(57)【要約】【課題】主に原油や天然ガスを輸送するラインパイプに好適な、コーティング処理後の材質劣化の小さな大径溶接鋼管（ＵＯＥ鋼管）およびその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．４％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．１％以上、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００５％以下を含有し、Ｔｉ／Ｎが３以上、必要に応じてＶ、Ｃｒ、Ｃａ、Ｂの１種又は２種以上であり、（１）式を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、Ａｒ３温度以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で５００〜６５０℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７５０℃まで再加熱を行い、金属組織がフェライトとベイナイトと島状マルテンサイトとの３相組織であり、島状マルテンサイトの体積分率が３〜１５％であり、残留オーステナイトの体積分率が２％以上であり、長手方向の一様伸びが１２％以上である鋼板を、冷間にて管状に成形し、突き合わせ部を溶接して鋼管とし、加熱温度が３００℃以下のコーティング処理をすること。Ｃｅｑ１≦０．４０・・・（１）但し、Ｃｅｑ１＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．４％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．１％以上、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００５％以下を含有し、Ｔｉ／Ｎが３以上であり、（１）式を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、Ａｒ３温度以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で５００〜６５０℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７５０℃まで再加熱を行い、金属組織がフェライトとベイナイトと島状マルテンサイトとの３相組織であり、島状マルテンサイトの体積分率が３〜１５％であり、残留オーステナイトの体積分率が２％以上であり、長手方向の一様伸びが１２％以上である鋼板を、冷間にて管状に成形し、突き合わせ部を溶接して鋼管とし、加熱温度が３００℃以下のコーティング処理をすることを特徴とする、低降伏比高強度高靭性鋼管の製造方法。
Ｃｅｑ１≦０．４０・・・（１）
但し、Ｃｅｑ１＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５
【請求項２】
成分組成に更に、質量％で、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｂ：０．００５％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の低降伏比高強度高靭性鋼管の製造方法。
【請求項３】
請求項１または２記載の成分組成とフェライトとベイナイトと島状マルテンサイトとの３相組織であり、島状マルテンサイトの体積分率が３〜１５％であり、残留オーステナイトの体積分率が２％以上である金属組織を有する鋼板を母材とし、加熱温度が３００℃以下のコーティング処理が施されたことを特徴とする、低降伏比高強度高靭性鋼管。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主に原油や天然ガスを輸送するラインパイプに好適な、コーティング処理後の材質劣化の小さな大径溶接鋼管（ＵＯＥ鋼管）およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、溶接構造用鋼材においては、高強度、高靱性に加え、耐震性の観点から低降伏比化、高一様伸びが要求されている。一般に、鋼材の金属組織を、フェライトの様な軟質相の中に、ベイナイトやマルテンサイトなどの硬質相が適度に分散した組織にすることで、鋼材の低降伏比化、高一様伸び化が可能であることが知られている。
【０００３】
上記のような軟質相の中に硬質相が適度に分散した組織を得る製造方法として、焼入れ（Ｑ）と焼戻し（Ｔ）の中間に、フェライトとオーステナイトの２相域からの焼入れ（Ｑ’）を施す熱処理方法が知られている（例えば、特許文献１参照。）。
【０００４】
