WO2014010150A1 - 厚肉高強度耐サワーラインパイプおよびその製造方法 - Google Patents

厚肉高強度耐サワーラインパイプおよびその製造方法 Download PDF

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彰彦 谷澤
仲道　治郎
徹 川中
則明 内富
孝文 尾関
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a heavy-wall high-strength sour-resistant pipe (line-pipe-for-sour-gas-service) and a method for producing the same, and preferably has a tube thickness of 20 mm or more and a tensile strength of 560 MPa or more. Related to things.
  • Patent Documents 1 to 3 quantified the chemical component parameters quantifying the influence of alloy elements concentrated on the center segregation on the center segregation hardness and the formation of MnS in the center segregation and Ca clusters in the inclusion accumulation zone.
  • Patent Documents 4 to 7 disclose a method of ensuring excellent HIC resistance performance by measuring the Mn concentration, Nb, and Ti concentration in the central segregation part and controlling the concentration below a certain level.
  • the length of the non-crimped portion of the center segregation portion is controlled to a certain value or less to suppress the concentration of alloy elements in the center segregation portion and the accompanying increase in hardness, and to ensure excellent HIC resistance performance.
  • a method is disclosed.
  • Patent Document 9 the upper limit of the size of inclusions and NbTiCN combined with S, N, and O generated in the center segregation is regulated and controlled within the range by chemical components and slab heating conditions, thereby providing excellent resistance.
  • a method for ensuring HIC performance is disclosed.
  • Patent Document 10 discloses a method of ensuring excellent HIC resistance performance by reducing Nb to less than 0.01%, thereby suppressing generation of NbCN that becomes a HIC starting point in central segregation. .
  • Patent Document 11 an excellent DWTT is obtained by setting the heating temperature at the time of slab reheating in a thick-walled high-strength line pipe to a condition in which NbCN in the slab is solid-solved and coarsening of austenite grains is suppressed as much as possible.
  • a method for achieving both performance and HIC performance is disclosed.
  • Patent Documents 12 and 13 in order to optimally control the form of Ca added to suppress MnS generation at the center segregation, the composition ratio of Ca—Al—O is optimized to form a fine sphere.
  • a method for suppressing the generation of HIC starting from Ca clusters and coarse TiN and ensuring excellent HIC resistance is disclosed.
  • Patent Document 14 regarding the determination of the lower limit of the accelerated cooling start temperature, the generation of a band-like structure is suppressed and excellent HIC resistance performance is ensured by considering C / Mn and the total amount of unrecrystallized zone reduction. A method is disclosed.
  • Patent Documents 15 and 16 describe excellent HIC resistance performance by increasing the rolling end temperature in order to suppress the deterioration of the HIC propagation stop performance of the microstructure accompanying the flattening of crystal grains due to non-recrystallization zone rolling. A method of ensuring is disclosed.
  • Patent Document 17 a structure form in which fine precipitates are dispersed in a ferrite structure through optimization of accelerated cooling and on-line rapid heating, reduction of surface hardness by surface ferrite formation and increase in strength by precipitation strengthening. And a method for ensuring excellent HIC resistance is disclosed.
  • Patent Documents 18 to 20 disclose a method of achieving both strength and HIC performance by making the microstructure mainly bainite by the same method as Patent Document 17.
  • Patent Documents 22 to 25 after accelerated cooling, rapid heating is performed by an induction heating device installed online, thereby adjusting the microstructure and hardness distribution in the thickness direction of the steel sheet to ensure excellent HIC resistance. A method is disclosed.
  • Patent Document 22 describes that the generation of MA in the microstructure is suppressed and that the HIC propagation stop performance is enhanced as a uniform hardness distribution in the thickness direction, and Patent Document 23 describes high strength and HIC resistance.
  • the component composition is a system in which segregation is suppressed and precipitation strengthening is possible, and a ferrite + bainite two-phase structure having a small hardness difference in the microstructure.
  • the component composition is adjusted so that the concentration of the center segregation portion of each alloy element is lowered to reduce the hardness of the center segregation portion, and the metal structure in the steel plate surface layer portion is bainite or bainite + ferrite.
  • the volume fraction of island martensite is described to be 2% or less.
  • the cooling rate at the center of the plate thickness in the accelerated cooling is defined, and at the initial stage of cooling, the cooling rate is slowed down to lower the surface layer temperature to 500 ° C. or lower, and then the cooling rate is accelerated to ensure the strength.
  • the method of implement achieving reduction of surface layer hardness and suppression of hardening of a center segregation part, and ensuring the outstanding HIC resistance performance is disclosed.
  • Patent Documents 1 to 21 do not describe means for solving HIC generated on the surface layer of a thick high-strength sour line pipe.
  • Patent Documents 22 to 25 are intended to prevent HIC generated from the vicinity of the surface layer hardened by accelerated cooling or the like, but the inclusions involved in the generation of HIC in the central segregation portion are in the vicinity of the surface layer portion. The influence of the above has not been studied at all, and there is a concern that it is insufficient as a method for suppressing HIC generated in the vicinity of the surface layer.
  • an object of the present invention is to provide a thick high-strength sour line pipe having a tube thickness of 20 mm or more, which has excellent HIC resistance, and a manufacturing method thereof, which prevent HIC generated from the vicinity of the surface.
  • the present inventors In order to obtain knowledge about the HIC resistance performance of a thick-walled, high-strength sour-line pipe manufactured as a low-O, ultra-low-S steel, the present inventors have a tube thickness of 20 mm or more in which a microstructure is formed into uniform bainite. The HIC generated at each position in the pipe thickness direction was examined for welded steel pipes, and the following findings were obtained.
  • the suppression of HIC occurring in the center segregation area can be achieved by setting the center segregation hardness to 250 Hv10 or less and suppressing the generation of MnS. It is valid.
  • the generation of MnS has a high correlation with the ACRM shown in the following equation, and the generation of MnS in the center segregation can be suppressed by setting the ACRM to 1.0 or more.
  • ACRM (Ca ⁇ (1.23O ⁇ 0.000365)) / (1.25S), However, Ca, O, S content (mass%) 3.
  • the HIC generated in the inclusion accumulation zone generated in the vertical bending type continuous casting machine can suppress the generation of Ca clusters and the generation of HIC when the ACRM is 4.0 or less.
  • the occurrence of HIC in the vicinity of the surface layer cannot be organized only by the hardness of the surface layer, but the state of bubbles and inclusions generated in the vicinity of the surface layer is greatly affected. 5.
  • the starting point of the HIC is a bubble or CaO cluster having a long diameter of 200 ⁇ m or more. Further, if the hardness in the vicinity of the surface layer exceeds 220 Hv10, HIC is generated starting from these bubbles and inclusions. If the long diameter of the bubbles and inclusions exceeds 1.5 mm, the hardness in the vicinity of the surface layer is set to 220 Hv10 or less. HIC occurs.
  • the present invention targets a tube thickness of 20 mm or more, particularly 25 mm or more.
  • the strain due to tube forming increases and HIC near the surface layer is more likely to occur.
  • t / D exceeds 0.045, the HIC near the surface layer cannot be prevented due to the deterioration of the HIC performance due to strain near the surface layer and the increase in hardness. Therefore, the steel pipe with the t / D of 0.045 or less is targeted. .
  • the present invention has been made by further studying the obtained knowledge, that is, the present invention, (1)
  • the chemical composition of the steel pipe base material is, by mass, C: 0.020 to 0.060%, Si: 0.50% or less, Mn: 0.80 to 1.50%, P: 0.00.
  • the hardness of the center segregation part is 250 Hv10 or less, the position from the inner surface in the tube thickness direction +1 mm to 3/16 of the tube thickness (T), and the position from the outer surface +1 mm to 13/16 of the tube thickness (T)
  • a thick-walled, high-strength, sour-line pipe having a major axis of bubbles, inclusions and inclusion clusters of 1.5 mm or less.
  • the chemical composition of the steel pipe base material part is by mass, Cu: 0.50% or less, Ni: 1.00% or less, Cr: 0.50% or less, Mo: 0.50% or less, V : Thick, high-strength sour line pipe according to (1), which contains one or more of 0.100% or less and Ti: 0.030% or less.
