JP5751012B2 - 耐圧潰性および耐サワー性に優れた高強度ラインパイプの製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、石油や天然ガスの輸送に使用されるラインパイプ用溶接鋼管およびその製造方法に関し、特に厚鋼板を冷間で成型し溶接して製造される圧潰強度に優れた高強度耐サワーラインパイプおよびその製造方法に関する。

一般に、海底に敷設するラインパイプは、敷設時に外部からの高い外圧を受け圧潰する可能性がある。そのため、海底に敷設されるラインパイプには、高い耐圧潰性が求められる。耐圧潰性は、ラインパイプの形状と圧縮降伏応力によって支配され、一般的に、ラインパイプの形状が真円であるほど、圧縮降伏応力が大きいほど耐圧潰性に優れることが知られている。そのため、海底に敷設されるラインパイプは、造管した状態で十分な圧縮降伏応力を有することが望ましいが、ＵＯＥ鋼管のように厚鋼板を冷間加工した後、拡管することで造管される鋼管の場合、最終工程である拡管で大きな引張負荷を受ける。そのため、鋼管の圧縮降伏応力は、引張負荷時に発生した背応力により鋼管の引張降伏応力よりも低下することになる。

従って、鋼管の耐圧潰性を確保するためには、厚鋼板の設計強度を高く設計する、あるいは管厚を大きくする必要がある。しかしながら、強度を上げるあるいは管厚を大きくするためには、ともに合金コストの増大や母材および溶接熱影響部の靱性劣化を助長するため、過度に強度や管厚を大きくすることなく、耐圧潰性を確保できる溶接鋼管の製造方法を確立することが求められている。

また、ラインパイプが輸送する石油や天然ガスに硫化水素が含まれる場合があり、その場合、前述した特性に加えて、優れた耐サワー性能を確保することが求められる。硫化水素による腐食割れとしては、水素誘起割れ（ＨＩＣ）と硫化水素応力腐食割れ（ＳＳＣ）があるが、ラインパイプのように加速冷却により強度を確保する鋼管素材を用いる場合、表層でのＳＳＣの発生が問題となる。この表層でのＳＳＣの発生を抑制するには、一般的に表層硬さをビッカース硬さ（ＨＶ）２４８以下に抑えることが有効であることが知られているが、最近、より厳格な基準として表層硬さをビッカース硬さ（ＨＶ）２３０以下に抑えることが需要家より要求されることが多くなっている。

このような要求に対し、特許文献１および特許文献２では、造管時のＯプレス圧縮率と拡管率をパラメータに、圧縮率／拡管率を最適な範囲まで低減することによって、造管後における鋼管の圧縮降伏応力の低下を抑制する方法が開示されている。たとえば、特許文献２には、Ｏ成形時のアプセット率（すなわち圧縮率）αと拡管時の拡管率βとの比をα／β≧０．３５とする技術が開示されている。また、特許文献２では、拡管率を極めて大きくすることにより、造管後における鋼管の圧縮降伏応力の低下を抑制する方法も開示されている。特許文献３では、縮管と拡管の順序と程度を最適化することによって、外圧による鋼管の圧潰強度を向上させる方法が開示されている。

特許文献４から８には、造管後に熱処理、もしくはコーティング加熱による低温ひずみ時効により、造管工程で鋼管に付与された背応力を低減することにより、鋼管の圧縮降伏応力の低下を抑制する方法が開示されている。

また、特許文献９および特許文献１０では、厚鋼板の組織に含まれる島状マルテンサイト（Ｍ−Ａ）を分解し、さらにフェライトとベイナイトの混合組織のベイナイトの硬さを低下させることによりバウシンガー効果による圧縮降伏応力を向上させ、同時に管厚方向の硬さの均一化による真円度の向上により耐圧潰性を向上する方法が開示されている。

特開２００２−１０２９３１号公報 特開２００３−３４０５１８号公報 特開平９−１２３３号公報 特開平９−３５４５号公報 特開２００２−２９５７３６号公報 特開２００３−３４２６３９号公報 特開２００４−３５９２５号公報 特開２０１０−２３５９９３号公報 特開２００９−２７５２６１号公報 特開２０１０−８４１７１号公報

しかし、特許文献１および特許文献２で示されているような最適な圧縮率／拡管率に造管条件を設定するためには、Ｏプレス圧縮率を通常よりも極めて大きくする必要がある。Ｏプレスの圧縮率を増大させることは、Ｏプレス機のプレス能力を増強する必要があり、新規設備導入や設備改修によるコストの増大が問題となる。

さらに、圧縮強度の確保が問題となる海底パイプライン用ラインパイプは、耐座屈性能確保の観点から厚肉で設計されることが多く、このことはＯプレスの圧縮率を増大させることとなる。また、拡管率を低下させることにより、最適な範囲にすることもできるが、鋼管の真円度を低下させることとなり、耐圧潰性が劣化してしまう。本発明で耐圧潰性とは、鋼管の敷設時の外圧による座屈破壊に対する抵抗力と言う意味で使用する。

また、特許文献２および３に記載のように、拡管率を極めて大きくすることや縮管と拡管とを行うことは、過度な加工硬化による表面硬さの上昇や、拡管および縮管ダイスによる疵が鋼管表面に残ることが懸念される。

また、特許文献４から８に記載のように、造管後のコーティング加熱条件を最適化することにより、低温ひずみ時効処理を行うことは、圧縮降伏応力の低下を抑制するという観点では絶大な効果があるが、鋼管の引張の応力−ひずみ曲線が造管後のラウンドハウス型からリューダース型に変わり、曲げ座屈性能などの鋼管の変形能を低下させる。

さらに、コーティング加熱の条件は、使用するコーティング材によって変わり、必ずしも狙いとするコーティング加熱条件に合致させることができるとは限らず、コーティング加熱のかわりに熱処理によって低温ひずみ時効処理を行う場合は、工程が増えることにより生産性を著しく損なうこととなる。

また、特許文献９および特許文献１０に記載のように、加速冷却の直後に急速加熱を加えることで鋼材特性、鋼管形状の両面から耐圧潰性を向上させることができるが、加速冷却時に鋼板表面に厚いスケールが生成している場合は、スケールがある部分のみ表層が急速に冷却され硬化するため、板幅方向の表層硬さ分布が平坦にならず、その局所硬化域を起因としたＳＳＣの発生や、造管時の形状不整を助長するなどの問題が残る。さらに、鋼管の所望の強度を確保しつつ、表層硬さを２３０以下に抑えるためには、通常の加速冷却のあとに急速加熱処理を行うだけでは、たとえ加速冷却時にスケールが十分に剥離したとしても不十分である。

上述したように、従来の技術では外観の劣化、溶接性の低下、生産性の低下や耐サワー性能の低下を生じることなく、耐圧潰性に優れた耐サワーラインパイプを製造することは、困難であった。

そこで、本発明では、耐圧潰性および耐サワー性能を低下させることなく、高生産性、低コストで製造できる高強度ラインパイプおよびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、前記の課題を解決するために、鋼板のミクロ組織およびミクロ組織を達成するための方法、特に鋼材成分と制御圧延、加速冷却という製造プロセスについて鋭意検討し、以下の知見を得た。

