JP6028863B2 - サワー環境で使用されるラインパイプ用継目無鋼管 - Google Patents

Description

本発明は、継目無鋼管に関する。さらに詳しくは、腐食性ガスである硫化水素（Ｈ_２Ｓ）を含有するサワー環境で使用されるラインパイプ用継目無鋼管に関する。

原油や天然ガスは、湿潤な硫化水素を含む。このような環境をサワー環境という。ラインパイプは、油井やガス井から生産された原油や天然ガスを搬送する。したがって、ラインパイプはサワー環境で使用される。このようなサワー環境で使用されるラインパイプでは、硫化水素に起因した水素脆化が問題となる。

水素脆化には、硫化水素割れと、水素誘起割れ（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｃｒａｃｋｉｎｇ：以下、ＨＩＣと称する）とがある。硫化水素割れは、静的な外部応力下で鋼材に生じる。ＨＩＣは、外部応力のない状態で鋼材に生じる。ラインパイプは油井管よりも静的な外部応力が掛からない。そのため、ラインパイプでは特に耐ＨＩＣ性が要求される。

一般的に、鋼の強度が高くなるほど、ＨＩＣが発生しやすくなることが知られている。

ラインパイプ用の鋼材の耐ＨＩＣ性を高める技術は、特開昭５４−１１０１１９号公報（特許文献１）、特公昭５８−１８９６７号公報（特許文献２）、特開昭５２−１１１８１５号公報（特許文献３）、特開昭６１−６０８６６号公報（特許文献４）、特開２００４−１７６１７２号公報（特許文献５）及び特開２００４−１４３５９３号公報（特許文献６）に提案されている。

特許文献１に開示されたラインパイプ用鋼は、Ｃａ及びＣｅを含有して、鋼中のＭｎＳを球状化する。これにより、ラインパイプ用鋼の耐ＨＩＣ性が高まる、と特許文献１には記載されている。

特許文献２に開示されたラインパイプ用鋼は、Ｃｕ、及びＮｉを必須元素として含有し、さらに、Ｃａ／Ｓ≧２．０を満足する化学組成を有する。これにより、ラインパイプ用鋼の耐ＨＩＣ性が高まる、と特許文献２には記載されている。

特許文献３に開示されたラインパイプ用鋼材では、Ｍｎ、Ｐ及びＳ等の偏析しやすい元素の含有量が低減され、さらに、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏ等の合金元素が含有される。これにより、鋼中への水素の侵入が抑制され、ラインパイプ用鋼材の耐ＨＩＣ性が高まる、と特許文献３には記載されている。

特許文献４に開示されたラインパイプ用鋼材は、Ｎｉと、Ｃｒ及び／又はＭｏとを含有する。これにより、鋼中への水素の侵入が抑制され、ラインパイプ用鋼材の耐ＨＩＣ性が高まる、と特許文献４には記載されている。

特許文献５及び６に開示された鋼は、Ｍｏ、Ｖを必須元素として含有し、ベイナイト及びマルテンサイトの焼入れ組織の粒界にフェライトを析出させ、結晶粒界の脆化を抑制する。これにより、降伏強度が４８３ＭＰａ以上で、優れた耐ＨＩＣ性が得られる、と特許文献５及び６には記載されている。

特開昭５４−１１０１１９号公報 特公昭５８−１８９６７号公報 特開昭５２−１１１８１５号公報 特開昭６１−６０８６６号公報 特開２００４−１７６１７２号公報 特開２００４−１４３５９３号公報

従来では、上述のとおり、強度が低ければＨＩＣが発生しにくいと考えられてきた。しかしながら、本出願の発明者らの調査の結果、強度が高い場合だけでなく、降伏強度が４００ＭＰａ以下の強度が低い場合にも、ＨＩＣが発生する場合があることを新たに知見した。以下、降伏強度が４００ＭＰａ以下の場合を、本明細書では、「低強度」といい、降伏強度が４００ＭＰａよりも高い場合を、「高強度」という。

