WO2016152173A1 - 構造管用鋼板、構造管用鋼板の製造方法、および構造管 - Google Patents

構造管用鋼板、構造管用鋼板の製造方法、および構造管 Download PDF

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周作 太田
芳秋 大田
真一 柿原
石川　信行
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet for structural pipes, and in particular, the present invention relates to a steel sheet for structural pipes having a strength equal to or higher than API X80 grade and excellent in PWHT resistance and toughness in a weld heat affected zone. Moreover, this invention relates to the manufacturing method of the said steel plate for structural pipes, and the structural pipe manufactured using the said steel plate for structural pipes.
  • Structuring pipes such as conductor casing steel pipes and riser steel pipes are used for oil and gas drilling by submarine resource drills.
  • API American Petroleum Institute
  • the above-described structural tube is often used by circumferential welding of a forged product (for example, a connector) having a very large amount of alloying elements.
  • a forged product for example, a connector
  • PWHT Post-Weld-Heat-Treatment, post-weld heat treatment
  • the structural pipe is required to maintain high strength in the longitudinal direction of the pipe, that is, in the rolling direction, in order to prevent breakage due to external pressure at the seabed during excavation, particularly after PWHT. .
  • the carbide formed in the heat-affected zone during welding may become coarse, and the toughness of the steel may be reduced.
  • the structural pipe is required to have sufficient strength and toughness not only in the state of the base material before PWHT but also after PWHT.
  • Patent Document 2 includes 0.005 to 0.025% Ti, 0.005 to 0.025% Nb, 0.15 to 0.60% Mo, and V of 0.10% or less. After hot rolling of steel, the technology of producing steel sheets with excellent base material strength and PWHT resistance by controlling the precipitation of steel microstructure and composite carbide by accelerated cooling under predetermined conditions. Proposed.
  • the steel pipe described in Patent Document 2 is intended to improve the base material strength and toughness after PWHT. For this reason, no special consideration has been given to the reduction in toughness at the meeting point, which is a problem in welding at the time of manufacturing a steel pipe, in particular, high heat input welding performed in one layer each inside and outside.
  • the joint toughness considered in the present invention is greatly influenced by the local embrittlement region that occurs during multilayer welding.
  • the toughness of coarse grains near the weld metal is evaluated by a reproducible thermal cycle test. When the structure of the local embrittlement region is simulated by a reproducible thermal cycle, the entire specimen becomes an embrittlement region, which is unsuitable because the toughness of the associated portion is underestimated.
  • the load in the manufacturing process is large, such as air cooling after rapid heating.
  • the present invention has been developed in view of the above circumstances, and is a high-strength steel plate of API X80 grade or higher, without adding a large amount of alloying elements, and has a PWHT resistance and a heat-affected zone (Heat-Affected Zone). , HAZ), and in particular, to provide a steel sheet for a structural pipe that is excellent in toughness at a welded joint.
  • this invention aims at providing the manufacturing method of the said steel plate for structural pipes, and the structural pipe manufactured using the said steel plate for structural pipes.
  • the present inventors have conducted a detailed study on the influence of rolling conditions on the microstructure of the steel sheet in order to achieve both PWHT resistance and toughness in the heat affected zone (HAZ toughness).
  • HZ toughness the chemical composition of steel plates for welded steel pipes and steel plates for welded structures is severely limited from the viewpoint of weldability. Therefore, high-strength steel sheets of X65 grade or higher are manufactured by accelerated cooling after hot rolling. Therefore, the microstructure of the steel sheet is mainly bainite, or the bainite has a structure containing island-like martensite (Martensite-Austeniteituconstituent, also abbreviated as MA).
  • the present inventors have obtained the following findings (a) and (b).
  • the gist configuration of the present invention is as follows. 1.
  • the component composition is in mass%, The steel sheet for structural pipes according to 1 above, containing V: 0.030% or less.
  • the component composition is in mass%, Cu: 0.50% or less, 3.
  • Y A ⁇ 55.85
  • Z (C / 12 ⁇ A) ⁇ A ⁇ 1000000 (5)
  • A Ti / 47.9 + Nb / 92.9 + V / 50.9 (6)
  • the element symbols in the formulas (5) and (6) represent a value expressed by mass% of the content of each element in the steel sheet, and 0 when the element is not contained in the steel sheet.
  • the element symbols in the formulas (5) and (6) represent a value expressed by mass% of the content of each element in the steel sheet, and 0 when the element is not contained in the steel sheet.
  • Cooling rate A method for producing a steel sheet for structural pipes having at least an accelerated cooling step of accelerated cooling under conditions of 20 ° C./s or more.
  • T 539-423C-30.4Mn-17.7Ni-12. 1Cr-7.5Mo (7) (Here, the element symbol in the formula (7) represents a value expressed by mass% of the content of each element in the steel sheet, and is 0 when the element is not contained in the steel sheet)
  • a structural pipe comprising the structural pipe steel plate according to any one of 1 to 4 above.
  • a structural tube obtained by forming the steel plate according to any one of 1 to 4 into a cylindrical shape in the longitudinal direction and then welding at least one layer of the butt portion from the inner and outer surfaces in the longitudinal direction.
  • the present invention is a high-strength steel plate of API X80 grade or higher, and without adding a large amount of alloying elements, the PWHT resistance and the heat affected zone (Heat-Affected Zone, HAZ), particularly in the welded joint zone. It is possible to provide a structural pipe steel plate having excellent toughness and a structural pipe using the structural pipe steel plate.
  • C 0.050 to 0.080% C is an element that increases the strength of steel.
  • the C content needs to be 0.050% or more.
  • the C content is 0.080% or less.
  • the C content is preferably 0.055 to 0.070%.
  • Si 0.01 to 0.50%
  • Si is an element that acts as a deoxidizing material and further increases the strength of the steel material by solid solution strengthening.
  • Si content shall be 0.01% or more.
  • Si suppresses the formation of cementite, it has the effect of promoting the concentration of C in the austenite during the bainite transformation.
  • MA is produced by carbon concentration in untransformed austenite when upper bainite is produced, MA is produced when the Si content is too high, and as a result, HAZ toughness is lowered. Therefore, in the present invention, the Si content is set to 0.50% or less.
  • the Si content is preferably 0.05 to 0.20%.
  • Mn 1.50-2.50%
  • Mn is an element that has the effect of improving the hardenability of steel and improving the strength and toughness.
  • Mn content shall be 1.50% or more. Preferably it is 1.70% or more.
  • the Mn content is 2.50% or less. Preferably it is 2.00% or less.
  • Al 0.080% or less
  • Al is an element added as a deoxidizer during steelmaking. If the Al content exceeds 0.080%, the toughness is reduced, so the Al content is set to 0.080% or less.
  • the Al content is preferably 0.010 to 0.050%.
  • Cr 0.50% or less Cr is an element that forms carbides and has the effect of improving strength at high temperatures. However, if added excessively, weldability decreases, so the Cr content is 0.50% or less. And in addition, although the minimum of Cr content is not specifically limited, In order to exhibit the said effect
  • Mo 0.10 to 0.50%
  • Mo is a particularly important element in the present invention, and functions to greatly increase the strength of the steel sheet by forming fine composite carbides with Ti, Nb, and V while suppressing pearlite transformation during cooling after hot rolling. have.
  • Mo content shall be 0.10% or more.
  • the Mo content exceeds 0.50%, the HAZ toughness is lowered, so the Mo content is 0.50% or less.
  • Ti 0.005 to 0.025%
  • Ti forms a composite precipitate with Mo and greatly contributes to improving the strength of steel.
  • Ti content shall be 0.005% or more.
  • the Ti content is 0.025% or less.
  • Nb 0.005 to 0.050%
  • Nb is an element having an effect of improving toughness by refining the structure. Moreover, a composite precipitate is formed with Mo and contributes to strength improvement. In order to acquire the said effect, Nb content shall be 0.005% or more. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.050%, the HAZ toughness decreases. Therefore, the Nb content is 0.050% or less.
  • N 0.001 to 0.010%
  • TiN Ti and nitride
  • the N content is set to 0.001% or more.
