JP2010077492A - ラインパイプ用鋼管及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】ＤＷＴＴ性能と耐ＨＩＣ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管を得る。
【解決手段】Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．６％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．０００８％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｏ：０．００３０％以下を含有し、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下の１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、ＣＰ値＝４．４６Ｃ（％）＋２．３７Ｍｎ（％）／６＋{１．１８Ｃｒ（％）＋１．９５Ｍｏ（％）＋１．７４Ｖ（％）}／５＋{１．７４Ｃｕ（％）＋１．７Ｎｉ（％）}／１５＋２２．３６Ｐ（％）が０．９５以下、ＩＰ値＝［Ｃａ（％）−｛０．１８＋１３０Ｃａ（％）｝＊Ｏ（％）］／１．２５Ｓ（％）が１．５〜２．８であり、金属組織が、面積分率でフェライト相が５０％以上のフェライト−ベイナイト２相組織であって、且つフェライト相の平均粒径が５μｍ以下、ベイナイト相の平均アスペクト比が６．０以下である。
【選択図】なし

Description

本発明は、原油や天然ガスなどの輸送用ラインパイプに使用される高強度ラインパイプ用鋼管であって、特に、厳しいＤＷＴＴ性能と耐ＨＩＣ性能が要求される管厚２０ｍｍ以上のラインパイプに好適な鋼管とその製造方法に関するものである。

一般に、ラインパイプ用の鋼管は、厚板ミルや熱延ミルにより製造された鋼板を、ＵＯＥ成形、プレスベンド成形、ロール成形などで鋼管に成形した後、溶接することにより製造される。硫化水素を含む原油や天然ガスの輸送に用いられるラインパイプ（以下、「耐サワーラインパイプ」という場合がある）は、強度、靭性、溶接性の他に、耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）や耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）などのいわゆる耐サワー性が必要とされる。鋼材のＨＩＣ（水素誘起割れ）は、腐食反応による水素イオンが鋼材表面に吸着し、原子状の水素として鋼内部に侵入し、鋼中のＭｎＳなどの非金属介在物や硬い第２相組織のまわりに拡散・集積して、その内圧により割れを生ずるものとされている。

従来、このような水素誘起割れを防ぐために、幾つかの方法が提案されている。例えば、特許文献１には、鋼中のＳ含有量を下げるとともに、ＣａやＲＥＭなどを適量添加することにより、長く伸展したＭｎＳの生成を抑制し、微細に分散した球状のＣａＳ介在物に形態を変える技術が提案されている。これにより、硫化物系介在物による応力集中を小さくし、割れの発生・伝播を抑制することによって、耐ＨＩＣ性を改善するというものである。

特許文献２、３には、偏析傾向の高い元素（Ｃ、Ｍｎ、Ｐ等）の低減やスラブ加熱段階での均熱処理による偏析の低減、および圧延後の冷却時の変態途中で加速冷却を行う技術が提案されている。これにより、中心偏析部での割れの起点となる島状マルテンサイトの生成、および割れの伝播経路となるマルテンサイトなどの硬化組織の生成を抑制するというものである。
特開昭５４−１１０１１９号公報 特開昭６１−６０８６６号公報 特開昭６１−１６５２０７号公報

しかしながら、近年の耐サワーラインパイプでは、管厚が２０ｍｍ以上の厚肉材が増えている。ラインパイプには脆性き裂を停止するためＤＷＴＴ性能が要求されるが、厚肉材ではＤＷＴＴ性能が低下するだけでなく、減厚試験片を用いた場合に設計温度よりも低い温度でＤＷＴＴ試験を行う必要があり、薄肉材よりも高い母材靭性が必要となる。母材靭性を高めるためには、熱間圧延での圧延終了温度を低下させることが有効であることは、厚鋼板の材質設計においては公知の技術である。しかし、圧延終了温度が低下すると鋼板の金属組織がフェライト−ベイナイト組織となり、フェライト−ベイナイト界面でき裂が伝播しやすくなるため、ＨＩＣ試験での割れ率が大きくなる問題がある。また、厚肉材での強度を確保するために合金元素の添加量を増やす必要があるが、このような場合、中心偏析部の硬さが上昇するため、ＨＩＣ試験で中心偏析部での割れが発生しやすくなる。さらに、高靭性化のために圧延終了温度を低下させると、鋼板の板厚中心部までフェライト−ベイナイト組織となるため、中心偏析部の硬化部の硬さがさらに上昇し、ＨＩＣ試験での割れを助長することになる。