したがって、低強度の継目無鋼管において、ＨＩＣの発生を抑制することが望ましい。

本発明の目的は、サワー環境で使用されるラインパイプに用いられ、降伏強度が４００ＭＰａ以下であり、耐ＨＩＣ性に優れた継目無鋼管を提供することである。

本実施形態による継目無鋼管は、サワー環境で使用されるラインパイプに用いられる。上記継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：０．０２〜０．２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１００％、Ｏ：０．００５０％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｔｉ：０〜０．０１２％、及び、Ｎｂ：０〜０．０１２％を含有し、残部はＦｅ及び不純物である化学組成と、面積率で１０〜５０％のフェライトと、０〜５％未満のパーライトとを含有し、残部は焼戻しベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトからなる組織とを備え、粒径が５０μｍ以上の介在物個数が１５個／１００ｍｍ^２以下であり、４００ＭＰａ以下の降伏強度を有する。

本実施形態による継目無鋼管の化学組成は、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％を含有してもよい。本実施形態による継目無鋼管の化学組成は、Ｔｉ：０．００２〜０．０１２％、及び、Ｎｂ：０．００２〜０．０１２％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。

本実施形態の継目無鋼管は、４００ＭＰａ以下の低強度であっても、耐ＨＩＣ性に優れる。

図１は、クラスタ状の介在物を説明するための模式図である。

以下、本発明の実施の形態を詳しく説明する。

本発明者らは、低強度の継目無鋼管におけるＨＩＣの発生について調査及び検討し、次の知見を得た。

（１）ＨＩＣは次のメカニズムで発生する。鋼中の粗大介在物の周囲に水素が集積し、ＨＩＣの起点が形成される。起点の水素圧力が高まることにより材料が降伏すると、亀裂が生成される。亀裂先端には、転位と水素とがさらに集積する。これによりＨＩＣが発生する。

低強度の継目無鋼管では特に、ＨＩＣの一種であるブリスタが発生しやすい。ブリスタは鋼材の表面近傍に発生し、鋼材の軸方向に延びる膨れ（割れ）である。後述のＣＡＲ試験により得られた割れ面積率ＣＡＲが０％であっても、ブリスタが存在する場合がある。従来の高強度（４００ＭＰａよりも高い強度）の継目無鋼管では、ブリスタが発生しても、強度が高いため、輸送される流体のリーク等につながらない。そのため、ブリスタは特に問題にならない。

しかしながら、低強度の継目無鋼管の場合、肉厚方向に並ぶ複数のブリスタが連結して大きな割れ（ＨＩＣ）が生成する場合がある。したがって、低強度の継目無鋼管では、ブリスタの発生も抑制される方が好ましい。

一般的に低強度の継目無鋼管では、製管後そのまま放冷して製造される。この場合、継目無鋼管の組織はフェライト及びパーライトの二相組織となる。そして、降伏強度の低いフェライトの割合が多いため、フェライトが降伏してＨＩＣが発生しやすい。

そこで、本実施形態の継目無鋼管は、低強度であるにも関わらず、焼入れ及び焼戻しを実施する。これにより、鋼中のフェライトの面積率（以下、フェライト率という）が５０％以下になる。そして、フェライトの代わりに、焼戻しベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトが形成される。ベイナイト及びマルテンサイトの強度はフェライトよりも高いため、水素圧力による降伏が抑制される。そのため、ＨＩＣ（ブリスタを含む）の発生が抑制される。

（２）本実施形態ではさらに、組織中でのパーライトの面積率（以下、パーライト率という）を５％未満にする。パーライト率が高い場合、ＨＩＣが発生しやすくなる。その理由として次の事項が考えられる。腐食反応による水素イオンが鋼材表面に吸着し、原子状の水素として鋼内部に侵入する。鋼中に浸入した水素は、パーライト相を構成する炭化物のまわりに拡散・集積する。炭化物のまわりに集積した水素の内圧により、内部割れを生じる。そのため、局所的にパーライト相を有する鋼の耐ＨＩＣ性は低い。パーライト率を低下すれば、耐水素脆化特性が向上する。特に、パーライト率が５％未満であれば、低強度であっても優れた耐ＨＩＣ性が得られる。

（３）ＨＩＣは上述のとおり、介在物を起点として発生しやすい。したがって、鋼中の粗大な介在物数は少ない方が好ましい。本実施形態の化学組成の場合、粒径が５０μｍ以上の介在物（以下、粗大介在物という）の個数（粗大介在物数）Ｎが１５個／１００ｍｍ^２以下であれば、ＨＩＣ（ブリスタを含む）の発生が抑制される。

