JP5803270B2 - 耐圧潰性に優れた高強度耐サワーラインパイプ及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、石油や天然ガスの輸送に使用されるラインパイプ用溶接鋼管およびその製造方法に関し、特に厚鋼板を冷間で成型し溶接して製造される圧潰強度に優れた高強度耐サワーラインパイプおよびその製造方法に関する。

一般に、海底に敷設するラインパイプは、敷設時に外部からの高い外圧を受け圧潰する可能性がある。そのため、海底に敷設されるラインパイプには、高い耐圧潰性が求められる。耐圧潰性は、ラインパイプの形状と圧縮降伏応力によって支配され、一般的に、ラインパイプの形状が真円であるほど、圧縮降伏応力が大きいほど耐圧潰性に優れることが知られている。そのため、海底に敷設されるラインパイプは、造管した状態で十分な圧縮降伏応力を有することが望ましいが、ＵＯＥ鋼管のように厚鋼板を冷間加工した後、拡管することで造管される鋼管の場合、最終工程である拡管で大きな引張負荷を受ける。そのため、鋼管の圧縮降伏応力は、引張負荷時に発生した背応力により鋼管の引張降伏応力よりも低下することになる。

従って、鋼管の耐圧潰性を確保するためには、厚鋼板の設計強度を高く設計する、あるいは管厚を大きくする必要がある。しかしながら、強度を上げるあるいは管厚を大きくするためには、ともに合金コストの増大や母材および溶接熱影響部の靱性劣化を助長するため、過度に強度や管厚を大きくすることなく、耐圧潰性を確保できる溶接鋼管の製造方法を確立することが求められている。

また、ラインパイプとして用いる場合、輸送ガスに硫化水素が含まれる場合があり、その場合、前述した特性に加えて、優れた耐サワー性能を確保することが求められる。

このような要求に対し、特許文献１および特許文献２では、造管時のＯプレス圧縮率と拡管率をパラメータに、圧縮率／拡管率を最適な範囲まで低減することによって、造管後における鋼管の圧縮降伏応力の低下を抑制する方法が開示されている。たとえば、特許文献２には、Ｏ成形時のアプセット率（すなわち圧縮率）αと拡管時の拡管率βとの比をα／β≧０．３５とする技術が開示されている。また、特許文献２では、拡管率を極めて大きくすることにより、造管後における鋼管の圧縮降伏応力の低下を抑制する方法も開示されている。特許文献３では、縮管と拡管の順序と程度を最適化することによって、外圧による鋼管の圧潰強度を向上させる方法が開示されている。

特許文献４から７には、造管後に熱処理、もしくはコーティング加熱による低温ひずみ時効により、造管工程で鋼管に付与された背応力を低減することにより、鋼管の圧縮降伏応力の低下を抑制する方法が開示されている。

また、特許文献８および特許文献９では、厚鋼板の組織に含まれる島状マルテンサイト（Ｍ−Ａ）を分解し、さらにフェライト＋ベイナイトのベイナイトの硬さを低下させることによりバウシンガー効果による圧縮降伏応力を向上させ、同時に管厚方向の硬さの均一化による真円度の向上により耐圧潰性をする方法が開示されている。

特開２００２−１０２９３１号公報 特開２００３−３４０５１８号公報 特開平９−１２３３号公報 特開平９−３５４５号公報 特開２００２−２９５７３６号公報 特開２００３−３４２６３９号公報 特開２００４−３５９２５号公報 特開２００９−２７５２６１号公報 特開２０１０−８４１７１号公報

しかし、特許文献１および特許文献２で示されているような最適な圧縮率／拡管率に造管条件を設定するためには、Ｏプレス圧縮率を通常よりも極めて大きくする必要がある。Ｏプレスの圧縮率を増大させることは、Ｏプレス機のプレス能力を増強する必要があり、新規設備導入や設備改修によるコストの増大が問題となる。

さらに、圧縮強度の確保が問題となる海底パイプライン用ラインパイプは、耐座屈性能確保の観点から厚肉で設計されることが多く、このことはＯプレスの圧縮率を増大させることとなる。また、拡管率を低下させることにより、最適な範囲にすることもできるが、鋼管の真円度を低下させることとなり、耐圧潰性が劣化してしまう。本発明で耐圧潰性とは、鋼管の敷設時の外圧による座屈破壊に対する抵抗力と言う意味で使用する。

また、特許文献２および３に記載のように、拡管率を極めて大きくすることや縮管と拡管とを行うことは、過度な加工硬化による表面硬さの上昇や、拡管および縮管ダイスによる疵が鋼管表面に残ることが懸念される。

また、特許文献４から７に記載のように、造管後のコーティング加熱条件を最適化することにより，低温ひずみ時効処理を行うことは、圧縮降伏応力の低下を抑制するという観点では絶大な効果があるが、鋼管の引張の応力−ひずみ曲線が造管後のラウンドハウス型からリューダース型に変わり、曲げ座屈性能などの鋼管の変形能を低下させる。

さらに、コーティング加熱の条件は、使用するコーティング材によって変わり、必ずしも狙いとするコーティング加熱条件に合致させることができるとは限らず、コーティング加熱のかわりに熱処理によって低温ひずみ時効処理を行う場合は、工程が増えることにより生産性を著しく損なうこととなる。

また、特許文献８および特許文献９記載のように、加速冷却の直後に急速加熱を加えることで鋼材特性、鋼管形状の両面から耐圧潰性を向上させることができるが、加速冷却装置下流に特別な装置を設置する必要があり、また管厚方向の硬度差を小さくできるものの、管径方向の硬度差を十分に小さくすることができず、局所的に硬化した部分を起点に硫化物応力腐食割れ（以下「ＳＳＣ」と称する。）が発生する可能性がある。

上述したように、従来の技術では外観の劣化、溶接性の低下、生産性の低下や耐サワー性能の低下を生じることなく、耐圧潰性に優れた耐サワーラインパイプを製造することは、困難であった。

そこで、本発明では、耐圧潰性および耐サワー性能を低下させることなく、高生産性、低コストで製造できる高強度ラインパイプおよびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、前記の課題を解決するために、鋼板のミクロ組織およびミクロ組織を達成するための方法、特に鋼材成分と制御圧延、加速冷却という製造プロセスについて鋭意検討し、以下の知見を得た。

