WO2021193383A1 - 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管 - Google Patents

耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管 Download PDF

Info

Publication number
WO2021193383A1
WO2021193383A1 PCT/JP2021/011238 JP2021011238W WO2021193383A1 WO 2021193383 A1 WO2021193383 A1 WO 2021193383A1 JP 2021011238 W JP2021011238 W JP 2021011238W WO 2021193383 A1 WO2021193383 A1 WO 2021193383A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
less
strength
sour
temperature
Prior art date
Application number
PCT/JP2021/011238
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
大地 泉
純二 嶋村
雄太 田村
上岡　悟史
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to EP21774925.8A priority Critical patent/EP4129510A1/en
Priority to KR1020227031130A priority patent/KR20220137970A/ko
Priority to CN202180020748.6A priority patent/CN115298340B/zh
Priority to JP2021551989A priority patent/JP7264269B2/ja
Priority to BR112022019204A priority patent/BR112022019204A2/pt
Publication of WO2021193383A1 publication Critical patent/WO2021193383A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/02—Hardening articles or materials formed by forging or rolling, with no further heating beyond that required for the formation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes

Definitions

  • the present invention provides a high-strength steel plate for sour line pipes, which is suitable for use in line pipes in the fields of construction, marine structures, shipbuilding, civil engineering, and machinery for the construction industry, and has excellent material uniformity in steel plates, and production thereof. It's about the method.
  • the present invention also relates to a high-strength steel pipe using the above-mentioned high-strength steel plate for sour-resistant pipes.
  • 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.
  • the line pipe used for transporting crude oil containing hydrogen sulfide and natural gas has hydrogen sulfide-induced cracking resistance (HIC (Hydrogen Induced Racing) resistance) and sulfide resistance, in addition to strength, toughness, and weldability.
  • So-called sour resistance such as stress corrosion crack resistance (SSCC (Sulfide Stress Corrosion Cracking) resistance) is required.
  • SSCC Stress Corrosion Cracking
  • HIC hydrogen ions due to the corrosion reaction are adsorbed on the steel surface, penetrate into the steel as atomic hydrogen, and diffuse and accumulate around non-metal inclusions such as MnS in the steel and the hard second phase structure.
  • TMCP Thermo-Mechanical Control Process
  • TMCP Thermo-Mechanical Control Process
  • it is effective to increase the cooling rate during controlled cooling.
  • controlled cooling is performed at a high cooling rate, the surface layer portion of the steel sheet is rapidly cooled, so that the hardness of the surface layer portion is higher than that inside the steel sheet.
  • work hardening occurs when the steel sheet is formed into a tubular shape, so that the hardness of the surface layer portion is further increased and the SSCC resistance is lowered.
  • Patent Documents 1 and 2 disclose a method of performing controlled cooling at a high cooling rate in which the surface is reheated after rolling and before the surface layer portion completes the bainite transformation.
  • Patent Documents 3 and 4 disclose a method for manufacturing a steel sheet for a line pipe, which uses a high-frequency induction heating device to heat the surface of the steel sheet after accelerated cooling to a higher temperature than the inside to reduce the hardness of the surface layer portion. Has been done.
  • Patent Documents 5 and 6 disclose a method of reducing the cooling unevenness caused by the scale thickness unevenness and improving the steel sheet shape by performing descaling immediately before cooling the steel sheet. ..
  • descaling is used to reduce surface texture defects due to scale indentation defects during hot straightening and to reduce variations in the cooling stop temperature of the steel sheet to improve the shape of the steel sheet. ..
  • the descaling conditions have not been optimized from the viewpoint of improving SSCC resistance. Further, no consideration is given to the cooling conditions for reducing the hardness of the surface layer portion of the steel sheet.
  • Patent Documents 1 to 6 the conditions for avoiding fine cracks such as Fisher in an environment where the partial pressure of hydrogen sulfide is relatively low are not clear.
  • the present invention is a sour line pipe excellent not only in HIC resistance but also in SSCC resistance under a harsher corrosion environment and SSCC resistance in an environment with a low partial pressure of hydrogen sulfide of less than 1 bar. It is an object of the present invention to provide a high-strength steel plate for use together with its advantageous manufacturing method. Another object of the present invention is to propose a high-strength steel pipe using the above-mentioned high-strength steel plate for sour-resistant pipes.
