JP7226102B2 - 耐サワーラインパイプ用溶接鋼管の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、耐サワーラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法に関する。
世界的なエネルギー需要の高まりを背景に、原油や天然ガスの採掘量も年々増加しており、従来のような高品質な原油や天然ガスが徐々に枯渇し、硫化水素濃度の高い低品質の原油や天然ガスを使用する必要に迫られている。そのため、このような環境に敷設されるパイプラインには、安全性確保のために、耐ＨＩＣ（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｃｒａｃｋｉｎｇ；水素誘起割れ）性能や耐ＳＳＣ（Ｓｕｌｆｉｄｅ Ｓｔｒｅｓｓ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｃｒａｃｋｉｎｇ；硫化物応力腐食割れ）性能といった耐サワー性能に優れたラインパイプの適用が求められている。
さらに、パイプラインの長距離化や輸送効率向上のため、パイプラインに用いられる耐サワーラインパイプが厚肉、高強度化する傾向にある。そのため、強度グレードでＡＰＩ ５Ｌ Ｘ６０～Ｘ６５程度、管厚で２５～４０ｍｍ程度で、ＮＡＣＥ－ＴＭ０２８４及びＮＡＣＥ－ＴＭ０１７７のＡ溶液環境において優れた耐サワー性能および優れたＤＷＴＴ（Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅｓｔ；落重引裂試験）性能を確保した厚肉高強度耐サワーラインパイプの需要家への安定供給が課題となっている。
また、ＤＷＴＴの試験規格であるＡＰＩ ＲＰ ５Ｌ３では、厚さが２８．６ｍｍ以上の溶接鋼管および厚鋼板のＤＷＴＴ性能を１９ｍｍ減厚試験片で評価する場合、試験温度を１７℃低温側にシフトすることになっており、ＤＷＴＴ性能を確保することが難しくなっている。
耐サワーラインパイプを安定供給するためには、連続鋳造スラブを用いて、制御圧延と制御冷却を組み合わせた、いわゆるＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ－Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）技術により製造した厚鋼板を鋼管素材として用いることが必須である。このような制約下において、耐ＨＩＣ性能及び／又はＤＷＴＴ性能を向上するための検討は、過去に盛んに行なわれている。
例えば、特許文献１では、厚肉高強度ラインパイプにおいて、スラブ再加熱時の加熱温度を、スラブ中のＮｂＣＮが固溶し、オーステナイト粒の粗大化ができるだけ抑制される条件にすることにより、優れたＤＷＴＴ性能と耐ＨＩＣ性能を両立する方法が開示されている。
また、特許文献２では、加速冷却後にオンライン急速加熱を行なうことで、ミクロ組織中に生成するＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ；島状マルテンサイト）を分解し、ＨＩＣの伝播停止性能を高めることで、優れた耐ＨＩＣ性能を確保する方法が開示されている。特許文献３では、加速冷却において初期の板厚中央の冷却速度を低くして表層温度を５００℃以下まで下げ、続いて高い冷却速度で強度が確保できる板厚中心の冷却停止温度まで冷却することにより、表層硬さの低減と中心偏析部の硬化の抑制を実現し、優れた耐ＨＩＣ性能を確保する方法が開示されている。
厚肉高強度耐サワーラインパイプにおいては、中心偏析部や介在物集積帯（垂直曲げ型連続鋳造機においては、スラブ表面側１／４ｔ位置付近）に発生するＨＩＣに加えて、表層近傍に発生するＨＩＣが問題になることが多い。これは、（１）厚肉になるほど、ＵＯＥやプレスベンドなどの冷間加工による造管の際に受けるひずみ量が大きくなることや、（２）ＴＭＣＰを用いる場合、加速冷却により強度を確保することになるが、強度を確保するためにより多くの合金元素を添加する必要があること、（３）厚肉になるほど表層と板厚中心の冷却速度の差が大きくなり、表層硬さが上昇しやすくなること、が原因として挙げられる。しかしながら、厚肉高強度耐サワーラインパイプの表層に発生するＨＩＣに対して、特許文献１には解決に対する手法が明確にされていない。特許文献２及び特許文献３において、表層硬さの低減方法については、それぞれオンライン急速加熱及び２段階加速冷却という手法が開示されているが、表層近傍に発生するＨＩＣの抑制に関してはさらに改善が要望されている。
また、厚肉になるほどＤＷＴＴ性能を確保することが難しくなるが、特許文献２及び特許文献３には、厚肉における優れた耐サワー性能とＤＷＴＴ性能を両立する方法が開示されていない。
そこで本発明は、上記課題に鑑み、厚肉であっても優れた耐ＨＩＣ性能及びＤＷＴＴ性能を両立させた耐サワーラインパイプ用溶接鋼管と、その有利な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、ミクロ組織を均一なベイナイトに造りこんだ溶接鋼管の管厚方向各位置に発生するＨＩＣについて個別に検討を行い、以下の知見を得た。まず、中心偏析部に発生するＨＩＣに関しては、厚肉材についても従来の知見が適用でき、中心偏析部のビッカース硬さを２５０以下に抑え、かつ、ＭｎＳの生成を抑制することにより抑制可能であることが分かった。
中心偏析部については、ミクロ組織がベイナイト単相である場合、後述の式（２）の指標を１．０５以下にすることで、ビッカース硬さを２５０以下に制御できることがわかった。また、ＭｎＳの発生抑制については、Ｃａ最適量添加が有効であり、従来から種々の式が提案されている。しかし、最近の低Ｏ、極低Ｓ鋼については、後述の式（３）に示すＡＣＲＭとの相関が高く、ＡＣＲＭを１．０以上にすることで、中心偏析部におけるＭｎＳの生成を抑制できることがわかった。
次に、垂直曲げ型連続鋳造機で発生する介在物集積帯に発生するＨＩＣについては、Ｃａ／Ｏを２．５以下にすることでＣａクラスタの生成が抑制でき、加えて鋼管表層のビッカース硬さを２３０以下にすることで、その発生を抑制できることがわかった。溶接鋼管において表層硬さを２３０以下にする手法について種々検討を加えた結果、表面から深さ１ｍｍの位置の７００℃から６００℃までの平均冷却速度を１２０℃／ｓ以下にすれば、加速冷却ままでも達成可能であることがわかった。
次に、上述の制約のもとでＤＷＴＴ性能を確保する方法を検討した。その結果、スラブ再加熱段階でＮｂＣを適正量固溶させた後に、Ａｒ３点よりも高い温度域の中でできるだけ低い温度で圧延を終了することによってＤＷＴＴ性能が向上し、なおかつ、鋼材のＡｒ３点が低いほどＤＷＴＴ性能が向上することがわかった。さらに、ＤＷＴＴ性能と相関する鋼材特性を調査した結果、（２１１）面集積度が最も良い相関を持つことが明らかになった。
上記知見に基づき完成された本発明の要旨構成は以下のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０３～０．０６％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８～１．６％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｍｏ：０．０５～０．５０％、Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２０％、Ｃａ：０．００１０～０．００４０％、Ｎ：０．００８％以下、及びＯ：０．００３０％以下を含有し、式（１）で示されるＣｅｑが０．３２以上であり、式（２）で示されるＰＨＩＣＴが１．０５以下であり、式（３）で示されるＡＣＲＭが１．０以上であり、Ｃａ／Ｏが２．５以下であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
