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JP5131715B2 - 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管 - Google Patents

低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管 Download PDF

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Description

本発明は、石油、天然ガス等の輸送用ラインパイプ等の用途に最適な低温靭性に優れたラインパイプ用鋼板及びラインパイプ用鋼管に関する。
近年、原油・天然ガスの長距離輸送方法としてパイプラインの重要性がますます高まっている。現在、長距離輸送用の幹線ラインパイプとしては米国石油協会（ＡＰＩ）規格Ｘ６５が設計の基本になっており、実際の使用量も圧倒的に多い。しかし、(1)高圧化による輸送効率の向上や(2)ラインパイプの外径・重量の低減による現地施工能率向上のため、より高強度のラインパイプが要望されている。これまでにＸ８０（引張強さ６２０ＭＰａ以上）までのラインパイプの実用化がされているが、さらに高強度のラインパイプに対するニーズが強くなってきた。現在、高強度ラインパイプ製造法の研究は、Ｘ８０ラインパイプの製造技術（非特許文献１及び２）、Ｘ１００（引張強さ７６０ＭＰａ以上）ラインパイプの製造技術さらには、Ｘ１２０ラインパイプの製造技術（特許文献１及び２）について報告が行われている。しかし、このような高強度ラインパイプも脆性破壊き裂伝播停止特性や高速延性破壊き裂伝播停止特性が求められ、これに関する課題が解決できないと鋼板および鋼管の製造できてもラインパイプとして実用化することは不可能である。
脆性破壊き裂伝播停止特性は、特にラインパイプをつなぐ円周溶接部から脆性破壊が発生しても脆性破壊を停止させる必要がある。脆性破壊のき裂伝播速度は３５０ｍ／ｓ以上にもなり、脆性破壊は、100mから数kmにもおよぶ長距離破壊の可能性があり、それにより想定される被害の大きさから重要視されている。この脆性破壊き裂伝播停止特性を評価する小型試験として、ＤＷＴＴ (Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅｓｔ：落重試験)にて仕様温度にて、８５%以上の延性破面率を有することが求められている。
一方、高速延性破壊き裂伝播停止特性は、鋼管の管軸方向に延性破壊が100m/s以上もの高速で長距離伝播する現象である。この高速延性破壊についても、100mから数kmにもおよぶ長距離破壊の可能性があり、それにより想定される被害の大きさから重要視されている。この高速延性破壊は、鋼管のシャルピーエネルギーと相関があるとされており、このシャルピー吸収エネルギーを確保することにより防止されてきた。
しかしながら、これらの防止基準は70ksi(=490MPa)以下の強度レベルの鋼管で確立されたものであり、近年開発されてきている80ksi（=560MPa）以上の引張強度を持つ鋼板では、上記パラメーターでは不十分であることが懸念されている。この80ksi以上を有する鋼板の高速延性破壊伝播停止特性を予測する手段が確立されていない。これに対して、高強度ラインパイプに対しては、ＤＷＴＴによる破壊の伝播エネルギーや、き裂開口角度（ＣＴＯＡ）あるいは、プリクラックにて一度延性破壊を発生させた後のＤＷＴＴによる伝播エネルギーが高速延性破壊き裂伝播停止特性と対応するという考え方が提案されている。
このＤＷＴＴによる脆性き裂伝播停止特性や延性き裂伝播停止特性を上げるには、延性・脆性遷移温度を仕様温度以下にする必要がある。延性・脆性遷移温度を下げるすなわち、低温靭性を良好にするには、結晶粒径を微細にする必要がある。高強度ラインパイプのミクロ組織としては、ベイナイト・マルテンサイト主体の組織になる。ベイナイト・マルテンサイト主体の組織における結晶粒微細化の方法として、パンケーキ厚みを細かくすることが知られている。ただし、パンケーキ厚みを細かくすることには限界がある。さらに、ベイナイト・マルテンサイト主体の組織の場合、圧延方向を軸として圧延面に４０°傾いた面(以降４０°面と呼ぶ)に｛１００｝が集積することが知られている。｛１００｝は鉄のへき開面であり、中心偏析などの脆化部が存在すると、その脆化部から脆性破壊が発生し、｛１００｝が集積した４０°面に脆性破壊が一気に伝播してしまい、延性破壊に移行しにくくなる。以上が、ベイナイト・マルテンサイト主体の組織におけるＤＷＴＴ延性・脆性破壊温度が低温側にシフトしない大きな課題であった。そのため、ベイナイト・マルテンサイト主体の組織からフェライトを生成させた複相組織を形成させ、４０°面に｛１００｝を集積させない組織を創製し、中心偏析などがあった場合でも、すぐに脆性破壊を抑制する組織制御を行っていた（特許文献３）。このようなフェライトを創製させる場合には、高強度になればなるほどフェライト量が制限される。フェライト量が制限されると４０°面の｛１００｝の集積が抑制されなくなるので、その面に脆性き裂が伝播しやすくなる。また、鋼管全体にフェライトを均一に分散させることも課題である。
国際公開９６/０２３０８３号明細書 国際公開９６/０２３９０９号明細書 特開２００８−０１３８００号公報
ＮＫＫ技報No.138(1992), pp24-31 The 7th Offshore Mechanics and Arctic Engineering (1988), Volume V, pp179-185