したがって本発明の目的は、上記のような従来技術の課題を解決し、高強度（好ましくはＡＰＩ規格Ｘ６０以上の強度）で且つＤＷＴＴ性能と耐ＨＩＣ性に優れたラインパイプ用鋼管、特に管厚２０ｍｍ以上の耐サワーラインパイプに要求される厳しいＤＷＴＴ性能と耐ＨＩＣ性に対しても十分対応できる優れた性能を有するラインパイプ用鋼管を提供することにある。
また、本発明の他の目的は、そのようなラインパイプ用鋼管を安定的に且つ低コストで製造することができる製造方法を提供することにある。

本発明者は、母材靭性向上のために熱間圧延での圧延終了温度を低下させた鋼板の耐ＨＩＣ性とＤＷＴＴ性能について、主として金属組織の観点から詳細に調査した結果、以下の知見を得るに至った。
（a）鋼板製造時の圧延終了温度を低下させることで金属組織がフェライトとベイナイトの２相組織となり、鋼管の母材靭性が大きく改善される。図１にラインパイプ用鋼管におけるフェライト相の面積分率とＤＷＴＴ試験（試験方法は後述する実施例と同様）での破面遷移温度（８５％ＳＡＴＴ）との関係を示す。これによれば、フェライト相の面積分率を一定値以上とすることで、破面遷移温度が−１０℃以下の高い母材靭性が得られることが判る。

（b）一方において、金属組織がフェライト−ベイナイト２相組織になると、発生したき裂がフェライト／ベイナイト界面を伝播しやすくなるため、耐ＨＩＣ性能が劣化する。しかし、ベイナイト相の形状を圧延方向に過度に伸長した形状とならないようにすること、すなわちベイナイト相の平均アスペクト比を一定値以下とすることで、圧延方向のフェライト／ベイナイト界面の距離が短くなり、き裂伝播が生じにくくなる。さらに、フェライト相の結晶粒径を一定値以下に微細化することで、例えばフェライト／ベイナイト界面でき裂が伝播してもフェライト相でき裂伝播が止まるため、ＨＩＣ試験での割れ長さ率または割れ面積率の増大を抑制できる。図２に、フェライト−ベイナイト２相組織のラインパイプ用鋼管のベイナイト相の平均アスペクト比とＨＩＣ試験（試験方法は後述する実施例と同様）での割れ面積との関係を示す。これによれば、ベイナイト相の平均アスペクト比を一定値以下とすることで、フェライト−ベイナイト２相組織においても優れた耐ＨＩＣ性能が得られることが判る。

（c）上述のような金属組織は、鋼板の製造工程でのスラブ加熱温度、圧延終了温度、加速冷却開始温度および加速冷却停止温度を最適化することで得ることができる。
（d）さらに、フェライト−ベイナイト２相組織の鋼管の耐ＨＩＣ性能を高めるためには、割れの起点となるような非金属介在物の量を低減することが有効であり、そのためには、Ｓ含有量を厳しく制限し、Ｃａ処理によりＭｎＳ介在物を無害化し、さらに、Ｓ量及びＯ量との関係からＣａ添加量を厳しく制限することで、Ｃａ系介在物量を低減することが重要である。
（e）中心偏析部の割れを抑制するには、偏析傾向のある合金成分量を厳しく管理し、中心偏析部の硬さ上昇を抑制し、さらに中心偏析部での割れの起点となるＮｂＣの生成を抑制することが有効である。

本発明は、以上のような知見に基づきなされたもので、以下を要旨とするものである。
［1］質量％にて、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．６％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．０００８％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｏ：０．００３０％以下を含有し、さらに、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、下記（1）式で表わされるＣＰ値が０．９５以下、下記（2）式で表わされるＩＰ値が１．５〜２．８であり、金属組織が、面積分率でフェライト相が５０％以上、フェライト相とベイナイト相の合計が９５％以上のフェライト−ベイナイト２相組織であって、且つフェライト相の平均粒径が５μｍ以下、ベイナイト相の平均アスペクト比が６．０以下であることを特徴とするラインパイプ用鋼管。
ＣＰ＝４．４６Ｃ（％）＋２．３７Ｍｎ（％）／６＋{１．１８Ｃｒ（％）＋１．９５Ｍｏ（％）＋１．７４Ｖ（％）}／５＋{１．７４Ｃｕ（％）＋１．７Ｎｉ（％）}／１５＋２２．３６Ｐ（％） …（1）
ＩＰ＝［Ｃａ（％）−｛０．１８＋１３０Ｃａ（％）｝＊Ｏ（％）］／１．２５Ｓ（％） …（2）