  • TiN decomposes in a welded portion, particularly in a region heated to 1450 ° C. or more in the vicinity of the weld bond, and generates solid solution N. Therefore, when N content is too high, the fall of toughness resulting from the production
  • the N content is preferably 0.002 to 0.005%.
  • O 0.0050% or less
  • P 0.010% or less
  • S 0.0020% or less
  • O, P, and S are inevitable impurities, and the upper limit of the content of these elements is as follows. It prescribes as follows. O is coarse and forms oxygen-based inclusions that adversely affect toughness. In order to suppress the influence of the inclusion, the O content is set to 0.005% or less. Further, since P has a property of segregating at the center and reducing the toughness of the base material, if the P content is high, a decrease in the base material toughness becomes a problem. Therefore, the P content is 0.010% or less.
  • the S content is 0.0020% or less.
  • the O content is preferably 0.0030% or less
  • the P content is preferably 0.008% or less
  • the S content is preferably 0.0008% or less.
  • the lower limit of the contents of O, P, and S is not limited, but industrially it exceeds 0%. Further, if the content is excessively reduced, the refining time is increased and the cost is increased, so the O content is 0.0005% or more, the P content is 0.002% or more, and the S content is 0.0002%. The above is preferable.
  • the steel sheet for structural pipes of the present invention may further contain V: 0.030% or less in addition to the above elements.
  • V 0.030% or less
  • V is an element that forms a composite precipitate in the same manner as Nb and Ti, and is extremely effective for increasing the strength by precipitation strengthening. However, if added in excess, the HAZ toughness may decrease. Therefore, when V is added, the V content is 0.030% or less.
  • the lower limit of the V content is not particularly limited, but if it is completely removed, the production cost increases, so the V content may be 0.001% or more. Note that V may precipitate as VC in a portion that receives a thermal history of a plurality of cycles, such as the meeting portion HAZ, and may cause significant toughness deterioration by hardening the HAZ portion. Therefore, it is preferable not to add V.
  • the structural steel plate of the present invention is selected from the group consisting of Cu: 0.50% or less, Ni: 0.50% or less, and Ca: 0.0005 to 0.0035% in addition to the above elements.
  • One type or two or more types may be further contained.
  • Cu 0.50% or less
  • Cu is an element effective in improving toughness and strength, but if the amount added is too large, weldability is lowered. Therefore, when adding Cu, the Cu content is 0.50% or less.
  • the minimum of Cu content is not specifically limited, When adding Cu, it is preferable to make Cu content 0.05% or more.
  • Ni 0.50% or less
  • Ni is an element effective for improving toughness and strength. However, if the addition amount is too large, the PWHT resistance is lowered. Therefore, when Ni is added, the Ni content is 0.50% or less.
  • the minimum of Ni content is not specifically limited, When adding Ni, it is preferable to make Ni content 0.05% or more.
  • Ca 0.0005 to 0.0035%
  • Ca content shall be 0.0005% or more.
  • the effect is saturated. Rather, the toughness is lowered due to a decrease in the cleanliness of the steel. Therefore, when adding Ca, the Ca content is set to 0.0035% or less.
  • the steel sheet for structural pipes of the present invention comprises the above components, the remainder Fe and inevitable impurities.
  • “consisting of remaining Fe and inevitable impurities” means that the elements containing other trace elements including inevitable impurities are included in the scope of the present invention as long as the effects and effects of the present invention are not impaired. To do.
  • the carbon equivalent C eq defined by the following formula (1) is 0.43 or more, and P defined by the following formula (2) It is important that cm is 0.20 or less and X defined by the following formula (3) is 0.8 or more.
  • the C eq expresses the influence of an element added to steel in terms of carbon content, and is generally used as an index of strength because it has a correlation with the base material strength.
  • C eq is set to 0.43 or more in order to obtain high strength of API X80 grade or more.
  • C eq is preferably 0.44 or more.
  • the upper limit of C eq is not particularly limited, but is preferably 0.50 or less.
  • P cm is a weld cracking susceptibility composition, and when P cm is greater than 0.20, it adversely affects the toughness of the welded portion, so P cm is set to 0.20 or less.
  • P cm is preferably 0.19 or less.
  • the lower limit of the P cm preferably set to 0.15 or more.
  • the above X is the sum of the ratios of the content of elements (Cr, Mo, Nb, V, and Ti) having an effect of suppressing the strength decrease after PWHT to the C content.
  • the value of X needs to be 0.8 or more.
  • X is preferably 1.0 or more.
  • the upper limit of X is not particularly limited, but an excessively large value leads to an increase in alloy cost.
  • the component composition of steel satisfies 0.01 ⁇ Y ⁇ 0.05 and Z ⁇ 3.10 for Y and Z defined by the following formulas (4) to (6).
  • Y A ⁇ 55.85
  • Z (C / 12 ⁇ A) ⁇ A ⁇ 1000000
  • A Ti / 47.9 + Nb / 92.9 + V / 50.9 (6)
  • the element symbols in the formulas (5) and (6) represent a value expressed by mass% of the content of each element in the steel sheet, and 0 when the element is not contained in the steel sheet.
  • Y is the sum of the element ratios of the precipitation strengthening elements Ti, Nb, and V contained in the steel, and is an index of precipitation strengthening. Use of these precipitation strengthening elements is indispensable in order to make steel strength API API X80 grade or higher. For this reason, Y is preferably greater than 0.01. On the other hand, when these elements are added excessively, the toughness, particularly the toughness in the associated portion HAZ is lowered. Therefore, Y is preferably less than 0.05.
  • the above Z is the product of the precipitation strengthening elements Ti, Nb, and V and the residual C amount that did not form carbides and the total amount of the precipitation strengthening elements, and the toughness due to the growth of carbides after PWHT. Used as an indicator of decline. If the amount of residual C is excessive, the toughness of the meeting part HAZ is lowered, so that Z is preferably less than 3.10.
  • the lower limit of Z is not particularly limited, but is preferably 0.50 or more.
  • the microstructure of the steel sheet in the present invention is not particularly limited and may be any, but from the viewpoint of increasing the strength, the area fraction of bainite in the microstructure of the steel sheet is 85% or more. Preferably, it is more preferably 90% or more. On the other hand, since it is desirable that the area fraction of bainite is high, the upper limit is not particularly limited and may be 100%.
  • one or more of the structures other than bainite is 15 in total area ratio. % Or less, and more preferably 10% or less.
  • the remaining structure include ferrite, pearlite, cementite, martensite and the like.
  • the area fraction of island martensite in the entire microstructure of the steel sheet is less than 3%.
  • the smaller the area fraction of cementite in the entire microstructure of the steel sheet is better. Specifically, it is preferably 2.0% or less, more preferably 1.0% or less.
  • the upper limits of 0.5% YS, TS, and vE ⁇ 10 ° C. are not particularly limited, but are usually 0.5% YS: 705 MPa or less, TS: 825 MPa or less, and vE ⁇ 10 ° C . : 800 J or less.
  • the temperature is the average temperature in the thickness direction of the steel sheet.
  • the average temperature in the plate thickness direction of the steel plate is determined by simulation calculation or the like from the plate thickness, surface temperature, cooling conditions, and the like.
  • the average temperature in the plate thickness direction of the steel sheet is obtained by calculating the temperature distribution in the plate thickness direction using the difference method.
  • the steel sheet for structural pipes of the present invention can be produced by sequentially treating a steel material having the above composition in the following steps (1) to (3).
  • a heating process for heating the steel material to a heating temperature of 1050 to 1250 ° C. (2) A hot rolling step in which the steel material heated in the heating step is hot rolled to form a steel plate, (3)
  • the hot-rolled steel sheet has a cooling start temperature: Ar 3 points or higher, a cooling end temperature: (T-50) ° C. or higher (T + 50) ° C. with respect to the temperature T defined by the following formula (7)
  • an average cooling rate an accelerated cooling process in which accelerated cooling is performed under conditions of 20 ° C./s or more.
  • the steel material can be melted in accordance with a conventional method.
  • the manufacturing method of a steel raw material is not specifically limited, It is preferable to manufacture by a continuous casting method.
  • the steel material is heated prior to rolling.
  • the heating temperature is set to dissolve the carbide in steel material (steel piece). It is necessary to set it to 1050 ° C or higher.
