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WO2020067210A1 - 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

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 Download PDF

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WO2020067210A1
WO2020067210A1 PCT/JP2019/037698 JP2019037698W WO2020067210A1 WO 2020067210 A1 WO2020067210 A1 WO 2020067210A1 JP 2019037698 W JP2019037698 W JP 2019037698W WO 2020067210 A1 WO2020067210 A1 WO 2020067210A1
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WO
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steel sheet
temperature
less
sour
strength
Prior art date
Application number
PCT/JP2019/037698
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English (en)
French (fr)
Inventor
純二 嶋村
横田　智之
上岡　悟史
石川　信行
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to EP19864846.1A priority Critical patent/EP3859026B1/en
Priority to BR112021005599-1A priority patent/BR112021005599B1/pt
Priority to JP2020524425A priority patent/JP6825749B2/ja
Priority to RU2021112075A priority patent/RU2767261C1/ru
Priority to KR1020217011928A priority patent/KR102524176B1/ko
Priority to CN201980063051.XA priority patent/CN112752858B/zh
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel plate for a sour-resistant line pipe excellent in material uniformity in a steel plate, which is suitable for use in a line pipe in the fields of construction, marine structures, shipbuilding, civil engineering, and construction industrial machinery, and its production. It is about the method.
  • the present invention also relates to a high-strength steel pipe using the above-mentioned high-strength steel plate for a sour resistant line pipe.
  • a line pipe is manufactured by forming a steel plate manufactured by a thick plate mill or a hot rolling mill into a steel pipe by UOE forming, press bend forming, roll forming, or the like.
  • line pipes used for transporting crude oil and natural gas containing hydrogen sulfide are resistant to hydrogen-induced cracking (HIC (Hydrogen Induced Cracking)) and sulfides.
  • HIC Hydro-induced cracking
  • So-called sour resistance such as stress corrosion cracking resistance (SSCC (Sulfide Stress Corrosion Cracking) resistance) is required.
  • SSCC Stress corrosion cracking resistance
  • HIC absorbs hydrogen ions due to the corrosion reaction on the surface of the steel material, penetrates into the steel as atomic hydrogen, and diffuses and accumulates around the non-metallic inclusions such as MnS and the hard second phase structure in the steel. Therefore, it becomes molecular hydrogen, and cracks occur due to its internal pressure.
  • TMCP Thermo-Mechanical Control Process
  • the surface layer of the steel sheet is rapidly cooled, so that the hardness of the surface layer becomes higher than that inside the steel sheet, and the hardness distribution in the sheet thickness direction varies. Therefore, there is a problem from the viewpoint of ensuring material uniformity in the steel sheet.
  • Patent Documents 1 and 2 after rolling, by performing controlled cooling at a high cooling rate to reheat the surface before the surface layer completes the bainite transformation, in the thickness direction A method for producing a steel sheet having a small material difference is disclosed.
  • Patent Documents 3 and 4 disclose a method of manufacturing a steel sheet for line pipes, in which the surface of a steel sheet after accelerated cooling is heated to a higher temperature from the inside by using a high-frequency induction heating device to reduce the hardness of a surface layer portion. Have been.
  • Patent Documents 5 and 6 disclose methods of performing descaling immediately before cooling to reduce cooling unevenness caused by unevenness in scale thickness and improve the shape of a steel sheet.
  • the descaling reduces the surface property defect due to the indentation flaw of the scale at the time of hot straightening, and reduces the variation of the cooling stop temperature of the steel sheet to improve the steel sheet shape.
  • no consideration is given to cooling conditions for obtaining a uniform material. This is because if the cooling rate of the steel sheet surface varies, the hardness of the steel sheet varies. In other words, if the cooling rate is low, a film of bubbles is generated between the steel sheet surface and the cooling water when the steel sheet surface cools, and the bubbles are separated from the surface by the cooling water before the film forms a film. Nucleate boiling occurs at the same time, causing variations in the cooling rate of the steel sheet surface. As a result, the hardness of the steel sheet surface varies. The techniques described in Patent Documents 5 and 6 do not consider this point.
  • Patent Documents 1 to 6 conditions for avoiding fine cracks such as Fischer in an environment where the partial pressure of hydrogen sulfide is relatively low were not clear.
  • the present invention provides a sour line pipe that is not only excellent in HIC resistance but also excellent in SSCC resistance in a more severe corrosive environment and SSCC resistance in an environment having a low hydrogen sulfide partial pressure of less than 1 bar. It is an object of the present invention to provide a high-strength steel sheet for use together with its advantageous production method. Another object of the present invention is to propose a high-strength steel pipe using the high-strength steel plate for a sour resistant line pipe.
  • the present inventors have repeated numerous experiments and studies on the composition of the steel material, the microstructure, and the manufacturing conditions in order to secure the SSCC resistance under a more severe corrosive environment.
  • the lower 0.25 mm steel structure into a bainite structure having a dislocation density of 1.0 ⁇ 10 14 to 7.0 ⁇ 10 14 (m ⁇ 2 )
  • an increase in hardness in the coating process after pipe forming is reduced.
  • the steel pipe can be suppressed, and as a result, the SSCC resistance of the steel pipe is improved. Furthermore, in order to realize such a steel structure, it is necessary to strictly control the cooling rate at 0.25 mm below the surface of the steel sheet, and succeeded in finding the condition.
  • the addition of Mo is effective in suppressing the initial crack initiation.
  • the addition of Ni is suppressed, as in Fisher. It has been found that it is effective for avoiding fine cracks. The present invention has been made based on this finding.
  • the gist configuration of the present invention is as follows. [1] In mass%, C: 0.02 to 0.08%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.50 to 1.80%, P: 0.001 to 0.015% , S: 0.0002 to 0.0015%, Al: 0.01 to 0.08%, Mo: 0.01 to 0.50%, and Ca: 0.0005 to 0.005%.
  • Nb contains at least one selected from 0.005 to 0.1% and Ti: 0.005 to 0.1%, and the balance has a component composition of Fe and unavoidable impurities;
  • the steel structure at 0.25 mm below the surface of the steel sheet is a bainite structure having a dislocation density of 1.0 ⁇ 10 14 to 7.0 ⁇ 10 14 (m ⁇ 2 ),
  • the variation of Vickers hardness at 0.25 mm below the surface of the steel sheet is 30 HV or less at 3 ⁇ when the standard deviation is ⁇ ,
  • the variation of Vickers hardness in the thickness direction is 30 HV or less at 3 ⁇ when the standard deviation is ⁇
  • a high-strength steel plate for sour resistant line pipe having a tensile strength of 520 MPa or more.
