JP2022072315A - 液化ガス貯蔵用鋼管 - Google Patents

Abstract

【課題】天然ガスを液化して船で輸送する貯蔵用容器に好適な鋼管を提供する。【解決手段】鋼板を成形し突き合わせ溶接し、母材が所定の成分を有し、母材の組織が、面積率で３０％以上のベイナイト、及び２０～６０％のフェライトかつフェライトとベイナイトが面積率の総和で９０％以上含み、母材のＬ方向、及びＣ方向における引張強さが５７０～７６０ＭＰａ、母材のＬ方向、及びＣ方向における降伏応力が５２０～６３５ＭＰａ、母材の降伏比が９０％以下であり、母材の－５１℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーｖＥ-51が１００Ｊ以上、鋼管の溶接金属部の－５１℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーｖＥ-51が８１Ｊ以上、鋼管の溶接熱影響部の－５１℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーｖＥ-51が４１Ｊ以上、鋼管の母材１、溶接金属２および溶接熱影響部の－４５℃におけるＣＴＯＤ値が０．１８ｍｍ以上である液化ガス貯蔵用鋼管とする。【選択図】図１

Description

本発明は鋼管に関し、特に、船舶用の液化ガス貯蔵容器に好適な鋼管に関する。

原油・天然ガスの長距離輸送方法として、鋼管からなるラインパイプが用いられている。ラインパイプ用の鋼管は、一般的に、鋼板を成形し、鋼板の突き合わせ部を長手方向に内外両面からシーム溶接して製造される。シーム溶接は、通常、開先の一部をガスシールドアーク溶接で仮付溶接した後、サブマージアーク溶接により、鋼管の内面及び外面から一層ずつ溶接して完了する。仮付溶接は後続して行われるサブマージアーク溶接により完全に消去される。

このように製造される鋼管の例としては、ＵＯＥ鋼管、ＪＣＯＥ鋼管が挙げられる。ラインパイプの溶接継手部は、採掘地の寒冷化や高圧化による輸送効率向上の観点から、高靭化が求められる。

特許文献１は、ＡＰＩ規格Ｘ６５～Ｘ７０級の溶接鋼管に関し、溶接金属を多数のＴｉＯを核として変態生成した微細なアシキュラーフェライト組織とし、高強度と優れた靭性を両立させることを開示している。

特開２０１３－４９８９５号公報

近年、天然ガスを液化して船で輸送するための貯蔵用容器として、複数の鋼管を用いた容器が用いられるようになっている。このような鋼管では、輸送中の振動等を考慮し、ラインパイプ等と比較して、高いレベルでの強度と靭性のバランスが求められる。また、鋼管の母材となる鋼板においてＬ方向、Ｃ方向の双方で高い強度が求められる。

本発明は、上記の事情に鑑み、強度と靭性のバランスに優れた鋼管を得ることを課題とする。

本発明者らは、強度と靭性のバランスに優れた鋼板を得る方法について、鋭意検討した。その結果、母材、及び溶接金属の成分を最適化し、さらに、製造条件を最適化することで、従来よりも強度と靭性のバランスに優れた鋼管を得られることを見出しだ。

本発明は上記の知見に基づきなされたものであって、その要旨は以下のとおりである。

［１］鋼板を成形し突き合わせ溶接した船舶用液化ガス貯蔵容器用の鋼管であって、鋼管の板厚が６～２０ｍｍの前記鋼管の母材の成分が、質量％で、Ｃ：０．０１～０．１０％、Ｓｉ：０．０３～０．５０％、Ｍｎ：０．５～２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００１～０．０５０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ｎ：０．００２～０．００６％、Ｏ：０．００５％以下、Ｃｕ：０～０．５％、Ｎｉ：０～０．６％、Ｃｒ：０～０．５％、Ｍｏ：０～０．４％、Ｖ：０～０．０６％、Ｎｂ：０～０．０６％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、かつ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＮｂからなる群から選択される１種又は２種以上の元素の含有量は０％超であり、
前記母材の組織が、面積率で３０％以上のベイナイト、及び２０～６０％のフェライトかつフェライトとベイナイトが面積率の総和で９０％以上を含み、前記母材のＬ方向、及びＣ方向における引張強さが５７０～７６０ＭＰａ、前記母材のＬ方向、及びＣ方向における降伏応力が５２０～６３５ＭＰａ、前記母材の降伏比が９０％以下であり、前記母材の－５１℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーｖＥ_-51が１００Ｊ以上、前記鋼管の溶接熱影響部の－５１℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーｖＥ_-51が４１Ｊ以上、前記鋼管の溶接金属の－５１℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーｖＥ_-51が８１Ｊ以上、前記鋼管の母材、溶接熱影響部、溶接金属の－４５℃におけるＣＴＯＤ値が０．１８ｍｍ以上であることを特徴とする液化ガス貯蔵用鋼管。

［２］前記母材の化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｂ：０～０．００２％、Ｍｇ：０～０．０１％、及びＣａ：０～０．０３％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記［１］の液化ガス貯蔵用鋼管。

