JPWO2013147197A1 - 耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及びこれに用いる高強度ラインパイプ用鋼板、並びにこれらの製造方法 - Google Patents

耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及びこれに用いる高強度ラインパイプ用鋼板、並びにこれらの製造方法 Download PDF

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Abstract

肉厚と外径の比が０．０３５以上であっても鋼管の表層での割れを防止できる耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管であって、所定の成分組成を有し、表裏両板面の最表面から５ｍｍの深さまでの表層領域の最高硬度が３００Ｈｖ以下、表裏両板面の最表面から５ｍｍの深さまでの表層領域におけるポリゴナルフェライトとアスペクト比が３以上の加工フェライトの合計分率：０．１〜２０％であることを特徴とする。

Description

本発明は、石油、天然ガス等の輸送用ラインパイプ等の用途に最適な耐水素誘起割れ性（以下「耐ＨＩＣ性」という）に優れたＡＰＩ規格Ｘ６０〜Ｘ８０（ＴＳ＝５００〜６５０ＭＰａ）のラインパイプ用鋼管及びこれに用いるラインパイプ用鋼板に関する。
湿潤硫化水素（Ｈ２Ｓ）ガスが存在する環境（以下「サワー環境」という）が、石油、天然ガスの掘削、生産、輸送に存在し、そこで使用される鋼管はサワー環境に曝される。石油、天然ガス等の輸送用ラインパイプがサワー環境に曝されると、水素誘起割れ（以下「ＨＩＣ」という）の発生が懸念される。これは、サワー環境においては、表面から鋼中に水素が侵入しやすいためである。
ＨＩＣは、特に鋼の中心偏析部に存在する延伸化したＭｎＳや集積したＴｉやＮｂの炭窒化物あるいは酸化物集積帯における酸化物系介在物などの、鋼中の欠陥の周囲に集積した水素に起因する。
サワー環境では鋼中に侵入した水素が欠陥の周囲に集積してガスとなり、その圧力による応力拡大係数（ＫＩ）が水素を含有する鋼の応力拡大係数（ＫＩＨ）を超えると、ＨＩＣが発生する。さらに、鋼の中心偏析部、介在物の周辺などが硬化していると、ＨＩＣが伝播しやすくなる。そこで、従来から、サワー環境で使用されるラインパイプについては、耐ＨＩＣ性を改善するため、延伸化したＭｎＳの生成、Ｔｉ、Ｎｂの炭窒化物の集積や、酸化物の集積を抑制し、また、中心偏析の硬化相の形成を抑制するなど、種々の提案がなされている。
特許文献１〜３には、鋼板の中心へのＭｎの偏析を抑制することによって耐ＨＩＣ性を改善する方法が、開示されている。特許文献１には、鋼中の平均Ｍｎ含有量に対する偏析部のＭｎ含有量の比を抑制した鋼板が提案されている。特許文献２及び３には、Ｍｎ偏析スポットの大きさに加えて、偏析部のＰ濃度を限定し、さらに、Ｃａを活用した高強度ラインパイプが開示されている。
特許文献４には、Ｍｎの偏析に加えて、Ｎｂの偏析にも着目した、耐ＨＩＣ性に優れる熱延鋼板が開示されている。特許文献５、６では、Ｔｉ、Ｎｂの炭化物、窒化物などの介在物を抑制して耐ＨＩＣ性を改善する方法が開示されている。
特許文献７、８には、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉの偏析を抑制し、さらに、中心偏析部の最高硬度を３００Ｈｖ以下とすることで、ＨＩＣの発生を防止した鋼管が開示されている。
特開平６−２２０５７７号公報 特開平６−２５６８９４号公報 特開平６−２７１９７４号公報 特開２００２−３６３６８９号公報 特開２００６−６３３５１号公報 特開２００８−７８４１号公報 特開２０１０−２０９４６０号公報 特開２０１０−２０９４６１号公報
前述のように、従来から、Ｍｎの偏析の抑制やＣａを利用したＭｎＳの形態制御に関する開発は盛んに行われている。しかしながら、（偏析部の最大Ｍｎ含有量）／（鋼中の平均Ｍｎ含有量）や、Ｍｎ偏析スポットの大きさを制御するだけでは、ＨＩＣを完全に防止することは困難であり、そこで、より厳密に制御することが必要である。
また、Ｍｎの偏析を解消しても、Ｎｂの偏析が問題になる。Ｎｂの偏析についても、（偏析部の最大Ｎｂ含有量）／（鋼中の平均Ｎｂ含有量）の制御だけでは不十分であり、より厳密に制御する必要がある。また、Ｎｂ−Ｔｉ−Ｃ−Ｎ系の介在物の長さや、（Ｔｉ、Ｎｂ）（Ｃ、Ｎ）系介在物の面密度及び長さを制御しても、それだけでは、ＨＩＣの発生を確実に防止することは困難であった。
さらに、近年、ラインパイプでは、深海を横断するプロジェクトが数多くあり、鋼管が圧潰しないように、肉厚（ｔ）と外径（Ｄ）の比（ｔ／Ｄ）が極めて高い鋼管（ｔ／Ｄ≧０．０３５）が要求されている。高ｔ／Ｄ鋼管の製造においては、鋼板から鋼管へ成形する際に成形ひずみが鋼管の内外表面に多く加わり、鋼管の内外表面付近に介在物が生成される。サワー環境などでは、鋼管の内外表面付近に介在物が存在するとＨＩＣが多発する。そのため、サワー環境下で使用可能な高ｔ／Ｄ鋼管の製造は困難であった。
本発明は、以上の実情に鑑みてなされたものであり、深海を横断するラインパイプ等に使用される鋼管に最適な、ｔ／Ｄが極めて高く、鋼管全体として優れた耐ＨＩＣ性を有し、かつ鋼板の表層でのＨＩＣを防止したラインパイプ用鋼管及びこれに用いるラインパイプ鋼板の提供を課題とする。
本発明者らは、ｔ／Ｄが高くても、鋼管の内外表面付近で優れた耐ＨＩＣ性を有し表層でのＨＩＣを防止できる耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及びこれに用いる鋼板を得るための条件について鋭意研究を行った。
ｔ／Ｄが高くても、鋼管の内外表面付近で優れた耐ＨＩＣ性を有し表層でのＨＩＣを防止するためには、従来のラインパイプ用鋼管のように中心偏析部の硬さを低くするだけではなく、さらに、表層領域の硬さを低くする必要がある。一般には、表層領域は冷却速度が速く、硬くなりやすい。本発明者らは、鋼板圧延後の冷却条件を最適化することによって、従来３５０Ｈｖ程度であった鋼板の表層領域の硬さを、３００Ｈｖ以下と低くすることが可能となり、その結果、高ｔ／Ｄの鋼管であっても内外表面付近での介在物からのＨＩＣ発生を抑制でき、鋼管の内外表面付近で優れた耐ＨＩＣ性を有する鋼管が得られることを見出した。本発明は上記の知見に基づきなされたものであって、その要旨は、以下のとおりである。