  • the above-mentioned component composition further shows, by mass%, V: 0.005 to 0.1%, Zr: 0.0005 to 0.02%, Mg: 0.0005 to 0.02%, and REM: 0.
  • V 0.005 to 0.1%
  • Zr 0.0005 to 0.02%
  • Mg 0.0005 to 0.02%
  • REM 0.
  • a steel slab containing at least one selected from the group consisting of Nb: 0.005 to 0.1% and Ti: 0.005 to 0.1%, with the balance being Fe and unavoidable impurities, is 1000 to 1300 After heating to a temperature of °C, hot rolled into a steel sheet, Then, for the steel plate, Steel sheet surface temperature at the start of cooling: (Ar 3 -10 ° C.) or more, Average cooling rate from 750 ° C. to 550 ° C.
  • the above-mentioned component composition further shows, by mass%, V: 0.005 to 0.1%, Zr: 0.0005 to 0.02%, Mg: 0.0005 to 0.02%, and REM: 0.
  • the high-strength steel sheet for sour line pipe of the present invention and the high-strength steel pipe using the high-strength steel sheet for sour line pipe have not only HIC resistance but also SSCC resistance under severer corrosive environment and less than 1 bar. Also excellent in SSCC resistance in an environment with a low hydrogen sulfide partial pressure.
  • the method for producing a high-strength steel sheet for a sour line pipe of the present invention not only the HIC resistance but also the SSCC resistance under a more severe corrosive environment and the resistance under a low hydrogen sulfide partial pressure environment of less than 1 bar.
  • a high-strength steel plate for a sour-resistant line pipe having excellent SSCC properties can be manufactured.
  • C 0.02 to 0.08% C effectively contributes to the improvement of the strength, but if the content is less than 0.02%, sufficient strength cannot be ensured. On the other hand, if the content exceeds 0.08%, the hardness of the surface layer portion and the center segregation portion during accelerated cooling is reduced. , The SSCC resistance and the HIC resistance deteriorate. Further, the toughness also deteriorates. For this reason, the C content is limited to the range of 0.02 to 0.08%.
  • Si 0.01 to 0.50% Si is added for deoxidation, but if the content is less than 0.01%, the deoxidizing effect is not sufficient, and if it exceeds 0.50%, toughness and weldability are deteriorated. It is limited to the range of 01 to 0.50%.
  • Mn 0.50 to 1.80% Mn effectively contributes to the improvement of strength and toughness.
  • the content is less than 0.50%, the effect of adding Mn is poor.
  • the content exceeds 1.80%, the hardness of the surface layer portion and the center segregation portion during accelerated cooling is reduced. , The SSCC resistance and the HIC resistance deteriorate. In addition, weldability also deteriorates. Therefore, the amount of Mn is limited to the range of 0.50 to 1.80%.
  • P 0.001 to 0.015%
  • P is an unavoidable impurity element, and degrades the weldability and degrades the HIC resistance by increasing the hardness of the central segregation part. If it exceeds 0.015%, the tendency becomes remarkable, so the upper limit is set to 0.015%. Preferably it is 0.008% or less. The lower the content, the better, but from the viewpoint of refining cost, the content is set to 0.001% or more.
  • S 0.0002-0.0015%
  • S is an unavoidable impurity element, and is preferably small in steel because it becomes MnS inclusions and degrades HIC resistance, but is allowed up to 0.0015%.
  • Al 0.01 to 0.08% Al is added as a deoxidizing agent, but if it is less than 0.01%, there is no effect, whereas if it exceeds 0.08%, the cleanliness of the steel decreases and the toughness deteriorates. It is limited to the range of 01 to 0.08%.
  • Mo 0.01 to 0.50% Mo is an element effective in improving toughness and increasing strength, and is an element effective in improving SSCC resistance regardless of hydrogen sulfide partial pressure. To obtain this effect, it is necessary to contain 0.01% or more, and preferably 0.10% or more. On the other hand, if the content is too large, the quenchability becomes excessive, so that the dislocation density described later increases and the SSCC resistance deteriorates. In addition, weldability also deteriorates. Therefore, the amount of Mo is set to 0.50% or less, preferably 0.40% or less.
  • Ca 0.0005 to 0.005% Ca is an element effective for improving the HIC resistance by controlling the form of the sulfide-based inclusion, but if it is less than 0.0005%, the effect of its addition is not sufficient. On the other hand, when the content exceeds 0.005%, not only the effect is saturated, but also the HIC resistance is deteriorated due to a decrease in the cleanliness of the steel. Therefore, the Ca content is limited to the range of 0.0005 to 0.005%. .
  • Nb at least one selected from 0.005 to 0.1% and Ti: 0.005 to 0.1%
  • Nb and Ti are effective elements for increasing the strength and toughness of the steel sheet. . If the content of each element is less than 0.005%, the effect of the addition is poor, while if the content exceeds 0.1%, the toughness of the welded portion is deteriorated. Therefore, at least one of Nb and Ti is added in the range of 0.005 to 0.1%.
  • the component composition of the present disclosure is intended to further improve the strength and toughness of a steel sheet by selecting one or more selected from Cu, Ni, and Cr in the following range. Can be arbitrarily contained.
  • Cu 0.50% or less Cu is an element effective for improving toughness and increasing strength. To obtain this effect, it is preferable to contain 0.05% or more. Therefore, when Cu is added, the upper limit is 0.50%.
  • Ni 0.10% or less
  • Ni is an element effective for improving toughness and increasing strength. To obtain this effect, it is preferable to contain 0.01% or more, but more than 0.10% When Ni is added, the upper limit is 0.10% when Ni is added in order to easily generate a fine crack called a Fischer in an environment having a low hydrogen sulfide partial pressure of less than 1 bar. Preferably, it is 0.02% or less.
  • Cr 0.50% or less Cr, like Mn, is an element effective for obtaining sufficient strength even at low C, and it is preferable to contain 0.05% or more in order to obtain this effect. If the amount is too large, the hardenability becomes excessive, so that the dislocation density described later increases, and the SSCC resistance deteriorates. In addition, weldability also deteriorates. Therefore, when adding Cr, the upper limit is 0.50%.
  • the component composition of the present disclosure may further contain at least one selected from V, Zr, Mg, and REM in the following range.