式（４）で示されるＡｒ３Ｏが７８０以下であり、
管厚方向で、内表面から深さ２ｍｍの位置から外表面から深さ２ｍｍの位置までのミクロ組織が、面積分率で９５％以上のベイナイトを含み、
中心偏析部を除く箇所のビッカース硬さＨＶ１０が２３０以下であり、
中心偏析部のビッカース硬さＨＶ０．０５が２５０以下であり、
Ｘ線回析により得られる管厚中心位置での圧延面の（２１１）面の集積度が１．５以上であり、
引張強さが５３５ＭＰａ以上である
ことを特徴とする耐サワーラインパイプ用溶接鋼管。
［１］質量％で、Ｃ：０．０３～０．０６％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８～１．６％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｍｏ：０．０５～０．５０％、Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２０％、Ｃａ：０．００１０～０．００４０％、Ｎ：０．００８％以下、及びＯ：０．００３０％以下を含有し、式（１）で示されるＣｅｑが０．３２以上であり、式（２）で示されるＰＨＩＣＴが１．０５以下であり、式（３）で示されるＡＣＲＭが１．０以上であり、Ｃａ／Ｏが２．５以下であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
式（４）で示されるＡｒ３Ｏが７８０以下であり、
管厚方向で、内表面から深さ２ｍｍの位置から外表面から深さ２ｍｍの位置までのミクロ組織が、面積分率で９５％以上のベイナイトを含み、
中心偏析部を除く箇所のビッカース硬さＨＶ１０が２３０以下であり、
中心偏析部のビッカース硬さＨＶ０．０５が２５０以下であり、
Ｘ線回析により得られる管厚中心位置での圧延面の（２１１）面の集積度が１．５以上であり、
引張強さが５３５ＭＰａ以上である
ことを特徴とする耐サワーラインパイプ用溶接鋼管。
［２］前記成分組成が、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、及びＶ：０．０６０％以下からなる群から選ばれる１種以上をさらに含有する、上記［１］に記載の耐サワーラインパイプ用溶接鋼管。
［３］質量％で、Ｃ：０．０３～０．０６％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８～１．６％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｍｏ：０．０５～０．５０％、Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２０％、Ｃａ：０．００１０～０．００４０％、Ｎ：０．００８％以下、及びＯ：０．００３０％以下を含有し、式（１）で示されるＣｅｑが０．３２以上であり、式（２）で示されるＰＨＩＣＴが１．０５以下であり、式（３）で示されるＡＣＲＭが１．０以上であり、Ｃａ／Ｏが２．５以下であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有するスラブを連続鋳造にて製造する工程と、
前記スラブを、式（５）を満足する温度Ｔに再加熱する工程と、
その後、前記スラブを、未再結晶温度域での全圧下率が５０～９０％、及び式（４）で示されるＡｒ３Ｏを用いて、最終圧延温度が（Ａｒ３Ｏ＋５０）℃以下の条件で熱間圧延して、厚鋼板を得る工程と、
前記厚鋼板を、冷却開始温度：鋼板表面温度でＡｒ３Ｏ℃以上、冷却停止温度：鋼板表面温度で２５０～５５０℃、板厚方向で表面から深さ１ｍｍの位置から深さ３／１６ｔの位置までの領域の７００℃から６００℃までの平均冷却速度：１２０℃／ｓ以下、及び板厚中心における７００℃から６００℃までの平均冷却速度：２０℃／ｓ以上の条件で制御冷却する工程と、
その後、前記厚鋼板を筒状に冷間加工し、その突合せ部を溶接して、溶接鋼管を得る工程と、
を有し、
前記溶接鋼管のＡｒ３Ｏが７８０以下であることを特徴とする耐サワーラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
前記スラブを、式（５）を満足する温度Ｔに再加熱する工程と、
その後、前記スラブを、未再結晶温度域での全圧下率が５０～９０％、及び式（４）で示されるＡｒ３Ｏを用いて、最終圧延温度が（Ａｒ３Ｏ＋５０）℃以下の条件で熱間圧延して、厚鋼板を得る工程と、
前記厚鋼板を、冷却開始温度：鋼板表面温度でＡｒ３Ｏ℃以上、冷却停止温度：鋼板表面温度で２５０～５５０℃、板厚方向で表面から深さ１ｍｍの位置から深さ３／１６ｔの位置までの領域の７００℃から６００℃までの平均冷却速度：１２０℃／ｓ以下、及び板厚中心における７００℃から６００℃までの平均冷却速度：２０℃／ｓ以上の条件で制御冷却する工程と、
その後、前記厚鋼板を筒状に冷間加工し、その突合せ部を溶接して、溶接鋼管を得る工程と、
を有し、
前記溶接鋼管のＡｒ３Ｏが７８０以下であることを特徴とする耐サワーラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
［４］前記成分組成が、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、及びＶ：０．０６０％以下からなる群から選ばれる１種以上をさらに含有する、上記［３］に記載の耐サワーラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
なお、式（１）～（５）は以下のとおりである。
式（１）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５
式（２）
ＰＨＩＣＴ＝（４．４６Ｃ＋０．３９５Ｍｎ＋０．１１６Ｃｕ＋０．１１３Ｎｉ＋０．２３６Ｃｒ＋０．３９０Ｍｏ＋０．３４８Ｖ＋２２．３６Ｐ）［｛７３９６．２（Ｃ＋０．００２３Ｓｉ＋０．０３４４Ｍｎ－０．２６５２Ｐ＋２．５２７５Ｓ－０．０６１６Ａｌ＋０．０２Ｃｕ＋０．０６Ｎｉ＋０．０２Ｃｒ－０．０２Ｍｏ－０．０４Ｎｂ－０．０４Ｖ＋０．０２１Ｓｉ・Ｍｎ－１．５２５Ｍｎ・Ｓ）－８．９４２３｝／７００］２
式（３）
ＡＣＲＭ＝｛Ｃａ－（１．２３Ｏ－０．０００３６５）｝／（１．２５Ｓ）
式（４）
Ａｒ３Ｏ＝９１０－３１０Ｃ－８０Ｍｎ－２０Ｃｕ－５５Ｎｉ－１５Ｃｒ－８０Ｍｏ＋０．３５（ｔ－８）
式（５）
６７８０／（２．２６－ｌｏｇ（Ｎｂ（Ｃ＋１２Ｎ／１４）））－２９３≦Ｔ≦６７８０／（２．２６－ｌｏｇ（Ｎｂ（Ｃ＋１２Ｎ／１４）））－２２３
ここで、上記式（４）中のｔは管厚又は板厚（ｍｍ）であり、上記式（１）～（５）及び上記Ｃａ／Ｏ中の元素記号は、前記成分組成における各元素の含有量（質量％）を表し、該元素が含有されていない場合には０とする。
式（１）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５
式（２）
ＰＨＩＣＴ＝（４．４６Ｃ＋０．３９５Ｍｎ＋０．１１６Ｃｕ＋０．１１３Ｎｉ＋０．２３６Ｃｒ＋０．３９０Ｍｏ＋０．３４８Ｖ＋２２．３６Ｐ）［｛７３９６．２（Ｃ＋０．００２３Ｓｉ＋０．０３４４Ｍｎ－０．２６５２Ｐ＋２．５２７５Ｓ－０．０６１６Ａｌ＋０．０２Ｃｕ＋０．０６Ｎｉ＋０．０２Ｃｒ－０．０２Ｍｏ－０．０４Ｎｂ－０．０４Ｖ＋０．０２１Ｓｉ・Ｍｎ－１．５２５Ｍｎ・Ｓ）－８．９４２３｝／７００］２
