JP5246280B2 - 高強度鋼管用鋼板及び高強度鋼管 - Google Patents

Description

本発明は、高強度鋼管用鋼板及び高強度鋼管に関し、さらに詳しくは、耐水素誘起割れ性に優れた高強度鋼管用鋼板及び高強度鋼管に関する。

近年生産される原油や天然ガスは、湿潤な硫化水素（Ｈ_２Ｓ）を含む。掘削された原油や天然ガスを搬送するパイプラインでは、硫化水素は、水素誘起割れ（Hydrogen Induced Cracking：以下、ＨＩＣと称する）の起因となる。そのため、パイプライン用鋼管は、耐ＨＩＣ性を要求される。

ＨＩＣの発生要因は以下のとおり推定される。硫化水素を含む環境にパイプラインが配置された場合、イオン化された水素がパイプラインを構成する鋼管の鋼中に侵入する。侵入した水素は、鋼中のＭｎＳ等の介在物にトラップされ、水素分子になる。イオン化された水素が水素分子になるときに、ガス圧が発生する。ガス圧により、鋼中に高応力が発生し、ＨＩＣが発生する。

耐ＨＩＣ性に優れた鋼材を製造する技術は、たとえば、特開昭５４−１１０１１９号公報（特許文献１）、特開昭６１−６０８６６号公報（特許文献２）、特開平９−５７４１０号公報（特許文献３）、特開平６−２２０５７７号公報（特許文献４）、特開平９−２０９０３７号公報（特許文献５）及び特開２００３−２２６９２２号公報（特許文献６）に開示されている。

特許文献１は、溶鋼に、Ｃａと共にＣｅを含有する製造方法を開示する。これにより、鋼中のＭｎＳ系介在物が球状化され、耐ＨＩＣ性が向上すると記載されている。

特許文献２は、Ｎｉと、Ｃｒ及び／又はＭｏとを含有するラインパイプ用鋼材を開示する。これにより、鋼中への水素の侵入が抑制され、耐ＨＩＣ性が向上すると記載されている。

特許文献３は、連続鋳造で鋳片を製造するとき、凝固完了点手前近傍で圧下ロールにより鋳片を２０ｍｍ以上圧下する製造方法を開示する。これにより、ＨＩＣの発生原因となる中心偏析が減少すると記載されている。

特許文献４は、鋼中の平均Ｍｎ含有量に対する偏析部のＭｎ含有量の比を１．２０以下にする高張力鋼板の製造方法を開示する。これにより、耐ＨＩＣ性が向上すると記載されている。

特許文献５は、鋼中のＣｕ含有量を０．０５％以下とし、適量のＮｉ及びＭｏを鋼に含有する製造方法を開示する。これにより、水素の鋼中への侵入を抑制し、耐ＨＩＣ性が向上すると記載されている。

特許文献６は、鋼をフェライト組織にして、かつ、Ｃに対するＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶ含有量を適正化する製造方法を開示する。フェライト組織により、耐ＨＩＣ性が向上し、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶにより高強度が得られると記載されている。

特開昭５４−１１０１１９号公報 特開昭６１−６０８６６号公報 特開平９−５７４１０号公報 特開平６−２２０５７７号公報 特開平９−２０９０３７号公報 特開２００３−２２６９２２号公報

しかしながら、上述の特許文献に開示された技術では、高強度を有し、かつ、優れた耐ＨＩＣ性を有する高強度鋼管が得られない場合がある。たとえば、鋼中のＣ含有量及びＭｎ含有量を低減し、Ｃ偏析やＭｎ偏析を抑制すれば、ある程度の耐ＨＩＣ性は得られるものの、高い強度が得られにくい。

つまり、上述の技術では、高強度、及び、優れた耐ＨＩＣ性を有し、さらには厚肉の鋼管を製造することは困難である。

本発明の目的は、優れた耐ＨＩＣ性を有する高強度鋼管用鋼板及び高強度鋼管を提供することである。

課題を解決するための手段及び発明の効果

本発明による高強度鋼管用鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２０〜０．０７０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．１０〜１．６０％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．０００６％以下、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｏ０．５０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０８０％、Ｖ：０．００５〜０．０８０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００１５〜０．００７０％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％及びＣａ：０．０００５〜０．００６０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす。
０．６＜Ｃｕ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＜１．５ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、各元素の含有量（質量％）が代入される。

本発明による高強度鋼管用鋼板は、優れた耐ＨＩＣ性を有する。

本発明による高強度鋼管は、管状に成形された上述の高強度鋼管用鋼板である母材と、溶接金属とを備える。溶接金属は、質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．１５０％、Ｓｉ：０．０２〜０．６０％、Ｍｎ：０．６０〜３．００％、Ｎｉ：０．１０〜２．００％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％及びＡｌ：０．００４〜０．０８０％を含有する。溶接金属の腐食電位は、母材に対して貴である。

この場合、溶接金属の腐食が抑制され、溶接金属の耐ＨＩＣ性が向上する。

好ましくは、母材の肉厚は３０．００ｍｍ以上であり、母材の周方向の引張強度は、５７０ＭＰａ以上である。

この場合、高強度鋼管は、厚肉であるにも関わらず、優れた耐ＨＩＣ性を有する。

図１は、Ｐ含有量と割れ面積率との関係を示す図である。 図２は、Ｓ含有量と割れ面積率との関係を示す図である。 図３は、本実施の形態による高強度鋼管の溶接金属と母材とのＮｉ含有量差と、溶接金属と母材との腐食電位差との関係を示す図である。

以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。以下、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。