（１）母材となる鋼板が質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．２〜１．８％、Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．００１０〜０．００６０％、Ｏ：０．０００１〜０．００３５％を含有し、かつ、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ａｌ：０．０３０％以下、Ｔｉ：０．０３０％以下に制限し、Ｓ、Ｃａの含有量が、Ｓ／Ｃａ＜０．５を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、最大Ｍｎ偏析度：２．０以下、Ｎｂ偏析度：４．０以下、Ｔｉ偏析度：４．０以下、中心偏析部の未圧着部の長さ：０．１ｍｍ以下、中心偏析部の最高硬度：３００Ｈｖ以下、表裏両板面の最表面から５ｍｍの深さまでの表層領域の最高硬度：３００Ｈｖ以下、表裏両板面の最表面から５ｍｍの深さまでの表層領域におけるポリゴナルフェライトとアスペクト比が３以上の加工フェライトの合計分率：０．１〜２０％であり、鋼板の厚さｔ［ｍｍ］と造管後の鋼管の外径Ｄ［ｍｍ］が、ｔ≧２５、ｔ／Ｄ≧０．０３５を満たすことを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管。
（２）前記鋼板が、質量％で、さらに、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．６０％、Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０５０％、Ｔａ：０．０００１〜０．０５０％、Ｂ：０．０００１〜０．００２０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｙ：０．０００１〜０．００５％、Ｈｆ：０．０００１〜０．００５％、及びＲｅ：０．０００１〜０．００５％のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）の耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管。
（３）表裏両板面の最表面から５ｍｍの深さまでの表層領域においてアスペクト比が３以上の加工フェライトが存在しないことを特徴とする前記（１）又は（２）の耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管。
（４）前記（１）又は（２）の耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管に用いる耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板。
（５）前記（３）の耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管に用いる耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板。
（６）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：１．２〜１．８％、Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．００１０〜０．００６０％、Ｏ：０．０００１〜０．００３５％を含有し、かつ、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ａｌ：０．０３０％以下、Ｔｉ：０．０３０％以下に制限し、Ｓ、Ｃａの含有量が、Ｓ／Ｃａ＜０．５を満足し、２次精錬後の水素の含有量が２．５ｐｐｍ以下であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物である溶鋼を溶製する工程と、前記溶鋼を連続鋳造により鋼片とする工程と、前記鋼片を１０００℃以上に加熱する工程と、加熱した鋼片を、再結晶温度域での圧下比を２以上、未再結晶温度域での圧下比を３以上の熱間圧延し、鋼板を得る工程と、前記鋼板を、７５０℃以上の温度から４００〜６００℃になるまで冷却する冷却工程を含み、前記冷却工程は、前記鋼板の温度を上昇させる復熱処理を２回以上含み、前記復熱処理において、１回目の復熱処理の開始温度が３００℃以上であり、かつ、すべての復熱処理の終了温度が７５０℃未満であることを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
（７）前記溶鋼が、質量％で、さらに、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．６０％、Ｗ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０５０％、Ｔａ：０．０００１〜０．０５０％、Ｂ：０．０００１〜０．００２０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｙ：０．０００１〜０．００５％、Ｈｆ：０．０００１〜０．００５％、及びＲｅ：０．０００１〜０．００５％のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（６）の耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
（８）前記（６）又は（７）の耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法により得られた鋼板から鋼管を製造する方法であって、前記鋼板を管状に成形する工程と、突き合わせ部を溶接する工程を含み、鋼板の厚さｔ［ｍｍ］と造管後の鋼管の外径Ｄ［ｍｍ］が、ｔ≧２５、ｔ／Ｄ≧０．０３５を満たすことを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管の製造方法。
本発明の高強度ラインパイプ用鋼管及び高強度ラインパイプ用鋼板は、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉの偏析が少なく、かつ中心偏析部の未圧着部の長さ及び最高硬さが抑えられ、しかも表層領域の硬さも抑えられている。その結果、耐ＨＩＣ性が確実かつ十分に優れており、サワー環境で使用されるラインパイプの素材として極めて優れている。