式（３）
ＡＣＲＭ＝｛Ｃａ－（１．２３Ｏ－０．０００３６５）｝／（１．２５Ｓ）
式（４）
Ａｒ３Ｏ＝９１０－３１０Ｃ－８０Ｍｎ－２０Ｃｕ－５５Ｎｉ－１５Ｃｒ－８０Ｍｏ＋０．３５（ｔ－８）
式（５）
６７８０／（２．２６－ｌｏｇ（Ｎｂ（Ｃ＋１２Ｎ／１４）））－２９３≦Ｔ≦６７８０／（２．２６－ｌｏｇ（Ｎｂ（Ｃ＋１２Ｎ／１４）））－２２３
ここで、上記式（４）中のｔは管厚又は板厚（ｍｍ）であり、上記式（１）～（５）及び上記Ｃａ／Ｏ中の元素記号は、前記成分組成における各元素の含有量（質量％）を表し、該元素が含有されていない場合には０とする。
本発明の耐サワーラインパイプ用溶接鋼管は、厚肉であっても優れた耐ＨＩＣ性能及びＤＷＴＴ性能を両立されている。
本発明の耐サワーラインパイプ用溶接鋼管の製造方法によれば、厚肉であっても優れた耐ＨＩＣ性能及びＤＷＴＴ性能を両立させた耐サワーラインパイプ用溶接鋼管を製造することができる。
（耐サワーラインパイプ用の厚鋼板及び溶接鋼管）
以下、本発明の耐サワーラインパイプ用の厚鋼板及び溶接鋼管について説明する。なお、溶接鋼管は溶接部とそれ以外の鋼管母材とを有するところ、以下の説明では、特に断らない限り、溶接部ではなく鋼管母材を対象とする。
以下、本発明の耐サワーラインパイプ用の厚鋼板及び溶接鋼管について説明する。なお、溶接鋼管は溶接部とそれ以外の鋼管母材とを有するところ、以下の説明では、特に断らない限り、溶接部ではなく鋼管母材を対象とする。
［成分組成］
まず、本発明の厚鋼板及び溶接鋼管の成分組成とその限定理由について説明する。なお、成分組成における元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
まず、本発明の厚鋼板及び溶接鋼管の成分組成とその限定理由について説明する。なお、成分組成における元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であるが、以下、特に断らない限り単に「％」で示す。
Ｃ：０．０３～０．０６％
Ｃは、中心偏析部に濃化する元素であり、さらに中心偏析部での他の元素の偏析を助長する元素であるため、耐ＨＩＣ性能確保の観点からは低減した方がよい。この観点から、Ｃ量は０．０６％以下とし、好ましくは０．０５％以下とする。一方で、Ｃは、安価かつ高強度化に非常に寄与する元素であるため、強度を確保する観点からは添加することが望ましい。よって、所定の強度を得る観点から、Ｃ量は０．０３％以上とする。
Ｃは、中心偏析部に濃化する元素であり、さらに中心偏析部での他の元素の偏析を助長する元素であるため、耐ＨＩＣ性能確保の観点からは低減した方がよい。この観点から、Ｃ量は０．０６％以下とし、好ましくは０．０５％以下とする。一方で、Ｃは、安価かつ高強度化に非常に寄与する元素であるため、強度を確保する観点からは添加することが望ましい。よって、所定の強度を得る観点から、Ｃ量は０．０３％以上とする。
Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは、脱酸に用いる元素であり、介在物を低減するためにはある程度の含有は避けられない。また、高強度化に寄与する元素であり、耐ＨＩＣ性能に対してそれほど大きな影響はないため、Ｓｉ量は０．０５％以上とすることが好ましい。一方で、Ｓｉ量が０．５％を超えると、溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ；ＨＡＺともいう）の靭性が著しく劣化し、溶接性も劣化する。このため、Ｓｉ量は０．５％以下とし、好ましくは０．４％以下とする。
Ｓｉは、脱酸に用いる元素であり、介在物を低減するためにはある程度の含有は避けられない。また、高強度化に寄与する元素であり、耐ＨＩＣ性能に対してそれほど大きな影響はないため、Ｓｉ量は０．０５％以上とすることが好ましい。一方で、Ｓｉ量が０．５％を超えると、溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ；ＨＡＺともいう）の靭性が著しく劣化し、溶接性も劣化する。このため、Ｓｉ量は０．５％以下とし、好ましくは０．４％以下とする。
Ｍｎ：０．８～１．６％
Ｍｎは、中心偏析部に顕著に濃化するため、耐ＨＩＣ性能確保の観点からは低減する方が望ましい。Ｍｎ量が１．６％を超えると、他の合金元素の調整を行なっても中心偏析部の硬さが高くなり、耐ＨＩＣ性能が確保できない。よって、Ｍｎ量は１．６％以下とし、好ましくは１．５％以下とする。一方で、Ｍｎは、安価でかつ高強度化に非常に寄与する元素であり、なおかつ、冷却中のフェライトの生成を抑制する元素である。これらの効果が得る観点から、Ｍｎ量は０．８％以上とし、好ましくは１．０％以上とする。
Ｍｎは、中心偏析部に顕著に濃化するため、耐ＨＩＣ性能確保の観点からは低減する方が望ましい。Ｍｎ量が１．６％を超えると、他の合金元素の調整を行なっても中心偏析部の硬さが高くなり、耐ＨＩＣ性能が確保できない。よって、Ｍｎ量は１．６％以下とし、好ましくは１．５％以下とする。一方で、Ｍｎは、安価でかつ高強度化に非常に寄与する元素であり、なおかつ、冷却中のフェライトの生成を抑制する元素である。これらの効果が得る観点から、Ｍｎ量は０．８％以上とし、好ましくは１．０％以上とする。
Ｐ：０．００８％以下
Ｐは、中心偏析部に顕著に濃化する元素であり、中心偏析部の硬さを著しく増加させることで耐ＨＩＣ性能を劣化させる。このため、Ｐ量は０．００８％以下とし、好ましくは０．００６％以下とする。ただし、製鋼コストの観点から、Ｐ量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｐは、中心偏析部に顕著に濃化する元素であり、中心偏析部の硬さを著しく増加させることで耐ＨＩＣ性能を劣化させる。このため、Ｐ量は０．００８％以下とし、好ましくは０．００６％以下とする。ただし、製鋼コストの観点から、Ｐ量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．００１５％以下
Ｓは、中心偏析部に顕著に濃化する元素であり、中心偏析部でＭｎＳを形成し、耐ＨＩＣ性能を顕著に劣化させる。このため、Ｓ量は０．００１５％以下とし、好ましくは０．０００８％以下とする。ただし、製鋼コストの観点から、Ｓ量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｓは、中心偏析部に顕著に濃化する元素であり、中心偏析部でＭｎＳを形成し、耐ＨＩＣ性能を顕著に劣化させる。このため、Ｓ量は０．００１５％以下とし、好ましくは０．０００８％以下とする。ただし、製鋼コストの観点から、Ｓ量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０８％以下
Ａｌは脱酸により介在物を低減するために必須の元素である。よって、Ａｌ量は０．０１％以上とすることが好ましい。一方で、Ａｌ量が０．０８％を超えると、ＨＡＺ靭性の劣化、溶接性の低下、さらには連続鋳造時の浸漬ノズルのアルミナ詰りなどの問題が生じる。このため、Ａｌ量は０．０８％以下とし、好ましくは０．０５％以下とする。
Ａｌは脱酸により介在物を低減するために必須の元素である。よって、Ａｌ量は０．０１％以上とすることが好ましい。一方で、Ａｌ量が０．０８％を超えると、ＨＡＺ靭性の劣化、溶接性の低下、さらには連続鋳造時の浸漬ノズルのアルミナ詰りなどの問題が生じる。このため、Ａｌ量は０．０８％以下とし、好ましくは０．０５％以下とする。
Ｍｏ：０．０５～０．５０％
