KR20210050548A - High-strength steel pipe using high-strength steel plate for sour-resistant line pipe and its manufacturing method, and high-strength steel plate for sour-resistant line pipe - Google Patents

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Abstract

본 발명은, 내 HIC 성뿐만 아니라, 보다 엄격한 부식 환경하에서의 내 SSCC 성 및 1 bar 미만의 황화수소 분압이 낮은 환경에 있어서의 내 SSCC 성도 우수한 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 제공한다. 본 발명의 내사워 라인 파이프용 고강도 강판은, C, Si, Mn, P, S, Al, Mo 및 Ca 를 소정량 함유하고, 추가로 Nb 및 Ti 에서 선택되는 1 종 이상을 소정량 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 강판 표면하 0.25 ㎜ 에 있어서의 강 조직이, 전위 밀도 1.0 × 1014 ∼ 7.0 × 1014 (m-2) 의 베이나이트 조직이고, 강판 표면하 0.25 ㎜ 에 있어서의 비커스 경도의 편차가, 표준 편차를 σ 로 했을 때에 3σ 에서 30 HV 이하이고, 520 ㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 것을 특징으로 한다. The present invention provides a high-strength steel sheet for a sour line pipe having excellent HIC resistance, as well as SSCC resistance in a more severe corrosive environment and SSCC resistance in an environment with a low hydrogen sulfide partial pressure of less than 1 bar. The high-strength steel sheet for a sour line pipe of the present invention contains a predetermined amount of C, Si, Mn, P, S, Al, Mo, and Ca, and further contains a predetermined amount of at least one selected from Nb and Ti, The remainder has a component composition consisting of Fe and unavoidable impurities, and the steel structure at 0.25 mm below the surface of the steel sheet is a bainite structure with a dislocation density of 1.0 × 10 14 to 7.0 × 10 14 (m -2 ), and under the surface of the steel sheet It is characterized in that the deviation of the Vickers hardness in 0.25 mm is 30 HV or less in 3σ when the standard deviation is σ, and has a tensile strength of 520 MPa or more.

Description

내사워 라인 파이프용 고강도 강판 및 그 제조 방법 그리고 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 사용한 고강도 강관High-strength steel pipe using high-strength steel plate for sour-resistant line pipe and its manufacturing method, and high-strength steel plate for sour-resistant line pipe

본 발명은, 건축, 해양 구조물, 조선, 토목, 건설 산업용 기계의 분야의 라인 파이프에 사용하여 바람직한, 강판 내의 재질 균일성이 우수한 내사워 (sour-resistant) 라인 파이프용 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 또, 본 발명은, 상기의 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 사용한 고강도 강관에 관한 것이다.The present invention relates to a high-strength steel plate for a sour-resistant line pipe having excellent material uniformity within the steel plate and a method for manufacturing the same, which is preferable for use in line pipes in the fields of construction, offshore structures, shipbuilding, civil engineering, and construction industry machinery. About. Further, the present invention relates to a high-strength steel pipe using the high-strength steel plate for sour line pipes described above.

일반적으로, 라인 파이프는, 후판 밀이나 열연 밀에 의해 제조된 강판을, UOE 성형, 프레스 벤드 성형 및 롤 성형 등에 의해, 강관으로 성형함으로써 제조된다.In general, 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.

여기서, 황화수소를 함유하는 원유나 천연 가스의 수송에 사용되는 라인 파이프는, 강도, 인성, 용접성 등 외에, 내수소 유기 균열성 (내 HIC (Hydrogen Induced Cracking) 성) 이나 내황화물 응력 부식 균열성 (내 SSCC (Sulfide Stress Corrosion Cracking) 성) 과 같은, 이른바 내사워성이 필요해진다. 그 중에서도 HIC 는, 부식 반응에 의한 수소 이온이 강재 표면에 흡착되고, 원자상의 수소로서 강 내부에 침입하여, 강 중의 MnS 등의 비금속 개재물이나 단단한 제 2 상 조직의 주위로 확산·집적되어, 분자상의 수소가 되고, 그 내압에 의해 균열을 발생시키는 것으로, 유정관에 대해 비교적 강도 레벨이 낮은 라인 파이프에 있어서 문제로 여겨져, 많은 대책 기술이 개시되어 왔다. 한편, SSCC 에 관해서는, 일반적으로 유정용 고강도 이음매가 없는 강관이나, 용접부의 고경도역에서 발생하는 것이 알려져 있고, 비교적 경도가 낮은 라인 파이프에서는 그다지 문제시되어 오지 않았다. 그런데 최근, 원유나 천연 가스의 채굴 환경에 더욱더 엄격함이 늘어나, 황화수소 분압이 높거나, 혹은 pH 가 낮은 환경에 있어서, 라인 파이프의 모재부에 있어서도 SSCC 가 발생하는 것이 보고되어 있고, 강관 내면 표층부의 경도를 컨트롤하여, 보다 엄격한 부식 환경하에서의 내 SSCC 성을 향상시키는 것의 중요성이 지적되어 있다. 또, 비교적, 황화수소 분압이 낮은 환경에 있어서는, 피셔로 불리는 미세 균열이 발생하는 경우가 있어, SSCC 가 발생할 우려가 있다.Here, the line pipe used for the transport of crude oil or natural gas containing hydrogen sulfide, in addition to strength, toughness, weldability, etc., has hydrogen organic cracking resistance (HIC (Hydrogen Induced Cracking) resistance) or sulfide stress corrosion cracking resistance ( So-called sour resistance such as SSCC (Sulfide Stress Corrosion Cracking) resistance) becomes necessary. Among them, HIC, hydrogen ions due to corrosion reaction are adsorbed on the steel surface, as atomic hydrogen invades the inside of the steel, diffusion and accumulation around non-metallic inclusions such as MnS in the steel or the hard second phase structure, and molecular It becomes hydrogen in the phase and generates cracks due to its internal pressure, which is regarded as a problem in a line pipe having a relatively low strength level with respect to an oil well pipe, and many countermeasure techniques have been disclosed. On the other hand, with regard to SSCC, it is generally known that it occurs in a high-strength seamless steel pipe for oil wells or a high hardness region of a welded portion, and it has not been so problematic in line pipes with relatively low hardness. However, in recent years, it has been reported that more and more strictness in the environment for mining crude oil or natural gas has increased, and in an environment where the partial pressure of hydrogen sulfide is high or the pH is low, SSCC also occurs in the base metal part of the line pipe. The importance of improving the SSCC resistance under more severe corrosive environments by controlling the hardness has been pointed out. Further, in an environment where the partial pressure of hydrogen sulfide is relatively low, microcracks called Fischer may occur, and SSCC may occur.

통상적으로 라인 파이프용 고강도 강판의 제조시에 있어서는, 제어 압연과 제어 냉각을 조합한, 이른바 TMCP (Thermo-Mechanical Control Process) 기술이 적용되고 있다. 이 TMCP 기술을 사용하여 강재의 고강도화를 실시하려면, 제어 냉각시의 냉각 속도를 크게 하는 것이 유효하다. 그러나, 고냉각 속도로 제어 냉각시킨 경우, 강판 표층부가 급랭되기 때문에, 강판 내부에 비해 표층부의 경도가 높아져, 판두께 방향의 경도 분포에 편차가 발생한다. 따라서, 강판 내의 재질 균일성을 확보하는 관점에서 문제가 된다.In general, in the production of a high-strength steel sheet for a line pipe, a so-called TMCP (Thermo-Mechanical Control Process) technology, which combines controlled rolling and controlled cooling, is applied. In order to increase the strength of steel materials using this TMCP technology, it is effective to increase the cooling rate at the time of controlled cooling. However, in the case of controlled cooling at a high cooling rate, since the surface layer portion of the steel sheet is rapidly cooled, the hardness of the surface layer portion becomes higher than that of the inside of the steel sheet, resulting in a variation in the hardness distribution in the thickness direction. Therefore, it becomes a problem from the viewpoint of securing the material uniformity in the steel sheet.

상기의 문제를 해결하기 위해서, 예를 들어, 특허문헌 1, 2 에는, 압연 후, 표층부가 베이나이트 변태를 완료하기 전에 표면을 복열시키는 고냉각 속도의 제어 냉각을 실시하는 것에 의한, 판두께 방향의 재질차가 작은 강판의 제조 방법이 개시되어 있다. 또, 특허문헌 3, 4 에는, 고주파 유도 가열 장치를 사용하여, 가속 냉각 후의 강판 표면을 내부보다 고온으로 가열하여 표층부의 경도를 저감시킨, 라인 파이프용 강판의 제조 방법이 개시되어 있다.In order to solve the above problem, for example, in Patent Documents 1 and 2, the plate thickness direction by performing controlled cooling of a high cooling rate to reheat the surface after rolling, before the surface layer portion completes the bainite transformation. A method of manufacturing a steel sheet having a small difference in material of is disclosed. In addition, Patent Documents 3 and 4 disclose a method for producing a steel sheet for a line pipe in which the surface of the steel sheet after accelerated cooling is heated to a higher temperature than the inside by using a high frequency induction heating device to reduce the hardness of the surface layer portion.

한편, 강판 표면의 스케일 두께에 불균일이 있었을 경우, 냉각시에 그 하부의 강판의 냉각 속도에도 편차가 발생하여, 강판 내의 국소적인 냉각 정지 온도의 편차가 문제가 된다. 그 결과, 스케일 두께의 불균일에 의해 판 폭 방향으로 강판 재질의 편차가 발생하게 된다. 이에 대해, 특허문헌 5, 6 에는, 냉각 직전에 디스케일링을 실시함으로써, 스케일 두께 불균일에서 기인한 냉각 불균일을 저감시켜, 강판 형상을 개선하는 방법이 개시되어 있다.On the other hand, when there is a non-uniformity in the scale thickness of the steel plate surface, a variation occurs in the cooling rate of the lower steel plate during cooling, and a variation in local cooling stop temperature in the steel plate becomes a problem. As a result, variation in the material of the steel plate occurs in the plate width direction due to non-uniformity in the thickness of the scale. On the other hand, Patent Documents 5 and 6 disclose a method of improving the shape of a steel plate by reducing cooling unevenness caused by scale thickness unevenness by performing descaling immediately before cooling.

일본 특허공보 제3951428호Japanese Patent Publication No. 3951428 일본 특허공보 제3951429호Japanese Patent Publication No. 3951429 일본 공개특허공보 2002-327212호Japanese Patent Laid-Open Publication No. 2002-327212 일본 특허공보 제3711896호Japanese Patent Publication No. 3711896 일본 공개특허공보 평9-57327호Japanese Laid-Open Patent Publication No. Hei 9-57327 일본 특허공보 제3796133호Japanese Patent Publication No. 3796133

그러나, 본 발명자들의 검토에 의하면, 상기 특허문헌 1 ∼ 6 에 기재된 제조 방법으로 얻어지는 고강도 강판에서는, 보다 엄격한 부식 환경하에서의 내 SSCC 성이라는 관점에서 개선의 여지가 있는 것이 판명되었다. 그 이유로는, 이하와 같은 것을 생각할 수 있다.However, according to the investigation of the present inventors, it was found that the high-strength steel sheet obtained by the manufacturing method described in Patent Documents 1 to 6 has room for improvement from the viewpoint of SSCC resistance in a more severe corrosive environment. For that reason, the following can be considered.

