JP7335492B2

JP7335492B2 - ラインパイプ用鋼板および鋼管

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Publication number: JP7335492B2
Application number: JP2019106968A
Authority: JP
Inventors: 泰志藤城; 卓也原; 勇次荒井; 康浩篠原; 直己土井; 出湊
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2019-06-07
Filing date: 2019-06-07
Publication date: 2023-08-30
Anticipated expiration: 2039-06-07
Also published as: JP2020200497A

Description

本発明は、ラインパイプ用鋼板、およびそれを用いたラインパイプ用鋼管に関する。

近年、原油、天然ガス等の油井およびガス井（以下、油井およびガス井を総称して、単に「油井」という。）の採掘条件は過酷になってきている。油井の採掘環境は、採掘深度が増加するに伴って、その雰囲気にＣＯ_２、Ｈ_２Ｓ、Ｃｌ^－等を含有するようになり、採掘される原油および天然ガスもＨ_２Ｓを多く含むようになる。

そのため、これらを輸送するラインパイプの性能に対する要求も厳しくなってきており、高い耐硫化物応力割れ性（以下、「耐ＳＳＣ性」ともいう。）および耐水素誘起割れ性（以下、「耐ＨＩＣ性」ともいう。）を有するラインパイプ用鋼の需要が増加している。

Ｈ_２Ｓ環境中で使用される鋼は、耐ＳＳＣ性向上の観点から、鋼の最高硬さを低く抑える必要がある。そのため、耐硫化物性能が求められる鋼においては、硬さを抑制する技術の向上が重要な課題となっている。

例えば、特許文献１には、耐ＳＳＣ性に優れた引張強さ６０ｋｇｆ／ｍｍ^２級の高張力鋼の製造法が開示されている。また、特許文献２には、引張強さ５７０～７２０Ｎ／ｍｍ^２の溶接熱影響部と母材の硬さ差が小さい厚鋼板およびその製造方法が開示されている。さらに、特許文献３には、強度の低下とＤＷＴＴ特性の劣化を防止しつつ、表面硬さを低減させることが可能なＸ６０クラスおよびそれ以上の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法が開示されている。

特開平２－８３２２号公報特開２００１－７３０７１号公報特開２００２－３２７２１２号公報

日本鉄鋼協会基礎研究会ベイナイト調査研究部会編、「鋼のベイナイト写真集１」、日本鉄鋼協会、１９９２年６月出版

特許文献１～３によれば、焼入れ後に焼戻しを施すことによって、鋼板表面の硬度を低下させることが可能になる。ただし、これらの文献においては、硬さの評価において、試験力を９８Ｎ（１０ｋｇｆ）としたビッカース硬さ試験を行っている。試験力が高いと測定領域が大きくなる。すなわち、広い領域に含まれる金属組織の平均的な硬さが測定されることとなる。

しかしながら、局所的にでも硬さの高い組織が存在すると、そこを起点にＳＳＣが発生するおそれがある。そのため、より低い試験力でのビッカース硬さ試験を行い、その測定結果に基づく最高硬さを低く制御する必要がある。

本発明は、上記の問題を解決し、優れた耐ＳＳＣ性を有する、ラインパイプ用鋼板および鋼管を提供することを目的とする。

本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、下記のラインパイプ用鋼板および鋼管を要旨とする。

（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０２～０．０８％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．５～１．７％、
Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
Ｎ：０．００１０～０．００６０％、
Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００２５％以下、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ａｌ：０．０１～０．０４％、
Ｏ：０．００４％以下、
Ｍｏ：０～２．０％、
Ｃｒ：０～２．０％、
Ｃｕ：０～２．０％、
Ｎｉ：０～２．０％、
Ｗ：０～１．０％、
Ｖ：０～０．２０％、
Ｚｒ：０～０．０５０％、
Ｔａ：０～０．０５０％、
Ｂ：０～０．００２０％、
ＲＥＭ：０～０．０１％、
Ｍｇ：０～０．０１％、
Ｈｆ：０～０．００５％、
Ｒｅ：０～０．００５％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式を満足し、
下記（ii）式で表わされるＣｅｑが０．３０～０．５０であり、
板厚中心部における金属組織が、アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種を含み、残部がフェライト、Ｍ－Ａ相、および疑似パーライトから選択される１種以上であり、
表層における金属組織が、アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種を含み、残部が粒径１００ｎｍ以上のセメンタイトを含む焼戻しマルテンサイト、Ｍ－Ａ相、および疑似パーライトから選択される１種以上であり、表層における最高硬さが２５０ＨＶ０．１以下である、ラインパイプ用鋼板。
０．０５≦Ｍｏ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｎｉ≦２．０・・・（ｉ）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（ii）
但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。