  • the tube thickness is 20 mm or more, and T / D is 0.045 or less (T is the tube thickness (mm), D is the tube diameter (mm)), (1) or (2) Thick and high strength sour line pipe.
  • a continuous cast slab having the chemical composition described in (1) or (2) is reheated to 1000 to 1150 ° C., and after hot rolling at a total reduction of 40 to 90% in the non-recrystallized region,
  • the average cooling rate from 700 ° C. to 600 ° C. from the surface temperature of Ar3 ⁇ t ° C. or more (t is the plate thickness (mm)) to 350 to 550 ° C. is 3/16 position of the surface layer + 1 mm to the plate thickness in the plate thickness direction.
  • a method for producing a thick-walled, high-strength sour line pipe characterized by welding to a welded steel pipe.
  • the tube thickness is 20 mm or more, and T / D is 0.045 or less (T is the tube thickness (mm), D is the tube diameter (mm)), (4) or (5) Manufacturing method for thick and high strength sour line pipes.
  • a sample is cut out from the steel pipe base material, and the pipe thickness is 200 mm 2 or more in the pipe circumferential direction and the pipe longitudinal direction.
  • Ultrasonic flaw detection is performed using a probe of 20 MHz or more on the inner surface in the direction + 1 mm to the position 3/16 of the tube thickness and the outer surface +1 mm to the position 13/16 of the tube thickness.
  • a method for judging the HIC resistance of a thick, high-strength sour line pipe characterized by checking the presence or absence of an instruction.
  • a thick high-strength sour line pipe having a pipe thickness of 20 mm or more having excellent HIC resistance at each position in the pipe thickness direction and the manufacturing conditions thereof are obtained, which is extremely effective industrially.
  • C 0.020 to 0.060%
  • C is an element that concentrates in the center segregation and further promotes the segregation of other elements to the center segregation. Therefore, C is preferably reduced from the viewpoint of securing the HIC performance, and is limited to 0.060% or less.
  • it since it is an element that is inexpensive and effective for increasing the strength, it contains 0.020% or more from the viewpoint of securing the strength of the base material. Preferably it is 0.025 to 0.055%.
  • Si 0.50% or less Si is an element used for deoxidation, and is contained to reduce inclusions and contribute to high strength. If Si exceeds 0.50%, the HAZ toughness deteriorates remarkably and the weldability also deteriorates, so the upper limit is made 0.50%. More preferably, it is 0.40% or less, and still more preferably 0.05 to 0.40%.
  • Mn 0.80 to 1.50% It is desirable to reduce Mn from the viewpoint of securing HIC performance because Mn is concentrating significantly on the center segregation and increases the hardness of the center segregation. If Mn exceeds 1.50%, the hardness of center segregation is high and HIC performance cannot be ensured even if other alloy elements are adjusted, so the upper limit is made 1.50%. On the other hand, Mn is inexpensive and contributes to high strength, and suppresses the formation of ferrite during cooling. In order to obtain the effect, addition of 0.80% or more is necessary. More preferably, it is 1.00 to 1.50%.
  • P 0.008% or less P is concentrated as much as possible in the center segregation and is reduced as much as possible in order to significantly increase the hardness of the center segregation. However, since reducing P causes an increase in steelmaking cost, it is allowed up to 0.008%. More preferably, it is 0.006% or less.
  • S 0.0015% or less S is concentrated as much as possible in the center segregation, forms MnS in the center segregation part, and significantly degrades the HIC performance, so it is reduced as much as possible.
  • reducing S results in an increase in steelmaking cost, so 0.0015% is allowed. More preferably, it is 0.008% or less.
  • Al 0.080% or less Al is an essential element for reducing inclusions by deoxidation.
  • the content exceeds 0.08%, problems such as deterioration of HAZ toughness, deterioration of weldability and clogging of alumina in the immersion nozzle during continuous casting occur, so the upper limit is made 0.08%. More preferably, it is 0.05% or less.
  • Nb 0.005 to 0.050%
  • Nb expands the non-recrystallized region at the time of controlled rolling, and imparts to ensure the toughness of the base material. In order to obtain the effect, it is necessary to add at least 0.005% or more.
  • Nb is concentrated in the center segregation, and coarse NbCN or NbTiCN is crystallized at the time of solidification to become the starting point of HIC and deteriorate the HIC performance, so the upper limit is made 0.05%. More preferably, it is 0.010 to 0.040%.
  • Ca 0.0010 to 0.0040% Ca suppresses the production
  • N 0.0080% or less N is an unavoidable impurity element, but if the content is 0.0080% or less, the base material toughness and HIC performance are not deteriorated, so the upper limit is made 0.0080%.
  • O is an unavoidable impurity element, and may be reduced because the generation amount of Al 2 O 3 and CaO is increased to deteriorate the HIC performance below the surface layer and in the inclusion accumulation zone. preferable. However, reducing O results in an increase in steelmaking cost, so 0.0030% is allowed. More preferably, it is 0.0020% or less.
  • Ceq (%) 0.320 or less Ceq (%) is an index representing the amount of alloying elements necessary to secure the base material strength of the thick-walled, high-strength sour line pipe, and is set to 0.320 or more.
  • the upper limit is not particularly specified, but is preferably 0.400 or less from the viewpoint of weldability.
  • PHIC (%) 0.960 or less PHIC (%) is a parameter indicating the degree of hardening of center segregation, and the larger the value, the higher the hardness of center segregation, which promotes the generation of HIC at the center of the tube thickness. If the PHIC (%) is 0.960 or less, the center segregation hardness can be 250 Hv10 or less, and excellent HIC resistance can be secured, so the upper limit is 0.960. More preferably, it is 0.940 or less. PHIC (%) is obtained by the following formula.
  • PHIC (%) 4.46C + 2.37Mn / 6 + (1.74Cu + 1.7Ni) / 5 + (1.18Cr + 1.95Mo + 1.74V) /15+22.36P
  • Each alloy element has a content (mass%) in the chemical component.
  • ACRM (%) 1.00 to 4.00
  • ACRM (%) is an index for quantifying the effect of controlling the morphology of MnS by Ca.
  • ACRM (%) is 1.00 or more, the generation of MnS at the center segregation is suppressed, and the HIC at the tube thickness center. Is suppressed.
  • the ACRM (%) exceeds 4.00, CaO clusters are likely to be generated and HIC is likely to occur, so the upper limit is set to 4.00. More preferably, it is 1.00 to 3.50.
  • ACRM (%) is obtained by the following equation.
  • ACRM (%) (Ca ⁇ (1.23O ⁇ 0.000365)) / (1.25S)
  • Each alloy element has a content (mass%) in the chemical component.
  • PCA (%) 4.00 or less
  • PCA (%) is an index indicating the CaO cluster generation limit due to Ca.
  • PCA (%) exceeds 4.00, CaO clusters are likely to be generated, and the vicinity of the surface layer and inclusions
  • the upper limit is set to 4.00 because HIC easily occurs in the integrated band.
  • PCA (%) is obtained by the following equation.
  • PCA (%) 10000CaS 0.28
  • Each alloy element has a content (mass%) in the chemical component.
  • the above is the basic component composition of the thick and high strength sour line pipe according to the present invention, and the balance is Fe and inevitable impurities.
  • the present invention one or more of the following alloy elements can be contained from the viewpoint of further improving the base material strength and the HAZ toughness.
  • Cu 0.50% or less Cu is an element that contributes to increasing the strength of the base material, but it should also be kept from excessive inclusion because it is also an element that concentrates in central segregation. Further, if Cu is contained in an amount exceeding 0.50%, the weldability and the HAZ toughness are deteriorated. Therefore, when contained, the upper limit is made 0.50%.
  • Ni 1.00% or less Ni is an element that contributes to increasing the strength of the base material. However, excessive concentration should be avoided because it is also an element that concentrates in central segregation. Further, if Ni is contained in excess of 1.00%, weldability is deteriorated, and since it is an expensive element, when it is contained, the upper limit is made 1.00%.