  • the present inventors have determined the composition of the steel sheet and the surface of the steel sheet in order to obtain a high-strength steel sheet in which there is no locally high-hardness portion at a position of 0.25 mm below the surface of the steel sheet at the polar surface layer portion, specifically, the surface of the steel sheet. Numerous experiments were repeated on the properties of the scale present in the steel sheet and the manufacturing conditions of the steel sheet.
  • the gist structure of the present invention is as follows. [1] In terms of mass%, C: 0.020 to 0.080%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.50 to 1.80%, P: 0.015% or less, S: 0.0015% or less, Al: 0.010 to 0.080%, N: 0.0010 to 0.0080%, Mo: 0.01 to 0.50% and Ca: 0.0005 to 0.0050%. It contains and has a component composition in which the balance consists of Fe and unavoidable impurities. The magnetite ratio in the scale existing on the surface of the steel sheet is 50% or more. The maximum value of Vickers hardness at 0.25 mm below the surface of the steel sheet is 230 HV or less. A high-strength steel plate for sour-resistant pipes having a tensile strength of 520 MPa or more.
  • the above-mentioned component composition further contains at least one selected from Cu: 0.30% or less, Ni: 0.10% or less, and Cr: 0.50% or less in mass%.
  • the component composition is, in mass%, Nb: 0.005 to 0.1%, V: 0.005 to 0.1%, Ti: 0.005 to 0.1%, Zr: 0.
  • Nb 0.005 to 0.1%
  • V 0.005 to 0.1%
  • Ti 0.005 to 0.1%
  • Zr 0.
  • the above [1] or [2] which contains at least one selected from 0005 to 0.02%, Mg: 0.0005 to 0.02% and REM: 0.0005 to 0.02%.
  • a steel piece having the component composition according to any one of the above [1] to [3] is heated to a temperature of 1000 to 1300 ° C. After that, the steel piece is hot-rolled to form a steel sheet, and at that time, descaling of a discharge pressure of 10 MPa or more is performed in a rolling pass of 50% or more of the number of rolling passes of the hot rolling.
  • the high-strength steel sheet for sour-line pipes of the present invention and the high-strength steel pipe using the high-strength steel sheet for sour-line pipes have not only HIC resistance but also SSCC resistance under more severe corrosion environment and less than 1 bar. It also has excellent SSCC resistance in an environment with low hydrogen sulfide partial pressure. Further, according to the method for producing a high-strength steel plate for sour line pipes of the present invention, not only HIC resistance but also SSCC resistance in a harsher corrosion environment and resistance in an environment with a low partial pressure of hydrogen sulfide of less than 1 bar are obtained. It is possible to manufacture a high-strength steel plate for sour line pipes having excellent SSCC properties.
  • C 0.020 to 0.080% C effectively contributes to the improvement of strength, but if the content is less than 0.020%, sufficient strength cannot be secured. Therefore, the amount of C is 0.020% or more, preferably 0.025% or more. On the other hand, if the amount of C exceeds 0.080%, the hardness of the surface layer portion and the central segregation portion increases during accelerated cooling, so that SSCC resistance and HIC resistance deteriorate. In addition, the toughness also deteriorates. Therefore, the amount of C is set to 0.080% or less, preferably 0.070% or less.
  • Si 0.01-0.50% Si is added for deoxidation, but if the content is less than 0.01%, the deoxidizing effect is not sufficient. Therefore, the amount of Si is 0.01% or more, preferably 0.05% or more. On the other hand, if the amount of Si exceeds 0.50%, the toughness and weldability deteriorate. Therefore, the amount of Si is 0.50% or less, preferably 0.45% or less.
  • Mn 0.50 to 1.80% Mn effectively contributes to the improvement of strength and toughness, but if the content is less than 0.50%, the effect of adding Mn is not sufficiently exhibited. Therefore, the amount of Mn is 0.50% or more, preferably 0.80% or more. On the other hand, if the amount of Mn exceeds 1.80%, the hardness of the surface layer portion and the central segregation portion increases during accelerated cooling, so that SSCC resistance and HIC resistance deteriorate. Weldability also deteriorates. Therefore, the amount of Mn is 1.80% or less, preferably 1.70% or less.
  • P 0.015% or less
  • P is an unavoidable impurity element, which deteriorates weldability and increases the hardness of the surface layer portion and the central segregation portion, thereby deteriorating SSCC resistance and HIC resistance.
  • the amount of P is set to 0.015% or less, preferably 0.008% or less. The lower the amount of P, the better, but from the viewpoint of refining cost, it is preferably 0.001% or more.