（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｗ：０．０１～１．０％、
Ｖ：０．０１～０．２０％、
Ｚｒ：０．０００１～０．０５０％、
Ｔａ：０．０００１～０．０５０％、および、
Ｂ：０．０００１～０．００２０％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）に記載のラインパイプ用鋼板。

（３）前記化学組成が、質量％で、
ＲＥＭ：０．０００１～０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０１％、
Ｈｆ：０．０００１～０．００５％、および
Ｒｅ：０．０００１～０．００５％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）または（２）に記載のラインパイプ用鋼板。

（４）上記（１）から（３）までのいずれかに記載の鋼板を用いた、
ラインパイプ用鋼管。

なお、本発明において、「表層」とは、鋼板または鋼管の表面から１．０ｍｍの深さまでの領域を意味する。また、「ＨＶ０．１」は、試験力を０．９８Ｎ（０．１ｋｇｆ）として、ビッカース硬さ試験を実施した場合の「硬さ記号」を意味する（ＪＩＳＺ２２４４：２００９を参照）。

本発明によれば、表層の最高硬さを２５０ＨＶ０．１以下に抑制することができるため、耐ＳＳＣ性に優れる鋼板および鋼管を得ることが可能となる。したがって、本発明に係る鋼板および鋼管は、Ｈ_２Ｓを多く含むような原油および天然ガスを輸送するためのラインパイプとして好適に用いることができる。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。

１．化学組成
本発明に係る鋼板および鋼管に係る各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。

Ｃ：０．０２～０．０８％
Ｃは、鋼の強度を向上させる元素である。Ｃ含有量が０．０２％未満では、強度向上効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が０．０８％を超えると、表層の硬さが上昇し、ＳＳＣが発生しやすくなる。したがって、Ｃ含有量は０．０２～０．０８％とする。Ｃ含有量は０．０３％以上であるのが好ましい。また、耐ＳＳＣ性を確保するとともに、溶接性および靭性の低下を抑制するためには、Ｃ含有量は０．０６％以下であるのが好ましい。

Ｓｉ：０．０１～０．５０％
Ｓｉは、脱酸のために添加する元素である。Ｓｉ含有量が０．０１％未満では、脱酸効果が十分に得られず、また、製造コストが大幅に上昇する。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、溶接部の靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１～０．５０％とする。Ｓｉ含有量は０．０５％以上であるのが好ましく、０．１０％以上であるのがより好ましい。また、Ｓｉ含有量は０．４０％以下であるのが好ましく、０．３０％以下であるのがより好ましい。

Ｍｎ：０．５～１．７％
Ｍｎは、強度および靭性を向上させる元素である。Ｍｎ含有量が０．５％未満では、添加効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が１．７％を超えると、耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．５～１．７％とする。Ｍｎ含有量は１．０％以上であるのが好ましく、１．２％以上であるのがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は１．６％以下であるのが好ましく、１．５％以下であるのがより好ましい。

Ｎｂ：０．００１～０．１００％
Ｎｂは、炭化物および窒化物を形成し、強度の向上に寄与する元素である。また、Ｎｂ添加は未再結晶温度域を高温域に拡大させるため、Ｎｂ含有量が０．００１％未満では、添加効果が十分に得られない。一方、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると、粗大な炭化物および窒化物が生成し、耐ＨＩＣ性および靭性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．００１～０．１００％とする。Ｎｂ含有量は０．００５％以上であるのが好ましく、０．０１０％以上であるのがより好ましい。また、Ｎｂ含有量は０．０８０％以下であるのが好ましく、０．０６０％以下であるのがより好ましい。

Ｎ：０．００１０～０．００６０％
Ｎは、Ｎｂと窒化物を形成し、加熱時のオーステナイト粒径の微細化に寄与する元素である。Ｎ含有量が０．００１０％未満であると、添加効果が十分に得られない。一方、Ｎ含有量が０．００６０％を超えると、粗大な炭窒化物が生成し、耐ＨＩＣ性および靭性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００１０～０．００６０％とする。Ｎ含有量は０．００２０％以上であるのが好ましい。また、Ｎ含有量は０．００５０％以下であるのが好ましい。

