JP6819835B1 - ラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびにラインパイプおよびその製造方法 - Google Patents

ラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびにラインパイプおよびその製造方法 Download PDF

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Abstract

厚肉で、海底パイプラインへ適用するために必要な圧縮強度と優れた低温靱性とＤＷＴＴ性能とを有し、耐コラプス性能に優れたラインパイプ用鋼材およびその製造方法、ならびに、必要な圧縮強度と優れた低温靱性とＤＷＴＴ性能とを有し、耐コラプス性能に優れたラインパイプおよびその製造方法を提供することを目的とする。所定の成分組成を有し、鋼材表面から板厚１／８位置における金属組織が、ベイナイトの面積分率が８５％以上であり、ポリゴナルフェライトの面積分率が１０％以下で、かつ、島状マルテンサイトの面積分率が５％以下であり、鋼材表面から板厚１／８位置までの圧延垂直方向の０．２３％圧縮強度が３４０ＭＰａ以上であり、ＤＷＴＴ試験における延性破面率が８５％以上となる温度が−１０℃以下であるラインパイプ用鋼材。

Description

本発明は、ラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびにラインパイプおよびその製造方法に関する。本発明は、石油や天然ガス輸送用のラインパイプ、特に、高い耐コラプス性能が要求される海底パイプラインへの使用に好適な、ラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびにラインパイプおよびその製造方法に関する。なお、本発明の圧縮強度は、特に断らない限り、０．２３％圧縮耐力のことを言い、圧縮降伏強度とも称する。
近年のエネルギー需要の増大に伴って、石油や天然ガスパイプラインの開発が盛んになっており、ガス田や油田の遠隔地化や輸送ルートの多様化のため、海洋を渡るパイプラインも数多く開発されている。海底パイプラインに使用されるラインパイプには水圧によるコラプス（圧潰）を防止するため、陸上パイプラインよりも管厚が厚いものが用いられ、また高い真円度が要求される。さらに、海底ラインパイプの特性として、外部からの水圧によって管周方向に生じる圧縮応力に対抗するため高い圧縮強度が必要となる。
ＵＯＥ鋼管は造管最終工程において拡管プロセスがあり、管周方向に引張変形が与えられた後に、海底に敷設されて外部からの水圧により管周方向に圧縮を受けることになる。このため、バウシンガー効果による圧縮降伏強度の低下が問題となっている。
ＵＯＥ鋼管の耐コラプス性向上に関しては多くの検討がなされており、特許文献１には通電加熱で鋼管を加熱し拡管を行った後に一定時間以上温度を保持する方法が開示されている。
また、同様に拡管後に加熱を行いバウシンガー効果による圧縮降伏強度低下を回復させる方法として、特許文献２には鋼管外表面を内表面より高い温度に加熱することで、外面側の引張変形を受けた部分のバウシンガー効果を回復し内面側の圧縮の加工硬化を維持する方法が、また、特許文献３にはＮｂ、Ｔｉを添加した鋼の鋼板製造工程で熱間圧延後の加速冷却をＡｒ３点以上の温度から３００℃以下まで行い、ＵＯＥプロセスで鋼管とした後に加熱を行う方法がそれぞれ提案されている。
一方、拡管後に加熱を行わずに鋼管の成形方法によって圧縮強度を高める方法としては、特許文献４にＯプレスでの成型時の圧縮率をその後の拡管率よりも大きくする方法が開示されている。
また、特許文献５には、圧縮強度の低い溶接部近傍と溶接部から１８０°の位置の直径が鋼管の最大径となるようにすることで耐コラプス性能を高める方法が開示されている。
さらに、特許文献６には加速冷却後に再加熱を行い鋼板表層部の硬質第２相分率を低減することによりバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい鋼板が提案されている。
また、特許文献７には加速冷却後の再加熱処理において鋼板中心部の温度上昇を抑制しつつ鋼板表層部を加熱する、板厚が３０ｍｍ以上の高強度耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法が提案されている。
特開平９−４９０２５号公報 特開２００３−３４２６３９号公報 特開２００４−３５９２５号公報 特開２００２−１０２９３１号公報 特開２００３−３４０５１９号公報 特開２００８−５６９６２号公報 特開２００９−５２１３７号公報
特許文献１に記載の方法によれば、拡管によって導入された転位が回復し圧縮強度が上昇する。しかしながら、拡管後に５分以上通電加熱を続ける必要があり、生産性が劣る。
特許文献２に記載の方法では、鋼管の外表面と内表面の加熱温度と加熱時間を別々に管理しなければならず、これは実際の製造上困難であり、大量生産工程において品質を管理することは極めて困難である。また、特許文献３に記載の方法は鋼板製造における加速冷却停止温度を３００℃以下の低い温度にする必要がある。このため、鋼板の歪が大きくなりＵＯＥプロセスで鋼管とした場合の真円度が低下する。さらにはＡｒ３点以上から加速冷却を行うために比較的高い温度で圧延を行う必要があり靱性が劣化するという問題がある。
特許文献４に記載の方法によれば、実質的に管周方向の引張予歪が無いためバウシンガー効果が発現されず高い圧縮強度が得られる。しかしながら、拡管率が低いと鋼管の真円度を維持することが困難となり、鋼管の耐コラプス性能が劣化するおそれがある。