この熱処理方法では、Ｑ’温度を適当に選択することにより、低降伏比化が達成可能であるが、熱処理工程数が増加するため、生産性の低下、製造コストの増加を招く。
【０００５】
製造工程が増加することがない方法として、Ａｒ３温度以上で圧延終了後、鋼材の温度がフェライトが生成するＡｒ３変態点以下になるまで加速冷却の開始を遅らせる方法が開示されている（例えば、特許文献２参照。）。
【０００６】
しかし、圧延終了から加速冷却開始までの温度域を放冷程度の冷却速度で冷却する必要があるため、生産性が極端に低下する。
【０００７】
特許文献１、特許文献２に開示されている様な複雑な熱処理を行わずに低降伏比化を達成する技術として、Ａｒ３変態点以上で鋼材の圧延を終了し、その後の加速冷却速度と冷却停止温度を制御することで、針状フェライトとマルテンサイトの２相組織とし、低降伏比化を達成する方法が知られている（例えば特許文献３参照。）。
【０００８】
しかし、特許文献３に記載の技術では、その実施例が示すように、熱間圧延仕上り温度が低いため、極端に生産性が低下し製造コストの上昇を招く。
【特許文献１】特開昭５５−９７４２５号公報
【特許文献２】特開昭５５−４１９２７号公報
【特許文献３】特開平１−１７６０２７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
ところで、ラインパイプに用いられるＵＯＥ鋼管では、鋼板を冷間で管状へ成形、突き合わせ部を溶接後、通常防食等の観点から鋼管外面にコーティング処理が施されるため、製管時の加工歪みとコーティング処理時の加熱により歪み時効が生じ、降伏応力が上昇する。
【００１０】
耐歪み時効特性に優れた鋼材およびその製造方法としては、例えば、特開２００２-２２０６３４号公報に記載されているように歪み時効の原因であるＣ、Ｎ含有量を制限し、且つＮｂ、Ｔｉを添加しＣ、Ｎと結合させることで、歪み時効を抑制する方法が開示されているが、特開２００２-２２０６３４号公報記載の発明に係る鋼板は実施例によれば降伏比は８０％以上である。
【００１１】
上述したように、素材の鋼板の低降伏比を達成しても、鋼管における低降伏比化を達成することは困難である。
【００１２】
そこで、本発明は、コーティング処理後であっても降伏比が低いＡＰＩ ５Ｌ Ｘ７０グレード以下の高一様伸び低降伏比高強度高靱性鋼管を、高製造効率、低コストで製造する方法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】
【００１３】
本発明者らは前記課題を解決するために、制御圧延後の加速冷却とその後の再加熱を行う製造プロセスについて鋭意検討し、以下の（ａ）〜（ｃ）の知見を得た。
【００１４】
（ａ）加速冷却過程でベイナイト変態途中、すなわち未変態オーステナイトが存在する温度領域で冷却を停止し、その後ベイナイト変態終了温度（以下Ｂｆ点と記載する。）以上から再加熱を行うと、金属組織として、フェライト、ベイナイトの混合相中に硬質相である島状マルテンサイト（以下ＭＡと記載する。）が均一に生成した３相組織が得られる。
【００１５】
生成したＭＡはコーティング時の加熱温度（最高３００℃）においても安定なため、コーティング後においても低降伏比化が可能である。
【００１６】
ＭＡは、たとえば３％ナイタール溶液(nital:硝酸アルコール溶液)でエッチング後、電解エッチングして観察すると、容易に識別可能である。
【００１７】
（ｂ）Ｃｕ、Ｎｉ等のオーステナイト安定化元素を適量添加することにより、上記未変態オーステナイトが安定化するため、Ｃ、Ｍｎ等の焼き入れ性向上元素を多量添加しなくても硬質相であるＭＡの生成が可能である。
【００１８】
（ｃ）加速冷却を高温で停止することにより、ベイナイト中の転位密度を低くし、さらにＴｉとＮの添加量を制御することにより、コーティング後の歪み時効による降伏比上昇が抑制可能である。
【００１９】
本発明は上記の知見に更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．４％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．１％以上、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００５％以下を含有し、Ｔｉ／Ｎが３以上であり、（１）式を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、Ａｒ３温度以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で５００〜６５０℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７５０℃まで再加熱を行い、金属組織がフェライトとベイナイトと島状マルテンサイトとの３相組織であり、島状マルテンサイトの体積分率が３〜１５％であり、残留オーステナイトの体積分率が２％以上であり、長手方向の一様伸びが１２％以上である鋼板を、冷間にて管状に成形し、突き合わせ部を溶接して鋼管とし、加熱温度が３００℃以下のコーティング処理をすることを特徴とする、低降伏比高強度高靭性鋼管の製造方法。
