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WO2020003499A1 - 鋼管及び鋼板 - Google Patents

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WO2020003499A1
WO2020003499A1 PCT/JP2018/024839 JP2018024839W WO2020003499A1 WO 2020003499 A1 WO2020003499 A1 WO 2020003499A1 JP 2018024839 W JP2018024839 W JP 2018024839W WO 2020003499 A1 WO2020003499 A1 WO 2020003499A1
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WO
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less
steel
steel sheet
metal structure
steel pipe
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Ceased
Application number
PCT/JP2018/024839
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English (en)
French (fr)
Inventor
篠原　康浩
原　卓也
潔 海老原
一輝 筒井
服部　豊
望 阿部
晃 橋本
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
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.)
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Publication date
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Priority to CN201880094993.XA priority patent/CN112313357B/zh
Priority to EP18923989.0A priority patent/EP3816311B1/en
Priority to JP2018556509A priority patent/JP6460297B1/ja
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    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a steel pipe and a steel sheet suitable as a material of the steel pipe.
  • Patent Documents 1 and 2 Steel pipes having excellent HIC resistance have hitherto been disclosed, for example, in Patent Documents 1 and 2, by purifying steel, reducing inclusions, controlling the form of sulfide-based inclusions by adding Ca, It has been manufactured using technologies such as reducing the center segregation by light pressure during casting and accelerated cooling.
  • Patent Document 3 discloses a method for producing a thin sour-resistant steel plate having a thickness of 15 mm or less.
  • the production method of Patent Document 3 defines the conditions of finish rolling from the viewpoint of improving low-temperature toughness.
  • Patent Documents 1 to 4 there is a problem that the steel sheet is subjected to accelerated cooling and the surface layer of the steel sheet is hardened. As a result of the investigation by the present inventors, it was found that SSC resistance may be reduced in such a steel sheet having a hardened surface layer.
  • the sheet when the sheet thickness is small, as described in Non-Patent Document 1, the sheet may be manufactured by air cooling after rolling without applying accelerated cooling. However, when manufactured by air cooling, ferrite (polygonal ferrite) is generated, and the SSC resistance may be reduced.
  • ferrite polygonal ferrite
  • the present invention does not use expensive, easily segregated elements such as V, Cu, Ni, and / or Mo as essential elements for securing strength,
  • a steel pipe having a strength of X60 grade, excellent DWTT characteristics at ⁇ 30 ° C., and excellent SSC resistance and HIC resistance, and having a base material steel plate thickness (wall thickness of steel pipe) of 15 mm or less. And a steel plate as a material of the steel pipe.
  • a hot-rolled steel sheet obtained by hot rolling a steel slab having a predetermined chemical composition at a finish rolling temperature of 830 to 1000 ° C. is accelerated and cooled in two stages, and then restored to a required temperature. It has been found that by heating, a steel pipe having a strength of X60 to X70 according to the API standard, excellent DWTT characteristics, SSC resistance and HIC resistance and a wall thickness of 15 mm or less can be manufactured.
  • the steel pipe according to the present embodiment has a predetermined strength by controlling the rolling and cooling conditions in the thick plate process after suppressing the Ceq low in a steel plate having a thickness of 15 mm or less used as a material of the base material portion. DWTT characteristics, SSC resistance and HIC resistance are obtained. This idea is greatly different from the technology of manufacturing a steel pipe by Asroll (as-rolled) or normalizing (normalizing) by adding a large amount of alloying elements.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist is as follows.
  • a steel pipe includes a base material portion formed of a cylindrical steel plate, and a welded portion provided at a butt portion of the steel plate and extending in a longitudinal direction of the steel plate.
  • the steel sheet has a chemical composition of 0.030 to 0.070% by mass, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 1.05 to 1.65%, and Al: 0.010% by mass.
  • Ti 0.005 to 0.020%, Nb: 0.005 to 0.045%, Ca: 0.0010 to 0.0050%, N: 0.0010 to 0.0050%, Ni: 0 to 0.50%, Mo: 0 to 0.50%, Cr: 0 to 0.50%, Cu: 0 to 0.50%, V: 0 to 0.100%, Mg: 0 to 0 0.0100%, REM: 0 to 0.0100%, P: 0.015% or less, S: 0.0015% or less, O: 0.0040% or less
  • the balance is composed of Fe and impurities, and the steel sheet has a Ceq defined by the following formula (I) of 0.250 to 0.350, and the steel sheet has a Ceq of 1.50 in the depth direction from the surface of the base material portion.
  • the internal metal structure which is a metal structure in the range from more than 0 mm to the center of the plate thickness, contains 85% or more of granular bainite and / or bainite in total area ratio, and contains 1.0% or less of MA in area ratio.
  • the maximum hardness is 248 Hv or less and the average hardness is 170 to 220 Hv
  • the base material portion is parallel to the plate surface at a position of 1/4 of the plate thickness in the plate thickness direction from the surface.
  • Metal structure is granular Wherein one or both of bainite and tempered bainite in a total area of 95% or more, the maximum hardness of the surface layer portion metallographic structure is not more than 250 Hv, a plate thickness of the steel sheet is 15mm or less.
  • Ceq [C] + [Mn] / 6 + ([Ni] + [Cu]) / 15 + ([Cr] + [Mo] + [V]) / 15 (I)
  • [C], [Mn], [Ni], [Cu], [Cr], [Mo] and [V] in the formula (I) represent C, Mn, Ni, Cu, Cr and Mo in the steel sheet. , V in mass%.
  • the chemical composition is Ni: 0.05 to 0.50%, Mo: 0.05 to 0.50%, Cr: 0.05 to 0 in mass%. .50%, Cu: 0.05 to 0.50%, V: 0.010 to 0.100%, Mg: 0.0001 to 0.0100%, REM: 0.0001 to 0.0100% It may include one or more selected from the group.
  • the remainder of the internal metal structure may be made of ferrite.
  • a steel sheet according to another aspect of the present invention is used for the base material portion of the steel pipe according to any one of the above (1) to (3).
  • an additional element such as V, Cu, Ni, and / or Mo
  • it has a strength of X60 to X70 (tensile strength of 520 MPa to 760 MPa) according to API standards, and has a DWTT characteristic.
  • a high-strength steel sheet for line pipes excellent in DWTT characteristics, sulfide stress cracking resistance, and hydrogen-induced cracking resistance which is suitable as a line pipe for transporting oil, natural gas, and the like, and this steel sheet as a base metal
  • a steel pipe for a line pipe excellent in DWTT characteristics, sulfide stress cracking resistance and hydrogen-induced cracking resistance which is suitable as a line pipe for transporting oil, natural gas, and the like, and this steel sheet as a base metal
  • a steel pipe for a line pipe excellent in DWTT characteristics, sulfide stress cracking resistance and hydrogen-induced cracking resistance which is suitable as a line pipe for transporting oil, natural gas, and the like
  • tissue photograph observed by the scanning electron microscope which shows the internal metallographic structure which is a metal structure in the range from more than 1.0 mm in the depth direction to the center of the thickness from the surface of the base material portion of the steel pipe according to the present embodiment.
  • tissue photograph observed with the scanning electron microscope which shows the surface layer part metal structure which is a metal structure in the range from the surface of the base material part of the steel pipe which concerns on this embodiment to depth direction 1.0mm.
  • a steel pipe according to an embodiment of the present invention (hereinafter referred to as a steel pipe according to the present embodiment) is provided in a base material portion formed of a tubular steel plate and a butt portion of the steel plate, and is a weld extending in a longitudinal direction of the steel plate.
  • the steel sheet has a chemical composition of C: 0.030 to 0.070%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 1.05 to 1.65 by mass%. %, Al: 0.010 to 0.070%, Ti: 0.005 to 0.020%, Nb: 0.005 to 0.045%, Ca: 0.0010 to 0.0050%, N: 0.
  • Ni 0.50% or less
  • Mo 0.50% or less
  • Cr 0.50% or less
  • Cu 0.50% or less
  • V 1 selected from the group consisting of 0.100% or less, Mg: 0.0100% or less, and REM: 0.0100% or less Or two or more kinds, P: 0.015% or less, S: 0.0015% or less, O: 0.0040% or less, and the balance: Fe and impurities.
  • Ceq defined in 1) is 0.250 to 0.350
  • An internal metal structure that is a metal structure in a range from more than 1.0 mm to a plate thickness center in a depth direction from the surface of the base material portion includes one or both of granular bainite and bainite in a total area ratio of 85% or more,
  • MA may contain 1.0% or less in area ratio and may contain ferrite as the balance
  • the maximum hardness is 248 Hv or less
  • the average hardness is 170 to 220 Hv
  • the base material portion has a texture in which the degree of integration of ⁇ 100 ⁇ ⁇ 110> is 1.5 or more in a plane parallel to the plate surface at a position 1 / of the plate thickness in the plate thickness direction from the surface.
  • a surface layer metal structure that is a metal structure in a range from the surface of the base material portion to 1.0 mm in the depth direction includes one or both of granular bainite and tempered bainite in a total area ratio of 95% or more,
  • the maximum hardness of the surface layer metal structure is 250 Hv or less,
  • the plate thickness of the steel plate is 15 mm or less.
  • the steel sheet according to the present embodiment is used for the base material of the steel pipe according to the present embodiment.
  • C 0.030-0.070%
  • C is an element that improves the strength of steel. If the C content is less than 0.030%, the effect of improving strength cannot be sufficiently obtained. Therefore, the C content is set to 0.030% or more. Preferably it is 0.040% or more. On the other hand, when the C content exceeds 0.070%, the strength is excessively increased, and the HIC resistance is reduced. Therefore, the C content is set to 0.070% or less.
  • the C content is preferably 0.060% or less from the viewpoint of suppressing a decrease in weldability and toughness.
  • Si 0.05 to 0.50% Si is an element that functions as a deoxidizer during steelmaking. If the Si content is less than 0.05%, this effect cannot be sufficiently obtained. Therefore, the Si content is set to 0.05% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 0.50%, the toughness of the heat affected zone (HAZ) decreases. Therefore, the Si content is set to 0.50% or less. Preferably it is 0.35% or less.
  • Mn 1.05 to 1.65%
  • Mn is an element that contributes to improving the strength and toughness of steel. If the Mn content is less than 1.05%, the effect of improving strength and toughness cannot be sufficiently obtained. Therefore, the Mn content is set to 1.05% or more. It is preferably at least 1.15%.
  • Mn is also an element that forms MnS and reduces the HIC resistance. If the Mn content exceeds 1.65%, the HIC resistance decreases, so the Mn content is set to 1.65% or less. Preferably it is 1.50% or less.
  • Al 0.010 to 0.070%
  • Al is an element that functions as a deoxidizing agent. If the Al content is less than 0.010%, this effect cannot be sufficiently obtained. Therefore, the Al content is set to 0.010% or more. Preferably it is 0.020% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 0.070%, Al oxides accumulate to form clusters, and the HIC resistance decreases. Therefore, the Al content is set to 0.070% or less. Preferably it is 0.040% or less, more preferably 0.030% or less.
  • Ti 0.005 to 0.020%
  • Ti is an element that forms a nitride and contributes to refinement of crystal grains. If the Ti content is less than 0.005%, the above effects cannot be sufficiently obtained. Therefore, the Ti content is set to 0.005% or more. Preferably it is 0.008% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.020%, coarse nitrides are generated, and the HIC resistance decreases. Therefore, the Ti content is set to 0.020% or less. Preferably it is 0.015% or less.