まず、優れた耐サワー性能を確保するためには、中央偏析に生成するＭｎＳを球状化するために、Ｃａを適量添加する必要があることがわかった。その際、後述する式（３）のＡＣＲを１．０以上にすることにより、針状のＭｎＳを球状のＣａＯＳに変化させ水素誘起割れ（以下「ＨＩＣ」と称する）試験時の破壊発生起点になることを抑制することができることがわかった。さらに、Ｃａ、Ｓ、Ｏの含有量に上限を設けることによりＣａ系介在物の凝集粗大化によるＨＩＣ試験時の破壊発生起点になることを抑制することができることがわかった。また、中央偏析に針状のＭｎＳが生成しない場合も、ＮｂＴｉ−ＣＮやＣａ−Ａｌ系介在物、気泡などを起点にＨＩＣが発生することがあるが、後述する式（２）のＰＨＩＣを１．０以下にすることにより焼入性の高い合金元素が中央偏析に濃化することを防ぎ、さらに管厚中央の組織をベイナイト単相にすることで、２相域変態中のオーステナイトへのＣの濃化を抑制し、ＨＩＣの発生を抑制することができることがわかった。

一方で、表層からのＳＳＣの発生については、表層硬さを２４８以下に抑えることにより、ＳＳＣの発生が抑制できることが従来から知られているが、耐ＨＩＣ性を確保するために圧延終了後、表層が十分に変態する前に、加速冷却を行うことによって、表層が著しく硬化するといった問題が、以前から指摘されていた。

本発明者らは、その原因を調査するために板幅方向の表層硬さ分布を詳細に調査した結果、表層が著しく硬化している個所は管幅方向に局所的に存在し、その位置は圧延後のデスケーリングによって十分にスケールを剥離させることができなかった個所や圧延終了から加速冷却を行う間に厚いスケールが生成した個所に対応することがわかった。そこで、本発明者らは、加速冷却を行う直前に高圧のデスケーリングを行うことにより、鋼板表面のスケールを均一に剥離させ、なおかつデスケーリングから加速冷却に至るまでのスケールの成長を最小化させることにより、板幅方向に局所的に存在していた硬化部をなくし、全長全周において鋼管表面の硬さを２４８以下に抑えることができ、その結果、ＳＳＣを抑制することができることを明らかにした。

また、加速冷却前にデスケーリングを行い板幅方向の硬度分布を平坦にすることは、鋼管の真円度確保の点からも有利であり、拡管率を過度に上げることなく真円度を確保することができる。拡管率を下げることは、鋼管の圧縮降伏応力を上げることにつながり、この真円度と圧縮降伏応力という相反した性能をともに向上させることを可能とし、耐圧潰性を向上させることができることを明らかにした。

本発明は、以上の知見をもとに、さらに検討を加えたもので、
[１]厚鋼板からなる母材を管状に成形し、そのシーム部を２層以上の溶接によって接合した溶接鋼管であって、
質量％で、
Ｃ： ０．０２〜０．０８％
Ｓｉ： ０．０１〜０．５０％
Ｍｎ： ０．５〜１．５％
Ｐ： ０．０１０％以下
Ｓ： ０．００１％以下
Ａｌ： ０．０６％以下
Ｎｂ： ０．００２〜０．１００％
Ｃａ： ０．０００５〜０．００４０％
Ｏ： ０．００３０％以下
を含有し、さらに、
Ｃｕ： １．０％以下
Ｎｉ： １．０％以下
Ｃｒ： １．００％以下
Ｍｏ： ０．５％以下
の中から選ばれる１種以上を含有し、
さらに、式（１）で規定されるＣｅｑが０．３０以上、
式（２）で規定されるＰＨＩＣが０．１０以下、
式（３）で規定されるＡＣＲが１．００〜６．００であり、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
母材表層部の金属組織が上部ベイナイトであるか又はフェライト及び上部ベイナイトであり、
母材管厚中心部の金属組織が上部ベイナイト単相であり、
管厚全域で島状マルテンサイト（Ｍ−Ａ）の体積分率が４％以下、
かつ、管周方向同位置における管厚方向の硬度差の最大値が５０以下、
管厚方向同位置における管周方向の硬度差の最大値が５０以下、
表層硬さの最大値が２４８以下
であることを特徴とする耐圧潰性に優れた高強度耐サワーラインパイプ。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ 式（１）
ＰＨＩＣ＝４．４６Ｃ＋２．３７Ｍｎ／６＋（１．１８Ｃｒ＋１．９５Ｍｏ＋１．７４Ｖ）／５＋（１．７４Ｃｕ＋１．７Ｎｉ）／１５＋２２．３６Ｐ 式（２）
ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０Ｃａ）Ｏ）／１．２５Ｓ 式（３）
ここで、各式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量（質量％）を表わし、含有しない場合は０とする。
[２] さらに、質量％で、
Ｖ： ０．００５〜０．１００％
Ｔｉ： ０．００５〜０．０５０％
Ｍｇ： ０．０００５〜０．００４０％
の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする[１]記載の耐圧潰性に優れた高強度耐サワーラインパイプ。
[３]真円度が下記の（４）又は（５）式を満たすことを特徴とする[１]又は[２]記載の耐圧潰性に優れた高強度耐サワーラインパイプ。
Ｄ／ｔ^０．６≦８５の場合 Ｄｍａｘ−Ｄｍｉｎ≦３．０ 式（４）
Ｄ／ｔ^０．６＞８５の場合 Ｄｍａｘ−Ｄｍｉｎ≦０．０４Ｄ／ｔ^０．６−０．４ 式（５）
ここで、Ｄ： 公称外径（ｍｍ）、ｔ： 管厚（ｍｍ）、Ｄｍａｘ−Ｄｍｉｎ： 真円度（ｍｍ）、Ｄｍａｘ：測定最大外径（ｍｍ）、Ｄｍｉｎ：測定最小外径（ｍｍ）である。
[４] 鋼素材を、９００〜１２００℃に加熱後、９００℃以下の累積圧下率を３０〜９０％とし圧延終了温度を（Ａｒ_３−１０℃）以上とした熱間圧延を行った後、
加速冷却の直前に鋼板表面での噴射流衝突圧が１ＭＰａ以上のデスケーリングを行い、
直ちに（Ａｒ_３−３０℃）以上の温度から表層の冷却速度が２００℃／ｓ以下かつ平均の冷却速度が１０℃／ｓ以上で冷却停止温度が３００℃〜６００℃になる加速冷却を行い、
その後室温まで冷却して得られた厚鋼板を、冷間で管状に成形し、突合せ部を溶接し鋼管とした後、さらに、０．５〜１．１％の拡管率で拡管を行うことによって製造することを特徴とする[１]及至[３]のいずれか一つに記載の耐圧潰性に優れた高強度耐サワーラインパイプの製造方法。

