(57)【要約】【課題】ラインパイプ等の配管、あるいは、鋼管柱、鋼管杭等の構造用鋼管に好適な、低温靭性、耐座屈特性に優れた高強度鋼管およびその製造方法を提供する。【解決手段】平均結晶粒径が１０μｍ以下、面積率が７０〜９０％のフェライトを含むミクロ組織を有し、Ｘ線解析による残留オーステナイト量が体積分率で５〜１５％であることを特徴とする耐座屈特性に優れた高強度鋼管。Ａｒ３以上９００℃以下で累積圧下量が６５％以上の仕上げ圧延を行い、Ａｒ３以上の温度から５℃／ｓ以上で冷却し、Ｔｓ−５０［℃］〜Ｔｓ＋１００［℃］の範囲で３〜３００ｓ保持した後、２０℃／ｓ以上で３５０〜４５０℃の温度まで冷却する製造方法。ただし、Ｔｓは、各元素の単位を質量％として以下の計算式による。Ｔｓ［℃］＝７８０−２７０×Ｃ−９０×Ｍｎ−３７×Ｎｉ−７０×Ｃｒ−８３×Ｍｏ【選択図】　　　なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０２％〜０．１５％、
Ｓｉ：０．１％〜２．０％、
Ｍｎ：０．５％〜２．５％、
Ａｌ：０．０１％〜０．１％、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
を含有し、さらに、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｖ：０．１％以下、
Ｔｉ：０．１％以下
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、平均結晶粒径が１０μｍ以下、面積率が７０〜９０％のフェライトと残部が残留オーステナイト、ベイナイトおよびマルテンサイトからなるミクロ組織を有し、Ｘ線解析による残留オーステナイト量が体積分率で５〜１５％であり、肉厚が１０ｍｍ以上、外径が１００ｍｍ以上であることを特徴とする耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
【請求項２】
質量％で、さらに、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
【請求項３】
質量％で、さらに、Ｂ：０．００５％以下を含有することを特徴とすることを特徴とする請求項１または２に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
【請求項４】
質量％で、さらに、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
【請求項５】
管軸方向のｎ値が０．２以上、かつ−２０℃においてシャルピー吸収エネルギーが１５０Ｊ以上であることを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
【請求項６】
請求項１〜４の何れか１項に記載の成分からなるスラブを１０５０℃以上に加熱後、再結晶温度以上で粗圧延を行い、その後引き続き、Ａｒ３［℃］以上９００℃以下で累積圧下量が６５％以上の仕上げ圧延を行い、Ａｒ３［℃］以上の温度から５℃／ｓ以上で冷却し、Ｔｓ−５０［℃］〜Ｔｓ＋１００［℃］の範囲で３０〜３００秒保持した後、２０℃／ｓ以上で３５０〜４５０℃の温度まで冷却し、放冷した鋼板を、冷間成形で中空形状とした後、シーム溶接を施すことを特徴とする耐座屈特性に優れた高強度鋼管の製造方法。ただし、各元素の単位を質量％として、
Ｔｓ［℃］＝７８０−２７０×Ｃ−９０×Ｍｎ−３７×Ｎｉ−７０×Ｃｒ−８３×Ｍｏ　　・・・　（１）
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明に属する技術分野】
本発明は、局所座屈特性等の変形特性に優れ、かつ低温靭性に優れた高強度鋼管に関し、ラインパイプ等の配管、あるいは、鋼管柱、鋼管杭等の構造用鋼管に好適な、特に圧縮および曲げにおける耐座屈特性に優れた鋼管に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
原油・天然ガスを輸送するラインパイプ、あるいは、柱や杭に使用される構造用鋼管は、これまで主として高強度・高靱化が求められてきたが、最近になって、耐震特性等の観点から強度・靭性に加えて変形特性に優れた高強度鋼管の開発ニーズが高まっている。
【０００３】
