(57)【要約】  本開示は、サワー環境に使用されるラインパイプ鋼用の鋼組成物の設計に関する。本開示の開発された鋼は、１０％未満の割れ長さ比（ＣＬＲ）、５％未満の割れ厚さ比（ＣＴＲ）２％未満の割れ感受性比（ＣＳＲ）の優れた耐水素誘起割れ性と共に、Ｘ−６５グレード鋼のＡＰＩ  ５Ｌ  ＰＳＬ−２仕様に従って強化された引張特性を示す。開発された鋼は、特にサワーグレードの天然ガス又は原油の輸送に使用されるラインパイプ管を形成するために、容易に熱間／冷間成形及び溶接されるように設計されている。本開示は、本開示の組成物を有する鋼を製造する方法も提供する。【特許請求の範囲】
【請求項１】
約０．０２％〜約０．０６％の範囲の濃度の炭素（Ｃ）、約０．７％〜約１．３％の範囲の濃度のマンガン（Ｍｎ）、約０．０６％〜約０．１０％の範囲の濃度のニオブ（Ｎｂ）、約０．０１５％〜約０．０２５％の範囲の濃度のチタン（Ｔｉ）、約０．０３％〜約０．１０％の範囲の濃度のアルミニウム（Ａｌ）、約０．１％〜約０．５％の範囲の濃度のケイ素（Ｓｉ）、約０．０００１％〜約０．００６０％の範囲の濃度の窒素（Ｎ）、約０．０００１％〜約０．００２０％の範囲の濃度の硫黄（Ｓ）及び約０．０００１％〜約０．０１５％の範囲の濃度のリン（Ｐ）を含む、鋼組成物であって、
１０％未満の割れ長さ比（ＣＬＲ）、５％未満の割れ厚さ比（ＣＴＲ）、２％未満の割れ感受性比（ＣＳＲ）及び０．８５未満又は１．０５超のフェライトポテンシャルを示す、鋼組成物。
【請求項２】
前記組成物を有する前記鋼が非包晶性であり、ＡＰＩ  ５Ｌ  ＰＳＬ−２  Ｘ６５仕様に適合し、水素誘起割れ（ＨＩＣ）に対して高い耐性を与える、請求項１に記載の鋼組成物。
【請求項３】
前記組成物の炭素当量が０．３５未満である、請求項１に記載の鋼組成物。
【請求項４】
Ｎｂ、Ｔｉ及びＮの累積濃度が０．２０％を超えない、請求項１に記載の鋼組成物。
【請求項５】
前記組成物を有する前記鋼が、約４５０ＭＰａ〜約５５０ＭＰａの範囲の降伏強度（ＹＳ）を有し、約５３５Ｍｐａ〜約６５０ＭＰａの範囲の極限引張強度（ＵＴＳ）及び少なくとも２５％の伸び値を有する、請求項１に記載の鋼組成物。
【請求項６】
前記組成物を有する前記鋼が、ポリゴナルフェライト及びベイニティックフェライトの微細構造を有する、請求項１に記載の鋼組成物。
【請求項７】
前記組成物を有する前記鋼が、約２μｍ〜約４μｍの範囲の平均結晶粒径を有する、請求項１に記載の鋼組成物。
【請求項８】
前記組成物を有する前記鋼が、氷点下温度で縦方向に約２７０Ｊ〜約３８０Ｊ、横方向に約２６０Ｊ〜約３７０Ｊの範囲の衝撃靭性を有する、請求項１に記載の鋼組成物。
【請求項９】
前記組成物を有する前記鋼が、約１６０Ｈｖ〜約２００Ｈｖの範囲の硬度値を有する、請求項１に記載の鋼組成物。
【請求項１０】
前記鋼が少なくとも０．９０の破壊靭性（ＣＴＯＤ−亀裂先端開口変位）値を有する、請求項１に記載の鋼組成物。
【請求項１１】
前記組成物を有する前記鋼が、非サワー用途に用いられるラインパイプ鋼である、請求項１に記載の鋼組成物。
【請求項１２】
請求項１に記載の組成物を有する鋼を製造する方法であって、
ａ．請求項１に記載の鋼組成物で鋼スラブを鋳造し、続いて前記スラブを約１１００℃〜約１２５０℃の範囲の温度まで加熱するステップ、
ｂ．約Ａｅ３−５０（℃）〜約Ａｅ３＋５０（℃））の仕上熱間圧延温度を用い、再結晶停止温度（ＴＮＲ）未満で、約７０％〜約９０％の圧下率で前記スラブを熱間圧延するステップ、
ｃ．熱間圧延鋼板を約５００℃〜約６００℃の範囲の巻取温度まで制御冷却して、前記鋼を得るステップ
を含む、方法。
【請求項１３】
ステップ（ａ）における前記加熱を、約２０分〜約２時間の範囲の期間にわたって行い、ステップ（ｃ）における前記冷却を、毎秒約１０℃〜約５０℃の範囲の速度で行う、請求項１２に記載の方法。
【請求項１４】
前記温度における前記冷却により、ポリゴナルフェライト及びベイニティックフェライトの微細構造を有する鋼が生じる、請求項１３に記載の方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本開示は、優れた耐水素誘起割れ（ＨＩＣ）性及び優れた低温靭性、成形性及び溶接性を有するＡＰＩ  ５Ｌ  ＰＳＬ−２  Ｘ６５仕様に適合するラインパイプ鋼グレードの設計に関する。より詳細には、本開示は、炭素（Ｃ）、マンガン（Ｍｎ）、ニオブ（Ｎｂ）、チタン（Ｔｉ）、アルミニウム（Ａｌ）、ケイ素（Ｓｉ）、窒素（Ｎ）、硫黄（Ｓ）及びリン（Ｐ）を特定の濃度で含む鋼組成物であって、生じた鋼が、優れたＨＩＣ耐性、引張特性の向上を特定のフェライトポテンシャルと炭素当量と共に確実に示すような、鋼組成物を提供する。したがって、ＨＩＣ耐性鋼は、サワーグレードの原油埋蔵量を輸送できるほど十分に強靭性である。本開示はまた、本開示の鋼を製造する方法も提供し、この方法における特異的な制御条件によって、鋼が所望のＨＩＣ耐性特性を示し、この仕様に適合するように、鋼を製造できる。
