WO2016051727A1 - 溶接鋼管および厚鋼板ならびにそれらの製造方法 - Google Patents
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Definitions
- Oil and natural gas transported by pipelines may contain hydrogen sulfide depending on their properties, and may be laid in an environment where hydrogen sulfide is contained in the seabed or soil.
- HIC hydrogen induced cracking
- SSC hydrogen sulfide stress corrosion cracking
- Fit for Purpose is to perform the HIC test and the SSC test under conditions that consider the severity of the real environment in order to obtain the requirements of the HIC resistance and SSC resistance for the line pipe.
- SSC resistance ISO 15156 classifies environmental severity by pH and H 2 S fraction. Therefore, compared to the conventional conditions where 100% H 2 S is blown into the solution A defined by NACE-TM0288 and NACE-TM0177, the target of HIC resistance and SSC resistance is easily satisfied. Can be set to manufacturing conditions compatible with the above.
- Non-Patent Document 1 evaluates the severity of the HIC test environment by pH and H 2 S fraction, and derives the limit length of MnS generated in the central segregation part.
- the severity of the HIC test environment is evaluated by the pH and H 2 S fraction, and the limit hardness at which HIC occurs is derived.
- the PHIC calculated by the expression (2) described later needs to satisfy the expression (3) described later.
- the P HIC is a parameter obtained by multiplying the thickening degree and carbon equivalent of the alloy elements in the center segregation area, it is possible to quantify the hardness of the center segregation area by P HIC.
- the cumulative rolling reduction is 50% or more, and a formula described later It performs rolling at a rolling start temperature consistent with T s as indicated by (5), it was found that it is necessary to integrate the (211) plane.
- T S ⁇ 174 log ([Nb] ([C] +12 [N] / 14)) + 1444-1.2t (5)
- T F ⁇ 910-310 [C] -80 [Mn] -20 [Cu] -55 [Ni] -15 [Cr] -80 [Mo] -0.6t (6)
- T ACS ⁇ 910-310 [C] -80 [Mn] -20 [Cu] -55 [Ni] -15 [Cr] -80 [Mo] -0.6 t (7)
- T Thickness at the end of rolling (mm)
- test environment for the HIC test in the present invention is 0.5 to 50% in terms of H 2 S fraction.
- N is preferably 0.0010 to 0.0060% and Ti / N (Ti content (mass%) / N content (mass%)) is preferably 1 to 5 from the viewpoint of improving toughness. More preferably, when it is 2 to 4, more excellent toughness is exhibited.
- ACRM 0 or more ACRM is an index for quantifying the morphology control of MnS by Ca.
- ACRM is 0 or more, the generation of MnS due to center segregation is suppressed, and the HIC resistance performance at the center of the plate thickness (tube thickness) is improved. Therefore, it is preferable to set the lower limit of ACRM to 0 and the lower limit to 0.2.
- the ACRM is defined by the following formula (1).
- ACRM ([Ca] ⁇ (1.23 [O] ⁇ 0.000365)) / (1.25 [S]) (1) However, in said formula (1), [Ca], [O], [S] represents content (mass%) of each element.
- V 0.060% or less
- V is an element that increases the strength, and in order to exhibit this effect, the V content is preferably 0.010% or more. However, if the V content exceeds 0.060%, the HAZ toughness and weldability are significantly impaired. Therefore, when adding V, it is preferable to make V amount into 0.060% or less, and it is more preferable that it is 0.050% or less.
- pH pH of the HIC test environment
- P H2S H 2 S fraction of HIC test environment (Vol%)
- the upper limit of the maximum value HV of the micro-Vickers hardness of the hard second phase contained in the center segregation portion and the microstructures of the surface layer and the back layer is set to 400 + 50 (pH-12) (1 + log (P H2S )) / 9.
- the temperature under the production conditions is the surface temperature of the steel material or steel plate.
- the surface temperature of a steel material or a steel plate can be measured by, for example, a radiation thermometer.
- the lower limit temperature of the slab heating temperature is set to 1000 ° C.
- the slab heating temperature is in the range of 1000 to 1200 ° C.
