JP2013159793A

JP2013159793A - ラインパイプ用ｕｏｅ鋼管

Info

Publication number: JP2013159793A
Application number: JP2012020614A
Authority: JP
Inventors: Yuki Nishi; 勇輝西; Nobuaki Takahashi; 伸彰高橋
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2012-02-02
Filing date: 2012-02-02
Publication date: 2013-08-19
Anticipated expiration: 2032-02-02
Also published as: WO2013114519A1; JP5565420B2

Abstract

【課題】高強度であっても優れた耐ＨＩＣ性を有するラインパイプ用ＵＯＥ鋼管を提供する。
【解決手段】本実施形態のラインパイプ用ＵＯＥ鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜１．７％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃｒ：０．０１〜０．４５％、Ｍｏ：０．０３〜０．５％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、及び、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、ベイナイト単相組織を有し、ＵＯＥ鋼管の内外表層の硬さはＨＶ１０で２００〜２５５であり、ＵＯＥ鋼管の肉厚中心部の硬さはＨＶ１０で２００〜２４８であり、６２５ＭＰａ以上の引張強度を有する。
【選択図】図１

Description

本発明は、ＵＯＥ鋼管に関し、さらに詳しくは、ラインパイプ用ＵＯＥ鋼管に関する。

近年生産される原油や天然ガスは、湿潤な硫化水素（Ｈ_２Ｓ）を含む。掘削された原油や天然ガスを搬送するパイプラインでは、硫化水素に起因した水素誘起割れ（Hydrogen Induced Cracking：以下、ＨＩＣと称する）の発生が問題となる。そのため、パイプラインに使用されるＵＯＥ鋼管は、優れた耐ＨＩＣ性を要求される。

さらに、最近のパイプラインでは、輸送効率の向上が求められている。操業圧力を上げれば輸送効率は向上するが、操業圧力を上げるためには、パイプラインを構成するＵＯＥ鋼管の強度を上げる必要がある。具体的には、ＡＰＩ規格のＸ８０グレード以上（引張強度が６２５ＭＰａ以上）の高強度を有するＵＯＥ鋼管が求められている。

特開平５−２７１７６６号公報は、高強度であり、かつ、優れた耐ＨＩＣ性を有するパイプライン用鋼板を提案する。この文献では、ＨＩＣは中心偏析に起因するものと考え、中心偏析を引き起こすＭｎ、Ｐ、Ｓの含有量を低減する。さらに、強度を高めるために、Ｃｒ、Ｍｏを含有する。これにより、高強度及び優れた耐ＨＩＣ性が得られると記載されている。

特開平５−２７１７６６号公報

しかしながら、特開平５−２７１７６６号公報は、ＵＯＥ鋼管ではなく鋼板に関する提案であり、耐ＨＩＣ性の改善策として、中心偏析の改善を挙げているにとどまる。したがって、中心偏析が改善されても、他の要因でＨＩＣが発生する場合がある。

本発明の目的は、高強度であっても優れた耐ＨＩＣ性を有するラインパイプ用ＵＯＥ鋼管を提供することである。

本実施形態によるラインパイプ用ＵＯＥ鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜１．７％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃｒ：０．０１〜０．４５％、Ｍｏ：０．０３〜０．５％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、及び、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、ベイナイト単相組織を有し、ＵＯＥ鋼管の内外表層の硬さはＨＶ１０で２００〜２５５であり、ＵＯＥ鋼管の肉厚中心部の硬さはＨＶ１０で２００〜２４８であり、６２５ＭＰａ以上の引張強度を有する。

この場合、ラインパイプ用ＵＯＥ鋼管は、高強度であっても優れた耐ＨＩＣ性を有する。

本実施形態によるラインパイプ用ＵＯＥ鋼管はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、及び、Ｖ：０．１０％以下からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。

図１は、ＵＯＥ鋼管の横断面における径方向（肉厚方向）の硬さの分布図である。図２は、ＵＯＥ鋼管の横断面図である。図３は、ＵＯＥ鋼管用の鋼板の内外表層の硬さ及びＵＯＥ鋼管の内外表層の硬さの差分値Δと、ＵＯＥ鋼管のｔ／Ｄ（肉厚／外径）との関係を示す図である。

以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。以下、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。

［本実施の形態によるＵＯＥ鋼管の概要］
本発明者らは、高強度のラインパイプ用ＵＯＥ鋼管の耐ＨＩＣ性について調査、検討を行った。その結果、次の知見を得た。

（Ａ）中心偏析が抑えられた鋼板は、高強度であっても優れた耐ＨＩＣ性を有する。しかしながら、そのような鋼板を用いてＣプレス、Ｕプレス及びＯプレス等の製管工程を実施してＵＯＥ鋼管を製造した場合、ＨＩＣが発生する場合がある。

