WO2021176590A1 - 鋼管および鋼板 - Google Patents

鋼管および鋼板 Download PDF

Info

Publication number
WO2021176590A1
WO2021176590A1 PCT/JP2020/009114 JP2020009114W WO2021176590A1 WO 2021176590 A1 WO2021176590 A1 WO 2021176590A1 JP 2020009114 W JP2020009114 W JP 2020009114W WO 2021176590 A1 WO2021176590 A1 WO 2021176590A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel pipe
steel
surface layer
base material
Prior art date
Application number
PCT/JP2020/009114
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
原　卓也
篠原　康浩
泰志 藤城
潔 海老原
津留　英司
Original Assignee
日本製鉄株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日本製鉄株式会社 filed Critical 日本製鉄株式会社
Priority to JP2022504837A priority Critical patent/JP7360075B2/ja
Priority to CN202080097912.9A priority patent/CN115210396A/zh
Priority to EP20923002.8A priority patent/EP4116453A4/en
Priority to KR1020227029776A priority patent/KR20220131992A/ko
Priority to BR112022013767A priority patent/BR112022013767A2/pt
Priority to PCT/JP2020/009114 priority patent/WO2021176590A1/ja
Publication of WO2021176590A1 publication Critical patent/WO2021176590A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C21D8/105—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/56—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering characterised by the quenching agents
    • C21D1/60—Aqueous agents
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/78—Combined heat-treatments not provided for above
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints

Definitions

  • the present invention relates to steel pipes and steel plates.
  • the present invention particularly relates to a welded steel pipe for a line pipe and a steel plate suitable as a material thereof.
  • a system that is installed on the ground or on the seabed and transfers oil and gas is called a pipeline.
  • Pipeline steel pipes that make up such pipelines are called line pipes.
  • a straight seam arc welded steel pipe (hereinafter referred to as an arc welded steel pipe, a welded steel pipe, or a steel pipe) is widely used for a large-diameter line pipe having a pipe diameter of 508 mm or more, which constitutes a long-distance pipeline.
  • the straight seam arc welded steel pipe is a steel pipe manufactured by forming a thick steel plate into a tubular open pipe and welding the butt portion (seam portion) by an arc welding method such as a submerged arc welding method. ..
  • UOE steel pipe or JCOE steel pipe it may be called UOE steel pipe or JCOE steel pipe.
  • the sour environment means acidified wet hydrogen sulfide environment containing H 2 S is a corrosive gas. It is known that when the line pipe is exposed to a sour environment, hydrogen-induced cracking (HIC) may occur.
  • HIC hydrogen-induced cracking
  • SSC sulfide stress cracking
  • SSC may occur in well pipes, which have higher strength than line pipes.
  • SSC may occur when the partial pressure of hydrogen sulfide becomes high or the stress becomes high.
  • the line pipe (sour-resistant line pipe) used in a harsh sour environment is required to have SSC-resistant characteristics in addition to HIC-resistant characteristics.
  • the hardness of the base metal portion and the welded portion is defined as 220 Hv or less based on the finding that the hardness affects the sour resistance, and the welded steel pipe having excellent sour resistance is defined.
  • a steel plate for this steel pipe has been proposed.
  • a high-strength steel sheet for sour line pipes has been proposed in which the steel structure is a bainite structure, the hardness variation ⁇ HV in the plate thickness direction is 30 or less, and the hardness variation ⁇ HV in the plate width direction is 30 or less. ing.
  • the metal structure is a bainite structure
  • the variation in hardness in the plate thickness direction is ⁇ Hv 10 25 or less
  • the variation in hardness in the plate width direction is ⁇ Hv 10 25 or less
  • the highest of the steel sheet surface layer portion is a high-strength steel sheet for sour line pipes having a hardness of Hv 10 220 or less and excellent material uniformity in the steel sheet.
  • the metal structure in the range from the surface of the steel plate to 1 mm in the plate thickness direction is composed of one or two types selected from tempered martensite and tempered baynite, and the plate thickness is from the central portion of the plate thickness.
  • the metal structure in the range of ⁇ 1 mm in the direction is 80% or more in area ratio of the main phase consisting of one or two types selected from tempered martensite and tempered baynite, and the rest other than the main phase is ferrite and pearlite.
  • It consists of one or more selected from cementite and retained austenite, and the hardness at a position 1 mm from the steel plate surface in the plate thickness direction is 250 HV or less in Vickers hardness, at a position 1 mm from the steel plate surface and at the center of the plate thickness.
  • Patent Documents 1 to 4 and Non-Patent Document 2 are satisfied with the sour resistance in an environment where the partial pressure of hydrogen sulfide is 0.1 MPa (1 bar) or less and the load stress is 90% or less of the yield stress. ..
  • the usage environment of oil country tubular goods or line pipes has become more severe these days, and the demand level for sour resistance of welded steel pipes for line pipes has become higher.
  • the steel sheets of Patent Documents 1 to 4 and the steel sheets of Non-Patent Document 2 have a hydrogen sulfide partial pressure of more than 0.1 MPa (1 bar) and an environment of more than 90% of the yield stress.
  • the sour resistance in the water was not sufficient.
  • Patent Document 5 includes hydrogen sulfide having a HIC resistance equal to or higher than that of conventional steel, a yield strength of 350 MPa or more, and a hydrogen sulfide partial pressure of more than 0.1 MPa.
  • Patent Document 5 shows that the load stress of the sulfide stress corrosion cracking test is excellent in SSC resistance of 90% of the yield stress, in the case where the load stress exceeds 90% of the yield stress, It was not shown.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2011-017048 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2012-077331 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2013-139630 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2014-218707 Japanese Patent No. 6369658
  • an object of the present invention is to provide a welded steel pipe having excellent sour resistance, which can be used in a harsh high-pressure hydrogen sulfide environment, particularly a straight seam arc welded steel pipe and a steel plate (particularly a thick steel plate) as a material thereof.
  • the present invention has been made to solve the above problems, and the following steel pipes and steel plates are the gist of the present invention.
  • the steel pipe according to one aspect of the present invention is a steel pipe having a base material portion and a welded portion, and the chemical composition of the base metal portion is mass% and C: 0.030 to 0.100%.
  • Si 0.50% or less
  • Mn 0.80 to 1.60%
  • P 0.020% or less
  • S 0.0030% or less
  • Al 0.060% or less
  • Ti 0.001 to 0.030%
  • Nb 0.006 to 0.100%
  • Ni: 0 to 1.00% Cu: 0 to 1.00%
  • V 0 to 0.10%
  • Mg 0 to 0.0100%
  • REM 0 to 0.0100%
  • ESSP represented by the following formula (i) is 1.5 to 3.0
  • Ceq represented by the following formula (ii) is 0.
  • the metal structure of the surface layer portion which is about 0.50 and is in the range from the surface of the base metal portion to a depth of 1 mm, comprises one or more selected from polygonal ferrite, granular bainite, cyclic ferrite, and bainite.
  • the maximum hardness of the base metal portion in the surface layer portion is 250 HV or less, the yield stress is 415 to 630 MPa, and the proportional limit in the stress strain curve is 90% or more of the yield stress.
  • each element symbol in the formula represents the content (mass%) of each element contained in the steel, and if it is not contained, it is set to zero.
  • the total area ratio of granular bainite, acicular ferrite, and bainite may exceed 80% in the metal structure of the surface layer portion of the base material portion.
  • the chemical composition of the base material is mass%, Cr: 0.10 to 1.00%, Mo: 0.03 to 0.50.
  • the chemical composition of the base metal portion is mass% and contains Nb: 0.01 to 0.04%, and the welded portion has the welded portion.
  • the welding heat-affected zone and the weld metal part, and the metal structure of the surface layer portion in the welding heat-affected zone contains one or more selected from baynite and acrylic ferrite, and the surface layer portion in the welding heat-affected zone.
  • the maximum hardness of is 250 HV or less, and the angle of the weld toe inside the steel pipe is in the range of 130 to 180 °.
  • the steel pipe according to any one of (1) to (4) above may have a base metal portion having a thickness of 10 to 40 mm and a pipe diameter of 508 mm or more.
  • the steel plate according to another aspect of the present invention is used for the base material portion of the steel pipe according to any one of (1) to (5).
  • the present inventors have found that in order to consider a method to solve the above problems, and an excess of 0.1MPa high-pressure hydrogen sulfide environment (e.g., H 2 S saturated solution containing 5% sodium chloride and acetic acid), applied stress In the test in which the stress exceeded 90%, the fracture surface, structure, etc. of the base metal portion and the welded portion of the steel pipe cracked were observed. Furthermore, the stress-strain curve of the steel pipe was also investigated. As a result, the following findings were obtained.
  • 0.1MPa high-pressure hydrogen sulfide environment e.g., H 2 S saturated solution containing 5% sodium chloride and acetic acid
  • HIC is generated in the central segregation portion existing near the central portion in the thickness direction of the steel pipe.
  • SSC depends on the structure and hardness in the range of 1 mm (surface layer portion) from the surface of the steel pipe, which has not been considered in the past.
  • the metal structure of the surface layer is mainly composed of one or more selected from polygonal ferrite, granular bainite, acicular ferrite, and bainite, and the maximum hardness is 250 HV or less, the resistance is reduced. Improves sourness. Further, when the total area ratio of one or more selected from granular bainite, acicular ferrite, and bainite exceeds 80%, the SSC property is further improved.
  • the present invention was made based on the above findings.
  • the steel pipe according to the present embodiment is a welded steel pipe having a base material portion and a welded portion.
  • the base metal portion is cylindrical, and the welded portion extends in a direction parallel to the axial direction of the steel pipe.
  • the welded part is a welded metal part that is a metal part that melts and solidifies during welding, and a region that does not melt during welding but has changed in structure due to heat input by welding and subsequent cooling. It consists of a part.
  • the steel plate according to the present embodiment is used for the base material portion of the steel pipe.
  • the steel pipe is obtained by forming the steel plate into a tubular shape and butt welding both ends of the steel plate. Therefore, the chemical composition, metallographic structure and mechanical properties of the steel sheet are the same as those of the base material of the steel pipe. Therefore, hereinafter, the description of the base material portion of the steel pipe according to the present embodiment is also applied to the steel plate according to the present embodiment.
  • C 0.030 to 0.100% C is an element that improves the strength of steel. If the C content is less than 0.030%, the strength improving effect cannot be sufficiently obtained. Therefore, the C content is set to 0.030% or more. It is preferably 0.035% or more.
  • the C content exceeds 0.100%, the hardness of the surface layer portion becomes high and SSC is likely to occur. In addition, carbides are generated, and HIC is likely to be generated. Therefore, the C content is set to 0.100% or less.
  • the C content is preferably 0.070% or less, more preferably 0.060% or less.
  • the Si content is set to 0.50% or less. It is preferably 0.35% or less, more preferably 0.30% or less.
  • the lower limit of the Si content includes 0%.
  • Si is inevitably mixed from the steel raw material and / or in the steelmaking process, 0.01% is the practical lower limit of the Si content in practical steel. Further, Si may be added for deoxidation, and in this case, the lower limit of the Si content may be 0.10%.
  • Mn 0.80 to 1.60% Mn is an element that improves the strength and toughness of steel. If the Mn content is less than 0.80%, these effects cannot be sufficiently obtained. Therefore, the Mn content is set to 0.80% or more.
  • the Mn content is preferably 0.90% or more, more preferably 1.00% or more.
  • the Mn content is set to 1.60% or less. It is preferably 1.50% or less.
  • P 0.020% or less
  • P is an element that is inevitably contained as an impurity.
  • the P content is set to 0.020% or less. It is preferably 0.015% or less, more preferably 0.010% or less.
  • the P content is preferably low, and the lower limit includes 0%. However, if the P content is reduced to less than 0.001%, the manufacturing cost increases significantly. Therefore, 0.001% is a substantial lower limit of the P content in practical steel.
  • S 0.0030% or less
  • S is an element that is inevitably contained as an impurity. Further, S is an element that forms MnS that stretches in the rolling direction during hot rolling to reduce HIC resistance. If the S content exceeds 0.0030%, the HIC resistance is remarkably lowered, so the S content is set to 0.0030% or less. It is preferably 0.0020% or less, more preferably 0.0010% or less.
  • the lower limit includes 0%, but if the S content is reduced to less than 0.0001%, the manufacturing cost increases significantly. Therefore, 0.0001% is a substantial lower limit on the practical steel sheet.
  • the Al content is set to 0.060% or less. It is preferably 0.050% or less, more preferably 0.035% or less, still more preferably 0.030% or less. It is preferable that the Al content is low, and the lower limit of the Al content includes 0%.
  • Al is inevitably mixed from the steel raw material and / or in the steelmaking process, 0.001% is the practical lower limit of the Al content in practical steel. Further, Al may be added for deoxidation, and in this case, the lower limit of the Al content may be 0.010%.
  • Ti 0.001 to 0.030%
  • Ti is an element that forms a carbonitride and contributes to the refinement of crystal grains. If the Ti content is less than 0.001%, this effect cannot be sufficiently obtained. Therefore, the Ti content is set to 0.001% or more. It is preferably 0.008% or more, more preferably 0.010% or more.
  • the Ti content is set to 0.030% or less. It is preferably 0.025% or less, more preferably 0.020% or less.
  • Nb 0.006 to 0.100%
  • Nb is an element that forms carbides and / or nitrides and contributes to the improvement of strength. If the Nb content is less than 0.006%, these effects cannot be sufficiently obtained. Therefore, the Nb content is set to 0.006% or more. It is preferably 0.008% or more, more preferably 0.010% or more. In particular, when ensuring the hardness of the weld heat affected zone, the Nb content is preferably 0.010% or more, more preferably 0.015% or more, still more preferably 0.017% or more.
  • the Nb content is set to 0.100% or less. It is preferably 0.080% or less, more preferably 0.060% or less. Further, when improving the toughness of the welded portion (welded heat affected zone and weld metal portion), the Nb content is preferably 0.040% or less, more preferably 0.035% or less, still more preferably 0.033% or less. ..
  • N 0.0010 to 0.0080%
  • N is an element that combines with Ti and / or Nb to form a nitride and contributes to the miniaturization of the austenite particle size during heating. If the N content is less than 0.0010%, the above effect cannot be sufficiently obtained. Therefore, the N content is set to 0.0010% or more. It is preferably 0.0020% or more.
  • the N content exceeds 0.0080%, the nitrides of Ti and / or Nb are accumulated and the HIC resistance is lowered. Therefore, the N content is set to 0.0080% or less. It is preferably 0.0060% or less, more preferably 0.0050% or less.
  • Ca 0.0005 to 0.0050% Ca is an element that suppresses the formation of MnS that extends in the rolling direction by forming CaS in steel, and as a result, contributes to the improvement of HIC resistance. If the Ca content is less than 0.0005%, the above effect cannot be sufficiently obtained. Therefore, the Ca content is set to 0.0005% or more. It is preferably 0.0010% or more, more preferably 0.0015% or more.
  • the Ca content is set to 0.0050% or less. It is preferably 0.0045% or less, more preferably 0.0040% or less.
  • O 0.0050% or less
  • O is an element that inevitably remains. If the O content exceeds 0.0050%, oxides are formed and the HIC resistance is lowered. Therefore, the O content is set to 0.0050% or less. From the viewpoint of ensuring the toughness of the steel sheet and the toughness of the welded portion, 0.0040% or less is preferable, and 0.0030% or less is more preferable.
  • the O content is preferably low, and may be 0%. However, reducing O to less than 0.0001% significantly increases manufacturing costs. Therefore, the O content may be 0.0001% or more. From the viewpoint of manufacturing cost, 0.0005% or more is preferable.
  • Cr 0 to 1.00% Mo: 0 to 0.50% Ni: 0 to 1.00% Cu: 0 to 1.00% V: 0 to 0.10% Cr, Mo, Ni, Cu and V are elements that enhance the hardenability of steel. Therefore, it may contain one or more selected from these elements, if necessary. In order to obtain the above effects, Cr: 0.10% or more, Mo: 0.03% or more, Ni: 0.10% or more, Cu: 0.10% or more, and V: 0.005% or more. It is preferable to contain one or more selected species.
  • the contents of Cr, Ni and Cu each exceed 1.00%, the Mo content exceeds 0.50%, or the V content exceeds 0.10%, the hardness increases. Therefore, the sour resistance is reduced. Therefore, the contents of Cr, Ni and Cu are all 1.00% or less, the Mo content is 0.50% or less, and the V content is 0.10% or less.
  • Cr 0.50% or less
  • Mo 0.40% or less
  • Ni 0.50% or less
  • Cu 0.50% or less
  • V 0.06% or less.
