JP6844691B2 - 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管 - Google Patents

Description

本発明は、建築、海洋構造物、造船、土木、建設産業用機械の分野のラインパイプに使用して好適な、鋼板内の材質均一性に優れた耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法に関するものである。また、本発明は、上記の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管に関するものである。

一般に、ラインパイプは、厚板ミルや熱延ミルによって製造された鋼板を、ＵＯＥ成形、プレスベンド成形およびロール成形等によって、鋼管に成形することで製造される。

ここに、硫化水素を含む原油や天然ガスの輸送に用いられるラインパイプは、強度、靭性、溶接性などの他に、耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ（Hydrogen Induced Cracking）性）や耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＳＣＣ（Sulfide Stress Corrosion Cracking）性）といった、いわゆる耐サワー性が必要とされる。中でもＨＩＣは、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し、鋼中のＭｎＳなどの非金属介在物や硬い第２相組織のまわりに拡散・集積して、分子状の水素となり、その内圧により割れを生ずるもので、油井管に対して比較的強度レベルの低いラインパイプにおいて問題とされ、多くの対策技術が開示されてきた。一方、ＳＳＣＣに関しては、一般的に油井用高強度継目無鋼管や、溶接部の高硬度域で発生することが知られており、比較的硬さが低いラインパイプではあまり問題視されてこなかった。ところが近年、原油や天然ガスの採掘環境がますます厳しさを増し、硫化水素分圧の高い、あるいはｐＨが低い環境において、ラインパイプの母材部においてもＳＳＣＣが生じることが報告されており、鋼管内面表層部の硬さをコントロールして、より厳しい腐食環境下での耐ＳＳＣＣ性を向上させることの重要性が指摘されている。

通常、ラインパイプ用高強度鋼板の製造に際しては、制御圧延と制御冷却を組み合わせた、いわゆるＴＭＣＰ（Thermo-Mechanical Control Process）技術が適用されている。このＴＭＣＰ技術を用いて鋼材の高強度化を行うには、制御冷却時の冷却速度を大きくすることが有効である。しかしながら、高冷却速度で制御冷却した場合、鋼板表層部が急冷されるため、鋼板内部に比べて表層部の硬さが高くなり、板厚方向の硬さ分布にばらつきが生じる。従って、鋼板内の材質均一性を確保する観点で問題となる。

上記の問題を解決するために、例えば特許文献１，２には、圧延後の加速冷却を中断し、表面を復熱させた後に再度加速冷却を実施することによる、板厚方向の材質差が小さい鋼板の製造方法が開示されている。また、特許文献３，４には、高周波誘導加熱装置を用いて、加速冷却後の鋼板表面を内部より高温に加熱して表層部の硬さを低減した、ラインパイプ用鋼板の製造方法が開示されている。

他方、鋼板表面のスケール厚さにむらがあった場合、冷却時にその下部の鋼板の冷却速度にもばらつきが生じ、鋼板内の局所的な冷却停止温度のばらつきが問題となる。その結果、スケール厚さのむらによって板幅方向に鋼板材質のばらつきが生じることになる。これに対し、特許文献５，６には、冷却直前にデスケーリングを行うことにより、スケール厚さむらに起因した冷却むらを低減して、鋼板形状を改善する方法が開示されている。

特許第３９５１４２８号公報 特許第３９５１４２９号公報 特開２００２−３２７２１２号公報 特許第３７１１８９６号公報 特開平９−５７３２７号公報 特許第３７９６１３３号公報

しかしながら、本発明者らの検討によると、上記特許文献１〜６に記載の製造方法で得られる高強度鋼板では、より厳しい腐食環境下での耐ＨＩＣ性及び耐ＳＳＣＣ性という観点で改善の余地があることが判明した。その理由としては、以下のようなものが考えられる。

特許文献１，２に記載の製造方法では、鋼板の成分により変態挙動が異なると、復熱による十分な材質均質化の効果が得られない場合がある。

特許文献３，４に記載の製造方法は、加速冷却における表層部の冷却速度が大きいため、鋼板表面の加熱だけでは表層部の硬さを十分に低減できない場合がある。

他方、特許文献５，６に記載の方法では、デスケーリングにより、熱間矯正時のスケールの押し込み疵による表面性状不良の低減や、鋼板の冷却停止温度のばらつきを低減して鋼板形状を改善しているが、均一な材質を得るための冷却条件に関しては何ら配慮がなされていない。すなわち、特許文献５，６に記載の技術では、加速冷却における表層部の冷却速度が何ら考慮されていない。そのため、板厚中央における引張特性を確保するための冷却速度では、表層部の硬さを十分には低減できていない可能性があり、その結果として板厚方向に硬さのばらつきが生じることが懸念される。