（Ｂ）上記ＨＩＣの発生原因は、製管工程における鋼板の硬さの上昇である。図１は、ＵＯＥ鋼管の横断面における径方向（肉厚方向）の硬さの分布図である。図１は次の方法で得られた。板厚方向の硬さがほぼ一定であり、互いに異なる硬さを有する鋼板を２枚準備した。これらの鋼板の化学組成は、後述する本実施形態の化学組成の範囲内であり、引張強度は、６２５ＭＰａ以上であった。各鋼板に対して、Ｃプレス、Ｕプレス及びＯプレスを実施して２つのＵＯＥ鋼管（マークＩ、マークＩＩ）を製造した。製造された各ＵＯＥ鋼管の横断面（ＵＯＥ鋼管の軸方向と直交する断面）において、断面の頂上を原点（０度）と仮定した。時計回りに９０度の位置（９０度位置）と、１８０度の位置（１８０度位置）において、外面から内面に向かって径方向（肉厚方向）に０．５ｍｍピッチで、ＪＩＳＺ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験を実施した。試験力は１０ｋｇｆ＝９８．０７Ｎとした。得られた硬さ（ＨＶ１０）に基づいて、図１を完成した。

図１中の△印は、マークＩのＵＯＥ鋼管の試験結果であり、◇印は、マークＩＩの試験結果である。図１を参照して、いずれのＵＯＥ鋼管においても、鋼管の径方向（肉厚方向）において、肉厚中心部の硬さは、製管前の鋼板の硬さとほぼ同じであった。しかしながら、肉厚中心部から内面及び外面に向かうにしたがって、硬さが上昇した。そして、マークＩでは、内面を含む内表層、及び、外面を含む外表層の硬さの最大値が２５５ＨＶ１０を超えた。

マークＩ及びマークＩＩのＵＯＥ鋼管について、後述するＨＩＣ試験を実施した結果、マークＩではＨＩＣが発生し、マークＩＩではＨＩＣが発生しなかった。図１及びＨＩＣ試験結果から、次の事項が推定される。

（Ｃ）ＨＩＣの発生は、まずは、鋼中の水素濃度（Ｃ０）と、鋼がＨＩＣを発するまでに許容可能な水素濃度（Ｃｔｈ）と関係がある。内外表層は、内外表層及び肉厚中心部以外の他の部分と比較して、許容水素濃度Ｃｔｈが低い。なぜならば、内外表層は、連続鋳造時に生成される浮上介在物（たとえば、Ａｌ_２Ｏ_３、ＣａＯ等の酸化物系介在物）を含有し、この浮上介在物は、許容可能な水素濃度（以下、許容水素濃度という）Ｃｔｈを低下させるからである。

（Ｄ）一方、肉厚中心部の許容水素濃度Ｃｔｈは、内外表層の許容水素濃度Ｃｔｈよりも低い。なぜならば、肉厚中心部には中心偏析により炭窒化物が生成され成長し、この炭窒化物は酸化物系介在物よりもＨＩＣ割れ感受性を高めるからである。さらに、肉厚中心部には、中心偏析により水素が凝集しやすいため、肉厚中心部における水素濃度Ｃ０は、肉厚中心部以外の他の部分よりも高い。つまり、水素濃度Ｃ０、Ｃｔｈの観点からは、ＨＩＣ割れ感受性は、肉厚中心部で最も高く、次いで内外表層部で高い。

（Ｅ）ところで、ＵＯＥ鋼管は、その母材である鋼板での板厚方向の硬さにばらつきがなくても、製管工程により内外表層の硬さが上昇する。製管時、外表層（外面を含む表層）には引張ひずみが掛かり、内表層（内面を含む表層）には圧縮ひずみが掛かる。一方、肉厚中心部には、内外表層と比較して、ひずみがあまり掛からない。そのため、肉厚中心部の硬さと比較して、内外表層の硬さが顕著に上昇する。この硬さの上昇はＨＩＣ割れ感受性を高める。

（Ｆ）以上より、ＵＯＥ鋼管のＨＩＣ発生は、鋼中の水素濃度、許容可能な水素濃度と関連する割れ感受性のみならず、製管による硬さ変化によるＨＩＣ割れ感受性上昇の相乗効果をも考慮する必要がある。つまり、水素濃度の観点から割れ感受性が高い肉厚中心部の硬さを制限するだけでなく、製管時に上昇する内外表層の硬さも制限する必要がある。

より具体的には、肉厚中心部の硬さの上限を２４８ＨＶ１０とし、内外表層の硬さの上限を２５５ＨＶ１０とすれば、ＡＰＩ規格Ｘ８０グレード以上の強度を有するＵＯＥ鋼管でもＨＩＣの発生が抑制される。

以上の知見に基づいて、本実施形態によるラインパイプ用ＵＯＥ鋼管は完成された。以下、本実施形態によるラインパイプ用ＵＯＥ鋼管の詳細を説明する。

［化学組成］
本実施形態によるラインパイプ用ＵＯＥ鋼管は、以下の化学組成を有する。上述のとおり、元素に関する％は、質量％を意味する。

Ｃ：０．０１〜０．１％
炭素（Ｃ）は鋼の強度を高める。しかしながら、Ｃ含有量が高すぎれば、鋼の化学組成が包晶域に含まれる。そのため、連続鋳造により鋼を製造しにくくなる。したがって、Ｃ含有量は０．０１〜０．１％である。好ましいＣ含有量の下限は、０．０１％よりも高く、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは、０．０４％である。好ましいＣ含有量の上限は、０．１％未満であり、さらに好ましくは、０．０７％であり、さらに好ましくは、０．０６％である。