［３］前記鋼管の溶接金属の成分が、Ｃ：０．０３～０．１０％、Ｓｉ：０．０３～０．５０％、Ｍｎ：０．５～２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．００１～０．０３０％、Ｔｉ：０．００５～０．０４０％、Ｎ：０．００２～０．００６％、Ｏ：０．０１５～０．０５０％、Ｃｕ：０～０．６％、Ｎｉ：０～０．５％、Ｃｒ：０～０．５％、Ｍｏ：０～０．４％、Ｖ：０～０．０６％、Ｎｂ：０～０．０６％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、かつ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＮｂからなる群から選択される１種又は２種以上の元素の含有量は０％超であり、０≦α’≦５０…（１）、０．３≦Ａｌ／Ｏ≦０．８…（２）、０．３０≦Ｃｅｑ≦０．５０…（３）、０．５≦Ｐｃｍ≦２．０…（４）を満たし、前記溶接金属の－５１℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーｖＥ_-51が５４Ｊ以上であることを特徴とする前記［１］又は［２］の液化ガス貯蔵用鋼管。ここで、α´、Ｃｅｑ、Ｐｃｍは、それぞれ、α´＝（１．５×（Ｏ－０．８９Ａｌ）＋３．４×Ｎ－Ｔｉ）×１０００…（５）、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ …（６）、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ …（７）で求められる値であり、上記の式（１）（２）、（５）、（６）、（７）の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。

［４］前記溶接金属の化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｂ：０～０．０３５％、Ｍｇ：０～０．０１％、及びＣａ：０～０．００５％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記［３］の液化ガス貯蔵用鋼管。

［５］前記溶接熱影響部の旧γ粒径が１２０μｍ以下で、ＥＢＳＤ粒径が１００μｍ以下であることを特徴とする前記［１］～［４］のいずれかの液化ガス貯蔵用鋼管。

［６］前記溶接金属の組織が、面積率で、アシキュラーフェライト：８０％以上、粒界フェライト：１０％以下、島状マルテンサイト：３％以下を含み、ＥＢＳＤ粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする前記［１］～［５］のいずれかの液化ガス貯蔵用鋼管。

［７］前記母材の組織のベイナイトの分率が、面積率で３０％以上、フェライトの分率が、面積率で２０～６０％であることを特徴とする前記［１］～［６］のいずれかの液化ガス貯蔵用鋼管。

［８］前記鋼管の胴部、及び端部の内径の最大値と最小値の差が２０ｍｍ以下であることを特徴とする前記［１］～［７］のいずれかの液化ガス貯蔵用鋼管。

本発明によれば、船舶用の液化ガス貯蔵容器に好適な強度と靭性を備えた鋼管を得ることができる。

ＣＴＯＤ試験のノッチ位置を説明する図である。

以下、本発明の実施形態ついて、詳細に説明する。

はじめに、母材の成分について説明する。なお、以下、成分に関する「％」は「質量％」を表すものとする。

Ｃ：０．０１～０．１０％
Ｃは鋼の強度向上に有効であり、０．０１％以上含有させる。Ｃ量が多すぎると強度過剰により母材及びＨＡＺの低温靱性が劣化し、さらに、溶接性が劣化するので、Ｃ量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０３～０．０７％である。

Ｓｉ：０．０３～０．５０％
Ｓｉは脱酸に必要な元素であり、０．０３％以上含有させる。Ｓｉ量が多いと島状マルテンサイトを形成しやすくなり、低温靱性を著しく劣化させるので、Ｓｉ量は０．５０％以下とする。好ましくは０．３５％未満である。

Ｍｎ：０．５～２．０％
Ｍｎは焼入れ性向上元素として作用し、その効果を得るために０．５％以上含有させる。Ｍｎ量が多いと鋼の焼入れ性が増して、ＨＡＺ靱性、溶接性を劣化する。さらに、連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、母材の低温靱性が劣化するので、Ｍｎ量は２．０％以下とする。好ましくは、１．０～１．８％である。

Ｐ ：０．０１５％以下
Ｓ ：０．０１０％以下
Ｐ、Ｓは、いずれも不純物であり、継手の靭性を悪化させる元素である。これらの含有量はなるべく低い方が好ましく、Ｐは０．０１５％以下、Ｓは０．０１％以下とする。好ましくは、Ｐは０．００８％以下である。好ましくは、Ｓは０．００３％以下である。

Ａｌ：０．００１～０．０５０％
Ａｌは、脱酸材として鋼材中に含まれる元素である。Ａｌはさらに、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、鋼材の焼入れ部分の結晶粒の粗大化を抑制する。Ａｌの含有量が低すぎると、この効果が得られないので、０．００１％以上含有させる。Ａｌ含有量が高すぎると、粗大なＡｌ₂Ｏ₃が破壊起点となり、母材靭性が低下するので、Ａｌ量は０．０５０％以下とする。好ましくは、０．０２０～０．０４０％である。

Ｔｉ：０．００５～０．０３０％
Ｔｉは、鋼中で微細なＴｉＮを形成し、その単体、あるいはＭｇ（ＭｇＡｌ₂Ｏ₄）酸化物との複合介在物がピニング粒子として作用する。その結果、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化が抑制されミクロ組織が微細化し、低温靱性が改善する。この効果を得るために、Ｔｉは０．００５％以上含有させる。Ｔｉ量が多くなると、Ｔｉ酸化物が凝集・粗大化し、靭性が劣化するので、Ｔｉ量は０．０３０％以下とする。好ましくは、０．０１０～０．０２０％である。

