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CN110462080A - 耐酸性管线管用高强度钢板及其制造方法和使用耐酸性管线管用高强度钢板的高强度钢管 - Google Patents

耐酸性管线管用高强度钢板及其制造方法和使用耐酸性管线管用高强度钢板的高强度钢管 Download PDF

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CN110462080A CN201780089150.6A CN201780089150A CN110462080A CN 110462080 A CN110462080 A CN 110462080A CN 201780089150 A CN201780089150 A CN 201780089150A CN 110462080 A CN110462080 A CN 110462080A
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田村雄太
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Abstract

本发明提供一种不仅耐HIC性优异、而且在更严酷的腐蚀环境下的耐SSCC性也优异的耐酸性管线管用高强度钢板。本发明的耐酸性管线管用高强度钢板的特征在于，具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.02～0.08％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.50～1.80％、P：0.001～0.015％、S：0.0002～0.0015％、Al：0.01～0.08％和Ca：0.0005～0.005％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，钢板表面下0.5mm的钢组织为位错密度1.0×1014～7.0×1014(m‑2)的贝氏体组织，钢板表面下0.5mm的维氏硬度的偏差在将标准偏差设为σ时以3σ计为30HV以下，具有520MPa以上的拉伸强度。

Description

耐酸性管线管用高强度钢板及其制造方法和使用耐酸性管线 管用高强度钢板的高强度钢管
技术领域
本发明涉及适用于建筑、海洋结构物、造船、土木、建设产业用机械领域的管线管的、钢板内的材质均匀性优异的耐酸性管线管用高强度钢板及其制造方法。另外，本发明涉及一种使用上述的耐酸性管线管用高强度钢板的高强度钢管。
背景技术
一般，管线管通过将由厚板轧机或热轧机制造的钢板利用UOE成型、压弯成型和辊轧成型等成型为钢管来制造。
其中，用于输送含有硫化氢的原油、天然气的管线管除了需要强度、韧性、焊接性等以外，还需要耐氢致裂纹性(耐HIC(Hydrogen Induced Cracking)性)、耐硫化物应力腐蚀裂纹性(耐SSCC(Sulfide Stress Corrosion Cracking)性)这样的所谓的耐酸性。其中，对于HIC而言，由腐蚀反应而生成的氢离子吸附于钢材表面，以原子状的氢的形式侵入到钢内部，并扩散、集聚到钢中的MnS等非金属夹杂物或硬的第2相组织周围，成为分子状的氢，因其内压而产生裂纹，因此相对于油井管强度等级相对低的管线管中成为问题，对此已经公开有许多对策技术。另一方面，对于SSCC而言，已知一般在油井用高强度无缝钢管以及焊接部的高硬度区域产生，在硬度相对低的管线管中基本不被视为问题。然而，近年来，原油、天然气的开采环境越来越严酷，已报道有在硫化氢分压高或pH低的环境中，在管线管的母材部也产生SSCC，指出了通过控制钢管内表面表层部的硬度来提高更严酷的腐蚀环境下的耐SSCC性的重要性。
通常，在管线管用高强度钢板的制造时，应用组合了控制轧制和控制冷却的、所谓的TMCP(Thermo-Mechanical Control Process，控轧控冷)技术。为了使用该TMCP技术来进行钢材的高强度化，使冷却控制时的冷却速度变大是有效的。然而，以高冷却速度进行冷却控制时，由于钢板表层部被快速冷却，因此与钢板内部相比表层部的硬度变高，板厚方向的硬度分布有偏差。因此，在确保钢板内的材质均匀性的观点上存在问题。