Ｃｅｑ１≦０．４０・・・（１）
但し、Ｃｅｑ１＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５
２．成分組成に更に、質量％で、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｂ：０．００５％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする１に記載の低降伏比高強度高靭性鋼管の製造方法。
３．１または２記載の成分組成とフェライトとベイナイトと島状マルテンサイトとの３相組織であり、島状マルテンサイトの体積分率が３〜１５％であり、残留オーステナイトの体積分率が２％以上である金属組織を有する鋼板を母材とし、加熱温度が３００℃以下のコーティング処理が施されたことを特徴とする、低降伏比高強度高靭性鋼管。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、圧延後の加速冷却によって生成したベイナイト相と、その後の再加熱によって生じるフェライト相と、硬質相であるＭＡが均一に生成した３相組織を有する高一様伸び低降伏比高強度高靱性鋼管が、溶接熱影響部靭性を劣化させることなく、多量の合金元素を用いずに、低コストで製造可能である。
【００２１】
主にラインパイプに使用するＵＯＥ鋼管を、安価で大量に安定して製造することができ、パイプライン敷設における生産性および経済性を著しく高めることが可能で産業上極めて有用である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２２】
本発明に係る低降伏比高強度高靱性鋼管は、特定の金属組織を有する鋼板（母材）を冷間にて管状に成形し、突き合わせ部を溶接して鋼管とし、加熱温度が３００℃以下のコーティング処理を施して製造する。とし、さらに歪み時効の原因となるベイナイト中の転位密度、固溶Ｎを低減することで、コーティング処理後の鋼管において低降伏比化、高一様伸び化を達成している。
［金属組織］
本発明では、母材をフェライト、ベイナイトに硬質相であるＭＡが均一に生成した３相組織とする。
【００２３】
３相組織中のＭＡの割合は、ＭＡの体積分率（管長方向や管周方向等の鋼管の任意の断面におけるＭＡの体積の割合）で、３〜１５％とする。
【００２４】
ＭＡの体積分率が３％未満では低降伏比化を達成するには不十分な場合があり、また１５％を超えると母材靱性を劣化させる場合がある。低降伏比化、高一様伸び化および母材靭性の観点から、ＭＡの体積分率は５〜１５％とすることが特に望ましい。
【００２５】
ＭＡ中にはＣｕ、Ｎｉよって安定化したオーステナイトが残存しており、残留オーステナイト体積分率として２％以上必要である。
【００２６】
上記のＭＡはコーティング処理時の加熱においても分解することなく安定なため、コーティング処理後も低降伏比を達成することが可能である。
【００２７】
ＭＡの体積分率は、例えばＳＥＭ観察により得られた少なくとも４視野以上のミクロ組織写真を画像処理することによってＭＡの占める面積率から算出して求めることで得ることができる。
【００２８】
また、ＭＡの平均粒径は、１０μｍ以下であることが望ましい。なお、ＭＡの平均粒径は、ＳＥＭ観察により得られたミクロ組織を画像処理し、個々のＭＡと同じ面積の円の直径を個々のＭＡについて求め、それらの直径の平均値として求めることができる。
【００２９】
３相組織中のフェライトは、ＡＰＩＸ７０規格を満足する強度確保のため、分率を５％以上とする。また、３相組織中のベイナイトは、ＡＰＩＸ７０規格を満足する靭性確保のため分率を１０％以上にする事が望ましい。
【００３０】
なお、金属組織が、フェライトとベイナイトとＭＡとの３相組織からなるとは、本発明の作用効果を無くさない限り、フェライト、ベイナイトおよびＭＡ以外の組織を含有するものが、本発明の範囲に含まれることを意味する。
【００３１】
フェライトとベイナイトとＭＡとの３相組織に、パーライトなどの異なる金属組織が１種または２種以上混在する場合は、強度が低下するため、フェライト、ベイナイトおよびＭＡ以外の組織の分率は少ない程良い。
【００３２】
