(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０６％、Ｓｉ：０．０５〜０．１５％、Ｍｎ：１．６〜２．０％、Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｎｉ：０．３〜０．７％、Ｍｏ：０．１０〜０．４０％、Ｖ：０．０１〜０．０６％、Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１００％を含有し、かつ、Ｍｏ＋５Ｖ≧０．４％、２Ｎｂ−Ｖ≦０％、なる関係を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるラインパイプ用高強度高靱性継目無鋼管。
【請求項２】
鋼管素材を熱間管圧延し、その後の焼入れおよび焼戻しにおいて、６００℃焼戻し後と６５０℃焼戻し後のそれぞれの降伏強さまたは引張強さの差が、40MP以上であることを特徴とする、請求項１に記載されたラインパイプ用高強度高靭性継目無鋼管。
【請求項３】
鋼管素材を熱間管圧延し、その後の焼入れおよび焼戻し後の降伏強さ、引張強さおよびシャルピー試験における５０％破面遷移温度が、
ＹＳ（降伏強さ）≧５５１ＭＰａ
ＴＳ（引張り強さ）：６２０〜８２７ＭＰａ
ｖＴｒｓ（母材）≦―６０℃ｖＴｒｓ
（溶接部ＨＡＺ：ボンドから１ｍｍ）≦―４０℃
の特性値を有することを特徴とする、請求項１に記載されたラインパイプ用高強度高靱性継目無鋼管。
【請求項４】
鋼管素材の成分が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０６％、Ｓｉ：０．０５〜０．１５％、Ｍｎ：１．６〜２．０％、Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｎｉ：０．３〜０．７％、Ｍｏ：０．１０〜０．４０％、Ｖ：０．０１〜０．０６％、Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１００％を含有し、かつ、Ｍｏ＋５Ｖ≧０．４％、２Ｎｂ−Ｖ≦０％、なる関係を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼であって、当該鋼管素材をＡｃ３点以上に加熱し、熱間管圧延により造管後、直ちに、Ｍｓ点以下まで冷却する、直接焼入れ（ＤＱ）を行ない、その後、Ａｃ１点未満の範囲で焼戻すことを特徴とすラインパイプ用高強度高靱性継目無鋼管の製造方法。
【請求項５】
鋼管素材の成分が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０６％、Ｓｉ：０．０５〜０．１５％、Ｍｎ：１．６〜２．０％、Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｎｉ：０．３〜０．７％、Ｍｏ：０．１０〜０．４０％、Ｖ：０．０１〜０．０６％、Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１００％を含有し、かつ、Ｍｏ＋５Ｖ≧０．４％、２Ｎｂ−Ｖ≦０％、なる関係を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼であって、当該鋼管素材をＡｃ３点以上に加熱し、熱間管圧延により造管後、常温付近まで放冷し、その後、Ａｃ３点以上に再加熱し、Ｍｓ点以下まで冷却する、再加熱焼入れ（ＲＱ）を行ない、その後、Ａｃ１点未満の範囲で焼戻すことを特徴とするラインパイプ用高強度高靱性継目無鋼管の製造方法。
