(57)【要約】  ＡＰＩグレードＸ１００以上の蒸気輸送用の高強度鋼管を製造するための技術を提供する。  特定の成分組成を採用し、Ｔｉ／Ｎが２．０以上４．０未満であり、式（１）で表されるＸ（％）が０．９０％以上であり、ベイナイト分率が７０％以上であり、３５０℃での引張強度が７６０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度鋼とする。Ｘ＝０．３５Ｃｒ＋０．９Ｍｏ＋１２．５Ｎｂ＋８Ｖ      （１）  式（１）中における元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。また、含有しない元素については０を代入する。【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：１．６〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｍｏ：０．２０〜０．５０％、Ｎｂ：０．０２〜０．０６％、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以上４．０未満であり、
式（１）で表されるＸ（％）が０．９０％以上であり、
ベイナイト分率が７０％以上であり、
３５０℃での引張強度が７６０ＭＰａ以上である高強度鋼。
Ｘ＝０．３５Ｃｒ＋０．９Ｍｏ＋１２．５Ｎｂ＋８Ｖ      （１）
式（１）中における元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。また、含有しない元素については０を代入する。
【請求項２】
更に、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｖ：０．０８％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％のうち１種または２種以上を含有する請求項１に記載の高強度鋼。
【請求項３】
請求項１又は２に記載の高強度鋼から構成される鋼管。
【請求項４】
請求項１または２記載の高強度鋼の製造方法であって、
鋼素材を１０５０〜１２００℃に加熱する加熱工程と、
前記加熱工程で加熱された鋼素材を、９００℃以下での累積圧下率が５０％以上、かつ圧延終了温度が８５０℃以下の条件で熱間圧延する熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程で得られた熱延板を、冷却速度が５℃／秒以上、冷却停止温度が３００〜４５０℃の条件で加速冷却する加速冷却工程と、を有する高強度鋼の製造方法。
【請求項５】
請求項１又は２に記載の高強度鋼から構成される鋼板を管状に冷間成形する冷間成形工程と、
前記冷間成形工程で管状に成形された鋼板の突合せ部を溶接する溶接工程と、を有する鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、中温度域において引張強度が７６０ＭＰａ以上の高強度鋼及びその製造方法、並びに当該高強度鋼から構成される鋼管及びその製造方法に関する。本発明は、蒸気輸送用の高強度鋼管に特に好ましく適用できる技術に関する。
【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油層に挿入するスチームインジェクション法がある。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採用されている。【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の温度は、３００〜４００℃の温度域（以下、中温度域という）にある。スチームインジェクション法では、中温度域の温度を有する蒸気が、高圧にて油層内に送り込まれる。この蒸気の送り込みには、上記の通り、鋼管が使用される。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度域から中温度域において優れた靭性が鋼管特性として要求される。【０００５】
スチームインジェクション法に使用可能な蒸気輸送用の鋼管の従来技術として、特許文献１及び特許文献２がある。これらの特許文献では、ＡＰＩ  Ｘ８０グレード相当の継目無管が報告されており、この継目無管の鋼管外径が最大で１６インチである。【０００６】
継目無鋼管においては、更なる大径化が困難である。また、継目無鋼管においては、ＡＰＩ  Ｘ８０グレード以上の強度を得るには合金元素の多量添加が求められる。【０００７】
ところで、特許文献３、４には、溶接によって製造され、大径化が可能な高強度鋼管の製造技術が開示されている。よ具体的には、特許文献３、４は、ＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ−ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ  ｃｏｎｔｒｏｌ  ｐｒｏｃｅｓｓ）により作製され、ＡＰＩ  Ｘ８０グレード以上の強度を有する高強度溶接鋼管の製造技術に関する。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２０００−２９０７２８号公報
【特許文献２】特許第４８２１９３９号公報
【特許文献３】特許第５０５５７３６号公報
【特許文献４】特許第４７４１５２８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