Ｃａ：０．０００１～０．００５０％
Ｃａは、ＣａＳを形成し、圧延方向に伸長するＭｎＳの形成を抑制し、耐ＨＩＣ性の向上に寄与する元素である。Ｃａ含有量が０．０００１％未満では、添加効果が十分に得られない。一方、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると、酸化物が集積し、耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０００１～０．００５０％とする。Ｃａ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１０％以上であるのがより好ましい。また、Ｃａ含有量は０．００４５％以下であるのが好ましく、０．００４０％以下であるのがより好ましい。

Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、不可避的不純物として残留する元素である。Ｐ含有量が０．０３％を超えると、耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性が低下し、また、溶接部の靭性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３％以下とする。Ｐ含有量は０．０１５％以下であるのが好ましく、０．０１％以下であるのがより好ましい。なお、Ｐ含有量の過度の低減は、製造コストの大幅な上昇を招くため、０．００１％が実質的な下限である。

Ｓ：０．００２５％以下
Ｓは、不可避的不純物として残留し、熱間圧延時に圧延方向に延伸するＭｎＳを形成して、耐ＨＩＣ性を阻害する元素である。Ｓ含有量が０．００２５％を超えると、耐ＨＩＣ性が著しく低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００２５％以下とする。Ｓ含有量は０．００１５％以下であるのが好ましく、０．００１０％以下であるのがより好ましい。なお、Ｓ含有量の過度の低減は、製造コストの大幅な上昇を招くため、０．０００１％が実質的な下限である。

Ｔｉ：０．００５～０．０３０％
Ｔｉは、窒化物を形成し、結晶粒の微細化に寄与する元素である。Ｔｉ含有量が０．００５％未満であると、添加効果が十分に得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．０３０％を超えると、靭性が低下するだけでなく、粗大な窒化物を生成し、耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５～０．０３０％とする。Ｔｉ含有量は０．００８％以上であるのが好ましく、０．０１５％以下であるのが好ましい。

Ａｌ：０．０１～０．０４％
Ａｌは、脱酸のために添加する元素である。Ａｌ含有量が０．０１％未満であると、添加効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が０．０４％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。したがって、Ａｌ含有量は０．０１～０．０４％とする。Ａｌ含有量は０．０１５％以上であるのが好ましく、０．０３５％以下であるのが好ましい。

Ｏ：０．００４％以下
Ｏは、脱酸後、不可避的に残留する元素であり、少量であるほど好ましい。Ｏ含有量が０．００４％を超えると、酸化物が生成して、靭性および耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００４％以下とする。Ｏ含有量は０．００３％以下であるのが好ましい。なお、Ｏ含有量の過度の低減は、製造コストの大幅な上昇を招くため、０．００１％が実質的な下限である。

Ｍｏ：０～２．０％
Ｃｒ：０～２．０％
Ｃｕ：０～２．０％
Ｎｉ：０～２．０％
０．０５≦Ｍｏ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｎｉ≦２．０・・・（ｉ）
但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。

Ｍｏ、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉは、焼入れ性の向上に寄与する元素である。後述する焼入れ性の指標であるＣｅｑを調整するため、これらの元素の合計含有量を０．０５％以上とする。一方、合計含有量が２．０％を超えると、硬さが上昇して耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｏ、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉの合計含有量は、０．０５～２．０％とする。これらの元素の合計含有量は０．０７％以上であるのが好ましく、０．１％以上であるのがより好ましい。また、合計含有量は１．０％以下であるのが好ましく、０．９％以下であるのがより好ましい。

Ｗ：０～１．０％
Ｗは、強度の向上に有効な元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｗ含有量が１．０％を超えると、靭性の低下を招くことがある。したがって、Ｗ含有量は１．０％以下とする。Ｗ含有量０．５％以下であるのが好ましく、０．３％以下であるのがとり好ましく、０．２％以下であるのがさらに好ましい。なお、上記の効果を得るためには、Ｗ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましい。

Ｖ：０～０．２０％
Ｖは、炭化物、窒化物を形成し、強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｖ含有量が０．２０％を超えると、靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．２０％以下とする。Ｖ含有量は０．１０％以下であるのが好ましく、０．０８％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得るためには、Ｖ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０３％以上であるのがより好ましい。

