JPWO2019058420A1 - 鋼管及び鋼板 - Google Patents

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、前記母材部の表面から深さ方向に１．０ｍｍまでの範囲の金属組織である表層部金属組織が、ポリゴナルフェライトとグラニュラーベイナイトとを含み、前記表層部金属組織における前記ポリゴナルフェライトの面積率が０〜７０％、前記ポリゴナルフェライトと前記グラニュラーベイナイトとの合計の面積率が５０％以上であり、前記表層部金属組織における、最大硬度が２７０Ｈｖ以下であり、前記母材部の前記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、面積率で４０％以下のポリゴナルフェライトを含み、前記内部金属組織における、最大硬度が２４８Ｈｖ以下であり、平均硬度が１５０〜２２０Ｈｖである。

Description

本発明は、鋼管及び鋼板に関する。

近年、石油や天然ガス等の需要が増加し、エネルギー供給源の多様化が進んでいる。そのため、従来は開発を放棄していた厳しい腐食環境、例えば、硫化水素、炭酸ガス、塩素イオン等を含む腐食環境で、原油、天然ガスの採掘が活発に行われるようになっている。これに伴い、原油、天然ガス等を輸送するパイプラインに使用される鋼管（ラインパイプ用鋼管）に対し、耐ＳＳＣ性及び耐ＨＩＣ性の向上が要求されている。

また、ラインパイプ用鋼管には、薄肉化による材料の節約や、製品重量の軽量化のため、高強度化が要求されている。しかしながら、高強度化を目的として、合金元素の添加量を増加したり、高能率溶接のために入熱量を増大したりすると、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性が低下する。

耐ＨＩＣ性を有する鋼管は、例えば特許文献１及び２に示されるように、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抑制などの技術を駆使して製造されてきた。

しかしながら、特許文献１及び２に示される鋼管では、耐ＳＳＣ性については何ら考慮されていなかった。そのため、特許文献１及び２の鋼管では、耐ＨＩＣ性は優れるものの、耐硫化物応力割れ（ＳＳＣ）性は十分ではないと推定される。

日本国特公昭６３−００１３６９号公報 日本国特開昭６２−１１２７２２号公報

本発明は、ＡＰＩ規格でＸ５２〜７０級の強度を有し、かつ、耐ＳＳＣ性及び耐ＨＩＣ性に優れた、ラインパイプ用に好適な鋼管、及び、この鋼管の母材部に用いる鋼板を提供することを目的とする。

本発明は、上記の課題に鑑みてなされたものであって、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：０．００５〜０．５０％、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：０．００１５〜０．００７０％、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、前記化学組成において、下記式（ｉ）で定めるＣｅｑが０．３００〜０．４００であり、前記母材部の表面から深さ方向に１．０ｍｍまでの範囲の金属組織である表層部金属組織が、ポリゴナルフェライトとグラニュラーベイナイトとを含み、前記表層部金属組織における前記ポリゴナルフェライトの面積率が０〜７０％、前記ポリゴナルフェライトと前記グラニュラーベイナイトとの合計の面積率が５０％以上であり、前記表層部金属組織における、最大硬度が２７０Ｈｖ以下であり、前記母材部の前記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、面積率で４０％以下のポリゴナルフェライトを含み、前記内部金属組織における、最大硬度が２４８Ｈｖ以下であり、平均硬度が１５０〜２２０Ｈｖである
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５・・・（ｉ）
ここで、式中の［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］は、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの質量％での含有量である。

（２）上記（１）に記載の鋼管は、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％の１種又は２種以上を含んでもよい。

（３）上記（１）または（２）に記載の鋼管は、前記表層部金属組織の残部が、ベイナイト及び疑似パーライトの１種または２種からなり、前記内部金属組織の残部が、グラニュラーベイナイト、ベイナイト及び疑似パーライトの１種または２種以上からなってもよい。

（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、ＡＰＩ規格でＸ５２〜７０級の強度を有し、かつ、耐ＳＳＣ性及び耐ＨＩＣ性に優れたラインパイプ用に好適な鋼板と、その鋼板を母材とする耐ＳＳＣ性及び耐ＨＩＣ性に優れた鋼管とを提供することができる。具体的には、耐ＳＳＣ性（耐硫化物応力腐食割れ性）及び耐ＨＩＣ性（耐水素誘起割れ性）に優れた鋼管及びこの鋼管の母材に用いる鋼板を提供できる。耐サワー性（耐ＳＳＣ性及び耐ＨＩＣ性）に優れた鋼管は、石油、天然ガス等を輸送するラインパイプとして好適である。

