(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．６％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．０００８％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、下式で表わされるＣＰ値が０．９５以下、Ｃｅｑ値が０．３０以上であり、金属組織が体積分率で７５％以上のベイナイト相を有することを特徴とするラインパイプ用鋼板。
ＣＰ＝４．４６Ｃ（％）＋２．３７Ｍｎ（％）／６＋{１．１８Ｃｒ（％）＋１．９５Ｍｏ（％）＋１．７４Ｖ（％）}／５＋{１．７４Ｃｕ（％）＋１．７Ｎｉ（％）}／１５＋２２．３６Ｐ（％）
Ｃｅｑ＝Ｃ（％）＋Ｍｎ（％）／６＋{Ｃｒ（％）＋Ｍｏ（％）＋Ｖ（％）}／５＋{Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％）}／１５
【請求項２】
さらに、Ｃｒ：０．５％以下を含有し、これに加えて、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のラインパイプ用鋼板。
【請求項３】
中心偏析部の硬さがＨＶ２５０以下、中心偏析部のＮｂ炭窒化物の長さが２０μｍ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載のラインパイプ用鋼板。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の鋼板を冷間成形により管形状とし、その突き合わせ部をシーム溶接することにより製造されたラインパイプ用鋼管。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、原油や天然ガスなどの輸送用ラインパイプに使用される耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）に優れた高強度ラインパイプ用鋼板およびこの鋼板を用いて製造されるラインパイプ用鋼管に関するものであり、特に、厳しい耐ＨＩＣ性能が要求される管厚２０ｍｍ以上のラインパイプに好適なラインパイプ用鋼板および鋼管に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
一般に、ラインパイプは、厚板ミルや熱延ミルにより製造された鋼板を、ＵＯＥ成形、プレスベンド成形、ロール成形などで鋼管に成形することで製造される。硫化水素を含む原油や天然ガスの輸送に用いられるラインパイプ（以下、「耐サワーラインパイプ」という場合がある）は、強度、靭性、溶接性の他に、耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）や耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＯ性）などのいわゆる耐サワー性が必要とされる。鋼材のＨＩＣ（水素誘起割れ）は、腐食反応による水素イオンが鋼材表面に吸着し、原子状の水素として鋼内部に侵入し、鋼中のＭｎＳなどの非金属介在物や硬い第２相組織のまわりに拡散・集積して、その内圧により割れを生ずるものとされている。
【０００３】
従来、このような水素誘起割れを防ぐために、幾つかの方法が提案されている。例えば、特許文献１には、鋼中のＳ含有量を下げるとともに、ＣａやＲＥＭなどを適量添加することにより、長く伸展したＭｎＳの生成を抑制し、微細に分散した球状のＣａＳ介在物に形態を変える技術が提案されている。これにより、硫化物系介在物による応力集中を小さくし、割れの発生・伝播を抑制することによって、耐ＨＩＣ性を改善するというものである。
特許文献２、３には、偏析傾向の高い元素（Ｃ、Ｍｎ、Ｐ等）の低減やスラブ加熱段階での均熱処理による偏析の低減、および熱間圧延後に加速冷却を行って金属組織をベイナイト相とする技術が提案されている。これにより、中心偏析部での割れの起点となる島状マルテンサイトの生成、および割れの伝播経路となるマルテンサイトなどの硬化組織の生成を抑制するというものである。