  • Cr 0.50% or less Although Cr is an element that contributes to increasing the strength of the base material, excessive content should be avoided because it is also an element that concentrates in central segregation. Further, if Cr is contained in excess of 0.50%, the weldability and the HAZ toughness are deteriorated. Therefore, when it is contained, the upper limit is made 0.50%.
  • Mo 0.50% or less Although Mo is an element that contributes to increasing the strength of the base material, excessive content should be refrained because it is also an element that concentrates in central segregation. Further, if Mo is contained in an amount exceeding 0.50%, the weldability and the HAZ toughness are deteriorated. Therefore, when contained, the upper limit is made 0.50%.
  • V 0.100% or less V is an element that contributes to increasing the strength of the base material. However, V is also an element that concentrates in central segregation, so excessive content should be avoided. Further, if V is contained in excess of 0.100%, the weldability and the HAZ toughness are deteriorated. Therefore, when V is contained, the upper limit is made 0.100%.
  • Ti 0.030% or less Ti has an effect of improving HAZ toughness as well as reducing solid solution N by forming TiN and suppressing deterioration of base metal toughness.
  • Ti when Ti is excessively contained, the generation of NbTiCN is promoted by center segregation, and HIC is easily generated.
  • the upper limit is made 0.030%.
  • the microstructure of the steel pipe base material portion is 90% or more of bainite at a position of at least the inner surface +2 mm to the outer surface +2 mm in the tube thickness direction.
  • the inner surface is the inner surface of the steel pipe, and the outer surface is the outer surface of the steel pipe.
  • the structure of the steel pipe base material part is desirably a single-phase structure from the viewpoint of preventing the occurrence of HIC, and in order to obtain a desired strength as a thick-walled high-strength sour line pipe, it may be a bainite structure. Because it is necessary, a bainite single phase structure is adopted.
  • the structure fraction (area ratio) of bainite is preferably 100%, but even if less than 10% of ferrite, cementite, and MA are included, it does not affect the prevention of HIC generation. Therefore, it is 90% or more. More preferably, it is 95% or more.
  • the hardness of the region excluding the center segregation part is 220 Hv10 or less, and the hardness of the center segregation part is 250 Hv10 or less. Lower hardness is desirable. If the maximum diameter of inclusions and bubbles in the vicinity of the surface layer is 1.5 mm or less, it is possible to suppress the occurrence of HIC in the vicinity of the surface layer by setting the hardness in the vicinity of the surface layer to 220 Hv10 or less, more preferably 210 Hv10 or less. is there.
  • the upper limit is set to 250 Hv10.
  • the major axis of bubbles, inclusions, and inclusion clusters existing at positions from the inner surface in the tube thickness direction +1 mm to 3/16 of the tube thickness (T) and from the outer surface +1 mm to 13/16 of the tube thickness (T) 1.5 mm or less HIC in the vicinity of the surface layer is generated by the presence of one or more of bubbles, inclusions, and inclusion clusters (CaO clusters).
  • the HIC performance is not deteriorated if the size of the CaO clusters and bubbles is 1.5 mm or less in the major axis dimension.
  • a method for measuring inclusions either a microscopic observation of a cross section near the surface layer or a nondestructive inspection method may be used, but since it is necessary to measure a large volume, nondestructive such as ultrasonic flaw detection is required. By inspection is desirable.
  • the measurement position is the same position as the HIC generation position in the vicinity of the surface layer (positions from the inner surface in the tube thickness direction + 1 mm to 3/16 of the tube thickness (T)) And an outer surface +1 mm to a position (up to 13/16 of the tube thickness (T)) in the tube circumferential direction and the tube longitudinal direction, at least an area of 200 mm 2 or more is performed using a probe of 20 MHz or more. Confirm that there is no instruction of 5mm or more.
  • Total rolling reduction in non-recrystallized region 40-90%
  • Rolling in the non-recrystallized region has the effect of flattening the microstructure and improving the base metal toughness.
  • a reduction of 40% or more is necessary, so the lower limit is made 40%.
  • the upper limit is made 90%. More preferably, it is 60 to 85%.
  • Accelerated cooling starting temperature Ar3-t ° C or more at the surface temperature of the steel plate (t is the plate thickness (mm))
  • the accelerated cooling start temperature is Ar3-t ° C. or higher (t is the plate thickness (mm)), more preferably Ar3-t / 2 ° C. or higher (t is the plate thickness (mm)).
  • Accelerated cooling stop temperature 350-550 ° C at the surface temperature of the steel sheet Higher strength can be achieved as the stop temperature of accelerated cooling is lower.
  • the cooling stop temperature is less than 350 ° C.
  • the bainite lath is transformed into MA.
  • HIC is easily generated by the martensitic transformation of the center segregation part.
  • the temperature exceeds 550 ° C., a part of untransformed austenite is transformed into MA and HIC is easily generated, so the upper limit is set to 550 ° C.
  • Average cooling rate of accelerated cooling 120 ° C./s or less near the surface layer, 20 ° C./s or more near the center of the plate thickness If the cooling rate of accelerated cooling near the surface layer is fast, the surface layer hardness increases and HIC is likely to occur. In order to make the surface layer hardness after pipe forming 220Hv10 or less, the cooling rate in the vicinity of the surface layer needs to be 120 ° C / s or less, so the upper limit is 120 ° C / s. In the vicinity of the surface layer, a position from the inner surface in the plate thickness direction +1 mm to 3/16 of the plate thickness (t) and a position from the outer surface +1 mm to 13/16 of the plate thickness (t) are set.
  • the higher the cooling rate at the center of the plate thickness the higher the strength of the base material.
  • the cooling rate at the center of the plate thickness is set to 20 ° C./s or more.
  • the cooling rate near the surface layer may increase locally when a thick scale remains on the surface layer.
  • the steel having the chemical composition shown in Table 1 was made into a slab by a continuous casting method, the slab was reheated under the conditions shown in Table 2, hot-rolled, accelerated cooled, and then air-cooled.
  • the cooling rate at the center of the plate thickness for accelerated cooling was determined by heat conduction calculation from the temperature of the plate surface.
  • the bainite fraction of the microstructure of the steel pipe base metal part was measured by preparing a sample that had been subjected to nital etching for the inner surface +2 mm position, the outer surface +2 mm position, and the center of the tube thickness, and was observed with an optical microscope. The value of the place with the lowest bainite fraction was adopted.
  • the hardness of the steel pipe other than the central segregation part was measured at a 1 mm pitch from the inner surface +1 mm to the outer surface +1 mm using a Vickers hardness tester with a load of 10 kg, and the maximum value was used.
  • the hardness of the center segregation part 20 points of the hardness of the center segregation part were measured by a micro Vickers hardness tester with a load of 50 g, and the maximum value was used.
  • Bubbles and inclusions in the vicinity of the surface layer were measured by C-scan (probe 25 MHz).
  • the measuring method is 10 mm thick from the inner surface of the steel pipe, cut out 5 rectangular samples of 100 mm in the longitudinal direction and 20 mm in the circumferential direction of the pipe, set so that the inner surface side becomes the bottom, position from the inner surface +1 mm to 3 / 16T
  • the flaw detection gate was set to flaw detection. At that time, a dummy material with a 1.5 mm diameter hole with the same thickness as the sample was previously detected, and the sample was also measured under the conditions set so that the instruction by the hole would be 100% sensitivity, When an instruction exceeding 100% was issued, it was determined that there were inclusions or holes of 1.5 mm or more.
  • the strength of the steel pipe was evaluated with an API full-thickness tensile test specimen collected from the pipe circumferential direction, and the steel pipe with a tensile strength of 560 MPa was regarded as acceptable.
  • Two DWTT tests drop weight test
  • the average shear shear surface ratio was 85% or more, and passed.
  • three HIC tests were conducted for each solution A of NACE TM0284-2003, and a steel pipe with a maximum value of 10% or less in the CLR evaluation was regarded as acceptable (excellent HIC resistance performance).