実際のパイプラインの敷設時において耐コラプス性能が問題になるのは、海底に到達したパイプが曲げ変形を受ける部分（サグベンド部）である。パイプラインは鋼管の溶接部の位置とは無関係に円周溶接され海底に敷設される。このため、仮に、特許文献５に記載されたように、鋼管断面の最大径の部分がシーム溶接部となるように造管加工および溶接を実施して鋼管を製造しても、実際のパイプライン敷設時におけるシーム溶接部の位置が特定できないことから、特許文献５の技術は実際上何ら効果を発揮しない。
特許文献６に記載の鋼板は、再加熱時に鋼板の中心部まで加熱を行う必要があり、ＤＷＴＴ（Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅｓｔ：落重引裂試験）性能の低下を招くおそれがあるため、深海用の厚肉のラインパイプへの適用は困難である。また、鋼板の厚肉化の観点からも改善の余地がある。さらに、鋼管の耐コラプス性能は、パイプ内表層での弾性限に近い圧縮流動応力と相関がある。特許文献６では、板厚１／４位置で耐コラプス性能を評価している。しかしながら、板厚１／４位置で高い圧縮強度が得られても、実際の鋼管の限界コラプス圧に対する効果は小さい。
特許文献７に記載の方法によれば、ＤＷＴＴ（Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅｓｔ：落重引裂試験）性能の低下を抑制しつつ鋼板表層部の硬質第２相分率が低減される。このため、鋼板表層部の硬度を低減し材質バラツキの小さな鋼板が得られるだけでなく、硬質第２相低減によるバウシンガー効果の低下も期待される。しかし、特許文献７に記載の技術は鋼板表面を５５０℃以上に加熱するため、表層での圧縮強度が低下し、耐コラプス性能が劣化するおそれがある。
本発明は上記事情に鑑みてなされたもので、厚肉で、海底パイプラインへ適用するために必要な圧縮強度と優れた低温靱性とＤＷＴＴ性能とを有し、耐コラプス性能に優れたラインパイプ用鋼材およびその製造方法、ならびに、必要な圧縮強度と優れた低温靱性とＤＷＴＴ性能とを有し、耐コラプス性能に優れたラインパイプおよびその製造方法を提供することを目的とする。
なお、本発明において、耐コラプス性能に優れたとは、ラインパイプ用鋼材の場合、鋼材表面から板厚１／８位置までの圧延垂直方向の０．２３％圧縮強度が３４０ＭＰａ以上であることを意味し、ラインパイプの場合、パイプ内表面から管厚１／８位置まで、かつ、パイプ長軸位置での周方向の０．２３％圧縮強度が３４０ＭＰａ以上、コラプス圧が３５ＭＰａ以上であることを意味する。
本発明者らは、耐コラプス性能を向上させるために鋭意検討した結果、以下の知見を得た。
（ａ）バウシンガー効果による圧縮強度低下は、異相界面や硬質第２相での転位集積による逆応力（背応力とも言う）の発生が原因であり、その防止には、第一に転位の集積場所となる軟質相と硬質相との界面を少なくするために、均質な組織とすることが効果的である。そのため、金属組織は、軟質なポリゴナルフェライトや硬質な島状マルテンサイトの生成を抑制したベイナイトを主体とした組織とすることで、バウシンガー効果による圧縮強度低下を抑制できる。
（ｂ）加速冷却によって製造される高強度鋼、特に海底パイプラインに使われるような厚肉の鋼板は、必要な強度を得るために合金元素を多く含有するために焼入れ性が高く、島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ： 以下、単にＭＡと称することもある。）の生成を完全に抑制することは困難である。しかし、成分制御によるＭＡ形成抑制、加速冷却後の再加熱などによってＭＡをセメンタイトに分解することで、バウシンガー効果による圧縮強度低下を抑制できる。一方、必要以上の再加熱は圧縮強度低下を招くものの、表層での再加熱温度を制御することで、必要な圧縮強度が得られる。
（ｃ）一般的に、圧縮強度は０．５％圧縮強度で評価されているが、耐コラプス性能は、パイプ内表層での弾性限に近い０．２３％圧縮強度と相関があり、パイプ内面から管厚１／８位置までの０．２３％圧縮強度を高めることで、優れた耐コラプス性能が得られる。
本発明は、上記した知見に、さらに検討を加えて完成されたものである。本発明の要旨は次のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０８％以下を含有し、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下の１種以上を含有し、（１）式で表されるＣｅｑ値が０．３５以上、（２）式で表されるＰｃｍ値が０．２０以下であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼材表面から板厚１／８位置における金属組織が、ベイナイトの面積分率が８５％以上であり、ポリゴナルフェライトの面積分率が１０％以下で、かつ、島状マルテンサイトの面積分率が５％以下であり、
鋼材表面から板厚１／８位置までの圧延垂直方向の０．２３％圧縮強度が３４０ＭＰａ以上であり、ＤＷＴＴ試験における延性破面率が８５％以上となる温度が−１０℃以下であるラインパイプ用鋼材。
Ｃｅｑ値＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（１）
Ｐｃｍ値＝Ｃ+Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０ ・・・（２）
但し、（１）〜（２）式の元素記号は含有元素の質量％を示し、含有しない場合は０とする。
［２］質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％をさらに含有する、［１］に記載のラインパイプ用鋼材。
［３］［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼を１０００〜１２００℃の温度に加熱し、