  • Nb 0.005 to 0.045%
  • Nb is an element that expands the non-recrystallization temperature range to make crystal grains fine and forms carbides and nitrides, thereby contributing to improvement in the strength of steel. If the Nb content is less than 0.005%, the above effects cannot be sufficiently obtained. Therefore, the Nb content is set to 0.005% or more. Preferably it is 0.010% or more. On the other hand, when the Nb content exceeds 0.045%, coarse carbides and nitrides are generated, and the HIC resistance decreases. In addition, elongation and toughness are also reduced. Therefore, the Nb content is set to 0.045% or less. Preferably it is 0.035% or less.
  • Ca 0.0010 to 0.0050%
  • Ca is an element that generates CaS and suppresses the generation of MnS extending in the rolling direction, thereby contributing to an improvement in HIC resistance. If the Ca content is less than 0.0010%, the above effects cannot be sufficiently obtained. Therefore, the Ca content is set to 0.0010% or more. Preferably it is 0.0020% or more. On the other hand, when the Ca content exceeds 0.0050%, Ca oxide accumulates, and the HIC resistance decreases. Therefore, the Ca content is set to 0.0050% or less. Preferably it is 0.0040% or less.
  • N 0.0010 to 0.0050%
  • N is an element that contributes to the refinement of the structure by forming a nitride that suppresses coarsening of austenite grains during heating. If the N content is less than 0.0010%, the effect of refining the structure cannot be sufficiently obtained. Therefore, the N content is set to 0.0010% or more. Preferably it is 0.0020% or more. On the other hand, when the N content exceeds 0.0050%, coarse nitrides are generated, and the HIC resistance is reduced. Therefore, the N content is set to 0.0050% or less. Preferably it is 0.0040% or less.
  • Ni, Mo, Cr if necessary, in order to improve strength, toughness, and other properties.
  • Cu, V, Mg, and REM may be contained in the following range. However, each of these elements is an arbitrary element that is not an essential element, and thus the lower limit is 0%.
  • Ni is an element that contributes to improving the toughness, strength, and corrosion resistance of steel. If the Ni content is less than 0.05%, the above effects cannot be sufficiently obtained. Therefore, to obtain these effects, the Ni content is preferably set to 0.05% or more. More preferably, it is 0.10% or more. On the other hand, when the Ni content exceeds 0.50%, the hardness of the base material portion exceeds 248 Hv, and the HIC resistance deteriorates. Therefore, even when Ni is contained, the Ni content is set to 0.50% or less. Preferably it is 0.35% or less.
  • Mo 0 to 0.50%
  • Mo is an element that contributes to improving the hardenability of steel. If the Mo content is less than 0.05%, the above effects cannot be sufficiently obtained. Therefore, when obtaining the above effects, the Mo content is preferably set to 0.05% or more. More preferably, it is 0.10% or more. On the other hand, when the Mo content exceeds 0.50%, the hardness of the base material portion exceeds 248 Hv, and the HIC resistance deteriorates. Therefore, even when Mo is contained, the Mo content is set to 0.50% or less. Preferably it is 0.35% or less.
  • Cr 0 to 0.50% Cr is an element that contributes to improving the strength of steel. If the Cr content is less than 0.05%, the above effects cannot be sufficiently obtained. Therefore, when obtaining the above effects, the Cr content is preferably set to 0.05% or more. More preferably, it is 0.10% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 0.50%, the strength is excessively increased, and the toughness is reduced. Therefore, even when it is contained, the Cr content is set to 0.50% or less. Preferably it is 0.35% or less.
  • Cu 0 to 0.50%
  • Cu is an element that contributes to increasing the strength of steel and improving corrosion resistance. If the Cu content is less than 0.05%, the above effects cannot be sufficiently obtained. Therefore, when the above effects are obtained, the Cu content is preferably set to 0.05% or more. More preferably, it is 0.10% or more. On the other hand, when the Cu content exceeds 0.50%, the maximum hardness of the base material portion exceeds 248 Hv, and the HIC resistance deteriorates. Therefore, the Cu content is set to 0.50% or less even when it is contained. Preferably it is 0.35% or less.
  • V 0 to 0.100%
  • V is an element that forms carbides and nitrides and contributes to improving the strength of steel. If the V content is less than 0.010%, the above effects cannot be sufficiently obtained. Therefore, when obtaining the above effects, the V content is preferably set to 0.010% or more. It is more preferably at least 0.030%. On the other hand, if the V content exceeds 0.100%, the toughness of the steel decreases. Therefore, the V content is set to 0.100% or less. Preferably it is 0.080% or less.
  • Mg 0 to 0.0100%
  • Mg is an element that forms a fine oxide that contributes to improvement in toughness by suppressing coarsening of crystal grains. If the Mg content is less than 0.0001%, the above effects cannot be sufficiently obtained. Therefore, when obtaining the above effects, the Mg content is preferably set to 0.0001% or more. More preferably, it is 0.0010% or more. On the other hand, when the Mg content exceeds 0.0100%, the oxides are agglomerated and coarsened, and the HIC resistance and toughness are reduced. Therefore, even if it is contained, the Mg content is set to 0.0100% or less. Preferably it is 0.0050% or less.
  • REM 0-0.0100% REM is an element that controls the form of sulfide-based inclusions and contributes to improvement in toughness. If the REM content is less than 0.0001%, the above effects cannot be sufficiently obtained. Therefore, in order to obtain the above effects, the REM content is preferably set to 0.0001% or more. More preferably, it is 0.0010% or more. On the other hand, if the REM content exceeds 0.0100%, oxides are generated, and the cleanliness of the steel is reduced, and as a result, the toughness is reduced. Therefore, even when it is contained, the REM content is set to 0.0100% or less. Preferably it is 0.0060% or less. In this embodiment, REM means a rare earth element and is a general term for 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and the REM content indicates the total content of these 17 elements.
  • the base material portion (steel plate according to the present embodiment) of the steel pipe according to the present embodiment basically includes the above essential elements, optionally includes the above optional elements, and the balance is composed of Fe and impurities.
  • impurities are components that are mixed from raw materials such as ore or scrap or the like from various environments in the manufacturing process when steel products are manufactured industrially, and do not adversely affect the properties of the steel. Means acceptable.
  • P, S, O, Sb, Sn, Co, As, Pb, Bi, and H are preferably controlled in a range described later.
  • P 0.015% or less
  • P is an impurity element. If the P content exceeds 0.015%, the HIC resistance is significantly reduced. Therefore, the P content is set to 0.015% or less. Preferably it is 0.010% or less. Since the smaller the content, the better, the lower limit includes 0%. However, reducing the P content to less than 0.003% significantly increases manufacturing costs. Therefore, 0.003% is a substantial lower limit of the P content.
  • S 0.0015% or less
  • S is an element that generates MnS that elongates in the rolling direction during hot rolling and reduces the HIC resistance. If the S content exceeds 0.0015%, the HIC resistance is significantly reduced. Therefore, the S content is set to 0.0015% or less. Preferably it is 0.0010% or less. The lower the S content, the better, so the lower limit contains 0%. However, reducing the S content to less than 0.0001% significantly increases manufacturing costs. Therefore, 0.0001% is a substantial lower limit of the S content.
  • O 0.0040% or less
  • O is an element inevitably remaining in steel after deoxidation. If the O content exceeds 0.0040%, an oxide is generated, and the HIC resistance is reduced. Therefore, the O content is set to 0.0040% or less. Preferably it is 0.0030% or less. The lower the O content, the better, so the lower limit contains 0%. However, when the O content is reduced to less than 0.0010%, the production cost is significantly increased. Therefore, 0.0010% is a practical lower limit of the O content in practical steel sheets.
  • Ceq 0.250-0.350 Ceq (carbon equivalent) is an index indicating the hardenability of a steel sheet.
  • Ceq defined by the following equation (1) is set to 0.250 to 0.350.
  • Ceq [C] + [Mn] / 6 + ([Ni] + [Cu]) / 15 + ([Cr] + [Mo] + [V]) / 5 (1)
  • [C], [Mn], [Ni], [Cu], [Cr], [Mo], and [V] in the formula (1) are C, Mn, Ni, Cu, This is the content of Cr, Mo, and V in mass%.
  • Ceq is set to 0.250 or more. Preferably it is 0.260 or more.
  • Ceq exceeds 0.350, the hardenability becomes too high, and the maximum hardness in the internal metal structure exceeds 248 Hv and / or the maximum hardness in the surface layer metal structure exceeds 250 Hv. As a result, the HIC resistance and / or SSC resistance decreases. Therefore, Ceq is set to 0.350 or less. Preferably it is 0.340 or less, more preferably 0.330 or less.
  • Metal structure ranging from more than 1.0 mm to the center of the thickness in the depth direction (thickness direction) from the surface of the steel sheet of the base material portion: one of granular bainite and bainite having a total area ratio of 85% or more. Or both, and the area ratio of MA is 1.0% or less.
  • the metal structure in the range from more than 1.0 mm to the center of the sheet thickness in the depth direction from the steel sheet surface. (Hereinafter, it may be simply referred to as “internal metal structure.”) Is a metal structure containing one or both of granular bainite and bainite in a total area ratio of 85% or more.
  • the total area ratio of granular bainite and / or bainite is less than 85%, it becomes difficult to secure required mechanical properties and HIC resistance. Therefore, the total area ratio of one or both of granular bainite and bainite is 85% or more. Preferably it is 90% or more. Since the area ratio depends on the type of steel and the cooling rate, the upper limit may be 100%, but 95% is a substantial upper limit.
  • the area ratio of MA (Martensite-Austenite Constituent) exceeds 1.0%, the DWTT characteristics deteriorate. Therefore, in the internal metal structure, the area ratio of MA is set to 1.0% or less. MA may be 0%.
  • the remainder of the internal metal structure may be made of ferrite.
  • Metal structure up to 1.0 mm in the depth direction from the surface of the steel sheet: One or both of granular bainite and tempered bainite in an area ratio of 95% or more. It is preferable that the surface layer metal structure contains granular bainite and tempered bainite in a total area ratio of 95% or more, because the SSC resistance is improved.
  • the measurement of the area ratio in the metal structure can be obtained by observing the metal structure with a scanning electron microscope at, for example, 1000 times magnification. Since the structure at a position (t / 4) of the plate thickness from the surface of the steel plate indicates a representative structure of the internal metallographic structure, in this embodiment, the t / 4 of the base material (steel plate) of the steel pipe is used. Is observed, and if the structure at t / 4 is the above-described structure, it is determined that the internal metallographic structure is within the above-described range.
  • the structure of the surface layer portion is obtained by measuring positions of 0.1 mm, 0.2 mm, and 0.5 mm from the surface of the steel sheet and averaging the area ratio at each position.
  • bainite is a structure in which the former austenite grain boundaries are clear, fine lath structures are developed in the grains, and fine carbides and MA are scattered in the laths and between the laths.
  • Tempered bainite is a structure having a lath shape in which carbides are dispersed in the lath and at the lath boundary.
  • Granular bainite is formed at an intermediate transformation temperature between acicular ferrite and bainite and has an intermediate texture.
  • FIG. 3A shows an example of a metal structure imaged by a scanning electron microscope at a position of t / 4 of a steel plate as a base material of the steel pipe according to the present embodiment
  • FIG. 3B shows a base metal part of the steel pipe according to the present embodiment.
  • 1 shows an example of a metal structure imaged by a scanning electron microscope at a surface of a steel sheet of 0.5 mm.
  • Hardness of internal metal structure Maximum hardness: 248 Hv or less Average hardness: 170 to 220 Hv In the steel pipe according to the present embodiment, in order to secure excellent strength, SSC resistance and HIC resistance, the maximum hardness is 248 Hv or less and the average hardness is 170 to 220 Hv in the internal metal structure of the base metal part.