以上の知見に基づいて本実施形態の継目無鋼管は完成した。以下、本実施形態の継目無鋼管について詳述する。

［化学組成］
本実施形態による継目無鋼管は、以下の化学組成を有する。

Ｃ：０．０１〜０．２０％
炭素（Ｃ）は、焼入れ性を高めて鋼の強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、本実施形態の継目無鋼管はラインパイプとして、円周溶接により、他の継目無鋼管と接続される。したがって、Ｃ含有量が高すぎれば、円周溶接の熱影響部（ＨＡＺ）が硬化して耐ＳＳＣ性が低下する。さらに、Ｃ含有量が高すぎれば、ラインパイプ用鋼材における溶接部の靱性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０１〜０．２０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０１％よりも高く、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．２０％未満であり、さらに好ましくは０．１５％である。

Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、溶接熱影響部の靱性が低下する。Ｓｉ含有量が高すぎればさらに、フェライトが過剰に生成される。そのため、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。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０５％よりも高く、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１６％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．５０％未満であり、さらに好ましくは０．３０％である。

Ｍｎ：０．３〜２．０％
マンガン（Ｍｎ）は鋼の焼入れ性を高めて鋼の強度を高める。Ｍｎはさらに、鋼の靱性を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、この効果は得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、Ｍｎ偏析による鋼の硬化、及び、ＭｎＳの形成により、ＨＩＣが発生しやすくなる。したがって、Ｍｎ含有量は０．３〜２．０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３％よりも高く、さらに好ましくは、０．５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．０％未満であり、さらに好ましくは１．６％である。

Ｐ：０．０２％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、偏析して鋼中に硬化組織を形成する。継目無鋼管の場合、硬化組織が鋼管内面近傍に形成されやすく、ＨＩＣが発生しやすくなる。そのため、Ｐ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０．０２％以下である。好ましいＰ含有量は０．０２％未満である。

Ｓ：０．０１％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、ＭｎＳを形成する。ＭｎＳはＨＩＣの起点となる。したがって、Ｓ含有量は低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の低減はコストが掛かる。本実施形態の継目無鋼管では製造コストを抑えるため、Ｓ含有量を０．０１％以下にすればよい。本実施形態の継目無鋼管では、Ｓ含有量が０．００３％よりも高く含有されていても、後述の組織を有していれば、優れた耐ＨＩＣ性を示す。

Ｃｒ：０．０２〜０．２％
クロム（Ｃｒ）は鋼の焼入れ性を高めて鋼を強化する。Ｃｒ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、フェライトが過剰に生成して耐ＨＩＣ性が低下する。Ｃｒ含有量が高すぎればさらに、鋼中において局部に硬化組織が発生したり、鋼の表面の不均一な腐食の原因となったりする。したがって、Ｃｒ含有量は０．０２〜０．２％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０２％よりも高く、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．２％未満である。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、脱酸不足となり、鋼片に表面疵等が発生して硬質の劣化を招く。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、鋳片に割れ等が発生する。したがって、Ａｌ含有量は０．００１〜０．１００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００１％よりも高い。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．１００％未満であり、さらに好ましくは０．０７％である。本明細書において、Ａｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。

Ｏ：０．００５０％以下
酸素（Ｏ）は不純物である。Ｏは粗大な酸化物、又は酸化物のクラスタを形成して鋼の靱性及び耐ＨＩＣ性を低下する。そのため、Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。したがって、Ｏ含有量は０．００５０％以下である。好ましいＯ含有量は０．００３０％以下である。

Ｎ：０．０１００％以下
窒素（Ｎ）は不純物である。Ｎは粗大な窒化物を形成して鋼の靱性及び耐ＳＳＣ性を低下する。そのため、Ｎ含有量は低い方が好ましい。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下である。好ましいＮ含有量は０．００６％以下である。

本実施形態の継目無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、又は、製造過程の環境等から混入する元素をいう。本実施形態では、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ及びＮｉは不純物である。これらの合金元素を用いなくても、本実施形態の継目無鋼管は、優れた耐ＨＩＣ性を示す。