为了解决上述问题，例如专利文献1、2中公开了一种钢板的制造方法，通过进行在轧制后、表层部结束贝氏体相变之前使表面复热的高冷却速度的冷却控制，从而得到板厚方向的材质差小的钢板。另外，在专利文献3、4中公开了一种管线管用钢板的制造方法，通过使用高频感应加热装置将加速冷却后的钢板表面加热到比内部高温而降低表层部的硬度。
另一方面，在钢板表面的氧化皮厚度不均的情况下，冷却时，其下部的钢板的冷却速度也产生偏差，钢板内的局部的冷却停止温度的偏差成为问题。其结果，会因氧化皮厚度的不均而在板宽方向产生钢板材质的偏差。与此相对，在专利文献5、6中公开了一种方法，通过在冷却之前进行除锈来减少由氧化皮厚度不均引起的冷却不均，改善钢板形状。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第3951428号公报
专利文献2：日本专利第3951429号公报
专利文献3：日本特开2002－327212号公报
专利文献4：日本专利第3711896号公报
专利文献5：日本特开平9－57327号公报
专利文献6：日本专利第3796133号公报
发明内容
然而，根据本发明人等的研究，表明在由上述专利文献1～6中记载的制造方法得到的高强度钢板中，在更严酷的腐蚀环境下的耐SSCC性方面存在改善的余地。作为其理由，认为如下。
在专利文献1、2所记载的制造方法中，因钢板的成分而相变行为不同时，有时得不到由复热所致的充分的材质均质化的效果。另外，由专利文献1、2中记载的制造方法得到的钢板的表层的组织为铁素体-贝氏体2相组织这样的复相组织时，在低负荷的显微维氏硬度试验中，会因压头压入哪一个组织进行试验，使硬度值产生较大偏差。
专利文献3、4所记载的制造方法中由于加速冷却中的表层部的冷却速度大，因此仅加热钢板表面时存在无法充分降低表层部的硬度的情况。
另一方面，在专利文献5、6所记载的方法中，虽然通过除锈而减少了因热矫正时的氧化皮的压痕缺陷所致的表面性状不良，通过降低钢板的冷却停止温度的偏差而改善了钢板形状，但关于用于得到均匀的材质的冷却条件未作任何考虑。这是由于如果钢板表面的冷却速度产生偏差，则会使钢板的硬度产生偏差。即，如果冷却速度慢，则钢板表面进行冷却时，在钢板表面与冷却水之间产生气泡的膜的“膜沸腾”和气泡在形成膜之前因冷却水而与表面分离的“核沸腾”同时发生，会使钢板表面的冷却速度产生偏差。其结果，会使钢板表面的硬度产生偏差。专利文献5、6所记载的技术中并未考虑到该点。
因此，本发明鉴于上述课题，目的在于一并提供不仅耐HIC性优异、而且更严酷的腐蚀环境下的耐SSCC性也优异的耐酸性管线管用高强度钢板及其有利的制造方法。另外，本发明的目的在于提出使用上述耐酸性管线管用高强度钢板而得的高强度钢管。
本发明人等为了确保更严酷的腐蚀环境下的耐SSCC性，对钢材的成分组成、微观组织和制造条件反复进行大量的实验和研究。其结果，发现：为了使高强度钢管的耐SSCC性进一步提高，如以往所知地仅抑制表层硬度并不充分，通过特别使钢板的极表层部的组织、具体而言使钢板表面下0.5mm的钢组织为位错密度1.0×1014～7.0×1014(m-2)的贝氏体组织，能够在造管后的涂覆过程中抑制硬度的上升量，结果，使钢管的耐SSCC性提高。此外，为了实现这样的钢组织，需要严格控制钢板表面下0.5mm的冷却速度，成功地发现了其条件。本发明是基于该知见而完成的。
即，本发明的要旨构成如下。
[1]一种耐酸性管线管用高强度钢板，其特征在于，具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.02～0.08％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.50～1.80％、P：0.001～0.015％、S：0.0002～0.0015％、Al：0.01～0.08％和Ca：0.0005～0.005％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
钢板表面下0.5mm的钢组织为位错密度1.0×1014～7.0×1014(m-2)的贝氏体组织，
钢板表面下0.5mm的维氏硬度的偏差在将标准偏差设为σ时以3σ计为30HV以下，
具有520MPa以上的拉伸强度。
[2]根据上述[1]所述的耐酸性管线管用高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计，进一步含有选自Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下和Mo：0.50％以下中的1种或2种以上。