また、特許文献４では、偏析係数に基づいた炭素当量式が示され、これを一定値以下にすることで中心偏析部の割れを抑制する方法が提案されている。
【０００４】
さらに、中心偏析部の割れの対策として、特許文献５には、中心偏析部におけるＮｂとＭｎの偏析度を一定以下に規定する方法が提案され、また、特許文献６には、ＨＩＣの起点となる介在物の大きさと中心偏析部の硬さをそれぞれ規定する方法が提案されている。
【特許文献１】特開昭５４−１１０１１９号公報
【特許文献２】特開昭６１−６０８６６号公報
【特許文献３】特開昭６１−１６５２０７号公報
【特許文献４】特開平５−２５５７４７号公報
【特許文献５】特開２００２−３６３６８９号公報
【特許文献６】特開２００６−６３３５１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、近年の耐サワーラインパイプは管厚が２０ｍｍ以上の厚肉材が増えており、このような厚肉材では、強度を確保するために合金元素の添加量を増やす必要がある。この場合、上記のような従来技術の手法でＭｎＳの生成を抑制し、また中心偏析部の組織を改善したとしても、中心偏析部の硬さが上昇し、Ｎｂ炭窒化物を起点にＨＩＣが発生してしまう。Ｎｂ炭窒化物からの割れは、その割れ長さ率が小さいため、従来の耐ＨＩＣ性能の要求基準では特に問題とされなかったが、近年、より高い耐ＨＩＣ性能が要求されており、Ｎｂ炭窒化物を起点としたＨＩＣの抑制も必要となっている。
【０００６】
特許文献６のようにＮｂを含む炭窒化物を５μｍ以下という非常に小さなサイズにする方法は、中心偏析部のＨＩＣ発生を抑制するには効果的である。しかし、実際には、造塊または連続鋳造時に最終凝固部で粗大なＮｂ炭窒化物が晶出する場合があり、上述したようなより厳しい耐ＨＩＣ性能の要求に対しては、ＨＩＣの発生の抑制とともに、ある頻度で生成するＮｂ炭窒化物などを基点として発生した割れの伝播を抑制するために、中心偏析部の材質を極めて厳格に管理する必要が生じている。中心偏析部の材質を管理する方法としては、特許文献４が提案した偏析係数を考慮した炭素等量式を用いる方法が挙げられる。しかし、同文献では偏析係数をマイクロアナライザー分析で実験的に求めているため、例えばスポットサイズが１０μｍ程度の測定範囲内での平均値としてしか求めることができず、厳格に中心偏析部の濃度を予測できる方法とはなっていない。
【０００７】
したがって本発明の目的は、上記のような従来技術の課題を解決し、耐ＨＩＣ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板、特に管厚２０ｍｍ以上の耐サワーラインパイプで要求される厳しい耐ＨＩＣ性能に対しても十分対応できる優れた耐ＨＩＣ性を有する高強度ラインパイプ用鋼板を提供することにある。
また、本発明の他の目的は、そのような優れた性能を有する高強度ラインパイプ用鋼板を用いたラインパイプ用鋼管を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、ＨＩＣ試験での割れの発生及びその伝播挙動を、割れの起点と中心偏析部の組織の観点から詳細に調査した結果、以下の知見を得るに至った。
まず、中心偏析部の割れを抑制するには、起点となる介在物の種類に応じた中心偏析部の材質の適正化が必要である。図１に、中心偏析部にＭｎＳまたはＮｂ炭窒化物が生成している鋼板を用いてＨＩＣ試験（試験方法は後述する実施例と同様）を行った結果の一例を示す。これによれば、中心偏析部にＭｎＳがある場合は、低い硬さでも割れ面積率が上昇するため、ＭｎＳの生成を抑制することは極めて重要であることが判る。しかし、ＭｎＳの生成が抑制できても、Ｎｂ炭窒化物がある場合は、中心偏析部の硬さが或るレベル（ここではＨｖ２５０）を超えるとＨＩＣ試験で割れが発生するようになる。
【０００９】