【請求項６】
鋼管素材を熱間管圧延し、その後、焼入れし、６００℃焼戻し後と６５０℃焼戻し後のそれぞれの降伏強さまたは引張強さの差が、４０ＭＰａ以上である特性を有するこの鋼管素材を用いて、熱間管圧延し、その後、焼入れた後、焼戻し温度を変化させることにより、所望の降伏強さ、引張り強さおよび靭性値の継目無鋼管を得ることを特徴とする、請求項４または５に記載のラインパイプ用高強度高靱性継目無鋼管の製造方法。
【請求項７】
前記継目無鋼管の製造方法により得られる降伏強さ、引張強さおよびシャルピー試験における５０％破面遷移温度が、
ＹＳ（降伏強さ）≧５５１ＭＰａ
ＴＳ（引張り強さ）：６２０〜８２７ＭＰａ
ｖＴｒｓ（母材）≦―６０℃
ｖＴｒｓ（溶接部ＨＡＺ：ボンドから１ｍｍ）≦―４０℃である請求項４乃至６のいずれかに記載のラインパイプ用高強度高靱性継目無鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
技術分野
本発明は、ラインパイプ用高強度高靱性継目無鋼管に関し、とくに、ＡＰＩ−５ＬのＸ８０級のラインパイプ用高強度高靱性継目無鋼管およびその製造方法に関する。
背景技術
原油や天然ガスを輸送するためのパイプラインやライザー用にＸ８０級の継目無鋼管が開発されている。Ｘ８０級の強度（ＹＳ：５５１ＭＰａ以上、ＴＳ：６２０〜８２７ＭＰａ）を確保するために、通常、
▲１▼継目無鋼管製造後一旦冷却し、再加熱して焼入れ、その後焼き戻すいわゆる再加熱焼入れ−焼戻し（ＲＱ−Ｔ）、あるいは、
▲２▼継目無鋼管製造後直ちに焼入れ、その後焼き戻すいわゆる直接焼入れ−焼戻し（ＤＱ−Ｔ）、の熱処理がなされる。
パイプ同士は溶接により接合される。したがって、溶接性を確保するために、Ｃを減量する必要がある。Ｃ量を低減したうえで十分な焼入れ性を確保するには、種々の合金元素を適正量添加する必要がある。
低Ｃ鋼の焼入れ性改善にはＢの微量添加が有効であることが知られている。しかし、Ｂには溶接部の靱性に悪影響を与えるという副作用があり、しかも、その影響はＮやＴｉなどの析出物生成元素の含有量に大きく左右されるため、Ｂの微量添加によるのでは靱性の安定確保が困難である。なお、本発明では靱性の目標を母材でｖＴｒｓ（５０％破面遷移温度）−６０℃以下、ＨＡＺ（溶接部におけるＨｅａｔ  Ａｆｆｅｃｔｅｄ  Ｚｏｎｅ）でｖＴｒｓ−４０℃以下とする。
また、焼入れ性は鋼管サイズに大きく依存するため、それぞれのサイズで安定した強度を確保するためには、サイズ毎に焼戻し条件を変更する必要がある。しかし、従来の継目無鋼管では焼戻し軟化抵抗が大きすぎて、サイズ毎に化学成分を変更しないと強度の安定確保が困難であった。
そこで、本発明は、Ｘ８０級の強度と靱性を安定して確保でき、サイズによらず目標強度を容易に達成できる熱処理特性を有するラインパイプ用高強度高靭性継目無鋼管を提供することを目的とする。
発明の開示
前記目的を達成するためになされた本発明は、Ｃ：０．０３〜０．０６％、Ｓｉ：０．０５〜０．１５％、Ｍｎ：１．６〜２．０％、Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｎｉ：０．３〜０．７％、Ｍｏ：０．１０〜０．４０％、Ｖ：０．０１〜０．０６％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０３％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１００％を含有し、かつ、Ｍｏ＋５Ｖ≧０．４％、２Ｎｂ−Ｖ≦０％、なる関係を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるラインパイプ用高強度高靱性継目無鋼管である。
