JP5316721B2 - 塗装加熱後における降伏比の上昇が防止された電縫鋼管及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、電縫鋼管及びその製造方法に関する。

近年、主に原油や天然ガスの長距離輸送手段として、ラインパイプの重要性がより高まっている。しかしながら、ラインパイプの敷設環境が多様化し、例えば、寒冷地帯における季節ごとの地盤変動に伴う曲げ、海底での海流の影響による曲げ変形、地震による地層変動等によるラインパイプの変位及び曲がりが問題となってきた。そのため、高い内圧に対して十分に耐えられるだけの鋼管周方向の強度に加え、鋼管の軸方向に作用する歪みに対する耐変形性能が要求されるようになっている。

特許文献１、２では、このような、変形性能に優れた、低降伏比のパイプライン用高強度鋼管が提案されている。

また、近年では、海底ラインパイプの敷設方法として、あらかじめ陸上で造管し、溶接で繋ぎ、できあがった長尺のパイプを海上のリールバージ船のスプール上に巻取り、海上で、スプールからパイプを巻き戻しながら海底に敷設する方法が用いられることがある。この方法によれば非常に効率的に海底ラインパイプの敷設作業を行うことができる。

しかし、この方法では、パイプを、一旦、スプールに巻取り、その後、巻き戻すため、パイプの一部に曲げ−曲げ戻しによる引張及び圧縮の応力が作用する。敷設されるパイプ（電縫鋼管）の変形性能が不十分であると、局部座屈や、それを起点とするパイプの破壊が懸念される。

そのため、パイプが座屈しないよう、低降伏比である鋼管が要望されている。降伏比（Ｙ／Ｔ）は、引張強度（ＴＳ）に対する降伏強度（ＹＳ）の比である。

特許文献３では、このような問題に対して、焼入れ性を制御し、析出強化元素を制限することにより円周溶接部の溶接熱影響部（ＨＡＺ部）における軟化を防止し、敷設性を向上させた電縫鋼管が提案されている。

また、特許文献３には、Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉを０．０４０％以下に制限することにより、パイプライン敷設時にパイプに発生する局部座屈を防止する技術が開示されている。この方法によれば、溶接熱影響部の軟化を実質上問題のない程度まで抑制し、さらには、溶接部の降伏比を８５％以下とすることができる。

しかしながら、ラインパイプ用鋼管は、防食等の観点から、造管後に樹脂コーティング、加熱が施されるので、造管時の加工歪みと加熱により歪み時効が生じ、降伏強度が上昇する。そのため、造管後に低降伏比を達成しても、塗装加熱後における低降伏比を達成することは困難であった。

特許文献４及び特許文献５では、このような問題に対し、鋼片を熱間圧延した後に加速冷却を行い、その後、直ちに焼戻す方法が提案されている。これらは、歪み時効の原因である固溶Ｃ、Ｎを微細析出物として固定させることにより、塗装加熱後の歪み時効特性を向上させる方法である。これらは、ＵＯＥ鋼管を対象としたもので、造管歪が小さいので、鋼板段階で焼き戻すことで効果があったと推定される。

特許文献６には、造管前の素材である帯鋼に歪みを付与して、バウシンガー効果（塑性変形させた方向と逆方向の降伏強度が低下する現象）を誘起させることにより降伏比を低下させる技術が開示されている。

特許文献７には、電縫鋼管の外形寸法形状を整えるサイジング工程において、電縫鋼管の長手方向に適正量の圧縮歪みを付加することにより、バウシンガー効果を利用して降伏比を低下させる技術が開示されている。

特開２００５−１５８２３号公報 特開２００３−２９３０８９号公報 特開平３−２１１２５５号公報 特開２００５−６０８３８号公報 特開２００５−６０８４０号公報 特開２００６−１２２９３２号公報 特開２００６−２８９４８２号公報

特許文献４及び特許文献５の方法は、炭化物を析出させて、固溶Ｃを減少させるための再加熱(焼戻し)を、熱間圧延後直ちに行うものである。つまり、これらの方法では、造管前に焼戻しを行い微細析出物を析出させ、その後に造管する。そのため、残存していた微量の固溶Ｃが、造管により導入された転位上に、加熱によって炭化物が析出し、その結果、歪み時効の抑制が不安定になる。

特許文献６及び特許文献７では、ともにバウシンガー効果を利用した低降伏比化について言及されている。しかし、塗装加熱後の耐歪み時効特性については何ら言及されておらず、塗装加熱後は、転位はピンニングされて降伏比は上昇すると推定され、低降伏比の維持を考慮したものではない。