Ｎ ：０．００２～０．００６％
ＮはＴｉと結合してＴｉＮを形成する元素であり、０．００２％以上含有させる。Ｎ量が多いと、Ｔｉと結合しなかった固溶Ｎが靭性を低下させるので、Ｎ量は０．００６％以下とする。好ましくは、０．００３～０．００５％である。

Ｏ ：０．００５％以下
Ｏはピニング粒子を形成する元素である。しかしながら、Ｏを含有すると鋼の清浄度が低下するので少ない方が好ましく、０．００５％以下とする。好ましくは０．００３％以下である。

以下の、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＮｂは、すべての元素が母材に含まれる必要はないが、母材の強度を向上させるため、いずれか１種以上を０％超含有させる。

Ｃｕ：０～０．５％
Ｃｕは母材の強度を向上することのできる元素である。Ｃｕ量が多くなると、効果は飽和する。Ｃｕの含有量は０でもよい。効果を得るための好適なＣｕ量は０．１～０．５％である。

Ｎｉ：０～０．６％
Ｎｉは靭性を低下させることなく、母材の強度を向上することのできる元素である。Ｎｉ量が多くなると、効果は飽和する。Ｎｉの含有量は０でもよい。効果を得るための好適なＮｉ量は０．１～０．６％である。

Ｃｒ：０～０．５％
Ｃｒは母材の強度を向上することのできる元素である。Ｃｒ量が多くなると、効果は飽和する。Ｃｒの含有量は０でもよい。効果を得るための好適なＣｒ量は０．１～０．５％である。

Ｍｏ：０～０．４％
Ｍｏは母材の強度を向上することのできる元素である。Ｍｏ量が多くなると、効果は飽和し、さらに、靭性が低下する。Ｍｏの含有量は０でもよい。効果を得るための好適なＭｏ量は０～０．４％である。

Ｖ ：０～０．０６％
Ｎｂは母材強度を向上させる元素である。Ｖ量が大きくなると、析出硬化によって降伏比が上昇することがある。Ｖの含有量は０でもよい。効果を得るための好適なＶ量は０．０１～０．０６％である。

Ｎｂ：０～０．０６％
Ｎｂは母材強度を向上させる元素である。Ｎｂ量が多くなると、島状マルテンサイトが形成しやすくなり、靭性が低下する。Ｎｂの含有量は０でもよい。効果を得るための好適なＮｂ量は０．０１～０．０４％である。

以上説明した以外の残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物とは、原材料に含まれる、あるいは製造の過程で混入する成分であり、意図的に鋼に含有させたものではない成分のことをいう。

母材は、上記のＦｅの一部に代えて、以下の元素を含有させてもよい。以下に説明する元素の含有は必須ではなく、母材中の含有量は０でもよい。

Ｂ ：０～０．００２％
Ｂは母材の焼入れ性向上、粒界フェライト形成抑制に有効な元素である。Ｂ量が多くなると、効果は飽和する。Ｂの含有量は０でもよい。効果を得るための好適なＢ量は０．００１～０．００２％である。

Ｍｇ：０～０．０１％
ＭｇはＭｇＡｌ₂Ｏ₄、ＭｇＳのような介在物を形成する元素である。ＭｇＡｌ₂Ｏ₄はＴｉＮ上に析出する。これらの介在物はピニング粒子として作用し、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、低温靱性を改善する。Ｍｇ量が多くなると、効果は飽和する。Ｍｇの含有量は０でもよい。

Ｃａ：０～０．０３％
Ｃａは、硫化物系介在物の形態を制御し、低温靱性を向上させる元素である。さらに、リン化物、硫化物を形成して、実質的にＰやＳの濃度を低減し、硫化物応力割れ抵抗性を向上させる。Ｃａ量が多いと、ＣａＯ－ＣａＳが大型のクラスターや介在物となり、靱性に悪影響を及ぼすおそれがある。Ｃａの含有量は０でもよい。効果を得るための好適なＣａ量は０．０１～０．０３％である。

次に、母材の組織について説明する。

本発明の母材の組織は、面積率で３０％以上がベイナイト、及び２０～６０％のフェライトかつフェライトとベイナイトが面積率の総和で９０％以上を含む。前述の成分を有するスラブを後述する製造方法で鋼板とすることにより、このような組織を得ることができる。また、フェライト、ベイナイト以外の残部組織はベイナイト、島状マルテンサイト、セメンタイトおよびパーライトである。

このような組織とすることにより、強度、靭性のバランスが良好なものとなる。具体的には、母材のＬ方向、及びＣ方向における引張強さが５７０～７６０ＭＰａ、母材のＬ方向、及びＣ方向における降伏応力が５２０～６３５ＭＰａ、母材の降伏比が９０％以下、母材の－５１℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーｖＥ_-51が１００Ｊ以上とすることができる。

天然ガスを液化して輸送するための貯蔵用容器の用途では、タンクの安全性確保の観点から、初期亀裂がより鋭利となる厳しい破壊条件下での耐破壊特性、具体的には低温域でのＣＴＯＤ特性に優れることが求められ、特に溶接部のＣＴＯＤ値が十分に高い必要がある。本発明の鋼管においては、－４５℃におけるＣＴＯＤ値が０．１８ｍｍ以上である。