  • V 0.005 to 0.1%
  • Zr 0.0005 to 0.02%
  • Mg 0.0005 to 0.02%
  • REM 0.0005 to 0.02%
  • V is an element that can be arbitrarily added to enhance the strength and toughness of the steel sheet. If the content is less than 0.005%, the effect of the addition is poor. On the other hand, if the content exceeds 0.1%, the toughness of the welded portion is degraded. preferable.
  • Zr, Mg and REM are elements that can be arbitrarily added in order to increase the toughness through refinement of the crystal grains and to increase the crack resistance through the control of the properties of inclusions. If the content of any of these elements is less than 0.0005%, the effect of the addition is poor, while if the content exceeds 0.02%, the effect is saturated. It is preferably in the range of 02%.
  • the present disclosure discloses a technique for improving the SSCC resistance of a high-strength steel pipe using a high-strength steel plate for a sour-resistant linepipe. It is necessary to satisfy at the same time. For example, it is preferable that the CP value obtained by the following equation (1) be 1.00 or less. Note that 0 may be substituted for an element that is not added.
  • the CP value is a formula devised for estimating the material of the central segregation portion from the content of each alloy element.
  • the higher the CP value of the above formula (1) the higher the component concentration of the central segregation portion. And the hardness of the center segregation part increases. Therefore, by setting the CP value obtained in the above equation (1) to 1.00 or less, it becomes possible to suppress the occurrence of cracks in the HIC test.
  • the lower the CP value the lower the hardness of the central segregation portion. Therefore, when higher HIC resistance is required, the upper limit may be set to 0.95.
  • N is an element inevitably contained in steel, but if its content is 0.007% or less, preferably 0.006% or less, it is acceptable in the present invention.
  • the steel structure of the high-strength steel plate for a sour-resistant line pipe of the present disclosure will be described.
  • the steel structure needs to be a bainite structure.
  • a hard phase such as martensite or island-like martensite (MA)
  • MA island-like martensite
  • the steel structure of the surface layer has a bainite structure.
  • Parts other than the surface layer also have a bainite structure, and the structure at the center of the plate thickness on behalf of the part may be a bainite structure.
  • the bainite structure includes a structure called bainitic ferrite or granular ferrite that transforms during accelerated cooling or after accelerated cooling that contributes to transformation strengthening.
  • different types of structures such as ferrite, martensite, pearlite, island martensite, and retained austenite are mixed in the bainite structure, the strength, toughness, and surface hardness increase. The lower the fraction, the better.
  • the volume fraction of the structure other than the bainite phase is sufficiently low, their influence is negligible, so that a certain amount is permissible.
  • the total volume of steel structures other than bainite (ferrite, martensite, pearlite, island-like martensite, retained austenite, etc.) is less than 5% by volume, there is no significant effect, and therefore, it is acceptable. Shall be performed.
  • the structure of the extremely surface layer portion of the steel sheet specifically, the steel structure of 0.25 mm below the surface of the steel sheet, has a dislocation density of 1. It is important to have a bainite structure of 0 ⁇ 10 14 to 7.0 ⁇ 10 14 (m ⁇ 2 ). Since the dislocation density decreases during the coating process after pipe forming, if the dislocation density at 0.25 mm below the steel sheet surface is 7.0 ⁇ 10 14 (m ⁇ 2 ) or less, the increase in hardness due to age hardening is minimized. Can be minimized.
  • dislocation density 0.25 mm below the surface of the steel sheet exceeds 7.0 ⁇ 10 14 (m ⁇ 2 )
  • the dislocation density does not decrease in the coating process after pipe forming, and the hardness increases significantly by age hardening. Degrades SSCC resistance.
  • a preferred range of dislocation density for obtaining good SSCC resistance after pipe forming is 6.0 ⁇ 10 14 (m ⁇ 2 ) or less.
  • the dislocation density at 0.25 mm below the steel sheet surface is less than 1.0 ⁇ 10 14 (m ⁇ 2 )
  • the steel sheet cannot maintain its strength.
  • the same superfluous layer part in the range of 0.25 mm in depth from the steel sheet surface has the same dislocation density. As a result, the effect of improving the SSCC resistance can be obtained.
  • the HV 0.1 at 0.25 mm below the surface is 230 or less. From the viewpoint of ensuring the SSCC resistance of the steel pipe, it is important to suppress the surface hardness of the steel sheet. However, by setting the HV 0.1 at 0.25 mm below the surface of the steel sheet to 230 or less, 250% or less after the pipe is formed. After a coating heat treatment process at 1 ° C. for 1 hour, HV0.1 at 0.25 mm below the surface can be suppressed to 260 or less, and SSCC resistance can be ensured.
  • the dispersion of Vickers hardness at 0.25 mm below the steel sheet surface is 30 HV or less at 3 ⁇ when the standard deviation is ⁇ . If 3 ⁇ when measuring Vickers hardness at 0.25 mm below the surface of the steel sheet is more than 30 HV, the hardness variation in the extreme surface layer of the steel sheet, that is, the presence of a locally high hardness part in the extreme surface layer, This is because degradation of the SSCC resistance starts from the starting point. When obtaining the standard deviation ⁇ , it is preferable to measure Vickers hardness at 100 points or more.
  • the dispersion of Vickers hardness in the thickness direction is 30 HV or less at 3 ⁇ when the standard deviation is ⁇ .
  • the high-strength steel plate of the present disclosure is a steel plate for a steel pipe having an API of 5L and a strength of X60 grade or more, it has a tensile strength of 520 MPa or more.
  • the rolling end temperature at the steel sheet surface temperature is set to the required base material toughness and rolling. It is necessary to set in consideration of efficiency. From the viewpoint of improving the strength and the HIC resistance, it is preferable that the rolling end temperature be equal to or higher than the Ar 3 transformation point at the steel sheet surface temperature.
  • the Ar 3 transformation point means a ferrite transformation start temperature during cooling, and can be determined by, for example, the following formula from steel components. Further, in order to obtain a high base material toughness, it is desirable that the rolling reduction in a temperature range of 950 ° C.
  • austenite non-recrystallization temperature range is 60% or more.
  • the surface temperature of the steel sheet can be measured with a radiation thermometer or the like.
  • Ar 3 (° C.) 910-310 [% C] -80 [% Mn] -20 [% Cu] -15 [% Cr] -55 [% Ni] -80 [% Mo]
  • [% X] indicates the content (% by mass) of X element in steel.