[3]根据上述[1]或[2]所述的耐酸性管线管用高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计，进一步含有选自Nb：0.005～0.1％、V：0.005～0.1％、Ti：0.005～0.1％、Zr：0.0005～0.02％、Mg：0.0005～0.02％、和REM：0.0005～0.02％中的1种或2种以上。
[4]一种耐酸性管线管用高强度钢板的制造方法，其特征在于，将具有如下成分组成的钢片加热到1000～1300℃的温度后，进行热轧而制成钢板，所述成分组成以质量％计含有C：0.02～0.08％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.50～1.80％、P：0.001～0.015％、S：0.0002～0.0015％、Al：0.01～0.08％和Ca：0.0005～0.005％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质
其后，以如下条件对上述钢板进行冷却控制，
冷却开始时的钢板表面温度：(Ar3－10℃)以上，
以钢板表面下0.5mm的钢板温度计从750℃到550℃的平均冷却速度：80℃/s以下，
以钢板平均温度计从750℃到550℃的平均冷却速度：15℃/s以上，
以钢板表面下0.5mm的钢板温度计从550℃到冷却停止时的温度的平均冷却速度：150℃/s以上，和
以钢板平均温度计的冷却停止温度：250～550℃。
[5]根据上述[4]所述的耐酸性管线管用高强度钢板的制造方法，其中，上述成分组成以质量％计，进一步含有选自Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下和Mo：0.50％以下中的1种或2种以上。
[6]根据上述[4]或[5]所述的耐酸性管线管用高强度钢板的制造方法，其中，上述成分组成以质量％计，进一步含有选自Nb：0.005～0.1％、V：0.005～0.1％、Ti：0.005～0.1％、Zr：0.0005～0.02％、Mg：0.0005～0.02％和REM：0.0005～0.02％中的1种或2种以上。
[7]一种高强度钢管，是使用上述[1]～[3]中任一项所述的耐酸性管线管用高强度钢板而得的。
本发明的耐酸性管线管用高强度钢板和使用该耐酸性管线管用高强度钢板的高强度钢管不仅耐HIC性优异，而且在更严酷的腐蚀环境下的耐SSCC性也优异。另外，根据本发明的耐酸性管线管用高强度钢板的制造方法，能够制造不仅耐HIC性优异，而且在更严酷的腐蚀环境下的耐SSCC性也优异的耐酸性管线管用高强度钢板。
附图说明
图1是对用于评价实施例中的耐SSCC性的试验片的采取方法进行说明的示意图。
具体实施方式
以下，对本公开的耐酸性管线管用高强度钢板进行具体说明。
[成分组成]
首先，对基于本公开的高强度钢板的成分组成及其限定理由进行说明。在以下的说明中由％表示的单位全部为质量％。
C：0.02～0.08％
C有助于有效地提高强度，但含量小于0.02％时无法确保足够的强度，另一方面，如果超过0.08％，则在加速冷却时，由于表层部、中心偏析部的硬度上升，耐SSCC性和耐HIC性变差。另外，韧性也变差。因此，C量限定在0.02～0.08％的范围。
Si：0.01～0.50％
Si是为了脱氧而添加的，但含量小于0.01％时脱氧效果不充分，另一方面，如果超过0.50％，则会使韧性、焊接性变差，因此Si量限定在0.01～0.50％的范围。
Mn：0.50～1.80％
Mn有助于有效地提高强度、韧性，但含量小于0.50％时其添加效果不足，另一方面，如果超过1.80％，则在加速冷却时，由于表层部、中心偏析部的硬度上升，耐SSCC性和耐HIC性变差。另外，焊接性也变差。因此，Mn量限定在0.50～1.80％的范围。
P：0.001～0.015％
P为不可避免的杂质元素，在使焊接性变差的同时使中心偏析部的硬度上升而使耐HIC性变差。如果超过0.015％，则该趋势变得显著，将上限规定为0.015％。优选为0.008％以下。含量越低越好，但从精炼成本的观点考虑，使其为0.001％以上。
S：0.0002～0.0015％
S为不可避免的杂质元素，在钢中变为MnS夹杂物而使耐HIC性变差，因此优选较少，可允许为0.0015％以下。含量越低越好，但从精炼成本的观点考虑，使其为0.0002％以上。