しかし、フェライト、ベイナイトおよびＭＡ以外の組織の分率が低い場合は影響が無視できるため、トータルの分率で３％以下の他の金属組織を、すなわちパーライトやセメンタイト等を１種または２種以上含有してもよい。
【００３３】
上記した、フェライト、ベイナイトと硬質のＭＡとの３相組織では、軟質相であるフェライトが変形を担うため、１０％以上の高一様伸び化が達成可能で、大変形を受ける地震地帯等へ適用される際に要求される、低降伏比化に加え高一様伸び性能を満足する。
【００３４】
［化学成分］以下の説明において％で示す単位は全て質量％である。
Ｃ：０.０３〜０.１％
ＣはＭＡ生成に重要な元素であるが、０.０３％未満ではＭＡの生成に不十分であり、また十分な強度が確保できない。０.１％を超える添加はＨＡＺ靭性の劣化、歪み時効による降伏比の上昇を招くため、Ｃ含有量を０.０３〜０.１％に規定する。さらに好適には、０．０３〜０．０８％である。
【００３５】
Ｓｉ：０.０１〜０.５％
Ｓｉは脱酸のため添加するが、０.０１％未満では脱酸効果が十分でなく、０.５％を超えると靭性や溶接性を劣化させるため、Ｓｉ含有量を０.０１〜０.５％に規定する。さらに好適には、０．０１〜０．３％である。
【００３６】
Ｍｎ：１．２〜２.０％
Ｍｎは強度、靭性向上、更に焼き入れ性を向上しＭＡ生成を促すために添加するが、１．２％未満ではその効果が十分でなく、２.５％を超えると靱性ならびに溶接性が劣化するため、Ｍｎ含有量を１．２〜２.０％に規定する。成分や製造条件の変動によらず、安定してＭＡを生成するためには、１．５％以上の添加が望ましい。
【００３７】
Ｍｏ：０.０５〜０.４％
Ｍｏは焼き入れ性を向上させる元素であり、ＭＡ生成やベイナイト相を強化することで強度上昇に寄与する元素である。しかし、０.４％を超えると溶接熱影響部靭性の劣化を招くことから、Ｍｏ含有量を０.０５〜０.４％に規定する。さらに、溶接熱影響部靭性の観点からＭｏ含有量を０．１〜０．３％とすることが好ましい。
【００３８】
Ｃｕ＋Ｎｉ：０．１％以上
Ｃｕ、Ｎｉは本発明に重要な元素である。Ｃ、Ｍｎ等の焼き入れ性向上元素を多量に添加せずにＭＡを生成させるためには、未変態オーステナイトを安定化させる元素であるＣｕ＋Ｎｉを０．１％以上添加する必要である。更に、より安定的にＭＡを生成させるために、０．３％以上の添加が好ましい。
【００３９】
Ｃｕ、Ｎｉを一定量添加した鋼を用い、ベイナイト変態途中で加速冷却を停止し、その後連続的に再加熱を行うことで、製造効率を低下させることなく硬質相であるＭＡを生成させることが可能である。
【００４０】
また、未変態オーステナイトが安定化するため、再加熱、その後の空冷中のパーライト変態やセメンタイト生成を抑制する。
【００４１】
Ｔｉ：０.００５〜０.０４％
ＴｉはＴｉＮをピニング効果により、スラブ加熱時のオーステナイト粗大化を抑制し、母材靭性を向上させ、さらに固溶Ｎを低減し歪み時効による降伏比上昇を抑制する重要な元素である。
【００４２】
その効果は、０.００５％以上添加で発現する。しかし、０.０４％を超える添加は溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｔｉ含有量は０.００５〜０.０４％に規定する。溶接熱影響部靭性の観点から、Ｔｉ含有量を０．００５％以上、０．０２％未満とすることが好ましい。
【００４３】
Ｎｂ：０.００５〜０.０７％
Ｎｂは組織の微細粒化により靭性を向上させ、さらに固溶Ｎｂの焼き入れ性向上により強度上昇に寄与する元素である。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.０７％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｎｂ含有量は０.００５〜０.０７％に規定する。
【００４４】
Ａｌ：０.０８％以下
Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０.０８％を超えると鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するため、Ａｌ含有量は０.０８％以下に規定する。好ましくは、０．０１〜０．０８％とする。
【００４５】
Ｎ：０．００５％以下
Ｎは０．００５％を越えると、溶接熱影響部靭性が劣化し、さらに歪み時効による降伏比上昇が懸念されるため、０．００５％以下とする。
【００４６】
Ｔｉ／Ｎ：３以上
歪み時効の原因である固溶ＮをＴｉＮとして固定することにより、コーティング処理後の降伏比上昇を抑制することが可能である。さらに、Ｔｉ量とＮ量の比であるＴｉ／Ｎを最適化することで、ＴｉＮ粒子により溶接熱影響部のオーステナイト粗大化を抑制することでき、良好な溶接熱影響部靭性を得ることが出来る。好ましくはＴｉ／Ｎを３〜８、さらに好ましくは３〜５とする。