未再結晶温度域の累積圧下率が６０％以上で、かつ、圧延終了温度がＡｒ３変態点以上（Ａｒ３変態点＋６０℃）以下で熱間圧延を行った後、
Ａｒ３変態点以上の温度から１０℃／ｓ以上の冷却速度で２００〜４５０℃まで加速冷却を行い、
次いで板厚１／８位置で３５０℃以上であり、かつ鋼材表面で５３０℃以下となるように再加熱を行う、
鋼材表面から板厚１／８位置までの圧延垂直方向の０．２３％圧縮強度が３４０ＭＰａ以上であり、ＤＷＴＴ試験における延性破面率が８５％以上となる温度が−１０℃以下であるラインパイプ用鋼材の製造方法。
［４］質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０８％以下を含有し、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下の１種以上を含有し、（１）式で表されるＣｅｑ値が０．３５以上、（２）式で表されるＰｃｍ値が０．２０以下であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
パイプ内表面から管厚１／８位置における金属組織が、ベイナイトの面積分率が８５％以上であり、ポリゴナルフェライトの面積分率が１０％以下で、かつ、島状マルテンサイトの面積分率が５％以下であり、
パイプ内表面から管厚１／８位置まで、かつ、パイプ長軸位置での周方向の０．２３％圧縮強度が３４０ＭＰａ以上、コラプス圧が３５ＭＰａ以上であり、ＤＷＴＴ試験における延性破面率が８５％以上となる温度が−１０℃以下であるラインパイプ。
Ｃｅｑ値＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（１）
Ｐｃｍ値＝Ｃ+Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０ ・・・（２）
但し、（１）〜（２）式の元素記号は含有元素の質量％を示し、含有しない場合は０とする。
［５］質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％をさらに含有する、［４］に記載のラインパイプ。
［６］さらにコーティング層を有する、［４］または［５］に記載のラインパイプ。
［７］［１］または［２］に記載のラインパイプ用鋼材を、冷間成形によりパイプ形状とし、突合せ部をシーム溶接後、拡管率が１．２％以下で拡管してパイプを製造する、パイプ内表面から管厚１／８位置まで、かつ、パイプ長軸位置での周方向の０．２３％圧縮強度が３４０ＭＰａ以上、コラプス圧が３５ＭＰａ以上であり、ＤＷＴＴ試験における延性破面率が８５％以上となる温度が−１０℃以下であるラインパイプの製造方法。
［８］［３］に記載の方法で製造されたラインパイプ用鋼材を、冷間成形によりパイプ形状とし、突合せ部をシーム溶接後、拡管率が１．２％以下で拡管してパイプを製造する、パイプ内表面から管厚１／８位置まで、かつ、パイプ長軸位置での周方向の０．２３％圧縮強度が３４０ＭＰａ以上、コラプス圧が３５ＭＰａ以上であり、ＤＷＴＴ試験における延性破面率が８５％以上となる温度が−１０℃以下であるラインパイプの製造方法。
［９］拡管後、パイプ表面が２００℃以上となる加熱を含むコーティング処理を行う、［７］または［８］に記載のラインパイプの製造方法。
本発明によれば、耐コラプス性能に優れたラインパイプ用鋼材を得ることができる。本発明は、深海パイプラインへの使用に好適である。
また、本発明によれば、鋼管成形での特殊な成形条件や、造管後の熱処理を必要とせず、低温靭性に優れた、圧縮強度の高い厚肉のラインパイプを提供できる。
以下に、本発明の実施形態を説明する。なお、成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
１．ラインパイプ用鋼材もしくはラインパイプの化学成分について
Ｃ：０．０３０〜０．１０％
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、０．０３０％未満では十分な強度を確保できないため、Ｃ含有量は０．０３０％以上とする。好ましくは０．０４０％以上である。一方、０．１０％を超えると靭性を劣化させるだけでなく、ＭＡの生成が促進されるため、圧縮強度の低下を招く。従って、Ｃ含有量を０．１０％以下とする。好ましくは０．０９８％以下である。
Ｓｉ：０．０１〜０．１５％
Ｓｉは脱酸のため含有させる。しかし、０．０１％未満では脱酸効果が十分でないので、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。好ましくは０．０３％以上である。一方、０．１５％を超えると靭性を劣化させるだけでなく、ＭＡ生成が促進され、圧縮強度の低下を招くため、Ｓｉ含有量を０．１５％以下とする。好ましくは０．１０％以下である。
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎ：１．０〜２．０％とする。Ｍｎは強度および靭性向上のために含有する。しかし、１．０％未満ではその効果が十分ではないので、Ｍｎ含有量は１．０％以上とする。好ましくは１．５％以上である。一方、２．０％を超えると靭性の劣化を招くため、Ｍｎ含有量２．０％以下とする。好ましくは１．９５％以下である。
Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％
Ｎｂは組織の微細化により靭性を向上させ、さらに炭化物を形成し、強度上昇に寄与する。しかし、０．００５％未満ではその効果が十分ないので、Ｎｂ含有量は０．００５％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。一方、０．０５０％を超えると溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｎｂ含有量を０．０５０％以下とする。好ましくは０．０４０％以下である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