【背景技術】
【０００２】
石油や天然ガスのパイプラインによる長距離輸送は、燃料輸送の最も効果的かつ経済的な方法である。非サワーグレード（ｎｏｎ−ｓｏｕｒ  ｇｒａｄｅ）の原油埋蔵量が段階的に枯渇することにより、高度な精製技術によるサワーグレード（硫黄含有量０．５％超）の利用が求められる。したがって、その輸送には、燃料輸送の効率を高めるために使用される高い運転圧力と相まって、原油中にＨ２Ｓが存在することによって生じる水素誘起割れ（ＨＩＣ：ｈｙｄｒｏｇｅｎ  ｉｎｄｕｃｅｄ  ｃｒａｃｋｉｎｇ）に対して優れた耐性を有するグレードのラインパイプ鋼が必要である。
【０００３】
先行技術では、高強度ラインパイプ鋼のＨＩＣ特性が改善され得る方法が提案されていて、その１つは鋼への銅（Ｃｕ）の実質的な添加によるものである。鋼組成物において、最大１重量％のＣｕ含有量が提案されている。しかし、鋼中のこのような高濃度のＣｕは、鋼の赤熱脆性に対する感受性を高め、これにより鋼スラブの熱間成形／圧延中に鋼表面に割れが生じ得る。ニッケル（Ｎｉ）の添加によって赤熱脆性の問題を克服できるが、０．５％を超える添加は、鋼の溶接性に影響を与えるだけでなく、鋼のコストも大幅に上昇させる。他の先行技術は、鋼の溶融及び精錬により、介在物の数を制限し、ラインパイプ鋼のＨＩＣ特性を改善することを提案している。
【０００４】
さらに、いくつかの先行技術は、鋼のＨＩＣ特性を改善するために使用される、鋼の微細構造にＴｉ−Ｍｏ析出物を形成させることができるチタン（Ｔｉ）と共にモリブデン（Ｍｏ）を含む組成物を提案している。しかし、この組成物は、Ｍｎ偏析につながる高濃度のマンガン（Ｍｎ）を含有し、鋼の微細構造における微細構造バンディングを促進する。これにより微細構造の不均一性が引き起こされ、鋼は、鋼グレードの中厚にて、より硬質の相を形成しやすくなる。偏析領域に局在化した、より硬質の相が存在することにより、鋼が水素誘起割れの影響を受けやすくすることが既知である。
【０００５】
上記の先行技術に照らして、先行技術の制限を克服し、優れた成形性及び溶接性と相まって、水素誘起割れに対して優れた耐性を示す、鋼組成物及び微細構造が必要である。
【発明の概要】
【０００６】
本開示は、水素誘起割れ（ＨＩＣ：ｈｙｄｒｏｇｅｎ  ｉｎｄｕｃｅｄ  ｃｒａｃｋｉｎｇ）に対する高い耐性を提供し、非包晶性（ｎｏｎ−ｐｅｒｉｔｅｃｔｉｃ）であり、強度及び靭性が強化された組成物から作られた鋼に関する。組成物は、約０．０２重量％〜約０．０６重量％の範囲の濃度の炭素（Ｃ）、約０．７重量％〜約１．３重量％の範囲の濃度のマンガン（Ｍｎ）、約０．０６重量％〜約０．１０重量％の範囲の濃度のニオブ（Ｎｂ）、約０．０１５重量％〜約０．０２５重量％の範囲の濃度のチタン（Ｔｉ）、約０．０３重量％〜約０．１０重量％の範囲の濃度のアルミニウム（Ａｌ）、約０．１重量％〜約０．５重量％の範囲の濃度のケイ素（Ｓｉ）、約０．０００１重量％〜約０．００６０重量％の範囲の濃度の窒素（Ｎ）、約０．０００１重量％〜約０．００２０重量％の範囲の濃度の硫黄（Ｓ）及び約０．０００１重量％〜約０．０１５重量％の範囲の濃度のリン（Ｐ）を含む。
【０００７】
本開示の実施形態では、生じた鋼は、１０％未満の割れ長さ比（ＣＬＲ：ｃｒａｃｋ  ｌｅｎｇｔｈ  ｒａｔｉｏ）、５％未満の割れ厚さ比（ＣＴＲ：ｃｒａｃｋ  ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ  ｒａｔｉｏ）及び２％未満の割れ感受性比（ＣＳＲ：ｃｒａｃｋ  ｓｅｎｓｉｔｉｖｉｔｙ  ｒａｔｉｏ）を示すことにより、水素誘起割れに対する優れた耐性を有する。
【０００８】
本開示のさらなる実施形態では、組成物のフェライトポテンシャルは、０．８５未満又は１．０５超であり、これにより得られる鋼は非包晶性となり、これに対して組成物の炭素当量（ｃａｒｂｏｎ  ｅｑｕｉｖａｌｅｎｃｅ）は０．３５未満であり、鋼が優れた溶接性を確実に示す。
【０００９】
本開示のさらなる実施形態では、組成物を有する鋼は、ポリゴナル（ｐｏｌｙｇｏｎａｌ）フェライト及びベイニティック（ｂａｉｎｉｔｉｃ）フェライトの微細構造を有し、ＡＰＩ  ５Ｌ  ＰＳＬ−２  Ｘ６５仕様に適合した引張特性を備える。
【００１０】
本開示のさらなる実施形態では、本開示の鋼は、容易に熱間／冷間成形され、耐火性であり、溶接されて、とりわけサワーグレードの天然ガス又は原油の輸送に使用されるラインパイプ管を形成するように設計される。
【００１１】
本開示は、上記の組成物を有する鋼を製造する方法であって、組成物を鋳造して鋼スラブとし、特定の条件で鋼スラブの熱間圧延して、熱間圧延鋼板を制御冷却して、鋼を得ることを含む方法も提供する。
【００１２】
