JP2008195991A - 高温特性に優れた蒸気輸送配管用鋼板及び鋼管並びにそれらの製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】３００〜４００℃の中温度域での強度及び長時間クリープ特性に優れる、高強度蒸気輸送配管用高強度鋼管及びその素材である高強度鋼板、並びにそれらの製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｎ：０．００１〜０．０１０％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％を含有し、Ａｌ：０．０４％以下に制限し、Ｔｉ／Ｎ：２．０〜４．０を満足し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする高温特性に優れた蒸気輸送配管用高強度鋼板及び鋼管。また、この鋼板および鋼管は、さらにＭｏ：０．５０％未満、Ｃｒ：０．５０％以下の１種又は２種を合計で０．５０％以下含有し、０．０１５≦Ｍｏ＋Ｃｒ＋Ｎｂ＋１００Ｂ≦１．３５の条件を満たすことが好ましい。
【選択図】図１

Description

本発明は、特に、３００〜４００℃の蒸気輸送用配管に好適な高温特性に優れた蒸気輸送配管用鋼管およびその製造方法、並びに、蒸気輸送配管用鋼管の素材である鋼板およびその製造方法に関するものである。

オイルサンド中に含有されるビチュメンのような重質油などの粘性の高い原油は、通常の方法で油井から天然のまま採取できない。そのため、オイルサンド含有層に蒸気を注入して原油の粘性を下げて採取し、回収効率を高める方法が採用されている。

このオイルサンド含有層に蒸気を注入する方法として、例えばスチームインジェクション法がある。この方法では、高温に加熱された高圧の蒸気を輸送用パイプラインによって運搬し、注入用鋼管を通じて注入する。

オイルサンド含有層に注入される高温、高圧の蒸気の温度は３００〜４００℃であり、内圧は１５０ＭＰａ程度である。この蒸気を輸送する配管に好適な高温強度に優れた蒸気輸送配管用鋼管として、従来、ＡＰＩ Ｘ６５、Ｘ７０グレード相当の継目無鋼管が提案されている（例えば、特許文献１〜３）。これらの鋼管の外径は最大で１６インチであった。

近年、エネルギー需要旺盛によりカナダなどでオイルサンド事業が活況となり、ビチュメンの回収効率を向上させるために配管の大径化が要求され、また、配管の軽量化による敷設コスト低減のため、鋼管の大径化及び高強度化が要求されている。しかし、特許文献１〜３によって提案されているような継目無鋼管は大径化が困難であり、ＡＰＩ Ｘ８０グレードの高強度も得られていない。

これに対して、高温強度に優れ、大径化が可能な溶接鋼管の製造技術が提案されている（例えば、特許文献４）。しかし、特許文献４によって提案されている蒸気配管用鋼管は、３００〜４００℃という中温域で長時間使用する際には、クリープによる破断が懸念される。

特開昭５６−０２９６２７号公報 特開平０２−０５０９１７号公報 特開２０００−２９０７２８号公報 特開２００６−１８３１３３号公報

本発明は、３００〜４００℃の中温度域での強度及び長時間クリープ特性に優れ、特に、常温及び中温度域での降伏強さが５５０ＭＰａ以上（ＡＰＩグレードＸ８０以上）の蒸気輸送配管用高強度鋼管及びその素材である高強度鋼板、並びにそれらの製造方法の提供を目的とする。