まず、優れた耐サワー性能を確保するためには、中央偏析部に生成するＭｎＳを球状化するために、Ｃａを適量添加する必要があることがわかった。その際、後述する式（３）のＡＣＲを１．００〜６．００にすることにより、針状のＭｎＳを球状のＣａＯＳに変化させ水素誘起割れ（以下「ＨＩＣ」と称する）試験時の破壊発生起点になることを抑制することができることがわかった。さらに、Ｃａ、Ｓ、Ｏの含有量に上限を設けることによりＣａ系介在物の凝集粗大化によるＨＩＣ試験時の破壊発生起点になることを抑制することができることがわかった。また、中央偏析部の針状のＭｎＳが生成しない場合も、ＮｂＴｉ−ＣＮやＣａ−Ａｌ系介在物、気泡などを起点にＨＩＣが発生することがあるが、式（２）のＰＨＩＣを１．０以下にすることにより焼入性の高い合金元素が中央偏析に濃化することを防ぎ、さらに管厚中央の組織をベイナイト単相にすることで、２相域変態中のオーステナイトへのＣの濃化を抑制し、ＨＩＣの発生を抑制することができることがわかった。

一方で、表層からのＳＳＣの発生については、表層硬さを２３０以下に抑えることにより、割れの発生が抑制できることが従来から知られているが、耐ＨＩＣ性を確保するために圧延終了後、表層が十分に変態する前に、加速冷却を行うことによって、表層が著しく硬化するといった問題が、以前から指摘されていた。

本発明者らは、その原因を調査するために板幅方向の表層硬さ分布を詳細に調査した結果、表層が著しく硬化している個所は管幅方向に局所的に存在し、その位置は圧延後のデスケーリングによって十分にスケールを剥離させることができなかった個所や圧延終了から加速冷却を行う間に厚いスケールが生成した個所に対応することがわかった。そこで、本発明者らは、加速冷却を行う直前に高圧のデスケーリングを行うことにより、鋼板表面のスケールを均一に剥離させ、なおかつデスケーリングから加速冷却に至るまでのスケールの成長を最小化させることにより、板幅方向に局所的に存在していた硬化部をなくすことができた。

一方で、所望とする管厚が大きい場合や狙い強度が大きい場合については、デスケーリングにより十分にスケールが剥離した部分についても一部表層硬さが２３０を超える箇所がみられた。そこで、加速冷却条件についての検討を行った結果、表層の冷却速度が１００℃／ｓを超えるような加速冷却を行った際に、スケールがない箇所であっても鋼材化学成分によっては、表層硬さが２３０を超える可能性があることがわかった。そこで本発明では、加速冷却を２段に分け、表層が変態を完了するまでは、表層が１００℃／ｓ以下の冷却速度の低い冷却条件を適用し、表層が変態を完了したのちに、通常の急速冷却を実施するパターンについて詳細に検討した。その結果、１段目の冷却終了後の鋼板平均温度を６３０℃以上にすることで、鋼板内部の１段目冷却による変態を抑制でき、２段目の強冷却により低温変態させることで、鋼板内部では通常の冷却とほぼ同等の強度を得ることができることがわかった。以上のように、加速冷却前のデスケーリングと最適なパターンに制御した２段階の加速冷却を適用することで、通常の加速冷却に比べてあまり強度低下を起こすことなく、全長全周において鋼管表面の硬さを２３０以下に抑えることができることがわかった。

また、加速冷却前にデスケーリングを行い板幅方向の硬度分布を平坦にすることは、鋼管の真円度確保の点からも有利であり、拡管率を過度に上げることなく真円度を確保することができる。このように拡管率を下げることは、鋼管の圧縮降伏応力を上げることにつながり、この真円度と圧縮降伏応力という相反した性能をともに向上させることを可能とし、耐圧潰性を向上させることができることを明らかにした。

本発明では、加速冷却後の熱処理条件についても検討を行い、再加熱条件を冷却停止温度以上かつ４００℃以上にすることで、鋼板に含まれるＭ−Ａがセメンタイトに分解され、バウシンガー効果の発生を低減でき、鋼管の圧縮強度を向上させることができ、その結果、優れた耐圧潰性を確保できることがわかった。また、鋼板を再加熱焼戻しすることは、鋼板の硬さ分布をより平坦にする効果があるため、真円度達成確保の観点でも有利である。

本発明は、以上の知見をもとに、さらに検討を加えたもので、
［１］厚鋼板からなる母材を管状に成形し、その突合せ部を２層以上の溶接によって接合した溶接鋼管であって、
質量％で、
Ｃ： ０．０２〜０．０８％
Ｓｉ： ０．０１〜０．５０％
Ｍｎ： ０．５〜１．５％
Ｐ： ０．０１０％以下
Ｓ： ０．００１％以下
Ａｌ： ０．０６％以下
Ｎｂ： ０．００２〜０．１００％
Ｃａ： ０．０００５〜０．００４０％
Ｏ： ０．００３０％以下
を含有し、さらに、
Ｃｕ： １．０％以下
Ｎｉ： １．０％以下
Ｃｒ： １．０％以下
Ｍｏ： ０．５％以下
の中から選ばれる１種以上を含有し、
さらに、式（１）で規定されるＣｅｑが０．３０以上、
式（２）で規定されるＰＨＩＣが１．００以下、
式（３）で規定されるＡＣＲが１．００〜６．００であり、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
母材表層部の金属組織が上部ベイナイトであるか、又はフェライト及び上部ベイナイトであり、
母材管厚中心部の金属組織が上部ベイナイト単相であり、
管厚全域で島状マルテンサイト（Ｍ−Ａ）の体積分率が１．０％以下、
かつ、管周方向同位置における管厚方向の硬度差の最大値が３０以下、
管厚方向同位置における管周方向の硬度差の最大値が３０以下、
表層硬さの最大値が２３０以下である
ことを特徴とする耐圧潰性および耐サワー性に優れた高強度ラインパイプ。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ 式（１）
ＰＨＩＣ＝４．４６Ｃ＋２．３７Ｍｎ／６＋（１．１８Ｃｒ＋１．９５Ｍｏ＋１．７４Ｖ）／５＋（１．７４Ｃｕ＋１．７Ｎｉ）／１５＋２２．３６Ｐ 式（２）
ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０Ｃａ）Ｏ）／１．２５Ｓ 式（３）
ここで、各式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量（質量％）を表わし、含有しない場合は０とする。
［２］さらに、質量％で、
Ｖ： ０．００５〜０．１００％
Ｔｉ： ０．００５〜０．０５０％
Ｍｇ： ０．０００５〜０．００４０％
の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする［１］記載の耐圧潰性および耐サワー性に優れた高強度ラインパイプ。
［３］真円度が下記の（４）又は（５）式を満たすことを特徴とする［１］又は［２］記載の耐圧潰性および耐サワー性に優れた高強度ラインパイプ。
Ｄ／ｔ^０．６≦１３５の場合 Ｄｍａｘ−Ｄｍｉｎ≦３．０ 式（４）
Ｄ／ｔ^０．６＞１３５の場合 Ｄｍａｘ−Ｄｍｉｎ≦０．０４Ｄ／ｔ^０．６−１．４ 式（５）
ここで、Ｄ： 公称外径（ｍｍ）、ｔ： 管厚（ｍｍ）、Ｄｍａｘ−Ｄｍｉｎ： 真円度（ｍｍ）、Ｄｍａｘ：測定最大外径（ｍｍ）、Ｄｍｉｎ：測定最小外径（ｍｍ）である。
［４］鋼素材を、９００〜１２００℃に加熱後、
９００℃以下の累積圧下率を３０〜９０％とし圧延終了温度を（Ａｒ_３−１０℃）以上とした熱間圧延を行った後、
加速冷却の直前に鋼板表面での噴射流衝突圧が１ＭＰａ以上のデスケーリングを行い、
その後、鋼板表層温度が（Ａｒ_３−８０℃）以上の温度域から、鋼板表層冷却速度が１０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下で、
鋼板表層温度が３００℃以上６００℃以下、なおかつ鋼板平均温度が６３０℃以上の温度域まで、式（６）を満たす条件で１段目の加速冷却を行い、
続いて、鋼板平均冷却速度が１０℃／ｓ以上で鋼板平均温度が３００℃以上６００℃以下の温度域まで２段目の加速冷却を行い
その後、鋼板平均温度を冷却停止温度以上かつ４００〜６００℃の温度域に再加熱し、室温まで冷却して得られた厚鋼板を、冷間で管状に成形し、
突合せ部を溶接し鋼管とした後、
さらに、０．５〜１．１％の拡管率で拡管を行うことによって製造する
ことを特徴とする［１］及至［３］のいずれか一つに記載の耐圧潰性および耐サワー性に優れた高強度ラインパイプの製造方法。
（７００−Ｔ）／Ｖ≧３ 式（６）
ここで、Ｔ： １段目の加速冷却の鋼板表層冷却停止温度（℃）、Ｖ： １段目の加速冷却の鋼板表層冷却速度（℃／ｓ）である。