  • Cooling start temperature (Ar 3 ⁇ 10 ° C.) or more at the steel sheet surface temperature If the steel sheet surface temperature at the start of cooling is low, the amount of ferrite generated before controlled cooling increases, and in particular, the temperature drop from the Ar 3 transformation point is 10 If the temperature exceeds 0 ° C, ferrite exceeding 5% in volume fraction is generated, and the strength decreases and the HIC resistance deteriorates. Therefore, the surface temperature of the steel sheet at the start of cooling is (Ar 3 -10 ° C) or more. . The steel sheet surface temperature at the start of cooling is equal to or lower than the rolling end temperature.
  • Average cooling rate from 750 ° C to 550 ° C at a steel sheet temperature 0.25mm below the steel sheet surface 50 ° C / s or less Average cooling rate from 750 ° C to 550 ° C at a steel sheet temperature 0.25mm below the steel sheet surface is 50 ° C / If it exceeds s, the dislocation density at a depth of 0.25 mm below the surface of the steel sheet will exceed 7.0 ⁇ 10 14 (m ⁇ 2 ). As a result, the HV0.1 at 0.25 mm below the surface of the steel plate exceeds 230, and after the coating process after pipe making, the HV0.1 at 0.25 mm below the surface exceeds 260, deteriorating the SSCC resistance of the steel tube. I do.
  • the average cooling rate is set to 50 ° C./s or less. It is preferably at most 45 ° C / s, more preferably at most 40 ° C / s.
  • the lower limit of the average cooling rate is not particularly limited, but if the cooling rate is excessively low, ferrite or pearlite is generated, resulting in insufficient strength. From the viewpoint of preventing this, it is preferable to set the average cooling rate to 20 ° C./s or more.
  • Average cooling rate from 750 ° C to 550 ° C at an average temperature of steel sheet 15 ° C / s or more If the average cooling rate from 750 ° C to 550 ° C at an average temperature of steel sheet is less than 15 ° C / s, bainite structure is not obtained and strength is obtained. This results in a decrease and a decrease in HIC resistance. Therefore, the cooling rate at the average temperature of the steel sheet is set to 15 ° C./s or more. From the viewpoint of variations in the strength and hardness of the steel sheet, the average cooling rate of the steel sheet is preferably set to 20 ° C./s or more. The upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, but is preferably 80 ° C./s or less so that the low-temperature transformation product is not excessively generated.
  • Average cooling rate from 550 ° C at the temperature of the steel sheet at 0.25 mm below the surface of the steel sheet to the temperature at which cooling is stopped 150 ° C / s or more
  • stable cooling at 550 ° C or less at the steel sheet temperature of 0.25 mm below the steel sheet surface stable nucleate boiling Cooling in a state is necessary, and an increase in the water density is indispensable.
  • the average cooling rate is set to 150 ° C./s or more. Preferably it is 170 ° C./s or more.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, but is preferably set to 250 ° C./s or less due to facility restrictions.
  • the 0.25 mm below the surface of the steel sheet and the average temperature of the steel sheet cannot be directly measured physically.
  • the surface temperature at the start of cooling measured by a radiation thermometer and the surface temperature at the target stop of cooling are also measured.
  • the temperature distribution in the thickness cross section can be obtained in real time by a difference calculation using a process computer.
  • the temperature at 0.25 mm below the steel sheet surface in the temperature distribution is referred to as “the steel sheet temperature at 0.25 mm below the steel sheet surface” in this specification, and the average value of the temperature in the thickness direction in the temperature distribution is referred to as “the steel sheet in this specification. Average temperature ".
  • Cooling stop temperature 250 to 550 ° C at the average temperature of the steel sheet
  • the bainite phase is formed by rapid cooling to 250 to 550 ° C., which is a temperature range of bainite transformation, by controlled cooling. If the cooling stop temperature exceeds 550 ° C., bainite transformation is incomplete and sufficient strength cannot be obtained. If the cooling stop temperature is less than 250 ° C., the hardness of the surface layer increases significantly, and the dislocation density at 0.25 mm below the steel sheet surface exceeds 7.0 ⁇ 10 14 (m ⁇ 2 ). Deteriorates. In addition, the hardness of the center segregation part increases, and the HIC resistance also deteriorates. Therefore, in order to suppress the deterioration of the material uniformity in the steel sheet, the cooling stop temperature of the controlled cooling is set to 250 to 550 ° C. as the average temperature of the steel sheet.
  • Reheating temperature Average temperature of the steel sheet, exceeding the cooling stop temperature, and 450 to 600 ° C
  • Reheating temperature Average temperature of the steel sheet, exceeding the cooling stop temperature, and 450 to 600 ° C
  • the steel sheet is subjected to on-line reheating after rapid cooling to 250 to 550 ° C., which is a temperature range of bainite transformation, by controlled cooling.
  • the reheating the steel sheet is heated to a temperature higher than the cooling stop temperature to temper and soften the bainite phase, so that SSCC resistance can be improved.
  • the reheating temperature is lower than 450 ° C, the surface layer softening effect is insufficient, and if the reheating temperature is higher than 600 ° C, the strength is reduced and the DWTT (Drop Weight Tear Test) characteristic is deteriorated.
  • the reheating temperature is 450 to 600 ° C.
  • to perform reheating immediately after stopping the controlled cooling means to perform reheating within 120 seconds after stopping the control cooling.
  • cooling after reheating is basically air cooling.
  • the high-strength steel sheet of the present disclosure is formed into a tubular shape by press bend forming, roll forming, UOE forming, and the like, and by welding the butted portions, the material uniformity in the steel sheet suitable for transporting crude oil and natural gas is excellent. It is possible to manufacture high-strength steel pipes (such as UOE steel pipes, ERW steel pipes, and spiral steel pipes) for sour resistant line pipes.
  • UOE steel pipes beveling the end of the steel plate, forming into a steel pipe shape by C-press, U-press, O-press, then seam-welding the butt portion by inner surface welding and outer surface welding, and further if necessary It is manufactured through an expansion process.
  • any welding method may be used as long as sufficient joint strength and joint toughness can be obtained.
  • Steel (steel types A to M) having the composition shown in Table 1 was formed into a slab by a continuous casting method, heated to the temperature shown in Table 2, and then subjected to hot rolling at the rolling end temperature and rolling reduction shown in Table 2. Thus, a steel plate having a plate thickness shown in Table 2 was obtained. Thereafter, the steel sheet was subjected to controlled cooling using a water-cooled controlled cooling device under the conditions shown in Table 2. Immediately thereafter, the steel sheet was reheated using an online induction heating apparatus so that the average temperature of the steel sheet became the “reheating temperature” in Table 2.
