JP7332078B1 - High-strength steel plate for sour gas equipment and high-strength steel pipe using the same - Google Patents
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Abstract
表層部の最高硬さの制約を課すことなく、ｐＨが３．５以上であり、かつ、Ｈ２Ｓ分圧が０．００３～１ｂａｒであるＩＳＯ－１５１５６ Ｒｅｇｉｏｎ２相当環境における優れた耐ＳＳＣＣ性を有するサワーガス設備用高強度鋼板を提供する。質量％で、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ａｌ、及びＣａを所定量含有し、Ｎｉ：０．１０～４．００％を含有し、さらに、所定量のＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、及びＮｂから選ばれる１種以上を含有し、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におけるビッカース硬さＨＶ０．１の最小値ＨＶｍｉｎと最大値ＨＶｍａｘの比ＨＶｍｉｎ／ＨＶｍａｘが０．７７以上であることを特徴とするサワーガス設備用高強度鋼板。Sour gas with excellent SSCC resistance in an environment equivalent to ISO-15156 Region 2 with a pH of 3.5 or more and an H2S partial pressure of 0.003 to 1 bar without imposing restrictions on the maximum hardness of the surface layer. We provide high-strength steel sheets for equipment. In % by mass, it contains predetermined amounts of C, Si, Mn, P, S, N, Al, and Ca, contains Ni: 0.10 to 4.00%, and further includes predetermined amounts of Cr, Mo, and W , and Nb, with the balance being Fe and unavoidable impurities, and the minimum value HVmin and maximum value HVmax of the Vickers hardness HV0.1 at 0.25 mm below the surface of the steel sheet A high-strength steel sheet for sour gas equipment, characterized by having a ratio HVmin/HVmax of 0.77 or more.
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や産出に用いられる油井管など、サワーガス設備に供して好適な、サワーガス設備用高強度鋼板及びそれを用いた高強度鋼管に関するものである。 TECHNICAL FIELD The present invention relates to a high-strength steel plate for sour gas facilities and a high-strength steel pipe using the same, which is suitable for sour gas facilities such as line pipes used for transportation of crude oil and natural gas and oil country tubular goods used for production. .
一般に、例えば、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。 Generally, line pipes, for example, are manufactured by forming steel plates manufactured by a plate mill or a hot rolling mill into steel pipes by UOE forming, press bending forming, roll forming, or the like.
ここに、硫化水素を含む原油や天然ガスの輸送環境（サワー環境）に用いられるラインパイプは、強度、靭性、溶接性、耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ（Hydrogen Induced Cracking）性）などの他に、耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＳＣＣ（Sulfide Stress Corrosion Cracking）性）が必要とされる。なお、サワー環境は、ＩＳＯ－１５１５６により、ｐＨと硫化水素分圧に基づいて、Ｒｅｇｉｏｎ１～３に分類されており、一般に、低ｐＨ、高Ｈ２Ｓ分圧のＲｅｇｉｏｎ３が最も厳しい環境であると認識されている。ＳＳＣＣに関しては、鋼板が高強度であるほど高い感受性を持つとされており、主にＲｅｇｉｏｎ３環境に曝された溶接部の高硬度域で発生することが知られている。そのため、一般的に、油井用継目無鋼管や、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が低い環境では、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、硫化水素分圧の比較的低い環境においては、フィッシャーと呼ばれる局部腐食が生じ、そこを起点としたＳＳＣＣが発生する場合があり、上記ＩＳＯ－１５１５６においてＲｅｇｉｏｎ２に分類される比較的温和なサワー環境、例えばＨ２Ｓ分圧が０．００３～１ｂａｒ程度の環境にあっても、ＳＳＣＣが生じるおそれがあるとの認識が広まっている。すなわち、ＳＳＣＣの観点からは、一概に低ｐＨ、高Ｈ２Ｓ分圧の環境（Ｒｅｇｉｏｎ３）が最も厳しいわけではなく、局部腐食を考慮した場合、Ｈ２Ｓ分圧が０．００３～１ｂａｒのＲｅｇｉｏｎ２相当のサワー環境でのＳＳＣＣリスクが新たに認識されている。敷設コスト低減の観点から、ラインパイプの高強度化の需要が強いものの、上記ＳＳＣＣに対する懸念から、サワー用の高強度ラインパイプ鋼板は実用化されていない。Here, the line pipe used in the transportation environment (sour environment) of crude oil and natural gas containing hydrogen sulfide has strength, toughness, weldability, hydrogen-induced cracking resistance (HIC (Hydrogen Induced Cracking) resistance), etc. Furthermore, sulfide stress corrosion cracking resistance (SSCC (Sulfide Stress Corrosion Cracking) resistance) is required. According to ISO-15156, the sour environment is classified into Regions 1 to 3 based on pH and hydrogen sulfide partial pressure. In general, Region 3 with low pH and high H 2 S partial pressure is the most severe environment. recognized. Regarding SSCC, it is said that the higher the strength of the steel sheet, the higher the susceptibility to SSCC, and it is known that SSCC occurs mainly in the high hardness region of the weld zone exposed to the Region 3 environment. Therefore, in general, seamless steel pipes for oil wells and line pipes with relatively low hardness have not been seen as a problem. However, in recent years, the mining environment for crude oil and natural gas has become increasingly severe, and it has been reported that SSCC occurs even in the base material of line pipes in environments with high hydrogen sulfide partial pressures or low pH. It has been pointed out that it is important to control the hardness of the inner surface layer of the steel pipe to improve the SSCC resistance in a more severe corrosive environment. In addition, in an environment with a relatively low hydrogen sulfide partial pressure, localized corrosion called Fischer may occur, and SSCC may occur starting there. It is widely recognized that SSCC can occur even in environments with H 2 S partial pressures of the order of 0.003 to 1 bar. That is, from the viewpoint of SSCC, the environment of low pH and high H 2 S partial pressure (Region 3) is not necessarily the most severe. The SSCC risk in a sour environment corresponding to Region 2 has been newly recognized. Although there is a strong demand for high-strength line pipes from the viewpoint of reducing installation costs, high-strength line pipe steel plates for sours have not been put into practical use due to concerns over SSCC.
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高強度化を図るには、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上昇する。さらに、鋼板を管状に成形した際、加工硬化するため、表層部の硬さが上昇し、耐ＳＳＣＣ性が低下すると知られている。 Normally, a so-called TMCP (Thermo-Mechanical Control Process) technique, which combines controlled rolling and controlled cooling, is applied in the production of high-strength steel sheets for line pipes. In order to increase the strength of the steel sheet using this TMCP technique, it is effective to increase the cooling rate during controlled cooling. However, when controlled cooling is performed at a high cooling rate, the surface layer of the steel sheet is rapidly cooled, so that the hardness of the surface layer increases compared to the inside of the steel sheet. Furthermore, it is known that when a steel plate is formed into a tubular shape, work hardening occurs, which increases the hardness of the surface layer and reduces the SSCC resistance.
上記の問題を解決するために、例えば特許文献１には、熱間圧延後の冷却工程を多段冷却にすることで、鋼管の表面から深さ１．０ｍｍまでの範囲における最高硬さを２５０ＨＶ以下にする技術が提案されている。また、特許文献２には、同様に熱間圧延後の冷却工程を多段冷却にすることで、鋼板の表層部の最大硬さを２００ＨＶ以下にして耐ＳＳＣＣ性を高めることが提案されている。 In order to solve the above problem, for example, Patent Document 1 discloses that the cooling process after hot rolling is multi-stage cooling, so that the maximum hardness in the range from the surface of the steel pipe to a depth of 1.0 mm is 250 HV or less. A technique for making In addition, Patent Document 2 similarly proposes to improve the SSCC resistance by making the maximum hardness of the surface layer portion of the steel sheet 200 HV or less by performing multi-stage cooling in the cooling process after hot rolling.