ＳとＣａの含有量の比Ｓ／ＣａとＨＩＣ試験におけるＨＩＣの長さ率（ＣＬＲ）との関係を示す図である。 ポリゴナルフェライトと加工フェライトの合計の面積率とＨＩＣ試験におけるＨＩＣの面積率との関係を示す図である。 本発明の製造方法における鋼板の冷却パターンの一例を示す図である。 本発明の製造方法における鋼板の冷却パターンの他の例を示す図である。 従来の製造方法における鋼板の冷却パターンの一例を示す図である。 本発明のラインパイプ用鋼管の表層組織のＳＥＭ像である。 本発明のラインパイプ用鋼管の表層組織の高度分布を示す図である。 従来のラインパイプ用鋼管の表層組織のＳＥＭ像である。 従来のラインパイプ用鋼管の表層組織の硬度分布を示す図である。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明のラインパイプ用鋼管は、鋼板の厚さｔ［ｍｍ］と造管後の鋼管の外径Ｄ［ｍｍ］が、ｔ≧２５、ｔ／Ｄ≧０．０３５を満たすものであり、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉの偏析度、中心偏析部の未圧着部の長さ及び最高硬度、表裏両板面の最表面から５ｍｍの深さまでの表層領域の最高硬度及び組織を適切に規定したものである。
はじめに、本発明の鋼管及び鋼板に使用される鋼母材の成分組成の限定理由について説明する。以下、「％」は、すべて質量％を表すものとする。
〔Ｃ：０．０２〜０．０８％〕
Ｃは、鋼の強度を向上させる元素であり、０．０２％以上の添加が必要である。Ｃ量が０．０８％を超えると、炭化物の生成が促進されて耐ＨＩＣ性を損なう。より優れた耐ＨＩＣ性を確保し、溶接性、靱性の低下を抑制するためには、Ｃ量を０．０６％以下とすることが好ましい。
〔Ｓｉ：０．０１〜０．５％〕
Ｓｉは脱酸元素であり、０．０１％以上の添加が必要である。Ｓｉ量が０．５％を超えると、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靱性が低下する。
〔Ｍｎ：０．８〜１．８％〕
Ｍｎは、強度及び靱性を向上させる元素であり、０．８％以上の添加が必要である。Ｍｎ量が、１．８％を超えると、耐ＨＩＣ性が低下する。ＨＩＣをさらに抑制するには、Ｍｎ量を１．６％以下とすることが好ましい。
〔Ｎｂ：０．００１〜０．１０％〕
Ｎｂは、炭化物、窒化物を形成し、圧延まま鋼板の細粒化を促進し、強度の向上に寄与する元素である。その効果を得るためには、０．０００１％以上のＮｂを添加することが必要である。Ｎｂを過剰に添加すると、最大Ｎｂ偏析度が増加し、Ｎｂの炭窒化物の集積を招いて、耐ＨＩＣ性が低下するので、Ｎｂ量の上限は０．１０％とする。耐ＨＩＣ性をより重視する場合、Ｎｂ量は０．０５％以下にすることが好ましい。
〔Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％〕
Ｃａは、硫化物ＣａＳを生成し、圧延方向に伸長するＭｎＳの生成を抑制し、耐ＨＩＣ性の改善に顕著に寄与する元素である。Ｃａの添加量が０．０００５％未満では、効果が得られない。Ｃａの添加量が０．００５０％を超えると、酸化物が集積し、耐ＨＩＣ性を損なう。
〔Ｎ：０．００１０〜０．００６０％〕
Ｎは、ＴｉＮ、ＮｂＮなどの窒化物を形成する元素である。窒化物を利用して加熱時のオーステナイト粒径を微細にするためには、Ｎ量の添加量を０．００１０％以上とすることが必要である。Ｎの含有量が０．００６０％を超えると、ＴｉとＮｂの炭窒化物が集積しやすくなり、耐ＨＩＣ性を損なう。靭性が要求される場合には、ＴｉＮの粗大化を抑制するため、Ｎ量を０．００３５％以下にすることが好ましい。
〔Ｏ：０．０００１〜０．００３５％〕
Ｏは不純物であり、酸化物の集積を抑制して、耐ＨＩＣ性を向上させるために、０．００３５％以下に制限する。酸化物の生成を抑制して、母材及びＨＡＺ靭性を向上させるためには、Ｏ量を０．００３５％以下とすることが好ましく、０．００２０％以下がより好ましい。Ｏ量は少ないほど好ましいが、０．０００１％未満とするためには、精錬時間が長時間になってコストが高くなるので、下限を０．０００１％とする。
〔Ｐ：０．０１％以下〕
Ｐは不純物であり、含有量が０．０１％を超えると、耐ＨＩＣ性を損ない、また、ＨＡＺの靱性が低下する。したがって、Ｐの含有量を０．０１％以下に制限する。
〔Ｓ：０．０２０％以下〕
Ｓは、熱間圧延時に圧延方向に延伸するＭｎＳを生成して、耐ＨＩＣ性を低下させる元素である。本発明では、Ｓ量を０．００２０％以下に低減することが必要である。耐ＨＩＣ特性を向上させるためには、Ｓ量を０．００１０％以下とすることが好ましい。Ｓ量は、少ないほど好ましいが、０．０００１％未満にすることは困難であり、製造コストの観点から、下限を０．０００１％以上にすることが好ましい。
〔Ａｌ：０．０３０％以下〕
Ａｌは脱酸元素であるが、添加量が０．０３０％を超えるとＡｌ酸化物の集積クラスターが生成される。特に良好な靭性が要求される場合には、Ａｌ量を０．０１７％以下にすることが好ましい。Ａｌ量の下限値は特に限定しないが、溶鋼中の酸素量を低減させるためには、Ａｌを０．０００５％以上添加することが好ましい。
〔Ｔｉ： ０．０３０％以下〕
Ｔｉは、通常、脱酸剤や窒化物形成元素として結晶粒の細粒化に利用される元素であるが、炭窒化物の形成によって耐ＨＩＣ性や靱性を低下させる元素である。したがって、Ｔｉの含有量は、０．０３０％以下に制限する。
〔Ｓ／Ｃａ＜０．５〕
本発明では、Ｃａを添加して、ＣａＳを形成させることにより、Ｓの固定を図りＭｎＳの生成を抑制する。優れた耐ＨＩＣ性を得るためには、さらに、Ｓ／Ｃａの比を適切に規制することが必要である。図１に０．０４％Ｃ−１．２５％Ｍｎ鋼のＨＩＣ試験におけるＣＬＲ(ＨＩＣの長さ率)とＳ／Ｃａの関係を示す。図１に示すように、Ｓ／Ｃａの比が０．５以上になると、ＨＩＣが発生する。これは、Ｓ／Ｃａの比が０．５以上になると、ＭｎＳが生成されて、圧延時に延伸化したＭｎＳが形成され、その結果、耐ＨＩＣ性が劣化するためである。したがって、Ｓ／Ｃａの比は０．５未満とする必要がある。
その他、本発明のラインパイプ用鋼管、ラインパイプ用鋼板には、必要に応じ、強度及び靱性を改善する元素として、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｚｒ、Ｔａ、及びＢのうちから選ばれた１種又は２種以上の元素が添加してもよい。これらの任意の添加元素の添加量の限定理由は次のとおりである。
〔Ｎｉ：０．０１〜２．０％〕
Ｎｉは、靱性及び強度の改善に有効な元素であり、その効果を得るためには０．０１％以上の添加が必要である。Ｎｉの添加量が２．０％を超えると、耐ＨＩＣ性及び溶接性が低下する。
〔Ｃｕ：０．０１〜１．０％〕
Ｃｕは、靱性を低下させずに強度の上昇に有効な元素であり、その効果を得るためには０．０１％以上の添加が必要である。Ｃｕの添加量が１．０％を超えると、鋼片加熱時や溶接時に割れが生じやすくなる。
〔Ｃｒ：０．０１〜１．０％〕
Ｃｒは、析出強化による鋼の強度を向上させる元素であり、その効果を得るためには０．０１％以上の添加が必要である。Ｃｒの添加量が１．０％を超えると、焼入れ性が上昇して、ベイナイト組織が生じ、その結果、耐ＨＩＣ性、靱性が低下する。
