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JP7396551B1 - 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板及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及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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優平 芝本
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Abstract

本発明は、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣＣ性のみならず、低温靱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、質量％で、Ｃ：０．０３０～０．０６０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．８０～１．８０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ａｌ：０．０１０～０．０８０％、Ｃｒ：０．０５～０．５０％、Ｎｂ：０．００５～０．０８０％、Ｎ：０．００１０～０．００８０％、及びＣａ：０．０００５～０．００５０％を含有し、残部がＦｅ及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における鋼組織がグラニュラーベイナイト及び焼戻し島状マルテンサイトからなり、板厚中央における最大結晶粒径が８０μｍ以下、平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、シャルピー衝撃試験における脆性－延性遷移温度が－１００℃以下であり、引張強さが５３５ＭＰａ以上である。

Description

本発明は、原油や天然ガスの輸送に用いられるラインパイプに供して好適な、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及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、プレスベンド成形及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ある。このＨＩＣは、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、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。これら耐サワー性に加えて、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ていることから、優れた低温靱性の要求が高まっている。
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技術を用いて鋼板の耐サワー性を確保するには、制御冷却時の冷却開始温度を高くし、かつ冷却速度を遅くすることが有効である。しかしながら、冷却開始温度を高くした場合、未再結晶温度域での圧延が不十分になるため、低温靱性の向上に有効である結晶粒の微細化に限度があり、優れた低温靱性を確保できなかった。
上記の問題を解決するために、例えば特許文献１には、仕上げ圧延完了温度を７００℃以上とし、平均結晶粒径を１５．０μｍ以下にする技術が提案されている。また、特許文献２には、粗圧延後仕上げ圧延開始までの保持時間を３００秒以内とし、結晶粒の成長を抑制する技術が提案されている。
特開２０２０－１２１６８号公報 特表２０２０－５０９１８１号公報
特許文献１及び特許文献２に記載の技術によって、低温靱性の向上が可能であるが、両文献に記載の技術は金属組織にフェライトが含まれているため、より厳しい腐食環境下である硫化水素分圧の高い環境における耐サワー性までは確保することが難しい。
特に、寒冷地に使用されるパイプラインには優れた低温靱性が必要である。しかしながら、フェライトの生成を防ぐためには、Ａｒ３点以上の温度で冷却を開始する必要があり、圧延時の累積歪が小さくなるため、結晶粒径を微細にするのが困難であり、従来は優れた低温靱性が得られていない。
そこで、本発明は、上記課題に鑑み、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣＣ性のみならず、低温靱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供することを目的とする。
本発明者らは、耐サワー性のみならず、さらに低温靱性を確保するべく、鋼板の成分組成、ミクロ組織、及び製造条件について、数多くの実験と検討をくり返した。その結果、高強度鋼板の低温靱性をさらに向上させるためには、板厚中央における最大結晶粒径を８０μｍ以下、平均結晶粒径を２０μｍ以下にする必要があることを知見した。さらに、このような鋼組織を実現するためには、再結晶温度域における熱間圧延条件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。本発明は、これら知見に基づいて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：０．０３０～０．０６０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．８０～１．８０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ａｌ：０．０１０～０．０８０％、Ｃｒ：０．０５～０．５０％、Ｎｂ：０．００５～０．０８０％、Ｎ：０．００１０～０．００８０％、及びＣａ：０．０００５～０．００５０％を含有し、残部がＦｅ及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における鋼組織がグラニュラーベイナイト及び焼戻し島状マルテンサイトからなり、