従来より、ベイナイト・マルテンサイト主体の組織における結晶粒微細化の方法として、パンケーキ厚みを細かくすることが知られているが、鋳片の厚みに上限があるので、パンケーキ厚みを細かくすることには限界がある。さらに、ベイナイト・マルテンサイト主体の組織の場合、圧延方向を軸として圧延面に４０°傾いた面(以降４０°面と呼ぶ)に｛１００｝が集積することが知られている。｛１００｝は鉄のへき開面であり、中心偏析などの脆化部が存在すると、その脆化部から脆性破壊が発生し、｛１００｝が集積した４０°面に脆性破壊が一気に伝播してしまい、延性破壊に移行しない大きな課題であった。
本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、ベイナイト・マルテンサイト主体の組織を有するラインパイプ等に使用される鋼管の低温靭性、特に脆性破壊き裂伝播停止特性や高速延性破壊き裂伝播停止特性を改善することを課題とするものである。
本発明者らは、引張り強度が６００ＭＰａ以上の低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管を得るための鋼材が満足すべき条件について鋭意研究を行い、新しい超高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管を発明するに至った。そして、ベイナイト・マルテンサイト主体の組織でも中心偏析のような脆化相が著しく緩和され、その場所の低温靭性が向上すると、ＤＷＴＴなどの延性・脆性遷移温度が低下することが可能となることを見出した。本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．０８％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：１．６〜２．３％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、
Ｎ ：０．００１０〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％
を含み、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００２０％以下、
Ｔｉ：０．０３０％以下、
Ａｌ：０．０３０％以下、
Ｏ ：０．００３５％以下
に制限され、残部がＦｅ及び不可避的不純物元素からなり、
Ｓ／Ｃａ＜０．５
を満足し、更に、
最大Ｍｎ偏析度：２．０以下、
Ｎｂ偏析度：４．０以下、
Ｔｉ偏析度：４．０以下
に制限し、
更に、
ベイナイト+マルテンサイト組織を有し、前記ベイナイト+マルテンサイト組織の平均旧オーステナイトの平均粒径が１０μm以下であり、前記ベイナイト+マルテンサイト組織でフェライト分率が１０％未満であり、
更に、
圧延方向を軸として、圧延面に４０°傾いた場所の｛１００｝の集積度が４．０以下に制限され、引張り強度６００ＭＰａ以上７４３ＭＰａ以下を有することを特徴とする低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板。
（２）更に、質量％で、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜０．２０％、
Ｗ ：０．０１〜１．０％、
Ｖ ：０．０１〜０．１０％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０５０％、
Ｔａ：０．０００１〜０．０５０％、
Ｂ ：０．０００１〜０．００２０％
の１種又は２種以上を、更に含有することを特徴とする（１）に記載の低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板。
（３）質量％で
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｙ ：０．０００１〜０．００５％、
Ｈｆ：０．０００１〜０．００５％、
Ｒｅ：０．０００１〜０．００５％
の１種又は２種以上を含み、更に含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載の低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板。
（４）中心偏析部の最高硬度が４００Ｈｖ以下であることを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載の低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板。
（５）母材が、質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．０８％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：１．６〜２．３％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、
Ｎ ：０．００１０〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％
を含み、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００２％以下、
Ｔｉ：０．００１〜０．０３０％、
Ａｌ：０．０３０％以下、
Ｏ ：０．００３５％以下
に制限され、残部がＦｅ及び不可避的不純物元素からなり、
Ｓ／Ｃａ＜０．５
を満足し、更に、
最大Ｍｎ偏析度：２．０以下、
