(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
筒状の鋼板からなる母材部と、
前記鋼板の突合せ部に設けられ、前記鋼板の長手方向に延在する溶接部と、
を有し、
前記鋼板は、化学組成として、質量％で、
Ｃ  ：０．０３０〜０．０８０％、
Ｍｎ：０．８０〜１．６０％、
Ｎｂ：０．００６〜０．１００％、
Ｔｉ：０．００１〜０．０３０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｎ  ：０．００１０〜０．００８０％、
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％、
を含み、
Ｏ  ：０．００５０％以下、
Ｓｉ：０．５０％以下、
Ａｌ：０．０６０％以下、
Ｐ  ：０．０２０％以下、
Ｓ  ：０．００３％以下、
に制限し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
前記鋼板は、下記式（１）で定義されるＥＳＳＰ：１．５〜３．０、かつ、下記式（２）で定義されるＣｅｑ：０．２０〜０．５０を満足し、
前記母材部の表面から深さ１．０ｍｍまでの範囲である表層部の金属組織が、グラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、焼戻しベイナイト、及び、焼戻しマルテンサイトからなる群から選択される１種又は２種以上を面積率の合計で８０％超含み、
前記母材部の前記表層部における最高硬さであるＨｖｍａｘが２５０Ｈｖ以下であり、
降伏比が８５％以上である
ことを特徴とする鋼管。
ＥＳＳＰ＝［Ｃａ］×（１−１２４×［Ｏ］）／（１．２５×［Ｓ］）    ・・・（１）
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５    ・・・（２）
ここで、前記式（１）及び前記式（２）中の［Ｃａ］、［Ｏ］、［Ｓ］、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］は、前記鋼板中のそれぞれＣａ、Ｏ、Ｓ、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの質量％での含有量を示す。
【請求項２】
前記鋼板の、前記化学組成が、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：０．００１０〜０．０１００％、
ＲＥＭ：０．００１０〜０．０１００％、
からなる群から選択される１種又は２種以上を含む
ことを特徴とする請求項１に記載の鋼管。
【請求項３】
前記Ｈｖｍａｘが２４０Ｈｖ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の鋼管。
【請求項４】
前記母材部の板厚が１０〜４０ｍｍであり、
管径が５０８ｍｍ以上である
ことを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の鋼管。
【請求項５】
請求項１〜４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ことを特徴とする鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼管とその鋼管の素材として好適な鋼板とに関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、油井やガス井（以下、「油井」と総称することがある。）の掘削深度は、ますます深くなる傾向にある。これに伴い、油井用鋼管には高強度化が要求されている。また、油井用鋼管は、腐食性ガスを含む酸性の厳しい環境（高圧硫化水素環境）に曝されるので、硫化物応力割れ（Ｓｕｌｆｉｄｅ Ｓｔｒｅｓｓ Ｃｒａｃｋｉｎｇ、以下「ＳＳＣ」ということがある。）や、水素誘起割れ（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｃｒａｃｋｉｎｇ、以下「ＨＩＣ」ということがある。）が問題になる。また、油やガスを輸送するパイプラインに使用される鋼管も、油井から生産された腐食性ガスにさらされる。そのため、パイプラインに使用される鋼管（ラインパイプ）にも、耐硫化物応力割れ性（耐ＳＳＣ性）及び耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）が要求される。
以下、耐硫化物応力割れ性（耐ＳＳＣ性）及び耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）を「耐サワー性」と総称することがある。【０００３】
ＳＳＣやＨＩＣは、主に、介在物や溶接部の近傍で発生する。そのため、従来、高強度と耐サワー性とが要求される用途には、主に、シームレス鋼管が使用されていた。また、高圧硫化水素環境下では、普通鋼や低合金鋼ではなく、ステンレス鋼管や、高合金鋼管が使用されていた。しかしながら、最近では、製造コスト削減の観点から、高圧硫化水素環境下で使用可能な、安価な鋼管が要望されている。【０００４】
高圧硫化水素環境下での耐サワー性を高める手法として、例えば、非特許文献１には、１２５ｋｓｉ級の高強度油井管において、（ａ）非金属介在物を微細分散させて孔食を防止する、（ｂ）ナノサイズの炭化物を活用し、高温焼戻しで転位密度を低減する、（ｃ）Ｍ３Ｃの球状化と粗大炭化物Ｍ２３Ｃ６の生成防止とによって粒界炭化物の形態を改善する、等の組織制御が提案されている。【０００５】
非特許文献１には、これらの手法を適用して開発した鋼の耐ＳＳＣ性を、環境条件を変えて評価し、開発鋼が従来鋼より優れた性能を有することが開示されている。
しかしながら、非特許文献１はシームレス鋼管に関し、トランクラインなどに使用される大径溶接鋼管に適用できない、またパイプラインに使用される鋼管に重要な特性である溶接性が劣る等、適用範囲が限定されるという課題があった。【０００６】
これに対し、特許文献１及び非特許文献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及び溶接部の硬さを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。【０００７】
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。【０００８】
また、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ΔＨｖ１０で２５以下であり、板幅方向の硬さのばらつきがΔＨｖ１０で２５以下であり、鋼板表層部の最高硬さがＨｖ１０で２２０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。【０００９】