次の、好ましい溶接金属の成分について説明する。

Ｃ：０．０３～０．１０％
Ｃは鋼の強度確保のために必要な元素であり、０．０３％以上の含有が必要である。Ｃ量が多いと溶接シーム部において溶接高温割れが発生しやすくなるので、上限は０．１０％とする。Ｃは好ましくは、０．０５％以上、０．０６５％以下である。

Ｓｉ：０．０３～０．５０％
Ｓｉはブローホール防止、アシキュラーフェライト主体の組織とするために０．０３％以上の含有が必要である。Ｓｉ量が多いと島状マルテンサイトを形成しやすくなり、低温靱性を著しく劣化させるので、上限は０．５０％とする。Ｓｉは好ましくは、０．１５％以上、０．２５％以下である。

Ｍｎ：０．５～２．０％
Ｍｎは焼入れ性向上元素として作用する。溶接金属をアシキュラーフェライト主体の組織とするために０．５％以上の含有が必要である。Ｍｎ量が多いと、粗大なＭｎＳが形成され、破壊の起点となるため、上限は２．０％とする。Ｍｎは好ましくは、１．２％以上、１．５％以下である。

Ｐ：０．０１５％以下（０％を含む）
Ｓ：０．０１０％以下（０％を含む）
Ｐ、Ｓは、いずれも不純物であり、継手の靭性を悪化させる元素である。Ｐは０．０１５％以下、Ｓは０．０１０％以下に制限する。これらの含有量はなるべく低い方が好ましい。好ましくは、Ｐは０．００８％以下である。好ましくは、Ｓは０．００３％以下である。

Ａｌ：０．００１～０．０３０％
Ａｌは脱酸元素として作用し、アシキュラーフェライト核生成サイトとして有効なＴｉ酸化物を分散させるための酸素量制御に必要である。母材希釈を考慮すると、０．００１％以上の含有が必要である。Ａｌ量が０．０３０％を超えると、酸化物の生成を阻害し、靭性を確保できないので、上限は０．０３０％とする。好ましくは０．０１０％以上、０．０１５％以下である。

Ｔｉ：０．００５～０．０４０％
Ｔｉは溶接金属中の酸素と反応して、アシキュラーフェライトの核となるＴｉ酸化物を形成する。この酸化物を溶接金属中に多数微細分散させるため、０．００５％以上の含有が必要である。Ｔｉ量が過剰になると、Ｔｉ酸化物が凝集・粗大化し、アシキュラーフェライトの核を生成する能力が低下すること、また、Ｔｉ酸化物が破壊の起点となり靭性を確保できないので、上限は０．０４０％とする。好ましくは０．００９％以上、０．０１５％以下である。

Ｎ：０．００２～０．００６％
Ｎはアシキュラーフェライト組織形成のために有効なＴｉ量の調整のために効果的元素であるため、０．００２％以上の含有が必要である。しかし、０．００６％を超えると、Ｔｉと反応せずに残った固溶Ｎが著しく靭性を低下させるため、その上限を０．００６％とするのが好ましい。好ましくは０．００３％以上、０．００４％以下である。

Ｏ：０．０１５～０．０５０％
Ｏはアシキュラーフェライトの核となる酸化物形成のために必要な元素である。そのため０．０１５％以上の含有が必要である。Ｏ量が０．０５０％を超えると、酸化物の過剰形成、凝集・粗大化により靭性が低下するので、上限は０．０５０％とする。好ましくは０．０２０％以上、０．０３０％以下である。

以下の、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＮｂは、すべての元素が溶接金属に含まれる必要はないが、溶接金属の強度を向上させるため、いずれか１種以上を０％超含有させる。

Ｃｕ：０～０．６０％
Ｃｕは溶接金属の強度を向上することのできる元素である。Ｃｕの含有量は０でもよい。０．６％を超えると効果が飽和するので、上限は０．６％とする。

Ｎｉ：０～０．５％
Ｎｉは靭性を低下させることなく、溶接金属の強度を向上することのできる元素である。Ｎｉの含有量は０でもよい。０．５％を超えると効果が飽和するので、上限は０．５％とする。

Ｃｒ：０～０．５％
Ｃｒは溶接金属の強度を向上することのできる元素である。Ｃｒの含有量は０でもよい。０．５％を超えると効果が飽和するので、上限は０．５％とする。

Ｍｏ：０～０．４％
Ｍｏは溶接金属の強度を向上することのできる元素である。Ｍｏの含有量は０でもよい。０．４％を超えると効果が飽和するため、上限を０．４％とする。

Ｖ：０～０．０６％
Ｖは溶接金属の強度を向上することのできる元素である。Ｖの含有量は０でもよい。０．０６％を超えると効果が飽和するので、上限は０．０６％とする。

Ｎｂ：０～０．０６％
Ｎｂは強度向上、粒界フェライト抑制に有効な固溶Ｂを存在させるために有効な元素である。Ｎｂの含有量は０でもよい。Ｎｂ量が０．０６％を超えると島状マルテンサイトが形成しやすくなり、靭性が低下するので、上限を０．０６％とする。望ましくは、０．０２％である。