Ｍｏは、高強度化に寄与する元素であり、中心偏析部への濃化も少ない元素である。厚肉の耐サワー材において、強度、耐ＨＩＣ性能及びＤＷＴＴ性能を全て得るために添加は必須である。よって、Ｍｏ量は０．０５％以上とし、好ましくは０．１０％以上とする。一方で、Ｍｏ量が０．５０％を超えると、溶接性及びＨＡＺ靭性の劣化を招く。よって、Ｍｏ量は０．５０％以下とし、好ましくは０．３５％以下とする。
Ｍｏは、高強度化に寄与する元素であり、中心偏析部への濃化も少ない元素である。厚肉の耐サワー材において、強度、耐ＨＩＣ性能及びＤＷＴＴ性能を全て得るために添加は必須である。よって、Ｍｏ量は０．０５％以上とし、好ましくは０．１０％以上とする。一方で、Ｍｏ量が０．５０％を超えると、溶接性及びＨＡＺ靭性の劣化を招く。よって、Ｍｏ量は０．５０％以下とし、好ましくは０．３５％以下とする。
Ｎｂ：０．００５～０．０５０％
Ｎｂは、固溶Ｎｂとして存在すると制御圧延時の未再結晶温度域を拡大し、靭性確保に寄与する。その効果を得るため、Ｎｂ量は０．００５％以上とし、好ましくは０．０１０％以上とする。一方で、Ｎｂは中心偏析部に濃化し、凝固時に粗大なＮｂＣＮ又はＮｂＴｉＣＮを晶出し、これがＨＩＣの起点となって耐ＨＩＣ性能を劣化させる。このため、Ｎｂ量は、０．０５０％以下とし、好ましくは０．０４０％以下とする。
Ｎｂは、固溶Ｎｂとして存在すると制御圧延時の未再結晶温度域を拡大し、靭性確保に寄与する。その効果を得るため、Ｎｂ量は０．００５％以上とし、好ましくは０．０１０％以上とする。一方で、Ｎｂは中心偏析部に濃化し、凝固時に粗大なＮｂＣＮ又はＮｂＴｉＣＮを晶出し、これがＨＩＣの起点となって耐ＨＩＣ性能を劣化させる。このため、Ｎｂ量は、０．０５０％以下とし、好ましくは０．０４０％以下とする。
Ｔｉ：０．００５～０．０２０％
Ｔｉは、ＴｉＮとして溶接熱影響部の組織を微細化するため、高強度ラインパイプ用途の溶接部性能を確保するためには、添加が必須の元素となる。Ｔｉ量０．００５％未満ではＴｉＮが十分に生成しないため、Ｔｉ量は０．００５％以上とする。また、Ｔｉ量が０．０２０％を超えると、生成したＴｉＮが粗大化して、溶接熱影響部の十分な靭性が得られないため、Ｔｉ量は０．０２０％以下とする。
Ｔｉは、ＴｉＮとして溶接熱影響部の組織を微細化するため、高強度ラインパイプ用途の溶接部性能を確保するためには、添加が必須の元素となる。Ｔｉ量０．００５％未満ではＴｉＮが十分に生成しないため、Ｔｉ量は０．００５％以上とする。また、Ｔｉ量が０．０２０％を超えると、生成したＴｉＮが粗大化して、溶接熱影響部の十分な靭性が得られないため、Ｔｉ量は０．０２０％以下とする。
Ｃａ：０．００１０～０．００４０％
Ｃａは、中心偏析部に生成するＭｎＳを抑制し、耐ＨＩＣ性能を向上させる。その効果を得るためには、Ｃａ量は０．００１０％以上とする。一方で、Ｃａを過剰に添加すると、表層近傍や介在物集積帯でＣａクラスタが生成し、耐ＨＩＣ性能を劣化させるため、Ｃａ量は０．００４０％以下とする。
Ｃａは、中心偏析部に生成するＭｎＳを抑制し、耐ＨＩＣ性能を向上させる。その効果を得るためには、Ｃａ量は０．００１０％以上とする。一方で、Ｃａを過剰に添加すると、表層近傍や介在物集積帯でＣａクラスタが生成し、耐ＨＩＣ性能を劣化させるため、Ｃａ量は０．００４０％以下とする。
Ｎ：０．００８％以下
Ｎは、不純物元素であるが、Ｎ量が０．００８％以下であれば、靭性や耐ＨＩＣ性能を劣化させない。よって、Ｎ量は０．００８％以下とする。ただし、ＨＡＺ靭性確保のため、Ｎ量は０．００２％以上とすることが好ましい。
Ｎは、不純物元素であるが、Ｎ量が０．００８％以下であれば、靭性や耐ＨＩＣ性能を劣化させない。よって、Ｎ量は０．００８％以下とする。ただし、ＨＡＺ靭性確保のため、Ｎ量は０．００２％以上とすることが好ましい。
Ｏ：０．００３０％以下
Ｏは、不純物元素であり、Ａｌ２Ｏ３やＣａＯＳの生成量が増えることによって、表層や介在物集積帯での耐ＨＩＣ性能を劣化させる。よって、Ｏ量は０．００３０％以下とし、好ましくは０．００２０％以下とする。ただし、製鋼コストの観点から、Ｏ量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｏは、不純物元素であり、Ａｌ２Ｏ３やＣａＯＳの生成量が増えることによって、表層や介在物集積帯での耐ＨＩＣ性能を劣化させる。よって、Ｏ量は０．００３０％以下とし、好ましくは０．００２０％以下とする。ただし、製鋼コストの観点から、Ｏ量は０．０００１％以上とすることが好ましい。
上記した基本成分に加えて、任意成分として、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、及びＶ：０．０６０％以下からなる群から選ばれる１種以上をさらに含有してもよい。
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、高強度化に寄与する元素であるが、中心偏析部に濃化する元素でもあるので過度な添加は控えるべきである。また、Ｃｕ量が０．５０％を超えると、溶接性及びＨＡＺ靭性の劣化を招くため、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ量は０．５０％以下とする。
Ｃｕは、高強度化に寄与する元素であるが、中心偏析部に濃化する元素でもあるので過度な添加は控えるべきである。また、Ｃｕ量が０．５０％を超えると、溶接性及びＨＡＺ靭性の劣化を招くため、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ量は０．５０％以下とする。
Ｎｉ：１．００％以下
Ｎｉは、高強度化に寄与する元素であるが、中心偏析部に濃化する元素でもあるので過度な添加は控えるべきである。また、Ｎｉ量が１．００％を超えると、溶接性の劣化を招き、またＮｉは高価な元素であるため、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ量は１．００％以下とする。
Ｎｉは、高強度化に寄与する元素であるが、中心偏析部に濃化する元素でもあるので過度な添加は控えるべきである。また、Ｎｉ量が１．００％を超えると、溶接性の劣化を招き、またＮｉは高価な元素であるため、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ量は１．００％以下とする。
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは、高強度化に寄与する元素であるが、中心偏析部に濃化する元素でもあるので過度な添加は控えるべきである。また、Ｃｒ量が０．５０％を超えると、溶接性及びＨＡＺ靭性の劣化を招くため、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ量は０．５０％以下とする。
Ｃｒは、高強度化に寄与する元素であるが、中心偏析部に濃化する元素でもあるので過度な添加は控えるべきである。また、Ｃｒ量が０．５０％を超えると、溶接性及びＨＡＺ靭性の劣化を招くため、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ量は０．５０％以下とする。
Ｖ：０．０６０％以下
Ｖは、高強度化に寄与する元素であるが、中心偏析部に濃化する元素でもあるので過度な添加は控えるべきである。また、Ｖ量が０．０６０％を超えると、溶接性およびＨＡＺ靭性の劣化を招くため、Ｖを添加する場合、Ｖ量は０．０６０％以下とする。
Ｖは、高強度化に寄与する元素であるが、中心偏析部に濃化する元素でもあるので過度な添加は控えるべきである。また、Ｖ量が０．０６０％を超えると、溶接性およびＨＡＺ靭性の劣化を招くため、Ｖを添加する場合、Ｖ量は０．０６０％以下とする。