板厚中央における最大結晶粒径が８０μｍ以下、平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、
シャルピー衝撃試験における脆性－延性遷移温度が－１００℃以下であり、
引張強さが５３５ＭＰａ以上である
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：０．３０％以下、Ｎｉ：０．１０％以下、及びＭｏ：０．５０％以下からなる群から選択される１種以上を含有する、前記［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％、Ｔｉ：０．００５～０．１％、Ｚｒ：０．０００５～０．０２％、Ｍｇ：０．０００５～０．０２％、及びＲＥＭ：０．０００５～０．０２％からなる群から選択される１種以上を含有する、前記［１］又は［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：０．０３０～０．０６０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．８０～１．８０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ａｌ：０．０１０～０．０８０％、Ｃｒ：０．０５～０．５０％、Ｎｂ：０．００５～０．０８０％、Ｎ：０．００１０～０．００８０％、及びＣａ：０．０００５～０．００５０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼片を１０００～１２５０℃の温度に加熱し、
その後、前記鋼片に、再結晶温度域における総圧下率：３５％以上５５％以下、再結晶温度域における最終圧延パスの圧下率：１０％以上を満足する熱間圧延を施して鋼板とし、
その後、前記鋼板に対して、
冷却開始時の鋼板表面温度：Ａｒ３点以上、
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：１５～３５℃／ｓ、
板厚中央における鋼板温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度：１５℃／ｓ以上、
鋼板表面下０．２５ｍｍ及び板厚中央における鋼板温度で冷却停止温度：３５０～５５０℃
の条件で制御冷却を行う
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：０．３０％以下、Ｎｉ：０．１０％以下、及びＭｏ：０．５０％以下からなる群から選択される１種以上を含有する、前記［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％、Ｔｉ：０．００５～０．１％、Ｚｒ：０．０００５～０．０２％、Ｍｇ：０．０００５～０．０２％、及びＲＥＭ：０．０００５～０．０２％からなる群から選択される１種以上を含有する、前記［４］又は［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［１］又は［２］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。
［８］前記［３］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及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、耐ＳＳＣＣ性のみならず、低温靱性にも優れる。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、耐ＳＳＣＣ性のみならず、低温靱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、本発明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、本発明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、特に断らない限り全て「質量％」である。
Ｃ：０．０３０～０．０６０％
Ｃは、強度の向上に有効に寄与するが、Ｃ含有量が０．０３０％未満では十分な強度が確保できないので、Ｃ含有量は０．０３０％以上とし、好ましくは０．０３５％以上とする。他方で、Ｃ含有量が０．０６０％を超えると、低温靭性が劣化する。また、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性及び耐ＨＩＣ性が劣化する。このため、Ｃ含有量は０．０６０％以下とし、好ましくは０．０５０％以下とする。
Ｓｉ：０．０１～０．５０％
Ｓｉは、脱酸のために添加するが、Ｓｉ含有量が０．０１％未満では脱酸効果が十分でないので、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とし、好ましくは０．０５％以上とする。他方で、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、鋼の非熱的応力が上昇し、低温靭性が劣化するため、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とし、好ましくは０．４５％以下とする。