- a method having a two-stage process that is, a main welding process for performing the above-described process is preferable.
- pipe expansion is performed to remove residual welding stress and improve roundness of the steel pipe.
- the pipe expansion ratio ratio of the outer diameter change amount before and after the pipe expansion to the outer diameter of the pipe before the pipe expansion
- the tube expansion rate is preferably in the range of 0.5% to 1.2%.
- a coating treatment can be carried out for the purpose of preventing corrosion.
- the coating treatment for example, after heating to a temperature range of 200 to 300 ° C., a known resin may be applied to the outer surface.
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Abstract
要求されるＨＩＣ環境に応じて優れた耐ＨＩＣ性能を確保しつつ、優れた母材靭性も有する高靭性溶接鋼管および高靭性厚鋼板ならびにそれらの製造方法を提供することを目的とする。 特定の成分組成を有し、Ｃａ／Ｏが２．５以下であり、式（１）で示されるＡＣＲＭが０以上であり、式（２）で示されるＰＨＩＣが式（３）を満たし、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、中心偏析部ならびに表層および裏層のミクロ組織に含まれる硬質第二相のマイクロビッカース硬さの最大値ＨＶが、式（４）を満たし、表層および裏層のビッカース硬さが２４８以下であり、Ｘ線回析により得られる管厚中心位置での圧延面の（２１１）面の集積度が１．６以上であることを特徴とする低硫化水素濃度環境における耐サワー性能に優れた高靱性溶接鋼管。
Description
本発明は、プロセス配管やラインパイプ用の溶接鋼管、厚鋼板およびそれらの製造方法に関し、特に低硫化水素濃度環境（０．５～５０Ｖｏｌ％）における耐サワー性能に優れた高靭性溶接鋼管および高靭性厚鋼板ならびにそれらの製造方法に関する。
パイプラインで輸送する石油や天然ガスはその性状によっては硫化水素が含まれる場合があり、また、海底や土壌に硫化水素が含まれる環境に敷設されることもある。
そのような環境にさらされるラインパイプには、耐ＨＩＣ（水素誘起割れ）性能および耐ＳＳＣ（硫化水素応力腐食割れ）性能が必要とされる。それらの性能に優れるラインパイプのことを耐サワーラインパイプと呼ぶ。耐ＨＩＣ性能および耐ＳＳＣ性能は従来、ＮＡＣＥ－ＴＭ０２８４およびＮＡＣＥ－ＴＭ０１７７で規定される溶液Ａに１００％のＨ２Ｓ（硫化水素）を吹き込んだ条件で評価していた。
しかしながら、この条件は、実環境に対して極めてＨＩＣおよびＳＳＣが起こりやすい苛酷な条件であり、耐ＨＩＣ性能および耐ＳＳＣ性能を評価する上では過度に安全側の評価となる。そのため、耐サワーラインパイプを製造する場合、とりわけ耐ＨＩＣ性能を確保するための種々の制約（例えば、Ｍｎなどの偏析部に濃化する元素の添加制限、ミクロ組織の複相化の抑制など。）がある。この制約の結果、強度、靱性などの他の性能と、耐ＨＩＣ性能および耐ＳＳＣ性能を両立することが難しい。なお、耐ＳＳＣ性能については、ビッカース硬さを２４８以下に抑えるとＳＳＣの発生が抑制されることが広く知られている。特に、ラインパイプでしばしば要求されるＤＷＴＴ性能の改善には、制御圧延により微細なミクロ組織や集合組織を得ることが必要であり、そのためには、低温で圧延することが必要である。このことはミクロ組織の複相化を起こしやすくするため耐ＨＩＣ性能を劣化させることになり、それを抑制するために変態点を下げる効果の大きいＮｉを多量に添加してコストの増大を招く。
一方で、最近、Ｆｉｔ ｆｏｒ Ｐｕｒｐｏｓｅと呼ばれる考え方が提唱された。これは、ラインパイプに対する耐ＨＩＣ性能および耐ＳＳＣ性能の要求を得るために、実環境の苛酷度を考慮した条件でＨＩＣ試験およびＳＳＣ試験を行うというものである。耐ＳＳＣ性能に関しては、ＩＳＯ１５１５６において環境の苛酷度をｐＨおよびＨ２Ｓ分率で領域分けしている。そのため、従来のＮＡＣＥ－ＴＭ０２８８およびＮＡＣＥ－ＴＭ０１７７で規定される溶液Ａに１００％のＨ２Ｓを吹き込んだ条件に比べ、耐ＨＩＣ性能および耐ＳＳＣ性能の目標を容易に満足させやすく、他の性能と両立する製造条件に設定することができる。
このような背景に関し、非特許文献１では、ＨＩＣ試験環境の苛酷度をｐＨとＨ２Ｓ分率で評価するとともに、中心偏析部に生成するＭｎＳの限界長さを導出している。また、非特許文献２では、ＨＩＣ試験環境の苛酷度をｐＨとＨ２Ｓ分率で評価するとともに、ＨＩＣが発生する限界硬さを導出している。
原、朝日、寺田、重信、小川 湿潤Ｈ２Ｓ環境下でのＸ６５ラインパイプのＨＩＣ発生条件、第４５回材料と環境討論会、Ｐ．３４１－３４４（１９９８）
Ｙ．Ｉｎｏｈａｒａ，Ｎ．Ｉｓｈｉｋａｗａ，Ｓ．Ｅｎｄｏ Ｒｅｃｅｎｔ Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ ｉｎ Ｈｉｇｈ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｌｉｎｅｐｉｐｅ ｆｏｒ Ｓｏｕｒ Ｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔ，Ｐｒｏｃｅｅｄｉｎｇｓ ｏｆ Ｔｈｅ Ｔｈｉｒｔｅｅｎｔｈ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｏｆｆｓｈｏｒｅ ａｎｄ Ｐｏｌａｒ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ，Ｐ．６０－６６（２００３）
しかしながら、非特許文献１では、中心偏析部にＭｎＳが存在することを前提としており、実際のラインパイプで要求されるような厳格な耐ＨＩＣ性能を満足できない。また、非特許文献１には、ＭｎＳが存在しない場合の耐ＨＩＣ性能の限界についても十分に開示されていない。また、非特許文献２では、目標の硬さ上限を満足するための鋼材の化学成分や製造方法が定量的に開示されていない。また、非特許文献２では、ラインパイプとして用いる際に必要な強度や靭性と、耐ＨＩＣ性能とを両立する方法も開示されていない。
本発明は、上記実情に鑑みてなされたものであって、要求されるＨＩＣ環境に応じて優れた耐ＨＩＣ性能を確保しつつ、優れた母材靭性も有する高靭性溶接鋼管および高靭性厚鋼板ならびにそれらの製造方法を提供することを目的とする。
本発明では、要求されるＨＩＣ環境に応じて優れた耐ＨＩＣ性能と、優れた母材靭性とを両立する方法を得るために、ＨＩＣ試験環境のｐＨおよびＨ２Ｓ分率に応じた鋼材の割れ発生限界と、優れたＤＷＴＴ性能を得るための圧延条件およびミクロ組織形態について鋭意検討し、以下の知見を得た。
鋼材は、従来の知見からも明らかなように、ｐＨが低く、Ｈ２Ｓ分率が高いほどＨＩＣが発生しやすくなる。その割れについて調査した結果、ミクロ組織が不均一であったり、中心偏析が大きい場合に、硬質第二相に割れが発生し、割れが伝播することが分かった。そして、鋼材中心偏析部でのＭｎＳや表裏面での粗大なＣａＯクラスタの生成が抑制されている状態では、中心偏析部のマイクロビッカース硬さの最大値ＨＶ、および、表層と裏層のミクロ組織に含まれる硬質第二相のマイクロビッカース硬さの最大値ＨＶが、後述する式（４）を満たさない場合に、割れが発生することがわかった。また、後述する式（２）で求められるＰＨＩＣが、後述する式（３）を満たす必要があることがわかった。なお、ＰＨＩＣとは中心偏析部での合金元素の濃化度と炭素等量を掛け合わせたパラメータであり、ＰＨＩＣによって中心偏析部の硬さを定量化することができる。
次に、耐ＨＩＣ性能を確保した上で、ＤＷＴＴ性能を確保する方法について検討した。耐ＨＩＣ性能を確保するためには、中心偏析部近傍が均一なミクロ組織になることが必須であり、熱間圧延温度ＴＦが後述する式（６）を満たすように熱間圧延を終了させること、および、加速冷却開始温度ＴＦが後述する式（６）を満たすように加速冷却を開始する必要がある。また、その制約の中で優れたＤＷＴＴ性能を確保するためには、未再結晶域低温側で集中的に圧延を行うことが必要で、累積圧下率で５０％以上であり、かつ後述する式（５）で示すＴｓを満たす圧延開始温度で圧延を行い、（２１１）面を集積させる必要があることがわかった。
本発明は上記の知見に更に検討を加えてなされたものであり、以下のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０２～０．１０％、Ｓｉ：０．４０％以下、Ｍｎ：１．００～２．００％、Ｎｂ：０．００５～０．０６０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２５％、Ｃａ：０．００１０～０．００４０％、Ｎ：０．００１０～０．０１００％を含有し、Ｃａ／Ｏが２．５以下であり、下記式（１）で示されるＡＣＲＭが０以上であり、下記式（２）で示されるＰＨＩＣが下記式（３）を満たし、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