本発明により、耐圧潰性および耐サワー性に優れる石油や天然ガスの輸送とりわけ海底パイプラインに使用させる厚肉高強度ラインパイプ用として好適な厚鋼板を冷間で成形し溶接して製造される高靱性溶接鋼管の製造が可能となり、産業上極めて有効である。

装置の配列の一実施態様を表す図面である。

本発明に係る耐圧潰性および耐サワー性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管の成分組成、ミクロ組織を規定する。本発明で対象とする厚鋼板とは、熱間圧延で製造される２０ｍｍ以上の板厚を有する鋼板をいう。

１．成分組成
以下に成分組成の限定理由を説明する。なお、成分組成を示す単位は、全て質量％とする。

Ｃ：０．０２〜０．０８％
Ｃは焼き入れ性を高め強度確保に重要な元素であるが、０．０２％未満では十分な強度が確保できない。また、０．０８％を超えて添加すると、硬質第２相の生成が顕著となり、耐サワー性の確保が困難となる。また、硬質第２相が増えることは鋼管の圧縮強度を低下させ、耐圧潰性も低下させることになる。よって、Ｃ含有量は、０．０２〜０．０８％の範囲とする。さらに好適には、０．０３〜０．０６％である。

Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｓｉは脱酸のため添加するが、０．０１％未満では脱酸効果が十分でなく、０．５０％を超えるとマルテンサイト体積分率の増加による耐サワー性、耐圧潰性、靱性および溶接性の劣化が起こるため、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．５０％の範囲とする。さらに好適には、０．０１〜０．３０％の範囲である。

Ｍｎ：０．５〜１．５％
Ｍｎは強度、靭性向上に有効な元素であるが、０．５％未満ではその効果が十分でなく、１．５％を超えると中央偏析部に濃化し、中央偏析部の硬さの増加およびＭｎＳの生成により耐サワー性能を著しく劣化させる。従って、Ｍｎ含有量は、０．５〜１．５％の範囲とする。より好ましくは、１．０〜１．５％である。

Ｐ：０．０１０％以下
Ｐは偏析しやすく、中央部に濃化する元素であり、少量含まれるだけでも中央偏析部の硬さを顕著に上げ、耐サワー性を劣化させるため、少なければ少ないほどよい。ただし、０．０１０％までは許容する。

Ｓ：０．００１％以下
ＳはＭｎを結合し、ＭｎＳを生成する。また、ＳはＭｎを同じく中央偏析に濃化しやすい元素であるためＳ量が多いとＭｎＳの中央偏析が多数生成させることになり、耐サワー性を著しく劣化させる。従って、Ｓは極力低減することが望ましいが、０．００１％までは許容することができる。

Ａｌ：０．０６％以下
Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０．０６％を超えると鋼の清浄度が低下し、Ａｌ系介在物が生成することにより耐サワー性能を劣化させるため、Ａｌ含有量は０．０６％以下とする。より好ましくは、０．０１〜０．０５％の範囲である。

Ｎｂ：０．００２〜０．１００％
Ｎｂは制御圧延の効果を高め、組織細粒化により強度、靭性を向上させる元素である。しかし、０．００２％未満では効果がなく、０．１００％を超えると溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するため、Ｎｂ含有量は０．００２〜０．１００％の範囲とする。より好ましくは、０．００５〜０．０６０％である。

Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％
Ｃａは中央偏析部に生成する針状ＭｎＳの形態を球状にすることにより、耐ＨＩＣ性能を向上させる。その効果をえるためには、０．０００５％以上添加することが好ましいが、０．００４０％を超えて添加するとＣａＯＳクラスタが生成し、耐ＨＩＣ性能がむしろ劣化することになるため、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．００４０％とする。より好ましくは、０．００１５〜０．００４０％である。

Ｏ：０．００３０％以下
Ｏは鋼中に不可避的に含まれる元素であり、通常ＡｌやＣａと結合した酸化物として存在している。Ｏが過剰に含まれるとこれらＡｌ、Ｃａ系酸化物の鋼中含有量が多くなりすぎ、クラスタを形成し耐ＨＩＣ性能を劣化させるため、Ｏの含有量を０．００３０％以下とする。

さらに、さらに、鋼板の強度を向上させるため、以下に示すＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの中から選ばれた１種以上を含有する。すなわち、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下の中から選ばれる１種以上を含有することが必要である。以下、各元素毎に限定理由を述べる。

Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。しかしながら、１．０％を超えて添加すると溶接性の劣化や析出脆化による母材、ＨＡＺの靱性劣化、さらにはＭ−Ａ体積分率の増加による圧縮強度の低下が問題になるため、Ｃｕを添加する場合には、上限を１．０％とする。より好ましくは、０．０５〜０．４５％である。

Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。しかしながら、１．０％を超えて添加すると連続鋳造時にスラブに割れが生じ、表面の手入れが必要となり、著しい生産性の低下を招き、さらにＭ−Ａ体積分率の増加による圧縮強度の低下が問題になるため、Ｎｉを添加する場合には、上限を１．０％とする。より好ましくは、０．０５〜０．４５％である
Ｃｒ：１．０％以下
ＣｒはＭｎと同様に低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素である。しかしながら、１．０％を超えて添加すると溶接性の劣化やＭ−Ａ体積分率の増加による圧縮強度の低下を招くため、Ｃｒを添加する場合には、その含有量は１．０％以下とする。より好ましくは０．１０〜０．４０％である。

Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは焼き入れ性を向上し強度上昇に大きく寄与する元素である。しかし、０．５％を超える添加はＭ−Ａ体積分率の増加による圧縮強度の低下や溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｍｏを添加する場合は、その含有量は０．５％以下とする。より好ましくは、０．０５〜０．３０％である。
Ｃｅｑ：０．３０以上
下記式（１）で定義されるＣｅｑは本来は溶接時のＨＡＺ最高硬さを示す指標であるが、同時に母材強度ともよい相関を示すことが知られている。Ｃｅｑは０．３０未満の場合、所望の母材強度が得られないため、Ｃｅｑの下限を０．３０とする。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ 式（１）
ここで、式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量（質量％）を表わし、含有しない場合は０とする。

ＰＨＩＣ：１．００以下
下記式（２）で定義されるＰＨＩＣは一般的な炭素等量の式に用いられる合金元素およびＰについて、中央偏析部への濃化度を熱力学計算により求めて濃化度合いの係数を加えたもので、中央偏析部の最終凝固部の硬さを間接的に表示することができる。このＰＨＩＣが１．００を超えると中央偏析に粗大なＭｎＳが生成していなくても、ＮｂＴｉ―ＣＮなどを起点にＨＩＣ割れが発生するため、上限を１．００とする。
ＰＨＩＣ＝４．４６Ｃ＋２．３７Ｍｎ／６＋（１．１８Ｃｒ＋１．９５Ｍｏ＋１．７４Ｖ）／５＋（１．７４Ｃｕ＋１．７Ｎｉ）／１５＋２２．３６Ｐ 式（２）
ここで、式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量（質量％）を表わす。含有しない場合は０とする。