Ｍｎ：０．８０～１．８０％
Ｍｎは、強度の向上に有効に寄与するが、Ｍｎ含有量が０．８０％未満ではその効果が十分には発現しない。このため、Ｍｎ含有量は０．８０％以上とし、好ましくは１．００％以上とする。他方で、Ｍｎ含有量が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性及び耐ＨＩＣ性が劣化する。また、溶接性も劣化する。このため、Ｍｎ含有量は１．８０％以下とし、好ましくは１．７０％以下とする。
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、不可避的不純物元素であり、低温靭性を劣化させるとともに、表層部や中心偏析部の硬さを上昇させることで、耐ＳＳＣＣ性及び耐ＨＩＣ性を劣化させる。Ｐ含有量が０．０１５％を超えると、その傾向が顕著となるため、Ｐ含有量は０．０１５％以下とし、好ましくは０．００８％以下とする。なお、Ｐ含有量は低いほどよいが、精錬コストの観点からは、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．００１５％以下
Ｓは、不可避的不純物元素であり、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。この観点から、Ｓ含有量は０．００１５％以下とし、好ましくは０．００１０％以下とする。なお、Ｓ含有量は低いほどよいが、精錬コストの観点から、Ｓ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０.０１０～０.０８０％
Ａｌは、脱酸剤として添加するが、Ａｌ含有量が０.０１０％未満では、その効果が十分には発現しない。このため、Ａｌ含有量は０．０１０％以上とし、好ましくは０．０１５％以上とする。他方で、Ａｌ含有量が０.０８０％を超えると、鋼の非熱的応力が上昇し、低温靱性が劣化する。このため、Ａｌ含有量は０.０８０％以下とし、好ましくは、０．０７０％以下とする。
Ｃｒ：０.０５～０．５０％
Ｃｒは、Ｍｎと同様、低Ｃ含有量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、Ｃｒ含有量を０．０５％以上とする必要がある。しかし、Ｃｒ含有量が多すぎると、焼入れ性が過剰になるため、加速冷却時に表層部や中心偏析部の硬さが上昇し、耐ＳＳＣＣ性及び耐ＨＩＣ性が劣化する。また、溶接性も劣化する。このため、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とし、好ましくは０．４５％以下とする。
Ｎｂ：０．００５～０．０８０％
Ｎｂは、固溶Ｎｂとして存在すると制御圧延時の未再結晶温度域を拡大し、低温靭性の向上に寄与するが、Ｎｂ含有量が０．００５％未満では、その効果が十分には発現しない。このため、Ｎｂ含有量は０．００５％以上とし、好ましくは０．０１０％以上とする。他方で、Ｎｂ含有量が０．０８０％を超えると、凝固時に粗大な炭化物を晶出するため、耐ＨＩＣ性が劣化する。このため、Ｎｂ含有量は０．０８０％以下とし、好ましくは０．０６０％以下とする。
Ｎ：０．００１０～０．００８０％
Ｎは、強度の向上に有効に寄与するが、Ｎ含有量が０．００１０％未満では、十分な強度が確保できない。このため、Ｎ含有量は０．００１０％以上とし、好ましくは０．００１５％以上とする。他方で、Ｎ含有量が０．００８０％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性及び耐ＨＩＣ性が劣化する。また、低温靭性も劣化する。このため、Ｎ含有量は０．００８０％以下とし、好ましくは０．００７０％以下とする。
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％
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、Ｃａ含有量が０．０００５％未満では、その添加効果が十分でない。このため、Ｃａ含有量は０．０００５％以上とし、好ましくは０．０００８％以上とする。他方で、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えた場合、上述の効果が飽和するだけでなく、鋼の清浄度が低下することにより耐ＨＩＣ性が劣化する。このため、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とし、好ましくは０．００４５％以下とする。
以上、本発明における成分組成の基本成分について説明したが、本発明において、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、及びＭｏからなる群から選択される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：０．３０％以下
Ｃｕは、低温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、Ｃｕ含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃｕ含有量が０．３０％を超えた場合、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が生成しやすくなるため、耐ＳＳＣＣ性が劣化する。このため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は０．３０％以下とし、好ましくは０．２５％以下とする。
Ｎｉ：０．１０％以下