本発明によれば、石油や天然ガスの輸送とりわけ海底パイプラインに使用させる耐圧潰性に優れる厚肉高強度ラインパイプ用として好適な厚鋼板を冷間で成形し溶接して製造される高靱性溶接鋼管の製造が可能となり、産業上極めて有効である。

以下に本発明を実施するための形態について説明する。まず、本発明の構成要件の限定理由について説明する。本発明で対象とする厚鋼板とは、熱間圧延で製造される２０ｍｍ以上の板厚を有する鋼板をいう。

１．成分組成
以下に成分組成の限定理由を説明する。なお、成分組成を示す単位は、全て質量％とする。

Ｃ：０．０２〜０．０８％
Ｃは焼き入れ性を高め強度確保に重要な元素であるが、０．０２％未満では十分な強度が確保できない。また、０．０８％を超えて添加すると、硬質第２相の生成が顕著となり、耐サワー性の確保が困難となる。また、硬質第２相が増えることは鋼管の圧縮強度を低下させ、耐圧潰性も低下させることになる。よって、Ｃ含有量は、０．０２〜０．０８％の範囲とする。さらに好適には、０．０３〜０．０６％である。

Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｓｉは脱酸のため添加するが、０．０１％未満では脱酸効果が十分でなく、０．５０％を超えるとマルテンサイト体積分率の増加による耐サワー性、耐圧潰性、靱性および溶接性の劣化が起こるため、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．５０％の範囲とする。さらに好適には、０．０１〜０．３０％の範囲である。

Ｍｎ：０．５〜１．５％
Ｍｎは強度、靭性向上に有効な元素であるが、０．５％未満ではその効果が十分でなく、１．５％を超えると中央に偏析し、中央偏析硬さの増加およびＭｎＳの生成により耐サワー性能を著しく劣化させる。従って、Ｍｎ含有量は、０．５〜１．５％の範囲とする。より好ましくは、１．０〜１．５％である。

Ｐ：０．０１０％以下
Ｐは偏析に濃化する元素であり、少量含まれるだけでも中央偏析の硬さを顕著に上げ、耐サワー性を劣化させるため、少なければ少ないほどよい。ただし、０．０１０％までは許容することができる。

Ｓ：０．００１％以下
ＳはＭｎと結合し、ＭｎＳを生成する。また、ＳはＭｎと同じく中央に偏析しやすい元素であるためＳ量が多いとＭｎＳの中央偏析が多数生成することになり、耐サワー性を著しく劣化させる。従って、Ｓは極力低減することが望ましいが、０．００１％までは許容することができる。

Ａｌ：０．０６％以下
Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０．０６％を超えると鋼の清浄度が低下し、Ａｌ系介在物が生成することにより耐サワー性能を劣化させるため、Ａｌ含有量は０．０６％以下とする。より好ましくは、０．０１〜０．０５％の範囲である。

Ｎｂ：０．００２〜０．１００％
Ｎｂは制御圧延の効果を高め、組織細粒化により強度、靭性を向上させる元素である。しかし、０．００２％未満では効果がなく、０．１００％を超えると溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するため、Ｎｂ含有量は０．００２〜０．１００％の範囲とする。より好ましくは、０．００５〜０．０６０％である。

Ｃａ：０．０００５〜０．００４０％
Ｃａは中央偏析に生成する針状ＭｎＳの形態を球状にすることにより、耐ＨＩＣ性能を向上させる。その効果をえるためには、０．０００５％以上添加することが好ましいが、０．００４０％を超えて添加するとＣａＯＳクラスタが生成し、耐ＨＩＣ性能がむしろ劣化することになるため、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．００４０％とする。より好ましくは、０．００１５〜０．００４０％である。

Ｏ：０．００３０％以下
Ｏは鋼中に不可避的に含まれる元素であり、通常ＡｌやＣａと結合した酸化物として存在している。これらＡｌ，Ｃａ系酸化物の鋼中含有量が多くなりすぎると、クラスタを形成し耐ＨＩＣ性能を劣化させるため、Ｏの含有量を０．００３０％以下とする。

さらに、鋼板の強度を向上させるため、以下に示すＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの中から選ばれた１種以上を添加する。

Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。しかしながら、１．０％を超えて添加すると溶接性の劣化や析出脆化による母材、ＨＡＺの靱性劣化、さらにはＭ−Ａ分率の増加による圧縮強度の低下が問題になるため、Ｃｕを添加する場合には上限を１．０％とする。より好ましくは、０．０５〜０．４５％である。

Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。しかしながら、１．０％を超えて添加すると連続鋳造時にスラブに割れが生じ、表面の手入れが必要となり、著しい生産性の低下を招き、さらにＭ−Ａ分率の増加による圧縮強度の低下が問題になるため、Ｎｉを添加する場合には上限を１．０％とする。より好ましくは、０．０５〜０．４５％である
Ｃｒ：１．００％以下
ＣｒはＭｎと同様に低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素である。しかしながら、１．０％を超えて添加すると溶接性の劣化やＭ−Ａ分率の増加による圧縮強度の低下を招くため、Ｃｒを添加する場合はその含有量は１．００％以下とする。より好ましくは０．１０〜０．４０％である。

Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏは焼き入れ性を向上し強度上昇に大きく寄与する元素である。しかし、０．５０％を超える添加はＭ−Ａ分率の増加による圧縮強度の低下や溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｍｏを添加する場合は、その含有量は０．５０％以下とする。より好ましくは、０．０５〜０．３０％である。