そこで本発明は、上記課題に鑑み、より厳しい腐食環境下での耐ＨＩＣ性及び耐ＳＳＣＣ性に優れ、かつ板厚方向の硬さ均一性にも優れた耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を、その有利な製造方法と共に提供することを目的とする。また、本発明は、上記耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管を提案することを目的とする。

本発明者らは、より厳しい腐食環境下での耐ＨＩＣ性及び耐ＳＳＣＣ性を確保するべく、鋼材の成分組成、ミクロ組織および製造条件について、数多くの実験と検討を繰り返した。その結果、高強度鋼管の耐ＳＳＣＣ性をさらに向上させるためには、従来知見どおり単に表層硬さを抑えることだけでは不十分であり、特に鋼板の極表層部の組織、具体的には鋼板表面下０．５ｍｍの鋼組織を、転位密度０．５×１０^１４〜７．０×１０^１４（ｍ^−２）のベイナイト組織とすることで、造管後のコーティング過程において硬さの上昇代を抑えることができ、結果として鋼管の耐ＳＳＣＣ特性が向上することを知見した。

さらに、このような鋼組織を実現するためには、制御冷却における鋼板表面下０．５ｍｍにおける熱履歴と鋼板平均の熱履歴の両方を厳密にコントロールしたうえで、その後制御冷却によって導入された過剰な転位を誘導加熱により減少させることが重要であることを見出した。また、誘導加熱を、制御冷却における冷却開始時の鋼板表面温度Ｔ_１と、鋼板平均温度で冷却停止温度Ｔ_２とを考慮した所定条件下で行うことによって、板厚方向に硬さのばらつきを顕著に低減できることを見出した。本発明は、この知見をもとになされたものである。

すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
［１］質量％で、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％およびＣａ：０．０００５〜０．００５％を含有し、以下の式（１）によって求められるＣＰ値が１．００以下となり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
鋼板表面下０．５ｍｍにおける鋼組織が、転位密度０．５×１０^１４〜７．０×１０^１４（ｍ^−２）のベイナイト組織であり、
鋼板表面下０．５ｍｍにおけるビッカース硬さの平均値と鋼板板厚中央におけるビッカース硬さの平均値との差ΔＨＶが２５ＨＶ以下であり、
５２０ＭＰａ以上の引張強さを有する
ことを特徴とする耐サワーラインパイプ用高強度鋼板。
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）
ただし、[%Ｘ]はＸ元素の鋼中含有量（質量％）を示す。

［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下およびＭｏ：０．５０％以下のうちから選んだ１種又は２種以上を含有する、上記［１］に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板。

［３］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％およびＴｉ：０．００５〜０．１％のうちから選んだ１種又は２種以上を含有する、上記［１］または［２］に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板。

［４］質量％で、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％およびＣａ：０．０００５〜０．００５％を含有し、以下の式（１）によって求められるＣＰ値が１．００以下となり、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼片を、１０００〜１３００℃の温度に加熱したのち、熱間圧延して鋼板とし、
その後前記鋼板に対して、
冷却開始時の鋼板表面温度Ｔ_１：（Ａｒ_３−１０℃）以上、
鋼板表面下０．５ｍｍにおける鋼板温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度：１００℃／ｓ以下、
鋼板平均温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度：１５℃／ｓ以上、および
鋼板平均温度で冷却停止温度Ｔ_２：２５０〜５５０℃
の条件で制御冷却を行い、
その後、誘導加熱により、鋼板平均温度が前記冷却停止温度Ｔ_２以上であって、かつ鋼板表面温度が５５０〜７５０℃の加熱温度Ｔ_３となるように前記鋼板を再加熱することを特徴とする耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
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）
ただし、[%Ｘ]はＸ元素の鋼中含有量（質量％）を示す。

［５］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下およびＭｏ：０．５０％以下のうちから選んだ１種又は２種以上を含有する、上記［４］に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。

［６］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％およびＴｉ：０．００５〜０．１％のうちから選んだ１種又は２種以上を含有する、上記［４］または［５］に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。

［７］前記再加熱は、以下の式（２）で定義されるＴＰが０．５０以上となる条件を満たすように行う、上記［４］〜［６］のいずれか一項に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
ＴＰ＝（Ｔ_３−Ｔ_２）×Ｔ_２／（Ｔ_１−Ｔ_２）^２ ・・・（２）

［８］上記［１］〜［３］のいずれか一項に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管。

本発明の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板および該耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管は、より厳しい腐食環境下での耐ＨＩＣ性及び耐ＳＳＣＣ性に優れ、かつ板厚方向の硬さ均一性にも優れる。また、本発明の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法によれば、より厳しい腐食環境下での耐ＨＩＣ性及び耐ＳＳＣＣ性に優れ、かつ板厚方向の硬さ均一性にも優れた耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を製造することができる。