また、本発明は、鋼管素材を熱間管圧延し、その後の焼入れおよび焼戻しにおいて、６００℃焼戻し後と６５０℃焼戻し後のそれぞれの降伏強さまたは引張強さの差が、４０ＭＰａ以上であることを特徴とする、ラインパイプ用高強度高靱性継目無鋼管である。
さらに、本発明は、鋼管素材を熱間管圧延し、その後の焼入れおよび焼戻し後の降伏強さ、引張強さおよびシャルピー試験における５０％破面遷移温度が、
ＹＳ（降伏強さ）≧５５１ＭＰａ
ＴＳ（引張り強さ）：６２０〜８２７ＭＰａ
ｖＴｒｓ（母材）≦―６０℃
ｖＴｒｓ（溶接部ＨＡＺ：ボンドから１ｍｍ）≦―４０℃
の特性値を有することを特徴とする、ラインパイプ用高強度高靭性継目無鋼管である。
製造方法の発明は、鋼管素材の成分が、Ｃ：０．０３〜０．０６％、Ｓｉ：０．０５〜０．１５％、Ｍｎ：１．６〜２．０％、Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｎｉ：０．３〜０．７％、Ｍｏ：０．１０〜０．４０％、Ｖ：０．０１〜０．０６％、Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１００％を含有し、かつ、Ｍｏ＋５Ｖ≧０．４％、２Ｎｂ−Ｖ≦０％、なる関係を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼であって、当該鋼管素材をＡｃ３点以上に加熱し、熱間管圧延により造管後、
（ｉ）直ちに、Ｍｓ点以下まで冷却する、直接焼入れ（ＤＱ）を行ない、その後、Ａｃ１点未満の範囲で焼戻す
または
（ｉｉ）常温付近まで放冷し、その後、Ａｃ３点以上に再加熱し、Ｍｓ点以下まで冷却する、再加熱焼入れ（ＲＱ）を行ない、その後、Ａｃ１点未満の範囲で焼戻す
ラインパイプ用高強度高靱性継目無鋼管の製造方法である。
また、鋼管素材を熱間管圧延し、その後、焼入れし、６００℃焼戻し後と６５０℃焼戻し後のそれぞれの降伏強さまたは引張強さの差が、４０ＭＰａ以上である特性を有するこの鋼管素材を用いて、熱間管圧延し、その後、焼入れた後、焼戻し温度を変化させることにより、所望の降伏強さ、引張り強さおよび靭性値の継目無鋼管を得ることを特徴とする、ラインパイプ用高強度高靱性継目無鋼管の製造方法である。
さらに、本発明は、前記継目無鋼管の製造方法により得られる降伏強さ、引張強さおよびシャルピー試験における５０％破面遷移温度が、
ＹＳ（降伏強さ）≧５５１ＭＰａ
ＴＳ（引張り強さ）：６２０〜８２７ＭＰａ
ｖＴｒｓ（母材）≦―６０℃
ｖＴｒｓ（溶接部ＨＡＺ：ボンドから１ｍｍ）≦―４０℃
であるラインパイプ用高強度高靱性継目無鋼管の製造方法である。
発明を実施するための最良の形態
本発明において鋼の化学成分を上記のように限定した理由を以下に述べる。
Ｃ：０．０３〜０．０６％
Ｃは、鋼の強度に関係する重要な元素であり、焼入れ性を高めてＸ８０級の強度を確保するために０．０３％以上を必要とするが、一方、０．０６％を超えると溶接割れ感受性を高めるため、０．０３〜０．０６％とする。
Ｓｉ：０．０５〜０．１５％
Ｓｉは、製鋼における脱酸剤として、また高強度化のために必要であり、０．０５％未満ではその効果に乏しく、一方、０．１５％を超えると母材、ＨＡＺの靭性劣化や溶接性の低下を招来するため、０．０５〜０．１５％とする。
Ｍｎ：１．６〜２．０％