［選択元素について］
本実施形態の継目無鋼管はさらに、Ｃａを含有してもよい。

Ｃａ：０〜０．００５０％
カルシウム（Ｃａ）は選択元素である。Ｃａは、鋳込み時のタンディッシュノズルの詰まりを抑制する。Ｃａはさらに、ＭｎＳの形態を制御して鋼の耐食性を高める。Ｃａ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃａ含有量が高すぎれば、介在物がクラスタを形成し、鋼の靱性及び耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．００５０％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００５％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００５０％未満である。

本実施形態の継目無鋼管はさらに、Ｔｉ及びＮｂからなる群から選択された１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、鋼を細粒化する。

Ｔｉ：０〜０．０１２％
チタン（Ｔｉ）は選択元素である。ＴｉはＮｂと同様に、Ｃ及びＮと結合して炭窒化物を形成し、ピンニング効果により鋼を細粒化する。細粒化により粒界が増加するため、ブリスタ等のＨＩＣの割れの進展が粒界により阻止される。そのため、耐ＨＩＣ性が高まる。しかしながら、Ｔｉ含有量が高すぎれば、ＴｉＮが粗大化する。この場合、粗大なＴｉＮがＨＩＣの起点となり、耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．０１２％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０１０％以下である。

Ｎｂ：０〜０．０１２％
ニオブ（Ｎｂ）は、フェライトに固溶して鋼の強度を高める。Ｎｂはさらに、Ｃ及びＮと結合して炭窒化物を形成し、ピンニング効果により鋼を細粒化する。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、粗大なＮｂ炭窒化物が形成される。粗大なＮｂ炭窒化物はＨＩＣの起点となる。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．０１２％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００２％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０１０％以下である。

［組織］
本実施形態の継目無鋼管の組織は、面積率で、１０〜５０％のフェライトと、０〜５％未満のパーライトとを含有し、残部は焼戻しベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトからなる。

ここで、フェライトの面積率（フェライト率）及びパーライトの面積率（パーライト率）は、次の方法で求める。継目無鋼管の軸方向に垂直な断面において、外面、肉厚中央、内面にて１６０μｍ×１２０μｍの観察領域を各１視野選択する。各観察領域を含むサンプルを採取する。各サンプルの観察領域を含む面（観察面という）を研磨する。ナイタル腐食液を用いて、研磨された観察面をエッチングする。光学顕微鏡（観察視野：１６０μｍ×１２０μｍ、観察倍率５００倍）を用いて、観察面内の観察領域におけるフェライトとパーライトとを特定する。特定されたフェライトの面積率（％）と、パーライトの面積率（％）とを、点算法により測定する。測定されたフェライトの面積率及びパーライトの面積率の平均を、それぞれ、継目無鋼管のフェライト率（％）、パーライト率（％）と定義する。

本実施形態の継目無鋼管の組織では、フェライト率が５０％以下であり、フェライト以外の他の相として、焼戻しベイナイト及び／又は焼き戻しマルテンサイトが形成される。そのため、強度の低いフェライトの降伏に起因したＨＩＣが発生するのを抑制することができる。上記組織において、パーライトは含まれなくても良い。つまり、パーライト率は０％であってもよい。

さらに、上述のとおり、割れが生じやすいパーライトの面積率が０〜５％未満であるため、ＨＩＣが発生しにくく、優れた耐ＨＩＣ性が得られる。さらに、フェライト率が１０％以上であるため、結晶粒界の脆化が抑制される。そのため、鋼に微小な破壊が発生しても、その亀裂の伸展が抑制され、優れた耐ＨＩＣ性が得られる。

［粗大介在物数］
本実施形態の継目無鋼管ではさらに、鋼中の介在物のうち、５０μｍ以上の粒径を有する介在物（粗大介在物）の個数が１５個／１００ｍｍ^２以下である。

上述のとおり、ＨＩＣの発生起点となるフェライト及びパーライトの面積率が抑制されても、粗大介在物が鋼中に多数残存すれば、粗大介在物の界面を起点としてＨＩＣ（ブリスタを含む）が発生する場合がある。したがって、粗大介在物の個数は少ない方が好ましい。