ＴｉはＴｉＮのピニング効果により、スラブ加熱時のオーステナイト粗大化を抑制し、靭性を向上させる。しかし、０．００５％未満ではその効果が十分ないので、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とする。好ましくは０．００８％以上である。一方、０．０２５％を超えると靭性の劣化を招くため、Ｔｉ含有量を０．０２５％以下とする。好ましくは０．０２３％以下である。
Ａｌ：０．０８％以下
Ａｌは脱酸剤として含有する。この効果を発揮するため、Ａｌ含有量は０．０１%以上であることが好ましい。しかし、０．０８％を超えると鋼の清浄度が低下し、靭性の劣化を招く。従って、Ａｌ含有量を０．０８％以下とする。好ましくは、０．０５％以下である。
さらに、本発明では、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下の１種以上を含有する。
Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは、靱性の改善と強度の上昇に有効な元素である。しかし、０．５％を超えると溶接部のＨＡＺ靱性が劣化する。従って、Ｃｕを含有する場合は０．５％以下とする。一方、下限は特に限定されず、Ｃｕを含有する場合の含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、靱性の改善と強度の上昇に有効な元素である。しかし、１．０％を超えると溶接部のＨＡＺ靱性が劣化するおそれがある。従って、Ｎｉを含有する場合は１．０％以下とする。一方、下限は特に限定されず、Ｎｉを含有する場合の含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｃｒ：１．０％以下
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。しかし、１．０％を超えると溶接部のＨＡＺ靱性を劣化させる。従って、Ｃｒを含有する場合は１．０％以下とする。一方、下限は特に限定されず、Ｃｒを含有する場合の含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは、靱性の改善と強度の上昇に有効な元素である。しかし、０．５％を超えると溶接部のＨＡＺ靱性が劣化するおそれがある。従って、Ｍｏを含有する場合は０．５％以下とする。一方、下限は特に限定されず、Ｍｏを含有する場合の含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
Ｖ：０．１％以下
Ｖは、ＮｂやＴｉと同様に複合炭化物を生成し、析出強化による強度上昇に極めて有効な元素である。しかし、０．１％を超えると溶接部のＨＡＺ靱性が劣化するおそれがある。従って、Ｖを含有する場合は０．１％以下とする。一方、下限は特に限定されず、Ｖを含有する場合の含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。
さらに本発明では、（１）式で表されるＣｅｑ値が０．３５以上、（２）式で表されるＰｃｍ値が０．２０以下であることを特徴とする。
Ｃｅｑ値：０．３５以上
Ｃｅｑ値：０．３５以上とする。Ｃｅｑ値は下記（１）式で表される。Ｃｅｑ値は母材強度と相関があり、強度の指標として用いられる。Ｃｅｑ値が０．３５未満では引張強度５７０ＭＰａ以上の高強度が得られない。従って、Ｃｅｑ値を０．３５以上とする。好ましくは０．３６以上である。
Ｃｅｑ値＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（１）
但し、（１）式の元素記号は含有元素の質量％を示し、含有しない場合は０とする。
Ｐｃｍ値：０．２０以下
Ｐｃｍ値：０．２０以下とする。Ｐｃｍ値は下記（２）式で表される。Ｐｃｍ値は溶接性の指標として用いられ、Ｐｃｍ値が高いほど溶接ＨＡＺ部の靭性が劣化する。特に厚肉高強度鋼では、その影響が顕著となるため、Ｐｃｍ値を厳しく制限する必要がある。従って、Ｐｃｍ値を０．２０以下とする。好ましくは０．１９以下である。
Ｐｃｍ値＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０ ・・・（２）
但し、（２）式の元素記号は含有元素の質量％を示し、含有しない場合は０とする。
本発明では、必要に応じて以下の元素を含有してもよい。
Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％
Ｃａは、硫化物系介在物の形態を制御し、延性を改善するために有効な元素である。Ｃａ含有量が０．０００５％以上の場合にこの効果が発揮されるので、Ｃａを含有させる場合には含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｃａを０．００３５％を超えて含有させても効果が飽和し、むしろ清浄度が低下して靱性を劣化させるおそれがある。よって、Ｃａを含有させる場合には、含有量を０．００３５％以下とすることが好ましい。
上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の作用効果を害さない範囲であれば、上記以外の元素の含有を問題としない。
２．ラインパイプ用鋼材もしくはラインパイプの金属組織について
本発明において、鋼材表面から板厚１／８位置における、または、パイプ内表面から管厚１／８位置における金属組織を規定する。本発明では、鋼材表面から板厚１／８位置における金属組織を制御することにより、圧縮強度を高めることができ、優れた耐コラプス性能を有するラインパイプ用鋼材またはラインパイプが得られる。