  • S 0.0015% or less S is an unavoidable impurity element, which becomes an MnS inclusion in steel and deteriorates HIC resistance. Therefore, the amount of S is 0.0015% or less, preferably 0.0010% or less. The lower the amount of S, the better, but from the viewpoint of refining cost, it is preferably 0.0002% or more.
  • Al 0.010 to 0.080% Al is added as an antacid, but its effect is not sufficiently exhibited when the content is less than 0.010%. Therefore, the amount of Al is 0.010% or more, preferably 0.015% or more. On the other hand, when the amount of Al exceeds 0.080%, the cleanliness of the steel is lowered and the toughness is deteriorated. Therefore, the amount of Al is set to 0.080% or less, preferably 0.070% or less.
  • N 0.0010 to 0.0080% 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 is 0.0010% or more, preferably 0.0015% or more. On the other hand, if the amount of N exceeds 0.0080%, the hardness of the surface layer portion and the central segregation portion increases during accelerated cooling, so that SSCC resistance and HIC resistance deteriorate. In addition, the toughness also deteriorates. Therefore, the amount of N is 0.0080% or less, preferably 0.0070% or less.
  • Mo 0.01-0.50%
  • Mo is an element effective for improving toughness and increasing strength, and is an element effective for improving SSCC resistance regardless of the partial pressure of hydrogen sulfide.
  • the present inventors have found that when a steel sheet containing Mo is subjected to an SSCC test, the surface of the steel sheet after the test is smoother than the surface of the steel sheet containing no Mo after the SSCC test. The mechanism is not always clear, but it is considered that this is related to the improvement of SSCC resistance. In order to obtain this effect, the amount of Mo needs to be 0.01% or more, preferably 0.10% or more.
  • the amount of Mo is 0.50% or less, preferably 0.40% or less.
  • Ca 0.0005 to 0.0050% Ca is an element effective for improving HIC resistance by controlling the morphology of sulfide-based inclusions, but the effect is not sufficiently exhibited when the content is less than 0.0005%. Therefore, the amount of Ca is 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-mentioned effect is saturated, but also the cleanliness of the steel is lowered, so that the HIC resistance is deteriorated. Therefore, the amount of Ca is 0.0050% or less, preferably 0.0045% or less.
  • the component composition in the present invention, is one or more selected from Cu, Ni and Cr in order to further improve the strength and toughness of the steel sheet. , May be arbitrarily contained in the following range.
  • Cu 0.30% or less
  • Cu is an element effective for improving toughness and increasing strength, and the amount of Cu is preferably 0.05% or more in order to obtain this effect.
  • the amount of Cu exceeds 0.30%, fine cracks called fishers are likely to be generated in an environment where the partial pressure of hydrogen sulfide is less than 1 bar, and the SSCC resistance deteriorates. Therefore, when Cu is added, the amount of Cu is 0.30% or less, preferably 0.25% or less.
  • Ni 0.10% or less
  • Ni is an element effective for improving toughness and increasing strength, and the amount of Ni is preferably 0.01% or more in order to obtain this effect.
  • the amount of Ni exceeds 0.10%, the SSCC resistance deteriorates because fine cracks called fishers are likely to be generated in an environment where the partial pressure of hydrogen sulfide is less than 1 bar. Therefore, when Ni is added, the amount of Ni is 0.10% or less, preferably 0.05% or less.
  • Cr 0.50% or less Cr is an element effective for obtaining sufficient strength even at low C like Mn, and the amount of Cr is preferably 0.05% or more in order to obtain this effect.
  • the amount of Cr exceeds 0.50%, the hardenability becomes excessive, so that the hardness of the surface layer portion and the central segregation portion increases during accelerated cooling, and the SSCC resistance and the HIC resistance deteriorate. Weldability also deteriorates. Therefore, when Cr is added, the amount of Cr is 0.50% or less, preferably 0.45% or less.
  • the component composition may further optionally contain one or more selected from Nb, V, Ti, Zr, Mg and REM within the following range.
  • Nb 0.005 to 0.1%
  • V 0.005 to 0.1%
  • Ti 0.005 to 0.1%
  • Zr 0.0005 to 0.02%
  • Mg 0.0005 to One or more selected from 0.02% and REM: 0.0005 to 0.02%
  • Nb, V and Ti are all elements that can be arbitrarily added in order 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 of each element is preferably 0.005% or more. On the other hand, if the content of these elements exceeds 0.1%, the toughness of the welded portion deteriorates. Therefore, when these elements are added, the content of each element is preferably 0.1% or less.