特許文献１及び２に記載の技術によって、分圧が０．１ＭＰａ（１ｂａｒ）以上の硫化水素を含む、Ｒｅｇｉｏｎ３相当の環境における耐ＳＳＣＣ性の向上が可能であるが、特許文献１及び２では、Ｒｅｇｉｏｎ２相当の硫化水素分圧の低い環境における、フィッシャーと呼ばれる局部腐食に起因するＳＳＣＣに対しては、考慮されていない。すなわち、特許文献１及び２に記載の技術は、ＩＳＯ－１５１５６に基づくＲｅｇｉｏｎ３相当の低ｐＨ、高Ｈ２Ｓ分圧のサワー環境を対象としており、Ｈ２Ｓ分圧が０．００３～１ｂａｒであるＲｅｇｉｏｎ２相当サワー環境での局部腐食に起因するＳＳＣＣに対しては考慮されていない。さらには、上記はいずれも鋼管及び鋼板の表層部の最高硬さを制限することで、耐ＳＳＣＣ性を担保する技術であり、事実上Ｘ６０～Ｘ７０級の強度グレード範囲への適用が現実的となる。例えば、Ｘ８０、Ｘ９０、Ｘ１００などのさらなる高強度グレードへの適用には、大きな制約となる。The techniques described in Patent Documents 1 and 2 can improve the SSCC resistance in an environment equivalent to Region 3 containing hydrogen sulfide with a partial pressure of 0.1 MPa (1 bar) or more. SSCC caused by localized corrosion called Fischer in an environment with a low hydrogen sulfide partial pressure corresponding to Region 2 is not taken into consideration. That is, the techniques described in Patent Documents 1 and 2 are intended for sour environments with a low pH and a high H 2 S partial pressure corresponding to Region 3 based on ISO-15156, and the H 2 S partial pressure is 0.003 to 1 bar. No consideration is given to SSCC caused by localized corrosion in certain Region 2 equivalent sour environments. Furthermore, all of the above are technologies that ensure SSCC resistance by limiting the maximum hardness of the surface layer of steel pipes and steel plates, and it is realistic to apply them to the strength grade range of X60 to X70. Become. For example, application to higher strength grades such as X80, X90, X100 is severely restricted.
そこで本発明は、上記課題に鑑み、表層部の最高硬さの制約を課すことなく、ｐＨが３．５以上であり、かつ、Ｈ２Ｓ分圧が０．００３～１ｂａｒであるＩＳＯ－１５１５６ Ｒｅｇｉｏｎ２相当環境における優れた耐ＳＳＣＣ性を有するサワーガス設備用高強度鋼板と、それを用いた高強度鋼管を提供することを目的とする。Therefore, in view of the above problems, the present invention provides ISO-15156 having a pH of 3.5 or more and an H 2 S partial pressure of 0.003 to 1 bar without imposing restrictions on the maximum hardness of the surface layer. An object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet for sour gas facilities having excellent SSCC resistance in a Region 2 equivalent environment, and a high-strength steel pipe using the same.
本発明者らは、Ｒｅｇｉｏｎ２相当環境での耐ＳＳＣＣ性を確保するべく、まずＲｅｇｉｏｎ２環境でのＳＳＣＣ機構を検討した。その結果、高強度鋼管のＲｅｇｉｏｎ２サワー環境での耐ＳＳＣＣ性を確保するためには、鋼板表面での腐食抵抗を増加させることが重要であると知見した。 The present inventors first examined the SSCC mechanism in the Region2 environment in order to ensure SSCC resistance in the Region2 equivalent environment. As a result, it was found that it is important to increase the corrosion resistance on the surface of the steel plate in order to ensure the SSCC resistance of the high-strength steel pipe in the Region 2 sour environment.
Ｒｅｇｉｏｎ３サワー環境は低ｐＨ、高Ｈ２Ｓ分圧環境であり、腐食反応の結果として鋼板から溶出したＦｅ２＋イオンは速やかにＦｅＳに変化し、鋼板表面に堆積することで緻密で保護性の高いＦｅＳ被膜が均一に形成される。その結果、局部腐食は生じにくい。しかしながら、環境中に多く存在するＨ２Ｓによって、高い水素脆化の駆動力が与えられるため、ＳＳＣＣは局部腐食を必ずしも要さずに顕在化する。すわなち、Ｒｅｇｉｏｎ３サワー環境でのＳＳＣＣは、必ずしも局部腐食を伴わずに生じる水素脆化現象の一種である。一般に、高硬度（高強度）の鋼板は高い水素脆化感受性を有することが知られている。すなわち、Ｒｅｇｉｏｎ３でのＳＳＣＣ抑制のために、特許文献１及び２において報告されている「鋼管及び鋼板の表層部の最高硬さを制約するアプローチ」は理に適っていると言える。The Region 3 sour environment is a low pH, high H 2 S partial pressure environment. A uniform FeS coating is formed. As a result, localized corrosion is less likely to occur. However, since H 2 S, which is abundant in the environment, provides a high driving force for hydrogen embrittlement, SSCC manifests itself without necessarily requiring localized corrosion. That is, SSCC in the Region 3 sour environment is a kind of hydrogen embrittlement phenomenon that does not necessarily involve localized corrosion. It is generally known that steel sheets with high hardness (high strength) have high susceptibility to hydrogen embrittlement. That is, it can be said that the “approach of restricting the maximum hardness of the surface layer of steel pipes and steel sheets” reported in Patent Documents 1 and 2 is reasonable for suppressing SSCC in Region 3.
他方で、Ｒｅｇｉｏｎ２サワー環境はＲｅｇｉｏｎ３環境に比べて高ｐＨ、低Ｈ２Ｓ分圧環境であり、ＦｅＳが形成されにくく、結果的に鋼板表面の保護性が不均一となる。さらに、ｐＨが比較的高いために水素脆化の駆動力も低い。従って、鋼板表面の保護性が低い箇所での優先腐食（局部腐食）の進行と、それに伴う局部腐食部でのｐＨ低下を経て初めてＳＳＣＣが顕在化する。上記の観点から、Ｒｅｓｉｏｎ２での耐ＳＳＣＣ性を向上するためには、鋼板表面の腐食保護性を向上させ、局部腐食を抑制させる必要がある。本発明者らは、鋼板の成分組成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、局部腐食を抑制するためには、０．１質量％以上のＮｉの含有に加えて、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ及びＮｂの１種以上を含有することが有効とわかった。しかしながら、Ｎｉ含有により、スラブ加熱段階でタイトスケールが形成され、結果として鋼板表面での冷却むらに起因した硬度差が生じ、ＳＳＣＣが助長されるとわかった。すなわち、外部応力が付与された場合、この硬度差によって大きな応力集中が生じ、微小な塑性変形領域が形成され、合金元素Ｎｉによる局部腐食抑制効果が十分に得られない。そのため、鋼板表面下０．２５ｍｍにおけるビッカース硬さＨＶ０．１の最小値ＨＶｍｉｎと最大値ＨＶｍａｘの比ＨＶｍｉｎ／ＨＶｍａｘを０．７７以上に管理する必要があるとわかった。その達成のためにさらなる検討を重ねた結果、スラブ加熱条件を適切に管理するとともに、その後の熱間圧延時に１０００～１１００℃での温度域において、パス圧下率４％以上の強い圧下を少なくとも１パス以上加えることで、鋼板表面に形成したスケールの緻密構造が砕かれて、冷却むらが抑制され、結果として硬度差が低減し、Ｎｉによる耐ＳＳＣＣ改善効果を有効に引き出すことができ、鋼板の耐ＳＳＣＣ性が向上することを知見した。On the other hand, the Region 2 sour environment has a higher pH and a lower H 2 S partial pressure than the Region 3 environment, and FeS is less likely to be formed, resulting in non-uniform surface protection of the steel sheet. In addition, the driving force for hydrogen embrittlement is low due to the relatively high pH. Therefore, SSCC becomes apparent only after the progress of preferential corrosion (localized corrosion) at portions of the steel sheet surface with low protective properties and the accompanying decrease in pH at the locally corroded portions. From the above point of view, in order to improve the SSCC resistance in Region 2, it is necessary to improve the corrosion protection of the steel sheet surface and suppress local corrosion. The present inventors have repeatedly carried out numerous experiments and studies on the chemical composition and manufacturing conditions of steel sheets. As a result, in order to suppress localized corrosion, it was found to be effective to contain at least one of Cr, Mo, W and Nb in addition to containing 0.1% by mass or more of Ni. However, it was found that the inclusion of Ni causes the formation of tight scales during the slab heating stage, resulting in a difference in hardness caused by uneven cooling on the surface of the steel sheet, which promotes SSCC. That is, when an external stress is applied, a large stress concentration occurs due to this difference in hardness, and a minute plastic deformation region is formed, so that the local corrosion inhibiting effect of the alloying element Ni cannot be sufficiently obtained. Therefore, it was found that the ratio HV min /HV max of the minimum value HV min to the maximum value HV max of the Vickers hardness HV0.1 at 0.25 mm below the surface of the steel sheet needs to be controlled to 0.77 or more. As a result of further studies to achieve this, it was found that the slab heating conditions were appropriately managed, and at least one strong reduction with a pass reduction rate of 4% or more was applied in the temperature range of 1000 to 1100 ° C. during subsequent hot rolling. By adding more than the pass, the dense structure of the scale formed on the steel plate surface is crushed, cooling unevenness is suppressed, and as a result, the hardness difference is reduced, and the SSCC resistance improvement effect of Ni can be effectively brought out. It was found that the SSCC resistance is improved.