上記以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。
Ｃｅｑが０．３２以上
上記式（１）で示されるＣｅｑは、強度を確保するために必要な合金元素量を表す指標である。所望の強度を確保する観点から、Ｃｅｑは０．３２以上とする。Ｃｅｑの上限は特に限定しないが、溶接性の観点からＣｅｑは０．４０以下とすることが好ましい。
上記式（１）で示されるＣｅｑは、強度を確保するために必要な合金元素量を表す指標である。所望の強度を確保する観点から、Ｃｅｑは０．３２以上とする。Ｃｅｑの上限は特に限定しないが、溶接性の観点からＣｅｑは０．４０以下とすることが好ましい。
ＰＨＩＣＴが１．０５以下
上記式（２）で示されるＰＨＩＣＴは、中心偏析部の硬さを定量化するために本発明者らが創出したパラメータである。中心偏析部の硬さを定量化する式は、過去に様々提案されているが、いずれも成分の硬度に及ぼす影響と成分の偏析部での濃化度に基づいて定式化されている。一方で、ＰＨＩＣＴは、これまでに考慮されていなかった形成される偏析粒の大きさに及ぼす成分の影響を考慮しており、従来の式よりもより高精度に中心偏析の硬さが予測可能となった。この値が大きいほど中心偏析部の硬さが高くなり、管厚中心でのＨＩＣ発生を助長する。このＰＨＩＣＴが１．０５以下であれば、中心偏析部の硬さＨＶ０．０５を２５０以下にでき、耐ＨＩＣ性能を確保できるため、本発明ではＰＨＩＣＴを１．０５以下とし、好ましくは１．０２以下とする。ＰＨＩＣＴの下限は特に限定しないが、強度確保のため、ＰＨＩＣＴは０．５０以上とすることが好ましい。
上記式（２）で示されるＰＨＩＣＴは、中心偏析部の硬さを定量化するために本発明者らが創出したパラメータである。中心偏析部の硬さを定量化する式は、過去に様々提案されているが、いずれも成分の硬度に及ぼす影響と成分の偏析部での濃化度に基づいて定式化されている。一方で、ＰＨＩＣＴは、これまでに考慮されていなかった形成される偏析粒の大きさに及ぼす成分の影響を考慮しており、従来の式よりもより高精度に中心偏析の硬さが予測可能となった。この値が大きいほど中心偏析部の硬さが高くなり、管厚中心でのＨＩＣ発生を助長する。このＰＨＩＣＴが１．０５以下であれば、中心偏析部の硬さＨＶ０．０５を２５０以下にでき、耐ＨＩＣ性能を確保できるため、本発明ではＰＨＩＣＴを１．０５以下とし、好ましくは１．０２以下とする。ＰＨＩＣＴの下限は特に限定しないが、強度確保のため、ＰＨＩＣＴは０．５０以上とすることが好ましい。
ＡＣＲＭが１．０以上
上記式（３）で示されるＡＣＲＭは、ＣａによるＭｎＳの形態制御を定量化するための指標である。ＡＣＲＭが１．０以上であれば、中心偏析部でのＭｎＳの生成が抑制されて、管厚中心での耐ＨＩＣ性能が改善される。よって、ＡＣＲＭは１．０以上とする。一方、ＡＣＲＭが４．０を超えると、ＣａＯクラスタが生成しやすくなり、ＨＩＣが発生しやすくなるため、ＡＣＲＭは４．０以下とする。
上記式（３）で示されるＡＣＲＭは、ＣａによるＭｎＳの形態制御を定量化するための指標である。ＡＣＲＭが１．０以上であれば、中心偏析部でのＭｎＳの生成が抑制されて、管厚中心での耐ＨＩＣ性能が改善される。よって、ＡＣＲＭは１．０以上とする。一方、ＡＣＲＭが４．０を超えると、ＣａＯクラスタが生成しやすくなり、ＨＩＣが発生しやすくなるため、ＡＣＲＭは４．０以下とする。
Ｃａ／Ｏが２．５以下
Ｃａ／Ｏは、ＣａによるＣａクラスタ発生限界を定量化するための指標である。Ｃａ／Ｏが２．５を超えるとＣａクラスタが生成しやすくなり、表層近傍や介在物集積帯での耐ＨＩＣ性能が劣化する。よって、Ｃａ／Ｏは２．５以下とし、好ましくは２．３以下とする。Ｃａ／Ｏの下限は特に限定しないが、耐ＨＩＣ性能の確保のため、Ｃａ／Ｏは０．５以上とすることが好ましい。
Ｃａ／Ｏは、ＣａによるＣａクラスタ発生限界を定量化するための指標である。Ｃａ／Ｏが２．５を超えるとＣａクラスタが生成しやすくなり、表層近傍や介在物集積帯での耐ＨＩＣ性能が劣化する。よって、Ｃａ／Ｏは２．５以下とし、好ましくは２．３以下とする。Ｃａ／Ｏの下限は特に限定しないが、耐ＨＩＣ性能の確保のため、Ｃａ／Ｏは０．５以上とすることが好ましい。
Ａｒ３Ｏが７８０以下
上記式（４）で示されるＡｒ３Ｏは、鋼材のＡｒ３点に及ぼす成分の影響を数式化したものであり、計算された数値がその鋼材の推定Ａｒ３点（℃）を示す。鋼材のＡｒ３点が低いほど、同じ圧延条件で圧延したときの厚鋼板の靭性が向上し、７８０以下にすることで所望のＤＷＴＴ性能が得られるため、Ａｒ３Ｏは７８０以下にする。Ａｒ３Ｏは、好ましくは７７０以下であり、より好ましくは７６０以下である。Ａｒ３Ｏの下限は特に限定しないが、耐ＨＩＣ性能確保のため、Ａｒ３Ｏは７３０以上とすることが好ましい。
上記式（４）で示されるＡｒ３Ｏは、鋼材のＡｒ３点に及ぼす成分の影響を数式化したものであり、計算された数値がその鋼材の推定Ａｒ３点（℃）を示す。鋼材のＡｒ３点が低いほど、同じ圧延条件で圧延したときの厚鋼板の靭性が向上し、７８０以下にすることで所望のＤＷＴＴ性能が得られるため、Ａｒ３Ｏは７８０以下にする。Ａｒ３Ｏは、好ましくは７７０以下であり、より好ましくは７６０以下である。Ａｒ３Ｏの下限は特に限定しないが、耐ＨＩＣ性能確保のため、Ａｒ３Ｏは７３０以上とすることが好ましい。
［ミクロ組織］
ベイナイトの面積分率：９５％以上
本発明の厚鋼板及び溶接鋼管のミクロ組織は、耐ＨＩＣ性能確保の観点から、単相組織にすることが望ましく、所望の強度を得るためには、ベイナイト単相にする必要がある。ベイナイトの面積分率は１００％とすることが望ましいが、フェライト、セメンタイト、及びＭＡの１種以上からなるその他の組織が面積分率で５％以下含まれていても、耐ＨＩＣ性能は確保される。よって、ベイナイトの面積分率は９５％以上とする。なお、ベイナイトラス内に含まれるセメンタイトはベイナイトの一部とみなす。
ベイナイトの面積分率：９５％以上
本発明の厚鋼板及び溶接鋼管のミクロ組織は、耐ＨＩＣ性能確保の観点から、単相組織にすることが望ましく、所望の強度を得るためには、ベイナイト単相にする必要がある。ベイナイトの面積分率は１００％とすることが望ましいが、フェライト、セメンタイト、及びＭＡの１種以上からなるその他の組織が面積分率で５％以下含まれていても、耐ＨＩＣ性能は確保される。よって、ベイナイトの面積分率は９５％以上とする。なお、ベイナイトラス内に含まれるセメンタイトはベイナイトの一部とみなす。
上記「ミクロ組織」は、厚鋼板の場合、板厚方向で、片方の表面から深さ２ｍｍの位置から他方の表面から深さ２ｍｍの位置までの領域に関し、溶接鋼管の場合、管厚方向で、内表面から深さ２ｍｍの位置から外表面から深さ２ｍｍの位置までの領域に関する。すなわち、本発明における「ベイナイトの面積分率」は、以下の方法により求めるものとする。鋼管の内表面から２ｍｍの位置、外表面から２ｍｍの位置、及び管厚中央の計３箇所について、ナイタールエッチングをしたサンプルを作製し、光学顕微鏡で観察してベイナイトの面積分率を測定し、３箇所で最も低いベイナイトの面積分率を採用する。
［硬さ］
中心偏析部を除く箇所のビッカース硬さＨＶ１０：２３０以下（溶接鋼管）