［本実施の形態による高強度鋼管用鋼板及び高強度鋼管の概要］
本発明者らは、鋼管が耐ＨＩＣ性を有するとともに厚肉にするためには、Ｃ及びＭｎの含有量を低減してＣ及びＭｎの偏析を抑制するだけでなく、Ｐ及びＳの含有量も低減してＰ及びＳの偏析も抑制すべきと考えた。

図１は、鋼中のＰ含有量と割れ面積率ＣＡＲとの関係を示す図であり、図２は、鋼中のＳ含有量と割れ面積率ＣＡＲとの関係を示す図である。割れ面積率ＣＡＲ（％）は、式（Ａ）により定義される。一般的に、割れ面積率ＣＡＲが小さいほど、耐ＨＩＣ性に優れる。
割れ面積率ＣＡＲ＝試験片に発生したＨＩＣの面積／試験片の面積 （Ａ）

図１は、以下の試験方法により得られた。Ｐ含有量以外の化学組成が、上述の本発明の高強度鋼管用鋼板の化学組成の範囲内であり、Ｐ含有量を変化させた複数の供試材を溶製した。各供試材のＰ含有量以外の化学組成は、ほぼ同じであった。

各供試材を用いて、後述の製造方法により鋼板を製造した。各鋼板から、厚さ１０ｍｍ、幅２０ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片を採取した。採取された試験片を用いて、ＨＩＣ試験を実施した。ｐＨが４．０で５％の食塩水を含有し、Ｈ_２Ｓ分圧が０．０１×１０^５Ｐａ（残部は窒素）の気体で飽和させた、２５℃の酢酸水溶液を試験液として準備した。準備された試験液に試験片を９６時間浸漬した。浸漬後、各試験片中に発生したＨＩＣを超音波探傷法により測定し、式（Ａ）に基づいて割れ面積率ＣＡＲを求めた。なお、式（Ａ）中の試験片の面積は２０ｍｍ×１００ｍｍとした。各試験片のＰ含有量と、式（Ａ）により得られた割れ面積率ＣＡＲとをグラフにプロットし、図１を得た。

図２は、以下の試験方法により得られた。Ｓ含有量以外の化学組成が本発明の高強度鋼管用鋼板の化学組成の範囲内であり、Ｓ含有量を変化させた複数の供試材を溶製した。各供試材のＳ含有量以外の化学組成は、ほぼ同じであった。各供試材を用いて、図１と同じ条件で鋼板を製造し、試験片を採取した。そして、試験片のＨＩＣ試験を実施した。各試験片のＳ含有量と、式（Ａ）により得られた割れ面積率ＣＡＲとをグラフにプロットし、図２を得た。

図１及び図２中の横軸は、それぞれＰ含有量（％）、Ｓ含有量（％）を示す。縦軸は割れ面積率ＣＡＲ（％）を示す。

図１を参照して、Ｐ含有量が低下するに従い、割れ面積率ＣＡＲは顕著に低下した。より具体的には、Ｐ含有量が０．００８％に低下するまで、Ｐ含有量の低下に伴い、割れ面積率ＣＡＲは顕著に低下した。一方、Ｐ含有量が０．００８％以下になったとき、割れ面積率ＣＡＲは、Ｐ含有量の低下と共に低下して５．０％以下となるものの、その低下の度合いはそれほど大きくなかった。要するに、図１中の曲線Ｃ１は、Ｐ含有量＝０．００８％近傍に変曲点を有した。

同様に、図２を参照して、Ｓ含有量が０．０００６％に低下するまで、割れ面積率ＣＡＲは顕著に低下した。そして、Ｓ含有量が０．０００６％以下になったとき、割れ面積率ＣＡＲは、５．０％以下になった。つまり、図２中の曲線Ｃ２は、Ｓ含有量＝０．０００６％近傍に変曲点を有した。

以上より、Ｐ含有量を０．００８％以下とし、Ｓ含有量を０．０００６％以下とすれば、耐ＨＩＣ性が顕著に向上することが判明した。Ｐ含有量及びＳ含有量を上記範囲まで低減することにより、Ｐ及びＳの偏析が顕著に抑制されるためである。したがって、本発明者らは、Ｐ含有量を０．００８％以下として、かつ、Ｓ含有量を０．０００６％以下とすれば、製造工程中において偏析を生じやすい厚肉の鋼管であっても、優れた耐ＨＩＣ性を示すと考えた。

本発明者らはさらに、鋼管の周方向の引張強度をＡＰＩ規格のＸ７０グレード以上（５７０ＭＰａ以上）にするために、Ｃ及びＭｎ以外であって耐ＨＩＣ性に影響の少ない元素で、鋼の強度を上げるべきと考えた。検討した結果、本発明者らは、式（１）を満たせば、鋼管の周方向の引張強度が５７０ＭＰａ以上となり、かつ、優れた耐ＨＩＣ性が得られ、しかも、鋼管の肉厚が３０．００ｍｍ以上であっても、上述の高強度及び優れた耐ＨＩＣ性が得られることを見出した。
０．６＜Ｃｕ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＜１．５ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、各元素の含有量（質量％）が代入される。

本発明者らは、以上の知見に基づいて、本発明による高強度鋼管用鋼板及び高強度鋼管を完成させた。以下、本発明による高強度鋼管用鋼板及び高強度鋼管の詳細を説明する。

［高強度鋼管用鋼板の化学組成］
本発明による高強度鋼管用鋼板は、以下の化学組成を有する。上述のとおり、元素に関する％は、質量％を意味する。

Ｃ：０．０２０〜０．０７０％
炭素（Ｃ）は鋼の強度を高める。Ｃ含有量が０．０２０％以上であれば、パイプライン用鋼管として必要な強度が得られる。一方、Ｃが過剰に含有されれば、連続鋳造により製造された鋳片の厚み中心部に、マクロ偏析が形成されやすくなる。マクロ偏析は、ＨＩＣの発生起点となる。したがって、Ｃ含有量は、０．０２０〜０．０７０％である。好ましいＣ含有量は、０．０２０％を超え、０．０７０％未満である。Ｃ含有量のさらに好ましい下限は０．０３０％であり、さらに好ましくは、０．０４０％である。Ｃ含有量のさらに好ましい上限は、０．０６５％であり、さらに好ましくは、０．０６０％である。

Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
シリコン（Ｓｉ）は鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、鋼の強度を高める。一方、Ｓｉが過剰に含有されれば、縞状マルテンサイトが生成し、ＨＡＺ靭性が低下する。さらに、Ｓｉが過剰に含有されれば、ＴｉＮが生成しやすくなる。ＴｉＮが生成されると、ＴｉＮを核として、Ｎｂ炭窒化物が生成されやすくなる。つまり、Ｓｉが過剰に含有されれば、耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．０５〜０．５０％である。好ましいＳｉ含有量は、０．０５％を超え、０．５０％未満である。Ｓｉ含有量のさらに好ましい下限は、０．０１０％である。Ｓｉ含有量のさらに好ましい上限は、０．４０％である。

Ｍｎ：１．１０〜１．６０％
Ｍｎは鋼の強度を高める。一方、Ｍｎが過剰に含有されれば、鋳造時に、Ｍｎが鋼の中心偏析部で濃化しやすく、鋼の耐ＨＩＣ性を低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、１．１０〜１．６０％である。好ましいＭｎ含有量は、１．１０％を超え、１．６０％未満である。Ｍｎ含有量のさらに好ましい下限は、１．１５％であり、さらに好ましくは、１．２０％である。Ｍｎ含有量のさらに好ましい上限は、１．５０％であり、さらに好ましくは１．４０％である。

Ｐ：０．００８％以下
燐（Ｐ）は不純物である。鋼が凝固するとき、固溶界面におけるＰの分配係数は小さい。そのため、Ｐは鋼の中心偏析部で濃化しやすく、耐ＨＩＣ性を低下する。つまり、Ｐの偏析により、鋼の耐ＨＩＣ性が低下する。そのため、Ｐの含有量はなるべく低い方が好ましい。したがって、Ｐ含有量は、０．００８％以下である。好ましいＰ含有量は０．００８％未満であり、さらに好ましくは、０．００７％以下であり、さらに好ましくは、０．００６％以下であり、さらに好ましくは、０．００５％以下である。

Ｓ：０．０００６％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、Ｐと同様に、鋼の中心偏析部に濃化しやすい。Ｓはさらに、鋼の中心偏析部でＭｎＳを形成する。ＭｎＳは、ＨＩＣの発生起点となる。そのため、Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。したがって、Ｓ含有量は、０．０００６％以下である。好ましいＳ含有量は、０．０００６％未満であり、さらに好ましくは、０．０００５％以下であり、さらに好ましくは、０．０００４％以下である。

Ｃｕ：０．０５〜０．５０％
銅（Ｃｕ）は、鋼の焼入れ性を向上し、鋼の強度を高める。一方、Ｃｕが過剰に含有されれば、鋼の熱間加工性や被削性が低下する。Ｃｕが過剰に含有されればさらに、連続鋳造時において、鋳片の表面が割れやすくなる。したがって、Ｃｕ含有量は、０．０５〜０．５０％である。好ましいＣｕ含有量は、０．０５％を超え、０．５０％未満である。Ｃｕ含有量のさらに好ましい下限は、０．１０％であり、さらに好ましくは、０．１５％である。Ｃｕ含有量のさらに好ましい上限は、０．４５％であり、さらに好ましくは、０．４０％である。

Ｃｒ：０．０５〜０．５０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の強度を大幅に高める。Ｃｒはさらに、鋼の靭性を高める。一方、Ｃｒが過剰に含有されれば、溶接性が低下し、溶接割れが発生しやすくなる。したがって、Ｃｒ含有量は、０．０５〜０．５０％である。好ましいＣｒ含有量は、０．０５％を超え、０．５０％未満である。好ましいＣｒ含有量の下限は、０．１０％であり、さらに好ましくは、０．１５％である。鋼の溶接性の低下を抑制する場合、Ｃｒ含有量の好ましい上限は、０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。

Ｎｉ：０．０５〜１．００％
ニッケル（Ｎｉ）は、固溶強化により鋼の強度を高める。Ｎｉはさらに、鋼の靭性を高める。一方、Ｎｉが過剰に含有されれば、その効果は飽和し、さらに過剰に含有されれば、鋼の溶接性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は、０．０５〜１．００％である。好ましいＮｉ含有量は、０．０５％を超え、１．００％未満である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は、０．１０％であり、さらに好ましくは、０．１５％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は、０．８０％であり、さらに好ましくは、０．６０％である。

Ｍｏ：０．５０％以下
モリブデン（Ｍｏ）は、選択元素である。Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上し、鋼の強度を高める。さらに、Ｍｏのミクロ偏析は生じにくいため、Ｍｏは、中心偏析に起因するＨＩＣの発生を抑制する。一方、Ｍｏは高価であるため、製造コストを増大させる。したがって、Ｍｏ含有量は、０．５０％以下である。好ましいＭｏ含有量は、０．５０％未満である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は、０．０２％である。Ｍｏ含有量のさらに好ましい上限は、０．３０％以下である。