また、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、板厚中心部から板厚方向に±１ｍｍの範囲の金属組織において、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の位置と板厚中心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。【００１０】
特許文献１〜４及び非特許文献２の鋼板では、硫化水素分圧０．１ＭＰａ（１ｂａｒ）以下の環境下での耐サワー性については向上する。しかしながら、最近の油井環境はより苛酷化し、パイプライン等に使用される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が求められている。【００１１】
本発明者らの検討によれば、特許文献１〜４の鋼板及び非特許文献２の鋼板は、表層部の全範囲にわたって組織及び硬さを制御しておらず、硫化水素分圧０．１ＭＰａ（１ｂａｒ）超の環境下での耐サワー性については、十分ではなかった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１２】
【特許文献１】日本国特開２０１１−０１７０４８号公報
【特許文献２】日本国特開２０１２−０７７３３１号公報
【特許文献３】日本国特開２０１３−１３９６３０号公報
【特許文献４】日本国特開２０１４−２１８７０７号公報
【非特許文献】
【００１３】
【非特許文献１】新日鉄住金技報第３９７号（２０１３）、ｐ．１７〜２２
【非特許文献２】ＪＦＥ技報Ｎｏ．９（２００５年８月）ｐ．１９〜２４
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
上述の通り、最近の油井環境はより苛酷化し、その結果、輸送用のパイプラインに使用される溶接鋼管の耐サワー性に対する要求水準は従来より高度化している。そこで、本発明は、苛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鋼管、及び、その鋼管の素材となる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、及び、その鋼管の素材となる鋼板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明者らは、上記課題を解決する手法を検討するため、硫化水素分圧が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）で割れた鋼板の破面と組織とを観察した。その結果、次の知見を得た。【００１６】
（ａ）硫化水素分圧が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、鋼板の耐ＨＩＣ性だけではなく、耐ＳＳＣ性も制御する必要がある。水素誘起割れ（ＨＩＣ）は、鋼板中心部近傍に存在する中心偏析部で発生する。一方、硫化物応力割れ（ＳＳＣ）は、従来ほとんど考慮されていなかった鋼管の表面から１．０ｍｍの範囲（表層部）の組織及び硬さに依存する。
（ｂ）表層部の金属組織を、主に、グラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、焼戻しベイナイト、焼戻しマルテンサイトの１種以上を合計で８０％超含む組織にした上で、表層部の金属組織における最高硬さを２５０Ｈｖ以下にすると、鋼板の耐サワー性（耐ＳＳＣ性）が向上する。【００１７】
（ｃ）表層部の組織を上記のように制御するには、下記式（２）で定義する炭素当量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。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５                     ・・・（２）
［元素］：元素の質量％（含まない元素は０％）【００１８】
（ｄ）また、巻取りを前提とした熱延鋼板の製造方法を適用した鋼板では、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及び／又は硬さが得られない。そのため、上述した表層部の組織及び硬さを得るためには、いわゆる厚板工程によって製造する必要がある。【００１９】
本発明は、上記知見に基づいてなされた。その要旨は以下のとおりである。【００２０】
（１）本発明の一態様に係る鋼管は、筒状の鋼板からなる母材部と、前記鋼板の突合せ部に設けられ、前記鋼板の長手方向に延在する溶接部と、を有し、前記鋼板は、化学組成として、質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．０８０％、Ｍｎ：０．８０〜１．６０％、Ｎｂ：０．００６〜０．１００％、Ｔｉ：０．００１〜０．０３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．００１０〜０．００８０％、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％、を含み、Ｏ：０．００５０％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００３％以下、に制限し、残部がＦｅ及び不純物からなり、前記鋼板は、下記式（ｉ）で定義されるＥＳＳＰ：１．５〜３．０、かつ、下記式（ｉｉ）で定義されるＣｅｑ：０．２０〜０．５０を満足し、前記母材部の表面から深さ１．０ｍｍまでの範囲である表層部の金属組織が、グラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、焼戻しベイナイト、及び、焼戻しマルテンサイトからなる群から選択される１種又は２種以上を面積率の合計で８０％超含み、前記母材部の前記表層部における最高硬さであるＨｖｍａｘが２５０Ｈｖ以下であり、降伏比が８５％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）
ここで、前記式（１）及び前記式（２）中の［Ｃａ］、［Ｏ］、［Ｓ］、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］は、前記鋼板中のそれぞれＣａ、Ｏ、Ｓ、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの質量％での含有量を示す。
【００２１】
（２）上記（１）に係る鋼管は、前記鋼板の、前記化学組成が、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：０．００１０〜０．０１００％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．０１００％、からなる群から選択される１種又は２種以上を含んでもよい。【００２２】
（３）上記（１）または（２）に係る鋼管は、前記Ｈｖｍａｘが２４０Ｈｖ以下であってもよい。【００２３】