厚肉高強度ラインパイプでは、表層近傍のＨＩＣが問題となるため、表層近傍など中心偏析部を除く箇所の硬さは低い方が望ましい。Ｃａクラスタの発生を抑制した前提においては、中心偏析部を除く箇所のビッカース硬さを２３０以下にすることで、耐ＨＩＣ性能が確保可能である。よって、本発明の溶接鋼管において、中心偏析部を除く箇所のビッカース硬さＨＶ１０は２３０以下とし、好ましくは２２０以下とする。中心偏析部を除く箇所のビッカース硬さＨＶ１０の下限は特に限定されないが、本発明では、当該硬さは概ね２００以上となる。なお、本発明において「鋼管の中心偏析部以外の硬さ」は、荷重１０ｋｇのビッカース硬さ試験機により、圧延方向に直角な断面を、内表面から深さ１ｍｍの位置から外表面から深さ１ｍｍの位置にかけて厚さ方向に１ｍｍピッチ（ただし、管厚中央の中心偏析部は除く）で測定し、その最大値を用いる。
中心偏析部を除く箇所のビッカース硬さＨＶ１０：２３０以下（溶接鋼管）
厚肉高強度ラインパイプでは、表層近傍のＨＩＣが問題となるため、表層近傍など中心偏析部を除く箇所の硬さは低い方が望ましい。Ｃａクラスタの発生を抑制した前提においては、中心偏析部を除く箇所のビッカース硬さを２３０以下にすることで、耐ＨＩＣ性能が確保可能である。よって、本発明の溶接鋼管において、中心偏析部を除く箇所のビッカース硬さＨＶ１０は２３０以下とし、好ましくは２２０以下とする。中心偏析部を除く箇所のビッカース硬さＨＶ１０の下限は特に限定されないが、本発明では、当該硬さは概ね２００以上となる。なお、本発明において「鋼管の中心偏析部以外の硬さ」は、荷重１０ｋｇのビッカース硬さ試験機により、圧延方向に直角な断面を、内表面から深さ１ｍｍの位置から外表面から深さ１ｍｍの位置にかけて厚さ方向に１ｍｍピッチ（ただし、管厚中央の中心偏析部は除く）で測定し、その最大値を用いる。
中心偏析部を除く箇所のビッカース硬さＨＶ１０：２１０以下（厚鋼板）
厚肉高強度ラインパイプでは、表層近傍のＨＩＣが問題となるため、表層近傍など中心偏析部を除く箇所の硬さは低い方が望ましい。厚鋼板を溶接鋼管にするために冷間で曲げると、曲げの付加に伴って鋼管表面近傍の硬さが２０程度増加する。よって、ラインパイプ用厚鋼板ではそれを見越した硬さに制御する必要がある。Ｃａクラスタの発生を抑制した前提においては、厚鋼板の中心偏析部を除く箇所の硬さを２１０以下にすることで、造管後の耐ＨＩＣ性能が確保可能である。よって、本発明の厚鋼板において、中心偏析部を除く箇所のビッカース硬さＨＶ１０は２１０以下とし、好ましくは２００以下とする。中心偏析部を除く箇所のビッカース硬さＨＶ１０の下限は特に限定されないが、本発明では、当該硬さは概ね１６０以上となる。本発明において「厚鋼板の中心偏析部以外の硬さ」は、前段落に記載の方法に準じて測定する。
厚肉高強度ラインパイプでは、表層近傍のＨＩＣが問題となるため、表層近傍など中心偏析部を除く箇所の硬さは低い方が望ましい。厚鋼板を溶接鋼管にするために冷間で曲げると、曲げの付加に伴って鋼管表面近傍の硬さが２０程度増加する。よって、ラインパイプ用厚鋼板ではそれを見越した硬さに制御する必要がある。Ｃａクラスタの発生を抑制した前提においては、厚鋼板の中心偏析部を除く箇所の硬さを２１０以下にすることで、造管後の耐ＨＩＣ性能が確保可能である。よって、本発明の厚鋼板において、中心偏析部を除く箇所のビッカース硬さＨＶ１０は２１０以下とし、好ましくは２００以下とする。中心偏析部を除く箇所のビッカース硬さＨＶ１０の下限は特に限定されないが、本発明では、当該硬さは概ね１６０以上となる。本発明において「厚鋼板の中心偏析部以外の硬さ」は、前段落に記載の方法に準じて測定する。
中心偏析部のビッカース硬さＨＶ０．０５：２５０以下（溶接鋼管／厚鋼板）
中心偏析部の硬さが上昇すると、耐ＨＩＣ性能が劣化する。ＭｎＳの生成をＣａで抑制し、ＮｂやＴｉを本発明の範囲まで抑制した鋼であれば、中心偏析部のビッカース硬さを２５０以下にすることで、耐ＨＩＣ性能が確保できる。よって、本発明の溶接鋼管及び厚鋼板において、中心偏析部のビッカース硬さＨＶ０．０５は２５０以下とする。中心偏析部のビッカース硬さＨＶ０．０５の下限は特に限定されないが、本発明では、当該硬さは概ね２００以上となる。なお、本発明において「中心偏析部の硬さ」は、荷重５０ｇの微小ビッカース硬さ試験機により中心偏析部の硬さを２０点測定し、その最大値を用いる。
中心偏析部の硬さが上昇すると、耐ＨＩＣ性能が劣化する。ＭｎＳの生成をＣａで抑制し、ＮｂやＴｉを本発明の範囲まで抑制した鋼であれば、中心偏析部のビッカース硬さを２５０以下にすることで、耐ＨＩＣ性能が確保できる。よって、本発明の溶接鋼管及び厚鋼板において、中心偏析部のビッカース硬さＨＶ０．０５は２５０以下とする。中心偏析部のビッカース硬さＨＶ０．０５の下限は特に限定されないが、本発明では、当該硬さは概ね２００以上となる。なお、本発明において「中心偏析部の硬さ」は、荷重５０ｇの微小ビッカース硬さ試験機により中心偏析部の硬さを２０点測定し、その最大値を用いる。
［管厚中心位置又は板厚中心位置での圧延面の（２１１）面の集積度］
ラインパイプで要求されるＤＷＴＴ性能などの母材靭性は、鋼材のミクロ組織や集合組織の影響を受ける。本発明者らは、オーステナイトからベイナイトに変態する際に発達する、管厚中心位置又は板厚中心位置での圧延面の（２１１）面の集積度と母材靭性との間に良好な相関があることを見出した。上記集積度が１．５以上になると、母材靭性が良好になる。よって、上記集積度は１．５以上とし、好ましくは１．７以上とする。上記集積度の上限は特に限定されないが、本発明では、概ね３．０以下となる。
ラインパイプで要求されるＤＷＴＴ性能などの母材靭性は、鋼材のミクロ組織や集合組織の影響を受ける。本発明者らは、オーステナイトからベイナイトに変態する際に発達する、管厚中心位置又は板厚中心位置での圧延面の（２１１）面の集積度と母材靭性との間に良好な相関があることを見出した。上記集積度が１．５以上になると、母材靭性が良好になる。よって、上記集積度は１．５以上とし、好ましくは１．７以上とする。上記集積度の上限は特に限定されないが、本発明では、概ね３．０以下となる。
管厚および板厚中心位置での圧延面の（２１１）面の集積度は、圧延面が測定面となるように５ｍｍ厚の薄膜を採取し、Ｘ線回折装置を用いて、インバース法で測定した値を用いる。なお、ここで（２１１）面の集積度とは、対象材の（２１１）結晶面の集積度を表す数値で、対象材の管厚中心位置から鋼板圧延面に平行に採取した板面における（２１１）反射のＸ線回折強度（Ｉ（２１１））と、集合組織のないランダムな標準試料の（２１１）反射のＸ線回折強度（Ｉ０（２１１））との比（Ｉ（２１１）／Ｉ０（２１１））を指す。
［引張強さ］
本発明の厚鋼板及び溶接鋼管は、ＡＰＩ ５ＬのＸ６５ＭＳの範囲である、５３５ＭＰａ以上７６０ＭＰａ以下の引張強さを有する。
本発明の厚鋼板及び溶接鋼管は、ＡＰＩ ５ＬのＸ６５ＭＳの範囲である、５３５ＭＰａ以上７６０ＭＰａ以下の引張強さを有する。
［厚さ］
表層下での耐ＨＩＣ性能及びＤＷＴＴ性能の両立が問題となるのは、厚肉材の場合である。板厚及び管厚は、本発明では特に規定しないが、好ましくは２８．６ｍｍ以上とし、より好ましくは３０ｍｍ以上とする。
表層下での耐ＨＩＣ性能及びＤＷＴＴ性能の両立が問題となるのは、厚肉材の場合である。板厚及び管厚は、本発明では特に規定しないが、好ましくは２８．６ｍｍ以上とし、より好ましくは３０ｍｍ以上とする。
（耐サワーラインパイプ用の厚鋼板及び溶接鋼管の製造方法）
本発明の厚鋼板の製造方法は、上記成分組成を有するスラブを連続鋳造にて製造する工程と、前記スラブを所定の温度に再加熱する工程と、その後、前記スラブを、所定条件下で熱間圧延して、厚鋼板を得る工程と、前記厚鋼板を所定条件下で制御冷却する工程と、を有する。そして、本発明の溶接鋼管の製造方法は、前記制御冷却の後に、前記厚鋼板を筒状に冷間加工し、その突合せ部を溶接して、溶接鋼管を得る工程を有する。以下、各工程について説明する。