  • the heating temperature exceeds 1250 ° C., austenite grains grow significantly and become coarse, and as a result, the base metal structure of the steel finally obtained also becomes coarse and the toughness decreases. Therefore, the heating temperature is 1050 to 1250 ° C.
  • the steel material heated in the heating step is rolled.
  • the conditions for hot rolling are not particularly limited.
  • the cumulative rolling reduction in the non-recrystallization temperature range (850 ° C. or less) is set to 40% or more, and the rolling end temperature is set to 730 to 850 ° C. It can be refined to improve the strength and toughness of the steel sheet.
  • the cumulative rolling reduction is preferably 80% or less, and more preferably 75% or less.
  • Ar 3 910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo (Here, the element symbol in the above formula represents a value expressed by mass% of the content of each element in the steel sheet, and is 0 when the element is not contained in the steel sheet)
  • the upper limit of cooling start temperature is not specifically limited, It is preferable to set it as 800 degrees C or less from a viewpoint of ensuring the rolling reduction in a non-recrystallization temperature range.
  • the cooling end temperature is defined as (T ⁇ 50) ° C. or higher and (T + 50) ° C. or lower using T defined by the following equation (7).
  • T the cooling end temperature
  • the cooling end temperature is higher than (T + 50) ° C.
  • the growth of carbide is promoted and the amount of dissolved carbon is reduced, and the coarsening of the carbide is caused after PWHT, and sufficient strength cannot be obtained.
  • the strength of the steel sheet tends to increase as the cooling stop temperature for accelerated cooling becomes lower.
  • the cooling stop temperature is set to (T-50) ° C. or higher and (T + 50) ° C.
  • T 539-423C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr-7.5Mo (7) (Here, the element symbol in the formula (7) represents a value expressed by mass% of the content of each element in the steel sheet, and is 0 when the element is not contained in the steel sheet)
  • the steel sheet strength tends to increase as the cooling rate increases with accelerated cooling.
  • the cooling rate during accelerated cooling is set to 20 ° C./s or more.
  • the upper limit of a cooling rate is not specifically limited, It is preferable to set it as 50 degrees C / s or less from a viewpoint of preventing producing
  • the microstructure of the steel sheet can be mainly bainite and the strength can be improved.
  • a steel sheet for structural pipes which is a high-strength steel sheet of API X80 grade or higher and excellent in PWHT resistance and HAZ toughness without adding a large amount of alloy elements, can be produced.
  • accelerated cooling is started from the austenite single-phase region, and cooling is stopped in the vicinity of the martensitic transformation point at which MA begins to form, thereby suppressing precipitation of carbides while effectively utilizing transformation strengthening.
  • the thickness of the steel plate is not particularly limited and can be any thickness, but is preferably 15 to 30 mm.
  • a steel pipe can be manufactured using the steel plate obtained as described above as a material.
  • the steel pipe can be, for example, a structural pipe in which the thick steel plate for a structural pipe is formed in a cylindrical shape in the longitudinal direction and a butt portion is welded.
  • the method for manufacturing the steel pipe is not particularly limited, and any method can be used.
  • the steel plate can be made into a UOE steel pipe by seam welding the butt portion after making the steel plate into a tubular shape in the longitudinal direction of the steel plate using a U press and an O press according to a conventional method. It is preferable that the seam welding is performed by submerged arc welding on both the inner surface and the outer surface after the tack welding.
  • the flux used for submerged arc welding is not particularly limited, and may be a melt type flux or a fired type flux.
  • pipe expansion is performed to remove residual welding stress and improve roundness of the steel pipe.
  • the pipe expansion ratio ratio of the outer diameter change amount before and after the pipe expansion to the outer diameter of the pipe before the pipe expansion
  • the tube expansion rate is preferably in the range of 0.5% to 1.2%.
  • a steel pipe having a substantially circular cross-sectional shape is manufactured by a press-pending method in which steel plates are successively formed by repeating three-point bending, and then seam welding is performed in the same manner as the above-mentioned UOE process. Also good.
  • the pipe expansion may be performed.
  • the pipe expansion ratio ratio of the outer diameter change amount before and after the pipe expansion to the outer diameter of the pipe before the pipe expansion
  • the tube expansion rate is preferably in the range of 0.5% to 1.2%.
  • the preheating before welding and the heat processing after welding can also be performed as needed.
  • the area fraction of island martensite was evaluated by observing three or more fields at random with a scanning electron microscope (magnification 2000 times) for a sample collected from the center position of the plate thickness.
  • PWHT of each steel plate was performed using a gas atmosphere furnace.
  • the heat treatment conditions at this time were as follows: a steel slab was inserted into a furnace maintained at 650 ° C., and the temperature of the steel slab reached 650 ° C. and was maintained for 2 hours. Then, the steel plate was taken out from the furnace and cooled to room temperature by air cooling. At this time, the cooling rate to room temperature was 5 ° C./sec or less.
  • 0.5% YS, TS, and vE ⁇ 10 ° C. were measured by the same method as the measurement before PWHT described above.
  • the invention examples satisfying the conditions of the present invention are excellent in mechanical properties in a state before PWHT, and at a high temperature of 650 ° C. Even after PWTH, it had excellent mechanical properties. Furthermore, the steel sheet of the inventive example also had good HAZ toughness at the weld meeting part.
  • the mechanical properties before and after PWTH or both, and the HAZ toughness at the welded joint were inferior.
  • the component composition of the steel satisfied the conditions of the present invention, but the strength was significantly reduced by PWHT, and the TS after PWHT was less than 625 MPa. This is presumably because the heating temperature before hot rolling was low and the precipitation strengthening element was not sufficiently dissolved, so that fine carbide was not sufficiently dispersed and precipitated in the subsequent cooling.
  • the steel component composition satisfies the conditions of the present invention, but the yield strength is inferior, and sufficient toughness cannot be maintained after PWHT.
  • No. Nos. 12 to 16 were inferior in at least one of the base metal strength, Charpy characteristics, and weld joint HAZ toughness because the component composition of steel was outside the scope of the present invention.
  • C eq did not satisfy the conditions of the present invention, and as a result, the strength before and after PWHT did not reach the API X80 grade.
  • No. In No. 16 the values of O and Z did not satisfy the conditions of the present invention, and as a result, the deterioration of toughness in the meeting part HAZ was remarkable.
  • a high strength steel plate of API X80 grade or higher which has excellent PWHT resistance and toughness in a weld heat affected zone, particularly a welded joint zone, without addition of a large amount of alloying elements, and A structural pipe using the steel sheet for structural pipe can be provided.
  • the structural pipe is well suppressed in toughness deterioration at the welded joint, so that the conductor casing steel pipe and riser It is extremely useful as a structural pipe such as a steel pipe.