Al：0.01～0.08％
Al作为脱氧剂而添加，小于0.01％时没有添加效果，另一方面，如果超过0.08％，则钢的清洁度降低，韧性变差，因此Al量限定在0.01～0.08％的范围。
Ca：0.0005～0.005％
Ca是对通过硫化物系夹杂物的形态控制而使耐HIC性提高有效的元素，但小于0.0005％时其添加效果不充分。另一方面，超过0.005％时，不仅效果饱和，而且因钢的清洁度降低而使耐HIC性变差，因此Ca量限定在0.0005～0.005％的范围。
以上，对本公开的基本成分进行了说明，但为了实现钢板的强度、韧性的进一步改善，本公开的成分组成可以在以下范围任意含有选自Cu、Ni、Cr和Mo中的1种或2种以上。
Cu：0.50％以下
Cu是对韧性的改善和强度上升有效的元素，为了得到该效果，优选含有0.05％以上，如果含量过多，则焊接性变差，因此添加Cu时将0.50％作为上限。
Ni：0.50％以下
Ni是对韧性的改善和强度上升有效的元素，为了得到该效果，优选含有0.05％以上，如果含量过多，则不仅在经济性上不利，而且使焊接热影响部的韧性变差，因此添加Ni时将0.50％作为上限。
Cr：0.50％以下
与Mn同样，Cr是对即便在低C下也得到足够的强度有效的元素，为了得到该效果，优选含有0.05％以上，如果含量过多，则淬透性变得过度，因此后述的位错密度变高，耐SSCC性变差。另外，焊接性也变差。因此，添加Cr时将0.50％作为上限。
Mo：0.50％以下
Mo是对韧性的改善和强度的上升有效的元素，为了得到该效果，优选含有0.05％以上，如果含量过多，则淬透性变得过度，因此后述的位错密度变高，耐SSCC性变差。另外，焊接性也变差，因此，添加Mo时将0.50％作为上限。
本公开的成分组成也可以进一步在以下范围任意含有选自Nb、V和Ti中的1种或2种以上。
选自Nb：0.005～0.1％、V：0.005～0.1％、Ti：0.005～0.1％、Zr：0.0005～0.02％、Mg：0.0005～0.02％和REM：0.0005～0.02％中的1种或2种以上
Nb、V和Ti都是为了提高钢板的强度和韧性而可以任意添加的元素。各元素各自在含量小于0.005％时，其添加效果不足，另一方面，如果超过0.1％，则焊接部的韧性变差，因此，添加时都优选在0.005～0.1％的范围。Zr、Mg和REM是为了通过晶粒微细化来提高韧性或者通过夹杂物性状的控制来提高耐破裂性而可以任意添加的元素。这些元素各自在含量小于0.0005％时，其添加效果不足，另一方面，如果超过0.02％，其效果饱和，因此，添加时都优选在0.0005～0.02％的范围。
本公开公开了一种用于改善使用耐酸性管线管用高强度钢板的高强度钢管的耐SSCC性的技术，除了耐酸性能，还需要同时满足耐HIC性，例如优选使由下述式(1)求出的CP值为1.00以下。应予说明，不添加的元素只要代入0即可。
CP＝4.46[％C]+2.37[％Mn]/6+(1.74[％Cu]+1.7[％Ni])/15+(1.18[％Cr]+1.95[％Mo]+1.74[％V])/5+22.36[％P]···(1)
其中，[％X]表示X元素的钢中含量(质量％)。
在此，上述CP值是为了由各合金元素的含量来推断中心偏析部的材质而设计的公式，上述式(1)的CP值越高，中心偏析部的成分浓度越高，中心偏析部的硬度上升。因此，通过使上述的式(1)中求出的CP值为1.00以下，能够抑制HIC试验中的裂纹产生。另外，由于CP值越低，中心偏析部的硬度越低，因此在要求更高的耐HIC性时，可以使其上限为0.95。
应予说明，除上述元素以外的剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。但是，只要不损害本发明的作用效果，含有其它微量元素也无妨。例如，N为钢中不可避免地含有的元素，如果其含量为0.007％以下、优选为0.006％以下，则在本发明中可被允许。
[钢板的组织]