特許文献３では、中温度域における高温特性はＸ８０グレードを満足する。しかし、高温で長時間適用時の強度劣化を考慮していない。また、特許文献４では中温度域での長期適用時における高温特性がＸ８０グレードを満足する。しかし、蒸気輸送用の高強度鋼管の素材としては、さらに、高強度であることが好ましい。【００１０】
このように、従来技術では、大径であること、蒸気輸送用の高強度溶接鋼管に要求される強度特性を有することの両者を満たす蒸気配管用の高強度溶接鋼管を得ることができない。【００１１】
そこで、本発明は、ＡＰＩグレードＸ１００以上の蒸気輸送用の高強度鋼管を製造するための技術を提供することを目的とする。【００１２】
なお、本明細書において、溶接熱影響部靭性の「溶接」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】
【００１３】
本発明者等は、大径化された高強度溶接管における中温度域での特性について鋭意検討した。その結果、成分組成と製造条件を適宜選定することにより、大径でありながら、蒸気輸送用の高強度鋼管に要求される強度特性を有する高強度鋼管を製造可能な高強度鋼が得られることを見出した。【００１４】
本発明は上記知見に更に検討を加えてなされたものであり、すなわち、本発明は以下で構成される。【００１５】
［１］質量％で、Ｃ：０．０５〜０．０９％、Ｓｉ：０．０５〜０．２０％、Ｍｎ：１．６〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｍｏ：０．２０〜０．５０％、Ｎｂ：０．０２〜０．０６％、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以上４．０未満であり、式（１）で表されるＸが０．９０％以上であり、ベイナイト分率が７０％以上であり、３５０℃での引張強度が７６０ＭＰａ以上である高強度鋼。
Ｘ＝０．３５Ｃｒ＋０．９Ｍｏ＋１２．５Ｎｂ＋８Ｖ      （１）
式（１）中における元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。また、含有しない元素については０を代入する。【００１６】
［２］更に、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｖ：０．０８％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％のうち１種または２種以上を含有する［１］に記載の高強度鋼。【００１７】
［３］［１］又は［２］に記載の高強度鋼から構成される鋼管。【００１８】
［４］［１］または［２］記載の高強度鋼の製造方法であって、鋼素材を１０５０〜１２００℃に加熱する加熱工程と、前記加熱工程で加熱された鋼素材を、９００℃以下での累積圧下率が５０％以上、かつ圧延終了温度が８５０℃以下の条件で熱間圧延する熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程で得られた熱延板を、冷却速度が５℃／秒以上、冷却停止温度が３００〜４５０℃の条件で加速冷却する加速冷却工程と、を有する高強度鋼の製造方法。【００１９】
［５］［１］又は［２］に記載の高強度鋼から構成される鋼板を管状に冷間成形する冷間成形工程と、前記冷間成形工程で管状に成形された鋼板の突合せ部を溶接する溶接工程と、を有する鋼管の製造方法。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、大径でありながら、蒸気輸送用の高強度鋼管に要求される強度特性を有する高強度鋼管が得られる。【００２１】
本発明の高強度鋼によれば、溶接熱影響部の中温域での靭性も高められるため、本発明の高強度鋼は、蒸気輸送用の高強度鋼管の素材として好ましく利用できる。【００２２】
また、本発明によれば、合金成分の含有量を抑えても、優れた強度特性等の上記効果が得られる。したがって、本発明によれば、強度特性等の物性を改善しつつ、蒸気輸送用の高強度鋼管の製造コストを抑えることができる。
【発明を実施するための形態】
【００２３】
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
【００２４】
＜高強度鋼＞
本発明の高強度鋼は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．０９％、Ｓｉ：０．０５〜０．２０％、Ｍｎ：１．６〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｍｏ：０．２０〜０．５０％、Ｎｂ：０．０２〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ａｌ：０．０１〜０．０４％、Ｎ：０．００４〜０．００６％を含有する。以下の説明において、成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。
【００２５】
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る。特に固溶Ｃ量の増加と析出物の形成は、中温度域での強度確保に重要である。室温ならびに中温度域において所定の強度を確保するために、Ｃ含有量を０．０５％以上とする。Ｃ含有量が０．０９％を超えると、溶接熱影響部靭性が劣化する。そこで、Ｃ含有量は０．０５〜０．０９％とした。
【００２６】
Ｓｉ：０．０５〜０．２０％