本発明は、上記の実情に鑑みてなされたものであって、塗装加熱による降伏比の上昇を抑制し、変形特性を向上させた耐歪み時効性に優れた電縫鋼管の製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上述したような課題を解決すべく、鋭意研究を重ねた結果、以下に示す知見を得ることができた。

通常、鋼板を造管後、塗装加熱前に焼戻しを行うと、転位が合体して消滅し、降伏強度及び引張強度が低下する。この場合、造管による加工硬化によって、降伏強度が高くなっているため、焼戻しによって、引張強度よりも降伏強度がより低下し、降伏比が低下する。

しかし、Ｎｂ量が多い従来の電縫鋼管では、造管時に導入された加工歪みによりＮｂ炭化物の析出が進行し、降伏強度及び引張強度が上昇する。このような析出強化では、特に降伏強度の上昇は大きく、その結果、降伏比がかえって上昇することを解明した。

そこで、まず、Ｎｂ量を低減させた鋼片を、熱間圧延で鋼板とした後、所定の巻取温度で巻き取ることにより、Ｎｂ炭化物を析出させる。そして、鋼板を造管し、歪みを導入した後に、所定の温度範囲で再加熱（焼戻し）することにより、固溶炭素をセメンタイトやＮｂ炭化物などの炭化物としてさらに析出させる。これにより、成形前の焼戻しの場合よりも、固溶Ｃ量はさらに低くなる。

すなわち、Ｎｂ量を低減させることにより、造管後の焼戻しによるＮｂ炭化物の析出を抑制することができる。また、鋼管の成形過程で導入された転位は、析出した微細炭化物や炭素原子クラスター、Ｎｂ炭化物によってピンニングされる。同時に、転位は合体、消滅する。その結果、降伏強度が引張強度よりも大きく低下する。さらに、造管後の焼戻しによってセメンタイトなどの炭化物の析出が促進され、固溶炭素量が顕著に減少し、塗装加熱後における降伏比の上昇を防止することができ、耐歪み時効性が向上する。

図１に、０．９％Ｃ−１．２％Ｍｎ鋼をベースとした鋼管中のＮｂ量と引張強度（ＴＳ）の関係、図２にＮｂ量と降伏強度（ＹＳ）の関係、図３にＮｂ量と降伏比（Ｙ／Ｔ）の関係を示す。図中の白丸は成形ままの鋼管、黒丸は成形後６００℃、１８０秒の焼戻し処理を施した鋼管の結果である。

これらの図から、Ｎｂ量が高くなると、焼戻し後の降伏強度（ＹＳ）の上昇が大きくなり、その結果、降伏比（Ｙ／Ｔ）も大きく上昇することが分かる。この傾向は、Ｎｂ量が０．０２％以上になると顕著に現れる。したがって、塗装加熱による降伏比（Ｙ／Ｔ）の上昇を抑制するためには、Ｎｂを０．０２％未満に低減する必要があることが分かった。

本発明者らは、これら知見に基づく技術的思想により、本発明に到ったものである。

上記課題を解決することを目的とした本発明の要旨は、以下のとおりである。

（１）熱処理温度を２５０℃、熱処理時間を１ｈとして電縫鋼管に熱処理を施した場合、電縫鋼管の熱処理前後での降伏強度の差が３０ＭＰａ以下である電縫鋼管の製造方法であって、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０３〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．００３％以上０．０２％未満、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎ：０．００６％以下、をそれぞれ含有するとともに、Ｔｉ＞３．４Ｎ、及び下記式（１）で計算される溶接割れ感受性組成Ｐｃｍ（％）がＰｃｍ≦０．２１％をそれぞれ満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を熱間圧延し、６００℃以下で巻取り熱延鋼板としたのち、この熱延鋼板を管状に成形加工するとともに、その突合わせ面を電縫溶接することにより造管して電縫鋼管とし、この歪みを導入した後の電縫鋼管を加熱温度４００〜７２０℃の範囲内に加熱して焼戻すことを特徴とする塗装加熱後における降伏比の上昇が防止された電縫鋼管の製造方法。

Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０（％）・・・（１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、それぞれの元素の含有量（質量％）であり、添加しない元素については０として計算する。

（２）質量％で、さらにＮｉ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｃｒ：０．８％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．００６０％以下から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）に記載の塗装加熱後における降伏比の上昇が防止された電縫鋼管の製造方法。

（３）前記電縫鋼管を加熱して焼戻す際、加熱時間を３０ｓ〜１２０ｍｉｎとすることを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の塗装加熱後における降伏比の上昇が防止された電縫鋼管の製造方法。