Ｓｉ：０．０１〜０．５％
シリコン（Ｓｉ）は鋼を脱酸する。しかしながら、Ｓｉ含有量が高すぎれば、靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．５％である。好ましいＳｉ含有量の下限は、０．０１％よりも高く、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは、０．０５％である。好ましいＳｉ含有量の上限は、０．５％未満であり、さらに好ましくは、０．４０％であり、さらに好ましくは、０．３５％である。

Ｍｎ：１．０〜１．７％
マンガン（Ｍｎ）は鋼の強度を高める。しかしながら、Ｍｎ含有量が高すぎれば、肉厚中央部における正偏析帯のＭｎ濃度が高くなり、湿潤Ｈ_２Ｓ環境下においてＨＩＣが発生しやすくなる。したがって、Ｍｎ含有量は１．０〜１．７％である。好ましいＭｎ含有量の下限は１．０％よりも高く、さらに好ましくは、１．１％であり、さらに好ましくは、１．２％である。好ましいＭｎ含有量の上限は１．７％未満であり、さらに好ましくは、１．６％であり、さらに好ましくは、１．５％である。

Ｐ：０．０１５％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、Ｍｎと同様に、肉厚中心部で正偏析しやすく、正偏析部を硬化する。正偏析部の硬化はＨＩＣを引き起こす。したがって、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。Ｐ含有量は０．０１５％以下である。好ましいＰ含有量は、０．０１５％未満であり、さらに好ましくは、０．０１０％以下である。

Ｓ：０．００２％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。ＳはＭｎＳを形成する。ＭｎＳは、ＨＩＣの発生起点となる。したがって、Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｓ含有量は、０．００２％以下である。好ましいＳ含有量は、０．００２％未満であり、さらに好ましくは、０．００１％以下である。

Ｃｒ：０．０１〜０．４５％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の強度及び靭性を高める。しかしながら、Ｃｒ含有量が高すぎれば、溶接性が低下し、溶接割れが発生しやすくなる。したがって、Ｃｒ含有量は、０．０１〜０．４５％である。好ましいＣｒ含有量の下限は、０．０１％よりも高く、さらに好ましくは、０．０５％であり、さらに好ましくは、０．１％である。好ましいＣｒ含有量の上限は、０．４５％未満であり、さらに好ましくは、０．３５％であり、さらに好ましくは、０．３％である。

Ｍｏ：０．０３〜０．５％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。さらに、Ｍｏのミクロ偏析は生じにくいため、中心偏析に起因するＨＩＣの発生が抑制される。しかしながら、Ｍｏは高価であるため、Ｍｏが過剰に含有されれば、製造コストが増大する。したがって、Ｍｏ含有量は、０．０３〜０．５％である。好ましいＭｏ含有量の下限は、０．０３％を超え、さらに好ましくは、０．０５％であり、さらに好ましくは、０．１％である。好ましいＭｏ含有量の上限は、０．５％未満であり、さらに好ましくは、０．４％であり、さらに好ましくは、０．３％である。

Ａｌ：０．００５〜０．０５％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。しかしながら、Ａｌ含有量が高すぎれば、鋼の清浄性及び靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．０５％である。好ましいＡｌ含有量の下限は、０．００５％よりも高く、さらに好ましくは、０．０１％であり、さらに好ましくは、０．０１５％である。好ましいＡｌ含有量の上限は、０．０５％未満であり、さらに好ましくは、０．０４５％であり、さらに好ましくは、０．０４％である。

なお、本実施の形態におけるＡｌ含有量とは、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）の含有量を意味する。

Ｃａ：０．０００５％〜０．００５０％
カルシウム（Ｃａ）は、ＨＩＣの発生起点となるＭｎＳの形態を球状に制御し、ＨＩＣの発生を抑制する。Ｃａはさらに、ＣａＳを形成し、ＭｎＳの生成を抑制する。一方、Ｃａが過剰に含有されれば、その効果は飽和し、製造コストが増加する。したがって、Ｃａ含有量は、０．０００５％〜０．００５０％である。好ましいＣａ含有量の下限は、０．０００５％を超え、さらに好ましくは、０．００１％であり、さらに好ましくは、０．００１５％である。好ましいＣａ含有量の上限は、０．００５０％未満であり、さらに好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは、０．００３０％である。