Ｎｂ：０．００５〜０．０８０％
ニオブ（Ｎｂ）は、鋼中で炭窒化物を形成する。Ｎｂ炭窒化物は、鋼の強度及び靭性を高める。Ｎｂは特に、鋼板のミクロ組織を制御する。一方、Ｎｂが過剰に含有されれば、Ｎｂ炭窒化物が粗大化して、耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は、０．００５〜０．０８０％である。好ましいＮｂ含有量は、０．００５％を超え、０．０８０％未満である。Ｎｂ含有量のさらに好ましい下限は、０．０１０％であり、さらに好ましくは、０．０２０％である。Ｎｂ含有量のさらに好ましい上限は、０．０６０％であり、さらに好ましくは、０．０５０％である。

Ｖ：０．００５〜０．０８０％
バナジウム（Ｖ）は、鋼中に固溶したり、炭窒化物を形成したりすることにより、鋼の強度を高める。一方、Ｖが過剰に含有されれば、溶接熱影響部でＶ炭窒化物が粗大化し、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は、０．００５〜０．０８０％である。好ましいＶ含有量は、０．００５％を超え、０．０８０％未満である。Ｖ含有量のさらに好ましい下限は、０．０１０％であり、さらに好ましくは、０．０２０％である。Ｖ含有量のさらに好ましい上限は、０．０６０％であり、さらに好ましくは、０．０５０％である。

Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
チタン（Ｔｉ）は、鋼の強度を高める。Ｔｉはさらに、窒素（Ｎ）と結合してＴｉＮを形成する。ＴｉＮは、ＮｂＮやＡｌＮの生成を抑制する。ＮｂＮやＡｌＮは、連続鋳造時においてγ粒界に動的析出し、鋳片の表面割れを引き起こすので、Ｔｉは、ＮｂＮ及びＡｌＮによる鋳片の表面割れも抑制する。一方、Ｔｉが過剰に含有されれば、溶接靭性が低下する。さらに、Ｔｉが過剰に含有され、過剰にＴｉＮが生成されれば、ＴｉＮが核となり、粗大なＮｂ炭窒化物が生成される。粗大なＮｂ炭窒化物は、耐ＨＩＣ性を低下する。さらに、過剰にＴｉが含有されると、過剰なＴｉ炭窒化物が形成される。Ｔｉ炭窒化物も、Ｎｂ炭窒化物と同様に、耐ＨＩＣ性を低下する。したがって、Ｔｉ含有量は、０．００５〜０．０３０％である。好ましいＴｉ含有量は、０．００５％を超え、０．０３０％未満である。Ｔｉ含有量のさらに好ましい下限は、０．００８％である。Ｔｉ含有量のさらに好ましい上限は、０．０２５％である。

Ｎ：０．００１５〜０．００７０％
窒素（Ｎ）は、転炉等を用いて大気中で溶製する場合、鋼中に不可避的に含有される。ＮはＡｌやＴｉ等と結合し、窒化物を形成する。これらの窒化物は、熱間加工工程において、結晶粒を微細化する。一方、Ｎが過剰に含有されれば、粗大なＮｂ窒化物、Ｎｂ炭窒化物が形成され、耐ＨＩＣ性が低下する。Ｎが過剰に含有されればさらに、上述のとおり、連続鋳造時において、Ｎｂ窒化物やＡｌ窒化物がγ粒界に過剰に動的析出し、鋳片表面割れを引き起こす。したがって、Ｎ含有量は、０．００１５〜０．００７０％である。好ましいＮ含有量は、０．００１５％を超え、０．００７０％未満である。Ｎ含有量のさらに好ましい下限は、０．００２０％であり、さらに好ましくは、０．００２５％である。Ｎ含有量のさらに好ましい上限は、０．００５０％であり、さらに好ましくは、０．００４０％である。

Ａｌ：０．００５〜０．０６０％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、鋳造時における鋼中のＣａ含有量の歩留まりを高め、鋼の耐ＨＩＣ性を向上する。Ａｌ含有量が少なすぎれば、鋼が十分に脱酸されず、鋼中のＣａの歩留まりが低下する。鋼中のＣａ含有量の歩留まりが低下すれば、硫化物が生成しやすくなり、又は、Ｓの偏析が生じやすくなる。硫化物やＳ偏析は、耐ＨＩＣ性を低下する。一方、Ａｌが過剰に含有されれば、脱酸により生成されるアルミナが過剰に生成され、ＨＩＣの起点となる。したがって、Ａｌ含有量は、０．００５〜０．０６０％である。好ましいＡｌ含有量は、０．００５％を超え、０．０６０％未満である。Ａｌ含有量のさらに好ましい下限は、０．０１０％であり、さらに好ましくは、０．０１５％である。Ａｌ含有量のさらの好ましい上限は、０．０５０％であり、さらに好ましくは、０．０４５％である。

なお、本実施の形態におけるＡｌ含有量とは、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）の含有量を意味する。

Ｃａ：０．０００５％〜０．００６０％
カルシウム（Ｃａ）は、ＨＩＣの発生起点となるＭｎＳの形態を球状に制御し、ＨＩＣの発生を抑制する。Ｃａはさらに、ＣａＳを形成し、ＭｎＳの生成を抑制する。一方、Ｃａが過剰に含有されれば、その効果は飽和し、製造コストが増加する。したがって、Ｃａ含有量は、０．０００５％〜０．００６０％である。好ましいＣａ含有量は、０．０００５％を超え、０．００６０％未満である。Ｃａ含有量のさらに好ましい下限は、０．００１０％である。Ｃａ含有量のさらに好ましい上限は、０．００４０％である。

本実施の形態による高強度鋼管の化学組成の残部はＦｅ及び不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、あるいは製造過程の環境等から混入される元素をいう。