Ｃｅｑ：０．３０以上
下記式（１）で定義されるＣｅｑは本来は溶接時のＨＡＺ（溶接熱影響部）最高硬さを示す指標であるが、同時に母材強度ともよい相関を示すことが知られている。Ｃｅｑは０．３０未満の場合、所望の母材強度が得られないため、Ｃｅｑの下限を０．３０とする。

Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ 式（１）
ここで、各式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量（質量％）を表わし、含有しない場合は０とする。

ＰＨＩＣ：１．００以下
下記式（２）で定義されるＰＨＩＣは一般的な炭素等量の式に用いられる合金元素およびＰについて、中央偏析部への濃化度を熱力学計算により求めて濃化度合いの係数を加えたもので、中央偏析部の最終凝固部の硬さを間接的に表示することができる。このＰＨＩＣが１．００を超えると中央偏析に粗大なＭｎＳが生成していなくても、ＮｂＴｉ―ＣＮなどを起点にＨＩＣ割れが発生するため、上限を１．００とする。
ＰＨＩＣ＝４．４６Ｃ＋２．３７Ｍｎ／６＋（１．１８Ｃｒ＋１．９５Ｍｏ＋１．７４Ｖ）／５＋（１．７４Ｃｕ＋１．７Ｎｉ）／１５＋２２．３６Ｐ 式（２）
ここで、各式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量（質量％）を表わし、含有しない場合は０とする。

ＡＣＲ：１．００〜６．００
下記式（３）で定義されるＡＣＲは中央偏析に生成するＭｎＳをＣａによって球状化させえるかを評価する指標であり、１．００未満の場合、中央偏析に粗大なＭｎＳが残留し耐ＨＩＣ性能を劣化させる。１．００以上の場合は、ＣａＯＳが生成し、粗大なＭｎＳの生成はなくなるが、６．００を超えるとＣａＯＳがクラスタを生成し、耐ＨＩＣ性能を劣化させるため、ＡＣＲの範囲を１.００〜６.００の範囲とする。
ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０Ｃａ）Ｏ）／１．２５Ｓ 式（３）
ここで、各式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量（質量％）を表わす。

さらに、鋼板の強度、母材靱性、ＨＡＺ靱性を向上させるため、以下に示すＶ，Ｔｉ，Ｍｇの中から選ばれた１種以上を添加することができる。

Ｖ：０．００５〜０．１００
Ｖは主に焼入れ性を高めることで母材強度を向上させることができる。その効果は０．００５％未満では現れず、一方で０．１００％を超える添加により析出脆化を起こし、母材靱性、ＨＡＺ靱性を劣化させるため、Ｖを添加する場合にはその範囲は０．００５〜０．１００％とすることが好ましい。より好ましくは０．００５〜０．０５０％である。

Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％
ＴｉはＴｉＮのピンニング効果により加熱時のオーステナイトの粗大化を抑制し、母材や溶接熱影響部の靭性を改善するために有効な元素である。しかし、０．００５％未満では効果が無く、０．０５０％を超える添加はＴｉＮが粗大化し、逆に溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｔｉを添加する場合にはその含有量は０．００５〜０．０５０％の範囲とすることが好ましい。さらに、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．０３０％にすると、より優れた靭性を示す。

Ｍｇ：０．０００５〜０．００４０％
Ｍｇはアルミナクラスタ（Ａｌ_２Ｏ_３）を、Ａｌ−Ｍｇ系酸化物として微細分散させることで母材およびＨＡＺ靭性向上に寄与する元素である。その効果を得るためには、０．０００５％以上添加することが好ましいが、０．００４０％を超える添加で、ＭｇＣａＯＳクラスタを形成し、耐ＨＩＣ性能を劣化させるため、Ｍｇを添加する場合にはその添加量は０．０００５〜０．００４０％とすることが好ましい。

上記の元素以外はＦｅおよび不避的不純物とし、意図的に添加しない。より好ましくは、不可避的不純物の含有量上限を、Ｎで０．００６０％以下、Ｂで０．０００５％以下とする。
２．金属組織（ミクロ組織）
本発明では、母材の金属組織の形態および体積分率を規定する。ここで、体積分率は各金属組織の面積率を測定し体積分率とみなしている。

表層組織
表層組織は耐ＳＳＣ性を確保するために過度に焼きの入った組織になることを防ぐ必要がある。本発明では、加速冷却の直前にデスケーリングを行うことで、厚いスケールの生成に起因した表層での硬化組織の生成を抑制し、表層組織を上部ベイナイトにするか、もしくはフェライト＋上部ベイナイト（フェライトと上部ベイナイトとの混合組織をこのように表記する）主体にすることで、表層硬さの過度な上昇を防ぐ。なお、これらの主体組織以外としては、マルテンサイト、Ｍ−Ａ、下部ベイナイト、パーライトおよびセメンタイトがあり、いずれも、フェライト、上部ベイナイトに比べて硬い組織であるため、少ない方が良い。なお、主体組織の体積分率を特には規定しないが、より好ましくは８５％以上である。このとき、上部ベイナイトのラス間に生成するセメンタイトは上部ベイナイトの一部として測定する。また、表層とは最表層から管厚方向２ｍｍまでの領域のことである。

管厚中央組織
管厚中央の組織は、母材強度およびＨＩＣ性能を確保する上で重要な因子である。ＨＩＣ性能確保および圧縮強度確保の観点からは、できるだけ均一な組織であることが望ましく、強度確保の観点からフェライト単相組織では不適格で、下部ベイナイトやマルテンサイト単相組織にすると硬さが大きくなりすぎてＨＩＣ試験時に中央偏析から割れが生じるため、母材強度、耐ＨＩＣ性能の両立のためには、上部ベイナイト単相組織とする必要がある。

なお、上部ベイナイト組織以外としては、マルテンサイト、Ｍ−Ａ、下部ベイナイト、パーライト、セメンタイトおよびフェライトがあり、いずれも第２相として主体組織である上部ベイナイトとの硬度差を生じ、耐ＨＩＣ性能および圧縮強度を劣化させるため、少ない方が良い。なお、主体組織である上部ベイナイトの体積分率は、８５％以上であることが好ましい。このとき、上部ベイナイトのラス間に生成するセメンタイトは上部ベイナイトの一部として測定する。また、管厚中央とは、管厚中央から管厚方向±２ｍｍの位置でなおかつ中央偏析部を除く領域のことである。