（４）熱処理温度を２５０℃、熱処理時間を１ｈとして電縫鋼管に熱処理を施した場合、電縫鋼管の熱処理前後での降伏強度の差が３０ＭＰａ以下である電縫鋼管であって、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０３〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．００３％以上０．０２％未満、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎ：０．００６％以下、をそれぞれ含有するとともに、Ｔｉ＞３．４Ｎ、及び下記式（１）で計算される溶接割れ感受性組成Ｐｃｍ（％）がＰｃｍ≦０．２１をそれぞれ満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、成形過程で導入された転位が炭素原子クラスター、微細炭化物、及びＮｂ炭化物によりピンニングされていることを特徴とする塗装加熱後における降伏比の上昇が防止された電縫鋼管。

Ｐｃｍ（％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０・・・（１）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、それぞれの元素の含有量（質量％）であり、添加しない元素については０として計算する。

（５）質量％で、さらにＮｉ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｃｒ：０．８％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．００６０％以下から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（４）の塗装加熱後における降伏比の上昇が防止された電縫鋼管。

本発明によれば、焼戻し後も低降伏比が維持され、塗装加熱による降伏比の上昇を抑制し、パイプラインに好適な変形特性に優れた電縫鋼管の製造方法を提供することができ、産業上の貢献が極めて顕著である。

鋼管中のＮｂ量と引張強度（ＴＳ）の関係を示す図である。 鋼管中のＮｂ量と降伏強度（ＹＳ）の関係を示す図である。 鋼管中のＮｂ量と降伏比（Ｙ／Ｔ）の関係を示す図である。

以下、本発明の電縫鋼管の製造方法について詳細に説明する。

本発明の電縫鋼管の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０３〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎｂ：０．００３％以上０．０２％未満、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎ：０．００６％以下、をそれぞれ含有するとともに、Ｔｉ＞３．４Ｎ、及び溶接割れ感受性組成Ｐｃｍ≦０．２１％をそれぞれ満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を熱間圧延し、６００℃以下で巻取り熱延鋼板としたのち、この熱延鋼板を管状に成形加工するとともに、その突合わせ面を電縫溶接することにより電縫鋼管とし、この電縫鋼管を加熱温度４００〜７２０℃の範囲内で加熱するものである。

ここで、成分組成について下限の規定がないものについては、不可避的不純物レベルまで含むことを示す。

以下、本発明の鋼材の成分組成を限定した理由について説明する。なお、以下、％の表記は、特に断りがない場合は、質量％を意味する。

（Ｃ：０．０３〜０．１２％）
Ｃは、強度向上に極めて有効な元素である。本発明では、強度を確保するため、Ｃ含有量の下限を０．０３％とする。一方、Ｃの含有量が多すぎると、母材の低温靱性や溶接割れ感受性が増大するなど現地溶接性が著しく劣化するおそれがあるので、その上限を０．１２％とする。

また、Ｃは、炭化物を形成して析出強化に寄与する元素である。そのため、Ｃの含有量は、好ましくは、０．０５〜０．１％である。なお、一様伸びはＣ量が多い方が高くなり、低温靭性や溶接性はＣ量が少ない方が良好であり、要求特性の水準によりバランスを考える必要がある。

（Ｓｉ：０．０３〜０．５％）
Ｓｉは、脱酸や強度向上に有用な元素である。Ｓｉ含有量の下限は、脱酸の効果を十分に確保するため、０．０３％とする。一方、Ｓｉが多量に含有されると、靭性やＥＲＷ溶接性を劣化させるので、上限を０．５％とする。好ましくは、０．０７〜０．３％である。

（Ｍｎ：０．５〜２．０％）
Ｍｎは強度、低温靭性向上に有用な元素である。Ｍｎ含有量の下限は、強度、低温靭性の向上の効果を十分に発揮させるため、０．５％とする。一方、Ｍｎも、多量に含有するとＳｉと同様に、靭性や溶接性が劣化されるおそれがあるため、上限を、２．０％とする。好ましくは、０．５〜１．６％である。

（Ｐ：０．０３％以下）
Ｐは、不純物であり、低温靱性を劣化させる元素であるため、その含有量は少なければ少ないほど好ましい。ただし、製鋼段階でのコストと、上記のような特性とのバランスを図る必要があり、本発明においては、上限を、０．０３％とする。

（Ｓ：０．００３％以下）
Ｓは、Ｐ同様、不純物として存在している元素である。Ｓの含有量もまた、少なければ少ないほど好ましく、Ｓの含有量の低減することによりＭｎＳを低減して、靱性を向上させることが可能となる。ただし、製鋼段階でのコストを考慮して、上限を、０．００３％とする。