특허문헌 1, 2 에 기재된 제조 방법에서는, 강판의 성분에 따라 변태 거동이 상이하면, 복열에 의한 충분한 재질 균질화의 효과가 얻어지지 않는 경우가 있다. 또, 특허문헌 1, 2 에 기재된 제조 방법에 의해 얻어지는 강판의 표층에 있어서의 조직이 페라이트­베이나이트 2 상 조직과 같은 복상 조직인 경우, 저하중의 마이크로 비커스 시험에 있어서는, 압자가 어느 조직을 압입하여 시험하는지에 따라 경도값의 편차가 크게 발생한다.In the manufacturing methods described in Patent Documents 1 and 2, if the transformation behavior differs depending on the components of the steel sheet, the effect of sufficient material homogenization by reheating may not be obtained. In addition, when the structure in the surface layer of the steel sheet obtained by the manufacturing method described in Patent Documents 1 and 2 is a multi-phase structure such as a ferrite bainite two-phase structure, in the micro-Vickers test at a lowering level, an indenter presses a certain structure. The hardness value varies greatly depending on whether or not the test is performed.

특허문헌 3, 4 에 기재된 제조 방법은, 가속 냉각에 있어서의 표층부의 냉각 속도가 크기 때문에, 강판 표면의 가열만으로는 표층부의 경도를 충분히 저감시킬 수 없는 경우가 있다.In the manufacturing methods described in Patent Documents 3 and 4, since the cooling rate of the surface layer portion in accelerated cooling is large, the hardness of the surface layer portion cannot be sufficiently reduced only by heating the surface of the steel sheet in some cases.

한편, 특허문헌 5, 6 에 기재된 방법에서는, 디스케일링에 의해, 열간 교정시의 스케일의 압입 자국에 의한 표면 성상 불량의 저감이나, 강판의 냉각 정지 온도의 편차를 저감시켜 강판 형상을 개선하고 있지만, 균일한 재질을 얻기 위한 냉각 조건에 관해서는 아무런 배려가 이루어져 있지 않다. 이것은, 강판 표면의 냉각 속도에 편차가 있으면, 강판의 경도에 편차가 발생하기 때문이다. 즉, 냉각 속도가 느리면, 강판 표면이 냉각될 때에, 강판 표면과 냉각수 사이에 기포의 막이 발생하는 "막비등" 과, 기포가 막을 형성하기 전에 냉각수에 의해 표면으로부터 분리되는 "핵비등" 이 동시에 발생하여, 강판 표면의 냉각 속도에 편차가 발생한다. 그 결과, 강판 표면의 경도에 편차를 발생시키게 된다. 특허문헌 5, 6 에 기재된 기술에서는 이 점이 고려되어 있지 않다.On the other hand, in the method described in Patent Documents 5 and 6, the shape of the steel plate is improved by descaling by reducing surface property defects due to indentation marks on the scale during hot calibration, and reducing variations in the cooling stop temperature of the steel plate. , No consideration has been made regarding the cooling conditions for obtaining a uniform material. This is because, if there is a variation in the cooling rate on the surface of the steel plate, variation occurs in the hardness of the steel plate. That is, if the cooling rate is slow, when the surface of the steel sheet is cooled, a film of bubbles is generated between the surface of the steel sheet and the cooling water, and "nuclear boiling" is separated from the surface by the cooling water before the bubbles form a film. Occurs, and a variation occurs in the cooling rate of the surface of the steel sheet. As a result, a variation occurs in the hardness of the steel plate surface. In the techniques described in Patent Documents 5 and 6, this point is not considered.

또, 특허문헌 1 ∼ 6 에서는, 황화수소 분압이 비교적 낮은 환경에 있어서의 피셔와 같은 미세 균열을 회피하는 조건은 명확하지 않았다.In addition, in Patent Documents 1 to 6, conditions for avoiding fine cracks such as Fischer in an environment in which the partial pressure of hydrogen sulfide is relatively low were not clear.

그래서 본 발명은, 상기 과제를 감안하여, 내 HIC 성뿐만 아니라, 보다 엄격한 부식 환경하에서의 내 SSCC 성 및 1 bar 미만의 황화수소 분압이 낮은 환경에 있어서의 내 SSCC 성도 우수한 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을, 그 유리한 제조 방법과 함께 제공하는 것을 목적으로 한다. 또, 본 발명은, 상기 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 사용한 고강도 강관을 제안하는 것을 목적으로 한다.Therefore, in view of the above problems, the present invention provides a high-strength steel sheet for a sour line pipe that is excellent in not only HIC resistance, but also SSCC resistance in a more severe corrosive environment and SSCC resistance in an environment with a low hydrogen sulfide partial pressure of less than 1 bar. , It aims to provide with the advantageous manufacturing 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.

본 발명자들은, 보다 엄격한 부식 환경하에서의 내 SSCC 성을 확보하기 위하여, 강재의 성분 조성, 마이크로 조직 및 제조 조건에 대하여, 수많은 실험과 검토를 반복하였다. 그 결과, 고강도 강관의 내 SSCC 성을 더욱 향상시키기 위해서는, 종래 지견과 마찬가지로 간단히 표층 경도를 억제하는 것만으로는 불충분하고, 특히 강판의 극표층부의 조직, 구체적으로는 강판 표면하 0.25 ㎜ 의 강 조직을, 전위 밀도 1.0 × 1014 ∼ 7.0 × 1014 (m-2) 의 베이나이트 조직으로 함으로써, 조관 (造管) 후의 코팅 과정에 있어서 경도의 상승값을 억제할 수 있고, 결과적으로 강관의 내 SSCC 성이 향상되는 것을 지견하였다. 또한 이와 같은 강 조직을 실현하기 위해서는, 강판 표면하 0.25 ㎜ 에 있어서의 냉각 속도를 엄밀하게 컨트롤할 필요가 있고, 그 조건을 알아내는 것에 성공하였다. 또, 1 bar 초과의 황화수소 분압이 높은 환경에서는, Mo 첨가가 초기 균열 발생 억제에 유효한 것, 1 bar 미만의 황화수소 분압이 낮은 환경에서는 Ni 첨가를 억제하는 것이 피셔와 같은 미세 균열을 회피하는 데에 유효한 것을 알아냈다. 본 발명은, 이 지견을 기초로 이루어진 것이다.The present inventors repeated numerous experiments and examinations on the composition of the steel material, microstructure, and manufacturing conditions in order to secure SSCC resistance under a more severe corrosive environment. As a result, in order to further improve the SSCC resistance of high-strength steel pipes, as in the conventional knowledge, simply suppressing the surface hardness is insufficient. In particular, the structure of the pole surface layer of the steel sheet, specifically, a steel structure of 0.25 mm below the surface of the steel sheet. By making it a bainite structure having a dislocation density of 1.0 × 10 14 to 7.0 × 10 14 (m -2 ), it is possible to suppress an increase in hardness in the coating process after the tube making, and as a result It was found that SSCC performance was improved. Further, 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 it has succeeded in finding out the conditions. In addition, in an environment where the partial pressure of hydrogen sulfide exceeding 1 bar is high, Mo addition is effective in suppressing the occurrence of initial cracking, and in an environment where the partial pressure of hydrogen sulfide below 1 bar is low, suppressing the addition of Ni is used to avoid microcracks such as Fischer. I found it valid. The present invention was made on the basis of this knowledge.

즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다. That is, the gist configuration of the present invention is as follows.

[1] 질량％ 로, 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 ％ 및 Ca : 0.0005 ∼ 0.005 ％ 를 함유하고, 추가로 Nb : 0.005 ∼ 0.1 ％ 및 Ti : 0.005 ∼ 0.1 ％ 에서 선택되는 1 종 이상을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,[1] In terms of 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%, and further contains at least one selected from Nb: 0.005 to 0.1% and Ti: 0.005 to 0.1%, the balance consisting of Fe and unavoidable impurities Have an ingredient composition,

강판 표면하 0.25 ㎜ 에 있어서의 강 조직이, 전위 밀도 1.0 × 1014 ∼ 7.0 × 1014 (m-2) 의 베이나이트 조직이고,The steel structure in 0.25 mm below the surface of the steel sheet is a bainite structure with a dislocation density of 1.0 × 10 14 to 7.0 × 10 14 (m -2 ),

강판 표면하 0.25 ㎜ 에 있어서의 비커스 경도의 편차가, 표준 편차를 σ 로 했을 때에 3σ 에서 30 HV 이하이고, The variation of the Vickers hardness in 0.25 mm below the surface of the steel sheet is 30 HV or less in 3σ when the standard deviation is σ,

520 ㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 것을 특징으로 하는 내사워 라인 파이프용 고강도 강판.High-strength steel plate for sour-resistant line pipe, characterized in that it has a tensile strength of 520 MPa or more.

[2] 상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.10 ％ 이하 및 Cr : 0.50 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 이상을 함유하는, 상기 [1] 에 기재된 내사워 라인 파이프용 고강도 강판.[2] The sour-resistant line pipe according to [1], wherein the component composition further contains at least one selected from among Cu: 0.50% or less, Ni: 0.10% or less, and Cr: 0.50% or less by mass%. High-strength steel plate for use.

[3] 상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로, V : 0.005 ∼ 0.1 ％, Zr : 0.0005 ∼ 0.02 ％, Mg : 0.0005 ∼ 0.02 ％ 및 REM : 0.0005 ∼ 0.02 ％ 중에서 선택한 1 종 이상을 함유하는, 상기 [1] 또는 [2] 에 기재된 내사워 라인 파이프용 고강도 강판.[3] The component composition further contains at least one selected from V: 0.005 to 0.1%, Zr: 0.0005 to 0.02%, Mg: 0.0005 to 0.02%, and REM: 0.0005 to 0.02% in mass%, The high-strength steel sheet for a sour line pipe according to [1] or [2] above.

[4] 질량％ 로, 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 ％ 및 Ca : 0.0005 ∼ 0.005 ％ 를 함유하고, 추가로 Nb : 0.005 ∼ 0.1 ％ 및 Ti : 0.005 ∼ 0.1 ％ 에서 선택되는 1 종 이상을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성을 갖는 강편을, 1000 ∼ 1300 ℃ 의 온도로 가열한 후, 열간 압연하여 강판으로 하고,[4] In terms of 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%, and further contains at least one selected from Nb: 0.005 to 0.1% and Ti: 0.005 to 0.1%, and the remainder is a component of Fe and inevitable impurities The steel sheet having the composition is heated to a temperature of 1000 to 1300°C, and then hot-rolled to obtain a steel sheet,

그 후 상기 강판에 대하여,Then for the steel plate,

냉각 개시시의 강판 표면 온도 : (Ar3 － 10 ℃) 이상,Steel sheet surface temperature at the start of cooling: (Ar 3 - 10 ℃) above,

강판 표면하 0.25 ㎜ 에 있어서의 강판 온도에서 750 ℃ 로부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 : 50 ℃/s 이하,Average cooling rate from 750°C to 550°C at the steel sheet temperature in 0.25 mm below the surface of the steel sheet: 50°C/s or less,

강판 평균 온도에서 750 ℃ 로부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 : 15 ℃/s 이상,Average cooling rate from 750°C to 550°C at the average temperature of the steel sheet: 15°C/s or more,

강판 표면하 0.25 ㎜ 에 있어서의 강판 온도에서 550 ℃ 로부터 냉각 정지시의 온도까지 평균 냉각 속도 : 150 ℃/s 이상, 및Average cooling rate from 550°C to the temperature at the time of stopping cooling at the steel sheet temperature in 0.25 mm below the surface of the steel sheet: 150°C/s or more, and

강판 평균 온도에서 냉각 정지 온도 : 250 ∼ 550 ℃Cooling stop temperature at the average temperature of the steel sheet: 250 ∼ 550 ℃

의 조건에서 제어 냉각을 실시하는 것을 특징으로 하는 내사워 라인 파이프용 고강도 강판의 제조 방법.A method for producing a high-strength steel plate for a sour line pipe, characterized in that controlled cooling is performed under the conditions of.

[5] 상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.10 ％ 이하 및 Cr : 0.50 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 이상을 함유하는, 상기 [4] 에 기재된 내사워 라인 파이프용 고강도 강판의 제조 방법.[5] The sour-resistant line pipe according to [4], wherein the component composition further contains at least one selected from among Cu: 0.50% or less, Ni: 0.10% or less, and Cr: 0.50% or less by mass%. Method of manufacturing high-strength steel sheet for use.