Ｔｉ：０．００５％〜０．０３％
チタン（Ｔｉ）は、窒素（Ｎ）と結合してＴｉＮを形成する。ＴｉＮは、スラブ加熱時及びＨＡＺ（溶接熱影響部）のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、母材及びＨＡＺの低温靭性を高める。しかしながら、Ｔｉ含有量が高すぎれば、過剰にＴｉＮが生成され、靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は、０．００５〜０．０３％である。好ましいＴｉ含有量の下限は、０．００５％を超え、さらに好ましくは、０．００８％であり、さらに好ましくは、０．０１％である。好ましいＴｉ含有量の上限は、０．０３％未満であり、さらに好ましくは、０．０２５％であり、さらに好ましくは、０．０２％である。

Ｎ：０．００１〜０．００５％
窒素（Ｎ）は、上述のＴｉと結合してＴｉＮを形成し、母材及びＨＡＺの低温靭性を高める。しかしながら、Ｎ含有量が高すぎれば、過剰にＴｉＮが形成され、靭性が低下する。したがって、Ｎ含有量は、０．００１〜０．００５％である。好ましいＮ含有量の下限は、０．００１％よりも高く、さらに好ましくは、０．００１５％であり、さらに好ましくは、０．００２％である。好ましいＮ含有量の上限は、０．００５％未満であり、さらに好ましくは、０．００４５％であり、さらに好ましくは、０．００４％である。

本実施の形態によるＵＯＥ鋼管の化学組成の残部はＦｅ及び不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、あるいは製造過程の環境等から混入される元素をいう。

本実施の形態によるＵＯＥ鋼管はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ及びＶからなる群から選択された１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも選択元素であり、鋼の強度を高める。

Ｃｕ：０．５％以下
銅（Ｃｕ）は、選択元素である。Ｃｕは、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼の熱間加工性が低下する。さらに、連続鋳造時にスラブの表面が割れやすくなる。したがって、Ｃｕ含有量は、０．５％以下である。好ましいＣｕ含有量の下限は、０．０５％であり、さらに好ましくは、０．０５％よりも高く、さらに好ましくは、０．１％である。好ましいＣｕ含有量の上限は、０．５％未満であり、さらに好ましくは、０．４％であり、さらに好ましくは、０．３％である。

Ｎｉ：０．５％以下
ニッケル（Ｎｉ）は、選択元素である。Ｎｉは、固溶強化により鋼の強度を高める。Ｎｉはさらに、鋼の靭性を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、鋼の溶接性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は、０．５％以下である。好ましいＮｉ含有量の下限は、０．０５％であり、さらに好ましくは、０．０５％よりも高く、さらに好ましくは、０．１％である。好ましいＮｉ含有量の上限は、０．５％未満であり、さらに好ましくは、０．４％であり、さらに好ましくは、０．３％である。

Ｎｂ：０．０５％以下
ニオブ（Ｎｂ）は、選択元素である。Ｎｂは、鋼中で炭化物を形成する。Ｎｂ炭化物は、鋼を細粒化して鋼の強度及び靭性を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、溶接部の靭性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は、０．０５％以下である。好ましいＮｂ含有量の下限は、０．００５％であり、さらに好ましくは、０．００５％よりも高く、さらに好ましくは、０．０１％である。好ましいＮｂ含有量の上限は、０．０５％未満であり、さらに好ましくは、０．０４５％であり、さらに好ましくは、０．０４％である。

Ｖ：０．１０％以下
バナジウム（Ｖ）は、鋼中に固溶し、又は、鋼中で炭窒化物を形成して、鋼の強度を高める。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。しかしながら、Ｖ含有量が多すぎれば、ＨＡＺ内でＶ炭窒化物が粗大化し、ＨＡＺ靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は、０．１０％以下である。好ましいＶ含有量の下限は、０．００５％であり、さらに好ましくは、０．００５％よりも高く、さらに好ましくは、０．０１％である。好ましいＶ含有量の上限は、０．１０％未満であり、さらに好ましくは、０．０８％であり、さらに好ましくは、０．０７％である。

［組織］
本実施の形態によるＵＯＥ鋼管の組織は、ベイナイト単相である。本明細書において、「ベイナイト単相」とは、擬ポリゴナルフェライト、グラニュラーベイニティックフェライト、ベイニティックフェライトを含有する。ＵＯＥ鋼管の組織は、島状マルテンサイト（ＭＡ）、マルテンサイト及びパーライトを含んでもよいが、ＭＡ、マルテンサイト及びパーライトの合計含有率は面積比率で２％以下である。以降、ＭＡ、マルテンサイト及びパーライトを、「硬化組織」という。

組織は、たとえば、次のミクロ組織観察試験方法で特定される。ＵＯＥ鋼管の横断面において、外面から肉厚の１／４の深さの部分をナイタール等でエッチングする。エッチングされた肉厚１／４部分内の任意の１０〜３０視野（各視野８〜２４ｍｍ^２）を観察する。観察には２００倍の光学顕微鏡を使用する。エッチングにより、ベイナイト、ＭＡ、マルテンサイト、パーライトを認識できる。したがって、各視野のベイナイトの面積比率と、それ以外の組織（硬化組織）との面積比率とを求めることができる。各視野の硬化組織の面積比率を平均化したものを、硬化組織の面積比率（％）と定義する。