実施例における耐ＳＳＣＣ性の評価のための試験片の採取方法を説明する模式図である。

以下、本開示の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板について、具体的に説明する。

［成分組成］
まず、本開示による高強度鋼板の成分組成とその限定理由について説明する。以下の説明において％で示す単位は全て質量％である。

Ｃ：０．０２〜０．０８％
Ｃは、強度の向上に有効に寄与するが、含有量が０．０２％未満では十分な強度が確保できず、一方０．０８％を超えると加速冷却時に表層部の硬さが上昇するため、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣＣ性が劣化する。また、靭性も劣化する。このため、Ｃ量は０．０２〜０．０８％の範囲に限定する。

Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸のため添加するが、含有量が０．０１％未満では脱酸効果が十分でなく、一方０．５０％を超えると靭性や溶接性を劣化させるため、Ｓｉ量は０．０１〜０．５０％の範囲に限定する。

Ｍｎ：０．５０〜１．８０％
Ｍｎは、強度、靭性の向上に有効に寄与するが、含有量が０．５０％未満ではその添加効果に乏しく、一方１．８０％を超えると加速冷却時に中心偏析部の硬さが上昇するため、耐ＨＩＣ性が劣化する。また、溶接性も劣化する。このため、Ｍｎ量は０．５０〜１．８０％の範囲に限定する。

Ｐ：０．００１〜０．０１５％
Ｐは、不可避不純物元素であり、溶接性を劣化させるとともに、中心偏析部の硬さを上昇させることで耐ＨＩＣ性を劣化させる。０．０１５％を超えるとその傾向が顕著となるため、上限を０．０１５％に規定する。好ましくは０．００８％以下である。含有量は低いほどよいが、精錬コストの観点から０．００１％以上とする。

Ｓ：０．０００２〜０．００１５％
Ｓは、不可避不純物元素であり、鋼中においてはＭｎＳ介在物となり耐ＨＩＣ性を劣化させるため少ないことが好ましいが、０．００１５％までは許容される。含有量は低いほどよいが、精錬コストの観点から０．０００２％以上とする。

Ａｌ：０.０１〜０.０８％
Ａｌは、脱酸剤として添加するが、０.０１％未満では添加効果がなく、一方、０.０８％を超えると鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するため、Ａｌ量は０.０１〜０.０８％の範囲に限定する。

Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
Ｃａは、硫化物系介在物の形態制御による耐ＨＩＣ性向上に有効な元素であるが、０．０００５％未満ではその添加効果が十分でない。一方、０．００５％を超えた場合、効果が飽和するだけでなく、鋼の清浄度の低下により耐ＨＩＣ性を劣化させるので、Ｃａ量は０．０００５〜０．００５％の範囲に限定する。

以上、本開示の基本成分について説明したが、本開示の成分組成は、鋼板の強度や靱性の一層の改善のために、Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏのうちから選んだ１種又は２種以上を、以下の範囲で任意に含有させることができる。

Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、この効果を得るには０．０５％以上を含有することが好ましいが、含有量が多すぎると溶接性が劣化するため、Ｃｕを添加する場合は０．５０％を上限とする。

Ｎｉ：０．５０％以下
Ｎｉは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、この効果を得るには０．０５％以上を含有することが好ましいが、含有量が多すぎると経済的に不利なだけでなく、溶接熱影響部の靱性が劣化するため、Ｎｉを添加する場合は０．５０％を上限とする。

Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは、Ｍｎと同様、低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素であり、この効果を得るには０．０５％以上を含有することが好ましいが、含有量が多すぎると溶接性が劣化するため、Ｃｒを添加する場合は０．５０％を上限とする。

Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、この効果を得るには０．０５％以上を含有することが好ましいが、含有量が多すぎると溶接性が劣化するため、Ｍｏを添加する場合は０．５０％を上限とする。

本開示の成分組成は、さらに、Ｎｂ，ＶおよびＴｉのうちから選んだ１種又は２種以上を、以下の範囲で任意に含有させることもできる。

Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％およびＴｉ：０．００５〜０．１％のうちから選んだ１種又は２種以上
Ｎｂ，ＶおよびＴｉはいずれも、鋼板の強度および靭性を高めるために任意に添加することができる元素である。各元素とも、含有量が０．００５％未満ではその添加効果に乏しく、一方０．１％を超えると溶接部の靭性が劣化するので、添加する場合はいずれも０．００５〜０．１％の範囲とするのが好ましい。

本開示は、耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管の耐ＳＳＣＣ性を改善するための技術を開示するものであるが、耐サワー性能として、いうまでもなく、耐ＨＩＣ性を同時に満足することが必要であるので、下記（１）式によって求められるＣＰ値を、１．００以下とする。なお、添加しない元素は０を代入すれば良い。
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）
ただし、[%Ｘ]はＸ元素の鋼中含有量（質量％）を示す。