[6] 상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로, V : 0.005 ∼ 0.1 ％, Zr : 0.0005 ∼ 0.02 ％, Mg : 0.0005 ∼ 0.02 ％ 및 REM : 0.0005 ∼ 0.02 ％ 중에서 선택한 1 종 이상을 함유하는, 상기 [4] 또는 [5] 에 기재된 내사워 라인 파이프용 고강도 강판의 제조 방법.[6] The component composition further contains at least one selected from V: 0.005 to 0.1%, Zr: 0.0005 to 0.02%, Mg: 0.0005 to 0.02%, and REM: 0.0005 to 0.02% in mass%, The method for producing a high-strength steel sheet for a sour line pipe according to [4] or [5] above.

[7] 상기 [1] ∼ [3] 중 어느 한 항에 기재된 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 사용한 고강도 강관.[7] A high-strength steel pipe using the high-strength steel plate for a sour line pipe according to any one of [1] to [3] above.

본 발명의 내사워 라인 파이프용 고강도 강판 및 그 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 사용한 고강도 강관은, 내 HIC 성뿐만 아니라, 보다 엄격한 부식 환경하에서의 내 SSCC 성 및 1 bar 미만의 황화수소 분압이 낮은 환경에 있어서의 내 SSCC 성도 우수하다. 또, 본 발명의 내사워 라인 파이프용 고강도 강판의 제조 방법에 의하면, 내 HIC 성뿐만 아니라, 보다 엄격한 부식 환경하에서의 내 SSCC 성 및 1 bar 미만의 황화수소 분압이 낮은 환경에 있어서의 내 SSCC 성도 우수한 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 제조할 수 있다.The high-strength steel plate for sour-resistant line pipes of the present invention and the high-strength steel pipe using the high-strength steel plate for sour line pipes are not only HIC resistance, but also SSCC resistance under stricter corrosion environment and low hydrogen sulfide partial pressure of less than 1 bar. SSCC resistance is also excellent. In addition, according to the method of manufacturing a high-strength steel sheet for a sour line pipe of the present invention, not only HIC resistance, but also SSCC resistance in a more severe corrosive environment and SSCC resistance in an environment with a low hydrogen sulfide partial pressure of less than 1 bar are also excellent. High-strength steel plates for sour line pipes can be manufactured.

도 1 은, 실시예에 있어서의 내 SSCC 성의 평가를 위한 시험편의 채취 방법을 설명하는 모식도이다.1 is a schematic diagram illustrating a method of collecting a test piece for evaluation of SSCC resistance in Examples.

이하, 본 개시의 내사워 라인 파이프용 고강도 강판에 대하여, 구체적으로 설명한다.Hereinafter, the high-strength steel sheet for a sour line pipe according to the present disclosure will be described in detail.

[성분 조성][Ingredient composition]

먼저, 본 개시에 의한 고강도 강판의 성분 조성과 그 한정 이유에 대해 설명한다. 이하의 설명에 있어서 ％ 로 나타내는 단위는 모두 질량％ 이다.First, the component composition of the high-strength steel sheet according to the present disclosure and the reason for its limitation will be described. In the following description, all units represented by% are mass%.

C : 0.02 ∼ 0.08 ％C: 0.02 to 0.08%

C 는, 강도의 향상에 유효하게 기여하지만, 함유량이 0.02 ％ 미만에서는 충분한 강도를 확보할 수 없고, 한편 0.08 ％ 를 초과하면, 가속 냉각시에 표층부나 중심 편석부의 경도가 상승하기 때문에, 내 SSCC 성 및 내 HIC 성이 열화된다. 또, 인성도 열화된다. 이 때문에, C 량은 0.02 ∼ 0.08 ％ 의 범위로 한정한다.C effectively contributes to the improvement of the strength, but if the content is less than 0.02%, sufficient strength cannot be secured. On the other hand, if it exceeds 0.08%, the hardness of the surface layer portion or the center segregation portion increases during accelerated cooling. SSCC resistance and HIC resistance deteriorate. In addition, toughness also deteriorates. For this reason, the amount of C is limited to the range of 0.02 to 0.08%.

Si : 0.01 ∼ 0.50 ％Si: 0.01 to 0.50%

Si 는, 탈산을 위해 첨가하지만, 함유량이 0.01 ％ 미만에서는 탈산 효과가 충분하지 않고, 한편 0.50 ％ 를 초과하면 인성이나 용접성을 열화시키기 때문에, Si 량은 0.01 ∼ 0.50 ％ 의 범위로 한정한다.Si is added for deoxidation, but when the content is less than 0.01%, the deoxidation effect is not sufficient. On the other hand, when it exceeds 0.50%, toughness and weldability deteriorate, so the amount of Si is limited to the range of 0.01 to 0.50%.

Mn : 0.50 ∼ 1.80 ％ Mn: 0.50 to 1.80%

Mn 은, 강도, 인성의 향상에 유효하게 기여하지만, 함유량이 0.50 ％ 미만에서는 그 첨가 효과가 부족하고, 한편 1.80 ％ 를 초과하면 가속 냉각시에 표층부나 중심 편석부의 경도가 상승하기 때문에, 내 SSCC 성 및 내 HIC 성이 열화된다. 또, 용접성도 열화된다. 이 때문에, Mn 량은 0.50 ∼ 1.80 ％ 의 범위로 한정한다.Mn effectively contributes to the improvement of strength and toughness, but when its content is less than 0.50%, its addition effect is insufficient. On the other hand, when it exceeds 1.80%, the hardness of the surface layer portion or the center segregation portion increases during accelerated cooling. SSCC resistance and HIC resistance deteriorate. Moreover, the weldability is also deteriorated. For this reason, the amount of Mn is limited to the range of 0.50 to 1.80%.

P : 0.001 ∼ 0.015 ％ P: 0.001 to 0.015%

P 는, 불가피 불순물 원소로서, 용접성을 열화시킴과 함께, 중심 편석부의 경도를 상승시킴으로써 내 HIC 성을 열화시킨다. 0.015 ％ 를 초과하면 그 경향이 현저해지기 때문에, 상한을 0.015 ％ 로 규정한다. 바람직하게는 0.008 ％ 이하이다. 함유량은 낮을수록 좋지만, 정련 비용의 관점에서 0.001 ％ 이상으로 한다.P, as an unavoidable impurity element, deteriorates the weldability and increases the hardness of the central segregation, thereby deteriorating the HIC resistance. When it exceeds 0.015%, the tendency becomes remarkable, so the upper limit is defined as 0.015%. Preferably it is 0.008% or less. The lower the content is, the better it is, but it is set to 0.001% or more from the viewpoint of refining cost.

S : 0.0002 ∼ 0.0015 ％ S: 0.0002 to 0.0015%

S 는, 불가피 불순물 원소로서, 강 중에 있어서는 MnS 개재물이 되어 내 HIC 성을 열화시키기 때문에 적은 것이 바람직하지만, 0.0015 ％ 까지는 허용된다. 함유량은 낮을수록 좋지만, 정련 비용의 관점에서 0.0002 ％ 이상으로 한다.S is an inevitable impurity element, and since it becomes MnS inclusions in steel and deteriorates the HIC resistance, it is preferable that it is small, but up to 0.0015% is allowed. The lower the content is, the better it is, but it is set to 0.0002% or more from the viewpoint of refining cost.

Al : 0.01 ∼ 0.08 ％ Al: 0.01 to 0.08%

Al 은, 탈산제로서 첨가하지만, 0.01 ％ 미만에서는 첨가 효과가 없고, 한편, 0.08 ％ 를 초과하면 강의 청정도가 저하되고, 인성이 열화되기 때문에, Al 량은 0.01 ∼ 0.08 ％ 의 범위로 한정한다.Al is added as a deoxidizing agent, but when it is less than 0.01%, there is no effect of addition, whereas when it exceeds 0.08%, the cleanliness of the steel decreases and toughness deteriorates, so the amount of Al is limited to the range of 0.01 to 0.08%.

Mo : 0.01 ∼ 0.50 ％ Mo: 0.01 to 0.50%

Mo 는, 인성의 개선과 강도의 상승에 유효한 원소이고, 황화수소 분압에 관계없이 내 SSCC 성의 향상에 유효한 원소이다. 이 효과를 얻으려면 0.01 ％ 이상을 함유하는 것이 필요하고, 0.10 ％ 이상을 함유하는 것이 바람직하다. 한편으로, 함유량이 지나치게 많으면, ??칭성이 과잉이 되기 때문에, 후술하는 전위 밀도가 높아져, 내 SSCC 성이 열화된다. 또, 용접성도 열화된다. 이 때문에, Mo 량은 0.50 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.40 ％ 이하로 한다.Mo is an element effective in improving toughness and increasing strength, and is an element effective in improving SSCC resistance regardless of the partial pressure of hydrogen sulfide. In order to obtain this effect, it is necessary to contain 0.01% or more, and it is preferable to contain 0.10% or more. On the other hand, if the content is too large, since the quenching property becomes excessive, the dislocation density to be described later increases, and the SSCC resistance deteriorates. Moreover, the weldability is also deteriorated. For this reason, the amount of Mo is made 0.50% or less, preferably 0.40% or less.

Ca : 0.0005 ∼ 0.005 ％ Ca: 0.0005 to 0.005%

Ca 는, 황화물계 개재물의 형태 제어에 의한 내 HIC 성 향상에 유효한 원소인데, 0.0005 ％ 미만에서는 그 첨가 효과가 충분하지 않다. 한편, 0.005 ％ 를 초과한 경우, 효과가 포화될 뿐만 아니라, 강의 청정도의 저하에 의해 내 HIC 성을 열화시키므로, Ca 량은 0.0005 ∼ 0.005 ％ 의 범위로 한정한다.Ca is an element effective in improving HIC resistance by controlling the shape of sulfide-based inclusions, but when it is less than 0.0005%, the effect of addition is not sufficient. On the other hand, when it exceeds 0.005%, not only the effect is saturated, but also the HIC resistance deteriorates due to a decrease in the cleanliness of the steel, so the amount of Ca is limited to the range of 0.0005 to 0.005%.

Nb : 0.005 ∼ 0.1 ％ 및 Ti : 0.005 ∼ 0.1 ％ 중에서 선택한 1 종 이상At least one selected from Nb: 0.005 to 0.1% and Ti: 0.005 to 0.1%

Nb 및 Ti 는 모두 강판의 강도 및 인성을 높이기 위해서 유효한 원소이다. 각 원소 모두, 함유량이 0.005 ％ 미만에서는 그 첨가 효과가 부족하고, 한편 0.1 ％ 를 초과하면 용접부의 인성이 열화된다. 따라서, Nb 및 Ti 의 적어도 1 종을, 각각 0.005 ∼ 0.1 ％ 의 범위에서 첨가하는 것으로 한다.Both Nb and Ti are effective elements in order to increase the strength and toughness of the steel sheet. When the content of each element is less than 0.005%, the addition effect is insufficient, while when it exceeds 0.1%, the toughness of the weld zone deteriorates. Therefore, it is assumed that at least one of Nb and Ti is added in the range of 0.005 to 0.1%, respectively.

이상, 본 개시의 기본 성분에 대해 설명했지만, 본 개시의 성분 조성은, 강판의 강도나 인성의 추가적인 개선을 위해서, Cu, Ni 및 Cr 중에서 선택한 1 종 이상을, 이하의 범위에서 임의로 함유시킬 수 있다.In the above, the basic components of the present disclosure have been described, but the component composition of the present disclosure can optionally contain at least one selected from Cu, Ni, and Cr in the following range in order to further improve the strength and toughness of the steel sheet. have.