ベイナイトの面積分率が８５％以上
本発明の金属組織は、バウシンガー効果による圧縮強度低下を抑制する観点から、ベイナイト主体とする。なお、本発明の金属組織がベイナイト主体であるとは、金属組織全体に対して、ベイナイトの面積分率が８５％以上であることをいう。バウシンガー効果による圧縮強度低下を抑制するためには、異相界面や硬質第２相での転位集積を避けるため、ベイナイト単相の金属組織であることが望ましいが、ベイナイト以外の残部組織が１５％以下ならば許容される。
ポリゴナルフェライトの面積分率が１０％以下で、かつ、島状マルテンサイトの面積分率が５％以下
バウシンガー効果を抑制し高い圧縮強度を得るためには軟質なポリゴナルフェライト相や硬質な島状マルテンサイトのない均一な組織とし、変形時の組織内部で生じる局所的な転位の集積を抑制することが望ましい。そのため、前述したようにベイナイト主体の組織とするとともに、ポリゴナルフェライトの面積分率が１０％以下で、かつ、島状マルテンサイトの面積分率が５％以下に規定する。なお、島状マルテンサイトの面積分率は０％であってもよい。また、ポリゴナルフェライトの面積分率は０％であってもよい。
本発明の金属組織は、上記の構成を備えれば、ベイナイト、ポリゴナルフェライト、島状マルテンサイト以外のその他の相を含んでも良い。なお、その他の相として、例えば、パーライト、セメンタイト、マルテンサイト等がある。これらその他の相は少ない方が好ましく、鋼材表面から板厚１／８位置において、面積分率で５％以下とすることが好ましい。
なお、本発明において、鋼材表面から板厚１／８位置よりも板厚中央寄りの部分、または、パイプ内表面から管厚１／８位置よりも管厚中央寄りの部分、における金属組織は特に限定されないが、強度や靱性などのバランスの観点から、ベイナイトが７０％以上であることが好ましく、７５％以上であることがより好ましい。残部組織としては、フェライト、パーライト、マルテンサイト、島状マルテンサイト（ＭＡ）、などが、合計で３０％以下、より好ましくは合計で２５％以下であれば、許容される。
本発明において、鋼材表面から板厚１／８位置における金属組織が上記のとおりであれば、鋼材表面から板厚１／８位置までの圧縮強度およびパイプ内面から管厚１／８位置までの圧縮強度を高めることができ、その結果、優れた耐コラプス性能が得られる。
３．ラインパイプ用鋼材の製造方法
本発明のラインパイプ用鋼材の製造方法は、上述した化学成分を含有する鋼スラブを、加熱し熱間圧延を行った後、加速冷却を施し、引き続いて焼戻し（再加熱）を行う。以下に、製造条件の限定理由について説明する。なお、以下の説明において、特に断らない限り、温度は鋼材（鋼板）の板厚方向の平均温度とする。鋼板の板厚方向の平均温度は、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められる。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより、鋼板の板厚方向の平均温度が求められる。
鋼スラブ加熱温度：１０００〜１２００℃
鋼スラブ加熱温度は、１０００℃未満ではＮｂＣの固溶が不十分で、その後の析出による強化が得られないとともに、粗大な未固溶炭化物によって耐ＨＩＣ性能が劣化する。一方、１２００℃を超えると、ＤＷＴＴ特性が劣化する。従って、鋼スラブ加熱温度は１０００〜１２００℃に規定する。好ましくは、１０００℃以上であり、好ましくは１１５０℃以下である。
未再結晶温度域の累積圧下率：６０％以上
加熱された鋼スラブを熱間圧延する工程において、再結晶温度域での圧延に続いて、未再結晶温度域での圧延を実施する。再結晶温度域での圧延条件は特に限定されない。高い母材靱性を得るためには、熱間圧延工程において未再結晶温度域で十分な圧下を行う必要がある。しかし、未再結晶温度域の累積圧下率が６０％未満では、結晶粒の微細化効果が不十分であるため、十分なＤＷＴＴ性能が得られない。このため、未再結晶温度域の累積圧下率を６０％以上とする。未再結晶温度域の累積圧下率は、好ましくは６３％以上である。
圧延終了温度：Ａｒ３変態点以上（Ａｒ３変態点＋６０℃）以下
バウシンガー効果による強度低下を抑制するためには、金属組織をベイナイト主体の組織としポリゴナルフェライトなどの軟質な組織の生成を抑制する必要がある。そのため、熱間圧延は、ポリゴナルフェライトが生成しない温度域であるＡｒ３変態点以上の温度域で実施することが必要である。従って、圧延終了温度はＡｒ３変態点以上に規定し、好ましくは（Ａｒ３変態点＋１０℃）以上である。さらに、高い母材靱性を得るためにはＡｒ３変態点以上の温度域の中でも低温域で圧延を実施する必要があるため、圧延終了温度の上限を（Ａｒ３変態点＋６０℃）とする。圧延終了温度は好ましくは（Ａｒ３変態点＋５０℃）以下である。
なお、Ａｒ３変態点は、下記（３）式により求めることができる。
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ・・・（３）
冷却開始温度：Ａｒ３変態点以上
冷却開始温度がＡｒ３変態点未満では、ポリゴナルフェライトの面積分率が１０％を超えて、バウシンガー効果による強度低下のため、十分な圧縮強度を確保できない。従って、冷却開始温度はＡｒ３変態点以上に規定する。好ましくは、（Ａｒ３変態点＋１０℃）以上である。
冷却速度：１０℃／ｓ以上
冷却速度を１０℃／ｓ以上で行う加速冷却は、高強度で高靱性の鋼板を得るために不可欠なプロセスであり、高い冷却速度で冷却することで変態強化による強度上昇効果が得られる。冷却速度が１０℃／ｓ未満では十分な強度が得られないだけでなく、Ｃの拡散が生じるため未変態オーステナイトへＣの濃化が起こり、ＭＡの生成量が多くなる。前述のように、ＭＡ等の硬質第２相の存在によって、バウシンガー効果が促進されるため、圧縮強度の低下を招く。しかし、冷却速度が１０℃／ｓ以上であれば冷却中のＣの拡散が少なく、ＭＡの生成も抑制される。従って、加速冷却時の冷却速度は１０℃／ｓ以上に規定する。好ましくは、２０℃／ｓ以上である。なお、冷却速度が過大であるとマルテンサイトなど硬質な組織が生成し、靭性や、バウシンガー効果促進による圧縮強度の低下を招くため、冷却速度は２００℃／ｓ以下であることが好ましい。