ここに、上記ＣＰ値は、各合金元素の含有量から中心偏析部の材質を推定するために考案された式であり、上掲（１）式のＣＰ値が高いほど中心偏析部の成分濃度が高くなり、中心偏析部の硬さが上昇する。従って、上記の（１）式において求められるＣＰ値を１．００以下とすることで、ＨＩＣ試験での割れ発生を抑制することが可能となる。また、ＣＰ値が低いほど中心偏析部の硬さが低くなるため、さらに高い耐ＨＩＣ性が求められる場合は、その上限を０．９５とすれば良い。

なお、上記した元素以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。ただし、本発明の作用効果を害しない限り、他の微量元素の含有を妨げない。

［鋼板の組織］
次に、本開示の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の鋼組織について説明する。引張強さが５２０ＭＰａ以上の高強度化を図るために、鋼組織は、ベイナイト組織とする必要がある。特に、表層部は、マルテンサイトや島状マルテンサイト（ＭＡ）等の硬質相が生成した場合、表層硬さが上昇し、鋼板内の硬さのばらつきが増大して材質均一性が阻害される。表層硬さの上昇を抑制するために、表層部の鋼組織についてはベイナイト組織とする。ここで、ベイナイト組織は、変態強化に寄与する加速冷却時あるいは加速冷却後に変態するベイニティックフェライトまたはグラニュラーフェライトと称される組織を含むものとする。ベイナイト組織中に、フェライトやマルテンサイト、パーライト、島状マルテンサイト、残留オーステナイトなどの異種組織が混在すると、強度の低下や靭性の劣化、表層硬さの上昇などが生じるため、ベイナイト相以外の組織分率は少ない程良い。ただし、ベイナイト相以外の組織の体積分率が十分に低い場合には、それらの影響が無視できるので、ある程度の量であれば許容される。具体的に、本開示では、ベイナイト以外の鋼組織（フェライト、マルテンサイト、パーライト、島状マルテンサイト、残留オーステナイト等）の合計が体積分率で５％未満であれば、大きな影響がないので許容されるものとする。

また、ベイナイト組織にも冷却速度に応じた種々の形態があるが、本開示においては、鋼板の極表層部の組織、具体的には鋼板表面下０．５ｍｍの鋼組織を、転位密度０．５×１０^１４〜７．０×１０^１４（ｍ^−２）のベイナイト組織とすることが肝要である。造管後のコーティング過程において転位密度が減少するため、鋼板表面下０．５ｍｍの転位密度が７．０×１０^１４（ｍ^−２）以下であれば、時効硬化による硬さの上昇代を最小限に抑えることができる。逆に、鋼板表面下０．５ｍｍの転位密度が７．０×１０^１４（ｍ^−２）を超えると、造管後のコーティング過程において転位密度が減少せず、時効硬化で硬度が大きく上昇して耐ＳＳＣＣ性を劣化させる。造管後に良好な耐ＳＳＣＣ性を得るために好ましい転位密度の範囲は６．０×１０^１４（ｍ^−２）以下である。一方、鋼板表面下０．５ｍｍの転位密度が０．５×１０^１４（ｍ^−２）未満では鋼板として強度を維持できなくなる。Ｘ６５グレードの強度を確保するため、１．０×１０^１４（ｍ^−２）以上の転位密度を有することが好ましい。なお、本開示の高強度鋼板においては、鋼板表面下０．５ｍｍの鋼組織における転位密度が上記範囲であれば、鋼板表面から深さ０．５ｍｍの範囲の極表層部も同等の転位密度を有し、その結果、上記耐ＳＳＣＣ性向上の効果が得られるものである。

なお、鋼板表面下０．５ｍｍでの転位密度を７．０×１０^１４（ｍ^−２）以下とすると、表面下０．５ｍｍでのＨＶ０．１が２３０以下となる。鋼管の耐ＳＳＣＣ性を確保する観点から、鋼板の表層硬さを抑制することが重要であるが、鋼板の表面下０．５ｍｍでのＨＶ０．１を２３０以下にすることで、造管後コーティング過程を経たのちの、表面下０．５ｍｍでのＨＶ０．１を２６０以下に抑えることができ、耐ＳＳＣＣ性を確保することができる。

また、本開示の高強度鋼板では、鋼板表面下０．５ｍｍにおけるビッカース硬さの平均値が２３０ＨＶ以下であることに加えて、表層の硬さを抑えつつ、板厚中央における材料特性の確保の観点から、鋼板表面下０．５ｍｍにおけるビッカース硬さの平均値と鋼板板厚中央におけるビッカース硬さの平均値との差ΔＨＶが２５ＨＶ以下であることも重要である。より好ましいΔＨＶは２０ＨＶ以下である。