Ｎｉは、低温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、Ｎｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｎｉ含有量が０．１０％を超えた場合、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が生成しやすくなるため、耐ＳＳＣＣ性が劣化する。このため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量は０．１０％以下とし、好ましくは０．０２％以下とする。
Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏは、低温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、Ｍｏ含有量は０．０１％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。他方で、Ｍｏ含有量が多すぎると、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が生成しやすくなるため、耐ＳＳＣＣ性が劣化する。また、溶接性も劣化する。このため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とし、好ましくは０．４０％以下とする。
本発明における成分組成は、さらに、Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｇ、及びＲＥＭからなる群から選択される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％、Ｔｉ：０．００５～０．１％、Ｚｒ：０．０００５～０．０２％、Ｍｇ：０．０００５～０．０２％、及びＲＥＭ：０．０００５～０．０２％からなる群から選択される１種以上
Ｖ及びＴｉはいずれも、鋼板の強度及び低温靭性を高めるために任意に含有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、その効果が十分には発現しない。このため、これらの元素を含有する場合、含有量はそれぞれ０．００５％以上とすることが好ましい。他方で、これらの元素の含有量が０．１％を超えると、溶接部の靭性が劣化する。このため、これらの元素を含有する場合、含有量はそれぞれ０．１％以下とするのが好ましい。
Ｚｒ、Ｍｇ及びＲＥＭは、結晶粒微細化を通じて低温靭性を高めたり、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含有することができる元素である。各元素とも、含有量が０．０００５％未満では、その効果が十分には発現しない。このため、これらの元素を含有する場合、含有量はそれぞれ０．０００５％以上とすることが好ましい。他方で、これらの元素の含有量が０．０２％を超えると、その効果が飽和するので、これらの元素を含有する場合、含有量はそれぞれ０．０２％以下とするのが好ましい。
本発明は、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低温靱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、含有しない元素は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、耐ＨＩＣ性を向上させ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。ＣＰの下限は特に限定されないが、ＣＰ値は０．７０以上であり得る。
なお、上記した元素以外の残部は、Ｆｅ及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、Ｏ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０．００５０％以下、好ましくは０．００４０％以下であれば、本発明においては許容される。
［鋼板表面下０．２５ｍｍの組織］
次に、本発明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。耐ＳＳＣＣ性を向上させるとともに引張強さが５３５ＭＰａ以上の高強度化を図るために、鋼板表面下０．２５ｍｍの鋼組織を、グラニュラーベイナイト及び焼戻し島状マルテンサイトからなる組織とする。鋼組織中に、島状マルテンサイトが混在すると、低温靭性の劣化、耐ＳＳＣＣ性の劣化が生じるが、冷却停止温度が十分に高い場合には、冷却停止後に焼き戻された焼戻し島状マルテンサイト（ＴＭＡ）となるため、低温靭性及び耐ＳＳＣＣ性の劣化を防ぐことができる。また、グラニュラーベイナイト及び焼戻し島状マルテンサイトは、他のベイナイトや他のマルテンサイトと比較し、硬度が低いため、耐ＳＳＣＣ性を向上させることができる。
ここで、本発明における鋼板表面下０．２５ｍｍの鋼組織は、グラニュラーベイナイトが主体であることが好ましい。具体的には、グラニュラーベイナイトが面積率で９０％以上、焼戻し島状マルテンサイトが面積率で１０％以下であることが好ましい。他方で、焼戻し島状マルテンサイトの存在も必須であるため、グラニュラーベイナイトが面積率で９９％以下、焼戻し島状マルテンサイトが面積率で１％以上であることが好ましい。
なお、本発明の高強度鋼板においては、鋼板表面下０．２５ｍｍの鋼組織が上記の条件を満足すれば、鋼板表面から深さ０．２５ｍｍまでの範囲の極表層部も同等の鋼組織を有し、その結果、上記耐ＳＳＣＣ性向上の効果が得られる。