本開示の実施形態では、仕上熱間圧延温度（ＦＲＴ）を有する再結晶停止温度（ＴＮＲ）は、巻取温度と共に、本開示の鋼を得るために重要である。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】サワーサービス用途に使用される溶接鋼管用のＡＰＩ  ５Ｌ  ＰＳＬ−２  Ｘ６５熱間圧延鋼グレードの製造用に設計された熱機械処理を示す概略図である。
【図２（ａ）】５００℃にて巻取った鋼のフェライトベイナイト微細構造を示す光学顕微鏡写真を提供する。
【図２（ｂ）】５００℃にて巻取った鋼のフェライトベイナイト微細構造を示すＳＥＭ顕微鏡写真を提供する。
【図３（ａ）】６００℃にて巻取った鋼のアシキュラ又はベイニティックフェライトの微細構造を有する主にポリゴナルフェライトを示す光学顕微鏡写真を提供する。
【図３（ｂ）】６００℃にて巻取った鋼のアシキュラ又はベイニティックフェライトの微細構造を有する主にポリゴナルフェライトを示すＳＥＭ顕微鏡写真を提供する。
【図４】６００℃にて巻取った鋼でのニオブカーバイド／カーボナイトライドの微細析出物の分散を示す、明視野及び暗視野のＴＥＭ顕微鏡写真を提供する。
【図５】５００℃にて巻取った鋼の微細ベイニティックフェライト／アシキュラフェライトの微細構造を示す、明視野ＴＥＭ顕微鏡写真を提供する。
【図６（ａ）】本開示の熱間圧延鋼の中厚領域における、炭素の均一分布を強調している。
【図６（ｂ）】本開示の熱間圧延鋼の中厚領域における、マンガンの均一分布を強調している。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
上記で強調された先行技術の問題を考慮して、本開示は、水素誘起割れ（ＨＩＣ：ｈｙｄｒｏｇｅｎ  ｉｎｄｕｃｅｄ  ｃｒａｃｋｉｎｇ）に対する高い耐性を提供し、非包晶性であり、強度及び靭性が強化された組成物から作られた鋼を提供することを目的とする。この組成物を有する鋼は、ＡＰＩ  ５Ｌ  ＰＳＬ−２  Ｘ６５仕様（ＡＰＩ−米国石油協会／ＰＳＬ−製品規格レベル）にも適合する必要がある。したがって、鋼の微細構造の発達、機械的性質（引張、硬度、靭性など）、偏析及びＨＩＣ特性に対する合金元素の影響や役割を調査するために、詳細な研究が行われる。鋼組成物と処理パラメータ（例えば変形スケジュール、仕上圧延温度（ＦＲＴ）、巻取温度（ＣＴ）、ランアウトテーブルにおける冷却速度（ＲＯＴ）など）は、熱機械シミュレーションに続いてパイロット規模試験を行うことによって設計及び最適化した。
【００１５】
したがって、本開示の目的は、優れたＨＩＣ耐性を示し、ＡＰＩ  ５Ｌ  ＰＳＬ−２  Ｘ−６５仕様で規定された特性に適合する、熱間圧延板／厚板を圧延するためのマイクロアロイ鋼組成物及び熱機械処理を提案することである。
【００１６】
結果として、本開示は、約０．０２重量％〜約０．０６重量％の範囲の濃度の炭素（Ｃ）、約０．７重量％〜約１．３重量％の範囲の濃度のマンガン（Ｍｎ）、約０．０６重量％〜約０．１０重量％の範囲の濃度のニオブ（Ｎｂ）、約０．０１５重量％〜約０．０２５重量％の範囲の濃度のチタン（Ｔｉ）、約０．０３重量％〜約０．１０重量％の範囲の濃度のアルミニウム（Ａｌ）、約０．１重量％〜約０．５重量％の範囲の濃度のケイ素（Ｓｉ）、約０．０００１重量％〜約０．００６０重量％の範囲の濃度の窒素（Ｎ）、約０．０００１重量％〜約０．００２０重量％の範囲の濃度の硫黄（Ｓ）及び約０．０００１重量％〜約０．０１５重量％の範囲の濃度のリン（Ｐ）を含む、鋼組成物を提供する。組成物はまた、約０．００２０〜約０．００５０重量％の範囲の濃度のカルシウム（Ｃａ）も含み得る。
【００１７】
本開示の鋼組成物は、熱間圧延鋼の中央部の厚さにおける微細構造バンディングを促進する炭素及びマンガンなどの元素の偏析を制限するように設計されている。従来のＡＰＩ−Ｘ−６５と比較して少ない炭素とマンガンの含有量を、ＲＯＴにおける加速冷却と併せて使用して、優れたＨＩＣ特性を有する、偏析のない熱間圧延鋼を製造した。結果として、元素の濃度と組成物の設計方法により、熱間圧延鋼の中厚領域に炭素とマンガンが均一に分布される。
【００１８】
組成物によって、得られた鋼が水素誘起割れに対して優れた耐性を有することができる。ＨＩＣに対する鋼のこの性能は、ＮＡＣＥ規格ＴＭ０２８４−２００５（ＮＡＣＥ−防蝕技術協会）に従ってＨＩＣ試験を行った際の、割れ長さ比（ＣＬＲ）、割れ厚さ比（ＣＴＲ）及び割れ感受性比（ＣＳＲ）の３つのパラメータで表される。ＣＬＲ、ＣＴＲ、ＣＳＲは次の等式で定義される。
【数１】
2021518488.tif 000002
【００１９】
本開示の実施形態すべてにおいて、本明細書の組成物により、生じた鋼は、ＮＡＣＥ規格ＴＭ０２８４−２００５に従ってＨＩＣ試験を行った際に、１０％未満の割れ長さ比（ＣＬＲ）、５％未満の割れ厚さ比（ＣＴＲ）及び２％未満の割れ感受性比（ＣＳＲ）を示すことにより、水素誘起割れに対する優れた耐性を有することができる。組成物はまた、０．８５未満又は１．０５を超えるフェライトポテンシャルも示し、このため鋼は非包晶性である。