Ｎｂ偏析度：４．０以下、
Ｔｉ偏析度：４．０以下
に制限され、
更に、
ベイナイト+マルテンサイト組織を有し、前記ベイナイト+マルテンサイト組織の平均旧オーステナイトの平均粒径が１０μm以下であり、前記ベイナイト+マルテンサイト組織でフェライト分率が１０％未満であり、
更に、
圧延方向を軸として、圧延面に４０°傾いた場所の｛１００｝の集積度が４．０以下に制限され、引張り強度６００ＭＰａ以上７４３ＭＰａ以下を有することを特徴とする低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管。
（６）更に、質量％で、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜０．２０％、
Ｗ ：０．０１〜１．０％、
Ｖ ：０．０１〜０．１０％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０５０％、
Ｔａ：０．０００１〜０．０５０％、
Ｂ ：０．０００１〜０．００２０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（５）に記載の低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管。
（７）更に、質量％で
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｙ ：０．０００１〜０．００５％、
Ｈｆ：０．０００１〜０．００５％、
Ｒｅ：０．０００１〜０．００５％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（５）又は（６）に記載の低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管。
（８）中心偏析部の最高硬度が４００Ｈｖ以下であることを特徴とする（５）〜（７）のいずれかに記載の低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管。
本発明によれば、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉの偏析度が低下し、中心偏析部の最高硬さの上昇が抑制され、低温靭性に優れたラインパイプ用鋼板及びラインパイプ用鋼管の製造が可能であるなど、産業上の貢献が極めて顕著である。
０．０６Ｃ−１．９Ｍｎ−Ｎｉ−Ｃｕ−Ｃｒ系でのＤＷＴＴ延性破面率に及ぼす最大Ｍ偏析度の影響を示す ０．０６Ｃ−１．９Ｍｎ−Ｎｉ−Ｃｕ−Ｃｒ系でのＤＷＴＴ延性破面率に及ぼすＮｂ偏析度の影響を示す ０．０６Ｃ−１．９Ｍｎ−Ｎｉ−Ｃｕ−Ｃｒ系でのＤＷＴＴ延性破面率に及ぼすＴｉ偏析度の影響を示す
以下、本発明の内容について詳細に説明する。本発明は600ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を有する低温靭性に優れた超高強度ラインパイプに関する発明である。この強度水準の超高強度ラインパイプでは、従来主流であるＸ６５と較べて高い圧力に耐えるため、同じサイズで多くのガスを輸送することが可能になる。Ｘ６５の場合は圧力を高めるためには肉厚を厚くする必要があり、材料費、輸送費、現地溶接施工費が高くなってパイプライン敷設費が大幅に上昇する。これが６００ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を有する高速延性破壊特性に優れた超高強度ラインパイプが必要とされる理由である。一方、高強度になると急激に鋼管の製造が困難になる。この場合、シーム溶接部も含めた目標特性を得るには特に高速破壊特性を改善すること、母材の低温靱性を改善すること、溶接金属および溶接熱影響部の低温靱性を改善すること、また、バースト試験で管体破断させる必要がある。
母材の高速延性破壊特性について説明する。本発明者らは母材の高速延性破壊特性を満足させるために母材の鋼板の破壊靱性に関して鋭意研究を行った結果、以下のことを見いだした。
脆性破壊き裂伝播抵抗特性と、高速延性破壊き裂伝播特性を向上させるには、母材の高い破壊伝播停止特性を有する必要がある。これを達成させるために、例えば落重試験(ＤＷＴＴ)における延性破面率を向上させる、および破壊伝播エネルギーを向上させることが重要であることが知られている。６００MPa以上の引張り強度を有する高強度の場合には基本的にはベイナイトあるいはマルテンサイト主体の組織になり、その場合にはAr3点以上の温度から冷却し、鋼板とする。この場合には、鉄のへき開面である｛１００｝は圧延方向を軸として圧延面に対して４０度の位置に集積する。以後、本明細書において、圧延方向を軸として圧延面に対して４０度の位置する面を「４０°面」と呼ぶ。具体的にはランダムな場合の集積に比べて２倍以上を有するものになっていた。以後、本明細書において、このランダムな場合と比較しての｛１００｝の集積の割合を「集積度」と呼ぶ。
高強度鋼の場合、たとえば中心偏析のレベルが悪いと、中心偏析から脆性破壊が発生し、その脆性破壊が４０°面にそって伝播し、ＤＷＴＴ延性破面率や伝播エネルギーが著しく低下してしまう。発明者らは、中心偏析部の最大Ｍｎ偏析度、Ｔｉ偏析度、Ｎｂの偏析度とＤＷＴＴ延性破面率およびＤＷＴＴ伝播エネルギーの関係を調査し、中心偏析の最大Ｍn偏析度、Ｔｉ偏析度、Ｎｂ偏析度がＤＷＴＴ延性破面率あるいはＤＷＴＴ伝播エネルギーと大きく影響することを見いだした。