本開示の高強度鋼板は、ＡＰＩ ５ＬのＸ６０グレード以上の強度を有する鋼管用の鋼板であるので、５２０ＭＰａ以上の引張強さを有するものとする。

［製造方法］
以下、上記耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を製造するための製造方法および製造条件について、具体的に説明する。本開示の製造方法は、上記成分組成を有する鋼片の加熱したのち、熱間圧延して鋼板とし、その後当該鋼板に対して所定条件下での制御冷却を行い、その後鋼板を誘導加熱により再加熱する。

〔スラブ加熱温度〕
スラブ加熱温度：１０００〜１３００℃
スラブ加熱温度が１０００℃未満では、炭化物の固溶が不十分で必要な強度が得られず、一方１３００℃を超えると靭性が劣化するため、スラブ加熱温度は１０００〜１３００℃とする。なお、この温度は加熱炉の炉内温度であり、スラブは中心部までこの温度に加熱されるものとする。

〔圧延終了温度〕
熱間圧延工程において、高い母材靱性を得るには、圧延終了温度は低いほどよいが、その反面、圧延能率が低下するため、鋼板表面温度における圧延終了温度は、必要な母材靱性と圧延能率を勘案して設定する必要がある。強度および耐ＨＩＣ性を向上させる観点からは、圧延終了温度を、鋼板表面温度でＡｒ₃変態点以上とすることが好ましい。ここで、Ａｒ_３変態点とは、冷却中におけるフェライト変態開始温度を意味し、例えば、鋼の成分から以下の式で求めることができる。また、高い母材靱性を得るためにはオーステナイト未再結晶温度域に相当する９５０℃以下の温度域での圧下率を６０％以上とすることが望ましい。なお、鋼板の表面温度は放射温度計等で測定することができる。
Ａｒ_３（℃）＝９１０−３１０[%Ｃ]−８０[%Ｍｎ]−２０[%Ｃｕ]−１５[%Ｃｒ]−５５[%Ｎｉ]−８０[%Ｍｏ]
ただし、[%Ｘ]はＸ元素の鋼中含有量（質量％）を示す。

〔制御冷却の冷却開始温度〕
冷却開始時の鋼板表面温度Ｔ_１：（Ａｒ_３−１０℃）以上
冷却開始時の鋼板表面温度が低いと、制御冷却前のフェライト生成量が多くなり、特にＡｒ₃変態点からの温度降下量が１０℃を超えると体積分率で５％を超えるフェライトが生成して、強度低下が大きくなると共に耐ＨＩＣ性が劣化するため、冷却開始時の鋼板表面温度は（Ａｒ₃−１０℃）以上とする。

〔制御冷却の冷却速度〕
高強度化を図りつつ、鋼板内の硬さのばらつきを低減し、材質均一性を向上させるためには、表層（具体的には鋼板表面下０．５ｍｍの深さ）での冷却速度を抑制しつつ、板厚中心の変態温度区間での冷却速度を確保する必要がある。

鋼板表面下０．５ｍｍにおける鋼板温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度：１００℃／ｓ以下
鋼板表面下０．５ｍｍにおける鋼板温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度が１００℃／ｓを超えると、鋼板表面下０．５ｍｍにおける転位密度７．０×１０^１４（ｍ^−２）超えとなってしまう。その結果、鋼板表面下０．５ｍｍのＨＶ０．１が２３０を超え、造管後のコーティング過程を経たのち、表面下０．５ｍｍでのＨＶ０．１が２６０を超え、鋼管の耐ＳＳＣＣ性が劣化する。そのため、当該平均冷却速度は１００℃／ｓ以下とする。好ましくは８０℃／ｓ以下である。当該平均冷却速度の下限は特に限定されないが、冷却速度が過度に小さくなるとフェライトやパーライトが生成して強度不足となるため、これを防ぐ観点から、１０℃／ｓ以上とすることが好ましい。

鋼板平均温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度：１５℃／ｓ以上
鋼板平均温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度が１５℃／ｓ未満では、ベイナイト組織が得られずに強度低下や耐ＨＩＣ性の劣化が生じたり、板厚方向の硬さのばらつきが大きくなったりする。このため、鋼板平均温度での冷却速度は１５℃／ｓ以上とする。鋼板強度と硬さのばらつきの観点からは、鋼板平均の冷却速度は２０℃／ｓ以上とすることが好ましい。当該平均冷却速度の上限は特に限定されないが、低温変態生成物が過剰に生成しないように、８０℃／ｓ以下とすることが好ましい。

なお、鋼板表面下０．５ｍｍおよび鋼板平均温度は、物理的に直接測定することはできないが、放射温度計にて測定された冷却開始時の表面温度と目標の冷却停止時の表面温度をもとに、例えばプロセスコンピューターを用いて差分計算により板厚断面内の温度分布をリアルタイムに求めることができる。当該温度分布における鋼板表面下０．５ｍｍでの温度を本明細書における「鋼板表面下０．５ｍｍにおける鋼板温度」とし、当該温度分布における板厚方向の温度の平均値を本明細書における「鋼板平均温度」とする。