中心偏析部ならびに表層および裏層のミクロ組織に含まれる硬質第二相のマイクロビッカース硬さの最大値ＨＶが、下記式（４）を満たし、
表層および裏層のビッカース硬さが２４８以下であり、
Ｘ線回析により得られる管厚中心位置での圧延面の（２１１）面の集積度が１．６以上であることを特徴とする低硫化水素濃度環境における耐サワー性能に優れた高靱性溶接鋼管。
ＡＣＲＭ＝（［Ｃａ］－（１．２３［Ｏ］－０．０００３６５））／（１．２５［Ｓ］）・・・（１）
ＰＨＩＣ＝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］・・・（２）
ＰＨＩＣ≦１．３５＋（ｐＨ－１２）（１＋ｌｏｇ（ＰＨ２Ｓ））／６０・・・（３）
ＨＶ≦４００＋５０（ｐＨ－１２）（１＋ｌｏｇ（ＰＨ２Ｓ））／９・・・（４）
ただし、式（１）～（４）において、
［Ｃａ］、［Ｏ］、［Ｓ］、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｐ］：各元素の含有量（質量％）であり、含まない場合は０とする
ｐＨ：ＨＩＣ試験環境のｐＨ
ＰＨ２Ｓ：ＨＩＣ試験環境のＨ２Ｓ分率（Ｖｏｌ％）
とする。
［２］さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．０６０％以下、Ｂ：０．００３０％以下から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の低硫化水素濃度環境における耐サワー性能に優れた高靱性溶接鋼管。
［３］質量％で、Ｃ：０．０２～０．１０％、Ｓｉ：０．４０％以下、Ｍｎ：１．００～２．００％、Ｎｂ：０．００５～０．０６０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２５％、Ｃａ：０．００１０～０．００４０％、Ｎ：０．００１０～０．０１００％を含有し、Ｃａ／Ｏが２．５以下であり、下記式（１）で示されるＡＣＲＭが０以上であり、下記式（２）で示されるＰＨＩＣが下記式（３）を満たし、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
中心偏析部ならびに表層および裏層のミクロ組織に含まれる硬質第二相のマイクロビッカース硬さの最大値ＨＶが、下記式（４）を満たし、
表層および裏層のビッカース硬さが２４８以下であり、
Ｘ線回析により得られる板厚中心位置での圧延面の（２１１）面の集積度が１．６以上であることを特徴とする低硫化水素濃度環境における耐サワー性能に優れた高靱性厚鋼板。
ＡＣＲＭ＝（［Ｃａ］－（１．２３［Ｏ］－０．０００３６５））／（１．２５［Ｓ］）・・・（１）
ＰＨＩＣ＝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］・・・（２）
ＰＨＩＣ≦１．３５＋（ｐＨ－１２）（１＋ｌｏｇ（ＰＨ２Ｓ））／６０・・・（３）
ＨＶ≦４００＋５０（ｐＨ－１２）（１＋ｌｏｇ（ＰＨ２Ｓ））／９・・・（４）
ただし、式（１）～（４）において、
［Ｃａ］、［Ｏ］、［Ｓ］、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｐ］：各元素の含有量（質量％）であり、含まない場合は０とする
ｐＨ：ＨＩＣ試験環境のｐＨ
ＰＨ２Ｓ：ＨＩＣ試験環境のＨ２Ｓ分率（Ｖｏｌ％）
とする。
［４］さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．０６０％以下、Ｂ：０．００３０％以下から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする［３］に記載の低硫化水素濃度環境における耐サワー性能に優れた高靱性厚鋼板。
［５］［３］または［４］に記載の成分組成を有する連続鋳造スラブ鋼素材を、１０００～１２００℃に加熱し、圧延開始温度ＴＳが下記式（５）を満たすように累積圧下率５０％以上で熱間圧延を行い、次いで、圧延終了温度ＴＦが下記式（６）を満たすように熱間圧延を終了し、その後、加速冷却開始温度ＴＡＣＳが下記式（７）を満たすように加速冷却を開始し、冷却停止温度が６００℃以下で加速冷却を停止させた後、空冷することを特徴とする低硫化水素濃度環境における耐サワー性能に優れた高靱性厚鋼板の製造方法。
ＴＳ≦１７４ｌｏｇ（［Ｎｂ］（［Ｃ］＋１２［Ｎ］／１４））＋１４４４－１．２ｔ・・・（５）
ＴＦ≧９１０－３１０［Ｃ］－８０［Ｍｎ］－２０［Ｃｕ］－５５［Ｎｉ］－１５［Ｃｒ］－８０［Ｍｏ］－０．６ｔ・・・（６）
ＴＡＣＳ≧９１０－３１０［Ｃ］－８０［Ｍｎ］－２０［Ｃｕ］－５５［Ｎｉ］－１５［Ｃｒ］－８０［Ｍｏ］－０．６ｔ・・・（７）
ただし、上記式（５）、（６）、（７）において、
［Ｎｂ］、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］：各元素の含有量（質量％）であり、含まない場合は０とする
ｔ：圧延終了時の板厚（ｍｍ）
とする。
［６］前記空冷後、４８０～７２０℃に焼戻すことを特徴とする［５］に記載の低硫化水素濃度環境における耐サワー性能に優れた高靱性厚鋼板の製造方法。
［７］［５］または［６］の方法で製造した厚鋼板を筒状に冷間加工し、その突合せ部を溶接することで溶接鋼管とすることを特徴とする低硫化水素濃度環境における耐サワー性能に優れた高靱性溶接鋼管の製造方法。
［１］質量％で、Ｃ：０．０２～０．１０％、Ｓｉ：０．４０％以下、Ｍｎ：１．００～２．００％、Ｎｂ：０．００５～０．０６０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２５％、Ｃａ：０．００１０～０．００４０％、Ｎ：０．００１０～０．０１００％を含有し、Ｃａ／Ｏが２．５以下であり、下記式（１）で示されるＡＣＲＭが０以上であり、下記式（２）で示されるＰＨＩＣが下記式（３）を満たし、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
中心偏析部ならびに表層および裏層のミクロ組織に含まれる硬質第二相のマイクロビッカース硬さの最大値ＨＶが、下記式（４）を満たし、
表層および裏層のビッカース硬さが２４８以下であり、
Ｘ線回析により得られる管厚中心位置での圧延面の（２１１）面の集積度が１．６以上であることを特徴とする低硫化水素濃度環境における耐サワー性能に優れた高靱性溶接鋼管。
ＡＣＲＭ＝（［Ｃａ］－（１．２３［Ｏ］－０．０００３６５））／（１．２５［Ｓ］）・・・（１）
ＰＨＩＣ＝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］・・・（２）
ＰＨＩＣ≦１．３５＋（ｐＨ－１２）（１＋ｌｏｇ（ＰＨ２Ｓ））／６０・・・（３）
ＨＶ≦４００＋５０（ｐＨ－１２）（１＋ｌｏｇ（ＰＨ２Ｓ））／９・・・（４）
ただし、式（１）～（４）において、
［Ｃａ］、［Ｏ］、［Ｓ］、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｐ］：各元素の含有量（質量％）であり、含まない場合は０とする
ｐＨ：ＨＩＣ試験環境のｐＨ
ＰＨ２Ｓ：ＨＩＣ試験環境のＨ２Ｓ分率（Ｖｏｌ％）
とする。
［２］さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．０６０％以下、Ｂ：０．００３０％以下から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の低硫化水素濃度環境における耐サワー性能に優れた高靱性溶接鋼管。
［３］質量％で、Ｃ：０．０２～０．１０％、Ｓｉ：０．４０％以下、Ｍｎ：１．００～２．００％、Ｎｂ：０．００５～０．０６０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２５％、Ｃａ：０．００１０～０．００４０％、Ｎ：０．００１０～０．０１００％を含有し、Ｃａ／Ｏが２．５以下であり、下記式（１）で示されるＡＣＲＭが０以上であり、下記式（２）で示されるＰＨＩＣが下記式（３）を満たし、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
中心偏析部ならびに表層および裏層のミクロ組織に含まれる硬質第二相のマイクロビッカース硬さの最大値ＨＶが、下記式（４）を満たし、
表層および裏層のビッカース硬さが２４８以下であり、
Ｘ線回析により得られる板厚中心位置での圧延面の（２１１）面の集積度が１．６以上であることを特徴とする低硫化水素濃度環境における耐サワー性能に優れた高靱性厚鋼板。
ＡＣＲＭ＝（［Ｃａ］－（１．２３［Ｏ］－０．０００３６５））／（１．２５［Ｓ］）・・・（１）
ＰＨＩＣ＝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］・・・（２）
ＰＨＩＣ≦１．３５＋（ｐＨ－１２）（１＋ｌｏｇ（ＰＨ２Ｓ））／６０・・・（３）
ＨＶ≦４００＋５０（ｐＨ－１２）（１＋ｌｏｇ（ＰＨ２Ｓ））／９・・・（４）
ただし、式（１）～（４）において、
［Ｃａ］、［Ｏ］、［Ｓ］、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｐ］：各元素の含有量（質量％）であり、含まない場合は０とする