ＡＣＲ：１．００〜６．００
下記式（３）で定義されるＡＣＲは中央偏析部に生成するＭｎＳをＣａによって球状化させえるかを評価する指標であり、１．００未満の場合、中央偏析に粗大なＭｎＳが残留し耐ＨＩＣ性能を劣化させる。１．００以上の場合は、ＣａＯＳが生成し、粗大なＭｎＳの生成はなくなるが、６．００を超えるとＣａＯＳがクラスタを生成し、耐ＨＩＣ性能を劣化させるため、ＡＣＲの範囲を１．００〜６．００の範囲とする。
ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０Ｃａ）Ｏ）／１．２５Ｓ 式（３）
ここで、式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量（質量％）を表わす。

さらに、鋼板の強度、母材靱性、ＨＡＺ靱性を向上させるため、以下に示すＶ、Ｔｉ、Ｍｇの中から選ばれた１種以上を選択的に含有することができる。
Ｖ：０．００５〜０．１００
Ｖは主に焼入れ性を高めることで母材強度を向上させることができる。その効果は０．００５％未満ではあらわれず、一方で０．１００％を超える添加により析出脆化を起こし、母材靱性、ＨＡＺ靱性を劣化させるため、Ｖを添加する場合にはその範囲は０．００５〜０．１００％とすることが好ましい。より好ましくは０．００５〜０．０５０％である。

Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％
ＴｉはＴｉＮのピンニング効果により加熱時のオーステナイトの粗大化を抑制し、母材や溶接熱影響部の靭性を改善するために有効な元素である。しかし、０．００５％未満では効果が無く、０．０５０％を超える添加はＴｉＮが粗大化し、逆に溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｔｉを添加する場合にはその含有量は、０．００５〜０．０５０％の範囲とすることが好ましい。さらに、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．０３０％にすると、より優れた靭性を示す。

Ｍｇ：０．０００５〜０．００４０％
Ｍｇはアルミナクラスタ（Ａｌ_２Ｏ_３）を、Ａｌ−Ｍｇ系酸化物として微細分散させることで母材およびＨＡＺ靭性向上に寄与する元素である。その効果を得るためには、０．０００５％以上添加することが好ましいが、０．００４０％を超える添加で、ＭｇＣａＯＳクラスタを形成し、耐ＨＩＣ性能を劣化させるため、Ｍｇを添加する場合にはその添加量は０．０００５〜０．００４０％とすることが好ましい。

上記の元素以外はＦｅおよび不避的不純物とし、意図的に添加しない。より好ましくは、不可避的不純物の含有量を、Ｎ；０．００６０％以下、Ｂ；０．０００５％以下とする。

２．金属組織（ミクロ組織）
本発明では、母材の金属組織の形態および体積分率を規定する。ここで、体積分率は各金属組織の面積率を測定し体積分率とみなしている。

表層組織
表層組織は耐ＳＳＣ性を確保するために過度に焼きの入った組織になることを防ぐ必要がある。本発明では、加速冷却の直前にデスケーリングを行うことで、厚いスケールの生成に起因した表層での硬化組織の生成を抑制し、表層組織を上部ベイナイトにするか、フェライト及び上部ベイナイトの混合組織（以下、フェライト＋上部ベイナイトとも記す）を主体にすることで、表層硬さの過度な上昇を防ぐ。なお、これらの主体とする組織以外としては、マルテンサイト、Ｍ−Ａ、下部ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトがあり、いずれも、フェライト、上部ベイナイトにくらべて硬い組織であるため、少ない方がより好ましい。なお、主体とする組織の体積分率を特には規定しないが、より好ましくは８５％以上である。このとき、上部ベイナイトのラス間に生成するセメンタイトは上部ベイナイトの一部として測定する。また、表層とは最表層から管厚方向２ｍｍまでの領域のことである。

管厚中央組織
管厚中央の組織は、母材強度およびＨＩＣ性能を確保する上で重要な因子である。ＨＩＣ性能確保および圧縮強度確保の観点からは、できるだけ均一な組織であることが望ましく、強度確保の観点からフェライト単相組織では不適格で、下部ベイナイトやマルテンサイト単相組織にすると硬さが大きくなりすぎてＨＩＣ試験時に中央偏析部から割れが生じるため、母材強度、耐ＨＩＣ性能の両立のためには、上部ベイナイト単相組織とする必要がある。ここで、上部ベイナイト単相とは、ベイナイト組織が８５％以上をいうものとする。

上部ベイナイトを主体とする組織以外としては、マルテンサイト、Ｍ−Ａ、下部ベイナイト、パーライト、セメンタイトおよびフェライトがあり、いずれも第２相として主体組織との硬度差を生じ、耐ＨＩＣ性能および圧縮強度を劣化させるため、少ない方が良い。なお、主体組織の体積分率が、９５％以上であることがより好ましい。このとき、上部ベイナイトのラス間に生成するセメンタイトは上部ベイナイトの一部として測定する。また、管厚中央とは、管厚中央から管厚方向±２ｍｍの位置でなおかつ中央偏析部を除く位置のことである。

Ｍ−Ａ体積分率
Ｍ−Ａは上述した硬質第２相の中でも、最も硬度が大きい組織であり、耐ＨＩＣ性能および圧縮強度を顕著に劣化させるため、できるだけ少ない方がよい。本発明では、加速冷却後の再加熱によりＭ−Ａを分解し、実質的に含まない程度まで低減することができる。なお、再加熱によっても若干Ｍ−Ａが残留することがあるが、Ｍ−Ａの体積分率は、１.０％までは許容することができる。より好ましくは、０．５％以下である。なお、管厚全域とは、中央偏析部を除く鋼管母材全域のこととする。

３．硬さ
本発明では、管周方向、管厚方向の硬さ分布および硬さの最大値を規定する。なお、硬さはビッカース硬さ試験機で荷重１０ｋｇｆ（９８Ｎ）で測定したものとする。

管厚方向同位置における管周方向の硬度差の最大値： ３０以下
管厚方向同位置における管周方向の硬度差（単に「管周方向の硬度差」という場合もある。）は、主に加速冷却時の表面性状に起因して発生する。スケールが厚い箇所は過度に冷却されて表層が著しく硬化し、一方スケール厚が薄い箇所では、それほど表層が硬化しないため表層硬さに大きな差が出ることになる。管周方向の硬度差が大きいと、ＵＯＥ造管時のＣ−Ｕ−Ｏ成形における形状の乱れが生じ、その結果、所望の真円度を得るためにより大きな拡管率を必要としてしまう。拡管率が大きくなると、バウシンガー効果により圧縮強度が低下するため、耐圧潰性が低下することになる。一方で、管周方向の硬度差が小さいと、拡管率が小さくても高い真円度を得ることができ、圧縮強度の低下の抑制および真円度の確保の両面から耐圧潰性を向上させることができる。その効果は、管周方向の硬度差をビッカース硬さ（ＨＶ）３０以下にすることにより顕著に現れるため、上限を３０とする。より好ましくは２０以下である。

なお、管周方向の硬度差は管厚方向および管長方向の同じ位置で測定したものについて比較するものとし、上述したように管周方向の硬度差は主に表層部で生じるため、表層から１ｍｍおよび裏層から１ｍｍの２箇所を測定すれば、その鋼管の管周方向の硬度差を代表とみなせる。