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Abstract

　ＡＰＩ Ｘ８０グレード以上の高強度鋼板であって、多量の合金元素の添加なしで、耐ＰＷＨＴ性と、溶接熱影響部、特に溶接会合部における靭性とに優れる構造管用鋼板を提供する。　特定の成分組成を有し、（ａ）０．５％耐力が５５５ＭＰａ以上、（ｂ）引張強さが６２５ＭＰａ以上、および（ｃ）板厚中心部の－１０℃におけるシャルピー吸収エネルギーｖＥ－１０℃が２５０Ｊ以上の機械的特性を有し、６５０℃、２時間の熱処理後においても前記（ａ）、（ｂ）、および（ｃ）の機械的特性を有する、構造管用鋼板。

Description

構造管用鋼板、構造管用鋼板の製造方法、および構造管
　本発明は、構造管用鋼板に関するものであり、特に、本発明は、ＡＰＩ Ｘ８０グレード以上の強度を有するとともに、耐ＰＷＨＴ性と溶接熱影響部における靭性に優れた構造管用鋼板に関するものである。
　また、本発明は、上記構造管用鋼板の製造方法、および上記構造管用鋼板を用いて製造される構造管に関するものである。
　海底資源掘削船等による石油やガスの掘削においては、コンダクターケーシング鋼管やライザー鋼管等の構造管が使用される。これらの用途では、近年、圧力上昇による操業効率向上や素材コスト削減の観点から、ＡＰＩ（アメリカ石油協会） Ｘ８０グレード以上の高強度鋼管に対する要求が高まっている。
　また、上述のような構造管は、合金元素量が非常に多い鍛造品（例えばコネクタ等）を円周溶接して用いられることが多い。溶接を行った場合には、溶接に起因する鍛造品の残留応力除去を目的としてＰＷＨＴ（Post Weld Heat Treatment、溶接後熱処理）が施されるが、熱処理によって強度の低下が懸念される。そのため、構造管には、ＰＷＨＴ後においても優れた強度、特に掘削時の海底での外圧による破壊防止のため、管の長手方向、すなわち圧延方向に高い強度を維持していることが要求される。また、ＰＷＨＴを施すことにより、溶接の際に熱影響部に形成された炭化物が粗大化し、鋼の靭性を低下させる場合がある。そのため、構造管には、ＰＷＨＴを行う前の母材の状態においてのみならず、ＰＷＨＴ後においても十分な強度と靭性を備えていることが求められる。
　そこで、例えば特許文献１では、０．３０～１．００％のＣｒ、０．００５～０．００３０％のＴｉ、および０．０６０％以下のＮｂを添加した鋼を熱間圧延した後、加速冷却することによって、ＰＷＨＴの一種である応力除去（Ｓｔｒｅｓｓ　Ｒｅｌｉｅｆ、ＳＲ）焼鈍を６００℃以上の高温で行った後においても優れた強度を維持することができる高強度ライザー鋼管用鋼板を製造することが提案されている。
　また、特許文献２では、０．００５～０．０２５％のＴｉ、０．００５～０．０２５％のＮｂ、０．１５～０．６０％のＭｏ、および０．１０％以下のＶを含む鋼を熱間圧延した後、所定の条件で加速冷却することによって鋼のミクロ組織と複合炭化物の析出を制御し、それにより、母材強度と耐ＰＷＨＴ特性とに優れた鋼板を製造する技術が提案されている。
特開平１１－５０１８８号公報 特開２０１０－２３５９８６号公報
　しかし、特許文献１に記載の鋼板では、ＰＷＨＴ時にＣｒ炭化物を析出させることによってＰＷＨＴによる強度低下を補っているため、多量のＣｒを添加する必要がある。そのため、素材コストが高いことに加えて、溶接性や靭性の低下が懸念される。
　また、特許文献２に記載の鋼管は、ＰＷＨＴ後の母材強度および靭性を改善することを主眼においたものである。そのため、鋼管製造時の溶接、特に、内外各１層で行われるような大入熱溶接において問題となる、会合部での靭性の低下については特段の配慮がなされていない。本発明において考慮される会合部靭性は、多層溶接時に生じる局所脆化域の影響が大きい。これに対して、特許文献２では再現熱サイクル試験によって溶接金属近傍の粗大粒の靭性が評価されている。再現熱サイクルによって局所脆化域の組織を模擬する場合、試験片全体が脆化領域となるため、会合部靭性を過小評価してしまうこととなり不適当である。また、特許文献２に記載の技術では、急速加熱を実施した後に空冷するなど、製造プロセスでの負荷が大きい。
　本発明は、上記の実情に鑑み開発されたもので、ＡＰＩ Ｘ８０グレード以上の高強度鋼板であって、多量の合金元素の添加なしで、耐ＰＷＨＴ性と、溶接熱影響部（Heat-Affected Zone、ＨＡＺ）、特に溶接会合部における靭性とに優れる構造管用鋼板を提供することを目的とする。
　また、本発明は、上記構造管用鋼板の製造方法、および上記構造管用鋼板を用いて製造された構造管を提供することを目的とする。
　本発明者らは、構造管用鋼板において、耐ＰＷＨＴ性と溶接熱影響部における靭性（ＨＡＺ靭性）とを両立させるために、圧延条件が鋼板のミクロ組織に及ぼす影響について詳細な検討を行った。一般に溶接鋼管用の鋼板や溶接構造用の鋼板は溶接性の観点から化学成分が厳しく制限されるため、Ｘ６５グレード以上の高強度鋼板は熱間圧延後に加速冷却して製造されている。そのため、鋼板のミクロ組織はベイナイト主体か、ベイナイト中に島状マルテンサイト（Martensite-Austenite constituent、略してＭＡとも称す）を含んだ組織となるが、このような組織の鋼にＰＷＨＴを施すと、ベイナイト中の島状マルテンサイト組織が焼戻しにより分解するため強度低下は避けられない。また、焼戻しによる強度低下を補うために、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉなどの析出強化元素を活用する方法があるが、内外各１層で行われるような大入熱溶接での鋼管製造時に、会合部おいて炭化物が容易に粗大化するために靭性が低下してしまう。
　そこで、本発明者らは、優れた耐ＰＷＨＴ性とＨＡＺ靭性とが得られるミクロ組織に関して鋭意研究を行った結果、次の（ａ）および（ｂ）の知見を得た。
（ａ）耐ＰＷＨＴ性を向上させるためには、鋼のミクロ組織を、ＰＷＨＴの前後において形態変化を生じない組織とする必要がある。そのためには、鋼のＣ含有量や加速冷却時の温度条件を制御して、島状マルテンサイトとセメンタイトの生成を抑制することが有効である。
（ｂ）会合部ＨＡＺにおける靭性に優れた鋼板を得るためには、会合部ＨＡＺにおけるＴｉ、Ｎｂ、Ｖ系炭化物の析出を抑制し、ＨＡＺの硬化による靭性の劣化を避けることが有効である。
　以上の知見に基づき、鋼の成分組成とミクロ組織および製造条件について詳細な検討を行い、本発明を完成するに至った。
　すなわち、本発明の要旨構成は、次のとおりである。
１．構造管用鋼板であって、
　質量％で、
　　Ｃ　：０．０５０～０．０８０％、
　　Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
　　Ｍｎ：１．５０～２．５０％、
　　Ａｌ：０．０８０％以下、
　　Ｃｒ：０．５０％以下、
　　Ｍｏ：０．１０～０．５０％、
　　Ｔｉ：０．００５～０．０２５％、
　　Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、
　　Ｎ　：０．００１～０．０１０％、
　　Ｏ　：０．００５０％以下、
　　Ｐ　：０．０１０％以下、および
　　Ｓ　：０．００２０％以下、を含有し、
　残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、かつ
　下記（１）式で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．４３以上、下記（２）式で定義されるＰｃｍが０．２０以下、かつ下記（３）式で定義されるＸが０．８以上である成分組成を有し、
　（ａ）０．５％耐力が５５５ＭＰａ以上、
　（ｂ）引張強さが６２５ＭＰａ以上、および
　（ｃ）板厚中心部の－１０℃におけるシャルピー吸収エネルギーｖＥ－１０℃が２５０Ｊ以上の機械的特性を有し、
　６５０℃、２時間の熱処理後においても前記（ａ）、（ｂ）、および（ｃ）の機械的特性を有する、構造管用鋼板。
　　　　　　　　　　　　　　　　　記
　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
　Ｐｃｍ＝Ｃ+Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０+５Ｂ・・・（２）
　Ｘ＝（０．２３Ｃｒ＋０．１２５Ｍｏ＋０．１３Ｎｂ＋０．２４Ｖ＋０．２５Ｔｉ）／Ｃ・・・（３）
（ここで、（１）～（３）式中の元素記号は、前記鋼板中における各元素の含有量を質量％で表した値を表し、該鋼板中に当該元素が含有されない場合には０とする）
２．さらに、前記成分組成が、質量％で、