  • Mg and REM are elements that control the morphology of sulfides. In order to obtain the above effects, it is preferable to contain one or two kinds selected from Mg: 0.001% or more and REM: 0.001% or more.
  • the contents of Mg and REM are both set to 0.0100% or less. It is preferably 0.0050% or less.
  • REM is a rare earth element and is a general term for 16 elements of Sc and lanthanoid, and the REM content means the total content of these elements.
  • the balance is Fe and impurities.
  • impurity is a component mixed with raw materials such as ore and scrap, and various factors in the manufacturing process when steel is industrially manufactured, and is allowed as long as it does not adversely affect the present invention. Means something.
  • impurities include Sb, Sn, Co, As, Pb, Bi, H, W, Zr, Ta, B, Nd, Y, Hf and Re
  • their respective contents are controlled within the range described later. Is preferable.
  • Sb 0.10% or less Sn: 0.10% or less Co: 0.10% or less As: 0.10% or less Pb: 0.005% or less Bi: 0.005% or less H: 0.0005% or less Sb , Sn, Co, As, Pb, Bi, and H may be mixed as impurities or unavoidable mixed elements from the steel raw material, but within the above range, the characteristics of the steel pipe according to the present embodiment are not impaired. .. Therefore, it is preferable to limit these elements to the above range.
  • W, Zr, Ta, B, Nd, Y, Hf and Re 0.10% or less in total
  • These elements may be mixed from the steel raw material as impurities or unavoidable mixed elements, but if it is within the above range , The characteristics of the steel pipe according to this embodiment are not impaired. Therefore, the total content of these elements is limited to 0.10% or less.
  • ESSP 1.5-3.0
  • ESSP is an index showing whether or not there is an effective Ca amount commensurate with the S content on the premise that the remaining Ca (effective Ca) obtained by subtracting the Ca bound to oxygen is bonded to S in an atomic weight ratio. It is a value that becomes, and is expressed by the following equation (i).
  • the value of ESSP needs to be in the range of 1.5 to 3.0 in order to secure the HIC resistance characteristics equal to or higher than those of the conventional steel.
  • each element symbol in the formula represents the content (mass%) of each element contained in the steel, and if it is not contained, it is set to zero.
  • the ESSP is set to 1.5 or more. It is preferably 1.6 or more, more preferably 1.7 or more.
  • the ESSP is set to 3.0 or less. It is preferably 2.8 or less, more preferably 2.6 or less.
  • the effective Ca amount is equal to or more than the minimum amount required for morphological control of MnS and equal to or less than the critical amount at which cluster-like inclusions are not formed. Therefore, excellent HIC resistance characteristics can be obtained.
  • Ceq 0.20 to 0.50
  • Ceq is a value that is an index of hardenability, which means carbon equivalent, and is represented by the following formula (ii).
  • the surface layer portion has a structure composed of one or more selected from polygonal ferrite, granular bainite, acicular bainite, and bainite, preferably granular bainite and bainite. It is necessary to appropriately control the hardenability of steel in order to obtain a metallographic structure containing more than 80% in total of one or more selected from curaferrite and bainite. Therefore, it is necessary to set the value of Ceq to 0.20 to 0.50.
  • each element symbol in the formula represents the content (mass%) of each element contained in the steel, and if it is not contained, it is set to zero.
  • Ceq is set to 0.20 or more. It is preferably 0.25 or more.
  • Ceq exceeds 0.50, the surface hardness of the welded portion becomes high and the sour resistance decreases. Therefore, Ceq is set to 0.50 or less. It is preferably 0.45 or less.
  • the chemical composition of the weld metal portion in the welded portion is not particularly limited. However, in order to increase the strength of the weld metal portion to the same level as or higher than the strength of the base metal portion, the chemical composition of the weld metal portion is preferably in the following range.
  • the chemical composition of the weld metal portion in the welded portion is C: 0.02 to 0.20%, Si: 0.01 to 1.00%, Mn: 0.1 to 2.0% in mass%.
  • P 0.015% or less
  • S 0.0050% or less
  • Cu 1.0% or less
  • Mo 1.0% or less
  • Cr 0.1% or less
  • Nb 0.5% or less
  • V 0.3% or less
  • Ti 0.05% or less
  • Cr 0 to 1.
  • Ni 0 to 1.00%
  • Cu 0 to 1.00%
  • Mo 0 to 0.50%
  • V 0 to 0.10%
  • Mg 0 to 0.01%
  • REM 0-0.01%
  • balance: Fe and impurities are preferred.
  • the chemical composition of the weld metal part is determined by the inflow ratio of the base metal and the welding material at the time of welding.
  • the welding material a commercially available material may be used, and for example, YD, Y-DM, Y-DMH wire, and a flux of NF5000B or NF2000 can be used. Further, in order to control the composition range of the weld metal portion, it is desirable to adjust the welding conditions to the range described later.
  • the metal structure on the surface layer of the base metal part shall be a structure consisting of one or more selected from polygonal ferrite, granular bainite, acicular ferrite, and bainite.
  • the surface layer portion means a range from the surface of the base material portion to 1.0 mm.
  • the metal structure in the surface layer portion is polygonal.
  • the structure shall be one or more selected from ferrite, granular bainite, cyclic ferrite, and bainite.
  • the total area ratio of one or more selected from granular bainite, acicular ferrite, and bainite is more than 80%.
  • the strength and sour resistance are further improved. More preferably, it is 85% or more.
  • the area ratio of each structure is measured by observing the metal structure etched with a mixed solution of 3% nitric acid and 97% ethanol with a scanning electron microscope (SEM).
  • the structure of the surface layer portion may be measured at a position 0.5 mm from the surface of the steel sheet as a representative.
  • the metal structure of the surface layer portion in the base metal portion means the metal structure of the base metal portion that is not affected by welding.
  • it refers to the metal structure of the surface layer portion at positions of 90 °, 180 °, and 270 ° in the circumferential direction of the steel pipe from the butt portion (corresponding to the seam portion and the end portion in the width direction of the steel plate). ..
  • the above position corresponds to the metal structure of the surface layer portion at the positions of 1/4, 1/2, and 3/4 in the width direction of the steel sheet.
  • the polygonal ferrite is a structure observed as a massive structure that does not contain coarse cementite or coarse precipitates such as MA in the grains, and the acylular ferrite has an unclear former austenite grain boundary.
  • needle-shaped ferrite (carbide and austenite / martensite mixture do not exist) is formed in random crystal orientation.
  • the processed ferrite is a processed ferrite, and grains flattened in the rolling direction are observed by an optical microscope or SEM observation.
  • Flattening means that the aspect ratio (ferrite length in the rolling direction with respect to the ferrite length in the plate thickness direction) is 2.0 or more.
  • pearlite is a structure in which ferrite and cementite are layered, and among pearlites, a structure in which the cementite forming a layer is cut off in the middle is pseudo pearlite.
  • the retained austenite the one projected in white in the modified repera solution is determined to be retained austenite.
  • Granular bainite is produced at an intermediate transformation temperature between acicular ferrite and bainite, and has intermediate structural characteristics. Old austenite grain boundaries are partially visible, coarse lath structure is present in the grains, fine carbides and austenite-martensite mixture are scattered in the lath and between laths, and the old austenite grain boundaries are unclear and needles. It is a structure in which shaped or amorphous ferrite parts are mixed.
  • Bainite and martensite have clear former austenite grain boundaries, and the inside of the grains is a structure with a fine lath structure. Bainite and martensite cannot be easily distinguished by SEM observation, but in this embodiment, the former austenite grain boundary is clear, and the inside of the grain is a structure in which a fine lath structure is developed, and a structure having a hardness of 250 Hv or more is formed. Martensite, former austenite The grain boundary is clear, and the inside of the grain is a structure in which a fine lath structure is developed, and a structure having a hardness of less than 250 Hv is defined as bainite.
  • Whether the hardness is 250 Hv or more or less than 250 Hv is determined by measuring 10 points of the target tissue with Micro Vickers with a load of 100 gf and determining whether the maximum value is 250 Hv or less than 250 Hv. do. All structures undergo tempering during double heating and heat treatment on steel pipes, but there is no particular distinction between the presence and absence of tempering.
  • the structure other than the surface layer portion is not particularly limited.
  • the structure other than the surface layer portion for example, the structure of the wall thickness center portion (plate thickness center portion of the steel plate) is processed ferrite or pearlite (pseudo). It is preferably a structure mainly composed of acicular ferrite and bainite, which does not contain pearlite) and martensite, and has a maximum hardness of 250 Hv or less.
  • the metal structure of the surface layer portion of the weld heat-affected zone is one or more selected from bainite and acicular ferrite in order to make the entire steel pipe have a similar metal structure. Is preferably included. Further, the metal structure of the surface layer portion in the weld heat affected zone is preferably a uniform structure, that is, a structure composed of bainite and / or acicular ferrite. The weld metal portion preferably has a structure made of acicular ferrite.
  • the following conditions are desirable as welding conditions in order to make the weld heat affected zone have the above metal structure.
  • the heat input during welding is preferably in the range of 2.0 kJ / mm to 10 kJ / mm depending on the plate thickness.
  • a test piece containing the weld metal part is cut out from the welded part of the steel pipe to prepare a sample for microstructure observation. Then, observe in the same manner as the base metal part.
  • the metal structure of the surface layer portion of the base metal portion is controlled as described above, and the maximum hardness of the surface layer portion of the base metal portion is 250 HV. It is as follows.
  • the maximum hardness of the surface layer portion is preferably 245 HV or less, more preferably 240 HV or less.
  • the maximum hardness of the surface layer is measured by the following method. First, a test piece having an axial length of 20 mm and a circumferential length of 20 mm is sampled by mechanical cutting from a position 90 °, 180 °, and 270 ° in the circumferential direction of the steel pipe from the welded portion. In the case of a steel plate, a test piece having a length of 20 mm and a width of 20 mm is collected from the position of 1/4, 1/2, 3/4 in the width direction of the steel plate from the end portion in the width direction.
  • test piece is polished by mechanical polishing.
  • test force 100 gf
  • 10 points at 0.1 mm intervals in the plate thickness direction and 1 mm intervals in the width direction at the same depth 10 points, 100 points in total, are measured.
  • a high value may appear locally due to inclusions and the like.
  • inclusions do not cause cracking, SSC resistance can be ensured even if such an abnormal value appears.
  • two or more measurement points exceeding 250 HV are continuously present in the plate thickness direction, it is not allowed because the SSC resistance is lowered, not due to inclusions.
  • the hardness is set as the maximum hardness.
  • Proportional limit 90% or more of yield stress
  • the present inventors investigated SSC resistance in a harsher environment. As a result, it was found that when the proportional limit in the stress-strain curve is 90% or more of the yield stress, SSC does not occur even when the load stress exceeds 90% (for example, 95%) of the yield stress.
  • the proportional limit is less than 90% of the yield stress and the load stress in the sulfide stress corrosion cracking test is 90% actual yield stress, dislocations will proliferate due to plastic deformation. As a result, the hydrogen that has entered during the sulfide stress corrosion test is trapped by the dislocations that have grown, and the amount of hydrogen increases, resulting in cracking.
  • the proportional limit is 90% or more of the yield stress, plastic deformation does not occur even if the yield stress exceeds 90%. Therefore, the dislocations that are propagated do not increase, and hydrogen does not accumulate there. As a result, it becomes possible to prevent cracking.
  • the proportional limit is 90% or more of the yield stress
  • the base material portion of the steel pipe according to the present embodiment (steel plate according to the present embodiment) has 5% salt and acetic acid at 30 ° C. or lower. Sulfide stress cracking does not occur even when a stress of more than 90% of the yield stress is applied in a solution environment containing.
  • the proportional limit is more preferably 95% or more of the yield stress.
  • the proportional limit is measured by the following procedure.
  • a round bar tensile test piece is collected at a right angle (C direction) to the longitudinal direction of the steel pipe, and a tensile test is performed.
  • the tensile test is performed under stroke control (tensile speed: 1 mm / min), the test force and displacement are measured at intervals of 0.05 s, and the stress and strain for each measurement time are determined based on them.
  • the yield stress (YS) is obtained from the obtained stress-strain curve.
  • YS adopts 0.20% proof stress when the yield point is not clearly recognized.
  • the stress and strain values are smoothed in consideration of the measurement error. Specifically, the average value of the measurement time ⁇ 2.50 s is calculated for each measurement time, and the value is used as the result at each measurement time. For example, as the stress and strain values at 2.50 s, the average value of 101 measured values between 0 and 5.00 s is adopted.
  • the slope of the straight line portion is calculated by the least squares method using a value between 0.2YS and 0.4YS as a representative value.
  • the slope of the stress-strain curve at each measurement time is calculated. Specifically, for each measurement time, the slope is calculated by the least squares method from the value between the measurement time ⁇ 0.50 s. For example, the slope of the stress-strain curve at 60.00 s is calculated by the least squares method using 21 measured values between 59.50 and 60.50 s.
  • the value of the previous stress in which the slope of the stress-strain curve continues to be less than 0.95 times the slope of the straight line portion is set as the proportional limit. Even if the slope of the stress-strain curve falls below 0.95 times the slope of the straight line part in the middle due to the influence of measurement error, if it exceeds 0.95 times the slope of the straight line part again, the value is It will not be adopted.
  • the yield stress of the base material portion of the steel pipe according to the present embodiment shall be 415 MPa or more in order to secure the required strength in the steel pipe according to the present embodiment. It is preferably 430 MPa or more.
  • the upper limit of the yield stress is substantially 630 MPa specified in X70 of API 5L in terms of workability. From the viewpoint of workability, the yield stress is preferably 600 MPa or less.
  • the tensile strength of the base material portion of the steel pipe according to the present embodiment is preferably 530 MPa or more in order to secure the required strength in the steel pipe according to the present embodiment. More preferably, it is 550 MPa or more.
  • the upper limit of the tensile stress is not particularly limited, but in terms of workability, 690 MPa defined in X70 of API 5L is a substantial upper limit. From the viewpoint of workability, 650 MPa or less is preferable.
  • the maximum hardness of the surface layer portion in the weld heat affected zone is 250 HV in order to ensure good SSC resistance.
  • the maximum hardness of the surface layer portion is more preferably 245 HV or less, and further preferably 240 HV or less.
  • the maximum hardness of the surface layer portion in the welding heat affected zone is 150 HV or more.
  • the maximum hardness of the surface layer portion is more preferably 160 HV or more, and further preferably 170 HV or more.