  • the maximum hardness exceeds 248 Hv, the HIC resistance decreases, so the maximum hardness is set to 248 Hv or less. Preferably it is 230 Hv. If the average hardness is less than 170 Hv, required strength cannot be secured, so the average hardness is 170 Hv or more. Preferably it is 180 Hv or more. On the other hand, if the average hardness exceeds 220 Hv, HIC resistance and toughness decrease. Therefore, the average hardness is set to 220 Hv or less. Preferably it is 210 Hv or less.
  • the maximum hardness of the surface layer metal structure 250 Hv or less If the maximum hardness of the surface layer metal structure is more than 250 Hv, the SSC resistance decreases. Therefore, the maximum hardness of the surface layer metal structure is set to 250 Hv or less. Preferably, it is 240 Hv or less.
  • the maximum hardness and the average hardness in the internal metal structure can be measured by the following methods. Using a Vickers hardness tester (load: 100 g), starting at a depth of 1.1 mm from the surface of the steel sheet and extending to the center of the thickness at intervals of 0.1 mm in the thickness direction and 1.0 mm in the width direction for the same depth. Measure hardness at 20 points at intervals. As a result of the above measurement, if two or more measurement points exceeding 248 Hv do not appear continuously in the thickness direction, it is determined that the maximum hardness of the internal metal structure is Hv 248 or less. In the base material of the steel pipe according to the present embodiment, a high hardness value (abnormal value) may appear locally due to inclusions or the like.
  • HIC resistance and SSC resistance can be ensured even if such abnormal values appear.
  • the HIC resistance and / or the SSC resistance are not due to inclusions but are unacceptable. Therefore, in the present embodiment, even if there is one measurement point exceeding 248Hv, if two or more points do not appear continuously in the sheet thickness direction, the point is not adopted as an abnormal point, and is not adopted as an abnormal point. Is the maximum hardness.
  • the highest value is adopted as the maximum hardness. The average hardness is calculated by averaging the hardness of all the measurement points.
  • the measurement of the maximum hardness of the surface layer metal structure from the surface of the steel sheet to a depth of 1.0 mm is performed as follows. First, from the end in the width direction of the steel sheet (corresponding to a butt portion in the case of a steel pipe), a position of 4, ⁇ ⁇ , and ⁇ in the width direction of the steel sheet (in the case of a steel pipe, the welded portion is 0 mm) In the case where it is time, a 300 mm square (300 mm ⁇ 300 mm) steel plate is cut out from the 3 o'clock, 6 o'clock and 9 o'clock positions by gas cutting, and a block test of 20 mm in length and 20 mm in width is performed from the center of the cut out steel plate.
  • Pieces are collected by mechanical cutting and polished by mechanical polishing. Using a Vickers hardness tester (load: 100 g), one block test piece was measured at a point of 0.1 mm from the surface as a starting point, at 10 points at intervals of 0.1 mm in the thickness direction, and at the same depth at intervals of 1.0 mm in the width direction. Points, a total of 100 points are measured. That is, a total of 300 points are measured with three block test pieces. As a result of the above measurement, when two or more measurement points exceeding 250 Hv do not appear continuously in the thickness direction, it is determined that the maximum hardness of the surface layer portion is 250 Hv or less.
  • the degree of integration of ⁇ 100 ⁇ ⁇ 110> is 1.5 or more. Without hot rolling, cooling and reheating. Therefore, the internal metal structure has the above-described texture. Having a texture improves the DWTT characteristics of the steel sheet. Such a texture cannot be obtained when a steel sheet is manufactured by quenching and tempering or when a steel sheet is manufactured by normalizing.
  • the texture can be obtained by the following method. Assuming that the thickness of the steel sheet of the base metal part is t, a 2.0 mm ⁇ 2.0 mm area is defined as 0 mm by using EBSP with respect to a plane parallel to the plate surface at a depth of t / 4 from the surface. The crystal orientation analysis is performed at 1 mm intervals to determine the degree of integration of the (100) ⁇ 110> texture.
  • the thickness of the steel sheet of the base metal part (wall thickness of the steel pipe): 15 mm or less
  • the steel pipe according to the present embodiment is hardened so as to have DWTT characteristics, SSC resistance, and HIC resistance, which have been difficult to satisfy at the same time.
  • This is a steel pipe manufactured without performing a tempering process (rolled and cooled) and using a steel plate having a thickness of 15 mm or less as a base material.
  • the steel pipe according to the present embodiment has excellent SSC resistance and HIC resistance even when the thickness of the steel plate is 12 mm or less.
  • the strength of the base material portion (steel plate according to the present embodiment) of the steel pipe according to the present embodiment is a strength equivalent to 5L-X60 to X70 in the API standard (tensile strength 520 MPa to) in order to ensure the strength as a steel pipe. 760 MPa).
  • the upper limit of the tensile strength is preferably 650 MPa or less in order to secure an overmatch of the welded portion during on-site welding.
  • the steel pipe according to the present embodiment is obtained by processing the steel plate according to the present embodiment into a tubular shape, butting and welding both ends of the tubular steel plate. Therefore, it has the welding part provided in the butting part of a steel plate and extending in the longitudinal direction of a steel plate.
  • the welded portion is constructed so as to be thicker than the base material portion.
  • the weld metal is a higher alloy than the base metal and has high corrosion resistance. Therefore, the weld is rarely the starting point of the destruction. Therefore, the welded portion of the steel pipe according to the present embodiment is not particularly limited as long as it is obtained under normal conditions by SAW welding or the like.
  • the steel pipe according to the present embodiment has the above-described configuration, and the effect can be obtained.
  • the following manufacturing method it is preferable because it can be obtained stably.
  • the steel sheet according to the present embodiment is: (I) A slab satisfying a predetermined chemical composition and Ceq is heated to 1050 to 1250 ° C. and subjected to hot rolling, and finish rolling at 830 to 1000 ° C. to obtain a steel sheet having a thickness of 15 mm or less.
  • Process hot rolling process
  • Ii-1) a step of cooling the steel sheet after rolling from above 750 to 950 ° C. to a temperature range of 660 to 750 ° C. at an average cooling rate of 25 to 100 ° C./sec (first cooling step);
  • the steel pipe according to the present embodiment is: (Iv) a step of forming the steel sheet obtained through the steps (i) to (iii) into a cylindrical shape (forming step); (V) a process of welding both ends of the tubular steel plate by butt welding (welding process); Is obtained by a manufacturing method including: The above temperature is managed by the surface temperature.
  • preferable conditions of each step will be described.
  • the billet heating temperature be 1050 ° C. or higher. More preferably, the temperature is 1100 ° C. or higher.
  • the slab heating temperature exceeds 1250 ° C., the crystal grains become coarse and the low-temperature toughness decreases. Therefore, it is preferable that the billet heating temperature be 1250 ° C. or less. More preferably, it is 1200 ° C or lower. Casting of molten steel and production of billets prior to the hot rolling step may be performed according to a conventional method.
  • Finish rolling temperature 830 to 1000 ° C
  • the heated steel slab is hot-rolled to a steel sheet of 15 mm or less.
  • the finish rolling temperature is preferably set to 830 to 1000 ° C.
  • the finish rolling temperature is 850 ° C. or higher.
  • the finish rolling temperature is preferably set to 1000 ° C. or less. The temperature is more preferably 980 ° C or lower.
  • Cooling start temperature Ts more than 750 to 950 ° C
  • Average cooling rate Vc1 25 to 100 ° C./sec.
  • Cooling stop temperature Tm 660 to 750 ° C.
  • the steel sheet having a surface temperature of Ts (cooling start temperature) in a temperature range of more than 750 to 950 ° C. at an average cooling rate Vc of 25 to 50 ° C./sec.
  • the cooling start temperature Ts is 750 ° C. or less at the surface temperature, the area ratio of ferrite exceeds 15%. In this case, the area ratio of one or both of granular bainite and bainite is less than 85%, and the HIC resistance is reduced. Therefore, the cooling start temperature Ts is preferably set to be higher than 750 ° C. at the surface temperature. It is more preferably at least 800 ° C.
  • the cooling start temperature Ts exceeds 950 ° C., the crystal grains become coarse and the low-temperature toughness decreases. Further, the maximum hardness of the surface layer may be too high. Therefore, it is preferable that the cooling start temperature Ts be 950 ° C. or less at the surface temperature. The temperature is more preferably 930 ° C or lower.
  • the average cooling rate Vc1 is less than 25 ° C./sec, the cooling rate is too slow, and a large amount of ferrite is generated in the surface layer and the internal metal structure, and one or both of granular bainite and bainite having an area ratio of 85% or more. Cannot be obtained, and the SSC resistance and the HIC resistance decrease. Therefore, the average cooling rate Vc1 is preferably set to 25 ° C./sec or more. More preferably, it is 30 ° C./sec or more.
  • the average cooling rate Vc1 exceeds 100 ° C./sec, the maximum hardness exceeds 248 Hv in the internal metal structure, and the HIC resistance decreases. Therefore, the average cooling rate Vc1 is preferably set to 100 ° C./sec or less. More preferably, it is 50 ° C./sec or less, further preferably 45 ° C./sec or less.
  • the cooling stop temperature Tm of the first cooling step is lower than 660 ° C., a large amount of ferrite is generated, and one or both of granular bainite and bainite having an area ratio of 85% or more cannot be obtained. SSC property and HIC resistance decrease. Therefore, the cooling stop temperature Tm is preferably set to 660 ° C. or higher. It is more preferably at least 680 ° C. On the other hand, if the cooling stop temperature Tm exceeds 750 ° C., there is a concern that the surface layer is hardened and the SSC resistance is reduced. Therefore, the cooling stop temperature Tm is preferably set to 750 ° C. or lower. More preferably, it is 720 ° C. or lower.
  • Cooling start temperature Tm 660-750 ° C Average cooling rate Vc2: more than 50 ° C./sec.
  • Cooling stop temperature Tf 400 ° C. or less
  • the first stage cooling stop temperature Tm 660 to 750 ° C. Cool to a cooling stop temperature Tf of 400 ° C. or less.
  • the average cooling rate Vc2 In accelerated cooling from the cooling start temperature Tm of 660 to 750 ° C., if the average cooling rate Vc2 is 50 ° C./sec or less, the internal maximum hardness is increased, and there is a concern that the HIC resistance is reduced. Therefore, it is preferable that the average cooling rate Vc2 be more than 50 ° C./sec. More preferably, it is 60 ° C./sec or more.
  • the upper limit of the average cooling rate Vc2 is not particularly limited, but is about 200 ° C./sec at present because the cooling capacity of the cooling equipment is a practical upper limit.
  • the cooling stop temperature Tf is preferably set to 400 ° C. or lower. More preferably, it is 380 ° C or lower. Since the cooling stop temperature Tf is determined according to the type of steel and the cooling rate, the lower limit is not particularly set. However, it is preferably 250 ° C. or higher from the viewpoint of sufficiently recovering the heat to obtain a required structure and hardness.
  • two-stage accelerated cooling with different cooling rates is performed.
  • Such cooling is performed by adjusting the amount of cooling water injected into the steel sheet for each cooling zone in a cooling facility in which the cooling zone is divided into a plurality of pieces in the longitudinal direction (transport direction) of the steel sheet.
  • the cooling rate is obtained by dividing the temperature difference between the cooling start temperature and the cooling stop temperature by the cooling time.
  • the recuperation rate Vr is less than 50 ° C./sec, there is a concern that the surface layer is hardened and the SSC resistance is reduced. Therefore, the recuperation rate is set to 50 ° C./sec or more.
  • the recuperation rate may be appropriately set in consideration of the time required for the surface temperature of the steel sheet to exceed 550 to 650 ° C., and the upper limit is not particularly limited.