Cu : 0.50 ％ 이하 Cu: 0.50% or less

Cu 는, 인성의 개선과 강도의 상승에 유효한 원소로서, 이 효과를 얻으려면 0.05 ％ 이상을 함유하는 것이 바람직하지만, 함유량이 지나치게 많으면 용접성이 열화되기 때문에, Cu 를 첨가하는 경우에는 0.50 ％ 를 상한으로 한다.Cu is an element effective in improving toughness and increasing strength. To obtain this effect, it is preferable to contain 0.05% or more. However, if the content is too large, the weldability deteriorates. Therefore, when adding Cu, 0.50% is the upper limit. It is done.

Ni : 0.10 ％ 이하 Ni: 0.10% or less

Ni 는, 인성의 개선과 강도의 상승에 유효한 원소이고, 이 효과를 얻으려면 0.01 ％ 이상을 함유하는 것이 바람직하지만, 0.10 ％ 를 초과하여 첨가하면, 1 bar 미만의 황화수소 분압이 낮은 환경에 있어서, 피셔로 불리는 미세 균열을 생성하기 쉽게 하기 때문에, Ni 를 첨가하는 경우에는 0.10 ％ 를 상한으로 한다. 바람직하게는, 0.02 ％ 이하로 한다.Ni is an element effective in improving toughness and increasing strength, and in order to obtain this effect, it is preferable to contain 0.01% or more, but when added in excess of 0.10%, in an environment where the partial pressure of hydrogen sulfide is less than 1 bar, Since it makes it easy to generate|occur|produce micro-cracks called fischer, when adding Ni, 0.10% is made into the upper limit. Preferably, it is set as 0.02% or less.

Cr : 0.50 ％ 이하 Cr: 0.50% or less

Cr 은, Mn 과 마찬가지로, 저 C 에서도 충분한 강도를 얻기 위해서 유효한 원소이고, 이 효과를 얻으려면 0.05 ％ 이상을 함유하는 것이 바람직하지만, 함유량이 지나치게 많으면, ??칭성이 과잉이 되기 때문에, 후술하는 전위 밀도가 높아져, 내 SSCC 성이 열화된다. 또, 용접성도 열화된다. 이 때문에, Cr 을 첨가하는 경우에는 0.50 ％ 를 상한으로 한다.Cr, like Mn, is an effective element in order to obtain sufficient strength even at low C, and to obtain this effect, it is preferable to contain 0.05% or more. However, if the content is too large, the quenching property becomes excessive, which will be described later. Dislocation density increases, and SSCC resistance deteriorates. Moreover, the weldability is also deteriorated. For this reason, when adding Cr, 0.50% is made into an upper limit.

본 개시의 성분 조성은, 추가로 V, Zr, Mg 및 REM 중에서 선택한 1 종 이상을, 이하의 범위에서 임의로 함유시킬 수도 있다.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 ∼ 0.1 ％, Zr : 0.0005 ∼ 0.02 ％, Mg : 0.0005 ∼ 0.02 ％ 및 REM : 0.0005 ∼ 0.02 ％ 중에서 선택한 1 종 이상At least one selected from V: 0.005 to 0.1%, Zr: 0.0005 to 0.02%, Mg: 0.0005 to 0.02%, and REM: 0.0005 to 0.02%

V 는, 강판의 강도 및 인성을 높이기 위해서 임의로 첨가할 수 있는 원소이다. 함유량이 0.005 ％ 미만에서는 그 첨가 효과가 부족하고, 한편 0.1 ％ 를 초과하면 용접부의 인성이 열화되므로, 첨가하는 경우에는 0.005 ∼ 0.1 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. Zr, Mg 및 REM 은, 결정립 미세화를 통하여 인성을 높이거나, 개재물 성상의 컨트롤을 통하여 내균열성을 높이거나 하기 위해서 임의로 첨가할 수 있는 원소이다. 이들 원소는, 모두, 함유량이 0.0005 ％ 미만에서는 그 첨가 효과가 부족하고, 한편 0.02 ％ 를 초과하면 그 효과가 포화되므로, 첨가하는 경우에는 모두 0.0005 ∼ 0.02 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다.V is an element that can be added arbitrarily in order to increase the strength and toughness of the steel sheet. When the content is less than 0.005%, the effect of the addition is insufficient. On the other hand, when the content is more than 0.1%, the toughness of the welded portion is deteriorated. Therefore, when it is added, it is preferably set in the range of 0.005 to 0.1%. Zr, Mg, and REM are elements that can be arbitrarily added to increase toughness through grain refinement or to increase crack resistance through control of inclusion properties. In all of these elements, when the content is less than 0.0005%, the effect of addition is insufficient. On the other hand, when the content exceeds 0.02%, the effect is saturated. Therefore, when adding all of these elements, it is preferable to set it in the range of 0.0005 to 0.02%.

본 개시는, 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 사용한 고강도 강관의 내 SSCC 성을 개선하기 위한 기술을 개시하는 것이지만, 내사워 성능으로서, 말할 필요도 없이, 내 HIC 성을 동시에 만족하는 것이 필요하고, 예를 들어, 하기 (1) 식에 의해 구해지는 CP 값을, 1.00 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 첨가하지 않는 원소는 0 을 대입하면 된다.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 line pipe, but it is necessary to simultaneously satisfy the HIC resistance as a sour resistance performance, needless to say, For example, it is preferable to make the CP value calculated|required by following (1) formula into 1.00 or less. In addition, 0 may be substituted for an element not added.

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)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]… (One)

단, [％X] 는 X 원소의 강 중 함유량 (질량％) 을 나타낸다.However, [%X] represents the content (mass%) of the element X in steel.

여기에, 상기 CP 값은, 각 합금 원소의 함유량으로부터 중심 편석부의 재질을 추정하기 위해서 고안된 식으로, 상기 게재한 (1) 식의 CP 값이 높을수록 중심 편석부의 성분 농도가 높아져, 중심 편석부의 경도가 상승한다. 따라서, 상기의 (1) 식에 있어서 구해지는 CP 값을 1.00 이하로 함으로써, HIC 시험에서의 균열 발생을 억제하는 것이 가능해진다. 또, CP 값이 낮을수록 중심 편석부의 경도가 낮아지기 때문에, 더욱 높은 내 HIC 성이 요구되는 경우에는, 그 상한을 0.95 로 하면 된다.Here, the CP value is an equation designed to estimate the material of the central segregation from the content of each alloying element, and the higher the CP value of the above-mentioned equation (1), the higher the concentration of the components in the central segregation. The hardness of the segregation increases. Therefore, it becomes possible to suppress the occurrence of cracks in the HIC test by setting the CP value obtained in the above equation (1) to 1.00 or less. In addition, since 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.

또한, 상기한 원소 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 단, 본 발명의 작용 효과를 저해하지 않는 한, 다른 미량 원소의 함유를 방해하지 않는다. 예를 들어, N 은 강 중에 불가피적으로 포함되는 원소이지만, 그 함유량이 0.007 ％ 이하, 바람직하게는 0.006 ％ 이하이면, 본 발명에 있어서는 허용된다.In addition, the balance other than the above-described elements consists of Fe and unavoidable impurities. However, as long as it does not impair the effect of the present invention, it does not interfere with the content of other trace elements. For example, N is an element unavoidably contained in steel, but if its content is 0.007% or less, preferably 0.006% or less, it is allowed in the present invention.

[강판의 조직][Organization of steel plate]

다음으로, 본 개시의 내사워 라인 파이프용 고강도 강판의 강 조직에 대해 설명한다. 인장 강도가 520 ㎫ 이상인 고강도화를 도모하기 위해, 강 조직은, 베이나이트 조직으로 할 필요가 있다. 특히, 표층부는, 마텐자이트나 도상 (島狀) 마텐자이트 (MA) 등의 경질상이 생성된 경우, 표층 경도가 상승하여, 강판 내의 경도의 편차가 증대되어 재질 균일성이 저해된다. 표층 경도의 상승을 억제하기 위해서, 표층부의 강 조직에 대해서는 베이나이트 조직으로 한다. 표층부 이외의 부위도 베이나이트 조직이고, 당해 부위를 대표하여 판두께 중앙에서의 조직이 베이나이트 조직이면 된다. 여기서, 베이나이트 조직은, 변태 강화에 기여하는 가속 냉각시 혹은 가속 냉각 후에 변태하는 베이나이틱 페라이트 또는 그래뉼라 페라이트라고 칭해지는 조직을 포함하는 것으로 한다. 베이나이트 조직 중에, 페라이트나 마텐자이트, 펄라이트, 도상 마텐자이트, 잔류 오스테나이트 등의 이종 조직이 혼재하면, 강도의 저하나 인성의 열화, 표층 경도의 상승 등이 발생하기 때문에, 베이나이트상 이외의 조직 분율은 적을수록 좋다. 단, 베이나이트상 이외의 조직의 체적 분율이 충분히 낮은 경우에는, 그것들의 영향을 무시할 수 있으므로, 어느 정도의 양이면 허용된다. 구체적으로, 본 개시에서는, 베이나이트 이외의 강 조직 (페라이트, 마텐자이트, 펄라이트, 도상 마텐자이트, 잔류 오스테나이트 등) 의 합계가 체적 분율로 5 ％ 미만이면, 큰 영향이 없으므로 허용되는 것으로 한다.Next, the steel structure of the high-strength steel plate for sour line pipes of the present disclosure will be described. In order to achieve high strength with a tensile strength of 520 MPa or more, the steel structure needs to be a bainite structure. Particularly, when a hard phase such as martensite or island martensite (MA) is formed in the surface layer portion, the surface layer hardness increases, the variation in hardness in the steel sheet increases, and material uniformity is impaired. In order to suppress an increase in surface hardness, the steel structure of the surface layer is made into a bainite structure. A portion other than the surface layer portion is also a bainite structure, and the structure at the center of the plate thickness representing the portion may be a bainite structure. Here, the bainite structure is supposed to include a structure called bainitic ferrite or granular ferrite that transforms during or after accelerated cooling contributing to transformation reinforcement. When heterogeneous structures such as ferrite, martensite, pearlite, island martensite, and retained austenite are mixed in the bainite structure, a decrease in strength, deterioration in toughness, an increase in surface hardness, etc. The smaller the fraction of other tissues, the better. However, when the volume fraction of the structure other than the bainite phase is sufficiently low, the influence of them can be neglected, and thus, any amount is allowed. Specifically, in the present disclosure, if the total of the steel structure other than bainite (ferrite, martensite, pearlite, island martensite, retained austenite, etc.) is less than 5% by volume fraction, there is no significant effect, so it is acceptable. do.