上記知見に基づき完成された本発明の要旨構成は、以下のとおりである。
［１］質量％で、
Ｃ ：０．０２～０．２０％、
Ｓｉ：０．０１～０．７０％、
Ｍｎ：０．１０～２．５０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．００５０％以下、
Ｎ ：０．００１０～０．０１００％、
Ａｌ：０．０１０～０．２００％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、及び
Ｎｉ：０．１０～４．００％
を含有し、さらに、
Ｃｒ：０．０３～１．００％、
Ｍｏ：０．０３～０．５０％、
Ｗ ：０．０３～０．５０％、及び
Ｎｂ：０．００５～０．１００％
から選ばれる１種以上を含有し、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におけるビッカース硬さＨＶ０．１の最小値ＨＶｍｉｎと最大値ＨＶｍａｘの比ＨＶｍｉｎ／ＨＶｍａｘが０．７７以上であることを特徴とするサワーガス設備用高強度鋼板。The gist and configuration of the present invention completed based on the above findings are as follows.
[1] % by mass,
C: 0.02 to 0.20%,
Si: 0.01 to 0.70%,
Mn: 0.10-2.50%,
P: 0.030% or less,
S: 0.0050% or less,
N: 0.0010 to 0.0100%,
Al: 0.010 to 0.200%,
Ca: 0.0005-0.0050%, and Ni: 0.10-4.00%
and further
Cr: 0.03 to 1.00%,
Mo: 0.03-0.50%,
W: 0.03 to 0.50%, and Nb: 0.005 to 0.100%
containing one or more selected from, the balance having a component composition consisting of Fe and unavoidable impurities,
A high-strength steel sheet for sour gas equipment, wherein the ratio HV min /HV max of the minimum value HV min to the maximum value HV max of the Vickers hardness HV0.1 at 0.25 mm below the surface of the steel sheet is 0.77 or more.
［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０１～１．００％を含有する、上記［１］に記載のサワーガス設備用高強度鋼板。 [2] The high-strength steel sheet for sour gas equipment according to [1] above, wherein the chemical composition further contains Cu: 0.01 to 1.00% by mass.
［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％
から選ばれる１種以上を含有する、上記［１］又は［２］に記載のサワーガス設備用高強度鋼板。[3] The component composition further contains, in % by mass,
V: 0.005 to 0.1%,
Ti: 0.005 to 0.1%,
Zr: 0.0005 to 0.02%,
Mg: 0.0005-0.02%, and REM: 0.0005-0.02%
The high-strength steel sheet for sour gas equipment according to the above [1] or [2], containing one or more selected from.
［４］上記［１］又は［２］に記載のサワーガス設備用高強度鋼板を用いた高強度鋼管。 [4] A high-strength steel pipe using the high-strength steel plate for sour gas facilities according to [1] or [2] above.
［５］上記［３］に記載のサワーガス設備用高強度鋼板を用いた高強度鋼管。 [5] A high-strength steel pipe using the high-strength steel plate for sour gas equipment according to [3] above.
本発明のサワーガス設備用高強度鋼板及びそれを用いた高強度鋼管は、表層部の最高硬さの制約を課すことなく、ｐＨが３．５以上であり、かつ、Ｈ２Ｓ分圧が０．００３～１ｂａｒであるＩＳＯ－１５１５６ Ｒｅｇｉｏｎ２相当環境における優れた耐ＳＳＣＣ性を有する。The high-strength steel plate for sour gas equipment and the high-strength steel pipe using the same of the present invention have a pH of 3.5 or more and an H 2 S partial pressure of 0 without imposing restrictions on the maximum hardness of the surface layer. It has excellent SSCC resistance in an environment equivalent to ISO-15156 Region 2, which is .003 to 1 bar.
以下、本発明のサワーガス設備用高強度鋼板について、具体的に説明する。 Hereinafter, the high-strength steel sheet for sour gas equipment of the present invention will be specifically described.
［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。[Component composition]
First, the chemical composition of the high-strength steel sheet according to the present invention and the reason for its limitation will be described. In the following description, all units represented by % are % by mass unless otherwise specified.
Ｃ：０．０２～０．２０％
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ないので、Ｃ量は０．０２％以上とし、好ましくは０．０２５％以上とする。他方で、Ｃ量が０．２０％を超えると、加工性及び溶接性が大幅に劣化する。このため、Ｃ量は０．２０％以下とし、好ましくは０．１５％以下とする。C: 0.02-0.20%
C effectively contributes to the improvement of strength, but if the content is less than 0.02%, sufficient strength cannot be ensured. On the other hand, if the amount of C exceeds 0.20%, the workability and weldability are significantly deteriorated. Therefore, the C content is set to 0.20% or less, preferably 0.15% or less.
Ｓｉ：０．０１～０．７０％
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いので、Ｓｉ量は０．０１％以上とし、好ましくは０．０５％以上とする。他方で、Ｓｉ量が０．７０％を超えると、靭性や溶接性が劣化するため、Ｓｉ量は０．７０％以下とし、好ましくは０．５０％以下とする。Si: 0.01-0.70%
Si is added for deoxidizing, but if the content is less than 0.01%, the deoxidizing effect is not sufficient. On the other hand, if the Si content exceeds 0.70%, toughness and weldability deteriorate, so the Si content is made 0.70% or less, preferably 0.50% or less.
Ｍｎ：０．１０～２．５０％
Ｍｎは、強度、靭性の向上に有効に寄与するが、含有量が０．１０％未満ではその効果が十分には発現しない。このため、Ｍｎ量は０．１０％以上とし、好ましくは０．３０％以上とし、より好ましくは０．５０％以上とする。他方で、Ｍｎ含有量が２．５０％を超えると、溶接性が劣化するとともに、中心偏析部の硬度上昇を引き起こし、耐ＨＩＣ性が劣化する。このため、Ｍｎ量は２．５０％以下とし、好ましくは、２．００％以下とする。Mn: 0.10-2.50%
Mn effectively contributes to the improvement of strength and toughness, but if the content is less than 0.10%, the effect is not sufficiently exhibited. Therefore, the Mn content is set to 0.10% or more, preferably 0.30% or more, and more preferably 0.50% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 2.50%, the weldability deteriorates and the hardness of the center segregation increases, resulting in deterioration of the HIC resistance. Therefore, the Mn content is set to 2.50% or less, preferably 2.00% or less.