  • the maximum hardness of the surface layer in the weld heat affected zone shall be the maximum hardness measured in the region from the surface to the depth position of 0.9 mm in the wall thickness direction.
  • the maximum hardness of the surface layer portion in the weld heat affected zone is 0.3 mm from the surface, from the weld toe (the boundary between the weld metal portion and the base metal portion) to the base metal portion side after cutting out the sample as shown in FIG. , 40 points at 0.5 mm pitch at positions of 0.6 mm and 0.9 mm, for a total of 120 points, and the maximum hardness is measured.
  • the maximum hardness of the surface layer portion in the weld heat affected zone is 150 to 250 HV. ..
  • the hardness is measured in this way for the same reason as the maximum hardness of the surface layer portion in the base material portion described above.
  • Plate thickness 10-40 mm
  • Pipe diameter 508 mm (20 inches) or more
  • the plate thickness is preferably 10 to 40 mm
  • the pipe diameter (outer diameter) is preferably 508 mm or more. ..
  • the upper limit of the pipe diameter is not particularly limited, but 1422.4 mm (56 inches) or less is a substantial upper limit.
  • angle of weld toe In the steel pipe according to the present embodiment, it is preferable to control the angle of the weld toe of the seam weld in order to improve the SSC resistance of the weld.
  • the angle of the weld toe is an angle as shown in FIG. That is, the angle of the weld toe portion is the angle of the surplus tip portion of the weld metal portion, that is, the angle formed by the tangential direction of the weld metal and the surface of the base metal portion. It can also be called the so-called flank angle.
  • the angle of the weld toe inside the steel pipe is preferably in the range of 130 ° to 180 °.
  • the angle of the weld toe is less than 130 ° and is sharper, strain accumulates in the weld heat-affected zone, hydrogen intrusion is promoted, and cracks are likely to occur.
  • FIG. 1 it is described that only the lower left angle is measured, but in the present embodiment, the left and right angles are measured, and the smaller angle is defined as the angle of the weld toe (toe angle).
  • the steel pipe according to the present embodiment can obtain the effect if it has the above-mentioned configuration regardless of the manufacturing method, but it is preferable because it can be stably obtained by the following manufacturing method, for example.
  • the steel plate according to this embodiment is (A) A hot rolling step in which a steel piece having the above-mentioned predetermined chemical composition is heated to 1000 to 1250 ° C. and subjected to hot rolling, and hot rolling is completed at a temperature of 3 Ar points or more. (B) The steel sheet after the hot rolling process is water-cooled from a temperature of 3 points or more in Ar so that the water cooling stop temperature is 500 ° C or less and the maximum temperature reached by reheating exceeds 500 ° C after the water cooling is stopped. The first cooling step, which performs multi-stage accelerated cooling, which is performed three times or more, (C) After that, a second cooling step of cooling to a temperature of 500 ° C. or lower at an average cooling rate of 0.2 ° C./s or higher, and It is obtained by a manufacturing method including.
  • the steel pipe according to the present embodiment is further provided with the steps (A) to (C).
  • (D) A molding process for forming the above steel sheet into a tubular shape, and
  • (E) Welding process in which both ends of a tubular steel sheet are butted and welded
  • (F) A heat treatment step of heat-treating the steel pipe obtained by welding under the conditions that the temperature range is 100 to 300 ° C. and the holding time is 1 minute or more. Obtained by doing.
  • a steel piece produced by casting molten steel having the same chemical composition as the base metal portion of the steel pipe according to the present embodiment is heated to 1000 to 1250 ° C. and subjected to hot rolling. Casting of molten steel and production of steel pieces prior to hot rolling may be carried out according to a conventional method.
  • the heating temperature When rolling a steel piece, if the heating temperature is less than 1000 ° C, the deformation resistance does not decrease and the load on the rolling mill increases, so the heating temperature should be 1000 ° C or higher. It is preferably 1100 ° C. or higher. On the other hand, if the heating temperature exceeds 1250 ° C., the crystal grains of the steel pieces become coarse and the strength and toughness decrease, so the heating temperature is set to 1250 ° C. or lower. It is preferably 1210 ° C. or lower.
  • the heated steel piece is hot-rolled in a temperature range of 3 points or more to form a steel sheet, and hot-rolling is completed at 3 points or more of Ar.
  • the hot rolling finish temperature is less than 3 Ar points, processed ferrite is generated in the steel sheet structure and the strength is lowered. Therefore, the hot rolling finish temperature is set to Ar 3 points or more.
  • (1st cooling step) Accelerated cooling is started from a temperature of 3 Ar points or more on the steel sheet that has been hot-rolled. At that time, multi-stage accelerated cooling is performed by performing water cooling twice or more so that the water cooling stop temperature is 500 ° C. or less and the maximum temperature reached by reheating exceeds 500 ° C. after the water cooling is stopped. Preferably, it is performed 3 times or more.
  • the temperature difference between the surface and the inside can be adjusted by changing the water density and collision pressure in water cooling.
  • the maximum temperature reached by reheating is 500 ° C or less, the hardness of the steel sheet, especially the maximum hardness of the surface layer from the surface to a depth of 1 mm, cannot be reduced to 250 HV or less. Further, even if the number of times of reheating exceeding 500 ° C. is less than 2, the maximum hardness of the surface layer portion cannot be reduced to 250 HV or less. Therefore, accelerated cooling is performed so that the reheat that reaches the maximum temperature exceeding 500 ° C. is performed three times or more.
  • the water-cooled cooling shutdown temperature in multi-stage cooling is preferably a temperature exceeding the Ms point because it does not generate a hard phase.
  • the water cooling stop temperature is set to 500 ° C or less.
  • the water cooling stop temperature is 500 ° C. or lower.
  • the maximum hardness HVmax of the surface layer portion from the surface of the steel sheet to the depth of 1 mm is lowered to 250 HV or less. Since the number of times of reheating is the number of times until the maximum hardness HVmax of the surface layer portion reaches 250 HV or less, it is not necessary to specify the upper limit of the number of times of reheating.
  • the mixture is cooled to a temperature of 500 ° C. or lower at an average cooling rate of 0.2 ° C./s or higher. If the average cooling rate up to 500 ° C or less is less than 0.2 ° C / s due to the cooling being completed at a temperature exceeding 500 ° C or the cooling rate slowing down due to winding, etc., the hardness However, the above-mentioned surface layer structure and / or hardness cannot be obtained.
  • the molding of the steel plate according to the present embodiment into a steel pipe is not limited to a specific molding method. For example, warm working can be used, but cold working is preferable in terms of dimensional accuracy.
  • both ends of the steel plate are abutted and arc welded (seam welding).
  • Arc welding is not limited to specific welding, but submerged arc welding is preferable.
  • the welding conditions may be known conditions. For example, it is preferable to weld with 3 or 4 electrodes in a heat input range of 2.0 to 10 kJ / mm depending on the plate thickness.
  • the steel pipe is heat-treated under the conditions that the temperature range is 100 to 300 ° C. and the holding time is 1 minute or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but is, for example, 60 minutes or less.
  • seam heat treatment is performed by heating the welded part to 1 point or less and baking it back so that a structure harmful to sour resistance (ferrite pearlite exceeding 20% in area ratio) is not generated on the welded part. You may. This heat treatment may be performed immediately after seam welding.
  • the steel pipe according to the present embodiment Since the base material portion of the steel pipe according to the present embodiment is not heat-treated at a temperature exceeding one Ac point, the metal structure of the base metal portion is the same as the metal structure of the steel plate according to the present embodiment. Therefore, the steel pipe according to the present embodiment has excellent SSC resistance in addition to HIC resistance equal to or higher than that of the conventional steel in both the base material portion and the welded portion.
  • the molten steel having the chemical composition shown in Table 1-1 and Table 1-2 is continuously cast to produce a steel slab having a thickness of 240 mm, and the manufacturing conditions (heating temperature, finish rolling) shown in Tables 2-1 to 2-3 are produced.
  • the steel sheet was manufactured at the temperature, the maximum temperature reached by the reheating after the first stop of water cooling in the multi-stage cooling, and the number of times of reheating exceeding 500 ° C.).
  • OK indicates an example in which the water cooling shutdown temperature was 500 ° C. or less after each water cooling of multi-stage accelerated cooling
  • NG indicates a cooling shutdown. An example is shown in which the temperature may exceed 500 ° C.
  • a round bar tensile test piece was sampled from the obtained steel sheet according to API 5L, and the tensile strength was measured.
  • the maximum hardness of the surface layer portion from the surface to a depth of 1 mm was measured, and the metal structure was observed by SEM.
  • the structure at a position 5 mm from the surface and the structure at a position (1/2 part) of the plate thickness from the surface were also observed.
  • a 300 mm square steel plate is cut out by gas cutting from the widthwise end of the steel plate at 1/4, 1/2 and 3/4 of the steel plate width direction, and the cut steel plate is cut out.
  • a block test piece having a length of 20 mm and a width of 20 mm was collected from the center of the sheet by mechanical cutting and polished by mechanical polishing.
  • a Vickers hardness tester load 100 g
  • 10 points at 0.1 mm intervals in the plate thickness direction and 1 mm intervals in the width direction at the same depth A total of 200 points were measured at 20 points to obtain the maximum hardness.
  • the highest value is defined as the maximum hardness.
  • the metallographic structure is 0.5 mm (surface layer) from the surface, 5 mm from the surface, and a test piece obtained by polishing a sample collected so that the position of 1/2 of the plate thickness can be observed from the surface, and 3% nitric acid and 97% ethanol.
  • the metal structure was exposed by immersing in the mixed solution of the above for several seconds to several tens of seconds and observed by SEM, and bainite and martensite were classified according to the micro Vickers hardness. The results are shown in Tables 3-1 to 3-3. A modified repera solution was also used as needed to observe the metallographic structure.
  • each steel plate is cold-worked into a cylindrical shape, both ends of the cylindrical steel plate are abutted, and heat input is 2.0 kJ / mm to 10 kJ / mm depending on the plate thickness with 3 or 4 electrodes.
  • Steel pipes were manufactured by submerged arc welding (SAW) under a range of conditions.
  • SAW submerged arc welding
  • YD, Y-DM, YD wire and NF-5000B flux are used on the inner surface side
  • Y-DM, Y-DMH, Y-DM, Y-DM and flux are used on the outer surface side. Used NF-5000.
  • the welding conditions were 3 electrodes on the inner surface and 4 electrodes on the outer surface, and the heat input during welding was adjusted in the range of 2.0 kJ / mm to 10 kJ / mm according to the plate thickness.
  • the base material was heat-treated under the conditions shown in Tables 2-1 to 2-3. Further, for some steel pipes (Test No. 58), the welded portion was subjected to a heat treatment of heating to 400 ° C. to 1 point of Ac.
  • test pieces having an axial length of 20 mm and a circumferential length of 20 mm were sampled by mechanical cutting from positions 90 °, 180 °, and 270 ° in the circumferential direction of the steel pipe from the welded portion. Then, using the test piece, the maximum hardness of the surface layer portion of the steel pipe was determined by the same method as described above. Since the metal structure after the pipe is made into the steel pipe is considered to be the same as the metal structure of the steel plate, the above measurement results are used as they are.
  • a round bar test piece was sampled from the obtained steel pipe according to API 5L, and the yield stress and tensile strength were measured. Further, a 4-point bending test piece having a width of 15 mm, a length of 115 mm, and a thickness of 5 mm is collected from the inner surface of the base material of the steel pipe so as to leave the inner surface, and various types are collected in accordance with NACE TM 0316-2016. The presence or absence of cracks in a solution environment with a partial pressure of hydrogen sulfide and a pH of 3.5 was investigated. The load stress during the 4-point bending test was 90% and 95% of the actual yield stress.
  • HIC test a hydrogen-induced cracking test
  • NACE TM0284 a hydrogen-induced cracking test
  • a test piece having a curvature along the inner surface and having a length of 100 mm and a width of 20 mm collected from the base material is placed in Solution A solution (5 mass% NaCl + 0.5 mass% glacial acetic acid aqueous solution) at 100% H 2. It was immersed in a test solution saturated with S gas for 96 hours. Then, the area ratio (CAR) at which cracks occurred was measured with respect to the surface layer portion and the central portion. If the CAR is 5% or less, it is judged that the HIC resistance is excellent.
  • CAR area ratio
  • Test No. 1 to 22 and 60 to 65 (steel pipe of the present invention) had HIC resistance equal to or higher than that of the conventional steel pipe, and were excellent in SSC resistance.
  • the above steel pipe No. The chemical composition of the weld metal part was determined from 1. As a result, the chemical composition of the weld metal was C: 0.07%, Si: 0.41%, Mn: 1.45%, P: 0.010%, S: 0.0030%, Cu: 0.04. %, Ni: 0.12%, Cr: 0.16%, Mo: 0.24%, Nb: 0.02, Ti: 0.02%, Al: 0.02%, O: 0.045%, The balance was Fe and impurities.
  • SSC resistance As an evaluation of SSC resistance, a four-point bending test piece having a width of 15 mm, a length of 115 mm, and a thickness of 5 mm is left from the inner surface of the steel pipe, and the weld toe is at the center of the test piece in the longitudinal direction.
  • the samples were collected so as to be arranged in a section, and the presence or absence of cracks in various hydrogen sulfide partial pressure and pH 3.5 solution environments was investigated in accordance with NACE TM 0316-2016.
  • the load stress during the 4-point bending test was 90% and 95% of the actual yield stress.
  • the hardness of the surface layer in the weld heat affected zone was measured. The hardness was measured in the surface layer portion from the central portion in the circumferential direction and the longitudinal direction of the steel pipe to a depth position of 1.0 mm or 0.9 mm from the surface.
  • the method of cutting out the test piece for the hardness test of the weld heat affected zone is as described above. Specifically, regarding the hardness measurement of the weld heat affected zone, 0.3 mm, 0.6 mm, and 0. A total of 120 points were measured at a position of 9 mm at a pitch of 0.5 mm, for a total of 120 points, and the maximum hardness was calculated.
  • the metal structure of the surface layer portion is a metal structure at a depth of 0.5 mm in the wall thickness direction from the surface. The results are summarized in Table 5.
  • Test No. 2 2', 11 and 11'were excellent in SSC resistance including the welded portion. On the other hand, Test No. In 2 "and 11", SSC was generated from the weld toe.
  • the yield stress is 350 MPa or more, and cracks do not occur even when a stress exceeding 90% of the yield stress is applied in an environment of 30 ° C. or lower containing hydrogen sulfide exceeding 0.1 MPa. It is possible to provide a steel pipe having SSC property and a steel plate that can be used as a material thereof.
  • the steel pipe according to the present invention is suitable for a steel pipe used in a high-pressure hydrogen sulfide environment such as a steel pipe for excavation of oil, natural gas, etc. or a steel pipe for transportation.