（Ａｌ：０．１０％以下）
Ａｌは、通常脱酸材として鋼材中に含まれる元素であるが、含有量が０．１０％を超えるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼材の清浄度を害し、靭性が劣化するおそれがあるので上限を０．１０％とする。安定した脱酸効果の確保と靱性とのバランスを考慮すると、好ましくは、０．０１〜０．０６％である。

（Ｎｂ：０．００３％以上０．０２％未満）
Ｎｂは、本発明において、強度及び靱性を確保し、かつ、歪み時効を抑制するために重要な元素である。Ｎｂは、圧延時においてオーステナイトの再結晶を抑制して組織を微細化するだけでなく、焼入れ性増大にも寄与し、鋼材を強靱化する効果を有する。

本発明では、特に、再結晶を抑制し、熱間圧延後の加速冷却で、フェライト変態を促進させるため、０．００３％以上のＮｂを添加する。一方、Ｎｂ含有量が多すぎると、造管後の加熱（焼戻し）により析出硬化を抑制して降伏比を十分に低減させることが困難となるとともに、Ｎｂ含有量の上限を０．０２％未満とする。

耐歪み時効性を安定して確保するためには、０．００４〜０．０１２％とすることが好ましい。

（Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、かつ、Ｔｉ＞３．４Ｎ）
Ｔｉは、微細なＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時、及びＨＡＺ部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、母材及びＨＡＺ部の低温靱性を改善する役割を有する。また、固溶ＮをＴｉＮとして固定する役割も有する。これらの目的のために、Ｔｉ量は、３．４Ｎ（各々質量％）超添加する。

これらの効果を発揮させるためには、０．００５％以上のＴｉ添加が必要である。一方、Ｔｉ含有量が多すぎると、ＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、低温靱性を劣化させるおそれがあるので、その上限を０．０３％とする。好ましくは、０．０１〜０．０２％である。

（Ｎ：０．００６％以下）
Ｎは、鋼材中に固溶Ｎとして存在すると、Ｃと同様、歪み時効の原因となる元素である。本発明では、歪み時効による変形性能の低下を抑制するため、ＴｉＮとして固溶Ｎを固定する。しかし、Ｎの含有量が多すぎるとＴｉＮが過度に増大し、表面疵、靭性劣化等の弊害が生じるおそれがあるので、その上限を０．００６％とする。一方、鋼中に形成される微細なＴｉＮは、スラブ再加熱時、及びＨＡＺ部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、母材及びＨＡＺ部の低温靱性の改善に寄与する。好ましくは、０．００２〜０．００４％である。

本発明では、上記の元素に加えて、Ｎｉ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、Ｍｏ：０．３％以下、Ｃｒ：０．８％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．００６０％以下から選ばれる１種又は２種以上の元素を添加してもよい。

Ｎｉは、強度及び靱性の向上に寄与する元素である。しかし、Ｎｉは高価な元素であり、添加量が多すぎると、経済性を損なうため、含有量の上限を１％とすることが好ましい。より好ましい上限は、０．３％である。

Ｎｉの添加は、連続鋳造時、及び熱間圧延時におけるＣｕ割れの防止にも有効である。この効果を発揮させるためには、Ｎｉ量をＣｕ量の１／３以上とすることが好ましい。

本発明において、Ｎｉは選択元素であり、必ずしも添加する必要はないが、上記のＮｉ添加による効果を安定して得るためには、その含有量の下限を０．１％とするのが好ましい。

Ｃｕは、母材や溶接部の強度向上に有効な元素であるが、多量に添加しすぎると、ＨＡＺ部の靱性や現地溶接性を著しく劣化させるおそれがある。そのため、Ｃｕ量の上限を１％とすることが好ましい。より好ましい上限は、０．５％である。

本発明において、Ｃｕは選択元素であり、必ずしも添加する必要はないが、上記のＣｕ添加による効果を安定して得るためには、その含有量の下限を０．３％とするのが好ましい。

Ｍｏを添加する理由は、鋼材の焼入れ性を向上させ、高強度を得るためである。また、Ｍｏは、Ｎｂと共存して圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制し、オーステナイト組織の微細化に寄与する。しかし、Ｍｏは高価な元素であり、過剰に添加すると経済性を損なうので、その上限を０．３％とすることが好ましい。

本発明において、Ｍｏは選択元素であり、必ずしも添加する必要はないが、上記のＭｏ添加による効果を安定して得るためには、その含有量の下限を０．１％とするのが好ましい。