本発明は、特に、低合金鋼において、Ｔｉ／Ｎが適正な範囲になるようにＴｉを添加して、ＴｉＮを微細に析出させ、固溶Ｎｂを確保して高温強度を高め、更に、Ｂを有効に活用して、３００〜４００℃におけるクリープ特性の向上を図った、高温特性に優れる高強度鋼板及びそれを素材とする高強度溶接鋼管であり、その要旨は、以下のとおりである。
（１） 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｎ：０．００１〜０．０１０％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％を含有し、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０４％以下に制限し、Ｔｉ／Ｎ：２．０〜４．０を満足し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする高温特性に優れた蒸気輸送配管用高強度鋼板。
（２） 質量％で、さらに、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下の１種又は２種を合計で０．５０％以下含有し、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｂの含有量が下記（１）式を満たすことを特徴とする上記（１）に記載の高温特性に優れた蒸気輸送配管用高強度鋼板。
０．０１５≦Ｍｏ＋Ｃｒ＋Ｎｂ＋１００Ｂ≦１．３５ … （１）
（３） 質量％で、さらに、Ｖ：０．５０％以下を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の高温特性に優れた高温特性に優れた蒸気輸送配管用高強度鋼板。
（４） 質量％で、さらに、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下の１種又は２種を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の高温特性に優れた蒸気輸送配管用高強度鋼板。
（５） 質量％で、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１００％の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の高温特性に優れた蒸気輸送配管用高強度鋼板。
（６） 上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の鋼板を管状に成形し、突合わせ部を溶接したことを特徴とする高温特性に優れた蒸気輸送配管用高強度鋼管。
（７） 上記（１）〜４の何れか１項に記載の成分からなる鋼片を、１０００〜１２５０℃に加熱し、９００℃以下での累積圧下率を５０％以上とし、終了温度を８５０℃以下として熱間圧延した後、４００〜５５０℃の範囲まで、５℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却することを特徴とする高温特性に優れた蒸気輸送配管用高強度鋼板の製造方法。
（８） 上記（６）に記載の方法により製造された高強度鋼板を管状に成形し、突合せ部を溶接することを特徴とする高温特性に優れた蒸気輸送配管用高強度鋼管の製造方法。

本発明によれば、高温、高圧の蒸気を輸送する配管に好適な、高温強度及び長時間クリープ特性に優れた蒸気輸送配管用高強度鋼管を得ることができ、これにより、蒸気輸送用配管の重量軽減による敷設コストの削減が可能になり、又は蒸気輸送用配管の大径化によって蒸気輸送効率が向上するなど、産業上の貢献が顕著である。

本発明は、Ｔｉの添加によって、微細なＴｉＮの析出による強化を活用し、高温強度を向上させた蒸気輸送配管用高強度鋼板及びその鋼板を素材とする蒸気輸送配管用高強度鋼管である。ＴｉＮの析出状態は、Ｔｉ／Ｎに大きく影響され、これを適正な範囲に規定することにより、ＴｉＮを鋼中に微細に分散させることができる。ＴｉＮは、析出強化だけでなく、溶接熱影響部（ＨＡＺという。）の旧オーステナイト粒の微細化にも有効であり、Ｔｉ／Ｎの適正化によってＨＡＺの靭性も向上する。

したがって、本発明において、Ｔｉ／Ｎは重要な因子である。Ｔｉ／Ｎは、Ｔｉの添加量の、Ｎの添加量に対する比であり、ＴｉＮの析出状態を示すパラメータである。Ｔｉ／Ｎが２．０未満であると、ＴｉＮの析出量が少ないため析出強化の効果が不十分になり、高温強度が低下する。一方、Ｔｉ／Ｎが４．０を超えると、ＴｉＮが析出する温度が高温になり、ＴｉＮが粗大化する。そのため、特に、ＨＡＺにおいて、ＴｉＮによる結晶粒成長の抑制が不十分になり、旧オーステナイト粒が粗大化して、靭性が劣化する。

本発明者らは、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｎ：０．００１〜０．０１０％、Ｂ：０．０００１〜０．００５０％を含有し、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０４％以下に制限し、Ｔｉ／Ｎを変化させた鋼を溶製して鋳造した。得られた鋼片を１０００〜１２５０℃に加熱し、９００℃以下での累積圧下率を５０％以上として、圧延し、８５０℃以下で熱間圧延を終了して、４００〜５５０℃まで５℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却し、鋼板を製造した。

これらの鋼板用いて、高温強度及びＨＡＺの靭性を評価した。高温強度は、ＪＩＳ Ｇ ０５６７に準拠し、３５０℃の引張強度を測定して評価した。ＨＡＺの靭性は、鋼板から採取した小片に再現熱サイクル試験を施した後、シャルピー試験を行って評価した。再現熱サイクル試験は、高周波加熱とガス冷却によって、溶接熱影響部の温度履歴を模擬した熱処理を施すものである。本発明では、１４００℃に加熱し、８００℃から５００℃までの冷却時間を１０ｓとして冷却する条件で再現熱サイクル試験を行い、シャルピー試験をＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して行った。