本実施形態の継目無鋼管では、粗大介在物数Ｎが１５個／１００ｍｍ^２以下であれば、粗大介在物と起点としたＨＩＣが発生しにくい。

介在物の粒径及び個数は、次の方法で測定される。継目無鋼管の軸方向に平行な任意の断面において、サンプルを採取する。サンプルは、肉厚中央を含み面積が１００ｍｍ^２の観察領域を含む。観察領域を含む面（観察面）を鏡面研磨する。研磨された各サンプルの観察面の観察領域内の介在物（硫化物系介在物（ＭｎＳ等）、酸化物系介在物（Ａｌ_２Ｏ_３等）及び炭窒化物の介在物）を光学顕微鏡により特定する。具体的には、観察領域において、光学顕微鏡のコントラスト及び形状に基づいて、酸化物系介在物、硫化物系介在物、及び炭窒化物の介在物を特定する。

特定された各介在物（酸化物系介在物、硫化物系介在物、及び、炭窒化物の介在物）の粒径を測定する。本明細書において粒径とは、介在物と母相との界面上の異なる２点を結ぶ直線のうち最大のもの（μｍ）を意味する。ただし、クラスタ状の粒子群は一つの介在物とみなして粒径を決定する。より詳しくは、３つ以上の粒子群において、図１に示すように、各粒子の中心軸を規定する。隣り合う粒子の中心軸方向における最短距離を間隔ｄ（μｍ）と定義する。さらに、隣接する粒子の、中心軸間の距離を、中心間距離ｓ（μｍ）と定義する。間隔ｄが４０μｍ以下、中心間距離ｓが１０μｍ以下で存在する場合、これら粒子群を一つの介在物とみなす。上記クラスタ状の粒子群を一つの介在物とみなす判断手法は、ＪＩＳ Ｇ０５５５（２００３）５．２．３と同じである。粒径が５０μｍ以上の介在物を粗大介在物として特定する。

各観察領域において、粗大介在物の総数をカウントする。そして、全ての観察領域における粗大介在物の総数ＴＮを求める。求めた総数ＴＮに基づいて、次の式（Ａ）を利用して、１００ｍｍ^２あたりの、粗大介在物数Ｎ（個／１００ｍｍ^２）を求める。
Ｎ＝ＴＮ／観察領域の総面積 （Ａ）

［製造方法］
本実施形態によるサワー環境で使用されるラインパイプ用継目無鋼管の製造方法の一例を説明する。

上述の化学組成の鋼を溶製し、周知の方法で精錬する。続いて、溶鋼を連続鋳造法により連続鋳造材（スラブ、ブルーム又はビレット）にする。

［連続鋳造工程］
連続鋳造時において、冷却速度は速い方が好ましい。また、タンディッシュヒータを採用する等して、鋳込み温度を制御して大型介在物の浮上分離の促進を図ることが好ましい。これらによって、粗大介在物数Ｎを１５個／１００ｍ^２以下に制御できる。

具体的には、タンディッシュ内の溶鋼保持温度を１５４０℃以上にする。この場合、タンディッシュ中で粗大介在物が凝集して浮上し、鋼から除去される。また、１５００℃から１２００℃の温度域の冷却速度を５０℃／分以上として、介在物が粗大化するのを防止して、均一に微細分散させる。

［製管工程］
連続鋳造材がスラブ又はブルームの場合、連続鋳造材を熱間加工してビレットを製造する。たとえば、スラブやブルームを分塊圧延して、ビレットを製造する。

続いて、ビレットを熱間製管して継目無鋼管を製造する。具体的には、ビレットを加熱炉で加熱する。加熱炉から抽出されたビレットに対して熱間加工を実施して継目無鋼管を製造する。具体的には、マンネスマン法に基づく穿孔圧延を実施して素管を製造する。製造された素管に対してさらに、マンドレルミル、レデューサ、サイジングミル等により延伸圧延及び定径圧延を実施して継目無鋼管を製造する。

製管された継目無鋼管に対して、次の条件で焼入れ処理及び焼戻し処理を実施する。

［焼入れ処理］
本実施形態では、焼入れ処理により、組織中のフェライト率及びパーライト率を低減し、ベイナイト及び／又はマルテンサイトを生成する。焼入れ温度は、Ａ_１点以上とし、冷却速度は５℃／ｓｅｃ以上とする。