ＵＯＥ鋼管の組織はさらに、介在物及び析出物を含有してもよい。ベイナイト単相は、ポリゴナルフェライトを含まない。

本実施形態のＵＯＥ鋼管の組織は上述のとおり、ベイナイト単相であり、ＭＡ、マルテンサイト及びパーライトといった硬化組織の面積比率が低い。そのため、ＵＯＥ鋼管は、高強度を有していても、耐ＨＩＣ性に優れる。

［硬さ及び引張強度］
本実施形態によるＵＯＥ鋼管において、内外表層の硬さは、ＨＶ１０で２００〜２５５であり、肉厚中心部の硬さは、ＨＶ１０で２００〜２４８である。この肉厚中心部の硬さの上限が、内外表層部の硬さの上限よりも低く制限されるという条件は、発明者の試行錯誤の検討の結果によって見出された。

内外表層の硬さは、次の方法で測定される。図２は、ＵＯＥ鋼管の横断面図（つまり、ＵＯＥ鋼管の径方向に切断された断面図）である。図２を参照して、ＵＯＥ鋼管１００を肉厚ｔ方向に２０等分する。ＵＯＥ鋼管１００の外面１０から、内面２０方向にｔ／５までの範囲を、外表層ＯＬと定義する。内面２０から、外面１０方向にｔ／５までの範囲を、内表層ＩＬと定義する。肉厚ｔの中心位置Ｐｃを中心として、肉厚ｔ方向にｔ／１０の範囲を、肉厚中心部ＣＮと定義する。

ＵＯＥ鋼管の横断面の頂上を原点（０度）と仮定する。時計回りに９０度の位置（９０度位置）と、１８０度の位置（１８０度位置）の外表層ＯＬ、内表層ＩＬ、肉厚中心部ＣＮを特定する。外表層ＯＬ、内表層ＩＬ及び肉厚中心部はいずれも母材であり、溶接部ではない。

特定された外表層ＯＬ、内表層ＩＬにおいて、径方向（肉厚ｔ方向）に０．５ｍｍピッチでＪＩＳＺ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験を実施する。試験力は１０ｋｇｆ＝９８．０７Ｎとする。試験力が１０ｋｇｆである場合、ビッカース圧子により形成されるくぼみは、複数の結晶粒にまたがる。

内外表層ＯＬ及びＩＬにおいて、ビッカース硬さ試験により得られた複数の値のうち、最大値と最小値とを特定し、これらを、内外表層ＯＬの硬さ（最大値及び最小値）と定義する。

同様に、肉厚中心部において、ビッカース硬さ試験により得られた複数の値のうち、最大値と最小値とを特定し、これらを、肉厚中心部ＣＮの硬さ（最大値及び最小値）と定義する。

以上の方法で定義された内外表層ＯＬ及びＩＬの硬さの最大値は、２５５ＨＶ１０以下である。そして、内外表層ＯＬ及びＩＬの硬さの最小値は、２００ＨＶ１０以上である。同様に、肉厚中心部の硬さの最大値は、２４８ＨＶ１０以下である。そして、肉厚中心部の硬さの最小値は、２００ＨＶ１０以上である。要するに、内外表層ＯＬ及びＩＬの硬さは、２００〜２５５ＨＶ１０であり、肉厚中心部の硬さは、２００〜２４８ＨＶ１０である。

つまり、内外表層と肉厚中心部とで、許容される硬さの上限を相違させる。この理由は、ＵＯＥ鋼管のＨＩＣ発生は、鋼中の水素濃度、許容可能な水素濃度と関連する割れ感受性のみならず、加工による硬さ変化によるＨＩＣ割れ感受性上昇の相乗効果をも考慮する必要があり、水素濃度の観点から割れ感受性が高い肉厚中心部の硬さを制限するだけでなく、製管時に上昇する内外表層の硬さも制限する必要があるからである。

ＵＯＥ鋼管の引張強度ＴＳは６２５ＭＰａ以上になるためには、内外表層ＯＬ及びＩＬの硬さ、及び、肉厚中心部の硬さが２００ＨＶ１０以上である必要がある。

［製造方法］
本実施の形態によるＵＯＥ鋼管の製造方法の一例について説明する。上述した化学組成を満たす溶鋼を用いて、連続鋳造法によりスラブを製造する（連続鋳造工程）。製造されたスラブを圧延してＵＯＥ鋼管用の鋼板を製造する（圧延工程）。製造された鋼板を製管してＵＯＥ鋼管を製造する（製管工程）。以下、それぞれの工程について詳細に説明する。

［連続鋳造工程］
鋼を精錬して上記化学組成を満たす溶鋼を製造する。製造された溶鋼を用いて連続鋳造法によりスラブを製造する。

好ましくは、連続鋳造時の最終凝固位置近傍でスラブを圧下する。さらに、好ましくは、鋳込み巾方向、鋳込み長さ方向で顕著な凝固不均一が発生しないよう適正な水冷条件および鋳込み速度を選択する。この場合、肉厚中心部におけるＭｎ、Ｐ、Ｓ等の偏析が抑制される。そのため、肉厚中心部の許容水素濃度Ｃｔｈを高めることができる。