〔冷却停止温度〕
鋼板平均温度で冷却停止温度Ｔ_２：２５０〜５５０℃
圧延終了後、制御冷却でベイナイト変態の温度域である２５０〜５５０℃まで急冷することにより、ベイナイト相を生成させる。冷却停止温度が５５０℃を超えると、ベイナイト変態が不完全であり、十分な強度が得られない。また、冷却停止温度が２５０℃未満では、マルテンサイトや島状マルテンサイト（ＭＡ）が生成し、特に板厚方向の硬さのばらつきが大きくなる。そこで、鋼板内の材質均一性の劣化を抑制するため、制御冷却の冷却停止温度は鋼板平均温度で２５０〜５５０℃とする。

〔誘導加熱条件〕
誘導加熱温度Ｔ_３：鋼板表面温度で５５０〜７５０℃
本実施形態では、制御冷却後、制御冷却でベイナイト中に導入された高密度の転位を焼戻すことが重要である。これにより、鋼板表面下０．５ｍｍにおける転位密度が７．０×１０^１４（ｍ^−２）以下となり、優れた耐ＳＳＣＣ性が得られ、また、鋼板表面下０．５ｍｍにおけるビッカース硬さの平均値と鋼板板厚中央におけるビッカース硬さの平均値との差ΔＨＶを２５ＨＶ以下とすることができる。ここで、誘導加熱温度が５５０℃を下回ると、十分な焼き戻し効果が得られず、表層の転位密度を７．０×１０^１４（ｍ^−２）以下とすることができても、ΔＨＶを２５ＨＶ以下とすることはできない。また、誘導加熱温度が７５０℃を超えると、板厚中央も焼戻され、所定の強度を得られなくなる恐れがある。そこで、鋼板内の材質均一性の劣化を抑制しつつ板厚中央の強度を確保するため、オンライン誘導加熱の到達温度は鋼板表面温度で５５０〜７５０℃とする。なお、本実施形態では、強度低下を抑えるために鋼板内部はなるべく焼き戻すことなく、表層部のみを焼き戻すことが肝要であり、そのため、加熱はオンライン誘導加熱装置を用いる。

再加熱条件に関しては以下に示す式（２）で定義されるＴＰが０．５０以上１．５０以下を満たすことが好ましい。さらに好ましくは０．６０以上１．００以下である。
ＴＰ＝（Ｔ_３−Ｔ_２）×Ｔ_２／（Ｔ_１−Ｔ_２）^２ ・・・（２）
ＴＰは制御冷却の過冷度に対する焼き戻しの関係式であり、これが０．５０以上を満たすことで、加速冷却で導入された表層部分の転位を十分に回復しつつ板厚中央での過度の焼き戻しをまねかないため、板厚方向における硬さのばらつきを顕著に抑制することが可能となる。具体的には、ΔＨＶを２０以下とすることができる。

［高強度鋼管］
本開示の高強度鋼板を、プレスベンド成形、ロール成形、ＵＯＥ成形等で管状に成形した後、突き合わせ部を溶接することにより、原油や天然ガスの輸送に好適な鋼板内の材質均一性に優れた耐サワーラインパイプ用高強度鋼管（ＵＯＥ鋼管、電縫鋼管、スパイラル鋼管等）を製造することができる。

例えば、ＵＯＥ鋼管は、鋼板の端部を開先加工し、Ｃプレス、Ｕプレス、Ｏプレスで鋼管形状に成形した後、内面溶接および外面溶接で突き合わせ部をシーム溶接し、さらに必要に応じて拡管工程を経て製造される。また、溶接方法は十分な継手強度と継手靭性が得られる方法であれば、いずれの方法でも良いが、優れた溶接品質と製造能率の観点から、サブマージアーク溶接を用いることが好ましい。

表１に示す成分組成になる鋼（鋼種Ａ〜Ｉ）を、連続鋳造法によりスラブとし、表２に示す温度に加熱したのち、表２に示す圧延終了温度および圧下率の熱間圧延をして、表２に示す板厚の鋼板とした。その後、鋼板に対して、表２に示す条件下で水冷型の制御冷却装置を用いて、制御冷却を行った。その後直ちに、表２の「加熱方法」に示す方法で、鋼板表面温度が表２の「再加熱時最高温度」となるように、鋼板を再加熱した。

［組織の特定］
得られた鋼板のミクロ組織を、光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡により観察した。鋼板表面下０．５ｍｍの位置での組織と、板厚中央での組織を、表２に示す。