冷却停止温度：２００〜４５０℃
圧延終了後の加速冷却で２００〜４５０℃まで急冷することにより、ベイナイト相を生成させ均一な組織が得られる。しかし、冷却停止温度が２００℃未満では、島状マルテンサイト（ＭＡ）が過剰に生成し、バウシンガー効果による圧縮強度低下や、靭性の劣化を招く。一方、冷却停止温度が４５０℃を超えると、パーライトが生成して、十分な強度が得られないだけでなく、バウシンガー効果により圧縮強度の低下を招く。従って、冷却停止温度は２００〜４５０℃に規定する。好ましくは、２５０℃以上であり、好ましくは４３０℃以下である。
再加熱温度：板厚１／８位置で３５０℃以上であり、かつ鋼材表面で５３０℃以下
上記加速冷却の後、再加熱する。厚鋼板の加速冷却では鋼板表層部の冷却速度が速くまた鋼板内部に比べ鋼板表層部が低い温度まで冷却される。そのため、鋼板表層部には島状マルテンサイト（ＭＡ）が生成しやすい。ＭＡのような硬質相はバウシンガー効果を促進するため、加速冷却後に鋼板表層部を加熱しＭＡを分解することでバウシンガー効果による圧縮強度の低下を抑制することが可能となる。しかし、板厚１／８位置で３５０℃未満ではＭＡの分解が十分でなく、また鋼材表面で５３０℃を超えると、強度の低下が生じるため、所定の強度を得ることが困難となる。さらに、耐コラプス性能は鋼材表面から板厚１／８位置までの圧縮強度と相関があり、鋼材表面から板厚１／８位置までの再加熱温度を制御することでＭＡを分解しつつ強度を確保することができる。従って、板厚１／８位置で３５０℃以上であり、かつ鋼材表面で５３０℃以下に規定する。好ましくは、板厚１／８位置で３７０℃以上かつ鋼材表面で５２０℃以下である。
加速冷却後における、再加熱の手段は特に限定しないが、たとえば、雰囲気炉加熱、ガス燃焼、誘導加熱等が利用できる。なお、経済性、制御性等を考慮すると、誘導加熱が好ましい。
４．ラインパイプの製造方法
本発明の鋼板（鋼材）、もしくは、上述の方法によって製造された鋼板（鋼材）を用いて、鋼管（ラインパイプ）を得ることができる。鋼材の成形方法としては、ＵＯＥプロセスやプレスベンド（ベンディングプレスとも称する）等の冷間成形によって鋼管形状に成形する方法が挙げられる。ＵＯＥプロセスでは、素材となる鋼板（鋼材）の幅方向端部に開先加工を施したのち、Ｃ字状のプレス機を用いて鋼板の幅方向端部の端曲げを行い、続いて、Ｕ字状及びＯ字状のプレス機を用いて鋼板の幅方向端部同士が対向するように鋼板を円筒形状に成形する。次いで、鋼板の対向する幅方向端部を突き合わせて溶接する。この溶接をシーム溶接と呼ぶ。このシーム溶接においては、円筒形状の鋼板を拘束し、対向する鋼板の幅方向端部同士を突き合わせて仮付溶接する仮付溶接工程と、サブマージアーク溶接法によって鋼板の突合せ部の内外面にシーム溶接を施す本溶接工程との、二段階の工程を有する方法が好ましい。シーム溶接を行った後に、溶接残留応力の除去と鋼管真円度の向上のため、拡管を行う。拡管工程において拡管率（拡管前の管の外径に対する拡管前後の外径変化量の比）は、１．２％以下とする。これは、拡管率が大きすぎるとバウシンガー効果により圧縮強度の低下が大きくなるためであり、拡管率は１．０％以下であることが好ましい。なお、溶接残留応力を低減し、また、鋼管の真円度を向上させる観点から、拡管率は０．４％以上であることが好ましく、０．６％以上であることがより好ましい。
拡管後、防食を目的としてコーティング処理を実施することができる。コーティング処理としては、たとえば、拡管後の鋼管（パイプ）を２００℃以上の温度域に加熱した後、鋼管外面あるいは内面に、たとえば公知の樹脂を塗布すればよい。
プレスベンドの場合には、鋼板に三点曲げを繰り返すことにより逐次成形し、ほぼ円形の断面形状を有する鋼管を製造する。その後は、上述のＵＯＥプロセスと同様に、シーム溶接を実施する。プレスベンドの場合にも、シーム溶接の後、拡管を実施してもよい。
５．ラインパイプ用鋼材
本発明のラインパイプ用鋼材は、上記の成分組成および金属組織を有するとともに、鋼材表面から板厚１／８位置までの圧延垂直方向の０．２３％圧縮強度が３４０ＭＰａ以上であり、ＤＷＴＴ試験における延性破面率が８５％以上となる温度が−１０℃以下である。本発明のラインパイプ用鋼材は、鋼材表面から板厚１／８位置までの圧延垂直方向の０．２３％圧縮強度が３４０ＭＰａ以上であることにより、耐コラプス性能に優れている。なお、０．２３％圧縮強度は、実施例に記載された方法により測定することができる。
６．ラインパイプ
本発明のラインパイプは、上記の成分組成および金属組織を有するとともに、パイプ内表面から管厚１／８位置まで、かつ、パイプ長軸位置での周方向の０．２３％圧縮強度が３４０ＭＰａ以上、コラプス圧が３５ＭＰａ以上であり、ＤＷＴＴ試験における延性破面率が８５％以上となる温度が−１０℃以下である。本発明のラインパイプは、パイプ内表面から管厚１／８位置まで、かつ、パイプ長軸位置での周方向の０．２３％圧縮強度が３４０ＭＰａ以上、コラプス圧が３５ＭＰａ以上であることにより、耐コラプス性能に優れている。また、上記の成分組成および金属組織を有するとともに、コーティング処理によりコーティング層を有する本発明のラインパイプは、パイプ内表面から管厚１／８位置まで、かつ、パイプ長軸位置での周方向の０．２３％圧縮強度が３９０ＭＰａ以上、コラプス圧が４０ＭＰａ以上であり、耐コラプス性能に優れている。ここで、パイプ長軸位置とは、パイプの周方向における位置を考える場合の、パイプの最小半径の位置から９０度回転した位置のことである。なお、０．２３％圧縮強度は、実施例に記載された方法により測定することができる。