Ｍｎは、焼入れ性を高めて高強度化するために必要であり、また母材およびＨＡＺの靱性を向上させる働きもあるが、１．６％未満ではこれらの諸効果を得難く、一方、２．０％を超えて添加しても効果は飽和するため、１．６〜２．０％とする。
Ａｌ：０．０１０〜０．１０％
Ａｌは、製鋼における脱酸剤として作用するとともに、Ｎと結合してＡｌＮを形成し結晶粒を微細化し靱性を向上させる効果を有している。この効果を得るために０．０１０％以上の添加を必要とするが、０．０７０％を超えるとＡｌ２Ｏ３系介在物が増加し靭性を劣化させるとともに、表面欠陥が多発する懸念がある。そのため、Ａｌは０．０１０〜０．１０％とする。なお、安定した表面品質を確保する観点からは０．０１０〜０．０５０％が好ましい。
Ｎｉ：０．３〜０．７％
Ｎｉは、母材およびＨＡＺの靱性を向上させる働きがある。この効果は０．３％以上の添加で顕現する。しかし、０．７％を超えて添加しても靱性、耐食性の向上効果が飽和し、徒にコスト高を招く結果となって不利である。このためＮｉ量は０．３〜０．７％とする。
Ｍｏ：０．１０〜０．４０％
Ｍｏは、焼入れ性向上および固溶強化のために必須に添加され、その効果を得るには０．１０％以上を必要とするが、０．４０％を超える添加は特に溶接部の靱性の劣化を招くため、０．１０〜０．４０％とする。
Ｖ：０．０１〜０．０６％
Ｖは、炭窒化物として基地中に析出させて焼戻し軟化抵抗を適正化に資するために必須に添加されるが、０．０６％を超えると特に溶接部の靱性を劣化させるため、０．０６％以下に限定する。
また、下限値を０．０１％としたのは、０．０１％未満では、炭窒化物生成による高強度化が図れないからである。
Ｎｂ：０．００３〜０．０３％
Ｎｂは、炭窒化物として基地中に析出させて焼戻し軟化抵抗の適正化に資するために必須に添加されるが、０．０３％を超えて添加すると焼戻し軟化抵抗が過大となるため０．０３％以下に限定する。
また、下限値を０．００３％としたのは、０．００３％未満では、炭窒化物生成による高強度化が図れないからである。
Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％
Ｔｉは、炭化物を形成し結晶粒を微細化し靱性を向上させるとともに、基地中に析出して強度を増加させて高強度化に寄与する。その効果は０．００３％以上の添加で発現するが、一方、０．０２０％を超えて添加すると、焼入れ性の確保が難しくなるとともに靭性も劣化する。このため、Ｔｉは０．００３〜０．０２０％とする。なお、より好ましくは０．０１０〜０．０１８％である。
Ｎ：０．００１０〜０．０１００％
Ｎは、ＡｌＮの形成やＶ、Ｎｂの炭窒化物形成のために０．００１０％以上の含有を必要とするが、０．０１００％を超える含有はＨＡＺの靱性を劣化させるので、０．００１０〜０．０１００％とする。なお、より好ましくは０．００３０〜０．００８０％である。
Ｍｏ＋５Ｖ≧０．４％
個々の成分元素がそれぞれ上記の限定範囲内にあっても、Ｍｏ量とＶ量の５倍の和が０．４％未満であると、焼入れ性が不足してＸ８０級の強度を確保するのが難しくなる。よって、Ｍｏ量とＶ量とは、Ｍｏ＋５Ｖ≧０．４％なる関係を満たす必要がある。
２Ｎｂ−Ｖ≦０％
個々の成分元素がそれぞれ上記の限定範囲内にあっても、Ｎｂ量の２倍とＶ量の差が０％を超えると焼戻し軟化抵抗が過大となり、サイズによらず焼戻し条件を変更するだけで強度調整を行うことが困難となる。そのため、Ｎｂ量とＶ量とは、２Ｎｂ−Ｖ≦０％なる関係を満たす必要がある。
その他不可避的不純物としてＰ、Ｓ、Ｏを含有するが、母材靱性確保の面からできるだけ低減するのが望ましい。なお、Ｐ、Ｓ、Ｏはそれぞれ０．０３％、０．０１％、０．０１％までは許容できる。