溶接金属の残部はＦｅ及び不純物である。不純物とは、溶接の過程で、溶接ワイヤ、フラックス、鋼板、周辺雰囲気等から混入する成分であり、意図的に含有させたものではない成分のことをいう。

溶接金属は、上記のＦｅの一部に代えて、以下の元素を含有させてもよい。以下に説明する元素の含有は必須ではなく、溶接金属中の含有量は０でもよい。

Ｂ：０～０．０３５％
Ｂは固溶状態のＢが、溶接金属の粒界フェライト形成を抑制することにより、アシキュラーフェライトの形成を促進する。Ｂの含有量は０でもよいが、この効果を得るためには０．０００１％以上の含有が好ましい。Ｂ量が０．０３５を超えると強度が高くなりすぎて、靭性が低下するので、上限を０．０３５％とする。溶接金属へのＢ添加は、厚板母材、フラックス、又はワイヤのいずれからでも添加することができる。例えば、母材がＢ無添加鋼の場合、Ｂ酸化物が含有したフラックスを用いればよい。Ｂは好ましくは０．０００５％以上、０．０１０％以下である。

Ｍｇ：０～０．０１％
ＭｇはＭｇＳあるいはＭｇＡｌ₂Ｏ₄を形成し、ピン止め粒子として作用する。Ｍｇの含有量は０でもよい。溶接金属のオーステナイト粒成長を抑制するためには、０．００１％以上の含有が好ましい。０．０１０％を超えると効果が飽和するので、上限は０．０１０％とする。好ましくは０．００１５％以上、０．００２５％以下である。

Ｃａ：０～０．００５％
Ｃａは形態制御による延性の改善や組織微細化に有効な元素である。Ｃａの含有量は０でもよい。Ｃａ量が多いと、硫化物や酸化物の粗大化を生じ、延性や靭性が劣化するので、上限は０．００５％とする。

本実施形態における溶接金属の成分は、さらに、以下に説明する関係を満たすことが好ましい。

０≦α´≦５０
溶接継手の溶接金属の成分組成は、下記の式で表されるα´が、０～５０となることが好ましい。

α´＝（１．５×（％Ｏ－０．８９％Ａｌ）＋３．４×％Ｎ－％Ｔｉ）×１０００

α´はＡｌ、Ｏ及びＴｉ、Ｎの化学量論比に基づいて、有効なアシキュラーフェライト生成能を示したパラメーターである。α´を、０～５０の範囲に制御することによりアシキュラーフェライト核生成能が向上する。

α´が０未満の場合、Ａｌ、Ｔｉ量がいずれかが過多、あるいはＮ、Ｏ量が過少となるため、著しくアシキュラーフェライト核生成能が減少する。α´が５０超の場合、Ａｌ、Ｔｉ量がいずれかが過少、あるいはＮ、Ｏ量が過多となるため、著しくアシキュラーフェライト核生成能が減少する。

Ａｌ／Ｏ：０．３～０．８
Ａｌ／Ｏは、Ａｌ量とＯ量の比であり、アルミ脱酸終了後の酸素ポテンシャルを示す指標である。Ａｌ／Ｏを０．３～０．８に制御することで、アシキュラーフェライトの生成量を向上できる。

Ａｌ／Ｏ比が０．３未満の場合、Ｏ量が過多となり、Ｔｉ酸化物を形成しなかった溶存酸素が鋼の清浄度を下げるため靭性が低下する。一方、Ａｌ／Ｏが０．８超の場合、Ａｌ量が過多となり、Ｔｉと結合するＯ量が低減し、アシキュラーフェライト核となるＴｉ酸化物が減少し、靭性が低下する。よって、Ａｌ／Ｏは、０．３～０．８とするのが好ましい。

Ｃｅｑ：０．３５～０．５０％
溶接金属の成分組成は、下記の式で表されるＣｅｑを０．３５～０．５０％とするのが好ましい。

Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５

Ｃｅｑは母材の溶接熱影響による硬化能について、各合金元素の硬化能をそれぞれＣ量に換算して合計したものである。溶接金属が所望の引張り強さを達成するために、Ｃｅｑを０．３５～０．５０％に制御するのが好ましい。

Ｐｃｍ：０．５～２．０％

溶接金属の成分組成は、下記の式で表されるＰｃｍが０．５～２．０％となるのが好ましい。式中の％Ｘは、元素Ｘの溶接金属中の含有量（質量％）を意味する（以降の説明で同じ）。また、溶接金属に添加されない元素はゼロとして計算する（以降の説明で同じ）。

Ｐｃｍ＝％Ｃ＋％Ｓｉ／３０＋（％Ｍｎ＋％Ｃｕ＋％Ｃｒ）／２０＋％Ｎｉ／６０
＋％Ｍｏ／１５＋％Ｖ／１０＋５％Ｂ

溶接金属の引張強さを確保するためには、種々の合金元素をバランスよく含有させることによって、Ｐｃｍの値を０．５％以上とするのが好ましい。合金元素を過剰に含有させるとコスト上昇につながるため、Ｐｃｍの値は２．０％以下とするのが好ましい。