本実施形態に係る鋼管の模式図である。 鋼板の冷却曲線の一例を示す図である。 鋼管の溶接部を０時位置とした場合の、３時に相当する位置での表面から０．１〜１．０ｍｍの表層部金属組織の硬度（荷重１００ｇ）を測定した結果を示す図である。 鋼管の溶接部を０時位置とした場合の、６時に相当する位置での表面から０．１〜１．０ｍｍの表層部金属組織の硬度（荷重１００ｇ）を測定した結果を示す図である。 鋼管の溶接部を０時位置とした場合の、９時に相当する位置での表面から０．１〜１．０ｍｍの表層部金属組織の硬度（荷重１００ｇ）を測定した結果を示す図である。 表層部金属組織のＳＥＭ写真の一例を示す図である。 内部金属組織のＳＥＭ写真の一例を示す図である。

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という。）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：０．００５〜０．５０％、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：０．００１５〜０．００７０％を含み、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ｏ：０．００４０％以下、に制限し、必要に応じて、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％の１種又は２種以上を含み、残部：Ｆｅ及び不純物からなり、好ましくはＣｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５で表されるＣｅｑが０．３００〜０．４００であり、
前記母材部の表面から深さ方向に１．０ｍｍまでの範囲の金属組織である表層部金属組織が、ポリゴナルフェライトとグラニュラーベイナイトとを含み、前記表層部金属組織における前記ポリゴナルフェライトの面積率が０〜７０％、前記ポリゴナルフェライトと前記グラニュラーベイナイトとの合計の面積率が５０％以上であり、残部がベイナイト（焼き戻しベイナイトも含む）、疑似パーライトまたはそれらの混合物を含む場合があり、
前記表層部金属組織における、最大硬度が２７０Ｈｖ以下、好ましくは２５０Ｈｖ以下であり、
前記母材部の前記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、面積率で４０％以下のポリゴナルフェライトを含み、残部がグラニュラーベイナイト、ベイナイト、疑似パーライトまたはそれらの混合物を含む場合があり、
前記内部金属組織における、最大硬度が２４８Ｈｖ以下であり、平均硬度が１５０〜２２０Ｈｖである。
また、本発明の一実施形態に係る鋼板（以下、本実施形態に係る鋼板という。）は、上記鋼管の母材部に用いられる鋼板である。

以下、本実施形態に係る鋼管及び本実施形態に係る鋼板、並びにそ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）について説明する。
（Ｉ）化学組成
本実施形態に係る鋼管の母材部（本実施形態に係る鋼板）の化学組成の限定理由について説明する。以下、化学組成に係る％は、質量％を意味する。

Ｃ：０．０３０〜０．０７０％
Ｃは、鋼の強度向上に必要な元素である。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、鋼の強度が上昇しすぎるとともに、表層部金属組織及び内部金属組織、特に、中心偏析部の硬度が２４８Ｈｖを超えて、耐ＳＳＣ性、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０．０５０％以下が好ましい。

Ｓｉ：０．００５〜０．５０％
Ｓｉは、製鋼時、脱酸材として機能する元素である。また、製鋼段階で、不可避的に混入する元素である。Ｓｉ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、Ｓｉ含有量は０．００５％以上とする。脱酸効果を十分に得る点で、０．０５０％以上とすることが好ましい。
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含有量が１．６５％を超えると、耐ＨＩＣ性を劣化させるＭｎＳが多量に生成されるとともに、内部金属組織、特に中心偏析部の硬度が２４８Ｈｖを超えて、耐ＨＩＣ性が低下する。そのため、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、脱酸のために添加する元素である。Ａｌ含有量が０．０１０％未満であると、上記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０．０４５％以下である。

Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％
Ｔｉは、Ｎと結合して窒化物を形成する元素である。この窒化物は、結晶粒の微細化に寄与する。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。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、Ｓと結合して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％未満であると、上記効果が十分に得られない。そのため、Ｃａ含有量は０．００１０％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。好ましくは０．００４０％以下である。

Ｎ：０．００１５〜０．００７０％
Ｎは、窒化物を形成し、加熱時のオーステナイト粒の粗大化抑制に寄与する元素である。Ｎ含有量が０．００１５％未満であると、上記効果が十分に得られない。そのため、Ｎ含有量は０．００１５％以上とする。好ましくは０．００２０％以上である。
一方、Ｎ含有量が０．００７０％を超えると、粗大な炭窒化物が生成し、耐ＨＩＣ性が低下する。そのため、Ｎ含有量は０．００７０％以下とする。好ましくは０．００５０％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）の化学組成は、上記元素の他、強度、靱性、及び他の特性の向上のため、本実施形態に係る鋼板の特性を低下させない範囲で、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｖ、Ｍｇ、ＲＥＭから選択される１種又は２種以上を後述する範囲で含んでもよい。これらの元素は任意元素であり、含有しなくてもよい。すなわち、これらの元素の含有量の下限は、０％である。

