JP7016345B2 - マイクロ合金鋼およびその鋼の生産方法 - Google Patents

Description

本発明は、少なくとも４８５ＭＰａ（７０ｋｓｉ）の降伏強度（降伏力）を有するマイクロ合金鋼／合金鋼であって顕著な靭性挙動（作用）および良好な溶接性を具備するものに関し、好ましくは、本発明は、６９０ＭＰａ（１００ｋｓｉ）を超える降伏力を有する鋼に関する。本発明の鋼は、オフショア用途、ラインプロセスパイプ、構造的および機械的用途において使用可能であり、特に、様々な現代のオフショアリグ（用具、装備）設計、たとえば油圧シリンダとしての建設機器だけでなくオープントラス（桁違い）脚用の控えパイプとしてのジャッキアップリグと同様に、厳しい環境条件と－８０℃まで下がった稼働（使用）温度とが存在する場合において使用可能である。

一般的に言えば、過去数年間、パイプ製造者は、材料節約に関して高まる要求を満たそうとかなり試みた。その成果は、荷重を変えずに肉厚を減らすことによって設計要件に従う増大降伏強度および増大引張強度に基づいて作り上げられた。

パイプライン用途／プロセス用途においてシームレス（継ぎ目のない）パイプに通常使用される合金は、規格形式で、たとえば、ＡＰＩ ５ＬおよびＤＮＶ－ＯＳ－Ｆ１０１の形式で最大１００ｋｓｉの鋼グレード（Ｘ１００）用に定義されている。２５ｍｍを上回る肉厚を有する高強度グレードについては、それらの規格は、化学組成の限界値に関する情報を与えていない。実際には、ａ．ｍ．規格内で言及されたこれらの鋼（スチール）は、パイプラインに使用されるだけでなく、最大２インチの壁の構造的および機械的用途にも使用されるだろう。

典型的には１０ｍｍ～５０ｍｍの間の肉厚範囲内のオフショア構造物および設備用のシームレスパイプは、船級協会の規格ＤＮＶ ＧＬおよびＡＢＳによって適合され（取扱範囲に入れられ）ており、当該規格は、化学組成を含めて、グレードアップを定義するとともに、－６０℃（クラスＦ）まで下がった様々なシャルピー衝撃試験温度を伴う６９０ＭＰａのＹＳ最小値を包含する。

シームレスパイプ用の化学組成の変更は、金属材料に関するオフショア規格ＤＮＶＧＬ－ＯＳ－Ｂ１０１および適用可能なＡＢＳ規格に従って製造者、購入者、および船級協会の間で合意され得る。

高強度グレードの開発において、それらの材料が優れた靭性特性および溶接性を有するべきであることが考慮されなければならない。

今まで、ＡＰＩ ５Ｌに従って４８５ＭＰａの最小降伏強度（ＹＳ）と５７０ＭＰａの最小引張強度（ＵＴＳ）との意味を含むＸ７０のようなシームレス標準鋼グレードがパイプラインにおいて使用されていた。しかしながら、６９０ＭＰａの最小ＹＳおよび７７０ＭＰａの最小ＵＴＳを有するＸ１００と呼ばれる最大１００ｋｓｉの強度クラスにおいて鋼の強度を上げる要求が高まっている。

このような鋼が例えば骨組構造を支持するためのオフショア建設（海上工事）では自己昇降ユニット内のオープントラス脚として使用されるとき、高度な要件（必要条件）がそれらの溶接性に関して、すなわち、パイプ継手（ジョイント）溶接と－４０℃まで下がった低温でのおよび－６０から－８０℃までも下がった極寒領域でのそれらの延性／靱性とに関して満たされるべきである。

一方、溶接されたパイプまたはプレートの生産については、前述のＸ１００グレードの目標とされる特性が、熱加工圧延とわずかに変更した化学組成および熱処理との組み合わせによって達成され得た。典型的には、熱間圧延されたシームレスパイプに必要な特性が、制御された圧延プロセスを使って、その後にうまく調整した化学分析と組み合わせて焼き入れかつ焼き戻し処理に続けて達成されなければならない。

より低いグレードから出発して、前述の用途向けの高温処理されたシームレスパイプの十分な延性を維持しつつ必要な強度の増大は、新しい合金化の概念の展開を必要とする。特に、良好な溶接性をもつ十分に高い延性を、４８５ＭＰａを上回るＹＳにおける従来の合金化の概念／プロセス使って達成するのは困難である。