次に、溶接金属の好ましい金属組織について説明する。

溶接金属の成分とパラメーターを上記の範囲にし、前述の鋼板を、溶接入熱１５～６０ｋＪ／ｃｍでサブマージアーク溶接を行うと、溶接金属の金属組織はアシキュラーフェライトを主とする組織となるになる。本発明が対象とする鋼管は、板厚が６～２０ｍｍ程度であり、このような厚さの鋼板をサブマージアーク溶接する際には、溶接入熱１５～６０ｋＪ／ｃｍの範囲で行う。すると、溶接金属が受ける冷却速度が定まり、最終パスの溶接金属の金属組織が以下のような組織になる。以下に示す割合は、面積率である。

アシキュラーフェライト：８０％以上
アシキュラーフェライトはＴｉ系酸化物を核とした針状のフェライト組織であり、その割合が大きいほど、溶接金属部の破壊単位が微細化する。その効果を得るためには、アシキュラーフェライトを８０％以上とすることが好ましい。

粒界フェライト：１０％以下
粒界フェライトは脆化相の１つで、破壊の起点となり、靭性低下要因となる。そのため、粒界フェライトは１０％以下とすることが好ましい。

島状マルテンサイト：３％以下
島状マルテンサイト脆化相の１つで、非常に硬度が高いため破壊の起点となり、靭性低下要因となる。そのため、島状マルテンサイトを３％以下とすることが好ましい。

ＥＢＳＤ粒径：１０μｍ以下
ＥＢＳＤ（Electron Back Scatter Diffraction）粒径は破壊単位の目安となる結晶粒径サイズである。ＥＢＳＤ粒径が１０μｍ以下であれば破壊単位が微細であり、低温での靭性を確保する面で好ましい。

上述のような成分、組織とすることで、溶接金属の－５１℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーを８１Ｊ以上とすることができる。

本発明の鋼管は、溶接熱影響部の溶融線第一近接の旧γ粒径が１２０μｍ以下で、ＥＢＳＤ粒径が１００μｍ以下であることが望ましい。これにより、破壊単位が微細となり溶接熱影響部の靭性が良好なものとなる。

鋼管を、天然ガスを液化して輸送するための貯蔵用容器として用いる場合は、複数の鋼管を積み重ねて用いる場合があるので、鋼管の真円度が高いとが好ましく、鋼管の胴部、及び端部の内径の最大値と最小値の差が２０ｍｍ以下であることが好ましい。

次に、本発明の鋼管の製造方法について説明する。

はじめに、前述した母材の化学組成を有する鋼材を公知の方法で溶製し、精錬された溶鋼を連続鋳造法によりスラブとする。次いで、スラブを１０００～１２００℃に加熱し、仕上げ温度を７５０～８５０℃として熱間圧延を行う。

続いて、仕上げ圧延後の鋼板を加速冷却する。母材の組織を前述した所定の組織とし、強度、靭性のバランスを良好なものとするためには、加速冷却の条件が重要である。具体的には、加速冷却の開始温度を７４０～８００℃、加速冷却の停止温度を４００～５００℃、平均冷却速度を１０～１００℃／分として、加速冷却を行う。これにより、母材の組織が、面積率で３０％以上のベイナイト、及び２０～６０％のフェライトかつフェライトとベイナイトが面積率の総和で９０％以上の混合組織となり、所定の強度、靭性バランスを得ることができる。

次いで、得られた鋼板に、所定形状の開先加工を施す。開先形状としては、たとえば、鋼板の端部を表裏面の両面から溶接可能な開先形状、たとえば、Ｘ型開先に加工することができる。開先を加工した端部を突き合わせて内面側からのサブマージアーク溶接を完了させた後、外面側から長手方向にサブマージアーク溶接を実行することにより、本発明の製造できる。

開先内にはフラックスを散布し、サブマージアーク溶接用鋼ワイヤを使用し、入熱１５～５０ｋＪ／ｃｍの大入熱サブマージアーク溶接により接合する。フラックス及び鋼ワイヤは、特に限定されるものでなく、公知のものを使用することができる。鋼ワイヤを使用する場合、フラックスは、公知の焼成型フラックス、溶融型フラックなどを使用することができ、それによって上述した溶接金属成分を得ることができれば、靱性に優れた溶接金属を得られる。また、必要に応じ、溶接前のフラックス予熱を行ってもよい。

サブマージアーク溶接の方法は、特に限定されるものでなく、多電極のサブマージアーク溶接を含み、公知の溶接法がいずれも適用でき、溶接条件も、特に限定されるものでな

表１の化学組成を有する鋼材を溶製し、精錬された溶鋼を連続鋳造法によりスラブとし、１１５０℃に加熱後、熱間圧延を施した。その後、熱間圧延の仕上げ温度を７８０℃として、７６０～７９５℃から加速冷却を開始し、４００～５００℃で加速冷却を停止した。

得られた鋼板の板厚１／４ｔの位置からそれぞれ、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）で規定される４号試験片を、圧延方向と平行な方向（Ｌ方向）、及びそれと直角な方向（Ｃ方向）に採取し、降伏応力（ＹＳ）および引張強さ（ＴＳ）を測定した。また、試験片長手方向が圧延方向と平行になるようにシャルピー試験片を採取し、－５１℃におけるシャルピー衝撃試験吸収エネルギーを測定した。ＣＴＯＤ試験はＩＳＯ規格に準じて行った。試験片は全厚でＢ×２Ｂで採取し、－４５℃におけるＣＴＯＤ値を測定した。