  • the Vickers hardness (HV0.1) was measured until the standard deviation ⁇ was obtained.
  • Table 2 shows the value of 3 ⁇ as hardness variation in the thickness direction.
  • the measurement at HV0.1 instead of the commonly used HV10 is because the indentation is reduced by measuring at HV0.1, so that the hardness information at a position closer to the surface and the sensitivity to the microstructure are more sensitive. This is because it is possible to provide information on the hardness of the object.
  • Dislocation density A sample for X-ray diffraction was collected from a position having an average hardness, the sample surface was polished to remove scale, and X-ray diffraction measurement was performed at a position 0.25 mm below the steel sheet surface. The method of converting the dislocation density from the strain obtained from the half width ⁇ of the X-ray diffraction measurement was used. In a diffraction intensity curve obtained by ordinary X-ray diffraction, two K ⁇ 1 rays and K ⁇ 2 rays having different wavelengths are overlapped with each other, and are separated by the Rachinger method. The Williamsson-Hall method described below is used for distortion extraction.
  • the spread of the half width is affected by the crystallite size D and the strain ⁇ , and can be calculated by the following equation as the sum of both factors.
  • strain ⁇ is calculated from the slope of the straight line.
  • the diffraction lines used for calculation are (110), (211), and (220).
  • ⁇ 14.4 ⁇ 2 / b 2 was used.
  • ⁇ means the peak angle calculated by the ⁇ -2 ⁇ method of X-ray diffraction
  • ⁇ means the wavelength of X-ray used in X-ray diffraction
  • b is the Burgers vector of Fe ( ⁇ ), which was 0.25 nm in this embodiment.
  • SSCC resistance was evaluated by forming a pipe using a part of each of these steel sheets.
  • the pipe is manufactured by beveling the end of the steel plate, forming it into a steel pipe shape by C press, U press, and O press, then seam welding the inner and outer butt joints by submerged arc welding and then expanding the pipe. did.
  • a coupon cut out from the obtained steel pipe was flattened, and a 5 ⁇ 15 ⁇ 115 mm SSCC test piece was collected from the inner surface of the steel pipe. At this time, the inner surface, which is the surface to be inspected, was left blackened in order to leave the state of the outermost layer.
  • the HIC resistance was examined by an HIC test of immersion for 96 hours at a partial pressure of hydrogen sulfide of 1 bar using a NACE standard TM0177 Solution A solution. In addition, using a NACE standard TM0177 Solution B solution, an HIC test was conducted by immersion for 96 hours at a partial pressure of hydrogen sulfide: 0.1 bar + a partial pressure of carbon dioxide: 0.9 bar. The HIC resistance was evaluated as good when the crack length ratio (CLR) was 15% or less in the HIC test, and evaluated as x when it exceeded 15%. Table 2 shows the results.
  • CLR crack length ratio
  • the target range of the present invention is a high-strength steel sheet for a sour-resistant line pipe having a tensile strength of 520 MPa or more, a microstructure of bainite at both the 0.25 mm position and the t / 2 position below the surface, and an HV of 0.1 at a position of 0.25 mm below the surface. Is 230 or less, no crack is observed in the SSCC test in a high-strength steel pipe formed using the steel plate, and the crack length ratio (CLR) is 15% or less in the HIC test.
  • CLR crack length ratio
  • No. 1 to No. 15 is an invention example in which the component composition and the production conditions satisfy the appropriate range of the present invention.
  • the tensile strength of the steel sheet is 520 MPa or more
  • the microstructure is 0.25 mm below the surface and the t / 2 position
  • the microstructure is bainite
  • the HV0.1 at 0.25 mm below the surface is 230 or less.
  • the SSCC resistance and HIC resistance of the formed high-strength steel pipe were also good.
  • No. 16-No. 23 is a comparative example in which the component composition is within the range of the present invention, but the production conditions are out of the range of the present invention.
  • No. Sample No. 16 had low strength because the slab heating temperature was low, so that microstructure homogenization and solid solution of carbide were insufficient.
  • No. Sample No. 17 had a low cooling start temperature and had a layered structure in which ferrite was precipitated, and thus had low strength and deteriorated HIC resistance after pipe formation.
  • the controlled cooling conditions were out of the range of the present invention, the bainite structure was not obtained in the center of the plate thickness as the microstructure, and the ferrite + pearlite structure was obtained. Has deteriorated. No.
  • a steel pipe such as an electric resistance welded steel pipe, a spiral steel pipe, or a UOE steel pipe
  • this steel sheet can be suitably used for transporting crude oil or natural gas containing hydrogen sulfide that requires sour resistance. .