［引張強度の測定］
圧延方向に直角な方向の全厚試験片を引張試験片として引張試験を行い、引張強度を測定した。結果を表２に示す。

［ビッカース硬さの測定］
圧延方向に直角な断面について、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠して、鋼板表面下０．５ｍｍの位置において２０点のビッカース硬さ（ＨＶ０．１）を測定し、その平均値を求めた。また、板厚中央においても同様に２０点のビッカース硬さ（ＨＶ０．１）を測定し、その平均値を求めた。そして、両者の差の絶対値ΔＨＶを求めた。ここで、通常用いられるＨＶ１０に代えてＨＶ０．１で測定したのは、ＨＶ０．１で測定することにより圧痕が小さくなるので、より表面に近い位置での硬さ情報や、よりミクロ組織に敏感な硬さ情報をすることが可能となるからである。

［転位密度］
平均的な硬度を有する位置からＸ線回折用のサンプルを採取、サンプル表面を研磨してスケールを除去し、鋼板表面下０．５ｍｍの位置においてＸ線回折測定を行った。転位密度はＸ線回折測定の半価幅βから求める歪みから換算する手法を用いた。通常のＸ線回折により得られる回折強度曲線では、波長の異なるＫα１線とＫα２線の２つが重なっているため、Ｒａｃｈｉｎｇｅｒの方法により分離する。歪みの抽出には、以下に示すＷｉｌｌｉａｍｓｓｏｎ−Ｈａｌｌ法を用いる。半価幅の広がりは結晶子のサイズＤとひずみεが影響し、両因子の和として次式で計算できる。β＝β１＋β２＝（０．９λ／（Ｄ×ｃｏｓθ））＋２ε×ｔａｎθとなる。さらにこの式を変形し、βｃｏｓθ／λ＝０．９λ／Ｄ＋２ε×ｓｉｎθ／λとなる。ｓｉｎθ／λに対してβｃｏｓθ／λをプロットすることにより、直線の傾きからひずみεが算出される。なお、算出に用いる回折線は（１１０）、（２１１）、および（２２０）とする。ひずみεから転位密度の換算はρ＝１４．４ε^２／ｂ^２を用いた。なお、θはＸ線回折のθ‐２θ法より算出されるピーク角度を意味し、λはＸ線回折で使用するＸ線の波長を意味する。ｂはＦｅ（α）のバーガース・ベクトルで、本実施例においては、０．２５ｎｍとした。

［耐ＳＳＣＣ性の評価］
耐ＳＳＣＣ性は、これら各鋼板の一部を用いて造管して評価した。造管は、鋼板の端部を開先加工し、Ｃプレス、Ｕプレス、Ｏプレスで鋼管形状に成形した後、内面および外面の突き合わせ部をサブマージアーク溶接でシーム溶接し、拡管工程を経て製造した。図１に示すように、得られた鋼管から切り出したクーポンをフラットニングした後、５×１５×１１５ｍｍのＳＳＣＣ試験片を鋼管内面より採取した。このとき、被検面である内面は、最表層の状態を残すために黒皮付きのままとした。採取したＳＳＣＣ試験片に、各鋼管の実際の降伏強度（０．５％ＹＳ）の９０％の応力を負荷し、ＮＡＣＥ規格 ＴＭ０１７７ Ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ａ溶液を用い、硫化水素分圧：１ｂａｒにて、ＥＦＣ１６規格の４点曲げＳＳＣＣ試験に準拠して行った。７２０時間の浸漬後に、割れが認められない場合を耐ＳＳＣＣ性が良好と判断して○、また割れが発生した場合を不良と判断して×とした。結果を表２に示す。

［耐ＨＩＣ性の評価］
耐ＨＩＣ性は、ＮＡＣＥ Ｓｔａｎｄａｒｄ ＴＭ−０２−８４に準じた浸漬時間９６時間のＨＩＣ試験を行い、割れが認められない場合を耐ＨＩＣ性良好と判断して○で、割れが発生した場合を×として評価した。結果を表２に示す。

本発明の目標範囲は、耐サワーラインパイプ用高強度鋼板として引張強度：５２０ＭＰａ以上、表面下０．５ｍｍ位置とｔ／２位置ともミクロ組織はベイナイト組織、表面下０．５ｍｍでのＨＶ０．１が２３０以下、表面下０．５ｍｍでの硬さと板厚中央の硬さの差の絶対値ΔＨＶが２５以下、その鋼板を用いて造管した高強度鋼管においてＳＳＣＣ試験で割れが認められないこと、およびＨＩＣ試験による割れが認められないこととした。

表２に示したように、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．９は、成分組成および製造条件が本発明の適正範囲を満足する発明例である。いずれも、鋼板として引張強度：５２０ＭＰａ以上、表面下０．５ｍｍ位置とｔ／２位置ともミクロ組織はベイナイト組織、表面下０．５ｍｍでのＨＶ０．１が２３０以下かつΔＨＶが２５以下であり、その鋼板を用いて造管した高強度鋼管において耐ＳＳＣＣ性および耐ＨＩＣ性も良好であった。

