管の外径に対する拡管前後の外径変化量の比）は、通常、０．３％〜１．５％の範囲で実施される。真円度改善効果と拡管装置に要求される能力とのバランスの観点から、拡管率は０．５％〜１．２％の範囲であることが好ましい。また、必要に応じ、溶接前の予熱や溶接後の熱処理を行うこともできる。
【実施例】
【００６０】
表１に示す成分組成（残部はＦｅおよび不可避的不純物）の鋼を溶製し、連続鋳造法によりスラブとした。得られたスラブを素材として使用し、表２に示す条件で板厚３８〜５１ｍｍの厚肉鋼板を製造した。得られた鋼板のそれぞれについて、以下に述べる方法により、ミクロ組織に占めるフェライトとベイナイトの面積分率と機械的特性を評価した。評価結果を表３に示す。【００６１】
フェライトとベイナイトの面積分率は、板厚中心位置から採取した試料を鏡面研磨し、ナイタール腐食した面について、走査型電子顕微鏡（倍率１０００倍）でランダムに５視野以上観察を行って評価した。【００６２】
機械的特性のうち、０．５％耐力（ＹＳ）と引張強さ（ＴＳ）は、得られた厚肉鋼板から圧延垂直方向の全厚試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（１９９８）の規定に準拠して引張試験を実施して測定した。【００６３】
機械的特性のうち、シャルピー特性については、板厚中心部より、圧延方向を長手方向とする２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を各３本ずつ採取し、各試験片について−２０℃でシャルピー衝撃試験により吸収エネルギー（ｖＥ-20℃）を測定し、それらの平均値を求めた。【００６４】
また、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性を評価するために、再現熱サイクル装置によって入熱４０ｋＪ／ｃｍ〜１００ｋＪ／ｃｍに相当する熱履歴を加えた試験片を作製し、得られた試験片を用いてシャルピー衝撃試験を行った。上述した−２０℃におけるシャルピー吸収エネルギーの評価と同様の方法で測定を行い、得られた−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上の物を良好（○）、１００Ｊ未満のものを不良（×）とした。【００６５】
さらに、耐ＰＷＨＴ特性を評価するために、ガス雰囲気炉を用いて各鋼板のＰＷＨＴ処理を行った。このときの熱処理条件は６００℃で２時間とし、その後、鋼板を炉から取り出し、空冷によって室温まで冷却した。得られたＰＷＨＴ処理後の鋼板それぞれについて、上述のＰＷＨＴ前の測定と同様の方法で０．５％ＹＳ、ＴＳ、およびｖＥ-20℃を測定した。【００６６】
表３に示したように、本発明の条件を満たす発明例（Ｎｏ．１〜７）は、ＰＷＴＨ前と後のいずれにおいても優れた機械的特性を備えていた。一方、本発明の条件を満たさない比較例（Ｎｏ．８〜１８）においては、ＰＷＴＨ前と後の一方または両方において機械的特性が劣っていた。例えば、Ｎｏ．８〜１２は、鋼の成分組成が本発明の条件を満たしているが、母材の強度やシャルピー特性が劣っている。そのうちＮｏ．９は、８００℃以下における累積圧下率が低いため、結晶粒径が１５μｍ以下のフェライトの面積分率が低くなり、その結果、シャルピー特性が低下したものと考えられる。また、Ｎｏ．１０は、鋼板ミクロ組織中のフェライト面積分率が５０%を超えており、その結果、母材強度が低下したと考えられる。Ｎｏ．１３〜１８は鋼の化学成分が本発明の範囲外であるため、十分な母材強度、シャルピー特性、ＨＡＺ靭性の少なくとも一つが劣っていた。【００６７】
【表１】
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【００６８】
【表２】
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【００６９】
【表３】
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【産業上の利用可能性】
【００７０】
本発明によれば、ＡＰＩ Ｘ８０グレード以上、板厚３８ｍｍ以上の高強度鋼板であって、多量の合金元素の添加なしに、圧延方向の高強度を有しながら板厚中心部のシャルピー特性に優れた構造管用厚肉鋼板および前記構造管用厚肉鋼板を用いた構造管を提供することができる。前記構造管は、ＰＷＨＴ後においても優れた機械的特性を維持しているため、コンダクターケーシング鋼管やライザー鋼管等の構造管として極めて有用である。
【国際調査報告】
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