強度を増大する際の典型的な既知の方法は、析出硬化のプロセスに基づいて従来の合金化の概念を用いることによってかつ／またはマイクロ合金化の概念を用いることによって炭素含有量、炭素当量を増加させる。

チタン、ニオブ、およびバナジウムなどのようなマイクロ合金元素は、一般的に言えば、強度を増大させるために使用される。チタンは、液相中に高温で非常に粗い（未製錬の）窒化チタンとして既に部分的に沈殿している。ニオブは、より低い温度でニオブ（Ｃ、Ｎ）沈殿物を生成する。液相内の温度をさらに下げることに伴って、バナジウムは、炭窒化物の形で、すなわち、ＶＣ粒子の沈殿物の形でさらに積もり（蓄積し）、材料の脆化をもたらす。

しかしながら、これらのマイクロ合金元素の極めて粗い沈殿物は、しばしば延性に悪影響を及ぼす。したがって、これらの合金元素の濃度は一般に制限される。加えて、沈殿物の生成に必要な炭素および窒素の濃度が考慮されなければならず、全化学組成の定義を複雑にする。

それらの周知の概念は、延性／靭性の悪化の原因になり得、劣った溶接性をももたらし得た。グレードがより高くなるにつれて、それらの概念は複雑さおよび使用の点でますます制限される。

これら前述の制限を克服するために、低炭素含有量での析出硬化を利用するマイクロ合金化技術と組み合わせて溶体硬化により強度を増大させる元素を使用することによって新しい合金化の概念は、優れた延性／靭性および溶接性をもつ高強度鋼を生み出すだろう。

高炭素含有量をもつシームレスパイプ用の鋼の概念に関しては、米国特許出願公開ＵＳ２００２／０１５０４９７は、熱間圧延プロセスとその後の焼き入れおよび焼き戻しとを通じて構造的用途向けの溶接可能なシームレス鋼管用合金を提供しており、当該合金には、高強度をもたらすために、０．１２～０．２５ｗｔ．％のＣ、０．４０ｗｔ．％以下のＳｉ、１．２０～１．８０ｗｔ．％のＭｎ、０．０２５ｗｔ．％以下のＰ、０．０１０ｗｔ．％以下のＳ、０．０１～０．０６ｗｔ．％のＡｌ、０．２０～０．５０ｗｔ．％のＣｒ、０．２０～０．５０ｗｔ．％のＭｏ、０．０３～０．１０ｗｔ．％のＶ、０．２０ｗｔ．％以下のＣｕ、０．０２ｗｔ．％以下のＮ、０．３０～１．００ｗｔ．％のＷ、ならびに、残部の鉄および付随する不純物が含まれる。しかしながら、先に説明したように、このようなレベルではシームレス鋼管の溶接性は能力が試される。加えて、この概念を用いて到達され得る靭性値は、温度が－８０℃と同じ低さになり得る極寒用途などのような用途向けに使用することを困難にする。

同じ手法を用いて、米国特許出願公開ＵＳ２０１１／０３１５２７７は、高張力で溶接可能な熱間圧延シームレス鋼管を、特に建設管（建造物配管）を生産するための低合金鋼用の鋼合金に関する。その化学組成（質量％で）は、０．１５～０．１８％のＣ、０．２０～０．４０％のＳｉ、１．４０～１．６０％のＭｎ、最大０．０５％のＰ、最大０．０１％のＳ、＞０．５０～０．９０％のＣｒ、＞０．５０～０．８０％のＭｏ、＞０．１０～０．１５％のＶ、０．６０～１．００％のＷ、０．０１３０～０．０２２０％のＮであり、残部は、生産関連の不純物とＡｌ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｔｉから選択された１つまたは複数の元素の任意選択の添加物とともに鉄から構成されており、ただしＶ／Ｎの関係が４～１２の間の値を有するとともに鋼のＮｉ含有量は０．４０％を超えない。先の米国特許出願公開ＵＳ２００２／０１５０４９７に関して、この開示の炭素含有量も溶接性の能力が試されている。依然として、極寒用途に適してもいない靭性値の改善の余地がある。