図1〜3に０．０6Ｃ−１．９Mn−Ｎｉ−Ｃｕ−Ｃｒ系でのＤＷＴＴ延性破面率に及ぼすＭｎ，Ｔｉ，Ｎｂの最大偏析度の影響を示す。最大Ｍn偏析度、Ｔｉ偏析度、Ｎｂ偏析度が下がると、ＤＷＴＴ延性破面率が著しくて低下することが判明した。特に、最大Ｍｎ偏析度が２．０以下、Ｔｉ偏析度が４．０以下、Ｎｂの偏析度が４．０以下になると、ＤＷＴＴ延性破面率が著しく上昇した。このように最大Ｍｎ偏析度、Ｔｉ偏析度、Ｎｂ偏析度が下がることによって、ＤＷＴＴ延性破面率が著しく向上した理由を発明者らは以下のように考えている。
Ｍｎ偏析度が上がると、その領域におけるＭｎ濃度が上昇する。従って、中心偏析部の焼入れ性が高くなり、正常部よりも硬度が大きく上昇する。その領域における硬度が上昇すると、低温靭性具体的には破壊の発生特性が著しく低下する。従って、容易に中心偏析から破壊が発生し、４０°面に脆性破壊が進展する。これに対して、最大Ｍｎ偏析度が下がると、中心偏析部の硬度の上昇が抑制され、破壊の発生抵抗値が上がる。
一方、Ｔｉ偏析度、Ｎｂ偏析度が上がると、中心偏析部におけるＴｉ，Ｎｂの炭窒化物の生成が顕著になり、これも破壊の発生特性を著しく下げる。逆にＴｉ，Ｎｂの偏析度が下がると、中心偏析部のＴｉ，Ｎｂの炭窒化物の生成が抑制され、破壊の発生特性が向上する。なお、最大Ｍｎ偏析度が上がると、ＭｎＳの生成が顕著にならないように、Ｃａを添加して、ＭｎＳの形成を抑制している。
ここで、本発明において、最大Ｍｎ偏析度とは、鋼板及び鋼管の中心偏析部を除いた平均のＭｎ量に対する中心偏析部の最大のＭｎ量である。同様に、Ｎｂ偏析度とＴｉ偏析度は、鋼板及び鋼管の中心偏析部を除いた平均のＮｂ量（Ｔｉ量）に対する中心偏析部の平均化した最大のＮｂ量（Ｔｉ量）である。
また、最大Ｍｎ偏析度を測定する場合、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）、又はＥＰＭＡによる測定結果を画像処理することができるＣＭＡ（Ｃｏｍｐｕｔｅｒ Ａｉｄｅｄ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）によって鋼板及び鋼管のＭｎ濃度分布を測定する。同様に、Ｎｂ偏析度及びＴｉ偏析度についても、ＥＰＭＡ又はＣＭＡによって、それぞれ、Ｎｂ濃度分布及びＴｉ濃度分布を測定する。
この際、ＥＰＭＡ（又はＣＭＡ）のプローブ径によって最大Ｍｎ偏析度の数値が変化する。本発明者らは、プローブ径を２μｍとすることにより、適正にＭｎの偏析を評価できることを見出した。Ｎｂ偏析度及びＴｉ偏析度についても、プローブ径を２μｍとすることにより、適正に偏析を評価できることがわかった。ＮｂとＴｉの場合には、最大値を正確にもとめることはできないので、測定データを平均化した値すなわち、板厚方向の平均の最大値を求めることにした。なお、ＭｎＳ、ＴｉＮ、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）などの介在物が存在すると最大Ｍｎ偏析度、Ｔｉ偏析度、Ｎｂ偏析度が見かけ上大きくなるので、介在物が当たった場合はその値は除いて評価するものとする。
以下、本発明での母材の化学成分の限定理由について述べる。
Ｃ：Ｃは鋼の強度を向上させる元素であり、その有効な下限として０．０３％以上の添加が必要である。一方、Ｃ量が０．０８％を超えると、炭化物の生成が促進されて中心偏析部の低温靭性を損なうため、上限を０．０８％以下とする。また、正常部の低温靭性や溶接性や靱性の低下を抑制するには、Ｃ量の上限を０．０７％以下とすることが好ましい。
Ｓｉ：Ｓｉは脱酸元素であり、０．０１％以上の添加が必要である。一方、Ｓｉ量が０．５％を超えると、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靱性を低下させるため、上限を０．５％以下とする。
Ｍｎ：Ｍｎは、強度及び靱性を向上させる元素であり、１．６％以上の添加が必要である。一方、Ｍｎ量が、２．３％を超えると、中心偏析部の低温靭性やＨＡＺ靱性を低下させるため、上限を２．３％以下とする。中心偏析部の低温靭性劣化を抑制するには、Ｍｎ量の上限を２．０％以下とすることが好ましい。
Ｎｂ：Ｎｂは、炭化物、窒化物を形成し、強度の向上に寄与する元素である。効果を得るためには、０．００１％以上のＮｂを添加することが必要である。しかし、Ｎｂを過剰に添加すると、Ｎｂ偏析度が増加し、Ｎｂの炭窒化物の集積を招いて、耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、本発明においては、Ｎｂ量の上限を０．０５％以下とする。
Ｎ：Ｎは、ＴｉＮ、ＮｂＮなどの窒化物を形成する元素であり、窒化物を利用して加熱時のオーステナイト粒径を微細にするためには、Ｎ量の下限値を０．００１０%以上とすることが必要である。しかし、Ｎの含有量が０．００５０％を超えると、ＴｉとＮｂの炭窒化物が集積しやすくなり、耐ＨＩＣ性を損なう。したがって、Ｎ量の上限を０．００５０%以下とする。なお、靭性などが要求される場合には、ＴｉＮの粗大化を抑制するため、Ｎ量の上限を０．００３５％以下にすることが好ましい。
Ｐ：Ｐは不純物であり、含有量が０．０１５％を超えると、耐ＨＩＣ性を損ない、また、ＨＡＺの靱性が低下する。したがって、Ｐの含有量の上限を０．０１％以下に制限する。
Ｓ：Ｓは、熱間圧延時に圧延方向に延伸するＭｎＳを生成して、低温靭性を低下させる元素である。したがって、本発明では、Ｓ量を低減することが必要であり、上限を０．００２０％以下に制限する。また、靱性を向上させるためには、Ｓ量を０．００１０％以下とすることが好ましい。Ｓ量は、少ないほど好ましいが、０．０００１％未満にすることは困難であり、製造コストの観点から、下限を０．０００１％以上にすることが好ましい。