結果を図１及び図２に示す。図１及び図２に示したように、Ｔｉ／Ｎが２．０〜４．０の範囲内であれば、高温強度及びＨＡＺ靭性が良好であることがわかる。また、図１から、Ｔｉ／Ｎが、２．０〜４．０の範囲内では、大きい方が高温強度の向上には好ましいことがわかる。したがって、良好な高温強度及びＨＡＺ靭性を得るためにはＴｉ／Ｎを２．０〜４．０とすることが必要であり、高温強度を向上させるためにはＴｉ／Ｎを３．０〜４．０とすることが好ましい。

また、本発明は、Ｂを添加し、析出するＢＮを有効に活用して、３００〜４００℃におけるクリープ特性を向上させたことを最大の特徴とするものである。高強度鋼板及び鋼管は、長時間、３００〜４００℃に加熱されると、Ｍ₂₃Ｃ₆が粗大なＭ₆Ｃとなり、高温強度及びクリ−プ強度が低下する。これに対して、Ｂを添加するとＭ₂₃Ｃ₆が安定化し、粗大なＭ₆Ｃの生成が抑制され、高温強度やクリ−プ強度の低下が抑制される。Ｍは、主にＦｅであり、鋼の成分組成に選択的にＣｒ、Ｍｏが含有される場合は、Ｆｅに加えて、Ｃｒ、Ｍｏが含まれることがある。

特に、Ｍｏ、Ｃｒの１種又は２種を含有させて、高温強度の向上を図る場合には、粗大なＭ₆Ｃの生成が問題になる。そのため、本発明者らは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌの含有量が上述の範囲であり、Ｔｉ／Ｎが２．０〜４．０であり、Ｎｂ及びＢの含有量が、Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％、Ｂ：０〜０．００５０％であり、更に、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下の１種又は２種を合計で０．５０％以下を添加した鋼を溶製し、上述の条件で製造した鋼板を製造し、鋼板から試験片を採取して、３５０℃におけるクリープ破断特性を評価した。

クリープ破断特性の評価は、直径６ｍｍ、平行部３０ｍｍの丸棒試験片を用いて、４００℃及び４５０℃のクリープ破断強度を測定し、ラルソンミラーパラメータ法で３５０℃、３０万時間後の推定クリープ破断強度を算出した。

その結果、図３に示すように、クリープ破断強度には、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｂの含有量との相関が認められた。図３から下記（１）式
０．０１５≦Ｍｏ＋Ｃｒ＋Ｎｂ＋１００Ｂ≦１．３５ … （１）
を満たすことにより、３５０℃におけるクリープ特性が良好になることが明らかである。ここで、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｂは質量％で表された各元素の含有量である。

上記（１）式のＭｏ＋Ｃｒ＋Ｎｂ＋１００Ｂを適正な範囲に規定することにより、クリープ特性が向上することから、Ｂの添加による長時間加熱時の高温強度の劣化の抑制、クリープ特性の向上の効果が、特に、Ｃｒ、Ｍｏを含有する低合金鋼において、極めて有効であることがわかる。この理由は、低合金鋼に添加されたＢは、Ｃと共偏析するため、Ｍ₂₃Ｃ₆がＭ₂₃ＣＢ₆となり、安定化するためであると考えられる。特に、Ｃｒ、Ｍｏを含有する低合金鋼は、高温で長時間加熱されるとＭ₂₃Ｃ₆にＣｒ、Ｍｏが濃化するため、粗大なＭ₆Ｃが生成し易い。しかし、Ｂを添加すると、Ｍ₂₃ＣＢ₆がＭ₂₃Ｃ₆の周辺に析出し、粗大なＭ₆Ｃの生成が抑制される。

次に、本発明の鋼板及び鋼管の成分組成について説明する。

Ｃは、焼入性を向上させ、また、Ｆｅ、Ｎｂ、Ｔｉ、更に、選択的に添加されるＣｒ、Ｍｏ、と炭化物を形成し、常温及び高温における強度の向上に寄与する元素である。Ｃ量が、０．０２％未満では、焼入性が下するため十分な強度を保持できない。また、炭化物の析出強化を十分に発現させるためには、Ｃを０．０４％以上添加することが好ましい。一方、Ｃ量が、０．１０％を超えると炭化物が粗大化し、析出強化に寄与する微細な炭化物の析出量が減少し、強度が低下する。