Ｐ：０．０３０％以下
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ＳＳＣＣ性及び耐ＨＩＣ性を劣化させる。この影響は、Ｐ量が０．０３０％を超えると顕著となるため、Ｐ量は０．０３０％以下とし、好ましくは０．０２５％以下とし、より好ましくは０．０２０％以下とする。なお、Ｐ量は低いほどよいが、精錬コストの観点から、Ｐ量は０．００１％以上とすることが好ましい。P: 0.030% or less P is an unavoidable impurity element that degrades weldability and increases the hardness of the central segregation portion, thereby degrading SSCC resistance and HIC resistance. This effect becomes remarkable when the P content exceeds 0.030%, so the P content is made 0.030% or less, preferably 0.025% or less, and more preferably 0.020% or less. In addition, the lower the P content, the better, but from the viewpoint of the refining cost, the P content is preferably 0.001% or more.
Ｓ：０．００５０％以下
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。この観点から、Ｓ量は０．００５０％以下とし、好ましくは０．００４０％以下とし、より好ましくは０．００３０％以下とする。なお、Ｓ量は低いほどよいが、精錬コストの観点から、Ｓ量は０．０００２％以上とすることが好ましい。S: 0.0050% or less S is an unavoidable impurity element and forms MnS inclusions in the steel, deteriorating the HIC resistance, so it is preferable that S is small. From this point of view, the S content is 0.0050% or less, preferably 0.0040% or less, more preferably 0.0030% or less. The lower the S content, the better, but from the viewpoint of refining cost, the S content is preferably 0.0002% or more.
Ｎ：０．００１０～０．０１００％
Ｎは、強度の向上に有効に寄与するが、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量は０．００１０％以上とし、好ましくは０．００１５％以上とする。他方で、Ｎ量が０．０１００％を超えると、中心偏析部の硬さが上昇するため、耐ＨＩＣ性が劣化する。また、靭性も劣化する。このため、Ｎ量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．００８０％以下とする。N: 0.0010 to 0.0100%
N effectively contributes to the improvement of strength, but if the content is less than 0.0010%, sufficient strength cannot be secured. Therefore, the amount of N should be 0.0010% or more, preferably 0.0015% or more. On the other hand, when the amount of N exceeds 0.0100%, the hardness of the central segregation portion increases, resulting in deterioration of HIC resistance. Moreover, toughness also deteriorates. Therefore, the N content is set to 0.0100% or less, preferably 0.0080% or less.
Ａｌ：０．０１０～０．２００％
Ａｌは、脱酸剤として添加するが、Ａｌ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量は０．０１０％以上とし、好ましくは０．０１５％以上とする。他方で、Ａｌ量が０.２００％を超えると、鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化する。このため、Ａｌ量は０.２００％以下とし、好ましくは、０．１５０％以下とし、より好ましくは０．１００％以下とする。Al: 0.010-0.200%
Al is added as a deoxidizing agent, but if the amount of Al is less than 0.010%, the effect is not sufficiently exhibited. Therefore, the Al content should be 0.010% or more, preferably 0.015% or more. On the other hand, when the amount of Al exceeds 0.200%, the cleanliness of the steel is lowered and the toughness is deteriorated. Therefore, the Al content is set to 0.200% or less, preferably 0.150% or less, and more preferably 0.100% or less.
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量は０．０００５％以上とし、好ましくは０．０００８％以上とする。他方で、Ｃａ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量は０．００５０％以下とし、好ましくは、０．００４５％以下とする。Ca: 0.0005-0.0050%
Ca is an element effective in improving HIC resistance by controlling the morphology of sulfide inclusions, but if the amount of Ca is less than 0.0005%, the addition effect is not sufficient. Therefore, the amount of Ca should be 0.0005% or more, preferably 0.0008% or more. On the other hand, when the amount of Ca exceeds 0.0050%, not only the above effect is saturated, but also the cleanliness of the steel is lowered, resulting in deterioration of HIC resistance. Therefore, the Ca content is set to 0.0050% or less, preferably 0.0045% or less.
Ｎｉ：０．１０～４．００％
Ｎｉは、低Ｈ２Ｓ分圧環境における耐ＳＳＣＣ性の向上の観点から重要な元素である。すなわち、腐食による鋼板の溶解に伴って、Ｎｉはサワー環境中のＨ２Ｓと反応して、鋼板表面上で速やかにＮｉＳ被膜を形成する。ＮｉＳは、鉄のサワー環境中での腐食生成物ＦｅＳに比べて、高い腐食保護作用を有し、ＮｉＳ保護膜が鋼板表面に形成されることで、全体的に腐食が抑制される。また、局部腐食の観点からも、上述のとおり、低Ｈ２Ｓ分圧環境中では、保護性ＦｅＳの形成が不均一となることで、保護性の弱い箇所での局部腐食が生じるが、このＮｉ含有によるＮｉＳ保護作用により、保護性の弱い箇所の腐食が開始した場合でも、ＮｉＳ被膜が再形成されることで、それ以上の腐食の進展が抑制され、局部腐食が抑制される。すなわち、低Ｈ２Ｓ分圧環境中でのＳＳＣＣの前駆となる局部腐食の形成が抑制されることで、耐ＳＳＣＣ性が向上する。この効果を得るには、Ｎｉ量は０．１０％以上が必要であり、好ましくは０．２０％以上であり、さらに好ましくは０．３０％以上である。なお、Ｎｉ量が０．１０％未満の場合、局部腐食が開始した箇所でのＮｉＳ被膜の再形成が不十分となり、非局部腐食部での耐食性が向上した分、逆に局部腐食が助長され、耐ＳＳＣＣ性が劣化する。他方で、Ｎｉを過剰に含有させると、溶接性や鋼板製造性が劣化し、コストの観点から不利になる。このため、Ｎｉ量は４．００％以下とし、好ましくは３．５０％以下とし、より好ましくは３．００％以下とする。なお、上記のとおりＮｉは耐ＳＳＣＣ性向上の観点から有効な元素であるが、その効果を十分に活用するためには、後述する合金元素Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ及びＮｂの少なくとも１種の共存と、製造条件の適正化による表層硬度差の拡大抑制が必要である。Ni: 0.10-4.00%
Ni is an important element from the viewpoint of improving SSCC resistance in a low H 2 S partial pressure environment. That is, as the steel sheet melts due to corrosion, Ni reacts with H 2 S in the sour environment to quickly form a NiS coating on the steel sheet surface. NiS has a higher corrosion protection effect than FeS, which is a corrosion product of iron in a sour environment, and the formation of the NiS protective film on the surface of the steel sheet suppresses corrosion as a whole. In addition, from the viewpoint of local corrosion, as described above, in a low H 2 S partial pressure environment, uneven formation of protective FeS causes local corrosion at locations with weak protective properties. Due to the NiS protective action due to the inclusion of Ni, even when corrosion starts at a location with weak protection, the NiS film is re-formed to suppress further progress of corrosion and localized corrosion. That is, SSCC resistance is improved by suppressing the formation of localized corrosion that is a precursor to SSCC in a low H 2 S partial pressure environment. To obtain this effect, the Ni content must be 0.10% or more, preferably 0.20% or more, and more preferably 0.30% or more. If the Ni content is less than 0.10%, the reformation of the NiS film at the location where localized corrosion has started becomes insufficient, and the localized corrosion is promoted by the amount that the corrosion resistance at the non-localized corrosion is improved. , the SSCC resistance deteriorates. On the other hand, an excessive Ni content deteriorates weldability and steel plate manufacturability, which is disadvantageous from the viewpoint of cost. Therefore, the Ni content is 4.00% or less, preferably 3.50% or less, more preferably 3.00% or less. As described above, Ni is an effective element from the viewpoint of improving SSCC resistance. , it is necessary to suppress the expansion of the surface layer hardness difference by optimizing the manufacturing conditions.