また、耐ＳＳＣＣ性の向上及び高強度化の効果をより十分に得るためには、表層部以外の部位も含め鋼板の全体の鋼組織が、上記の条件を満足することが好ましい。具体的には、「表層部以外の部位」を代表して、板厚中央での組織が上記の条件を満足していればよい。
［板厚中央における最大結晶粒径及び平均結晶粒径］
本発明においては、粗大な結晶粒の形成を抑制することが肝要である。すなわち、最大結晶粒径又は平均結晶粒径が大きいと、低温靭性は劣化する。特に、板厚中央における最大結晶粒径が８０μｍ超であると、粗大な結晶粒が破壊の起点になりやすいので、低温靭性は著しく劣化する。平均結晶粒径が２０μｍ超でも、低温靭性は劣化する。よって、板厚中央における最大結晶粒径を８０μｍ以下、平均結晶粒径を２０μｍ以下とする必要がある。板厚中央における最大結晶粒径及び平均結晶粒径は、小さいほど好ましいため、その下限は特に限定されないが、本発明において、板厚中央における最大結晶粒径は５０μｍ以上であり得、平均結晶粒径は１０μｍ以上であり得る。なお、「結晶粒径」は、板厚中央における１ｍｍ×１ｍｍの範囲における結晶粒の粒径を測定し、そのうちの最大値を「最大結晶粒径」として採用し、平均値を「平均結晶粒径」として採用するものとし、結晶粒径の定義は円相当径とした。ここで、板厚中央とは、全厚の１／２位置を指す。
［脆性－延性遷移温度］
本発明の高強度鋼板は、シャルピー衝撃試験における脆性－延性遷移温度が－１００℃以下であるものとする。これにより、優れた低温靭性を確保することができる。脆性－延性遷移温度の下限は特に限定されないが、本発明において、脆性－延性遷移温度は－１２０℃以上であり得る。
［引張強さ］
本発明の高強度鋼板は、ＡＰＩ ５ＬのＸ６５グレード以上の強度を有する鋼管用の鋼板であることから、５３５ＭＰａ以上の引張強さを有するものとする。引張強さの上限は特に限定されないが、本発明の高強度鋼板の引張強さは６００ＭＰａ以下であり得る。
［鋼板の厚さ］
本発明の高強度鋼板は、特に板厚は限定されないが、１２～３９ｍｍの厚さを有するものが上述の用途に適している。
［耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法］
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及び製造条件について、具体的に説明する。本発明の製造方法は、上記成分組成を有する鋼片（例えば、スラブ）を加熱したのち、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う。
〔鋼片加熱温度〕
鋼片加熱温度：１０００～１２５０℃
鋼片加熱温度が１０００℃未満では、炭化物の固溶が不十分となり、固溶強化量が少なくなるため、必要な強度が得られない。このため、鋼片加熱温度は１０００℃以上とし、好ましくは１０３０℃以上とする。他方で、鋼片加熱温度が１２５０℃を超えると、結晶粒が極端に粗大化し、靭性が劣化する。このため、鋼片加熱温度は１２５０℃以下とし、好ましくは１２００℃以下とする。なお、この温度は加熱炉の炉内温度であり、鋼片は中心部までこの温度に加熱されるものとする。
〔熱間圧延条件〕
再結晶温度域における総圧下率：３５％以上５５％以下
最大結晶粒を微細にするためには、再結晶温度域における熱間圧延で、結晶粒の再結晶を促進し、粗大粒の形成を抑制する必要がある。再結晶温度域における総圧下率が３５％未満の場合、再結晶が不十分であるため、粗大粒が残存し、低温靭性が劣化する。よって、再結晶温度域における総圧下率は３５％以上とし、好ましくは３８％以上とする。他方で、再結晶温度域における総圧下率が５５％を超えると、最大結晶粒の粗大化は抑制できるが、未再結晶温度域での圧下が不足するため、平均結晶粒径を２０μｍ以下にできず、低温靭性が劣化する。よって、再結晶温度域における総圧下率は５５％以下とし、好ましくは５２％以下とする。ここで、「再結晶温度域」とは、以下の式から求められるＴｎｒ以上の温度域を意味する。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、各板厚位置の鋼板温度に変換することができる。
Ｔｎｒ（℃）＝１７４×ｌｏｇ｛[％Ｎｂ]×（[％Ｃ]＋１２／１４[％Ｎ]）｝＋１４４４
ただし、[％Ｘ]はＸ元素の鋼中含有量（質量％）を示す。
再結晶温度域における最終圧延パスの圧下率：１０％以上
再結晶温度域における総圧下率を３５％以上５５％以下にすることに加えて、再結晶温度域における最終圧延パスの圧下率を十分に確保し、再結晶を十分に促進させることで、粗大粒が存在しない均一粒の状態で未再結晶温度域での圧延を開始する必要がある。再結晶温度域における最終圧延パスの圧下率が１０％未満の場合、再結晶が不十分であるため、粗圧延後仕上げ圧延開始までの保持時間の間に粗大粒に成長するため、低温靭性が劣化する。よって、再結晶温度域における最終圧延パスの圧下率は１０％以上とし、好ましくは１１％以上とする。再結晶温度域における最終圧延パスの圧下率の上限は特に限定されず、高いほど好ましいが、当該圧下率は２０％以下であり得る。
再結晶温度域における圧延の完了後に行われる未再結晶温度域における圧延は、低温で圧延した方が、歪が多く導入されるため、結晶粒の微細化に有効である。このため、後述する冷却処理の冷却開始温度を遵守できる範囲内において、できるだけ低温で圧延するのが好ましい。