管周方向同位置における管厚方向の硬度差の最大値： ３０以下
管周方向同位置における管厚方向の硬度差（単に「管厚方向の硬度差」と言う場合もある。）は、主に加速冷却前の表層組織形態、加速冷却の冷却速度、加速冷却時の表面性状に起因して発生し、管周方向の硬度差と同じく、ＵＯＥ造管時のＣ−Ｕ−Ｏ成形における形状の乱れが生じ、その結果、所望の真円度を得るためにより大きな拡管率を必要としてしまう。

拡管率が大きくなると、バウシンガー効果により圧縮強度が低下するため、耐圧潰性が低下することになる。一方で、管厚方向の硬度差が小さいと、拡管率が小さくても高い真円度を得ることができ、圧縮強度の低下の抑制および真円度の確保の両面から耐圧潰性を向上させることができる。その効果は、管周方向の硬度差がビッカース硬さ（ＨＶ）３０以下にすることにより顕著に現れるため、上限を３０とする。より好ましくは２０以下である。なお、管厚方向の硬度差は管周方向および管長方向の同じ位置で測定したものについて比較するものとする。

表層硬さの最大値： ２３０以下
前述のように、最近、耐ＳＳＣ性を保障するために表層硬さをビッカース硬さ（ＨＶ）２３０以下にすることが要求されることが多い。本発明は、この仕様に対応できる鋼管に関するものであるので、表層硬さの最大値を２３０とする。なお、表層硬さの測定位置は、表層から１ｍｍおよび裏層から１ｍｍとし、前述したように局所的な硬化部はデスケーリング水のかかり方による表層のスケールむらに起因するため、ある管長位置においてミルデスケーリング装置および加速冷却前デスケーリング装置のノズル間隔のうち大きい方の長さの２倍の長さの管周方向位置を最大でも２０ｍｍピッチで測定したうちの最大値を用いることとする。

４．鋼管の真円度
真円度が高いほど、耐圧潰性が向上する。ここで、真円度とは、Ｄｍａｘ−Ｄｍｉｎと定義する。Ｄｍａｘは測定最大外径（ｍｍ）で、Ｄｍｉｎは測定最小外径（ｍｍ）である。真円度は、製造された鋼管の任意の管長位置で管周を１２等分あるいは２４等分して対向する位置での外直径を測定し、それらのうちの最大値と最小値をそれぞれＤｍａｘ、Ｄｍｉｎとすることで求めることができる。

耐圧潰性は、より真円であるほど（すなわち真円度が０に近いほど）高くなるが、ＵＯＥ造管では完全な真円を達成することができず、また、外径が大きく、板厚が小さくなるほど真円度は悪くなる。本発明では、管周方向の硬度分布を均一にすることにより、下記式（４）、（５）に示す真円度を得ることができる。
Ｄ／ｔ^０．６≦１３５の場合 Ｄｍａｘ−Ｄｍｉｎ≦３．０ 式（４）
Ｄ／ｔ^０．６＞１３５の場合 Ｄｍａｘ−Ｄｍｉｎ≦０．０４Ｄ／ｔ^０．６−１．４ 式（５）
ここで、Ｄ： 公称外径（ｍｍ）、ｔ： 管厚（ｍｍ）、Ｄｍａｘ−Ｄｍｉｎ： 真円度（ｍｍ）、Ｄｍａｘ：測定最大外径（ｍｍ）、Ｄｍｉｎ：測定最小外径（ｍｍ）である。

真円度を３．０以下にすることにより顕著に耐圧潰性を向上させることができるため、特に高い耐圧潰性能が要求される場合には、鋼管寸法であるＤ／ｔ^０．６が１３５以下の場合にはＤｍａｘ−Ｄｍｉｎは３．０を上限とすることが好ましい。Ｄ／ｔ^０．６が１３５を超える場合にはＤｍａｘ−Ｄｍｉｎは０．０４Ｄ／ｔ^０．６−０．４の値以下とすることが好ましい。

５．製造方法
本発明では、上記の母材ミクロ組織および硬さ分布および所望の性能を得るための、鋼管素材および鋼管の製造方法を規定する。

スラブ加熱温度： ９００〜１２００℃
鋼素材であるスラブをオーステナイト化しつつ、最低限のＮｂの固溶量を得るため、下限温度は９００℃である。一方、１２００℃を超える温度までスラブを加熱すると、ＮｂＣおよびＴｉＮによるピンニング効果が弱まり、オーステナイト粒が著しく成長し、母材靭性が劣化する。このため、スラブ加熱温度は９００〜１２００℃の範囲とする。

９００℃以下の累積圧下率： ３０〜９０％
本発明に係る鋼では、Ｎｂ添加によって９００℃以下はオーステナイト未再結晶温度領域である。この温度域以下において、累積で大圧下の熱間圧延を行うことにより、オーステナイト粒を伸展させ、特に板厚方向で細粒とし母材靭性を向上させる。累積圧下率が３０％未満の場合は、細粒化が十分でなく靱性が劣化するため、９００℃以下の温度域での累積圧下率は３０％以上とする。累積圧下率が大きいほど圧延時の鋼板の反りや圧延能率の低下などが問題となり、また９０％を超える圧下率を確保しても材質特性に大きな変化がみられないため、上限を９０％とする。好ましくは５０〜９０％の範囲内である。
圧延終了温度： （Ａｒ_３−１０℃）以上
圧延終了温度は、低い方が母材靱性が良好になるが、（Ａｒ_３−１０℃）を下回ると管厚中央付近の母材組織に加工フェライトが生成し耐ＨＩＣ性能が劣化するため、下限を（Ａｒ_３−１０℃）とする。より好ましくは、（Ａｒ_３−１０℃）以上８３０℃以下である。なお、温度の測定は、圧延終了後ただちに放射温度計により鋼板表面温度を測定するものとする。Ａｒ_３点は実質的に同一とみなせる化学成分の鋼の熱膨張試験で加工後の変態開始温度を測定することがのぞましいが、下記の式（７）で代用してもよい。
Ａｒ_３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−５５Ｎｉ−１５Ｃｒ−８０Ｍｏ式（７）
ここで、各元素記号は含有量（質量％）で、含有しない場合は０とする。

加速冷却直前のデスケーリング
さらに上記製造工程に加えて、加速冷却の直前に高衝突圧の噴射流によるデスケーリングを行う。鋼板内の材質均一性に優れた高強度鋼板とするためには、鋼板内の硬さのばらつきを低減することが必要であり、特に鋼板内部の強度を保ちながら、表層部の硬さを抑制することが重要である。圧延後の鋼板においては、圧延前および圧延中のデスケーリング等により幅方向にスケールの厚さにむらが生じることがある。また、スケール厚さが大きい場合には、部分的にスケールの剥離が生じることがある。圧延後の加速冷却の際に、スケール厚さにばらつきがあると、その厚さに応じて鋼板表面の冷却速度も変化してしまい、その冷却速度に応じて鋼板表面の硬さも変化してしまう。鋼板を高強度化するためには、加速冷却時の冷却速度を大きくすることが有効であるが、高冷却速度の冷却では表層硬さに及ぼすスケール厚さの影響が顕著になるため、スケール厚さにむらがあると硬さのばらつきが増大して鋼板内の材質均一性が劣化する。その対策として、高衝突圧のデスケーリングによりスケール厚さを冷却速度に大きな差が生じない程度に均一に薄くすることができる。