Ｎｉ：０〜０．５０％
Ｎｉは、鋼の靱性及び強度の向上、並びに耐食性の向上に寄与する元素である。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、強度が上昇しすぎて、靱性が低下する上、表面の粒界選択腐食により、耐ＳＳＣ性が低下する。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。この効果を得る場合、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、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、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。この効果を得る場合、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、鋼の強度の向上及び耐食性の向上に寄与する元素である。これらの効果を得る場合、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、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、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、炭化物及び／又は窒化物を形成することによって、鋼の強度の向上に寄与する元素である。この効果を得る場合、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、靱性が低下する。そのため、含有させる場合でも、Ｖ含有量は０．１００％以下とする。好ましくは０．０８０％以下である。

Ｍｇ：０〜０．０１００％
Ｍｇは、微細な酸化物を形成して結晶粒の粗大化を抑制することによって、鋼の靭性の向上に寄与する元素である。この効果を得る場合、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性及び靱性が低下する。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することによって、耐ＳＳＣ性、耐ＨＩＣ性及び靱性の向上に寄与する元素である。これらの効果を得るため、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、耐ＨＩＣ性及び靱性が低下する。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。

上述の通り、本実施形態に係る鋼管の母材部（本実施形態に係る鋼板）は、上記の必須元素を含み、残部がＦｅ及び不純物を含む化学組成を基本とするが、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化学組成であってもよい。
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、特に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、不純物元素であり、その含有量が少ないほど好ましい元素である。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。
Ｐ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ので、実用鋼板上、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を形成する元素である。この延伸したＭｎＳは、耐ＨＩＣ性を低下させる。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ので、実用鋼板上、０．０００１％がＳ含有量の実質的な上限である。

Ｏ：０．００４０％以下
Ｏは、脱酸後、不可避的に残留する元素であり、その含有量が少ないほど好ましい。Ｏ含有量が０．００４０％を超えると、酸化物が多量に生成して、耐ＨＩＣ性が著しく低下する。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。

また、鋼板特性及び鋼管特性への影響を考慮し、例えば、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ａｓはそれぞれ０．１０％以下、ＰｂとＢｉはそれぞれ０．００５％以下、Ｈは０．０００５％以下とすることが好ましい。

Ｃｅｑ：０．３００〜０．４００
本実施形態に係る鋼管では、強度、耐ＳＳＣ性、及び、耐ＨＩＣ性をさらに高めるため、鋼管の母材部に用いる鋼板の化学組成について、各元素の含有量だけでなく、下記式（１）で定義するＣｅｑ（炭素当量）を０．４００以下とする。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５・・・（１）
式中の［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］は、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量（質量％）である。

Ｃｅｑが０．４００を超えると、焼入れ性が高くなりすぎて、後述する母材部（鋼板）の表層部金属組織の最大硬度が２７０Ｈｖを超え、その結果、耐ＳＳＣ性が低下する。また、内部金属組織の最大硬度が２４８Ｈｖを超え耐ＨＩＣ性が低下する。そのため、Ｃｅｑは０．４００以下とする。好ましくは０．３５０以下である。Ｃｅｑの下限は、所定の強度を確保するため、０．３００以上とする。

（ＩＩ）金属組織
次に、本実施形態に係る鋼管の母材部の金属組織（含まれる組織及び硬度）について説明する。

鋼板を制御冷却した場合、鋼板表層部は鋼板内部に比べ急冷される。このことは、鋼板表層部の金属組織と鋼板内部の金属組織とに差異が生じ、機械特性にも差異が生じることを意味する。特に、硬度に関し、鋼板表層部は内部に比べて高硬度となる。本発明者らは、このような組織となった鋼板及び鋼管では、表面から深さ方向（板厚方向）に１．０ｍｍまでの範囲の（表層部）において、耐ＳＳＣ性が劣位となることを見出した。

一方で、本発明者らは、鋼板の制御冷却において、復熱を利用すれば、鋼板表層部の金属組織と鋼板内部の金属組織とをそれぞれ制御でき、その結果、鋼板表層部の高硬度化を抑制できることを知見した。

本実施形態に係る鋼管では、優れた耐ＳＳＣ性と耐ＨＩＣ性とを確保するため、母材部の鋼板の金属組織を、（ｉ）鋼板の表面から深さ方向（板厚方向）に１．０ｍｍまでの範囲の組織（表層部金属組織）と、（ｉｉ）鋼板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組織（内部金属組織）に区分し、それぞれの金属組織において、含まれる組織の種類及び分率（面積率）、並びに硬度を規定する。

本実施形態に係る鋼管においては、母材部の鋼板の表面から深さ方向で１．０ｍｍまでを表層部（以下、単に「鋼板表層部」ということがある。）とする。加速冷却によれば、特に、表面から深さ１．０ｍｍまでの範囲の硬度が高くなるので、表層部金属組織を、鋼板表面から深さ方向で１．０ｍｍまで範囲の組織とする。