焼入れ温度がＡ_１点以上である場合、焼入れ温度における鋼の組織はフェライトとオーステナイトとの２相からなる。本実施形態の継目無鋼管では、二相域となる温度域から上記冷却速度で焼入れを行えば足りる。この場合であっても、ＨＩＣの発生要因となるフェライト及びパーライトを有効に抑制することができる。

熱間加工された継目無鋼管をそのまま焼入れする場合、焼入れ温度の下限はＡ_ｒ１点である。一方、熱間加工された継目無鋼管をいったん冷却した後、焼入れ温度まで加熱して焼入れする場合、又は、熱間加工された継目無鋼管を補熱炉にいれて焼入れ温度まで加熱する場合、焼入れ温度の下限はＡ_ｃ１点である。

好ましくは、焼入れ温度の下限はＡ_３点である。具体的には、熱間加工後の継目無鋼管をそのまま焼入れする場合、好ましい焼入れ温度の下限はＡ_ｒ３点である。熱間加工後の継目無鋼管をいったん冷却した後、焼入れ温度まで加熱して焼入れする場合、又は、熱間加工後の継目無鋼管を補熱炉に装入して焼入れ温度まで加熱して焼入れする場合、好ましい焼入れ温度の下限はＡ_ｃ３点である。この場合、焼入れ温度での鋼の組織はオーステナイト単相になるため、フェライト及びパーライトの生成をさらに抑制することができ、降伏強度を高めることができる。

好ましい焼入れ温度の上限は９８０℃であり、さらに好ましくは９５０℃である。この場合、結晶粒が粗大化し靱性が著しく悪化するのを抑制できる。そのため、鋼の靱性が高まる。

［焼戻し処理］
本実施形態では、焼戻し処理における焼戻し温度をＡ_ｃ１点以下とする。さらに、焼戻し処理時においてパーライトが生成されるのを抑制するために、次の式（１）で定義される焼戻しパラメータＰＬを１９５００未満とする。
ＰＬ＝（Ｔ＋２７３）×（２１．３−５．８×Ｃ＋ｌｏｇ（ｔ）） （１）
式（１）中のＴには、焼戻し温度（℃）が代入され、Ｃには、継目無鋼管の炭素含有量（％）が代入される。ｔには、焼戻し温度Ｔ（℃）での保持時間（均熱時間、単位はｈｒ）が代入される。

焼戻しパラメータＰＬが１９５００以上である場合、鋼中のベイナイト及びマルテンサイトの一部がオーステナイトとなる。そのため、均熱後の冷却時において、オーステナイトからパーライトが生成される。その結果、鋼中のパーライトの面積率が５％以上になる。

焼戻しパラメータＰＬが１９５００未満であれば、焼戻し処理時においてパーライトが生成されるのを抑制することができる。そのため、本実施形態の継目無鋼管の組織において、パーライト率を５％未満とすることができる。

以上の製造条件により製造された本実施形態の継目無鋼管は、低強度であっても優れた耐ＨＩＣ性を有する。

表１に示す鋼Ａ〜鋼Ｚを溶製した。

表１中の「−」は実質的に「０」％（不純物レベル）であったことを示す。表１を参照して、鋼Ａ〜鋼Ｚの化学組成はいずれも、本実施形態の継目無鋼管の化学組成の範囲内であった。

各溶鋼を用いて、連続鋳造法により表２に示す複数のビレットを製造した。

連続鋳造時のタンディッシュ内の溶鋼の温度は、表２（「タンディッシュ温度」欄参照）に記載のとおりであった。なお、連続鋳造において、鋼温度が１５００℃〜１２００℃の温度域での冷却速度は、いずれの番号も５０℃／分以上であった。製造されたビレットを用いて継目無鋼管を製造した。具体的には、ビレットを１１００℃に加熱した後、穿孔機（ピアサ）を用いて素管を製造した。その後、マンドレルミルにより延伸圧延を実施し、レデューサにより定径圧延を実施して、表２に示す外径及び肉厚を有する番号１〜４０の継目無鋼管を製造した。