（４）上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の鋼管は、前記母材部の板厚が１０〜４０ｍｍであり、管径が５０８ｍｍ以上であってもよい。【００２４】
（５）本発明の別の態様に係る鋼板は、上記（１）〜（４）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。
【発明の効果】
【００２５】
本発明の上記態様によれば、耐ＨＩＣ性に優れ、降伏強度が３５０ＭＰａ以上で、かつ、硫化水素分圧０．１ＭＰａ超の硫化水素を含む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、優れた耐ＳＳＣ性を有する鋼管と、この鋼管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。この鋼板は、石油、天然ガス等の掘削用鋼管又は輸送用鋼管の製造に好適であり、この鋼板で製造される鋼管は、高圧硫化水素環境での使用に好適である。
【図面の簡単な説明】
【００２６】
【図１】熱間圧延終了後の加速冷却の一態様を模式的に示す図である。
【図２Ａ】復熱後の鋼板の表層部の硬さ分布の一例を示す図であって、復熱回数１回の場合の硬さ分布を示す図である。
【図２Ｂ】復熱後の鋼板の表層部の硬さ分布の一例を示す図であって、復熱回数２回の場合の硬さ分布を示す図である。
【図２Ｃ】復熱後の鋼板の表層部の硬さ分布の一例を示す図であって、復熱回数３回の場合の硬さ分布を示す図である。
【図３Ａ】鋼板の最表面から０．５ｍｍ下の組織（走査電子顕微鏡で撮像）を示す図であって、グラニュラーベイナイトの一例を示す組織写真である。
【図３Ｂ】鋼板の最表面から０．５ｍｍ下の組織（走査電子顕微鏡で撮像）を示す図であって、アシキュラーフェライトの代表的な組織写真である。
【図４】最高硬さ、硫化水素分圧、及び、硫化物応力割れ（ＳＳＣ）の発生有無の関係を示す図である。
【図５】本実施形態に係る鋼管を示す模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００２７】
本発明の一実施形態に係る鋼管（本実施形態に係る鋼管）は、
（ｉ）筒状の鋼板からなる母材部と、前記鋼板の突合せ部に設けられ、前記鋼板の長手方向に延在する溶接部と、を有し、
（ｉｉ）前記鋼板は、所定の化学組成を有し、かつ、下記式（１）で定義されるＥＳＳＰ：１．５〜３．０、及び下記式（２）で定義されるＣｅｑ：０．２０〜０．５０を満足し、
（ｉｉｉ）前記母材部の表面から深さ１．０ｍｍまでの範囲である表層部の金属組織が、グラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、焼戻しベイナイト、及び、焼戻しマルテンサイトからなる群から選択される１種又は２種以上を面積率の合計で８０％超含み、
（ｉｖ）前記母材部の前記表層部における最高硬さであるＨｖｍａｘが２５０Ｈｖ以下、好ましくは２４０Ｈｖ以下であり、
（ｖ）降伏比が８５％以上であり、
（ｖｉ）好ましくは、母材部の板厚が１０〜４０ｍｍ、管径が５０８ｍｍ以上である。
ＥＳＳＰ＝［Ｃａ］×（１−１２４×［Ｏ］）／（１．２５×［Ｓ］）    ・・・（１）
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５    ・・・（２）
ここで、式（１）及び式（２）中の［Ｃａ］、［Ｏ］、［Ｓ］、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］は、それぞれＣａ、Ｏ、Ｓ、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの質量％での含有量を示す。
【００２８】
また、本発明の一実施形態に係る鋼板（本実施形態に係る鋼板）は、本実施形態に係る鋼管の母材部に用いられる。すなわち、本実施形態に係る鋼板を筒状に加工し、突合せ部を溶接することによって、本実施形態に係る鋼管を得ることができる。
【００２９】
以下、本実施形態に係る鋼管、本実施形態に係る鋼板、及び、これらの好ましい製造方法について、説明する。
【００３０】
本実施形態に係る鋼管の母材部（すなわち、本実施形態に係る鋼板）は、以下に示す化学組成を有する。本実施形態において、断りがない限り化学組成に係る％は、質量％を意味する。
【００３１】
Ｃ：０．０３０〜０．０８０％
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０．０８０％を超えると、マルテンサイト、ベイナイト、グラニュラーベイナイト等の低温変態生成相の硬さが高まりやすくなると共に、炭化物が多く生成し、ＨＩＣが発生し易くなる。そのため、Ｃ含有量は０．０８０％以下とする。より優れた耐ＨＩＣ性の確保及び／又は溶接性や靱性の低下をより抑制する場合、Ｃ含有量は０．０７０％以下が好ましく、０．０６５％以下がより好ましく、０．０６０％以下がさらに好ましい。
【００３２】
Ｍｎ：０．８０〜１．６０％
Ｍｎは、鋼の強度及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。
【００３３】
Ｎｂ：０．００６〜０．１００％
Ｎｂは、炭化物や窒化物を形成し、熱間圧延中の再結晶を抑制し、鋼の強度、低温靭性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。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。
【００３４】
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、粗大な炭窒化物が過剰に生成して、耐ＨＩＣ性や靱性が低下する。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。
【００３５】
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。
【００３６】
Ｎ：０．００１０〜０．００８０％
Ｎは、Ｔｉや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やＮｂの窒化物が粗大化し、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０．００７０％以下、より好ましくは０．００６０％以下である。
【００３７】
本実施形態に係る鋼管の母材部（本実施形態に係る鋼板）の化学組成は、上記元素の他、焼入れ性の指標であるＣｅｑ（後述する）を調整するため、または介在物の形態を制御するため、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｍｇ、ＲＥＭからなる群から選択される１種又は２種以上を後述する範囲で含んでもよい。これらの元素は任意元素であり、含有しなくてもよい。すなわち、これらの元素の含有量の下限は、０％である。