Ｃｒ：０．０３～１．００％、Ｍｏ：０．０３～０．５０％、Ｗ：０．０３～０．５０％、及びＮｂ：０．００５～０．１００％から選ばれる１種以上
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ及びＮｂは、Ｎｉによる耐ＳＳＣＣ性向上効果を発現させるために重要な元素であり、このうちの１種以上を含有させる必要がある。これら元素は、局部腐食開始部における保護性ＮｉＳ被膜の再形成を促す効果を有する。ＣｒとＮｂは、サワー環境中での腐食に伴って、それぞれ鉄との複合酸化物ＦｅＣｒ２Ｏ４及びＦｅＮｂＯ４を腐食生成物として形成する。また、ＭｏとＷは、それぞれＦｅＷＯ４及びＦｅＭｏＯ４を形成する。すなわち、これら元素は腐食により生じたＦｅ２＋イオンによるＳ２－イオンの消費、すなわちＦｅＳ形成を阻害することで、局部腐食開始部でのＮｉＳの速やかな形成を促進し、結果として、Ｎｉによる耐ＳＳＣＣ性向上効果を顕在化させる。このような効果を得るため、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ及びＮｂから選ばれる１種以上の添加において、Ｃｒ、Ｍｏ及びＷ量は、それぞれ０．０３％以上、Ｎｂ量は０．００５％以上とする必要がある。他方で、これら元素を過剰に含有させると、溶接性や靱性が劣化し、コストの観点からも不利になる。このため、Ｃｒ量は１．００％以下とし、好ましくは０．８０％以下とし、より好ましくは０．７０％以下とする。また、Ｍｏ量及びＷ量は、それぞれ０．５０％以下とし、好ましくは０．４５％以下とし、より好ましくは０．４０％以下とする。Ｎｂ量は０．１００％以下とし、好ましくは０．０８０％以下とし、より好ましくは０．０７０％以下とする。One or more selected from Cr: 0.03 to 1.00%, Mo: 0.03 to 0.50%, W: 0.03 to 0.50%, and Nb: 0.005 to 0.100% Cr, Mo, W and Nb are important elements for exhibiting the effect of improving the SSCC resistance by Ni, and at least one of them must be contained. These elements have the effect of promoting the reformation of a protective NiS film at the local corrosion initiation site. Cr and Nb corrode in a sour environment to form composite oxides FeCr 2 O 4 and FeNbO 4 with iron, respectively, as corrosion products. Mo and W also form FeWO4 and FeMoO4 , respectively. That is, these elements inhibit the consumption of S 2− ions by Fe 2+ ions produced by corrosion, that is, inhibit the formation of FeS, thereby promoting the rapid formation of NiS at the local corrosion initiation site. The effect of improving the SSCC property is actualized. In order to obtain such an effect, in the addition of one or more selected from Cr, Mo, W and Nb, the amounts of Cr, Mo and W are each 0.03% or more, and the amount of Nb is 0.005% or more. There is a need. On the other hand, an excessive content of these elements deteriorates weldability and toughness, and is disadvantageous from the viewpoint of cost. Therefore, the Cr content is 1.00% or less, preferably 0.80% or less, and more preferably 0.70% or less. Also, the Mo content and the W content are each set to 0.50% or less, preferably 0.45% or less, and more preferably 0.40% or less. The Nb content is 0.100% or less, preferably 0.080% or less, more preferably 0.070% or less.
以上、基本成分について説明したが、必要に応じて、以下の元素を適宜含有させることができる。 Although the basic components have been described above, the following elements can be appropriately contained as necessary.
Ｃｕ：０．０１～１．００％
Ｃｕは、靭性の改善と強度の上昇、かつ耐ＳＳＣＣ性及び耐ＨＩＣ性の向上に有効な元素である。これら効果を得るには、Ｃｕ量は０．０１％以上であることが好ましい。しかし、Ｃｕは１．００％を超えて添加すると、ＮｉＳの形成を阻害し、耐ＳＳＣＣ性を劣化させる。このため、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ量は１．００％以下とし、好ましくは０．８０％以下とし、より好ましくは０．６０％以下とする。Cu: 0.01-1.00%
Cu is an element effective for improving toughness, increasing strength, and improving SSCC resistance and HIC resistance. In order to obtain these effects, the amount of Cu is preferably 0.01% or more. However, if Cu exceeds 1.00%, it inhibits the formation of NiS and deteriorates the SSCC resistance. Therefore, when Cu is added, the amount of Cu is 1.00% or less, preferably 0.80% or less, and more preferably 0.60% or less.
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％から選ばれる１種以上 V: 0.005-0.1%, Ti: 0.005-0.1%, Zr: 0.0005-0.02%, Mg: 0.0005-0.02%, and REM: 0.0005 One or more selected from ~0.02%
Ｖ及びＴｉはいずれも、鋼板の強度及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、その効果が十分には発現しない。このため、これらの元素を添加する場合、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、これらの元素を添加する場合、含有量はそれぞれ０．１％以下とするのが好ましい。 Both V and Ti are elements that can be optionally added to increase the strength and toughness of the steel sheet. If the content of each element is less than 0.005%, the effect is not sufficiently exhibited. Therefore, when these elements are added, the content is preferably 0.005% or more. On the other hand, if the content of these elements exceeds 0.1%, the toughness of the weld deteriorates. Therefore, when these elements are added, the content thereof is preferably 0.1% or less.
Ｚｒ、Ｍｇ及び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。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、これらの元素を添加する場合、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、添加する場合はいずれも０．０２％以下とするのが好ましい。 Zr, Mg and REM are elements that can be optionally added in order to improve toughness through grain refinement and to improve crack resistance through control of inclusion properties. If the content of each element is less than 0.0005%, the effect is not sufficiently exhibited. Therefore, when these elements are added, the content is preferably 0.0005% or more. On the other hand, if the content of these elements exceeds 0.02%, the effect is saturated, so when they are added, it is preferable to make them 0.02% or less.
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。 In addition, the balance other than the above elements consists of Fe and unavoidable impurities. However, other trace elements may be included as long as they do not impair the effects of the present invention. For example, O is an element inevitably contained in steel, and its content is allowed in the present invention as long as the content is 0.0050% or less, preferably 0.0040% or less.
［硬さ］
本発明のサワーガス設備用高強度鋼板では、表層部の硬さを以下のように制御することが極めて重要である。[Hardness]
In the high-strength steel sheet for sour gas equipment of the present invention, it is extremely important to control the hardness of the surface layer portion as follows.