このような問題を解決するためには、鋼板の化学成分を厳密に制御して中心偏析部の硬さを所定レベル以下（好ましくはＨｖ２５０以下）とする必要がある。本発明者らは、中心偏析部における化学成分の濃化挙動を熱力学的に解析し、合金元素毎の偏析係数を導出した。この偏析係数の導出は、以下の手順に従って行った。まず、鋳造時の最終凝固部には凝固収縮またはバルジングによる空隙が生成し、その部分に周辺の濃化した溶鋼が流入し、成分が濃化した偏析スポットを形成する。次に、濃化した偏析スポットが凝固する過程は、熱力学的な平衡分配係数に基づいて凝固界面での成分変化が生じるため、最終的に形成される偏析部の濃度を熱力学的に求めることが可能である。以上のような熱力学的な解析で求めた偏析係数を用い、下式で示す中心偏析部の炭素当量式に対応するＣＰ値を得るに至った。そして、このＣＰ値を一定値以下とすることで、中心偏析部の硬さを割れが発生する限界硬さ以下に抑制できることを見出した。図２に、下式で示されるＣＰ値とＨＩＣ試験（試験方法は後述する実施例と同様）での割れ面積率との関係を示す。これによれば、ＣＰ値が高くなると割れ面積率が急激に上昇するが、ＣＰ値を一定値以下に抑制することでＨＩＣでの割れを低減することが可能であることが判る。
ＣＰ＝４．４６Ｃ（％）＋２．３７Ｍｎ（％）／６＋{１．１８Ｃｒ（％）＋１．９５Ｍｏ（％）＋１．７４Ｖ（％）}／５＋{１．７４Ｃｕ（％）＋１．７Ｎｉ（％）}／１５＋２２．３６Ｐ（％）
また、ＨＩＣ試験での割れの発生起点となるＮｂ炭窒化物の大きさを一定値以下に抑制することで、さらには、金属組織を微細なベイナイト主体の組織とすることにより割れの伝播を抑制することで、上記の対策と相まって、安定してより優れた耐ＨＩＣ性能を得ることが可能となる。
【００１０】
本発明は、以上のような知見に基づきなされたもので、以下を要旨とするものである。
［1］質量％にて、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．６％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．０００８％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、下式で表わされるＣＰ値が０．９５以下、Ｃｅｑ値が０．３０以上であり、金属組織が体積分率で７５％以上のベイナイト相を有することを特徴とするラインパイプ用鋼板。
ＣＰ＝４．４６Ｃ（％）＋２．３７Ｍｎ（％）／６＋{１．１８Ｃｒ（％）＋１．９５Ｍｏ（％）＋１．７４Ｖ（％）}／５＋{１．７４Ｃｕ（％）＋１．７Ｎｉ（％）}／１５＋２２．３６Ｐ（％）
Ｃｅｑ＝Ｃ（％）＋Ｍｎ（％）／６＋{Ｃｒ（％）＋Ｍｏ（％）＋Ｖ（％）}／５＋{Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％）}／１５
【００１１】
［2］上記［1］の鋼板において、さらに、Ｃｒ：０．５％以下を含有し、これに加えて、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とするラインパイプ用鋼板。
［3］上記［1］または［2］の鋼板において、中心偏析部の硬さがＨＶ２５０以下、中心偏析部のＮｂ炭窒化物の長さが２０μｍ以下であることを特徴とするラインパイプ用鋼板。
［4］上記［1］〜［3］のいずれかの鋼板を冷間成形により管形状とし、その突き合わせ部をシーム溶接することにより製造されたラインパイプ用鋼管。
【発明の効果】
【００１２】
本発明のラインパイプ用鋼板および鋼管は、優れた耐ＨＩＣ性を有し、特に管厚２０ｍｍ以上のラインパイプで要求される厳しい耐ＨＩＣ性能にも十分対応することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
以下、本発明のラインパイプ用鋼板の詳細について説明する。
まず、本発明の化学成分の限定理由について説明する。なお、成分量の％は全て「質量％」である。