ｐＨ：ＨＩＣ試験環境のｐＨ
ＰＨ２Ｓ：ＨＩＣ試験環境のＨ２Ｓ分率（Ｖｏｌ％）
とする。
［４］さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．０６０％以下、Ｂ：０．００３０％以下から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする［３］に記載の低硫化水素濃度環境における耐サワー性能に優れた高靱性厚鋼板。
［５］［３］または［４］に記載の成分組成を有する連続鋳造スラブ鋼素材を、１０００～１２００℃に加熱し、圧延開始温度ＴＳが下記式（５）を満たすように累積圧下率５０％以上で熱間圧延を行い、次いで、圧延終了温度ＴＦが下記式（６）を満たすように熱間圧延を終了し、その後、加速冷却開始温度ＴＡＣＳが下記式（７）を満たすように加速冷却を開始し、冷却停止温度が６００℃以下で加速冷却を停止させた後、空冷することを特徴とする低硫化水素濃度環境における耐サワー性能に優れた高靱性厚鋼板の製造方法。
ＴＳ≦１７４ｌｏｇ（［Ｎｂ］（［Ｃ］＋１２［Ｎ］／１４））＋１４４４－１．２ｔ・・・（５）
ＴＦ≧９１０－３１０［Ｃ］－８０［Ｍｎ］－２０［Ｃｕ］－５５［Ｎｉ］－１５［Ｃｒ］－８０［Ｍｏ］－０．６ｔ・・・（６）
ＴＡＣＳ≧９１０－３１０［Ｃ］－８０［Ｍｎ］－２０［Ｃｕ］－５５［Ｎｉ］－１５［Ｃｒ］－８０［Ｍｏ］－０．６ｔ・・・（７）
ただし、上記式（５）、（６）、（７）において、
［Ｎｂ］、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］：各元素の含有量（質量％）であり、含まない場合は０とする
ｔ：圧延終了時の板厚（ｍｍ）
とする。
［６］前記空冷後、４８０～７２０℃に焼戻すことを特徴とする［５］に記載の低硫化水素濃度環境における耐サワー性能に優れた高靱性厚鋼板の製造方法。
［７］［５］または［６］の方法で製造した厚鋼板を筒状に冷間加工し、その突合せ部を溶接することで溶接鋼管とすることを特徴とする低硫化水素濃度環境における耐サワー性能に優れた高靱性溶接鋼管の製造方法。
本発明によれば、必要とされるＨＩＣ試験の試験環境に応じて合理的な成分設計が可能となる。さらに高靱性を確保することが可能となり、産業上極めて有効である。
なお、本発明におけるＨＩＣ試験の試験環境とは、Ｈ２Ｓ分率で０．５～５０％である。
以下、本発明について具体的に説明する。
＜成分組成＞
以下に、本発明に係る溶接鋼管または厚鋼板の成分組成の限定理由を説明する。なお、成分組成を示す単位の％は、全て質量％を意味する。
以下に、本発明に係る溶接鋼管または厚鋼板の成分組成の限定理由を説明する。なお、成分組成を示す単位の％は、全て質量％を意味する。
Ｃ：０．０２～０．１０％
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。しかしながら、Ｃ量（含有量）が０．０２％未満では十分な強度を確保できず、０．１０％を超えると靭性および耐ＨＩＣ性が劣化する。従って、Ｃ量は０．０２％以上、好ましくは０．０３％以上とし、０．１０％以下、好ましくは０．０８％以下とする。
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。しかしながら、Ｃ量（含有量）が０．０２％未満では十分な強度を確保できず、０．１０％を超えると靭性および耐ＨＩＣ性が劣化する。従って、Ｃ量は０．０２％以上、好ましくは０．０３％以上とし、０．１０％以下、好ましくは０．０８％以下とする。
Ｓｉ：０．４０％以下
Ｓｉは脱酸のために添加する。脱酸のためにはＳｉ含有量が０．０１％以上が好ましい。しかしながら、Ｓｉ量が０．４０％を超えると靭性や溶接性が劣化する。従って、Ｓｉ量は０．４０％以下の範囲内、好ましくは０．３５％以下とする。
Ｓｉは脱酸のために添加する。脱酸のためにはＳｉ含有量が０．０１％以上が好ましい。しかしながら、Ｓｉ量が０．４０％を超えると靭性や溶接性が劣化する。従って、Ｓｉ量は０．４０％以下の範囲内、好ましくは０．３５％以下とする。
Ｍｎ：１．００～２．００％
Ｍｎは鋼の強度および靭性の向上のため添加する。しかしながら、Ｍｎ量が１．００％未満ではその効果が十分ではなく、２．００％を超えると溶接性と耐ＨＩＣ性が劣化する。従って、Ｍｎ量は１．００％以上、好ましくは１．１０％以上とし、２．００％以下、好ましくは１．９０％以下とする。
Ｍｎは鋼の強度および靭性の向上のため添加する。しかしながら、Ｍｎ量が１．００％未満ではその効果が十分ではなく、２．００％を超えると溶接性と耐ＨＩＣ性が劣化する。従って、Ｍｎ量は１．００％以上、好ましくは１．１０％以上とし、２．００％以下、好ましくは１．９０％以下とする。
Ｎｂ：０．００５～０．０６０％
Ｎｂは固溶Ｎｂとして鋼中に存在すると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。しかしながら、Ｎｂ量が０．００５％未満ではその効果がなく、０．０６０％を超えるとＨＡＺ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。従って、Ｎｂ量は０．００５％以上、好ましくは０．０１０％以上とし、０．０６０％以下、好ましくは０．０４０％以下とする。
Ｎｂは固溶Ｎｂとして鋼中に存在すると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。しかしながら、Ｎｂ量が０．００５％未満ではその効果がなく、０．０６０％を超えるとＨＡＺ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。従って、Ｎｂ量は０．００５％以上、好ましくは０．０１０％以上とし、０．０６０％以下、好ましくは０．０４０％以下とする。
Ｔｉ：０．００５～０．０２５％
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、ＨＡＺの粒成長を抑制し、母材及びＨＡＺの微細粒化により靭性を向上させる。しかしながら、Ｔｉ量が０．００５％未満ではその効果がなく、０．０２５％を超えると靭性が劣化する。従って、Ｔｉ量は０．００５％以上、０．０２５％以下、好ましくは０．０２０％以下とする。
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、ＨＡＺの粒成長を抑制し、母材及びＨＡＺの微細粒化により靭性を向上させる。しかしながら、Ｔｉ量が０．００５％未満ではその効果がなく、０．０２５％を超えると靭性が劣化する。従って、Ｔｉ量は０．００５％以上、０．０２５％以下、好ましくは０．０２０％以下とする。
Ｃａ：０．００１０～０．００４０％
Ｃａは酸硫化物系介在物の形態を制御し、延性を改善するために有効な元素である。しかしながら、Ｃａ量が０．００１０％未満ではその効果がなく、０．００４０％を超えても効果が飽和し、むしろ清浄度の低下により靱性が劣化する。従って、Ｃａ量は０．００１０％以上、好ましくは０．００１５％以上とし、０．００４０％以下、好ましくは０．００３５％以下とする。
Ｃａは酸硫化物系介在物の形態を制御し、延性を改善するために有効な元素である。しかしながら、Ｃａ量が０．００１０％未満ではその効果がなく、０．００４０％を超えても効果が飽和し、むしろ清浄度の低下により靱性が劣化する。従って、Ｃａ量は０．００１０％以上、好ましくは０．００１５％以上とし、０．００４０％以下、好ましくは０．００３５％以下とする。
Ｎ：０．００１０～０．０１００％
ＮはＴｉＮのピンニング効果により加熱時のオーステナイトの粗大化を抑制し、母材や溶接熱影響部の靱性を改善するために有効な元素である。しかし、Ｎ量が０．００１０％未満では効果がなく、０．０１００％を超える添加はＴｉＮの粗大化や固溶Ｎの増大により、逆に溶接熱影響部の靱性の劣化を招く。そこで、Ｎの含有量は、０．００１０％以上、好ましくは０．００２０％以上とし、０．０１００％以下、好ましくは０．００５５％以下に規定する。さらに、Ｎを０．００１０～０．００６０％にし、Ｔｉ／Ｎ（Ｔｉ含有量（質量％）／Ｎ含有量（質量％）））を１～５にすることが、靭性向上の観点から好ましく、いっそう好ましくは２～４とすることで、より優れた靱性を示す。
ＮはＴｉＮのピンニング効果により加熱時のオーステナイトの粗大化を抑制し、母材や溶接熱影響部の靱性を改善するために有効な元素である。しかし、Ｎ量が０．００１０％未満では効果がなく、０．０１００％を超える添加はＴｉＮの粗大化や固溶Ｎの増大により、逆に溶接熱影響部の靱性の劣化を招く。そこで、Ｎの含有量は、０．００１０％以上、好ましくは０．００２０％以上とし、０．０１００％以下、好ましくは０．００５５％以下に規定する。さらに、Ｎを０．００１０～０．００６０％にし、Ｔｉ／Ｎ（Ｔｉ含有量（質量％）／Ｎ含有量（質量％）））を１～５にすることが、靭性向上の観点から好ましく、いっそう好ましくは２～４とすることで、より優れた靱性を示す。
Ｏ：０．００３０％以下
Ｏは鋼中に不可避的に含まれる元素であり、通常ＡｌやＣａと結合した酸化物として存在している。Ｏが過剰に含まれると、これらＡｌ、Ｃａ系酸化物の鋼中含有量が多くなりすぎ、クラスタを形成し、耐ＨＩＣ性能が劣化する。このため、Ｏの含有量を０．００３０％以下とすることが好ましく、０．００２５％以下とすることがより好ましい。