本発明では、加速冷却の直前に鋼板表面での噴射流の衝突圧が１ＭＰａ以上のデスケーリングを行う。鋼板表面での噴射流の衝突圧が１ＭＰａ未満では、デスケーリングが不十分でスケールむらが生じる場合があり、表層硬さのばらつきが生じるため、噴射流の衝突圧は１ＭＰａ以上とする。デスケーリングは高圧水を用いて行うが、鋼板表面での噴射流の衝突圧が１ＭＰａ以上であれば、他の噴射流を用いても構わない。また、デスケーリング後、５秒以内に加速冷却を行うことが必要である。デスケーリング後、５秒を超えて加速冷却を行う場合、スケールが成長するため表層部の冷却速度が上昇し、硬さのばらつきが大きくなる場合があるからである。

冷却開始温度
冷却開始時の鋼板表面温度は、（Ａｒ_３−８０℃）以上とする。冷却開始時の鋼板表面温度がこれよりも低いと、加速冷却前の鋼管素材内部でのフェライト生成量が多くなり、強度低下するとともに、耐ＨＩＣ性が劣化する。よって、冷却開始時の鋼板表面温度は、（Ａｒ_３−８０℃）以上とする。続いて行なう加速冷却（単に冷却という場合がある。）は、２段階の加速冷却方法を採用する。すなわち、１段目の加速冷却は、表層の冷却速度が１０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下で、鋼板表層温度が３００℃以上６００℃以下、なおかつ鋼板平均温度が６３０℃以上の温度域まで、式（６）を満たす条件である。
（７００−Ｔ）／Ｖ≧３ 式（６）
ここで、Ｔ： １段目の冷却の鋼板表層冷却停止温度（℃）、Ｖ： １段目の冷却の鋼板表層冷却速度（℃／ｓ）である。
また、２段目の加速冷却は、鋼板平均冷却速度が１０℃／ｓ以上で鋼板平均温度が３００℃以上６００℃以下の温度域まで行なうことを特徴とする。以下、説明する。

１段目の加速冷却
１段目の加速冷却では表層近傍を低冷却速度で変態完了させつつ、鋼板内部では変態ができるかぎり起こらないような冷却パターンを選択する必要がある。
１段目表層冷却速度
本発明の所望とする強度や管厚の範囲内で鋼板表層の硬さを２３０以下にするためには、スケールが均一に剥離した状態において鋼板表層の冷却速度を１００℃／ｓ以下にする必要がある。一方で、表層の冷却速度が１０℃／ｓ未満になる冷却条件では鋼板内部との冷却速度差をつけることができず、鋼板内部も変態してしまうため、下限を１０℃／ｓとする。
１段目の表層冷却停止温度
冷却停止時の鋼板の表層温度が６００℃を超えると、表層が変態し終えておらず２段目の加速冷却により急冷され硬化してしまう。また、３００℃未満になると復熱が十分に起こらず、低温変態組織が生成し、表層部が過剰に硬化する。表層硬さを２３０以下にするための１段目の表層冷却停止温度範囲として、３００℃以上６００℃以下とする。より好ましくは、３５０℃以上６００℃以下である。

さらに、表層硬さを２３０以下にするためには、１段目の表層冷却速度と表層冷却停止温度を式（６）を満たす範囲にする必要がある。上記（６）式の左辺が意味するところは、１段目冷却の冷却時間である。すなわち、１段目冷却は３秒以上継続する必要があることを示している。これは、表層の組織が硬質とならないように、フェライトやベイナイト相が十分に生成するためには、３秒以上の時間を要するためである。（６）式が満たされない場合は、鋼板表層部にマルテンサイトや島状マルテンサイト（ＭＡ）が生成し、表層部の硬さ上昇が著しくなり、硬さのばらつきが大きくなるため、冷却１段目の制約条件として（６）式を満足させる必要がある。
１段目の鋼板平均冷却停止温度
鋼板平均冷却停止温度は、鋼板内部の強度を制御する上での指標になり、１段目の加速冷却は冷却速度が遅いため、鋼板内部はできるだけ変態させない方がよい。鋼板板厚方向の平均冷却停止温度が６３０℃未満になると、１段目の加速冷却時および１〜２段目の間の空冷状態において、鋼板内部での変態が進み強度が低下するため、下限を６３０℃とする。したがって、鋼板平均温度が６３０℃以上まで式（６）を満たす条件で１段目の加速冷却を行うこととする。より好ましくは、鋼板平均温度が６８０℃以上の温度域まで式（６）を満たす条件で１段目の加速冷却を行う。

なお、鋼板板厚方向の平均の温度および冷却速度については、物理的に直接測定することはできないが、鋼板表面の温度変化を基にしたシミュレーション計算を行うことで、リアルタイムに求めることができる。
２段目の鋼板平均冷却速度
２段目の加速冷却は表層が変態完了後に行うため、冷却速度を大きくしても表層が過剰に硬化することがなく、母材強度確保のためにできるだけ速い冷却速度の方がよい。また、この製造方法は、厚肉材の表層硬さ低減に対して有効なプロセスであり、例えば６０ｍｍで十分の強度を得るためには１０℃／ｓ以上の冷却速度が必要であるため、下限を１０℃／ｓとする。より好ましくは２０℃／ｓ以上である。
２段目の鋼板平均冷却停止温度
２段目の鋼板平均冷却停止温度を６００℃を超えると、所望の強度が得られないだけでなく、変態が完全に完了しないため、未変態オーステナイトが一部Ｍ−Ａになり、耐ＨＩＣ性および耐圧潰性を低下させる。一方で、３００℃よりも低い場合も変態途中にＭ−Ａが生成し、耐ＨＩＣ性および耐圧潰性を低下させる。よって、鋼板平均温度が３００℃以上６００℃以下の温度域まで２段目の加速冷却を行うこととする。

なお、１段目と２段目の加速冷却の間の時間などは特に規定しないが、１段目の冷却後の空冷による鋼板内部の変態を抑制するために、できるだけ速く２段目の冷却を開始した方がよく、２段目の加速冷却開始は、１段目の冷却後２０秒以内であることが好ましい。
再加熱
本発明では、鋼板組織中に含まれるＭ−Ａを分解するため、加速冷却停止後の鋼板に再加熱熱処理を行う。熱処理温度は、冷却停止温度以上、４００℃以上にしないとＭ−Ａが十分に分解しないため、下限を冷却停止温度以上、４００℃以上とする。一方で、鋼板平均温度が６００℃を超える温度域に再加熱すると、セメンタイトの凝集やＮｂなどの炭化物の析出によりＤＷＴＴ性能が劣化するため、上限を６００℃とする。したがって、鋼板平均温度を冷却停止温度以上かつ４００〜６００℃の温度域に再加熱を行う。さらに、鋼板平均温度を冷却停止温度以上かつ４００〜５５０℃の温度域に再加熱を行うことが好ましい。管厚中央（すなわち母材である鋼板の板厚中央）の温度については、物理的に直接測定することはできないが、鋼板表面の温度変化を基にしたシミュレーション計算を行うことで、リアルタイムに求めることができる。

加速冷却停止後の鋼板に対する上記再加熱は、製造効率や熱処理に要する燃料コストを削減する観点からは、加速冷却停止後、ただちに開始することが好ましく、たとえば、冷却停止の後１２０秒以内に再加熱を開始することが望ましい。