［圧延工程］
圧延工程では、連続鋳造工程で製造されたスラブを加熱炉で加熱する（加熱工程）。加熱されたスラブを圧延機で圧延して鋼板にする（加工工程）。圧延後の鋼板を直ちに冷却する（冷却工程）。冷却後、必要に応じて焼きなましを実施する（焼きなまし工程）。以下に示す加熱工程、加工工程、冷却工程及び焼きなまし工程に基づいて圧延工程を実施すれば、ＵＯＥ鋼管は、上述の組織、硬さ及び引張強度を有する。

［加熱工程］
加熱炉でのスラブの加熱温度は１０００〜１２５０℃にする。加熱温度が高すぎれば、オーステナイト粒が粗大化するため、結晶粒を微細化できない。そのため、耐ＨＩＣ性が低くなる。一方、加熱温度が低すぎれば、連続鋳造時にスラブ内に生成されるＮｂ炭窒化物を固溶することができず、耐ＨＩＣ性が低くなる。さらに、圧延中の結晶粒の微細化及び圧延後の析出強化が得られにくくなる。加熱温度を１０００〜１２５０℃にすることで、オーステナイト粒の粗大化を抑制し、かつ、Ｎｂを固溶させることができる。

好ましくは、加熱温度Ｔ（℃）は、以下の式（１）を満たす。
６７７０／（２．２６−ｌｏｇ（Ｎｂ×Ｃ））−７３＞Ｔ≧６７７０／（２．２６−ｌｏｇ（Ｎｂ×Ｃ））−２７３（１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、各元素の含有量（質量％）が代入される。

この場合、鋼中のＮｂが固溶しやすい。

スラブに対してソーキング（均熱）を実施してもよい。この場合、肉厚中心部の偏析が抑制される。好ましい均熱温度は１０００〜１３００℃であり、均熱時間は２０〜５０時間である。この場合、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ等の偏析が抑制される。

［加工工程］
圧延中の素材表面温度はＡ_ｒ３点以上が好ましい。Ａ_ｒ３点は、以下の式（２）で定義される。
Ａ_ｒ３＝９１０−３１０×Ｃ−８０×Ｍｎ−２０×Ｃｕ−１５×Ｃｒ−５５×Ｎｉ−８０×Ｍｏ＋０．３５−（ｔ０−８）（２）
ここで、式（２）中の各元素記号には、各元素の含有量（質量％）が代入される。また、記号ｔ０には、最終圧延完了後の鋼板の厚さ（ｍｍ）が代入される。

圧延率（％）は特に限定されない。一般的に圧延率は５０％以上である。圧延率は以下の式（３）で定義される。
圧延率＝｛スラブの断面積（厚さ×幅）｝／｛最終圧延完了後の鋼板の断面積（厚さ×幅）｝×１００（３）

［冷却工程］
圧延完了後、速やかに鋼板を冷却する。つまり、加速冷却を実施する。冷却開始時の素材表面温度はＡ_ｒ３点以上が好ましい。素材表面温度がＡ_ｒ３点未満であれば、フェライトが生成して炭素の排出が開始される。フェライト相から排出された炭素により硬化組織が形成されやすくなるため、耐ＨＩＣ性が低下する。

圧延後の冷却速度は、１０〜４０℃／ｓｅｃとするのが好ましい。好ましくは、水冷する。冷却速度が遅すぎれば、Ｃ及びＰの拡散が助長される。拡散された元素は、粒界又は介在物に偏析する。一方、冷却速度が速すぎれば、焼きが過度に入り、硬化組織が生成されるため、鋼の組織がベイナイト単相になりにくい。

好ましい冷却停止温度は、３５０〜６００℃である。つまり、鋼板の表面温度が３５０〜６００℃になったとき、上記冷却速度での冷却を停止する。圧延後に上記冷却速度で冷却せずに直ちに放冷する場合、Ｃ及びＰの拡散が助長される。

冷却停止温度において、上記冷却速度での冷却を停止した後は、放冷するのが好ましい。放冷時の焼きなまし効果により靭性が向上し、ＨＩＣの発生を抑制できるからである。

［冷却後の鋼板の引張強度及び焼きなまし工程］
冷却後の鋼板の引張強度ＴＳ０（ＭＰａ）が、次の式（４）を満たすように調整する。
ＴＳ０≦−１．１１×（ｔ／Ｄ×１００）^２＋４．３２×（ｔ／Ｄ×１００）＋６９３（４）
ここで、ｔは製造予定のＵＯＥ鋼管の肉厚（ｍｍ）であり、Ｄは、製造予定のＵＯＥ鋼管の直径（ｍｍ）である。

図３は、上述の化学組成を有する鋼板を用いてＵＯＥ鋼管を製造したときの、鋼板の内外表層の硬さ及びＵＯＥ鋼管の内外表層の硬さの差分値Δと、ＵＯＥ鋼管のｔ／Ｄ（％）との関係を示す図である。図３は、次の方法により得られた。