炭素含有量を低下させて、米国特許出願公開ＵＳ２０１１／０２５９４７８７は、６２０ＭＰａの最小降伏強度と少なくとも６９０ＭＰａの引張強度とを有する、パイプ用の高強度で溶接可能な鋼を開示しており、当該鋼は質量－％の以下の組成によって特徴づけられている：０．０３０～０．１２％のＣ、０．０２０～０．０５０％のＡｌ、最大０．４０％のＳｉ、１．３０～２．００％のＭｎ、最大０．０１５％のＰ、最大０．００５％のＳ、０．２０～０．６０％のＮｉ、０．１０～０．４０％のＣｕ、０．２０～０．６０％のＭｏ、０．０２～０．１０％のＶ、０．０２～０．０６％のＮｂ、最大０．０１００％のＮ、ならびに、溶融関連の不純物をもつ残部の鉄。ここに、Ｃｕ／Ｎｉ比は１未満の値を有する。靭性の改善の余地があるとともに、パイプの長さとその肉厚とを通じて靭性および降伏強度などのような機械的特性の安定度（安定性）の余地がある。

本発明による鋼は、少なくとも４８５ＭＰａ、好ましくは少なくとも６９０ＭＰａのＹＳを有する鋼であって、極寒用途に適しており、すなわち－６０℃で、好ましくは－８０℃で少なくとも６９Ｊの靭性値を有する鋼を提供することを目的とする。さらに、本発明の鋼は、シームレスパイプの長さおよび壁全体にわたって安定した特性を有する。

かかる問題を解決するために、本発明は、少なくとも４８５ＭＰａのＹＳを有する鋼であって、－６０℃で、少なくとも６９Ｊの靭性値を有する鋼であり、重量パーセントで以下の化学組成元素からなるとともに許容限界を含むシームレスパイプ用鋼に関する：
０．０４≦Ｃ≦０．１８、
０．１０≦Ｓｉ≦０．６０、
０．８０≦Ｍｎ≦１．９０、
Ｐ≦０．０２０、
Ｓ≦０．０１、
０．０１≦Ａｌ≦０．０６、
０．５０≦Ｃｕ≦１．２０、
０．１０≦Ｃｒ≦０．６０、 ｇ
０．６０≦Ｎｉ≦１．２０、
０．２５≦Ｍｏ≦０．６０、
Ｂ≦０．００５、
Ｖ≦０．０６０、
Ｔｉ≦０．０５０、
０．０１０≦Ｎｂ≦０．０５０、
０．１０≦Ｗ≦０．５０、
Ｎ≦０．０１２、
その残部はＦｅおよび避けられない不純物である。

好ましい実施の形態では、本発明に係る鋼は、０．０４％～０．１２％の間の、または、さらに一層好ましくは０．０５％～０．０８％の間の炭素含有量Ｃを有する。

マンガンに関しては、好ましくは、その含有量は１．１５％～１．６０％の間である。

銅に関しては、好ましくは、その含有量は０．６０％～１％の間である。

モリブデンに関しては、好ましくは、その含有量は０．３５％～０．５０％の間である。

チタンに関しては、好ましくは、その含有量は厳密に０．０１０％を下回る。

別の好ましい実施の形態では、本発明に係る鋼は０．１０％～０．３０％の間のタングステン含有量を有する。

別の好ましい実施の形態では、本発明に係る鋼は、厳密に０．００８％を下回るＶ含有量を有する。別の好ましい実施の形態では、本発明に係る鋼は、０．０３１≦Ｃ／Ｍｎ≦０．０７０であるような重量パーセント単位での炭素含有量とマンガン含有量との比を有する。改善（向上）された溶接性を確保するように、本発明に係る鋼は、好ましくは、炭素含有量に依存して以下の関係を満たす化学組成を有する：
ＣＥ_ＩＩＷ≦０．６５％またはＣＥ_Ｐｃｍ≦０．３０％
であり、（重量パーセントで）
ＣＥ_ＩＩＷ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５、
ＣＥ_Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ、
Ｃ＞０．１２％なら前記ＣＥ_ＩＩＷの許容限界が適合し（当てはまり）、Ｃ≦０．１２％なら前記ＣＥ_Ｐｃｍの許容限界が適合する（当てはまる）。

本発明の別の好ましい実施の形態では、本発明に係る鋼は、１５％未満の多角形状フェライトを含むとともに前記残部がベイナイトと焼き戻されたマルテンサイトとであるミクロ組織を有する。フェライト、ベイナイト、およびマルテンサイトの合計は１００％である。

好ましい実施の形態では、本発明に係る鋼は、平均で４８５ＭＰａ～８９０ＭＰａの間に含まれる降伏強度と、－６０℃において前記降伏強度の少なくとも１０％のジュール単位での靱性とを有する。たとえば、ＹＳの５００ＭＰａの鋼については、最小靱性値は５０ジュールであるべきである。