母材部の鋼板の表面から深さ１．０ｍｍまでの表層部金属組織：ポリゴナルフェライトとグラニュラーベイナイトとを含み、ポリゴナルフェライトの面積率が０〜７０％、ポリゴナルフェライトとグラニュラーベイナイトとの合計の面積率が５０％以上、かつ最大硬度が２７０Ｈｖ以下
表層部において、ポリゴナルフェライトの面積率が７０％を超える場合、残部に高濃度のＣが集積して硬化領域が形成され、その結果、耐ＳＳＣ性が劣化する。そのため、ポリゴナルフェライトの面積率は７０％以下とする。好ましくは５０％以下である。また、耐ＳＳＣ性を確保するため、ポリゴナルフェライトとグラニュラーベイナイトとの合計面積率を５０％以上とする。

表層部金属組織の残部はベイナイト及び疑似パーライトの１種または２種からなることが好ましい。ただし、残部は含まれなくてもよい。すなわち、ポリゴナルフェライトとグラニュラーベイナイトとの合計面積率が１００％であってもよい。

表層部金属組織の最大硬度が２７０Ｈｖを超えると、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２７０Ｈｖ以下とする。好ましくは２５０Ｈｖである。耐ＳＳＣ性の観点からはその下限を定める必要はないが、実質的には１６０Ｈｖ以上である。

各組織の面積率の測定は、金属組織を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて、例えば１０００倍の倍率で観察することによって得られる。表層部金属組織は、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、ポリゴナルフェライトは、粒内に粗大なセメンタイトやＭＡなどの粗大な析出物を含まない塊状の組織として観察される組織である。
ベイナイトは、旧オーステナイト粒界が明瞭で、粒内は細かいラス組織が発達しており、ラス内、ラス間に細かい炭化物およびオーステナイト・マルテンサイト混成物が散在している組織である。ここで、ベイナイトには、焼戻しベイナイトも含む。
グラニュラーベイナイトは、旧オーステナイト粒界が不明瞭で、粒内は針状形状のフェライト(炭化物もオーステナイト・マルテンサイト混成物は存在しない）がランダムな結晶方位で生成している組織である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、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とが混在する組織である。
疑似パーライトとは、セメンタイトが列状に並んだパーライトである。
図４に、鋼板の表面から０．５ｍｍの金属組織（走査電子顕微鏡で撮像：倍率１０００倍）の一例を示す。図４において、滑らかな曲線に囲まれ内部が平滑な部分がポリゴナルフェライトであり、内部に白い点々が存在する部分がグラニュラーベイナイトである。

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鋼板の幅の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。この各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。上記測定の結果、いずれの試験片においても、２７０Ｈｖ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、表層部金属組織の最大硬度は２７０Ｈｖ以下であると判断する。
板厚方向に連続して２点以上２７０Ｈｖを超える測定点が存在する場合、その硬度は異常値ではなく、硬度の高い組織が形成されており、耐ＳＳＣ性が低下するので許容されない。しかしながら、本実施形態では、２７０Ｈｖ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度とする。板厚方向に連続して２点以上２７０Ｈｖ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。

図３Ａ〜図３Ｃに、鋼管の溶接部を０時位置とした場合の、３時、６時、９時に相当する３か所で、表層部金属組織の硬度を測定した結果を示す。表層部金属組織の硬度はビッカース硬度計を用い、表層から深さ０．１ｍｍ〜深さ１．０ｍｍまでの領域を０．１ｍｍ間隔、同一深さ１０点ずつ荷重１００ｇにて測定した。いずれの箇所においても、最大硬度は２７０Ｈｖ以下であり、優れた耐ＳＳＣ性を有することが解る。

母材部の鋼板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（内部金属組織）：ポリゴナルフェライトの面積率が４０％以下、最大硬度が２４８Ｈｖ以下、平均硬度が１５０〜２２０Ｈｖ
内部金属組織において、ポリゴナルフェライトの面積率が４０％を超えると、所要の強度及び耐ＨＩＣ性の確保が難しくなる。そのため、ポリゴナルフェライトの面積率は４０％以下とする。好ましくは３０％以下、より好ましくは２５％以下である。

内部金属組織の残部はグラニュラーベイナイト、ベイナイト及び疑似パーライトの１種または２種以上からなる。

内部金属組織における最大硬度が２４８Ｈｖを超えると、耐ＨＩＣ性が低下する。そのため、最大硬度は２４８Ｈｖ以下とする。また、平均硬度が１５０Ｈｖ未満であると、所要の機械特性を確保できない。そのため、平均硬度は１５０Ｈｖ以上とする。好ましくは１６０Ｈｖ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。