Ｓｉは、脱酸剤として作用する元素であり、その効果を得るには０．０１％以上の添加が必要である。強力な脱酸剤であるＡｌの含有量が少ない場合には、Ｓｉを０．０５％以上添加することが好ましい。一方、Ｓｉ量が０．５０％を超えると溶接熱影響部の靭性が低下し、クリープ特性も劣化する。

Ｍｎは、脱酸剤として作用し、強度も向上させる元素である。Ｍｎ含有量が０．５％未満では脱酸の効果が不十分であり、強度を確保するためには、１．０％以上を添加することが好ましい。一方、Ｍｎ量が２．０％を超えるとクリープ破断強度が低下する。

Ｂは、上述のように、ＢＮ、Ｍ₂₃ＣＢ₆を生じ、特に、Ｃｒ、Ｍｏを含有する場合には、粗大なＭ₆Ｃの析出が抑えられ、高温強度、クリ−プ強度の向上に寄与する極めて重要な元素である。また、Ｂは、焼入性を著しく向上させる元素であり、強度の向上にも寄与する。これらの効果を得るには、Ｂを０．０００１％以上添加することが必要である。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えるとＢが結晶粒界に過剰に偏析し、加工性、靭性及び溶接性を損なう。また、Ｃとの共偏析による炭化物の凝集粗大化を抑制して、常温及び高温での強度を確保し、クリープ特性の劣化を抑制するには、Ｂ含有量の上限を０．００３０％以下にすることが好ましい。

Ｎｂは、Ｃ、Ｎと結合してＮｂ（Ｃ，Ｎ）などの炭窒化物を形成する元素である。この炭窒化物が微細に析出すると、高温強度やクリープ破断強度の向上に寄与し、更に、結晶粒を微細化して、靭性の改善にも有効に作用する。これらの効果を得るには、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とすることが必要である。一方、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えるとＮｂの炭窒化物が粗大になり、高温強度及び靭性を損なう。

Ｔｉは、上述のように、本発明において極めて重要な元素である。Ｔｉは、Ｎとの結合力がＮｂよりも強いため、固溶Ｎの固定に有効であり、生成した微細なＴｉＮは、強度、特に高温強度の向上への寄与が顕著である。この効果を得るには、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とすることが必要である。一方、Ｔｉ量が０．０５０％を超えるとＴｉＮが高温で析出して粗大化し、ＨＡＺの靭性が低下するため、上限を０．０５０％以下とすることが必要である。また、ＴｉＮが粗大化すると高温強度を向上させる効果が不十分になるため、Ｔｉの含有量の上限を０．０３０％以下とすることが好ましい。

Ｎは、鋼中に固溶し、また、Ｎｂ、Ｔｉ、更にＶと窒化物、炭窒化物を形成する元素であり、固溶強化及び析出強化に寄与するため、０．００１％以上を添加する。更に、本発明では、Ｎは、ＢＮを生じて、クリープ破断強度の向上にも寄与する。この効果を得るには、Ｎを０．００２％以上添加することが好ましい。一方、Ｎ量が０．０１０％を超えると、靭性と強度が低下する。また、ＨＡＺ靭性を確保するには、Ｎ量の上限を０．００６％以下とすることが好ましい。

Ｐ、Ｓは、本発明では不純物であり、過剰に含有すると機械特性を損なう。Ｐ、Ｓの含有量が、それぞれ、０．０２０％、０．００５％を超えると強度が低下する。

Ａｌは、脱酸剤として有効であるが、０．０４０％を超えると高温強度が低下する。脱酸の効果を十分に得るには、下限を０．００２％以上とすることが好ましい。

本発明において、高温強度を向上させるには、Ｃｒ、Ｍｏの１種又は２種を更に含有させることが好ましい。

Ｃｒは、強度向上に有効な元素であり、高温強度の向上にも有効である。しかし、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えると、溶接性を損なうことがあるため、上限を０．５０％以下とすることが好ましい。また、靭性及び製造コストの観点から、０．３５％以下とすることが更に好ましい。