Ｓｉは脱酸のために添加される。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では充分な脱酸効果が得られない。Ｓｉ含有量が０．２０％を超えると溶接熱影響部靱性の劣化を招く。そこで、Ｓｉ含有量は０．０５〜０．２０％とした。
【００２７】
Ｍｎ：１．６〜２．０％
Ｍｎは鋼の強度および靱性の向上に有効な元素である。Ｍｎ含有量が１．６％未満ではその効果が小さい。また、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると溶接熱影響部靱性が著しく劣化する。そこで、Ｍｎ含有量は１．６〜２．０％とした。
【００２８】
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは不純物元素であり靱性を劣化させる。このため、Ｐ含有量を極力低減することが望ましい。しかし、Ｐ含有量を過度に低減しようとすると、製造コストが上昇する。そこで、靭性劣化が許容範囲内に収まる条件として、Ｐ含有量は０．０２０％以下とした。
【００２９】
Ｓ：０．００２％以下
Ｓは不純物元素であり靭性を劣化させる。このため、Ｓ含有量を極力低減することが望ましい。Ｓの含有量を０．００２％以下とした。
【００３０】
Ｍｏ：０．２０〜０．５０％
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、特に中温度域での強度の上昇に有効な元素の１つである。Ｍｏ含有量が０．２０％未満では十分な強度が得られない。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると効果が飽和すると共に、溶接熱影響部靭性が劣化する。そこで、Ｍｏの含有量は０．２０〜０．５０％とした。
【００３１】
Ｎｂ：０．０２〜０．０６％
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、Ｎｂは、炭化物を形成し中温度域での強度確保に必要な成分でもある。その効果によりＸ１００グレード材として求められる強度を得るためには、Ｎｂ含有量を０．０２％以上にすることが必要である。Ｎｂ含有量が０．０６％を超えるとその効果がほぼ飽和して溶接熱影響部靱性が劣化する。そこで、Ｎｂ含有量を０．０２〜０．０６％とした。
【００３２】
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度域においてオーステナイト粒の成長を抑制する。その結果、Ｔｉの含有は、−２０℃以下での低温度域ならびに３００℃以上での中温度域における溶接熱影響部靭性の改善に有効である。この効果を得るためにはＴｉ含有量を０．００５％以上にする必要がある。Ｔｉ含有量が０．０２％を超えると析出物の粗大化により靱性が劣化する。そこで、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．０２％とした。
【００３３】
Ａｌ：０．０１〜０．０４％
Ａｌは脱酸剤として添加される。脱酸剤としての効果は、Ａｌ含有量を０．０１％以上にすることで得られる。Ａｌ含有量が０．０４％を超えると靱性が劣化する。そこで、Ａｌの含有量を０．０１〜０．０４％とする。
【００３４】
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度域において微細分散する。この微細分散により溶接熱影響部の旧オーステナイト粒を細粒化する。この細粒化は、−２０℃以下での低温度域ならびに３００℃以上での中温度域における溶接熱影響部の靭性向上に大きく寄与する。Ｎ含有量が０．００４％未満ではその上記効果が十分に得られない。Ｎ含有量が０．００６％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くと共に固溶Ｎが増加し、溶接熱影響部靭性が劣化する。そこで、Ｎの含有量は０．００４〜０．００６％とする。
【００３５】
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る。この微細化により−２０℃以下での低温域ならびに３００℃以上での中温度域における溶接熱影響部の靭性が向上する。Ｔｉ／Ｎが２．０未満の場合、その効果が十分ではない。Ｔｉ／Ｎが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く。この粗大化により溶接熱影響部の靭性が劣化する。そこで、Ｔｉ／Ｎの値を２．０〜４．０に規定する。
【００３６】
Ｘ（％）：０．９０％以上
０．３５Ｃｒ＋０．９Ｍｏ＋１２．５Ｎｂ＋８Ｖで表されるＸ（式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する）が０．９０％以上となるようにこれらの元素の含有量を調整する。Ｘを表す上記式は、上記成分範囲で構成される鋼について、焼き戻し軟化抵抗を向上、圧延中の粒内析出強化を改善することにより、中温度域でのＸ１００グレード以上の優れた強度を有し−２０℃の良好な低温靭性を有する鋼とするために重要な因子である。後に記述する製造条件と組み合わせることにより最大限の効果を発現する。３５０℃におけるＸ１００グレードの強度の実現には、Ｘを０．９０％以上とすることが必須である。また、Ｘが２．０％以上になると溶接部低温靭性が低下する場合がある。そこで、Ｘは２．０％未満であることが好ましい。好ましくは１．８％未満、より好ましくは１．６％未満である。
【００３７】
本発明の高強度鋼の特性をさらに向上させる目的で、高強度鋼はＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｃａの１種または２種以上を含有してもよい。