【００３８】
Ｃｒ：０〜１．００％
Ｎｉ：０〜１．００％
Ｃｕ：０〜１．００％
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕは鋼の焼入れ性を高める元素である。この効果を得るには、Ｃｒ含有量、Ｎｉ含有量、Ｃｕ含有量の、それぞれを０．１０％以上、単独でまたは複合で含有させることが好ましい。一方、Ｃｒ含有量、Ｎｉ含有量、Ｃｕ含有量が、それぞれ１．００％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、含有させる場合でも、Ｃｒ含有量、Ｎｉ含有量、Ｃｕ含有量のいずれも、１．００％以下とする。好ましくは、Ｃｒ：０．７０％以下、Ｎｉ：０．８０％以下、Ｃｕ：０．７０％以下である。
【００３９】
Ｍｏ：０〜０．５０％
Ｍｏも、鋼の焼入れ性を高める元素である。この効果を得るには、Ｍｏ含有量を０．０３％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％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、含有させる場合でも、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．３５％以下である。
【００４０】
Ｖ：０〜０．１０％
Ｖも、鋼の焼入れ性を高め、溶接熱影響部の軟化を抑制する元素である。この効果を得るには、Ｖ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、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、含有させる場合でも、Ｖ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０６％以下である。
【００４１】
Ｍｇ：０〜０．０１００％
ＲＥＭ：０〜０．０１００％
ＭｇやＲＥＭは硫化物の形態を制御し、耐ＨＩＣ性の向上に寄与する元素である。この効果を得るには、Ｍｇ、ＲＥＭ含有量をそれぞれ０．００１０％以上、単独でまたは複合で含有させることが好ましい。一方、Ｍｇ含有量やＲＥＭ含有量が０．０１００％を超えると硫化物が粗大化し、耐ＨＩＣ向上効果が得られなくなる。そのため、含有させる場合でも、Ｍｇ含有量、ＲＥＭ含有量はそれぞれ、０．０１００％以下とする。好ましくは、０．００５０％以下である。
本実施形態において、ＲＥＭとは、希土類元素を意味し、スカンジウム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１６元素の合計含有量を示す。
【００４２】
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、上記の必須元素を含み、残部がＦｅ及び不純物を含む。または、上記の必須元素を含み、上記の任意元素の１種以上を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料から、又は製造工程の種々の環境から混入する成分であって、鋼の特性に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
不純物のうち、Ｏ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｐ、Ｓ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｈ、Ｗ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｂ、Ｎｄ、Ｙ、Ｈｆ、及び、Ｒｅについては、後述する範囲に制御することが好ましい。特に、Ｏ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｐ、Ｓについては、通常混入する元素であり、以下の範囲に制限する必要がある。
【００４３】
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。靱性を確保する点で、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。
【００４４】
Ｓｉ：０．５０％以下
Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、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含有量は０％でもよい。
一方、Ｓｉは鋼原料から及び／又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。
【００４５】
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含有量は０％でもよい。
一方、Ａｌは鋼原料から、及び／又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。
【００４６】
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは、不可避的に混入し、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性や靭性が低下する。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。
【００４７】
Ｓ：０．００３％以下
Ｓは、不可避的に混入し、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０．００３％を超えると、耐ＨＩＣ性が著しく低下する。そのため、Ｓ含有量は０．００３％以下とする。好ましくは０．００２％以下、より好ましくは０．００１％以下である。Ｓ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、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、実用鋼において、０．０００１％が実質的な下限である。
【００４８】
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
Ｂ：０．０００３％以下
Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｈ、Ｂについては、鋼原料から不可避的に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。
【００４９】
Ｗ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｎｄ、Ｙ、Ｈｆ、及び、Ｒｅ：合計０．１０％以下