Abstract

この鋼管は、母材部と溶接部とを有する鋼管であって、前記母材部が、所定の化学組成を有し、前記母材部の表面から深さ１ｍｍまでの範囲である表層部の金属組織が、ポリゴナルフェライト、グラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、ベイナイトから選択される１種以上からなり、前記母材部の前記表層部における最高硬さが２５０ＨＶ以下であり、降伏応力が、４１５～６３０ＭＰａであり、応力ひずみ曲線における比例限が、前記降伏応力の９０％以上である。

Description

鋼管および鋼板
　本発明は、鋼管および鋼板に関する。本発明は、特に、ラインパイプ用溶接鋼管およびその素材として好適な鋼板に関する。
　地上や海底面等に設置され、油やガスを移送するシステムをパイプラインという。このようなパイプラインを構成するパイプライン用鋼管は、ラインパイプと称される。長距離パイプラインを構成する、管径が５０８ｍｍ以上の大径のラインパイプには、ストレートシームアーク溶接鋼管（以下、アーク溶接鋼管、溶接鋼管、または鋼管という）が広く用いられている。ここで、ストレートシームアーク溶接鋼管とは、厚鋼板を筒状のオープン管に成形し、突合せ部(シーム部)をサブマージドアーク溶接法などのアーク溶接法で溶接して製造された鋼管である。成形方法により、ＵＯＥ鋼管、ＪＣＯＥ鋼管と呼ばれることもある。
　近年、パイプラインの建設は、寒冷地やサワー環境等、環境の厳しい地域へと拡大している。ここで、サワー環境とは、腐食性ガスであるＨ2Ｓを含む酸性化された湿潤硫化水素環境を意味する。ラインパイプがサワー環境に曝されると、水素誘起割れ（ＨＩＣ）が発生する場合があることが知られている。一方、ラインパイプよりも高強度である油井管では硫化物応力割れ（ＳＳＣ）が発生することがある。しかしながら、ラインパイプでも、硫化水素分圧が高くなったり、応力が高くなったりするとＳＳＣが発生することがある。このように、厳しいサワー環境で使用されるラインパイプ(耐サワーラインパイプ)には、耐ＨＩＣ特性に加えて耐ＳＳＣ特性も要求される。
　特許文献１および非特許文献２には、耐サワー性には硬さが影響するとの知見に基づいて母材部および溶接部の硬さを２２０Ｈｖ以下に規定した、耐サワー性に優れた溶接鋼管またはこの鋼管用の鋼板について提案されている。
　また、特許文献２には、質量％で、中心偏析部の硬さを示す指標であるＣＰ値（＝４．４６［％Ｃ］＋２．３７［％Ｍｎ］／６＋（１．７４［％Ｃｕ］＋１．７［％Ｎｉ］）／１５＋（１．１８［％Ｃｒ］＋１．９５［％Ｍｏ］＋１．７４［％Ｖ］）／５＋２２．３６［％Ｐ］）が１．０以下で、鋼組織がベイナイト組織であり、板厚方向の硬さのばらつきΔＨＶが３０以下で、かつ、板幅方向の硬さのばらつきΔＨＶが３０以下である、耐サワーラインパイプ用高強度鋼板が提案されている。
　特許文献３には、金属組織がベイナイト組織であり、板厚方向の硬さのばらつきがΔＨｖ１０２５以下で、板幅方向の硬さのばらつきがΔＨｖ１０２５以下であり、鋼板表層部の最高硬さがＨｖ１０２２０以下である、鋼板内の材質均一性に優れた耐サワーラインパイプ用高強度鋼板が提案されている。
　さらに、特許文献４には、鋼板表面から板厚方向に１ｍｍまでの範囲の金属組織が、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの中から選ばれる１種又は２種からなり、板厚中央部から板厚方向に±１ｍｍの範囲の金属組織が、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの中から選ばれる１種又は２種からなる主相が面積率で８０％以上であり、主相以外の残部がフェライト、パーライト、セメンタイト、残留オーステナイトの中から選ばれる１種以上からなり、さらに、鋼板表面から板厚方向に１ｍｍの位置の硬度がビッカース硬さで２５０ＨＶ以下、鋼板表面から１ｍｍの位置と板厚中央部との硬度差がビッカース硬さで６０ＨＶ以下である、耐水素誘起割れ性に優れた調質鋼板が提案されている。
　特許文献１～４および非特許文献２の鋼板では、硫化水素分圧０．１ＭＰａ（１ｂａｒ）以下で、かつ負荷応力が降伏応力の９０％以下の環境下での耐サワー性については満足される。しかしながら、最近の油井管またはラインパイプの使用環境はより苛酷化し、ラインパイプ用溶接鋼管の耐サワー性に対する要求水準はより高くなっている。
　従来は、硫化水素分圧０．１ＭＰａ（１ｂａｒ）以下の環境での耐サワー性が求められていたが、最近では、０．１ＭＰａを超える高圧硫化水素環境に耐え得る材料設計が求められている。さらに、従来は、負荷応力は降伏応力の９０％以下であったが、最近では降伏応力の９０％を超える負荷応力下での高圧硫化水素環境に耐え得る材料設計が求められている。
　本発明者らの検討によれば、特許文献１～４の鋼板および非特許文献２の鋼板は、硫化水素分圧が０．１ＭＰａ（１ｂａｒ）超で、かつ降伏応力の９０％を超える環境下での耐サワー性については、十分ではなかった。
　このような課題に対し、特許文献５では、従来鋼と同等またはそれ以上の耐ＨＩＣ性を有し、降伏強度が３５０ＭＰａ以上で、かつ、硫化水素分圧が０．１ＭＰａを超える硫化水素を含む３０℃以下の環境で、降伏強度の９０％以上の応力を負荷しても割れの発生しない耐ＳＳＣ性に優れる鋼管が開示されている。
　しかしながら、特許文献５では、硫化物応力腐食割れ試験の負荷応力が降伏応力の９０％の耐ＳＳＣ性に優れることは示されているものの、負荷応力が降伏応力の９０％超の場合については、示されていなかった。
日本国特開２０１１－０１７０４８号公報 日本国特開２０１２－０７７３３１号公報 日本国特開２０１３－１３９６３０号公報 日本国特開２０１４－２１８７０７号公報 日本国特許第６３６９６５８号公報
新日鉄住金技報第３９７号（２０１３）、ｐ．１７～２２ ＪＦＥ技報Ｎｏ．９（２００５年８月）、ｐ．１９～２４
　上述のとおり、最近のラインパイプの使用環境はより苛酷化し、ラインパイプ用溶接鋼管の耐サワー性に対する要求水準はより高度化している。そこで、本発明は、過酷な高圧硫化水素環境で使用できる、耐サワー性に優れる溶接鋼管、特にストレートシームアーク溶接鋼管およびその素材となる鋼板（特に厚鋼板）を提供することを目的とする。
　より具体的には、従来鋼と同等またはそれ以上の耐ＨＩＣ性を有し、降伏応力が３５０ＭＰａ以上で、かつ、０．１ＭＰａを超える硫化水素を含む、３０℃以下の環境で、降伏応力の９０％を超える応力、具体的には降伏応力の９５％の応力を負荷しても割れの発生しない耐ＳＳＣ性に優れる鋼管、およびその素材となる鋼板を提供することを目的とする。
　本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、以下の鋼管および鋼板を要旨とする。
　（１）本発明の一態様に係る鋼管は、母材部と溶接部とを有する鋼管であって、前記母材部の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０３０～０．１００％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．８０～１．６０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｔｉ：０．００１～０．０３０％、Ｎｂ：０．００６～０．１００％、Ｎ：０．００１０～０．００８０％、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、Ｏ：０．００５０％以下、Ｃｒ：０～１．００％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｖ：０～０．１０％、Ｍｇ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．０１００％、残部：Ｆｅおよび不純物であり、下記（ｉ）式で表わされるＥＳＳＰが１．５～３．０であり、下記（ｉｉ）式で表わされるＣｅｑが０．２０～０．５０であり、前記母材部の表面から深さ１ｍｍまでの範囲である表層部の金属組織が、ポリゴナルフェライト、グラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、ベイナイトから選択される１種以上からなり、前記母材部の前記表層部における最高硬さが２５０ＨＶ以下であり、降伏応力が、４１５～６３０ＭＰａであり、応力ひずみ曲線における比例限が、前記降伏応力の９０％以上である。
　ＥＳＳＰ＝Ｃａ×（１－１２４×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）　・・・（ｉ）
　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５　　・・・（ii）
　但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
（２）上記（１）に記載の鋼管は、前記母材部の前記表層部の前記金属組織において、グラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、ベイナイトの合計面積率が８０％を超えてもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の鋼板は、前記母材部の化学組成が、質量％で、Ｃｒ：０．１０～１．００％、Ｍｏ：０．０３～０．５０％、Ｎｉ：０．１０～１．００％、Ｃｕ：０．１０～１．００％、Ｖ：０．００５～０．１０％、Ｍｇ：０．００１～０．０１００％、および、ＲＥＭ：０．００１～０．０１００％、から選択される１種以上を含有してもよい。
（４）上記（１）～（３）のいずれかに記載の鋼管は、前記母材部の化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．０１～０．０４％を含み、前記溶接部が、溶接熱影響部と溶接金属部とからなり、前記溶接熱影響部における表層部の金属組織が、ベイナイト、およびアシキュラーフェライトから選択される１種以上を含み、前記溶接熱影響部における表層部の最高硬さが２５０ＨＶ以下であり、前記鋼管の内側における溶接止端部の角度が１３０～１８０°の範囲である。
（５）上記（１）～（４）のいずれかに記載の鋼管は、前記母材部の厚さが１０～４０ｍｍであり、管径が５０８ｍｍ以上であってもよい。
（６）本発明の別の態様に係る鋼板は、（１）～（５）のいずれかに記載の鋼管の前記母材部に用いられる。
　本発明の上記態様によれば、０．１ＭＰａを超える硫化水素を含む３０℃以下の環境で降伏応力の９０％を超える応力を負荷しても割れの発生しない、優れた耐ＳＳＣ性を有する鋼管と、その素材として用いることができる鋼板とを提供することができる。
　また、本発明の好ましい態様によれば、過酷な高圧硫化水素環境で使用できる耐サワー性に優れる溶接部を有する鋼管を提供することができる。
本実施形態に係る鋼管の溶接止端部の角度を説明するための模式図である。 本実施形態に係る鋼管から試験片を切り出す部分を示す模式図である。
　本発明者らは、上記課題を解決する手法を検討するため、０．１ＭＰａを超える高圧硫化水素環境（例えば、５％食塩と酢酸とを含有するＨ２Ｓ飽和溶液中）でかつ、負荷応力が９０％を超えた試験で割れた鋼管の母材部及び溶接部の破面、組織等を観察した。さらに、その鋼管の応力ひずみ曲線についても調査した。その結果、次の知見を得るに至った。
　（ａ）０．１ＭＰａを超える高圧硫化水素環境下での耐サワー性を向上させるには、耐ＨＩＣ性だけではなく、耐ＳＳＣ性も制御する必要がある。ＨＩＣは、鋼管の厚さ方向における中心部近傍に存在する中心偏析部で発生する。一方、ＳＳＣは、従来考慮されていなかった、鋼管の表面から１ｍｍの範囲（表層部）の組織および硬さに依存する。
　（ｂ）表層部の金属組織を、主に、ポリゴナルフェライト、グラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、ベイナイトから選択される１種以上からなる組織にした上で、最高硬さを２５０ＨＶ以下にすると、耐サワー性が向上する。また、グラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、ベイナイトから選択される１種以上の合計面積率が、８０％を超えると、ＳＳＣ性がより向上する。
　（ｃ）表層部の組織を上記のように制御する場合、上記の炭素当量Ｃｅｑを０．２０～０．５０に制御した上で、冷却パターンを厳密に制御することが重要である。
　（ｄ）巻取りを前提とした熱延鋼板の製造方法を適用した場合、加速冷却停止後の冷却速度が放冷よりも遅くなる。この場合、硬さのばらつきは小さくなるが、上述した表層部の組織および／または硬さが得られない。そのため、上述した表層部の組織および硬さを得るためには、厚板工程によって製造する必要がある。
（ｅ）溶接熱影響部の硬さ、および溶接止端部の形状（図１参照）を適切に制御することで、止端部の応力集中を緩和することにより溶接部の耐ＳＳＣ性が向上する。
　本発明は、上記の知見に基づいてなされた。
　以下、本発明の一実施形態に係る鋼管（本実施形態に係る鋼管）及び、その鋼管用の鋼板（本実施形態に係る鋼板）について説明する。
　本実施形態に係る鋼管は、母材部と溶接部とを有する溶接鋼管である。母材部は円筒状であり、溶接部は鋼管の軸方向に平行な方向に延在している。溶接部は、溶接時に溶融して凝固した金属部分である溶接金属部と、溶接時に溶融しなかったものの、溶接による入熱およびその後の冷却により組織等に変化を生じた領域である溶接熱影響部とからなる。
　また、本実施形態に係る鋼板は、上記鋼管の母材部に用いられる。すなわち、後述するように、上記鋼板を筒状に成形し、当該鋼板の両端部を突き合わせ溶接することによって、上記鋼管が得られる。したがって、鋼板の化学組成、金属組織および機械特性は、鋼管の母材部と同一である。そのため、以降、本実施形態に係る鋼管の母材部についての説明は、本実施形態に係る鋼板にも適用される。
　１．化学組成
　各元素の限定理由は下記のとおりである。以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
　１－１．鋼管の母材部（鋼板）の化学組成
　本実施形態に係る鋼管の母材部（本実施形態に係る鋼板）の化学組成について説明する。
　Ｃ：０．０３０～０．１００％
　Ｃは、鋼の強度を向上させる元素である。Ｃ含有量が０．０３０％未満であると、強度向上効果が十分に得られない。そのため、Ｃ含有量は０．０３０％以上とする。好ましくは０．０３５％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．１００％を超えると、表層部の硬さが高くなりＳＳＣが発生しやすくなる。また、炭化物が生成し、ＨＩＣが発生し易くなる。そのため、Ｃ含有量は０．１００％以下とする。より優れた耐ＳＳＣ性及び耐ＨＩＣ性の確保、ならびに溶接性および靱性の低下を抑制する場合、Ｃ含有量は０．０７０％以下が好ましく、０．０６０％以下がより好ましい。
　Ｓｉ：０．５０％以下
　Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、溶接部の靱性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．３５％以下、より好ましくは０．３０％以下である。Ｓｉ含有量の下限は０％を含む。
　一方、Ｓｉは鋼原料からおよび／または製鋼過程で不可避的に混入するので、実用鋼において、０．０１％がＳｉ含有量の実質的な下限である。また、Ｓｉは、脱酸のために添加してもよく、この場合、Ｓｉ含有量の下限を０．１０％としてもよい。
　Ｍｎ：０．８０～１．６０％
　Ｍｎは、鋼の強度および靱性を向上させる元素である。Ｍｎ含有量が０．８０％未満であると、これらの効果が十分に得られない。そのため、Ｍｎ含有量は０．８０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．９０％以上、より好ましくは１．００％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が１．６０％を超えると、耐サワー性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は１．６０％以下とする。好ましくは１．５０％以下である。
　Ｐ：０．０２０％以下
　Ｐは、不可避的に不純物として含有される元素である。Ｐ含有量が０．０２０％を超えると、耐ＨＩＣ性が低下し、また、溶接部の靱性が低下する。そのため、Ｐ含有量は０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１０％以下である。Ｐ含有量は少ない方が好ましく、下限は０％を含む。しかしながら、Ｐ含有量を０．００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼において、０．００１％がＰ含有量の実質的な下限である。
　Ｓ：０．００３０％以下
　Ｓは、不可避的に不純物として含有される元素である。また、Ｓは、熱間圧延時に圧延方向に延伸するＭｎＳを形成して、耐ＨＩＣ性を低下させる元素である。Ｓ含有量が０．００３０％を超えると、耐ＨＩＣ性が著しく低下するので、Ｓ含有量は０．００３０％以下とする。好ましくは０．００２０％以下、より好ましくは０．００１０％以下である。下限は０％を含むが、Ｓ含有量を０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。
　Ａｌ：０．０６０％以下
　Ａｌ含有量が０．０６０％を超えると、Ａｌ酸化物が集積したクラスターが生成し、耐ＨＩＣ性が低下する。そのため、Ａｌ含有量は０．０６０％以下とする。好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０３５％以下、さらに好ましくは０．０３０％以下である。Ａｌ含有量は少ない方が好ましく、Ａｌ含有量の下限は０％を含む。
　一方、Ａｌは鋼原料からおよび／または製鋼過程で不可避的に混入するので、実用鋼において、０．００１％がＡｌ含有量の実質的な下限である。また、Ａｌは、脱酸のために添加してもよく、この場合、Ａｌ含有量の下限を０．０１０％としてもよい。
　Ｔｉ：０．００１～０．０３０％
　Ｔｉは、炭窒化物を形成して結晶粒の細粒化に寄与する元素である。Ｔｉ含有量が０．００１％未満であると、この効果が十分に得られない。そのため、Ｔｉ含有量は０．００１％以上とする。好ましくは０．００８％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。
　一方、Ｔｉ含有量が０．０３０％を超えると、炭窒化物が過剰に生成して、耐ＨＩＣ性および靱性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０３０％以下とする。好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２０％以下である。
　Ｎｂ：０．００６～０．１００％
　Ｎｂは、炭化物および／または窒化物を形成し、強度の向上に寄与する元素である。Ｎｂ含有量が０．００６％未満であると、これらの効果が十分に得られない。そのため、Ｎｂ含有量は０．００６％以上とする。好ましくは０．００８％以上、より好ましくは０．０１０％以上である。特に溶接熱影響部の硬さを確保する場合、Ｎｂ含有量は０．０１０％以上が好ましく、０．０１５％以上がより好ましく、０．０１７％以上がさらに好ましい。