接下来，对本公开的耐酸性管线管用高强度钢板的钢组织进行说明。为了实现拉伸强度为520MPa以上的高强度化，需要钢组织为贝氏体组织。特别是，表层部生成马氏体、岛状马氏体(MA)等硬质相时，表层硬度上升，钢板内的硬度的偏差增大而阻碍材质均匀性。为了抑制表层硬度的上升，使表层部的钢组织为贝氏体组织。这里，贝氏体组织包括在有助于相变强化的加速冷却时或加速冷却后进行相变的被称为贝氏体铁素体或粒状铁素体的组织。如果铁素体、马氏体、珠光体、岛状马氏体、残留奥氏体等不同种类的组织混在于贝氏体组织中，则会产生强度的降低、韧性的劣化、表层硬度的上升等，因此贝氏体相以外的组织分率越少越好。但是，贝氏体相以外的组织的体积分率足够低时，它们的影响可以忽略，因此只要为一定程度的量就可以被允许。具体而言，在本公开中，如果贝氏体以外的钢组织(铁素体、马氏体、珠光体、岛状马氏体、残留奥氏体等)的合计以体积分率计小于5％，则没有很大影响，因此可以被允许。
另外，在贝氏体组织中也存在与冷却速度对应的各种形态，但在本公开中，重要的是使钢板的极表层部的组织、具体而言使钢板表面下0.5mm的钢组织为位错密度1.0×1014～7.0×1014(m-2)的贝氏体组织。由于在造管后的涂覆过程中位错密度会降低，因此只要钢板表面下0.5mm的位错密度为7.0×1014(m-2)以下，就能够将因时效硬化所致的硬度的上升量抑制为最小限。相反，如果钢板表面下0.5mm的位错密度超过7.0×1014(m-2)，则在造管后的涂覆过程中位错密度不会降低，因时效硬化而使硬度大大上升，使耐SSCC性变差。因在造管后得到良好的耐SSCC性而优选的位错密度的范围为6.0×1014(m-2)以下。另一方面，钢板表面下0.5mm的位错密度小于1.0×1014(m-2)时不能维持作为钢板的强度。为了确保X65等级的强度，优选具有2.0×1014(m-2)以上的位错密度。应予说明，在本公开的高强度钢板中，只要钢板表面下0.5mm的钢组织的位错密度在上述范围，则距钢板表面的深度为0.5mm的范围的极表层部也具有同等的位错密度，其结果，可得到上述耐SSCC性提高的效果。
应予说明，如果使钢板表面下0.5mm的位错密度为7.0×1014(m-2)以下，则表面下0.5mm的HV0.1为230以下。从确保钢管的耐SSCC性的观点考虑，重要的是抑制钢板的表层硬度，通过使钢板的表面下0.5mm的HV0.1为230以下，能够将经过造管后涂覆过程后的表面下0.5mm的HV0.1抑制为260以下，能够确保耐SSCC性。
另外，本公开的高强度钢板中，钢板表面下0.5mm的维氏硬度的偏差在将标准偏差设为σ时以3σ计为30HV以下也是重要的。其原因在于：测定钢板表面下0.5mm的维氏硬度时的3σ超过30HV的情况下，由于钢板的极表层的硬度偏差、即、极表层存在局部的高硬度部位，因而产生以该部位为起点的耐SSCC性的劣化。应予说明，求出标准偏差σ时，优选预先在100点以上测定维氏硬度。
本公开的高强度钢板为具有API 5L的X60等级以上的强度的钢管用钢板，因此具有520MPa以上的拉伸强度。
[制造方法]
以下，对用于制造上述耐酸性管线管用高强度钢板的制造方法和制造条件进行具体说明。对于本公开的制造方法，将具有上述成分组成的钢片加热后，进行热轧而制成钢板，然后对该钢板进行规定条件下的冷却控制。
〔板坯加热温度〕
板坯加热温度：1000～1300℃
板坯加热温度小于1000℃时，碳化物的固溶不充分，得不到所需的强度，另一方面，如果超过1300℃，则韧性变差，因此使板坯加热温度为1000～1300℃。应予说明，该温度为加热炉的炉内温度，板坯直到中心部为止被加热到该温度。
〔轧制结束温度〕
在热轧工序中，为了得到高母材韧性，轧制结束温度越低越好，但另一方面，轧制效率降低，因此以钢板表面温度计的轧制结束温度需要考量所需的母材韧性和轧制效率而设定。从提高强度和耐HIC性的观点考虑，优选使轧制结束温度以钢板表面温度计为Ar3相变点以上。这里，Ar3相变点是指冷却中的铁素体相变开始温度，例如，可以根据钢的成分由以下公式求出。另外，为了得到高母材韧性，优选使相当于奥氏体未再结晶温度区域的950℃以下的温度区域的压下率为60％以上。应予说明，钢板的表面温度可以使用辐射温度计等进行测定。
Ar3(℃)＝910－310[％C]－80[％Mn]－20[％Cu]－15[％Cr]－55[％Ni]－80[％Mo]
其中，[％X]表示X元素的钢中含量(质量％)。
〔冷却控制的冷却开始温度〕
冷却开始温度：以钢板表面温度计为(Ar3－10℃)以上
如果冷却开始时的钢板表面温度低，则冷却控制前的铁素体生成量变多，特别是如果从Ar3相变点的温度下降量超过10℃，则生成体积分率超过5％的铁素体，强度降低变大，同时耐HIC性变差，因此使冷却开始时的钢板表面温度为(Ar3－10℃)以上。
〔冷却控制的冷却速度〕