さらに一層好ましい実施の形態では、本発明に係る鋼は、平均で少なくとも６９０ＭＰａのＹＳと、－８０℃において少なくとも平均６９Ｊの靭性とを有する。

また、本発明は、少なくとも以下の連続するステップを備える、シームレスパイプ用鋼の生産方法に関する：
本発明に従って組成を有する鋼を提供するステップと、
次いで、高温形成プロセスを通じて１１００℃～１２８０℃の間に含まれる温度で前記鋼を高温形成し、パイプを得るステップと、
それから、前記パイプを、８９０℃以上のオーステナイト化温度ＡＴまで加熱し、前記オーステナイト化温度ＡＴで５～３０分の間に含まれる時間の間保ち、その後に、焼き入れされたパイプを得るように室温まで冷却するステップと、
そして、前記焼き入れされたパイプを、加熱し、５８０℃～７００℃の間に含まれる焼き戻し温度ＴＴに保ち、前記焼き戻し温度ＴＴで２０～６０分の間に含まれる焼き戻し時間Ｔｔの間保ち、その後に、前記室温まで冷却し、焼き入れおよび焼き戻しされたパイプを得るステップとを備える。

本発明に係る鋼、または、本発明に従って生産された鋼は、オンショアもしくはオフショア用途のいずれかの構造部品またはラインパイプ部品用に１２．５ｍｍを上回る肉厚を有するシームレスパイプを得るために使用され得る。

好ましい実施の形態では、このような鋼は、オンショアまたはオフショアいずれかの構造的用途、機械的用途、またはラインパイプ用途向けに２０ｍｍを上回る肉厚を有するシームレスパイプを得るために使用される。

鋼１～４のシャルピー遷移曲線（ジュール）を示す図である。 タングステンを含む鋼１および２とタングステンを含まない鋼３および４との機械的特性を示す図である。

また、本発明の骨組（構造）の範囲において、化学組成元素の影響と、好ましいミクロ組織の特徴と、生産プロセスパラメータとが以下にさらに詳述されるだろう。

化学組成範囲は、重量パーセントで表されており、上限および下限を含むことに留意されたい。

炭素：０．０４％～０．１８％
炭素は、本発明による鋼の降伏強度および硬度を大幅に増大させる強力なオーステナイト形成具（生成元素）である。０．０４％を下回ると、降伏強度および引張強度は大幅に低下し、予想を下回る降伏強度をもつリスクがある。０．１８％を上回ると、溶接性、延性、および靭性などのような特性が悪影響を受け、まったく古典的なマルテンサイトのミクロ組織に達する。好ましくは、炭素含有量は０．０４～０．１２％の間である。さらに好ましい実施の形態では、炭素含有量は０．０５～０．０８％の間であり、それらの許容限界は含まれる。

ケイ素：０．１０％～０．６０％
ケイ素（シリコン）は、溶鋼から酸素を除く（脱酸する）元素である。少なくとも０．１０％の含有量は、このような効果を生むことができる。ケイ素はまた、本発明において０．１０％を上回るレベルで強度および伸びを増大させる。０．６０％を上回ると、本発明による鋼の靭性は、悪影響を受け、低下する。このような有害な影響を避けるために、Ｓｉ含有量は０．１０～０．６０％の間である。

マンガン：０．８０％～１．９０％
マンガンは、鋼の鍛造性（可鍛性）および硬化性（焼入性）を向上させる元素であり、鋼の焼入性に寄与する。さらに、この元素は、鋼の強度を向上させる強力なオーステナイト生成元素でもある。その結果、その含有量は、０．８０％の最小値であるべきである。１．９０％を上回ると、溶接性および靭性の低下が、本発明による鋼において予想される。好ましくは、Ｍｎ含有量は１．１５％～１．６０％の間である。

アルミニウム：０．０１％～０．０６％
アルミニウムは、鋼の強力な脱酸剤であり、その存在はまた、鋼の脱硫を促進する。この元素は、この効果を有するために、少なくとも０．０１％の量で添加される。

しかしながら、０．０６％を越えると、前述の効果に対して飽和効果が存在する。加えて、粗くて延性に有害なＡｌ窒化物が生成される傾向がある。これらの理由により、Ａｌ含有量は、０．０１～０．０６％の間であるべきである。