【００３８】
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。この効果を得るためにはＣｕ含有量を０．０５％以上にすることが好ましい。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。
【００３９】
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。この効果を得るためにはＮｉ含有量は０．０５％以上が好ましい。Ｎｉ含有量が０．５０％を超えると効果が飽和するだけでなく、製造コストの上昇を招く。そこで、Ｎｉを含有する場合、その含有量は０．５０％以下とした。
【００４０】
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは強度の上昇に有効な元素の一つである。この効果を得るためにはＣｒ含有量は０．０５％以上が好ましい。Ｃｒ含有量が０．５０％を超えると溶接性に悪影響がある。そこで、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とした。
【００４１】
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。この効果を得るためにはＶ含有量を０．０１％以上にすることが好ましい。Ｖ含有量が０．０８％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化する。そこで、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は０．０８％以下に規定する。
【００４２】
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。Ｃａ含有量を０．０００５％以上とすることでその効果が現われる。Ｃａ含有量が０．００４０％を超えると効果が飽和し、逆に清浄度が低下し、靱性が劣化する。そこで、Ｃａを含有する場合、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．００４０％とした。なお、Ｃａ含有量が上記下限値未満でも本発明の効果を害さないため、Ｃａ含有量が下限値未満の場合にはＣａは不可避的不純物として含まれるとする。
【００４３】
Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ（元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する）が１．５０％以下になるように、これらの元素の含有量を調整することが好ましい。上記元素群は強度上昇に寄与し、多量に添加するほど上記効果は高まる。特にＮｉは靭性を改善させるために有効である。また、製造コストを安価に抑えるためは、上記元素群の合計含有量の上限を１．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは１．２０％以下である。このように、本発明では、特定の成分組成や組織の採用により、合金元素の含有量を抑えても、所望の強度及び靭性を得ることができる。なお、強度上昇の点からは上記合計含有量は０．３０％以上が好ましい。
【００４４】
上記成分以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。不可避的不純物としてはＢ：０．０００２％以下が挙げられる。
【００４５】
次いで、本発明の高強度鋼の組織について説明する。本発明の高強度鋼の組織において、ベイナイト分率は面積率で７０％以上である。ベイナイト分率が７０％以上であることはＡＰＩ  Ｘ１００グレード以上の強度を得るという理由で必要である。なお、ベイナイト以外の相として、フェライト、パーライト、マルテンサイト、島状マルテンサイト（ＭＡ）、残留オーステナイトなどが、合計の面積率で３０％以下含まれてもよい。
【００４６】
また、本発明の高強度鋼は３５０℃での引張強度が７６０ＭＰａ以上である。上記のような成分組成及び組織とすることで、高強度鋼は、中温度域でも優れた引張強度を有する。
【００４７】
＜鋼管＞
本発明の鋼管は、上記の高強度鋼から構成される。本発明の鋼管は、本発明の高強度鋼から構成されるため、大径としても、蒸気輸送用の高強度鋼管に要求される強度特性を有する。
【００４８】
大径とは、鋼管の内径（直径）が５００ｍｍ以上であることを意味する。特に、本発明によれば、蒸気輸送用の高強度鋼管に要求される強度特性を維持しつつ、上記内径８５０ｍｍまでは十分に大径化できる。
【００４９】
また、鋼管の厚みは、特に限定されないが、蒸気輸送用の場合、１２〜３０ｍｍである。
【００５０】
蒸気輸送用の高強度溶接鋼管に要求される強度特性とは、上記高強度鋼と同様に、３５０℃での引張強度が７６０ＭＰａ以上である。
【００５１】
＜高強度鋼の製造方法＞
次に、本発明の高強度鋼の製造方法について説明する。本発明の製造方法は、加熱工程と、熱間圧延工程と、加速冷却工程と、を有する。以下、各工程について説明する。なお、以下の説明において、特に断らない限り、温度は板厚方向の平均温度とする。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、板厚方向の平均温度が求められる。
【００５２】
加熱工程
