JP6798565B2 - 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびこれを用いた高強度鋼管 - Google Patents

Description

本発明は、耐サワーラインパイプの分野で使用される、鋼板内の材質均一性、特にＨＩＣ特性の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これ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とされている。

このようなＨＩＣを防ぐために、いくつかの方法が提案されている。特許文献１，２には、高強度鋼板に対して、低ＳかつＣａ添加により硫化物系介在物の形態制御を行いつつ、低Ｃ−低Ｍｎ化により中心偏析を抑制し、それに伴う強度低下をＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ等の添加と加速冷却により補う方法が提案されている。

一方、鋼構造物の大型化やコスト削減の観点から、より高強度や高靭性を有する鋼板の需要が高まっている。鋼板の特性向上や合金元素削減、熱処理省略を目的として、通常、高強度鋼板は、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）技術が適用されて製造される。

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。

一方、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。

特開平５−２７１７６６号公報 特開平７−１７３５３６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、特許文献１〜４に記載の技術は、いずれも中心偏析部が対象であるが、板幅方向の耐ＨＩＣ特性の均一性に関しては考慮されていない。スラブ段階の板幅方向の中心偏析のばらつきが影響し、圧延後鋼板の板幅方向の耐ＨＩＣ特性のばらつきが生じるという問題がある。

また、本発明者らの検討によると、上記特許文献５，６に記載の製造方法で得られる高強度鋼板でも、板幅方向の耐ＨＩＣ特性の均一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。すなわち、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。

このように、従来、低廉な成分と高冷却速度の制御冷却を組み合わせた場合、鋼板内の材質均一性と耐ＨＩＣ特性を備えた高強度鋼板を製造することはできなかった。

そこで本発明は、上記課題に鑑み、耐ＨＩＣ特性に優れ、しかも板幅方向における耐ＨＩＣ特性のばらつきを抑制した耐サワーラインパイプ用高強度鋼板と、これを用いた高強度鋼管を提供することを目的とする。

上記課題を解決するため、本発明者らは、ＡＰＩ規格Ｘ６５グレードの強度を有する高強度鋼板において、中心偏析部からのＨＩＣ発生を防止し、板幅方向の耐ＨＩＣ特性のばらつきを抑制し、鋼板内の材質均一性を向上させるために、鋼材の成分組成、ミクロ組織、および製造方法を鋭意検討した。その結果、鋳片（スラブ）の２次冷却の際に特定の条件を採用し、かつ、特定の条件下で熱間圧延後の制御冷却を行うことを組み合わせることによって、鋼板の板幅方向における中心偏析のばらつきを抑制することができるとの知見を得て、本発明を完成した。

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、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、
鋼板の圧延方向に垂直な断面において、板厚中心から板厚方向に±５ｍｍの測定領域に、楕円形状と近似した長軸長さ１．５ｍｍ超えのＭｎ濃化スポットの数が、板幅方向の長さ１００ｍｍ当たりに３個以下であり、
板幅をＷとして、鋼板の板幅方向の片端から、Ｗ／４の位置、Ｗ／２の位置、および３Ｗ／４の位置において、耐ＨＩＣ特性がＣＡＲで１０％以下であり、
板幅方向の耐ＨＩＣ特性のばらつきが、ＣＡＲの標準偏差をσとしたときに３σで５％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：０．５０％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］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は、耐ＨＩＣ特性に優れ、しかも板幅方向における耐ＨＩＣ特性のばらつきが抑制されている。それ故、この高強度鋼板を用いた本発明の高強度鋼管は、耐ＨＩＣ特性に優れ、しかも管周方向における耐ＨＩＣ特性のばらつきが抑制されている。

実施例におけるＥＭＰＡ分析領域の位置を説明する鋼板Ｃ断面の模式図である。 実施例におけるＨＩＣ試験片の採取部の位置を説明する鋼板Ｃ断面の模式図である。 本実施形態の高強度鋼板を製造するための、連続鋳造における鋳片の２次冷却方法を説明する図であり、（Ａ）は、１つの二流体スプレーノズルから冷却水を噴射したときの冷却水の噴射範囲および水量密度分布を示す模式図であり、（Ｂ）は、２つの二流体スプレーノズルから冷却水を噴射したときの冷却水の噴射範囲、水量密度分布、および噴射範囲のラップ代を示す模式図である。

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特性が劣化する。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の硬さが上昇するため、耐ＨＩＣ特性が劣化する。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特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特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。

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。

［Ｍｎ濃化スポット］
本開示の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板においては、鋼板の圧延方向（板長方向）に垂直な断面において、板厚中心から板厚方向に±５ｍｍの測定領域に、楕円形状と近似した長軸長さ１．５ｍｍ超えのＭｎ濃化スポットの数が、板幅方向の長さ１００ｍｍ当たりに３個以下であることが肝要である。