ラインパイプ、鋼管柱および鋼管杭は、地震等が発生した際には、主として圧縮あるいは曲げ変形による局部的な座屈によって破壊する。これまでに耐局部座屈特性の向上には、低降伏化が有効であることが報告されている。また、例えば、特許文献１には、ミクロ組織をフェライトとマルテンサイトあるいはベイナイトを含む硬質第二相の複合組織とし、加工硬化指数（以下、ｎ値）を高くした鋼管およびその製造方法が開示されている。しかしながら、この方法は低温の二相域で圧延するものであり、フェライトと硬質第二相が層状に形成されるため、セパレーションが発生して靭性が大きく劣化するという問題があった。
【０００４】
【特許文献１】
特開平１１−２７９７００号公報
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、ラインパイプ等の配管、あるいは、鋼管柱、鋼管杭等の構造用鋼管に好適な、圧縮および曲げによる耐座屈特性に優れかつ低温靭性にも優れた高強度鋼管およびその製造方法を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、低温靭性を確保しつつｎ値を向上できる組織制御方法について詳細な調査を行った。その結果、鋼板製造条件で厳密な冷却制御を行い、ミクロ組織を、微細なフェライトと、残留オーステナイトを含むベイナイトおよびマルテンサイトとの複合組織とすることで、低温靭性を損なうことなくｎ値を向上させることを見いだし、耐座屈特性に優れた高強度鋼管およびその製造方法を発明するに至った。本発明の要旨は、以下の通りである。
（１）　質量％で、Ｃ：０．０２％〜０．１５％、Ｓｉ：０．１％〜２．０％、Ｍｎ：０．５％〜２．５％、Ａｌ：０．０１％〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下を含有し、さらに、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、平均結晶粒径が１０μｍ以下、面積率が７０〜９０％のフェライトと残部が残留オーステナイト、ベイナイトおよびマルテンサイトからなるミクロ組織を有し、Ｘ線解析による残留オーステナイト量が体積分率で５〜１５％であり、肉厚が１０ｍｍ以上、外径が１００ｍｍ以上であることを特徴とする耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
（２）　質量％で、さらに、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
（３）　質量％で、さらに、Ｂ：０．００５％以下を含有することを特徴とすることを特徴とする（１）または（２）に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
（４）　質量％で、さらに、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（３）の何れか１項に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
（５）　管軸方向のｎ値が０．２以上、かつ−２０℃においてシャルピー吸収エネルギーが１５０Ｊ以上であることを特徴とする（１）〜（４）の何れか１項に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
（６）　（１）〜（４）の何れか１項に記載の成分からなるスラブを１０５０℃以上に加熱後、再結晶温度以上で粗圧延を行い、その後引き続き、Ａｒ３以上９００℃以下で累積圧下量が６５％以上の仕上げ圧延を行い、Ａｒ３以上の温度から５℃／ｓ以上で冷却し、Ｔｓ−５０［℃］〜Ｔｓ＋１００［℃］の範囲で３０〜３００秒保持した後、２０℃／ｓ以上で３５０〜４５０℃の温度まで冷却し、放冷した鋼板を、冷間成形で中空形状とした後、シーム溶接を施すことを特徴とする耐座屈特性に優れた高強度鋼管の製造方法。ただし、各元素の単位を質量％として、
Ｔｓ［℃］＝７８０−２７０×Ｃ−９０×Ｍｎ−３７×Ｎｉ−７０×Ｃｒ−８３×Ｍｏ　　・・・　（１）
【０００７】
【発明の実施の形態】
本発明者は、座屈が歪み集中部分の局部変形であることから、歪み集中により塑性変形を生じた部分を著しく硬化させて、局部変形の発生を抑制する方法を指向した。これには、歪み集中部分が塑性変形によって著しく硬化することが必要であり、鋼材中に残留させたオーステナイトの加工誘起マルテンサイト変態の利用が有効であると考えた。
【０００８】