또, 베이나이트 조직에도 냉각 속도에 따른 여러 가지의 형태가 있지만, 본 개시에 있어서는, 강판의 극표층부의 조직, 구체적으로는 강판 표면하 0.25 ㎜ 의 강 조직을, 전위 밀도 1.0 × 1014 ∼ 7.0 × 1014 (m-2) 의 베이나이트 조직으로 하는 것이 중요하다. 조관 후의 코팅 과정에 있어서 전위 밀도가 감소하기 때문에, 강판 표면하 0.25 ㎜ 의 전위 밀도가 7.0 × 1014 (m-2) 이하이면, 시효 경화에 의한 경도의 상승값을 최소한으로 억제할 수 있다. 반대로, 강판 표면하 0.25 ㎜ 의 전위 밀도가 7.0 × 1014 (m-2) 를 초과하면, 조관 후의 코팅 과정에 있어서 전위 밀도가 감소하지 않아, 시효 경화로 경도가 크게 상승하여 내 SSCC 성을 열화시킨다. 조관 후에 양호한 내 SSCC 성을 얻기 위해서 바람직한 전위 밀도의 범위는 6.0 × 1014 (m-2) 이하이다. 한편, 강판 표면하 0.25 ㎜ 의 전위 밀도가 1.0 × 1014 (m-2) 미만에서는 강판으로서 강도를 유지할 수 없게 된다. X65 그레이드의 강도를 확보하기 위해서, 2.0 × 1014 (m-2) 이상의 전위 밀도를 갖는 것이 바람직하다. 또한, 본 개시의 고강도 강판에 있어서는, 강판 표면하 0.25 ㎜ 의 강 조직에 있어서의 전위 밀도가 상기 범위이면, 강판 표면으로부터 깊이 0.25 ㎜ 의 범위의 극표층부도 동등한 전위 밀도를 갖고, 그 결과, 상기 내 SSCC 성 향상의 효과가 얻어지는 것이다.In addition, the bainite structure also has various forms depending on the cooling rate, but in the present disclosure, the structure of the pole 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 1.0 × 10 14 to 7.0. It is important to have a bainite structure of x 10 14 (m -2 ). Since dislocation density decreases in the coating process after pipe making, if the dislocation density of 0.25 mm below the surface of the steel sheet is 7.0 × 10 14 (m -2 ) or less, the increase in hardness due to aging hardening can be minimized. Conversely, if the dislocation density of 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 making, and the hardness increases significantly due to aging hardening, deteriorating the SSCC resistance. Let it. In order to obtain good SSCC resistance after pipe making, a preferable range of dislocation density is 6.0×10 14 (m −2 ) or less. On the other hand, when the dislocation density of 0.25 mm below the surface of the steel sheet is less than 1.0 × 10 14 (m -2 ), the strength cannot be maintained as a steel sheet. In order to secure the strength of the X65 grade, it is preferable to have a dislocation density of 2.0 × 10 14 (m -2) or more. In addition, in the high-strength steel sheet of the present disclosure, if the dislocation density in the steel structure of 0.25 mm below the surface of the steel sheet is within the above range, the pole surface layer portion having a depth of 0.25 mm from the surface of the steel sheet also has an equivalent dislocation density. The effect of improving SSCC resistance is obtained.

또한, 강판 표면하 0.25 ㎜ 에서의 전위 밀도를 7.0 × 1014 (m-2) 이하로 하면, 표면하 0.25 ㎜ 에서의 HV 0.1 이 230 이하가 된다. 강관의 내 SSCC 성을 확보하는 관점에서, 강판의 표층 경도를 억제하는 것이 중요하지만, 강판의 표면하 0.25 ㎜ 에서의 HV 0.1 을 230 이하로 함으로써, 조관 후 250 ℃ 에서 1 시간의 코팅 열처리 과정을 거친 후의, 표면하 0.25 ㎜ 에서의 HV 0.1 을 260 이하로 억제할 수 있어, 내 SSCC 성을 확보할 수 있다.Further, when the dislocation density at 0.25 mm below the surface of the steel sheet is 7.0 × 10 14 (m −2 ) or less, HV 0.1 at 0.25 mm below the surface becomes 230 or less. From the viewpoint of securing the SSCC resistance of the steel pipe, it is important to suppress the hardness of the surface layer of the steel plate, but by setting the HV 0.1 at 0.25 mm below the surface of the steel plate to 230 or less, the coating heat treatment process at 250°C for 1 hour after the pipe is made. HV 0.1 at 0.25 mm below the surface after roughening can be suppressed to 260 or less, and SSCC resistance can be ensured.

또, 본 개시의 고강도 강판에서는, 강판 표면하 0.25 ㎜ 에 있어서의 비커스 경도의 편차가, 표준 편차를 σ 로 했을 때에 3σ 에서 30 HV 이하인 것도 중요하다. 강판 표면하 0.25 ㎜ 에 있어서의 비커스 경도를 측정했을 때의 3σ 가 30 HV 초과인 경우, 강판의 극표층에 있어서의 경도 편차, 즉, 극표층에 국소적인 고경도 부위가 존재함으로써, 당해 부위를 기점으로 한 내 SSCC 성의 열화가 생기기 때문이다. 또한, 표준 편차 σ 를 구할 때, 100 점 이상, 비커스 경도를 측정해 두는 것이 바람직하다.In addition, in the high-strength steel sheet of the present disclosure, it is also important that the variation in Vickers hardness at 0.25 mm below the surface of the steel sheet is 3σ to 30 HV or less when the standard deviation is σ. When 3σ when measuring the Vickers hardness at 0.25 mm below the surface of the steel sheet is more than 30 HV, the hardness variation in the pole surface layer of the steel sheet, that is, the presence of a local high hardness site in the pole surface layer, This is because SSCC resistance deteriorates as a starting point. In addition, when determining the standard deviation σ, it is preferable to measure 100 points or more and Vickers hardness.

본 개시의 고강도 강판은, API 5L 의 X60 그레이드 이상의 강도를 갖는 강관 용의 강판이므로, 520 ㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 것으로 한다.The high-strength steel sheet of the present disclosure is a steel sheet for a steel pipe having a strength of X60 grade or higher of API 5L, and therefore has a tensile strength of 520 MPa or more.

[제조 방법][Manufacturing method]

이하, 상기 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 제조하기 위한 제조 방법 및 제조 조건에 대하여, 구체적으로 설명한다. 본 개시의 제조 방법은, 상기 성분 조성을 갖는 강편을 가열한 후, 열간 압연하여 강판으로 하고, 그 후 당해 강판에 대해 소정 조건하에서의 제어 냉각을 실시한다.Hereinafter, a manufacturing method and manufacturing conditions for manufacturing the high-strength steel sheet for the sour line pipe will be described in detail. In the production method of the present disclosure, after heating a steel sheet having the above component composition, hot rolling is performed to obtain a steel sheet, and thereafter, controlled cooling is performed on the steel sheet under predetermined conditions.

〔슬래브 가열 온도〕〔Slab heating temperature〕

슬래브 가열 온도 : 1000 ∼ 1300 ℃ Slab heating temperature: 1000 to 1300 ℃

슬래브 가열 온도가 1000 ℃ 미만에서는, 탄화물의 고용이 불충분하여 필요한 강도가 얻어지지 않고, 한편 1300 ℃ 를 초과하면 인성이 열화되기 때문에, 슬래브 가열 온도는 1000 ∼ 1300 ℃ 로 한다. 또한, 이 온도는 가열로의 노 내 온도이고, 슬래브는 중심부까지 이 온도로 가열되는 것으로 한다.When the slab heating temperature is less than 1000°C, the solid solution of carbide is insufficient and the required strength is not obtained. On the other hand, when it exceeds 1300°C, the toughness deteriorates, so the slab heating temperature is set to 1000 to 1300°C. In addition, this temperature is the temperature inside the furnace of the heating furnace, and it is assumed that the slab is heated to this temperature to the center.

〔압연 종료 온도〕 [Rolling end temperature]

열간 압연 공정에 있어서, 높은 모재 인성을 얻으려면, 압연 종료 온도는 낮을수록 좋지만, 그 반면, 압연 능률이 저하되기 때문에, 강판 표면 온도에 있어서의 압연 종료 온도는, 필요한 모재 인성과 압연 능률을 감안하여 설정할 필요가 있다. 강도 및 내 HIC 성을 향상시키는 관점에서는, 압연 종료 온도를, 강판 표면 온도에서 Ar3 변태점 이상으로 하는 것이 바람직하다. 여기서, Ar3 변태점이란, 냉각 중에 있어서의 페라이트 변태 개시 온도를 의미하며, 예를 들어, 강의 성분으로부터 이하의 식으로 구할 수 있다. 또, 높은 모재 인성을 얻기 위해서는 오스테나이트 미재결정 온도역에 상당하는 950 ℃ 이하의 온도역에서의 압하율을 60 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 강판의 표면 온도는 방사 온도계 등으로 측정할 수 있다.In the hot rolling process, in order to obtain high base metal toughness, the lower the rolling end temperature is, the better, but on the other hand, since the rolling efficiency decreases, the rolling end temperature at the surface temperature of the steel sheet takes into account the required base metal toughness and rolling efficiency. It needs to be set. From the viewpoint of improving the strength and HIC resistance, it is preferable to set the rolling end temperature to be not less than the Ar 3 transformation point at the surface temperature of the steel sheet. Here, the Ar 3 transformation point means the ferrite transformation start temperature during cooling, and can be obtained, for example, from the components of the steel by the following equation. Moreover, in order to obtain high base metal toughness, it is preferable to set the reduction ratio in the temperature range of 950 degreeC or less corresponding to the non-austenite recrystallization temperature range to 60% or more. In addition, the surface temperature of the steel sheet can be measured with a radiation thermometer or the like.

Ar3 (℃) = 910 － 310[％C] － 80[％Mn] － 20[％Cu] － 15[％Cr] － 55[％Ni] － 80[％Mo]Ar 3 (℃) = 910-310[%C]-80[%Mn]-20[%Cu]-15[%Cr]-55[%Ni]-80[%Mo]

단, [％X] 는 X 원소의 강 중 함유량 (질량％) 을 나타낸다.However, [%X] represents the content (mass%) of the element X in steel.

〔제어 냉각의 냉각 개시 온도〕 [Cooling start temperature of controlled cooling]

냉각 개시 온도 : 강판 표면 온도에서 (Ar3 － 10 ℃) 이상Cooling start temperature: the steel sheet surface temperature of (Ar 3 - 10 ℃) above

냉각 개시시의 강판 표면 온도가 낮으면, 제어 냉각 전의 페라이트 생성량이 많아지고, 특히 Ar3 변태점으로부터의 온도 강하량이 10 ℃ 를 초과하면 체적 분율로 5 ％ 를 초과하는 페라이트가 생성되어, 강도 저하가 커짐과 함께 내 HIC 성이 열화되기 때문에, 냉각 개시시의 강판 표면 온도는 (Ar3 － 10 ℃) 이상으로 한다. 또한, 냉각 개시시의 강판 표면 온도는, 압연 종료 온도 이하가 된다.When the surface temperature of the steel sheet at the start of cooling is low, the amount of ferrite produced before the controlled cooling increases, and in particular, when the temperature drop from the Ar 3 transformation point exceeds 10°C, ferrite exceeding 5% by volume fraction is generated, resulting in a decrease in strength. since the HIC resistance is deteriorated with increases, the steel plate surface temperature at the start of cooling is (Ar 3 - 10 ℃) to be less than. In addition, the surface temperature of the steel sheet at the start of cooling is equal to or less than the rolling end temperature.

〔제어 냉각의 냉각 속도〕〔Cooling rate of controlled cooling〕

고강도화를 도모하면서, 강판 내의 경도의 편차를 저감시켜, 재질 균일성을 향상시키기 위해서는, 표층부의 냉각 속도와 강판 내의 평균 냉각 속도를 제어하는 것이 중요하다. 특히, 강판 표면하 0.25 ㎜ 에 있어서의 전위 밀도와 3σ 를 이미 서술한 범위로 하기 위해서는, 강판 표면하 0.25 ㎜ 에 있어서의 냉각 속도를 제어할 필요가 있다.It is important to control the cooling rate of the surface layer portion and the average cooling rate in the steel sheet in order to reduce variation in hardness within the steel sheet and improve material uniformity while attempting to increase strength. In particular, in order to make the dislocation density and 3σ at 0.25 mm below the surface of the steel sheet in the ranges described above, it is necessary to control the cooling rate at 0.25 mm below the surface of the steel sheet.