これらの元素は、鋼原料から不可避的に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。
【００５０】
本実施形態に係る鋼管の母材部は、各元素の含有量を上述の範囲に制御した上で、以下に示すように、成分の含有量から算出されるＥＳＳＰとＣｅｑとを所定の範囲に制御する必要がある。
【００５１】
ＥＳＳＰ：１．５〜３．０
本実施形態に係る鋼管では、従来鋼と同等以上の耐ＨＩＣ性を確保するため、
下記式（１）で定義されるＥＳＳＰを１．５〜３．０とする必要がある。
ＥＳＳＰ＝［Ｃａ］×（１−１２４×［Ｏ］）／（１．２５×［Ｓ］）    ・・・（１）
［Ｃａ］、［Ｏ］、［Ｓ］：Ｃａ、Ｏ、Ｓの質量％での含有量。
【００５２】
耐ＨＩＣ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。
【００５３】
ＥＳＳＰは、酸素と結合したＣａを差し引いた残りのＣａ（有効Ｃａ）に関する指標である。具体的には、Ｓと原子量比で結合することを前提に、Ｓ含有量に応じて必要とされる有効Ｃａ量が存在するかどうかを示す指標である。
ＥＳＳＰが１．５未満であると、Ｏ含有量及び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性が劣化する原因となるので、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。
【００５４】
一方、Ｃａ含有量が過剰になると、クラスター状の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含有量や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が１．５〜３．０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性が得られる。
【００５５】
Ｃｅｑ：０．２０〜０．５０
本実施形態に係る鋼管の母材部では、表面から１．０ｍｍの範囲（表層部）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、焼戻しベイナイト、及び、焼戻しマルテンサイトの１種又は２種以上を面積率の合計で８０％以上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。具体的には、下記式（２）で定義するＣｅｑ（炭素当量）を０．２０〜０．５０とする必要がある。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５     ・・・（２）
［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］：Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの質量％での含有量であり、含有されていない場合は０とする。
【００５６】
Ｃｅｑが０．２０未満であると、組織にフェライトやパーライトが生成して、グラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、焼戻しベイナイト、及び、焼戻しマルテンサイトの１種又は２種以上の合計が８０％以下となる。この場合、強度が低下し、耐サワー性が低下する。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、母材部及び溶接部の表面硬さが過剰に高くなり、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。
【００５７】
次に、本実施形態に係る鋼管の母材部（本実施形態に係る鋼板）の金属組織について説明する。
【００５８】
表面から１．０ｍｍの範囲（表層部）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、焼戻しベイナイト、及び、焼戻しマルテンサイトの１種又は２種以上：組織分率（面積率）の合計で８０％超
本実施形態に係る鋼管では、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、表層部において、グラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、焼戻しベイナイト、及び、焼戻しマルテンサイトからなる群から選択される１種又は２種以上を、面積率の合計で８０％超含む必要がある。これらの組織の面積率の合計が８０％以下であると、十分な強度及び耐サワー性が得られない。
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、焼戻しベイナイト、及び、焼戻しマルテンサイトの１種又は２種以上が、面積率の合計で８５％以上である。より好ましくは、グラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、焼戻しベイナイト、及び、焼戻しマルテンサイトの１種又は２種以上が、面積率の合計で９０％以上である。
また、好ましくは、グラニュラーベイナイトとアシキュラーフェライトとの合計面積率が８０％超である。
【００５９】
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、焼戻しベイナイト、及び、焼戻しマルテンサイト以外の組織（残部）として、ポリゴナルフェライト及び疑似パーライトの１種または２種が含まれる場合がある。これらの組織が、面積率で２０％以上存在すると、所要の強度を確保し難く、また、耐サワー性が低下するので、ポリゴナルフェライト及び／または疑似パーライトの面積率は２０％未満とする。好ましくは１５％以下、より好ましくは１０％以下である。
【００６０】
各組織の面積率の測定は、金属組織を走査電子顕微鏡を用いて例えば１０００倍の倍率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０．１ｍｍ、０．２ｍｍ及び０．５ｍｍの位置を測定し、それぞれの位置での面積率を平均することによって得られる。
【００６１】
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や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る。
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。
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、アシキュラーフェライトとベイナイトとの中間の組織的特徴を有する組織である。具体的には、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してする部分と、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が混在する組織である。