内部金属組織の組織分率（面積率）は、鋼板の表面から板厚の１／４（ｔ／４）の位置を、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）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。観察位置をｔ／４の位置とするのは、ｔ／４の位置の組織が、内部金属組織の代表的な組織を示すからである。
図５に、ｔ／４の位置の金属組織（走査電子顕微鏡で撮像：倍率１０００倍）の一例を示す。図５において、滑らかな曲線に囲まれ内部が平滑な部分がポリゴナルフェライトである。また、内部に白い点々または線が見える部分はグラニュラーベイナイトまたは疑似パーライトであり、ギザギザの白い線で囲まれ、内部に薄く模様が見えているのがベイナイトである。

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。
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。この各ブロック試験片について、ビッカース硬度計（荷重：１ｋｇ）で、表面から１．２ｍｍの深さ位置を始点として、板厚方向に０．２ｍｍ間隔、かつ、同一深さについて幅方向１．０ｍｍ間隔で１０点硬度を測定する。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、表層部金属組織の最大硬度は２４８Ｈｖ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、高い硬度の値（異常値）が現れる場合がある。しかしながら、このような異常値が現れても、耐ＨＩＣ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、耐ＨＩＣ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、全ての測定点の硬度を平均して算出する。

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（鋼板の幅方向端部）を突き合せて、溶接することによって得られる。そのため、図１に示すように、本実施形態に係る鋼管１は、鋼板２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３を有する。溶接部３は、通常、鋼板２の長手方向の端部からもう一方の端部まで連続的に設けられる。
一般に、鋼管溶接において、溶接部は母材部よりも厚みが大きくなるように施工される。また、溶接金属は母材よりも高合金であり、耐食性も高い。そのため、溶接部が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。

本実施形態に係る鋼管は、ラインパイプへの適用を考慮し、ＡＰＩ５Ｌに規定されるＸ５２〜Ｘ７０を満足する強度を有することが好ましい。

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工程を含む製造方法によれば、安定して得られるので好ましい。
すなわち、本実施形態に係る鋼板は、
（ｉ）所定の化学組成を有する鋼片を１０５０〜１２５０℃に加熱して熱間圧延に供し、８３０〜１０００℃で熱間圧延を終了する熱間圧延工程、
（ｉｉ）熱間圧延終了後の鋼板を、表面温度が７５０〜９５０℃の温度域から４００〜６５０℃の温度域まで、平均冷却速度１５〜１００℃／秒で、かつ途中の復熱による温度上昇が５〜６５℃となる、２回以上の復熱を行うように加速冷却する加速冷却工程、
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、上記（ｉ）、（ｉｉ）に加えて、
（ｉｉｉ）上記によって得られた本実施形態に係る鋼板を、筒状に成形する成形工程、
（ｉｖ）筒状になった鋼板の両端部を突き合せて溶接する溶接工程、
をさらに含む製造方法によって得られる。
以下、各工程について、好ましい条件を説明する。

＜熱間圧延工程＞
鋼片加熱温度：１０５０〜１２５０℃
本実施形態に係る鋼管の母材と同じ化学組成を有する溶鋼を鋳造して製造した鋼片を、１０５０〜１２５０℃に加熱して熱間圧延に供する。熱間圧延に先立つ溶鋼の鋳造及び鋼片の製造は常法に従って行えばよい。
鋼片加熱温度が１０５０℃未満であると、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、結晶粒径が大きくなり低温靭性が低下する。また、オーステナイト粒径が粗大化し、焼入れ性が過剰に高くなった結果、表層部金属組織及び内部金属組織において硬化相が形成され、耐ＳＳＣ性、耐ＨＩＣ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。

熱間圧延では、上記温度に加熱した鋼片を、通常の圧下率で熱間圧延して鋼板とする。板厚は、ラインパイプの要求肉厚に応じて設定すればよいので、特に限定しない。

圧延終了温度：８３０〜１０００℃
仕上げ圧延後の加速冷却によって、所定の表層部金属組織、及び、内部金属組織を得るため、圧延終了温度（仕上温度）を８３０〜１０００℃とする。圧延終了温度が８３０℃未満であると、上記表層部金属組織及び内部金属組織を得ることが難しいので、仕上げ圧延温度は８３０℃以上とすることが好ましい。より好ましくは８５０℃以上である。
一方、圧延終了温度が１０００℃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、圧延終了温度は１０００℃以下とすることが好ましい。より好ましくは９００℃以下である。

＜加速冷却工程＞
冷却開始温度Ｔｓ：７５０〜９５０℃
冷却停止温度Ｔｆ：４００〜６５０℃
平均冷却速度Ｖｃ：１５〜１００℃／秒
復熱回数：２回以上
復熱による温度上昇：５〜６５℃（最終の水冷停止後の復熱を除く）

加速冷却工程では、熱間圧延終了後の鋼板を、表面温度が７５０〜９５０℃の温度域から４００〜６５０℃の温度域まで、平均冷却速度１５〜１００℃／秒かつ冷却開始から冷却停止までの間に温度上昇が５〜６５℃となる２回以上の復熱を含むように加速冷却する。