【００２０】
本開示の組成物は、構成要素の濃度が最適な所望の結果を確実に与えるように特に設計されている。したがって、以下に示すように、重要な各要素の役割を、その濃度に関して理解することが重要である。
【００２１】
炭素：鋼中の炭素の好ましい範囲は、約０．０２重量％〜約０．０４重量％である。Ｃを添加すると、カーバイド／カーボナイトライドの形態の析出物の形成に加えて、固溶強化、第２相形成による鋼の強度が得られる。しかし本開示では、鋼の微細構造におけるマルテンサイト又はマルテンサイト／オーステナイト（ＭＡ）構成成分の形成を引き起こす、鋼中の炭素の偏析を制限するために、炭素含有量を０．０６％に制限する。マルテンサイト及びＭＡ構成成分が存在すると、鋼のＨＩＣ耐性に好ましくない。また炭素含有量が増加すると、鋼の靭性及び溶接性が低下する。さらに炭素含有量がより低くなると、非包晶性鋼組成物の設計も可能となる。
【００２２】
マンガン：鋼中のＭｎの好ましい範囲は、約０．７重量％〜約１．０重量％である。Ｍｎは、固溶強化を付与する以外に、オーステナイト−フェライト変態温度も低下させ、フェライト結晶粒径の微細化に役立つ。マンガンがより高濃度になると、連続鋳造の工程中に中心偏析が増強される。さらに耐水素誘起割れ性に好ましくない、より多数のＭｎＳ介在物を生じる。鋼中のマンガンがより高濃度になると、炭素当量が増加し、鋼の溶接性が損なわれる。
【００２３】
ケイ素：鋼中のＳｉの好ましい範囲は、約０．２０重量％〜約０．４０重量％である。ケイ素は、Ｍｎと同様に固溶強化効果を付与する。Ｓｉは脱酸元素としても用いられる。しかし、表面スケールの形成を防止するために、鋼中のＳｉ含有量は、０．５％の最大含有量に制限される。またＳｉ含有量が高くなると、炭素当量が増加するため、鋼の溶接性が損なわれる。
【００２４】
ニオブ：鋼中のＮｂの好ましい範囲は、約０．０７重量％〜約０．０８重量％である。鋼中のＮｂは、そのソリュートドラッグ効果のために結晶粒微細化に役立ち、鋼の炭素含有量を低下させることができる。ニオブは、再結晶停止温度を大幅に上昇させ、鋼の熱間圧延中に再結晶停止温度（ＴＮＲ）未満でより多くの変形を可能にする。これにより、結晶粒径を大幅に縮小し、鋼の靭性を著しく向上させることができる。本開示におけるニオブの役割は拡張されて、オーステナイトの焼入れ性を高め、比較的低い冷却速度でベイニティックフェライト又はアシキュラフェライトを形成する。
【００２５】
しかし、ニオブの含有量が０．１０％を超えると、圧延機の負荷が大幅に増大されることがあり、圧延機のロールの寿命が大幅に短くなったり、場合により圧延機の能力を超えたりすることがある。
【００２６】
窒素：鋼中の窒素の好ましい範囲は、約０．００４０重量％〜約０．００５０重量％である。窒素はチタン及びニオブと結合して、ナイトライド／カーボナイトライドを形成する。したがって、材料をＳＡＷ（サブマージアーク溶接）又はＥＲＷ（電気抵抗溶接）の最終適用工程に付する際に、結晶粒粗大化を制限するために、Ｔｉ／Ｎ比を（≧）３．１４以下に維持する必要がある。しかし、窒素含有量を０．０１０重量％より高くすると、溶接継手の熱影響部（ＨＡＺ）が脆弱化につながり得る。
【００２７】
チタン：鋼中のＴｉの好ましい範囲は、約０．０２０重量％〜約０．０２５重量％である。鋼中のチタンは窒素と結合してＴｉＮ析出物を形成し、鋼を圧延前に再加熱したときに、ＴｉＮ析出物がオーステナイト結晶粒粗大化を抑制する。またＴｉＮが存在することによって、鋼を溶接操作に付する際に、熱影響部での事前のオーステナイト結晶粒粗大化が制限される。これにより、溶接鋼の熱影響部の靭性の悪化が防止される。
【００２８】
アルミニウム：鋼中のＡｌの好ましい範囲は、約０．０３重量％〜約０．０５重量％である。鋼中のアルミニウムは鋼の脱酸に使用される。Ａｌの含有量が制限されると、酸化アルミニウムの含有量を制限され、酸化アルミニウムが存在すると、耐水素誘起割れ性が悪化する。
【００２９】
硫黄：硫黄は、ＨＩＣ特性の深刻な悪化を引き起こすので、高濃度のＭｎＳ介在物を回避するために、約０．００１０重量％に制限する必要がある。
【００３０】
リン：リン含有量は最大０．０１５重量％に制限する必要があるのは、リンの濃度が高くなると、粒界でのＰの偏析により、耐水素誘起割れ性、靭性及び溶接性の低下につながる可能性があるためである。
【００３１】
カルシウム：鋼中のＣａの好ましい範囲は、約０．００２０〜約０．００５０重量％である。鋼のカルシウム処理は、ＭｎＳ介在物のサイズと形態を変化させるために重要である。Ｃａ／Ｓ比は２〜３の範囲である必要がある。
【００３２】