［2］鋼スラブを熱間圧延し、得られた鋼板を成形および溶接して鋼管を製造する方法において、上記［1］に記載の化学成分を有する鋼スラブを１０００〜１１５０℃に加熱し、未再結晶温度域での圧下率を６０％以上とし、且つ圧延終了温度を下記（3）式で示されるＡｒ_３点以上とする熱間圧延を行った後、冷却開始温度を（Ａｒ_３点−５０℃）〜Ａｒ_３点、冷却停止温度を３００〜５５０℃とする加速冷却を行うことを特徴とするラインパイプ用鋼管の製造方法。
Ａｒ_３（℃）＝９１０−３１０Ｃ（％）−８０Ｍｎ（％）−２０Ｃｕ（％）−１５Ｃｒ（％）−５５Ｎｉ（％）−８０Ｍｏ（％） …（3）

本発明のラインパイプ用鋼管は、高強度で且つＤＷＴＴ性能と耐ＨＩＣ性に優れ、特に管厚２０ｍｍ以上の耐サワーラインパイプで要求される厳しいＤＷＴＴ性能と耐ＨＩＣ性に対しても十分対応できる優れた性能を有する。また、本発明の製造方法によれば、そのようなラインパイプ用鋼管を安定的に且つ低コストで製造することができる。

以下、本発明のラインパイプ用鋼管の詳細について説明する。
まず、本発明のラインパイプ用鋼管の化学成分とその限定理由について説明する。なお、成分量の％は全て「質量％」である。
Ｃは、加速冷却によって製造される鋼板の強度を高めるために最も有効な元素である。しかし、Ｃ量が０．０２％未満では十分な強度を確保できず、一方、０．０６％を超えると靭性および耐ＨＩＣ性が劣化する。このためＣ量は０．０２〜０．０６％とする。
Ｓｉは脱酸のために添加するが、Ｓｉ量が０．５％を超えると靭性や溶接性が劣化する。このためＳｉ量は０．５％以下とする。

Ｍｎは鋼の強度および靭性の向上のために添加するが、Ｍｎ量が０．８％未満ではその効果が十分ではなく、一方、１．６％を超えると溶接性と耐ＨＩＣ性が劣化する。このためＭｎ量は０．８〜１．６％とする。
Ｐは不可避不純物元素であり、中心偏析部の硬さを上昇させることで耐ＨＩＣ性を劣化させ、この傾向はＰ量が０．００８％を超えると顕著となる。このためＰ量は０．００８％以下、好ましくは０．００６％以下とする。
Ｓは、鋼中においては一般にＭｎＳ系の介在物となるが、Ｃａ添加によりＭｎＳ系からＣａＳ系介在物に形態制御される。しかし、Ｓ量が多いとＣａＳ系介在物の量も多くなり、高強度材では割れの起点となり得る。この傾向は、Ｓ量が０．０００８％を超えると顕著となる。このためＳ量は０．０００８％以下とする。
Ａｌは脱酸剤として添加されるが、Ａｌ量が０．０８％を超えると清浄度の低下により延性が劣化する。このためＡｌ量は０．０８％以下とする。

Ｎｂは、圧延時の粒成長を抑制し、微細粒化により靭性を向上させる。しかし、Ｎｂ量が０．００５％未満ではその効果が十分でなく、一方、０．０３５％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するだけでなく、粗大なＮｂ炭窒化物の生成を招き、耐ＨＩＣ性能が劣化する。このためＮｂ量は０．００５〜０．０３５％とする。
Ｔｉは、ＴｉＮを形成してスラブ加熱時の粒成長を抑制するだけでなく、溶接熱影響部の粒成長を抑制し、母材および溶接熱影響部の微細粒化により靭性を向上させる。しかし、Ｔｉ量が０．００５％未満ではその効果が十分でなく、一方、０．０２５％を超えると靭性が劣化する。このためＴｉ量は０．００５〜０．０２５％とする。

Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御し、延性の改善に有効な元素であるが、Ｃａ量が０．０００５％未満ではその効果が十分でなく、一方、０．００３０％を超えて添加しても効果が飽和し、むしろ清浄度の低下により靭性が劣化する。このためＣａ量は０．０００５〜０．００３０％とする。
Ｏは不可避不純物であり、鋼中で酸化物系介在物を形成し、ＨＩＣ試験での割れの起点となるため、その含有量は少ないほどよい。しかし、０．００３０％以下であれば、Ｏ量に応じた量のＣａを添加することで、酸化物系介在物による割れの発生を抑制できる。このためＯ量は０．００３０％以下とする。

本発明の鋼管は、さらに、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの中から選ばれる１種または２種以上を以下のような範囲で含有する。
Ｃｕは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、０．５％を超えて添加すると溶接性が劣化する。このためＣｕを添加する場合は０．５％以下とする。
Ｎｉは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、１％を超えて添加すると溶接性が劣化する。このためＮｉを添加する場合は１．０％以下とする。
Ｃｒは、焼き入れ性を高めることで強度の上昇に有効な元素であるが、０．５％を超えて添加すると溶接性が劣化する。このためＣｒを添加する場合は０．５％以下とする。
Ｍｏは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、０．５％を超えて添加すると溶接性が劣化する。このためＭｏを添加する場合は０．５％以下とする。
Ｖは、靭性を劣化させずに強度を上昇させる元素であるが、０．１％を超えて添加すると溶接性を著しく損なう。このためＶを添加する場合は０．１％以下とする。
本発明の鋼管の残部はＦｅおよび不可避不純物である。

本発明では、さらに、下記（1）式で表わされるＣＰ値を０．９５以下、下記（2）式で表わされるＩＰ値を１．５〜２．８とそれぞれ規定する。ここで、下記（1）式および（2）式と後述する（3）式において、Ｃ（％）、Ｍｎ（％）、Ｃｒ（％）、Ｍｏ（％）、Ｖ（％）、Ｃｕ（％）、Ｎｉ（％）、Ｐ（％）、Ｃａ（％）、Ｏ（％）、Ｓ（％）は、それぞれの元素の含有量である。
ＣＰ＝４．４６Ｃ（％）＋２．３７Ｍｎ（％）／６＋{１．１８Ｃｒ（％）＋１．９５Ｍｏ（％）＋１．７４Ｖ（％）}／５＋{１．７４Ｃｕ（％）＋１．７Ｎｉ（％）}／１５＋２２．３６Ｐ（％） …（1）
ＩＰ＝［Ｃａ（％）−｛０．１８＋１３０Ｃａ（％）｝＊Ｏ（％）］／１．２５Ｓ（％） …（2）

ＣＰ値に関する上記（1）式は、各合金元素の含有量から中心偏析部の材質を推定するために創案された式であり、ＣＰ値が高いほど中心偏析部の濃度が高くなり、中心偏析部の硬さが上昇する。このＣＰ値を０．９５以下とすることで中心偏析部の硬さを十分小さくする（好ましくはＨＶ２５０以下とする）ことができ、ＨＩＣ試験での割れを抑制することが可能となる。ＣＰ値が低いほど中心偏析部の硬さが低くなるため、さらに高い耐ＨＩＣ性能が必要な場合は、その上限を０．９２とすることが望ましい。

ＩＰ値に関する上記（2）式は、Ｃａ添加によりＣａＳを生成させることでＭｎＳの生成を抑制させるための指標であり、ＩＰ値を所定の範囲に制御することによりＭｎＳ生成を抑制することができる。特に、フェライト−ベイナイト２相組織の場合は、通常のベイナイト単相組織の鋼管に較べて割れの感受性が高いため、割れの起点となるＭｎＳの生成を厳しく抑制する必要がある。ＩＰ値が１．５未満ではＭｎＳの低減化が不十分であり、フェライト−ベイナイト２相組織ではＨＩＣ試験で割れが発生する。一方、ＩＰ値が２．８を超えると、ＭｎＳ生成は抑制されるものの、多量のＣａ系酸化物が生成するため鋼管の清浄性を損なうとともに、耐サワー性能も劣化する。