  • Table 3 shows the microstructure observation results, ultrasonic flaw detection results, and material test results of the welded steel pipe obtained. It was confirmed that all of the welded steel pipes within the scope of the present invention have excellent HIC resistance performance while satisfying the strength and DWTT performance required as a line pipe. On the other hand, among welded steel pipes whose component composition and / or manufacturing conditions are outside the scope of the present invention, those having a microstructure bainite fraction or hardness distribution outside the scope of the present invention are subject to CLR evaluation in the HIC test. It was inferior compared with.

Abstract

管厚が２０ｍｍ以上で、引張り強度が５６０ＭＰａ以上の厚肉高強度耐サワーラインパイプとして好適なものおよびその製造方法を提供する。 母材部が、特定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｃａ、Ｎ、Ｏ、選択成分としてＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉの一種または二種以上、残部Ｆｅ及び不可避的不純物で、管厚方向のミクロ組織が、内表面＋２ｍｍ～外表面＋２ｍｍの領域で、９０％以上のベイナイトを含み、管厚方向の硬さ分布において、中心偏析部を除く領域の硬さが２２０Ｈｖ１０以下、中心偏析部の硬さが２５０Ｈｖ１０以下で、管厚方向の内表面＋１ｍｍ～管厚の３／１６までの位置および外表面＋１ｍｍ～管厚の１３／１６までの位置に存在する気泡や介在物および介在物クラスタの長径が１．５ｍｍ以下であるラインパイプ。上記組成のＣＣスラブを特定条件で熱間圧延後、加速冷却を行う。

Description

厚肉高強度耐サワーラインパイプおよびその製造方法
　本発明は、厚肉(heavy wall)高強度(high-strength)耐サワーラインパイプ(line pipe for sour gas service)およびその製造方法に関し、好適には管厚が２０ｍｍ以上で、引張り強度が５６０ＭＰａ以上のものに関する。
　世界的なエネルギ需要の高まりを背景に、原油(crude oil)や天然ガス(natural gas)の採掘量が年々増加した結果、高品質な原油や天然ガスが徐々に枯渇し、硫化水素(hydrogen sulfide)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。
　このような原油や天然ガスを採掘するために敷設されるパイプラインや原油精製プラントの圧力容器および配管には、安全性確保のために耐サワー性能(sour resistant property)（耐ＨＩＣ性能(resistance to Hydrogen Induced Cracking)および耐ＳＳＣ性能(resistance to Sulfide Stress Corrosion Cracking)）に優れるものが必要である。また、ラインパイプの長距離化や輸送効率向上のために厚肉、高強度化した鋼板および鋼管を適用しなければならない。
　そのため、強度グレードがＡＰＩ(American Petroleum Institute)　５Ｌ　Ｘ６０～Ｘ６５、管厚が２０～４０ｍｍ程度でＮＡＣＥ－ＴＭ０２８４およびＮＡＣＥ－ＴＭ０１７７のＡ溶液環境において優れた耐サワー性能を確保した厚肉高強度耐サワーラインパイプの安定供給が課題となっている。
　現在、耐サワーラインパイプの安定供給には、連続鋳造スラブ(continuous casting slab)からＴＭＣＰ(Thermo-Mechanical Control Process)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性能を向上させる要因として、１）Ｍｎ、Ｐなどの中心偏析(center segregation)元素の低減や鋳造速度の低減、軽圧下の適用による中心偏析硬さの低減、２）Ｓ、Ｏの低減およびＣａの最適量添加による中心偏析における伸長ＭｎＳの発生抑制、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）におけるＣａクラスタの生成抑制、３）ＴＭＣＰにおける加速冷却条件の最適化によるミクロ組織のベイナイト単相化、島状マルテンサイト（Martensite-Austenite constituent, MA）の発生抑制、中心偏析の硬化抑制などが明らかにされ、特許文献１～２５が提案されている。
　特許文献１～３には、中心偏析に濃化する合金元素の中心偏析硬さに及ぼす影響を定量化した化学成分パラメータや中心偏析におけるＭｎＳおよび介在物集積帯におけるＣａクラスタの生成を定量化した化学成分パラメータを導入することで、優れた耐ＨＩＣ性能を合理的な化学成分設計で行なうことを可能とする技術が開示されている。
　特許文献４～７には、中心偏析部におけるＭｎ濃度やＮｂ、Ｔｉ濃度を測定し、その濃度を一定以下に制御することにより優れた耐ＨＩＣ性能を確保する方法が開示されている。特許文献８には、中心偏析部の未圧着部長さを一定以下に制御することにより中心偏析部への合金元素の濃化およびそれに伴う硬さの上昇を抑制し、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９には、中心偏析に生成するＳ、Ｎ、Ｏと結合した介在物やＮｂＴｉＣＮの大きさの上限を規定し、化学成分やスラブ加熱条件でその範囲に制御することで、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１０には、Ｎｂを０．０１％未満に低減することで、中心偏析でのＨＩＣ起点となるＮｂＣＮの発生を抑制することで、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１１には、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ＨＩＣ性能を両立する方法が開示されている。特許文献１２および１３には、中心偏析でのＭｎＳ生成抑制のために添加したＣａの形態を最適制御するために、Ｃａ－Ａｌ－Ｏの組成比を最適化し、微細な球状にすることにより、Ｃａクラスタや粗大なＴｉＮを起点としたＨＩＣ発生を抑制し、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１４には、加速冷却開始温度の下限の決定に関し、Ｃ／Ｍｎと未再結晶域全圧下量を考慮することで、バンド状組織の発生を抑制し、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１５および１６には、未再結晶域圧延による結晶粒の偏平化に伴うミクロ組織のＨＩＣ伝播停止性能の劣化を抑制するために、圧延終了温度を高くすることで、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１７には、加速冷却の最適化およびオンライン急速加熱の適用により、フェライト組織中に微細な析出物が分散する組織形態とし、表層フェライト化による表層硬さの低減および析出強化による高強度化を両立し、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１８～２０には、特許文献１７と同様の手法でミクロ組織をベイナイト主体とすることで、強度とＨＩＣ性能を両立する方法が開示されている。