Ｏは鋼中に不可避的に含まれる元素であり、通常ＡｌやＣａと結合した酸化物として存在している。Ｏが過剰に含まれると、これらＡｌ、Ｃａ系酸化物の鋼中含有量が多くなりすぎ、クラスタを形成し、耐ＨＩＣ性能が劣化する。このため、Ｏの含有量を０．００３０％以下とすることが好ましく、０．００２５％以下とすることがより好ましい。
Ｃａ／Ｏ：２．５以下
Ｃａ／Ｏは、ＣａＯクラスタ発生限界を定量化するための指標である。Ｃａ／Ｏが２．５を超えるとＣａクラスタが生成しやすくなり、表層近傍や介在物集積帯での耐ＨＩＣ性能が劣化する。このため、Ｃａ／Ｏの上限を２．５とし、上限を２．３とすることが好ましい。
Ｃａ／Ｏは、ＣａＯクラスタ発生限界を定量化するための指標である。Ｃａ／Ｏが２．５を超えるとＣａクラスタが生成しやすくなり、表層近傍や介在物集積帯での耐ＨＩＣ性能が劣化する。このため、Ｃａ／Ｏの上限を２．５とし、上限を２．３とすることが好ましい。
ＡＣＲＭ：０以上
ＡＣＲＭは、ＣａによるＭｎＳの形態制御を定量化するための指標である。ＡＣＲＭが０以上になると、中心偏析でのＭｎＳの生成が抑制されて板厚（管厚）中心での耐ＨＩＣ性能が改善する。そこでＡＣＲＭの下限を０とし、下限を０．２とすることが好ましい。
なお、ＡＣＲＭは、下記式（１）で定義される。
ＡＣＲＭ＝（［Ｃａ］－（１．２３［Ｏ］－０．０００３６５））／（１．２５［Ｓ］）・・・（１）
ただし、上記式（１）において、［Ｃａ］、［Ｏ］、［Ｓ］は、各元素の含有量（質量％）を表す。
ＡＣＲＭは、ＣａによるＭｎＳの形態制御を定量化するための指標である。ＡＣＲＭが０以上になると、中心偏析でのＭｎＳの生成が抑制されて板厚（管厚）中心での耐ＨＩＣ性能が改善する。そこでＡＣＲＭの下限を０とし、下限を０．２とすることが好ましい。
なお、ＡＣＲＭは、下記式（１）で定義される。
ＡＣＲＭ＝（［Ｃａ］－（１．２３［Ｏ］－０．０００３６５））／（１．２５［Ｓ］）・・・（１）
ただし、上記式（１）において、［Ｃａ］、［Ｏ］、［Ｓ］は、各元素の含有量（質量％）を表す。
ＰＨＩＣが、１．３５＋（ｐＨ－１２）（１＋ｌｏｇ（ＰＨ２Ｓ））／６０以下
ＰＨＩＣは中心偏析の硬さを定量化するためのパラメータであり、下記式（２）で定義される。
ＰＨＩＣ＝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］・・・（２）
ただし、上記式（２）において、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｐ］は、各元素の含有量（質量％）であり、含まない場合は０とする。
ＰＨＩＣの値が大きいほど中心偏析の硬さが高くなり、板厚（管厚）中心でのＨＩＣ発生を助長する。ＨＩＣが発生する限界ＰＨＩＣは、ＨＩＣ試験環境のＨ２Ｓ分率が低く、ｐＨが高いほど高くなる。本発明者らが検討した結果、ＰＨＩＣが、下記式（３）を満たす範囲であれば、耐ＨＩＣ性能が確保できる。このため、ＰＨＩＣの上限を、１．３５＋（ｐＨ－１２）（１＋ｌｏｇ（ＰＨ２Ｓ））／６０とする。
ＰＨＩＣ≦１．３５＋（ｐＨ－１２）（１＋ｌｏｇ（ＰＨ２Ｓ））／６０・・・（３）
ただし、上記式（３）において、
ｐＨ：ＨＩＣ試験環境のｐＨ
ＰＨ２Ｓ：ＨＩＣ試験環境のＨ２Ｓ分率（Ｖｏｌ％）
である。
ＰＨＩＣは中心偏析の硬さを定量化するためのパラメータであり、下記式（２）で定義される。
ＰＨＩＣ＝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］・・・（２）
ただし、上記式（２）において、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｐ］は、各元素の含有量（質量％）であり、含まない場合は０とする。
ＰＨＩＣの値が大きいほど中心偏析の硬さが高くなり、板厚（管厚）中心でのＨＩＣ発生を助長する。ＨＩＣが発生する限界ＰＨＩＣは、ＨＩＣ試験環境のＨ２Ｓ分率が低く、ｐＨが高いほど高くなる。本発明者らが検討した結果、ＰＨＩＣが、下記式（３）を満たす範囲であれば、耐ＨＩＣ性能が確保できる。このため、ＰＨＩＣの上限を、１．３５＋（ｐＨ－１２）（１＋ｌｏｇ（ＰＨ２Ｓ））／６０とする。
ＰＨＩＣ≦１．３５＋（ｐＨ－１２）（１＋ｌｏｇ（ＰＨ２Ｓ））／６０・・・（３）
ただし、上記式（３）において、
ｐＨ：ＨＩＣ試験環境のｐＨ
ＰＨ２Ｓ：ＨＩＣ試験環境のＨ２Ｓ分率（Ｖｏｌ％）
である。
本発明において、Ｐ、Ｓ、Ｏは、不可避的に含まれる不純物元素であり、いずれも少ないほど好ましいが、それぞれ、下記の範囲ならば許容される。Ｏについては上述の通りである。
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは偏析しやすく、中央部に濃化する元素であり、少量含まれるだけでも中央偏析の硬さを顕著に上げ、耐サワー性を劣化させる。このためＰ量は少なければ少ないほどよい。ただし、Ｐ量は０．０１５％までは許容することができる。より好ましくは、０．０１０％以下である。
Ｐは偏析しやすく、中央部に濃化する元素であり、少量含まれるだけでも中央偏析の硬さを顕著に上げ、耐サワー性を劣化させる。このためＰ量は少なければ少ないほどよい。ただし、Ｐ量は０．０１５％までは許容することができる。より好ましくは、０．０１０％以下である。
Ｓ：０．００１５％以下
ＳはＭｎを結合し、ＭｎＳを生成する。また、ＳはＭｎを同じく中央偏析に濃化しやすい元素であるためＳ量が多いとＭｎＳの中央偏析が多数生成し、耐サワー性が著しく劣化する。従って、Ｓ量は極力低減することが望ましいが、０．００１５％までは許容することができる。より好ましくは、０．００１０％以下である。
ＳはＭｎを結合し、ＭｎＳを生成する。また、ＳはＭｎを同じく中央偏析に濃化しやすい元素であるためＳ量が多いとＭｎＳの中央偏析が多数生成し、耐サワー性が著しく劣化する。従って、Ｓ量は極力低減することが望ましいが、０．００１５％までは許容することができる。より好ましくは、０．００１０％以下である。
また、強度、靭性の確保のために、以下から選ばれる元素を１種以上添加することができる。
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、母材靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、この効果を発揮させるにはＣｕ量は０．１０％以上であることが好ましい。しかしながら、Ｃｕ量が０．５０％を超えると溶接性が劣化する。従って、Ｃｕを添加する場合はＣｕ量を０．５０％以下とすることが好ましく、０．３０％以下であることがより好ましい。
Ｃｕは、母材靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、この効果を発揮させるにはＣｕ量は０．１０％以上であることが好ましい。しかしながら、Ｃｕ量が０．５０％を超えると溶接性が劣化する。従って、Ｃｕを添加する場合はＣｕ量を０．５０％以下とすることが好ましく、０．３０％以下であることがより好ましい。
Ｎｉ：１．００％以下
Ｎｉは、母材靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、この効果を発揮させるにはＮｉ量は０．１０％以上であることが好ましい。しかしながら、Ｎｉ量が１．００％を超えると溶接性が劣化する。従って、Ｎｉを添加する場合は、Ｎｉ量を１．００％以下とすることが好ましく、０．５０％以下であることがより好ましい。
Ｎｉは、母材靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、この効果を発揮させるにはＮｉ量は０．１０％以上であることが好ましい。しかしながら、Ｎｉ量が１．００％を超えると溶接性が劣化する。従って、Ｎｉを添加する場合は、Ｎｉ量を１．００％以下とすることが好ましく、０．５０％以下であることがより好ましい。
Ｃｒ：０．５０％以下
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り、この効果を発揮させるにはＣｒ量は０．１０％以上であることが好ましい。しかしながら、Ｃｒ量が０．５０％を超えると溶接性が劣化する。従って、Ｃｒを添加する場合はＣｒ量を０．５０％以下とすることが好ましく、０．３０％以下であることがより好ましい。
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り、この効果を発揮させるにはＣｒ量は０．１０％以上であることが好ましい。しかしながら、Ｃｒ量が０．５０％を超えると溶接性が劣化する。従って、Ｃｒを添加する場合はＣｒ量を０．５０％以下とすることが好ましく、０．３０％以下であることがより好ましい。
Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏは母材靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、この効果を発揮させるにはＭｏ量は０．１０％以上であることが好ましい。しかしながら、Ｍｏ量が０．５０％を超えるとＨＡＺ靭性および溶接性が劣化する。従って、Ｍｏを添加する場合はＭｏ量を０．５０％以下とすることが好ましく、０．３０％以下であることがより好ましい。
Ｍｏは母材靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、この効果を発揮させるにはＭｏ量は０．１０％以上であることが好ましい。しかしながら、Ｍｏ量が０．５０％を超えるとＨＡＺ靭性および溶接性が劣化する。従って、Ｍｏを添加する場合はＭｏ量を０．５０％以下とすることが好ましく、０．３０％以下であることがより好ましい。
Ｖ：０．０６０％以下