上述の化学組成を有し、複数の鋼板を、上記製造方法により製造した。製造された鋼板を用いて後述する製管工程により、ｔ／Ｄの異なる複数のＵＯＥ鋼管を製造した。製管時の拡管率は、０．７〜１．２％であった。製管前の鋼板、及び、ＵＯＥ鋼管において、内外表層部の硬さの最大値を、上述のビッカース硬さ試験に準拠して求めた。そして、次の式（５）に基づいて、硬さの差分値Δ（ＨＶ１０）を求めた。
Δ＝ＵＯＥ鋼管の内外表層の硬さの最大値−鋼板の内外表層の硬さの最大値（５）
得られた差分値Δを利用して、図３を作成した。

図３を参照して、ｔ／Ｄが大きくなるほど、差分値Δは大きくなる。より具体的には、ｔ／Ｄが大きくなるほど、図３中の曲線Ｃ０に示すとおり、内外表層の硬さは二次関数的に顕著に上昇する。ここで、硬さと引張強度はほぼ正比例する。具体的には、硬さが上昇すれば、引張強度も一次関数的に増大する。以上の知見に基づいて得られた式が式（４）である。

本発明で規定している化学組成およびミクロ組織を満たしており、鋼板の引張強度ＴＳ０が式（４）を満たせば、製管後のＵＯＥ鋼管の内外表層の硬さは２００〜２５５ＨＶ１０を満たし、かつ、肉厚中心部の硬さは２００〜２４８ＨＶ１０を満たす。

冷却工程後の鋼板の引張強度ＴＳ０が式（４）を満たさない場合、Ａ_ｃ１点未満で焼きなましを実施して、鋼板の引張強度ＴＳ０が式（４）を満たすようにする。好ましい焼きなまし温度は、３５０〜６００℃であり、好ましい焼きなまし時間は、３０〜９０分である。なお、冷却後の鋼板の引張強度ＴＳ０が式（４）を満たしていれば、焼きなまし処理を実施しなくてもよい。

［製管工程］
製造された鋼板をＣプレス、Ｕプレス、Ｏプレス等により成形してオープンパイプにする。続いて、オープンパイプの長手方向の両端面をサブマージアーク溶接法等の溶接法により、溶接鋼管を形成する。製造された溶接鋼管に対して拡管を実施し、ＵＯＥ鋼管を製造する。

表１に示す鋼種Ａ〜Ｇの溶鋼を連続鋳造してスラブを製造した。

表１中の鋼種Ａ〜Ｄ、Ｆ及びＧの化学組成は、本発明のＵＯＥ鋼管の化学組成の範囲内であった。一方、鋼種ＥのＭｎ含有量、Ｐ含有量及びＳ含有量は、本発明のＭｎ含有量、Ｐ含有量及びＳ含有量の上限を超えた。

鋼種Ａ〜Ｇの複数のスラブを用いて、表２に示すマーク１〜１８のＵＯＥ鋼管を製造した。

各マークのスラブを、加熱炉で加熱した。加熱温度（℃）は表２に示すとおりであった。加熱後のスラブを圧延して鋼板を製造した。各鋼板を、圧延直後に水冷した。水冷による冷却速度は、１０〜４０℃／ｓｅｃの範囲内であった。各マークの鋼板の冷却開始温度（℃）は、表２に示すとおりであった。さらに、表２に示す冷却停止温度（℃）で、水冷を停止した。水冷停止後の鋼板を放冷した。

放冷後の鋼板の一部から引張試験片を採取して、常温（２５℃）において引張試験を実施して、引張強度ＴＳ０（ＭＰａ）を求めた。さらに、次の式（６）に基づいて、Ｆ１値を求めた。
Ｆ１＝−１．１１×（ｔ／Ｄ×１００）^２＋４．３２×（ｔ／Ｄ×１００）＋６９３（６）
要するに、Ｆ１値は式（４）の右辺である。

マーク８〜１０及び１３〜１５では、冷却後の鋼板の降伏強度ＴＳ０がＦ１値を超えた。そのため、マーク８〜１１の鋼板に対して焼きなましを実施した。焼きなまし温度は３５０〜６００℃の範囲内であり、焼きなまし時間は３０〜９０分であった。表２中のマーク８〜１０の引張強度ＴＳ０（ＭＰａ）及びＦ１値は、焼きなまし後の値である。マーク８〜１０、１７以外の他のマークの鋼板に対しては、焼きなましを実施しなかった。

なお、マーク８とマーク１３では、焼きなまし実施の有無以外の製造条件及び鋼種は同じであった。同様に、マーク９とマーク１４、マーク１０とマーク１５についても、焼きなまし実施の有無以外の製造条件及び鋼種は同じであった。上述のとおり、マーク１３〜１５に対しては、焼きなましを実施しなかった。