ベイナイトは、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ており、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している組織である。但し、本実施形態では、ベイナイトは最終的には存在せず、その後の復熱で焼き戻された、焼き戻しベイナイトが存在する。
焼戻しベイナイト及び焼戻しマルテンサイトは、それぞれを走査電子顕微鏡の観察では区別できないが、いずれも、ラス形状をしていて、ラス内、ラス境界に炭化物が分散している組織である。
図３Ａ、図３Ｂに、本実施形態に係る鋼管の母材部である鋼板の表面から０．５ｍｍ下の金属組織（走査電子顕微鏡で撮像）を示す。図３Ａ中の円で囲まれた部分の組織がグラニュラーベイナイトである。また、図３Ｂは、主にアシキュラーフェライトを含む組織である。
【００６２】
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規定されない。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１／２ｔ部（肉厚中心部）の組織は、アシキュラーフェライト及びグラニュラーベイナイトが主体の組織となる。
【００６３】
表面から深さ１．０ｍｍまでの範囲（表層部）の最高硬さＨｖｍａｘ：２５０Ｈｖ以下
ＳＳＣは、鋼板表面の微小疵や微小割れに起因して発生する。そのため、鋼板及び鋼板から製造される鋼管では、微小疵や微小割れの発生源となる表層部の金属組織及び硬さが重要である。特に、表面から深さ１．０ｍｍの位置だけでなく、表面から深さ１．０ｍｍまでの範囲全体における最高硬さを制御することが重要である。
【００６４】
本実施形態に係る鋼管では、耐ＨＩＣ性及び優れた耐ＳＳＣ性を確保するため、表層部の金属組織を、前述したように制御した上で、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２４８Ｈｖ以下、より好ましくは２４０Ｈｖ以下である。
【００６５】
鋼板表面から深さ１．０ｍｍまでの表層部の最高硬さの測定は、次のように行う。
まず、鋼板の幅方向の端部（鋼管の場合には、突合せ部に相当）から鋼板の幅方向に１／４、１／２及び３／４の位置（鋼管でいうと、溶接部を０時とした場合の、それぞれ３時、６時及び９時の位置）から３００ｍｍ角（３００ｍｍ×３００ｍｍ）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、機械研磨で研磨する。１つのブロック試験片について、ビッカース硬度計（荷重：１００ｇ）で、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１．０ｍｍ間隔で１０点、合計１００点測定する。すなわち、３つのブロック試験片で合計３００点測定する。
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Ｈｖ２５０以下であると判断する。
【００６６】
本実施形態に係る鋼管の母材では、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、耐ＳＳＣ性が低下するので許容されない。したがって、本実施形態では、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、その値も採用し、最も高い値を最高硬さとする。
【００６７】
さらに、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、グラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、焼戻しベイナイト、及び／又は、焼戻しマルテンサイトを主体とする金属組織を前提とすれば、ｐＨが下記式（４）を満たす環境下での硫化物応力割れ（ＳＳＣ）の発生有無が、図４に示すように最高硬さと硫化水素分圧とで整理できることが分かった。
ｐＨ≦−０．８×ＰＨ２Ｓ＋５．４    ・・・（４）
ＰＨ２Ｓ：硫化水素分圧（ＭＰａ）
【００６８】
具体的には、グラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、焼戻しベイナイト、及び／又は、焼戻しマルテンサイトを主体とする金属組織とした上で、鋼板の表面から深さ１．０ｍｍまでの表層部の最高硬さと硫化水素分圧との関係が下記式（３）を満たせば、耐ＳＳＣ性が向上して、式（４）を満たす厳しい環境下でもＳＳＣが発生しないことが分かった。
Ｈｖｍａｘ≦−５×ｌｏｇ（ＰＨ２Ｓ）＋２４５     ・・・（３）
ＰＨ２Ｓ：硫化水素分圧（ＭＰａ）
ｌｏｇ：常用対数
【００６９】
表層部の最高硬さＨｖｍａｘが上記式（３）の右辺（限界硬さ）を超えると、耐ＳＳＣ性及び耐ＨＩＣ性が低下する。
図４に示すように、表層部の最高硬さが２４０Ｈｖ以下であれば、硫化水素分圧が１０ＭＰａの場合でもＳＳＣによる割れが発生しないので好ましい。
【００７０】
一方、ｐＨとＰＨ２Ｓとが上記式（４）を満たさない環境下であれば、表層部の最高硬さを２５０Ｈｖ以下とすればよい。
【００７１】
本実施形態に係る鋼管において、表面から板厚の１／２の位置である１／２ｔ部（ｔ：板厚）の最高硬さについては規定しなくてもよいが、１／２ｔ部付近を１．０ｍｍピッチで長手方向に１０点以上測定した際の最高硬さが２５０Ｈｖ以下であれば、耐ＨＩＣ性をより高めることができるので好ましい。
【００７２】
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％の食塩及び酢酸を含むＨ２Ｓ飽和溶液環境で、降伏強度の９０％以上の応力を負荷しても、硫化物応力割れが発生しない。即ち、上記溶液環境で破断する応力が降伏強度の９０％以上である。
【００７３】
次に、本実施形態に係る鋼管の機械特性について説明する。
【００７４】
降伏強度：３５０ＭＰａ以上
本実施形態に係る鋼管の母材部の降伏強度は、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、３５０ＭＰａ以上であることを目標とする。好ましくは、４００ＭＰａ以上である。降伏強度の上限は、特に限定しないが、耐サワー性、加工性の点で、ＡＰＩ５ＬのＸ７０に規定される６３０ＭＰａが実質的な上限である。耐サワー性、加工性の点では、６００ＭＰａ以下が好ましい。
【００７５】
降伏比：８５％以上
本実施形態に係る鋼管の降伏比は、８５％以上である。降伏比が余りに低くなると、求められる降伏強度に対する引っ張り強度が高くなりすぎるので、降伏比を８５％以上とする。
降伏強度、降伏比は、ＡＰＩ全厚引張り試験片を鋼管の長手方向に直角（Ｃ方向）に採取し、扁平後、引張試験を行うことで得られる。
【００７６】