为了实现高强度化、并且减小钢板内的硬度的偏差、使材质均匀性提高，重要的是控制表层部的冷却速度和钢板内的平均冷却速度。特别是，为了使钢板表面下0.5mm的位错密度、即3σ在上述范围，需要对钢板表面下0.5mm的冷却速度进行控制。
以钢板表面下0.5mm的钢板温度计从750℃到550℃的平均冷却速度：80℃/s以下
如果以钢板表面下0.5mm的钢板温度计从750℃到550℃的平均冷却速度超过80℃/s，则钢板表面下0.5mm的位错密度会超过7.0×1014(m-2)。其结果，钢板表面下0.5mm的HV0.1超过230，经过造管后的涂覆过程后的表面下0.5mm的HV0.1超过260，钢管的耐SSCC性变差。因此，使该平均冷却速度为80℃/s以下。优选为50℃/s以下。该平均冷却速度的下限没有特别限定，但如果冷却速度过小，则生成铁素体、珠光体而变得强度不足，因此从防止该情况的观点考虑，优选为20℃/s以上。
以钢板平均温度计从750℃到550℃的平均冷却速度：15℃/s以上
以钢板平均温度计从750℃到550℃的平均冷却速度小于15℃/s时，得不到贝氏体组织而产生强度降低、耐HIC性的劣化。因此，使以钢板平均温度计的冷却速度为15℃/s以上。从钢板强度和硬度的偏差的观点考虑，钢板平均的冷却速度优选为20℃/s以上。该平均冷却速度的上限没有特别限定，为了避免过度生成低温相变产物，优选为80℃/s以下。
以钢板表面下0.5mm的钢板温度计从550℃到冷却停止时的温度的平均冷却速度：150℃/s以上
对于以钢板表面下0.5mm的钢板温度计为550℃以下的冷却而言，重要的是以稳定的核沸腾状态的冷却，水量密度的上升不可缺少。以钢板表面下0.5mm的钢板温度计从550℃到冷却停止时的温度的平均冷却速度小于150℃/s时，无法成为以核沸腾状态的冷却，在钢板的极表层部产生硬度偏差，钢板表面下0.5mm的3σ会超过30HV，其结果，耐SSCC性变差。因此，使该平均冷却速度为150℃/s以上。优选为170℃/s以上。该平均冷却速度的上限没有特别限定，从设备上的制约考虑，优选为250℃/s以下。
应予说明，钢板表面下0.5mm和钢板平均温度无法以物理学的方式进行直接测定，但可以根据利用辐射温度计而测定的冷却开始时的表面温度和目标的冷却停止时的表面温度，例如使用程序计算机通过差分计算而实时地求出板厚截面内的温度分布。将该温度分布中的钢板表面下0.5mm的温度作为本说明书中的“钢板表面下0.5mm的钢板温度”，将该温度分布中的板厚方向的温度的平均值作为本说明书中的“钢板平均温度”。
〔冷却停止温度〕
冷却停止温度：钢板平均温度で250～550℃
轧制结束后，通过在冷却控制中骤冷到贝氏体相变的温度区域、即250～550℃而生成贝氏体相。如果冷却停止温度超过550℃，则贝氏体相变不完全，得不到足够的强度。另外，冷却停止温度小于250℃时，表层部的硬度上升变得明显，钢板表面下0.5mm的位错密度变得超过7.0×1014(m-2)，因此耐SSCC性变差。另外，中心偏析部的硬度也变高，耐HIC性也变差。因此，为了抑制钢板内的材质均匀性的劣化，冷却控制的冷却停止温度以钢板平均温度计为250～550℃。
[高强度钢管]
通过将本公开的高强度钢板利用压弯成型、辊轧成型、UOE成型等成型为管状后，对对接部进行焊接，能够制造适用于输送原油或天然气的、钢板内的材质均匀性优异的耐酸性管线管用高强度钢管(UOE钢管、电阻焊钢管、螺旋钢管等)。
例如，UOE钢管通过对钢板的端部进行坡口加工，利用C压制、U压制、O压制而成型为钢管形状后，利用内表面焊接和外表面焊接对对接部进行缝焊，进一步根据需要经过扩管工序而制造。另外，焊接方法只要是能够得到足够的接头强度和接头韧性，就可以为任意方法，从优异的焊接品质和制造效率的观点考虑，优选使用埋弧焊。
实施例
利用连续铸造法将成为表1中示出的成分组成的钢(钢种A～K)制成板坯，加热到表2中示出的温度后，进行表2中示出的轧制结束温度和压下率的热轧，制成表2中示出的板厚的钢板。然后，在表2中示出的条件下使用水冷型的冷却控制装置对钢板进行冷却控制。
[组织的确定]
利用光学显微镜和扫描式电子显微镜对得到的钢板的微观组织进行观察。将钢板表面下0.5mm的位置的组织和板厚中央的组织示于表2。
[拉伸强度的测定]
将与轧制方向成直角的方向的全厚试验片作为拉伸试验片进行拉伸试验，测定拉伸强度。将结果示于表2。
[维氏硬度的测定]