Ｃは、加速冷却によって製造される鋼板の強度を高めるために最も有効な元素である。しかし、Ｃ量が０．０２％未満では十分な強度を確保できず、一方、０．０６％を超えると靭性および耐ＨＩＣ性が劣化する。このためＣ量は０．０２〜０．０６％とする。
Ｓｉは脱酸のために添加するが、Ｓｉ量が０．５％を超えると靭性や溶接性が劣化する。このためＳｉ量は０．５％以下とする。また、上記の観点からより好ましいＳｉ量は０．３％以下である。
Ｍｎは鋼の強度および靭性の向上のために添加するが、Ｍｎ量が０．８％未満ではその効果が十分ではなく、一方、１．６％を超えると溶接性と耐ＨＩＣ性が劣化する。このためＭｎ量は０．８〜１．６％とする。また、上記の観点からより好ましいＭｎ量は０．８〜１．３％である。
【００１４】
Ｐは不可避不純物元素であり、中心偏析部の硬さを上昇させることで耐ＨＩＣ性を劣化させ、この傾向はＰ量が０．００８％を超えると顕著となる。このためＰ量は０．００８％以下とする。また、上記の観点からより好ましいＰ量は０．００６％以下である。
Ｓは、鋼中においては一般にＭｎＳ系の介在物となるが、Ｃａ添加によりＭｎＳ系からＣａＳ系介在物に形態制御される。しかし、Ｓ量が多いとＣａＳ系介在物の量も多くなり、高強度材では割れの起点となり得る。この傾向は、Ｓ量が０．０００８％を超えると顕著となる。このためＳ量は０．０００８％以下とする。
Ａｌは脱酸剤として添加されるが、Ａｌ量が０．０８％を超えると清浄度の低下により延性が劣化する。このためＡｌ量は０．０８％以下、好ましくは０．０６％以下とする。
【００１５】
Ｎｂは、圧延時の粒成長を抑制し、微細粒化により靭性を向上させるとともに、焼入れ性を高めて加速冷却後の強度を高める元素である。しかし、Ｎｂ量が０．００５％未満ではその効果が十分でなく、一方、０．０３５％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するだけでなく、粗大なＮｂ炭窒化物の生成を招き、耐ＨＩＣ性能が劣化する。特に、鋳造過程での最終凝固部は合金元素が濃化し、さらに冷却速度が遅いため、中心偏析部にＮｂ炭窒化物が晶出しやすい。このＮｂ炭窒化物は圧延によって鋼板になった後も残存し、ＨＩＣ試験でＮｂ炭窒化物を起点とした割れが発生する。中心偏析部のＮｂ炭窒化物のサイズはＮｂ添加量によって影響を受け、Ｎｂ添加量の上限を０．０３５％以下とすることで、そのサイズを２０μｍ以下にすることが可能である。このためＮｂ量は０．００５〜０．０３５％とする。また、上記の観点からより好ましいＮｂ量は０．０１０〜０．０３０％である。
【００１６】
Ｔｉは、ＴｉＮを形成してスラブ加熱時の粒成長を抑制するだけでなく、溶接熱影響部の粒成長を抑制し、母材および溶接熱影響部の微細粒化により靭性を向上させる。しかし、Ｔｉ量が０．００５％未満ではその効果が十分でなく、一方、０．０２５％を超えると靭性が劣化する。このためＴｉ量は０．００５〜０．０２５％とする。また、上記の観点からより好ましいＴｉ量は０．００５〜０．０１８％である。
Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御し、延性の改善と耐ＨＩＣ性能の向上に有効な元素であるが、Ｃａ量が０．０００５％未満ではその効果が十分でなく、一方、０．００３５％を超えて添加しても効果が飽和し、むしろ清浄度の低下により靭性が劣化するとともに、鋼中のＣａ系酸化物量が増え、それらを起点として割れが発生する結果、耐ＨＩＣ性能も劣るようになる。このためＣａ量は０．０００５〜０．００３５％とする。また、上記の観点からより好ましいＣａ量は０．００１０〜０．００３０％である。
【００１７】
本発明の鋼板は、さらに、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの中から選ばれる１種または２種以上を以下のような範囲で含有することができる。
Ｃｕは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、０．５％を超えて添加すると溶接性が劣化する。このためＣｕを添加する場合は０．５％以下とする。また、上記の観点からより好ましいＣｕ量は０．３％以下である。一方、添加による十分な効果を得るためには、Ｃｕ量は０．０２％以上とすることが好ましい。