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Abstract

本発明は、耐ＨＩＣ性のみならず、より厳しい腐食環境下での耐ＳＳＣＣ性および１ｂａｒ未満の硫化水素分圧の低い環境における耐ＳＳＣＣ性にも優れた耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を提供する。本発明の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、ＭｏおよびＣａを所定量含有し、さらに、ＮｂおよびＴｉから選ばれる１種以上を所定量含有し、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０．２５ｍｍにおける鋼組織が、転位密度１．０×１０１４～７．０×１０１４（ｍ－２）のベイナイト組織であり、鋼板表面下０．２５ｍｍにおけるビッカース硬さのばらつきが、標準偏差をσとしたときに３σで３０ＨＶ以下であり、板厚方向のビッカース硬さのばらつきが、標準偏差をσとしたときに３σで３０ＨＶ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。

Description

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
　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。また、比較的、硫化水素分圧の低い環境においては、フィッシャーと呼ばれる微細割れが発生する場合があり、ＳＳＣＣが生じる恐れがある。
　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、表層部がベイナイト変態を完了する前に表面を復熱させる高冷却速度の制御冷却を行うことによる、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。また、特許文献１，２に記載の製造方法により得られる鋼板の表層における組織がフェライト‐ベイナイト２相組織のような複相組織の場合、低荷重のマイクロビッカース試験においては、圧子がいずれの組織を押し込んで試験するかによって硬さの値のばらつきが大きく生じる。
　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。これは、鋼板表面の冷却速度がばらつくと、鋼板の硬さにばらつきが生じるからである。すなわち、冷却速度が遅いと、鋼板表面が冷却する際に、鋼板表面と冷却水の間に気泡の膜が発生する"膜沸騰"と、気泡が膜を形成する前に冷却水によって表面から分離される"核沸騰"とが同時に発生し、鋼板表面の冷却速度にばらつきが生じる。その結果、鋼板表面の硬さにばらつきを生じることになる。特許文献５，６に記載の技術ではこの点が考慮されていない。
　また、特許文献１～６では、硫化水素分圧が比較的低い環境におけるフィッシャーのような微細割れを回避する条件は明確でなかった。
　そこで本発明は、上記課題に鑑み、耐ＨＩＣ性のみならず、より厳しい腐食環境下での耐ＳＳＣＣ性および１ｂａｒ未満の硫化水素分圧の低い環境における耐ＳＳＣＣ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０．２５ｍｍの鋼組織を、転位密度１．０×１０１４～７．０×１０１４（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、鋼板表面下０．２５ｍｍにおける冷却速度を厳密にコントロールする必要があり、その条件を見出すことに成功した。また、１ｂａｒ超えの硫化水素分圧の高い環境では、Ｍｏ添加が初期き裂発生抑制に有効であること、１ｂａｒ未満の硫化水素分圧の低い環境ではＮｉ添加を抑制することがフィッシャーのような微細割れを回避するのに有効であることを見出した。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％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％およびＣａ：０．０００５～０．００５％を含有し、さらに、Ｎｂ：０．００５～０．１％およびＴｉ：０．００５～０．１％から選ばれる１種以上を含有し、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０．２５ｍｍにおける鋼組織が、転位密度１．０×１０１４～７．０×１０１４（ｍ－２）のベイナイト組織であり、
　鋼板表面下０．２５ｍｍにおけるビッカース硬さのばらつきが、標準偏差をσとしたときに３σで３０ＨＶ以下であり、
　板厚方向のビッカース硬さのばらつきが、標準偏差をσとしたときに３σで３０ＨＶ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。
　［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．１０％以下およびＣｒ：０．５０％以下のうちから選んだ１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、Ｖ：０．００５～０．１％、Ｚｒ：０．０００５～０．０２％、Ｍｇ：０．０００５～０．０２％およびＲＥＭ：０．０００５～０．０２％のうちから選んだ１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％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％およびＣａ：０．０００５～０．００５％を含有し、さらに、Ｎｂ：０．００５～０．１％およびＴｉ：０．００５～０．１％から選ばれる１種以上を含有し、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：（Ａｒ３－１０℃）以上、
　　鋼板表面下０．２５ｍｍにおける鋼板温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度：５０℃／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、
　　鋼板表面下０．２５ｍｍにおける鋼板温度で５５０℃から冷却停止時の温度まで平均冷却速度：１５０℃／ｓ以上、および
　　鋼板平均温度で冷却停止温度：２５０～５５０℃
の条件で制御冷却を行い、
　その後、前記鋼板に対して、鋼板平均温度：前記冷却停止温度超え、かつ４５０～６００℃の条件で再加熱を行う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。
　［５］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．１０％以下およびＣｒ：０．５０％以下のうちから選んだ１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、Ｖ：０．００５～０．１％、Ｚｒ：０．０００５～０．０２％、Ｍｇ：０．０００５～０．０２％およびＲＥＭ：０．０００５～０．０２％のうちから選んだ１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］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、耐ＨＩＣ性のみならず、より厳しい腐食環境下での耐ＳＳＣＣ性および１ｂａｒ未満の硫化水素分圧の低い環境における耐ＳＳＣＣ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、耐ＨＩＣ性のみならず、より厳しい腐食環境下での耐ＳＳＣＣ性および１ｂａｒ未満の硫化水素分圧の低い環境における耐ＳＳＣＣ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や中心偏析部の硬さが上昇するため、耐ＳＳＣＣ性および耐ＨＩＣ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表層部や中心偏析部の硬さが上昇するため、耐ＳＳＣＣ性および耐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。
　Ｍｏ：０．０１～０．５０％
　Ｍｏは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、硫化水素分圧によらず耐ＳＳＣＣ性の向上に有効な元素である。この効果を得るには０．０１％以上を含有することが必要であり、０．１０％以上を含有することが好ましい。一方で、含有量が多すぎると、焼入れ性が過剰になるため、後述する転位密度が高くなり、耐ＳＳＣＣ性が劣化する。また、溶接性も劣化する。このため、Ｍｏ量は０．５０％以下とし、好ましくは０．４０％以下とする。
　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。
　Ｎｂ：０．００５～０．１％およびＴｉ：０．００５～０．１％のうちから選んだ１種以上
　Ｎｂ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有効な元素である。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。よって、ＮｂおよびＴｉの少なくとも１種を、各々０．００５～０．１％の範囲で添加するものとする。
　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およびＣｒのうちから選んだ１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：０．１０％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０．０１％以上を含有することが好ましいが、０．１０％を超えて添加すると、１ｂａｒ未満の硫化水素分圧の低い環境において、フィッシャーと呼ばれる微細割れを生成しやすくするため、Ｎｉを添加する場合は０．１０％を上限とする。好ましくは、０．０２％以下とする。