したがって、本開示の好ましい実施形態では、本開示の組成物は、約０．０２重量％〜約０．０４重量％の範囲の濃度のＣ、約０．７重量％〜約１．０重量％の範囲の濃度のＭｎ、約０．０７重量％〜約０．０８重量％の範囲の濃度のＮｂ、約０．０２０重量％〜約０．０２５重量％の範囲の濃度のＴｉ、約０．０３重量％〜約０．０５重量％の範囲の濃度のＡｌ、約０．２重量％〜約０．４重量％の範囲の濃度のＳｉ、約０．００４０重量％〜約０．０５０重量％の範囲の濃度のＮ、約０．００１０％の濃度のＳ及び約０．０１０％の濃度のＰを含む。組成物は、約０．００２０〜約０．００５０重量％の範囲の好ましい濃度のＣａも含み得る。
【００３３】
本開示の別の好ましい実施形態では、組成物のマイクロアロイ総含有量は、０．２０重量％未満に制限される。特に本開示の組成物において、Ｎｂ、Ｔｉ及びＮの累積濃度（ｃｕｍｕｌａｔｉｖｅ  ｃｏｎｃｅｎｔｒａｔｉｏｎ）は、０．２０重量％を超えない。
【００３４】
本開示の組成物における成分のこの特定の濃度は、鋼に所望のＨＩＣ特性を与えるのに役立つ、特定の微細構造の形成につながる。本開示の実施形態では、本開示による鋼板は、９０〜９５％のフェライトを有する。フェライトは、固溶強化へのＭｎ及びＳｉの寄与によって強化される。高いＮｂと制御された熱機械処理条件を適用すると、５００℃及び６００℃の巻取温度での平均結晶粒径は、それぞれ約２．７μｍと２．９μｍに制限される。この結晶粒微細化により、ホールペッチ（Ｈａｌｌ−Ｐｅｔｃｈ）の関係に支配されるフェライトの強度が著しく上昇する。また、より微細な結晶粒径により、室温及び氷点下温度で鋼の顕著な靭性が生じる。大きさがわずか数ナノメートルの微細析出物である、ニオブに富んだカーバイドの分散も、フェライトの強度に寄与する。これは、（以下の例１で与えるように）６００℃にて巻取った鋼でのニオブカーバイド／カーボナイトライドの微細析出物の分散を示す、明視野及び暗視野のＴＥＭ顕微鏡写真を示す図４からわかる。したがって、本開示の実施形態では、この組成物を有する鋼は、約２μｍ〜約４μｍの範囲の平均結晶粒径（ａｖｅｒａｇｅ  ｇｒａｉｎ  ｓｉｚｅ）を有する。
【００３５】
したがって、本開示の実施形態では、この組成物を有する鋼は、ポリゴナルフェライト及びベイニティックフェライトの微細構造を有する。微細構造中のベイニティック（ｂａｉｎｉｔｉｃ）フェライト／アシキュラ（ａｃｉｃｕｌａｒ）フェライトの量は、約５％〜約１０％の範囲である。ベイナイト／アシキュラフェライトによる強化は、その微細構造と高い転位密度に由来する。
【００３６】
組成物によって形成されるこの微細構造によって、本開示の得られた鋼に強度及び品質の向上がもたらされる。より詳細には、本開示の鋼は、ＡＰＩ  ５Ｌ  ＰＳＬ−２  Ｘ６５仕様によって要求されるように、高い降伏強度（ＹＳ：ｙｉｅｌｄ  ｓｔｒｅｎｇｔｈ）及び極限引張強度（ＵＴＳ：ｕｌｔｉｍａｔｅ  ｔｅｎｓｉｌｅ  ｓｔｒｅｎｇｔｈ）を有する。このため本開示の実施形態では、本開示の組成物を有する鋼は、約４５０ＭＰａ〜約５５０ＭＰａの範囲の降伏強度、約５３５ＭＰａ〜約６５０ＭＰａの範囲の極限引張強度（ＵＴＳ）及び少なくとも２５％の伸び値を有する。したがって、鋼のＹＳ／ＵＴＳ比も０．９３未満に維持される。
【００３７】
本開示の実施形態では、この組成物を有する鋼は、ＹＳ及びＵＴＳに加えて、氷点下温度（ｓｕｂ−ｚｅｒｏ  ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）で縦方向（ｌｏｎｇｉｔｕｄｉｎａｌ  ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）に約２７０Ｊ〜約３８０Ｊ、横方向（ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ  ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）に約２６０Ｊ〜約３７０Ｊの範囲の衝撃靭性（ｉｍｐａｃｔ  ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ）を有する。さらに鋼は、約１６０Ｈｖ〜約２００Ｈｖの範囲の硬度値及び少なくとも０．９０の破壊靭性（ＣＴＯＤ−亀裂先端開口変位：ｃｒａｃｋ  ｔｉｐ  ｏｐｅｎｉｎｇ  ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ）値も有する。
【００３８】
前述のように、本開示の鋼は、０．８５未満又は１．０５超のいずれかのフェライトポテンシャルを有し、それによって鋼が非包晶性となる。このフェライトポテンシャル（ＦＰ）は、次の経験式によって計算される：
ＦＰ＝２．５＊（０．５−Ｃｅｑ）
式中、Ｃｅｑは組成物の炭素当量であり、次の等式で定義される：
Ｃｅｑ＝Ｃ＋０．０４＊Ｍｎ＋０．１＊Ｎｉ＋０．７＊Ｎ−０．１４＊Ｓｉ−０．０４＊Ｃｒ−０．１＊Ｍｏ−０．２４＊Ｔｉ−０．７＊Ｓ
これに対して、溶接割れの臨界金属パラメータ（Ｐｃｍ）は
【数２】
2021518488.tif 000003
によって計算される。