途中に復熱を挟む加速冷却は、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。

図２に、鋼板の冷却曲線の一例を示す。４つの冷却曲線は、上から、板厚中心部（板厚１／２部）の冷却曲線、表面から板厚の１／４の位置（ｔ／４部）の冷却曲線、表面から深さ１．０ｍｍの部位の冷却曲線、及び、鋼板表面の冷却曲線である。鋼板全体は、冷却開始温度（Ｔｓ）の８３０℃から、約１０秒で、６２０℃程度まで、途中で３回の復熱を含むように加速冷却されている。
この冷却において、冷却開始温度Ｔｓ、冷却停止温度Ｔｆは図示される点であり、平均冷却速度Ｖｃは、温度変化ΔＴ（冷却開始温度Ｔｓ−冷却停止温度Ｔｆ）を冷却時間Δｔ（水冷を実施している時間）で除することで求められる。

図２によれば、鋼板表面は、各冷却帯において冷却水の噴射量を調整した結果、鋼板内部の顕熱による復熱で、冷却中に表面温度が一時的に昇温したことがわかる。一方、鋼板表面及び表面から深さ１．０ｍｍの部位の冷却曲線には復熱の影響があるが、板厚中心部（板厚１／２部）の冷却曲線、及び、板厚１／４部の冷却曲線に、復熱の影響はみられず、鋼板内部は、ほぼ一定の冷却速度で冷却されていることがわかる。

冷却開始温度Ｔｓが７５０℃未満であると、表層部金属組織において、圧延後に粗大なフェライトが生成し、残部としてマルテンサイト等の硬度の高い組織が生成する。その結果、耐ＳＳＣ性が劣化する。また、冷却開始温度Ｔｓが７５０℃未満であると、内部金属組織においてフェライト分率が過剰となり、硬化相の硬度も高くなる。そのため、冷却開始温度Ｔｓは７５０℃以上とすることが好ましい。より好ましくは７８０℃以上である。
一方、冷却開始温度Ｔｓが９５０℃を超えると、復熱を２回以上行っても、表層部金属組織の最大硬度が２７０Ｈｖを超えて、耐ＳＳＣ性が低下する。そのため、冷却開始温度Ｔｓは９５０℃以下とすることが好ましい。より好ましくは８８０℃以下である。

冷却停止温度Ｔｆが４００℃未満であると、内部金属組織の平均硬度が２２０Ｈｖを超えて、耐ＨＩＣ性が低下する。そのため、冷却停止温度Ｔｆは４００℃以上とすることが好ましい。より好ましくは４８０℃以上である。一方、冷却停止温度Ｔｆが６５０℃を超えると、内部金属組織の平均硬度が１５０Ｈｖ未満となり、所定の強度を満足できなくなる場合がある。また、一方で局所的に硬度の高い組織が形成され、耐ＳＳＣ性、耐ＨＩＣ性が低下する場合がある。そのため、冷却停止温度Ｔｆは６５０℃以下とすることが好ましい。より好ましくは５８０℃以下である。

平均冷却速度Ｖｃが１５℃／秒未満であると、表層部金属組織において、面積率で７０％を超えるポリゴナルフェライトが生成する。また、内部金属組織において、面積率で４０％を超えるポリゴナルフェライトが生成する。その場合、ラインパイプとしての強度を確保できないので、平均冷却速度Ｖｃは１５℃／秒以上とすることが好ましい。より好ましくは２５℃／秒以上である。
一方、平均冷却速度Ｖｃが１００℃／秒を超えると、マルテンサイト変態が生じ、表層部金属組織の硬度が２７０Ｈｖを超えて、耐ＳＳＣ性が低下する。また、内部金属組織の最大硬度が２４８Ｈｖを超えて、耐ＨＩＣ性が低下する。そのため、平均冷却速度Ｖｃは１００℃／秒以下とすることが好ましい。より好ましくは８０℃／秒以下である。

加速冷却途中の復熱温度が所定範囲内である復熱回数が１回以下であると、表層部金属組織の硬度が２７０Ｈｖを超えて、耐ＳＳＣ性が低下する。そのため、復熱回数は２回以上とする。
図２には、復熱回数３回の冷却曲線を示したが、復熱回数は、冷却開始温度と冷却停止温度の間で、鋼種や通板速度に応じて適宜定めればよい。

本実施形態に係る鋼板では、所定の組織を生成させるため、膜沸騰状態での冷却を行う。膜沸騰状態での冷却とするため、水冷途中での復熱の際、完全に復熱させず、復熱による温度上昇が６５℃以下となるように冷却を行う。復熱による温度上昇が６５℃超であると粗大なフェライトが生成し、所定の組織が得られない。一方、復熱による温度上昇が５℃未満では、復熱の効果が得られない。そのため、復熱による温度上昇幅は、５〜６５℃とすることが好ましい。より好ましくは１０〜６５℃である。ただし、水冷を停止した後の最後の復熱については、温度上昇幅を５〜６５℃とする必要がない。