Ｎｉは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、１％を超えて添加すると溶接性が劣化する。このためＮｉを添加する場合は１．０％以下とする。また、上記の観点からより好ましいＮｉ量は０．５％以下である。一方、添加による十分な効果を得るためには、Ｎｉ量は０．０２％以上とすることが好ましい。
【００１８】
Ｃｒは、焼き入れ性を高めることで強度の上昇に有効な元素であるが、０．５％を超えて添加すると溶接性が劣化する。このためＣｒを添加する場合は０．５％以下とする。また、上記の観点からより好ましいＣｒ量は０．３％以下である。一方、添加による十分な効果を得るためには、Ｃｒ量は０．０２％以上とすることが好ましい。
Ｍｏは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、０．５％を超えて添加すると溶接性が劣化する。このためＭｏを添加する場合は０．５％以下とする。また、上記の観点からより好ましいＭｏ量は０．３％以下である。一方、添加による十分な効果を得るためには、Ｍｏ量は０．０２％以上とすることが好ましい。
Ｖは、靭性を劣化させずに強度を上昇させる元素であるが、０．１％を超えて添加すると溶接性を著しく損なう。このためＶを添加する場合は０．１％以下とする。また、上記の観点からより好ましいＶ量は０．０５％以下である。一方、添加による十分な効果を得るためには、Ｖ量は０．０１％以上とすることが好ましい。
本発明の鋼板の残部はＦｅおよび不可避不純物である。
【００１９】
本発明では、さらに、下式で表されるＣＰ値およびＣｅｑ値を規定する。ここで、Ｃ（％）、Ｍｎ（％）、Ｃｒ（％）、Ｍｏ（％）、Ｖ（％）、Ｃｕ（％）、Ｎｉ（％）、Ｐ（％）は、それぞれの元素の含有量である。
ＣＰ＝４．４６Ｃ（％）＋２．３７Ｍｎ（％）／６＋{１．１８Ｃｒ（％）＋１．９５Ｍｏ（％）＋１．７４Ｖ（％）}／５＋{１．７４Ｃｕ（％）＋１．７Ｎｉ（％）}／１５＋２２．３６Ｐ（％）
Ｃｅｑ＝Ｃ（％）＋Ｍｎ（％）／６＋{Ｃｒ（％）＋Ｍｏ（％）＋Ｖ（％）}／５＋{Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％）}／１５
【００２０】
ＣＰ値に関する上記式は、各合金元素の含有量から中心偏析部の材質を推定するために創案された式であり、ＣＰ値が高いほど中心偏析部の濃度が高くなり、中心偏析部の硬さが上昇する。図２に示すように、このＣＰ値を０．９５以下とすることで中心偏析部の硬さを十分小さくする（好ましくはＨｖ２５０以下）ことができ、ＨＩＣ試験での割れを抑制することが可能となる。このためＣＰ値は０．９５以下とする。また、ＣＰ値が低いほど中心偏析部の硬さが低くなるため、さらに高度の耐ＨＩＣ性能が必要な場合は、ＣＰ値は０．９２以下とすることが好ましい。また、ＣＰ値が低いほど中心偏析部の硬さが低下し、ＨＩＣ性能が向上するため、ＣＰ値の下限は特に規定しないが、適切な強度を得るためにはＣＰ値は０．６０以上とすることが望ましい。
Ｃｅｑ値は鋼の焼き入れ性指数であり、Ｃｅｑ値が高いほど鋼材の強度が高くなる。本発明は、特に管厚が２０ｍｍ以上の厚肉材の耐サワーラインパイプのＨＩＣ性能向上を目的としており、厚肉材で十分な強度を得るためにはＣｅｑ値が０．３０以上であることが必要である。このためＣｅｑ値は０．３０以上とする。
上記のとおりＣｅｑ値が高いほど高強度が得られ、より厚肉の鋼管の製造も可能になるが、合金元素濃度が高すぎると中心偏析部の硬さも上昇し、耐ＨＩＣ性能が低下するため、Ｃｅｑ値の上限は０．４２％とすることが望ましい。
【００２１】
また、本発明の鋼板は、中心偏析部の硬さと、ＨＩＣの起点となるＮｂ炭窒化物の大きさについて、次のような条件を満たすことが好ましい。