一方、国際溶接学会（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ  Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ  ｏｆ  Ｗｅｌｄｉｎｇ）（ＩＩＷ）に基づく式は
【数３】
2021518488.tif 000004
である。
【００３９】
本開示の実施形態では、組成物の炭素当量は、０．３５未満である。この炭素当量によって、確実に、鋼が管製造及び他の最終用途工程中に優れた溶接性を示すようになる。
【００４０】
したがって、本開示の鋼が、Ｘ−６５グレード鋼についてＡＰＩ  ５Ｌ  ＰＳＬ−２によって規定された仕様に従って、ＨＩＣに対する高い耐性及び引張特性を示せるようになり、サワー環境に使用可能になるのは、特定の濃度における元素の精密な相乗的相互作用によるものである。ゆえに、開発された鋼は、容易に熱間／冷間成形され、耐火性であり、溶接されて天然ガス又は原油の輸送に使用されるラインパイプ管を形成するように設計されているが、組成物が一体となって本開示の鋼を形成する方法を理解することも重要である。
【００４１】
このため本開示は、優れた溶接性及び成形性と共に、優れた耐水素誘起割れ性、優れた低温靭性を備えた、ＡＰＩ  ＰＳＬ−２  Ｘ−６５仕様に適合するラインパイプ鋼グレードを開発するための、制御された熱機械処理及び加速冷却法と組合せた、鋼の化学組成物の設計にも関する。
【００４２】
したがって、本開示は、上記の組成物を有する鋼を製造する方法であって、
ａ．本開示の鋼組成物で鋼スラブを鋳造し、続いてスラブを加熱するステップ、
ｂ．定義済みの仕上熱間圧延温度（ＦＲＴ）を用い、再結晶停止温度（ＴＮＲ）未満での圧下率で、スラブを制御熱間圧延するステップ、
ｃ．熱間圧延鋼板を巻取温度まで制御冷却して、鋼を得るステップ
を含む方法を提供する。
【００４３】
本開示の実施形態では、方法は、本開示の所望の鋼を達成するのに役立つ、特定の条件及びパラメータの下で実施される。最初に、特定の組成物をまず従来の連続鋳造機又は薄スラブ鋳造ルートのどちらかによって鋳造する。本開示の非包晶性鋼組成物により、確実に、どちらかのルートによって鋼が円滑に鋳造されるようになる。特定の組成物を用いてスラブを鋳造した後、スラブを約２０分〜約２時間、１１００℃を超える温度に（好ましくは約１１００℃〜１２５０℃の範囲で）再加熱する。前の処理ステップで生成されたかもしれない析出物のニオブカーバイド／カーボナイトライドがいずれも完全に溶解するように、再加熱温度は１１００℃を超えている。オーステナイトの結晶粒粗大化をもたらし、過度のスケール形成による歩留り損失をもたらし得るため、約１２５０℃を超える再加熱温度も望ましくない。
【００４４】
特定の組成物で鋼スラブを鋳造し、再加熱した後、スラブの熱間圧延を行う。従来の熱間ストリップ圧延機で圧延を行う場合、熱間圧延は、再結晶温度より高い粗圧延ステップと、再結晶温度より低い仕上圧延ステップを構成する。再結晶停止温度（摂氏でのＴＮＲ）は、結晶粒径と第２相形成に関して、開発された鋼の最終的微細構造を定義する上で重要なパラメータである。圧延は、特定の仕上圧延温度（ＦＲＴ：ｆｉｎｉｓｈ  ｒｏｌｌｉｎｇ  ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）を用いて、ＴＮＲ未満にて、約７０％〜約９０％を超える圧下率で行う。いくつかの実施形態では、ＣＳＰ（コンパクトストリップ処理）／ＴＳＣＲ（薄スラブ鋳造）が鋼の製造に使用される場合（別個の粗圧延機がない場合）、熱間圧延の初期停止の間に鋳造構造を破壊するために、変形スケジュールを設計する必要があり、仕上げは、約Ａｅ３−５０（℃）〜約Ａｅ３＋５０（℃）の範囲のＦＲＴを用いて、ＴＮＲ未満での圧下率（ｐｅｒｃｅｎｔａｇｅ  ｒｅｄｕｃｔｉｏｎ）が約７０％〜約９０％となるように、再結晶温度未満で行う必要がある。
【００４５】
その後、パーライトの形成を抑制し、微細構造におけるベイニティックフェライト又はアシキュラフェライトの形成を促進するために、熱間圧延鋼板を約１０℃／秒〜約５０℃／秒の範囲の冷却速度、約５２０℃〜約６００℃の範囲の巻取温度（ＣＴ）にて、ランアウトテーブル（ＲＯＴ）での加速冷却法に付する。６００℃付近のより高い巻取温度により、過飽和フェライト中に微細なカーバイドが析出することにより、鋼の強度を上昇させることができる。
【００４６】
図１は、Ｘ−６５サワーグレードの製造に使用する、設計された化学的性質の熱間圧延ストリップの生産に用いる熱機械処理を示す概略図を示す。
【００４７】
したがって、本明細書に記載する組成物を有する鋼を製造する方法は、
ａ．本開示の鋼組成物で鋼スラブを鋳造し、続いてスラブを約１１００℃〜約１２５０℃の範囲の温度まで加熱するステップ、
ｂ．約Ａｅ３−５０（℃）〜約Ａｅ３＋５０（℃））の仕上熱間圧延温度（ＦＲＴ）を用い、再結晶停止温度（ＴＮＲ）未満で、約７０％〜約９０％の圧下率でスラブを熱間圧延するステップ、