Ｖは強度を上昇させる元素であり、この効果を発揮させるにはＶ量は０．０１０％以上であることが好ましい。しかしながら、Ｖ量が０．０６０％を超えるとＨＡＺ靭性および溶接性を著しく損なう。従って、Ｖを添加する場合は、Ｖ量を０．０６０％以下とすることが好ましく、０．０５０％以下であることがより好ましい。
Ｖは強度を上昇させる元素であり、この効果を発揮させるにはＶ量は０．０１０％以上であることが好ましい。しかしながら、Ｖ量が０．０６０％を超えるとＨＡＺ靭性および溶接性を著しく損なう。従って、Ｖを添加する場合は、Ｖ量を０．０６０％以下とすることが好ましく、０．０５０％以下であることがより好ましい。
Ｂ：０．００３０％以下
Ｂは強度の上昇に有効な元素であり、この効果を発揮させるにはＢ量は０．０００５％以上であることが好ましい。しかしながら、Ｂ量が０．００３０％を超えるとＨＡＺ靭性および溶接性が劣化する。従って、Ｂを添加する場合はＢ量を０．００３０％以下とすることが好ましく、０．００２５％以下であることがより好ましい。
Ｂは強度の上昇に有効な元素であり、この効果を発揮させるにはＢ量は０．０００５％以上であることが好ましい。しかしながら、Ｂ量が０．００３０％を超えるとＨＡＺ靭性および溶接性が劣化する。従って、Ｂを添加する場合はＢ量を０．００３０％以下とすることが好ましく、０．００２５％以下であることがより好ましい。
本発明の溶接鋼管または厚鋼板における上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の作用効果を害さない範囲であれば、上記以外の元素の含有を問題としない。
＜硬さ＞
中心偏析部ならびに表層および裏層のミクロ組織に含まれる硬質第二相のマイクロビッカース硬さの最大値ＨＶが、それぞれ、４００＋５０（ｐＨ－１２）（１＋ｌｏｇ（ＰＨ２Ｓ））／９以下
中心偏析部の硬さ、表層および裏層のミクロ組織に含まれる硬質第二相の硬さが、それぞれ大きいほどＨＩＣが発生しやすくなる。本発明者らが検討した結果、それら各々のマイクロビッカース硬さの最大値が、下記式（４）を満たさない場合、ＨＩＣが発生することがわかった。なお、表層及び裏層とは、表面から板厚方向に５ｍｍまでの領域を指す。
ＨＶ≦４００＋５０（ｐＨ－１２）（１＋ｌｏｇ（ＰＨ２Ｓ））／９・・・（４）
ただし、式（４）において、
ｐＨ：ＨＩＣ試験環境のｐＨ
ＰＨ２Ｓ：ＨＩＣ試験環境のＨ２Ｓ分率（Ｖｏｌ％）
とする。
したがって、本発明では、中心偏析部ならびに表層および裏層のミクロ組織に含まれる硬質第二相のマイクロビッカース硬さの最大値ＨＶの上限を、４００＋５０（ｐＨ－１２）（１＋ｌｏｇ（ＰＨ２Ｓ））／９とする。なお、マイクロビッカースの荷重は、硬質第二相の断面寸法に合わせて５～５０ｇの範囲で設定し、測定する硬質第二相から圧痕がはみ出さないように測定する。また、ミクロ組織がほぼ均一（例えば、ベイナイト単相組織など）で、５ｇを用いても測定できるような大きさの硬質第二相がない場合は、５０ｇで任意の箇所を測定する。また、マイクロビッカース試験は測定ばらつきの大きい試験であるため、中心偏析部、表層および裏層のミクロ組織に含まれる硬質第二相のマイクロビッカース硬さの最大値は、５点以上測定した結果の最大値を用いる。
中心偏析部ならびに表層および裏層のミクロ組織に含まれる硬質第二相のマイクロビッカース硬さの最大値ＨＶが、それぞれ、４００＋５０（ｐＨ－１２）（１＋ｌｏｇ（ＰＨ２Ｓ））／９以下
中心偏析部の硬さ、表層および裏層のミクロ組織に含まれる硬質第二相の硬さが、それぞれ大きいほどＨＩＣが発生しやすくなる。本発明者らが検討した結果、それら各々のマイクロビッカース硬さの最大値が、下記式（４）を満たさない場合、ＨＩＣが発生することがわかった。なお、表層及び裏層とは、表面から板厚方向に５ｍｍまでの領域を指す。
ＨＶ≦４００＋５０（ｐＨ－１２）（１＋ｌｏｇ（ＰＨ２Ｓ））／９・・・（４）
ただし、式（４）において、
ｐＨ：ＨＩＣ試験環境のｐＨ
ＰＨ２Ｓ：ＨＩＣ試験環境のＨ２Ｓ分率（Ｖｏｌ％）
とする。
したがって、本発明では、中心偏析部ならびに表層および裏層のミクロ組織に含まれる硬質第二相のマイクロビッカース硬さの最大値ＨＶの上限を、４００＋５０（ｐＨ－１２）（１＋ｌｏｇ（ＰＨ２Ｓ））／９とする。なお、マイクロビッカースの荷重は、硬質第二相の断面寸法に合わせて５～５０ｇの範囲で設定し、測定する硬質第二相から圧痕がはみ出さないように測定する。また、ミクロ組織がほぼ均一（例えば、ベイナイト単相組織など）で、５ｇを用いても測定できるような大きさの硬質第二相がない場合は、５０ｇで任意の箇所を測定する。また、マイクロビッカース試験は測定ばらつきの大きい試験であるため、中心偏析部、表層および裏層のミクロ組織に含まれる硬質第二相のマイクロビッカース硬さの最大値は、５点以上測定した結果の最大値を用いる。
表層および裏層のビッカース硬さが２４８以下
耐ＳＳＣ性能を確保するためには、一般にビッカース硬さを２４８以下に抑える必要があることが知られている。本発明で扱うＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ－Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）で製造される溶接鋼管および厚鋼板については、表層および裏層が最も硬くなるため、表層および裏層の硬さを２４８以下に抑える必要がある。なお、ビッカース硬さの荷重は、１０ｋｇを用い、測定位置としては、管厚方向断面において表層および裏層から管厚方向に１．５ｍｍの深さの位置で測定することが望ましい。
耐ＳＳＣ性能を確保するためには、一般にビッカース硬さを２４８以下に抑える必要があることが知られている。本発明で扱うＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ－Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）で製造される溶接鋼管および厚鋼板については、表層および裏層が最も硬くなるため、表層および裏層の硬さを２４８以下に抑える必要がある。なお、ビッカース硬さの荷重は、１０ｋｇを用い、測定位置としては、管厚方向断面において表層および裏層から管厚方向に１．５ｍｍの深さの位置で測定することが望ましい。
＜集合組織＞
Ｘ線回析により得られる管厚中心位置または板厚中心位置での圧延面の（２１１）面の集積度が１．６以上
ラインパイプで要求されるＤＷＴＴ性能などの母材靭性は、鋼材のミクロ組織や集合組織の影響を受ける。本発明者らは、オーステナイトからベイナイトに変態する際に発達する、管厚中心位置または板厚中心位置での圧延面の（２１１）面の集積度と母材靭性の間に良好な相関があることを見出した。上記集積度が１．６以上になると母材靭性が良好になるため、集積度の下限を１．６とする。より好ましくは、１．８以上である。なお、ここで（２１１）面の集積度とは、対象材の（２１１）結晶面の集積度を表す数値で、対象材の管厚中心位置から鋼板圧延面に平行に採取した板面における（２１１）反射のＸ線回折強度（Ｉ（２１１））と、集合組織のないランダムな標準試料の（２１１）反射のＸ線回折強度（Ｉ０（２１１））との比（Ｉ（２１１）／Ｉ０（２１１））を指す。
Ｘ線回析により得られる管厚中心位置または板厚中心位置での圧延面の（２１１）面の集積度が１．６以上
ラインパイプで要求されるＤＷＴＴ性能などの母材靭性は、鋼材のミクロ組織や集合組織の影響を受ける。本発明者らは、オーステナイトからベイナイトに変態する際に発達する、管厚中心位置または板厚中心位置での圧延面の（２１１）面の集積度と母材靭性の間に良好な相関があることを見出した。上記集積度が１．６以上になると母材靭性が良好になるため、集積度の下限を１．６とする。より好ましくは、１．８以上である。なお、ここで（２１１）面の集積度とは、対象材の（２１１）結晶面の集積度を表す数値で、対象材の管厚中心位置から鋼板圧延面に平行に採取した板面における（２１１）反射のＸ線回折強度（Ｉ（２１１））と、集合組織のないランダムな標準試料の（２１１）反射のＸ線回折強度（Ｉ０（２１１））との比（Ｉ（２１１）／Ｉ０（２１１））を指す。
＜製造条件＞
本発明の製造方法は、上述した成分組成を有する連続鋳造スラブ鋼素材を、１０００～１２００℃に加熱し、圧延開始温度がＴＳ以下で累積圧下率５０％以上で熱間圧延を行い、次いで圧延終了温度がＴＦ以上を満たすように熱間圧延を終了し、その後、冷却停止温度が６００℃以下となる加速冷却を行った後、空冷することを特徴とする。
本発明の製造方法は、上述した成分組成を有する連続鋳造スラブ鋼素材を、１０００～１２００℃に加熱し、圧延開始温度がＴＳ以下で累積圧下率５０％以上で熱間圧延を行い、次いで圧延終了温度がＴＦ以上を満たすように熱間圧延を終了し、その後、冷却停止温度が６００℃以下となる加速冷却を行った後、空冷することを特徴とする。
次に、各製造条件の限定理由について説明する。本発明において、製造条件における温度は、いずれも鋼素材や鋼板の表面温度とする。鋼素材や鋼板の表面温度は、たとえば放射温度計により測定することができる。
鋼素材としては、連続鋳造スラブを用いることができる。
加熱温度：１０００～１２００℃
スラブをオーステナイト化しつつ、最低限のＮｂの固溶量を得るため、スラブ加熱温度の下限温度は１０００℃とする。一方、１２００℃を超える温度までスラブを加熱すると、ＮｂＣおよびＴｉＮによるピンニング効果が弱まり、オーステナイト粒が著しく成長し、母材靭性が劣化する。このため、スラブ加熱温度は１０００～１２００℃の範囲とする。