Ｃｒは、母材や溶接部の強度向上に有効な元素であるが、多量に添加しすぎると、ＨＡＺ部の靱性や現地溶接性を著しく劣化させるおそれがある。そのため、Ｃｒ量の上限を０．８％とすることが好ましい。より好ましい上限は、０．５％である。

本発明において、Ｃｒは選択元素であり、必ずしも添加する必要はないが、上記のＣｒ添加による効果を安定して得るためには、その含有量の下限を０．２％とするのが好ましい。

Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の効果を有するが、その効果はＮｂに比較して低い。また、Ｖは溶接部の軟化を抑制する効果も有する。ただし、Ｖ量の上限は、ＨＡＺ部の靱性、現地溶接性の点から０．１％とすることが好ましい。

本発明において、Ｖは選択元素であり、必ずしも添加する必要はないが、その含有量の下限を０．０４％とするのが好ましい。

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。Ｃａ量が０．００６％を超えると、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。そのため、Ｃａ添加量の上限を０．００６％とすることが好ましい。より好ましい上限は０．００４％である。

本発明において、Ｃａは、選択元素であり、必ずしも添加する必要はないが、上記のＣａ添加による効果を安定して得るためには、その含有量の下限を０．００１％とするのが好ましい。

上記の元素以外の残部は、Ｆｅ及び不可避不純物からなる。上記の元素以外に、本発明の作用効果を害さない元素を微量に添加してもよい。

また、本発明においては、溶接割れ感受性組成Ｐｃｍを０．２１％以下とする。上記の成分系においては、このＰｃｍが０．２１％を超えると、著しく溶接割れ感受性が高まり、溶接部の靭性が劣化するおそれがある。そのため、Ｐｃｍを０．２１％以下とする。

Ｐｃｍは次式にて与えられる。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０
＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０（％）

次に、本発明における電縫鋼管の製造方法について説明する。

本発明における電縫鋼管の製造方法は、上記の成分組成を有する鋼片を熱間圧延し、６００℃以下で巻取り熱延鋼板としたのち、この熱延鋼板を管状に成形加工するとともに、その突合わせ面を電縫溶接することにより電縫鋼管とする。そして、この電縫鋼管を加熱温度４００〜７２０℃の範囲内で加熱する。

以下、製造条件の限定理由等について詳細に説明する。

まず、上記の成分組成を有する鋼片を用い、好ましくは、加熱温度を１０５０〜１２５０℃、圧延終了温度を７５０〜９００℃の範囲内とし、熱間圧延を行う。

加熱温度は、炭化物を十分に固溶させ、かつ、結晶粒の粗大化を防止するため、上記の範囲内とすることが好ましい。これにより、強度を十分に確保することができ、必要な降伏比を得ることができる。

圧延終了温度は、オーステナイト結晶粒径を微細化してフェライトへの変態を十分に進行させるため、上記の範囲内とすることが好ましい。これにより、巻取りままの熱延鋼板の降伏比を低下させることができる。

その後、好ましくは、１０℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却し、冷却終了後、直ちに巻取る。なお、巻取温度は、加速冷却の終了温度よりも１０〜３０℃程度低いが、ほぼ同等である。ここで、冷却速度は鋼片板厚中央における平均速度とし、各温度は鋼片の平均温度とする。

加速冷却の冷却速度は、マルテンサイトやベイナイトなどの硬質相を生成させるために、上記の範囲内にすることが好ましい。これにより、強度を十分に確保することができる。冷却速度は速いほど好ましく、上限は規定しないが、設備上の制約から、１００℃／ｓを超えることは困難である。本発明の鋼板の板厚では、通常、５０℃／ｓが上限である。

なお、本発明において、熱間圧延後の鋼板の板厚は限定されるものではないが、１０〜２５ｍｍで特に有効である。

加速冷却後の巻取温度は、変形特性の観点から、重要である。巻取温度を６００℃以下とすることにより、フェライトを生成させ、Ｎｂ炭化物を十分に析出させることができる。なお、巻取温度の下限は特に限定せず、室温でもよい。

次に、上記の熱延鋼板を管状に成形加工するとともに、その突合わせ面を電縫溶接し電縫鋼管とする。

本発明において熱延鋼板を管状に成形加工する際は、熱延鋼板を連続的にオープンパイプに成形できればよく、公知の成形方法がいずれも適用でき、特に限定されない。

本発明において電縫溶接する際は、溶接手段によりオープンパイプの円周方向端部を加熱し、この加熱された端部同士を突き合わせて圧着接合する。溶接方法としては、公知の高周波電流を利用した電気抵抗溶接法や、誘導加熱溶接法がいずれも適用でき、特に限定されない。