さきに説明したように、ＨＩＣにおける割れ成長のメカニズムは、鋼中の介在物などの周りに水素が集積し割れが発生し、介在物周囲に割れが伝播することで大きな割れに成長することにある。このとき、中心偏析部が最も割れが発生・伝播しやすい場所であり、中心偏析部の硬さが大きいほど、割れを生じやすくなる。中心偏析部の硬さがＨＶ２５０以下の場合は、中心偏析部に微小なＮｂ炭窒化物が残存していても割れの伝播が生じにくいため、ＨＩＣ試験での割れ面積率を抑制できる。しかし、中心偏析部の硬さがＨＶ２５０を超えると割れが伝播しやすくなり、特に、Ｎｂ炭窒化物で発生した割れが周囲に伝播しやすくなる。このため中心偏析部の硬さは、ＨＶ２５０以下とすることが好ましい。また、より厳格なＨＩＣ性能が要求される場合は、中心偏析部の硬さをさらに低減する必要があり、その場合には中心偏析部の硬さはＨＶ２３０以下とすることが好ましい。
【００２２】
中心偏析部に生成するＮｂ炭窒化物は、ＨＩＣ試験において水素の集積場所となり、それを起点として割れが発生する。この時、Ｎｂ炭窒化物のサイズが大きいほど割れが伝播しやすくなり、中心偏析部の硬さがＨＶ２５０以下であっても割れが伝播してしまう。そして、Ｎｂ炭窒化物の長さが２０μｍ以下であれば、中心偏析部の硬さをＨＶ２５０以下とすることで割れの伝播を抑制できる。このためＮｂ炭窒化物の長さは２０μｍ以下、好ましくは１０μｍ以下とする。ここで、Ｎｂ炭窒化物の長さは、その粒子の最大長とする。
本発明は、特に板厚が２０ｍｍ以上の耐サワーラインパイプ用鋼板に好適である。これは、一般に板厚（管厚）が２０ｍｍ未満の場合は、合金成分の添加量が少ないため、中心偏析部の硬さも低くでき、良好な耐ＨＩＣ性能が得られやすいためである。また、鋼板が厚肉になるほど合金元素の添加が必要となり、中心偏析部の硬さを低減することが難しくなることから、特に板厚が２５ｍｍを超えるような厚肉鋼板において、その効果をより発揮することができる。
なお、本発明が目標とする鋼管はＡＰＩＸ６５以上の鋼管であり、引張強度が５３５ＭＰａ以上の高強度鋼管である。
【００２３】
また、本発明の鋼板（および鋼管）の金属組織は、ベイナイト相の体積分率が７５％以上、好ましくは９０％以上であることが望ましい。ベイナイト相は強度、靭性に優れた金属組織であり、その体積分率を７５％以上とすることで、割れの伝播を抑制し、高強度を維持しつつ高い耐ＨＩＣ性能を得ることができる。一方、ベイナイト相の体積分率が低い金属組織、例えば、フェライト、パーライト、ＭＡ（島状マルテンサイト）またはマルテンサイトなどの金属相とベイナイト相の混合組織になると、相界面での割れの伝播が促進され、耐ＨＩＣ性能が低下する。ベイナイト相以外の金属相（フェライト、パーライト、マルテンサイトなど）の体積分率が２５％未満であれば耐ＨＩＣ性能の低下は小さいため、ベイナイト相の体積分率は７５％以上であることが好ましく、同様の観点からより好ましいベイナイト相の体積分率は９０％以上である。
【００２４】
本発明の鋼板は、上述した化学成分と中心偏析部の硬さおよびＮｂ炭窒化物のサイズを規定することで、さらには金属組織をベイナイト主体の組織とすることで、厚肉材でも優れた耐ＨＩＣ性能が得られるため、基本的には従来法と同様の製造方法で製造すればよい。ただし、耐ＨＩＣ性能のみならず、最適な強度および靭性を得るためには、以下に示すような条件で製造することが望ましい。
スラブを熱間圧延する際のスラブ加熱温度については、１０００℃未満では十分な強度が得られず、一方、１２００℃を超えると靭性やＤＷＴＴ特性が劣化する。このためスラブ加熱温度は１０００〜１２００℃とすることが好ましい。
熱間圧延工程において、高い母材靭性を得るには圧延終了温度は低いほどよいが、その反面圧延能率が低下するため、圧延終了温度は必要な母材靭性と圧延能率を考慮して適宜な温度に設定される。また、高い母材靭性を得るためには、未再結晶温度域での圧下率を６０％以上とすることが好ましい。
【００２５】
熱間圧延後、加速冷却を以下のような条件で実施することが好ましい。