　特許文献２２～２５には、加速冷却後、オンラインに設置された誘導加熱装置により急速加熱を行なうことで、鋼板板厚方向のミクロ組織や硬さ分布を調整して優れた耐ＨＩＣ性能を確保する方法が開示されている。
　特許文献２２にはミクロ組織中のＭＡの生成を抑制し、且つ均一な板厚方向の硬度分布としてＨＩＣの伝播停止性能を高めることが記載され、特許文献２３には高強度と耐ＨＩＣ性を両立させるため、成分組成を偏析が抑制され、析出強化が可能な系とし、ミクロ組織内における硬度差が小さいフェライト＋ベイナイト２相組織とすることが記載されている。
　特許文献２４には、成分組成を、各合金元素の中心偏析部の濃度が低くなるように調整して、中心偏析部の硬さを低減し、鋼板表層部における金属組織はベイナイトまたはベイナイト＋フェライトの混合組織として、島状マルテンサイトの体積分率を２％以下とすることが記載されている。
　特許文献２５には、加速冷却における板厚中央の冷却速度を規定し、冷却の初期では冷却速度を遅くして表層温度を５００℃以下まで下げ、その後は、冷却速度を早くして強度が確保できる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。
特開２００９－２２１５３４号公報 特開２０１０－７７４９２号公報 特開２００９－１３３００５号公報 特開平６－２２０５７７号公報 特開２００３－１３１７５号公報 特開２０１０－２０９４６１号公報 特開２０１１－６３８４０号公報 特開２０１０－２０９４６０号公報 特開２００６－６３３５１号公報 特開２０１１－１６０７号公報 特開２０１０－１８９７２２号公報 特開平１０－８１９６号公報 特開２００９－１２０８９９号公報 特開２０１０－１８９７２０号公報 特開平９－３２４２１６号公報 特開平９－３２４２１７号公報 特開２００３－２２６９２２号公報 特開２００４－３０１４号公報 特開２００４－３０１５号公報 特開２００５－６０８２０号公報 特開２００５－６０８３７号公報 特開２００８－５６９６２号公報 特開２００８－１０１２４２号公報 特開２００９－５２１３７号公報 特開２０００－１６０２４５号公報
　ところで、厚肉高強度耐サワーラインパイプの場合、ＵＯＥ(UOE forming)やプレスベンド(press bend forming)などの冷間加工の際に受けるひずみ量が大きい。また、強度を確保するためにより多くの合金元素を添加するため、加速冷却における表層と板厚中心の冷却速度の差（厚肉材ほど差が大きくなる）によって、表層硬さが上昇しやすくなる。そのため、表層近傍におけるＨＩＣの発生が特に問題とされている。
　しかしながら、特許文献１～２１には、厚肉高強度耐サワーラインパイプの表層に発生するＨＩＣの解決手段は記載されていない。特許文献２２～２５は、加速冷却等により硬化した表層近傍から発生するＨＩＣを防止することを目的とするものの、中心偏析部においてＨＩＣの発生に関与する介在物が、表層部近傍にあった場合の影響については全く検討されておらず、表層近傍に発生するＨＩＣの抑制方法として不十分なことが懸念される。
　また、最近の厚肉高強度耐サワーラインパイプは低Ｏ、極低Ｓ鋼として製造されるが、ＨＩＣへの影響について、十分検討されていない。
　そこで、本発明は表面近傍から発生するＨＩＣを防止し、優れた耐ＨＩＣ性能を備えた管厚２０ｍｍ以上の厚肉高強度耐サワー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、低Ｏ、極低Ｓ鋼として製造される厚肉高強度耐サワーラインパイプの耐ＨＩＣ性能について知見を得るため、ミクロ組織を均一なベイナイトに造りこんだ管厚２０ｍｍ以上の溶接鋼管を対象に、管厚方向の各位置に発生するＨＩＣについて検討を行い以下の知見を得た。
　１．管厚２０ｍｍ以上の厚肉の溶接鋼管の場合であっても、中心偏析(center segregation area)に発生するＨＩＣの抑制には、中心偏析硬さを２５０Ｈｖ１０以下とし、ＭｎＳの生成を抑制することが有効である。
２．また、ＭｎＳの発生は、下式に示すＡＣＲＭとの相関が高く、ＡＣＲＭを１．０以上にすることで、中心偏析におけるＭｎＳの生成を抑制することができる。
ＡＣＲＭ＝（Ｃａ－（１．２３Ｏ－０．０００３６５））／（１．２５Ｓ）、
但し、Ｃａ、Ｏ、Ｓは含有量（質量％）
３．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は、ＡＣＲＭを４．０以下にするとＣａクラスタの生成が抑制でき、ＨＩＣの発生も抑制できる。
　４．表層近傍のＨＩＣの発生は、表層硬さのみでは整理できず、表層近傍に生成する気泡や介在物の状態が大きく影響する。
５．表層近傍に発生するＨＩＣの破面について調査した結果、ＨＩＣの起点は長径で２００μ以上の気泡あるいはＣａＯクラスタである。また、表層近傍の硬さが２２０Ｈｖ１０を超えるとこれらの気泡や介在物を起点としたＨＩＣが発生し、気泡や介在物の長径が１．５ｍｍを越えると表層近傍硬さを２２０Ｈｖ１０以下にしてもＨＩＣが発生する。
　６．すなわち、表層近傍ＨＩＣを抑制するためには、ａ．表層近傍において長径２００μｍ以上の気泡や介在物の発生を抑制する、ｂ．表層近傍の硬さを２２０Ｈｖ１０以下にし、表層近傍の長径１．５ｍｍ以上の気泡や介在物の発生を抑制するのいずれかの手法を適用する必要がある。
７．ａの場合、製鋼プロセスにおける気泡や粗大クラスタを鋼中で残存させないことにより達成可能である。しかし、粗大クラスタ（介在物）を残存させないためには、気泡を残存させて介在物を浮上促進させなければならず、製鋼プロセスにおける微妙なバランスを制御する必要があり、製造安定性が十分に確保できない可能性が非常に高い。
　さらに、表層近傍の気泡や、長径で２００μｍ以上の介在物を確実に捕らえるためには、非常に高感度な検査方法を適用する必要があり現実的でない。
８．ｂの場合、鋼板製造プロセスにおいて表層硬さを低減し、造管後の表層近傍硬さを２２０Ｈｖ１０以下に低減することができればＨＩＣの発生を抑制することが可能で、１．５ｍｍ以上の気泡や介在物を検知することは、比較的容易である。
　９．溶接鋼管において表層硬さを２２０Ｈｖ１０以下にすることは、Ｔ／Ｄ（Ｔは管厚、Ｄは鋼管径）が０．０２以上の場合、当該溶接鋼管の表層＋１ｍｍ（表層下、１ｍｍの位置）の７００→６００℃の冷却速度を１２０℃／ｓ以下にすることができれば加速冷却ままでも達成可能である。
　なお、表層下でのＨＩＣが問題となるのは、厚肉材の場合であり、管厚が２０ｍ未満では問題とならないため、本発明は管厚２０ｍｍ以上、特に２５ｍｍ以上を対象とする。
また、管厚が厚くなるほど、外径が小さくなるほど、造管によるひずみが大きくなり表層近傍のＨＩＣが発生しやすくなる。ｔ／Ｄが０．０４５を超えると、表層近傍のひずみによるＨＩＣ性能の劣化と硬さの上昇によって、表層近傍のＨＩＣを防げなくなるため、ｔ／Ｄが０．０４５以下の鋼管を対象とする。
　本発明は、得られた知見にさらに検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
（１）鋼管母材部の化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０２０～０．０６０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．８０～１．５０％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ａｌ：０．０８０％以下、Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、Ｃａ：０．００１０～０．００４０％、Ｎ：０．００８０％以下、Ｏ：０．００３０％以下を含有し、式（１）によるＣｅｑが０．３２０以上、式（２）によるＰＨＩＣが０．９６０以下、式（３）によるＡＣＲＭが１．００～４．００、式（４）によるＰＣＡが４．００以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物で、管厚方向のミクロ組織が、内表面＋２ｍｍ～外表面＋２ｍｍの領域で、９０％以上のベイナイトを含み、管厚方向の硬さ分布において、中心偏析部を除く領域の硬さが２２０Ｈｖ１０以下、中心偏析部の硬さが２５０Ｈｖ１０以下で、管厚方向の内表面＋１ｍｍ～管厚（Ｔ）の３／１６までの位置および外表面＋１ｍｍ～管厚（Ｔ）の１３／１６までの位置に存在する気泡や介在物および介在物クラスタの長径が１．５ｍｍ以下であることを特徴とする厚肉高強度耐サワーラインパイプ。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・式（１）