对于与轧制方向成直角的截面，依据JIS Z 2244在钢板表面下0.5mm的位置测定100点的维氏硬度(HV0.1)，求出其平均值和标准偏差σ。将平均值和3σ的值示于表2。这里，以HV0.1进行测定来代替通常使用的HV10，这是由于通过以HV0.1进行测定而使压痕变小，因此能够成为更靠近表面的位置的硬度信息、对微观组织更敏感的硬度信息。
[位错密度]
从具有平均的硬度的位置采取X射线衍射用样品，对样品表面进行研磨而除去氧化皮，在钢板表面下0.5mm的位置进行X射线衍射测定。位错密度使用从由X射线衍射测定的半值宽度β求出的应变进行换算的方法。在由通常的X射线衍射得到的衍射强度曲线中，由于波长不同的Kα1射线和Kα2射线这两者重叠，因此利用Rachinger法进行分离。应变的抽出使用以下示出的Williamsson－Hall法。半值宽度的扩大受微晶的尺寸D和应变ε影响，可以通过下式以两因子的和的形式进行计算。即，β＝β1+β2＝(0.9λ/(D×cosθ))+2ε×tanθ。进一步对该式进行变形，成为βcosθ/λ＝0.9λ/D+2ε×sinθ/λ。相对于sinθ/λ对βcosθ/λ进行标绘，由直线的斜率而算出应变ε。应予说明，应予说明，计算中使用的衍射线为(110)、(211)，和(220)。由应变ε到位错密度的换算使用ρ＝14.4ε2/b2。应予说明，θ表示由X射线衍射的θ-2θ法而算出的峰值角度，λ表示在X射线衍射中使用的X射线的波长。b为Fe(α)的伯格斯矢量(Burgers vector)，在本实施例中为0.25nm。
[耐SSCC性的评价]
耐SSCC性通过使用这些各钢板的一部分进行造管来评价。造管通过对钢板的端部进行坡口加工，利用C压制、U压制、O压制成型为钢管形状后，利用埋弧焊对内表面和外表面的对接部进行缝焊，经过扩管工序而制造。如图1所示，将从得到的钢管中切出的样板压平后，从钢管内表面采取5×15×115mm的SSCC试验片。此时，作为被检面的内表面，为了保留最表层的状态而直接带有黑皮。对采取的SSCC试验片负载各钢管的实际的屈服强度(0.5％YS)的90％的应力，使用NACE标准TM0177Solution A溶液，在硫化氢分压：1bar下，依据EFC16标准的4点弯曲SSCC试验而进行。在720小时的浸渍后，将看不到裂纹的情况判断为耐SSCC性良好，记为○，另外，将产生裂纹的情况判断为不良，记为×。将结果示于表2。
耐HIC性通过使用NACE标准TM0177 Solution A溶液的96小时浸渍的HIC试验而进行调查。对于耐HIC性而言，将在HIC试验中裂纹长度率(CLR)为15％以下的情况判断为良好，记为○，将超过15％的情况判断为×。将结果示于表2。
本发明的目标范围如下：作为耐酸性管线管用高强度钢板，拉伸强度：520MPa以上，在表面下0.5mm位置和t/2位置的微观组织都为贝氏体组织，表面下0.5mm的HV0.1为230以下，对于使用该钢板进行造管而得的高强度钢管，在SSCC试验中看不到裂纹，以及在HIC试验中裂纹长度率(CLR)为15％以下。
如表2所示，No.1～No.15为成分组成和制造条件满足本发明的适当范围的发明例。作为钢板都是拉伸强度：520MPa以上，表面下0.5mm位置和t/2位置的微观组织均为贝氏体组织，表面下0.5mm的HV0.1为230以下，在使用该钢板造管而得的高强度钢管中耐SSCC性和耐HIC性均良好。
与此相对，No.16～No.23是成分组成在本发明的范围内、但制造条件在本发明的范围外的比较例。No.16由于板坯加热温度低，因此微观组织的均质化和碳化物的固溶不充分而强度低。No.17由于冷却开始温度低，成为析出了铁素体的层状组织，因此强度低，而且造管后的耐HIC性变差。No.18由于冷却控制条件在本发明范围外，作为微观组织在板厚中心部得不到贝氏体组织，变为铁素体+珠光体组织，因此强度低，而且造管后的耐HIC性变差。No.19由于冷却停止温度低，表面下0.5mm的位错密度变高，HV0.1超过230，因此造管后的耐SSCC性差。另外，由于中心偏析部的硬度也变高，因此耐HIC性也变差。No.20和No.23由于钢板表面下0.5mm的750→550℃的平均冷却速度超过80℃/s，因此表面下0.5mm的位错密度变高，HV0.1超过230，造管后的耐SSCC性差。另外，在No.23中表层部的耐HIC性也变差。No.21和No.22由于钢板表面下0.5mm的550℃以下的平均冷却速度不足150℃/s，因此钢板的不均匀冷却变得显著，虽然HV0.1满足平均为230以下，但硬度偏差大，局部产生硬度高的部分，因而造管后的耐SSCC性差。No.24～No.27由于钢板的成分组成在本发明的范围外，表面下0.5mm的位错密度变高而HV0.1超过230，因此造管后的耐SSCC性差。另外，No.24～No.27由于中心偏析部的硬度增加，因此耐HIC性也差。