オープンパイプの円周方向端部同士が溶接された電縫鋼管は、次いで、ビード切削により溶接部に形成されたビードを切削し、その後に、継目部（シーム部）を高周波熱処理によりオーステナイト域に加熱することが好ましい。シーム部を高周波熱処理により加熱することにより、溶接部の硬度を制御でき、溶接部の靭性の劣化を防ぐことができる。

シーム部を加熱した後、好ましくはサイジングロールで外径寸法を整えるサイジング工程を施したのち、切断機で所定の長さに切断する。このサイジング工程では、複数段のサイジングロールで所定の寸法・形状の電縫鋼管とする。

次に、上述した工程を経た電縫鋼管を、加熱温度４００〜７２０℃の範囲内まで再加熱する。つまり、成形加工及び溶接工程からなる造管後に、電縫鋼管の焼戻しを行う。その後、電縫鋼管表面に対して樹脂コーティングを施す。塗装処理の条件は、特に限定せず、通常行われる塗装方法を適用することが可能であり、塗装加熱の温度は、２００〜２５０℃が一般的である。

以下、本発明における、造管後の焼戻し工程について詳細に説明する。

本発明においては、上記の巻取温度で巻取り熱延鋼板とし、造管し電縫鋼管とした後に、この電縫鋼管を再加熱温度４００〜７２０℃の範囲まで再加熱し焼戻しを施す。このように、Ｎｂ量を低減させた電縫鋼管に対を造管後に焼戻すことにより、固溶Ｃは、セメンタイトやＮｂ炭化物などの炭化物としてさらに析出する。しかし、Ｎｂ添加量を低減しているので、Ｎｂ炭化物の析出量は少なく、析出による強化は抑制される。

また、鋼管の成形過程で導入された転位は、析出した微細炭化物や炭素原子クラスター、Ｎｂ炭化物によってピンニングされる。なお、ピンニングを直接観察することは一般的には困難であるが、鋼管長手方向の引張試験により降伏伸びが発生する場合は、転位がピンニングされていると判断できる。

本発明においては、再加熱温度（焼戻し温度）を４００〜７２０℃とする。従来の電縫鋼管は、鋼片を巻き取る際にＮｂ炭化物を十分に析出させていたが、その後の造管により歪みが導入されるため、再加熱によってＮｂ炭化物の析出がさらに進行し、降伏比が上昇していた。

しかし、本発明の電縫鋼管はＮｂ量を低減させているので、従来よりもＮｂ炭化物析出による析出硬化が抑制されるとともに、より低温側でＮｂ炭化物は飽和する。そのため、従来では上記の焼戻し温度で焼戻すと、Ｎｂ炭化物の析出により硬化し、降伏強度が上昇していたが、本発明においては、Ｎｂ炭化物の析出を抑制することができる。つまり、焼戻しに起因する析出硬化を抑制することができ、焼戻し後の降伏強度の上昇を抑えることができる。

ただし、焼戻し温度が低すぎると、マルテンサイトなどの硬質相が十分に軟化せず、靱性を向上させる効果が不十分になる。さらに、造管により導入された歪みによる転位をピンニングし、その後に施す塗装加熱により、歪み時効が生じないように、固溶炭素を固定するため焼戻し温度を４００℃以上とする。

一方、本発明の鋼片の成分範囲では、７２０℃はＡｃ１点に相当し、これを超えると、オーステナイト変態が生じ、その結果、冷却後、フェライトが生成してYSが大幅に低下して、目的の強度が得られなくなるおそれがあるので、焼戻し温度の上限は７２０℃以下とする。靭性向上の観点からは、焼戻し温度は、６５０℃以下とするのがより好ましい。

電縫鋼管を焼戻しする際、再加熱時間を３０ｓ〜１２０ｍｉｎとすることが好ましい。この範囲で焼戻しを施すことにより、本発明の効果をより有効に享受することができる。本発明の効果をより確実に享受するためには、再加熱時間の下限を６０ｓとするのがより好ましい。

再加熱後の冷却方法は特に限定しない。例えば、空冷でも水冷でもよい。

冷却後は、電縫鋼管の防食等の観点から、塗装処理を施す。この場合の塗装加熱温度は特に限定しないが、２００〜３００℃とすることが好ましい。

以上説明した本発明に係る電縫鋼管の製造方法によれば、Ｎｂ量を低減した鋼片を用いて造管し、その後に焼戻しを行うことにより、Ｎｂ炭化物の析出による析出硬化を抑制し、降伏強度の上昇を抑え、低降伏比を確保することができる。また、Ｎｂ量を低減した鋼片を用いるので、焼戻し時にＮｂ炭化物の飽和する温度が従来よりも低温側となり、その結果、最適焼き戻し温度がＡｃ1点以下になる。