　　Ｖ　：０．０３０％以下、を含有する、前記１に記載の構造管用鋼板。
３．さらに、前記成分組成が、質量％で、
　　Ｃｕ：０．５０％以下、
　　Ｎｉ：０．５０％以下、および
　　Ｃａ：０．０００５～０．００３５％からなる群より選択される１種または２種以上を含有する、前記１または２に記載の構造管用鋼板。
４．さらに、前記成分組成が、下記（４）～（６）式で定義されるＹおよびＺについて、０．０１＜Ｙ＜０．０５およびＺ＜３．１０を満たす、前記１～３のいずれか一つに記載の構造管用鋼板。
　　　　　　　　　　　　　　　　　記
　Ｙ＝Ａ×５５．８５・・・（４）
　Ｚ＝（Ｃ／１２－Ａ）×Ａ×１００００００・・・（５）
　Ａ＝Ｔｉ／４７．９＋Ｎｂ／９２．９＋Ｖ／５０．９・・・（６）
（ここで、（５）および（６）式中の元素記号は、前記鋼板中における各元素の含有量を質量％で表した値を表し、該鋼板中に当該元素が含有されない場合には０とする）
５．前記１～４のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼素材を、加熱温度：１０５０～１２５０℃まで加熱する加熱工程と、
　前記加熱工程において加熱された鋼素材を熱間圧延して鋼板とする熱間圧延工程と、
　前記熱間圧延された鋼板を、冷却開始温度：Ａｒ３点以上、冷却終了温度：下記（７）式で定義される温度Ｔに対して（Ｔ－５０）℃以上（Ｔ＋５０）℃以下、平均冷却速度：２０℃／ｓ以上の条件で加速冷却する加速冷却工程とを、少なくとも有する、構造管用鋼板の製造方法。
　　　　　　　　　　　　　　　　　記
　Ｔ＝５３９－４２３Ｃ－３０．４Ｍｎ－１７．７Ｎｉ－１２．１Ｃｒ－７．５Ｍｏ・・・（７）
（ここで、（７）式中の元素記号は、前記鋼板中における各元素の含有量を質量％で表した値を表し、該鋼板中に当該元素が含有されない場合には０とする）
６．前記１～４のいずれか一つに記載の構造管用鋼板からなる構造管。
７．前記１～４のいずれか一つに記載の鋼板を長手方向に筒状に成形した後、突合せ部を内外面からいずれも少なくとも１層ずつ長手方向に溶接して得た構造管。
　本発明によれば、ＡＰＩ Ｘ８０グレード以上の高強度鋼板であって、多量の合金元素の添加なしで、耐ＰＷＨＴ性と、溶接熱影響部（Heat-Affected Zone、ＨＡＺ）、特に溶接会合部における靭性とに優れる構造管用鋼板および前記構造管用鋼板を用いた構造管を提供することができる。
［成分組成］
　次に、本発明における各構成要件の限定理由について述べる。
　本発明においては、構造管用鋼板が所定の成分組成を有することが重要である。そこで、まず、本発明において鋼の成分組成を上記のように限定する理由を説明する。なお、成分に関する「％」表示は、特に断らない限り「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：０．０５０～０．０８０％
　Ｃは、鋼の強度を増加する元素であり、所望の組織を得て、所望の強度、靭性とするためには、Ｃ含有量を０．０５０％以上とする必要がある。一方、Ｃ含有量が０．０８０％を超えると溶接性が劣化し、溶接割れが生じやすくなるとともに、母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．０８０％以下とする。なお、Ｃ含有量は、０．０５５～０．０７０％とすることが好ましい。
Ｓｉ：０．０１～０．５０％
　Ｓｉは、脱酸材として作用し、さらに固溶強化により鋼材の強度を増加させる元素である。前記効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とする。一方、Ｓｉはセメンタイトの生成を抑制するため、ベイナイト変態時にオーステナイト中へのＣの濃化を促進させる作用を有している。ＭＡは上部ベイナイト生成時に未変態オーステナイト中への炭素の濃化によって生成するため、Ｓｉ含有量が高くなりすぎるとＭＡが生成し、その結果、ＨＡＺ靭性が低下する。そのため、本発明ではＳｉ含有量を０．５０％以下とする。なお、Ｓｉ含有量は０．０５～０．２０％とすることが好ましい。
Ｍｎ：１．５０～２．５０％
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高めるとともに、強度と靭性を向上させる作用を有する元素である。前記効果を得るために、Ｍｎ含有量を１．５０％以上とする。好ましくは１．７０％以上である。一方、Ｍｎ含有量が２．５０％を超えると溶接性が劣化するおそれがある。そのため、Ｍｎ含有量は２．５０％以下とする。好ましくは２．００％以下である。
Ａｌ：０．０８０％以下
　Ａｌは、製鋼時の脱酸剤として添加される元素である。Ａｌ含有量が０．０８０％を超えると靭性の低下を招くため、Ａｌ含有量は０．０８０％以下とする。なお、Ａｌ含有量は０．０１０～０．０５０％とすることが好ましい。
Ｃｒ：０．５０％以下
　Ｃｒは、炭化物を形成して、高温における強度を向上させる作用を有する元素であるが、過剰に添加すると溶接性が低下するため、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。なお、Ｃｒ含有量の下限は特に限定されないが、前記作用を良好に発揮させるためには、Ｃｒ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
Ｍｏ：０．１０～０．５０％
　Ｍｏは、本発明において特に重要な元素であり、熱間圧延後の冷却時におけるパーライト変態を抑制しつつ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖと微細な複合炭化物を形成して鋼板の強度を大きく上昇させる機能を有している。前記効果を得るために、Ｍｏ含有量を０．１０％以上とする。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えるとＨＡＺ靭性の低下を招くため、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とする。
Ｔｉ：０．００５～０．０２５％
　Ｔｉは、Ｍｏと複合析出物を形成して鋼の強度向上に大きく寄与する。前記効果を得るために、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とする。一方、０．０２５％を超えて添加するとＨＡＺ靭性および母材靭性の低下を招く。そのため、Ｔｉ含有量は０．０２５％以下とする。
Ｎｂ：０．００５～０．０５０％
　Ｎｂは、組織の微細粒化により靭性を向上させる作用を有する元素である。また、Ｍｏと共に複合析出物を形成し、強度向上に寄与する。前記効果を得るために、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とする。一方、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えるとＨＡＺ靭性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下とする。
Ｎ：０．００１～０．０１０％
　Ｎは、通常、不可避不純物として鋼中に存在し、鋼中のＴｉと窒化物（ＴｉＮ）を形成する。ＴｉＮによるピンニング効果によってオーステナイト粒の粗大化を抑制するために、Ｎ含有量は０．００１％以上とする。一方、ＴｉＮは、溶接部、特に溶接ボンド近傍で１４５０℃以上に加熱された領域において分解し、固溶Ｎを生成する。そのため、Ｎ含有量が高すぎると、前記固溶Ｎの生成に起因する靭性の低下が著しくなる。したがって、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。なお、Ｎ含有量は０．００２～０．００５％とすることが好ましい。
Ｏ：０．００５０％以下、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２０％以下
　本発明において、Ｏ、Ｐ、およびＳは不可避不純物であり、これらの元素の含有量の上限を次の通り規定する。Ｏは、粗大で靭性に悪影響を及ぼす酸素系介在物を形成する。前記介在物の影響を抑制するため、Ｏ含有量は０．００５％以下とする。また、Ｐは、中心偏析して母材の靭性を低下させる性質を持つため、Ｐ含有量が高いと母材靭性の低下が問題となる。そのため、Ｐ含有量は０．０１０％以下とする。また、ＳはＭｎＳ系介在物を形成して母材の靭性を低下させる性質を有しているため、Ｓ含有量が高いと母材靭性の低下が問題となる。そのため、Ｓ含有量は０．００２０％以下とする。なお、Ｏ含有量は０．００３０％以下とすることが好ましく、Ｐ含有量は０．００８％以下とすることが好ましく、Ｓ含有量は０．０００８％以下とすることが好ましい。一方、Ｏ、Ｐ、Ｓ含有量の下限については限定されないが、工業的には０％超である。また、過度に含有量を低下させると精錬時間の増加やコストの上昇を招くため、Ｏ含有量は０．０００５％以上、Ｐ含有量は０．００２％以上、Ｓ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。