本明細書において、「Ｍｎ濃化スポット」とは、Ｍｎ濃度が偏析により添加量（鋼板中のＭｎ含有量）よりも高い部位を意味し、具体的には、鋼板中のＭｎ含有量が１．５０％以下の場合には、Ｍｎ濃度が１．６０％以上の部位として特定され、鋼板中のＭｎ含有量が１．５０％超え１．８０％以下の場合には、Ｍｎ濃度が鋼板中のＭｎ含有量よりも０．１０％以上高い部位として特定される。

本発明者らの検討によると、上記のとおり特定されるＭｎ濃化スポットのうち、長軸長さが１．５ｍｍ超えのＭｎ濃化スポットの箇所からＨＩＣ割れが発生しやすいこと、そして、長軸長さ１．５ｍｍ超えのＭｎ濃化スポットの数が板幅方向の長さ１００ｍｍ当たりに３個を超えて存在すると、ＨＩＣ割れが発生することが判明した。そこで本開示では、長軸長さ１．５ｍｍ超えのＭｎ濃化スポットの数が板幅方向の長さ１００ｍｍ当たりに３個以下とする。

本開示において、「板幅方向の長さ１００ｍｍ当たりの、長軸長さ１．５ｍｍ超えのＭｎ濃化スポットの数」は、以下の方法で測定するものとする。まず、鋼板から解析用の試料を切り出し、研磨により試料調整を実施する。このとき、試料の表面が、鋼板の板長方向に垂直な断面（Ｃ断面）となるようにする。そして、図１に示すように、このＣ断面において、板幅をＷとして、鋼板の板幅方向の片端から、Ｗ／４の位置、Ｗ／２の位置、および３Ｗ／４の位置（以下、単に「Ｗ／４位置」、「Ｗ／２位置」、および「３Ｗ／４位置」と記載する。）における鋼板の板厚中心（ｔ／２位置；ｔは板厚）である３点のそれぞれを中心として板厚方向に±５ｍｍ（厚さ１０ｍｍ）、板幅方向に±２００ｍｍ（幅４００ｍｍ）となる３つの領域について、電子プローブマイクロアナライザ（ＥＭＰＡ）によって、Ｍｎ濃度のマッピングを実施する。なお、鋼板の板幅によっては、上記３つの領域がオーバーラップして１つの領域となることもある。マッピングは、加速電圧２５ｋＶで、直径が０．１５ｍｍの電子プローブを用いて行う。このＥＰＭＡ分析領域（厚さ１０ｍｍ×幅４００ｍｍ）中で、長軸長さ１．５ｍｍ超えのＭｎ濃化スポットの数をカウントし、板幅方向の長さ１００ｍｍ当たりの数に換算する。

なお、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は、引張強さ５２０ＭＰａ以上の高強度化を図るために、ベイナイト組織であることが好ましい。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。

［板幅方向の耐ＨＩＣ特性の均一性］
本開示の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板においては、Ｗ／４位置、Ｗ／２位置、および３Ｗ／４位置において、耐ＨＩＣ特性がＣＡＲで１０％以下であること、並びに、板幅方向の耐ＨＩＣ特性のばらつきが、ＣＡＲの標準偏差をσとしたときに３σで５％以下であることが肝要である。これは、耐ＨＩＣ特性に優れ、しかも板幅方向における耐ＨＩＣ特性のばらつきが抑制されていることを意味する。Ｗ／４位置、Ｗ／２位置、および３Ｗ／４位置の耐ＨＩＣ特性は、好ましくはＣＡＲで５％以下である。

本開示において、「Ｗ／４位置、Ｗ／２位置、および３Ｗ／４位置の耐ＨＩＣ特性」は、以下の方法で評価するものとする。図２に示すように、鋼板のＣ断面において、板幅方向がＷ／４位置、Ｗ／２位置、および３Ｗ／４位置の板厚中心（計３点）を中心として、厚さ２０ｍｍ×幅２０ｍｍの寸法の試験片を採取する。こうして得た３個の試験片から、それぞれ３個のサンプルを採取して、計９個のサンプルに対して、ＨＩＣ（水素誘起割れ）特性調査を行う。この調査では、ＮＡＣＥで規定されているＴＭ０２８４に基づき、Ｍｅｔｈｏｄ Ａ環境で行い、水素誘起割れ判定基準として割れ発生面積率（ＣＡＲ）を求める。本開示の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板においては、こうして得る９個のＣＡＲが全て１０％以下であり、好ましくは５％以下である。