강판 표면하 0.25 ㎜ 에 있어서의 강판 온도에서 750 ℃ 로부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 : 50 ℃/s 이하Average cooling rate from 750°C to 550°C at the steel sheet temperature in 0.25 mm below the surface of the steel sheet: 50°C/s or less

강판 표면하 0.25 ㎜ 에 있어서의 강판 온도에서 750 ℃ 로부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 50 ℃/s 를 초과하면, 강판 표면하 0.25 ㎜ 에 있어서의 전위 밀도 7.0 × 1014 (m-2) 초과가 되어 버린다. 그 결과, 강판 표면하 0.25 ㎜ 의 HV 0.1 이 230 을 초과하고, 조관 후의 코팅 과정을 거친 후, 표면하 0.25 ㎜ 에서의 HV 0.1 이 260 을 초과하여, 강관의 내 SSCC 성이 열화된다. 그 때문에, 당해 평균 냉각 속도는 50 ℃/s 이하로 한다. 바람직하게는 45 ℃/s 이하, 보다 바람직하게는 40 ℃/s 이하이다. 당해 평균 냉각 속도의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 냉각 속도가 과도하게 작아지면 페라이트나 펄라이트가 생성되어 강도 부족이 되기 때문에, 이것을 방지하는 관점에서, 20 ℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다.When the average cooling rate from 750°C to 550°C at the steel sheet temperature in 0.25 mm below the steel sheet surface exceeds 50°C/s, the dislocation density at 0.25 mm below the steel sheet surface exceeds 7.0 × 10 14 (m -2 ) It becomes. As a result, HV 0.1 at 0.25 mm below the surface of the steel sheet exceeds 230, and after passing through the coating process after pipe making, HV 0.1 at 0.25 mm below the surface exceeds 260, and the SSCC resistance of the steel pipe is deteriorated. Therefore, the average cooling rate is 50°C/s or less. It is preferably 45°C/s or less, and more preferably 40°C/s or less. The lower limit of the average cooling rate is not particularly limited, but when the cooling rate is excessively small, ferrite or pearlite is produced, resulting in insufficient strength. From the viewpoint of preventing this, it is preferably set to 20°C/s or more.

강판 평균 온도에서 750 ℃ 로부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 : 15 ℃/s 이상Average cooling rate from 750 ℃ to 550 ℃ at the average temperature of the steel sheet: 15 ℃/s or more

강판 평균 온도에서 750 ℃ 로부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 15 ℃/s 미만에서는, 베이나이트 조직이 얻어지지 않고 강도 저하나 내 HIC 성의 열화가 발생한다. 이 때문에, 강판 평균 온도에서의 냉각 속도는 15 ℃/s 이상으로 한다. 강판 강도와 경도의 편차의 관점에서는, 강판 평균의 냉각 속도는 20 ℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 당해 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 저온 변태 생성물이 과잉으로 생성되지 않도록, 80 ℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.When the average cooling rate from 750° C. to 550° C. at the steel sheet average temperature is less than 15° C./s, a bainite structure is not obtained, and a decrease in strength and deterioration in HIC resistance occur. For this reason, the cooling rate at the average temperature of the steel sheet is set to 15°C/s or more. From the viewpoint of the variation in the strength of the steel sheet and the hardness, the average cooling rate of the steel sheet is preferably 20°C/s or more. Although the upper limit of the said average cooling rate is not specifically limited, It is preferable to set it as 80 degreeC/s or less so that a low-temperature transformation product may not generate|occur|produce excessively.

강판 표면하 0.25 ㎜ 에 있어서의 강판 온도에서 550 ℃ 로부터 냉각 정지시의 온도까지 평균 냉각 속도 : 150 ℃/s 이상Average cooling rate from 550°C to the temperature at the time of stopping cooling from the steel sheet temperature at 0.25 mm below the surface of the steel sheet: 150°C/s or more

강판 표면하 0.25 ㎜ 에 있어서의 강판 온도에서 550 ℃ 이하의 냉각에 대해서는, 안정적인 핵비등 상태에서의 냉각이 필요하여, 수량 밀도의 상승이 불가결하다. 강판 표면하 0.25 ㎜ 에 있어서의 강판 온도에서 550 ℃ 로부터 냉각 정지시의 온도까지 평균 냉각 속도가 150 ℃/s 미만인 경우, 핵비등 상태에서의 냉각이 되지 않고, 강판의 극표층부에서 경도 편차가 발생하여, 강판 표면하 0.25 ㎜ 에 있어서의 3σ 가 30 HV 를 초과해 버려, 그 결과 내 SSCC 성이 열화된다. 그 때문에, 당해 평균 냉각 속도는 150 ℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는 170 ℃/s 이상이다. 당해 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 설비상의 제약으로부터 250 ℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.For cooling of 550 DEG C or less at a steel sheet temperature of 0.25 mm below the surface of the steel sheet, cooling in a stable nucleus boiling state is required, and an increase in water density is indispensable. If the average cooling rate is less than 150°C/s from the temperature of the steel plate at 0.25 mm below the surface of the steel plate from 550°C to the temperature at the time of stopping cooling, cooling is not performed in the core boiling state, and hardness variation occurs in the pole surface layer of the steel plate. Thus, 3σ in 0.25 mm below the surface of the steel sheet exceeds 30 HV, and as a result, SSCC resistance deteriorates. Therefore, the average cooling rate is set to 150°C/s or more. It is preferably 170° C./s or more. Although the upper limit of the said average cooling rate is not specifically limited, It is preferable to set it as 250 degrees C/s or less from restrictions on an equipment.

또한, 강판 표면하 0.25 ㎜ 및 강판 평균 온도는, 물리적으로 직접 측정할 수 없지만, 방사 온도계로 측정된 냉각 개시시의 표면 온도와 목표로 하는 냉각 정지시의 표면 온도를 기초로, 예를 들어, 프로세스 컴퓨터를 사용하여 차분 계산에 의해 판두께 단면 내의 온도 분포를 리얼타임으로 구할 수 있다. 당해 온도 분포에 있어서의 강판 표면하 0.25 ㎜ 에서의 온도를 본 명세서에 있어서의「강판 표면하 0.25 ㎜ 에 있어서의 강판 온도」로 하고, 당해 온도 분포에 있어서의 판두께 방향의 온도의 평균값을 본 명세서에 있어서의「강판 평균 온도」로 한다.In addition, 0.25 mm below the surface of the steel sheet and the average temperature of the steel sheet cannot be measured directly physically, but based on the surface temperature at the start of cooling measured with a radiation thermometer and the surface temperature at the target cooling stop, for example, Using a process computer, the temperature distribution in the plate thickness section can be obtained in real time by calculating the difference. The temperature at 0.25 mm below the surface of the steel sheet in the temperature distribution is referred to as "the temperature of the steel sheet at 0.25 mm below the surface of the steel sheet" in this specification, and the average value of the temperature in the thickness direction in the temperature distribution is viewed. It is referred to as "average temperature of steel sheet" in the specification.

〔냉각 정지 온도〕 〔Cooling stop temperature〕

냉각 정지 온도 : 강판 평균 온도에서 250 ∼ 550 ℃Cooling stop temperature: 250 to 550 ℃ at the average temperature of the steel sheet

압연 종료 후, 제어 냉각으로 베이나이트 변태의 온도역인 250 ∼ 550 ℃ 까지 급랭시킴으로써, 베이나이트상을 생성시킨다. 냉각 정지 온도가 550 ℃ 를 초과하면, 베이나이트 변태가 불완전하여, 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 또, 냉각 정지 온도가 250 ℃ 미만에서는, 표층부의 경도 상승이 현저해져, 강판 표면하 0.25 ㎜ 에서의 전위 밀도 7.0 × 1014 (m-2) 초과가 되기 때문에, 내 SSCC 성이 열화된다. 또, 중심 편석부의 경도도 높아져, 내 HIC 성도 열화된다. 그래서, 강판 내의 재질 균일성의 열화를 억제하기 위해서, 제어 냉각의 냉각 정지 온도는 강판 평균 온도에서 250 ∼ 550 ℃ 로 한다.After completion of rolling, the bainite phase is formed by rapid cooling to 250 to 550°C, which is a temperature range of bainite transformation by controlled cooling. When the cooling stop temperature exceeds 550°C, the bainite transformation is incomplete, and sufficient strength cannot be obtained. Further, when the cooling stop temperature is less than 250°C, the hardness of the surface layer portion becomes remarkable, and the dislocation density at 0.25 mm below the surface of the steel sheet exceeds 7.0×10 14 (m −2 ), so that SSCC resistance deteriorates. In addition, the hardness of the central segregation portion also 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 from the average temperature of the steel sheet.

[고강도 강관][High-strength steel pipe]

본 개시의 고강도 강판을, 프레스 벤드 성형, 롤 성형, UOE 성형 등으로 관상으로 성형한 후, 맞댐부를 용접함으로써, 원유나 천연 가스의 수송에 바람직한 강판 내의 재질 균일성이 우수한 내사워 라인 파이프용 고강도 강관 (UOE 강관, 전봉 강관, 스파이럴 강관 등) 을 제조할 수 있다.The high-strength steel sheet of the present disclosure is formed into a tubular shape by press bend forming, roll forming, UOE forming, etc., and then welded to the butted part, thereby providing high strength for sour-resistant line pipes with excellent material uniformity within the steel sheet, which is suitable for transporting crude oil or natural gas. Steel pipes (UOE steel pipes, electric resistance steel pipes, spiral steel pipes, etc.) can be manufactured.

예를 들어, UOE 강관은, 강판의 단부를 개선 가공하고, C 프레스, U 프레스, O 프레스에 의해 강관 형상으로 성형한 후, 내면 용접 및 외면 용접으로 맞댐부를 심 용접하고, 추가로 필요에 따라 확관 공정을 거쳐 제조된다. 또, 용접 방법은 충분한 이음매 강도와 이음매 인성이 얻어지는 방법이면, 어느 방법이라도 좋지만, 우수한 용접 품질과 제조 능률의 관점에서, 서브머지 아크 용접을 사용하는 것이 바람직하다.For example, for UOE steel pipe, the end of the steel plate is improved, formed into a steel pipe shape by C press, U press, and O press, and then seam welding the butt part by inner welding and outer welding, and additionally as required. It is manufactured through an expansion process. Further, the welding method may be any method as long as sufficient joint strength and joint toughness are obtained, but from the viewpoint of excellent welding quality and manufacturing efficiency, it is preferable to use submerged arc welding.

실시예Example

표 1 에 나타내는 성분 조성이 되는 강 (강종 A ∼ M) 을, 연속 주조법에 의해 슬래브로 하고, 표 2 에 나타내는 온도로 가열한 후, 표 2 에 나타내는 압연 종료 온도 및 압하율의 열간 압연을 하여, 표 2 에 나타내는 판두께의 강판으로 하였다. 그 후, 강판에 대하여, 표 2 에 나타내는 조건하에서 수랭형의 제어 냉각 장치를 사용하여 제어 냉각을 실시하였다.Steels (steel grades A to M) serving as the component composition shown in Table 1 were made into slabs by a continuous casting method, heated to the temperature shown in Table 2, and then hot-rolled at the rolling end temperature and reduction ratio shown in Table 2 And it was set as the steel plate of the plate thickness shown in Table 2. Thereafter, the steel sheet was subjected to controlled cooling using a water-cooled controlled cooling device under the conditions shown in Table 2.

[조직의 특정][Organization specific]

얻어진 강판의 마이크로 조직을, 광학 현미경 및 주사형 전자 현미경에 의해 관찰하였다. 강판 표면하 0.25 ㎜ 의 위치에서의 조직과, 판두께 중앙에서의 조직을 표 2 에 나타낸다.The microstructure of the obtained steel sheet was observed with an optical microscope and a scanning electron microscope. Table 2 shows the structure at the position of 0.25 mm below the surface of the steel plate and the structure at the center of the plate thickness.

[인장 강도의 측정][Measurement of tensile strength]

압연 방향에 직각인 방향의 전체 두께 시험편을 인장 시험편으로 하여 인장 시험을 실시하여, 인장 강도를 측정하였다. 결과를 표 2 에 나타낸다.A tensile test was performed using the entire thickness test piece in the direction perpendicular to the rolling direction as a tensile test piece, and the tensile strength was measured. Table 2 shows the results.