　また、本発明の構造管用鋼板は、上記元素に加えて、Ｖ：０．０３０％以下を、さらに含有することもできる。
Ｖ：０．０３０％以下
　Ｖは、ＮｂやＴｉと同様に複合析出物を形成し、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、過剰に添加するとＨＡＺ靭性が低下する場合がある。そのため、Ｖを添加する場合、Ｖ含有量は０．０３０％以下とする。一方、Ｖ含有量の下限は特に限定されないが、完全に除去しようとすると、製造コストの増大につながるため、Ｖ含有量は０．００１％以上含有していてもよい。なお、Ｖは、会合部ＨＡＺ等、複数サイクルの熱履歴を受ける部分ではＶＣとして析出し、ＨＡＺ部を硬化させて著しい靭性劣化を生じる場合がある。そのため、Ｖを添加しないことが好ましい。
　また、本発明の構造管用鋼板は、上記元素に加えて、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、およびＣａ：０．０００５～０．００３５％からなる群より選択される１種または２種以上を、さらに含有することもできる。
Ｃｕ：０．５０％以下
　Ｃｕは、靭性の改善と強度の向上に有効な元素であるが、添加量が多すぎると溶接性が低下する。そのため、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とする。なお、Ｃｕ含有量の下限は特に限定されないが、Ｃｕを添加する場合はＣｕ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
Ｎｉ：０．５０％以下
　Ｎｉは、靭性の改善と強度の向上に有効な元素であるが、添加量が多すぎると耐ＰＷＨＴ特性が低下する。そのため、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とする。なお、Ｎｉ含有量の下限は特に限定されないが、Ｎｉを添加する場合はＮｉ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。
Ｃａ：０．０００５～０．００３５％
　Ｃａは、硫化物系介在物の形態制御による靭性向上に有効な元素である。前記効果を得るために、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．０００５％以上とする。一方、０．００３５％を超えてＣａを添加しても効果が飽和し、むしろ、鋼の清浄度の低下により靭性が低下する。そのため、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量を０．００３５％以下とする。
　本発明の構造管用鋼板は、以上の成分と、残部Ｆｅおよび不可避不純物とからなる。なお、「残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる」とは、本発明の作用・効果を損なわない限りにおいて、不可避不純物をはじめ、他の微量元素を含有するものが本発明の範囲に含まれることを意味する。
　本発明においては、鋼に含まれる元素がそれぞれ上記条件を満たすことに加えて、下記（１）式で定義される炭素当量Ｃｅｑを０．４３以上、下記（２）式で定義されるＰｃｍを０．２０以下、かつ下記（３）式で定義されるＸを０．８以上とすることが重要である。
　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
　Ｐｃｍ＝Ｃ+Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０+５Ｂ・・・（２）
　Ｘ＝（０．２３Ｃｒ＋０．１２５Ｍｏ＋０．１３Ｎｂ＋０．２４Ｖ＋０．２５Ｔｉ）／Ｃ・・・（３）
（ここで、（１）～（３）式中の元素記号は、鋼板中における各元素の含有量を質量％で表した値を表し、該鋼板中に当該元素が含有されない場合には０とする）
　上記Ｃｅｑは、鋼に添加される元素の影響を炭素量に換算して表したものであり、母材強度と相関があるため、強度の指標として一般的に用いられる。本発明では、ＡＰＩ　Ｘ８０グレード以上の高い強度を得るために、Ｃｅｑを０．４３以上とする。なお、Ｃｅｑは、０．４４以上とすることが好ましい。一方、Ｃｅｑの上限については特に限定されないが、０．５０以下とすることが好ましい。
　上記Ｐｃｍは溶接割れ感受性組成であり、Ｐｃｍが０．２０より大きい場合、溶接部の靭性に悪影響を及ぼすため、Ｐｃｍは０．２０以下とする。Ｐｃｍは、０．１９以下とすることが好ましい。なお、Ｐｃｍの下限については特に限定されないが、０．１５以上とすることが好ましい。
　上記Ｘは、ＰＷＨＴ後の強度低下を抑制する作用を有する元素（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、およびＴｉ）の含有量の、Ｃ含有量に対する比の総和である。ＰＷＨＴ後に生じる著しい強度低下を抑制するためには、Ｘの値を０．８以上とする必要がある。Ｘは、１．０以上とすることが好ましい。一方、Ｘの上限については特に限定されないが、過度に大きくすると合金コストの増大につながるため、３．００％以下とすることが好ましい。
　さらに、本発明においては、鋼の成分組成が、下記（４）～（６）式で定義されるＹおよびＺについて、０．０１＜Ｙ＜０．０５およびＺ＜３．１０を満たすことが好ましい。
　Ｙ＝Ａ×５５．８５・・・（４）
　Ｚ＝（Ｃ／１２－Ａ）×Ａ×１００００００・・・（５）
　Ａ＝Ｔｉ／４７．９＋Ｎｂ／９２．９＋Ｖ／５０．９・・・（６）
（ここで、（５）および（６）式中の元素記号は、前記鋼板中における各元素の含有量を質量％で表した値を表し、該鋼板中に当該元素が含有されない場合には０とする）
　上記Ｙは、鋼に含まれる析出強化元素Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの元素比の総和であり、析出強化の指標である。鋼の強度をＡＰＩ　Ｘ８０グレード以上とするためにはこれら析出強化元素の活用が不可欠である。そのため、Ｙは０．０１超とすることが好ましい。一方、これらの元素を過剰に添加すると、靭性、特に会合部ＨＡＺにおける靭性が低下する。そのため、Ｙは０．０５未満とすることが好ましい。
　また、上記Ｚは、析出強化元素Ｔｉ、Ｎｂ、およびＶと炭化物を形成しなかった残存Ｃ量と前記析出強化元素の総量の積をとったものであり、ＰＷＨＴ後の炭化物の成長による靭性の低下の指標として用いる。残存Ｃ量が過剰であると、会合部ＨＡＺの靭性が低下するため、Ｚを３．１０未満とすることが好ましい。なお、Ｚの下限については特に限定されないが、０．５０以上とすることが好ましい。
［ミクロ組織］
　本発明における鋼板のミクロ組織は特に限定されることなく、任意のものとすることができるが、高強度化の観点からは、鋼板のミクロ組織に占めるベイナイトの面積分率を８５％以上とすることが好ましく、９０％以上とすることがより好ましい。一方、ベイナイトの面積分率は高い方が望ましいため、上限は特に限定されず、１００％であってよい。
　ベイナイト以外の組織は少ないほどよいが、ベイナイトの面積分率が十分に高ければ、残部の組織の影響はほぼ無視できるため、ベイナイト以外の組織の１種または２種以上を、合計面積率で１５％以下とすることが好ましく、１０％以下とすることがより好ましい。残部組織の例としては、フェライト、パーライト、セメンタイト、マルテンサイト等が挙げられる。なお、高強度化の観点からは、さらに、鋼板のミクロ組織全体に占める島状マルテンサイトの面積分率を３％未満とすることが好ましい。また、鋼板のミクロ組織全体に占めるセメンタイトの面積分率は少ないほどよく、具体的には、２．０％以下であることが好ましく、１．０％以下であることがより好ましい。
［機械的特性］
　本発明の構造管用鋼板は、ＰＷＨＴを行っていない母材の状態において次の（ａ）～（ｃ）の機械的特性を有していることに加えて、６５０℃、２時間の熱処理を行った後の状態においても、同様に（ａ）～（ｃ）の機械的特性を有している。
　（ａ）０．５％耐力（ＹＳ）：５５５ＭＰａ以上、
　（ｂ）引張強さ（ＴＳ）：６２５ＭＰａ以上、および
　（ｃ）板厚中心部の－１０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－１０℃）：２５０Ｊ以上。