本発明において、加熱工程とは、鋼素材を１０５０〜１２００℃に加熱する工程である。ここで鋼素材とは、例えば溶鋼を鋳造して得られるスラブである。鋼素材の成分組成が、高強度鋼の成分組成となるため、高強度鋼の成分組成の調整は、溶鋼の成分組成の調整の段階で行えばよい。なお、鋼素材の製鋼方法については特に限定しない。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。
【００５３】
後述する熱間圧延工程に際し、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、室温ならびに中温度域での十分な強度を得るためには、鋼素材の加熱温度を１０５０℃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。そこで、加熱温度は１０５０〜１２００℃とした。
【００５４】
熱間圧延工程
本発明において、熱間圧延工程とは、加熱工程で加熱された鋼素材を、９００℃以下での累積圧下率が５０％以上、かつ圧延終了温度が８５０℃以下の条件で熱間圧延する工程である。
【００５５】
オーステナイト未再結晶温度域の上限は、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。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、熱間圧延および後述する冷却後の高強度鋼において、またその高強度鋼からなる鋼管において、強度、特に中温度域での強度が上昇し、靭性も著しく向上する。
【００５６】
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、中温度域での強度及び靭性が劣化する。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。
【００５７】
なお、上記圧延終了温度の下限も特に限定されないが、鋼全体がオーステナイトである状態から冷却することにより組織の均一性が確保されるという理由で、上記圧延終了温度はＡｒ３点以上が好ましい。
【００５８】
加速冷却工程
本発明において、加速冷却工程とは、熱間圧延工程で得られた熱延板を、冷却速度（冷却開始温度と冷却停止温度との差を冷却開始から冷却停止までの所要時間で除した平均冷却速度を意味する。）が５℃／秒以上、冷却停止温度が３００〜４５０℃の条件で加速冷却する工程である。
【００５９】
高強度鋼の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、高温で変態が開始するため、ベイナイト以外にフェライトやパーライトが生成するほか、冷却中に転位の回復も進行する。このため、冷却速度が５℃／ｓ未満の場合、室温ならびに中温度域にて十分な強度を得ることができない。そこで、加速冷却時の冷却速度を５℃／ｓ以上とする。なお、冷却速度の上限は特に限定されないが、マルテンサイト分率の過度な上昇を避けるために、冷却速度は５０℃／ｓ以下であることが好ましい。
【００６０】
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。加速冷却の冷却停止温度が４５０℃を超える場合、炭化物の成長が促進され固溶炭素量が低減するため、冷却後の高強度鋼において、またその高強度鋼からなる鋼管において、十分な強度、特に中温度域での十分な強度が得られない。また、加速冷却の冷却停止温度が４５０℃を超える場合、粗大な島状マルテンサイトが形成され、靭性が著しく低下する。一方、冷却停止温度が３００℃未満の場合には、マルテンサイトの形成にともない靭性が劣化するとともに、析出した低温変態生成物の中温度域での分解が生じて中温度域での強度が著しく低下する。そこで、加速冷却の冷却停止温度は３００〜４５０℃とする。なお、冷却停止温度は４００℃以下であることが好ましく、４００℃未満であることがさらに好ましい。
【００６１】
＜鋼管の製造方法＞
本発明の鋼管の製造方法は、冷間成形工程と、溶接工程とを有する。
【００６２】
冷間成形工程
冷間成形工程とは、本発明の高強度鋼から構成される鋼板を管状に冷間成形する工程である。
【００６３】
蒸気輸送用の鋼管を製造する場合には、上記鋼板の厚みは１２〜３０ｍｍであることが好ましい。
【００６４】
冷間にて、鋼板を管状に成形する方法は特に限定されない。成形方法としては、ＵＯＥ成形、プレスベンド成形、ロール成形などを例示できる。
【００６５】
溶接工程
溶接工程とは、冷間成形工程で管状に成形された鋼板の突合せ部を溶接する工程である。溶接方法は、特に限定されないが、サブマージドアーク溶接等により溶接接合すればよい。なお、溶接後の鋼管に対して、拡管を実施すると、管断面の真円度が改善されるため、好ましい。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】
【００６６】
表１に示す化学成分を有する鋼Ａ〜Ｎを用いて、表２に示す製造条件にて作製した鋼板を冷間成形後シーム溶接により、管厚１５〜２０ｍｍの溶接鋼管を作製した。なお、表２における「圧下率」は９００℃以下での累積圧下率、ＦＴは圧延終了温度、「冷速」は冷却速度、「冷停」は冷却停止温度を意味する。【００６７】
上記のように製造した鋼板の板幅中央部より鋼組織観察用サンプルを採取し、圧延長手方向と平行な板厚断面を鏡面研磨した後、ナイタール腐食することによりミクロ組織を出現させた。その後、光学顕微鏡を用い、４００倍の倍率で無作為に５視野について鋼組織写真を撮影し、写真中のベイナイト分率を画像解析装置にて測定した。【００６８】