〔Ｍｏ：０．０１〜０．６０％〕
Ｍｏは、焼入れ性を向上させると同時に、炭窒化物を形成し強度を改善する元素であり、その効果を得るためには、０．０１％以上の添加が必要である。Ｍｏの添加量が０．６０％を超えると、コストが上昇する。鋼の強度が過度に上昇すると、耐ＨＩＣ性及び靱性が低下することがあるので、好ましいＭｏの添加量は０．２０％以下である。
〔Ｗ：０．０１〜１．０％〕
Ｗは、強度の向上に有効な元素であり、その効果を得るためには０．０１％以上の添加が必要である。Ｗの添加量が１．０％を超えると、靱性が低下することがある。
〔Ｚｒ：０．０００１〜０．０５０％〕
Ｚｒは、Ｖと同様に炭化物、窒化物を形成して強度の向上に寄与する元素であり、その効果を得るためには、０．０００１％以上を添加することが必要である。Ｚｒの添加量が０．０５０％を超えると、靱性が低下することがある。
〔Ｔａ：０．０００１〜０．０５０％〕
Ｔａも、Ｖと同様に炭化物、窒化物を形成し強度の向上に寄与する元素であり、その効果を得るためには、０．０００１％以上を添加する必要がある。Ｔａの添加量が０．０５０％を超えると、靱性が低下することがある。
〔Ｂ：０．０００１〜０．００２０％〕
Ｂは、鋼の粒界に偏析して焼入れ性の向上に著しく寄与する元素である。この効果を得るには、０．０００１％以上のＢの添加が必要である。Ｂは、ＢＮを生成し、固溶Ｎを低下させて、溶接熱影響部の靱性の向上にも寄与する元素であるため、０．０００５％以上の添加が好ましい。Ｂの添加量が０．００２０％を超えると、粒界への偏析が過剰になり、靱性が低下することがある。
さらに、本発明のラインパイプ用鋼管、ラインパイプ用鋼板には、酸化物や硫化物などの介在物を制御するために、必要に応じて、ＲＥＭ（希土類元素）、Ｍｇ、Ｙ、Ｈｆ、及びＲｅのうちから選ばれた１種又は２種以上を添加してもよい。これらの任意の添加元素の添加量の限定理由は次のとおりである。
〔ＲＥＭ（希土類元素）：０．０００１〜０．０１％〕
ＲＥＭは、脱酸剤及び脱硫剤として添加される元素であり、その効果を得るためには０．０００１％以上の添加が必要である。ＲＥＭの添加量が０．０１０％を超えると、粗大な酸化物を生じて、耐ＨＩＣ性や、母材及びＨＡＺの靱性が低下することがある。
〔Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％〕
Ｍｇは、脱酸剤及び脱硫剤として添加される元素であり、特に、微細な酸化物を生じて、ＨＡＺ靭性の向上にも寄与する。この効果を得るには、０．０００１％以上のＭｇを添加することが必要である。Ｍｇの添加量が０．０１０％を超えると、酸化物が凝集、粗大化しやすくなり、耐ＨＩＣ性や、母材及びＨＡＺの靱性が低下することがある。
〔Ｙ：０．０００１〜０．００５％〕
Ｙは、Ｃａと同様、硫化物を生成し、圧延方向に伸長したＭｎＳの生成を抑制し、耐ＨＩＣ性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るには、Ｙを０．０００１％以上添加することが必要である。Ｙの添加量が０．００５％を超えると、酸化物が増加して、凝集、粗大化し、耐ＨＩＣ性を損なう。
〔Ｈｆ：０．０００１〜０．００５％〕
Ｈｆも、Ｃａと同様、硫化物を生成し、圧延方向に伸長したＭｎＳの生成を抑制し、耐ＨＩＣ性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るには、Ｈｆを０．０００１％以上添加することが好ましい。一方、Ｈｆの量が０．００５％を超えると、酸化物が増加して、凝集、粗大化し、耐ＨＩＣ性を損なう。
〔Ｒｅ：０．０００１〜０．００５％〕
Ｒｅも、Ｃａと同様、硫化物を生成し、圧延方向に伸長したＭｎＳの生成を抑制し、耐ＨＩＣ性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るには、Ｒｅを０．０００１％以上添加する必要がある。Ｒｅの添加量が０．００５％を超えると、酸化物が増加して、凝集、粗大化し、耐ＨＩＣ性を損なう。
以上の各元素の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。なお、前述のＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｚｒ、Ｔａ、及びＢについては、いずれも前記の下限値未満の微量を不純物として含有することは許容される。また、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｙ、Ｈｆ、及びＲｅについても、それぞれの下限値未満の極微量を不純物として含有することは許容される。
次に、本発明のラインパイプ用鋼管、及び鋼板の組織について説明する。
〔最大Ｍｎ偏析度：２．０以下、Ｎｂ偏析度：４．０以下、Ｔｉ偏析度：４．０以下〕
ＨＩＣは、鋼の中心偏析部に存在する延伸化したＭｎＳや、集積したＴｉやＮｂの炭窒化物などの周囲に集積した水素に起因する。
延伸化した粗大なＭｎＳを抑制するためには、鋼板及び鋼管の最大Ｍｎ偏析度を２．０以下にすることが必要である。さらに、集積したＴｉ、Ｎｂの炭窒化物の抑制によって、ラインパイプ用鋼管及びラインパイプ用鋼板のＨＩＣの発生を顕著に防止できる。
Ｔｉ、Ｎｂの炭窒化物の集積を抑制するには、Ｎ量を０．００５０％以下、Ｃ量を０．０６％以下とし、かつ、ＮｂとＴｉの最大偏析度をそれぞれ４．０以下にすればよい。
最大Ｍｎ偏析度とは、鋼板の板厚方向のＭｎ濃度分布、鋼管の管壁の肉厚方向のＭｎ濃度分布における、平均のＭｎ量に対する中心偏析部の最大のＭｎ量である。同様に、Ｎｂ偏析度とＴｉ偏析度は、鋼板の板厚方向のＮｂ、Ｔｉの濃度分布、鋼管の管壁の肉厚方向のＮｂ、Ｔｉの濃度分布における、平均のＮｂ量（Ｔｉ量）に対する中心偏析部の平均化した最大のＮｂ量（Ｔｉ量）である。
最大Ｍｎ偏析度は、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）、又はＥＰＭＡによる測定結果を画像処理することができるＣＭＡ（Ｃｏｍｐｕｔｅｒ Ａｉｄｅｄ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）によって鋼板及び鋼管のＭｎ濃度分布を測定することにより求められる。測定対象は、ＨＩＣ試験片（２０ｍｍ幅×２０ｍｍ厚×１００ｍｍ長さ）とし、そのＨＩＣ試験片の２０ｍｍ幅（試験片幅）×２０ｍｍ厚（ＨＩＣ）試験片厚)を測定領域とする。Ｎｂ偏析度及びＴｉ偏析度についても同様に、同じ領域を、ＥＰＭＡ又はＣＭＡによって測定して、それぞれＮｂ濃度分布及びＴｉ濃度分布を測定すればよい。ＥＰＭＡ（又はＣＭＡ）のプローブ径は２μｍとする。