Ｍｏは、固溶強化と微細炭化物析出による強化作用に有効な元素であり、高温強度の向上には極めて有効である。しかし、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると、溶接性、靭性を損うことがあるため、上限を０．５０％以下とすることが好ましい。また、Ｍｏは高価で、価格が不安定であるため、製造コストの観点から、０．１０％未満を上限とすることが更に好ましい。

更に、Ｃｒ、Ｍｏの１種又は２種を添加する場合には、添加量の合計の上限を０．５０％以下とすることが好ましい。これは、Ｃｒ、Ｍｏの合計含有量が０．５０％を超えると、溶接性及び靭性を損なうことがあるためである。なお、Ｃｒ及びＭｏの含有量を、更に好ましい上限、それぞれ、０．３５％以下、０．１０％未満とする場合には、Ｃｒ、Ｍｏの合計の含有量を０．４５％未満とすることが好ましい。

更に、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃａ、ＲＥＭの１種又は２種以上を含有しても良い。

Ｖは、Ｎｂと同様、Ｖ（Ｃ，Ｎ）の微細炭窒化物を形成し、高温長時間側のクリープ断強度や高温強度の向上に寄与する。しかし、０．５０％を超えるＶを添加すると粗大なＶ（Ｃ，Ｎ）が析出し、クリープ強度、高温強度、引張強度、靭性を損なうことがある。したがって、Ｖ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。

Ｃｕ、Ｎｉは、靭性及び強度の向上に有効な元素であり、１種又は２種を添加しても良い。０．５０％超のＣｕ、Ｎｉを添加する場合には、粗大な金属間化合物の析出、粒界への偏析に起因する脆化が生じることがあるため、上限を０．５０％以下とすることが好ましい。

Ｃａ、ＲＥＭは介在物の形態の制御に有効な元素である。Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御し、靭性を改善させるため、０．０００５％以上を添加することが好ましい。一方、０．００５０％を超えるＣａを添加すると、粗大な酸化物を形成して靭性を損なうことがある。したがって、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．００５０％とすることが好ましい。ＲＥＭは、不純物元素（Ｐ、Ｓ、Ｏ）とそれらの析出物（介在物）の形態の制御を目的として添加される元素である。不純物を安定で無害な析出物として固定し、強度と靭性を向上させるには、ＲＥＭを０．０００５％以上添加することが好ましい。一方、ＲＥＭの添加量が０．０１００％を超えると、介在物が増加して、靭性を損なうことがある。したがって、ＲＥＭの含有量は０．０００５〜０．０１００％以下とすることが好ましい。

次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。

鋼の溶製及び鋳造は常法で行えば良く、鋳造は生産性の観点から連続鋳造が好ましい。得られた鋼片を熱間圧延し、冷却して鋼板とする。なお、熱間圧延の条件は、特に規定する必要はなく、素材である鋼片の形状及び厚みと熱間圧延後の鋼板の板厚、目的とする機械特性を考慮して、条件を決定すれば良い。熱間圧延後は空冷でも良いが、加速冷却を行うことが好ましい。加速冷却は、水冷、ミスト冷却、送風など、目的とする機械特性を考慮して、適宜選択することができる。

以下、熱間圧延及び制御冷却の好ましい条件について説明する。

熱間圧延の加熱温度は、鋼片の組織をオーステナイトとするため、１０００℃以上とすることが好ましい。これは、炭化物の固溶を十分に進行させるためであり、特に、室温強度、高温強度及び長時間クリープ特性を得るためには、加熱温度を１１００℃以上にすることが好ましい。一方、加熱温度が１２５０℃を超えると、鋼のオーステナイトが粒成長し、圧延、加速冷却後の鋼板の靱性が劣化することがある。