ＰＨＩＣ＝４．４６Ｃ＋２．３７Ｍｎ／６＋（１．７４Ｃｕ＋１．７Ｎｉ）／５＋（１．１８Ｃｒ＋１．９５Ｍｏ＋１．７４Ｖ）／１５＋２２．３６Ｐ・・・式（２）
ＡＣＲＭ＝（Ｃａ－（１．２３Ｏ－０．０００３６５））／（１．２５Ｓ）・・・式（３）
ＰＣＡ＝１００００ＣａＳ０．２８・・・式（４）
式（１）～（４）において、各合金元素は化学成分中の含有量（質量％）とする。
（２）鋼管母材部の化学成分が更に、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．１００％以下、Ｔｉ：０．０３０％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の厚肉高強度耐サワーラインパイプ。
（３）管厚が２０ｍｍ以上で、Ｔ／Ｄが０．０４５以下（Ｔは管厚（ｍｍ）、Ｄは管径（ｍｍ））であることを特徴とする（１）または（２）記載の厚肉高強度耐サワーラインパイプ。
　（４）（１）または（２）記載の化学成分を有する連続鋳造スラブを、１０００～１１５０℃に再加熱し、未再結晶域での全圧下率が４０～９０％で熱間圧延後、表層温度がＡｒ３－ｔ℃以上（ｔは板厚（ｍｍ））より３５０～５５０℃まで、７００℃～６００℃の平均冷却速度が、板厚方向に表層＋１ｍｍ～板厚の３／１６位置および裏層＋１ｍｍ～板厚の１３／１６位置において１２０℃／ｓ以下、板厚中心において２０℃／ｓ以上で加速冷却した後、冷間加工によりパイプ状に曲げ加工し、両端部の突合せ部を溶接して溶接鋼管とすることを特徴とする厚肉高強度耐サワーラインパイプの製造方法。
（５）熱間圧延後、加速冷却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なうことを特徴とする（４）記載の厚肉高強度耐サワーラインパイプの製造方法。
　（６）管厚が２０ｍｍ以上で、Ｔ／Ｄが０．０４５以下（Ｔは管厚（ｍｍ）、Ｄは管径（ｍｍ））であることを特徴とする（４）または（５）記載の厚肉高強度耐サワーラインパイプの製造方法。
（７）（４）乃至（６）のいずれか一つに記載の製造方法で溶接鋼管とした後、鋼管母材からサンプルを切り出して、管周方向と管長手方向において２００ｍｍ２以上、管厚方向の内表面＋１ｍｍ～管厚の３／１６までの位置および外表面＋１ｍｍ～管厚の１３／１６までの位置を２０ＭＨｚ以上の探触子を用いて超音波探傷を行い、１．５ｍｍ以上の指示の有無を確認することを特徴とする厚肉高強度耐サワーラインパイプの耐ＨＩＣ性能の判定方法。
　本発明によれば、管厚方向の各位置において優れた耐ＨＩＣ性能を備えた管厚２０ｍｍ以上の厚肉高強度耐サワーラインパイプおよびその製造条件が得られ、産業上極めて有効である。
　本発明に係る厚肉高強度耐サワーラインパイプの鋼管母材部の、化学成分、ミクロ組織、硬さ分布について説明する。
［化学成分］以下の説明において％表示は、質量％とする。
Ｃ：０．０２０～０．０６０％
　Ｃは、中心偏析に濃化し、さらに中心偏析への他の元素の偏析を助長する元素であるため、ＨＩＣ性能確保の観点からは低減した方がよく、０．０６０％以下に制限する。一方、安価かつ高強度化に有効な元素であるため、母材強度を確保する観点から、０．０２０％以上を含有する。好ましくは０．０２５～０．０５５％である。
　Ｓｉ：０．５０％以下
　Ｓｉは、脱酸に用いる元素で、介在物を低減し、高強度化に寄与するため含有する。Ｓｉを０．５０％を超えて含有すると、ＨＡＺ靭性が著しく劣化し、溶接性も劣化するため、上限を０．５０％とする。より好ましくは、０．４０％以下、さらに好ましくは、０．０５～０．４０％である。
　Ｍｎ：０．８０～１．５０％
　Ｍｎは、中心偏析に顕著に濃化して、中心偏析の硬さを上昇させるためＨＩＣ性能確保の観点から、低減することが望ましい。Ｍｎが１．５０％超えになると、他の合金元素の調整を行なっても中心偏析の硬さが高くＨＩＣ性能が確保できないため、上限を１．５０％とする。一方で、Ｍｎは、安価でかつ高強度化に寄与し、冷却中のフェライトの生成を抑制する。その効果を得るためには、０．８０％以上の添加が必要である。より好ましくは、１．００～１．５０％である。
　Ｐ：０．００８％以下
　Ｐは、中心偏析に顕著に濃化して、中心偏析の硬さを著しく増加させるためできるだけ低減する。しかしながら、Ｐを低減することは、製鋼コストの増大を招くため、０．００８％まで許容する。より好ましくは、０．００６％以下である。
　Ｓ：０．００１５％以下
　Ｓは、中心偏析に顕著に濃化して、中心偏析部でＭｎＳを形成し、ＨＩＣ性能を顕著に劣化させるため、できるだけ低減する。しかしながら、Ｓを低減することは、製鋼コストの増大を招くため、０．００１５％まで許容する。より好ましくは、０．００８％以下である。
　Ａｌ：０．０８０％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。一方で、０．０８％を超えて含有すると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ため上限を０．０８％とする。より好ましくは、０．０５％以下である。
　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域を拡大し、母材の靭性確保に付与する。その効果を得るためには少なくとも０．００５％以上は添加する必要がある。一方で、Ｎｂは中心偏析に濃化し、凝固時に粗大なＮｂＣＮあるいはＮｂＴｉＣＮを晶出しＨＩＣの起点となり、ＨＩＣ性能を劣化させるため、上限を０．０５％とする。より好ましくは、０．０１０～０．０４０％である。
　Ｃａ：０．００１０～０．００４０％
　Ｃａは、中心偏析に生成するＭｎＳの生成を抑制し、ＨＩＣ性能を向上させる。その効果が得られるためには、少なくとも０．００１０％は必要である。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ＣａＯクラスタが生成し、ＨＩＣ性能を劣化させるため、上限を０．００４０％とする。
　Ｎ：０．００８０％以下
　Ｎは、不可避的不純物元素であるが、０．００８０％以下の含有であれば、母材靭性やＨＩＣ性能を劣化させないため、上限を０．００８０％とする。
　Ｏ：０．００３０％以下
　Ｏは、不可避的不純物元素であり、Ａｌ２Ｏ３やＣａＯの生成量が増えることによって、表層下や介在物集積帯でのＨＩＣ性能を劣化させるため低減することが好ましい。しかしながら、Ｏを低減することは、製鋼コストの増大を招くため、０．００３０％まで許容する。より好ましくは、０．００２０％以下である。
　Ｃｅｑ（％）：０．３２０以下
　Ｃｅｑ（％）は、厚肉高強度耐サワーラインパイプの母材強度を確保するために必要な合金元素量を表す指標で、０．３２０以上とする。上限については、特に規定しないが、溶接性の観点から０．４００以下とすることが好ましい。Ｃｅｑ（％）は下式で求める。
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５
各合金元素は化学成分中の含有量（質量％）とする。
　ＰＨＩＣ（％）：０．９６０以下
　ＰＨＩＣ（％）は、中心偏析の硬化度を示すパラメータで、この値が大きいほど中心偏析の硬さが高くなり、管厚中心でのＨＩＣ発生を助長する。ＰＨＩＣ（％）が０．９６０以下であれば、中心偏析の硬さを２５０Ｈｖ１０以下とすることができ、優れた耐ＨＩＣ性能を確保できるため、上限を０．９６０とする。より好ましくは、０．９４０以下である。ＰＨＩＣ（％）は下式で求める。
ＰＨＩＣ（％）＝４．４６Ｃ＋２．３７Ｍｎ／６＋（１．７４Ｃｕ＋１．７Ｎｉ）／５＋（１．１８Ｃｒ＋１．９５Ｍｏ＋１．７４Ｖ）／１５＋２２．３６Ｐ
各合金元素は化学成分中の含有量（質量％）とする。
　ＡＣＲＭ（％）：１．００～４．００