銅：０．５０％～１．２０％
銅は、溶体硬化に非常に重要であるが、この元素は一般に靭性および溶接性に有害であることがよく知られている。本発明による鋼では、Ｃｕは、降伏強度および引張強度のいずれも増大させる。本発明のＮｉ含有量との組み合わせで、Ｃｕの存在に起因される靭性および溶接性の低下（減少）は効果がなく、Ｎｉは、鋼中でＣｕと組み合わされたときＣｕの悪影響を中和する（無効にする）。この理由により、最小Ｃｕ含有量は０．５０％であるべきである。１．２０％を上回ると、本発明による鋼の表面品質は、熱間圧延プロセスにより悪影響を受ける。好ましくは、銅含有量は０．６０～１％である。

クロム：０．１０％～０．６０％
本発明による鋼中のクロムの存在によって、特に降伏強度を増大させるクロム沈殿物が生み出される。この理由により、０．１０％の最小Ｃｒ含有量が必要とされる。０．６０％を上回ると、沈殿物（析出物）密度が、本発明による鋼の靭性および溶接性に悪影響を及ぼす。

ニッケル：０．６０％～１．２０％
ニッケルは、本発明の鋼において溶体硬化に非常に重要な元素である。Ｎｉは、降伏強度および引張強度を増大させる。Ｃｕの存在との組み合わせで、Ｎｉは靭性特性を改善する。この理由により、その最小含有量は０．６０％である。１．２０％を上回ると、本発明による鋼の表面品質は、熱間圧延プロセスにより悪影響を受ける。

モリブデン：０．２５％～０．６０％
モリブデンは、降伏強度および引張強度のいずれも増大させ、パイプの長さおよび厚さを通じて母材（基材）中の機械的特性と、ミクロ組織と、靭性との均質性を助ける（サポートする）。０．２５％を下回ると、前述の効果は十分に効果的でない。０．６０％を上回ると、鋼の挙動（反応）は、溶接性および靭性に関して、悪影響を受ける。好ましくは、Ｍｏ含有量は０．３５～０．５０％の間であり、それらの許容限界は含まれる。

ニオブ：０．０１０％～０．０５０％
ニオブの存在は、炭化物および／または窒化物析出（沈殿）をもたらし、粒界ピンニング（ピン留め）効果による微粒子サイズのミクロ組織の原因となる。したがって、降伏強度の増大がホールペッチ効果によって得られる。粒子サイズの均質性は靭性挙動を改善する。すべてのこれらの効果のために、最低０．０１０％のＮｂが必要とされる。０．０５０％を上回ると、ＮｂＣの脆化効果を避けるように窒素含有量の厳密な制御が必要とされる。加えて、０．０５０％を上回ると、靭性挙動の低下が本発明による鋼に対して予想される。

タングステン：０．１０％～０．５０％
タングステンの添加は、安定した降伏強度を有して生産された管、すなわち、最高２００℃の運転（作動）温度まで降伏強度の低ばらつきを有して生産された管を提供するよう意図されている。タングステンの添加はまた、安定した応力－歪み関係をももたらす。また、０．１０％を上回ると、タングステンはさらに、前述のモリブデン合金化の良い影響を支持する。この理由により、０．１０％のタングステンの最小含有量が、本発明による鋼では必要とされる。０．５０％のタングステンを上回ると、本発明による鋼の靭性および溶接性が低下し始める。好ましくは、タングステン含有量は０．１０％～０．３０％の間である。

ホウ素：≦０．００５％
ホウ素は、本発明による鋼では不純物である。この元素は任意に添加されない。０．００５％を上回ると、この元素は溶接性に悪影響を及ぼす。その理由は、溶接後にこの元素が、熱影響を受けないゾーン内にハードスポット（材料欠陥）を生成し、したがって、本発明による鋼の溶接性を低下させると予想されるからである。

バナジウム：≦０．０６０％
０．０６０％を上回ると、バナジウム沈殿物は、低温度での靭性値のバラツキを有するリスクおよび／または遷移温度からより高い温度へのシフトをもたらすリスクを高める。その結果、靭性特性は、０．０６０％を上回るバナジウム含有量により悪影響を受ける。好ましくは、バナジウム含有量は、０．００８％を厳密に下回る。