復熱の代わりに誘導加熱等で冷却途中の鋼板の温度を上昇させた場合、内部まで温度が上昇する。そのため、復熱の代わりに誘導加熱等による加熱を行っても、所定の組織は得られない。

温度上昇が５〜６５℃の復熱を２回以上行う場合、１回目の復熱を、復熱後の鋼板表面温度が５００℃以上となるように行うことが好ましい。１回目の復熱の後の鋼板表面が５００℃未満でも、優れた耐ＳＳＣ性を有する表層部金属組織と、優れた耐ＨＩＣ性を有する内部金属組織とを確保することができるが、優れた耐ＳＳＣ性を有する表層部金属組織と、優れた耐ＨＩＣ性を有する内部金属組織を安定的に確保するためには、１回目の復熱を、復熱後の鋼板表面温度が５００℃以上となるように行うことが好ましい。

水冷停止後、しばらくすると表面温度と中心温度との温度差がなくなる。例えば、図２では、６２０℃程度で鋼板表層部（表面温度）と鋼板内部（中心温度）との温度差がなくなり、鋼板温度が安定する。この後は、平均冷却速度が０．５℃／秒以上５．０℃／秒以下で３００℃以下まで冷却することが好ましい。平均冷却速度が０．５℃／秒以上５．０℃／秒以下であれば、放冷でもよい。平均冷却速度が０．５℃／秒未満であると、所定の強度が得られなくなる。一方、平均冷却速度が５．０℃／秒超となると、中心部の靭性が劣化する。

＜成形工程＞
本実施形態に係る鋼管の成形は、特定の成形に限定されない。温間加工も用いることができるが、寸法精度の点で、冷間加工が好ましい。

＜溶接工程＞
次に、筒状に成形した鋼板の両端部を突き合せて溶接する。溶接も、特定の溶接に限定されないが、サブマージドアーク溶接（ＳＡＷ）が好ましい。溶接条件は、板厚等に応じて公知の条件で行えばよい。

本実施形態に係る鋼管の製造方法では、溶接部の靱性を低下させる組織（面積率で１０％を超えるフェライト及びパーライト）が生成しないように、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、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。本実施形態に係る鋼管の母材部は、本実施形態に係る鋼板の金属組織を受け継ぎ、ラインパイプ用としての機械特性と、優れた現地溶接性を備えている。また、本実施形態に係る鋼管の溶接部は、本実施形態に係る鋼板の溶接性が優れているので、機械特性に優れた溶接部である。それ故、本実施形態に係る鋼管は、ラインパイプ用鋼管として好適な鋼管である。

次に、本発明の実施例について説明するが、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。

（実施例１）
表１に示す化学組成とＣｅｑとを有する鋼片を、表２に示す条件で、熱間圧延及び冷却し、鋼板を製造した。表２において、復熱回数は、５℃以上の温度上昇があった復熱の回数である。また、最大復熱温度幅とは、最も温度上昇幅の大きかった復熱における温度上昇幅である。

製造した鋼板から試験片を採取し、表層部金属組織（０．１ｍｍ、０．２ｍｍ、０．５ｍｍの位置）と内部金属組織（ｔ／４の位置）とを、ＳＥＭを用いて倍率１０００倍で観察し、ポリゴナルフェライト、グラニュラーベイナイト、残部の分率（面積率）を算出した。表層部金属組織の残部はいずれもベイナイト及び疑似パーライトの１種または２種、内部金属組織の残部はいずれもグラニュラーベイナイト、ベイナイト及び疑似パーライトの１種または２種以上であった。
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とを測定した。

また、ビッカース硬度計を用いて硬度を測定した。表層部金属組織においては表層から深さ０．１〜１．０ｍｍを０．１ｍｍ間隔で同一深さ１０点ずつ荷重１００ｇにて測定した。一方、内部金属組織においては表層から深さ１．２ｍｍ〜板厚中心を０．２ｍｍ間隔で同一深さ１０点ずつ荷重１ｋｇにて測定した。この結果から、表層部金属組織については最大硬度を求め、内部金属組織については、最大硬度及び平均硬度を求めた。

さらに、製造した鋼板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面積率が５％以下であれば耐ＨＩＣ性が優れている（ＯＫ）、５％超であれば耐ＨＩＣ特性に劣る（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。

耐ＳＳＣ性の評価
鋼板から、幅１５ｍｍ、長さ１１５ｍｍの全厚試験片を幅方向から採取し、ＮＡＣＥのＴＭ０２８４ｍ、ＡＳＴＭ（Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｓｏｃｉｅｔｙ ｆｏｒ Ｔｅｓｔｉｎｇ ａｎｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ） Ｇ３９に準拠した４点曲げ試験により、耐ＳＳＣ性を評価した。