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又は輸送用鋼管とする場合、板厚は１０〜４０ｍｍ、管径は５０８ｍｍ以上であることが好ましい。管径は、厚板ミルやＵＯミル等の設備制約を考慮し、５６インチ（１４２２．４ｍｍ）以下が好ましい。
【００７７】
本実施形態に係る鋼管は、本実施形態に係る鋼板を筒状に加工し、筒状鋼板の両端部を突き合せて、溶接することによって得られる。そのため、図５に示すように、鋼板の突合せ部に、鋼板の長手方向に延在する溶接部を有する。溶接部は、通常、鋼板の長手方向の端部からもう一方の端部まで連続的に設けられる。
一般に、鋼管溶接において、溶接部は母材部よりも厚みが大きくなるように施工される。また、溶接金属は母材よりも高合金であり、耐食性も高い。そのため、溶接部がＳＳＣの起点になることはほとんどない。したがって、本実施形態に係る鋼管の溶接部は、ＳＡＷ溶接等で、通常の条件で得られたものであれば、特に限定されない。
【００７８】
次に、本実施形態に係る鋼管、及びその素材となる本実施形態に係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。
【００７９】
本実施形態に係る鋼板は、
（Ｉ）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点以上で熱間圧延を終了し（熱間圧延工程）、
（ＩＩ）熱間圧延工程後の鋼板を、Ａｒ３点以上から、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と、その後、復熱による最高到達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とを合計で３回以上行う多段の加速冷却（第１の冷却工程）を行い、
（ＩＩＩ）第１の冷却工程後、平均冷却速度が、２００℃／ｈｒ以上で、５００℃以下まで冷却する（第２の冷却工程）
工程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、さらに、
（ＩＶ）第２の冷却工程後の鋼板を、筒状に成形し（成形工程）、
（Ｖ）筒状鋼板の両端部を突き合わせて溶接する（溶接工程）
ことによって得られる。
【００８０】
各工程について、好ましい条件を説明する。
【００８１】
（熱間圧延工程）
本実施形態に係る鋼管の母材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及び鋼片の製造は常法に従って行えばよい。
【００８２】
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。
【００８３】
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。
【００８４】
（第１の冷却工程）
Ａｒ３点以上で熱間圧延を終了した鋼板に対し、Ａｒ３点以上の温度で加速冷却を開始する。冷却は、表面温度で、最初は、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行い、その後、復熱による最高到達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行う。第１の冷却工程では、上述のような復熱による最高到達温度が５００℃を超えるような水冷を合計で３回以上行う多段の加速冷却を行う。
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や衝突圧等を変更することで、調整できる。
【００８５】
図１は、熱間圧延終了後、水冷停止後の復熱による最高到達温度が５００℃を超えるような水冷を連続して３回行った場合の多段の加速冷却の一態様を模式的に示した図である。
【００８６】
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１．０ｍｍ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３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の冷却停止温度は硬質相であるマルテンサイトを生成させないように、Ｍｓ点を超える温度とすることが好ましい。
【００８７】
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。
【００８８】
図２Ａ〜図２Ｃに、復熱後の鋼板の表層部の硬さ分布の一例を示す。図２Ａに、上述した条件を満たす復熱の回数が１回の場合の硬さ分布を示し、図２Ｂに、復熱回数２回の場合の硬さ分布を示し、図２Ｃに、復熱回数３回の場合の硬さ分布を示す。図中、Ｍａｘ．は、鋼板の表面から深さ１．０ｍｍまでの表層部の最高硬さＨｖｍａｘであり、Ａｖｅ．は、鋼板の表面から深さ１．０ｍｍまでの表層部の平均硬さである。
【００８９】
図２Ｃに示すように、復熱を３回行うことにより、鋼板の表面から深さ１．０ｍｍ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。
復熱回数を３回超とすることによって、最高硬さをより低く、例えば安定して２４０Ｈｖ以下にすることができる。
【００９０】
（第２の冷却工程）
第１の冷却後（３回以上の水冷及び復熱完了後）、平均冷却速度が２００℃／ｈｒ以上で５００℃以下まで冷却する（第２の冷却）。
５００℃以下までの平均冷却速度が２００℃／ｈｒ未満であると、所定の組織を得ることができない。
【００９１】
（成形工程）
（溶接工程）
本実施形態に係る鋼板を、筒状に成形し、筒状に成形した鋼板の両端部を突き合せて溶接することで、本実施形態に係る鋼管を形成する。
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。
溶接も、特定の溶接に限定されないが、サブマージドアーク溶接（ＳＡＷ）が好ましい。本実施形態に係る鋼管の溶接部は、最高硬さが上述の範囲であれば、溶接条件等は限定されない。しかしながら、本実施形態に係る鋼板を素材として用いる場合、ＳＡＷ溶接等で、３電極もしくは４電極にて、板厚に応じて入熱が２．０ｋＪ／ｍｍから１０ｋＪ／ｍｍの条件範囲で溶接することで、最高硬さが２５０Ｈｖ以下になるので好ましい。
【００９２】
本実施形態に係る鋼管の製造方法では、溶接部に耐サワー性に有害な組織（面積率で２０％を超えるポリゴナルフェライトや疑似パーライト等）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。
【００９３】
本実施形態に係る鋼管の母材部には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。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。
【実施例】
【００９４】
次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。【００９５】