  • the recuperation speed is obtained by dividing the recuperation temperature width by the time required for recuperation.
  • the steel sheet surface temperature after recuperation is 550 ° C. or less, the maximum hardness of the internal structure exceeds 248 Hv, so the steel sheet surface temperature after recuperation is preferably more than 550 ° C. More preferably, it is 580 ° C or higher.
  • the steel sheet surface temperature after reheating exceeds 650 ° C., the average hardness does not reach 170 Hv. Therefore, it is preferable that the surface temperature of the steel sheet after reheating is 650 ° C. or less. The temperature is more preferably 620 ° C or lower.
  • the recuperation rate and the quantity of recuperation vary depending on the temperature difference between the surface and the inside when cooling is stopped.
  • the temperature difference between the surface and the inside is not simply determined by the cooling rate, but changes depending on the water density in water cooling, the collision pressure, and the like. Therefore, the cooling conditions may be determined so that the recuperation rate is 50 ° C./sec or more and the surface temperature after recuperation is more than 550 to 650 ° C. For example, if an experiment for determining conditions is performed in advance, appropriate conditions can be set.
  • FIG. 2 schematically shows an example of a cooling curve of the steel sheet after the finish rolling (change in the steel sheet surface temperature in the first cooling step, the second cooling step, and the recuperation step).
  • the steel sheet after the recuperation step is preferably cooled to an average cooling rate of 0.01 ° C./sec or more and 300 ° C. or less. If the average cooling rate is less than 0.01 ° C./sec, the desired strength cannot be obtained.
  • a steel plate used for the base material portion of the steel pipe according to the present embodiment can be manufactured. That is, the steel sheet according to the present embodiment is a non-heat treated steel.
  • the steel sheet according to the present embodiment obtained in the above process is formed into a tubular shape, and butted portions (both ends in the width direction of the steel plate) of the tubular steel plate are welded to form a steel pipe.
  • the forming of the steel sheet according to the present embodiment into a steel pipe is not limited to a specific forming. Although warm working may be performed, cold working is preferred in terms of dimensional accuracy.
  • the welding is not limited to a specific welding, but a submerged arc welding is preferable.
  • the welding condition may be a known condition according to the thickness of the steel sheet or the like.
  • a heat treatment may be performed on the welded portion in order to improve the toughness of the welded portion.
  • the heat treatment temperature may be in a normal temperature range, but is particularly preferably in a range of 300 to Ac1 point.
  • the pipe according to the present embodiment is a steel pipe having sufficient mechanical properties as a steel pipe for a line pipe in both the base material portion and the welded portion.
  • the conditions in the examples are one condition examples adopted for confirming the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is not limited to these one condition examples.
  • the present invention can employ various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • a test piece was sampled from the manufactured steel sheet, and the internal metallographic structure was observed at a magnification of 1000 times from the surface of the steel sheet at a position (t / 4) 1/4 of the plate thickness using a scanning electron microscope. I decided. Further, the surface layer metal structure was obtained by observing and measuring 0.1 mm, 0.2 mm, and 0.5 mm positions from the surface of the steel sheet and averaging the area ratio at each position. Further, a JIS No. 5 tensile test piece was prepared, a tensile test specified in JIS Z 2241 was performed, and the yield strength and the tensile strength were measured.
  • the hardness of the internal metal structure and the surface metal structure was measured with a Vickers hardness tester.
  • a Vickers hardness tester load: 100 g
  • a Vickers hardness tester load: 100 g
  • the highest value is defined as the maximum hardness.
  • the average hardness was calculated by averaging the hardness of all the measurement points.
  • a 300 mm square (300 mm ⁇ 300 mm) steel sheet is cut out from the end in the width direction of the steel sheet by gas cutting, and a block test piece having a length of 20 mm and a width of 20 mm is mechanically cut from the center of the cut steel sheet. And polished by mechanical polishing.
  • one block test piece was measured at a point of 0.1 mm from the surface as a starting point, at 10 points at intervals of 0.1 mm in the thickness direction, and at the same depth at intervals of 1.0 mm in the width direction. Points, a total of 100 points were measured. That is, a total of 300 points were measured with three block test pieces.
  • the point is regarded as an abnormal point, and the next highest value is regarded as the maximum hardness. did.
  • the highest value is defined as the maximum hardness.
  • the NACE test saturates hydrogen sulfide gas in a solution of 5% NaCl solution + 0.5% acetic acid, pH 2.7, immerses the steel sheet in the solution, and observes whether cracks occur after 96 hours. It is a test.
  • the DWTT property (ductile fracture rate at ⁇ 30 ° C.) was evaluated by the following method. DWTT test pieces were sampled from the steel sheet so that the width direction of the steel sheet was parallel to the longitudinal direction of the test piece. The sampling position was 1/4 position in the width direction of the steel sheet. The DWTT test piece was a full thickness test piece with a press notch. The test piece was subjected to a DWTT test at ⁇ 30 ° C. in accordance with API 5L, and the ductile fracture ratio occupying the entire fracture surface was measured. The higher the numerical value of the fracture surface ratio (%), the better the DWTT characteristics. In the present invention, it was determined that the DWTT characteristics were excellent when the ductile fracture ratio was 85% or more.
  • a test piece was collected from the base material of the manufactured steel pipe, and the fraction (area ratio) of each of the surface layer metal structure and the internal metal structure was calculated.
  • the internal metallographic structure was determined by observing the structure at a position (t / 4) 1/4 of the plate thickness from the surface of the steel plate using a scanning electron microscope at a magnification of 1000 times. The remaining structure not described in the table was ferrite.
  • the surface layer metal structure was obtained by measuring positions of 0.1 mm, 0.2 mm, and 0.5 mm from the surface of the steel sheet and averaging the area ratio at each position. Further, a JIS No. 5 tensile test piece was prepared, a tensile test specified in JISZ2241 was performed, and the yield strength and the tensile strength were measured.
  • the hardness of the internal metal structure and the surface metal structure was measured with a Vickers hardness tester.
  • a Vickers hardness tester load: 100 g
  • a Vickers hardness tester load: 100 g
  • the highest value is defined as the maximum hardness.
  • the average hardness was calculated by averaging the hardness of all the measurement points.
  • a 300 mm square (300 mm ⁇ 300 mm) steel plate is cut out from the positions of 3 o'clock, 6 o'clock, and 9 o'clock when the welded portion is set to 0 o'clock from the butt portion of the steel pipe by gas cutting. From the center of the steel plate, a block test piece having a length of 20 mm and a width of 20 mm is collected by mechanical cutting and polished by mechanical polishing.
  • one block test piece was measured at a point of 0.1 mm from the surface as a starting point, at 10 points at intervals of 0.1 mm in the thickness direction, and at the same depth at intervals of 1.0 mm in the width direction. Points, a total of 100 points were measured. That is, a total of 300 points were measured with three block test pieces.
  • the point is regarded as an abnormal point, and the next highest value is regarded as the maximum hardness. did.
  • the highest value is defined as the maximum hardness.
  • test piece was sampled from the base material portion of the manufactured steel pipe, and the following test was performed to evaluate the HIC resistance and the SSC resistance.
  • HIC resistance A test based on NACE (National Association of Corrosion and Engineer) TM0284 was performed, and the presence or absence of HIC (hydrogen induced cracking) was observed. The case where the HIC property was excellent (OK) was evaluated, and the case where the HIC fracture ratio was more than 5% was evaluated as poor (NG) when the HIC resistance was poor.
  • NACE National Association of Corrosion and Engineer
  • the NACE test saturates hydrogen sulfide gas in a solution of 5% NaCl solution + 0.5% acetic acid, pH 2.7, immerses the steel sheet in the solution, and observes whether cracks occur after 96 hours. It is a test.
  • the DWTT characteristics were evaluated by the following method. DWTT test pieces were sampled from the steel pipe such that the circumferential direction of the steel pipe was parallel to the longitudinal direction of the test piece. The sampling position was 90 ° from the seam position of the steel pipe. Here, the DWTT test piece was a full thickness test piece with a press notch. The test piece was subjected to a DWTT test at ⁇ 30 ° C. in accordance with API 5L, and the ductile fracture ratio occupying the entire fracture surface was measured. The higher the numerical value of the fracture surface ratio (%), the better the DWTT characteristics. In the present invention, it was determined that the DWTT characteristics were excellent when the ductile fracture ratio was 85% or more.
  • ADVANTAGE OF THE INVENTION even if it does not use additional elements, such as V, Cu, Ni, and / or Mo, it has the intensity

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Abstract

この鋼管は、所定の化学組成を有する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、内部金属組織が、グラニュラーベイナイト及びベイナイトの一方又は両方を合計面積率で８５％以上含み、かつ、ＭＡを面積率で１．０％以下含み、前記内部金属組織において、最大硬度が２４８Ｈｖ以下、かつ平均硬度が１７０～２２０Ｈｖであり、前記母材部が、前記表面から板厚方向に板厚の１／４の位置の板面に平行な面において｛１００｝＜１１０＞の集積度が１．５以上である集合組織を有し、表層部金属組織が、グラニュラーベイナイト及び焼戻しベイナイトの一方または両方を合計面積率で９５％以上含み、前記表層部金属組織の最大硬度が２５０Ｈｖ以下であり、前記鋼板の板厚が１５ｍｍ以下である。

Description

鋼管及び鋼板
　本発明は、鋼管とその鋼管の素材として好適な鋼板に関する。
　近年、石油や天然ガス等への需要の高まりから、エネルギー供給源の多様化が進んでいる。その結果、従来は開発を放棄していた厳しい腐食環境下、例えば、硫化水素、炭酸ガス、塩素イオン等を含む腐食環境下で、原油、天然ガスの採掘が活発に行われている。これに伴い、原油、天然ガスを輸送するパイプラインに使用される鋼管に対し、優れた耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）が要求されている。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は、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）には、耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）に加えて耐硫化物応力割れ性（耐ＳＳＣ性）も要求される。
　また、ラインパイプの敷設性を高める観点から、鋼管の肉厚を薄くする一方で、鋼管の強度を高める要求が高くなっている。そのため、近年、肉厚が１５ｍｍ以下で、ＡＰＩ規格でＸ６０～Ｘ７０の強度を有しつつ、耐ＳＳＣ性及び耐ＨＩＣ性に優れた鋼管が求められている。
　優れた耐ＨＩＣ性を有する鋼管は、これまで、例えば特許文献１、２に開示されているように、鋼の高純度化、介在物の低減、Ｃａ添加による硫化物系介在物の形態制御、鋳造時の軽圧下や加速冷却による中心偏析の低減などの技術を駆使して製造されてきた。
　また、板厚１５ｍｍ以下の薄手の耐サワー鋼板の製造方法が、特許文献３に開示されている。特許文献３の製造方法は、低温靭性を改善する観点で、仕上げ圧延の条件を規定したものである。しかしながら、特許文献１～４の製造方法では、鋼板に加速冷却を行っており、鋼板の表層が硬化するという問題があった。本発明者らの調査の結果、このような鋼板の表層が硬化している鋼板では、耐ＳＳＣ性が低下するおそれがあることが分かった。　
　また、従来、板厚が薄い場合は、非特許文献１に示されているように、加速冷却を適用せず圧延後空冷で製造されることがあった。しかしながら、空冷で製造される場合にはフェライト（ポリゴナルフェライト）が生成し、耐ＳＳＣ性が低下することがあった。 
日本国特公昭６３－００１３６９号公報 日本国特開昭６２－１１２７２２号公報 日本国特開平０６－２５６８４２号公報
ISIJ International, Vol.33(1993), p1190-1195.