スラブをオーステナイト化しつつ、最低限のＮｂの固溶量を得るため、スラブ加熱温度の下限温度は１０００℃とする。一方、１２００℃を超える温度までスラブを加熱すると、ＮｂＣおよびＴｉＮによるピンニング効果が弱まり、オーステナイト粒が著しく成長し、母材靭性が劣化する。このため、スラブ加熱温度は１０００～１２００℃の範囲とする。
累積圧下率５０％以上の圧下を加える際の圧延開始温度ＴＳ：１７４ｌｏｇ（［Ｎｂ］（［Ｃ］＋１２［Ｎ］／１４））＋１４４４－１．２ｔ以下
母材靭性を向上させるためには、オーステナイト未再結晶温度域低温側で累積圧下率を大きくとる圧延をすることが望ましい。下記式（５）で表されるＴＳは、鋼の成分と圧延終了時の板厚（ｍｍ）に応じて決まり、母材靭性確保のために必要な圧延時の圧延開始温度を示すものである。
ＴＳ≦１７４ｌｏｇ（［Ｎｂ］（［Ｃ］＋１２［Ｎ］／１４））＋１４４４－１．２ｔ・・・（５）
ただし、上記式（５）において、
［Ｎｂ］、［Ｃ］、［Ｎ］：各元素の含有量（質量％）であり、含まない場合は０とする
ｔ：圧延終了時の板厚（ｍｍ）
とする。
本発明では、累積圧下率５０％以上の圧下を加える際の圧延開始温度が、１７４ｌｏｇ（［Ｎｂ］（［Ｃ］＋１２［Ｎ］／１４））＋１４４４－１．２ｔを超える場合、母材靭性が劣化する。このため、圧延開始温度の上限を１７４ｌｏｇ（［Ｎｂ］（［Ｃ］＋１２［Ｎ］／１４））＋１４４４－１．２ｔとする。
母材靭性を向上させるためには、オーステナイト未再結晶温度域低温側で累積圧下率を大きくとる圧延をすることが望ましい。下記式（５）で表されるＴＳは、鋼の成分と圧延終了時の板厚（ｍｍ）に応じて決まり、母材靭性確保のために必要な圧延時の圧延開始温度を示すものである。
ＴＳ≦１７４ｌｏｇ（［Ｎｂ］（［Ｃ］＋１２［Ｎ］／１４））＋１４４４－１．２ｔ・・・（５）
ただし、上記式（５）において、
［Ｎｂ］、［Ｃ］、［Ｎ］：各元素の含有量（質量％）であり、含まない場合は０とする
ｔ：圧延終了時の板厚（ｍｍ）
とする。
本発明では、累積圧下率５０％以上の圧下を加える際の圧延開始温度が、１７４ｌｏｇ（［Ｎｂ］（［Ｃ］＋１２［Ｎ］／１４））＋１４４４－１．２ｔを超える場合、母材靭性が劣化する。このため、圧延開始温度の上限を１７４ｌｏｇ（［Ｎｂ］（［Ｃ］＋１２［Ｎ］／１４））＋１４４４－１．２ｔとする。
圧延終了温度ＴＦ：９１０－３１０［Ｃ］－８０［Ｍｎ］－２０［Ｃｕ］－５５［Ｎｉ］－１５［Ｃｒ］－８０［Ｍｏ］－０．６ｔ以上
圧延終了温度は低いほど母材靭性が向上する。一方で、圧延終了温度が低いと耐ＨＩＣ性能が劣化する。圧延終了温度が下記式（６）を満足しない場合には、表面近傍に加工フェライトが生成し、硬質第二相の硬さも高くなり表層近傍の耐ＨＩＣ性能が劣化する。
ＴＦ≧９１０－３１０［Ｃ］－８０［Ｍｎ］－２０［Ｃｕ］－５５［Ｎｉ］－１５［Ｃｒ］－８０［Ｍｏ］－０．６ｔ・・・（６）
ただし、上記式（６）において、
［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］：各元素の含有量（質量％）であり、含まない場合は０とする
ｔ：圧延終了時の板厚（ｍｍ）
とする。
このため、圧延終了温度ＴＦの下限を９１０－３１０［Ｃ］－８０［Ｍｎ］－２０［Ｃｕ］－５５［Ｎｉ］－１５［Ｃｒ］－８０［Ｍｏ］－０．６ｔとする。また、圧延終了温度はラインパイプ用途として必要最小限の母材靭性を確保するという理由で９５０℃以下が好ましい。また、加速冷却開始温度についてもＴＦを下回ると、中心偏析部近傍にフェライトが生成し、中心偏析近傍の硬質第二相が著しく硬化し、耐ＨＩＣ性能が劣化する場合があるため、下限をＴＦとすることが好ましい。
圧延終了温度は低いほど母材靭性が向上する。一方で、圧延終了温度が低いと耐ＨＩＣ性能が劣化する。圧延終了温度が下記式（６）を満足しない場合には、表面近傍に加工フェライトが生成し、硬質第二相の硬さも高くなり表層近傍の耐ＨＩＣ性能が劣化する。
ＴＦ≧９１０－３１０［Ｃ］－８０［Ｍｎ］－２０［Ｃｕ］－５５［Ｎｉ］－１５［Ｃｒ］－８０［Ｍｏ］－０．６ｔ・・・（６）
ただし、上記式（６）において、
［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］：各元素の含有量（質量％）であり、含まない場合は０とする
ｔ：圧延終了時の板厚（ｍｍ）
とする。
このため、圧延終了温度ＴＦの下限を９１０－３１０［Ｃ］－８０［Ｍｎ］－２０［Ｃｕ］－５５［Ｎｉ］－１５［Ｃｒ］－８０［Ｍｏ］－０．６ｔとする。また、圧延終了温度はラインパイプ用途として必要最小限の母材靭性を確保するという理由で９５０℃以下が好ましい。また、加速冷却開始温度についてもＴＦを下回ると、中心偏析部近傍にフェライトが生成し、中心偏析近傍の硬質第二相が著しく硬化し、耐ＨＩＣ性能が劣化する場合があるため、下限をＴＦとすることが好ましい。
加速冷却開始温度ＴＡＣＳ：９１０－３１０［Ｃ］－８０［Ｍｎ］－２０［Ｃｕ］－５５［Ｎｉ］－１５［Ｃｒ］－８０［Ｍｏ］－０．６ｔ以上
加速冷却開始温度は低いほど母材靭性が向上する。一方で、加速冷却開始温度が低いと耐ＨＩＣ性能が劣化する。加速冷却開始温度が下記式（７）で表されるＴＡＣＳ未満では、表面近傍に加工フェライトが生成し、硬質第二相の硬さも高くなり表層近傍の耐ＨＩＣ性能が劣化する。
ＴＡＣＳ≧９１０－３１０［Ｃ］－８０［Ｍｎ］－２０［Ｃｕ］－５５［Ｎｉ］－１５［Ｃｒ］－８０［Ｍｏ］－０．６ｔ・・・（７）
ただし、上記式（７）において、
［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］：各元素の含有量（質量％）であり、含まない場合は０とする
ｔ：圧延終了時の板厚（ｍｍ）
とする。
このため、加速冷却開始温度ＴＡＣＳの下限を９１０－３１０［Ｃ］－８０［Ｍｎ］－２０［Ｃｕ］－５５［Ｎｉ］－１５［Ｃｒ］－８０［Ｍｏ］－０．６ｔとする。
加速冷却開始温度は低いほど母材靭性が向上する。一方で、加速冷却開始温度が低いと耐ＨＩＣ性能が劣化する。加速冷却開始温度が下記式（７）で表されるＴＡＣＳ未満では、表面近傍に加工フェライトが生成し、硬質第二相の硬さも高くなり表層近傍の耐ＨＩＣ性能が劣化する。
ＴＡＣＳ≧９１０－３１０［Ｃ］－８０［Ｍｎ］－２０［Ｃｕ］－５５［Ｎｉ］－１５［Ｃｒ］－８０［Ｍｏ］－０．６ｔ・・・（７）
ただし、上記式（７）において、
［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］：各元素の含有量（質量％）であり、含まない場合は０とする
ｔ：圧延終了時の板厚（ｍｍ）
とする。
このため、加速冷却開始温度ＴＡＣＳの下限を９１０－３１０［Ｃ］－８０［Ｍｎ］－２０［Ｃｕ］－５５［Ｎｉ］－１５［Ｃｒ］－８０［Ｍｏ］－０．６ｔとする。
なお、ＴＳ、ＴＦおよびＴＡＣＳは、鋼板表面温度とする。鋼板表面温度は、たとえば、放射温度計により測定することができる。
加速冷却の冷却停止温度が６００℃以下
圧延終了後、加速冷却を行う。冷却停止温度は低いほど強度が大きくなり、高いほど鋼板の平坦度が良好になる。一方で、耐ＨＩＣ性能確保の観点から、６００℃を超える温度にすると冷却停止後にフェライトおよびパーライト変態が起こり、ミクロ組織が不均一になりＨＩＣ性能が劣化する。このため、上限を６００℃とする。また、冷却停止温度は必要以上に高強度化することに起因するＨＩＣ性能の劣化の抑制という理由で３００℃以上が好ましい。なお、加速冷却時の冷却速度は、１０℃／ｓ以上が好ましい。
圧延終了後、加速冷却を行う。冷却停止温度は低いほど強度が大きくなり、高いほど鋼板の平坦度が良好になる。一方で、耐ＨＩＣ性能確保の観点から、６００℃を超える温度にすると冷却停止後にフェライトおよびパーライト変態が起こり、ミクロ組織が不均一になりＨＩＣ性能が劣化する。このため、上限を６００℃とする。また、冷却停止温度は必要以上に高強度化することに起因するＨＩＣ性能の劣化の抑制という理由で３００℃以上が好ましい。なお、加速冷却時の冷却速度は、１０℃／ｓ以上が好ましい。
焼戻し温度：４８０～７２０℃
本発明では、加速冷却後に強度や靭性を調整するために、あるいは応力除去焼鈍時の特性変化を小さくするために、加速冷却後に空冷した後、必要に応じて、焼戻し熱処理を行うことができる。その効果は、焼戻し温度が４８０℃未満では得られず、７２０℃を超えるとミクロ組織の一部が逆変態し、ＨＩＣ性能が劣化する。このため、焼戻し熱処理を行う場合は、焼戻し温度を４８０～７２０℃の範囲で行うことが好ましい。
本発明では、加速冷却後に強度や靭性を調整するために、あるいは応力除去焼鈍時の特性変化を小さくするために、加速冷却後に空冷した後、必要に応じて、焼戻し熱処理を行うことができる。その効果は、焼戻し温度が４８０℃未満では得られず、７２０℃を超えるとミクロ組織の一部が逆変態し、ＨＩＣ性能が劣化する。このため、焼戻し熱処理を行う場合は、焼戻し温度を４８０～７２０℃の範囲で行うことが好ましい。
上記の製造条件により、本発明の高靭性厚鋼板を得ることができる。さらに、本発明の高靭性溶接鋼管の製造方法について説明する。
本発明は上述の厚鋼板を用いて鋼管となす。鋼管の成形方法としては、ＵＯＥプロセスやプレスベンド（ベンディングプレスとも称する）等の冷間成形によって鋼管形状に成形する方法が挙げられる。