【００４７】
Ｃｅｑ１≦０．４０
但し、Ｃｅｑ１＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５
本発明はＸ７０グレード以下のＵＯＥ鋼管を対象としており、上式で示されるＣｅｑ１が０．４０を越えるとＸ７０グレードの強度上限を満足することが困難となる。よって、Ｃｅｑ１≦０．４０とする。
【００４８】
本発明では、鋼板の強度・靱性をさらに改善し、且つ焼き入れ性を向上させＭＡの生成を促す目的で、以下に示すＶ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃａの１種又は２種以上を含有してもよい。
【００４９】
Ｖ：０.００５〜０.１％
焼き入れ性を高め、強度上昇に寄与する元素である。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.１％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｖ含有量は添加する場合は、０.００５〜０.１％に規定する。
【００５０】
Ｃｒ：０.５％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。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、多く添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合は０.５％を上限とする。
【００５１】
Ｂ：０.００５％以下
Ｂは強度上昇、ＨＡＺ靭性改善に寄与する元素である。その効果を得るためには、０．０００５％以上添加することが好ましいが、０.００５％を超えて添加すると溶接性を劣化させるため、添加する場合は０.００５％以下とする。
【００５２】
Ｃａ：０．０００５〜０．００３％
Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御して靭性を改善する。０．０００５％以上でその効果が現れ、０．００３％を超えると効果が飽和し、逆に清浄度を低下させて靭性を劣化させるため、添加する場合には０．０００５〜０．００３％とする。
【００５３】
次に、本発明に係る高強度鋼管原板の製造方法について説明する。
［製造条件］
説明において、加熱温度、圧延終了温度、冷却終了温度および、再加熱温度等の温度は鋼板の平均温度とする。平均温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータを考慮して、計算により求めたものである。また、冷却速度は、熱間圧延終了後、冷却終了温度（５００〜６５０℃）まで冷却に必要な温度差をその冷却を行うのに要した時間で割った平均冷却速度である。また、昇温速度は、冷却後、再加熱温度（５５０〜７５０℃）の温度までの再加熱に必要な温度差を再加熱するのに要した時間で割った平均昇温速度である。
【００５４】
加熱温度：１０００〜１３００℃
加熱温度が１０００℃未満では炭化物の固溶が不十分で必要な強度が得られず、１３００℃を超えると母材靭性が劣化するため、１０００〜１３００℃とする。
【００５５】
圧延終了温度：Ａｒ３温度以上
圧延終了温度がＡｒ３温度以下であると、その後のフェライト変態速度が低下するため、再加熱時の未変態オーステナイトへのＣの濃縮が不十分となりＭＡが生成しない。そのため圧延終了温度をＡｒ３温度以上とする。
【００５６】
熱間圧延後の冷却条件
圧延終了後、直ちに５℃／ｓ以上の冷却速度で、冷却停止温度：５００〜６５０℃の加速冷却を行う。冷却速度が５℃／ｓ未満では冷却時にパーライトを生成するため、ベイナイトによる強化が得られないため、十分な強度が得られない。よって、圧延終了後の冷却速度を５℃／ｓ以上に規定する。
【００５７】
また、冷却開始温度がＡｒ３温度以下となりフェライトが生成すると、強度低下が起こり、且つＭＡの生成も起こらないため、冷却開始温度をＡｒ３温度以上とする。
【００５８】
本発明では、加速冷却によりベイナイト変態領域まで過冷することにより、その後の再加熱時に温度保持することなくフェライト変態を完了させることが可能である。
【００５９】
冷却停止温度は本発明において、重要な製造条件である。本発明では再加熱後に存在するＣの濃縮した未変態オーステナイトがその後の空冷時にＭＡへと変態する。
【００６０】
すなわち、ベイナイト変態途中の未変態オーステナイトが存在する温度域で冷却を停止する必要がある。冷却停止温度が５００℃未満では、ベイナイト変態が完了するため空冷時にＭＡが生成せず低降伏比化が達成できない。