Ｍ−Ａ分率
Ｍ−Ａは上述した硬質第２相の中でも、最も硬度が大きい組織であり、耐ＨＩＣ性能および圧縮強度を顕著に劣化させるため、できるだけ少ない方がよい。加速冷却で鋼管素材を製造する場合はＭ−Ａが不可避的に存在するが、４％までは許容することができる。管厚全域とは、中央偏析部を除く鋼管母材全域のこととする。

３．硬さ
本発明では、管周方向、管厚方向の硬さ分布および硬さの最大値を規定する。なお、硬さはビッカース硬さ試験機で荷重１０ｋｇｆ（９８Ｎ）で測定したものとする。

管周方向の硬度差の最大値： ５０以下
管周方向の硬度差は、主に加速冷却時の表面性状に起因して発生する。スケールが厚い箇所は過度に冷却されて表層が著しく硬化し、一方スケール厚が薄い箇所では、それほど表層が硬化しないため表層硬さに大きな差が出ることになる。管周方向の硬度差が大きいと、ＵＯＥ造管時のＣ−Ｕ−Ｏ成形における形状の乱れが生じ、その結果、所望の真円度を得るためにより大きな拡管率を必要とする。拡管率が大きくなると、バウシンガー効果により圧縮強度が低下するため、耐圧潰性が低下することになる。一方で、管周方向の硬度差が小さいと、拡管率が小さくても高い真円度を得ることができ、圧縮強度の低下の抑制および真円度の確保の両面から耐圧潰性を向上させることができる。その効果は、管周方向の硬度差が５０を超えてしまうと見られなくなるため、上限を５０とする。より好ましくは４０以下である。なお、管周方向の硬度差は管長方向の同じ位置で管厚方向に１ｍｍピッチで測定したものについて比較するものとし、上述したように管周方向の硬度差は主に表層部で生じるため、表層から１ｍｍおよび裏層から１ｍｍの２箇所を測定すれば、その鋼管の管周方向の硬度差を代表とみなすことができる。

管厚方向の硬度差の最大値： ５０以下
管厚方向の硬度差は、主に加速冷却前の表層組織形態、加速冷却の冷却速度、加速冷却時の表面性状に起因して発生し、管周方向の硬度差と同じく、ＵＯＥ造管時のＣ−Ｕ−Ｏ成形における形状の乱れが生じ、その結果、所望の真円度を得るためにより大きな拡管率を必要としてしまう。拡管率が大きくなると、バウシンガー効果により圧縮強度が低下するため、耐圧潰性が低下することになる。一方で、管厚方向の硬度差が小さいと、拡管率が小さくても高い真円度を得ることができ、圧縮強度の低下の抑制および真円度の確保の両面から耐圧潰性を向上させることができる。その効果は、管周方向の硬度差が５０を超えてしまうと見られなくなるため、上限を５０とする。より好ましくは４０以下である。なお、管厚方向の硬度差は管周方向および管長方向の同じ位置で測定したものについて比較するものとする。

表層最大硬さ： ２４８以下
表層硬さが２４８を超えるとＳＳＣで割れが生じるため、表層硬さの最大を２４８以下とする。なお、表層硬さの測定位置は、表層から１ｍｍおよび裏層から１ｍｍとし、前述したように局所的な硬化部はデスケーリング水のかかり方による表層のスケールむらに起因するため、ある管長位置においてミルデスケーリング装置および加速冷却前デスケーリング装置のノズル間隔のうち大きい方の長さの２倍の長さの管周方向位置を最大でも２０ｍｍピッチで測定したうちの最大値を用いることができる。

４．鋼管の真円度
真円度が高いほど、耐圧潰性が向上する。ここで、真円度とは、Ｄｍａｘ−Ｄｍｉｎと定義する。Ｄｍａｘは測定最大外径（ｍｍ）で、Ｄｍｉｎは測定最小外径（ｍｍ）である。ここで、真円度は、製造された鋼管の任意の管長位置で管周を１２等分あるいは２４等分して対向する位置での外直径を測定し、それらのうちの最大値と最小値をＤｍａｘ，Ｄｍｉｎとすることで求めることができる。

耐圧潰性は、より真円であるほど（すなわち真円度が０に近いほど）高くなるが、ＵＯＥ造管では完全な真円を達成することができず、また、外径が大きく、板厚が小さくなるほど真円度は悪くなる。本発明では、管周方向の硬度分布を均一にすることにより、下記式（４），（５）に示す真円度を得ることができる。
Ｄ／ｔ^０．６≦８５の場合 Ｄｍａｘ−Ｄｍｉｎ≦３．０ 式（４）
Ｄ／ｔ^０．６＞８５の場合 Ｄｍａｘ−Ｄｍｉｎ≦０．０４Ｄ／ｔ^０．６−０．４ 式（５）
ここで、Ｄ： 公称外径（ｍｍ）、ｔ： 管厚（ｍｍ）である。

真円度を３．０以下にすることにより顕著に耐圧潰性を向上させることができるため、特に高い耐圧潰性能が要求される場合には、鋼管寸法であるＤ／ｔ^０．６が８５以下の場合には、Ｄｍａｘ−Ｄｍｉｎは３．０を上限とすることが好ましい。Ｄ／ｔ^０．６が８５を超える場合にはＤｍａｘ−Ｄｍｉｎは０．０４Ｄ／ｔ^０．６−０．４の値以下であることが好ましい。

なお、本発明で高強度鋼板とは、ＤＮＶ−ＯＳ−Ｆ１０１のＳＡＷＬ４１５グレードに相当する５２０ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼板をいう。

５．製造方法
本発明では、上記の母材ミクロ組織および硬さ分布および所望の性能を得るための、鋼管素材および鋼管の製造方法を規定する。

スラブ加熱温度： ９００〜１２００℃
スラブをオーステナイト化しつつ、最低限のＮｂの固溶量を得るため、下限温度は９００℃である。一方、１２００℃を超える温度までスラブを加熱すると、ＮｂＣおよびＴｉＮによるピンニング効果が弱まり、オーステナイト粒が著しく成長し、母材靭性が劣化する。このため、スラブ加熱温度は９００〜１２００℃の範囲とする。