　ここで、０．５％ＹＳ、ＴＳ、ｖＥ－１０℃は、それぞれ実施例に記載の方法で測定することができる。なお、０．５％ＹＳ、ＴＳ、ｖＥ－１０℃の上限は特に限定されないが、通常は０．５％ＹＳ：７０５ＭＰａ以下、ＴＳ：８２５ＭＰａ以下、ｖＥ－１０℃：８００Ｊ以下である。
［鋼板の製造方法］
　次に、本発明の鋼板の製造方法について説明する。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。
　本発明の構造管用鋼板は、上記成分組成を有する鋼素材を、次の（１）～（３）の工程で順次処理することによって製造できる。
（１）上記鋼素材を加熱温度：１０５０～１２５０℃まで加熱する加熱工程、
（２）前記加熱工程において加熱された鋼素材を熱間圧延して鋼板とする熱間圧延工程、
（３）前記熱間圧延された鋼板を、冷却開始温度：Ａｒ３点以上、冷却終了温度：下記（７）式で定義される温度Ｔに対して（Ｔ－５０）℃以上（Ｔ＋５０）℃以下、平均冷却速度：２０℃／ｓ以上の条件で加速冷却する加速冷却工程。
　Ｔ＝５３９－４２３Ｃ－３０．４Ｍｎ－１７．７Ｎｉ－１２．１Ｃｒ－７．５Ｍｏ・・・（７）
（ここで、（７）式中の元素記号は、前記鋼板中における各元素の含有量を質量％で表した値を表し、該鋼板中に当該元素が含有されない場合には０とする）
　上記各工程は、具体的には以下に述べるように行うことができる。
［鋼素材］
　上記鋼素材は、常法にしたがって溶製することができる。鋼素材の製造方法は特に限定されないが、連続鋳造法によって製造することが好ましい。
［加熱工程］
　上記鋼素材は、圧延に先立って加熱される。その際、オーステナイト化ならびに炭化物の固溶を十分に進行させ、室温ならびに中温度域での十分な強度を得るためには、鋼素材（鋼片）中の炭化物を固溶させるため、加熱温度を１０５０℃以上とする必要がある。一方、加熱温度が１２５０℃を超えると、オーステナイト粒が著しく成長して粗大化し、その結果、最終的に得られる鋼の母材組織も粗大化するため、靭性が低下する。したがって、加熱温度は１０５０～１２５０℃とする。
［熱間圧延工程］
　次に、上記加熱工程において加熱された鋼素材を圧延する。熱間圧延の条件は特に限定されないが、例えば、未再結晶温度域（８５０℃以下）での累積圧下率を４０％以上とし、圧延終了温度を７３０～８５０℃とすることで、結晶粒を微細化し、鋼板の強度や靭性を向上させることができる。なお、前記累積圧下率は８０％以下とすることが好ましく、７５％以下とすることがさらに好ましい。
［加速冷却工程］
　熱間圧延工程終了後、該熱間圧延工程で得られた鋼板を加速冷却する。その際、Ａｒ３点未満の２相域から冷却を開始すると、ポリゴナルフェライトが混在したミクロ組織となり、鋼板の強度が低下する。そのため、Ａｒ３点以上、すなわち、オーステナイト単相域から加速冷却を開始する。ここでのＡｒ３点とは、下記式で算出される温度である。
　Ａｒ３＝９１０－３１０Ｃ－８０Ｍｎ－２０Ｃｕ－１５Ｃｒ－５５Ｎｉ－８０Ｍｏ
（ここで、上記式中の元素記号は、鋼板中における各元素の含有量を質量％で表した値を表し、該鋼板中に当該元素が含有されない場合には０とする）
　なお、冷却開始温度の上限は、特に限定されないが、未再結晶温度域での圧下率を確保する観点から８００℃以下とすることが好ましい。
　本発明においては、冷却終了温度を、下記（７）式で定義されるＴを用いて、（Ｔ－５０）℃以上、（Ｔ＋５０）℃以下と規定する。冷却終了温度が（Ｔ＋５０）℃より高いと、炭化物の成長が促進され固溶炭素量が低減するうえ、ＰＷＨＴ後において炭化物の粗大化を招き、十分な強度が得られない。また、鋼板強度は加速冷却の冷却停止温度が低いほど高くなる傾向を示すが、冷却終了温度が（Ｔ－５０）℃未満では島状マルテンサイトが形成され、靭性が著しく低下する。そのため、冷却停止温度を（Ｔ－５０）℃以上（Ｔ＋５０）℃以下とした。
　Ｔ＝５３９－４２３Ｃ－３０．４Ｍｎ－１７．７Ｎｉ－１２．１Ｃｒ－７．５Ｍｏ・・・（７）
（ここで、（７）式中の元素記号は、鋼板中における各元素の含有量を質量％で表した値を表し、該鋼板中に当該元素が含有されない場合には０とする）
　また、鋼板強度は加速冷却での冷却速度の増加に伴い上昇する傾向を示す。加速冷却時の冷却速度が２０℃／s未満の場合、変態組織が高温で変態し、冷却中に転位の回復も進行するため、室温ならびに中温度域にて十分な強度を得ることができない。そのため、加速冷却時の冷却速度を２０℃／s以上とする。なお、冷却速度の上限は、特に限定されないが、ベイナイト以外の低温変態相（マルテンサイト）が多量に生成するのを防ぐという観点から５０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
　上記条件で加速冷却を行うことにより、鋼板のミクロ組織をベイナイト主体とし、強度を向上させることができる。
　以上の工程により、ＡＰＩ Ｘ８０グレード以上の高強度鋼板であって、多量の合金元素の添加なしで、耐ＰＷＨＴ性およびＨＡＺ靭性に優れる構造管用鋼板を製造することができる。特に、本発明においては、オーステナイト単相域から加速冷却を開始し、ＭＡが形成され始めるマルテンサイト変態点近傍で冷却を停止することにより、変態強化を有効に活用しつつ、炭化物の析出を抑制し、ＰＷＨＴ後の強度低下を抑制することが可能となる
　なお、鋼板の厚みは特に限定されず、任意の厚みとすることができるが、１５～３０ｍｍとすることが好ましい。
［鋼管］
　上記のようにして得られた鋼板を素材として用いて、鋼管を製造することができる。前記鋼管は、例えば、上記構造管用厚肉鋼板が長手方向に筒状に成形され、突き合わせ部が溶接された構造管とすることができる。鋼管の製造方法としては、特に限定されることなく、任意の方法を用いることができる。例えば、鋼板を常法に従ってＵプレスおよびＯプレスで鋼板長手方向に筒状とした後、突き合わせ部をシーム溶接してＵＯＥ鋼管とすることができる。前記シーム溶接は、仮付溶接後、内面、外面をいずれも少なくとも１層ずつサブマージアーク溶接で行うことが好ましい。サブマージアーク溶接に用いられるフラックスは特に制限はなく、溶融型フラックスであっても焼成型フラックスであってもかまわない。シーム溶接を行った後、溶接残留応力の除去と鋼管真円度の向上のため、拡管を実施する。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、通常、０．３％～１．５％の範囲で実施される。真円度改善効果と拡管装置に要求される能力とのバランスの観点から、拡管率は０．５％～１．２％の範囲であることが好ましい。上述のＵＯＥプロセスの代わりに、鋼板に三点曲げを繰り返すことにより逐次成形するプレスペンド法により、ほぼ円形の断面形状を有する鋼管を製造した後に、上述のＵＯＥプロセスと同様にシーム溶接を実施してもよい。プレスペンド法の場合も、ＵＯＥプロセスの場合と同様、シーム溶接を行った後、拡管を行ってもよい。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、通常、０．３％～１．５％の範囲で実施される。真円度改善効果と拡管装置に要求される能力とのバランスの観点から、拡管率は０．５％～１．２％の範囲であることが好ましい。また、必要に応じ、溶接前の予熱や溶接後の熱処理を行うこともできる。
　表１に示す成分組成の鋼（鋼種Ａ～Ｌ）を溶製し、連続鋳造法によりスラブとした。得られたスラブを加熱して熱間圧延し、その後、ただちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却して板厚２０～２８ｍｍの鋼板（Ｎｏ．１～１６）を製造した。各鋼板の製造条件を表２に示す。得られた鋼板のそれぞれについて、以下に述べる方法により、ミクロ組織に占める島状マルテンサイトの面積分率と機械的特性を評価した。評価結果を表３に示す。
　島状マルテンサイトの面積分率は、板厚中心位置から採取した試料について、走査型電子顕微鏡（倍率２０００倍）でランダムに３視野以上観察を行って評価した。
　機械的特性のうち、０．５％耐力（ＹＳ）と引張強さ（ＴＳ）は、得られた鋼板から圧延方向と垂直方向の板厚中心より、６ｍｍφ、２５ｍｍＧＬの引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（１９９８）の規定に準拠して引張試験を実施して測定した。
　機械的特性のうち、シャルピー特性については、板厚中心部より、圧延方向を長手方向とする２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を各３本ずつ採取し、各試験片について－１０℃でシャルピー衝撃試験により吸収エネルギー（ｖＥ－１０℃）を測定し、それらの平均値を求めた。