ｃ．熱間圧延鋼板を約５００℃〜約６００℃の範囲の巻取温度まで制御冷却して、鋼を得るステップ
を含む。
【００４８】
本開示のさらなる実施形態では、前述の方法のステップ（ａ）における加熱は、約２０分〜約２時間の範囲の期間にわたって行い、ステップ（ｃ）における冷却は、毎秒約１０℃〜約５０℃の範囲の速度で行う。
【００４９】
一実施形態では、前述の説明事項は、開示の例示であり、制限ではない。本明細書ではこの開示の特定の特徴が相当強調されているが、本開示の原理から逸脱することなく、様々な修正を行うことができ、好ましい実施形態において多くの変更を行えることがわかる。当業者は、本明細書の実施形態が、本明細書に記載された実施形態の趣旨及び範囲内で修正して実施できることを認識するであろう。
【実施例】
【００５０】
［例１：本開示の鋼の製造及びその微細構造の分析］
以下の表１に示す組成物を有する鋼を鋳造して、２個のビレットとした。次に、ニオブ析出物が完全に溶解するように、鋳造したビレットを１２００℃の温度まで１時間再加熱した。どちらのビレットも、ＴＮＲ（１０３０〜１０４０℃）未満での７８％圧下率によって、同じ変形スケジュールで熱間圧延して、温度８７０℃の温度まで仕上圧延した。熱間圧延後、２個のビレットから処理した２枚の熱間圧延板を２５〜３０℃／秒の冷却速度にて、それぞれ５００℃と６００℃の巻取温度まで冷却した。
【表１】
2021518488.tif 000005
【００５１】
５００℃と６００℃にて巻取った、得られた熱間圧延板を微細構造の詳細、結晶粒径、硬度値について分析し、結果を以下の表２に示す。
【表２】
2021518488.tif 000006
【００５２】
結果：５００℃及び６００℃にて巻取った鋼のどちらの場合も、微細構造、結晶粒径及び硬度は、本開示の鋼によって必要とされる値に相当する。
【００５３】
一方、図２は、５００℃で巻取った鋼のフェライト−ベイナイトの微細構造を示す光学顕微鏡写真（２ａ）及びＳＥＭ顕微鏡写真（２ｂ）を示す。図３は、６００℃で巻取った鋼のアシキュラ又はベイニティックフェライトの微細構造を有する、主にポリゴナルフェライトを示す光学顕微鏡写真（３ａ）及びＳＥＭ顕微鏡写真（３ｂ）を示す。
【００５４】
さらに、図４は、６００℃にて巻取った鋼での炭化ニオブカーバイド／カーボナイトライドの微細析出物の分散を示す、明視野及び暗視野のＴＥＭ顕微鏡写真を示すが、図５は、５００℃で巻取った鋼の微細ベイニティックフェライト／アシキュラフェライトの微細構造を示す、明視野のＴＥＭ顕微鏡写真を示す。
【００５５】
［例２：本開示の鋼の引張特性の分析］
例１で示した組成及び工程の詳細を備えた鋼を製造し、５００℃及び６００℃にて巻取った、得られた熱間圧延板を降伏強度（ＹＳ）、極限引張強度（ＵＴＳ）、％伸び及びＹＳ／ＵＴＳ比について分析し、結果を以下の表３に示す。
【表３】
2021518488.tif 000007
【００５６】
結果：５００℃及び６００℃にて巻取った鋼のどちらの場合も、引張特性は本開示の鋼に必要な値に相当し、ＡＰＩ  ５Ｌ  ＰＳＬ−２  Ｘ６５仕様に従っている。
【００５７】
［例３：本開示の鋼の衝撃靭性の分析］
例１で示した組成及び工程の詳細を備えた鋼を製造し、５００℃及び６００℃にて巻取った、得られた熱間圧延板の衝撃靭性を分析して、結果を下の表４に示す。
【表４】
2021518488.tif 000008
【００５８】
結果：５００℃及び６００℃にて巻取った鋼のどちらの場合も、衝撃靭性は、本開示の鋼による必要に応じて、縦方向が−６０℃にて２７０Ｊ〜３８０Ｊ、横方向が２６０Ｊ〜３７０Ｊの範囲であること判明した。
【００５９】
［例４：本開示の鋼の引張特性の分析］
例１で示した組成及び工程の詳細を備えた鋼を製造し、５００℃及び６００℃にて巻取った、得られた熱間圧延板を、室温と氷点下温度での破壊靭性（ＣＴＯＤ）について分析して、結果を下の表５に与える。
【表５】
2021518488.tif 000009
【００６０】
結果：５００℃及び６００℃で巻取った鋼のどちらの場合も、本開示の鋼による必要に応じて、破壊靭性は０．９０を超えることが判明した。
【００６１】
［例５：本開示の鋼の水素誘起割れ（ＨＩＣ）特性の分析］
例１で示した組成及び工程の詳細を備えた鋼を製造し、５００℃及び６００℃にて巻取った、得られた熱間圧延板を、そのＨＩＣ特性について、ＮＡＣＥ規格ＴＭ０２８４−２００５に従って試験した。１００＊２０＊Ｔ（Ｔは熱間圧延ストリップの厚さ）の標準サンプルを、Ｈ２Ｓで飽和させた、ｐＨが３±０．５の蒸留水に溶解させた０．５％酢酸及び５％塩化ナトリウムからなる試験溶液に、陽圧下で９６時間暴露させた。
【００６２】
試験後、暴露させたサンプルを研磨し、サンプルに発生した割れに金属組織検査を行った。ＨＩＣに対する鋼の性能は、（上で定義した通り）ＣＬＲ、ＣＴＲ及びＣＳＲの３つのパラメータで表す。結果を以下の表６に与える。