９００℃以下の累積圧下率： ３０〜９０％
本発明に係る鋼は、Ｎｂ添加によって９００℃以下では、オーステナイト未再結晶温度領域となる。この温度域以下において累積で大圧下の圧延を行うことにより、オーステナイト粒を伸展させ、特に板厚方向で細粒とし母材靭性を向上させる。累積圧下率が３０％未満の場合は、細粒化が十分でなく靱性が劣化するため、９００℃以下の温度域での累積圧下率は３０％以上とする。累積圧下率が大きいほど圧延時の鋼板の反りや圧延能率の低下などが問題となり、また９０％を超える圧下率を確保しても材質特性に大きな変化がみられないため、上限を９０％とする。好ましくは５０〜９０％である。

圧延終了温度： （Ａｒ_３−１０℃）以上
圧延終了温度は、低い方が母材靱性が良好になるが、（Ａｒ_３−１０℃）を下回ると管厚中央付近の母材組織に加工フェライトが生成し耐ＨＩＣ性能が劣化するため、下限を（Ａｒ_３−１０℃）とする。より好ましくは、（Ａｒ_３−１０℃）以上８３０℃以下である。なお、温度の測定は、圧延終了後ただちに放射温度計により鋼板表面温度を測定するものとする。Ａｒ_３点は実質的に同一とみなせる化学成分の鋼の熱膨張試験で加工後の変態開始温度を測定することが望ましいが、下記の式（６）で代用してもよい。
Ａｒ_３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−５５Ｎｉ−１５Ｃｒ−８０Ｍｏ
式（６）
ここで、各元素記号は含有量（質量％）で、含有しない場合は０とする。

加速冷却前のデスケーリング
さらに上記製造工程に加えて、加速冷却の直前に高衝突圧の噴射流によるデスケーリングを行う。鋼板内の材質均一性に優れた高強度鋼板とするためには、鋼板内の硬さのばらつきを低減することが必要であり、特に鋼板内部の強度を保ちながら、表層部の硬さを抑制することが重要である。圧延後の鋼板においては、圧延前および圧延中のデスケーリング等により幅方向にスケールの厚さにむらが生じることがある。また、スケール厚さが大きい場合には、部分的にスケールの剥離が生じることがある。圧延後の加速冷却の際に、スケール厚さにばらつきがあると、その厚さに応じて鋼板表面の冷却速度も変化してしまい、その冷却速度に応じて鋼板表面の硬さも変化してしまう。鋼板を高強度化するためには、加速冷却時の冷却速度を大きくすることが有効であるが、高冷却速度の冷却では表層硬さに及ぼすスケール厚さの影響が顕著になるため、スケール厚さにむらがあると硬さのばらつきが増大して鋼板内の材質均一性が劣化する。その対策として、高衝突圧のデスケーリングによりスケール厚さを冷却速度に大きな差が生じない程度に均一に薄くすることができる。

本発明では、加速冷却の直前に鋼板表面での噴射流の衝突圧が１ＭＰａ以上のデスケーリングを行う。鋼板表面での噴射流の衝突圧が１ＭＰａ未満では、デスケーリングが不十分でスケールむらが生じる場合があり、表層硬さのばらつきが生じるため、噴射流の衝突圧は１ＭＰａ以上とする。デスケーリングは高圧水を用いて行うが、鋼板表面での噴射流の衝突圧が１ＭＰａ以上であれば、他の噴射流を用いても構わない。また、デスケーリング後、５秒以内に加速冷却を行うことが望ましい。デスケーリング後、５秒を超えて加速冷却を行う場合、スケールが成長するため表層部の冷却速度が上昇し、硬さのばらつきが大きくなる場合があるからである。

加速冷却開始温度
加速冷却開始温度が低いと、鋼板の板厚中央、すなわち、管厚中央にフェライトが生成し、耐ＨＩＣ性能が劣化するため、（Ａｒ_３−３０℃）以上とする。より好ましくは、（Ａｒ_３−３０℃）〜（Ａｒ_３＋１０℃）の範囲である。なお、温度の測定は、加速冷却前デスケーリングの直前に放射温度計により表面温度を測定するものとする。Ａｒ_３は式（６）を代用してもよい。

表層の加速冷却速度
表層の加速冷却速度は表層の組織および硬さを決定する重要な因子であり、表層の冷却速度が２００℃／ｓを超えると表層組織にマルテンサイトや下部ベイナイトが多数生成し、表層硬さが大きくなるため上限を２００℃／ｓとする。好ましくは板厚中央の冷却速度以上、１５０℃／s以下である。

鋼板の平均の冷却速度
鋼板の平均の冷却速度は、鋼板の板厚中央、すなわち、管厚中央の組織および硬さを決定する重要な因子であり、鋼板の板厚方向の平均の冷却速度が１０℃／ｓ未満では管厚中央にフェライトが生成し、耐ＨＩＣ性能が劣化するため、下限を１０℃／ｓとする。より好ましくは、１０〜１００℃／ｓである。

なお、鋼板の板厚方向の平均の温度および冷却速度については、物理的に直接測定することはできないが、鋼板表面の温度変化を基にしたシミュレーション計算を行うことで、リアルタイムに求めることができる。

加速冷却停止温度
圧延終了後、ベイナイト変態の温度域である３００〜６００℃まで加速冷却することにより、ベイナイト相を生成させる。冷却停止温度が３００℃を下回ると加速冷却時に未変態であったオーステナイトから多くのＭ−Ａが生成し、耐ＨＩＣ性能および圧縮強度が低下するため、下限を３００℃とする。一方で６００℃を超えると、所望の強度が得られないだけでなく、加速冷却時に未変態であったオーステナイトの一部がフェライト変態し、耐ＨＩＣ性能および圧縮強度が低下するため、上限を６００℃とする。温度の測定は、復熱で表層と板厚中央の温度差が小さくなったときに表面を放射温度計で測定するものとする。より好ましくは、鋼板全体の水冷が終了してから１０〜１２０秒の時間の範囲内で測定するものとする。

室温まで冷却；
本発明では、加速冷却停止後の冷却過程が鋼板の材質や形状へ及ぼす影響は大きくない。そのため、加速冷却後の鋼板を室温まで冷却するための冷却手段は、例えば、空冷とする。ここで、空冷とは放冷してもよいし、また、鋼板に空気を吹き付けて積極的に冷却してもよい。これ以外に、水冷や、その他の手段でもかまわない。