Ｔｉ：Ｔｉは、通常、脱酸剤や窒化物形成元素として結晶粒の細粒化に利用される元素であるが、本発明では、炭窒化物の形成によって耐ＨＩＣ性や靱性を低下させる元素である。したがって、Ｔｉの含有量の上限は、０．０３０％以下に制限する。また、０．００１％未満の添加では結晶粒微細化の効果が得られないため、下限を０．００１％とする。
Ａｌ：Ａｌは脱酸元素であるが、本発明においては、添加量が０．０３０％を超えるとＡｌ酸化物の集積クラスターが確認されるため、０．０３０％以下に制限する。靭性が要求される場合には、Ａｌ量の上限を０．０１７％以下にすることが好ましい。Ａｌ量の下限値は特に限定しないが、溶鋼中の酸素量を低減させるためには、Ａｌを０．０００５％以上添加することが好ましい。
Ｏ：Ｏは不純物であり、酸化物の集積を抑制して、低温靭性を向上させるために、上限を０．００３５％以下に制限する。酸化物の生成を抑制して、母材及びＨＡＺ靭性を向上させるためには、Ｏ量の上限値を０．００３０％以下とすることが好ましい。Ｏ量の最適な上限は０．００２０％以下である。
Ｃａ：Ｃａは硫化物ＣａＳを生成し、圧延方向に伸長するＭｎＳの生成を抑制し、低温靭性の改善に顕著に寄与する元素である。Ｃａの添加量が０．０００１％未満では、効果が得られないため、下限値を０．０００１％以上とする。一方、Ｃａの添加量が０．００５０％を超えると、酸化物が集積し、低温靭性を損なうため、上限を０．００５０％以下とする。
本発明では、Ｃａを添加して、ＣａＳを形成させることにより、Ｓを固定するため、Ｓ／Ｃａの比は重要な指標である。Ｓ／Ｃａの比が０．５以上であると、ＭｎＳが生成し、圧延時に延伸化したＭｎＳが形成される。その結果、低温靭性が劣化する。したがって、Ｓ／Ｃａの比を０．５未満とした。
なお、本発明においては、強度及び靱性を改善する元素として、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｂの中で、１種又は２種以上の元素を添加することができる。
Ｎｉ：Ｎｉは、靱性及び強度の改善に有効な元素であり、その効果を得るためには０．０１％以上の添加が必要であるが、２．０％以上の添加では溶接性が低下するために、その上限を２．０％とすることが好ましい。
Ｃｕ：Ｃｕは、靱性を低下させずに強度の上昇に有効な元素であるが、０．０１％未満では効果がなく、１．０％を超えると鋼片加熱時や溶接時に割れを生じやすくする。従って、その含有量を０．０１〜１．０％以下とすることが好ましい。
Ｃｒ：Ｃｒは析出強化による鋼の強度を向上させるために、０．０１％以上の添加が有効であるが、多量に添加すると、焼入れ性を上昇させ、ベイナイト組織を生じさせ、低温靱性を低下させる。従って、その上限を１．０％とすることが好ましい。
Ｍｏ：Ｍｏは、焼入れ性を向上させると同時に、炭窒化物を形成し強度を改善する元素であり、その効果を得るためには、０．０１％以上の添加が好ましい。一方、Ｍｏを０．６０％を超えて多量に添加すると、コストが上昇するため、上限を０．６０％以下にすることが好ましい。また、鋼の強度が上昇すると、低温靱性が低下することがあるため、好ましい上限を０．２０％以下とする。
Ｗ：Ｗは、強度の向上に有効な元素であり、０．０１％以上の添加が好ましく、０．０５％以上の添加がより好ましい。一方、１．０％を超えるＷを添加すると、靱性の低下を招くことがあるため、上限を１．０％以下とすることが好ましい。
Ｖ：Ｖは、炭化物、窒化物を形成し、強度の向上に寄与する元素であり、効果を得るためには、０．０１％以上の添加が好ましい。一方、０．１０％を超えるＶを添加すると、低温靱性の低下を招くことがあるため、上限を０．１０％以下とすることが好ましい。
Ｚｒ、Ｔａ：Ｚｒ及びＴａは、Ｖと同様に炭化物、窒化物を形成し強度の向上に寄与する元素であり、効果を得るために、０．０００１％以上を添加することが好ましい。一方、Ｚｒ及びＴａを、０．０５０％を超えて過剰に添加すると、低温靱性の低下を招くことがあるため、その上限を０．０５０％以下とすることが好ましい。
Ｂ：Ｂは、鋼の粒界に偏析して焼入れ性の向上に著しく寄与する元素である。この効果を得るには、０．０００１％以上のＢの添加が好ましい。また、ＢはＢＮを生成し、固溶Ｎを低下させて、溶接熱影響部の靱性の向上にも寄与する元素であるため、０．０００５％以上の添加がより好ましい。一方。Ｂを過剰に添加すると、粒界への偏析が過剰になり、低温靱性の低下を招くことがあるため、上限を０．００２０％とすることが好ましい。
更に、酸化物や硫化物などの介在物を制御するために、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅの１種又は２種以上を含有させても良い。
ＲＥＭ：ＲＥＭは、脱酸剤及び脱硫剤として添加される元素であり、０．０００１％以上の添加が好ましい。一方、０．０１０％を超えて添加すると、粗大な酸化物を生じて、ＨＩＣ性や、母材及びＨＡＺの靱性を低下させることがあり、好ましい上限は０．０１０％以下である。
Ｍｇ：Ｍｇは、脱酸剤及び脱硫剤として添加される元素であり、特に、微細な酸化物を生じて、ＨＡＺ靭性の向上にも寄与する。この効果を得るには、０．０００１％以上のＭｇを添加することが好ましく、０．０００５％以上添加することがより好ましい。一方、Ｍｇを０．０１０％超添加すると、酸化物が凝集、粗大化し易くなり、ＨＩＣ性の劣化や、母材及びＨＡＺの靱性の低下をもたらすことがある。したがって、Ｍｇ量の上限を、０．０１０％以下とすることが好ましい。
Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅ：Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅは、Ｃａと同様、硫化物を生成し、圧延方向に伸長したＭｎＳの生成を抑制し、耐ＨＩＣ性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るには、Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅを、０．０００１％以上添加することが好ましく、０．０００５％以上添加することがより好ましい。一方、Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅの量が０．００５０％を超えると、酸化物が増加し、凝集、粗大化すると耐ＨＩＣ性を損なうため、上限を０．００５０％以下とすることが好ましい。
更に、本発明では、最大Ｍｎ偏析度、Ｎｂ偏析度及びＴｉ偏析度を、それぞれ、２．０以下、４．０以下及び４．０以下とする。
最大Ｍｎ偏析度を２．０以下にすることにより中心偏析部の硬度上昇が抑制され、中心偏析部の低温靭性が向上する。また、Ｎｂ偏析度を４．０以下にすると集積したＮｂ（Ｃ，Ｎ）の生成が抑制され、Ｔｉ偏析度を４．０以下にすると集積したＴｉＮの生成が抑制され、いずれも中心偏析部の低温靭性の劣化を防止することができる。
最大Ｍｎ偏析度は、鋼板及び鋼管の中心偏析部を除いた平均のＭｎ量に対する中心偏析部の最大のＭｎ量であり、プローブ径を２μｍとするＥＰＭＡ又はＣＭＡによって鋼板及び鋼管のＭｎ濃度分布を測定し、求めることができる。Ｎｂ偏析度及びＴｉ偏析度についても同様であり、プローブ径を２μｍとするＥＰＭＡ又はＣＭＡによって、それぞれ、Ｎｂ濃度分布及びＴｉ濃度分布を測定し、鋼板及び鋼管の中心偏析部を除いた平均のＮｂ量に対する中心偏析部の平均化した最大のＮｂ量（Ｎｂ偏析度）、鋼板及び鋼管の中心偏析部を除いた平均のＴｉ量に対する中心偏析部の平均化した最大のＴｉ量（Ｔｉ偏析度）を求めるものとする。
最大Ｍｎ偏析度、Ｎｂ偏析度及びＴｉ偏析度を抑制するための方法について以下に説明する。
Ｍｎ、Ｎｂ及びＴｉの偏析を抑制するには、連続鋳造における最終凝固時の軽圧下が最適である。最終凝固時の軽圧下は、鋳造の冷却の不均一に起因する、凝固部と未凝固部との混在を解消するために施すものであり、これにより、幅方向に均一に最終凝固させることができる。
「４０°面」の｛１００｝の集積度が４．０を超えると、斜行した全面脆性破面が観察されて、ＤＷＴＴ延性破面率８５％を満足しなくなるので｛１００｝の集積度を４．０以下とした。
連続鋳造において、通常、鋼片は水冷されるが、幅方向の端部は冷却が速く、幅方向の中央部の冷却は強化される。そのため、鋼片の幅方向の端部及び中央部では凝固していても、幅方向の１／４部では、凝固が遅れて、鋼片の内部には未凝固部が残存する。そのため、鋼片の幅方向において、凝固部と未凝固部が均一にならずに、例えば、凝固部と未凝固部との界面の形状が幅方向にＷ型となってしまうことがある。このような幅方向に不均一な凝固を生じてしまうと、偏析が助長されて、硬度が上昇し、低温靭性を劣化させる。
これに対して、連続鋳造において、最終凝固時の軽圧下を行うと、未凝固部が押し出されて、幅方向に均一に凝固させることができる。また、幅方向に不均一な凝固が生じた後で軽圧下を加えると、凝固部の変形抵抗が大きいことに起因して、未凝固部を効果的に押し出すことができなくなる。
したがって、このようなＷ型の凝固を生じさせないようにするためには、鋳片の最終凝固位置における中心固相率の幅方向の分布に応じて圧下量を制御しながら軽圧下することが好ましい。これにより、幅方向でも中心偏析が抑制され、最大Ｍｎ偏析度、Ｎｂ偏析度、Ｔｉ偏析度を更に小さくすることができる。
上記の成分を含有する鋼は、製鋼工程で溶製後、連続鋳造により鋼片とし、鋼片を再加熱して厚板圧延を施し、鋼板とされる。この場合、鋼片の再加熱温度を１０００℃以上とし、再結晶温度域での圧下比を２以上に、未再結晶域での圧下比を３以上にして厚板圧延を行なう。更に、圧延終了後水冷を行うが、水冷開始温度をＡｒ3点以上の温度から行い、また、水冷停止温度を２５０〜６００℃にすることが好ましい。水冷停止温度が２５０℃未満の場合、割れが生じる場合がある。この温度範囲とすればベイナイト・マルテンサイト分率が９０％以上を有するミクロ組織になる。さらに、平均旧オーステナイト粒径を１０μｍ以下にすることができる。
平均旧オーステナイト粒径の測定方法は、ＡＳＴＭのＥ１１２の測定方法に準拠する。再結晶温度域での圧下比を２未満、かつ、未再結晶域での圧下比を３未満にして厚板圧延を行なうと、平均旧オーステナイト粒径を１０μｍ以下にすることができなくなる。平均の旧オーステナイト粒径が１０μｍ以上になると、ＤＷＴＴ延性破面率８５％を満足できなくなる。従って、平均旧オーステナイト粒径を１０μｍ以下とした。
なお、再結晶温度域は、圧延後に再結晶が生じる温度範囲であり、本発明の鋼の成分では概ね９００℃超である。一方、未再結晶温度域は、圧延後に再結晶及びフェライト変態が生じない温度範囲であり、本発明の鋼の成分では概ね７５０〜９００℃である。再結晶温度域での圧延を再結晶圧延又は粗圧延といい、未再結晶温度域での圧延を未再結晶圧延又は仕上げ圧延という。