また、本開示において「板幅方向の耐ＨＩＣ特性のばらつき」は、上記９個のＣＡＲの標準偏差をσとして求めたときの３σとして評価するものとする。

［引張強さ］
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を連続鋳造して鋳片（スラブ）とし、このスラブの加熱したのち、熱間圧延して鋼板とし、その後当該鋼板に対して制御冷却を行う。このとき、連続鋳造における２次冷却を特定の条件で行い、かつ、スラブ加熱および制御冷却を特定の条件で行うことにより、耐ＨＩＣ特性に優れ、しかも板幅方向における耐ＨＩＣ特性のばらつきを抑制し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。

〔連続鋳造時のスラブの２次冷却方法〕
図３（Ａ），（Ｂ）に示すように、鋳片２０の幅方向に所定の間隔で配置した複数の二流体スプレーノズル１０Ａ，１０Ｂから冷却水をミスト状に噴射し、鋳片２０をその長手方向に送りながら冷却する方法であって、二流体スプレーノズル１０として、二流体スプレーノズル１０直下の水量密度に対する比率が５０％となる位置が、前記鋳片２０の幅方向における前記冷却水の噴射範囲の両端から距離Ｓ（ｍｍ）であるものを用い、かつ隣り合う二流体スプレーノズル１０Ａ，１０Ｂから噴射される前記冷却水の噴射範囲のラップ代が１．６Ｓ以上２．４Ｓ以下の範囲となるようにすることを特徴とする鋳片の２次冷却方法を用いる。

図３は、二流体スプレーノズルから噴射された冷却水の噴射範囲および水量密度分布を模式的に図示したものであり、図３（Ａ）には、二流体スプレーノズル１０直下の水量密度に対する水量密度比率が５０％となる前記噴射範囲の両端からの距離Ｓが示され、図３（Ｂ）には、２つの二流体スプレーノズル１０Ａ，１０Ｂから噴射される冷却水の噴射範囲のラップ代が示されている。

二流体スプレーノズル１０から噴射された冷却水の噴射範囲の両端からの距離Ｓは、以下の方法により求めることができる。まず、二流体スプレーノズル１０から噴射された冷却水の鋳片の幅方向における水量密度分布を測定する。水量密度分布は、鋳片１の幅方向に多数分割された計量枡群の上方に二流体スプレーノズル１０を配置し、二流体スプレーノズル１０から噴射された冷却水を計量枡毎に計量することにより測定することができる。

ラップ代が１．６Ｓ以上２．４Ｓ以下の範囲となるようにする理由は以下のとおりである。すなわち、複数の二流体スプレーノズルを配置して鋳片を２次冷却する場合において、たとえ各二流体スプレーノズルから噴射された冷却水の水量密度が鋳片の幅方向にわたって均一となるように配置したとしても、冷却水の噴射範囲の両端においては衝突圧が低いため鋳片の冷却能が低くなってしまい、鋳片を幅方向にわたって均一に冷却することができない。しかしながら、ラップ代が１．６Ｓ以上２．４Ｓ以下の範囲であれば、鋳片の幅方向における水量密度分布に加えて、衝突圧分布をも考慮して、鋳片を幅方向にわたって均一に冷却することができる。つまり、この方法によれば、隣り合う二流体スプレーノズル１０Ａ，１０Ｂから噴射される冷却水の噴射範囲がラップする領域における冷却能を低下せずに鋳片を冷却することができ、鋳片の幅方向における表面温度偏差を小さくし、ほぼ均一に冷却することができる。これにより、幅方向における中心偏析ばらつきの少ないスラブ製造が可能となる。

なお、図３（Ｂ）では、２つの二流体スプレーノズル１０Ａ，１０Ｂを用いた例を説明したが、３つ以上の二流体スプレーノズルを配置して鋳片を２次冷却する場合においても、３つ以上の二流体スプレーノズルのうち隣り合うもの同士について、冷却水の噴射範囲のラップ代を上記のように設定すればよい。

また、二流体スプレーノズルとしては、例えば、冷却水と空気の供給管、混合配管およびノズルチップを備えたミストノズルを用いることができるが、これに限定されるものではない。

〔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特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特性が劣化するため、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〕
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特性の劣化が生じる。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。

〔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る。好ましくは、３５０〜５００℃である。

なお、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。

［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幅１６００ｍｍのスラブとした。２次冷却では、幅方向に所定の間隔で配置した３個の二流体スプレーノズルからミスト状に噴射される冷却水の噴射範囲のラップ代を、表２に示す値として２次冷却した。なお、鋳片２０の幅方向における冷却水の噴射範囲の両端から二流体スプレーノズル直下の水量密度に対する比率が５０％となる位置までの距離Ｓは、７０ｍｍで固定した。

こうして得たスラブを、表２に示す温度に加熱した後、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。

［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。鋼板の板厚中央（ｔ／２位置）での組織を、表３に示す。

［引張特性の評価］
各水準において得られた鋼板から圧延直角方向の全厚試験片（ＡＰＩ５Ｌ規格）を採取して、これを引張試験片として引張試験を行い、降伏強度（０．５％耐力）および引張強度を測定した。降伏強度４５０ＭＰａ以上、引張強度５２０ＭＰａ以上が目標範囲である。結果を表３に示す。