また、本発明に係る電縫鋼管の製造方法によれば、鋼板を造管後、焼戻しを行うため、Ｎｂ炭化物は析出するが、Ｎｂを低減した鋼であるため、析出による強化を抑制することができる。同時に、造管歪により導入された転位はピンニングされる。また、造管により導入された歪みにより、焼戻しの際に、固溶炭素の固定が促進される。その結果、焼戻し後の塗装処理のために加熱されても、歪み時効性は起きない。

以下、実施例により本発明の効果を説明するが、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。

本実施例では、まず、表１に示す溶接割れ感受性Ｐｃｍとなるよう成分を調節した鋼を溶製し、常法に従い連続鋳造でスラブとした。このスラブを用いて、加熱炉で加熱し、表２に示す厚さとなるよう熱間圧延を行い、水冷により冷却した後にコイル状に巻取り熱延鋼板とした。このときの加熱温度、圧延終了温度、冷却速度、及び巻取温度のそれぞれは表２に示すとおりである。

次に、コイル状とした熱延鋼板を巻き戻しながら、表２に示す鋼管外径となるよう管状に成形加工するとともに、その突合わせ面を電縫溶接し電縫鋼管とした。なお、本実施例においては、電気抵抗溶接法を用いて溶接した。

次に、溶接部に形成されたビードを切削し、後に、シーム部を高周波熱処理により加熱処理した。本実施例では、９００℃まで加熱後、加速冷却を行った。

次に、シーム部を加熱した後、サイジングロールで所定の寸法・形状となるようサイジング工程を施したのち、切断機で所望の長さに切断した。

電縫鋼管を所望の長さとした後、表２に示す焼戻し温度及び再加熱時間で焼戻しを行った。試験番号１３及び１７については、焼戻しは施さなかった。

次に、上記の焼戻しを施した電縫鋼管に対して、塗装加熱相当の熱処理を施した。この熱処理は、熱処理温度を２５０℃、熱処理時間を１ｈとして行った。

以上のようにして製造した熱処理前後における電縫鋼管の特性を測定した。

まず、塗装加熱相当の熱処理前における電縫鋼管について鋼管特性を測定した。具体的には、焼戻し後、鋼管の軸方向（圧延方向）の全厚試験片を引張試験片として上記の電縫鋼管のシームから９０度位置より採取し、引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）及び引張強さ（ＴＳ）を測定した。また得られたＹＳ及びＴＳより降伏比（Ｙ／Ｔ）を求めた。なお、降伏比（Ｙ／Ｔ）が９０％以下を良好として評価した。

さらに、熱処理前の電縫鋼管の靭性について測定した。靭性については、周方向（圧延垂直方向）のフルサイズＶノッチシャルピー試験片を電縫鋼管のシームから９０度位置より採取し、Ｖノッチシャルピー試験を行い、−４０℃での吸収エネルギー（ＣＶＮ値）を測定し、評価した。なお−４０℃での吸収エネルギーが１２０Ｊ以上のものを良好とした。

次に、塗装加熱相当の熱処理後における鋼管特性（以下「時効後鋼管特性」という）について測定した。

まず、上記の引張試験片と同様に、熱処理を施した電縫鋼管から鋼管の軸方向の全厚試験片を採取し、引張試験を行い、熱処理後の降伏強度（ＹＳ´）及び引張強さ（ＴＳ´）を測定し、降伏強度上昇量ΔＹＳを求めた。ΔＹＳは熱処理前後での降伏強度の差（ＹＳ´−ＹＳ）である。耐歪み時効性の評価として、ΔＹＳが３０ＭＰａ以下を良好とした。

また、得られたＹＳ´及びＴＳ´より降伏比（Ｙ´／Ｔ´）を求め、降伏比（Ｙ´／Ｔ´）が９０％以下を良好として評価した。

以上の測定結果を表２に示す。

表２に示すように、本発明の範囲内にある本発明例ではいずれにおいても、熱処理前後における電縫鋼管の降伏比は９０％以下の低降伏比が確保され、また耐歪み時効性それぞれにおいて良好な結果を得ることができた。

試験番号１２では、焼戻し温度が本発明における範囲より低かったため、微細炭化物や炭素原子クラスター、Ｎｂ炭化物の析出が十分でなく、造管歪みにより導入された転位が十分にピンニングされず、熱処理後の降伏比が上昇し、良好な耐歪み時効性を得ることができなかった。