产业上的可利用性
根据本发明，能够提供一种不仅耐HIC性优异、而且在更严酷的腐蚀环境下的耐SSCC性也优异的耐酸性管线管用高强度钢板。因此，对该钢板进行冷成型而制造的钢管(电阻焊钢管、螺旋钢管、UOE钢管等)能够优选用于要求耐酸性的、含有硫化氢的原油或天然气的输送。

Claims (7)

1.一种耐酸性管线管用高强度钢板，其特征在于，具有如下成分组成：以质量％计含有C：0.02～0.08％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.50～1.80％、P：0.001～0.015％、S：0.0002～0.0015％、Al：0.01～0.08％和Ca：0.0005～0.005％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
钢板表面下0.5mm的钢组织为位错密度1.0×1014～7.0×1014m-2的贝氏体组织，
钢板表面下0.5mm的维氏硬度的偏差在将标准偏差设为σ时以3σ计为30HV以下，
具有520MPa以上的拉伸强度。
2.根据权利要求1所述的耐酸性管线管用高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有选自Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下和Mo：0.50％以下中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的耐酸性管线管用高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有选自Nb：0.005～0.1％、V：0.005～0.1％、Ti：0.005～0.1％、Zr：0.0005～0.02％、Mg：0.0005～0.02％和REM：0.0005～0.02％中的1种或2种以上。
4.一种耐酸性管线管用高强度钢板的制造方法，其特征在于，将具有如下成分组成的钢片加热到1000～1300℃的温度后，进行热轧而制成钢板，所述成分组成以质量％计含有C：0.02～0.08％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.50～1.80％、P：0.001～0.015％、S：0.0002～0.0015％、Al：0.01～0.08％和Ca：0.0005～0.005％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，
其后，以如下条件对所述钢板进行冷却控制：
冷却开始时的钢板表面温度：(Ar3－10℃)以上，
以钢板表面下0.5mm的钢板温度计从750℃到550℃的平均冷却速度：80℃/s以下，
以钢板平均温度计从750℃到550℃的平均冷却速度：15℃/s以上，
以钢板表面下0.5mm的钢板温度计从550℃到冷却停止时的温度的平均冷却速度：150℃/s以上，以及
以钢板平均温度计的冷却停止温度：250～550℃。
5.根据权利要求4所述的耐酸性管线管用高强度钢板的制造方法，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有选自Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下和Mo：0.50％以下中的1种或2种以上。
6.根据权利要求4或5所述的耐酸性管线管用高强度钢板的制造方法，其中，所述成分组成以质量％计进一步含有选自Nb：0.005～0.1％、V：0.005～0.1％、Ti：0.005～0.1％、Zr：0.0005～0.02％、Mg：0.0005～0.02％和REM：0.0005～0.02％中的1种或2种以上。
7.一种高强度钢管，是使用权利要求1～3中任一项所述的耐酸性管线管用高强度钢板而得的。
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