[비커스 경도의 측정][Measurement of Vickers hardness]

압연 방향에 직각인 단면에 대하여, JIS Z 2244 에 준거하여, 강판 표면하 0.25 ㎜ 의 위치에 있어서 100 점의 비커스 경도 (HV 0.1) 를 측정하고, 그 평균값 및 표준 편차 σ 를 구하였다. 평균값과 3σ 의 값을 표 2 에 나타낸다. 여기서, 통상 사용되는 HV 10 대신에 HV 0.1 로 측정한 것은, HV 0.1 로 측정함으로써 압흔이 작아지므로, 보다 표면에 가까운 위치에서의 경도 정보나, 보다 마이크로 조직에 민감한 경도 정보를 얻는 것이 가능해지기 때문이다.With respect to the cross section perpendicular to the rolling direction, according to JIS Z 2244, Vickers hardness (HV 0.1) of 100 points was measured at a position of 0.25 mm below the surface of the steel sheet, and the average value and standard deviation σ were obtained. The average value and the value of 3σ are shown in Table 2. Here, measuring with HV 0.1 instead of HV 10, which is usually used, is because the indentation becomes smaller by measuring with HV 0.1, so it becomes possible to obtain hardness information at a position closer to the surface or hardness information more sensitive to microstructure. to be.

[전위 밀도][Dislocation density]

평균적인 경도를 갖는 위치로부터 X 선 회절용의 샘플을 채취, 샘플 표면을 연마하여 스케일을 제거하고, 강판 표면하 0.25 ㎜ 의 위치에 있어서 X 선 회절 측정을 실시하였다. 전위 밀도는 X 선 회절 측정의 반가폭 β 로부터 구하는 변형으로부터 환산하는 수법을 사용하였다. 통상적인 X 선 회절에 의해 얻어지는 회절 강도 곡선에서는, 파장이 상이한 Kα1 선과 Kα2 선의 2 개가 중첩되어 있기 때문에, Rachinger 의 방법에 의해 분리한다. 변형의 추출에는, 이하에 나타내는 Williamsson-Hall 법을 사용한다. 반가폭의 확대는 결정자의 사이즈 D 와 변형 ε 이 영향을 미치고, 양 인자의 합으로서 다음 식으로 계산할 수 있다. β = β1 ＋ β2 = (0.9λ/(D × cosθ)) ＋ 2ε × tanθ 가 된다. 또한 이 식을 변형하여, βcosθ/λ = 0.9λ/D ＋ 2ε × sinθ/λ 가 된다. sinθ/λ 에 대해 βcosθ/λ 를 플롯함으로써, 직선의 기울기로부터 변형 ε 이 산출된다. 또한, 산출에 사용하는 회절선은 (110), (211), 및 (220) 으로 한다. 변형 ε 으로부터 전위 밀도의 환산은 ρ = 14.4ε2/b2 를 사용하였다. 또한, θ 는 X 선 회절의 θ-2θ 법으로부터 산출되는 피크 각도를 의미하고, λ 는 X 선 회절에서 사용하는 X 선의 파장을 의미한다. b 는 Fe(α) 의 버거스·벡터로, 본 실시예에 있어서는 0.25 ㎚ 로 하였다.A sample for X-ray diffraction was collected from a position having an average hardness, the surface of the sample was polished to remove scale, and X-ray diffraction measurement was performed at a position of 0.25 mm below the surface of the steel plate. The dislocation density was converted from the strain obtained from the half width β of the X-ray diffraction measurement. In the diffraction intensity curve obtained by conventional X-ray diffraction, since two Kα1 lines and Kα2 lines having different wavelengths overlap each other, they are separated by the Rachinger method. For the extraction of deformation, the Williamsson-Hall method shown below is used. The enlargement of the half width is influenced by the crystallite size D and the strain ε, and can be calculated by the following equation as the sum of both factors. β = β1 + β2 = (0.9λ/(D × cosθ)) + 2ε × tanθ. Further, by modifying this equation, βcosθ/λ = 0.9λ/D + 2ε × sinθ/λ. By plotting βcosθ/λ against sinθ/λ, the strain ε is calculated from the slope of the straight line. In addition, the diffraction lines used for calculation are set to (110), (211), and (220). As for the conversion of the dislocation density from the strain ε, ρ = 14.4 ε 2 /b 2 was used. In addition, θ refers to the peak angle calculated from the θ-2θ method of X-ray diffraction, and λ refers to the wavelength of X-rays used in X-ray diffraction. b is a Burgers vector of Fe(?), and in the present example, it was set to 0.25 nm.

[내 SSCC 성의 평가][Evaluation of my SSCC surname]

내 SSCC 성은, 이들 각 강판의 일부를 사용하여 조관하여 평가하였다. 조관은, 강판의 단부를 개선 가공하고, C 프레스, U 프레스, O 프레스에 의해 강관 형상으로 성형한 후, 내면 및 외면의 맞댐부를 서브머지 아크 용접으로 심 용접하고, 확관 공정을 거쳐 제조하였다. 도 1 에 나타내는 바와 같이, 얻어진 강관으로부터 잘라낸 쿠폰을 플래트닝한 후, 5 × 15 × 115 ㎜ 의 SSCC 시험편을 강관 내면으로부터 채취하였다. 이 때, 피검면인 내면은, 최표층의 상태를 남기기 위해서 흑피가 부착된 채로 하였다. 채취한 SSCC 시험편에, 각 강관의 실제의 항복 강도 (0.5 ％YS) 의 90 ％ 의 응력을 부하하고, NACE 규격 TM0177 Solution A 용액을 사용하여, 황화수소 분압 : 1 bar 로, EFC 16 규격의 4 점 굽힘 SSCC 시험에 준거하여 실시하였다. 또, NACE 규격 TM0177 Solution B 용액을 사용하고, 황화수소 분압 : 0.1 bar ＋ 이산화탄소 분압 : 0.9 bar 로, EFC 16 규격의 4 점 굽힘 SSCC 시험에 준거하여 실시하였다. 또한 NACE 규격 TM0177 Solution A 용액을 사용하고, 황화수소 분압 : 2 bar ＋ 이산화탄소 분압 : 3 bar 에 대해서도, EFC 16 규격의 4 점 굽힘 SSCC 시험에 준거하여 실시하였다. 720 시간의 침지 후에, 균열이 확인되지 않은 경우를 내 SSCC 성이 양호라고 판단하여 ○, 또 균열이 발생한 경우를 불량이라고 판단하여 × 로 하였다. 결과를 표 2 에 나타낸다.SSCC resistance was evaluated by making a part of each of these steel sheets. The tube was manufactured through a pipe expansion process by improving processing of the end of the steel sheet, forming a steel pipe shape by a C press, a U press, and an O press, and then seam welding the abutted portions of the inner and outer surfaces by submerged arc welding. As shown in Fig. 1, after flattening the coupon cut out from the obtained steel pipe, 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 examined, was left with black skin attached to it in order to leave the state of the outermost layer. A stress of 90% of the actual yield strength (0.5%YS) of each steel pipe was applied to the collected SSCC test piece, and hydrogen sulfide partial pressure: 1 bar, 4 points of EFC 16 standard, using NACE standard TM0177 Solution A solution. It was carried out in accordance with the bending SSCC test. In addition, using the NACE standard TM0177 Solution B solution, hydrogen sulfide partial pressure: 0.1 bar + carbon dioxide partial pressure: 0.9 bar, it was carried out in accordance with the four-point bending SSCC test of the EFC 16 standard. In addition, NACE standard TM0177 Solution A solution was used, and hydrogen sulfide partial pressure: 2 bar + carbon dioxide partial pressure: 3 bar was also carried out in accordance with the four-point bending SSCC test of the EFC 16 standard. After 720 hours of immersion, the case where no crack was observed was judged as good SSCC resistance, and the case where the crack occurred was judged as defective, and it was set as x. Table 2 shows the results.

[내 HIC 성의 평가][Evaluation of my HIC surname]

내 HIC 성은, NACE 규격 TM0177 Solution A 용액을 사용하고, 황화수소 분압 : 1 bar 로, 96 시간 침지의 HIC 시험에 의해 조사하였다. 또, NACE 규격 TM0177 Solution B 용액을 사용하고, 황화수소 분압 : 0.1 bar ＋ 이산화탄소 분압 : 0.9 bar 로, 96 시간 침지의 HIC 시험에 의해 조사하였다. 내 HIC 성은, HIC 시험에서 균열 길이율 (CLR) 이 15 ％ 이하가 된 경우를 양호라고 판단하여 ○, 15 ％ 를 초과한 경우를 × 로 하였다. 결과를 표 2 에 나타낸다.The HIC resistance was investigated by the HIC test of 96 hours immersion at a hydrogen sulfide partial pressure: 1 bar using the NACE standard TM0177 Solution A solution. Moreover, using the NACE standard TM0177 Solution B solution, hydrogen sulfide partial pressure: 0.1 bar + carbon dioxide partial pressure: 0.9 bar was investigated by HIC test of 96 hours immersion. In the HIC resistance, the case where the crack length ratio (CLR) became 15% or less in the HIC test was judged as good, and the case where it exceeded 15% was evaluated as ?. Table 2 shows the results.

본 발명의 목표 범위는, 내사워 라인 파이프용 고강도 강판으로서 인장 강도 : 520 ㎫ 이상, 표면하 0.25 ㎜ 위치와 t/2 위치 모두 마이크로 조직은 베이나이트 조직, 표면하 0.25 ㎜ 에서의 HV 0.1 이 230 이하, 그 강판을 사용하여 조관한 고강도 강관에 있어서 SSCC 시험으로 균열이 확인되지 않는 것, HIC 시험으로 균열 길이율 (CLR) 이 15 ％ 이하인 것으로 하였다.The target range of the present invention is a high-strength steel sheet for a sour line pipe, tensile strength: 520 MPa or more, and the microstructure at both the 0.25 mm position and the t/2 position below the surface is a bainite structure, and the HV 0.1 at 0.25 mm below the surface is 230. Hereinafter, in the high-strength steel pipe formed using the steel sheet, no crack was observed by the SSCC test, and the crack length ratio (CLR) was set to be 15% or less by the HIC test.

Figure pct00001
Figure pct00001

Figure pct00002
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표 2 에 나타낸 바와 같이, No.1 ∼ No.15 는, 성분 조성 및 제조 조건이 본 발명의 적정 범위를 만족하는 발명예이다. 모두, 강판으로서 인장 강도 : 520 ㎫ 이상, 표면하 0.25 ㎜ 위치와 t/2 위치 모두 마이크로 조직은 베이나이트 조직, 표면하 0.25 ㎜ 에서의 HV 0.1 이 230 이하이고, 그 강판을 사용하여 조관한 고강도 강관에 있어서 내 SSCC 성 및 내 HIC 성도 양호하였다.As shown in Table 2, No. 1 to No. 15 are examples of the invention in which the component composition and production conditions satisfy the appropriate range of the present invention. All, tensile strength as a steel plate: 520 MPa or more, microstructure in both the 0.25 mm position below the surface and the t/2 position has a bainite structure, and the HV 0.1 at 0.25 mm below the surface is 230 or less, and the high strength produced by using the steel sheet In the steel pipe, SSCC resistance and HIC resistance were also good.