熱間圧延工程において、高い低温靱性を得るには、圧延終了温度は低いほどよい。その反面、硫化水素分圧が高い環境下においても耐サワー性を確保する観点からは、後述する制御冷却の冷却開始温度を鋼板表面温度でＡｒ３点以上とする必要があることを踏まえて、圧延終了温度を設定する必要がある。ここで、Ａｒ３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。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点（℃）＝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。
〔制御冷却条件〕
冷却開始温度：鋼板表面温度でＡｒ３点以上
冷却開始時の鋼板表面温度がＡｒ３点未満の場合、制御冷却前にフェライトが生成して、強度低下が大きくなると共に耐サワー性が劣化する。このため、冷却開始時の鋼板表面温度はＡｒ３点以上とする。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。冷却開始時の鋼板表面温度の上限は特に限定されないが、当該温度は９００℃以下であり得る。
優れた耐ＳＳＣＣ性を得つつ、高強度化を図るためには、鋼板表面下０．２５ｍｍ及び板厚中央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：１５～３５℃／ｓ
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を極力遅くし、グラニュラーベイナイトを造り込むことが重要である。７５０℃から５５０℃までの温度域がベイナイト変態において重要な温度域となるので、この温度域における冷却速度を制御することが重要になる。すなわち、平均冷却速度が３５℃／ｓ超えでは、ラスベイナイトが生成し、造管後の耐ＳＳＣＣ性が劣化する。そのため、当該平均冷却速度は３５℃／ｓ以下とし、好ましくは３０℃／ｓ以下とする。他方で、当該平均冷却速度が１５℃／ｓ未満では、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、当該平均冷却速度は１５℃／ｓ以上とする。
なお、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、冷却速度が遅い場合、安定した核沸騰状態での冷却にならず、鋼板の極表層部で組織がばらつくおそれがある。このため、鋼板表面下０．２５ｍｍにおける鋼板温度で５５０℃から冷却停止温度までの平均冷却速度は１５０℃／ｓ以上が好ましい。組織がばらつくおそれがあるため、当該平均冷却速度は２５０℃／ｓ以下が好ましい。
板厚中央における鋼板温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度：１５℃／ｓ以上
板厚中央における鋼板温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度が１５℃／ｓ未満では、フェライトが生成し、強度低下や耐ＨＩＣ性の劣化が生じる。このため、当該平均冷却速度は１５℃／ｓ以上とする。低温靭性のばらつき抑制の観点からは、当該平均冷却速度は１７℃／ｓ以上とすることが好ましい。当該冷却速度の上限は特に限定されないが、ラスベイナイトが生成しないように、当該平均冷却速度は３５℃／ｓ以下とすることが好ましい。なお、板厚中央における鋼板温度で５５０℃以下の冷却については、特に限定されないが、低温靭性のばらつき抑制の観点から、平均冷却速度は１５℃／ｓ以上３５℃／ｓ以下とすることが好ましい。
なお、鋼板表面下０．２５ｍｍ及び板厚中央における鋼板温度は、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計算し、その結果から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中央の温度を本明細書における「板厚中央における鋼板温度」とする。
冷却停止温度：鋼板表面下０．２５ｍｍ及び板厚中央における鋼板温度で３５０～５５０℃
冷却停止温度が５５０℃を超えると、ベイナイト変態が不完全になり、十分な強度が得られない。このため、冷却停止温度は５５０℃以下とする。他方で、冷却停止温度が３５０℃未満では、島状マルテンサイトが十分に焼き戻されないため、低温靭性が劣化する。さらに、冷却停止温度が２５０℃未満では、耐ＳＳＣＣ性も劣化する。このため、冷却停止温度は３５０℃以上とし、好ましくは４００℃以上とする。
［高強度鋼管］
本発明の高強度鋼板を、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。また、本発明の高強度鋼板を鋼管に用いることにより、溶接部に高硬度域が存在しても、耐ＳＳＣＣ性に優れる鋼管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、内面溶接及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。また、プレスベンド成形により管状に成形した後、突き合せ部をシーム溶接した鋼管に対しても、拡管を実施することができる。
表１に示す成分組成からなる鋼（鋼種Ａ～ＡＥ）を、連続鋳造法によりスラブとし、表２に示す条件で加熱、熱間圧延、及び制御冷却を実施して、鋼板を得た。その後、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、突き合わせ部を内面側及び外面側からサブマージアーク溶接でシーム溶接し、拡管工程を経て鋼管にした。
［組織の特定及び面積率の算出並びに最大結晶粒径及び平均結晶粒径の算出］