　また、耐ＰＷＨＴ特性を評価するために、ガス雰囲気炉を用いて各鋼板のＰＷＨＴを行った。このときの熱処理条件は６５０℃に保持した炉に鋼片を挿入し、鋼片の温度が６５０℃に到達した後、２時間保持した。その後、鋼板を炉から取り出し、空冷によって室温まで冷却した。この際の室温までの冷却速度は５℃／ｓｅｃ以下であった。得られたＰＷＨＴ後の鋼板それぞれについて、上述のＰＷＨＴ前の測定と同様の方法で０．５％ＹＳ、ＴＳ、およびｖＥ－１０℃を測定した。
　さらに、溶接会合部におけるＨＡＺ靭性を評価するために、８０ｋＪ／ｃｍ以下の入熱量で表裏１層の溶接を施した試験体から、その溶接部の会合部ＨＡＺに２ｍｍ－Ｖノッチを導入したシャルピー試験片を各３本作製し、シャルピー衝撃試験を行って－１０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ－１０℃）を測定した。表３には測定値の平均値と最小値を示す。溶接金属としては、Ｖフリーのものを使用した。なお、比較例Ｎｏ．８～１１の会合部ＨＡＺ試験に関しては、本発明例のＮｏ．２と同じ鋼種Ｂを使用したものであり、Ｎｏ．２と同程度の特性を示すことが明らかであるため同じ値を記載した。
　表３に示したように、本発明の条件を満たす発明例（Ｎｏ．１～７）は、ＰＷＨＴを行う前の状態において機械的特性に優れていることに加えて、６５０℃という高温でのＰＷＴＨの後においても優れた機械的特性を備えていた。さらに、発明例の鋼板は、溶接会合部におけるＨＡＺ靭性も良好であった。
　一方、本発明の条件を満たさない比較例（Ｎｏ．８～１６）においては、ＰＷＴＨ前と後の一方または両方における機械的特性や、溶接会合部におけるＨＡＺ靭性が劣っていた。例えば、Ｎｏ．８は、鋼の成分組成が本発明の条件を満たしているが、ＰＷＨＴによる強度低下が著しく、ＰＷＨＴ後のＴＳが６２５ＭＰａ未満であった。これは、熱間圧延前の加熱温度が低く、析出強化元素が十分に固溶しなかったため、その後の冷却において微細炭化物が十分に分散析出しなかったためであると考えられる。また、Ｎｏ．９は、鋼の成分組成が本発明の条件を満たしているが、降伏強度が劣っており、また、ＰＷＨＴ後において十分な靭性が維持できていない。これは、加速冷却工程における冷却開始温度が低かったため、鋼板のミクロ組織中にフェライトが生成したためであると考えられる。Ｎｏ．１０、１１は、鋼の成分組成が本発明の条件を満たしているが、母材の降伏強度やシャルピー特性に劣っていた。これは、加速冷却工程における冷却終了温度が本発明の条件を満たしていない結果、鋼板のミクロ組織に占めるＭＡ割合が増加したためであると考えられる。
また、Ｎｏ．１２～１６は、鋼の成分組成が本発明の範囲外であるため、母材強度、シャルピー特性、溶接会合部ＨＡＺ靭性の少なくとも一つが劣っていた。例えば、Ｎｏ．１５は、Ｃｅｑが本発明の条件を満たしておらず、その結果、ＰＷＨＴ前後における強度がＡＰＩ　Ｘ８０グレードに達しなかった。Ｎｏ．１６は、ＯおよびＺの値が本発明の条件を満たしておらず、その結果、会合部ＨＡＺにおける靭性の劣化が著しかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本発明によれば、ＡＰＩ Ｘ８０グレード以上の高強度鋼板であって、多量の合金元素の添加なしで、耐ＰＷＨＴ性と、溶接熱影響部、特に溶接会合部における靭性とに優れる構造管用鋼板および前記構造管用鋼板を用いた構造管を提供することができる。前記構造管は、母材のみならず、ＰＷＨＴ後においても優れた機械的特性を維持していることに加え、溶接会合部における靭性の低下が良好に抑制されているため、コンダクターケーシング鋼管やライザー鋼管等の構造管として極めて有用である。
 

Claims (7)

  1. 　構造管用鋼板であって、
    　質量％で、
    　　Ｃ　：０．０５０～０．０８０％、
    　　Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
    　　Ｍｎ：１．５０～２．５０％、
    　　Ａｌ：０．０８０％以下、
    　　Ｃｒ：０．５０％以下、
    　　Ｍｏ：０．１０～０．５０％、
    　　Ｔｉ：０．００５～０．０２５％、
    　　Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、
    　　Ｎ　：０．００１～０．０１０％、
    　　Ｏ　：０．００５０％以下、
    　　Ｐ　：０．０１０％以下、および
    　　Ｓ　：０．００２０％以下、を含有し、
    　残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、かつ
    　下記（１）式で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．４３以上、下記（２）式で定義されるＰｃｍが０．２０以下、かつ下記（３）式で定義されるＸが０．８以上である成分組成を有し、
    　（ａ）０．５％耐力が５５５ＭＰａ以上、
    　（ｂ）引張強さが６２５ＭＰａ以上、および
    　（ｃ）板厚中心部の－１０℃におけるシャルピー吸収エネルギーｖＥ－１０℃が２５０Ｊ以上の機械的特性を有し、
    　６５０℃、２時間の熱処理後においても前記（ａ）、（ｂ）、および（ｃ）の機械的特性を有する、構造管用鋼板。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
    　Ｐｃｍ＝Ｃ+Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０+５Ｂ・・・（２）
    　Ｘ＝（０．２３Ｃｒ＋０．１２５Ｍｏ＋０．１３Ｎｂ＋０．２４Ｖ＋０．２５Ｔｉ）／Ｃ・・・（３）
    （ここで、（１）～（３）式中の元素記号は、前記鋼板中における各元素の含有量を質量％で表した値を表し、該鋼板中に当該元素が含有されない場合には０とする）
  2. 　さらに、前記成分組成が、質量％で、
    　　Ｖ　：０．０３０％以下、を含有する、請求項１に記載の構造管用鋼板。
  3. 　さらに、前記成分組成が、質量％で、
    　　Ｃｕ：０．５０％以下、
    　　Ｎｉ：０．５０％以下、および
    　　Ｃａ：０．０００５～０．００３５％からなる群より選択される１種または２種以上を含有する、請求項１または２に記載の構造管用鋼板。
  4. 　さらに、前記成分組成が、下記（４）～（６）式で定義されるＹおよびＺについて、０．０１＜Ｙ＜０．０５およびＺ＜３．１０を満たす、請求項１～３のいずれか一項に記載の構造管用鋼板。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　Ｙ＝Ａ×５５．８５・・・（４）
    　Ｚ＝（Ｃ／１２－Ａ）×Ａ×１００００００・・・（５）
    　Ａ＝Ｔｉ／４７．９＋Ｎｂ／９２．９＋Ｖ／５０．９・・・（６）
    （ここで、（５）および（６）式中の元素記号は、前記鋼板中における各元素の含有量を質量％で表した値を表し、該鋼板中に当該元素が含有されない場合には０とする）
  5. 　請求項１～４のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼素材を、加熱温度：１０５０～１２５０℃まで加熱する加熱工程と、
    　前記加熱工程において加熱された鋼素材を熱間圧延して鋼板とする熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延された鋼板を、冷却開始温度：Ａｒ３点以上、冷却終了温度：下記（７）式で定義される温度Ｔに対して（Ｔ－５０）℃以上（Ｔ＋５０）℃以下、平均冷却速度：２０℃／ｓ以上の条件で加速冷却する加速冷却工程とを、少なくとも有する、構造管用鋼板の製造方法。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　Ｔ＝５３９－４２３Ｃ－３０．４Ｍｎ－１７．７Ｎｉ－１２．１Ｃｒ－７．５Ｍｏ・・・（７）
    （ここで、（７）式中の元素記号は、前記鋼板中における各元素の含有量を質量％で表した値を表し、該鋼板中に当該元素が含有されない場合には０とする）
  6. 　請求項１～４のいずれか一項に記載の構造管用鋼板からなる構造管。
  7. 　請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼板を長手方向に筒状に成形した後、突合せ部を内外面からいずれも少なくとも１層ずつ長手方向に溶接して得た構造管。
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