鋼板の組織は、鋼板の圧延方向垂直断面が観察できるようにサンプルを採取し、光学顕微鏡により表面から１ｍｍ、板厚１／４、板厚中心部の金属組織を５００倍の倍率で撮影し、次に、画像解析ソフトを用いて適切な条件で二値化処理を施した後、フェライトとベイナイトの総面積を求め、撮影部の全面積で除してそれぞれの分率を求めた。結果を表２に示す。

続いて、得られた鋼板にＸ型開先を形成し、管状に成形し、公知のワイヤ及びフラックスを用いて、管の内面側、外面側の順にサブマージアーク溶接を行い、ＵＯ鋼管とした。溶接の際、入熱が６５ｋＪ／ｃｍ程度となるように、溶接速度などを調整した。表３－１～３－３に溶接金属の成分、Ｃｅｑ、Ｐｃｍ、Ａｌ／Ｏおよびα´を示す。

溶接後、溶接金属部、及び溶接熱影響部の組織を観察し、また、シャルピー衝撃試験により－５１℃の吸収エネルギーを測定した。

サブマージアーク溶接後、溶接金属組織（アシキュラーフェライト、粒界フェライトと島状マルテンサイトの合計）の面積率（％）、溶接熱影響部の旧γ粒径、溶接金属部と溶接熱影響部のＥＢＳＤ粒径、溶接継手の引張強さ、溶接金属と溶接熱影響部のシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーおよびＣＴＯＤ試験のＣＴＯＤ値を測定した。表４－１～４－３に、その結果を示す。表４－１～４－３におけるＡＦ率、ＧＢＦ率、ＭＡ率はそれぞれ、溶接金属組織におけるアシキュラーフェライト、粒界フェライト、島状マルテンサイトの面積率を示す。

また、溶接欠陥がある場合は「有」、ない場合は「無」とした。表４－１～４－３に結果を示す。ここで、溶接欠陥は高温あるいは低温割れ、ブローホールやスラグ巻き込みのことを言う。

シャルピー衝撃試験の吸収エネルギーは、次のように測定した。

鋼板の外面表層２ｍｍ下の溶接金属部中央および外面表層２ｍｍ下の溶接熱影響部と溶接金属が５０：５０となる溶融線位置からシャルピー試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４２に従って、－５１℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギーを測定した。吸収エネルギーは、シャルピー衝撃試験を３回行い、その平均値とし、溶接金属は８１Ｊ未満のもの、溶接熱影響部は４１Ｊ未満のものを靭性が不良と判断した。

ＣＴＯＤ試験はＩＳＯ規格に準じて行った。試験片は全厚でＢ×２Ｂで、溶接金属の評価用、溶接熱影響部の評価用でそれぞれ採取し、図１に示すように、溶接金属の評価の試験片には溶接金属中央１１、溶接熱影響部の評価の試験片には溶接熱影響部と溶接金属が５０：５０となる溶融線位置１２にノッチを入れて、－４５℃で試験および評価した。試験はそれぞれ３本行い、ＣＴＯＤ値が３本とも０．１８ｍｍ未満のものを靭性不良と判断した。表４－１～４－３のＣＴＯＤ値は、３本の試験結果の最大値である。

組織の面積率は、次のように測定した。

外面表層から肉厚ｔ／４位置の溶接ビード幅の１／２部を試験片採取し、研磨後、ナイタル腐食及びレペラ腐食を行い、現出した組織を光学顕微鏡にて、１０００μｍ×１０００μｍの範囲で観察される組織を対象に１０視野測定し、得られた像を画像解析し、各組織の平均面積率を算出して求めた。

溶接熱影響部の旧γ粒径は、内外面の表層から２ｍｍ位置を光学顕微鏡で観察できるように試験片採取し、研磨および旧γ粒を現出する腐食を行い、光学顕微鏡にて溶融線第一近接粒径を５０個測定し、その平均粒径を求めた。

ＥＢＳＤ粒径は５００μｍ×５００μｍの範囲で２０視野ＥＢＳＤ解析し、結晶方位差１５°で区切ったときの結晶粒サイズの平均とした。

表４－１～４－３に示すように、本発明の溶接継手成分組成を満足する発明例は、いずれも、－５１℃におけるシャルピー吸収エネルギーが溶接金属で８１Ｊ、溶接熱影響部で４１Ｊ以上、－４５℃におけるＣＴＯＤ値が溶接金属および溶接熱影響部で０．１８ｍｍ以上であり、優れた溶接金属部および溶接熱影響部靱性を有するものであった。

それに対して、本発明の溶接継手成分組成を満足しない比較例は、いずれも、－５１℃におけるシャルピー吸収エネルギーが溶接金属で８１Ｊ、溶接熱影響部で４１Ｊ未満、－４５℃におけるＣＴＯＤ値が溶接金属および溶接熱影響部で０．１８ｍｍ未満であり、溶接金属部及び溶接熱影響部靱性が低くなった。

本発明によれば、厚鋼板に大入熱溶接を実施して接合した場合であっても、溶接金属部の靱性に優れた縦シーム溶接鋼管を提供することができる。よって、本発明は、産業上の利用可能性が高いものである。

１ 母材
２ 溶接金属
１１ 溶接金属中央
１２ 溶接熱影響部と溶接金属が５０：５０となる溶融線位置

Claims (8)