  • Zr, Mg and REM are elements that can be arbitrarily added in order to enhance toughness through grain refinement and to enhance 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 of each element is preferably 0.0005% or more. On the other hand, when the content of these elements exceeds 0.02%, the effect is saturated. Therefore, when these elements are added, the content of each element is preferably 0.02% or less.
  • the present invention relates to 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 goes without saying that the sour resistance is also satisfied with the HIC resistance at the same time.
  • the CP value obtained by the following equation (1) is preferably 1.00 or less.
  • 0 may be substituted for the element which is not added.
  • the CP value is an equation devised to estimate the material of the central segregation portion from the content of each alloy element, and the higher the CP value of the above equation (1), the higher the component concentration of the central segregation portion. Increases, and the hardness of the central segregated portion increases. Therefore, by setting the CP value obtained in the above equation (1) to 1.00 or less, it is possible to suppress the occurrence of cracks in the HIC test. Further, the lower the CP value, the lower the hardness of the central segregated portion. Therefore, when higher HIC resistance is required, the upper limit thereof may be 0.95.
  • the balance other than the above elements consists of Fe and unavoidable impurities.
  • the content of other trace elements is not hindered as long as the action and effect of the present invention are not impaired.
  • O is an element unavoidably contained in steel, but if its content is 0.0050% or less, preferably 0.0040% or less, it is acceptable in the present invention.
  • the steel structure of the high-strength steel sheet for sour-resistant pipes of the present invention is preferably a bainite phase.
  • a bainite phase in order to suppress the maximum hardness of 0.25 mm below the surface of the steel sheet to a certain level or less and improve the SSCC resistance, it is preferable to use a bainite phase in the steel structure of 0.25 mm below the surface of the steel sheet.
  • the entire steel structure of the steel sheet including the portion other than the surface layer portion is a bainite phase.
  • the structure at the center of the plate thickness may be the bainite phase on behalf of the “part other than the surface layer portion”.
  • the bainite phase includes a structure called bainitic ferrite or granular ferrite that transforms during accelerated cooling or after accelerated cooling, which contributes to strengthening the transformation.
  • bainitic ferrite or granular ferrite that transforms during accelerated cooling or after accelerated cooling, which contributes to strengthening the transformation.
  • heterogeneous structures such as ferrite, martensite, pearlite, island-like martensite, and retained austenite are mixed in the bainite phase, the strength decreases, the toughness deteriorates, and the surface hardness increases. The smaller the fraction, the better.
  • the surface integral of the structure other than the bainite phase is sufficiently low, those effects can be ignored, and a certain amount is acceptable.
  • the total of steel structures other than bainite is less than 10% in area fraction, there is no significant effect, so it is permissible. It is more preferably less than 5%.
  • the magnetite ratio in the scale existing on the surface of the steel sheet after controlled cooling is 50% or more.
  • the scale present on the surface of the steel sheet after controlled cooling consists of wustite (FeO), magnetite (Fe 3 O 4 ), and hematite (Fe 2 O 3 ).
  • the magnetite ratio is less than 50%, the present inventors locally form a high hardness portion at a position 0.25 mm below the surface of the steel sheet, and as a result, the Vickers hardness at 0.25 mm below the surface of the steel sheet.
  • the magnetite ratio must be at least 50% or more.
  • the upper limit of the magnetite ratio is not particularly limited, and the magnetite ratio may be 100% or less, or 95% or less.
  • the "maximum value of the Vickers hardness (HV0.5) at 0.25 mm below the surface of the steel sheet” is the Vickers hardness (HV0. 5) is measured at 100 points at equal intervals along the plate width direction, and means the highest value among the measured values.
  • HV0.5 the Vickers hardness
  • the indentation becomes smaller by measuring with HV0.5, so that the hardness information at a position closer to the surface and more sensitive to the microstructure are obtained. This is because it is possible to obtain various hardness information.
  • the indentation size becomes excessively small and the measurement variation becomes large.
  • the reason why the maximum hardness is evaluated instead of the average hardness is as follows. That is, if there is a locally hard part, cracks are likely to grow. Therefore, in order to accurately investigate the crack growth sensitivity, it is more suitable to evaluate by the maximum hardness that can detect the locally hard part. be.
  • the high-strength steel sheet of the present invention is a steel sheet for steel pipes having a strength of X60 grade or higher of API 5L, it is assumed to have a tensile strength of 520 MPa or higher.
  • the high-strength steel plate of the present invention has a thickness of 14 to 39 mm.