製造された各番号の継目無鋼管に対して、必要に応じて、表２に示す熱処理（焼準処理、焼入れ及び焼戻し処理）を実施した。表２中の番号に対応する「ノルマ」欄に温度（℃）が記載されている場合、その番号の継目無鋼管に対して表２の「Ｎ温度」に記載された焼準温度で焼準処理（ノルマライズ処理）が実施されたことを示す。表２中の「焼入れ」欄及び「焼戻し」欄に数値が記載されている場合、対応する番号の継目無鋼管において、焼入れ欄の「Ｑ温度」に記載された焼入れ温度（℃）で焼入れが実施され、焼戻し欄の「Ｔ温度」に記載された焼戻し温度（℃）で、「Ｔ時間」に記載された均熱時間（ｍｉｎ）保持して焼戻しを実施したことを意味する。なお、焼入れを実施した場合の冷却速度はいずれも５℃／ｓｅｃ以上であった。「ＰＬ」欄には、対応する番号での焼戻しパラメータＰＬが記載されている。なお、焼入れが実施された場合、焼入れ時の冷却速度はいずれも、５℃／ｓｅｃ以上であった。

「ノルマ」欄、「焼入れ」欄及び「焼戻し」欄に「−」が記載されている場合、対応する熱処理が実施されなかったことを意味する。「ノルマ」欄、「焼入れ」欄及び「焼戻し」欄の全てに「−」が記載されている場合、対応する番号の継目無鋼管は製管後熱処理せずに常温まで冷却された（つまり、圧延まま材である）ことを意味する。

以上の条件で製造された継目無鋼管に対して、次の試験を実施した。

［組織観察試験］
上述の試験方法により、光学顕微鏡にて各番号の継目無鋼管の組織（フェライト、パーライト、ベイナイト及び／又はマルテンサイト）を特定した。さらに、点算法により、フェライト率（％）、パーライト率（％）を求めた。

［粗大介在物数測定試験］
上述の測定方法により、各番号の継目無鋼管の粗大介在物数Ｎを求めた。

［降伏強度試験］
各番号の継目無鋼管の各々から、外径６．３５ｍｍ、長さ２５．４ｍｍの平行部を有する丸棒引張試験片を採取した。平行部は継目無鋼管の軸方向に平行であった。採取された丸棒引張試験片を用いて、常温（２５℃）で引張試験を行い、降伏強度ＹＳ（全伸び０．５％）（ＭＰａ）を求めた。

［ＣＡＲ評価試験］
各番号の継目無鋼管から試験片（厚さ１２〜３０ｍｍ、幅２０ｍｍ、長さ１００ｍｍ）を最外面から１ｍｍ以下、最内面から１ｍｍ以下を除く全肉厚位置から採取した。試験片は、継目無鋼管の外面及び内面に相当する一対の表面を有した。

採取された試験片を用いて、ＮＡＣＥ（Ｎａｔｉｏｎａｌ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ ｏｆ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓ）Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌにより規定されるＮＡＣＥ ＴＭ０２８４−２０１１に準拠したＨＩＣ試験を行った。初期ｐＨが２．７で５ｗｔ％ＮａＣｌ＋０．５ｗｔ％ＣＨ_３ＣＯＯＨを含有し、Ｈ_２Ｓ分圧が１ｂａｒ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（Ｂ）より割れ面積率ＣＡＲ（％）を求めた。なお、式（Ｂ）中の試験片の面積は２０ｍｍ×１００ｍｍとした。標準測定条件として、ＡスコープでＢ１エコーが８０％以上得られる音圧とした場合であって、反射エコーが２０％以上の場合にＨＩＣと認定した。
割れ面積率ＣＡＲ＝試験片に発生したＨＩＣの面積／試験片の面積 （Ｂ）

さらに、次の方法により、試験後の試験片に発生したブリスタ個数（個／２０ｃｍ^２）をカウントした。試験後の試験片の表面（継目無鋼管の内面及び外面に相当する２０ｍｍ幅×１００ｍｍ長さの２面）を目視で観察した。そして、上記表面に発生したブリスタの総数をカウントし、ブリスタ個数（個／２０ｃｍ^２）を求めた。