Ｚｒ：０～０．０５０％
Ｚｒは、Ｖと同様に炭化物、窒化物を形成し、強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｚｒ含有量が０．０５０％を超えると、靭性の低下を招くことがある。したがって、Ｚｒ含有量は０．０５０％以下とする。Ｚｒ含有量は０．０２０％以下であるのが好ましく、０．０１０％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得るためには、Ｚｒ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。

Ｔａ：０～０．０５０％
Ｔａは、Ｖと同様に炭化物、窒化物を形成し、強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｔａ含有量が０．０５０％を超えると、靭性の低下を招くことがある。したがって、Ｔａ含有量は０．０５０％以下とする。Ｔａ含有量は０．０２０％以下であるのが好ましく、０．０１０％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得るためには、Ｔａ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。

Ｂ：０～０．００２０％
Ｂは、鋼の粒界に偏析して焼入れ性の向上に著しく寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｂ含有量が０．００２０％を超えると、靭性の低下を招くことがある。したがって、Ｂ含有量は０．００２０％以下とする。Ｂ含有量は０．００１５％以下であるのが好ましく、０．００１２％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。

ＲＥＭ：０～０．０１％
ＲＥＭは、硫化物系介在物の形態を制御し、耐ＳＳＣ性、耐ＨＩＣ性および靭性の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０１％を超えると、酸化物が生成して、鋼の清浄性が低下するだけでなく、耐ＨＩＣ性および靭性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０．０１％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．００６％以下であるのが好ましい。なお、上記の効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．００１０％以上であるのがより好ましい。

ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、上記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。

Ｍｇ：０～０．０１％
Ｍｇは、微細な酸化物を生成して、結晶粒の粗大化を抑制し、靭性の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｍｇ含有量が０．０１％を超えると、酸化物が凝集、粗大化して、耐ＨＩＣ性が低下し、また、靭性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０．０１％以下とする。Ｍｇ含有量は０．００５％以下であるのが好ましい。なお、上記の効果を得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．００１０％以上であるのがより好ましい。

Ｈｆ：０～０．００５％
Ｈｆは、Ｃａと同様、硫化物を生成し、圧延方向に伸長したＭｎＳの生成を抑制し、耐ＨＩＣ性の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｈｆ含有量が０．００５％を超えると、酸化物が増加し、凝集、粗大化すると耐ＨＩＣ性を損なう。したがって、Ｈｆ含有量は０．００５％以下とする。Ｈｆ含有量は０．００４％以下であるのが好ましく、０．００３％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得るためには、Ｈｆ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。

Ｒｅ：０～０．００５％
Ｒｅは、Ｃａと同様、硫化物を生成し、圧延方向に伸長したＭｎＳの生成を抑制し、耐ＨＩＣ性の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｒｅ含有量が０．００５％を超えると、酸化物が増加し、凝集、粗大化すると耐ＨＩＣ性を損なう。したがって、Ｒｅ含有量は０．００５％以下とする。Ｒｅ含有量は０．００４％以下であるのが好ましく、０．００３％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得るためには、Ｒｅ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。

本発明の鋼板および鋼管の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

Ｃｅｑ：０．３０～０．５０
Ｃｅｑは、焼入れ性の指標となる値であり、下記（ii）式で表わされる。Ｃｅｑが０．３０未満では、必要な強度が得られない。一方、Ｃｅｑが０．５０を超えると、表面硬さが高くなり、耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｅｑは０．３０～０．５０とする。Ｃｅｑは０．３３以上であるのが好ましく、０．４５以下であるのが好ましい。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（ii）
但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。

２．金属組織
本発明に係る鋼板および鋼管は、板厚中心部における金属組織が、アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種を含み、残部がフェライト、Ｍ－Ａ相、および疑似パーライト(または「擬似パーライト」とも記載する。)から選択される１種以上であり、表層における金属組織が、アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種を含み、残部が粒径１００ｎｍ以上のセメンタイトを含む焼戻しマルテンサイト、Ｍ－Ａ相、および疑似パーライト(または擬似パーライト)から選択される１種以上である。その理由は以下のとおりである。

鋼内部の金属組織中にマルテンサイトが含まれると、鋼の強度が上昇し過ぎて、表面硬さを低く抑えることが困難になる。そのため、鋼の化学組成を調整し、特にＣｅｑの値を適切な範囲にするとともに、後述するように熱間圧延後に制御冷却を行うことによって、マルテンサイトの生成を防止する。