  • slab heating temperature 1000-1300 ° C If the slab heating temperature is less than 1000 ° C., the solid solution of the carbide becomes insufficient and the amount of solid solution strengthening becomes small, so that the required strength cannot be obtained. Therefore, the slab heating temperature is set to 1000 ° C. or higher, preferably 1030 ° C. or higher. On the other hand, when the slab heating temperature exceeds 1300 ° C., the crystal grains become extremely coarse and the toughness deteriorates. Therefore, the slab heating temperature is set to 1300 ° C. or lower, preferably 1250 ° C. or lower. It should be noted that this temperature is the temperature inside the heating furnace, and it is assumed that the slab is heated to this temperature up to the center.
  • the hot rolling step it is important to perform descaling of a discharge pressure of 10 MPa or more in a rolling pass of 50% or more of the number of hot rolling passing passes.
  • the "rolling pass” referred to here includes both a rough rolling rolling pass and a finish rolling rolling pass during the hot rolling process. Specifically, in a rolling pass of 50% or more of the number of rolling passes of hot rolling, descaling of a discharge pressure of 10 MPa or more on the surface of the slab at a position immediately before the slab (steel piece) is introduced into the rolling pass. I do.
  • This descaling condition is one of the necessary conditions for suppressing the non-uniform formation of scale and making the magnetite ratio in the scale existing on the surface of the steel sheet 50% or more after controlled cooling.
  • the "position immediately before the slab is introduced into the rolling path" is within 3 m, preferably within 1.5 m, from the position of the roll shaft of the rolling mill corresponding to the rolling path in the longitudinal direction of the hot rolling line. It shall mean the position of.
  • the number of rough rolling passes may be arbitrarily set within a general range and is not particularly limited, but is preferably 2 or more and 12 or less, for example.
  • the number of finish rolling passes may be arbitrarily set within a general range and is not particularly limited, but is preferably 5 or more and 15 or less, for example.
  • the descaling method may follow a conventional method, and can be performed, for example, by injecting high-pressure water onto the slab surface from a plurality of descaling nozzles arranged along the width direction of the hot rolling line.
  • general conditions may be adopted for conditions other than the discharge pressure (for example, the amount of water, the distance between the nozzle and the slab, and the nozzle angle).
  • the discharge pressure is 10 MPa or more, preferably 15 MPa or more.
  • the number of descaling is 50% or more, preferably 60% or more of the number of rolling passes.
  • the upper limit of the number of descaling is not particularly limited, and may be 100% of the number of rolling passes, that is, descaling may be performed immediately before all rolling passes.
  • the rolling end temperature at the steel sheet surface temperature is the required base material toughness and rolling. It is necessary to set in consideration of efficiency. From the viewpoint of improving the strength and HIC resistance, it is preferable that the rolling end temperature is equal to or higher than the Ar 3 transformation point at the surface temperature of the steel sheet.
  • the Ar 3 transformation point means the ferrite transformation start temperature during cooling, and can be obtained from the components of steel, for example, by the following formula.
  • the surface temperature of the steel sheet can be measured with a radiation thermometer or the like.
  • Ar 3 (° C.) 910-310 [% C] -80 [% Mn] -20 [% Cu] -15 [% Cr] -55 [% Ni] -80 [% Mo]
  • [% X] indicates the content (mass%) of the X element in the steel.
  • Cooling start temperature the steel plate surface temperature (Ar 3 -10 °C) or cooling at the start of the steel sheet surface temperature is low, becomes large ferrite amount before controlled cooling.
  • the HIC resistance may deteriorate the strength reduction is increased. Therefore, the steel sheet surface temperature of the cooling at the start and (Ar 3 -10 °C) or higher.
  • the surface temperature of the steel sheet at the start of cooling is equal to or lower than the temperature at the end of rolling.
  • Average cooling rate from 750 ° C to 550 ° C at steel plate temperature 0.25 mm below the surface of the steel plate 20 to 100 ° C / s It is important to slow down the average cooling rate from 750 ° C to 550 ° C as much as possible at the steel plate temperature 0.25 mm below the surface of the steel sheet to create a high-temperature transformation phase, and the slower the cooling rate, the lower the maximum hardness. Can be done. Since the temperature range from 750 ° C. to 550 ° C. is an important temperature range in bainite transformation, it is important to control the cooling rate in this temperature range.
  • the average cooling rate is 100 ° C./s or less, preferably 80 ° C./s or less. If the average cooling rate is less than 20 ° C./s, ferrite and pearlite are generated and the strength becomes insufficient. Therefore, the average cooling rate is set to 20 ° C./s or more.