次に、本発明のラインパイプ用鋼管の金属組織とその限定理由について説明する。
本発明のラインパイプ用鋼管は、フェライト−ベイナイト２相組織を有する鋼管であり、金属組織が、面積分率５０％以上のフェライト相と残部のベイナイト相（但し、不可避的に他の金属相を少量含むことがある）からなり、且つフェライト相の平均粒径が５μｍ以下、ベイナイト相の平均アスペクト比が６．０以下である。
フェライト−ベイナイト２相組織とすることでＤＷＴＴ性能が向上するが、図１に示すように、フェライト相の面積分率が５０％未満ではその効果が十分に得られない。一方、フェライト相の面積分率が８０％を超えるとベイナイト相が硬くなりすぎ、ＨＩＣ性が低下する傾向があるため、好ましくはフェライト相の面積分率の上限を８０％とする。基本的に残部はベイナイト相であるが、不可避的に他の金属相（マルテンサイト、パーライト、セメンタイトなど）が面積分率の合計で５％未満含まれても所望のＤＷＴＴ性能は維持できることから、面積分率でフェライト相とベイナイト相の合計が９５％以上のフェライト−ベイナイト２相組織であればよい。

フェライト相およびベイナイト相の面積分率は、鋼管のシーム溶接部から管周方向で９０°の箇所から採取したサンプルについて、板厚１／４の位置における圧延方向断面の金属組織を２００〜４００倍の光学顕微鏡で観察・撮影し、その組織写真を画像解析して測定する。
また、フェライト相の結晶粒径が小さいほどＤＷＴＴ性能が向上し、さらに、ＨＩＣ試験でのき裂伝播を抑制できる。しかし、フェライト相の平均粒径が５μｍを超えると十分な効果が得られない。
フェライト相の平均粒径は、上記フェライト相の面積分率を求めた組織写真から線分法により求める。

フェライト−ベイナイト２相組織を有する鋼管では、フェライト相とベイナイト相の界面がＨＩＣ試験での割れの伝播経路となり、ベイナイト相が圧延方向に伸長した組織になると、発生したき裂が容易に伝播するため耐ＨＩＣ性能が著しく劣化する。しかし、ベイナイト相の平均アスペクト比が６．０以下であれば、き裂が長距離を伝播する前に隣接するフェライト相で停止するため、フェライト−ベイナイト２相組織においても十分な耐ＨＩＣ性能が得られる。また、ベイナイト相のアスペクト比が小さいほどＨＩＣ試験のき裂伝播抑制に有効であるため、より好ましいベイナイト相の平均アスペクト比は５．０以下である。
ベイナイト相のアスペクト比については、上記フェライト相の面積分率を求めた組織写真を画像解析し、平均アスペクト比を求める。

本発明のラインパイプ用鋼管の管径や管厚は特に限定しないが、さきに述べたように、特に厳しいＤＷＴＴ性能と耐ＨＩＣ性が要求される管厚２０ｍｍ以上の鋼管が特に好適である。
本発明のラインパイプ用鋼管は、通常、厚板ミルや熱延ミルにより製造された鋼板を、ＵＯＥ成形、プレスベンド成形、ロール成形などで管体に成形した後、シーム溶接することにより製造される。

次に、上述した金属組織を得るための鋼板（鋼管の素材鋼板）の好ましい製造条件は、以下のとおりである。
熱間圧延する鋼スラブの加熱温度は１０００〜１１５０℃とする。スラブ加熱温度が１０００℃未満ではＮｂ炭化物の固溶が不十分であり、中心偏析部に粗大な未固溶のＮｂ炭化物が形成され、耐ＨＩＣ性能が劣化するだけでなく、十分な強度が得られない。一方、スラブ加熱温度が１１５０℃を超えると、結晶粒が粗大化して靭性が劣化する。

上記の条件で加熱された鋼スラブの熱間圧延では、圧延終了温度をＡｒ_３点以上とする。Ａｒ_３点は冷却過程でフェライト変態が開始する温度であり、鋼材の化学成分から下記（3）式によって求めることができる。
Ａｒ_３（℃）＝９１０−３１０Ｃ（％）−８０Ｍｎ（％）−２０Ｃｕ（％）−１５Ｃｒ（％）−５５Ｎｉ（％）−８０Ｍｏ（％） …（3）
圧延終了温度がＡｒ_３点より低くなると、ベイナイト相が圧延方向に伸長した組織となり、割れが伝播しやすくなるため耐ＨＩＣ性能が劣化する。但し、圧延終了温度が高すぎるとフェライト粒径が粗大になるため、圧延終了温度はＡｒ_３点＋５０℃以下とすることが好ましい。