　一方、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると、中心偏析部に、Ｎｂの炭窒化物が集積し、耐ＨＩＣ性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは０．０８０％以下、より好ましくは０．０６０％以下である。
　また、溶接部（溶接熱影響部および溶接金属部）の靭性を向上させる場合、Ｎｂ含有量は０．０４０％以下が好ましく、０．０３５％以下がより好ましく、０．０３３％以下がさらに好ましい。
　Ｎ：０．００１０～０．００８０％
　Ｎは、Ｔｉおよび／またはＮｂと結合して窒化物を形成し、加熱時のオーステナイト粒径の微細化に寄与する元素である。Ｎ含有量が０．００１０％未満であると、上記効果が十分に得られない。そのため、Ｎ含有量は０．００１０％以上とする。好ましくは０．００２０％以上である。
　一方、Ｎ含有量が０．００８０％を超えると、Ｔｉおよび／またはＮｂの窒化物が集積し、耐ＨＩＣ性が低下する。そのため、Ｎ含有量は０．００８０％以下とする。好ましくは０．００６０％以下、より好ましくは０．００５０％以下である。
　Ｃａ：０．０００５～０．００５０％
　Ｃａは、鋼中でＣａＳを形成することによって圧延方向に伸長するＭｎＳの形成を抑制し、その結果、耐ＨＩＣ性の向上に寄与する元素である。Ｃａ含有量が０．０００５％未満であると、上記効果が十分に得られない。そのため、Ｃａ含有量は０．０００５％以上とする。好ましくは０．００１０％以上、より好ましくは０．００１５％以上である。
　一方、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると、酸化物が集積し、耐ＨＩＣ性が低下する。そのため、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。好ましくは０．００４５％以下、より好ましくは０．００４０％以下である。
　Ｏ：０．００５０％以下
　Ｏは、不可避的に残留する元素である。Ｏ含有量が０．００５０％を超えると、酸化物が生成し、耐ＨＩＣ性が低下する。そのため、Ｏ含有量は０．００５０％以下とする。鋼板の靱性および溶接部の靭性を確保する点で、０．００４０％以下が好ましく、０．００３０％以下がより好ましい。Ｏ含有量は少ない方が好ましく、０％でもよい。しかしながら、Ｏを０．０００１％未満に低減すると、製造コストが大幅に上昇する。そのため、Ｏ含有量を、０．０００１％以上としてもよい。製造コストの点からは、０．０００５％以上が好ましい。
　Ｃｒ：０～１．００％
　Ｍｏ：０～０．５０％
　Ｎｉ：０～１．００％
　Ｃｕ：０～１．００％
　Ｖ：０～０．１０％
　Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、ＣｕおよびＶは、鋼の焼入れ性を高める元素である。そのため、必要に応じてこれらの元素から選択される１種以上を含有してもよい。
　上記の効果を得るためには、Ｃｒ：０．１０％以上、Ｍｏ：０．０３％以上、Ｎｉ：０．１０％以上、Ｃｕ：０．１０％以上、およびＶ：０．００５％以上から選択される１種以上を含有するのが好ましい。
　一方、Ｃｒ、ＮｉおよびＣｕの含有量が、それぞれ１．００％を超えるか、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えるか、Ｖ含有量が０．１０％を超えると、硬さが上昇して耐サワー性が低下する。そのため、Ｃｒ、ＮｉおよびＣｕの含有量はいずれも１．００％以下とし、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とし、Ｖ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．４０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｖ：０．０６％以下である。
　Ｍｇ：０～０．０１００％
　ＲＥＭ：０～０．０１００％
　ＭｇおよびＲＥＭは、硫化物の形態を制御する元素である。上記の効果を得るには、Ｍｇ：０．００１％以上およびＲＥＭ：０．００１％以上から選択される１種または２種を含有するのが好ましい。
　一方、ＭｇおよびＲＥＭの含有量が、それぞれ０．０１００％を超えると硫化物が粗大化し、その効果が発揮できなくなる。そのため、ＭｇおよびＲＥＭの含有量はいずれも０．０１００％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。
　ここで、ＲＥＭは、希土類元素であり、Ｓｃおよびランタノイドの１６元素の総称であり、ＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量を意味する。
　上記の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　不純物として、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｈ、Ｗ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｂ、Ｎｄ、Ｙ、ＨｆおよびＲｅが含まれる場合においては、それぞれの含有量は後述する範囲に制御することが好ましい。
　Ｓｂ：０．１０％以下
　Ｓｎ：０．１０％以下
　Ｃｏ：０．１０％以下
　Ａｓ：０．１０％以下
　Ｐｂ：０．００５％以下
　Ｂｉ：０．００５％以下
　Ｈ：０．０００５％以下
　Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｈについては、鋼原料から不純物または不可避的混入元素として混入することがあるが、上記の範囲であれば、本実施形態に係る鋼管の特性を損なわない。そのため、これらの元素については、上記の範囲に制限することが好ましい。
　Ｗ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｂ、Ｎｄ、Ｙ、ＨｆおよびＲｅ：合計０．１０％以下
　これらの元素は、鋼原料から不純物または不可避的混入元素として混入することがあるが、上記の範囲であれば、本実施形態に係る鋼管の特性を損なわない。そのため、これらの元素の含有量の合計を０．１０％以下に制限する。
　母材部の化学組成は、各元素の含有量が上述の範囲内であることに加えて、以下に示すように、成分の含有量から算出されるＥＳＳＰおよびＣｅｑの値が所定の条件を満足する必要がある。
　ＥＳＳＰ：１．５～３．０
　ＥＳＳＰは、酸素と結合したＣａを差し引いた残りのＣａ（有効Ｃａ）が、Ｓと原子量比で結合することを前提に、Ｓ含有量に見合う分の有効Ｃａ量が存在するかどうかを示す指標となる値であり、下記（ｉ）式で表わされる。本実施形態に係る鋼管では、従来鋼と同等以上の耐ＨＩＣ特性を確保するため、ＥＳＳＰの値を１．５～３．０の範囲内とする必要がある。
　ＥＳＳＰ＝Ｃａ×（１－１２４×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）　・・・（ｉ）
　但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
　耐ＨＩＣ特性を確保するためには、圧延方向に延伸するＭｎＳの生成を抑制することが有効である。また、圧延方向に延伸するＭｎＳの生成を抑制するには、Ｓ含有量を低減してＣａを添加し、ＣａＳを形成してＳを固定することが有効な手法である。一方、Ｃａは、酸素親和力がＳより強いので、必要量のＣａＳを形成するためには、Ｏ含有量の低減が必要である。
　ＥＳＳＰが１．５未満であると、Ｏ含有量およびＳ含有量に対してＣａ含有量が不足してＭｎＳが生成する。圧延で延伸したＭｎＳは、耐ＨＩＣ性を劣化させる原因となるので、ＥＳＳＰは１．５以上とする。好ましくは１．６以上、より好ましくは１．７以上である。
　一方、Ｃａ含有量が過剰になると、クラスター状介在物が多量に生成し、ＭｎＳの形態制御が阻害されることが懸念される。Ｏ含有量、Ｓ含有量を少なくすればクラスター状介在物の生成を抑制できるが、ＥＳＳＰが３．０を超える場合、Ｏ含有量およびＳ含有量の低減のための製造コストが著しく上昇する。そのため、ＥＳＳＰは３．０以下とする。好ましくは２．８以下、より好ましくは２．６以下である。
　ＥＳＳＰの値が１．５～３．０の範囲内であれば、有効Ｃａ量が、ＭｎＳの形態制御のために最低限必要な量以上で、かつ、クラスター状介在物が生成しない臨界量以下に調整されるので、優れた耐ＨＩＣ特性が得られる。
　Ｃｅｑ：０．２０～０．５０
　Ｃｅｑは、炭素当量を意味する焼入れ性の指標となる値であり、下記（ｉｉ）式で表わされる。本実施形態に係る鋼管の母材部では、後述するように、表層部においてポリゴナルフェライト、グラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、ベイナイトから選択される１種以上からなる組織、好ましくは、グラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、ベイナイトから選択される１種以上を合計で８０％超含む金属組織を得るため、鋼の焼入れ性を適正に制御する必要がある。そのため、Ｃｅｑの値を０．２０～０．５０とする必要がある。
　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５　　・・・（ii）
　但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
　Ｃｅｑが０．２０未満であると、５３０ＭＰa以上の引張強さが得られない。そのため、Ｃｅｑは０．２０以上とする。好ましくは０．２５以上である。一方、Ｃｅｑが０．５０を超えると、溶接部の表面硬さが高くなり、耐サワー性が低下する。そのため、Ｃｅｑは０．５０以下とする。好ましくは０．４５以下である。
１－２．溶接部の化学組成
　溶接熱影響部は、母材部が溶接によっても溶融しなかった部分である。そのため、その化学組成は、母材部と同じであり、限定理由も同じである。
　一方、溶接部における、溶接金属部の化学組成については、特に限定されない。しかしながら、溶接金属部の強度を母材部の強度と同程度以上に高めるためには、溶接金属部の化学組成を、以下の範囲とするのが好ましい。
　すなわち、溶接部における溶接金属部の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．０２～０．２０％、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：０．１～２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｒ：０．１％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｏ：０．０１０～０．０７０％、Ｃｒ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｖ：０～０．１０％、Ｍｇ：０～０．０１％、ＲＥＭ：０～０．０１％、残部：Ｆｅおよび不純物であることが好ましい。
　溶接金属部の化学組成は、溶接時における母材と溶接材料との流入割合で決定される。溶接材料としては市販される材料を用いればよく、例えば、Ｙ－Ｄ、Ｙ－ＤＭ、Ｙ－ＤＭＨワイヤー、ならびにＮＦ５０００Ｂ、またはＮＦ２０００のフラックスを用いることができる。また、上記溶接金属部の組成範囲に制御するためには、溶接条件を後述する範囲に調整するのが望ましい。
　２．金属組織
　２－１．母材部の金属組織
　次に、鋼管の母材部（鋼板）の金属組織について説明する。
　母材部の表層部における金属組織は、ポリゴナルフェライト、グラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、ベイナイトから選択される１種以上からなる組織とする。本実施形態において、表層部とは、母材部の表面から１．０ｍｍまでの範囲を意味する。
　本実施形態に係る鋼管では、母材部の表層部の最高硬さを２５０ＨＶ以下に抑制し、所要の強度と、優れた耐サワー性とを確保するため、表層部における金属組織を、ポリゴナルフェライト、グラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、ベイナイトから選択される１種以上からなる組織とする。好ましくは、グラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、ベイナイトから選択される１種以上の合計面積率が８０％超である。上記の合計面積率が８０％超であると、強度および耐サワー性がより向上する。より好ましくは、８５％以上である。
　各組織の面積率の測定は、３％硝酸と９７％エタノールとの混合溶液などでエッチングした金属組織を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察することによって得られる。表層部の組織は、鋼板の表面から０．５ｍｍの位置を代表として測定すればよい。
　母材部における表層部の金属組織とは、溶接による影響を受けない母材部の金属組織をいう。本実施形態に係る鋼管では、突合せ部（シーム部、鋼板の幅方向の端部に相当）から鋼管の円周方向に９０°、１８０°、２７０°の位置における表層部の金属組織などを指す。上記位置は、鋼板においては鋼板幅方向に１／４、１／２、３／４の位置における表層部の金属組織に相当する。
　本実施形態において、ポリゴナルフェライトは、粒内に粗大なセメンタイトまたはＭＡなどの粗大な析出物を含まない塊状の組織として観察される組織であり、アシキュラーフェライトは、旧オーステナイト粒界が不明瞭で、粒内は針状形状のフェライト（炭化物もオーステナイト・マルテンサイト混成物は存在しない）がランダムな結晶方位で生成している組織である。
　一方、加工フェライトとは、加工を受けたフェライトであり、光学顕微鏡やＳＥＭ観察では、圧延方向に扁平した粒が観察される。扁平したとは、アスペクト比(板厚方向のフェライト長さに対する圧延方向のフェライト長さ)が２．０以上であることを指す。また、パーライトとは、フェライトとセメンタイトとが層状になった組織であり、パーライトのうち、層をなしているセメンタイトが途中で切れている組織が疑似パーライトである。
　残留オーステナイトは、修正レペラ液にて白く映し出されたものを残留オーステナイトと判定する。
　グラニュラーベイナイトは、アシキュラーフェライトとベイナイトとの中間の変態温度で生成し、中間の組織的特徴を有する。部分的に旧オーステナイト粒界が見え、粒内に粗いラス組織が存在し、ラス内、ラス間に細かい炭化物およびオーステナイト・マルテンサイト混成物が散在する部分と、旧オーステナイト粒界が不明瞭で針状または不定形のフェライトの部分とが混在する組織である。
　ベイナイト及びマルテンサイトは、旧オーステナイト粒界が明瞭で、粒内は細かいラス組織が発達した組織である。ベイナイトおよびマルテンサイトは、ＳＥＭ観察では容易に区別できないが、本実施形態では、旧オーステナイト粒界が明瞭で、粒内は細かいラス組織が発達した組織であって、硬さが２５０Ｈｖ以上の組織をマルテンサイト、旧オーステナイト粒界が明瞭で、粒内は細かいラス組織が発達した組織であて、硬さが２５０Ｈｖ未満の組織をベイナイトであるとする。硬さが２５０Ｈｖ以上であるか、２５０Ｈｖ未満であるかは、荷重を１００ｇｆとしたマイクロビッカースで対象の組織を１０点測定して、その最大値が２５０Ｈｖであるか、２５０Ｈｖ未満であるかで判断する。全ての組織は、複熱時、鋼管での熱処理時に焼き戻しを受けるが、焼き戻し有無では特に区別しない。
　本実施形態に係る鋼管において、表層部以外の組織については特に制限されない。しかしながら、後述する製造方法によって表層部の組織を上記のように制御する場合、表層部以外の組織、例えば肉厚中心部（鋼板の板厚中心部）の組織は、加工フェライトや、パーライト（疑似パーライトを含む）、マルテンサイトを含まない、アシキュラーフェライトおよびベイナイトが主体の組織であって、最高硬さが２５０Ｈｖ以下であることが好ましい。
　２－２．溶接熱影響部の金属組織
　本実施形態に係る鋼管では、鋼管全体で近い金属組織とするために、溶接熱影響部における表層部の金属組織は、ベイナイトおよびアシキュラーフェライトから選択される１種以上を含むことが好ましい。また、溶接熱影響部における表層部の金属組織は、均一組織すなわち、ベイナイト及び／またはアシキュラーフェライトからなる組織であることが好ましい。
　溶接金属部はアシキュラーフェライトからなる組織であることが好ましい。
　溶接熱影響部を上記の金属組織とするために、溶接条件としては、以下の条件が望ましい。例えば、溶接材料として、Ｙ－Ｄ、Ｙ－ＤＭ、Ｙ－ＤＭＨワイヤー、ならびにＮＦ５０００Ｂ、またはＮＦ２０００のフラックスを用いることが好ましい。また、内面溶接、および外面溶接を実施するのが好ましく、内面３電極、外面４電極にてサブマージアーク溶接を実施するのが好ましい。溶接時の入熱は、板厚に応じて、２．０ｋＪ／ｍｍから１０ｋＪ／ｍｍの範囲で溶接するのが好ましい。
　溶接熱影響部の金属組織は、鋼管の溶接部から溶接金属部を含んだ試験片を切り出し、ミクロ組織観察用の試料を作製する。そして、母材部と同様の方法で観察する。
　３．機械特性
　次に、鋼管の機械特性について説明する。
　３－１．母材部の機械特性
　表層部の最高硬さ：２５０ＨＶ以下
　ＳＳＣは、鋼板表面の微小疵または微小割れに起因して発生するので、微小疵および微小割れの発生源となる表層部の金属組織および硬さは重要である。
　本実施形態に係る鋼管では、優れた耐ＳＳＣ性を確保するため、母材部の表層部の金属組織を、前述したように制御した上で、母材部の表層部の最高硬さを２５０ＨＶ以下とする。上記表層部の最高硬さは、好ましくは２４５ＨＶ以下、より好ましくは２４０ＨＶ以下である。
　表層部の最高硬さの測定は、以下の方法により行う。まず、溶接部から鋼管の周方向に９０°、１８０°、２７０°離れた位置から、軸方向長さ２０ｍｍ、周方向長さ２０ｍｍの試験片を機械切断によって採取する。鋼板の場合には、幅方向の端部から鋼板の幅方向に１／４、１／２、３／４の位置から長さ２０ｍｍ、幅２０ｍｍの試験片を採取する。
　続いて、上記試験片を機械研磨で研磨する。研磨後の試験片について、ビッカース硬度計（試験力：１００ｇｆ）を用いて、表面から０．１ｍｍを始点として、板厚方向に０．１ｍｍ間隔で１０点、同一深さについて幅方向１ｍｍ間隔で１０点、合計１００点測定する。
　そして、上記測定の結果、２５０ＨＶを超える測定点が板厚方向に２点以上連続して現れなければ、表層部の最高硬さは２５０ＨＶ以下であると判断する。
　鋼管の母材部では、局所的には、介在物等によって高い値（異常値）が現れる場合がある。しかしながら、介在物は割れの原因とならないので、このような異常値が現れても、耐ＳＳＣ性は確保できる。一方、板厚方向に連続して２点以上２５０ＨＶを超える測定点が存在する場合、介在物起因ではなく、耐ＳＳＣ性が低下するので許容されない。
　したがって、本発明では、２５０ＨＶを超える測定点が１点存在しても、板厚方向に２点以上連続して現れなければ、その点は異常点であるとして採用せず、次に高い値を最高硬さとする。一方、板厚方向に連続して２点以上２５０ＨＶを超える測定点が存在する場合には、その硬さを最高硬さとする。
　比例限：降伏応力の９０％以上
　本発明者らは、より厳しい環境下での耐ＳＳＣ性について検討を行った。その結果、応力ひずみ曲線における比例限が降伏応力の９０％以上となると、負荷応力が降伏応力の９０％超（例えば９５％）の場合でも、ＳＳＣが発生しなくなることが分かった。