チタン：≦０．０５０％
この元素は不純物元素である。この元素は、本発明による鋼には任意に添加されない。０．０５０％を上回ると、ＴｉＮおよびＴｉＣなどのようなＴｉを含む炭素および窒素沈殿物は、炭化物および窒化物の沈殿物とニオブとのバランスを変化させ、その結果、ニオブの有益な効果が妨げられるだろう。鋼の降伏強度は悪影響を受け、低下するだろう。好ましくは、Ｔｉ含有量は０．０１０％以下である。

窒素：≦０．０１２％
０．０１２％を上回ると、大きいサイズの窒化物の沈殿（析出）物が予想され、これらの沈殿物は、上側（上位）範囲内の遷移温度を変化させることによって靭性挙動に悪影響を及ぼすだろう。

残余の元素
残部は、Ｆｅと、鋼生産および鋳造プロセスの結果から生じる不可避な（避けられない）不純物とからなる。主な不純物元素の含有量は、リンおよび硫黄について以下で定義されるように制限される：
Ｐ≦０．０２０％
Ｓ≦０．００５％。

ＣａおよびＲＥＭ（希土類鉱物）などのような他の元素も不可避不純物として存在し得る。

不純物元素含有量の合計は０．１％未満である。

好ましい実施の形態では０．０３１≦Ｃ／Ｍｎ≦０．０７０であることに留意されたい。この範囲は、冷却速度がミクロ組織の特徴を著しく変える場合には厚い製品にとってより重要なことであるが、本発明の鋼を冷却速度に対してあまり敏感にしないことを可能にする。靭性および降伏強度などのような特性の安定性は、重量パーセントでこのような化学組成の範囲内でより良好である。

生産方法
本発明により特許請求の範囲に記載の方法は、以下に列挙された、少なくとも次の連続するステップ（工程）を備える。この最良の実施の形態において、鋼パイプが生産される。

本発明により特許請求の範囲に記載の組成を有する鋼は、当該技術分野において既知の鋳造方法に従って得られる。次いで、鋼は、１１００℃～１２８０℃の間の温度で加熱されるので、あらゆる点で到達する温度は、高温形成中に鋼が被る高い変形速度にとって有利である。この温度範囲は、オーステナイトの範囲内にある必要がある。好ましくは、最高温度は１２８０℃未満である。次いで、インゴット（鋳塊）またはビレット（鋼片）は、世界中でよく使用されている高温形成プロセスを備えた、たとえば、鍛造、ピルガープロセス、連続マンドレル、高品質仕上げプロセスを備えた少なくとも１つのステップ（工程）において、所望寸法を有するパイプに高温形成される。

最低（最小）の変形率は、少なくとも３でなければならない。

それから、パイプは、オーステナイト化され、すなわち、ミクロ組織がオーステナイト系である場合には温度ＡＴまで加熱される。オーステナイト化温度ＡＴはＡｃ３を上回り、好ましくは８９０℃を上回る。次いで、本発明による鋼からなるパイプは、オーステナイト化温度ＡＴで少なくとも５分のオーステナイト化時間Ａｔの間保たれる。この目的は、パイプのあらゆる点で到達する温度が、少なくともオーステナイト化温度に等しくすることである。その温度がパイプ全体にわたって均質になることを確実にするように、オーステナイト化時間Ａｔは３０分を上回らないようにするべきである。その理由は、そのような持続時間を上回ると、オーステナイト結晶粒が不必要に大きく成長し、より粗い最終組織をもたらすからである。これは靭性に有害であろう。

次いで、本発明による鋼からなるパイプは、好ましくは水焼き入れを使用して、室温（周囲）温度まで冷却される。それから、本発明による鋼からなる焼き入れ（急冷）パイプは、好ましくは焼き戻しされ、すなわち、加熱されて５８０℃～７００℃の間に含まれる焼き戻し温度ＴＴで保持される。このような焼き戻しは、２０～６０分の間の焼き戻し時間Ｔｔの間中行われる。これが、焼き入れおよび焼き戻しされた鋼パイプをもたらす。

最後に、本発明による焼き入れおよび焼き戻しされた鋼パイプは、空冷を使用して周囲温度まで冷却される。

このようにして、鋼からなる、焼き入れおよび焼き戻しされたパイプが得られ、この鋼には面積で１５％未満の割合の多角形状フェライトが含まれ、その残部はベイナイト組織およびマルテンサイトである。多角形状フェライト、ベイナイト、およびマルテンサイトの合計は１００％である。

ミクロ組織の特徴
マルテンサイト
本発明による鋼中のマルテンサイト含有量は、焼き入れ（急冷）操作中の冷却速度に依存する。化学組成との組み合わせで、これは肉厚に依存し、マルテンサイト含有量は５％～１００％の間である。１００％に至るまで残部は、多角形状フェライトおよびベイナイトである。