　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、焼入れ性が過剰になるため、後述する転位密度が高くなり、耐ＳＳＣＣ性が劣化する。また、溶接性も劣化する。このため、Ｃｒ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、Ｖ，Ｚｒ，ＭｇおよびＲＥＭのうちから選んだ１種以上を、以下の範囲で任意に含有させることもできる。
　Ｖ：０．００５～０．１％、Ｚｒ：０．０００５～０．０２％、Ｍｇ：０．０００５～０．０２％およびＲＥＭ：０．０００５～０．０２％のうちから選んだ１種以上
　Ｖは、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。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０．００５～０．１％の範囲とするのが好ましい。Ｚｒ，ＭｇおよびＲＥＭは、結晶粒微細化を通じて靭性を高めたり、介在物性状のコントロールを通して耐割れ性を高めたりするために任意に添加することができる元素である。これらの元素は、いずれも、含有量が０．０００５％未満ではその添加効果に乏しく、一方０．０２％を超えるとその効果が飽和するので、添加する場合はいずれも０．０００５～０．０２％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り、例えば、下記（１）式によって求められるＣＰ値を、１．００以下とすることが好ましい。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。例えば、Ｎは鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、その含有量が０．００７％以下、好ましくは０．００６％以下であれば、本発明においては許容される。
　［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。表層部以外の部位もベイナイト組織であり、当該部位を代表して板厚中央での組織がベイナイト組織であればよい。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０．２５ｍｍの鋼組織を、転位密度１．０×１０１４～７．０×１０１４（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０．２５ｍｍの転位密度が７．０×１０１４（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０．２５ｍｍの転位密度が７．０×１０１４（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６．０×１０１４（ｍ－２）以下である。一方、鋼板表面下０．２５ｍｍの転位密度が１．０×１０１４（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、２．０×１０１４（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０．２５ｍｍ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０．２５ｍｍ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０．２５ｍｍでの転位密度を７．０×１０１４（ｍ－２）以下とすると、表面下０．２５ｍｍ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０．２５ｍｍでのＨＶ０．１を２３０以下にすることで、造管後２５０℃で１時間のコーティング熱処理過程を経たのちの、表面下０．２５ｍｍ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０．２５ｍｍにおけるビッカース硬さのばらつきが、標準偏差をσとしたときに３σで３０ＨＶ以下であることも重要である。鋼板表面下０．２５ｍｍにおけるビッカース硬さを測定した際の３σが３０ＨＶ超えの場合、鋼板の極表層における硬さばらつき、すなわち、極表層に局所的な高硬度部位が存在することにより、当該部位を起点とした耐ＳＳＣＣ性の劣化が生じるからである。なお、標準偏差σを求める際、１００点以上、ビッカース硬さを測定しておくことが好ましい。
　また、同様の考え方で、本開示の高強度鋼板では、板厚方向のビッカース硬さのばらつきが、標準偏差をσとしたときに３σで３０ＨＶ以下であることも重要である。
　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、Ａｒ３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。
Ａｒ３（℃）＝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〕
　冷却開始温度：鋼板表面温度で（Ａｒ３－１０℃）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。なお、冷却開始時の鋼板表面温度は、圧延終了温度以下となる。
　〔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、表層部の冷却速度と鋼板内の平均冷却速度を制御することが重要である。特に、鋼板表面下０．２５ｍｍにおける転位密度と３σを既述の範囲とするためには、鋼板表面下０．２５ｍｍにおける冷却速度を制御する必要がある。
　鋼板表面下０．２５ｍｍにおける鋼板温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度：５０℃／ｓ以下
　鋼板表面下０．２５ｍｍにおける鋼板温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度が５０℃／ｓを超えると、鋼板表面下０．２５ｍｍにおける転位密度７．０×１０１４（ｍ－２）超えとなってしまう。その結果、鋼板表面下０．２５ｍｍ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０．２５ｍｍ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５０℃／ｓ以下とする。好ましくは４５℃／ｓ以下、より好ましくは４０℃／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、２０℃／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。
　鋼板表面下０．２５ｍｍにおける鋼板温度で５５０℃から冷却停止時の温度まで平均冷却速度：１５０℃／ｓ以上
　鋼板表面下０．２５ｍｍにおける鋼板温度で５５０℃以下の冷却については、安定した核沸騰状態での冷却が必要であり、水量密度の上昇が不可欠である。鋼板表面下０．２５ｍｍにおける鋼板温度で５５０℃から冷却停止時の温度まで平均冷却速度が１５０℃／ｓ未満の場合、核沸騰状態での冷却にならず、鋼板の極表層部で硬さばらつきが生じ、鋼板表面下０．２５ｍｍにおける３σが３０ＨＶを超えてしまい、その結果耐ＳＳＣＣ性が劣化する。そのため、当該平均冷却速度は１５０℃／ｓ以上とする。好ましくは１７０℃／ｓ以上である。当該平均冷却速度の上限は特に限定されないが、設備上の制約から、２５０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
　なお、鋼板表面下０．２５ｍｍ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０．２５ｍｍでの温度を本明細書における「鋼板表面下０．２５ｍｍ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〕
　冷却停止温度：鋼板平均温度で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、表層部の硬さ上昇が著しくなり、鋼板表面下０．２５ｍｍでの転位密度７．０×１０１４（ｍ－２）超えとなるため、耐ＳＳＣＣ性が劣化する。また、中心偏析部の硬さも高くなり、耐ＨＩＣ性も劣化する。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。
　〔再加熱条件〕
　再加熱温度：鋼板平均温度で、冷却停止温度超え、かつ４５０～６００℃
　本開示では、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℃まで急冷した後、鋼板をオンライン再加熱に供する。当該再加熱によって、鋼板を冷却停止温度よりも高い温度にしてベイナイト相を焼戻し軟化させることで、耐ＳＳＣＣ性を向上することができる。ただし、再加熱温度が４５０℃未満では表層軟化効果が不十分であり、再加熱温度が６００℃を超えると強度低下およびＤＷＴＴ（Ｄｒｏｐ　Ｗｅｉｇｈｔ　Ｔｅａｒ　Ｔｅｓｔ：落重引裂試験）特性の劣化を招くため、再加熱温度は４５０～６００℃とする。
　本開示においては、製造効率や熱処理に要する燃料コストを削減する観点から、制御冷却の停止後、直ちに再加熱を実施することが好ましい。ここで、制御冷却停止後、直ちに再加熱を実施するとは、制御冷却停止後、１２０秒以内に再加熱することを言う。
　表層軟化のためには、再加熱の際に、再加熱開始温度、すなわち、冷却停止温度より５０℃以上昇温することが望ましい。また、再加熱後の冷却は、基本的に、空冷とすることが好ましい。