　比例限が降伏応力の９０％未満では、硫化物応力腐食割れ試験における負荷応力が９０％実降伏応力の場合には、塑性変形するため、転位が増殖する。その結果、硫化物応力腐食試験時に侵入した水素が増殖した転位にトラップされて、水素量が増えるため、割れが生じてしまう。それに対して、比例限が降伏応力の９０％以上であれば、降伏応力が９０％超でも塑性変形が起こらない。そのため、増殖される転位も増加せず、さらにそこに水素が集積しない。そして、結果的に割れを防止することが可能となる。
　以上のように、比例限が降伏応力の９０％以上であることにより、本実施形態に係る鋼管の母材部（本実施形態に係る鋼板）は、３０℃以下の、５％の食塩および酢酸を含む溶液環境で、降伏応力の９０％超の応力を負荷しても、硫化物応力割れが発生しない。比例限は降伏応力の９５％以上であることがより好ましい。
　本実施形態において、比例限は以下の手順により測定する。
　まず、ＡＰＩ５Ｌに準じて、丸棒引張試験片を鋼管の長手方向に直角（Ｃ方向）に採取し、引張試験を行う。引張試験はストローク制御（引張速度：１ｍｍ／ｍｉｎ）で行い、０．０５ｓ間隔で試験力および変位を測定し、それらに基づいて、測定時間ごとの応力およびひずみを求める。そして、得られた応力ひずみ曲線から、降伏応力（ＹＳ）を求める。ＹＳとしては、降伏点が明瞭に認められない場合には、０．２０％耐力を採用する。
　その後、測定誤差を考慮し、応力およびひずみの値のスムージング処理を行う。具体的には、測定時間ごとに、当該測定時間±２．５０ｓの平均値を算出し、その値を各測定時間での結果とする。例えば、２．５０ｓでの応力およびひずみの値としては、０～５．００ｓの間の１０１個の測定値の平均値を採用する。
　次に、スムージング処理を施した後の応力ひずみ曲線の直線部における傾きを求める。直線部の傾きは、応力が０．２ＹＳから０．４ＹＳとなる間の値を代表値として用いて、最小二乗法により算出する。
　続いて、各測定時間における応力ひずみ曲線の傾きを算出する。具体的には、測定時間ごとに、当該測定時間±０．５０ｓの間の値から最小二乗法により傾きを算出する。例えば、６０．００ｓでの応力ひずみ曲線の傾きは、５９．５０～６０．５０ｓの間の２１個の測定値を用い最小二乗法により傾きを算出する。
　そして、応力ひずみ曲線の傾きが上記の直線部の傾きの０．９５倍を下回り続ける一つ前の応力の値を比例限とする。測定誤差の影響により、応力ひずみ曲線の傾きが途中で上記の直線部の傾きの０．９５倍を一度下回るとしても、再度直線部の傾きの０．９５倍を上回る場合には、その値は採用しないこととする。
　降伏応力：４１５ＭＰａ以上
　引張強さ：５３０ＭＰａ以上
　本実施形態に係る鋼管の母材部の降伏応力は、本実施形態に係る鋼管において所要の強度を確保するため、４１５ＭＰａ以上とする。好ましくは、４３０ＭＰａ以上である。降伏応力の上限は、加工性の点で、ＡＰＩ５ＬのＸ７０に規定される６３０ＭＰａ程度が実質的な上限である。加工性の点では、降伏応力は、６００ＭＰａ以下が好ましい。
　また、本実施形態に係る鋼管の母材部の引張強さは、本実施形態に係る鋼管において所要の強度を確保するため、５３０ＭＰａ以上であることが好ましい。より好ましくは、５５０ＭＰａ以上である。引張り応力の上限は、特に限定しないが、加工性の点で、ＡＰＩ５ＬのＸ７０に規定される６９０ＭＰａが実質的な上限である。加工性の点では、６５０ＭＰａ以下が好ましい。
　３－２．溶接部の機械特性
　溶接熱影響部における表層部の最高硬さ：２５０Ｈｖ以下
　本実施形態に係る鋼管では、良好な耐ＳＳＣ性を確保するため、溶接熱影響部における表層部の最高硬さを２５０ＨＶ以下とすることが好ましい。上記表層部の最高硬さは、２４５ＨＶ以下とするのがより好ましく、２４０ＨＶ以下とするのがさらに好ましい。
　一方、ＡＰＩ規格のＸ６０以上の強度を得るため、溶接熱影響部における表層部の最高硬さを、１５０ＨＶ以上とすることが好ましい。上記表層部の最高硬さは、１６０ＨＶ以上とするのがより好ましく、１７０ＨＶ以上とするのがさらに好ましい。
　溶接熱影響部における表層部の最高硬さは、表面から肉厚方向に０．９ｍｍ深さ位置までの領域において測定された最高硬さとする。溶接熱影響部における表層部の最高硬さは、図２に示すような試料を切り出し、溶接止端（溶接金属部と母材部との境界）から母材部側に、表面から０．３ｍｍ、０．６ｍｍ、０．９ｍｍの位置にて０．５ｍｍピッチにて４０点、合計１２０点を測定し、最高硬さを測定する。
　上記測定の結果、１５０ＨＶ未満、または２５０ＨＶを超える測定点が肉厚方向に２点以上連続して現れなければ、溶接熱影響部における表層部の最高硬さは、１５０～２５０ＨＶであると判断する。このように硬さを測定するのは、上述の母材部における表層部の最高硬さと同様の理由からである。
　４．寸法
　板厚：１０～４０ｍｍ
　管径：５０８ｍｍ（２０インチ）以上
　石油、天然ガス等の掘削用鋼管またはラインパイプ用鋼管とする場合、板厚は１０～４０ｍｍであり、管径（外径）は５０８ｍｍ以上であることが好ましい。管径の上限については特に制限はないが、１４２２．４ｍｍ（５６インチ）以下が実質的な上限である。
　５．溶接止端部の角度
　本実施形態に係る鋼管では、溶接部の耐ＳＳＣ性を向上させるため、シーム溶接部の溶接止端部の角度を制御することが好ましい。本実施形態において、溶接止端部の角度とは、図１に示すような角度である。すなわち、溶接止端部の角度とは、溶接金属部の余盛先端部の角度、つまり、溶接金属の接線方向と母材部表面のなす角度である。いわゆるフランク角ということもできる。
　ＳＳＣを抑制するために、鋼管の内側における溶接止端部の角度は、１３０°から１８０°の範囲とすることが好ましい。溶接止端部の角度が１３０°未満であり、より鋭角である場合は、溶接熱影響部にひずみが蓄積し、水素の侵入が促進され、割れが生じやすくなる。図１では、左下の角度のみ測定するように記載されているが、本実施形態では、左右の角度を測定し、小さい方の角度を溶接止端部の角度（止端角）とする。
　５．製造方法
　本実施形態に係る鋼管、およびその素材となる鋼板の好ましい製造方法について説明する。
　本実施形態に係る鋼管は、製造方法によらず、上述の構成を有していれば、その効果が得られるが、例えば以下のような製造方法によれば、安定して得られるので好ましい。
　本実施形態に係る鋼板は、
（Ａ）上述した所定の化学組成を有する鋼片を、１０００～１２５０℃に加熱して熱間圧延に供して、Ａｒ３点以上の温度で熱間圧延を終了する熱間圧延工程と、
（Ｂ）熱間圧延工程後の鋼板を、Ａｒ３点以上の温度から、水冷停止温度が５００℃以下、かつ、水冷を停止した後に復熱による最高到達温度が５００℃を超えるような水冷を３回以上行う、多段の加速冷却を行う第１冷却工程と、
（Ｃ）その後、５００℃以下の温度まで、０．２℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する第２冷却工程と、
を含む製造方法によって得られる。
　本実施形態に係る鋼管は、（Ａ）～（Ｃ）の工程に加えてさらに、
（Ｄ）上記鋼板を、筒状に成形する成形工程と、
（Ｅ）筒状鋼板の両端部を突き合わせて溶接する溶接工程と、
（Ｆ）溶接によって得られた鋼管に対して、温度範囲が１００～３００℃であり、保持時間が１分以上である条件で熱処理する熱処理工程と、
を行うことによって得られる。
　各工程について、好ましい条件を説明する。
（熱間圧延工程）
　本実施形態に係る鋼管の母材部と同じ化学組成を有する溶鋼を鋳造して製造した鋼片を、１０００～１２５０℃に加熱して熱間圧延に供する。熱間圧延に先立つ溶鋼の鋳造および鋼片の製造は常法に従って行えばよい。
　鋼片の圧延に際し、加熱温度が１０００℃未満であると、変形抵抗が減少せず、圧延機の負荷が増大するので、加熱温度は１０００℃以上とする。好ましくは１１００℃以上である。一方、加熱温度が１２５０℃を超えると、鋼片の結晶粒が粗大化して、強度と靱性とが低下するので、加熱温度は１２５０℃以下とする。好ましくは１２１０℃以下である。
　加熱された鋼片を、Ａｒ３点以上の温度域で熱間圧延して鋼板とし、Ａｒ３点以上で熱間圧延を終了する。熱間圧延仕上げ温度がＡｒ３点未満であると、鋼板組織中に加工フェライトが生成して強度が低下する。そのため、熱間圧延仕上げ温度はＡｒ３点以上とする。
（第１冷却工程）
　熱間圧延を終了した鋼板に対し、Ａｒ３点以上の温度から加速冷却を開始する。その際、表面温度で、水冷停止温度が５００℃以下、かつ、水冷を停止した後に復熱による最高到達温度が５００℃を超えるような水冷を２回以上行う多段の加速冷却を行う。好ましくは３回以上行う。
　復熱による最高到達温度が５００℃を超えるようにするには、表面と内部との温度差を大きくすることが重要である。表面と内部との温度差は、水冷における水量密度および衝突圧等を変更することで調整できる。
　復熱による最高到達温度が５００℃以下であると、鋼板の硬さ、特に、表面から深さ１ｍｍまでの表層部の最高硬さを２５０ＨＶ以下にすることができない。また、５００℃を超える復熱回数が２回未満でも、表層部の最高硬さを２５０ＨＶ以下にできない。そのため、最高到達温度が５００℃を超える温度となる復熱が３回以上となるように加速冷却を行う。
　多段冷却における各水冷冷却停止温度は硬質相を生成させないという理由で、Ｍｓ点を超える温度とすることが好ましい。
　また、復熱前の水冷停止温度が５００℃を超えると、所定の組織を得ることができないので、水冷停止温度を５００℃以下とする。好ましくは水冷停止温度を５００℃以下とする。
　復熱を３回以上行うことにより、鋼板の表面から深さ１ｍｍまでの表層部の最高硬さＨＶｍａｘは２５０ＨＶ以下に低下する。復熱回数は、上記表層部の最高硬さＨＶｍａｘが２５０ＨＶ以下に達するまでの回数であるので、復熱回数の上限を規定する必要はない。
（第２冷却工程）
　第１冷却工程において、３回以上の水冷および復熱完了後、５００℃以下の温度まで、０．２℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する。冷却を５００℃超の温度で終了したり、巻き取りなどを行って冷却速度が遅くなったりすることで、５００℃以下までの平均冷却速度が０．２℃／ｓ未満であると、硬さのばらつきは小さくなるが、上述した表層部の組織および／または硬さが得られない。
（成形工程および溶接工程）
　本実施形態に係る鋼板の鋼管への成形は、特定の成形方法に限定されない。例えば、温間加工も用いることができるが、寸法精度の点では冷間加工が好ましい。
　鋼板を筒状に成形した後、鋼板の両端部を突き合せてアーク溶接する(シーム溶接)。アーク溶接は、特定の溶接に限定されないが、サブマージドアーク溶接が好ましい。また、溶接条件は、公知の条件で行えばよい。例えば、３電極または４電極にて板厚に応じて入熱が２．０～１０ｋＪ／ｍｍの範囲で溶接することが好ましい。溶接熱影響部を上述した金属組織とするためには、例えば、溶接材料として、Ｙ－Ｄ、Ｙ－ＤＭ、Ｙ－ＤＭＨワイヤー、ならびにＮＦ５０００Ｂ、またはＮＦ２０００のフラックスを用いることが好ましい。また、内面溶接、および外面溶接を実施するのが好ましく、内面３電極、外面４電極にてサブマージアーク溶接を実施するのが好ましい。
（熱処理工程）
　その後（造管後）、鋼管を、温度範囲が１００～３００℃であり、保持時間が１分以上である条件で熱処理する。上限は特に限定しないが、例えば６０分以下である。
（その他の工程）
　さらに、溶接部に対して、耐サワー性に有害な組織（面積率で２０％を超えるフェライト・パーライト）が生成しないように、溶接部をＡｃ１点以下に加熱して焼戻すシーム熱処理を行ってもよい。この熱処理は、シーム溶接直後に行ってもよい。
　本実施形態に係る鋼管の母材部にはＡｃ１点を超えるような温度での熱処理を施さないので、母材部の金属組織は、本実施形態に係る鋼板の金属組織と同じである。それゆえ、本実施形態に係る鋼管は、母材部、溶接部とも、従来鋼と同等以上の耐ＨＩＣ性に加え、優れた耐ＳＳＣ性を備える。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　表１－１、表１－２に示す化学組成を有する溶鋼を連続鋳造して、２４０ｍｍ厚の鋼スラブを製造し、表２－１～表２－３に示す製造条件（加熱温度、仕上げ圧延温度、多段冷却のうちの１回目の水冷停止後の復熱による最高到達温度、５００℃を超えた復熱の回数）で、鋼板を製造した。表２－１～表２－３中、水冷停止温度の欄において、ＯＫとは、水冷停止温度が多段加速冷却の各水冷後にいずれも５００℃以下であった例を示し、ＮＧは、冷却停止温度が５００℃超えた場合がある例を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　得られた鋼板からＡＰＩ５Ｌに準じて、丸棒引張試験片を採取し、引張強さを測定した。また、表面から深さ１ｍｍまでの表層部の最高硬さを測定するとともに、金属組織をＳＥＭで観察した。また、参考として、表面から５ｍｍの位置での組織、及び表面から板厚の１／２の位置（１／２部）の組織についても観察した。
　表層部の最高硬さは、まず、鋼板の幅方向の端部から鋼板の幅方向の１／４、１／２および３／４の位置から３００ｍｍ角の鋼板をガス切断で切り出し、切り出した鋼板の中心から、長さ２０ｍｍ、幅２０ｍｍのブロック試験片を機械切断によって採取し、機械研磨で研磨した。このブロック試験片について、ビッカース硬度計（荷重１００ｇ）で、鋼板表面から０．１ｍｍ深さの位置を始点として、板厚方向に０．１ｍｍ間隔で１０点、同一深さについて幅方向１ｍｍ間隔で２０点、合計２００点測定し、最高硬さを得た。この際、２５０ＨＶを超える測定点が１点存在しても、板厚方向に２点以上連続して現れなければ、その点は異常点であるとして、採用せず、次に高い値を最高硬さとした。一方、板厚方向に連続して２点以上２５０ＨＶを超える測定点が存在する場合には、最も高い値を最高硬さとした。
　金属組織は、表面から０．５ｍｍ（表層部）、表面から５ｍｍ、表面から板厚の１／２の位置が観察できるように採取した試料を研磨した試験片を、３％硝酸と９７％エタノールの混合溶液に数秒から数十秒浸漬してエッチングし、金属組織を現出させて、ＳＥＭで観察するとともに、ベイナイトとマルテンサイトとについては、マイクロビッカース硬さによって分類した。表３－１～表３－３に結果を示す。金属組織に観察には、必要に応じて修正レペラ液も用いた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　その後、各鋼板を円筒状に冷間加工し、円筒状の鋼板の両端部を突き合せて、３電極または４電極にて板厚に応じて入熱が２．０ｋＪ／ｍｍから１０ｋＪ／ｍｍの範囲の条件で、サブマージドアーク溶接（ＳＡＷ）して鋼管を製造した。
　溶接材料として内面側では、Ｙ－Ｄ、Ｙ－ＤＭ、Ｙ－ＤワイヤーとＮＦ－５０００Ｂのフラックスを用い、外面側では、Ｙ－ＤＭ、Ｙ－ＤＭＨ、Ｙ－ＤＭ、Ｙ―ＤＭかつ、フラックスはＮＦ－５０００を用いた。溶接条件は内面３電極、外面４電極とし、板厚に応じ、溶接時の入熱を２．０ｋＪ／ｍｍから１０ｋＪ／ｍｍの範囲で調整した。
　得られた鋼管に対し、一部の鋼板については、母材部に対し、表２－１～表２－３に示すように条件で熱処理を行った。また、一部の鋼管（試験Ｎｏ．５８）については溶接部に対して、４００℃～Ａｃ１点に加熱する熱処理を施した。
　得られた各鋼管について、溶接部から鋼管の周方向に９０°、１８０°、２７０°離れた位置から、軸方向長さ２０ｍｍ、周方向長さ２０ｍｍの試験片を機械切断によって採取した。そしてその試験片を用いて、上記と同様の方法により、鋼管の表層部の最高硬さを求めた。鋼管に製管した後の金属組織は、鋼板の金属組織と同一であると考えられるため、上記の測定結果をそのまま用いた。
　また、耐ＳＳＣ性の評価として、得られた鋼管からＡＰＩ５Ｌに準じて丸棒試験片を採取し、降伏応力および引張強さを測定した。
　さらに、幅１５ｍｍ、長さ１１５ｍｍ、厚さ５ｍｍの４点曲げ試験片を鋼管の母材部の内表面から、内表面を残す形で採取し、ＮＡＣＥ　ＴＭ　０３１６－２０１６に準拠して、種々の硫化水素分圧、ｐＨ３．５の溶液環境での割れの発生有無を調査した。４点曲げ試験時の負荷応力は、実降伏応力の９０％及び９５％とした。
　そして、耐ＨＩＣ性の評価として、水素誘起割れ試験（以下、「ＨＩＣ試験」という。）を実施した。ＨＩＣ試験は、ＮＡＣＥ　ＴＭ０２８４　２０１６に準拠して実施した。具体的には、母材部から採取した、内面に沿った曲率のある長さ１００ｍｍ、幅２０ｍｍの試験片を、Ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ａ液（５ｍａｓｓ％ＮａＣｌ＋０．５ｍａｓｓ％氷酢酸水溶液）に１００％のＨ２Ｓガスを飽和させた試験液中に９６時間浸漬した。その後、表層部と中心部とに対し、割れが発生した面積率（ＣＡＲ）を測定した。ＣＡＲが５％以下であれば、耐ＨＩＣ性に優れると判断した。
　また、丸棒引張試験の結果に基づいて、上述の方法により、各鋼板の比例限を算出した。それらの結果を表４－１～表４－３にまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
　試験Ｎｏ．１～２２及び６０～６５（本発明鋼管）は従来鋼管と同等以上の耐ＨＩＣ特性を有し、かつ耐ＳＳＣ性に優れていた。
　上記鋼管Ｎｏ．１から溶接金属部の化学組成を求めた。その結果、溶接金属の化学組成は、Ｃ：０．０７％、Ｓｉ：０．４１％、Ｍｎ：１．４５％、Ｐ：０．０１０％、Ｓ：０．００３０％、Ｃｕ：０．０４％、Ｎｉ：０．１２％、Ｃｒ：０．１６％、Ｍｏ：０．２４％、Ｎｂ：０．０２、Ｔｉ：０．０２％、Ａｌ：０．０２％、Ｏ：０．０４５％、残部Ｆｅおよび不純物であった。
　（溶接止端部の形状）
　得られた鋼管について、溶接金属部の余盛先端部の角度、つまり、両側の、溶接金属の接線方向と母材部表面のなす角度を求めて、その小さい方の角度を溶接止端部の角度とした。
（耐ＳＳＣ性）
　また、耐ＳＳＣ性の評価として、幅１５ｍｍ、長さ１１５ｍｍ、厚さ５ｍｍの４点曲げ試験片を鋼管の内表面から、内表面を残す形で、溶接止端部が試験片の長手方向中央部に配置されるように採取し、ＮＡＣＥ　ＴＭ　０３１６－２０１６に準拠して、種々の硫化水素分圧、ｐＨ３．５の溶液環境での割れの発生有無を調査した。４点曲げ試験時の負荷応力は、実降伏応力の９０％及び９５％とした。
　（溶接熱影響部の表層部の最高硬さ）
　溶接熱影響部における表層部の硬さを測定した。上記硬さは、鋼管の周方向、および長手方向の中心部から、表面から１．０ｍｍまたは０．９ｍｍ深さ位置までの表層部において硬さ測定した。溶接熱影響部の硬さ試験の試験片の切り出し方については、上述したとおりである。
　具体的には、溶接熱影響部の硬さ測定については、溶接止端（溶接金属部と母材部との境界）から母材部側に、表面から０．３ｍｍ、０．６ｍｍ、０．９ｍｍの位置にて０．５ｍｍピッチにて４０点、合計１２０点を測定し、最高硬さを算出した。
　また、併せて、溶接熱影響部の表層部における金属組織を観察し、合わせて面積率を測定した。表層部の金属組織とは表面から肉厚方向に０．５ｍｍ深さ位置における金属組織である。結果をまとめて表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000012
　試験Ｎｏ．２、２’、１１、１１’は、溶接部も含めて、耐ＳＳＣ性に優れていた。一方、試験Ｎｏ．２”、１１”は、溶接止端部からＳＳＣが発生した。
　本発明によれば、降伏応力が３５０ＭＰａ以上で、かつ、０．１ＭＰａを超える硫化水素を含む３０℃以下の環境で降伏応力の９０％を超える応力を負荷しても割れの発生しない優れた耐ＳＳＣ性を有する鋼管と、その素材として用いることができる鋼板とを提供することができる。本発明に係る鋼管は、具体的には、石油、天然ガス等の掘削用鋼管または輸送用鋼管などの高圧硫化水素環境で使用される鋼管に好適である。
　１　溶接金属部
　２　母材部
　３　溶接止端部の角度
　４　溶接熱影響部
　５　試料切り出し部