最大Ｍｎ偏析度は、ＥＰＭＡを用い、５０μｍのビーム径で、２０ｍｍ幅（ＨＩＣ試験片幅）×２０ｍｍ厚（ＨＩＣ試験片厚）の測定領域におけるＭｎの濃度を、板厚方向及び板幅方向に等間隔で測定して、Ｍｎの濃度分布を測定し、測定したＭｎ濃度分布における平均値を平均Ｍｎ濃度とする。次に、最もＭｎ量が濃化していた個所を含む１ｍｍ（幅）×１ｍｍ（厚み）の領域について、ビーム径を２μｍに変更し、板厚方向及び板幅方向に等間隔で５０点×５０点のＭｎ濃度を測定し、分布から最大Ｍｎ濃度を求める。そして、２μｍのビーム径で得られた最大Ｍｎ濃度と、５０μｍのビーム径で得られた平均Ｍｎ濃度の比を、最大Ｍｎ偏析度と定義する。
Ｎｂ偏析度、Ｔｉ偏析度も、同様にＥＰＭＡを用い、５０μｍのビーム径で２０ｍｍ幅（ＨＩＣ試験片幅）×２０ｍｍ厚（ＨＩＣ試験片厚）の測定領域におけるＮｂ、Ｔｉの板厚方向の濃度分布を測定した後、最もＮｂ、Ｔｉ量が濃化していた場所を、さらに２μｍのビーム径で１ｍｍ（幅）×１ｍｍ（厚み）の領域のＮｂ、Ｔｉの濃度を測定することにより求める。
Ｎｂ、Ｔｉの炭窒化物などの介在物が存在すると、偏析度が見かけ上大きくなることがあるが、介在物が存在する場合には、Ｎｂ、Ｔｉの濃度分布で急激にピークが立ち上がる領域として判別することができるから、その領域での測定値は除いて各偏析度を求める。
次に、最大Ｍｎ偏析度、Ｎｂ偏析度及びＴｉ偏析度を抑制するための具体的方法を説明する。
Ｍｎ、Ｎｂ及びＴｉの偏析を抑制するには、連続鋳造における最終凝固時の軽圧下（英語 ｓｏｆｔ ｒｅｄｕｃｔｉｏｎ）が最適である。最終凝固時の軽圧下は、鋳造の冷却の不均一に起因する、凝固部と未凝固部との混在を解消するために施すものである。これにより、凝固収縮に伴う空隙をなくして、未凝固部の溶鋼流動を抑えて、鋼片を均一に凝固させることができる。
また、幅方向に不均一な凝固が生じた後で軽圧下を加えると、凝固部の変形抵抗が大きいことに起因して、未凝固部の溶鋼流動を抑えることができなくなる。したがって、このようなＷ型の凝固を生じさせないようにするためには、鋳片の最終凝固位置における中心固相率の幅方向の分布に応じて圧下量を制御しながら軽圧下することが好ましい。これにより、幅方向でも中心偏析が抑制され、最大Ｍｎ偏析度、Ｎｂ偏析度、Ｔｉ偏析度をさらに小さくすることができる。
〔中心偏析部の未圧着部の長さ：０．１ｍｍ以下〕
鋼板の中心偏析部に、長さ０．１ｍｍ以上の未圧着部があると、ＨＩＣの起点となり、耐ＨＩＣ性が劣化する。未圧着部とは、凝固時に鋼片に生じた空隙が、熱間圧延によって圧着されず、鋼板に残存したものである。未圧着部の長さは、超音波等の非破壊検査で測定できる。
中心偏析部に未圧着部が残存する原因は、主として、熱間圧延前に鋼片に含まれる水素である。鋼を転炉及び２次精錬によって溶製した後連続鋳造する際に、鋼は凝固し、冷却されて収縮するので、特に鋼片の中心部には空隙が生じやすい。この空隙が負圧の場合、鋼片に含まれる水素量が多いと、水素ガスが空隙中に侵入する。２次精錬によって溶製した際に鋼に含有される水素は、ほとんどそのまま、連続鋳造後の鋼片中の空隙内に残存する。
連続鋳造後の熱間圧延のための加熱時には、鋼片の組織が、面心立方晶で固溶できる水素量の多いオーステナイトであるので、水素が鋼片の外に放散されない。鋼片を加熱して熱間圧延により圧下を加えれば、鋼片に内部の空隙は小さくなるが、空隙に含まれる水素ガスの圧力は、空隙のサイズに反比例して高くなる。そのため、熱間圧延によっても空隙を圧着させることができず、鋼板内部、特に中心偏析部に未圧着部が残存する。
本発明者らが鋼中の水素量と未圧着部の長さとの関係を詳細に調査した結果、鋼中の水素量を２．５ｐｐｍ以下に抑えれば、鋼板の中心偏析部に残存する未圧着部の長さが０．１ｍｍ以下になることが分かった。ここでいう鋼中の水素量は、２次精錬後に採取した溶鋼を燃焼法で測定したものである。
２次精錬における水素量を低減するには、２次精錬を行う際の雰囲気中の水素分圧を低下させればよい。たとえば、雰囲気中に不活性ガスや、窒素などを吹き込むことで、水素分圧を低下させることができる。
なお、熱間圧延後に鋼板に残留する水素量は、鋼板が冷却され金属組織がオーステナイトからフェライト、ベイナイト、マルテンサイト、パーライトなどに変態すれば水素が外部に放散するので、２次精錬後の水素量に比べると低下する。
〔中心偏析部の最高硬度：３００Ｈｖ以下〕
耐ＨＩＣ性改善には、中心偏析部の最高硬さを３００Ｈｖ以下とすることが有効である。中心偏析部最高硬さの上限を３００Ｈｖ以下とすることによって、確実にＨＩＣの発生を防止することができる。中心偏析部の最高硬さは、３％硝酸＋９７％ナイタール溶液で腐食した後、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠し、２５ｇの荷重でビッカース硬さ試験を行って、測定する。中心偏析部とは、ＥＰＭＡやＣＭＡによって測定したＭｎの濃度が最大になる部位である。
〔表裏両板面の最表面から５ｍｍの深さまでの表層領域の最高硬度：３００Ｈｖ以下〕
鋼板における表裏の板面（圧延面）の最表面から板の厚み方向（深さ方向）へ５ｍｍまでの領域（表層領域）、及び鋼管における内外の最表面から管壁の厚み方向（深さ方向）へ５ｍｍまでの領域（表層領域）の最高硬さを、いずれも３００Ｈｖ以下とすると、耐ＨＩＣ性を確実に高めることができる。すなわち、最表面から５ｍｍまでの表層領域の最高硬さの上限を３００Ｈｖ以下とすることによって、ｔ／Ｄが０．０３５以上と高いラインパイプ用鋼管においても、確実に介在物やブリスターなどの表層に起因するＨＩＣの発生を防止することができる。表層領域の最高硬さは、最表面から５ｍｍの深さの位置まで、深さ方向に所定間隔（例えば０．１ｍｍ間隔）ごとにビッカース硬さ試験を行い、そのうちの最も高い値を最高硬さとする。具体的には、０．１３％硝酸＋９７％ナイタール溶液で腐食した後、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠し、２５ｇの荷重で、最表面から５ｍｍの深さの位置まで、０．１ｍｍ間隔の５０点×５０点のビッカース硬さ試験を行って、調べる。
〔表裏両板面の最表面から５ｍｍの深さまでの表層領域におけるポリゴナルフェライトとアスペクト比が３以上の加工フェライトの合計分率：０．１〜２０％〕
耐ＨＩＣ性向上のためには、基本的には、母材の鋼組織が均一かつ微細なアシキュラーフェライト又はベイナイト組織であることが望ましい。したがって、耐ＨＩＣ性を考慮した本発明の高強度ラインパイプ用の鋼母材の組織は、基本的にはベイナイトあるいはアシキュラーフェライトが好ましい。しかしながら、厚肉のラインパイプ用鋼管は、ＤＷＴＴのような落重試験に耐え得る特性が要求される場合が多い。