以上の加速冷却の後、室温まで冷却して得られた厚鋼板を、冷間で管状に成形する。

本発明は上述の方法によって製造された厚鋼板を用いて鋼管となすが、鋼管の成形方法は、ＵＯＥプロセスやプレスベンド等の冷間成形によって鋼管形状に成形する。その後、シーム溶接するが、このときの溶接方法は十分な継手強度及び継手靱性が得られる方法ならいずれの方法でもよいが、優れた溶接品質と製造能率の点からサブマージアーク溶接を用いることが好ましい。本発明では、その突合せ部を２層以上の溶接によって接合し、拡管した溶接鋼管を対象とする。突合せ部を２層以上溶接することにより、溶接入熱の過度な上昇による靱性の劣化を防ぎやすく、また、溶接ビードについても良好な外観形状が安定して得られるためである。突き合せ部の溶接を行った後に、溶接残留応力の除去と鋼管真円度の向上のため、拡管を行う。以下、拡管率について説明する。

拡管率： ０．５〜１．１％
一般に厚肉高強度ＵＯＥ鋼管は、０．９〜１．２％程度の範囲の拡管率で造管を行う。拡管率は、耐圧潰性を確保する上で重要な因子であり、拡管率を低くするほど圧縮強度が上昇するが、真円度が低下する。一方で、拡管率を高くするほど真円度は高くなるが、圧縮強度は下がり、さらにはダイスによる鋼管の傷つきが問題になる。拡管率を０．５％より小さくしても圧縮強度上昇効果はあまり期待できないので、下限を０．５％とする。一方で、本発明では、管厚および管周方向の硬さを均一化することによって成形性を著しく向上させているため、拡管率が低くても、所望の真円度を得ることができる。真円度は拡管率が１．１を超えるとそれ以降は拡管率増加による真円度向上効果が飽和するため、上限を１．１％とする。以上に規定した拡管率０．５〜１．１％の範囲で造管すれば、優れた耐圧潰性能が得られる。また、より好ましくは０．５〜１．０％である。

表１に示す化学成分の鋼を連続鋳造法によりスラブとし、加熱したスラブを熱間圧延により圧延した後、加速冷却装置直前で高衝突圧デスケーリングを行い、５秒以内に水冷型の冷却設備を用いて加速冷却を行い、厚鋼板を製造した。製造した鋼板をＵＯＥ成形によって造管した。突合せ部の溶接は、内面及び外面について各１層のサブマージアーク溶接により実施した。なお、Ｏプレスの圧縮率はすべて０．３％とした。以上の方法で製造した溶接鋼管の製造方法の詳細を表２に示す。なお、加熱温度は鋼板全体の平均温度とし、圧延終了温度および冷却開始温度は鋼板表面温度を、また、冷却停止温度は復熱後の鋼板表面温度を用いた。

真円度は、鋼管外径を管周方向に６箇所以上測定し、その最大値／最小値を求めることで算出した。真円度（Ｄｍａｘ−Ｄｍｉｎ）の目標値は、請求項３に記載の範囲とした。

鋼管のミクロ組織の分率は、表層から１ｍｍの位置および管厚中心位置について４００倍で組織観察した１０枚の光学顕微鏡写真の画像解析からフェライト相とベイナイト相の合計の面積分率を平均して求めた。管厚中央に関しては中央偏析部を除外した。Ｍ−Ａ分率は、表層から１ｍｍの位置、管厚内表面から１／４位置、管厚中央について２０００倍で組織観察した５枚のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）写真の画像解析から面積分率を平均して求め、鋼管中に均一に第２相が分散していると仮定して、前記面積分率の値が体積分率の値に等しいものとみなした。

管周方向の硬さ分布は、鋼管のシーム溶接部を起点とした管周方向位置として、４０〜３２０°位置の表面から１ｍｍおよび裏面から１ｍｍ位置を２０ｍｍピッチで測定し、その最低値および最高値の差を求めた。管厚方向の硬さ分布は、鋼管９０°位置について１ｍｍピッチで表層から１ｍｍと裏面から１ｍｍの位置にかけて測定し、その最低値と最大値の差を求めた。鋼管最大硬さは以上で測定した硬さ結果の最大値を用いた。なお、硬さはすべてビッカース硬さ試験機で１０ｋｇｆ（９８Ｎ）の荷重で測定した。

鋼管の引張降伏応力および引張強度は、鋼管９０°位置の鋼管周方向から全厚引張試験片を採取し、求めた。引張強度の目標値は、５２０ＭＰａ以上である。圧縮降伏応力は、鋼管１８０°位置の内表面から１ｍｍの位置からＡＳＴＭ Ｅ９準拠の直径２０ｍｍ、長さ６０ｍｍの円筒試験片を採取し、０．５％における応力を求めた。圧縮降伏応力の目標値は、引張降伏応力の８０％以上とした。ＤＷＴＴ（Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅｓｔ：落重引裂試験）特性は、鋼管周方向から採取した１９ｍｍのＤＷＴＴ試験片を用いて−１７℃で試験を行い、破面率を求めた。試験は各２本実施し、その平均値が８５％を以上になることを目標とした。

耐圧潰性は、ＤＮＶ−ＯＳ−Ｆ１０１で規定されている下記の外圧による圧潰抵抗の式（７）〜（１１）を用いて圧潰抵抗ｐ_ｃを評価した。

ここで、α_Ｕ＝０．９６、α_ｆａｂ＝１．００、Ｅ＝２０６０００ＭＰａ、ν＝０．３、ｔ＝管厚（ｍｍ）、Ｄ＝外径（ｍｍ）、Ｄｍａｘ−Ｄｍｉｎ＝真円度（ｍｍ）、ＹＳ＝常温での圧縮降伏応力（ＭＰａ）、ｆｙ，ｔｅｍｐ＝室温と最高使用温度の圧縮降伏応力の差（本発明では５０℃以下での使用を想定し、０ＭＰａとする）である。圧潰抵抗の目標値は、式（７）〜（１１）に引張降伏応力、ｆ_０＝０．００５０、α_ｆａｂ＝０．８５を代入して計算される値を基準値として１．０５倍以上になることとした。