ＵＯＥプロセスでは、素材となる厚鋼板の幅方向端部に開先加工を施したのち、プレス機を用いて鋼板の幅方向端部の端曲げを行い、続いて、プレス機を用いて鋼板をＵ字状にそしてＯ字状に成形することにより、鋼板の幅方向端部同士が対向するように鋼板を円筒形状に成形する。次いで、鋼板の対向する幅方向端部をつき合わせて溶接する。この溶接をシーム溶接と呼ぶ。このシーム溶接においては、円筒形状の鋼板を拘束し、対向する鋼板の幅方向端部同士を突き合わせて仮付溶接する仮付溶接工程と、サブマージアーク溶接法によって鋼板の突き合わせ部の内外面に溶接を施す本溶接工程との、二段階の工程を有する方法が好ましい。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、拡管を行う。拡管工程において拡管率（拡管前の管の外径に対する拡管前後の外径変化量の比）は、通常、０．３％～１．５％の範囲で実施される。真円度改善効果と拡管装置に要求される能力とのバランスの観点から、拡管率は０．５％～１．２％の範囲であることが好ましい。その後、防食を目的としてコーティング処理を実施することができる。コーティング処理としては、たとえば、２００～３００℃の温度域に加熱した後、外面に、公知の樹脂を塗布すればよい。
プレスベンドの場合には、鋼板に三点曲げを繰り返すことにより逐次成形し、ほぼ円形の断面形状を有する鋼管を製造する。その後は、上述のＵＯＥプロセスと同様に、シーム溶接を実施する。プレスベンドの場合にも、シーム溶接の後、拡管を実施してもよく、また、コーティングを実施することもできる。
表１に示す化学成分の鋼を連続鋳造によりスラブとした。その後、表２、３に示す条件でスラブを再加熱した後、熱間圧延し、加速冷却を行った後、室温まで空冷し、厚鋼板とした。一部厚鋼板については、室温まで空冷した後に、焼戻しを行った。さらに、一部の厚鋼板以外については、厚鋼板幅端が突合せ部となるように冷間加工で筒状にし、突合せ部でサブマージアーク溶接を行うことによって、溶接鋼管とした。
これらの厚鋼板および溶接鋼管について、以下に示す方法で性能評価を行った。
中心偏析部、表層および裏層のミクロ組織に含まれる硬質第二相のマイクロビッカース硬さは、硬質第二相の断面寸法に合わせて５～５０ｇの範囲で設定し、圧痕が測定する硬質第二相からはみ出さないように測定した。また、ミクロ組織がほぼ均一（例えば、ベイナイト単相組織など）で、５ｇを用いても測定できるような大きさの硬質第二相がない場合は、５０ｇで任意の箇所を測定した。中心偏析部、表層および裏層のミクロ組織に含まれる硬質第二相のマイクロビッカース硬さの値は、１０点測定した結果の最大値を用いた。
管厚および板厚中心位置での圧延面の（２１１）面の集積度は、圧延面が測定面となるように５ｍｍ厚の薄膜を採取し、Ｘ線回折装置を用いて、インバース法で測定した値を用いた。なお、ここで（２１１）面の集積度とは、対象材の（２１１）結晶面の集積度を表す数値で、対象材の管厚中心位置から鋼板圧延面に平行に採取した板面における（２１１）反射のＸ線回折強度（Ｉ（２１１））と、集合組織のないランダムな標準試料の（２１１）反射のＸ線回折強度（Ｉ０（２１１））との比（Ｉ（２１１）／Ｉ０（２１１））を指す。
強度は、ＡＳＴＭ Ａ５１６で規定される幅３８．１ｍｍの引張試験片を用いて評価し、ＡＰＩ ５Ｌ Ｘ６５Ｍの最小強度である引張強度５３５ＭＰａ以上を合格とした。母材靭性は、ＡＰＩ ＲＰ ５Ｌ３で規定されるＤＷＴＴによって評価し、板厚および管厚が３０ｍｍ以下については全厚試験片を用いて－１０℃で、３０ｍｍ超えは１９ｍｍ減厚試験片を用いて－２７℃でそれぞれ試験し、２本試験した延性破面率の平均値が８５％以上になったものを合格とした。
ＨＩＣ試験は、１～１００％の硫化水素ガス（バランスガス：Ｎ２）雰囲気下で、緩衝溶液のＮａＣｌとＣＨ３ＣＯＯＨとＣＨ３ＣＯＯＮａとの比率を適宜変えることで、試験開始時のｐＨを２．７～５．８の間に調整した。その他の条件については、ＮＡＣＥ ＴＭ０２８４に準じる方法で行った。評価は、試験片表面から行った超音波探傷により割れ面積率を測定（板厚および管厚３０ｍｍ超えについては、板厚方向に分割して採取した試験片の平均値を測定）し、５％以下を合格とした。
表３に得られた試験結果を示す。
本発明例はいずれも目標の性能を満足しているのに対し、比較例は、ＤＷＴＴ性能、ＨＩＣ性能のいずれかの性能が目標を満たしていない。
Claims (7)
- 質量％で、Ｃ：０．０２～０．１０％、Ｓｉ：０．４０％以下、Ｍｎ：１．００～２．００％、Ｎｂ：０．００５～０．０６０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２５％、Ｃａ：０．００１０～０．００４０％、Ｎ：０．００１０～０．０１００％を含有し、Ｃａ／Ｏが２．５以下であり、下記式（１）で示されるＡＣＲＭが０以上であり、下記式（２）で示されるＰＨＩＣが下記式（３）を満たし、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
中心偏析部ならびに表層および裏層のミクロ組織に含まれる硬質第二相のマイクロビッカース硬さの最大値ＨＶが、下記式（４）を満たし、
表層および裏層のビッカース硬さが２４８以下であり、
Ｘ線回析により得られる管厚中心位置での圧延面の（２１１）面の集積度が１．６以上である溶接鋼管。
ＡＣＲＭ＝（［Ｃａ］－（１．２３［Ｏ］－０．０００３６５））／（１．２５［Ｓ］）・・・（１）
ＰＨＩＣ＝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］・・・（２）
ＰＨＩＣ≦１．３５＋（ｐＨ－１２）（１＋ｌｏｇ（ＰＨ２Ｓ））／６０・・・（３）
ＨＶ≦４００＋５０（ｐＨ－１２）（１＋ｌｏｇ（ＰＨ２Ｓ））／９・・・（４）
ただし、式（１）～（４）において、
［Ｃａ］、［Ｏ］、［Ｓ］、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｐ］：各元素の含有量（質量％）であり、含まない場合は０とする
ｐＨ：ＨＩＣ試験環境のｐＨ
ＰＨ２Ｓ：ＨＩＣ試験環境のＨ２Ｓ分率（Ｖｏｌ％）
とする。 - さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．０６０％以下、Ｂ：０．００３０％以下から選ばれる１種以上を含有する請求項１に記載の溶接鋼管。
- 質量％で、Ｃ：０．０２～０．１０％、Ｓｉ：０．４０％以下、Ｍｎ：１．００～２．００％、Ｎｂ：０．００５～０．０６０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２５％、Ｃａ：０．００１０～０．００４０％、Ｎ：０．００１０～０．０１００％を含有し、Ｃａ／Ｏが２．５以下であり、下記式（１）で示されるＡＣＲＭが０以上であり、下記式（２）で示されるＰＨＩＣが下記式（３）を満たし、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
中心偏析部ならびに表層および裏層のミクロ組織に含まれる硬質第二相のマイクロビッカース硬さの最大値ＨＶが、下記式（４）を満たし、
表層および裏層のビッカース硬さが２４８以下であり、
Ｘ線回析により得られる板厚中心位置での圧延面の（２１１）面の集積度が１．６以上である厚鋼板。
ＡＣＲＭ＝（［Ｃａ］－（１．２３［Ｏ］－０．０００３６５））／（１．２５［Ｓ］）・・・（１）
ＰＨＩＣ＝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］・・・（２）
ＰＨＩＣ≦１．３５＋（ｐＨ－１２）（１＋ｌｏｇ（ＰＨ２Ｓ））／６０・・・（３）
ＨＶ≦４００＋５０（ｐＨ－１２）（１＋ｌｏｇ（ＰＨ２Ｓ））／９・・・（４）
ただし、式（１）～（４）において、
［Ｃａ］、［Ｏ］、［Ｓ］、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｐ］：各元素の含有量（質量％）であり、含まない場合は０とする
ｐＨ：ＨＩＣ試験環境のｐＨ
ＰＨ２Ｓ：ＨＩＣ試験環境のＨ２Ｓ分率（Ｖｏｌ％）
とする。 - さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．０６０％以下、Ｂ：０．００３０％以下から選ばれる１種以上を含有する請求項３に記載の厚鋼板。
- 請求項３または４に記載の成分組成を有する連続鋳造スラブ鋼素材を、１０００～１２００℃に加熱し、圧延開始温度ＴＳが下記式（５）を満たすように累積圧下率５０％以上で熱間圧延を行い、次いで、圧延終了温度ＴＦが下記式（６）を満たすように熱間圧延を終了し、その後、加速冷却開始温度ＴＡＣＳが下記式（７）を満たすように加速冷却を開始し、冷却停止温度が６００℃以下で加速冷却を停止させた後、空冷する厚鋼板の製造方法。
ＴＳ≦１７４ｌｏｇ（［Ｎｂ］（［Ｃ］＋１２［Ｎ］／１４））＋１４４４－１．２ｔ・・・（５）
ＴＦ≧９１０－３１０［Ｃ］－８０［Ｍｎ］－２０［Ｃｕ］－５５［Ｎｉ］－１５［Ｃｒ］－８０［Ｍｏ］－０．６ｔ・・・（６）
ＴＡＣＳ≧９１０－３１０［Ｃ］－８０［Ｍｎ］－２０［Ｃｕ］－５５［Ｎｉ］－１５［Ｃｒ］－８０［Ｍｏ］－０．６ｔ・・・（７）
ただし、上記式（５）、（６）、（７）において、
［Ｎｂ］、［Ｃ］、［Ｎ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］：各元素の含有量（質量％）であり、含まない場合は０とする
ｔ：圧延終了時の板厚（ｍｍ）
とする。 - 前記空冷後、４８０～７２０℃に焼戻す請求項５に記載の厚鋼板の製造方法。
- 請求項５または６の方法で製造した厚鋼板を筒状に冷間加工し、その突合せ部を溶接することで溶接鋼管とする溶接鋼管の製造方法。
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