４点曲げ試験で、引張試験から導出した０．２％耐力の９０％に相当する応力を付加した試験片を、１ａｔｍの硫化水素ガスを飽和させた常温（２４℃）の５％食塩＋０．５％酢酸、ｐＨ２．７の水溶液に７２０時間浸漬し、ＳＳＣの発生の有無を判断するため、試験片表面を倍率１０倍にて観察した。

ＳＳＣが発生しなかったものを合格（ＯＫ）、ＳＳＣが発生したものを不合格（ＮＧ）とした。結果を表３に示す。

（実施例２）
表３に示す鋼板を、Ｃプレス、Ｕプレス、及び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。本溶接には、サブマージドアーク溶接を適用した。鋼板の製造Ｎｏ．と鋼管の製造Ｎｏ．は関連しており、例えば、製造Ｎｏ．Ｔ１の鋼管は、製造Ｎｏ．Ｓ１の鋼板を用いて製造され、製造Ｎｏ．Ｔ２の鋼管は、製造Ｎｏ．Ｓ２の鋼板を用いて製造されたことを示している。

製造した鋼板から試験片を採取し、表層部金属組織（０．１ｍｍ、０．２ｍｍ、０．５ｍｍの位置）と内部金属組織（ｔ／４の位置）とを、走査電子顕微鏡を用いて倍率１０００倍で観察し、ポリゴナルフェライト、グラニュラーベイナイト、残部の分率（面積率）を算出した。
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とを測定した。

また、ビッカース硬度計で硬度を測定した。表層部金属組織においては表層から深さ０．１〜１．０ｍｍを０．１ｍｍ間隔で、同一深さについて１０点ずつ、荷重１００ｇにて測定した。一方、内部金属組織においては表層から深さ１．２ｍｍ〜板厚中心を０．２ｍｍ間隔で、同一深さについて１０点ずつ、荷重１ｋｇにて測定した。

さらに、製造した鋼板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面積率が５％以下を、耐ＨＩＣ性が優れている（ＯＫ）、５％超を耐ＨＩＣ性に劣る（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。

耐ＳＳＣ性の評価
鋼板から、幅１５ｍｍ、長さ１１５ｍｍの全厚試験片を幅方向（圧延方向に直角方向）から採取し、ＮＡＣＥのＴＭ０２８４ｍ、ＡＳＴＭ（Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｓｏｃｉｅｔｙ ｆｏｒ Ｔｅｓｔｉｎｇ ａｎｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ） Ｇ３９に準拠した４点曲げ試験により、耐ＳＳＣ性を評価した。

４点曲げ試験で、引張試験から導出した０．２％耐力の９０％に相当する応力を付加した試験片を、１ａｔｍの硫化水素ガスを飽和させた常温（２４℃）の５％食塩＋０．５％酢酸、ｐＨ２．７の水溶液に７２０時間浸漬し、ＳＳＣの発生の有無を判断するため、試験片表面を倍率１０倍にて観察した。ＳＳＣが発生しなかったものを合格（ＯＫ）、ＳＳＣが発生したものを不合格（ＮＧ）とした。結果を表４に示す。

本発明によれば、ＡＰＩ規格でＸ５２〜７０級の強度を有し、かつ、耐ＳＳＣ性及び耐ＨＩＣ性に優れたラインパイプ用鋼板と、該鋼板を母材とする耐ＳＳＣ性及び耐ＨＩＣ性に優れたラインパイプ用鋼管を提供することができる。よって、本発明は、鋼板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。

１ 鋼管
２ 鋼板（母材部）
３ 溶接部

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：０．００５〜０．５０％、
   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 ：０．００１５〜０．００７０％、
   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、
   前記化学組成において、下記式（１）で定めるＣｅｑが０．３００〜０．４００であり、
   前記母材部の表面から深さ方向に１．０ｍｍまでの範囲の金属組織である表層部金属組織が、ポリゴナルフェライトとグラニュラーベイナイトとを含み、前記表層部金属組織における前記ポリゴナルフェライトの面積率が０〜７０％、前記ポリゴナルフェライトと前記グラニュラーベイナイトとの合計の面積率が５０％以上であり、
   前記表層部金属組織における、最大硬度が２７０Ｈｖ以下であり、
   前記母材部の前記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、面積率で４０％以下のポリゴナルフェライトを含み、
   前記内部金属組織における、最大硬度が２４８Ｈｖ以下であり、平均硬度が１５０〜２２０Ｈｖである
   ことを特徴とする鋼管。
   Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５・・・（１）
   ここで、式中の［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］は、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％
   の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. 前記表層部金属組織の残部が、ベイナイト及び疑似パーライトの１種または２種からなり、
   前記内部金属組織の残部が、グラニュラーベイナイト、ベイナイト及び疑似パーライトの１種または２種以上からなる
   ことを特徴とする請求項１または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。