鋼板表面下０．２５ｍｍにおけるビッカース硬さＨＶ０．１の最小値ＨＶｍｉｎと最大値ＨＶｍａｘの比ＨＶｍｉｎ／ＨＶｍａｘが０．７７以上
上述のとおり、本発明においてＮｉは鋼板の耐ＳＳＣＣ性を確保する上で必要な元素である一方、Ｎｉは、鋼板の製造過程において、鋼板表面の酸化スケールの密着性を高めることで、鋼板表面での冷却ムラが生じ、鋼板表層部における硬度の最大値と最小値に大きな差を引き起こす。鋼板表層部における硬度の最大値と最小値に大きな差がある場合、外部応力存在下において応力集中が生じ、局所的に塑性変形が生じる。塑性変形により、鋼板表面において形成された保護性ＮｉＳが機械的に破壊された箇所は、非塑性変形部が保護性ＮｉＳにより高い保護性を有するがゆえに、活性溶解サイトとして働き、局部腐食からＳＳＣＣの強い駆動力となることで、成分組成が上記を満足した場合でも、耐ＳＳＣＣ性が確保できない。この硬度差によるＳＳＣＣは、硬度の最大値と最小値の比が０．７７未満の場合に顕在化する。よって、鋼板の表層部、具体的には鋼板表面下０．２５ｍｍにおけるビッカース硬さＨＶ０．１の最小値ＨＶｍｉｎと最大値ＨＶｍａｘの比ＨＶｍｉｎ／ＨＶｍａｘは０．７７以上とする。ＨＶｍｉｎ／ＨＶｍａｘは、好ましくは０．８０以上であり、より好ましくは０．８２以上である。なお、ＨＶｍｉｎ／ＨＶｍａｘの上限については特に限定されず、１．００であってもよい。The ratio HV min /HV max of the minimum value HV min to the maximum value HV max of the Vickers hardness HV0.1 at 0.25 mm below the surface of the steel sheet is 0.77 or more As described above, in the present invention, Ni enhances the SSCC resistance of the steel sheet. On the other hand, Ni increases the adhesion of oxide scale on the surface of the steel sheet during the manufacturing process of the steel sheet, causing uneven cooling on the surface of the steel sheet and the maximum hardness of the surface layer of the steel sheet. and causes a large difference in the minimum value. When there is a large difference between the maximum and minimum hardness values in the surface layer of the steel sheet, stress concentration occurs in the presence of external stress, and plastic deformation occurs locally. The places where the protective NiS formed on the surface of the steel sheet is mechanically destroyed by plastic deformation act as active dissolution sites because the non-plastically deformed parts have high protective properties due to the protective NiS, and local corrosion is prevented by SSCC. SSCC resistance cannot be ensured even when the component composition satisfies the above. SSCC due to this hardness difference appears when the ratio of the maximum value to the minimum value of hardness is less than 0.77. Therefore, the ratio HV min /HV max between the minimum value HV min and the maximum value HV max of the Vickers hardness HV0.1 at the surface layer of the steel sheet, specifically 0.25 mm below the surface of the steel sheet, is set to 0.77 or more. HV min /HV max is preferably 0.80 or more, more preferably 0.82 or more. The upper limit of HV min /HV max is not particularly limited, and may be 1.00.
なお、上記のように、鋼板の表層部におけるビッカース硬さＨＶ０．１の最小値と最大値の比を０．７７以上とするには、後述する製造条件を適正に制御する、特に、スラブ加熱保持温度を適正に制御するとともに、熱間圧延工程において高温で強圧下を加えることが重要である。 As described above, in order to set the ratio of the minimum value to the maximum value of the Vickers hardness HV0.1 in the surface layer portion of the steel sheet to 0.77 or more, the manufacturing conditions described later should be properly controlled. It is important to properly control the holding temperature and to apply a strong reduction at a high temperature in the hot rolling process.
なお、ＨＶｍｉｎ及びＨＶｍａｘは、以下のようにして測定する。すなわち、鋼板の幅をＷ（ｍｍ）としたとき、鋼板の幅方向（鋼板の圧延方向に直角かつ厚さ方向に直角の方向）の中心位置において、鋼板を圧延方向と平行、かつ、鋼板表面と垂直に切断する。ついで、切断した鋼板の断面（圧延方向断面（Ｌ断面））の、鋼板表面から深さ０．２５ｍｍの位置において、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠して、試験力：０．１ｋｇｆ（０．９８０７Ｎ）、ピッチ：１ｍｍの条件で、鋼板の圧延方向にビッカース硬さを２０点測定する。そのうち、最小値をＨＶｍｉｎとし、最大値をＨＶｍａｘとする。HV min and HV max are measured as follows. That is, when the width of the steel sheet is W (mm), the steel sheet is placed parallel to the rolling direction and on the surface of the steel sheet at the center position in the width direction of the steel sheet (the direction perpendicular to the rolling direction of the steel sheet and perpendicular to the thickness direction). and cut vertically. Then, a test force of 0.1 kgf (0.1 kgf) was applied at a depth of 0.25 mm from the surface of the steel plate in the cross section (rolling direction cross section (L cross section)) of the cut steel plate in accordance with JIS Z 2244 (2009). 9807N) and a pitch of 1 mm, the Vickers hardness is measured at 20 points in the rolling direction of the steel plate. Among them, the minimum value is HV min and the maximum value is HV max .
硬度比とは別に、鋼板の硬度が過剰に低すぎる場合は、高強度鋼板として十分な強度を備えるのが困難となる。他方で、硬度が過剰に高すぎる場合は、鋼板の加工性が悪く、構造用部材として適切な使用が困難となる。従って、ＨＶｍｉｎは１９０以上、ＨＶｍａｘは３６０以下とすることが好ましい。Apart from the hardness ratio, when the hardness of the steel sheet is excessively low, it becomes difficult to provide sufficient strength as a high-strength steel sheet. On the other hand, if the hardness is excessively high, the workability of the steel sheet is poor, making it difficult to appropriately use it as a structural member. Therefore, it is preferable that HV min is 190 or more and HV max is 360 or less.
［組織］
本発明の高強度鋼板に必要な強度を得るために、鋼板の組織は特に限定されるものではないが、構造用鋼板として良好な強度靭性バランスを得るために、６０％以上のベイナイト分率を有するベイナイト主体の組織であることが好ましい。[Organization]
In order to obtain the strength necessary for the high-strength steel sheet of the present invention, the structure of the steel sheet is not particularly limited. A bainite-based structure is preferable.
［強度］
本発明の高強度鋼板は、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り、５２０ＭＰａ以上の引張強さを有するものとする。[Strength]
The high-strength steel sheet of the present invention is a steel sheet for steel pipes having a strength of API 5L X60 grade or higher, and a tensile strength of 520 MPa or higher.
［板厚］
鋼板の好適な板厚は３～６０ｍｍである。[Thickness]
A preferable plate thickness of the steel plate is 3 to 60 mm.
［製造方法］
本発明の鋼板の好適な製造方法は、上記成分組成を有する鋼片を加熱したのち、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。[Production method]
A preferred method for producing the steel sheet of the present invention is to heat a steel slab having the above chemical composition, hot-roll it into a steel sheet, and then subject the steel sheet to controlled cooling under predetermined conditions.
まず、上記した成分組成になる溶鋼を、転炉や電気炉等の公知の炉で溶製し、連続鋳造法や造塊法等の公知の方法でスラブやビレット等の鋼片とする。なお、溶製に際して、真空脱ガス精錬等を実施してもよい。また、溶鋼の成分調整方法は、公知の鋼製錬方法に従えばよい。 First, molten steel having the composition described above is melted in a known furnace such as a converter or an electric furnace, and made into steel pieces such as slabs and billets by known methods such as continuous casting and ingot casting. In addition, vacuum degassing refining or the like may be performed at the time of smelting. Moreover, the composition adjustment method of molten steel should just follow a well-known steel smelting method.
ついで、上記の鋼片を所望の寸法形状に熱間圧延して、鋼板とする。この際、耐ＳＳＣＣ性確保の観点から、鋼片を１０５０～１２５０℃の温度範囲に加熱して、２０分以上保持したのち、熱間圧延を行うことが極めて重要である。 Then, the billet is hot-rolled into a desired shape and size to form a steel plate. At this time, from the viewpoint of ensuring SSCC resistance, it is extremely important to heat the steel slab to a temperature range of 1050 to 1250° C. and hold it for 20 minutes or longer before performing hot rolling.