  • the temperature of the steel sheet at 0.25 mm below the surface of the steel sheet is from 550 ° C to the cooling stop temperature.
  • the average cooling rate is preferably 110 ° C./s or higher, more preferably 150 ° C./s or higher. Further, from the viewpoint of more reliably suppressing the formation of high hardness portions, the average cooling rate is preferably 200 ° C./s or less.
  • Average cooling rate from 750 ° C to 550 ° C at average steel plate temperature 15 ° C / s or more
  • the average cooling rate at the average temperature of the steel sheet is set to 15 ° C./s or more.
  • the average cooling rate at the average temperature of the steel sheet is preferably 20 ° C./s or more.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited, but the average cooling rate is preferably 80 ° C./s or less so that the low temperature transformation product is not excessively produced.
  • the surface temperature at the start of cooling and the surface at the target cooling stop measured by a radiation thermometer measured by a radiation thermometer.
  • the temperature distribution in the plate thickness cross section can be obtained in real time by difference calculation using a process computer.
  • the temperature at 0.25 mm below the surface of the steel sheet in the temperature distribution is defined as "the temperature of the steel sheet at 0.25 mm below the surface of the steel sheet" in the present specification, and the average value of the temperatures in the thickness direction in the temperature distribution is the "steel plate” in the present specification. "Average temperature".
  • Cooling stop temperature 250 to 550 ° C at the steel plate temperature 0.25 mm below the surface of the steel sheet
  • the cooling stop temperature is one of the necessary conditions for setting the magnetite ratio in the scale existing on the surface of the steel sheet to 50% or more after controlled cooling. If the cooling stop temperature exceeds 550 ° C., the bainite transformation is incomplete and sufficient strength cannot be obtained. If the cooling stop temperature is less than 250 ° C., the magnetite ratio cannot be 50% or more as a result of the increase in wustite. As a result, the maximum value of Vickers hardness at 0.25 mm below the surface of the steel sheet exceeds 230 HV, so that the SSCC resistance after pipe forming deteriorates.
  • the cooling stop temperature is 250 to 550 ° C., which is the temperature of the steel sheet at 0.25 mm below the surface of the steel sheet.
  • High-strength steel pipe The high-strength steel pipe of the present invention is formed into a tubular shape by press bend forming, roll forming, UOE forming, etc., and then the butt portion is welded to form a high-strength steel pipe for sour line pipes suitable for transporting crude oil and natural gas.
  • UOE steel pipe, electric resistance steel pipe, spiral steel pipe, etc. can be manufactured.
  • the end portion of a steel plate is grooved, formed into a steel pipe shape by C press, U press, and O press, and then the butt portion is seam welded by inner surface welding and outer surface welding, and further, if necessary.
  • the welding method may be any method as long as sufficient joint strength and joint toughness can be obtained, but from the viewpoint of excellent welding quality and manufacturing efficiency, submerged arc welding is preferably used.
  • the pipe can be expanded even for a steel pipe in which a steel plate is formed into a tubular shape by press bend forming and then a butt portion is seam welded.
  • the steel having the composition shown in Table 1 is made into a slab by a continuous casting method, heated to the temperature shown in Table 2, and then hot-rolled at the rolling end temperature shown in Table 2, and the steel plate having the plate thickness shown in Table 2 is subjected to hot rolling. And said.
  • the hot rolling process consists of 2 to 12 passes for rough rolling and 5 to 15 passes for finish rolling, for a total of 10 to 25 passes. Scaled. Then, the steel sheet was controlled-cooled using a water-cooled control cooling device under the conditions shown in Table 2.
  • the scale was collected from the surface of the obtained steel sheet.
  • the scale was collected at a total of 9 locations at the center of the width of the steel sheet and both ends in the width direction at the tip, center, and end positions in the longitudinal direction of the steel sheet, and a scale of 0.5 g or more was collected at each location.
  • the scales collected at each site are phase-identified by the X-ray diffraction (XRD) method, and quantitative analysis (that is, measurement of the magnetite ratio) is performed using the Reference Intensity Ratio (RIR) method. went.
  • the average value of the magnetite ratios of the nine scales is shown in Table 3 as the "magnetite ratio" in the present invention.
  • the SSCC resistance was evaluated by forming a pipe using a part of each of these steel sheets.