本実施の形態による高強度鋼管の化学組成はさらに、式（１）を満たす。
０．６＜Ｃｕ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＜１．５ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、各元素の含有量（質量％）が代入される。

Ｆ１＝Ｃｕ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏと定義する。Ｆ１値が０．６％以下であれば、鋼板を管状とした鋼管の周方向の降伏強度が５７０ＭＰａ未満になる。一方、Ｆ１値が１．５％以上となれば、鋼板の強度が過剰に高くなり、その結果、耐ＨＩＣ性が低下する。

Ｆ１値が式（１）を満たせば、鋼管の肉厚が３０ｍｍ以上であっても、鋼管の周方向の降伏強度は５７０ＭＰａ以上になる。さらに、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ及びＭｏの耐ＨＩＣ性への影響は、他の合金元素と比較して小さいため、優れた耐ＨＩＣ性が得られる。

［高強度用鋼板の組織］
本発明による高強度鋼管用鋼板の組織は、ベイニティックフェライト単相である。ここでいう単相とは、ベイニティックフェライトと、介在物や析出物とを含有する。本発明による高強度鋼管用鋼板の組織は、マルテンサイト等の低温変態組織を含有しない。そのため、ＣやＭｎ、Ｐ及びＳ等の中心偏析の発生が抑制される。

［高強度鋼管］
本発明による高強度鋼管は溶接管である。高強度鋼管は、管状に成形された上述の高強度鋼管用鋼板である母材と、溶接部とを備える。溶接部は鋼管長手方向に延びる直線状であってもよいし、鋼管に対してスパイラル状であってもよい。溶接部は、熱影響部（ＨＡＺ）と溶接金属とを含む。要するに、本発明による高強度鋼管は、母材と、溶接金属とを備える。以下、溶接金属について詳述する。

［溶接金属の化学組成］
高強度鋼管の溶接金属の化学組成は、以下の元素を含有する。

Ｃ：０．０１０〜０．１５０％
炭素（Ｃ）は、溶接金属の強度を高める。一方、Ｃが過剰に含有されれば、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｃ含有量は、０．０１０〜０．１５０％である。

Ｓｉ：０．０２〜０．６０％
シリコン（Ｓｉ）は、溶接金属を脱酸する。Ｓｉ含有量が少なすぎれば、溶接金属に空気が混入し、欠陥を形成する。一方、Ｓｉが過剰に含有されれば、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．０２〜０．６０％である。

Ｍｎ：０．６０〜３．００％
マンガン（Ｍｎ）は、溶接金属の強度と靭性とを高める。Ｍｎはさらに、フェライトの析出核となる複合酸化物を形成する。Ｍｎが複合酸化物を形成すると、フェライトが形成され、鋼の靭性が高める。一方、Ｍｎが過剰に含有されれば、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．６０〜３．００％である。

Ｎｉ：０．１０〜２．００％
ニッケル（Ｎｉ）は、溶接金属の強度と靭性とを高める。一方、Ｎｉが過剰に含有されれば、鋼の溶接性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は、０．１０〜２．００％である。好ましくは、溶接金属のＮｉ含有量は、母材のＮｉ含有量よりも高い。さらに好ましくは、溶接金属のＮｉ含有量は、母材のＮｉ含有量よりも０．２％以上高い。この場合、溶接金属の腐食電位が母材の腐食電位よりも高くなる。そのため、溶接金属の腐食が抑制される。

Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％
チタン（Ｔｉ）は、溶接金属の靭性を高める。具体的には、Ｔｉは複合酸化物を形成する。複合酸化物は、フェライトの析出核となる。Ｔｉにより複合酸化物が形成されると、フェライトが形成され、溶接金属の靭性が高まる。一方、Ｔｉが過剰に含有されれば、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は、０．００３〜０．０３０％である。

Ａｌ：０．００４〜０．０８０％
アルミニウム（Ａｌ）は、Ｔｉと同様に、複合酸化物を形成する。そのため、Ａｌは溶接金属の靭性を高める。一方、Ａｌが過剰に含有されれば、溶接金属の靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は、０．００４〜０．０８０％である。

溶接金属の化学組成の残部はＦｅ及び不純物である。

溶接金属の化学組成はさらに、上述の元素以外の元素を含有してもよい。たとえば、母材である上述の高強度鋼管用鋼板の化学組成に含まれる元素を、上述の範囲内で含有してもよい。溶接金属の化学組成はまた、ボロン（Ｂ）を適量含有してもよい。

さらに、溶接金属の腐食電位は、母材（高強度鋼管用鋼板）に対して貴である。溶接鋼管において、溶接金属の表面積は、母材の表面積よりも顕著に小さい。一般的に、互いに電気的に接触した異なる種類の金属同士が、同一の腐食環境で腐食されるとき、表面積が小さい方が、より腐食（ガルバニック腐食）される。したがって、溶接鋼管において、溶接金属は、母材よりも腐食されやすい。

溶接金属の腐食電位が、母材に対して貴である場合、つまり、溶接金属の腐食電位が母材の腐食電位よりも高い場合、溶接金属は腐食されにくい。好ましくは、溶接金属の腐食電位は、母材の腐食電位よりも０．００５Ｖ以上高い。この場合、溶接金属は腐食されにくく、その結果、溶接金属の耐ＨＩＣ性が向上する。