熱間圧延では、オーステナイトからフェライトへの変態温度以上で、再結晶が進行しない温度（オーステナイト未再結晶域という。）での圧下率を確保することが好ましい。本発明の鋼は、Ｎｂ添加によってオーステナイト未再結晶域の上限が９００℃程度にまで上昇する。したがって、鋼片を熱間圧延する際には、９００℃以下での累積の圧下率を５０％以上とすることが好ましい。これにより、オーステナイト粒が圧延方向に延伸し、板厚、板幅方向で細粒になると共に、圧延により導入される粒内の転位密度が増加し、高強度が得られ、靭性が向上する。

また、圧延の終了温度が８５０℃を超えると、結晶粒が成長して粗大になり、転位が回復して、強度が低下することがある。なお、圧延の終了温度が低すぎると、相変態によりフェライトが生成して、加速冷却後の組織に加工フェライトが含まれることがあり、７００℃以上とすることが好ましい。

熱間圧延の終了後は、結晶粒の成長、転位の回復を抑制するために、加速冷却を行うことが好ましい。加速冷却は、熱間圧延の終了後、直ちに開始することが好ましいが、６０ｓ以内に行えば良い。搬送時に温度が低下する場合には、開始温度を７００℃以上とすることが好ましい。

加速冷却での冷却速度を速くすると、鋼の組織において、ベイナイト、マルテンサイトなど、低温変態の生成量が増加し、強度が向上する。そのため、高い強度を確保するためには、加速冷却の冷却速度を５℃／ｓ以上とすることが好ましい。加速冷却の冷却速度が５℃／ｓ未満であると、フェライトの生成量が増加し、冷却中に転位の回復も進行するため、室温及び高温での強度が低下する傾向にある。加速冷却の上限は、冷却設備の性能により適宜決定されるが、３００℃／ｓを超えることは困難である。

また、加速冷却の停止温度が低下すると、強度が上昇して、靭性が低下することがある。そのため、強度及び靭性を確保するには、加速冷却の冷却停止温度を適正な範囲とすることが好ましい。加速冷却の冷却停止温度が５５０℃を超えると、炭化物の成長が促進され、固溶炭素量が少なくなり、強度、特に高温強度が低下することがあるため、上限を５５０℃とすることが好ましい。一方、冷却停止温度が４００℃未満になると、低温変態生成物の析出が顕著になり靭性が劣化することがある。

上述の方法によって得られた鋼板を造管し、アーク溶接して、本発明の鋼管、例えば、ＵＯＥ鋼管、電縫鋼管、スパイラル鋼管、レーザー溶接鋼管を製造する。

ＵＯＥ鋼管の場合、上述の熱間圧延工程で製造した鋼板を、冷間加工、具体的には、Ｃプレス、Ｕプレス及びＯプレスによって管状に成形し、突合された鋼板の端部をアーク溶接、好ましくは、サブマージアーク溶接によって溶接する。更に、真円度を高める場合には、拡管を行うことが好ましい。

電縫鋼管やレーザー溶接鋼管の場合、熱間圧延工程で製造した熱延鋼板を、ロール成形などの冷間曲げ加工によって管状に成形し、入熱、鋼板の突き合わせ角度（Ｖ角）、鋼板の通板速度等を制御して、電縫溶接又はレーザー溶接する。スパイラル鋼管の場合は、熱延工程で製造した鋼板を螺旋状に送給して管状に成形し、溶接して製造する。

表１に示す化学成分の鋼を溶製し、鋳造して得られた鋼片を表２に示した条件で熱間圧延し、鋼板を製造した。鋼板をＵＯＥ工程で造管してサブマージアーク溶接し、鋼管を製造した。鋼管のサイズは、肉厚が表２に示した鋼板の板厚と同等であり、外径は７６２ｍｍである。

造管前の鋼板から、圧延方向と垂直な方向を長手方向として引張試験片を採取した。また、鋼管は、平板状にプレスして、鋼管周方向に引張試験片を採取した。これらの試験片を用いて、室温及び３５０℃で引張試験を行い、降伏強度を求めた。室温での試験にはＡＰＩ全厚引張試験を用いた。３５０℃での試験には直径６ｍｍ、平行部３０ｍｍの丸棒試験片を用いた。室温及び３５０℃での降伏強度が５５０ＭＰａ以上であるものを良好として評価した。