熱間圧延後、所定の強度を得るために加速冷却を施す。本発明が規定するフェライト−ベイナイト２相組織を得るためには、加速冷却開始温度をＡｒ_３点以下とする必要がある。一方、加速冷却開始温度が（Ａｒ_３点−５０℃）より低くなると、ベイナイト相が伸長した組織となり耐ＨＩＣ性能が劣化する。このため加速冷却開始温度は（Ａｒ_３点−５０℃）〜Ａｒ_３点とする。より高い靭性が必要となる場合は、フェライト相の面積分率を高めることが有効であり、加速冷却開始温度を（Ａｒ_３点−５０℃）〜（Ａｒ_３点−１０℃）とすることが好ましい。
加速冷却の平均冷却速度は、十分な強度を得るために１０℃／ｓ以上とすることが好ましい。

加速冷却停止温度は３００〜５５０℃とする。本発明は、特に２０ｍｍ以上の管厚を有するラインパイプ用鋼管の性能改善を主たる狙いとするものであり、このような鋼管においては、高い強度を得るためには加速冷却工程での冷却停止温度が低いほどよいが、加速冷却停止温度が３００℃未満ではマルテンサイトや下部ベイナイトなどの硬質な組織が形成され、耐ＨＩＣ性能が劣化する。一方、加速冷却停止温度が５５０℃を超えると十分な強度が得られない。
熱間圧延時の圧下率は高強度のラインパイプ用鋼板の製造に一般的に適用されている条件でよいが、十分な靭性を得るために、未再結晶温度域（約９５０℃以下）での圧下率を６０％以上とする。
加速冷却後はそのまま空冷により鋼板を冷却してよいが、鋼板内部の材質の均一化を目的として、ガス燃焼炉や誘導加熱炉等によって再加熱を行ってもよい。
以上のようにして得られた鋼板をＵＯＥ成形、プレスベンド成形、ロール成形などで管体に成形した後、溶接することによりラインパイプ用鋼管が製造される。

なお、上述した鋼板温度（圧延終了温度、加速冷却開始温度、加速冷却停止温度）は、鋼板の板厚方向で温度分布がある場合には、板厚方向での平均温度であるが、板厚方向での温度分布が比較的小さい場合には、鋼板表面の温度を鋼板温度としてよい。また、加速冷却直後は鋼板表面と内部とで温度差があるが、その温度差はしばらくすると熱伝導によって解消され、板厚方向で均一な温度分布となるため、このような均熱化後の鋼板表面温度に基づいて加速冷却停止時の鋼板温度を求めてもよい。

表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｎ）を連続鋳造してスラブとした。このスラブを加熱して熱間圧延した後、加速冷却を施して板厚２２〜３８ｍｍの厚鋼板を製造した。この際のスラブ加熱温度、未再結晶域圧下率、圧延終了温度、加速冷却開始温度、加速冷却停止温度を表２に示す。加速冷却の平均冷却速度は１０℃／ｓ以上とした。得られた厚鋼板をＵＯＥプロセスにて冷間成形した後、シーム溶接することで外径９１４．４ｍｍの鋼管を製造した。シーム溶接は内外面各１層のサブマージアーク溶接により行った。

得られた鋼管の金属組織を観察し、フェライト相の面積分率、フェライト相の平均粒径、ベイナイト相の平均アスペクト比をそれぞれ求めた。各鋼管のシーム溶接部から管周方向で９０°の箇所から採取したサンプルについて、板厚１／４の位置における圧延方向断面（＝切断面を研磨した後、ナイタールによりエッチングした断面）の金属組織を４００倍の光学顕微鏡で観察・撮影し、その組織写真を画像解析してフェライト相の面積分率とベイナイト相の平均アスペクト比を測定した。また、フェライト相の平均粒径は、同一の組織写真を用いた線分法により測定した。