そこで、耐座屈特性に及ぼす残留オーステナイト量の影響を明らかにするため、以下の実験を行った。表１に示すような残留オーステナイト量が異なる外径６９０ｍｍ、肉厚１９ｍｍの鋼管を用い、４点曲げ試験を行った。
【０００９】
【表１】
2004143499.tif 000002
【００１０】
アーム間の距離を１０００ｍｍとし、試験体中央の曲げ外側部に歪みゲージを貼り、アームに荷重を負荷しながら歪みを測定した。最大荷重を示す歪みεｍを耐座屈特性として表し、残留オーステナイト量との関係を示したものが図１である。このように、残留オーステナイト量を増やすと耐座屈特性が高くなることを新たな知見として得た。
【００１１】
なお、残留オーステナイト量の測定は、鋼管の肉厚中央部より小片を採取し、ＭｏのＫα線を用いたＸ線解析によって行い、体積分率として算出した。具体的には、Ｘ線回折法によりフェライトの（２００）面、（２１１）面およびオーステナイトの（２００）面、（２２０）面、（３１１）面の積分反射強度を測定し、Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　Ｔｈｅ　ｉｒｏｎ　ａｎｄ　ｓｔｅｅｌ　ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ，２０６（１９６８）Ｐ６０に示された方法によって求めた。
【００１２】
また、本発明者は、残留オーステナイト量の制御には、オーステナイトのベイナイト変態およびマルテンサイト変態に及ぼす影響の大きい、圧延後の冷却が有効であると考えた。そこで、表２に示すスラブを１１００℃に再加熱し、再結晶温度域で粗圧延を行い、引き続き累積圧下率８０％の未再結晶圧延を行って１６ｍｍ厚に仕上げ、種々のパターンで冷却する小型圧延実験を行った。
【００１３】
【表２】
2004143499.tif 000003
【００１４】
その結果、図２に示す二段冷却パターンが有効であることを見いだし、残留オーステナイトを含むベイナイトおよびマルテンサイトとフェライトとの複合組織を得る製造方法を明らかにした。
【００１５】
すなわち、圧延後、フェライト変態を抑制するためにＡｒ３［℃］以上の温度から第一段冷却を開始し、十分なフェライトが生成する温度で冷却を終了して保持した後、残留オーステナイトのフェライトおよび炭化物への分解を抑制してベイナイト変態させるために第二段冷却し、その後放冷する。これにより、フェライトの平均粒径を微細化し、安定な残留オーステナイトを生成させることができる。
【００１６】
なお、第一段冷却を終了して十分なフェライトを生成させるためには、下記（１）式によって鋼中の化学成分から計算されるＴｓ［℃］よりも１００℃高い温度から５０℃低い温度で保持することが必要であることを見いだした。
Ｔｓ［℃］＝７８０−２７０×Ｃ−９０×Ｍｎ−３７×Ｎｉ−７０×Ｃｒ−８３×Ｍｏ　・・・　（１）
以下、成分含有量の規定した理由について述べる。
【００１７】
Ｃ量は、０．０２〜０．１５％以下に限定する。Ｃは高強度化には最も有効な元素であり、十分な強度を得るためには０．０２％以上は必要である。しかしながら、過度に多くなると、溶接性が悪くなることから上限を０．１５％以下とした。
【００１８】
Ｓｉは脱酸あるいは強度向上に有効であるとともに、安定な残留オーステナイトの生成に有効な元素である。その効果を得るためには０．１％以上必要であるが、２．０％以上含有すると溶接熱影響部の靭性が著しく劣化する。したがって、Ｓｉの添加量を０．１〜２．０％の範囲とした。
【００１９】
Ｍｎは強度上昇に有効な元素であり、十分な強度向上を得るためには０．５％以上の添加が必要である。しかしながら、２．５％よりも多く含有すると伸びが確保できなくなり、上限を２．５％以下とした。
【００２０】
ＰおよびＳは不純物であり、Ｐは粒界に偏析し、また、ＳはＭｎＳとして析出する。ＰおよびＳはそれぞれ、０．０２％超および０．００５％超を含有すると靭性を劣化させるので、ＰおよびＳの上限は、それぞれ０．０２％以下、０．００５％以下とする。
【００２１】
Ａｌは強力な脱酸元素であり、組織微細化にも寄与する。脱酸するためには、０．０１％以上必要である。ただし、０．１％超となると溶接熱影響部の靭性を劣化させるので、上限を０．１％とした。
【００２２】
Ｎは強化元素として有効であるが、０．０１％超を含有すると固溶Ｎ量が多くなり、伸びを著しく劣化させるので、上限を０．０１％以下とした。
【００２３】