　上述したように、通常の加速冷却プロセスを適用した場合、表層が硬化し、耐ＳＳＣ性と耐ＨＩＣ性とを同時に向上させることができない。一方で、非加速冷却プロセスを適用する場合、耐ＳＳＣ性とＤＷＴＴ特性とが低下する。また、合金元素を多く含有させる必要があり、コストが増加する上、生産性も低下する。
　本発明は、従来の製造方法における問題を踏まえ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、及び／又は、Ｍｏ等の高価で、偏析し易い元素を、強度確保のための必須元素として使用せずに、ＡＰＩ規格でＸ６０級の強度を有し、－３０℃でのＤＷＴＴ特性に優れ、さらに耐ＳＳＣ性及び耐ＨＩＣ性に優れる、母材部の鋼板の板厚（鋼管の肉厚）が１５ｍｍ以下の鋼管と、その鋼管の素材となる鋼板とを提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決する手法について鋭意検討した。その結果、所定の化学組成を有する鋼片を８３０～１０００℃の仕上げ圧延温度で熱間圧延して得られた熱延鋼板を、２段階に分けて加速冷却し、次いで、所要の温度まで復熱させることによって、ＡＰＩ規格でＸ６０～Ｘ７０の強度を有し、ＤＷＴＴ特性、耐ＳＳＣ性及び耐ＨＩＣ性に優れた、肉厚１５ｍｍ以下の鋼管を製造できることを見出した。
　本実施形態に係る鋼管は、その母材部の素材として用いる板厚１５ｍｍ以下の鋼板において、Ｃｅｑを低く抑えた上で、厚板工程における圧延及び冷却条件を制御することによって、所定の強度、ＤＷＴＴ特性、耐ＳＳＣ性及び耐ＨＩＣ特性を得ている。これは、合金元素を多量に添加して、Ａｓｒｏｌｌ（圧延まま）や焼準（ノルマライジング）によって鋼管を製造する技術とはその思想が大きく異なる。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。
　（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：０．０３０～０．０７０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：１．０５～１．６５％、Ａｌ：０．０１０～０．０７０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２０％、Ｎｂ：０．００５～０．０４５％、Ｃａ：０．００１０～０．００５０％、Ｎ：０．００１０～０．００５０％、Ｎｉ：０～０．５０％、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｃｒ：０～０．５０％、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｖ：０～０．１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、ＲＥＭ：０～０．０１００％、を含み、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ｏ：０．００４０％以下、に制限し、残部：Ｆｅ及び不純物からなり、前記鋼板は、下記式（Ｉ）で定義するＣｅｑが０．２５０～０．３５０であり、前記母材部の表面から深さ方向に１．０ｍｍ超から板厚中心までの範囲の金属組織である内部金属組織が、グラニュラーベイナイト及びベイナイトの一方又は両方を合計面積率で８５％以上含み、かつ、ＭＡを面積率で１．０％以下含み、前記内部金属組織において、最大硬度が２４８Ｈｖ以下、かつ平均硬度が１７０～２２０Ｈｖであり、前記母材部が、前記表面から板厚方向に板厚の１／４の位置の板面に平行な面において｛１００｝＜１１０＞の集積度が１．５以上である集合組織を有し、前記母材部の前記表面から前記深さ方向に１．０ｍｍまでの範囲の金属組織である表層部金属組織が、グラニュラーベイナイト及び焼戻しベイナイトの一方または両方を合計面積率で９５％以上含み、前記表層部金属組織の最大硬度が２５０Ｈｖ以下であり、前記鋼板の板厚が１５ｍｍ以下である。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／１５・・・（Ｉ）
　　式（Ｉ）中の［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］は、前記鋼板中のＣ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの質量％での含有量である。
　（２）上記（１）に係る鋼管では、前記化学組成が、質量％で、Ｎｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｏ：０．０５～０．５０％、Ｃｒ：０．０５～０．５０％、Ｃｕ：０．０５～０．５０％、Ｖ：０．０１０～０．１００％、Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、ＲＥＭ：０．０００１～０．０１００％、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。
　（３）上記（１）または（２）に記載の鋼管では、前記内部金属組織の残部が、フェライトからなってもよい。
（４）本発明の別の態様に係る鋼板は、上記（１）～（３）のいずれか一項に記載の鋼管の前記母材部に用いる。
　本発明の上記態様によれば、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、及び／又は、Ｍｏ等の添加元素を使用しないでも、ＡＰＩ規格でＸ６０～Ｘ７０（引張強度５２０ＭＰａ～７６０ＭＰａ）の強度を有し、ＤＷＴＴ特性に優れ、耐硫化物応力割れ及び耐水素誘起割れ性にも優れた肉厚１５ｍｍ以下の鋼管と、該鋼管の母材に使用されるＤＷＴＴ特性に優れ、耐硫化物応力割れ及び耐水素誘起割れ性にも優れた鋼板とを提供することができる。具体的には、石油、天然ガス等を輸送するラインパイプとして好適な、ＤＷＴＴ特性、耐硫化物応力割れ及び耐水素誘起割れ性に優れたラインパイプ用高強度鋼板と、この鋼板を母材とする、ＤＷＴＴ特性、耐硫化物応力割れ及び耐水素誘起割れ性に優れたラインパイプ用鋼管とを提供できる。
本実施形態に係る鋼管の例を示す模式図である。 鋼管の母材部に用いる鋼板の、仕上げ圧延後の冷却曲線の一例を模式的に示す図である。 本実施形態に係る鋼管の母材部の表面から深さ方向１．０ｍｍ超から板厚中心までの範囲の金属組織である内部金属組織を示す、走査型電子顕微鏡で観察した組織写真である。 本実施形態に係る鋼管の母材部の表面から深さ方向１．０ｍｍまでの範囲の金属組織である表層部金属組織を示す、走査型電子顕微鏡で観察した組織写真である。
　本発明の一実施形態に係る鋼管（以下本実施形態に係る鋼管）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：０．０３０～０．０７０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：１．０５～１．６５％、Ａｌ：０．０１０～０．０７０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２０％、Ｎｂ：０．００５～０．０４５％、Ｃａ：０．００１０～０．００５０％、Ｎ：０．００１０～０．００５０％、を含有し、必要に応じて、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｖ：０．１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０１００％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含み、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ｏ：０．００４０％以下、に制限し、残部：Ｆｅ及び不純物からなり、前記鋼板は、下記式（１）で定義するＣｅｑが０．２５０～０．３５０であり、
　前記母材部の表面から深さ方向に１．０ｍｍ超から板厚中心までの範囲の金属組織である内部金属組織が、グラニュラーベイナイト及びベイナイトの一方又は両方を合計面積率で８５％以上含み、かつ、ＭＡを面積率で１．０％以下含み、残部として、フェライトを含む場合があり、
　前記内部金属組織において、最大硬度が２４８Ｈｖ以下、かつ平均硬度が１７０～２２０Ｈｖであり、
　前記母材部が、前記表面から板厚方向に板厚の１／４の位置の板面に平行な面において｛１００｝＜１１０＞の集積度が１．５以上である集合組織を有し、
　前記母材部の前記表面から前記深さ方向に１．０ｍｍまでの範囲の金属組織である表層部金属組織が、グラニュラーベイナイト及び焼戻しベイナイトの一方または両方を合計面積率で、９５％以上含み、
　前記表層部金属組織の最大硬度が、２５０Ｈｖ以下であり、
　前記鋼板の板厚が１５ｍｍ以下である。
　また、本実施形態に係る鋼板は、上記本実施形態に係る鋼管の母材部に用いられる。
　以下、本実施形態に係る鋼管及び本実施形態に係る鋼板、並びに、これらの好ましい製造方法について、説明する。
　まず、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）の化学組成の限定理由について説明する。以下、成分に関する％は、質量％を意味する。
　Ｃ：０．０３０～０．０７０％
　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０．０４０％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．０７０％を超えると、強度が上昇しすぎて、耐ＨＩＣ性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．０７０％以下とする。溶接性、靱性等の低下を抑制する点で、Ｃ含有量は０．０６０％以下が好ましい。
　Ｓｉ：０．０５～０．５０％
　Ｓｉは、製鋼時、脱酸剤として機能する元素である。Ｓｉ含有量が０．０５％未満であると、この効果が十分に得られない。そのため、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。
　一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、溶接熱影響部（ＨＡＺ）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％以下である。
　Ｍｎ：１．０５～１．６５％
　Ｍｎは、鋼の強度及び靱性の向上に寄与する元素である。Ｍｎ含有量が１．０５％未満であると、強度及び靱性の向上効果が十分に得られない。そのため、Ｍｎ含有量は１．０５％以上とする。好ましくは１．１５％以上である。
　一方、Ｍｎは、ＭｎＳを形成して、耐ＨＩＣ性を低下させる元素でもある。Ｍｎ含有量が１．６５％を超えると、耐ＨＩＣ性が低下するので、Ｍｎ含有量は１．６５％以下とする。好ましくは１．５０％以下である。
　Ａｌ：０．０１０～０．０７０％
　Ａｌは、脱酸剤として機能する元素である。Ａｌ含有量が０．０１０％未満であると、この効果が十分に得られない。そのため、Ａｌ含有量は０．０１０％以上とする。好ましくは０．０２０％以上である。
　一方、Ａｌ含有量が０．０７０％を超えると、Ａｌ酸化物が集積して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０．０７０％以下とする。好ましくは０．０４０％以下、より好ましくは０．０３０％以下である。
　Ｔｉ：０．００５～０．０２０％
　Ｔｉは、窒化物を形成し、結晶粒の微細化に寄与する元素である。Ｔｉ含有量が０．００５％未満であると、上記効果が十分に得られない。そのため、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とする。好ましくは０．００８％以上である。
　一方、Ｔｉ含有量が０．０２０％を超えると、粗大な窒化物が生成し、耐ＨＩＣ性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０２０％以下とする。好ましくは０．０１５％以下である。
　Ｎｂ：０．００５～０．０４５％
　Ｎｂは、未再結晶温度域を拡大して結晶粒を微細にするとともに、炭化物や窒化物を形成して、鋼の強度の向上に寄与する元素である。Ｎｂ含有量が０．００５％未満であると、上記効果が十分に得られない。そのため、Ｎｂ含有量は０．００５％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。
　一方、Ｎｂ含有量が０．０４５％を超えると、粗大な炭化物や窒化物が生成し、耐ＨＩＣ性が低下する。また、伸びや靭性も低下する。そのため、Ｎｂ含有量は０．０４５％以下とする。好ましくは０．０３５％以下である。
　Ｃａ：０．００１０～０．００５０％
　Ｃａは、ＣａＳを生成し、圧延方向に伸長するＭｎＳの生成を抑制することによって、耐ＨＩＣ性の向上に寄与する元素である。Ｃａ含有量が０．００１０％未満では、上記効果が十分に得られない。そのため、Ｃａ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、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると、Ｃａ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０．００４０％以下である。
　Ｎ：０．００１０～０．００５０％