多角形状フェライト
好ましい実施の形態では、本発明による焼き入れおよび焼き戻しされた鋼パイプは、最終冷却後に、体積分率で１５％未満の多角形状フェライトを含むミクロ組織を示す。理想的には、フェライトが本発明による鋼のＹＳおよびＵＴＳに悪影響を及ぼす可能性があるので、フェライトは鋼中に存在しない。

ベイナイト
本発明による鋼のベイナイト含有量は、焼き入れ操作中の冷却速度に依存する。化学組成との組み合わせで、これは最大８０％に制限される。１００％に至るまで残部は、多角形状フェライトおよびマルテンサイトである。８０％を上回るベイナイト含有量は、低い降伏強度および引張強度と、肉厚を通じて不均質な特性とをもたらす。

本発明は、次の非限定的な実施例に基づいて以下に示されるだろう。

鋼は調製され、それらの組成は次の表１に示され、重量パーセントで表される。

鋼１および２の組成は本発明にかなう（一致する）。

比較する目的で、組成３および４は、基準鋼の製造のために使用され、したがって本発明に一致しない。

下線付きの値は本発明に適合しない。

上流に向かうプロセスは、すなわち、溶融から高温形成までのプロセスは、高温形成のために１１５０℃～１２６０℃の間の温度で加熱した後、シームレス鋼パイプの一般に既知の製造方法を使って行われる。たとえば、上述の成分組成の溶融した鋼が、一般に使用される溶融実施（慣習）によって溶融されることが望ましい。必然的に含まれる一般的な方法は、連続的プロセスまたはインゴット鋳造プロセスである。次に、これらの材料は加熱され、それから、たとえば、一般に既知の製造方法である鍛造、プラグ、またはピルガーミルのプロセスによる熱間加工によって、上述の成分組成をもち所望の寸法のパイプに製造される。

表１の組成は、
ＡＴ（℃）：℃単位でのオーステナイト化温度
Ａｔ：分単位でのオーステナイト化時間
を使って以下の表２で要約され得る生産プロセスを経た。

オーステナイト化後の冷却は、水焼き入れを使用して
ＴＴ：℃単位での焼き戻し温度
Ｔｔ：分単位での焼き戻し時間
で行われる。

焼き戻し後の冷却は空冷である。

化学組成に関して、鋼基準１および２は本発明によるが、基準３および４は本発明によらない。プロセスパラメータはすべて本発明による。これは、焼き戻し温度からの最終冷却後、１５％未満のフェライトを含むとともにその残部がベイナイトおよびマルテンサイトであるミクロ組織を示す焼き入れおよび焼き戻しされた鋼管をもたらした。

表１の化学組成に適用された表２のプロセスはまた、表３および４で要約された特定の機械的挙動および靭性値をもたらした。

ＭＰａおよびｋｓｉ単位でのＹＳは、規格ＡＳＴＭ Ａ３７０およびＡＳＴＭ Ｅ８に定義された引張試験において得られた降伏強度である。

ＭＰａおよびｋｓｉ単位でのＵＴＳは、規格ＡＳＴＭ Ａ３７０およびＡＳＴＭ Ｅ８に定義された引張試験において得られた引張強度である。

本発明による鋼の平均衝撃エネルギー値は、－８０℃において１００Ｊ以上である。鋼Ｎｏ．３も良好なシャルピー値を有するが、その機械的特性が低すぎる。鋼４は、十分な機械的特性を有するが、そのシャルピー値は－４０℃において既に分散し始める。

本発明による鋼は、好ましくは、６９０ＭＰａを超える降伏強度と、－８０℃において少なくとも１００Ｊの衝撃エネルギー平均値とを有する。

溶接試験が、ＦＣＡＷプロセスを使用することによって鋼Ｎｏ．２に対して実施された。融解ラインと熱の影響を受けるゾーンとにおいて－６０℃でのシャルピー試験の結果が表５に示されている。

ここに、ＦＬは融解ラインであり、ＦＬ＋Ｘはその融解ラインからｍｍ単位で離れた距離Ｘを表す。タングステンを含む鋼の衝撃エネルギー値は、溶接状態においてさえも非常に良好であり、極寒用途に適している。

Claims (15)