厚肉の鋼管の場合、従来のラインパイプ用鋼管の組織では、ＤＷＴＴのような落重試験に耐える特性は得られないが、０．１％以上のポリゴナルフェライト、加工フェライトを生成させれば、ＤＷＴＴ特性が改善される。しかしながら、表層領域のポリゴナルフェライトと加工フェライトの合計の分率が２０％を超える組織になると、耐ＨＩＣ性が急激に低下する。
図２に、鋼管の表層のポリゴナルフェライトと加工フェライトの合計の面積率と、ＨＩＣ面積率との関係を示す。図中の３時、６時、９時は、試験片を採取した鋼管の周方向の位置であり、溶接部を０時とし、鋼管の底部から見た３時（９０°）、６時（１８０°）、９時（２７０°）の位置から試験片を採取し、組織を観察した。
表層のポリゴナルフェライトと加工フェライトの合計の面積率が２０％を超えると、ＨＩＣ面積率は３％を大きく超える。したがって、表層領域にポリゴナルフェライトと加工フェライトが含まれる場合でも、耐ＨＩＣ性を確実に向上させるためには、ポリゴナルフェライトと加工フェライトの合計の分率を面積率で２０％以下に抑制することが望ましい。耐ＨＩＣ性の観点からは、加工フェライトは少ないほどよく、加工フェライトの分率が面積率で１０％以下であることが好ましく、存在しないことがより好ましい。
ポリゴナルフェライトと加工フェライトの分率の測定方法は、２００倍の光学顕微鏡写真を５枚撮影し、ポリゴナルフェライトと加工フェライトを抽出して、画像解析によって求めた値とする。２００倍の光学顕微鏡で観察した場合、白い領域がポリゴナルフェライト又は加工フェライトであり、アスペクト比（横長さと縦長さの比）が３未満のものをポリゴナルフェライト、アスペクト比が３以上のものを加工フェライトと定義する。
ここで、表層領域のポリゴナルフェライトと加工フェライトの合計分率を０．１％以上２０％以下に抑制するためには、後述する製造方法に従えばよい。すなわち、圧延終了温度及び／又は水冷開始温度を７５０℃以上にすれば、表層領域のポリゴナルフェライトと加工フェライトの分率を２０％以下にすることが可能である。ただし、圧延終了温度及び／又は水冷開始温度が７５０℃を下回ると、表層領域のポリゴナルフェライトと加工フェライトが２０％を越えて増加する傾向を示すので、圧延終了温度及び／又は水冷開始温度を７５０℃以上とすることが好ましい。また、ポリゴナルフェライトと加工フェライトの分率を１０％以下にするためには、圧延終了温度又は水冷開始温度を７７０℃以上することがさらに好ましい。
上記の分率は、Ｌ断面（板厚方向と圧延方向の面）で観察したときの面積率を意味する。また、上記のポリゴナルフェライト、及び加工フェライト以外の組織、すなわち表層領域の８０％以上の面積を占める組織は、ベイナイト及び／又はアシキュラーフェライトパーライトであればよい。
上記の表層領域より内部の側の組織は特に限定しないが、引張り強度が５００ＭＰａ以上の高強度ラインパイプ用鋼板、鋼管として、母材高強度、母材靭性、ＨＡＺ靭性、溶接性などを確保するためには、アシキュラーフェライト又はベイナイト主体の組織とすればよい。
次に本発明のラインパイプ用鋼板、ラインパイプ用鋼管を製造するための好ましい方法について説明する。
製鋼工程で、上述した成分組成を有する鋼を、２次精錬後の溶鋼中の水素量が２．５ｐｐｍ以下となるように常法により溶製後、連続鋳造により鋼片とし、鋼片を再加熱して厚板圧延を施し、鋼板とする。連続鋳造時には、上述のように、鋳片の最終凝固位置における中心固相率の幅方向の分布に応じて圧下量を制御しながら軽圧下を加えることが好ましい。
連続鋳造後の鋼片の再加熱温度は１０００℃以上とし、再結晶温度域での圧下比を２以上、未再結晶域での圧下比を３以上にして厚板圧延を行えば、平均旧オーステナイト粒径を２０μｍ以下にすることができる。圧延終了後の鋼板に、水冷を、開始温度を７５０℃以上、停止温度を４００〜６００℃として施す。ここでいう水冷の停止温度とは、冷却水を停止し、その後復熱により上昇した鋼板の温度の最高温度をいう。
再結晶温度域は、圧延後に再結晶が生じる温度範囲であり、本発明の鋼の成分では概ね９００℃超である。未再結晶温度域は、圧延後に再結晶及びフェライト変態が生じない温度範囲であり、本発明の鋼の成分では概ね７５０〜９００℃である。再結晶温度域での圧延を再結晶圧延又は粗圧延といい、未再結晶温度域での圧延を未再結晶圧延又は仕上げ圧延という。
未再結晶圧延後、７５０℃以上の温度から水冷を開始し、水冷停止温度を４００℃以上とすることにより、中心偏析部の最大硬度を３００Ｈｖ以下に抑制することができる。水冷開始温度を７５０℃未満にすると、冷却開始前にフェライトが多く生成され、フェライトからＣ（炭素）がオーステナイトへ排出され、オーステナイト相にＣが濃化される。その結果、Ｃが濃縮したオーステナイト相は、冷却過程で、多量のＣ量を含む硬質のマルテンサイトに変態する。
これに対し、水冷開始温度を７５０℃以上にすると、硬質のマルテンサイトの生成を抑制できるので、中心偏析部の最大硬度を３００Ｈｖ以下に抑制することができる。また、水冷停止温度を４００℃以上にすると、変態後の硬質なマルテンサイトが一部分解するので、中心偏析部の最大硬度を３００Ｈｖ以下に抑制することができる。水冷停止温度が高すぎると鋼管の強度が低下するので、水冷停止温度は６００℃以下とする。
さらに、最表面から５ｍｍまでの表層領域の最高硬度を３００Ｈｖ以下に抑えるためには、水冷停止温度を４００℃から６００℃以下にする以外に、表層の冷却パターンを最適化する必要がある。具体的には、表層の冷却の際に、少なくとも２回以上の復熱を行うことにより、最表層から５ｍｍまでの最高硬度を３００Ｈｖ以下にすることができる。これは、復熱を行うことにより焼戻し効果が発揮されて、表層領域の硬度を下げることができるからである。復熱温度の下限は３００℃とし、上限温度は、７５０℃とすることが好ましい。復熱温度が３００℃未満になると、５０％以上のマルテンサイトが生じて、硬化し、表層の硬度が低下しなくなる。復熱温度が７５０℃を越えると、表層領域の硬度が下がりすぎる。
図３Ａ、図３Ｂに、本発明における冷却工程の冷却パターンの例を示す。グラフ中の１が復熱処理による温度変化であり、２の温度が復熱開始温度、３の温度が復熱終了温度である。グラフ中の４の温度が水冷停止温度である。このような冷却パターンは、冷却水を吐出するノズルのオン、オフの切り替えや、水量の調整により制御することができる。
図３Ｃは、従来の製造方法による冷却パターンである。冷却水を停止した後は鋼板の温度が上昇するので、１回の復熱が含まれる。
さらに、上述した水冷開始温度を７５０℃以上にすることによって、最表面から５ｍｍまでの表層領域の組織を、ポリゴナルフェライトと加工フェライトの合計分率を２０％以下に抑制することができる。水冷開始温度が７５０℃より低温になると、５００ＭＰａ以上の鋼のγ／α変態温度を下回るので、ポリゴナルフェライトや加工フェライトが容易に生成し、ポリゴナルフェライトと加工フェライトの合計分率が２０％を超える。