【表６】
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【００６３】
結果：５００℃及び６００℃にて巻取った鋼のどちらの場合も、割れは発生せず、開発された鋼のＣＬＲ、ＣＴＲ、ＣＳＲの３つのパラメータはすべてゼロであることが判明した。
【００６４】
［例６：本開示の鋼の元素分布の分析］
例１で示した組成及び工程の詳細を備えた鋼を製造し、得られた熱間圧延板を、その中の炭素及びマンガンの分布について分析する。図６から認められるように、熱間圧延鋼の中厚領域では、炭素及びマンガンが均一に分布している。この均一分布は、本明細書の鋼を得るために用いた、本開示の特定の組成のために達成される。
【００６５】
本開示の追加の実施形態及び特徴は、本明細書で与える説明に基づいて、当業者には明らかとなる。本明細書の実施形態は、説明においてその様々な特徴及びその有利な詳細を与える。本明細書の実施形態を必要以上に不明瞭にしないために、周知／従来の方法及び技法の説明は省略している。
【００６６】
特定の実施形態の前述の説明は、本明細書の実施形態の一般的な性質を非常に十分に明らかにし、当業者が現在の知識を付加することによって、一般的な概念から逸脱せずに特定の実施形態などの様々な利用を容易に修正及び／又は様々な利用に容易に適応でき、したがって、このような適応及び修正は、開示される実施形態の均等物を意味し、その範囲内であると理解されるべきであり、意図される。本明細書で用いる表現又は用語は、説明を目的としたものであり、制限を目的としたものではないことを理解されたい。したがって、本開示の実施形態を好ましい実施形態に関して説明したが、当業者は、本明細書の実施形態が、本明細書に記載された実施形態の趣旨及び範囲内で修正して実施できることを認識するであろう。
【００６７】
本明細書における実質的に任意の複数形及び／又は単数形の用語の使用に関して、当業者は、状況及び／又は用途に適切であるように、複数から単数に及び／又は単数から複数に変換することができる。様々な単数形／複数形の置き換えは、明確にするために、本明細書で明示的に示され得る。
【００６８】
この明細書全体を通して、「含む（ｃｏｍｐｒｉｓｅ）」という用語、又は「含む（ｃｏｍｐｒｉｓｅｓ）」若しくは「含む（ｃｏｍｐｒｉｓｉｎｇ）」などの変形は、使用される場合は常に、示した要素、整数若しくはステップ、又は要素、整数若しくはステップの群を、他のいずれの要素、整数若しくはステップ、又は要素、整数又はステップの群をも除外することなく含むことを意味すると理解される。
【００６９】
本明細書に含まれる文書、作用、材料、装置、物品などの議論は、開示の状況を提供する目的のためのみである。これらの事項のいずれか又はすべてが先行技術の基礎の一部を構成する又は本出願優先日以前に任意の場所に存在していた、本開示関連分野において共有されている一般的知識であったことを認めるものとして解釈すべきではない。
【００７０】
本明細書ではこの開示の特定の特徴が相当強調されているが、本開示の原理から逸脱することなく、様々な修正を行うことができ、好ましい実施形態において多くの変更を行えることがわかる。開示又は好ましい実施形態の性質におけるこれら及び他の修正は、本明細書の開示から当業者には明らかであり、それにより、前述の説明事項は、単に開示の例示であり、制限ではないとして明確に理解されるべきである。
【図１】
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【図２（ａ）】
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【図２（ｂ）】
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【図３（ａ）】
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【図３（ｂ）】
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【図４ａ】
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【図４ｂ】
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【図５】
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【図６（ａ）】
2021518488.tif 000019
【図６（ｂ）】
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【国際調査報告】
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