1. 少なくとも４８５ＭＰａのＹＳを有する鋼であって、－６０℃で、少なくとも６９Ｊの靭性値を有する鋼であり、重量パーセントで以下の化学組成元素からなるシームレスパイプ用鋼：
   ０．０４≦Ｃ≦０．１８、
   ０．１０≦Ｓｉ≦０．６０、
   ０．８０≦Ｍｎ≦１．９０、
   Ｐ≦０．０２０、３
   Ｓ≦０．０１、
   ０．０１≦Ａｌ≦０．０６、
   ０．５０≦Ｃｕ≦１．２０、
   ０．１０≦Ｃｒ≦０．６０、
   ０．６０≦Ｎｉ≦１．２０、
   ０．２５≦Ｍｏ≦０．６０、
   Ｂ≦０．００５、
   Ｖ≦０．０６０、
   Ｔｉ≦０．０５０、
   ０．０１０≦Ｎｂ≦０．０５０、
   ０．１０≦Ｗ≦０．５０、
   Ｎ≦０．０１２、
   残部はＦｅおよび避けられない不純物である。
2. Ｃは０．０４％～０．１２％の間である、請求項１に記載の鋼。
3. Ｃは０．０５％～０．０８％の間である、請求項１または２に記載の鋼。
4. Ｍｎは１．１５％～１．６０％の間である、請求項１から３のいずれか一項に記載の鋼。
5. Ｃｕは０．６０％～１％の間である、請求項１から４のいずれか一項に記載の鋼。
6. Ｍｏは０．３５％～０．５０％の間である、請求項１から５のいずれか一項に記載の鋼。
7. Ｔｉは０．０１０％を下回る、請求項１から６のいずれか一項に記載の鋼。
8. Ｗは０．１０％～０．３０％の間である、請求項１から７のいずれか一項に記載の鋼。
9. Ｖは０．００８％を下回る、請求項１から８のいずれか一項に記載の鋼。
10. 重量パーセントでの炭素含有量とマンガン含有量との比は０．０３１≦Ｃ／Ｍｎ≦０．０７０であるような比である、請求項１から９のいずれか一項に記載の鋼。
11. 重量パーセントで、
    ＣＥ_ＩＩＷ≦０．６５％またはＣＥ_Ｐｃｍ≦０．３０％
    であり、
    ＣＥ_ＩＩＷ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５、
    ＣＥ_Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ、
    Ｃ＞０．１２％なら前記ＣＥ_ＩＩＷの許容限界が適合し、Ｃ≦０．１２％なら前記ＣＥ_Ｐｃｍの許容限界が適合する、請求項１から１０のいずれか一項に記載の鋼。
12. 前記鋼は、面積または体積分率で１５％未満の多角形状フェライトを含みまたは含まず、残部がベイナイトおよびマルテンサイトであるミクロ組織を有する、請求項１から１１のいずれか一項に記載の鋼。
13. 前記鋼は、平均で５５０ＭＰａ～８９０ＭＰａの間に含まれる降伏強度と、－６０℃において前記降伏強度の少なくとも１０％のジュール単位での靱性とを有する、請求項１から１２のいずれか一項に記載の鋼。
14. 前記鋼は、平均で少なくとも６９０ＭＰａの降伏強度と、－８０℃において少なくとも平均６９Ｊの靭性とを有する、請求項１から１３のいずれか一項に記載の鋼。
15. 少なくとも以下の連続するステップを備え、少なくとも４８５ＭＰａのＹＳを有する鋼であって、－６０℃で、少なくとも６９Ｊの靭性値を有する鋼である、シームレスパイプ用鋼の生産方法であって、
    請求項１から１１のいずれか一項に記載の化学組成を有する鋼を提供するステップと、
    次いで、高温形成プロセスを通じて１１００℃～１２８０℃の間に含まれる温度で前記鋼を高温形成し、パイプを得るステップと、
    それから、前記パイプを、８９０℃以上のオーステナイト化温度ＡＴまで加熱し、前記オーステナイト化温度ＡＴで５～３０分の間に含まれる時間の間保ち、その後に室温まで冷却し、焼き入れされたパイプを得るステップと、
    そして、前記焼き入れされたパイプを加熱し、５８０℃～７００℃の間に含まれる焼き戻し温度ＴＴに保ち、前記焼き戻し温度ＴＴで２０～６０分の間に含まれる焼き戻し時間Ｔｔの間保ち、その後に室温まで冷却し、焼き入れおよび焼き戻しされたパイプを得るステップと、
    を備える、方法。

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