そのため、強度と表面硬さとのバランスを考慮して、板厚中心部における金属組織を、アシキュラーフェライトおよび／またはベイナイト主体の組織とする。アシキュラーフェライトとベイナイトとの合計面積率は５０％以上であることが好ましい。板厚中心部における金属組織において、残部はフェライト、Ｍ－Ａ相、および疑似パーライトから選択される１種以上である。鋼内部の金属組織がフェライト主体であると必要な強度が得られにくい。したがって、フェライトの面積率は５０％以下であることが好ましい。

鋼内部に比べて表層の冷却速度は相対的に高くなることから、表層においては、熱間圧延後の冷却過程でマルテンサイトが一部生成する場合がある。マルテンサイトは硬い組織であるため、耐ＳＳＣ性を低下させる。そのため、表層における金属組織も、板厚中心部と同様に、アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種を含む。アシキュラーフェライトとベイナイトとの合計面積率は５０％以上であることが好ましい。

なお、表層の最高硬さを低下させるためには、表層の硬さを極力均一にすることが望ましい。表層にアシキュラーフェライトが含まれると、硬さを均一にする効果が得られるため、好ましい。

表層において冷却過程でマルテンサイトが生成した場合であっても、冷却後に所定の条件で焼戻し処理を行い、マルテンサイトを焼戻しマルテンサイトとすることで、硬さを低下させることが可能である。特に、焼戻しマルテンサイト内に粒径１００ｎｍ以上のセメンタイトを析出させることによって、十分に硬さを低下させることが可能になる。そのため、表層における金属組織において、残部を粒径１００ｎｍ以上のセメンタイトを含む焼戻しマルテンサイト、Ｍ－Ａ相、疑似パーライトから選択される１種以上とする。

ここで、本発明において、「アシキュラーフェライト」とは、非特許文献１で定義されるように、疑ポリゴナル・フェライトを含んだベイニティック・フェライト混合組織を指すものとする。また、Ｍ－Ａ相（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）は、マルテンサイトとオーステナイトとの複合体を意味する。そして、本発明においては、「Ｍ－Ａ相」とは圧延・加速冷却後に生成したＭ－Ａ相が、さらに焼き戻し等の熱処理を受けて組織中に微細な炭化物を含む金属組織も含む。Ｍ－Ａ相はその大きさ、形状、または化学成分によって、同じ熱履歴を受けても形態の変化が異なる場合があり、この微細炭化物を含むＭ－Ａ相と後述する疑似パーライトに形態を変えるものがある。

Ｍ－Ａ相は十分に焼戻されるとフェライトとセメンタイトに分解される。この際、フェライト中にセメンタイトが点列状に分断した金属組織が生成される。本発明において、「疑似パーライト」とは、非特許文献１で定義されるパーライトの層状組織が分断された金属組織に加えて、Ｍ－Ａ相が焼戻されて生成した金属組織も含める。

３．機械的性質
表層の最高硬さ：２５０ＨＶ０．１以下
上述のように、耐ＳＳＣ性を向上させるためには、鋼の最高硬さを低く抑える必要がある。また、局所的にでも硬さの高い組織が存在すると、そこを起点にＳＳＣが発生するおそれがあるため、本発明においては、試験力を０．９８Ｎ（０．１ｋｇｆ）としたビッカース硬さ試験により、硬さの評価を行う。そのため、表層の最高硬さを２５０ＨＶ０．１以下とする。表層の最高硬さは、２４０ＨＶ０．１以下であるのが好ましく、低ければ低いほど好ましい。

なお、本発明においては、表面から０．１ｍｍの深さ位置から１．０ｍｍの深さ位置まで、０．１ｍｍ間隔で硬さ測定を行い、その最大値を表層の最高硬さとする。

引張強さ：４６０ＭＰａ以上
本発明の鋼板および鋼管において、引張強さには特に制限は設けないが、Ｈ_２Ｓ環境中で使用されるラインパイプとしては、一般的にＸ５２からＸ７０グレードの材料が用いられる場合が多い。その要求を満足するため、引張強さは４６０ＭＰａ以上であることが好ましく、５００ＭＰａ以上であることがより好ましい。

４．板厚
本発明の鋼板および鋼管の板厚（肉厚）について特に制限は設けない。しかしながら、ラインパイプ内を通過する流体の輸送効率向上の観点から、板厚（肉厚）は１６．０ｍｍ以上であるのが好ましく、１９．０ｍｍ以上であるのがより好ましい。一方、表層の硬さは鋼管成形時に加工硬化によって増加し、通常厚肉化する程、表層硬さは上昇する。したがって、板厚（肉厚）は３０．０ｍｍ以下であるのが好ましく、２５．０ｍｍ以下であるのがより好ましい。