上述のようにして得られた鋼板を用いてラインパイプ用鋼管を製造するにあたっては、母材鋼板を管状に成形した後、突き合わせ部をアーク溶接し、溶接鋼管とすればよい。ここで、成形工程としては、鋼板をＣプレス、Ｕプレス、ＯプレスするＵＯＥ工程が好ましい。またアーク溶接としては、溶接金属の靭性と生産性の観点から、サブマージドアーク溶接を採用することが好ましい。アーク溶接時の入熱は特に限定しないが、通常は、２．０〜１５．０ｋＪ／ｍｍとすることが好ましい。
以下、本発明について実施例によって具体的に説明する。なお、以下の実施例は、本発明による具体的な効果を示すためのものであって、実施例に記載された条件が本発明の技術的範囲を限定するものでないことはもちろんである。
表１Ａ〜表１Ｃに示す化学成分を有する鋼１〜３５を溶製し、連続鋳造により、厚みが２４０ｍｍ又は３００ｍｍである鋼片とした。また、表１Ａ〜表１Ｃには、溶鋼の水素量の分析値も示した。
連続鋳造では、最終凝固時に、圧下率約２％の軽圧下を実施した。得られた鋼片を１１００〜１２５０℃に加熱し、９００℃超の再結晶温度域で熱間圧延を行い、引き続き、７５０〜９５０℃の未再結晶温度域での熱間圧延を行った。
熱間圧延後は、７５０℃以上から水冷を開始し、４００〜６００℃の温度で水冷を停止した。その間、１回又は２回、鋼板の温度を上昇させる復熱処理を行った。鋼板の温度は、冷却水を停止することによって上昇させた。１回目の復熱開始、終了温度、２回目の復熱開始温度を表２Ａに示す。２回目の復熱終了温度（復熱回数が１回の場合は１回目の復熱終了温度）は、冷却終了温度である。
得られた鋼板を、Ｃプレス、Ｕプレス、Ｏプレスによって管状に成形し、端面を仮付け溶接し、内外面から本溶接を行った後、拡管後、ラインパイプ用の鋼管とした。なお、本溶接には、サブマージドアーク溶接を適用した。
得られた鋼板及び鋼管から引張試験片、ＨＩＣ試験片、マクロ試験片を採取し、それぞれの試験に供した。ＨＩＣ試験は、ＮＡＣＥＴＭ０２８４に準拠して行った。また、マクロ試験片を用いて、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉの偏析度をＥＰＭＡによって測定した。ＥＰＭＡによる偏析度の測定は、プローブ径５０μｍ及び２μｍで行った。
また、中心偏析部のビッカース硬度、及び鋼板、鋼管の最表面から深さ５ｍｍまでの表層領域におけるビッカース硬度をＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠して測定した。ビッカース硬度の測定は、荷重を２５ｇとし、ＥＰＭＡによって測定した厚み方向のＭｎ濃度の分布における、Ｍｎ濃度が最も高い部位で行った。
さらに、鋼管の最表面から５ｍｍの深さまでの表層領域のミクロ組織を同定するため、２００倍の光学顕微鏡写真を、Ｌ断面(板厚方向と圧延方向の面)についてそれぞれ５枚撮影して、ポリゴナルフェライトと加工フェライトの面積率（分率）を測定し、これらの合計分率を算出した。
表２Ａ〜表２Ｃに、鋼板の板厚、最大Ｍｎ偏析度、Ｎｂ偏析度、Ｔｉ偏析度、未圧着部の長さ、中心偏析部の最高硬さ、表面領域の最高硬度、引張り強度及びＨＩＣ試験によって求められたＨＩＣの長さ率（ＣＬＲ）、表層領域におけるポリゴナルフェライトと加工フェライトの合計の分率を示す。
表３に、鋼管の肉厚、本溶接の入熱量、ＨＩＣ試験によって求められたＨＩＣの長さ率（ＣＬＲ）を示す。なお、鋼管における最大Ｍｎ偏析度、Ｎｂ偏析度、Ｔｉ偏析度、未圧着部の長さ、中心偏析部の最高硬さは、いずれも鋼板と同等であり、また鋼管の引張り強度は、鋼板よりも１０〜２０ＭＰａ程度大きくなっている。
鋼板１〜２３は本発明例である。表２Ａ〜表２Ｃに示すように、これらの鋼板の最大Ｍｎ偏析度は１．６以下、Ｎｂ偏析度は４．０以下、Ｔｉ偏析度は４．０以下であった。また、鋼板の上下面及び鋼管の内外面の最表層から５ｍｍ厚までの最高硬度が３００Ｈｖ以下、中心偏析部の最高硬さは３００Ｈｖ以下であった、さらに、ポリゴナルフェライトと加工フェライトの合計の分率も２０％以下であった。したがって、ＨＩＣ試験によるＨＩＣは発生していない。これらの鋼板１〜２３を素材とする鋼管についても、表３に示すように同様な結果が得られた。
鋼板２４〜４３は本発明の範囲外である比較例である。鋼板２４〜３５は基本成分、又は任意の添加元素のうちいずれかの元素が、本発明の範囲外である。鋼板３６〜４３は、本発明の製造条件を満足しない。その結果、鋼板（表２Ａ〜表２Ｃ参照）、鋼管（表３参照）のいずれにおいても、ＨＩＣ試験にてＨＩＣが発生し、ＣＬＲが３％を超えた、又は０℃でのＤＷＴＴの延性破面率が８５％に満たなかった。
図４Ａに、本願発明の製造方法で製造した鋼１１の最表層から５ｍｍ厚までの硬度分布、図４Ｂに鋼１１の表層の組織写真を示す。また、図５Ａに、従来法で製造した鋼４０の最表層から５ｍｍ厚までの硬度分布、図５Ｂに鋼４０の表層の組織写真を示す。
図４Ａに示す本発明の鋼板の硬度分布は、最大硬度が２４５Ｈｖと低いが、図５Ａに示す従来法で製造した鋼板の硬度分布は、局所的に硬度が３００Ｈｖを超える部分があり、これは、ＨＩＣの起点となり得る。図５Ｂに示す従来法で製造した鋼板は、復熱回数が１回なので、母材が十分に焼戻されず、硬い組織が生成している。
１ 復熱処理
２ 復熱開始温度
３ 復熱終了温度
４ 水冷停止温度

Claims (8)

  1. 母材となる鋼板が質量％で、
    Ｃ ：０．０２〜０．０８％、
    Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
    Ｍｎ：１．２〜１．８％、
    Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、
    Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
    Ｎ ：０．００１０〜０．００６０％、
    Ｏ ：０．０００１〜０．００３５％
    を含有し、かつ、
    Ｐ ：０．０１％以下、
    Ｓ ：０．００２０％以下、
    Ａｌ：０．０３０％以下、
    Ｔｉ：０．０３０％以下
    に制限し、Ｓ、Ｃａの含有量が、
    Ｓ／Ｃａ＜０．５
    を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物であり、
    最大Ｍｎ偏析度：２．０以下、
    Ｎｂ偏析度：４．０以下、
    Ｔｉ偏析度：４．０以下、
    中心偏析部の未圧着部の長さ：０．１ｍｍ以下、
    中心偏析部の最高硬度：３００Ｈｖ以下、