［板幅方向における耐ＨＩＣ特性のばらつきの評価］
既述の方法で、Ｗ／４位置、Ｗ／２位置、および３Ｗ／４位置から各々３個のサンプルを採取し、ＣＡＲを測定した。こうして得た９個の測定値のうちの最大値を表３の「耐ＨＩＣ特性」の欄に示す。また、９個のＣＡＲの標準偏差をσとして求めたときの３σも表３に示す。最大値は１０％以下、３σは５％以下が目標範囲である。

［Ｍｎ濃化スポットの測定］
既述の方法で板幅方向の長さ１００ｍｍ当たりの、長軸長さ１．５ｍｍ超えのＭｎ濃化スポットの数を測定した。３個以下が目標範囲である。結果を表３に示す。

［ＤＷＴＴ試験］
各水準において得られた鋼板からＡＰＩ−５Ｌに準拠したＤＷＴＴ試験片を採取し、０〜−８０℃の試験温度で試験を行い、ＳＡ値（Ｓｈｅａｒ Ａｒｅａ：延性破面率）が８５％となる遷移温度を求めた。遷移温度は−５０℃以下が目標範囲である。結果を表３に示す。

Ｎｏ．１〜１３は発明例であり、成分組成が本発明の範囲であり、製造方法が本発明の鋼板を得るための好適な条件の範囲内となっている。いずれも、降伏強度４５０ＭＰａ以上、引張強度５２０ＭＰａ以上、ＤＷＴＴ試験での８５％ＳＡＴＴを−５０℃以下、耐ＨＩＣ特性の板幅方向のばらつきも小さく、いずれの特性も良好であった。

一方、Ｎｏ．１４〜２２は比較例であり、成分組成は本発明の範囲内であるが、製造方法が本発明の鋼板を得るための好適な条件の範囲外となっている。Ｎｏ．１４は、スラブ加熱温度が低く、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．１５は、冷却開始温度が低く、フェライトが析出しすぎたため、低強度であり、且つ耐ＨＩＣ特性が劣っていた。
Ｎｏ．１６およびＮｏ．１８は、制御冷却条件が好適な条件の範囲外で、ミクロ組織として板厚中心部でパーライトが析出しすぎたため、低強度であり、且つ耐ＨＩＣ特性が劣っていた。
Ｎｏ．１７は、冷却停止温度が低く、マルテンサイトや島状マルテンサイト（ＭＡ）の硬質相が生成したため、ＤＷＴＴ特性と耐ＨＩＣ特性が劣っていた。
Ｎｏ．１９〜Ｎｏ．２２は、いずれもスラブ段階の２次冷却条件が好適な条件の範囲外で、中心偏析部のＭｎ濃化が多く、鋼板板幅方向の耐ＨＩＣ特性ばらつきが大きく、ＨＩＣ特性が劣っていた。
Ｎｏ．２３〜Ｎｏ．２７は、成分組成が本発明の範囲外であり、中心偏析部のＭｎ濃化が多く、鋼板板幅方向のＨＩＣ特性ばらつきが大きく、ＨＩＣ特性が劣っていた。

本発明の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板は、耐ＨＩＣ特性に優れ、しかも板幅方向における耐ＨＩＣ特性のばらつきが抑制されている。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。

１０，１０Ａ，１０Ｂ 二流体スプレーノズル
２０ 鋳片

Claims (4)

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、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、
   鋼板の圧延方向に垂直な断面において、板幅をＷとして、鋼板の板幅方向の片端から、Ｗ／４の位置、Ｗ／２の位置、および３Ｗ／４の位置における鋼板の板厚中心である３点のそれぞれを中心として板厚方向に±５ｍｍ、板幅方向に±２００ｍｍの測定領域において、楕円形状と近似した長軸長さ１．５ｍｍ超えのＭｎ濃化スポットの数が、板幅方向の長さ１００ｍｍ当たりに３個以下であり、
   鋼板の圧延方向に垂直な断面において、板幅をＷとして、鋼板の板幅方向の片端から、Ｗ／４の位置、Ｗ／２の位置、および３Ｗ／４の位置における鋼板の板厚中心である３点のそれぞれを中心として、厚さ２０ｍｍ×幅２０ｍｍの寸法の試験片を採取し、こうして得た３個の試験片から、それぞれ３個のサンプルを採取して、計９個のサンプルに対してＨＩＣ特性試験を行った際に、全てのサンプルの耐ＨＩＣ特性がＣＡＲで１０％以下であり、
   板幅方向の耐ＨＩＣ特性のばらつきが、前記９個のサンプルのＣＡＲの標準偏差をσとしたときに３σで５％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：０．５０％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. 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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