加速冷却における冷却速度は、十分な強度を安定して得るために５℃／sec以上とすることが好ましい。また、加速冷却開始時の鋼板温度が低いと、加速冷却前のフェライト生成量が多くなり、特に、Ａｒ３変態点からの温度低下が１０℃を超えると耐ＨＩＣ性が劣化する。また、鋼板の金属組織も、十分な体積分率のベイナイト相（好ましくは７５％以上）を確保できなくなる。このため、加速冷却開始時の鋼板温度は（Ａｒ３−１０℃）以上とすることが好ましい。ここで、Ａｒ３温度は鋼の成分から、Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ（％）−８０Ｍｎ（％）−２０Ｃｕ（％）−１５Ｃｒ（％）−５５Ｎｉ（％）−８０Ｍｏ（％）で与えられる。
加速冷却は、ベイナイト変態によって高強度を得るために重要なプロセスである。しかし、加速冷却停止時の鋼板温度が６００℃を超えると、ベイナイト変態が不完全であり、十分な強度が得られない。また、加速冷却停止時の鋼板温度が２５０℃未満では、ＭＡ（島状マルテンサイト）などの硬質な組織が生成して耐ＨＩＣ性能が劣化しやすくなるだけでなく、鋼板表層部の硬度が高くなりすぎ、また、鋼板に歪みを生じやすくなり成形性が劣化する。このため加速冷却停止時の鋼板温度は２５０〜６００℃とすることが好ましい。
【００２６】
なお、上述した鋼板温度は、鋼板の板厚方向で温度分布がある場合には、板厚方向での平均温度であるが、板厚方向での温度分布が比較的小さい場合には、鋼板表面の温度を鋼板温度としてよい。また、加速冷却直後は鋼板表面と内部とで温度差があるが、その温度差はしばらくすると熱伝導によって解消され、板厚方向で均一な温度分布となるため、このような均熱化後の鋼板表面温度に基づいて加速冷却停止時の鋼板温度を求めてもよい。
加速冷却後はそのまま空冷により鋼板を冷却すればよいが、鋼板内部の材質の均一化を目的として、ガス燃焼炉または誘導加熱炉などにおいて再加熱を行ってもよい。
【００２７】
次に、本発明のラインパイプ用鋼管について説明すると、このラインパイプ用鋼管は、以上述べたような本発明の鋼板を冷間成形により管形状とし、その突き合わせ部をシーム溶接することにより製造される鋼管である。
冷間成形の方法は任意であるが、通常、ＵＯＥプロセスやプレスベンド等によって管形状に成形する。突き合わせ部のシーム溶接は、十分な継手強度と継手靭性が得られるのであれば溶接法を問わないが、溶接品質と製造能率の観点から、特にサブマージアーク溶接が好ましい。突き合せ部のシーム溶接を行った後に、溶接残留応力の除去と鋼管真円度の向上のため、拡管加工を行う。このときの拡管率は、所定の鋼管真円度が得られ、残留応力が除去される条件として、０．５〜１．５％程度とすることが好ましい。
【実施例】
【００２８】
表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｖ）を連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて板厚２５．４ｍｍ及び３３ｍｍの厚鋼板を製造した。
加熱したスラブを熱間圧延により圧延し、その後、加速冷却を施して所定の強度とした。この時のスラブ加熱温度は１０５０℃、圧延終了温度は８４０〜８００℃、加速冷却開始温度は８００〜７６０℃、加速冷却停止温度は４５０〜５５０℃とした。得られた鋼板の強度はいずれもＡＰＩＸ６５を満足するものであり、引張強度は５７０〜６３０ＭＰａであった。鋼板の引張特性については、圧延垂直方向の全厚試験片を引張試験片として引張試験を行い、引張強度を測定した。
【００２９】
これらの鋼板について、複数の位置から各６〜９個のＨＩＣ試験片を採取し、耐ＨＩＣ特性を調べた。耐ＨＩＣ特性は、ｐＨが約３の硫化水素を飽和させた５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ３ＣＯＯＨ水溶液（通常のＮＡＣＥ溶液）中に試験片を９６時間浸漬した後、超音波探傷により試験片全面の割れの有無を調査し、割れ面積率（ＣＡＲ）で評価した。ここで、それぞれの鋼板の６〜９個の試験片のうち割れ面積率が最大のものを、その鋼板を代表する割れ面積率とし、割れ面積率６％以下を合格とした。