    表裏両板面の最表面から５ｍｍの深さまでの表層領域の最高硬度：３００Ｈｖ以下、
    表裏両板面の最表面から５ｍｍの深さまでの表層領域におけるポリゴナルフェライトとアスペクト比が３以上の加工フェライトの合計分率：０．１〜２０％
    であり、
    鋼板の厚さｔ［ｍｍ］と造管後の鋼管の外径Ｄ［ｍｍ］が、
    ｔ≧２５
    ｔ／Ｄ≧０．０３５
    を満たすことを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管。
  2. 前記鋼板が、質量％で、さらに、
    Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
    Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
    Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
    Ｍｏ：０．０１〜０．６０％、
    Ｗ ：０．０１〜１．０％、
    Ｖ ：０．０１〜０．１０％、
    Ｚｒ：０．０００１〜０．０５０％、
    Ｔａ：０．０００１〜０．０５０％、
    Ｂ ：０．０００１〜０．００２０％、
    ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％、
    Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
    Ｙ ：０．０００１〜０．００５％、
    Ｈｆ：０．０００１〜０．００５％、及び
    Ｒｅ：０．０００１〜０．００５％
    のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管。
  3. 表裏両板面の最表面から５ｍｍの深さまでの表層領域においてアスペクト比が３以上の加工フェライトが存在しないことを特徴とする請求項１又は２に記載の耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管。
  4. 請求項１又は２に記載の耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管に用いる耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板。
  5. 請求項３に記載の耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管に用いる耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板。
  6. 質量％で、
    Ｃ ：０．０２〜０．０８％、
    Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
    Ｍｎ：１．２〜１．８％、
    Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、
    Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
    Ｎ ：０．００１０〜０．００６０％、
    Ｏ ：０．０００１〜０．００３５％
    を含有し、かつ、
    Ｐ ：０．０１％以下、
    Ｓ ：０．００２０％以下、
    Ａｌ：０．０３０％以下、
    Ｔｉ：０．０３０％以下
    に制限し、Ｓ、Ｃａの含有量が、
    Ｓ／Ｃａ＜０．５
    を満足し、
    ２次精錬後の水素の含有量が２．５ｐｐｍ以下であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物である溶鋼を溶製する工程と、
    前記溶鋼を連続鋳造により鋼片とする工程と、
    前記鋼片を１０００℃以上に加熱する工程と、
    加熱した鋼片を、再結晶温度域での圧下比を２以上、未再結晶温度域での圧下比を３以上の熱間圧延し、鋼板を得る工程と、
    前記鋼板を、７５０℃以上の温度から４００〜６００℃になるまで冷却する冷却工程を含み、
    前記冷却工程は、前記鋼板の温度を上昇させる復熱処理を２回以上含み、
    前記復熱処理において、１回目の復熱処理の開始温度が３００℃以上であり、かつ、すべての復熱処理の終了温度が７５０℃未満である
    ことを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
  7. 前記溶鋼が、質量％で、さらに、
    Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
    Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
    Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
    Ｍｏ：０．０１〜０．６０％、
    Ｗ ：０．０１〜１．０％、
    Ｖ ：０．０１〜０．１０％、
    Ｚｒ：０．０００１〜０．０５０％、
    Ｔａ：０．０００１〜０．０５０％、
    Ｂ ：０．０００１〜０．００２０％、
    ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％、
    Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
    Ｙ ：０．０００１〜０．００５％、
    Ｈｆ：０．０００１〜０．００５％、及び
    Ｒｅ：０．０００１〜０．００５％
    のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項６に記載の耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
  8. 請求項６又は７に記載の耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法により得られた鋼板から鋼管を製造する方法であって、
    前記鋼板を管状に成形する工程と、
    突き合わせ部を溶接する工程
    を含み、
    鋼板の厚さｔ［ｍｍ］と造管後の鋼管の外径Ｄ［ｍｍ］が、
    ｔ≧２５
    ｔ／Ｄ≧０．０３５
    を満たすことを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管の製造方法。
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