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは強化のため１種または２種以上含有する。これらは炭窒化物を形成し、析出強化として寄与する。しかしながら、それぞれ０．１％よりも多く含有すると粗大な析出物として存在し靭性を劣化させることから、それぞれの上限を０．１％以下とした。下限は、特に限定しないが、析出強化を発揮するためそれぞれ０．０１％以上が好ましい。
【００２４】
さらに、必要に応じて、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有しても良い。
【００２５】
Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒは焼き入れ性を高め、高強度化に寄与する。しかし、添加元素が多すぎると、経済性だけでなく、溶接熱影響部の靭性あるいは現地溶接性を劣化させるので、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒの上限を、それぞれ、１．０％、２．０％、２．０％、１．０％とすることが好ましい。強化の効果は得るためには、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒがそれぞれ０．０５％以上含有することが好ましい。
【００２６】
Ｂは少量で焼き入れ性を大幅に高め強化に寄与する。しかしながら、多量に添加すると、伸びの劣化、溶接熱影響部の硬化を招くので、上限を０．００５％以下とすることが好ましい。強化の効果を得るためには、０．０００１％以上含有することが好ましい。
【００２７】
Ｃａ、ＲＥＭは硫化物の形態を制御し、靭性の向上に寄与する。しかしながら過度に添加すると、大型の介在物として存在しかえって靭性を劣化させるので、それぞれの上限を０．０１％、０．０２％以下とすることが好ましい。硫化物の形態制御のためには、それぞれ０．０００１％以上含有することが好ましい。
【００２８】
Ｍｇは巨力な脱酸元素であり、微細な酸化物として分散した場合、溶接熱影響部の靭性向上に大きく寄与する。しかしながら、０．１％超を添加すると粗大な酸化物として存在しかえって靭性を劣化させるので、上限を０．１％とすることが好ましい。靭性向上の効果を得るためには、０．０００１％以上含有することが好ましい。
【００２９】
次にミクロ組織について説明する。
【００３０】
フェライトの平均結晶粒径の微細化によって靭性が向上するが、−２０℃におけるシャルピー吸収エネルギーを１５０Ｊ以上とするには、フェライトの平均結晶粒径を１０μｍ以下とする必要がある。フェライトの平均結晶粒径は微細であるほど好ましいが、現状の技術では１μｍ程度が限界である。また、フェライトの面積率は、７０％未満では硬質のベイナイトおよびマルテンサイト量が多くなるため耐座屈特性およびｎ値が低下し、９０％超では強度が低下する。したがって、フェライトの面積率を７０〜９０％の範囲とした。ミクロ組織において、面積率７０〜９０％のフェライトの残部は、残留オーステナイトを含むベイナイトおよびマルテンサイトである。
【００３１】
なお、フェライトの平均結晶粒径および面積率は以下の方法で求めることができる。鋼管の肉厚中心部より小片を切り出し、管軸方向に平行な断面を鏡面研磨後、エッチングし、現出した組織を観察し、フェライトとベイナイトおよびマルテンサイトを区別して、任意の１０視野におけるフェライトの平均結晶粒径をＪＩＳ　Ｇ　０５５２に準じて切断法によって求め、平均値をフェライトの平均結晶粒径とする。フェライトの面積率は、画像解析装置を用いてフェライト粒の面積の和を求め、視野の面積で除した百分率として算出した。
【００３２】
耐座屈特性が顕著に向上するには、残留オーステナイトの体積分率は５％以上が必要である。しかしながら、１５％超になると靭性を損ねるため、残留オーステナイトの体積分率は、５〜１５％に限定した。なお、残留オーステナイトの体積分率は、ミクロ組織による測定が難しいため、Ｘ線解析により求めることとする。
【００３３】
本発明の鋼管は、その使用環境で求められる強度を満足するために、鋼管のサイズを肉厚１０ｍｍ以上、外径１００ｍｍ以上に限定する。なお現状の技術では、肉厚および外形をそれぞれ５０ｍｍ超および１２００ｍｍ超とすることは困難である。
【００３４】