鋼管の性能試験は以下のようにして行った。これらの結果を、鋼管の金属組織の測定結果とともに表２に示す。
（1）引張強度
鋼管の管周方向の引張強度をＡＰＩ規格の全厚引張試験で求めた。
（2）ＤＷＴＴ性能
ＤＷＴＴ試験により、延性破面率８５％となる破面遷移温度（８５％ＳＡＴＴ）を求めた。本実施例では破面遷移温度が−１０℃以下を合格とした。
（3）耐ＨＩＣ性能
複数の箇所から各６〜９個のＨＩＣ試験片を採取し、ＨＩＣ試験により、ｐＨが約３の硫化水素を飽和させた５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ_３ＣＯＯＨ水溶液（通常のＮＡＣＥ溶液）中に試験片を９６時間浸漬した後、超音波探傷により試験片全面の割れの有無を調査し、割れ面積率（ＣＡＲ）で評価した。ここで、各鋼管の６〜９個の試験片のうち割れ面積率が最大のものを、その鋼管を代表する割れ面積率とした。本実施例では割れ面積率が５％以下を合格とした。

表２によれば、本発明例であるＮｏ．１〜１０は、いずれもＡＰＩＸ６５相当の強度を有するととに、ＤＷＴＴ試験での破面遷移温度が−１６℃以下であり、優れた靭性を有している。さらに、ＨＩＣ試験による割れ面積率が小さく、耐ＨＩＣ性が極めて良好である。なお、本発明例は、いずれも、フェライト相以外の組織は実質的にベイナイト相であり、島状マルテンサイトやセメンタイト等のフェライト相とベイナイト相以外の組織の面積分率の合計は３％以下であった。
一方、比較例であるＮｏ．１１〜１７は、化学成分は本発明範囲を満足するが、鋼板の製造条件が本発明範囲を満足しないため適切な金属組織が得られず、このためＤＷＴＴ性能または耐ＨＩＣ性のいずれかが劣っている。また、比較例であるＮｏ．１８〜２４は、鋼板の製造条件や金属組織は本発明範囲を満足するが、化学成分が本発明範囲を満足しないため、ＤＷＴＴ性能は良好であるが、耐ＨＩＣ性能が劣っている。また、比較例であるＮｏ．２５，２６は、化学成分と鋼板製造条件、金属組織ともに本発明範囲を満足しないため、ＤＷＴＴ性能と耐ＨＩＣ性がともに劣っている。

ラインパイプ用鋼管のフェライト相の面積分率とＤＷＴＴ試験での破面遷移温度との関係を示すグラフ フェライト−ベイナイト２相組織を有するラインパイプ用鋼管のベイナイト相の平均アスペクト比とＨＩＣ試験での割れ面積率との関係を示すグラフ

Claims (2)

1. 質量％にて、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．６％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．０００８％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｏ：０．００３０％以下を含有し、さらに、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、下記（1）式で表わされるＣＰ値が０．９５以下、下記（2）式で表わされるＩＰ値が１．５〜２．８であり、金属組織が、面積分率でフェライト相が５０％以上、フェライト相とベイナイト相の合計が９５％以上のフェライト−ベイナイト２相組織であって、且つフェライト相の平均粒径が５μｍ以下、ベイナイト相の平均アスペクト比が６．０以下であることを特徴とするラインパイプ用鋼管。
   ＣＰ＝４．４６Ｃ（％）＋２．３７Ｍｎ（％）／６＋{１．１８Ｃｒ（％）＋１．９５Ｍｏ（％）＋１．７４Ｖ（％）}／５＋{１．７４Ｃｕ（％）＋１．７Ｎｉ（％）}／１５＋２２．３６Ｐ（％） …（1）
   ＩＰ＝［Ｃａ（％）−｛０．１８＋１３０Ｃａ（％）｝＊Ｏ（％）］／１．２５Ｓ（％） …（2）
2. 鋼スラブを熱間圧延し、得られた鋼板を成形および溶接して鋼管を製造する方法において、
   請求項１に記載の化学成分を有する鋼スラブを１０００〜１１５０℃に加熱し、未再結晶温度域での圧下率を６０％以上とし、且つ圧延終了温度を下記（3）式で示されるＡｒ_３点以上とする熱間圧延を行った後、冷却開始温度を（Ａｒ_３点−５０℃）〜Ａｒ_３点、冷却停止温度を３００〜５５０℃とする加速冷却を行うことを特徴とするラインパイプ用鋼管の製造方法。
   Ａｒ_３（℃）＝９１０−３１０Ｃ（％）−８０Ｍｎ（％）−２０Ｃｕ（％）−１５Ｃｒ（％）−５５Ｎｉ（％）−８０Ｍｏ（％） …（3）

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