上記に従って得られた鋼板の板長中央部かつ板幅中央部より金属組織観察用サンプルを採取した。このサンプルの板幅方向に垂直な断面を鏡面研磨したあと、コロイダルシリカでエッチングを行ってから、鋼板表面下０．２５ｍｍ及び板厚中央（板全厚の１／２位置）の位置でそれぞれ１ｍｍ×１ｍｍの視野でＥＢＳＤ（Electron Backscatter Diffraction）法にて結晶データを収集した（測定ステップ：０．８μｍ）。データ収集後、ＯＩＭ－Ａｎａｌｙｓｉｓ及び画像処理ソフト（ＩｍａｇｅＪ）を用いて、鋼板表面下０．２５ｍｍでの組織及び板厚中央の位置での組織を特定し、各相の面積率を算出するとともに、板厚中央の最大結晶粒径及び平均結晶粒径を算出した。なお、結晶粒径の定義は円相当径とした。これら測定の結果を表３に示す。
［脆性－延性遷移温度の導出］
シャルピー衝撃試験片を、板厚１／２位置から、試験片長手方向が板幅方向と一致するように採取し、シャルピー衝撃試験に供し、「鉄鋼のシャルピー吸収エネルギー遷移曲線の新しい数式表示法と破壊靭性評価（日本材料強度学会誌 １７ １－１３、１９８２）」に記載の方法に基づいて、脆性－延性遷移温度を導出した。その結果を表３に示す。
［引張強さ及び降伏強さの測定］
全厚引張試験片を、試験片長手方向が板幅方向と一致するように採取し、引張試験を行い、引張強さ及び降伏強さを測定した。その結果を表３に示す。
［耐ＳＳＣＣ性の評価］
図１に示すように、得られた鋼管から切り出した試験片（クーポン； coupon）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、溶接部を含まない母材だけの試験片のほかに、溶接部と母材の両方を含む試験片を採取した。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。すなわち、鋼板表面下０．２５ｍｍは試験片に含まれている。かくして採取した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規格に準拠して４点曲げＳＳＣＣ試験を行った。
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規格に準拠して４点曲げＳＳＣＣ試験を行った。
さらに、ＮＡＣＥ規格 ＴＭ０１７７ Ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ａ溶液を用い、硫化水素分圧：１６ｂａｒ＋二酸化炭素分圧：５ｂａｒにて、ＥＦＣ１６規格に準拠して４点曲げＳＳＣＣ試験を行った。
試験片を溶液に７２０時間浸漬した後、溶接部を含まない母材だけの試験片と、溶接部と母材の両方を含む試験片との両方において、割れが認められない場合を耐ＳＳＣＣ性が良好と判断して○、また少なくとも一方の試験片において割れが発生した場合を耐ＳＳＣＣ性が不良と判断して×とした。評価結果を表３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試験で割れ面積率（ＣＡＲ）が５％以下となった場合を耐ＨＩＣ性が良好と判断して〇、５％を超えた場合を耐ＨＩＣ性が不良と判断して×とした。評価結果を表３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脆性－延性遷移温度：－１００℃以下、引張強さ：５３５ＭＰａ以上、鋼板表面下０．２５ｍｍ位置における鋼組織はグラニュラーベイナイト及び焼戻し島状マルテンサイトからなり、板厚中央における最大結晶粒径が８０μｍ以下、平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、ＳＳＣＣ試験で割れが認められないこと、ＨＩＣ試験で割れ面積率（ＣＡＲ）が５％以下であることとした。
Figure 0007396551000001
Figure 0007396551000002
Figure 0007396551000003
表２及び表３に示したように、Ｎｏ．１～１０，３９～４２は、成分組成及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、鋼板として脆性－延性遷移温度：－１００℃以下、引張強さ：５３５ＭＰａ以上、鋼板表面下０．２５ｍｍにおける鋼組織はグラニュラーベイナイト及び焼戻し島状マルテンサイトからなり、板厚中央における最大結晶粒径が８０μｍ以下、平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、耐ＳＳＣＣ性及び耐ＨＩＣ性が良好であった。
これに対し、Ｎｏ.１１～２５，３７～３８は、鋼板の成分組成が本発明の範囲外である。Ｎｏ.１１，１４，３７は固溶強化が十分でなく、強度が不足した。Ｎｏ.１２，１５～１６，１９，２１は、硬さが上昇したため、耐ＳＳＣＣ性及び耐ＨＩＣ性が劣っていた。Ｎｏ.１２，２１は、低温での強度上昇が大きく、低温靭性が劣化した。Ｎｏ.１６は清浄度が低下し、低温靭性が劣化した。Ｎｏ.１７，２０，２２，３８は、介在物又は炭化物が生成したため、耐ＨＩＣ性が劣っていた。Ｎｏ.１３，１８は、鋼の非熱的応力の上昇によって低温靭性が劣化した。Ｎｏ．２３～２５は、局部腐食が促進されたため、０．１ｂａｒ－Ｈ２Ｓ＋０．９ｂａｒ－ＣＯ２での耐ＳＳＣＣ性が劣化した。
Ｎｏ．２６～３６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．２６は、スラブ加熱温度が低いため、炭化物の固溶が不十分であり低強度であった。Ｎｏ．２７は、スラブ加熱温度が高いため、結晶粒が粗大化し低温靭性が劣化した。Ｎｏ．２８は、再結晶温度域での総圧下率が不足したため、粗大粒が残存し、低温靭性が劣化した。Ｎｏ．２９は、再結晶温度域での総圧下率が過多のため、平均結晶粒径が大きく、低温靭性が劣化した。Ｎｏ．３０は、再結晶温度域での最終パスの圧下率が不足したため、粗大粒が残存し、低温靭性が劣化した。Ｎｏ．３１は、冷却開始温度が低く、表層にフェライトが一部生成したため、低強度であるとともに、高圧での耐ＳＳＣＣ性が劣化した。Ｎｏ.３２は、平均冷却速度が低く、板厚中央までフェライトが一部生成したため、低強度であるとともに、耐ＨＩＣ性及び高圧での耐ＳＳＣＣ性が劣っていた。Ｎｏ.３３は、平均冷却速度が高く、表層にラスベイナイトが一部生成したため、高圧での耐ＳＳＣＣ性が劣っていた。Ｎｏ．３４は、冷却停止温度が低く、島状マルテンサイトが十分に焼き戻されなかったため、低温靭性が劣化した。Ｎｏ．３５は、冷却停止温度がさらに低いため、低温靭性に加えて高圧での耐ＳＳＣＣ性が劣化した。Ｎｏ．３６は、冷却停止温度が高く、板厚中央までフェライトが一部生成したため、低強度であるとともに、耐ＨＩＣ性及び高圧での耐ＳＳＣＣ性が劣っていた。