以上の工程により鋼板を製造後、各マークの鋼板を上述の方法で製管してＵＯＥ鋼管を製造した。製造されたＵＯＥ鋼管の肉厚ｔ（ｍｍ）及び外径Ｄ（ｍｍ）を測定した。そして、ＵＯＥ鋼管から引張試験片を採取して、常温（２５℃）において引張試験を実施し、降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）及び引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を求めた。

［ミクロ組織観察］
上述のミクロ組織観察試験方法に基づいて、各マークの組織を観察した。硬化組織の面積比率が２％以下である場合、そのマークの組織はベイナイト単相であると判断した。表２に組織観察結果を示す。表２の「組織」欄中の「Ｂ」は、対応するマークの組織がベイナイト単相であることを意味する。

［ビッカース硬さ試験］
さらに、上述のビッカース硬さ試験方法に基づいて、各マークのＵＯＥ鋼管の内外表層の硬さの最大値及び最小値（ＨＶ１０）と、肉厚中心部の硬さの最大値及び最小値（ＨＶ１０）とを求めた。

［ＨＩＣ試験］
各マークのＵＯＥ鋼管から試験片（厚さ１０ｍｍ、幅２０ｍｍ、長さ１００ｍｍ）を採取した。採取された試験片を用いてＨＩＣ試験を行った。ＨＩＣ試験として、ＮＡＣＥＴＭ−０２−８４で規定されるＮＡＣＥ試験に供し、試験後の各試験片にＨＩＣが発生したか否かを超音波探傷法により判断した。

［試験結果］
表２に試験結果を示す。表２中の「ビッカース硬さ」の「内外表層」の「ｍｉｎ」欄には、対応するマークのＵＯＥ鋼管の内外表層の硬さの最小値（ＨＶ１０）が記載されている。「ｍａｘ」欄には、ＵＯＥ鋼管の内外表層の硬さの最大値（ＨＶ１０）が記載されている。同様に、「ビッカース硬さ」の「肉厚中心部」の「ｍｉｎ」欄には、ＵＯＥ鋼管の肉厚中心部の硬さの最小値（ＨＶ１０）が記載されており、「ｍａｘ」欄には、肉厚中心部の硬さの最大値が記載されている。

さらに、表２中の「ＨＩＣ試験」欄の「割れ無し」は、対応するマークのＵＯＥ鋼管でＨＩＣが観測されなかったことを意味する。「割れ有り」はＨＩＣが観測されたことを意味する。

表２を参照して、マーク１〜１２の化学組成は、本発明の範囲内であった。さらに、引張強度は６２５ＭＰａ以上であり、ＡＰＩ規格のＸ８０グレード以上の強度を有した。さらに、ＵＯＥ鋼管の内外表層の硬さの最大値及び最小値はいずれも、本発明の範囲内（２００〜２５５）であった。肉厚中心部の硬さの最大値及び最小値も、本発明の範囲内（２００〜２４８）であった。そのため、マーク１〜１２のＵＯＥ鋼管では、ＨＩＣが発生しなかった。

一方、マーク１３〜１５では、化学組成は本発明の範囲内であったものの、鋼板の引張強度ＴＳ０が、Ｆ１よりも高かった。そのため、ＵＯＥ鋼管の内外表層の硬さの最大値が、本発明の内外表層の硬さの上限（２５５）を超えた。そのため、ＨＩＣ試験において、ＨＩＣが観察された。

マーク１６及び１７のＭｎ含有量、Ｐ含有量及びＳ含有量はいずれも、本発明の上限を超えた。そのため、ＵＯＥ鋼管の肉厚中心部の硬さの最大値が本発明の肉厚中心部の硬さの上限（２４８）を超えた。そのため、ＨＩＣが観察された。肉厚中心部にＭｎ、Ｐ、Ｓが過剰に偏析したため、肉厚中心部の硬さが過剰に高くなったと考えられる。

マーク１８では、化学組成は本発明の範囲内であったものの、連続鋳造においてスラブへ適切な圧下が付与されず、中心偏析を抑制する制御が十分でなかった。そのため、ＵＯＥ鋼管の肉厚中心部の硬さの最大値が、本発明の上限（２４８）を超え、ＨＩＣが観察された。

以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。

Claims

ラインパイプ用ＵＯＥ鋼管であって、
質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：１．０〜１．７％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００２％以下、
Ｃｒ：０．０１〜０．４５％、
Ｍｏ：０．０３〜０．５％、
Ａｌ：０．００５〜０．０５％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｎ：０．００１〜０．００５％、及び、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
ベイナイト単相組織を有し、
前記ＵＯＥ鋼管の内外表層の硬さはＨＶ１０で２００〜２５５であり、
前記ＵＯＥ鋼管の肉厚中心部の硬さはＨＶ１０で２００〜２４８であり、
６２５ＭＰａ以上の引張強度を有する、ラインパイプ用ＵＯＥ鋼管。
請求項１に記載のＵＯＥ鋼管であってさらに、
Ｆｅの一部に代えて、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、及び、
Ｖ：０．１０％以下からなる群から選択される１種以上を含有する、ＵＯＥ鋼管。