５．製造方法
本発明に係る鋼材は、例えば、以下の方法により製造することができるが、この方法には限定されない。

上述の化学組成を有する鋼を炉で溶製した後、鋳造によってスラブを作製する。その後、上記のスラブを加熱して熱間圧延を施す。熱延工程における条件についても特に制限は設けないが、例えば、熱間圧延前の加熱温度を１０００～１３００℃とし、熱間圧延の仕上げ温度を８００～１０００℃とするのが好ましい。

熱間圧延終了後に、鋼内部の平均冷却速度が５℃／ｓ以上Ｖ_Ｃ－９０℃／ｓ未満となる範囲において、Ｂｓ点以下の温度まで冷却する。ここで、Ｖ_Ｃ－９０の値は、鋼中に含まれるＢ含有量が５ｐｐｍ以上の場合には下記（iii）式で算出され、Ｂ含有量が５ｐｐｍ未満の場合には下記（iv）式で算出される。
ｌｏｇＶ_Ｃ－９０＝２．９４－０．７５β ・・・（iii）
β＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋２Ｍｏ
ｌｏｇＶ_Ｃ－９０＝３．６９－０．７５β’ ・・・（iv）
β’＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ
但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。

また、Ｂｓ点（℃）は下記（ｖ）式で表わされ、アシキュラーフェライトおよびベイナイトの生成温度を意味する。
Ｂｓ＝８３０－２７０Ｃ－９０Ｍｎ－３７Ｎｉ－７０Ｃｒ－８３Ｍｏ・・・（ｖ）
但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。

平均冷却速度が５℃／ｓ未満では、フェライト主体組織となり必要な強度が得られない。アシキュラーフェライトおよび／またはベイナイトが主体の組織とするためには、フェライトの生成を極力抑えるために５℃／ｓ以上の冷却速度でＢｓ点以下の温度まで冷却しなければならない。一方、平均冷却速度がＶ_Ｃ－９０℃／ｓ以上となると、鋼内部にマルテンサイトが生成し、表層の最高硬さを低く抑えるのが困難になる。

さらに、加速冷却開始からＭｓ点までの間における、表層冷却速度をＶ_Ｃ－９０℃／ｓ未満に制限する。従来の焼入れ焼戻し材では、表層冷却速度は平均冷却速度よりも著しく高速になるが、表層冷却速度がＶ_Ｃ－９０℃／ｓ以上となると、鋼板表面に９０％以上のマルテンサイトが生成し、後に焼戻し処理を施しても焼戻しマルテンサイト中のセメンタイトの成長が不十分となり、表層の最高硬さを低減することが困難になる。

なお、Ｍｓ点は下記（vi）式により算出することが可能である。
Ｍｓ＝５４５－３３０Ｃ＋２Ａｌ＋７Ｃｏ－１４Ｃｒ－１３Ｃｕ－２３Ｍｎ－５Ｍｏ－４Ｎｂ－１３Ｎｉ－７Ｓｉ＋３Ｔｉ＋４Ｖ・・・（vi）
但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。

また、冷却するに際しては、加速冷却を断続的に行い、冷却と復熱とを繰り返すことが望ましい。鋼板を加速冷却すると、表面温度は内部温度と比較して低温まで冷却される。ここで、表面温度は、加速冷却を一次停止した際に内部温度との熱伝導によって複熱させることができる。例えば、加速冷却によって表面温度が４００℃以下に低下しても、冷却停止時の内部温度が７００℃以上あれば、適切な復熱時間を与えることで５５０℃以上といった温度まで復熱させることができる。

したがって、復熱させると通常の加速冷却を行った場合と比較して高い自己焼戻し効果が得られ、表面硬さの低下に大きく寄与する。復熱は例えば２回以上行うのが好ましい。また、復熱後の最高温度を、加速冷却停止温度（最終加速冷却を停止して復熱した後の表面温度）以上の温度にすると、より大きな自己焼戻し効果を得ることが可能になる。

そして、加速冷却停止温度がＭｓ点以下まで低下した後、４５０℃を超えてＡｃ_１点以下の温度で焼戻し処理を行う。焼戻し温度を４５０℃以上にすることによって、表層の金属組織中の焼戻しマルテンサイトに含まれるセメンタイトが成長する。それによって、表層の最高硬さを低下することが可能になる。なお、焼戻しは加速冷却直後に行ってもよく、加速冷却後、室温まで空冷された後に行ってもよい。