1. 鋼板を成形し突き合わせ溶接した船舶用液化ガス貯蔵容器用の鋼管であって、
   前記鋼管の母材の成分が、質量％で、
   Ｃ ：０．０１～０．１０％、
   Ｓｉ：０．０３～０．５０％、
   Ｍｎ：０．５～２．０％、
   Ｐ ：０．０１５％以下、
   Ｓ ：０．０１０％以下、
   Ａｌ：０．００１～０．０５０％、
   Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
   Ｎ ：０．００２～０．００６％、
   Ｏ ：０．００５％以下、
   Ｃｕ：０～０．５％、
   Ｎｉ：０～０．６％、
   Ｃｒ：０～０．５％、
   Ｍｏ：０～０．４％、
   Ｖ ：０～０．０６％、
   Ｎｂ：０～０．０６％、
   残部：Ｆｅ及び不純物
   であり、
   かつ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＮｂからなる群から選択される１種又は２種以上の元素の含有量は０％超であり、
   前記母材の組織が、面積率で３０％以上のベイナイト、及び２０～６０％のフェライトかつフェライトとベイナイトが面積率の総和で９０％以上を含み、
   前記母材のＬ方向、及びＣ方向における引張強さが５７０～７６０ＭＰａ、
   前記母材のＬ方向、及びＣ方向における降伏応力が５２０～６３５ＭＰａ、
   前記母材の降伏比が９０％以下
   であり、
   前記母材の－５１℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーｖＥ_-51が１００Ｊ以上、
   前記鋼管の溶接熱影響部の－５１℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーｖＥ_-51が４１Ｊ以上、
   前記鋼管の溶接熱影響部の－５１℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーｖＥ_-51が８１Ｊ以上
   前記鋼管の母材、溶接金属および溶接熱影響部の－４５℃におけるＣＴＯＤ値が０．１８ｍｍ以上
   であることを特徴とする液化ガス貯蔵用鋼管。
2. 前記母材の化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、
   Ｂ ：０～０．００２％、
   Ｍｇ：０～０．０１％、及び
   Ｃａ：０～０．０３％
   からなる群から選択される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に記載の液化ガス貯蔵用鋼管。
3. 前記鋼管の溶接金属の成分が、
   Ｃ ：０．０３～０．１０％、
   Ｓｉ：０．０３～０．５０％、
   Ｍｎ：０．５～２．０％、
   Ｐ ：０．０１５％以下、
   Ｓ ：０．０１０％以下、
   Ａｌ：０．００１～０．０３０％、
   Ｔｉ：０．００５～０．０４０％、
   Ｎ ：０．００２～０．００６％、
   Ｏ ：０．０１５～０．０５０％、
   Ｃｕ：０～０．６％、
   Ｎｉ：０～０．５％、
   Ｃｒ：０～０．５％、
   Ｍｏ：０～０．４％、
   Ｖ ：０～０．０６％、
   Ｎｂ：０～０．０６％、
   残部：Ｆｅ及び不純物
   であり、
   かつ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＮｂからなる群から選択される１種又は２種以上の元素の含有量は０％超であり、
   ０≦α’≦５０ …（１）
   ０．３≦Ａｌ／Ｏ≦０．８ …（２）
   ０．３０≦Ｃｅｑ≦０．５０ …（３）
   ０．５≦Ｐｃｍ≦２．０ …（４）
   を満たし、
   前記溶接金属の－５１℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーｖＥ_-51が８１Ｊ以上
   であることを特徴とする請求項１又は２に記載の液化ガス貯蔵用鋼管。
   ここで、α´、Ｃｅｑ、Ｐｃｍは、それぞれ、
   α´＝（１．５×（Ｏ－０．８９Ａｌ）＋３．４×Ｎ－Ｔｉ）×１０００
   …（５）
   Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ …（６）
   Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５
   ＋Ｖ／１０＋５Ｂ …（７）
   で求められる値であり、上記の式（１）（２）、（５）、（６）、（７）の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。
4. 前記溶接金属の化学組成が、前記Ｆｅの一部に代えて、
   Ｂ ：０～０．０３５％、
   Ｍｇ：０～０．０１％、及び
   Ｃａ：０～０．００５％
   からなる群から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項３に記載の液化ガス貯蔵用鋼管。
5. 前記溶接熱影響部の旧γ粒径が１２０μｍ以下で、ＥＢＳＤ粒径が１００μｍ以下
   であることを特徴とする請求項１～４のいずれか１項に記載の液化ガス貯蔵用鋼管。
6. 前記溶接金属の組織が、面積率で、
   アシキュラーフェライト：８０％以上
   粒界フェライト：１０％以下
   島状マルテンサイト：３％以下
   を含み、ＥＢＳＤ粒径が１０μｍ以下
   であることを特徴とする請求項１～５のいずれか１項に記載の液化ガス貯蔵用鋼管。
7. 前記母材の組織のフェライトの分率が、面積率で２０％以下であることを特徴とする請求項１～６のいずれか１項に記載の液化ガス貯蔵用鋼管。
8. 前記鋼管の胴部、及び端部の内径の最大値と最小値の差が２０ｍｍ以下であることを特徴とする請求項１～７のいずれか１項に記載の液化ガス貯蔵用鋼管。

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