また、平板状にプレスした鋼管からは、クリープ破断特性を評価するために、鋼管周方向に直径６ｍｍ、平行部３０ｍｍの丸棒試験片を採取し、試験温度４００℃及び４５０℃にてクリープ破断強度を測定した。これは、加速評価試験であり、ラルソンミラーパラメータ法を用いることによって３５０℃、３０万時間後の推定クリープ破断強度を算出した。

更に、鋼管周方向からＪＩＳ Ｚ ２２４１のＶノッチシャルピー試験片を採取し、溶接部境界（Ｆｕｓｉｏｎ Ｌｉｎｅ）から１ｍｍ位置にノッチ位置を設けてシャルピー衝撃試験を行った。ＨＡＺ靭性の評価は、試験温度は０℃として、脆性破面率により評価した。

表２に結果を示す。表２の製造Ｎｏ．１〜１６は本発明例であり、鋼板および鋼管の室温および３５０℃の降伏強度が５５０ＭＰａ以上を有し、かつ３５０℃、３０万時間後の推定クリープ破断強度も非常に良好な値を得ることができた。なお、鋼板の製造条件が好ましい範囲外である製造Ｎｏ．１２〜１６は、鋼板および鋼管の室温および３５０℃の降伏強度、および３５０℃、３０万時間後の推定クリープ破断強度のうち、何れかが、製造Ｎｏ．１よりも若干劣っている。

一方、化学成分が本発明の範囲外である製造Ｎｏ．１７〜２５は、鋼板および鋼管の室温および３５０℃の降伏強度、および３５０℃、３０万時間後の推定クリープ破断強度のうち、何れかが本発明例よりも劣っている。

Ｔｉ／Ｎと高温強度との関係を示す図である。 Ｔｉ／ＮとＨＡＺ靭性との関係を示す図である。 Ｍｏ＋Ｃｒ＋Ｎｂ＋１００Ｂとクリープ特性との関係を示す図である。

Claims (8)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０２〜０．１０％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
   Ｍｎ：０．５〜２．０％、
   Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、
   Ｎ ：０．００１〜０．０１０％、
   Ｂ ：０．０００１〜０．００５０％
   を含有し、
   Ｐ：０．０２０％以下、
   Ｓ：０．００５％以下、
   Ａｌ：０．０４％以下
   に制限し、
   Ｔｉ／Ｎ：２．０〜４．０
   を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする高温特性に優れた蒸気輸送配管用高強度鋼板。
2. 質量％で、さらに、
   Ｍｏ：０．５０％以下、
   Ｃｒ：０．５０％以下
   の一方又は双方を合計で０．５０％以下含有し、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｂの含有量が下記（１）式を満たすことを特徴とする請求項１に記載の高温特性に優れた蒸気輸送配管用高強度鋼板。
   ０．０１５≦Ｍｏ＋Ｃｒ＋Ｎｂ＋１００Ｂ≦１．３５ … （１）
3. 質量％で、さらに、
   Ｖ：０．５０％以下
   を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の高温特性に優れた蒸気輸送配管用高強度鋼板。
4. 質量％で、さらに、
   Ｃｕ：０．５０％以下、
   Ｎｉ：０．５０％以下
   の１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れかの項に記載の高温特性に優れた蒸気輸送配管用高強度鋼板。
5. 質量％で、さらに、
   Ｃａ ：０．０００５〜０．００５０％、
   ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１００％
   の１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の高温特性に優れた蒸気輸送配管用高強度鋼板。
6. 請求項１〜４の何れか１項に記載の鋼板を管状に成形し、該鋼板の突合わせ部を溶接したことを特徴とする高温特性に優れた蒸気輸送配管用高強度鋼管。
7. 請求項１〜４の何れか１項に記載の成分からなる鋼片を、１０００〜１２５０℃に加熱し、９００℃以下での累積圧下率を５０％以上とし、終了温度を８５０℃以下として熱間圧延した後、４００〜５５０℃の範囲まで５℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却することを特徴とする高温特性に優れた蒸気輸送配管用高強度鋼板の製造方法。
8. 請求項６に記載の方法により製造された高強度鋼板を管状に成形し、突合せ部を溶接することを特徴とする高温特性に優れた蒸気輸送配管用高強度鋼管の製造方法。

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