これに対し、Ｎｏ．１０〜Ｎｏ．１６は、成分組成は本発明の範囲内であるが、製造条件が本発明の範囲外の比較例である。Ｎｏ．１０は、冷却停止温度が低かったため、表層と板厚中央との硬さの差が大きくなっている。Ｎｏ.１１および１２は、制御冷却条件が本発明範囲外で、鋼板表層において転位密度が顕著に増大したため、表層硬さが増大し、ＳＳＣＣの発生を招いた。Ｎｏ．１３は、鋼板平均での冷却速度が十分確保されず、板厚中央でフェライトを形成したため、強度の低下を招いた。Ｎｏ.１４は、オンライン誘導加熱での加熱温度が最適ではなかったため、板厚方向の硬度差が生じるに至っている。Ｎｏ．１５は炉加熱により焼き戻しを実施しているが、昇温速度が遅く板厚全体が平均して焼戻されるため、強度が低い値となっている。Ｎｏ．１６は再加熱を実施しない場合であり、焼き戻しによる表層軟化がなされていないため、表層の転位密度が高く、ＳＳＣＣの発生を招いている。また、板厚方向硬さばらつきも大きい。Ｎｏ.１７〜Ｎｏ.２０は、鋼板の成分組成が本発明の範囲外であり、耐ＨＩＣ性の劣化を生じている。

本発明によれば、より厳しい腐食環境下での耐ＨＩＣ性及び耐ＳＳＣＣ性に優れ、かつ板厚方向の硬さ均一性にも優れた耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を供給することができる。よって、この鋼板を冷間成形して製造した鋼管（電縫鋼管、スパイラル鋼管、ＵＯＥ鋼管等）は、耐サワー性を要する硫化水素を含む原油や天然ガスの輸送に好適に使用することができる。

Claims (8)

1. 質量％で、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％およびＣａ：０．０００５〜０．００５％を含有し、以下の式（１）によって求められるＣＰ値が１．００以下となり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
   鋼板表面下０．５ｍｍにおける鋼組織が、転位密度０．５×１０¹⁴〜７．０×１０¹⁴（ｍ^-2）のベイナイト組織であり、
   鋼板表面下０．５ｍｍにおけるビッカース硬さの平均値と鋼板板厚中央におけるビッカース硬さの平均値との差ΔＨＶが２５ＨＶ以下であり、
   ５２０ＭＰａ以上の引張強さを有する
   ことを特徴とする耐サワーラインパイプ用高強度鋼板。
   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）
   ただし、[%Ｘ]はＸ元素の鋼中含有量（質量％）を示す。
2. 前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下およびＭｏ：０．５０％以下のうちから選んだ１種又は２種以上を含有する、請求項１に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板。
3. 前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％およびＴｉ：０．００５〜０．１％のうちから選んだ１種又は２種以上を含有する、請求項１または２に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板。
4. 質量％で、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％およびＣａ：０．０００５〜０．００５％を含有し、以下の式（１）によって求められるＣＰ値が１．００以下となり、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼片を、１０００〜１３００℃の温度に加熱したのち、熱間圧延して鋼板とし、
   その後前記鋼板に対して、
   冷却開始時の鋼板表面温度Ｔ₁：（Ａｒ₃−１０℃）以上、
   鋼板表面下０．５ｍｍにおける鋼板温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度：１００℃／ｓ以下、
   鋼板平均温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度：１５℃／ｓ以上、および
   鋼板平均温度で冷却停止温度Ｔ₂：２５０〜５５０℃
   の条件で制御冷却を行い、
   その後、誘導加熱により、鋼板平均温度が前記冷却停止温度Ｔ₂以上であって、かつ鋼板表面温度が５５０〜７５０℃の加熱温度Ｔ₃となるように前記鋼板を再加熱して、鋼板表面下０．５ｍｍにおける鋼組織が、転位密度０．５×１０ ¹⁴ 〜７．０×１０ ¹⁴ （ｍ ^-2 ）のベイナイト組織であり、鋼板表面下０．５ｍｍにおけるビッカース硬さの平均値と鋼板板厚中央におけるビッカース硬さの平均値との差ΔＨＶが２５ＨＶ以下である高強度鋼板を製造することを特徴とする耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
   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）
   ただし、[%Ｘ]はＸ元素の鋼中含有量（質量％）を示す。
5. 前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下およびＭｏ：０．５０％以下のうちから選んだ１種又は２種以上を含有する、請求項４に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
6. 前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％およびＴｉ：０．００５〜０．１％のうちから選んだ１種又は２種以上を含有する、請求項４または５に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
7. 前記再加熱は、以下の式（２）で定義されるＴＰが０．５０以上となる条件を満たすように行う、請求項４〜６のいずれか一項に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
   ＴＰ＝（Ｔ₃−Ｔ₂）×Ｔ₂／（Ｔ₁−Ｔ₂）² ・・・（２）
8. 請求項１〜３のいずれか一項に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管。
   

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