図３は、溶接金属のＮｉ含有量と母材のＮｉ含有量との差分と、溶接金属の腐食電位と母材の腐食電位との差分との関係を示す図である。図３は、以下の方法により得られた。

本発明の高強度鋼管用鋼板の化学組成を満たす母材を準備した。さらに、本発明の溶接金属の化学組成を満たし、かつ、Ｎｉ含有量のみが異なる３種類の溶接部材を準備した。母材及び溶接部材からそれぞれ、試験片を採取した。採取した試験片を用いて、腐食電位を測定した。具体的には、試験浴槽、ポテンショスタット、対極電極、基準電極を備えた周知の電解装置を使用した。試験浴槽内に試験片を浸漬して、各試験片の腐食電位を測定した。測定された３種類の溶接部材の電位と、母材の電位とに基づいて、図３のグラフを得た。

図３を参照して、溶接金属のＮｉ含有量が母材のＮｉ含有量よりも０．２％以上高ければ、溶接金属の腐食電位は、母材の腐食電位よりも０．００５Ｖ以上になり、母材に対して十分に貴となった。したがって、一例としては、溶接部材のＮｉ含有量が母材のＮｉ含有量よりも０．２％以上高ければ、溶接金属のガルバニック腐食を抑制でき、溶接金属の耐ＨＩＣ性が向上する。

本例では、溶接金属のＮｉ含有量を母材のＮｉ含有量よりも高くして、溶接金属を母材に対して貴とした。しかしながら、Ｎｉ以外の他の合金元素の含有量を高くして、溶接金属を母材に対して貴としてもよい。本例でＮｉを採用した理由は、Ｎｉは、溶接金属の靭性及び耐ＨＩＣ性を損なうことなく、溶接金属を貴とできるためである。

［製造方法］
本実施の形態による高強度鋼管用鋼板及び高強度鋼管の製造方法について説明する。上述した本発明の高強度鋼管用鋼板の化学組成を満たす溶鋼を連続鋳造法により鋳片にする（連続鋳造工程）。製造された鋳片を圧延して高強度鋼管用鋼板にする（圧延工程）。高強度鋼管用鋼板を製管して高強度鋼管にする（製管工程）。以下、それぞれの工程について詳細に説明する。

［連続鋳造工程］
周知の方法により精錬された溶鋼を連続鋳造法により鋳片（スラブ）にする。このとき、連続鋳造中のスラブ内の未凝固溶鋼を電磁攪拌し、かつ、最終凝固位置近傍でスラブを圧下してもよい。この場合、Ｐ偏析度及びＳ偏析度が、より低減される。

［圧延工程］
連続鋳造工程で製造されたスラブを加熱炉で加熱する（加熱工程）。加熱されたスラブを圧延機で圧延して鋼板にする（加工工程）。圧延後の鋼板を直ちに冷却する（冷却工程）。冷却後、必要に応じて焼き戻しを実施する（焼き戻し工程）。以下に示す加熱工程、加工工程、冷却工程及び焼き戻し工程に基づいて圧延工程を実施すれば、高強度鋼管用鋼板は上述の組織を有する。

［加熱工程］
加熱炉でのスラブの加熱温度は１０００〜１２５０℃にする。加熱温度が高すぎれば、オーステナイト粒が粗大化するため、結晶粒を微細化できない。一方、加熱温度が低すぎれば、圧延中の結晶粒の微細化及び圧延後の析出強化に寄与するＮｂを固溶できない。つまり、加熱温度を１０００〜１２５０℃にすることで、オーステナイト粒の粗大化を抑制し、かつ、Ｎｂを固溶させることができる。

好ましくは、加熱温度Ｔ（℃）は、以下の式（２）を満たす。
６７７０／（２．２６−ｌｏｇ（Ｎｂ×Ｃ））−７３＞Ｔ≧６７７０／（２．２６−ｌｏｇ（Ｎｂ×Ｃ））−２７３ （２）
ここで、式（２）中の各元素記号には、各元素の含有量（質量％）が代入される。
この場合、鋼中のＮｂが固溶しやすい。

スラブに対してソーキング（均熱）を実施してもよい。好ましい均熱温度は１０００〜１３００℃であり、均熱時間は２０〜５０時間である。この場合、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ等の偏析が抑制される。

［加工工程］
圧延中の素材温度はオーステナイト未再結晶温度域とする。オーステナイト未再結晶温度域とは、圧延等の加工により導入された高密度の転位が界面の移動を伴いながら急激に消失する温度域であり、具体的には、Ａ_ｒ３点−６０℃〜Ａ_ｒ３点の温度域である。

Ａ_ｒ３点は、以下の式（３）で定義される。
Ａ_ｒ３＝９１０−３１０×Ｃ−８０×Ｍｎ−２０×Ｃｕ−１５×Ｃｒ−５５×Ｎｉ−８０×Ｍｏ＋０．３５−（ｔ−８） （３）
ここで、式（３）中の各元素記号には、各元素の含有量（質量％）が代入される。また、記号ｔには、最終圧延完了後の鋼板の厚さ（ｍｍ）が代入される。

圧延率（％）は特に限定されない。一般的に圧延率は５０％以上である。圧延率は以下の式（４）で定義される。
圧延率＝｛スラブの断面積（厚さ×幅）｝／｛最終圧延完了後の鋼板の断面積（厚さ×幅）｝×１００ （４）

［冷却工程］
最終圧延完了後、速やかに鋼板を冷却する。つまり、加速冷却を実施する。圧延後の冷却速度は、１０〜５０℃／ｓｅｃとするのが好ましい。冷却速度が遅すぎれば、鋼板の組織が、ベイニティックフェライト単相になりにくい。一方、冷却速度が速すぎれば、表面硬さが過剰に高くなる。冷却方法はたとえば水冷である。

鋼板温度が４００〜６００℃になったとき、上記冷却速度での冷却を停止し、その後は放冷するのが好ましい。放冷時の焼き戻し効果により靭性がより向上し、水素性欠陥の発生を抑制できるからである。