　ＡＣＲＭ（％）は、ＣａによるＭｎＳの形態制御の効果を定量化する指標で、ＡＣＲＭ（％）が１．００以上になると、中心偏析でのＭｎＳの生成が抑制されて管厚中心でのＨＩＣの発生が抑制される。一方で、ＡＣＲＭ（％）が４．００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、上限を４．００とする。より好ましくは、１．００～３．５０である。ＡＣＲＭ（％）は下式で求める。
ＡＣＲＭ（％）＝（Ｃａ－（１．２３Ｏ－０．０００３６５））／（１．２５Ｓ）
各合金元素は化学成分中の含有量（質量％）とする。
　ＰＣＡ（％）：４．００以下
　ＰＣＡ（％）は、ＣａによるＣａＯクラスタ発生限界を示す指標で、ＰＣＡ（％）が４．００を超えるとＣａＯ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ＨＩＣが発生しやすくなるため、上限を４．００とする。ＰＣＡ（％）は下式で求める。
ＰＣＡ（％）＝１００００ＣａＳ０．２８
各合金元素は化学成分中の含有量（質量％）とする。
　以上が本発明に係る厚肉高強度耐サワーラインパイプの基本成分組成で、残部Ｆｅ及び不可避的不純物である。本発明では、さらに母材強度およびＨＡＺ靭性を向上させる観点から以下の合金元素を１種以上含有することができる。
　Ｃｕ：０．５０％以下
　Ｃｕは、母材の高強度化に寄与する元素であるが、中心偏析に濃化する元素でもあるので過度な含有は控えるべきである。また、Ｃｕを０．５０％を超えて含有すると、溶接性およびＨＡＺ靭性の劣化を招くため、含有させる場合は、上限を０．５０％とする。
　Ｎｉ：１．００％以下
　Ｎｉは、母材の高強度化に寄与する元素であるが、中心偏析に濃化する元素でもあるので過度な含有は控えるべきである。また、Ｎｉを１．００％を超えて含有すると、溶接性の劣化を招き、また高価な元素であるため、含有させる場合は、上限を１．００％とする。
　Ｃｒ：０．５０％以下
　Ｃｒは、母材の高強度化に寄与する元素であるが、中心偏析に濃化する元素でもあるので過度な含有は控えるべきである。また、Ｃｒを０．５０％を超えて含有すると、溶接性およびＨＡＺ靭性の劣化を招くため、含有させる場合は、上限を０．５０％とする。
　Ｍｏ：０．５０％以下
　Ｍｏは、母材の高強度化に寄与する元素であるが、中心偏析に濃化する元素でもあるので過度な含有は控えるべきである。また、Ｍｏを０．５０％を超えて含有すると、溶接性およびＨＡＺ靭性の劣化を招くため、含有させる場合は、上限を０．５０％とする。
　Ｖ：０．１００％以下
　Ｖは、母材の高強度化に寄与する元素であるが、中心偏析に濃化する元素でもあるので過度な含有は控えるべきである。また、Ｖを０．１００％を超えて含有すると、溶接性およびＨＡＺ靭性の劣化を招くため、含有させる場合は、上限を０．１００％とする。
　Ｔｉ：０．０３０％以下
　Ｔｉは、ＴｉＮを形成することにより固溶Ｎを減少させて母材靭性の劣化を抑制するだけでなく、ＨＡＺ靭性を向上させる効果がある。一方で、Ｔｉを過剰に含有すると、中心偏析でＮｂＴｉＣＮの発生を助長し、ＨＩＣを発生しやすくするため、含有する場合は、上限を０．０３０％とする。
　［ミクロ組織］
　鋼管母材部のミクロ組織は、管厚方向で少なくとも内表面＋２ｍｍ～外表面＋２ｍｍの位置のミクロ組織を９０％以上のベイナイトとする。内表面は鋼管内側の表面、外表面は鋼管外側の表面とする。
　鋼管母材部の組織は、ＨＩＣの発生防止の観点から、単相組織にすることが望ましく、また、厚肉高強度耐サワーラインパイプとしての所望の強度を得るため、ベイナイト組織とすることが必要なため、ベイナイト単相組織とする。
　ベイナイトの組織分率（面積率）は１００％とすることが望ましいが、１０％未満のフェライト、セメンタイト及びＭＡの一種または二種以上が含まれていてもＨＩＣの発生防止には影響を与えないため、９０％以上とする。より好ましくは９５％以上である。
　［硬さ分布］
　管厚方向の硬さ分布において、中心偏析部を除く領域の硬さが２２０Ｈｖ１０以下、中心偏析部の硬さが２５０Ｈｖ１０以下
　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、表層硬さは低い方が望ましい。表層近傍における介在物や気泡の最大径が１．５ｍｍ以下であれば、表層近傍の硬さを２２０Ｈｖ１０以下、より好ましくは２１０Ｈｖ１０以下にすることで表層近傍におけるＨＩＣの発生を抑制することが可能である。
　また、上述した成分組成の鋼であれば、中心偏析部の硬さが２５０Ｈｖ１０以下の場合、中心偏析部のＨＩＣの発生を抑制できるため、上限を２５０Ｈｖ１０とする。
［表層近傍の気泡や介在物］
管厚方向の内表面＋１ｍｍ～管厚（Ｔ）の３／１６までの位置および外表面＋１ｍｍ～管厚（Ｔ）の１３／１６までの位置に存在する気泡や介在物および介在物クラスタの長径が１．５ｍｍ以下
　表層近傍のＨＩＣは気泡や介在物および介在物クラスタ（ＣａＯクラスタ）の一種または二種以上が存在することで発生する。表層近傍の硬さを２２０Ｈｖ１０以下、より好ましくは２１０Ｈｖ１０以下に低減した場合、ＣａＯクラスタや気泡の大きさが、それらの長径寸法で１．５ｍｍ以下の場合、ＨＩＣ性能を劣化させない。なお、介在物の測定方法としては、表層近傍の断面の顕微鏡観察によるもの、非破壊検査によるものいずれの方法によってもよいが、大きな体積について測定する必要があるため、超音波探傷などの非破壊検査によるものが望ましい。
　超音波探傷を行う場合、鋼管母材部から切り出したサンプルについて、測定位置を表層近傍のＨＩＣ発生位置と同じ位置（管厚方向の内表面＋１ｍｍ～管厚（Ｔ）の３／１６までの位置および外表面＋１ｍｍ～管厚（Ｔ）の１３／１６までの位置）として管周方向と管長手方向において少なくとも面積で２００ｍｍ２以上の領域を、２０ＭＨｚ以上の探触子を用いて行い、１．５ｍｍ以上の指示がないことを確認する。
　１．５ｍｍ以上の介在物を検出するため、２０ＭＨｚ以上の探触子を用いることが必要である。１．５ｍｍの空孔を開けた鋼管母材から切り出したサンプルと同じ板厚のダミー材を予め探傷しておき、その後、鋼管母材から切り出したサンプルを探傷し、その反射エコーがダミー材で検出したエコーよりも高い場合に１．５ｍｍ以上の介在物があるものとして判定する。
　［鋼管母材の製造方法］
　本発明に係る厚肉高強度耐サワーラインパイプの好ましい製造方法について説明する。
スラブ加熱温度(slab heating temperature)：１０００～１１５０℃
　スラブ加熱温度は、高いほど強度が上昇するが、靭性が劣化するため、所望の強度、靭性に応じて最適な範囲に設定する必要がある。スラブ加熱温度が１０００℃未満になると、固溶Ｎｂが確保できず、母材の強度、靭性ともに劣化するため、下限を１０００℃とする。一方で、１１５０℃を超えると中心偏析に生成した粗大なＮｂＣＮがさらに凝集粗大化してＨＩＣの発生を容易とするため、上限を１１５０℃とする。
　未再結晶域での全圧下率：４０～９０％
　未再結晶域での圧延は、ミクロ組織を偏平化し、母材靭性を向上させる効果がある。その効果を得るためには、４０％以上の圧下が必要であるため下限を４０％とする。一方で、９０％を超えて圧下すると母材靭性の向上効果がすでに飽和しているため大きく得られないことと、ＨＩＣの伝播停止性能を劣化させるため、上限を９０％とする。より好ましくは、６０～８５％である。
　加速冷却(accelerated cooling)開始温度(starting temperature)：鋼板の表層温度でＡｒ３－ｔ℃以上（ｔは板厚（ｍｍ））
　均一なベイナイト組織とするため、加速冷却開始温度をＡｒ３－ｔ℃以上（ｔは板厚（ｍｍ））、より好ましくは、Ａｒ３－ｔ／２℃以上（ｔは板厚（ｍｍ））とする。
　加速冷却停止温度(stopping temperature)：鋼板の表層温度で３５０～５５０℃
　加速冷却の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３５０℃未満になると、ベイナイトのラス間がＭＡに変態する。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ＨＩＣの発生が容易となる。また、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、ＨＩＣが発生しやすくなるため、上限を５５０℃とする。
　加速冷却の平均冷却速度：表層近傍で１２０℃／ｓ以下、板厚中心において２０℃／ｓ以上