焼戻し時間について特に制限はないが、加速冷却停止温度を４００℃以上とすることで加速冷却後の空冷時に自己焼戻し効果が得られ、さらに復熱による自己焼戻しにより、表層の最高硬さをある程度低下させることができるため、通常の焼戻し処理より短時間でよい。したがって焼戻し時間は、例えば、１０～３０ｍｉｎとすることができる。

また、本発明に係る鋼管は、上記の鋼板に対して、例えば、ＵＯ製管を行うことで製造することができる。ＵＯ製管法では、例えば、エッジ部をスケール除去した圧延鋼板（素材）に対して、Ｃプレスを行ってＣ形に成形した後Ｕプレスを行ってＵ形に成形し、さらにＯプレスを行ってＯ形に成形して円筒状に成形し、その後に端部である継目を突き合わせて、仮付溶接、内面溶接および外面溶接を行い、さらに必要に応じて拡管を行う。

以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

表１に示す化学成分を有する鋼を溶製し、連続鋳造により鋼片とした。この時の厚さは、鋼種Ｊ～Ｎでは３００ｍｍとし、それ以外の鋼種Ａ～ＩおよびＯ～Ｓでは２４０ｍｍとした。得られた鋼片を表２に示すように、１０００～１２５０℃の温度域まで加熱し、９００℃を超える再結晶温度域で熱間圧延を行い、引き続き、８００～９００℃の未再結晶温度域での熱間圧延を行った。

熱間圧延後は、７５０～８５０℃の加速冷却開始温度から水冷を開始し、４００～５５０℃の温度で水冷を停止した。加速冷却は表２に示すように、多段間欠冷却および通常の加速冷却にて行った。また、従来の熱間圧延後に急冷する加速冷却も実施した。加速冷却後、表２に示す条件で焼戻し処理を施した。

焼戻し処理を施した鋼板から金属組織観察用試験片、引張試験片、硬さ測定用試験片およびＳＳＣ試験片を採取し、それぞれの試験に供した。

金属組織観察用試験片について、各鋼板の断面を切り出し、湿式研磨して鏡面に仕上げた後、ナイタール腐食してミクロ組織を現出させた。そして、光学顕微鏡を用いて１００～５００倍の倍率で組織観察を行った。焼戻しマルテンサイトを含む組織については再研磨後、薄膜試料を切り出し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ：ＴｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎＥｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）にて３～５万倍の倍率にて１００ｎｍ以上のセメンタイト有無を確認した。

引張試験は、丸棒状の引張試験片を用いて、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して行った。その結果から、引張強さ（ＭＰａ）を求めた。

次に、硬さ測定用試験片を用いて、最大硬さの測定を行った。具体的には、各鋼板の断面を切り出した後、表面から０．１ｍｍの深さ位置から１．０ｍｍの深さ位置まで、０．１ｍｍ間隔で硬さ測定を行った。そして、その最大値を表層の最高硬さとした。

また、ＳＳＣ試験は、ＮＡＣＥＴＭ０３１６に準拠して行った。そして、ＳＳＣが生じなかったものを合格（○）、ＳＳＣが生じたものを不合格（×）と判定した。

それらの結果を表３にまとめて示す。

表３から分かるように、本発明の規定を全て満足する試験Ｎｏ．１、２、８、９および１３～２５は、表層の最高硬さが２５０ＨＶ０．１以下であるとともに、ＳＳＣ試験による割れは認められなかった。また、引張強さも５００ＭＰａ以上となった。

それらに対して、試験Ｎｏ．３～７、１０～１２および２６～２９は本発明の規定のいずれかを満足しない比較例である。

試験Ｎｏ．３～５では、表層冷却速度がＶ_Ｃ－９０℃／ｓ以上であった。そのため、その後の短時間の焼戻し処理ではマルテンサイト中のセメンタイトが十分に粗大化せず、１００ｎｍ未満の微細なセメンタイトのみが分散した焼戻しマルテンサイトとなった。その結果、表層の最高硬さを２５０ＨＶ０．１以下に低減することができなかった。

試験Ｎｏ．６、７、１１および１２では、焼戻し温度が低いため、マルテンサイト中のセメンタイトが十分に粗大化せず、１００ｎｍ未満の微細なセメンタイトのみが分散した焼戻しマルテンサイトとなった。その結果、表層の最高硬さを２５０ＨＶ０．１以下に低減することができなかった。