  • Pipe making is manufactured through a pipe expansion process in which the end of the steel sheet is grooved, formed into a steel pipe shape by C press, U press, and O press, and then the butt portion of the inner and outer surfaces is seam welded by submerged arc welding. bottom.
  • a 5 ⁇ 15 ⁇ 115 mm SSCC test piece was collected from the inner surface of the steel pipe.
  • a test piece containing both the welded portion and the base material was collected.
  • the inner surface which is the surface to be inspected, was left with black skin in order to retain the state of the outermost layer.
  • a stress of 90% of the actual yield strength (0.5% YS) of each steel pipe is applied to the collected SSCC test piece, and using NACE standard TM0177 Solution A solution, hydrogen sulfide partial pressure: 1 bar, EFC 16 standard.
  • the 4-point bending SSCC test was performed in accordance with the above. Further, using a NACE standard TM0177 Solution B solution, hydrogen sulfide partial pressure: 0.1 bar + carbon dioxide partial pressure: 0.9 bar was performed in accordance with the EFC16 standard 4-point bending SSCC test.
  • the HIC resistance was examined by a 96-hour immersion HIC test at a hydrogen sulfide partial pressure of 1 bar using a NACE standard TM0177 Solution A solution.
  • hydrogen sulfide partial pressure 0.1 bar + carbon dioxide partial pressure: 0.9 bar was examined by a 96-hour immersion HIC test.
  • the HIC resistance is judged to be excellent when the crack length ratio (CLR: Crack Length Ratio) is 10% or less in the HIC test, and is judged to be good when it is more than 10% and 15% or less. If it exceeds 15%, it is judged to be insufficient and marked as ⁇ .
  • CLR Crack Length Ratio
  • the target range of the present invention is a high-strength steel plate for sour line pipes with a tensile strength of 520 MPa or more, a bainite structure at both 0.25 mm and t / 2 positions below the surface, and HV 0.5 at 0.25 mm below the surface.
  • the maximum hardness was 230 or less, no cracks were observed in the SSCC test, and the crack length ratio (CLR) was 15% or less in the HIC test.
  • Reference numeral 31 denotes an example of the invention in which the component composition and the production conditions satisfy the appropriate range of the present invention.
  • the tensile strength of the steel sheet was 520 MPa or more, and the SSCC resistance and HIC resistance were good.
  • Nos. 7 to 18 the composition of the steel sheet is outside the scope of the present invention.
  • No. 7, No. 9, and No. 12 had low strength due to insufficient solid solution strengthening.
  • No. 8, No. 10, No. 11, No. 13, No. 15, and No. 18 were inferior in SSCC resistance and HIC resistance because the maximum hardness of HV0.5 exceeded 230.
  • No. 14 since the steel sheet does not contain Mo, the SSCC resistance deteriorated in a very severe corrosion environment of hydrogen sulfide partial pressure of 2 Bar.
  • No. 16 since the amount of Cu in the steel sheet was excessive, the SSCC resistance in an environment where the partial pressure of hydrogen sulfide was low deteriorated.
  • No. 17 since the amount of Ni in the steel sheet was excessive, the SSCC resistance in an environment where the partial pressure of hydrogen sulfide was low deteriorated.
  • No. 19-No. 29 is a comparative example in which the component composition is within the range of the present invention, but the production conditions are outside the range of the present invention.
  • No. 19 since the slab heating temperature was low, the homogenization of the microstructure and the solid solution of carbides were insufficient, and the strength was low.
  • a high-strength steel plate for sour line pipes which is excellent not only in HIC resistance but also in SSCC resistance under a harsher corrosion environment and SSCC resistance in an environment with a low partial pressure of hydrogen sulfide of less than 1 bar.
  • steel pipes electrostrength steel pipes, spiral steel pipes, UOE steel pipes, etc. manufactured by cold forming this steel sheet can be suitably used for transporting crude oil and natural gas containing hydrogen sulfide, which requires sour resistance. ..