試験番号１３及び１７では、造管後に焼戻しを施さずに、塗装加熱を施したため、良好な時効後鋼管特性を得ることができなかった。これは、造管後に焼戻しを行わなかったため、固溶Ｃが多く残存していて、造管後の熱処理によるＮｂ炭化物の析出が促され、その結果、降伏強度が上昇し、熱処理後の降伏比が大きく上昇したものである。

試験番号１４及び１５では、Ｎｂの含有量を本発明の範囲超としたため、焼戻しによって析出するＮｂ炭化物による析出硬化を十分に抑制することができず、降伏比を低減させることができなかった。

試験番号１６では、Ｎｂの含有量を本発明の範囲未満としたため、熱間圧延時において、オーステナイトの再結晶を抑制して組織を十分に微細化することができず、ＣＶＮ値が大幅に低下した。

これらの結果から、前述した知見を確認することができ、また、前述した鋼片の成分組成を限定し、製造方法を限定する根拠を裏付けることができる。

Claims (5)

1. 熱処理温度を２５０℃、熱処理時間を１ｈとして電縫鋼管に熱処理を施した場合、電縫鋼管の熱処理前後での降伏強度の差が３０ＭＰａ以下である電縫鋼管の製造方法であって、
   質量％で、
   Ｃ ：０．０３〜０．１２％、
   Ｓｉ：０．０３〜０．５％、
   Ｍｎ：０．５〜２．０％、
   Ｐ ：０．０３％以下、
   Ｓ ：０．００３％以下、
   Ａｌ：０．１０％以下、
   Ｎｂ：０．００３％以上０．０２％未満、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
   Ｎ ：０．００６％以下、
   をそれぞれ含有するとともに、Ｔｉ＞３．４Ｎ、及び下記式（１）で計算される溶接割れ感受性組成Ｐｃｍ（％）がＰｃｍ≦０．２１をそれぞれ満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を熱間圧延し、
   ６００℃以下で巻取り熱延鋼板としたのち、
   この熱延鋼板を管状に成形加工するとともに、その突合わせ面を電縫溶接することにより造管して電縫鋼管とし、
   この歪みを導入した後の電縫鋼管を加熱温度４００〜７２０℃の範囲内に加熱して焼戻すことを特徴とする塗装加熱後における降伏比の上昇が防止された電縫鋼管の製造方法。
   Ｐｃｍ（％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０・・・（１）
   ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、それぞれの元素の含有量（質量％）であり、添加しない元素については０として計算する。
2. 質量％で、さらに
   Ｎｉ：１％以下、
   Ｃｕ：１％以下、
   Ｍｏ：０．３％以下、
   Ｃｒ：０．８％以下、
   Ｖ ：０．１％以下、
   Ｃａ：０．００６０％以下
   から選ばれる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に記載の塗装加熱後における降伏比の上昇が防止された電縫鋼管の製造方法。
3. 前記電縫鋼管を加熱して焼戻す際、加熱時間を３０ｓ〜１２０ｍｉｎとすることを特徴とする請求項１又は２に記載の塗装加熱後における降伏比の上昇が防止された電縫鋼管の製造方法。
4. 熱処理温度を２５０℃、熱処理時間を１ｈとして電縫鋼管に熱処理を施した場合、電縫鋼管の熱処理前後での降伏強度の差が３０ＭＰａ以下である電縫鋼管であって、
   質量％で、
   Ｃ ：０．０３〜０．１２％、
   Ｓｉ：０．０３〜０．５％、
   Ｍｎ：０．５〜２．０％、
   Ｐ ：０．０３％以下、
   Ｓ ：０．００３％以下、
   Ａｌ：０．１０％以下、
   Ｎｂ：０．００３％以上０．０２％未満、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
   Ｎ ：０．００６％以下、
   をそれぞれ含有するとともに、Ｔｉ＞３．４Ｎ、及び下記式（１）で計算される溶接割れ感受性組成Ｐｃｍ（％）がＰｃｍ≦０．２１をそれぞれ満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
   成形過程で導入された転位が炭素原子クラスター、微細炭化物、及びＮｂ炭化物によりピンニングされていることを特徴とする塗装加熱後における降伏比の上昇が防止された電縫鋼管。
   Ｐｃｍ（％）＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０・・・（１）
   ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、それぞれの元素の含有量（質量％）であり、添加しない元素については０として計算する。
5. 質量％で、さらに
   Ｎｉ：１％以下、
   Ｃｕ：１％以下、
   Ｍｏ：０．３％以下、
   Ｃｒ：０．８％以下、
   Ｖ ：０．１％以下、
   Ｃａ：０．００６０％以下
   から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項４に記載の塗装加熱後における降伏比の上昇が防止された電縫鋼管。

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