本発明の厚鋼板の製造方法は、上記成分組成を有するスラブを連続鋳造にて製造する工程と、前記スラブを所定の温度に再加熱する工程と、その後、前記スラブを、所定条件下で熱間圧延して、厚鋼板を得る工程と、前記厚鋼板を所定条件下で制御冷却する工程と、を有する。そして、本発明の溶接鋼管の製造方法は、前記制御冷却の後に、前記厚鋼板を筒状に冷間加工し、その突合せ部を溶接して、溶接鋼管を得る工程を有する。以下、各工程について説明する。
［スラブ再加熱］
スラブ再加熱温度Ｔ：式（５）を満たすものとする。
式（５） Ｘ－２９３≦Ｔ≦Ｘ－２２３
ただしＸ＝６７８０／［２．２６－ｌｏｇ｛Ｎｂ（Ｃ＋１２Ｎ／１４）｝］である。
スラブ再加熱温度Ｔ：式（５）を満たすものとする。
式（５） Ｘ－２９３≦Ｔ≦Ｘ－２２３
ただしＸ＝６７８０／［２．２６－ｌｏｇ｛Ｎｂ（Ｃ＋１２Ｎ／１４）｝］である。
スラブ再加熱温度Ｔは、低いほど結晶粒が微細化するが、Ｎｂ添加鋼の場合、下げすぎると熱間圧延時の固溶Ｎｂ量が減り、靭性が劣化する。Ｔが（Ｘ－２９３）℃以上であれば、固溶Ｎｂ量を確保できる。一方で、スラブ再加熱温度を上げると、強度は上昇するが、結晶粒が粗大化し靭性が劣化する。Ｔが（Ｘ－２２３）℃以下であれば、優れたＤＷＴＴ性能を確保でき、好ましくは（Ｘ－２４３）℃以下とする。なお、この温度は加熱炉から取り出す際のスラブの厚さ平均温度であり、一般に炉内雰囲気温度実績から差分法などの熱伝導計算によって算出される。
［熱間圧延］
未再結晶温度域での全圧下率：５０～９０％
未再結晶温度域での圧下は、ミクロ組織を偏平化し、靭性を向上させる効果がある。その効果を得るために、全圧下率は５０％以上とし、好ましくは６０％以上とする。一方で、全圧下率が９０％を超えると、耐ＨＩＣ性能を劣化させることになる。よって、全圧下率は９０％以下とし、好ましくは８５％以下とする。
未再結晶温度域での全圧下率：５０～９０％
未再結晶温度域での圧下は、ミクロ組織を偏平化し、靭性を向上させる効果がある。その効果を得るために、全圧下率は５０％以上とし、好ましくは６０％以上とする。一方で、全圧下率が９０％を超えると、耐ＨＩＣ性能を劣化させることになる。よって、全圧下率は９０％以下とし、好ましくは８５％以下とする。
最終圧延温度：（Ａｒ３Ｏ＋５０）℃以下
最終圧延温度が低いほど、ＤＷＴＴ性能が向上する。所望のＤＷＴＴ性能を得るために、最終圧延温度は（Ａｒ３Ｏ＋５０）℃以下とすることが重要であり、好ましくは（Ａｒ３Ｏ＋４０）℃以下とする。最終圧延温度の下限は特に限定されないが、耐ＨＩＣ性能確保のため、最終圧延温度はＡｒ３Ｏ℃以上とすることが好ましい。
最終圧延温度が低いほど、ＤＷＴＴ性能が向上する。所望のＤＷＴＴ性能を得るために、最終圧延温度は（Ａｒ３Ｏ＋５０）℃以下とすることが重要であり、好ましくは（Ａｒ３Ｏ＋４０）℃以下とする。最終圧延温度の下限は特に限定されないが、耐ＨＩＣ性能確保のため、最終圧延温度はＡｒ３Ｏ℃以上とすることが好ましい。
［制御冷却］
冷却開始温度：鋼板表面温度でＡｒ３Ｏ℃以上
耐ＨＩＣ性能を確保するためには、均一なベイナイト組織にする必要がある。そのためには、冷却開始温度をＡｒ３Ｏ℃以上にする必要があり、好ましくは（Ａｒ３Ｏ＋１０）℃以上とする。冷却開始温度の上限は特に限定されないが、ＤＷＴＴ性能確保のため、冷却開始温度は８５０℃以下とすることが好ましい。
冷却開始温度：鋼板表面温度でＡｒ３Ｏ℃以上
耐ＨＩＣ性能を確保するためには、均一なベイナイト組織にする必要がある。そのためには、冷却開始温度をＡｒ３Ｏ℃以上にする必要があり、好ましくは（Ａｒ３Ｏ＋１０）℃以上とする。冷却開始温度の上限は特に限定されないが、ＤＷＴＴ性能確保のため、冷却開始温度は８５０℃以下とすることが好ましい。
冷却停止温度：鋼板表面温度で２５０～５５０℃
冷却停止温度は低いほど高強度化が可能となる。一方で、冷却停止温度が２５０℃未満になると、ベイナイトのラス間がＭＡに変態し、さらには、中心偏析部がマルテンサイト変態することにより耐ＨＩＣ性能が劣化する。よって、冷却停止温度は２５０℃以上とし、好ましくは３００℃以上とする。ただし、冷却停止温度が５５０℃を超えると、未変態オーステナイトの一部がＭＡに変態し、耐ＨＩＣ性能を劣化させる。よって、冷却停止温度は５５０℃以下とし、好ましくは５３０℃以下とする。
冷却停止温度は低いほど高強度化が可能となる。一方で、冷却停止温度が２５０℃未満になると、ベイナイトのラス間がＭＡに変態し、さらには、中心偏析部がマルテンサイト変態することにより耐ＨＩＣ性能が劣化する。よって、冷却停止温度は２５０℃以上とし、好ましくは３００℃以上とする。ただし、冷却停止温度が５５０℃を超えると、未変態オーステナイトの一部がＭＡに変態し、耐ＨＩＣ性能を劣化させる。よって、冷却停止温度は５５０℃以下とし、好ましくは５３０℃以下とする。
表層部における７００℃から６００℃までの平均冷却速度：１２０℃／ｓ以下
表層部における冷却速度が速いと、表層硬さが上昇して耐ＨＩＣ性能が劣化する。造管後の表層硬さを２３０以下にするためには、表層部の平均冷却速度を１２０℃／ｓ以下にする必要がある。表層部の平均冷却速度の下限は特に限定されないが、耐ＨＩＣ性能確保のため、表層部の平均冷却速度は１０℃／ｓ以上とすることが好ましい。なお、ここで言う「表層部」とは、板厚方向で表面から深さ１ｍｍの位置から深さ３／１６ｔの位置までの領域（一対の領域）である。
表層部における冷却速度が速いと、表層硬さが上昇して耐ＨＩＣ性能が劣化する。造管後の表層硬さを２３０以下にするためには、表層部の平均冷却速度を１２０℃／ｓ以下にする必要がある。表層部の平均冷却速度の下限は特に限定されないが、耐ＨＩＣ性能確保のため、表層部の平均冷却速度は１０℃／ｓ以上とすることが好ましい。なお、ここで言う「表層部」とは、板厚方向で表面から深さ１ｍｍの位置から深さ３／１６ｔの位置までの領域（一対の領域）である。
板厚中心における７００℃から６００℃までの平均冷却速度：２０℃／ｓ以上
板厚中心の冷却速度が速いほど高強度が実現できる。厚肉材において所望の強度を得るために、板厚中心の平均冷却速度を２０℃／ｓ以上とする。板厚中心の平均冷却速度の上限は特に限定されないが、耐ＨＩＣ性能確保のため、板厚中心の平均冷却速度は６０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
板厚中心の冷却速度が速いほど高強度が実現できる。厚肉材において所望の強度を得るために、板厚中心の平均冷却速度を２０℃／ｓ以上とする。板厚中心の平均冷却速度の上限は特に限定されないが、耐ＨＩＣ性能確保のため、板厚中心の平均冷却速度は６０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
なお、鋼板内部の温度は、物理的に直接測定することはできないが、放射温度計にて測定された冷却開始時の表面温度と目標の冷却停止時の表面温度をもとに、例えばプロセスコンピューターを用いて差分計算により板厚断面内の温度分布をリアルタイムに求めることができる。当該温度分布の経時変化に基づいて、「表層部」の平均冷却速度と「板厚中心」の平均冷却速度を求めることができる。
［冷間加工・溶接］
制御冷却後の厚鋼板を、プレスベンド成形、ロール成形、ＵＯＥ成形等で筒状に冷間加工した後、その突合せ部を溶接することにより、溶接鋼管を得ることができる。また、鋼管の真円度を改善するために、溶接鋼管を拡管することが可能である。
制御冷却後の厚鋼板を、プレスベンド成形、ロール成形、ＵＯＥ成形等で筒状に冷間加工した後、その突合せ部を溶接することにより、溶接鋼管を得ることができる。また、鋼管の真円度を改善するために、溶接鋼管を拡管することが可能である。