ｎ値の向上とともに耐座屈特性が向上するが、この効果を得るにはｎ値を０．２以上とすることが好ましい。ｎ値の上限は規定しないが、現状の技術では０．２６超とすることは困難である。なお、ｎ値の測定は、鋼管の管軸方向を長手としてＪＩＳ　Ｚ　２２０１に準じて１２Ｂ号または１２Ｃ号の弧状引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準じて引張試験を行い、歪みが１％から８％の範囲の加工硬化率として求めることができる。
【００３５】
次に製造方法について述べる。
【００３６】
スラブの加熱温度は、熱間圧延でＮｂの炭窒化物を微細に析出させるために、Ｎｂが固溶する１０５０℃以上に限定する。上限は特に規定しないが、オーステナイト粒径の粗大化を抑制して靭性を向上させるためには、スラブの加熱温度の上限は１２５０℃が好ましい。
【００３７】
仕上げ圧延は、フェライトの平均結晶粒径を微細化するために再結晶温度未満の９００℃以下で行うことが必要である。また、圧延終了温度が、Ａｒ３［℃］を下回ると圧延による加工歪みを導入されたフェライトが残存し、靭性を大きく劣化させる。したがって、圧延終了温度はＡｒ３以上に限定する。さらに、仕上げ圧延の累積圧下量は、フェライトの平均結晶粒径を１０μｍ以下とするために６５％以上に限定する。上限は規定しないが、技術的な制限から９０％以下にすることが好ましい。
【００３８】
なお、Ａｒ３は、鋼中の化学成分から、各元素の単位を質量％として、次式によって求められる。
Ａｒ３［℃］＝９２１−３２５×Ｃ＋３３×Ｓｉ＋２８７×Ｐ＋４０×Ａｌ−９２×（Ｍｎ＋Ｍｏ＋Ｃｕ）−４６×（Ｃｒ＋Ｎｉ）
本発明において、圧延後の冷却はフェライトの平均結晶粒径の微細化および残留オーステナイト量の制御に最も重要なプロセスである。仕上げ圧延後、フェライト変態を抑制するために第一段冷却し、十分なフェライトを生成させるための中間保持を行い、残留オーステナイトのフェライトと炭化物への分解を抑制するために第二段冷却を行い、その後放冷する。
【００３９】
第一段冷却は、熱延後のフェライト変態を抑制するために、開始温度をＡｒ３以上とし、冷却速度を５℃／ｓ以上とする。これは、開始温度がＡｒ３未満、冷却速度が５℃／ｓ未満であると粗大なフェライト粒が生成し、靭性が低下するためである。第一段冷却は、Ａｒ３よりも高い温度であれば良いため、上限を規定しない。したがって、仕上げ圧延の終了直後に開始しても良い。冷却速度の上限は規定しないが、現状の技術では３００℃／ｓを超えることは困難である。
【００４０】
さらに、十分なフェライト生成をさせるためには、鋼中の化学成分から各元素の単位を質量％として、下記（１）式によって求められるＴｓ［℃］よりも１００℃高い温度からＴＳよりも５０℃低い温度の範囲で保持する必要がある。その理由は、ＴＳ＋１００℃超の温度で保持するとフェライトの平均結晶粒径が粗大化して靭性が低下し、ＴＳ−５０℃よりも低い温度で保持するとベイナイト変態が起こり、フェライト面積率が減少して耐座屈特性が低下するためである。
【００４１】
Ｔｓ［℃］＝７８０−２７０×Ｃ−９０×Ｍｎ−３７×Ｎｉ−７０×Ｃｒ−８３×Ｍｏ　　・・・　（１）
保持時間は、フェライトを十分に生成させ、面積率を７０％以上とするために、３０秒以上必要である。ただし、３００秒超になると生成したフェライトの平均結晶粒径が粗大化して靭性が低下するため、上限を３００秒に限定する。なお、この保持時間内に急激な温度低下が生じることは好ましくない。通常は、放冷すれば良いが、保熱炉、保熱カバーによって温度低下を抑制しても構わない。
【００４２】
この中間保持の後、第二段冷却を行うが、これは残留オーステナイト量を５〜１０％に制御して耐座屈特性を向上させるために２０℃／ｓ以上で行う必要がある。その理由は、冷却を２０℃／ｓ未満で行うとベイナイト中の残留オーステナイトがフェライトと炭化物に分解が多量に生成し、残留オーステナイト量が低下するためである。上限は特に規定しないが、現状の加速冷却装置の制限で、１００℃／ｓを超えることは困難である。
【００４３】
また、耐座屈特性の向上のため残留オーステナイトを生成させるには、第二段冷却の終了温度を３５０〜４５０℃の範囲内とすることが必要である。第二段冷却の終了温度が４５０℃超では、第二段冷却によって残留オーステナイトが炭化物とフェライトに分解して残留オーステナイト量が減少する。一方、第二段冷却を３５０℃未満まで行うとマルテンサイト変態が生じて残留オーステナイト量が減少する。したがって、第二段冷却の終了温度は、３５０℃〜４５０℃に限定する。