　Ｎは、加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する窒化物を形成することによって、組織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、組織微細化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０．００５０％を超えると、粗大な窒化物が生成し、耐ＨＩＣ性が低下する。そのため、Ｎ含有量は０．００５０％以下とする。好ましくは０．００４０％以下である。
　本実施形態に係る鋼管の母材部（本実施形態に係る鋼板）においては、上記元素の他、強度、靱性、及び、他の特性の向上のため、必要に応じて、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｖ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭの１種又は２種以上を以下の範囲で含有してもよい。ただし、これらの元素はいずれも必須の元素ではない任意元素なので、その下限は０％である。
　Ｎｉ：０～０．５０％
　Ｎｉは、鋼の靱性、強度、及び、耐食性の向上に寄与する元素である。Ｎｉ含有量が０．０５％未満では、上記効果が十分に得られない。そのため、これらの効果を得る場合、Ｎｉ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．１０％以上である。
　一方、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えると、母材部の硬度が２４８Ｈｖを超え、耐ＨＩＣ性が劣化する。そのため、含有させる場合でも、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．３５％以下である。
　Ｍｏ：０～０．５０％
　Ｍｏは、鋼の焼入れ性の向上に寄与する元素である。Ｍｏ含有量が０．０５％未満では、上記効果が十分に得られない。そのため、上記効果を得る場合、Ｍｏ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．１０％以上である。
　一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると、母材部の硬度が２４８Ｈｖを超え、耐ＨＩＣ性が劣化する。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。
　Ｃｒ：０～０．５０％
　Ｃｒは、鋼の強度の向上に寄与する元素である。Ｃｒ含有量が０．０５％未満では、上記効果が十分に得られない。そのため上記効果を得る場合、Ｃｒ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．１０％以上である。
　一方、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えると、強度が上昇しすぎて、靱性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．３５％以下である。
　Ｃｕ：０～０．５０％
　Ｃｕは、鋼の強度の上昇と、耐食性の向上とに寄与する元素である。Ｃｕ含有量が０．０５％未満では、上記効果が十分に得られない。そのため、上記効果を得る場合、Ｃｕ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．１０％以上である。
　一方、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると、母材部の最大硬度が２４８Ｈｖを超え、耐ＨＩＣ性が劣化する。そのため、含有させる場合でもＣｕ含有量は０．５０％以下とする。好ましくは０．３５％以下である。
　Ｖ：０～０．１００％
　Ｖは、炭化物、窒化物を形成し、鋼の強度の向上に寄与する元素である。Ｖ含有量が０．０１０％未満では、上記効果が十分に得られない。そのため、上記効果を得る場合、Ｖ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０３０％以上である。
　一方、Ｖ含有量が０．１００％を超えると、鋼の靱性が低下する。そのため、Ｖ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは０．０８０％以下である。
　Ｍｇ：０～０．０１００％
　Ｍｇは、結晶粒の粗大化を抑制することによって靭性の向上に寄与する微細な酸化物を形成する元素である。Ｍｇ含有量が０．０００１％未満では、上記効果が十分に得られない。そのため、上記効果を得る場合、Ｍｇ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．００１０％以上である。
　一方、Ｍｇ含有量が０．０１００％を超えると、酸化物が凝集、粗大化して、耐ＨＩＣ性や靱性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは０．００５０％以下である。
　ＲＥＭ：０～０．０１００％
　ＲＥＭは、硫化物系介在物の形態を制御して、靭性の向上に寄与する元素である。ＲＥＭ含有量が０．０００１％未満では、上記効果が十分に得られない。そのため、上記効果を得る場合、ＲＥＭ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．００１０％以上である。
　一方、ＲＥＭ含有量が０．０１００％を超えると、酸化物が生成して、鋼の清浄度が低下し、その結果、靱性が低下する。そのため、含有させる場合でも、ＲＥＭ含有量は０．０１００％以下とする。好ましくは０．００６０％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、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの１７元素の総称であり、ＲＥＭ含有量は、これらの１７元素の合計含有量を示す。
　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、必要に応じて上記の任意元素を含み、残部がＦｅ及び不純物からなることを基本とする。また、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、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｈについては、後述する範囲に制御することが好ましい。
　Ｐ：０．０１５％以下
　Ｐは、不純物元素である。Ｐ含有量が０．０１５％を超えると、耐ＨＩＣ性が著しく低下する。そのため、Ｐ含有量は０．０１５％以下とする。好ましくは０．０１０％以下である。含有量は少ないほど好ましいので、下限は０％を含む。しかしながら、Ｐ含有量を０．００３％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、０．００３％がＰ含有量の実質的な下限である。
　Ｓ：０．００１５％以下
　Ｓは、熱間圧延時に圧延方向に延伸するＭｎＳを生成して、耐ＨＩＣ性を低下させる元素である。Ｓ含有量が０．００１５％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０．００１５％以下とする。好ましくは０．００１０％以下である。Ｓ含有量は少ないほど好ましいので、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。そのため、０．０００１％がＳ含有量の実質的な下限である。
　Ｏ：０．００４０％以下
　Ｏは、脱酸後、鋼中に不可避的に残留する元素である。Ｏ含有量が０．００４０％を超えると、酸化物が生成して、耐ＨＩＣ性が低下する。そのため、Ｏ含有量は０．００４０％以下とする。好ましくは０．００３０％以下である。Ｏ含有量は少ないほど好ましいので下限は０％を含む。しかしながら、Ｏ含有量を０．００１０％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、０．００１０％がＯ含有量の実質的な下限である。
　その他の不純物として、例えば、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ａｓはそれぞれ０．１０％以下、ＰｂとＢｉは０．００５％以下、Ｈは０．０００５％以下であれば鋼板中に残留してもよい。
　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Ｃｅｑを所定の範囲に制御する必要がある。
　Ｃｅｑ：０．２５０～０．３５０
　Ｃｅｑ（炭素当量）は、鋼板の焼入れ性を表示する指標である。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、下記式（１）で定義するＣｅｑを０．２５０～０．３５０とする。
　　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５・・・（１）
　　　ここで、式（１）中の［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］は、前記鋼板中のＣ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの質量％での含有量である。
　Ｃｅｑが０．２５０未満であると、焼入れ性が低く、所要の鋼管強度を確保できない。そのため、Ｃｅｑは０．２５０以上とする。好ましくは０．２６０以上である。一方、Ｃｅｑが０．３５０を超えると、焼入れ性が高くなりすぎて、内部金属組織において最大硬度が２４８Ｈｖを超える、及び／または表層部金属組織の最大硬度が２５０Ｈｖを超える。その結果、耐ＨＩＣ性及び／または耐ＳＳＣ性が低下する。そのため、Ｃｅｑは０．３５０以下とする。好ましくは０．３４０以下、より好ましくは０．３３０以下である。
　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。
　母材部の鋼板表面から深さ方向（厚さ方向）に１．０ｍｍ超から板厚中心までの範囲の金属組織（内部金属組織）：合計面積率で８５％以上のグラニュラーベイナイト及びベイナイトの一方又は両方を含み、ＭＡの面積率が１．０％以下
　優れた機械特性と耐ＨＩＣ性とを確保するため、鋼板表面から深さ方向に１．０ｍｍ超から板厚中心までの範囲の金属組織（以下、単に「内部金属組織」ということがある。）を、合計面積率で８５％以上のグラニュラーベイナイト及びベイナイトの一方又は両方を含む金属組織とする。
　内部金属組織において、グラニュラーベイナイト及び／またはベイナイトの面積率の合計が８５％未満であると、所要の機械特性、耐ＨＩＣ特性の確保が難しくなる。そのため、グラニュラーベイナイト及びベイナイトの一方又は両方の面積率の合計は８５％以上とする。好ましくは９０％以上である。上記面積率は、鋼種や冷却速度に依るので、その上限は１００％でもよいが、９５％が実質的な上限である。
　また、内部金属組織において、ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）が面積率で１．０％超であるとＤＷＴＴ特性が低下する。そのため、内部金属組織において、ＭＡの面積率を１．０％以下とする。ＭＡは０％でもよい。
　内部金属組織の残部は、フェライトからなっていてもよい。
　鋼板の表面から深さ方向に１．０ｍｍまでの金属組織（表層部金属組織）：面積率で９５％以上のグラニュラーベイナイト及び焼戻しベイナイトの一方または両方を含む。
　表層部金属組織が、面積率で合計９５％以上のグラニュラーベイナイト及び焼戻しベイナイトを含むと、耐ＳＳＣ性が向上するので、好ましい。
　金属組織における面積率の測定は、金属組織を、走査型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。鋼板の表面から板厚の１／４の位置（ｔ／４）の組織は、内部金属組織の代表的な組織を示すので、本実施形態では、鋼管の母材部（鋼板）のｔ／４の組織を観察し、ｔ／４の組織が上述した組織であれば、内部金属組織が上述した範囲であると判断する。
　また、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。
　本実施形態において、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ＭＡが散在している組織である。
　焼戻しベイナイトは、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。
　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。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。
　フェライトは、粒内の内部微視組織がほとんどなく、粒内が平滑な組織である。光学顕微鏡で観察した場合には、白く見える組織である。
　ＭＡは、レペラーエッチにより着色されるので、判別可能である。
　図３Ａに本実施形態に係る鋼管の母材部である鋼板のｔ／４の位置における走査型電子顕微鏡で撮像した金属組織の一例を示し、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０．５ｍｍにおける走査型電子顕微鏡で撮像した金属組織の一例を示す。
　内部金属組織の硬度