図１に本発明に係る鋼板の製造に好適な設備の一例を示す。鋼板搬送ライン１には上流から下流側に向かって熱間圧延機２、高衝突圧デスケーリング装置３、加速冷却装置４、誘導加熱装置７を配置する。また、デスケーリング装置３の前（上流側）に熱間矯正機５を設置することもできる。熱間矯正機で鋼板の形状を改善することにより、噴射流の衝突圧を増大させることができるため、低コストでより効率的にデスケーリングを行うことができる。一方、誘導加熱装置７の前（上流側）に熱間矯正装置６を設置することもできる。熱間矯正機により鋼板の形状を改善することにより、たとえば、大きな反りを有する鋼板が誘導加熱装置に衝突するような事故を避けることができるばかりでなく、誘導加熱時の温度の均一性が改善されるので、設備の安全性および材質均一性を向上させることができる。
室温まで冷却；
本発明の再加熱温度では、その後の冷却過程により鋼板の材質や形状に影響を与えない。そのため、再加熱後の鋼板を室温まで冷却するための冷却手段は、例えば、空冷によればよい。放冷してもよいし、また、鋼板に空気を吹き付けて積極的に空冷してもよい。これ以外に、水冷や、その他の手段でもかまわない。

以上の再加熱熱処理の後、空冷により室温まで冷却して得られた厚鋼板を、冷間で管状に成形する。

鋼管の成形方法は、ＵＯＥプロセスやプレスベンド等の冷間成形によって鋼管形状に成形する。その後、シーム溶接するが、このときの溶接方法は十分な継手強度及び継手靱性が得られる方法ならいずれの方法でもよいが、優れた溶接品質と製造能率の点からサブマージアーク溶接を用いることが好ましい。本発明では、その突合せ部を２層以上の溶接によって接合し、拡管した溶接鋼管を対象とする。突合せ部を２層以上溶接することにより、溶接入熱の過度な上昇による靱性の劣化を防ぎやすく、また、溶接ビードについても良好な外観形状が安定して得られるためである。突き合せ部の溶接を行った後に、溶接残留応力の除去と鋼管真円度の向上のため、拡管を行う。以下、拡管率について説明する。

拡管率： ０．５〜１．１％
一般に厚肉高強度ＵＯＥ鋼管は、０．９〜１．２％程度の範囲の拡管率で造管を行う。拡管率は、耐圧潰性を確保する上で重要な因子であり、拡管率を低くするほど圧縮強度が上昇するが、真円度が低下する。一方で、拡管率を高くするほど真円度は高くなるが、圧縮強度は下がり、さらにはダイスによる鋼管の傷つきが問題になる。拡管率を０．５％より小さくしても圧縮強度上昇効果はあまり期待できないので、下限を０．５％とする。一方で、本発明では、管厚および管周方向の硬さを均一化することによって成形性を著しく向上させているため、拡管率が低くても、所望の真円度を得ることができる。真円度は拡管率が１．１を超える拡管率増加による真円度向上効果が飽和するため、上限を１．１％とする。以上、規定した拡管率０．５〜１．１％の範囲で造管すれば、優れた耐圧潰性能が得られる。また、より好ましくは０．５〜１．０％である。

表１に示す化学成分の鋼を連続鋳造法によりスラブとし、加熱したスラブを熱間圧延により圧延した後、加速冷却装置直前で高衝突圧デスケーリングを行い、５秒以内に水冷型の冷却設備を用いて加速冷却を行った。加速冷却は図１に示した設備を用いて行い、１段目の加速冷却終了後、２０秒以内に、２段目の加速冷却を開始し、加速冷却終了後にただちに誘導加熱により急速加熱を行い、その後空冷することにより、厚鋼板を製造した。製造した鋼板をＵＯＥ成形によって造管した。突合せ部の溶接は、内面及び外面について各１層のサブマージアーク溶接により実施した。なお、Ｏプレスの圧縮率はすべて０．３％とした。以上の方法で製造した溶接鋼管の製造方法の詳細を表２に示す。なお、加熱温度は鋼板全体の平均温度とし、圧延終了温度および冷却開始温度、表層冷却停止温度は鋼板表面温度を、誘導加熱による表層加熱温度は鋼板表層温度を、板平均温度および鋼板平均冷却速度は、加熱パターンと実績表層加熱温度より熱伝導計算により計算した。

真円度は、鋼管外径を管周方向に６箇所以上測定し、その最大値／最小値を求めることで算出した。真円度（Ｄｍａｘ−Ｄｍｉｎ）の目標値は、請求項３に記載の範囲とした。
長手方向の測定位置は、両管端および管内部２０００ｍｍ（管長が１２０００ｍｍなので管内部は５箇所）の５点の合計７箇所測定し、その最も大きい値を評価に用いた。測定は、管端はノギスにより、管内部は鋼管を回転させ接触式のプロフィル計で測定した。

鋼管のミクロ組織の分率は、表層から１ｍｍ位置および管厚中心位置について４００倍で組織観察した１０枚の光学顕微鏡写真の画像解析からフェライト相とベイナイト相の合計の面積分率を平均して求めた。管厚中央に関しては中央偏析部を除外した。Ｍ−Ａ体積分率は、表層から１ｍｍ位置、管厚内表面から１／４位置、管厚中央について２０００倍で組織観察した５枚のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）写真の画像解析から面積分率を平均して求め、鋼管中に均一に第２相が分散していると仮定して、前記面積分率の値が体積分率の値に等しいものとみなした。ミクロ組織の目標形態は、本発明の請求項の範囲とした。

管周方向の硬さ分布は、鋼管のシーム溶接部を起点とした管周方向位置として、４０〜３２０°位置の表面から１ｍｍおよび裏面から１ｍｍ位置を２０ｍｍピッチで測定し、その最低値および最高値の差を求めた。管厚方向の硬さ分布は、鋼管９０°位置について１ｍｍピッチで表層から１ｍｍと裏面から１ｍｍの位置にかけて測定し、その最低値と最大値の差を求めた。鋼管最大硬さは以上で測定した硬さ結果の最大値を用いた。なお、硬さをすべてビッカース硬さ試験機で１０ｋｇｆ（９８Ｎ）の荷重で測定した。

鋼管の引張降伏応力および引張強度は、鋼管９０°位置の鋼管周方向から全厚引張試験片を採取し、求めた。引張強度の目標値は、５２０ＭＰａ以上である。圧縮降伏応力は、鋼管１８０°位置の内表面から１ｍｍの位置からＡＳＴＭ Ｅ９準拠の直径２０ｍｍ、長さ６０ｍｍの円筒試験片を採取し、０．５％における応力を求めた。圧縮降伏応力の目標値は、引張降伏応力の８０％以上とした。ＤＷＴＴ（Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅｓｔ：落重引裂試験）特性は、鋼管周方向から採取した１９ｍｍのＤＷＴＴ試験片を用いて−１７℃で試験を行い、破面率（ＳＡ（％））を求めた。試験は各２本実施し、その平均値が８５％以上になることを目標とした。

耐圧潰性は、ＤＮＶ−ＯＳ−Ｆ１０１で規定されている下記の外圧による圧潰抵抗の式（８）〜（１２）を用いて圧潰抵抗ｐ_ｃを評価した。

ここで、α_Ｕ＝０．９６、α_ｆａｂ＝１．００、Ｅ＝２０６０００ＭＰａ、ν＝０．３、ｔ＝管厚（ｍｍ）、Ｄ＝外径（ｍｍ）、Ｄｍａｘ−Ｄｍｉｎ＝真円度（ｍｍ）、ＹＳ＝常温での圧縮降伏応力（ＭＰａ）である。圧潰抵抗の目標値は、式（８）〜（１２）に引張降伏応力、ｆ_０＝０．００５０、α_ｆａｂ＝０．８５を代入して計算される値を基準値として１．１３倍以上になることとした。