試験Ｎｏ．１０では、熱間圧延終了後、室温まで急冷させ復熱させなかった。その結果、自己焼戻し効果が得られず、その後の短時間の焼戻し処理ではマルテンサイト中のセメンタイトが十分に粗大化せず、１００ｎｍ未満の微細なセメンタイトのみが分散した焼戻しマルテンサイトとなった。その結果、表層の最高硬さを２５０ＨＶ０．１以下に低減することができなかった。

試験Ｎｏ．２６では、Ｃ含有量が規定範囲より高いため、表層の最高硬さが２５０ＨＶ０．１を超えた。また、試験Ｎｏ．２７では、Ｃｅｑの値が規定範囲より低いため、十分な強度が得られなかった。

さらに、試験Ｎｏ．２８では、Ｃｅｑの値が規定範囲より高く、また、試験Ｎｏ．２９では、Ｍｏ、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉの合計含有量が規定範囲より高いため、表層の冷却速度をＶ_Ｃ－９０℃／ｓ未満にすることができなくなった。試験Ｎｏ．２９では、板厚中心部でもマルテンサイト変態が生じたため、焼戻しマルテンサイトが観察された。そのため、これらの例では、その後の短時間の焼戻し処理ではマルテンサイト中のセメンタイトが十分に粗大化せず、１００ｎｍ未満の微細なセメンタイトのみが分散した焼戻しマルテンサイトとなった。その結果、表層の最高硬さを２５０ＨＶ０．１以下に低減することができなかった。

本発明例２、９、１４、１８、２２および２３の鋼板を用い、ＵＯ製管法によって造管し、表４に示す鋼管１～６を得た。

得られた鋼管から上述の方法により、金属組織観察用試験片、引張試験片、硬さ測定用試験片およびＳＳＣ試験片を採取し、それぞれの試験に供した。

それらの結果を表４にまとめて示す。

表４から分かるように、本発明の規定を全て満足する鋼管１および２は、表層の最高硬さが２５０ＨＶ０．１以下であるとともに、ＳＳＣ試験による割れは認められなかった。また、引張強さも５００ＭＰａ以上となった。

Claims

化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０２～０．０８％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．５～１．７％、
Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
Ｎ：０．００１０～０．００６０％、
Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００２５％以下、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ａｌ：０．０１～０．０４％、
Ｏ：０．００４％以下、
Ｍｏ：０～２．０％、
Ｃｒ：０～２．０％、
Ｃｕ：０～２．０％、
Ｎｉ：０～２．０％、
Ｗ：０～１．０％、
Ｖ：０～０．２０％、
Ｚｒ：０～０．０５０％、
Ｔａ：０～０．０５０％、
Ｂ：０～０．００２０％、
ＲＥＭ：０～０．０１％、
Ｍｇ：０～０．０１％、
Ｈｆ：０～０．００５％、
Ｒｅ：０～０．００５％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式を満足し、
下記（ii）式で表わされるＣｅｑが０．３３～０．５０であり、
板厚中心部における金属組織が、アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種を含み、残部がフェライト、Ｍ－Ａ相、および疑似パーライトから選択される１種以上であり、
表層における金属組織が、アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種と、疑似パーライトとを含み、残部が粒径１００ｎｍ以上のセメンタイトを含む焼戻しマルテンサイト、および、Ｍ－Ａ相から選択される１種以上であり、表層における最高硬さが２５０ＨＶ０．１以下であり、
引張強さが４６０～５６０ＭＰａである、ラインパイプ用鋼板。
０．０５≦Ｍｏ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｎｉ≦２．０・・・（ｉ）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（ii）
但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
前記化学組成が、質量％で、
Ｗ：０．０１～１．０％、
Ｖ：０．０１～０．２０％、
Ｚｒ：０．０００１～０．０５０％、
Ｔａ：０．０００１～０．０５０％、および、
Ｂ：０．０００１～０．００２０％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１に記載のラインパイプ用鋼板。
前記化学組成が、質量％で、
ＲＥＭ：０．０００１～０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０１％、
Ｈｆ：０．０００１～０．００５％、および
Ｒｅ：０．０００１～０．００５％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１または請求項２に記載のラインパイプ用鋼板。
請求項１から請求項３までのいずれかに記載の鋼板を用いた、
ラインパイプ用鋼管。