　　最大硬度：２４８Ｈｖ以下
　　平均硬度：１７０～２２０Ｈｖ
　本実施形態に係る鋼管では、優れた強度、耐ＳＳＣ性及び耐ＨＩＣ性を確保するため、母材部の内部金属組織において、最大硬度を２４８Ｈｖ以下、平均硬度を１７０～２２０Ｈｖとする。
　最大硬度が２４８Ｈｖを超えると、耐ＨＩＣ性が低下するので、最大硬度は２４８Ｈｖ以下とする。好ましくは２３０Ｈｖである。
　また、平均硬度が１７０Ｈｖ未満であると、所要の強度を確保できないので、平均硬度は１７０Ｈｖ以上とする。好ましくは１８０Ｈｖ以上である。
　一方、平均硬度が２２０Ｈｖを超えると、耐ＨＩＣ及び靱性が低下する。そのため、平均硬度は２２０Ｈｖ以下とする。好ましくは２１０Ｈｖ以下である。
　表層部金属組織の最大硬度：２５０Ｈｖ以下
　表層部金属組織の最大硬度が２５０Ｈｖ超であると、耐ＳＳＣ性が低下する。そのため、表層部金属組織の最大硬度は２５０Ｈｖ以下とする。好ましくは、２４０Ｈｖ以下である。
　内部金属組織における最大硬度、平均硬度は、以下の方法で測定できる。
　ビッカース硬度計（荷重：１００ｇ）で、鋼板の表面から１．１ｍｍの深さ位置を始点として、板厚方向に０．１ｍｍ間隔で板厚中心まで、かつ、同一深さについて幅方向１．０ｍｍ間隔で２０点硬さを測定する。
　上記測定の結果、２４８Ｈｖ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、内部金属組織の最大硬度はＨｖ２４８以下であると判断する。
　本実施形態に係る鋼管の母材では、局所的には、介在物等によって高い硬度の値（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ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性は確保できる。一方、板厚方向に連続して２点以上２４８Ｈｖを超える測定点が存在する場合、介在物起因ではなく、耐ＨＩＣ性及び／または耐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、２４８Ｈｖ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、次に高い値を最大硬硬度とする。一方、板厚方向に連続して２点以上２４８Ｈｖを超える測定点が存在する場合には、それらの最も高い値を最大硬度として採用する。
　また、平均硬度は、全ての測定点の硬さを平均して算出する。
　鋼板表面から深さ１．０ｍｍまでの表層部金属組織の最大硬度の測定は、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、表層部の最大硬度は２５０Ｈｖ以下であると判断する。
　前記表面から板厚方向に板厚の１／４の位置の、板面に平行な面において、｛１００｝＜１１０＞の集積度が１．５以上
　本実施形態に係る鋼板は、焼入れ焼戻し処理を行わずに、熱間圧延、冷却、復熱等の工程を経て製造される。そのため、内部金属組織が上記のような集合組織を有する。集合組織を有することで、鋼板のＤＷＴＴ特性が向上する。
　焼入れ焼戻しによって鋼板を製造した場合、及び、焼準によって鋼板を製造した場合には、このような集合組織は得られない。
　集合組織は、以下の方法で求めることができる。
　母材部の鋼板の板厚をｔとしたとき、表面からｔ／４の深さにおける板面に平行な面に対して、ＥＢＳＰを用いて、２．０ｍｍ×２．０ｍｍの領域を０．１ｍｍ間隔で結晶方位解析を行い、（１００）＜１１０＞集合組織の集積度を求める。
　母材部の鋼板の板厚（鋼管の肉厚）：１５ｍｍ以下
　本実施形態に係る鋼管は、従来同時に満足させることが難しかった、ＤＷＴＴ特性、耐ＳＳＣ性、耐ＨＩＣ特性を備えるように、焼入れ焼戻し処理を行わず（圧延－冷却まま）に製造した、板厚が１５ｍｍ以下の鋼板を母材部に用いた鋼管である。本実施形態に係る鋼管は、鋼板の板厚が１２ｍｍ以下であっても、優れた耐ＳＳＣ性、耐ＨＩＣ特が得られる。
　本実施形態に係る鋼管の母材部（本実施形態に係る鋼板）の強度は、鋼管としての強度を確実に確保するため、ＡＰＩ規格で５Ｌ－Ｘ６０～Ｘ７０に相当する強度（引張強度５２０ＭＰａ～７６０ＭＰａ）であることを目標とする。鋼管としての引張強度の上限は、構造部材として用いる際に、現地溶接時で溶接部のオーバーマッチを確保するため、引張強度（ＴＳ）が６５０ＭＰａ以下であることが好ましい。
　次に、本実施形態に係る鋼管の溶接部について説明する。
　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、鋼板の突合せ部に設けられ、鋼板の長手方向に延在する溶接部を有する。
　通常、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、溶接部が破壊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。
　次に、本実施形態に係る鋼管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、
（ｉ）所定の化学組成とＣｅｑとを満たす鋼片を、１０５０～１２５０℃に加熱して熱間圧延に供し、８３０～１０００℃で仕上げ圧延を終了して、板厚１５ｍｍ以下の鋼板を得る工程（熱間圧延工程）と、
（ｉｉ－１）圧延終了後の鋼板を、７５０超～９５０℃から、２５～１００℃／秒の平均冷却速度で６６０～７５０℃の温度域まで冷却する工程（第１の冷却工程）と、
（ｉｉ－２）表面温度で、６６０～７５０℃の温度域から、５０℃／秒超の平均冷却速度で４００℃以下まで冷却する工程（第２の冷却工程）と、
（ｉｉｉ）表面温度が５５０超～６５０℃に達するまで、５０℃／秒以上の復熱速度で復熱させる工程（復熱工程）と、
を含む製造方法によって得られる。
　また、本実施形態に係る鋼管は、
（ｉｖ）上記（ｉ）～（ｉｉｉ）の工程を経て得られた鋼板を筒状に成形する工程（成形工程）と、
（ｖ）筒状鋼板の両端部を突き合せて溶接する工程（溶接工程）と、
を含む製造方法によって得られる。
　上記温度は、表面温度による管理である。
　以下、各工程の好ましい条件について説明する。
＜熱間圧延工程＞
　鋼片加熱温度：１０５０～１２５０℃
　熱間圧延を行うため、上述した化学組成を有する鋼片を加熱する。鋼片加熱温度が１０５０℃未満では、未固溶の粗大なＮｂ及びＴｉの炭窒化物が生成し、耐ＨＩＣ性が低下する。そのため、鋼片加熱温度は１０５０℃以上とすることが好ましい。より好ましくは１１００℃以上である。
　一方、鋼片加熱温度が１２５０℃を超えると、結晶粒が粗大化し、低温靭性が低下する。そのため、鋼片加熱温度は１２５０℃以下とすることが好ましい。より好ましくは１２００℃以下である。
　熱間圧延工程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。
　仕上げ圧延温度：８３０～１０００℃
　加熱した鋼片を、熱間圧延して１５ｍｍ以下の鋼板とする。その際、仕上げ圧延温度を８３０～１０００℃とすることが好ましい。仕上げ圧延温度が８３０℃未満であると、フェライトが多量に生成し所定の内部金属組織を得ることができなくなることが懸念される。好ましくは、仕上げ圧延温度は８５０℃以上である。
　一方、仕上げ圧延温度が１０００℃を超えると、結晶粒が粗大化しＤＷＴＴ特性などの低温靭性が低下する。また、再結晶、粒成長が生じ、集合組織が得られない。そのため、仕上げ圧延温度は１０００℃以下とすることが好ましい。より好ましくは９８０℃以下である。
＜第１の冷却工程＞
　冷却開始温度Ｔｓ：７５０超～９５０℃
　平均冷却速度Ｖｃ１：２５～１００℃／秒
　冷却停止温度Ｔｍ：６６０～７５０℃
　圧延終了後の１段目の加速冷却にて、表面温度で、７５０超～９５０℃の温度域の温度Ｔｓ（冷却開始温度）の鋼板を、平均冷却速度Ｖｃ１：２５～５０℃／秒で、６６０～７５０℃の温度域の温度Ｔｍ（冷却停止温度）まで冷却する。
　冷却開始温度Ｔｓが、表面温度で７５０℃以下であると、フェライトの面積率が１５％を超える。この場合、グラニュラーベイナイト及びベイナイトの一方又は両方の面積率が８５％未満となって、耐ＨＩＣ性が低下する。そのため、冷却開始温度Ｔｓは、表面温度で７５０℃超とすることが好ましい。より好ましくは８００℃以上である。
　一方、冷却開始温度Ｔｓが９５０℃を超えると、結晶粒が粗大化し、低温靭性が低下する。また、表層部の最大硬度が高くなりすぎる場合がある。そのため、冷却開始温度Ｔｓは、表面温度で９５０℃以下とすることが好ましい。より好ましくは９３０℃以下である。
　平均冷却速度Ｖｃ１が２５℃／秒未満であると、冷却速度が遅すぎて、表層および内部金属組織において、フェライトが多量に生成し、面積率で８５％以上のグラニュラーベイナイト及びベイナイトの一方又は両方を得ることができず、耐ＳＳＣ性、耐ＨＩＣ性が低下する。そのため、平均冷却速度Ｖｃ１を２５℃／秒以上とすることが好ましい。より好ましくは３０℃／秒以上である。
　一方、平均冷却速度Ｖｃ１が１００℃／秒を超えると、内部金属組織において、最高硬度が２４８Ｈｖを超えるので、耐耐ＨＩＣ性が低下する。そのため、平均冷却速度Ｖｃ１は１００℃／秒以下とすることが好ましい。より好ましくは５０℃／秒以下、さらに好ましくは４５℃／秒以下である。
　表面温度で、第１の冷却工程の冷却停止温度Ｔｍが６６０℃未満であると、フェライトが多量に生成し、面積率で８５％以上のグラニュラーベイナイト及びベイナイトの一方又は両方が得られず、耐ＳＳＣ性、耐ＨＩＣ性が低下する。そのため、冷却停止温度Ｔｍは６６０℃以上とすることが好ましい。より好ましくは６８０℃以上である。一方、冷却停止温度Ｔｍが７５０℃を超えると、表層部が硬化し、耐ＳＳＣ性が低下することが懸念される。そのため、冷却停止温度Ｔｍは７５０℃以下とすることが好ましい。より好ましくは７２０℃以下である。
＜第２の冷却工程＞
　冷却開始温度Ｔｍ：６６０～７５０℃
　平均冷却速度Ｖｃ２：５０℃／秒超
　冷却停止温度Ｔｆ：４００℃以下
　第２の冷却工程では、１段目の冷却停止温度Ｔｍ：６６０～７５０℃から、平均冷却速度５０℃／秒超で、４００℃以下の冷却停止温度Ｔｆまで冷却する。
　冷却開始温度Ｔｍ６６０～７５０℃からの加速冷却において、平均冷却速度Ｖｃ２が５０℃／秒以下であると、内部の最大硬度が高くなり、耐ＨＩＣ性が低下することが懸念される。そのため、平均冷却速度Ｖｃ２は５０℃／秒超とすることが好ましい。より好ましくは６０℃／秒以上である。平均冷却速度Ｖｃ２の上限は特に限定しないが、冷却設備の冷却能が実質上の上限となるので、現状では２００℃／秒程度である。
　表面温度で、冷却停止温度Ｔｆが４００℃を超えると、復熱後の平均硬度が１７０Ｈｖを下回り、所要の強度が得られない。そのため、冷却停止温度Ｔｆは４００℃以下とすることが好ましい。より好ましくは３８０℃以下である。冷却停止温度Ｔｆは、鋼種や冷却速度に応じて定めるので、下限は特に設定しないが、十分に復熱させて、所要の組織や硬さを得る点で、２５０℃以上が好ましい。
　上述の通り、本実施形態に係る鋼管の製造方法では、冷却速度が異なる２段の加速冷却を行う。このような冷却は、冷却帯を、鋼板の長手方向（搬送方向）に、複数に分割して配置した冷却設備において、冷却帯毎に、鋼板に噴射する冷却水の水量を調整して行うことができる。
　冷却速度は、冷却開始温度と冷却停止温度との温度差を、冷却時間で除することで得られる。
＜復熱工程＞
　復熱速度Ｖｒ：５０℃／秒以上
　復熱後の鋼板表面温度Ｔｒ：５５０超～６５０℃
　上述のように鋼板を４００℃以下の冷却停止温度Ｔｆまで加速冷却した後、５０℃／秒以上の復熱速度Ｖｒで、鋼板表面温度Ｔｒが５５０超～６５０℃に達するまで復熱させる。
　上記冷却及び復熱により、面積率で８５％以上のグラニュラーベイナイト及びベイナイトの一方又は両方を含み、最大硬度が２４８Ｈｖ以下で、平均硬度が１７０～２２０Ｈｖの内部金属組織を得ることができる。
　復熱速度Ｖｒが５０℃／秒未満では、表層部が硬化し、耐ＳＳＣ性が低下することが懸念されるので、復熱速度は５０℃／秒以上とする。復熱速度は、鋼板の表面温度が５５０超～６５０℃に達するまでの時間を考慮して適宜設定すればよいので、上限は特に限定しない。
　復熱速度は、復熱温度幅を復熱に要した時間で除することで得られる。
　復熱後の鋼板表面温度が５５０℃以下であると、内部組織の最大硬度が２４８Ｈｖを超えるので、復熱後の鋼板表面温度は５５０℃超とすることが好ましい。より好ましくは５８０℃以上である。一方、復熱後の鋼板表面温度が６５０℃を超えると、平均硬度が１７０Ｈｖに達しない。そのため、復熱後の鋼板表面温度は６５０℃以下とすることが好ましい。より好ましくは６２０℃以下である。
　復熱速度及び復熱量は、冷却停止時の表面と内部との温度差によって変化する。表面と内部との温度差は、単に冷却速度によって決まるのではなく、水冷における水量密度や衝突圧等によって変化する。そのため、復熱速度が５０℃／秒以上、かつ復熱後の表面温度が５５０超～６５０℃となるように冷却条件を決定すればよい。例えば事前に条件を決定するための実験を行うなどすれば、適切な条件を設定できる。
　図２に、仕上げ圧延後の鋼板の冷却曲線（第１の冷却工程、第２の冷却工程、復熱工程における鋼板表面温度の変化）の一例を模式的に示す。
　復熱工程後の鋼板は、平均冷却速度が０．０１℃／秒以上で、３００℃以下まで冷却することが好ましい。平均冷却速度が０．０１℃／秒未満であると、目標とする強度が得られなくなる。
　上記工程によって、本実施形態に係る鋼管の母材部に使用される鋼板が製造できる。すなわち、本実施形態に係る鋼板は、非調質鋼である。