（実施例１）
表１−１、１−２に示す成分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た。このスラブを用いて、表２−１、２−２に示す製造条件で、表３−１〜３−４に示す鋼板を製造した。表２−１中、第１の冷却の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。
また、第１の冷却において、冷却速度については、１回目の冷却速度のみを記載しているが、２回目以降も同等の冷却速度であった。
Ｎｏ．１〜２２、５４〜５６が発明鋼板で、Ｎｏ．２３〜５３が比較鋼板である。【００９６】
【表１−１】
0006369658.tif 000002
【００９７】
【表１−２】
0006369658.tif 000003
【００９８】
【表２−１】
0006369658.tif 000004
【００９９】
【表２−２】
0006369658.tif 000005
【０１００】
得られた鋼板からＡＰＩ５Ｌ全厚引張り試験片を採取し、ＡＰＩ５Ｌに準じて引張強度を測定した。
また、表面から深さ１．０ｍｍまでの表層部の硬さを測定するとともに、表層部の金属組織を走査電子顕微鏡で観察した。
また、参考として、１／２ｔ部の最高硬さの測定についても実施した。【０１０１】
（表層部の最高硬さ）
鋼板の幅方向の端部（鋼管の場合には、突合せ部に相当）を起点として鋼板の幅方向の１／４、１／２及び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。これらのブロック試験片について、それぞれビッカース硬度計（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１．０ｍｍ間隔で１０点、合計１００点、３つの試験片で合計３００点を測定し、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２点以上２５０Ｈｖを超える測定点が連続して存在する場合には、最も高い値を最高硬さとした。【０１０２】
（組織観察）
表層部の金属組織は、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、表面から０．１ｍｍ、０．２ｍｍ、０．５ｍｍの位置を走査電子顕微鏡を用いて１０００倍の倍率で観察した。各組織の面積率はこれらの視野の平均とした。
表３に結果を示す。表３の残部組織の面積率とは、「グラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、焼戻しベイナイト、及び、焼戻しマルテンサイト」以外の組織の面積率である。
表面から５ｍｍの位置の金属組織も同様に観察した。【０１０３】
（１／２ｔ部（肉厚中心部）の最高硬さ）
１／２ｔ部付近を１．０ｍｍピッチで長手方向に１０点測定して、最高硬さを求めた。【０１０４】
【表３−１】
0006369658.tif 000006
【０１０５】
【表３−２】
0006369658.tif 000007
【０１０６】
【表３−３】
0006369658.tif 000008
【０１０７】
【表３−４】
0006369658.tif 000009
【０１０８】
表３に示すように、発明例である試験Ｎｏ．１〜２２、５４〜５６においては、表層部（表面から深さ１．０ｍｍまでの表層）が所定の金属組織を有し、最高硬さが２５０Ｈｖ以下であった。【０１０９】
（実施例２）
表３に示す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電極もしくは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。一部の鋼管の溶接部には、４００℃〜Ａｃ１点に加熱する熱処理を施した。【０１１０】
得られた鋼管からＡＰＩ５Ｌに準じて全厚引張り試験片を周方向に採取し、扁平後、降伏強度及び引張強度を測定した。
また、耐ＳＳＣ性の評価として、４点曲げ試験片を採取し、ＮＡＣＥ  ＴＭ  ０１７７に準拠して、表４に示す種々の硫化水素分圧、ｐＨ３．５の溶液環境での９０％実降伏応力下での４点曲げ試験を行い、割れの発生有無を調査した。割れが発生しない場合に、耐ＳＳＣ性に優れると判断した。
また、耐ＨＩＣ性の評価として、長さ１００ｍｍ×幅２０ｍｍの全厚試験片を採取し、ＮＡＣＥ  ＴＭ  ０２８４に準拠し、５％食塩と０．５％酢酸とを含有する溶液に０．１ＭＰａの硫化水素を飽和させた条件で、９６時間浸漬させた後の割れ面積率を求めた。割れ面積率が３％以下であれば、耐ＨＩＣ性に優れると判断した。【０１１１】
実施例１と同様に、鋼板の表層部、肉厚中心部（１／２ｔ部）の最高硬さ測定するとともに、表層部の金属組織を光学顕微鏡で観察した。
結果を表４に示す。【０１１２】
【表４−１】
0006369658.tif 000010
【０１１３】
【表４−２】
0006369658.tif 000011
【０１１４】
【表４−３】
0006369658.tif 000012
【０１１５】
【表４−４】
0006369658.tif 000013
【０１１６】
本発明例の鋼管（試験Ｎｏ．１〜２２、５４〜５６）は従来鋼と同等以上の耐ＨＩＣ性を有し、かつ耐サワー性（耐硫化物応力割れ性（耐ＳＳＣ性）に優れていることがわかる。
【産業上の利用可能性】
【０１１７】
前述したように、本発明によれば、降伏強度が３５０ＭＰａ以上で、十分な耐ＨＩＣ性を備え、さらに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ない鋼板と鋼管とを提供することができる。よって、本発明は、産業上の利用可能性が高い。
【符号の説明】
【０１１８】
１    鋼管
２    鋼板（母材部）
３    溶接部
【要約】
この鋼管は、筒状の鋼板からなる母材部と、前記鋼板の突合せ部に設けられ、前記鋼板の長手方向に延在する溶接部と、を有し、前記鋼板は、所定の化学組成を有し、前記鋼板は、ＥＳＳＰ：１．５〜３．０、かつ、Ｃｅｑ：０．２０〜０．５０を満足し、前記母材部の表面から深さ１．０ｍｍまでの範囲である表層部の金属組織が、グラニュラーベイナイト、アシキュラーフェライト、焼戻しベイナイト、及び、焼戻しマルテンサイトからなる群から選択される１種又は２種以上を面積率の合計で８０％超含み、前記母材部の前記表層部における最高硬さであるＨｖｍａｘが２５０Ｈｖ以下であり、降伏比が８５％以上である。【図１】
0006369658.tif 000014
【図２Ａ】
0006369658.tif 000015
【図２Ｂ】
0006369658.tif 000016
【図２Ｃ】
0006369658.tif 000017
【図３Ａ】
0006369658.tif 000018
【図３Ｂ】
0006369658.tif 000019
【図４】
0006369658.tif 000020
【図５】
0006369658.tif 000021