未再結晶圧延後、Ａｒ３℃以上の温度から水冷を開始し、水冷停止温度を２５０℃以上とすることにより、中心偏析の最大硬度を４００Ｈｖ以下にすることができる。また、水冷停止温度を４００℃以上にすると、同じように、変態後の硬質なマルテンサイトが一部分解し、硬度を３５０Ｈｖ以下に抑制することができる。また、水冷停止温度は、高すぎると強度が低下するので、合金を多く添加する必要があるため、６００℃以下が好ましい。なお、硬度測定方法は、中心偏析部をプローブ径２μｍとするＥＰＭＡ又はＣＭＡによって鋼板及び鋼管のＭｎ濃度分布を測定において、その測定場所を25ｇの荷重を0.5mmピッチにて格子状に打ったときの最高荷重を示す。
次に、本発明を実施例によって更に詳細に説明する。表１に示す化学成分を有する鋼を溶製し、連続鋳造により、厚みが２４０ｍｍである鋼片とした。連続鋳造では、最終凝固時の軽圧下を実施した。得られた鋼片を１０５０〜１２５０℃に加熱し、９００℃超の再結晶温度域で熱間圧延を行い、引き続き、７５０〜９００℃の未再結晶温度域での熱間圧延を行った。熱間圧延後は、７００℃以上で水冷を開始し、２５０〜５００℃の温度で水冷を停止した。これにより、鋼片のミクロ組織はベイナイトとマルテンサイトの合計の分率が９０％以上の組織を得た。
更に、鋼板を、Ｃプレス、Ｕプレス、Ｏプレスによって管状に成形し、端面を仮付け溶接し、内外面から本溶接を行った後、拡管後、鋼管とした。なお、本溶接は、サブマージドアーク溶接を採用した。
得られた鋼板及び鋼管から引張試験片、ＤＷＴＴ片、マクロ試験片を採取し、それぞれの試験に供した。ＤＷＴＴは、ＡＰＩ５Ｌ３に準拠して行った。また、マクロ試験片を用いて、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉの偏析度をＥＰＭＡによって測定した。ＥＰＭＡによる偏析度の測定は、プローブ径を２μｍとし、全厚×２０ｍｍ幅の測定面積で実施した。中心偏析のビッカース硬度をＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠して測定した。ビッカース硬度の測定は、荷重を２５ｇとし、ＥＰＭＡによって測定した厚み方向のＭｎ濃度の分布における、Ｍｎ濃度が最も高い部位で測定した。
表２には、鋼板の板厚、最大Ｍｎ偏析度、Ｎｂ偏析度、Ｔｉ偏析度、中心偏析部の最高硬さ、引張り強度及びＤＷＴＴによって求められた延性破面率を示す。また、表３には、鋼管の肉厚、本溶接の入熱量、ＤＷＴＴによって求められた延性破面率を示す。なお、鋼管の最大Ｍｎ偏析度、Ｎｂ偏析度、Ｔｉ偏析度、中心偏析部の最高硬さは鋼板と同等であり、鋼管の引張り強度は鋼板よりも１０％程度大きくなっている。
鋼１〜２２（Ｎo2,9,13,21を除く）および３２は本発明の例であり、これらの鋼板は最大Ｍｎ偏析度は２．０以下、Ｎｂ偏析度は４．０以下、Ｔｉ偏析度は４．０以下、中心偏析部の最高硬さは４００Ｈｖ以下になっており、ＤＷＴＴ延性破面率はいずれも８５％以上を満足している。これらの鋼板を素材とする鋼管も同様である。
一方、鋼２３〜３１および３３〜３５は本発明の範囲外である比較例を示す。すなわち、基本成分あるいは選択元素の内いずれかの元素が、本発明の範囲外であるため、あるいは、Ｓ／Ｃａが０．５以上であるためにＤＷＴＴによる延性破面率が８５％を下回っていることがわかる。
鋼３３は、４０°面の｛１００｝の集積度が４．０を超えており、延性破面率が８５％を下回っている。鋼３４は基本成分の元素が本発明の範囲外であり、かつ４０°面の｛１００｝の集積度が４．０を超えているので、延性破面率が８５％を下回っている。鋼３５はＮｂの偏析度、Ｔｉの偏析度が４．０を超えており、かつ４０°面の｛１００｝の集積度が４．０を超えているために、延性破面率が８５％を下回っている。
Figure 0005131715
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本発明の化学成分および製造方法に限定し、中心偏析部の最高硬さおよび未圧着部の長さを限定する。この効果により低温靭性に優れたラインパイプ用鋼板およびラインパイプ用鋼管の製造が可能である。その結果、ラインパイプに対する安全性が大幅に向上し、産業上の利用可能性が高い。

Claims (8)

  1. 質量％で、
    Ｃ ：０．０３〜０．０８％、
    Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
    Ｍｎ：１．６〜２．３％、
    Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、
    Ｎ ：０．００１０〜０．００５０％、
    Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％
    を含み、
    Ｐ ：０．０１５％以下、
    Ｓ ：０．００２０％以下、
    Ｔｉ：０．００１〜０．０３０％、
    Ａｌ：０．０３０％以下、
    Ｏ ：０．００３５％以下
    に制限され、
    残部がＦｅ及び不可避的不純物元素からなり、
    Ｓ／Ｃａ＜０．５
    を満足し、更に、
    最大Ｍｎ偏析度：２．０以下、
    Ｎｂ偏析度：４．０以下、
    Ｔｉ偏析度：４．０以下
    に制限され、
    更に、
    ベイナイト+マルテンサイト組織を有し、前記ベイナイト+マルテンサイト組織の平均旧オーステナイトの平均粒径が１０μm以下であり、前記ベイナイト+マルテンサイト組織でフェライト分率が１０％未満であり、
    更に、
    圧延方向を軸として、圧延面に４０°傾いた場所の｛１００｝の集積度が４．０以下に制限され、引張り強度６００ＭＰａ以上７４３ＭＰa以下を有することを特徴とする低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板。