【００６１】
６５０℃を超えると冷却中に析出するパーライトにＣが消費されＭＡが生成しないため、加速冷却停止温度を５００〜６５０℃に規定する。ＭＡ生成の観点からは、好ましくは５３０〜６５０℃である。
【００６２】
加速冷却停止後の再加熱
加速冷却停止後直ちに０.５℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７５０℃の温度まで再加熱を行う。本プロセスは本発明において重要な製造条件で、再加熱時の未変態オーステナイトからフェライト変態と、それに伴う未変態オーステナイトへのＣの排出により、再加熱後の空冷時にＣが濃化した未変態オーステナイトがＭＡへと変態する。
【００６３】
そのため、加速冷却後Ｂｆ点以上の温度から５５０〜７５０℃の温度域まで再加熱する。昇温速度が０.５℃／ｓ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製造効率が悪化し、またパーライト変態が生じるためＭＡが得られず、十分な低降伏比を得ることができない。
【００６４】
再加熱温度が５５０℃未満ではフェライト変態が十分起こらずＣの未変態オーステナイトへの排出が不十分となり、ＭＡが生成せず低降伏比化が達成できない。７５０℃を超えるとベイナイトの軟化により十分な強度が得られないため、再加熱の温度域を５５０〜７５０℃に規定する。
【００６５】
本発明では、加速冷却後、未変態オーステナイトが存在する温度域から再加熱を行うことが重要であり、再加熱開始温度がＢｆ点未満となるとベイナイト変態が完了し未変態オーステナイトが存在しなくなるため、再加熱開始はＢｆ点以上とする必要がある。
【００６６】
確実にフェライト変態させるＣを未変態オーステナイトへ濃化させるためには、再加熱開始温度より５０℃以上昇温することが望ましい。再加熱温度において、特に温度保持時間を設定する必要はない。
【００６７】
本発明の製造方法を用いれば再加熱後直ちに冷却しても、十分なＭＡが得られるため低降伏比化、高一様伸び化が達成できるが、よりＣの拡散を促進させＭＡ体積分率を確保するために、３０分以内の温度保持を行うことができる。
【００６８】
保持時間が３０分を超えると、ベイナイト相の転位の回復が起こり強度が低下する場合がある。また、再加熱後の冷却速度は基本的には空冷とすることが好ましい。
【００６９】
上述した製造条件において、ＭＡ生成のメカニズムは以下の通りである。加速冷却終了時のミクロ組織はベイナイトと未変態オーステナイトで、Ｂｆ点以上で再加熱を行うことで未変態オーステナイトからのフェライト変態が生じるが、フェライトはＣ固溶量が少ないためＣが未変態オーステナイトへ排出される。
【００７０】
そのため、再加熱時のフェライト変態の進行に伴い、未変態オーステナイト中のＣ量が増加する。このとき、オーステナイト安定化元素である、Ｃｕ、Ｎｉ等が一定以上含有されていると、再加熱終了時でもＣが濃縮した未変態オーステナイトが残存し、再加熱後の冷却でＭＡへと変態し、最終的にベイナイト、フェライト、ＭＡの３相組織となる。
【００７１】
図１に上記の製造方法を用いて製造した本発明鋼板（０．０５ｍａｓｓ％Ｃ−１．５ｍａｓｓ％Ｍｎ−０．１ｍａｓｓ％Ｎｉ−０．１ｍａｓｓ％Ｍｏ−０．０１ｍａｓｓ％Ｔｉ）を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した写真を示す。フェライト（Ｆ）、ベイナイト（Ｂ）の混合組織に、島状マルテンサイト（ＭＡ）が均一に生成している。
【００７２】
尚、本発明では、鋼板の製造装置として任意のものを用いることが可能であるが、好ましい設備の一例は圧延ラインには上流から下流側に向かって熱間圧延機、加速冷却装置、誘導加熱装置、ホットレベラーが順に配置されているものである。
【００７３】
誘導加熱装置あるいは他の熱処理装置を、圧延設備である熱間圧延機およびそれに引き続く冷却設備である加速冷却装置と同一ライン上に設置する事によって、圧延、冷却終了後迅速に再加熱処理が行えるので、圧延冷却後の鋼板温度を過度に低下させることなく加熱することができる。
【００７４】
［溶接鋼管の製造方法］
本発明に係る溶接鋼管は、上述の製造条件で製造された鋼板を冷間にて管状に成形し、突き合わせ部を溶接し鋼管とした後、３００℃以下の温度範囲でコーティング処理を施される。管状への成形方法については特に規定しない。
【００７５】
コーティング時の鋼管の加熱温度は、３００℃を超えると、歪み時効によりコーティング後の管長方向の降伏応力が上昇し、降伏比の上昇を招く。さらにＭＡがセメンタイトとフェライトに分解し第２相の硬度が低下するため、降伏比の上昇を招くため、３００℃以下と規定する。
【実施例】
【００７６】