本発明によれば、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣＣ性のみならず、低温靱性にも優れた耐サワーラインパイプ用高強度鋼板及び高強度鋼管を提供することができる。

Claims (8)

  1. 質量％で、Ｃ：０．０３０～０．０６０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．８０～１．８０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ａｌ：０．０１０～０．０８０％、Ｃｒ：０．０５～０．５０％、Ｎｂ：０．００５～０．０８０％、Ｎ：０．００１０～０．００８０％、及びＣａ：０．０００５～０．００５０％を含有し、残部がＦｅ及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における鋼組織がグラニュラーベイナイト及び焼戻し島状マルテンサイトからなり、
    板厚中央における最大結晶粒径が８０μｍ以下、平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、
    シャルピー衝撃試験における脆性－延性遷移温度が－１００℃以下であり、
    引張強さが５３５ＭＰａ以上である
    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：０．３０％以下、Ｎｉ：０．１０％以下、及びＭｏ：０．５０％以下からなる群から選択される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％、Ｔｉ：０．００５～０．１％、Ｚｒ：０．０００５～０．０２％、Ｍｇ：０．０００５～０．０２％、及びＲＥＭ：０．０００５～０．０２％からなる群から選択される１種以上を含有する、請求項１又は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：０．０３０～０．０６０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．８０～１．８０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ａｌ：０．０１０～０．０８０％、Ｃｒ：０．０５～０．５０％、Ｎｂ：０．００５～０．０８０％、Ｎ：０．００１０～０．００８０％、及びＣａ：０．０００５～０．００５０％を
    含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼片を１０００～１２５０℃の温度に加熱し、
    その後、前記鋼片に、再結晶温度域における総圧下率：３５％以上５５％以下、再結晶温度域における最終圧延パスの圧下率：１０％以上を満足する熱間圧延を施して鋼板とし、
    その後、前記鋼板に対して、
    冷却開始時の鋼板表面温度：Ａｒ３点以上、
    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：１５～３５℃／ｓ、
    板厚中央における鋼板温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度：１５℃／ｓ以上、
    鋼板表面下０．２５ｍｍ及び板厚中央における鋼板温度で冷却停止温度：３５０～５５０℃
    の条件で制御冷却を行って、鋼板表面下０．２５ｍｍにおける鋼組織がグラニュラーベイナイト及び焼戻し島状マルテンサイトからなり、板厚中央における最大結晶粒径が８０μｍ以下、平均結晶粒径が２０μｍ以下であり、シャルピー衝撃試験における脆性－延性遷移温度が－１００℃以下であり、引張強さが５３５ＭＰａ以上である耐サワーラインパイプ用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。
  5. 前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．１０％以下、及びＭｏ：０．５０％以下からなる群から選択される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％、Ｔｉ：０．００５～０．１％、Ｚｒ：０．０００５～０．０２％、Ｍｇ：０．０００５～０．０２％、及びＲＥＭ：０．０００５～０．０２％からなる群から選択される１種以上を含有する、請求項４又は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又は２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。
  8. 請求項３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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