  2. 更に、質量％で、
    Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
    Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
    Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
    Ｍｏ：０．０１〜０．２０％、
    Ｗ ：０．０１〜１．０％、
    Ｖ ：０．０１〜０．１０％、
    Ｚｒ：０．０００１〜０．０５０％、
    Ｔａ：０．０００１〜０．０５０％、
    Ｂ ：０．０００１〜０．００２０％
    の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に記載の低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板。
  3. 更に、質量％で
    ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％、
    Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
    Ｙ ：０．０００１〜０．００５％、
    Ｈｆ：０．０００１〜０．００５％、
    Ｒｅ：０．０００１〜０．００５％
    の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又は２に記載の低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板。
  4. 中心偏析部の最高硬度が４００Ｈｖ以下であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板。
  5. 母材が、質量％で、
    Ｃ ：０．０３〜０．０８％、
    Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
    Ｍｎ：１．６〜２．３％、
    Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、
    Ｎ ：０．００１０〜０．００５０％、
    Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％
    を含み、
    Ｐ ：０．０１５％以下、
    Ｓ ：０．００２％以下、
    Ｔｉ：０．０３０％以下、
    Ａｌ：０．０３０％以下、
    Ｏ ：０．００３５％以下
    に制限され、残部がＦｅ及び不可避的不純物元素からなり、
    Ｓ／Ｃａ＜０．５
    を満足し、更に、
    最大Ｍｎ偏析度：２．０以下、
    Ｎｂ偏析度：４．０以下、
    Ｔｉ偏析度：４．０以下
    に制限され、
    更に、
    ベイナイト+マルテンサイト組織を有し、前記ベイナイト+マルテンサイト組織の平均旧オーステナイトの平均粒径が１０μm以下であり、前記ベイナイト+マルテンサイト組織でフェライト分率が１０％未満であり、
    更に、
    圧延方向を軸として、圧延面に４０°傾いた場所の｛１００｝の集積度が４．０以下に制限し、
    引張り強度が６００ＭＰａ以上７４３ＭＰa以下を有することを特徴とする低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管。
  6. 更に、質量％で、
    Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
    Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
    Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
    Ｍｏ：０．０１〜０．２０％、
    Ｗ ：０．０１〜１．０％、
    Ｖ ：０．０１〜０．１０％、
    Ｚｒ：０．０００１〜０．０５０％、
    Ｔａ：０．０００１〜０．０５０％、
    Ｂ ：０．０００１〜０．００２０％
    の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項５に記載の低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管。
  7. 更に、質量％で
    ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％、
    Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
    Ｙ ：０．０００１〜０．００５％、
    Ｈｆ：０．０００１〜０．００５％、
    Ｒｅ：０．０００１〜０．００５％
    の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項５又は６に記載の低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管。
  8. 中心偏析部の最高硬度が４００Ｈｖ以下であることを特徴とする請求項５〜７のいずれか１項に記載の低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管。
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