ＨＩＣ特性は、ＮＡＣＥ Ｓｔａｎｄａｒｄ ＴＭ０２８４−２００３に基づいて、各３個のサンプルを採取して、ｐＨが約３の硫化水素を飽和させた５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ_３ＣＯＯＨ水溶液中に試験片を９６時間浸漬した後、超音波探傷により試験片全面の割れの有無を調査し、割れ面積率（ＣＡＲ）で評価した。ここで、それぞれの鋼板の最大値をその鋼板のＣＡＲとしてＣＡＲ≦５％を合格とした。ＳＳＣ特性は、ＮＡＣＥ Ｓｔａｎｄａｒｄ ＴＭ０１７７−２００５に基づいて、内表面側から採取した厚さ５ｍｍの３点曲げ型サンプルに、負荷応力を母材の降伏応力の９０％かけて、ｐＨが約３の硫化水素を飽和させたＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ_３ＣＯＯＨ水溶液中に試験片を７２０時間浸漬して破断するか否か評価した。試験は３本ずつ行い、３本とも破断しなかった場合は、Ｎｏ ｃｒａｃｋ、１本でも破断した場合は、Ｃｒａｃｋと評価した。本試験で、３本とも破断しなかった場合は、耐サワー性能が優れると評価できる。

表３に表２の製造方法で得られた溶接鋼管のミクロ組織形態と機械的特性を示す。本発明例の請求範囲内の溶接鋼管はいずれも、ラインパイプとして必要とされる強度、ＤＷＴＴ性能を満たしつつ、優れた耐圧潰性、耐サワー性能を両立していることがわかる。一方で、本発明の請求範囲外の溶接鋼管は、それらのいずれかの特性を満たしていない。

Claims (4)

1. 厚鋼板からなる母材を管状に成形し、その突合せ部を２層以上の溶接によって接合した溶接鋼管であって、
   質量％で、
   Ｃ： ０．０２〜０．０８％
   Ｓｉ： ０．０１〜０．５０％
   Ｍｎ： ０．５〜１．５％
   Ｐ： ０．０１０％以下
   Ｓ： ０．００１％以下
   Ａｌ： ０．０６％以下
   Ｎｂ： ０．００２〜０．１００％
   Ｃａ： ０．０００５〜０．００４０％
   Ｏ： ０．００３０％以下
   を含有し、さらに、
   Ｃｕ： １．０％以下
   Ｎｉ： １．０％以下
   Ｃｒ： １．００％以下
   Ｍｏ： ０．５０％以下
   の中から選ばれる１種以上を含有し、
   さらに、式（１）で規定されるＣｅｑが０．３０以上、
   式（２）で規定されるＰＨＩＣが１．００以下、
   式（３）で規定されるＡＣＲが１．００〜６．００であり、
   残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
   母材表層部の金属組織が上部ベイナイトであるか又はフェライト及び上部ベイナイトであり、
   母材管厚中心部の金属組織が上部ベイナイト単相であり、
   管厚全域で島状マルテンサイト（Ｍ−Ａ）の体積分率が４％以下、
   かつ、管周方向同位置における管厚方向のビッカース硬度差の最大値が５０以下、
   管厚方向同位置における管周方向のビッカース硬度差の最大値が５０以下（ただし管周方向同位置における管厚方向のビッカース硬度差の最大値が３０以下かつ管厚方向同位置における管周方向のビッカース硬度差の最大値が３０以下において管厚全域で島状マルテンサイト（Ｍ−Ａ）の体積分率が１％以下は除く）、
   表層ビッカース硬度の最大値が２４８以下
   であることを特徴とする耐圧潰性に優れた高強度耐サワーラインパイプ。
   Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ 式（１）
   ＰＨＩＣ＝４．４６Ｃ＋２．３７Ｍｎ／６＋（１．１８Ｃｒ＋１．９５Ｍｏ＋１．７４Ｖ）／５＋（１．７４Ｃｕ＋１．７Ｎｉ）／１５＋２２．３６Ｐ 式（２）
   ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０Ｃａ）Ｏ）／１．２５Ｓ 式（３）
   ここで、各式の右辺の元素記号はそれぞれの含有量（質量％）を表わし、含有しない場合は０とする。
2. さらに、質量％で、
   Ｖ： ０．００５〜０．１００％
   Ｔｉ： ０．００５〜０．０５０％
   Ｍｇ： ０．０００５〜０．００４０％
   の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の耐圧潰性に優れた高強度耐サワーラインパイプ。
3. 真円度が下記の（４）又は（５）式を満たすことを特徴とする請求項１又は２記載の耐圧潰性に優れた高強度耐サワーラインパイプ。
   Ｄ／ｔ^０．６≦８５の場合 Ｄｍａｘ−Ｄｍｉｎ≦３．０ 式（４）
   Ｄ／ｔ^０．６＞８５の場合 Ｄｍａｘ−Ｄｍｉｎ≦０．０４Ｄ／ｔ^０．６−０．４ 式（５）
   ここで、Ｄ： 公称外径（ｍｍ）、ｔ： 管厚（ｍｍ）、Ｄｍａｘ−Ｄｍｉｎ： 真円度（ｍｍ）、Ｄｍａｘ：測定最大外径（ｍｍ）、Ｄｍｉｎ：測定最小外径（ｍｍ）である。
4. 鋼素材を、９００〜１２００℃に加熱後、９００℃以下の累積圧下率を３０〜９０％とし圧延終了温度を（Ａｒ_３−１０℃）以上とした熱間圧延を行った後、
   加速冷却の直前に鋼板表面での噴射流衝突圧が１ＭＰａ以上のデスケーリングを行い、
   直ちに（Ａｒ_３−３０℃）以上の温度から表層の冷却速度が２００℃／ｓ以下かつ板厚方向の平均の冷却速度が１０℃／ｓ以上で冷却停止温度が３００℃〜６００℃になる加速冷却を行い、
   その後室温まで冷却して得られた厚鋼板を、冷間で管状に成形し、
   突合せ部を溶接し鋼管とした後、
   さらに、０．５〜１．１％の拡管率で拡管を行うことによって製造する
   ことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の耐圧潰性に優れた高強度耐サワーラインパイプの製造方法。