すなわち、Ｎｉを含有する本発明の鋼板においては、加熱過程において鋼片の表面で、９５０℃以上の温度領域でＮｉ濃化サブスケールが少しずつ発達し、鋼板との密着性の高い酸化スケールが形成される。酸化スケールは熱間圧延後の冷却過程において、鋼板表面での冷却ムラの原因となり、硬度差をもたらし、鋼板の耐ＳＳＣＣ性を劣化させる。しかしながら、１０５０～１２５０℃の温度域で加熱されている間は、鋼板のスケールアウト速度（外方へのスケール成長速度）が比較的早いため、サブスケールの成長は顕著とならず、密着スケールの形成を停滞させることができる。なお、１２５０℃を超えて加熱した場合は、内部酸化の駆動力が非常に強いため、サブスケールの成長が著しく、密着スケールの形成が進行する。このような密着スケールの形成抑制の観点から、加熱温度を１０５０℃以上、好ましくは１０７０℃以上、より好ましくは１１００℃以上とし、かつ、加熱温度を１２５０℃以下、好ましくは１２３０℃以下とし、かつ、保持時間を２０分以上、好ましくは３０分以上とすることが重要である。 That is, in the steel sheet of the present invention containing Ni, Ni-enriched subscale gradually develops in a temperature range of 950° C. or higher on the surface of the steel slab during the heating process, and an oxide scale having high adhesion to the steel sheet is formed. It is formed. In the cooling process after hot rolling, the oxide scale causes uneven cooling on the surface of the steel sheet, causes a difference in hardness, and deteriorates the SSCC resistance of the steel sheet. However, while the steel sheet is heated in the temperature range of 1050 to 1250° C., the scale-out speed (outward scale growth speed) of the steel sheet is relatively high, so the growth of the sub-scale is not remarkable, and the adhesion scale does not grow. Formation can be stagnated. When heated above 1250° C., the driving force for internal oxidation is so strong that the growth of subscales is remarkable and the formation of adherent scales proceeds. From the viewpoint of suppressing the formation of such adherent scale, the heating temperature is set to 1050° C. or higher, preferably 1070° C. or higher, more preferably 1100° C. or higher, and the heating temperature is set to 1250° C. or lower, preferably 1230° C. or lower, and , it is important that the retention time is 20 minutes or more, preferably 30 minutes or more.
また、保持時間の上限は特に限定されるものではないが、生産性などの観点から、保持時間は１０００分以下とすることが好ましい。 Although the upper limit of the holding time is not particularly limited, the holding time is preferably 1000 minutes or less from the viewpoint of productivity.
また、耐ＳＳＣＣ性確保の観点から、鋼片の熱間圧延は１０００～１１００℃の温度範囲にて、パス圧下率４％以上の強い圧下を少なくとも１パス加えることが極めて重要である。 In addition, from the viewpoint of ensuring SSCC resistance, it is extremely important to apply at least one pass of a strong reduction with a pass reduction ratio of 4% or more in the hot rolling temperature range of 1000 to 1100°C.
すなわち、上述のとおりＮｉを含有する本発明の鋼板においては、加熱過程において加熱条件を制御することで密着スケールの形成をある程度抑制可能であるが、形成自体は避けられず、耐ＳＳＣＣ性確保のためには不十分である。この密着スケールによる硬度差拡大を抑制するために、鋼片の表面に形成した密着スケールを熱間圧延過程において、１０００～１１００℃の温度範囲でパス圧下率４％以上、好ましく５％以上の強い圧下を少なくとも１パス加えて、十分に破砕することが重要である。１１００℃を超える領域での圧下では、圧下により一度スケールが破砕されても、再度速やかに酸化が進み、密着スケールが再生されるため、十分な効果が得られない。また、１０００℃を下回る領域での圧下では、スケールが温度低下により硬質化するため、圧下によるスケール破砕が十分に起こらない。また、１０００～１１００℃の温度範囲であっても、パス圧下率が４％未満の場合、スケールの破砕に不十分である。 That is, as described above, in the steel sheet of the present invention containing Ni, the formation of adherent scale can be suppressed to some extent by controlling the heating conditions in the heating process, but the formation itself is unavoidable, and the SSCC resistance cannot be ensured. is insufficient for In order to suppress the enlargement of the hardness difference due to this adhered scale, the adhered scale formed on the surface of the steel slab is formed in the hot rolling process at a temperature range of 1000 to 1100 ° C. and a pass reduction rate of 4% or more, preferably 5% or more. It is important to apply at least one pass of reduction to achieve sufficient crushing. Reduction in the temperature range exceeding 1100° C. does not provide a sufficient effect because even if the scale is once crushed by the reduction, oxidation proceeds rapidly again and the adhered scale is regenerated. Moreover, when the rolling is performed in a region below 1000° C., the scale hardens due to the decrease in temperature, so that the scale is not sufficiently broken by the rolling. Further, even in the temperature range of 1000 to 1100° C., if the pass reduction ratio is less than 4%, the crushing of scale is insufficient.
なお、パス圧下率の上限は、特に限定されるものではないが、過度な強圧下は圧延設備の保全上好ましくないため、パス圧下率は４０％以下とすることが好ましい。 Although the upper limit of the pass reduction ratio is not particularly limited, the pass reduction ratio is preferably 40% or less because excessively strong reduction is not preferable in terms of maintenance of the rolling equipment.
また、本発明の鋼板が対象とするＡＰＩ ５ＬのＸ６０グレード以上の強度とともに、高い靭性を得るために、熱間圧延工程において圧延終了温度を制御し、制御冷却において冷却速度及び冷却停止温度を制御することが好ましい。なお、これらの温度は「鋼板平均温度」を意味する。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板厚方向の温度の平均値を「鋼板平均温度」とする。 In addition, in order to obtain strength equal to or higher than X60 grade of API 5L, which is the target of the steel sheet of the present invention, and to obtain high toughness, the rolling end temperature is controlled in the hot rolling process, and the cooling rate and cooling stop temperature are controlled in controlled cooling. preferably. In addition, these temperatures mean "steel plate average temperature." The steel plate average temperature cannot be physically measured directly, but based on the surface temperature at the start of cooling measured by a radiation thermometer and the surface temperature at the target cooling stop, for example, using a process computer It is possible to calculate the temperature distribution in the plate thickness cross section by difference calculation, and obtain it in real time from the result. The average value of the temperature in the plate thickness direction in the temperature distribution is defined as the "steel plate average temperature".
〔圧延終了温度〕
圧延終了温度は、鋼板平均温度で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。
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。[rolling end temperature]
The rolling end temperature is preferably equal to or higher than the Ar 3 transformation point in steel sheet average temperature. Here, the Ar3 transformation point means the temperature at which ferrite transformation starts during cooling, and can be obtained, for example, from the steel composition using the following formula.
Ar 3 (°C) = 910-310[%C]-80[%Mn]-20[%Cu]-15[%Cr]-55[%Ni]-80[%Mo]
However, [%X] indicates the content (% by mass) of the X element in the steel.
〔制御冷却の冷却速度〕
熱間圧延終了後の冷却は、鋼板平均温度で７５０℃から６００℃までの範囲における冷却速度：１０～１２０℃／ｓの加速冷却とすることが好ましい。[Cooling rate of controlled cooling]
Cooling after completion of hot rolling is preferably accelerated cooling at a cooling rate of 10 to 120° C./s in the range from 750° C. to 600° C. in average steel sheet temperature.
〔冷却停止温度〕
冷却停止温度は、鋼板平均温度で２００～６００℃とすることが好ましい。冷却停止温度が６００℃を超えると、強度と靭性バランスに優れたベイナイト組織への変態が不完全になる。また、冷却停止温度が２００℃未満では、組織が過度に硬質化し、靭性が確保できない可能性がある。[Cooling stop temperature]
The cooling stop temperature is preferably 200 to 600° C. in steel sheet average temperature. If the cooling stop temperature exceeds 600° C., the transformation to a bainite structure having an excellent balance of strength and toughness will be incomplete. On the other hand, if the cooling stop temperature is less than 200°C, the structure may become excessively hardened and toughness may not be ensured.
なお、制御冷却後、組織の均一化のために、７００℃を上限として鋼板を再加熱してもよい。 After the controlled cooling, the steel sheet may be reheated up to 700° C. in order to homogenize the structure.