中心偏析部の硬さは、鋼板から採取した複数のサンプルの板厚方向断面を研磨後、軽くエッチングし、偏析線が見られる部分を荷重５０ｇのビッカース硬さ計で測定し、その最大の値を中心偏析部の硬さとした。
【００３０】
中心偏析部のＮｂ炭窒化物の長さは、ＨＩＣ試験で割れが発生した部分の破面を電子顕微鏡で観察し、破面上のＮｂ炭窒化物粒の最大の長さとした。また、ＨＩＣ試験で割れが発生しない場合は、ＨＩＣ試験片の複数の断面を研磨後軽くエッチングし、偏析線が見られる部分をＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー）によるＮｂの元素マッピングを行ってＮｂ炭窒化物を識別し、その粒の最大の長さをＮｂ炭窒化物の長さとした。
金属組織については、板厚中央部およびｔ／４位置を光学顕微鏡で観察し、撮影した写真から画像処理によりベイナイト相の面積分率を測定し、３〜５視野のベイナイト面積分率の平均値を体積分率とした。
以上の試験および測定結果を表２に示す。
【００３１】
表１および表２において、本発明例である鋼板（鋼種）Ｂ，Ｄ〜Ｋ，Ｕ，Ｖはいずれも、ＨＩＣ試験による割れ面積率が小さく、耐ＨＩＣ性能が極めて良好である。
これに対して、比較例である鋼板（鋼種）Ｌ〜Ｏは、ＣＰ値が０．９５を超えているため中心偏析部の硬さが大きく、ＨＩＣ試験において高い割れ面積率を示し、耐ＨＩＣ性が劣っている。また、同じく鋼板（鋼種）Ｐ，Ｑは、Ｍｎ量またはＳ量が本発明範囲より高いため中心偏析部にＭｎＳが生成し、ＭｎＳを起点とした割れが発生する結果、耐ＨＩＣ性能が劣っている。また、同じく鋼板（鋼種）Ｒは、Ｎｂ量が本発明範囲より高いため、中心偏析部に粗大なＮｂ炭窒化物が生成し、ＣＰ値が本発明範囲内であっても耐ＨＩＣ性能が劣っている。同じく鋼板（鋼種）ＳはＣａ無添加であり、Ｃａによる硫化物系介在物の形態制御がなされないため、耐ＨＩＣ性能が劣っている。同じく鋼板（鋼種）ＴはＣａ量が本発明範囲より高いため、鋼中のＣａ系酸化物量が増え、それらを起点として割れが発生する結果、耐ＨＩＣ性能が劣っている。
【００３２】
【表１】
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【００３３】
【表２】
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【００３４】
表２に示した鋼板の一部を用いて鋼管を製造した。すなわち、鋼板をＵＯＥプロセスにて冷間成形して管形状とし、その突き合わせ部を内外面各１層のサブマージアーク溶接（シーム溶接）した後、鋼管の外周変化で１％の拡管加工を施し、外径７１１ｍｍの鋼管を製造した。
製造した鋼管について、上述した鋼板と同様のＨＩＣ試験を行った。その結果を表３に示す。なお、耐ＨＩＣ性能は、１つの試験片の長さ方向を４等分するように切断し、その断面を観察し、割れ長さ率（ＣＬＲ，割れの長さの合計／試験片の幅（２０ｍｍ）の平均値）で評価した。
表３において、Ｎｏ．２，４〜１０，１８，１９の本発明例の鋼管は、ＨＩＣ試験での割れ長さ率が１０％以下であり、耐ＨＩＣ性に優れている。一方、Ｎｏ．１１〜１７の比較例の鋼管は、いずれも耐ＨＩＣ性が劣っている。
【００３５】
【表３】
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【図面の簡単な説明】
【００３６】
【図１】中心偏析部にＭｎＳまたはＮｂ炭窒化物が生成している鋼板について、中心偏析部の硬さとＨＩＣ試験での割れ面積率との関係を示すグラフ
【図２】鋼板のＣＰ値とＨＩＣ試験での割れ面積率との関係を示すグラフ
【図１】
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【図２】
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