이에 반하여, No.16 ∼ No.23 은, 성분 조성은 본 발명의 범위 내이지만, 제조 조건이 본 발명의 범위 외인 비교예이다. No.16 은, 슬래브 가열 온도가 낮기 때문에, 마이크로 조직의 균질화와 탄화물의 고용이 불충분하여 저강도였다. No.17 은, 냉각 개시 온도가 낮고, 페라이트가 석출된 층상 조직이 되었기 때문에, 저강도임과 함께, 조관 후의 내 HIC 성이 열화되었다. No.18 은, 제어 냉각 조건이 본 발명 범위 외이며, 마이크로 조직으로서 판두께 중심부에서 베이나이트 조직이 얻어지지 않고, 페라이트 ＋ 펄라이트 조직이 되었기 때문에, 저강도임과 함께, 조관 후의 내 HIC 성이 열화되었다. No.19 는, 냉각 정지 온도가 낮고, 표면하 0.25 ㎜ 에서의 전위 밀도가 높아져, HV 0.1 이 230 을 초과하였기 때문에, 조관 후의 내 SSCC 성이 떨어졌다. 또, 중심 편석부의 경도도 높아졌기 때문에 내 HIC 성도 열화되었다. No.20 및 No.23 은, 강판 표면하 0.25 ㎜ 에 있어서의 강판 온도에서 750 ℃ 로부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 50 ℃/s 를 크게 초과했기 때문에, 표면하 0.25 ㎜ 에서의 전위 밀도가 높아져, HV 0.1 이 230 을 초과하여, 조관 후의 내 SSCC 성이 떨어졌다. 또, No.23 에서는 표층부에서의 내 HIC 성도 열화되었다. No.21 및 No.22 는, 강판 표면하 0.25 ㎜ 에 있어서의 550 ℃ 이하에서의 평균 냉각 속도가 150 ℃/s 에 못 미치기 때문에, 강판의 불균일 냉각이 현저해져, HV 0.1 이 평균으로 230 이하를 만족했지만, 경도 편차가 크고, 국소적으로 경도가 높은 부분을 발생시켰기 때문에, 조관 후의 내 SSCC 성이 떨어졌다. No.24 ∼ No.27 은, 강판의 성분 조성이 본 발명의 범위 외이고, 표면하 0.25 ㎜ 에서의 전위 밀도가 높아져 HV 0.1 이 230 을 초과했기 때문에, 조관 후의 내 SSCC 성이 떨어졌다. 또, No.24 ∼ No.27 에 대해서는, 중심 편석부의 경도가 증가했기 때문에, 내 HIC 성도 떨어졌다. No.28 은, 강판의 Ni 량이 과다이기 때문에, 황화수소 분압이 낮은 환경에서의 내 SSCC 성이 열화되었다. No.29 는, 강판이 Mo 를 포함하지 않기 때문에, 황화수소 분압 2 Bar 라는 매우 엄격한 부식 환경하에서는 내 SSCC 성이 열화되었다. No.30 은, 강판 표면하 0.25 ㎜ 에 있어서의 강판 온도에서 750 ℃ 로부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 50 ℃/s 를 초과했기 때문에, 황화수소 분압 2 Bar 라는 매우 엄격한 부식 환경하에서는 내 SSCC 성이 열화되었다.On the other hand, No. 16 to No. 23 are comparative examples in which the component composition is within the scope of the present invention, but the production conditions are outside the scope of the present invention. In No. 16, since the slab heating temperature was low, homogenization of the microstructure and solid solution of carbide were insufficient, and the strength was low. No. 17 had a low cooling start temperature and became a layered structure in which ferrite precipitated, so that the HIC resistance after pipe making was deteriorated while having low strength. No. 18, the controlled cooling condition is outside the scope of the present invention, the bainite structure was not obtained at the center of the plate thickness as a microstructure, and it became a ferrite + pearlite structure, so it has low strength and HIC resistance after pipe making. Deteriorated. In No. 19, since the cooling stop temperature was low, the dislocation density at 0.25 mm below the surface was high, and the HV 0.1 exceeded 230, the SSCC resistance after pipe making was inferior. In addition, since the hardness of the central segregation portion was also increased, the HIC resistance was also deteriorated. In No. 20 and No. 23, the average cooling rate from 750° C. to 550° C. at the steel plate temperature in 0.25 mm below the surface of the steel sheet greatly exceeded 50° C./s, so the dislocation density at 0.25 mm below the surface It increased, and HV 0.1 exceeded 230, and SSCC resistance after pipe making was inferior. Moreover, in No. 23, the HIC resistance in the surface layer was also deteriorated. For No.21 and No.22, since the average cooling rate at 550°C or less in 0.25 mm below the surface of the steel sheet is less than 150°C/s, the non-uniform cooling of the steel sheet becomes remarkable, and the HV 0.1 is 230 or less on average. Was satisfied, but the hardness variation was large, and since a portion with high hardness was locally generated, the SSCC resistance after pipe making was inferior. In No. 24 to No. 27, the component composition of the steel sheet was outside the range of the present invention, the dislocation density at 0.25 mm below the surface was high, and the HV 0.1 exceeded 230, so that the SSCC resistance after piping was inferior. In addition, about No. 24 to No. 27, since the hardness of the central segregation portion increased, the HIC resistance was also inferior. No. 28 deteriorated SSCC resistance in an environment where the partial pressure of hydrogen sulfide was low because the amount of Ni in the steel sheet was excessive. As for No. 29, since the steel sheet does not contain Mo, the SSCC resistance deteriorated under a very strict corrosive environment with a partial pressure of hydrogen sulfide of 2 Bar. In No.30, since the average cooling rate from 750°C to 550°C exceeded 50°C/s at the steel sheet temperature at 0.25 mm below the surface of the steel sheet, it has SSCC resistance under a very strict corrosive environment of 2 Bar of hydrogen sulfide partial pressure. Deteriorated.

산업상 이용가능성Industrial applicability

본 발명에 의하면, 내 HIC 성뿐만 아니라, 보다 엄격한 부식 환경하에서의 내 SSCC 성 및 1 bar 미만의 황화수소 분압이 낮은 환경에 있어서의 내 SSCC 성도 우수한 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 공급할 수 있다. 따라서, 이 강판을 냉간 성형하여 제조한 강관 (전봉 강관, 스파이럴 강관, UOE 강관 등) 은, 내사워성을 필요로 하는 황화수소를 포함하는 원유나 천연 가스의 수송에 바람직하게 사용할 수 있다. According to the present invention, it is possible to supply a high-strength steel sheet for a sour line pipe having excellent HIC resistance, as well as SSCC resistance under a more severe corrosive environment and SSCC resistance in an environment with a low hydrogen sulfide partial pressure of less than 1 bar. Therefore, steel pipes (electrically sealed steel pipes, spiral steel pipes, UOE steel pipes, etc.) manufactured by cold forming this steel sheet can be preferably used for transporting crude oil or natural gas containing hydrogen sulfide requiring sour resistance.

Claims (7)

질량％ 로, 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 ％ 및 Ca : 0.0005 ∼ 0.005 ％ 를 함유하고, 추가로 Nb : 0.005 ∼ 0.1 ％ 및 Ti : 0.005 ∼ 0.1 ％ 에서 선택되는 1 종 이상을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
강판 표면하 0.25 ㎜ 에 있어서의 강 조직이, 전위 밀도 1.0 × 1014 ∼ 7.0 × 1014 (m-2) 의 베이나이트 조직이고,
강판 표면하 0.25 ㎜ 에 있어서의 비커스 경도의 편차가, 표준 편차를 σ 로 했을 때에 3σ 에서 30 HV 이하이고,
520 ㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 것을 특징으로 하는 내사워 라인 파이프용 고강도 강판.By 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%, further contains at least one selected from Nb: 0.005 to 0.1% and Ti: 0.005 to 0.1%, the balance has a component composition consisting of Fe and unavoidable impurities ,
The steel structure in 0.25 mm below the surface of the steel sheet is a bainite structure with a dislocation density of 1.0 × 10 14 to 7.0 × 10 14 (m -2 ),
The variation of the Vickers hardness in 0.25 mm below the surface of the steel sheet is 30 HV or less in 3σ when the standard deviation is σ,
High-strength steel plate for sour-resistant line pipe, characterized in that it has a tensile strength of 520 MPa or more. 제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.10 ％ 이하 및 Cr : 0.50 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 이상을 함유하는, 내사워 라인 파이프용 고강도 강판.The method of claim 1,
The high-strength steel sheet for a sour line pipe, wherein the component composition further contains at least one selected from among 0.50% or less of Cu, 0.10% or less of Ni, and 0.50% or less of Cr. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로, V : 0.005 ∼ 0.1 ％, Zr : 0.0005 ∼ 0.02 ％, Mg : 0.0005 ∼ 0.02 ％ 및 REM : 0.0005 ∼ 0.02 ％ 중에서 선택한 1 종 이상을 함유하는, 내사워 라인 파이프용 고강도 강판.The method according to claim 1 or 2,
Sour-resistant line, wherein the component composition further contains at least one selected from among V: 0.005 to 0.1%, Zr: 0.0005 to 0.02%, Mg: 0.0005 to 0.02%, and REM: 0.0005 to 0.02% in mass% High-strength steel plate for pipes. 질량％ 로, 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 ％ 및 Ca : 0.0005 ∼ 0.005 ％ 를 함유하고, 추가로 Nb : 0.005 ∼ 0.1 ％ 및 Ti : 0.005 ∼ 0.1 ％ 에서 선택되는 1 종 이상을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성을 갖는 강편을, 1000 ∼ 1300 ℃ 의 온도로 가열한 후, 열간 압연하여 강판으로 하고,
그 후 상기 강판에 대하여,
냉각 개시시의 강판 표면 온도 : (Ar3 － 10 ℃) 이상,
강판 표면하 0.25 ㎜ 에 있어서의 강판 온도에서 750 ℃ 로부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 : 50 ℃/s 이하,
강판 평균 온도에서 750 ℃ 로부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 : 15 ℃/s 이상,
강판 표면하 0.25 ㎜ 에 있어서의 강판 온도에서 550 ℃ 로부터 냉각 정지시의 온도까지 평균 냉각 속도 : 150 ℃/s 이상, 및
강판 평균 온도에서 냉각 정지 온도 : 250 ∼ 550 ℃
의 조건에서 제어 냉각을 실시하는 것을 특징으로 하는 내사워 라인 파이프용 고강도 강판의 제조 방법.By 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 Steel slab containing 0.50% and Ca: 0.0005 to 0.005%, further containing at least one selected from Nb: 0.005 to 0.1% and Ti: 0.005 to 0.1%, the balance being Fe and unavoidable impurities After heating at a temperature of 1000 to 1300°C, hot rolling is performed to obtain a steel sheet,
Then for the steel plate,
Steel sheet surface temperature at the start of cooling: (Ar 3 - 10 ℃) above,
Average cooling rate from 750°C to 550°C at the steel sheet temperature in 0.25 mm below the surface of the steel sheet: 50°C/s or less,
Average cooling rate from 750°C to 550°C at the average temperature of the steel sheet: 15°C/s or more,
Average cooling rate from 550°C to the temperature at the time of stopping cooling at the steel sheet temperature in 0.25 mm below the surface of the steel sheet: 150°C/s or more,
Cooling stop temperature at the average temperature of the steel sheet: 250 ∼ 550 ℃
A method for producing a high-strength steel sheet for a sour line pipe, characterized in that controlled cooling is performed under conditions of. 제 4 항에 있어서,
상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.10 ％ 이하 및 Cr : 0.50 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 이상을 함유하는, 내사워 라인 파이프용 고강도 강판의 제조 방법.The method of claim 4,
The method for producing a high-strength steel sheet for a sour line pipe, wherein the component composition further contains at least one selected from among 0.50% or less of Cu, 0.10% or less of Ni, and 0.50% or less of Cr. 제 4 항 또는 제 5 항에 있어서,
상기 성분 조성이, 추가로 질량％ 로, V : 0.005 ∼ 0.1 ％, Zr : 0.0005 ∼ 0.02 ％, Mg : 0.0005 ∼ 0.02 ％ 및 REM : 0.0005 ∼ 0.02 ％ 중에서 선택한 1 종 이상을 함유하는, 내사워 라인 파이프용 고강도 강판의 제조 방법.The method according to claim 4 or 5,
Sour-resistant line, wherein the component composition further contains at least one selected from among V: 0.005 to 0.1%, Zr: 0.0005 to 0.02%, Mg: 0.0005 to 0.02%, and REM: 0.0005 to 0.02% in mass% Manufacturing method of high-strength steel plate for pipes. 제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 기재된 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 사용한 고강도 강관. A high-strength steel pipe using the high-strength steel plate for a sour-resistant line pipe according to any one of claims 1 to 3.
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