　表層近傍の加速冷却の冷却速度が速いと表層硬さが上昇してＨＩＣが発生しやすくなる。造管後の表層硬さを２２０Ｈｖ１０以下にするためには、表層近傍の冷却速度を１２０℃／ｓ以下にする必要があるため、上限を１２０℃／ｓとする。表層近傍は、板厚方向の内表面＋１ｍｍ～板厚（ｔ）の３／１６までの位置および外表面＋１ｍｍ～板厚（ｔ）の１３／１６までの位置とする。
　また、板厚中心の冷却速度が速いほど母材が高強度化される。厚肉材において所望する強度を得るために、板厚中心の冷却速度を２０℃／ｓ以上とする。
　表層近傍の冷却速度は表層に厚いスケールが残存する場合に局所的に速くなる場合がある。安定的に表層硬さを低減するためには、加速冷却の直前に噴射流衝突圧を１ＭＰａ以上とするデスケーリングを行ってスケールを剥離させることが望ましい。上述した成分組成と製造方法を満足した場合、ラインパイプ材として必要な強度とＤＷＴＴ特性を満足しつつ、優れた耐ＨＩＣ性能を備えることが可能である。
　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、表２に示す条件でスラブを再加熱し、熱間圧延、加速冷却した後空冷した。製造した厚鋼板をＵＯＥ成形で造管し（Ｏプレス圧縮率＝０．２５％、拡管率＝０．９５％）、溶接鋼管とした。なお、加速冷却の板厚中心の冷却速度は、板表面の温度より熱伝導計算により求めた。
　鋼管母材部のミクロ組織のベイナイト分率は、内表面＋２ｍｍ位置、外表面＋２ｍｍ位置、管厚中央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、光学顕微鏡で観察することで測定し、３箇所で最もベイナイト分率が低い箇所の値を採用した。
　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内面＋１ｍｍから外面＋１ｍｍにかけて１ｍｍピッチで測定し、その最大値を用いた。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、その最大値を用いた。
　表層近傍の気泡および介在物は、Ｃスキャン（探触子は２５ＭＨｚ）によって測定した。測定方法は、鋼管内表面から１０ｍｍ厚で長手方向に１００ｍｍ、管周方向に２０ｍｍの矩形サンプルを５つ切出し、内表面側が底面になるようにセットし、内表面＋１ｍｍから３／１６Ｔまでの位置に探傷ゲートを設定して探傷した。その際に、あらかじめサンプルと同じ板厚で１．５ｍｍ径の空孔のあいたダミー材を探傷し、空孔による指示が１００％の感度になるように設定した条件で、サンプルについても測定し、１００％を超える指示が出た場合について、１．５ｍｍ以上の介在物あるいは空孔があるものとして判断した。
　鋼管の強度は、管周方向から採取したＡＰＩ全厚引張試験片で評価し、引張強度が５６０ＭＰａに達したものを合格とした。ＤＷＴＴ試験(drop weight tear test)は、０℃で各２本行い、そのせん断破面率の平均が８５％以上になるものを合格とした。また、ＨＩＣ試験は、ＮＡＣＥ　ＴＭ０２８４－２００３の溶液Ａについて各３本実施し、鋼管のＣＬＲ評価で最大値が１０％以下のものを合格（優れた耐ＨＩＣ性能）とした。
　表３に得られた溶接鋼管のミクロ組織観察結果、超音波探傷結果、材料試験結果を示す。本発明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ＨＩＣ性能を備えていることが確認された。一方で、成分組成および／または製造条件が本発明範囲外の溶接鋼管のうち、ミクロ組織のベイナイト分率または硬さ分布が本発明範囲外のものは、ＨＩＣ試験でのＣＬＲ評価が本発明例と比較して劣っていた。
　ミクロ組織のベイナイト分率または硬さ分布が本発明範囲内であっても、製造条件が本発明範囲外のものは、ＨＩＣ試験でのＣＬＲ評価が本発明例と同等であっても、引張強度またはＤＷＴＴ性能が劣っていた（鋼管Ｎｏ．１１、１２、１４）。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003

Claims (7)

  1. 　鋼管母材部の化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０２０～０．０６０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．８０～１．５０％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ａｌ：０．０８０％以下、Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、Ｃａ：０．００１０～０．００４０％、Ｎ：０．００８０％以下、Ｏ：０．００３０％以下を含有し、式（１）によるＣｅｑが０．３２０以上、式（２）によるＰＨＩＣが０．９６０以下、式（３）によるＡＣＲＭが１．００～４．００、式（４）によるＰＣＡが４．００以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物で、
    管厚方向のミクロ組織が、内表面＋２ｍｍ～外表面＋２ｍｍの領域で、９０％以上のベイナイトを含み、
    管厚方向の硬さ分布において、中心偏析部を除く領域の硬さが２２０Ｈｖ１０以下、中心偏析部の硬さが２５０Ｈｖ１０以下で、
    管厚方向の内表面＋１ｍｍ～管厚の３／１６までの位置および外表面＋１ｍｍ～管厚の１３／１６までの位置に存在する気泡や介在物および介在物クラスタの長径が１．５ｍｍ以下であることを特徴とする厚肉高強度耐サワーラインパイプ。
    Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・式（１）
    ＰＨＩＣ＝４．４６Ｃ＋２．３７Ｍｎ／６＋（１．７４Ｃｕ＋１．７Ｎｉ）／５＋（１．１８Ｃｒ＋１．９５Ｍｏ＋１．７４Ｖ）／１５＋２２．３６Ｐ・・・式（２）
    ＡＣＲＭ＝（Ｃａ－（１．２３Ｏ－０．０００３６５））／（１．２５Ｓ）・・・式（３）
    ＰＣＡ＝１００００ＣａＳ０．２８・・・式（４）
    式（１）～（４）において、各合金元素は化学成分中の含有量（質量％）とする。
  2. 　鋼管母材部の化学成分が更に、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．１００％以下、Ｔｉ：０．０３０％以下の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に記載の厚肉高強度耐サワーラインパイプ。
  3. 　管厚が２０ｍｍ以上で、Ｔ／Ｄが０．０４５以下（Ｔは管厚（ｍｍ）、Ｄは管径（ｍｍ））であることを特徴とする請求項１または２記載の厚肉高強度耐サワーラインパイプ。
  4. 　請求項１または２記載の化学成分を有する連続鋳造スラブを、１０００～１１５０℃に再加熱し、未再結晶域での全圧下率が４０～９０％で熱間圧延後、表層温度がＡｒ３－ｔ℃以上（ｔは板厚（ｍｍ））より３５０～５５０℃まで、７００℃～６００℃の平均冷却速度が、板厚方向に表層＋１ｍｍ～板厚の３／１６位置および裏層＋１ｍｍ～板厚の１３／１６位置において１２０℃／ｓ以下、板厚中心において２０℃／ｓ以上で加速冷却した後、冷間加工によりパイプ状に曲げ加工し、両端部の突合せ部を溶接して溶接鋼管とすることを特徴とする厚肉高強度耐サワーラインパイプの製造方法。
  5. 　熱間圧延後、加速冷却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なうことを特徴とする請求項４記載の厚肉高強度耐サワーラインパイプの製造方法。
  6. 　管厚が２０ｍｍ以上で、Ｔ／Ｄが０．０４５以下（Ｔは管厚（ｍｍ）、Ｄは管径（ｍｍ））であることを特徴とする請求項４または５記載の厚肉高強度耐サワーラインパイプの製造方法。
  7. 　請求項４乃至６のいずれか一つに記載の製造方法で溶接鋼管とした後、鋼管母材からサンプルを切り出して、管周方向と管長手方向において２００ｍｍ２以上、管厚方向の内表面＋１ｍｍ～管厚の３／１６までの位置および外表面＋１ｍｍ～管厚の１３／１６までの位置を２０ＭＨｚ以上の探触子を用いて超音波探傷を行い、１．５ｍｍ以上の指示の有無を確認することを特徴とする厚肉高強度耐サワーラインパイプの耐ＨＩＣ性能の判定方法。
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