鋼板特性として、鋼板圧延方向に対して直角方向に引張試験片を採取し、室温ならびに３５０℃での引張強度（単位ＭＰａ）を求めた。室温での引張試験にはＡＰＩ矩形試験を、３５０℃では直径６ｍｍの丸棒試験片を用い、室温ならびに３５０℃での引張強度（単位ＭＰａ）が７６０ＭＰａ以上を良好とした。【００６９】
鋼管での溶接熱影響部靭性は、シャルピー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。シャルピー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。シャルピー衝撃試験は試験温度−２０℃で行い、３本の平均値で評価し、５０Ｊ以上を良好とした。【００７０】
鋼管での室温ならびに３５０℃での強度（単位ＭＰａ）を求めた。室温での引張試験にはＡＰＩ矩形試験を、３５０℃では直径６ｍｍの丸棒試験片を用い、室温ならびに３５０℃での降伏強度が６９０ＭＰａ以上、引張強度が７６０ＭＰａ以上を良好とした。【００７１】
なお、一部の比較例については鋼板段階での特性を満足しなかったので造管しておらず、鋼管特性を省略した。【００７２】
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は鋼板、鋼管の室温ならびに３５０℃での引張強度が７６０ＭＰａ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。【００７３】
一方、化学成分、Ｘ値、あるいは鋼板製造条件が本発明範囲外である比較鋼は、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。【００７４】
【表１】
2016157857.tif 000002
【００７５】
【表２】
2016157857.tif 000003
【手続補正書】
【提出日】平成29年2月21日(2017.2.21)
【手続補正１】
【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：０．０５〜０．０９％、Ｓｉ：０．０５〜０．２０％、Ｍｎ：１．６〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｍｏ：０．２０〜０．５０％、Ｎｂ：０．０２〜０．０６％、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以上４．０以下であり、
式（１）で表されるＸ（％）が０．９０％以上であり、
ベイナイト分率が７０％以上であり、
３５０℃での引張強度が７６０ＭＰａ以上である高強度鋼。
Ｘ＝０．３５Ｃｒ＋０．９Ｍｏ＋１２．５Ｎｂ＋８Ｖ      （１）
式（１）中における元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。また、含有しない元素については０を代入する。
【請求項２】
更に、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｖ：０．０８％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％のうち１種または２種以上を含有する請求項１に記載の高強度鋼。
【請求項３】
請求項１又は２に記載の高強度鋼から構成される鋼管。
【請求項４】
請求項１または２記載の高強度鋼の製造方法であって、
鋼素材を１０５０〜１２００℃に加熱する加熱工程と、
前記加熱工程で加熱された鋼素材を、９００℃以下での累積圧下率が５０％以上、かつ圧延終了温度が８５０℃以下の条件で熱間圧延する熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程で得られた熱延板を、冷却速度が５℃／秒以上、冷却停止温度が３００〜４５０℃の条件で加速冷却する加速冷却工程と、を有する高強度鋼の製造方法。
【請求項５】
請求項１又は２に記載の高強度鋼から構成される鋼板を管状に冷間成形する冷間成形工程と、
前記冷間成形工程で管状に成形された鋼板の突合せ部を溶接する溶接工程と、を有する鋼管の製造方法。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１５
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００１５】
［１］質量％で、Ｃ：０．０５〜０．０９％、Ｓｉ：０．０５〜０．２０％、Ｍｎ：１．６〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｍｏ：０．２０〜０．５０％、Ｎｂ：０．０２〜０．０６％、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以上４．０以下であり、式（１）で表されるＸが０．９０％以上であり、ベイナイト分率が７０％以上であり、３５０℃での引張強度が７６０ＭＰａ以上である高強度鋼。
Ｘ＝０．３５Ｃｒ＋０．９Ｍｏ＋１２．５Ｎｂ＋８Ｖ      （１）
式（１）中における元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。また、含有しない元素については０を代入する。
【国際調査報告】
2016157857.tif 000004
2016157857.tif 000005
2016157857.tif 000006
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