表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｊ）を連続鋳造法によりスラブとした。加熱したスラブを熱間圧延により圧延した後、直ちに水冷型の冷却設備を用いて加熱冷却を行い、誘導加熱炉あるいはガス燃焼炉を用いて再加熱を行い、板厚４０ｍｍの厚鋼板（Ｎｏ．１〜２３）を製造した。なお、加熱温度、圧延終了温度、冷却開始温度、冷却停止温度は鋼板の平均温度とし、再加熱温度は表面および板厚１／８位置での温度とした。平均温度および板厚１／８位置での温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率などのパラメータ、計算により求めた。
さらに、これらの鋼板を用いて、ＵＯＥプロセスにより、管厚：３９ｍｍ、外径：８１３ｍｍのパイプを製造した。シーム溶接は内外面各１パスの４電極サブマージアーク溶接で行い、溶接時の入熱は鋼板の板厚に応じて１００ｋＪ／ｃｍの範囲とした。溶接後のパイプに対して、拡管率：０．６〜１．５％の拡管を実施した。また、拡管後のパイプに２３０℃にてコーティング処理も行った。鋼板製造条件および鋼管製造条件（拡管率）を表２に示す。
Figure 0006819835
Figure 0006819835
以上のようにして製造した鋼板の圧縮特性については、鋼板の表面から板厚１／８の位置までの圧縮試験片を採取して評価した。具体的には、鋼板の圧延垂直方向を長手方向とした圧縮試験片採取用の鋼板小片について、鋼板の反対側の表面から切削加工あるいは研削加工を実施して鋼板小片を板厚１／８まで減厚加工した後、平行部の厚さが２．５ｍｍ、幅が２．５ｍｍ、長さが４．０ｍｍの矩形試験片を採取した。この試験片について、造管を模擬するため、圧縮ひずみを２．５％付与し、続けて引張ひずみを１．０％付与した。造管模擬をおこなった試験片を用いて、圧縮方向に荷重を負荷する圧縮試験を行い、得られた圧縮応力−圧縮ひずみ曲線上の圧縮ひずみが０．２３％での応力を０．２３％圧縮強度として評価した。
以上のようにして製造したパイプの引張特性は、ＡＰＩ ５Ｌに準拠した管周方向の全厚試験片を試験片として引張試験を行い、引張強度により評価した。パイプの圧縮特性は、パイプ長軸位置において内面側の管周方向から採取した試験片を用いて評価した。具体的には、管周方向を長手方向とした圧縮試験片採取用のパイプ片について、パイプの外面側から切削加工あるいは研削加工を実施して鋼板小片を板厚１／８まで減厚加工した後、平行部の厚さが２．５ｍｍ、幅が２．５ｍｍ、長さが４．０ｍｍの矩形試験片を採取した。この試験片について、圧縮方向に荷重を負荷する圧縮試験を行い、得られた応力−ひずみ曲線上のひずみが０．２３％での応力を０．２３％圧縮強度として評価した。耐コラプス性能は、７ｍに切断したパイプに圧力容器内で徐々に水圧を負荷し、水圧が低下し始めた圧力をコラプス圧として評価した。なお、圧縮性能と耐コラプス性能は、拡管後（造管まま）と２３０℃でのコーティング処理後（２３０℃加熱後）で測定した。
また、パイプの管周方向より採取したＤＷＴＴ試験片により延性破面率が８５％となる温度を８５％ＳＡＴＴとして求めた。
継手のＨＡＺ靭性は、延性破面率が５０％となる温度をｖＴｒｓとして求めた。切欠き位置は、シャルピー試験片のノッチ底中央に溶融線があり、ノッチ底に溶接金属と母材（含溶接熱影響部）が１：１となる位置とした。
金属組織は、パイプの内表面から板厚１／８の位置からサンプルを採取し、パイプ長手方向に平行な断面を研磨後ナイタールによるエッチングを行い光学顕微鏡で観察を行った。そして、２００倍で撮影した写真３枚を用いて画像解析によりベイナイトおよびポリゴナルフェライトの面積分率を求めた。ＭＡの観察は、ベイナイトおよびポリゴナルフェライトの面積分率を測定したサンプルを用いて、ナイタールエッチング後に電解エッチング（２段エッチング）を行い、その後走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）による観察を行った。そして、１０００倍で撮影した写真３枚から画像解析によってＭＡの面積分率を求めた。
なお、実施例ではパイプにおける金属組織を特定したが、この結果は鋼板の金属組織として扱うことができる。
金属組織および機械的特性の結果を表３に示す。
Figure 0006819835
表３において、Ｎｏ．１〜９はいずれも、引張強度が５７０ＭＰａ以上、０．２３％圧縮強度が鋼板ままで３４０ＭＰａ以上、造管ままで３４０ＭＰａ以上かつ２３０℃加熱後で３９０ＭＰａ以上、コラプス圧が造管ままで３５ＭＰａ以上かつ２３０℃加熱後で４０ＭＰａ以上であり、ＤＷＴＴ性能は８５％ＳＡＴＴが−１０℃以下、ＨＡＺ靭性が−２０℃以下と、評価結果がいずれも良好であった。
一方、Ｎｏ．１０〜１９は、成分組成が本発明の範囲内であるが、製造方法が本発明の範囲外であるため、所望の金属組織が得られていない。その結果、引張強度、０．２３％圧縮強度またはＤＷＴＴ特性のいずれかが劣っている。Ｎｏ．２０〜２３は化学成分が本発明外であるため、引張強度、圧縮強度、ＤＷＴＴ特性またはＨＡＺ靭性のいずれかが劣っている。
本発明によれば、高強度と優れた低温靱性を有し、ＡＰＩ−Ｘ７０グレード以上のパイプが得られ、高い耐コラプス性能が要求される深海用ラインパイプへ適用することができる。

Claims (9)

  1. 質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．１０％、
    Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、
    Ｍｎ：１．０〜２．０％、
    Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
    Ａｌ：０．０８％以下を含有し、
    さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、
    Ｎｉ：１．０％以下、
    Ｃｒ：１．０％以下、
    Ｍｏ：０．５％以下、
    Ｖ：０．１％以下の１種以上を含有し、（１）式で表されるＣｅｑ値が０．３５以上、（２）式で表されるＰｃｍ値が０．２０以下であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    鋼材表面から板厚１／８位置における金属組織が、ベイナイトの面積分率が８５％以上であり、ポリゴナルフェライトの面積分率が１０％以下で、かつ、島状マルテンサイトの面積分率が５％以下であり、
    鋼材表面から板厚１／８位置までの圧延垂直方向の０．２３％圧縮強度が３４０ＭＰａ以上であり、ＤＷＴＴ試験における延性破面率が８５％以上となる温度が−１０℃以下であるラインパイプ用鋼材。
    Ｃｅｑ値＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（１）
    Ｐｃｍ値＝Ｃ+Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０ ・・・（２）
    但し、（１）〜（２）式の元素記号は含有元素の質量％を示し、含有しない場合は０とする。
  2. 質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％をさらに含有する、請求項１に記載のラインパイプ用鋼材。
  3. 請求項１または２に記載の成分組成を有する鋼を１０００〜１２００℃の温度に加熱し、
    未再結晶温度域の累積圧下率が６０％以上で、かつ、圧延終了温度がＡｒ３変態点以上（Ａｒ３変態点＋６０℃）以下で熱間圧延を行った後、
    Ａｒ３変態点以上の温度から１０℃／ｓ以上の冷却速度で２００〜４５０℃まで加速冷却を行い、
    次いで板厚１／８位置で３５０℃以上であり、かつ鋼材表面で５３０℃以下となるように再加熱を行う、
    鋼材表面から板厚１／８位置までの圧延垂直方向の０．２３％圧縮強度が３４０ＭＰａ以上であり、ＤＷＴＴ試験における延性破面率が８５％以上となる温度が−１０℃以下であるラインパイプ用鋼材の製造方法。
  4. 質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．１０％、
    Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、
    Ｍｎ：１．０〜２．０％、
    Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
    Ａｌ：０．０８％以下を含有し、
    さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、
    Ｎｉ：１．０％以下、
    Ｃｒ：１．０％以下、
    Ｍｏ：０．５％以下、
    Ｖ：０．１％以下の１種以上を含有し、（１）式で表されるＣｅｑ値が０．３５以上、（２）式で表されるＰｃｍ値が０．２０以下であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    パイプ内表面から管厚１／８位置における金属組織が、ベイナイトの面積分率が８５％以上であり、ポリゴナルフェライトの面積分率が１０％以下で、かつ、島状マルテンサイトの面積分率が５％以下であり、
    パイプ内表面から管厚１／８位置まで、かつ、パイプ長軸位置での周方向の０．２３％圧縮強度が３４０ＭＰａ以上、コラプス圧が３５ＭＰａ以上であり、ＤＷＴＴ試験における延性破面率が８５％以上となる温度が−１０℃以下であるラインパイプ。
    Ｃｅｑ値＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（１）
    Ｐｃｍ値＝Ｃ+Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０ ・・・（２）
    但し、（１）〜（２）式の元素記号は含有元素の質量％を示し、含有しない場合は０とする。
  5. 質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％をさらに含有する、請求項４に記載のラインパイプ。
  6. さらにコーティング層を有する、請求項４または５に記載のラインパイプ。
  7. 請求項１または２に記載のラインパイプ用鋼材を、冷間成形によりパイプ形状とし、突合せ部をシーム溶接後、拡管率が１．２％以下で拡管してパイプを製造する、パイプ内表面から管厚１／８位置まで、かつ、パイプ長軸位置での周方向の０．２３％圧縮強度が３４０ＭＰａ以上、コラプス圧が３５ＭＰａ以上であり、ＤＷＴＴ試験における延性破面率が８５％以上となる温度が−１０℃以下であるラインパイプの製造方法。
  8. 請求項３に記載の方法で製造されたラインパイプ用鋼材を、冷間成形によりパイプ形状とし、突合せ部をシーム溶接後、拡管率が１．２％以下で拡管してパイプを製造する、パイプ内表面から管厚１／８位置まで、かつ、パイプ長軸位置での周方向の０．２３％圧縮強度が３４０ＭＰａ以上、コラプス圧が３５ＭＰａ以上であり、ＤＷＴＴ試験における延性破面率が８５％以上となる温度が−１０℃以下であるラインパイプの製造方法。
  9. 拡管後、パイプ表面が２００℃以上となる加熱を含むコーティング処理を行う、請求項７または８に記載のラインパイプの製造方法。
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