［焼き戻し工程］
冷却後、必要に応じてＡ_ｃ１点未満で焼き戻しを実施する。たとえば、表面硬さや靭性を調整する必要がある場合、焼き戻しを実施する。なお、焼き戻しは必須の処理ではないため、焼き戻し処理を実施しなくてもよい。

［製管工程］
上述の圧延工程により製造された鋼板をＵプレス、Ｏプレス等により成形しオープンパイプにする。続いて、オープンパイプの長手方向の両端面をサブマージアーク溶接法等の周知の溶接法により、上述の溶接金属を含む溶接部を形成する。以上の工程により溶接鋼管である高強度鋼管が製造される。溶接部が形成された高強度鋼管に対して焼き入れを実施し、必要に応じて焼き戻しを実施する。

上述の製管工程以外の方法により高強度鋼管を製造してもよい。たとえば、鋼板をスパイラル状に成形し、溶接してもよい。

表１に示す溶鋼を連続鋳造してスラブを製造した。

表１中のＦ１値（％）は、Ｆ１＝Ｃｕ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏを示す。試験番号１〜３の鋼の化学組成は、本発明の範囲内であり、かつ、Ｆ１値が式（１）を満たした。一方、試験番号４及び５の鋼の化学組成は、本発明の範囲内であったものの、Ｆ１値が式（１）の下限未満であった。

試験番号６〜１１の鋼は、化学組成内の何れかの元素の含有量が、本発明の範囲外であった。具体的には、試験番号６の鋼では、Ｃ含有量及びＰ含有量が本発明の上限を超えた。またＣｕ含有量及びＮｉ含有量が本発明の下限未満であった。試験番号７の鋼では、Ｍｎ含有量が本発明の上限を超えた。さらに、Ｃｒ含有量が本発明の下限未満であった。試験番号８の鋼では、Ｐ含有量及びＳ含有量が本発明の上限を超えた。さらに、Ｃｒ含有量及びＣａ含有量が本発明の下限未満であった。試験番号９の鋼では、Ｍｎ含有量が本発明の下限未満であった。試験番号１０の鋼では、Ｐ含有量が本発明の上限を超えた。試験番号１１では、Ｓ含有量が本発明の上限を超えた。

試験番号１２の鋼の化学組成は、本発明の化学組成の範囲内であった。しかしながら、Ｆ１値が式（１）の上限を超えた。

製造された各試験番号のスラブの厚さは２５０〜３００ｍｍであり、幅は１３００〜２３００ｍｍであった。各試験番号の鋳造速度は、０．６〜１．０ｍ／ｍｉｎであった。

製造されたスラブを１２００℃の加熱炉内で３００分加熱した。加熱後、スラブを熱間圧延して鋼板を製造した。圧延率は、７０％以上であった。

圧延後、直ちに水冷を実施し、１０〜４０℃／ｓｅｃの冷却速度で鋼板を冷却した。鋼板の温度が４００〜６００℃になったとき、上記冷却速度での冷却を停止し、その後は常温になるまで放冷した。

製造された鋼板を管状に成形した。サブマージアーク溶接法により、溶接金属を含む溶接部を形成し、溶接溶鋼管（以下、単に鋼管という）を製造した。本実施例では、溶接部は鋼管の軸方向に直線状に延在した。各試験番号の鋼管の溶接部の溶接金属の化学組成は、いずれも、本発明の範囲内であった。表２に、試験番号１、２及び６の溶接金属の化学組成を示す。

表２に示すとおり、各試験番号の溶接金属の化学組成のうち、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｔｉ及びＡｌはいずれも、本発明の溶接金属の化学組成の範囲内であった。各試験番号の溶接金属の化学組成はさらに、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｎ、Ｂ及びＣａを含有し、残部はＦｅ及び不純物であった。上述のとおり、試験番号１、２及び６以外の他の試験番号の溶接金属の化学組成も、本発明の範囲内であった。

製造された各試験番号の鋼管の肉厚を測定した。具体的には、鋼管の軸方向から見て、溶接部の両脇位置と、溶接金属から鋼管の中心軸まわりで１８０℃回転した位置との３箇所で、肉厚を測定した。測定された肉厚の平均を、その試験番号の鋼管の肉厚ＷＴ（ｍｍ）と定義した。各試験番号の肉厚ＷＴを表１に示す。なお、鋼管の肉厚は、母材である高強度鋼管用鋼板の厚さに相当した。

［強度試験］
ＪＩＳＺ２２０１に準拠した引張試験片を、製造された鋼管から採取した。引張試験片は、鋼管の肉厚中央部から鋼管軸方向と垂直な方向（鋼管の周方向）に採取した。得られた引張試験片を用いて、常温で引張試験を実施し、鋼管周方向の引張強度（ＭＰａ）を測定した。

［Ｐ偏析度及びＳ偏析度］
各試験番号の鋼管のＰ偏析度を以下の方法で求めた。鋼管の横断面（鋼管軸方向と垂直方向の断面）から、鋼管の肉厚中央部を含むサンプルを採取した。採取されたサンプルに対してマクロエッチを実施し、肉厚中心部の偏析線を確認した。偏析線内の任意の５箇所でＥＰＭＡによる線分析を実施し、５箇所のＰの偏析ピーク値の算術平均値をＰ_{（ｔ／２）}と定義した。

次に、鋼管の横断面から、肉厚１／４部分（鋼管外面から内面に向かって肉厚の１／４の地点）を含むサンプルを採取した。採取されたサンプルに対して、ＪＩＳＧ０３２１に準拠した製品分析を実施して、Ｐ濃度を求めた。求めたＰ濃度は、鋼管のうち、実質的に偏析のない部分のＰ濃度に相当した。求めたＰ濃度をＰ_{（ｔ／４）}と定義した。