【００４４】
造管は冷間加工により成形し、端部をシーム溶接によって接合する製造プロセスで行う。冷間加工はプレス加工、ロール成形の何れでも良く、その組み合わせても構わないが、Ｃ成形、Ｕ成形およびＯ成形を行い、端部をシーム溶接して拡管するＵＯＥ方式による鋼管製造プロセスが好ましい。シーム溶接は、ＭＡＧアーク溶接、サブマージアーク溶接の何れでも良く、その組み合わせでも良い。
【００４５】
【実施例】
表３に示す成分の鋼を溶製し、表４に示す条件で熱間圧延して第一段冷却、中間保持および第ニ段冷却を行い、板厚１６ｍｍの鋼板を製造した。粗圧延は再結晶温度以上で、仕上げ圧延はＡｒ３以上９００℃以下の範囲で行った。その鋼板を冷間成形し、内外面溶接を行った後、拡管を行い、外径６９０ｍｍ、肉厚１６ｍｍのＵＯＥ鋼管に造管した。
【００４６】
鋼管の肉厚中心部より小片を切り出し、管軸方向に平行な断面を鏡面研磨後、ナイタールによりエッチングして現出した組織を観察した。ミクロ組織は、フェライトと、残部が残留オーステナイトを含むベイナイトおよびマルテンサイトであった。フェライトと残留オーステナイトを含むベイナイトおよびマルテンサイトを区別して、任意の１０視野におけるフェライトの平均結晶粒径をＪＩＳ　Ｇ０５５２に準じて切断法によって求め、平均値をフェライトの平均結晶粒径とした。フェライトの面積率は、画像解析装置を用いてフェライト粒の面積の和を求め、視野の面積で除した百分率として算出した。残留オーステナイトの体積分率は、Ｘ線解析により求めた。鋼管の溶接部から周方向に９０°、１８０°、２７０°の位置からＪＩＳ　Ｚ２２０１に準じて１２Ｃ号円弧状引張試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準じて引張特性を測定し、引張強度の平均値を求めた。管軸方向のｎ値の測定は、歪みが１〜８％における加工硬化率として行い、平均値を求めた。
【００４７】
各鋼材の耐座屈特性は、４点曲げ試験によって評価した。試験対のサイズは、肉厚１６ｍｍ、外径６９０ｍｍ、長さ３０００ｍｍとし、押しつけアーム部間の距離を１０００ｍｍとした。試験体中央の曲げ外側部に歪みゲージを貼って管軸方向の歪みを測定しながら、アーム部に荷重を負荷し、最大荷重までの歪みεｍを座屈歪みとして求め、耐座屈特性の指標とした。
【００４８】
靭性の測定は、鋼管の肉厚中央部から周方向を長手としてＪＩＳ　Ｚ　２２０２に準じて２ｍｍＶノッチのシャルピー試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２に準じて０℃でのシャルピー試験を行い、吸収エネルギーを測定した。
【００４９】
表５に得られた結果を示す。本発明に従って製造した鋼管は、体積分率で５％以上の残留オーステナイト量を有し、ｎ値が０．２以上である結果、従来鋼管と比較して座屈歪みが高いとともに、靭性も良好である。
【００５０】
一方、試験Ｎｏ．１４は仕上げ圧延の累積圧下量が少なく、試験Ｎｏ．１５および１６は、第一段冷却開始温度が低く、試験Ｎｏ．２２は中間保持の時間が長いため、何れもフェライトの平均結晶粒径が大きくなり靭性が低下している。試験Ｎｏ．１７および１８は、第一段冷却の冷却速度が遅いため、フェライトの平均結晶粒径が大きくなって靭性が低下し、フェライト面積率が多くなり引張強度がやや低めになっている。
【００５１】
試験Ｎｏ．１９および２０は中間保持の開始温度及び終了温度がともに本発明の範囲よりも低いため、残留オーステナイト量が減少し、耐座屈特性が低下している。試験Ｎｏ．２１は中間保持時間が短いため、フェライト面積率が少なく、座屈歪みが低下している。Ｎｏ．２３および２４は中間保持の終了温度が低いため、試験Ｎｏ．２５は第二段冷却速度が遅く、試験Ｎｏ．２６は第二段冷却の終了温度が低いため、何れも残留オーステナイト量が少なく、座屈歪みが低い。
【００５２】
【表３】
2004143499.tif 000004
【００５３】
【表４】
2004143499.tif 000005
【００５４】
【表５】
2004143499.tif 000006
【図面の簡単な説明】
【図１】座屈歪みに及ぼす残留オーステナイト体積分率の影響を示す図。
【図２】本発明による二段冷却パターンを示す図。
【図１】
2004143499.tif 000007
【図２】
2004143499.tif 000008