表１に示す成分組成（残部はＦｅ及び不可避的不純物）の鋼を連続鋳造法によりスラブとし、表２に示す条件でスラブを再加熱し、表２に示す条件で熱間圧延して厚鋼板を得て、さらに表２に示す条件で加速冷却した後、空冷した。さらに、厚鋼板をＵＯＥ成形で造管し（Ｏプレス圧縮率＝０．２５％、拡管率＝１．００％）、溶接鋼管とした。
［ミクロ組織の特定］
既述の方法で、ベイナイトの面積分率を求めた。結果を表３に示す。
既述の方法で、ベイナイトの面積分率を求めた。結果を表３に示す。
［硬さの測定］
既述の方法で「中心偏析部以外のビッカース硬さＨＶ１０」と「中心偏析部のビッカース硬さＨＶ０．０５」を測定した。結果を表３に示す。
既述の方法で「中心偏析部以外のビッカース硬さＨＶ１０」と「中心偏析部のビッカース硬さＨＶ０．０５」を測定した。結果を表３に示す。
［（２１１）面集積度の測定］
既述の方法で、管厚中心位置での圧延面の（２１１）面の集積度を求めた。結果を表３に示す。
既述の方法で、管厚中心位置での圧延面の（２１１）面の集積度を求めた。結果を表３に示す。
［引張強度の測定］
引張試験は、ＡＰＩ ５Ｌに規定される全厚試験片を溶接鋼管の周方向に採取し、ＡＰＩ ５Ｌ Ｘ６５ＭＳの引張強度範囲である、５３５－７６０ＭＰａを合格とした。結果を表３に示す。
引張試験は、ＡＰＩ ５Ｌに規定される全厚試験片を溶接鋼管の周方向に採取し、ＡＰＩ ５Ｌ Ｘ６５ＭＳの引張強度範囲である、５３５－７６０ＭＰａを合格とした。結果を表３に示す。
［ＤＷＴＴ性能の評価］
ＤＷＴＴ性能は、試験片厚１９ｍｍに加工した減厚ＤＷＴＴ試験片によって行った。ＡＰＩ－５Ｌに準拠した長手方向がＣ方向となるプレスノッチ型ＤＷＴＴ試験片を採取し、管厚２８．６～３５．０ｍｍの溶接鋼管は－３７℃、管厚３５．０ｍｍ超の溶接鋼管は－２７℃で、各２本試験し、破断した破面の延性破面率（ＳＡ）を求めた。延性破面率の平均が８５％になるものを合格とした。結果を表３に示す。
ＤＷＴＴ性能は、試験片厚１９ｍｍに加工した減厚ＤＷＴＴ試験片によって行った。ＡＰＩ－５Ｌに準拠した長手方向がＣ方向となるプレスノッチ型ＤＷＴＴ試験片を採取し、管厚２８．６～３５．０ｍｍの溶接鋼管は－３７℃、管厚３５．０ｍｍ超の溶接鋼管は－２７℃で、各２本試験し、破断した破面の延性破面率（ＳＡ）を求めた。延性破面率の平均が８５％になるものを合格とした。結果を表３に示す。
［耐ＨＩＣ性能の評価］
ＨＩＣ試験は、ＮＡＣＥ ＴＭ０２８４－２００３の溶液Ａを用いて各３本実施（管厚が３２ｍｍ超のものは規格規定に準じて、板厚方向から３０ｍｍ厚の試験片を採取）し、鋼管の割れ長さ率（ＣＬＲ）評価で最大値が１０％以下のものを合格とした。結果を表３に示す。
ＨＩＣ試験は、ＮＡＣＥ ＴＭ０２８４－２００３の溶液Ａを用いて各３本実施（管厚が３２ｍｍ超のものは規格規定に準じて、板厚方向から３０ｍｍ厚の試験片を採取）し、鋼管の割れ長さ率（ＣＬＲ）評価で最大値が１０％以下のものを合格とした。結果を表３に示す。
本発明例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引張強度、ＤＷＴＴ性能を満たしつつ、優れた耐ＨＩＣ性能を満たしている。一方で、比較例の溶接鋼管は、それらのいずれかの特性を満たしていない。
本発明の溶接鋼管及び本発明の製造方法により製造される溶接鋼管は、優れた耐ＨＩＣ性能及びＤＷＴＴ性能が求められる耐サワーラインパイプの用途に適している。
Claims (2)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０３～０．０６％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．８～１．６％、
Ｐ ：０．００８％以下、
Ｓ ：０．００１５％以下、
Ａｌ：０．０８％以下、
Ｍｏ：０．０５～０．５０％、
Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、
Ｔｉ：０．００５～０．０２０％、
Ｃａ：０．００１０～０．００４０％、
Ｎ ：０．００８％以下、及び
Ｏ ：０．００３０％以下
を含有し、
式（１）で示されるＣｅｑが０．３２以上であり、
式（２）で示されるＰＨＩＣＴが１．０５以下であり、
式（３）で示されるＡＣＲＭが１．０以上であり、
Ｃａ／Ｏが２．５以下であり、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有するスラブを連続鋳造にて製造する工程と、
前記スラブを、式（５）を満足する温度Ｔに再加熱する工程と、
その後、前記スラブを、
未再結晶温度域での全圧下率が５０～９０％、及び
式（４）で示されるＡｒ３Ｏを用いて、最終圧延温度が（Ａｒ３Ｏ＋５０）℃以下
の条件で熱間圧延して、厚鋼板を得る工程と、
前記厚鋼板を、
冷却開始温度：鋼板表面温度でＡｒ３Ｏ℃以上、
冷却停止温度：鋼板表面温度で２５０～５５０℃、
板厚方向で表面から深さ１ｍｍの位置から深さ３／１６ｔの位置までの領域の７００℃から６００℃までの平均冷却速度：１２０℃／ｓ以下、及び
板厚中心における７００℃から６００℃までの平均冷却速度：２０℃／ｓ以上
の条件で制御冷却する工程と、
その後、前記厚鋼板を筒状に冷間加工し、その突合せ部を溶接して、溶接鋼管を得る工程と、
を有し、
前記溶接鋼管のＡｒ３Ｏが７８０以下であり、前記溶接鋼管は、管厚方向で、内表面から深さ２ｍｍの位置から外表面から深さ２ｍｍの位置までのミクロ組織が、面積分率で９５％以上のベイナイトを含み、中心偏析部を除く箇所のビッカース硬さＨＶ１０が２３０以下であり、中心偏析部のビッカース硬さＨＶ０．０５が２５０以下であり、Ｘ線回析により得られる管厚中心位置での圧延面の（２１１）面の集積度が１．５以上であり、引張強さが５３５ＭＰａ以上であることを特徴とする耐サワーラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
式（１）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５
式（２）
ＰＨＩＣＴ＝（４．４６Ｃ＋０．３９５Ｍｎ＋０．１１６Ｃｕ＋０．１１３Ｎｉ＋０．２３６Ｃｒ＋０．３９０Ｍｏ＋０．３４８Ｖ＋２２．３６Ｐ）［｛７３９６．２（Ｃ＋０．００２３Ｓｉ＋０．０３４４Ｍｎ－０．２６５２Ｐ＋２．５２７５Ｓ－０．０６１６Ａｌ＋０．０２Ｃｕ＋０．０６Ｎｉ＋０．０２Ｃｒ－０．０２Ｍｏ－０．０４Ｎｂ－０．０４Ｖ＋０．０２１Ｓｉ・Ｍｎ－１．５２５Ｍｎ・Ｓ）－８．９４２３｝／７００］２
式（３）
ＡＣＲＭ＝｛Ｃａ－（１．２３Ｏ－０．０００３６５）｝／（１．２５Ｓ）
式（４）
Ａｒ３Ｏ＝９１０－３１０Ｃ－８０Ｍｎ－２０Ｃｕ－５５Ｎｉ－１５Ｃｒ－８０Ｍｏ＋０．３５（ｔ－８）
式（５）
６７８０／（２．２６－ｌｏｇ（Ｎｂ（Ｃ＋１２Ｎ／１４）））－２９３≦Ｔ≦６７８０／（２．２６－ｌｏｇ（Ｎｂ（Ｃ＋１２Ｎ／１４）））－２２３
ここで、上記式（４）中のｔは管厚（ｍｍ）であり、上記式（１）～（５）及び上記Ｃａ／Ｏ中の元素記号は、前記成分組成における各元素の含有量（質量％）を表し、該元素が含有されていない場合には０とする。 - 前記成分組成が、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、及びＶ：０．０６０％以下からなる群から選ばれる１種以上をさらに含有する、請求項１に記載の耐サワーラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
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