表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｊ）を連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて管厚１８、２６ｍｍ、外径３６インチのＵＯＥ鋼管（Ｎｏ.１〜１８）を製造した。
【００７７】
【表１】
2008248330.tif 000002
【００７８】
加熱したスラブを熱間圧延により圧延した後、直ちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却を行い、誘導加熱炉またはガス燃焼炉を用いて再加熱を行い、鋼板を作製し、該鋼板を用いＵＯＥプロセスにて溶接鋼管を製造し、その後鋼管外面にコーティング処理を施した。
外面コーティングは外面の腐食防止を目的にエポキシ樹脂等を用いて行う。
【００７９】
コーティングの手順は次の通りである。まず、外表面の粗さをショットブラスト等で一定にした後、パイプを所定の温度まで加熱し、プライマーを塗布し樹脂でコーティングを行う。プライマーとはコーティング剤とパイプとの接着性を高めるために使用し、パイプに均一に塗布し、且つ接着能力を高めるためにパイプを加熱する必要がある。誘導加熱炉は加速冷却設備と同一ライン上に設置した。
【００８０】
各鋼板（Ｎｏ.１〜１８）の製造条件を表２に示す。なお、加熱温度、圧延終了温度、冷却停止（終了）温度および、再加熱温度等の温度は鋼板の平均温度とした。平均温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータ、計算により求めた。
【００８１】
また、冷却速度は、熱間圧延終了後、冷却停止（終了）温度（２００〜６００℃）まで冷却に必要な温度差をその冷却を行うのに要した時間で割った平均冷却速度である。また、再加熱速度（昇温速度）は、冷却後、再加熱温度（５４０〜７８０℃）までの再加熱に必要な温度差を再加熱するのに要した時間で割った平均昇温速度である。
【００８２】
以上のようにして製造した鋼管の引張特性を測定した。測定結果を表２に併せて示す。引張強度は、圧延垂直方向の全厚引張試験片を２本採取し、引張試験を行い、その平均値で評価した。引張強度５１７ＭＰａ以上（ＡＰＩ ５Ｌ Ｘ６０以上）、６８０ＭＰａ以下を本発明に必要な強度とした。
【００８３】
降伏比、一様伸びは、圧延方向の全厚引張試験片を２本採取し、引張試験を行い、その平均値で評価した。コーティング前の降伏比８０％以下、コーティング後の降伏比８５％以下、一様伸び１２％以上を本発明に必要な降伏比とした。
【００８４】
母材靭性については、管周方向のフルサイズシャルピーＶノッチ試験片を３本採取し、シャルピー試験を行い、−１０℃での吸収エネルギーを測定し、その平均値を求めた。−１０℃での吸収エネルギーが２００Ｊ以上のものを良好とした。残留オーステナイト量は、Ｘ線回折により定量化し、２％以上を良好とした。
【００８５】
溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性は、シーム溶接部の板厚中央部よりノッチの長さの比が、溶接金属：HAZ＝１：１になるように、フルサイズシャルピーＶノッチ試験片を３本採取し試験を行い、−１０℃でのシャルピー吸収エネルギーを測定し、その平均値を求めた。
【００８６】
【表２】
2008248330.tif 000003
【００８７】
表２において、本発明例であるＮｏ.１〜７はいずれも、化学成分および製造方法が本発明の範囲内であり、引張強度５１７ＭＰａ以上の高強度でコーティング前の降伏比８０％以下、コーティング後の降伏比８５％以下、一様伸び１２％以上の高一様伸びであり、母材ならびに溶接熱影響部の靭性は良好であった。
【００８８】
また、鋼板の組織はフェライト、ベイナイト、島状マルテンサイトの３相組織であり、島状マルテンサイトの体積分率は３〜１５％の範囲内、残留オーステナイトの体積分率は２％以上であった。なお、島状マルテンサイトの体積分率は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察したミクロ組織から画像処理により求めた。
【００８９】
Ｎｏ.８〜１３は、化学成分は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、組織、強度、降伏比、一様伸びのいずれかが不十分であった。Ｎｏ.１４〜１８は化学成分が本発明の範囲外であるので、十分な強度が得られないか、降伏比が高いか、一様伸びが低いか、靭性が劣っていた。
【図面の簡単な説明】
【００９０】
【図１】本発明鋼管の母材の金属組織の一例を示すＳＥＭ写真。
【図１】
2008248330.tif 000004