［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や産出用のパイプに適用して好適なサワーガス設備用高強度鋼管（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。[High-strength steel pipe]
After forming the high-strength steel sheet of the present invention into a tubular shape by press bending, roll forming, UOE forming, etc., and then welding the butt joints, it is suitable for application to pipes for transportation and production of crude oil and natural gas. It is possible to manufacture high-strength steel pipes for sour gas facilities (UOE steel pipes, electric resistance welded steel pipes, spiral steel pipes, etc.).
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、突き合わ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。 For example, UOE steel pipes are produced by grooving the ends of steel plates, forming them into steel pipe shapes by C-press, U-press, and O-press, then seam-welding the butt joints by inner-surface welding and outer-surface welding, and if necessary, Manufactured through a tube expansion process. Any welding method may be used as long as sufficient joint strength and joint toughness can be obtained, but submerged arc welding is preferably used from the viewpoint of excellent welding quality and production efficiency. Also, a steel pipe formed into a tubular shape by press bending and then seam-welded at the butt joints can also be expanded.
表１に示す成分組成（残部がＦｅ及び不可避的不純物）になる鋼を、連続鋳造法によりスラブとし、表２に示す温度及び時間で加熱保持したのち、表２に示す１０００～１１００℃領域での１パス最大圧下率を含み、仕上圧延終了温度：９００℃の条件とした熱間圧延をして、板厚：２０ｍｍの鋼板とした。その後、鋼板に対して、冷却速度３５℃／ｓで水冷により、３００℃の冷却停止温度まで加速冷却した。加速冷却後は、鋼板を４００℃に昇温後、空冷により室温まで冷却した。 A steel having the composition shown in Table 1 (the balance being Fe and inevitable impurities) is made into a slab by a continuous casting method, heated and held at the temperature and time shown in Table 2, and then in the 1000 to 1100 ° C region shown in Table 2. including the one-pass maximum rolling reduction, and hot rolling was performed under the conditions of finish rolling end temperature: 900 ° C. to make a steel plate with a thickness of 20 mm. Thereafter, the steel plate was acceleratedly cooled to a cooling stop temperature of 300°C by water cooling at a cooling rate of 35°C/s. After accelerated cooling, the steel plate was heated to 400° C. and cooled to room temperature by air cooling.
ついで、得られた鋼板について、上述した方法によりＨＶｍｉｎ及びＨＶｍａｘを求め、表２に示した。Then, HV min and HV max of the obtained steel sheets were determined by the method described above, and are shown in Table 2.
［耐ＳＳＣＣ性の評価］
５×１５×１１５ｍｍのＳＳＣＣ試験片を鋼板表面下０．２５ｍｍ位置より採取した。試験片表面は、番手２４０エメリー紙にて研磨仕上げとした。ＳＳＣＣ試験片に対して、各鋼板の実際の降伏強度（０．５％ＹＳ）の９０％の応力を負荷し、ＮＡＣＥ規格 ＴＭ０１７７ Ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ａ溶液を用い、初期ｐＨを３．５に調整し、硫化水素分圧：０．０１ｂａｒにて、ＥＦＣ１６規格に準拠して４点曲げＳＳＣＣ試験を行った。７２０時間の浸漬後、試験片の断面を切り出し、断面に存在する亀裂の最大亀裂深さ（試験片表面から亀裂先端までの距離）を測定し、以下の基準で耐ＳＳＣＣ性を評価した。結果を表２に示す。
◎（合格、顕著に良い）：最大亀裂深さが１００μｍ未満
○（合格）：最大亀裂深さが１００μｍ以上５００μｍ未満
×（不合格）：最大亀裂深さが５００μｍ以上[Evaluation of SSCC resistance]
A 5×15×115 mm SSCC test piece was taken from a position 0.25 mm below the surface of the steel plate. The surface of the test piece was polished with 240 count emery paper. A stress of 90% of the actual yield strength (0.5% YS) of each steel plate is applied to the SSCC test piece, and the initial pH is adjusted to 3.5 using the NACE standard TM0177 Solution A solution, and the sulfidation Hydrogen partial pressure: 0.01 bar, 4-point bending SSCC test was performed according to EFC16 standard. After immersion for 720 hours, the cross section of the test piece was cut out, the maximum crack depth (distance from the surface of the test piece to the tip of the crack) of cracks present in the cross section was measured, and the SSCC resistance was evaluated according to the following criteria. Table 2 shows the results.
◎ (passed, remarkably good): maximum crack depth of less than 100 μm ○ (passed): maximum crack depth of 100 μm or more and less than 500 μm × (failed): maximum crack depth of 500 μm or more
表２に示すように、発明例ではいずれも、優れた耐ＳＳＣＣ性が得られていた。他方で、比較例ではいずれも、十分な耐ＳＳＣＣ性が得られなかった。 As shown in Table 2, excellent SSCC resistance was obtained in all invention examples. On the other hand, no sufficient SSCC resistance was obtained in any of the comparative examples.
本発明のサワーガス設備用高強度鋼板は、表層部の最高硬さの制約を課すことなく、ｐＨが３．５以上であり、かつ、Ｈ２Ｓ分圧が０．００３～１ｂａｒであるＩＳＯ－１５１５６ Ｒｅｇｉｏｎ２相当環境における優れた耐ＳＳＣＣ性を有する。このため、この鋼板を用いた鋼管は、原油や天然ガスの輸送に用いられるラインパイプや産出に用いられる油井管など、サワーガス設備に好適に使用することができる。The high-strength steel sheet for sour gas equipment of the present invention has a pH of 3.5 or more and an H 2 S partial pressure of 0.003 to 1 bar without imposing restrictions on the maximum hardness of the surface layer. Excellent SSCC resistance in an environment equivalent to 15156 Region 2. Therefore, steel pipes using this steel plate can be suitably used for sour gas facilities such as line pipes used for transportation of crude oil and natural gas and oil well pipes used for production.
Claims (5)
Ｃ ：０．０２～０．２０％、
Ｓｉ：０．０１～０．７０％、
Ｍｎ：０．１０～２．５０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．００５０％以下、
Ｎ ：０．００１０～０．０１００％、
Ａｌ：０．０１０～０．２００％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、及び
Ｎｉ：０．１０～４．００％
を含有し、さらに、
Ｃｒ：０．０３～１．００％、
Ｍｏ：０．０３～０．５０％、
Ｗ ：０．０３～０．５０％、及び
Ｎｂ：０．００５～０．１００％
から選ばれる１種以上を含有し、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におけるビッカース硬さＨＶ０．１の最小値ＨＶｍｉｎと最大値ＨＶｍａｘの比ＨＶｍｉｎ／ＨＶｍａｘが０．７７以上であることを特徴とするサワーガス設備用高強度鋼板。in % by mass,
C: 0.02 to 0.20%,
Si: 0.01 to 0.70%,
Mn: 0.10-2.50%,
P: 0.030% or less,
S: 0.0050% or less,
N: 0.0010 to 0.0100%,
Al: 0.010 to 0.200%,
Ca: 0.0005-0.0050%, and Ni: 0.10-4.00%
and further
Cr: 0.03 to 1.00%,
Mo: 0.03-0.50%,
W: 0.03 to 0.50%, and Nb: 0.005 to 0.100%
containing one or more selected from, the balance having a component composition consisting of Fe and unavoidable impurities,
A high-strength steel sheet for sour gas equipment, wherein the ratio HV min /HV max of the minimum value HV min to the maximum value HV max of the Vickers hardness HV0.1 at 0.25 mm below the surface of the steel sheet is 0.77 or more.
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％
から選ばれる１種以上を含有する、請求項１又は２に記載のサワーガス設備用高強度鋼板。The component composition further, in mass %,
V: 0.005 to 0.1%,
Ti: 0.005 to 0.1%,
Zr: 0.0005 to 0.02%,
Mg: 0.0005-0.02%, and REM: 0.0005-0.02%
The high-strength steel sheet for sour gas equipment according to claim 1 or 2, containing one or more selected from.
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