　＜成形工程＞
　＜溶接工程＞
　上記工程で得られた本実施形態に係る鋼板を、筒状に成形し、筒状鋼板の突合せ部（鋼板の幅方向両端部）を溶接して鋼管とする。
　本実施形態に係る鋼板の鋼管への成形は、特定の成形に限定されない。温間加工でもよいが、寸法精度の点で、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が好ましい。溶接条件は、鋼板の厚み等に応じて、公知の条件とすればよい。
　本実施形態に係る鋼管では、溶接部の靱性を改善するために、溶接部に熱処理（シーム熱処理）を施してもよい。熱処理温度は、通常の温度範囲でよいが、特に、３００～Ａｃ１点の範囲が好ましい。
　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。それ故、本実施形態に係る管は、母材部、溶接部とも、ラインパイプ用鋼管として十分な機械特性を備える鋼管である。
　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。
　表１に示す化学組成（残部はＦｅ及び不純物）とＣｅｑとを有する鋼片を表２Ａ、表２Ｂに示す条件で熱間圧延、冷却し、復熱させて鋼板を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　製造した鋼板から試験片を採取し、内部金属組織は、１０００倍の倍率で、鋼板の表面から板厚の１／４の位置（ｔ／４）の組織を、走査型電子顕微鏡を用いて観察して判断した。
　また、表層部金属組織は、鋼板の表面から０．１ｍｍ、０．２ｍｍ及び０．５ｍｍの位置を観察、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た。
　また、ＪＩＳ５号引張試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に規定の引張試験を行い、降伏強度と引張強度を測定した。
　また、ビッカース硬度計で内部金属組織及び表層部金属組織の硬度を測定した。
　内部金属組織については、ビッカース硬度計（荷重：１００ｇ）で、鋼板の表面から１．１ｍｍの深さ位置を始点として、板厚方向に０．１ｍｍ間隔で板厚中心まで、かつ、同一深さについて幅方向１．０ｍｍ間隔で２０点硬さを測定した。上記測定の結果、２４８Ｈｖ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、次に高い値を最大硬硬度とした。一方、板厚方向に連続して２点以上２４８Ｈｖを超える測定点が存在する場合には、それらの最も高い値を最大硬度とした。また、平均硬度は、全ての測定点の硬さを平均して算出した。
　表層部金属組織においては、鋼板の幅方向の端部から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点測定した。すなわち、３つのブロック試験片で合計３００点測定した。上記測定の結果、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、次に高い値を最大硬硬度とした。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、それらの最も高い値を最大硬度とした。
　また、表面からｔ／４の深さにおける板面に平行な面に対して、ＥＢＳＰを用いて２．０ｍｍ×２．０ｍｍの領域を０．１ｍｍ間隔で結晶方位解析を行い、（１００）＜１１０＞集合組織の集積度を求めた。
　ＮＡＣＥ（National Association of Corrosion and Engineer）のＴＭ０２８４に準拠した試験を行い、ＨＩＣ（水素誘起割れ）の発生の有無を観察し、ＨＩＣ破面率が５％以下を、耐ＨＩＣ性が優れている（ＯＫ）と評価した。
　ＮＡＣＥ試験は、５％ＮａＣｌ溶液＋０．５％酢酸、ｐＨ２．７の溶液中に硫化水素ガスを飽和させて、鋼板を溶液中に浸漬して、９６時間後に割れが発生する否かを観察する試験である。
　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（ＯＫ）、割れが発生する場合には耐ＳＳＣ性に劣る（ＮＧ）と判断した。
　ＤＷＴＴ特性（－３０℃での延性破面率）は、以下の方法で評価した。
　鋼板から、鋼板の幅方向が試験片の長手方向と平行となるようにＤＷＴＴ試験片を採取した。採取位置は、鋼板の幅方向１／４位置とした。ＤＷＴＴ試験片は、プレスノッチ付の全厚試験片とした。
　この試験片に対し、ＡＰＩ　５Ｌに準拠して、－３０℃でＤＷＴＴ試験を行い、破面全体に占める延性破面率を測定した。破面率（％）の数値が高いほど、ＤＷＴＴ特性に優れることを示す。本発明では延性破面率が８５％以上である場合にＤＷＴＴ特性に優れると判断した。
　結果を表３Ａ、表３Ｂに示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表１～３に示す鋼板を、Ｃプレス、Ｕプレス、Ｏプレスによって管状に成形し、端面を仮付け溶接し、内外面から本溶接を行った後、拡管後、ラインパイプ用の鋼管とした。なお、本溶接には、サブマージドアーク溶接を適用した。
　表では、鋼板Ｎｏ．Ｓ－ｘ（ｘ＝１～５４）を成形したものを、鋼管Ｎｏ．Ｐ－ｘ（ｘ＝１～５４）とした。
　製造した鋼管の母材部から試験片を採取し、表層部金属組織及び内部金属組織の各組織の分率（面積率）を算出した。具体的には、内部金属組織は、１０００倍の倍率で、鋼板の表面から板厚の１／４の位置（ｔ／４）の組織を、走査型電子顕微鏡を用いて観察して判断した。表に記載のない残部の組織は、フェライトであった。表層部金属組織は、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た。
　また、ＪＩＳ５号引張試験片を作製し、ＪＩＳＺ　２２４１に規定の引張試験を行い、降伏強度と引張強度を測定した。
　また、ビッカース硬度計で内部金属組織及び表層部金属組織の硬度を測定した。
　内部金属組織については、ビッカース硬度計（荷重：１００ｇ）で、鋼板の表面から１．１ｍｍの深さ位置を始点として、板厚方向に０．１ｍｍ間隔で板厚中心まで、かつ、同一深さについて幅方向１．０ｍｍ間隔で２０点硬さを測定した。上記測定の結果、２４８Ｈｖ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、次に高い値を最大硬硬度とした。一方、板厚方向に連続して２点以上２４８Ｈｖを超える測定点が存在する場合には、それらの最も高い値を最大硬度とした。また、平均硬度は、全ての測定点の硬さを平均して算出した。
　表層部金属組織においては、鋼管の突合せ部から溶接部を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点測定した。すなわち、３つのブロック試験片で合計３００点測定した。上記測定の結果、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、次に高い値を最大硬硬度とした。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、それらの最も高い値を最大硬度とした。
　また、表面からｔ／４の深さにおける板面に平行な面に対して、ＥＢＳＰを用いて２．０ｍｍ×２．０ｍｍの領域を０．１ｍｍ間隔で結晶方位解析を行い、（１００）＜１１０＞集合組織の集積度を求めた。
　また、製造した鋼管の母材部から試験片を採取し、次の試験を行って、耐ＨＩＣ性と耐ＳＳＣ性とを評価した。
　耐ＨＩＣ性の評価
　ＮＡＣＥ（National Association of Corrosion and Engineer）のＴＭ０２８４に準拠した試験を行い、ＨＩＣ（水素誘起割れ）の発生の有無を観察し、ＨＩＣ破面率が５％以下の場合を、耐ＨＩＣ性が優れている（ＯＫ）と評価し、ＨＩＣ破面率が５％超の場合を耐ＨＩＣ性が劣っている（ＮＧ）と評価した。
　ＮＡＣＥ試験は、５％ＮａＣｌ溶液＋０．５％酢酸、ｐＨ２．７の溶液中に硫化水素ガスを飽和させて、鋼板を溶液中に浸漬して、９６時間後に割れが発生する否かを観察する試験である。
　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４Ａ、表４Ｂ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（ＯＫ）と判断し、割れが発生する場合には耐ＳＳＣ性に劣る（ＮＧ）と判断した。
　ＤＷＴＴ特性は、（－３０℃での延性破面率）は、以下の方法で評価した。
　鋼管から、鋼管の周方向が試験片の長手方向と平行となるようにＤＷＴＴ試験片を採取した。採取位置は、鋼管のシーム位置から９０°位置とした。ここで、ＤＷＴＴ試験片は、プレスノッチ付の全厚試験片とした。
　この試験片に対し、ＡＰＩ　５Ｌに準拠して、－３０℃でＤＷＴＴ試験を行い、破面全体に占める延性破面率を測定した。破面率（％）の数値が高いほど、ＤＷＴＴ特性に優れることを示す。本発明では延性破面率が８５％以上である場合にＤＷＴＴ特性に優れると判断した。
　結果を表４Ａ、表４Ｂに示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　本発明によれば、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、及び／又は、Ｍｏ等の添加元素を使用しないでも、ＡＰＩ規格でＸ６０以上の強度を有し、耐硫化物応力割れ及び耐水素誘起割れ性に優れた肉厚１５ｍｍ以下の鋼管と、該鋼管の母材に使用される耐硫化物応力割れ及び耐水素誘起割れ性に優れた鋼板とを提供することができる。よって、本発明は、鋼管製造産業及びエネルギー産業において利用可能性が高い。

Claims (4)

  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　：０．０３０～０．０７０％、
    Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
    Ｍｎ：１．０５～１．６５％、
    Ａｌ：０．０１０～０．０７０％、
    Ｔｉ：０．００５～０．０２０％、
    Ｎｂ：０．００５～０．０４５％、
    Ｃａ：０．００１０～０．００５０％、
    Ｎ　：０．００１０～０．００５０％、
    Ｎｉ：０～０．５０％、
    Ｍｏ：０～０．５０％、
    Ｃｒ：０～０．５０％、
    Ｃｕ：０～０．５０％、
    Ｖ　：０～０．１００％、
    Ｍｇ：０～０．０１００％、
    ＲＥＭ：０～０．０１００％、
    を含み、
    Ｐ　：０．０１５％以下、
    Ｓ　：０．００１５％以下、
    Ｏ　：０．００４０％以下、
    に制限し、
    残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
    　前記鋼板は、下記式（１）で定義するＣｅｑが０．２５０～０．３５０であり、
    　前記母材部の表面から深さ方向に１．０ｍｍ超から板厚中心までの範囲の金属組織である内部金属組織が、グラニュラーベイナイト及びベイナイトの一方又は両方を合計面積率で８５％以上含み、かつ、ＭＡを面積率で１．０％以下含み、
    　前記内部金属組織において、最大硬度が２４８Ｈｖ以下、かつ平均硬度が１７０～２２０Ｈｖであり、
    　前記母材部が、前記表面から板厚方向に板厚の１／４の位置の板面に平行な面において｛１００｝＜１１０＞の集積度が１．５以上である集合組織を有し、
    　前記母材部の前記表面から前記深さ方向に１．０ｍｍまでの範囲の金属組織である表層部金属組織が、グラニュラーベイナイト及び焼戻しベイナイトの一方または両方を合計面積率で９５％以上含み、
    　前記表層部金属組織の最大硬度が２５０Ｈｖ以下であり、
    　前記鋼板の板厚が１５ｍｍ以下である
    ことを特徴とする鋼管。
    　　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／１５・・・（１）
    　　式（１）中の［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］は、前記鋼板中のＣ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの質量％での含有量である。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    Ｎｉ：０．０５～０．５０％、
    Ｍｏ：０．０５～０．５０％、
    Ｃｒ：０．０５～０．５０％、
    Ｃｕ：０．０５～０．５０％、
    Ｖ　：０．０１０～０．１００％、
    Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
    ＲＥＭ：０．０００１～０．０１００％、
    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。
  3. 　前記内部金属組織の残部が、フェライトからなることを特徴とする請求項１又は２に記載の鋼管。
  4. 　請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼管の前記母材部に用いることを特徴とする鋼板。
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