Claims (6)

  1. 　母材部と溶接部とを有する鋼管であって、
    　前記母材部の化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．０３０～０．１００％、
    　Ｓｉ：０．５０％以下、
    　Ｍｎ：０．８０～１．６０％、
    　Ｐ：０．０２０％以下、
    　Ｓ：０．００３０％以下、
    　Ａｌ：０．０６０％以下、
    　Ｔｉ：０．００１～０．０３０％、
    　Ｎｂ：０．００６～０．１００％、
    　Ｎ：０．００１０～０．００８０％、
    　Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
    　Ｏ：０．００５０％以下、
    　Ｃｒ：０～１．００％、
    　Ｍｏ：０～０．５０％、
    　Ｎｉ：０～１．００％、
    　Ｃｕ：０～１．００％、
    　Ｖ：０～０．１０％、
    　Ｍｇ：０～０．０１００％、
    　ＲＥＭ：０～０．０１００％、
    　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    　下記（ｉ）式で表わされるＥＳＳＰが１．５～３．０であり、
    　下記（ｉｉ）式で表わされるＣｅｑが０．２０～０．５０であり、
    　前記母材部の表面から深さ１ｍｍまでの範囲である表層部の金属組織が、ポリゴナルフェライト、グラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、ベイナイトから選択される１種以上からなり、
    　前記母材部の前記表層部における最高硬さが２５０ＨＶ以下であり、
    　降伏応力が、４１５～６３０ＭＰａであり、
    　応力ひずみ曲線における比例限が、前記降伏応力の９０％以上である、
    　鋼管。
    　ＥＳＳＰ＝Ｃａ×（１－１２４×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）　・・・（ｉ）
    　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５　　・・・（ii）
    　但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
  2. 　前記母材部の前記表層部の前記金属組織において、グラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、ベイナイトの合計面積率が８０％を超える、
    　請求項１に記載の鋼管。
  3. 　前記母材部の化学組成が、質量％で、
    　Ｃｒ：０．１０～１．００％、
    　Ｍｏ：０．０３～０．５０％、
    　Ｎｉ：０．１０～１．００％、
    　Ｃｕ：０．１０～１．００％、
    　Ｖ：０．００５～０．１０％、
    　Ｍｇ：０．００１～０．０１００％、および、
    　ＲＥＭ：０．００１～０．０１００％、
    　から選択される１種以上を含有する、
    　請求項１または２に記載の鋼管。
  4. 　前記母材部の化学組成が、質量％で、Ｎｂ：０．０１～０．０４％を含み、
    　前記溶接部が、溶接熱影響部と溶接金属部とからなり、
    　前記溶接熱影響部における表層部の金属組織が、ベイナイト、およびアシキュラーフェライトから選択される１種以上を含み、
    　前記溶接熱影響部における表層部の最高硬さが２５０ＨＶ以下であり、
    　前記鋼管の内側における溶接止端部の角度が１３０～１８０°の範囲である、
    　請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼管。
  5. 　前記母材部の厚さが１０～４０ｍｍであり、管径が５０８ｍｍ以上である、
    　請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼管。
  6. 　請求項１から請求項５までのいずれか一項に記載の鋼管の前記母材部に用いられる、鋼板。
PCT/JP2020/009114 2020-03-04 2020-03-04 鋼管および鋼板 WO2021176590A1 (ja)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2022504837A JP7360075B2 (ja) 2020-03-04 2020-03-04 鋼管および鋼板
CN202080097912.9A CN115210396A (zh) 2020-03-04 2020-03-04 钢管和钢板
EP20923002.8A EP4116453A4 (en) 2020-03-04 2020-03-04 STEEL PIPE AND SHEET STEEL
KR1020227029776A KR20220131992A (ko) 2020-03-04 2020-03-04 강관 및 강판
BR112022013767A BR112022013767A2 (pt) 2020-03-04 2020-03-04 Tubo de aço e placa de aço
PCT/JP2020/009114 WO2021176590A1 (ja) 2020-03-04 2020-03-04 鋼管および鋼板

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2020/009114 WO2021176590A1 (ja) 2020-03-04 2020-03-04 鋼管および鋼板

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2021176590A1 true WO2021176590A1 (ja) 2021-09-10

Family

ID=77613235

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2020/009114 WO2021176590A1 (ja) 2020-03-04 2020-03-04 鋼管および鋼板

Country Status (6)

Country Link
EP (1) EP4116453A4 (ja)
JP (1) JP7360075B2 (ja)
KR (1) KR20220131992A (ja)
CN (1) CN115210396A (ja)
BR (1) BR112022013767A2 (ja)
WO (1) WO2021176590A1 (ja)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN116043108A (zh) * 2022-12-13 2023-05-02 东北大学 一种低屈强比V-N微合金化的690MPa级别中厚板及其制备方法

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011017048A (ja) 2009-07-08 2011-01-27 Nippon Steel Corp 耐サワーラインパイプ用電縫鋼管の製造方法
JP2012077331A (ja) 2010-09-30 2012-04-19 Jfe Steel Corp 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管
JP2013139630A (ja) 2011-12-09 2013-07-18 Jfe Steel Corp 鋼板内の材質均一性に優れた耐サワーラインパイプ用高強度鋼板とその製造方法
JP2014218707A (ja) 2013-05-09 2014-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 耐水素誘起割れ性に優れた調質鋼板及びその製造方法
JP2016079431A (ja) * 2014-10-14 2016-05-16 新日鐵住金株式会社 油井用電縫鋼管及びその製造方法
JP6319539B1 (ja) * 2017-09-19 2018-05-09 新日鐵住金株式会社 鋼管及び鋼板
JP6369658B1 (ja) 2017-09-19 2018-08-08 新日鐵住金株式会社 鋼管及び鋼板
WO2018179512A1 (ja) * 2017-03-30 2018-10-04 Ｊｆｅスチール株式会社 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4631193B2 (ja) * 2001-03-29 2011-02-16 Ｊｆｅスチール株式会社 塗覆装鋼管の製造方法
JP4072009B2 (ja) * 2002-07-01 2008-04-02 新日本製鐵株式会社 圧潰強度の高いｕｏｅ鋼管の製造方法
JP4071995B2 (ja) * 2002-05-24 2008-04-02 新日本製鐵株式会社 圧潰強度に優れたｕｏｅ鋼管の製造方法
JP4853575B2 (ja) * 2009-02-06 2012-01-11 Ｊｆｅスチール株式会社 耐座屈性能及び溶接熱影響部靭性に優れた低温用高強度鋼管およびその製造方法
KR101511615B1 (ko) * 2009-11-25 2015-04-13 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 높은 압축 강도 및 인성을 갖는 라인파이프용 용접 강관의 제조 방법
WO2012036148A1 (ja) * 2010-09-14 2012-03-22 新日本製鐵株式会社 低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管および低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管の製造方法、厚肉溶接鋼管製造用鋼板
JP5803270B2 (ja) * 2011-05-24 2015-11-04 Ｊｆｅスチール株式会社 耐圧潰性に優れた高強度耐サワーラインパイプ及びその製造方法
JP5751012B2 (ja) * 2011-05-24 2015-07-22 Ｊｆｅスチール株式会社 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
JP5751013B2 (ja) * 2011-05-24 2015-07-22 Ｊｆｅスチール株式会社 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
JP5796351B2 (ja) * 2011-05-24 2015-10-21 Ｊｆｅスチール株式会社 耐圧潰性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
JP6288390B1 (ja) * 2017-03-29 2018-03-07 新日鐵住金株式会社 ラインパイプ用アズロール電縫鋼管
CN111094609B (zh) * 2017-09-19 2021-09-14 日本制铁株式会社 钢管和钢板
CN111183238A (zh) * 2017-09-28 2020-05-19 杰富意钢铁株式会社 耐酸管线管用高强度钢板及其制造方法以及使用了耐酸管线管用高强度钢板的高强度钢管

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011017048A (ja) 2009-07-08 2011-01-27 Nippon Steel Corp 耐サワーラインパイプ用電縫鋼管の製造方法
JP2012077331A (ja) 2010-09-30 2012-04-19 Jfe Steel Corp 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管
JP2013139630A (ja) 2011-12-09 2013-07-18 Jfe Steel Corp 鋼板内の材質均一性に優れた耐サワーラインパイプ用高強度鋼板とその製造方法
JP2014218707A (ja) 2013-05-09 2014-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 耐水素誘起割れ性に優れた調質鋼板及びその製造方法
JP2016079431A (ja) * 2014-10-14 2016-05-16 新日鐵住金株式会社 油井用電縫鋼管及びその製造方法
WO2018179512A1 (ja) * 2017-03-30 2018-10-04 Ｊｆｅスチール株式会社 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管
JP6319539B1 (ja) * 2017-09-19 2018-05-09 新日鐵住金株式会社 鋼管及び鋼板
JP6369658B1 (ja) 2017-09-19 2018-08-08 新日鐵住金株式会社 鋼管及び鋼板

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
JFE TECHNICAL REPORT, no. 9, August 2005 (2005-08-01), pages 19 - 24
NIPPON STEEL & SUMITOMO METAL TECHNICAL REPORT, no. 397, 2013, pages 17 - 22

Also Published As

Publication number Publication date
KR20220131992A (ko) 2022-09-29
JPWO2021176590A1 (ja) 2021-09-10
CN115210396A (zh) 2022-10-18
EP4116453A1 (en) 2023-01-11
JP7360075B2 (ja) 2023-10-12
BR112022013767A2 (pt) 2022-10-11
EP4116453A4 (en) 2023-03-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6369658B1 (ja) 鋼管及び鋼板
KR100673425B1 (ko) 산성-가스 내성 및 우수한 용접 인성을 가진 고강도전기저항용접 파이프용 열연 강판 및 그 제조방법
JP6460297B1 (ja) 鋼管及び鋼板
JPWO2019058424A1 (ja) 鋼管及び鋼板
CN110462080B (zh) 耐酸性管线管用高强度钢板及其制造方法和使用耐酸性管线管用高强度钢板的高强度钢管
JP5884201B2 (ja) 引張強さ５４０ＭＰａ以上の高強度ラインパイプ用熱延鋼板
WO2015151469A1 (ja) 耐歪時効特性及び耐ｈｉｃ特性に優れた高変形能ラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびに溶接鋼管
JP7155702B2 (ja) 耐サワーラインパイプ用厚鋼板およびその製造方法
CN111094608B (zh) 钢管和钢板
WO2015151468A1 (ja) 耐歪時効特性及び耐ｈｉｃ特性に優れた高変形能ラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびに溶接鋼管
WO2021020220A1 (ja) 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管
JP2020066747A (ja) ラインパイプ用電縫鋼管、及び、ラインパイプ用熱延鋼板
JP6179604B2 (ja) 電気抵抗溶接鋼管用鋼帯および電気抵抗溶接鋼管ならびに電気抵抗溶接鋼管用鋼帯の製造方法
CN114846163B (zh) 钢板和钢管
WO2021176590A1 (ja) 鋼管および鋼板
JP6241434B2 (ja) ラインパイプ用鋼板、ラインパイプ用鋼管、およびその製造方法
JP7469616B2 (ja) 油井用電縫鋼管およびその製造方法
JP7215332B2 (ja) 耐サワーラインパイプ用溶接鋼管の製造方法
JP7469617B2 (ja) 油井用電縫鋼管およびその製造方法
RU2788419C1 (ru) Высокопрочный стальной лист для сероводородостойкой магистральной трубы, способ его изготовления и высокопрочная стальная труба, полученная с использованием высокопрочного стального листа для сероводородостойкой магистральной трубы
JP7127752B2 (ja) 鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 20923002

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112022013767

Country of ref document: BR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2022504837

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20227029776

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2020923002

Country of ref document: EP

Effective date: 20221004

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112022013767

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20220711