　［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～Ｍ）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、オンライン誘導加熱装置を用いて、鋼板平均温度が表２の「再加熱温度」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０．２５ｍｍ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０．２５ｍｍの位置において１００点のビッカース硬さ（ＨＶ０．１）を測定し、その平均値および標準偏差σを求めた。平均値と３σの値を、鋼板表面下０．２５ｍｍでの平均硬さ及び硬さばらつきとして、表２に示す。また、同じく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０．２５ｍｍの位置から板厚方向に０．５ｍｍピッチで、鋼板の反対側の表面下０．２５ｍｍの位置まで、ビッカース硬さ（ＨＶ０．１）を測定し、その標準偏差σを求めた。３σの値を、板厚方向の硬さばらつきとして、表２に示す。なお、板厚方向のビッカース硬さ測定を０．５ｍｍピッチで続けた場合に、測定開始側の反対側の鋼板表面下１．２５ｍｍ以内の位置で最初の測定の後は、測定開始側の反対側の鋼板表面下０．２５ｍｍ位置のビッカース硬度を測定して測定終了とする。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０．２５ｍｍ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＝１４．４ε２／ｂ２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。また、同様にＮＡＣＥ規格　ＴＭ０１７７　Ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ｂ溶液を用い、硫化水素分圧：０．１ｂａｒ＋二酸化炭素分圧：０．９ｂａｒにて、ＥＦＣ１６規格の４点曲げＳＳＣＣ試験に準拠して行った。さらに、ＮＡＣＥ規格　ＴＭ０１７７　Ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ａ溶液を用い、硫化水素分圧：２ｂａｒ＋二酸化炭素分圧：３ｂａｒについても、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規格　ＴＭ０１７７　Ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ａ溶液を用い、硫化水素分圧：１ｂａｒにて、９６時間浸漬のＨＩＣ試験により調べた。また、ＮＡＣＥ規格　ＴＭ０１７７　Ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ｂ溶液を用い、硫化水素分圧：０．１ｂａｒ＋二酸化炭素分圧：０．９ｂａｒにて、９６時間浸漬のＨＩＣ試験により調べた。耐ＨＩＣ性は、ＨＩＣ試験で割れ長さ率（ＣＬＲ）が１５％以下となった場合を良好と判断して○、１５％を超えた場合を×とした。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０．２５ｍｍ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０．２５ｍｍでのＨＶ０．１が２３０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、ＨＩＣ試験で割れ長さ率（ＣＬＲ）が１５％以下であることとした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示したように、Ｎｏ．１～Ｎｏ．１５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０．２５ｍｍ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０．２５ｍｍでのＨＶ０．１が２３０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．１６～Ｎｏ．２３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．１６は、スラブ加熱温度が低いため、ミクロ組織の均質化と炭化物の固溶が不十分であり低強度であった。Ｎｏ．１７は、冷却開始温度が低く、フェライトが析出した層状組織となったため、低強度であるとともに、造管後の耐ＨＩＣ性が劣化した。Ｎｏ.１８は、制御冷却条件が本発明範囲外で、ミクロ組織として板厚中心部でベイナイト組織が得られず、フェライト＋パーライト組織となったため、低強度であるとともに、造管後の耐ＨＩＣ性が劣化した。Ｎｏ．１９は、冷却停止温度が低く、表面下０．２５ｍｍでの転位密度が高くなって、ＨＶ０．１が２３０を超えたため、造管後の耐ＳＳＣＣ性が劣っていた。また、中心偏析部の硬さも高くなったため耐ＨＩＣ性も劣化した。Ｎｏ.２０およびＮｏ.２３は、鋼板表面下０．２５ｍｍにおける鋼板温度で７５０℃から５５０℃での平均冷却速度が５０℃／ｓを大きく超えたため、表面下０．２５ｍｍでの転位密度が高くなって、ＨＶ０．１が２３０を超え、造管後の耐ＳＳＣＣ性が劣っていた。また、Ｎｏ．２３では表層部での耐ＨＩＣ性も劣化した。Ｎｏ.２１およびＮｏ.２２は、鋼板表面下０．２５ｍｍにおける５５０℃以下での平均冷却速度が１５０℃／ｓに満たないため、鋼板の不均一冷却が顕著となり、ＨＶ０．１が平均で２３０以下を満足したものの、硬さばらつきが大きく、局所的に硬さが高い部分を生じたため、造管後の耐ＳＳＣＣ性が劣っていた。Ｎｏ.２４～Ｎｏ.２７は、鋼板の成分組成が本発明の範囲外であり、表面下０．２５ｍｍでの転位密度が高くなってＨＶ０．１が２３０を超えたため、造管後の耐ＳＳＣＣ性が劣っていた。また、Ｎｏ.２４～Ｎｏ．２７については、中心偏析部の硬さが増加したため、耐ＨＩＣ性も劣っていた。Ｎｏ．２８は、鋼板のＮｉ量が過多であるため、硫化水素分圧の低い環境での耐ＳＳＣＣ性が劣化した。Ｎｏ．２９は、鋼板がＭｏを含まないため、硫化水素分圧２Ｂａｒという非常に厳しい腐食環境下では耐ＳＳＣＣ性が劣化した。Ｎｏ．３０は、再加熱を実施しなかったので表層軟化の効果がなく、硫化水素分圧２Ｂａｒという非常に厳しい腐食環境下では耐ＳＳＣＣ性が劣化する場合があった。Ｎｏ．３１は、鋼板表面下０．２５ｍｍにおける鋼板温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度が５０℃／ｓを超えたため、硫化水素分圧２Ｂａｒという非常に厳しい腐食環境下では耐ＳＳＣＣ性が劣化する場合があった。
　本発明によれば、耐ＨＩＣ性のみならず、より厳しい腐食環境下での耐ＳＳＣＣ性および１ｂａｒ未満の硫化水素分圧の低い環境における耐ＳＳＣＣ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 (7)

  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％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％およびＣａ：０．０００５～０．００５％を含有し、さらに、Ｎｂ：０．００５～０．１％およびＴｉ：０．００５～０．１％から選ばれる１種以上を含有し、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０．２５ｍｍにおける鋼組織が、転位密度１．０×１０１４～７．０×１０１４（ｍ－２）のベイナイト組織であり、
    　鋼板表面下０．２５ｍｍにおけるビッカース硬さのばらつきが、標準偏差をσとしたときに３σで３０ＨＶ以下であり、
    　板厚方向のビッカース硬さのばらつきが、標準偏差をσとしたときに３σで３０ＨＶ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。
  2. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．１０％以下およびＣｒ：０．５０％以下のうちから選んだ１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、Ｖ：０．００５～０．１％、Ｚｒ：０．０００５～０．０２％、Ｍｇ：０．０００５～０．０２％およびＲＥＭ：０．０００５～０．０２％のうちから選んだ１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％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％およびＣａ：０．０００５～０．００５％を含有し、さらに、Ｎｂ：０．００５～０．１％およびＴｉ：０．００５～０．１％から選ばれる１種以上を含有し、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：（Ａｒ３－１０℃）以上、
    　　鋼板表面下０．２５ｍｍにおける鋼板温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度：５０℃／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、
    　　鋼板表面下０．２５ｍｍにおける鋼板温度で５５０℃から冷却停止時の温度まで平均冷却速度：１５０℃／ｓ以上、および
    　　鋼板平均温度で冷却停止温度：２５０～５５０℃
    の条件で制御冷却を行い、
    　その後、前記鋼板に対して、鋼板平均温度：前記冷却停止温度超え、かつ４５０～６００℃の条件で再加熱を行う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。
  5. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．１０％以下およびＣｒ：０．５０％以下のうちから選んだ１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、Ｖ：０．００５～０．１％、Ｚｒ：０．０００５～０．０２％、Ｍｇ：０．０００５～０．０２％およびＲＥＭ：０．０００５～０．０２％のうちから選んだ１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. 　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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