なお、ＤＮＶ−ＯＳ−Ｆ１０１では、５％以下の真円度は通常は全長に亘って保障できないため式（８）〜（１２）による評価には用いず、ｆ_０＝０．０５として評価することになっているが、本発明では、管内部についても真円度を保証しているため、式（８）〜（１２）式が成り立つものとした。なお、ＦＥＭによる数値計算により、ｆ_０＜０．０５においても式（８）〜式（１２）が成り立つことは、別途確認している。

ＨＩＣ特性は、ＮＡＣＥ Ｓｔａｎｄａｒｄ ＴＭ０２８４−２００３に基づいて、各３個のサンプルを採取して、ｐＨが約３の硫化水素を飽和させた５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ_３ＣＯＯＨ水溶液中に試験片を９６時間浸漬した後、超音波探傷により試験片全面の割れの有無を調査し、割れ面積率（ＣＡＲ）で評価した。ここで、それぞれの鋼板の最大値をその鋼板のＣＡＲとしてＣＡＲ≦５％を合格とした。ＳＳＣ特性は、ＮＡＣＥ Ｓｔａｎｄａｒｄ ＴＭ０１７７−２００５に基づいて、内表面側から採取した厚さ５ｍｍの３点曲げ型サンプルに、負荷応力を母材の降伏応力の９０％かけて、ｐＨが約３の硫化水素を飽和させたＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ_３ＣＯＯＨ水溶液中に試験片を７２０時間浸漬して破断するか否か評価した。試験は３本ずつ行い、３本とも破断しなかった場合は、Ｎｏ ｃｒａｃｋ、１本でも破断した場合は、Ｃｒａｃｋと評価した。本試験で、３本とも破断しなかった場合は、耐サワー性能が優れると評価できる。

表３に表２の製造方法で得られた溶接鋼管のミクロ組織形態と機械的特性を示す。本発明例の請求範囲内の溶接鋼管はいずれも、ラインパイプとして必要とされる強度、ＤＷＴＴ性能を満たしつつ、優れた耐圧潰性、耐サワー性能を両立していることがわかる。一方で、本発明の請求範囲外の溶接鋼管は、それらのいずれかの特性を満たしていない。

１ 鋼板搬送ライン
２ 熱間圧延機
３ 高衝突圧デスケーリング装置
４ 加速冷却装置と
５ 熱間矯正装置
６ 誘導加熱装置
７ 熱間矯正装置

Claims (3)

1. 鋼素材を、９００〜１２００℃に加熱後、
   ９００℃以下の累積圧下率を３０〜９０％とし圧延終了温度を（Ａｒ_３ （℃）−１０℃）以上とした熱間圧延を行った後、
   加速冷却の直前に鋼板表面での噴射流衝突圧が１ＭＰａ以上のデスケーリングを行い、
   その後、鋼板表層温度が（Ａｒ_３ （℃）−８０℃）以上の温度域から、鋼板表層冷却速度が１０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下で、
   鋼板表層温度が３００℃以上６００℃以下、なおかつ鋼板平均温度が６３０℃以上の温度域まで、式（６）を満たす条件で１段目の加速冷却を行い、
   続いて、鋼板板厚方向の平均の冷却速度が１０℃／ｓ以上で鋼板平均温度が３００℃以上６００℃以下の温度域まで２段目の加速冷却を行い
   その後、鋼板平均温度を冷却停止温度以上かつ４００〜６００℃の温度域に再加熱し、室温まで冷却して得られた厚鋼板を、冷間で管状に成形し、
   突合せ部を溶接し鋼管とした後、
   さらに、０．５〜１．１％の拡管率で拡管を行い真円度１．８ｍｍ以下として製造する、
   厚鋼板からなる母材を管状に成形し、その突合せ部を２層以上の溶接によって接合した溶接鋼管であって、
   質量％で、
   Ｃ： ０．０２〜０．０８％
   Ｓｉ： ０．０１〜０．５０％
   Ｍｎ： ０．５〜１．５％
   Ｐ： ０．０１０％以下
   Ｓ： ０．００１％以下
   Ａｌ： ０．０６％以下
   Ｎｂ： ０．００２〜０．１００％
   Ｃａ： ０．０００５〜０．００４０％
   Ｏ： ０．００３０％以下
   を含有し、さらに、
   Ｃｕ： １．０％以下
   Ｎｉ： １．０％以下
   Ｃｒ： １．０％以下
   Ｍｏ： ０．５％以下
   の中から選ばれる１種以上を含有し、
   さらに、式（１）で規定されるＣｅｑが０．３０以上、
   式（２）で規定されるＰＨＩＣが１．００以下、
   式（３）で規定されるＡＣＲが１．００〜６．００であり、
   残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
   母材表層部の金属組織が上部ベイナイトであるか、又はフェライト及び上部ベイナイトであり、
   母材管厚中心部の金属組織が上部ベイナイト単相であり、
   管厚全域で島状マルテンサイト（Ｍ−Ａ）の体積分率が１．０％以下、
   かつ、管厚方向同位置における管周方向のビッカース硬度差の最大値が３０以下、
   管周方向同位置における管厚方向のビッカース硬度差の最大値が３０以下、
   表層ビッカース硬度の最大値が２３０以下である
   ことを特徴とする、引張強度５２０ＭＰａ以上、−１７℃でのＤＷＴＴ試験における破面率の平均値が８５％以上、圧縮降伏応力４５０ＭＰａ以上、圧潰抵抗ｐｃが１．１３倍以上、ＨＩＣ特性がＣＡＲ≦５％、ＳＳＣ特性がＮｏ ｃｒａｃｋである耐圧潰性および耐サワー性に優れた高強度ラインパイプの製造方法。
   Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ 式（１）
   ＰＨＩＣ＝４．４６Ｃ＋２．３７Ｍｎ／６＋（１．１８Ｃｒ＋１．９５Ｍｏ＋１．７４Ｖ）／５＋（１．７４Ｃｕ＋１．７Ｎｉ）／１５＋２２．３６Ｐ 式（２）
   ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０Ｃａ）Ｏ）／１．２５Ｓ 式（３）
   ここで、各式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量（質量％）を表わし、含有しない場合は０とする。
   （７００−Ｔ）／Ｖ≧３ 式（６）
   ここで、Ｔ： １段目の加速冷却の鋼板表層冷却停止温度（℃）、Ｖ： １段目の加速冷却の鋼板表層冷却速度（℃／ｓ）である。
   上記ビッカース硬度はビッカース硬さ試験機で１０ｋｇｆ（９８Ｎ）の荷重で測定した値である。
2. さらに、質量％で、
   Ｖ： ０．００５〜０．１００％
   Ｔｉ： ０．００５〜０．０５０％
   Ｍｇ： ０．０００５〜０．００４０％
   の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の耐圧潰性および耐サワー性に優れた高強度ラインパイプの製造方法。
3. 真円度が下記の式（４）又は（５）を満たすことを特徴とする請求項１又は２に記載の耐圧潰性および耐サワー性に優れた高強度ラインパイプの製造方法。
   Ｄ／ｔ^０．６≦１３５の場合 Ｄｍａｘ−Ｄｍｉｎ≦３．０ 式（４）
   Ｄ／ｔ^０．６＞１３５の場合 Ｄｍａｘ−Ｄｍｉｎ≦０．０４Ｄ／ｔ^０．６−１．４ 式（５）
   ここで、Ｄ： 公称外径（ｍｍ）、ｔ： 管厚（ｍｍ）、Ｄｍａｘ−Ｄｍｉｎ： 真円度（ｍｍ）、Ｄｍａｘ：測定最大外径（ｍｍ）、Ｄｍｉｎ：測定最小外径（ｍｍ）である。

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