次に、本発明鋼管の好ましい製造プロセスについて説明する。
上記組成になる鋼を転炉あるいは電気炉で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊法により凝固させ鋳片を得る。その過程で溶鋼の取鍋精錬、真空脱ガス等は必要に応じて実施する。得られた鋳片をそのまま、あるいはさらに熱間圧延して鋼管素材とする。
前記鋼管素材をＡｃ３点以上に加熱し、プラグミル方式、マンドレルミル方式等の熱間管圧延により継目無鋼管とし、あるいはさらにサイザ、ストレッチレデューサにより熱間のまま所望の寸法に造管する。
造管後は、所望の強度−靱性バランスを得るために焼入れ−焼戻し（Ｑ−Ｔ）からなる熱処理を行う。焼入れ（Ｑ）は、造管後の熱間状態から直ちにＭｓ点以下（２００℃程度以下）まで冷却する直接焼入れ（ＤＱ）、造管後常温付近まで放冷しその後γ（オーステナイト）域に再加熱したうえでＭｓ点以下まで冷却する再加熱焼入れ（ＲＱ）のいずれで行ってもよい。Ｑ−Ｔ後にＸ８０級の強度を得るには、γ域の温度から、好ましくは２０℃／ｓ以上の冷却速度で、焼入れた後、Ａｃ１点未満（好ましくは５５０℃以上）の範囲内に適宜設定した温度で焼き戻せばよい。焼戻し温度での保持時間は適宜決定すればよく、通常は１０〜１２０ｍｉｎ程度に設定される。
実施例
表１に示す組成になる鋼を転炉で溶製し、真空脱ガス処理を行い、連続鋳造法により凝固させて得た鋳片をビレット圧延して鋼管素材とした。これら鋼管素材をマンネスマン−プラグミル方式の管製造設備により外径２１９ｍｍ×肉厚１１．１ｍｍの継目無鋼管となし、該鋼管を表２に示す条件で熱処理し、焼入れ後の硬さ（Ｃ断面肉厚中央部）、焼戻し後の引張特性（ＡＰＩ５Ｌ規格に準拠、強度：ＹＳ，ＴＳ、伸び：Ｅｌ）、シャルピー試験（Ｌ方向肉厚中央部から採取した１０ｘ１０ｘ５５ｍｍ試験片の長手方向中心に２ｍｍＶノッチ加工）ｖＴｒｓ（５０％破面遷移温度）を調査した。また、市販のＸ８０級溶接材料を用いてＴＩＧ溶接（電圧１５Ｖ、電流２００Ａ、溶接速度１０ｋＪ／ｍｉｎ、入熱１８ｋＪ／ｃｍ）にて鋼管継手を作製しＨＡＺ（ボンドから１ｍｍ）のシャルピー試験におけるｖＴｒｓを調査した。その結果を表２に示す。
本発明例では、比較例よりも強度の焼戻し温度依存性が大きい。例えば焼戻し温度を６００℃から６５０℃に上げたときのＹＳの減分が、本発明例の鋼Ｃ、Ｈではそれぞれ４４ＭＰａ、６０ＭＰａであるのに対し、比較例の鋼Ｄ、鋼Ｅ、鋼Ｉではそれぞれ１６ＭＰａ、２１ＭＰａ、１７ＭＰａと本発明例の半分以下である。すなわち、本発明例では比較例に比べて焼戻し軟化抵抗が適正化されている。そのため、鋼管サイズによって焼入れ性が変わっても焼戻し温度の変更により容易に所望の強度を得ることができる。本発明例では、６００℃焼戻し後と６５０℃焼戻し後のそれぞれの降伏強さまたは引張強さの差が、４０ＭＰａ以上である。
また、比較例では、焼入れ性が不足してＸ８０級の強度に達しないもの（鋼Ｆ、Ｊ）があるが、本発明例はすべてＸ８０級の強度に達している。さらに、比較例では、ｖＴｒｓが目標に達しないもの（鋼Ｇ、Ｋ）があるが、本発明例はすべてｖＴｒｓが目標を上回っている。
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産業上の利用可能性
本発明の鋼管は、Ｘ８０級の強度と安定した靱性を有し、サイズによらず目標強度を容易に達成できるラインパイプ用高強度高靱性継目無鋼管であり、これにより、複数サイズの成分統合が可能となってコストダウンが図れるという優れた効果を奏する。