得られたＰ_{（ｔ／２）}、Ｐ_{（ｔ／４）}を利用して、式（５）により、Ｐ偏析度を求めた。
Ｐ偏析度＝Ｐ_{（ｔ／２）}／Ｐ_{（ｔ／４）} （５）

同様の方法により、各試験番号の鋼管の肉厚中央部のＳ濃度値であるＳ_{（ｔ／２）}と、肉厚の１／４部分のＳ濃度値であるＳ_{（ｔ／４）}とを求めた。そして、式（６）によりＳ偏析度を求めた。
Ｓ偏析度＝Ｓ_{（ｔ／２）}／Ｓ_{（ｔ／４）} （６）

［ＨＩＣ試験］
各試験番号の鋼管から試験片（厚さ１０ｍｍ、幅２０ｍｍ、長さ１００ｍｍ）を採取した。採取された試験片を用いてＨＩＣ試験を行った。ｐＨが４．０で５％の食塩水を含有し、Ｈ_２Ｓ分圧が０．０１×１０^５Ｐａ（残部は窒素）の気体で飽和させた、２５℃の酢酸水溶液を試験液として準備した。準備された試験液に試験片を９６時間浸漬した。試験後の各試験片に発生したＨＩＣの面積を超音波探傷法により測定し、式（Ａ）より割れ面積率ＣＡＲを求めた。なお、式（Ａ）中の試験片の面積は２０ｍｍ×１００ｍｍとした。

［試験結果］
表１中の試験結果を示す。表１中の「偏析度」欄に、Ｐ偏析度及びＳ偏析度を示す。「引張強度」欄に、引張強度（ＭＰａ）を示す。「ＣＡＲ」欄に、ＨＩＣ試験により得られた割れ面積率ＣＡＲ（％）を示す。

表１を参照して、試験番号１〜３の鋼管の化学組成は本発明の範囲内であり、かつ、Ｆ１値が式（１）を満たした。そのため、試験番号１〜３の鋼管の肉厚は３０．００ｍｍ以上であったものの、引張強度は５７０ＭＰａ以上であり、さらに、Ｐ偏析度及びＳ偏析度は１．１５未満であり、ＣＡＲはいずれも５％以下（０％）であった。

一方、試験番号４及び試験番号５の鋼管の化学組成は本発明の範囲内であったものの、Ｆ１値が式（１）の下限未満であった。試験番号４の鋼管の肉厚は３０．００ｍｍ以上であったため、引張強度が５７０ＭＰａ未満であった。しかしながら、試験番号５の鋼管の肉厚は３０．００ｍｍ未満であったため、引張強度が５７０ＭＰａ以上であった。

試験番号６の鋼管では、Ｃ含有量及びＰ含有量が本発明の上限を超えた。そのため、Ｐ偏析度が１．１５以上であった。さらに、Ｓ偏析度も１．１５以上であった。その結果、ＣＡＲが５％を超えた。Ｃ含有量が高いため、鋼中心部にマクロ偏析部が発生し、これによりＰ、Ｓがマクロ偏析部で濃化したため、耐ＨＩＣ性が低かったと推定される。

試験番号７の鋼管では、Ｍｎ含有量が本発明の上限を超えた。そのため、ＣＡＲが５％を超えた。Ｍｎ偏析により耐ＨＩＣ性が低かったと推定される。

試験番号８の鋼管では、Ｐ含有量及びＳ含有量が本発明の上限を超えた。そのため、Ｐ偏析度及びＳ偏析度が１．１５以上であり、ＣＡＲが５％を超えた。さらに、Ｆ１値が本発明の下限未満であったため、引張強度が５７０ＭＰａ未満であった。

試験番号９の鋼管では、Ｍｎ含有量が本発明の下限未満であった。そのため、引張強度が５７０ＭＰａ未満であった。

試験番号１０の鋼管では、Ｐ含有量が本発明の上限を超えた。そのため、Ｐ偏析度が１．１５以上であり、ＣＡＲが５％を超えた。試験番号１１の鋼管では、Ｓ含有量が本発明の上限を超えた。そのため、Ｓ偏析度が１．１５以上であり、ＣＡＲが５％を超えた。

試験番号１２の鋼管の化学組成は本発明の範囲内であったものの、Ｆ１値が式（１）の上限を超えた。そのため、ＣＡＲが５％を超えた。

以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。

Claims (2)

1. 質量％で、Ｃ：０．０２０〜０．０７０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．１０〜１．６０％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．０００６％以下、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｏ０．５０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０８０％、Ｖ：０．００５〜０．０８０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００１５〜０．００７０％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％及びＣａ：０．０００５〜０．００６０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たし、管状に形成された母材と、
   質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．１５０％、Ｓｉ：０．０２〜０．６０％、Ｍｎ：０．６０〜３．００％、Ｎｉ：０．１０〜２．００％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％及びＡｌ：０．００４〜０．０８０％を含有する溶接金属とを備え、
   前記溶接金属のＮｉ含有量は、前記母材のＮｉ含有量よりも０．２％以上高く、前記溶接金属の腐食電位は、前記母材に対して貴である、高強度鋼管。
   ０．６＜Ｃｕ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋Ｍｏ＜１．５ （１）
   ここで、式（１）中の各元素記号には、各元素の含有量（質量％）が代入される。
2. 請求項１に記載の高強度鋼管であって、
   前記母材の肉厚は３０．００ｍｍ以上であり、前記母材の周方向の引張強度は、５７０ＭＰａ以上である、高強度鋼管。

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