［試験結果］
表２を参照して、番号１〜１０、２２、２３、２９、３０、３８及び３９では、化学組成が適切であり、焼入れ及び焼戻しが実施された。さらに、鋳込み時のタンディッシュ温度、焼入れ温度、焼戻し温度も適切であり、焼戻しパラメータＰＬも適切であった。そのため、降伏強度は４００ＭＰａ未満であり、組織中のフェライト率及びパーライト率は適切であった。さらに、粗大介在物数Ｎも１５個／１００ｍｍ^２以下であった。その結果、割れ面積率ＣＡＲはいずれも０％であり、ブリスタ個数も０個／２０ｃｍ^２であった。したがって、これらの番号では、優れた耐ＨＩＣ性が得られた。

なお、番号３８では、焼入れ温度が二相域であったが、組織中のフェライト率及びパーライト率は適切であった。そのため、割れ面積率ＣＡＲは０％であり、ブリスタ個数は０個／２０ｃｍ^２であった。

一方、試験番号１１〜１６、２０、２１、２８、３４、３６、及び３７では、化学組成は適切であったものの、焼入れ焼戻しが実施されず、製管後そのまま常温まで放冷された。そのため、組織内のパーライト率が５％以上となった。そのため、割れ面積率ＣＡＲはいずれも０．２％以上と高く、ＨＩＣの発生が確認された。さらに、ブリスタ個数も５個／２０ｃｍ^２以上であった。

なお、番号１１及び３６では、タンディッシュ温度が１５４０℃未満と低すぎた。そのため、粗大介在物数Ｎが１５個／１００ｍｍ^２を超えた。

試験番号１７〜１９、２７及び３５では、化学組成は適切であったものの、焼入れ焼戻しが実施されず、製管後、焼準処理が実施された。そのため、組織内のパーライト率が５％以上となった。そのため、割れ面積率ＣＡＲはいずれも０．２％以上と高かった。さらに、ブリスタ個数が５個／２０ｃｍ^２以上であった。

なお、番号３５では、タンディッシュ温度が１５４０℃未満と低すぎた。そのため、粗大介在物数Ｎが１５個／１００ｍｍ^２を超えた。

試験番号２４〜２６、３１〜３３では、化学組成が適切であり、焼入れ焼戻し処理が実施されたものの、焼戻しパラメータＰＬが１９５００以上であった。そのため、組織は、フェライトと、ベイナイト及び／又はマルテンサイトとを含有するものの、パーライト比率が５％以上となった。その結果、割れ面積率は０．２％以上であり、ブリスタ個数が５個／２０ｃｍ^２以上であった。

試験番号４０では、化学組成が適切であり、焼入れ焼戻し処理が実施され、焼戻しパラメータＰＬが１９５００未満であったものの、タンディッシュ温度が１５４０℃未満と低すぎた。そのため、粗大介在物数Ｎが１５個／１００ｍｍ^２を超えた。そのため、割れ面積率ＣＡＲは０％であったものの、ブリスタ個数が５個／２０ｃｍ^２以上であり、耐ＨＩＣ性が低かった。

以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、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。したがって、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更して実施することができる。

Claims (3)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０１〜０．２０％、
   Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
   Ｍｎ：０．３〜２．０％、
   Ｐ：０．０２％以下、
   Ｓ：０．０１％以下、
   Ｃｒ：０．０２〜０．２％、
   ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１００％、
   Ｏ：０．００５０％以下、
   Ｎ：０．０１００％以下、
   Ｃａ：０〜０．００５０％、
   Ｔｉ：０〜０．０１２％、及び
   Ｎｂ：０〜０．０１２％、
   を含有し、残部はＦｅ及び不純物である化学組成と、
   面積率で１０〜５０％のフェライトと、０〜５％未満のパーライトとを含有し、残部は焼戻しベイナイト及び／又は焼戻しマルテンサイトからなる組織とを備え、
   粒径が５０μｍ以上の介在物個数が１５個／１００ｍｍ^２以下であり、
   ４００ＭＰａ以下の降伏強度を有する、サワー環境で使用されるラインパイプ用継目無鋼管。
2. 請求項１に記載のラインパイプ用継目無鋼管であって、
   前記化学組成は、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％を含有する、ラインパイプ用継目無鋼管。
3. 請求項１又は請求項２に記載のラインパイプ用継目無鋼管であって、
   前記化学組成は、
   Ｔｉ：０．００２〜０．０１２％、及び、
   Ｎｂ：０．００２〜０．０１２％からなる群から選択される１種以上を含有する、ラインパイプ用継目無鋼管。
   

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