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Rigid Pipes And Flexible Pipes (AREA)

Abstract

耐ＨＩＣ性のみならず、より厳しい腐食環境下での耐ＳＳＣＣ性および１ｂａｒ未満の硫化水素分圧の低い環境における耐ＳＳＣＣ性にも優れた耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を提供する。本発明の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２０～０．０８０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～１．８０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ａｌ：０．０１０～０．０８０％、Ｎ：０．００１０～０．００８０％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％およびＣａ：０．０００５～０．００５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板表面に存在するスケール中のマグネタイト比率が５０％以上であり、鋼板表面下０．２５ｍｍにおけるビッカース硬さの最高値が２３０ＨＶ以下であり、引張強さが５２０ＭＰａ以上であることを特徴とする。

Description

耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管
　本発明は、建築、海洋構造物、造船、土木、建設産業用機械の分野のラインパイプに使用して好適な、鋼板内の材質均一性に優れた耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法に関するものである。また、本発明は、上記の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管に関するものである。
　一般に、ラインパイプは、厚板ミルや熱延ミルによって製造された鋼板を、ＵＯＥ成形、プレスベンド成形およびロール成形等によって、鋼管に成形することで製造される。
　ここに、硫化水素を含む原油や天然ガスの輸送に用いられるラインパイプは、強度、靭性、溶接性などの他に、耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ（Hydrogen Induced Cracking）性）や耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＳＣＣ（Sulfide Stress Corrosion Cracking）性）といった、いわゆる耐サワー性が必要とされる。中でもＨＩＣは、腐食反応による水素イオンが鋼表面に吸着し、原子状の水素として鋼内部に侵入し、鋼中のＭｎＳなどの非金属介在物や硬い第２相組織のまわりに拡散・集積して、分子状の水素となり、その内圧により割れを生ずるもので、油井管に対して比較的強度レベルの低いラインパイプにおいて問題とされ、多くの対策技術が開示されてきた。一方、ＳＳＣＣに関しては、溶接部の高硬度域で発生することが知られており、一般的に、油井用高強度継目無鋼管や、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が低い環境において、ラインパイプの母材部においてもＳＳＣＣが生じることが報告されており、鋼管内面表層部の硬さをコントロールして、より厳しい腐食環境下での耐ＳＳＣＣ性を向上させることの重要性が指摘されている。また、硫化水素分圧が比較的低い環境においては、フィッシャーと呼ばれる微細割れが発生する場合があり、ＳＳＣＣが生じるおそれがある。
　通常、ラインパイプ用高強度鋼板の製造に際しては、制御圧延と制御冷却を組み合わせた、いわゆるＴＭＣＰ（Thermo-Mechanical Control Process）技術が適用されている。このＴＭＣＰ技術を用いて鋼板の高強度化を行うには、制御冷却時の冷却速度を大きくすることが有効である。しかしながら、高冷却速度で制御冷却した場合、鋼板表層部が急冷されるため、鋼板内部に比べて表層部の硬さが高くなる。さらに、鋼板を管状に成形する際に加工硬化が起きるため、表層部の硬さがさらに上昇し、耐ＳＳＣＣ性が低下する。
　上記の問題を解決するために、例えば特許文献１，２には、圧延後、表層部がベイナイト変態を完了する前に表面を復熱させる高冷却速度の制御冷却を行う方法が開示されている。また、特許文献３，４には、高周波誘導加熱装置を用いて、加速冷却後の鋼板表面を内部より高温に加熱して表層部の硬さを低減した、ラインパイプ用鋼板の製造方法が開示されている。
　他方、鋼板表面のスケール厚さにむらがあった場合、冷却時にその下部の鋼板の冷却速度にもばらつきが生じてしまう。これに対し、特許文献５，６には、鋼板を冷却する直前にデスケーリングを行うことにより、スケール厚さむらに起因した冷却むらを低減して、鋼板形状を改善する方法が開示されている。
特許第３９５１４２８号公報 特許第３９５１４２９号公報 特開２００２－３２７２１２号公報 特許第３７１１８９６号公報 特開平９－５７３２７号公報 特許第３７９６１３３号公報
　しかしながら、本発明者らの検討によると、上記特許文献１～６に記載の製造方法で得られる高強度鋼板では、より厳しい腐食環境下での耐ＳＳＣＣ性という観点で改善の余地があることが判明した。その理由としては、以下のようなものが考えられる。
　特許文献１～４に記載の製造方法では、鋼板の制御冷却の条件が十分には最適化されておらず、その結果、鋼板の表層部において局所的に高硬度な部位が生じてしまうものと思われる。
　特許文献５，６に記載の方法では、デスケーリングにより、熱間矯正時のスケールの押し込み疵による表面性状不良の低減や、鋼板の冷却停止温度のばらつきを低減して鋼板形状を改善している。しかしながら、耐ＳＳＣＣ性を向上させるという観点からのデスケーリング条件の最適化は行われていない。また、鋼板の表層部の硬さを低減するための冷却条件に関しては、何ら配慮がなされていない。
　また、特許文献１～６では、硫化水素分圧が比較的低い環境におけるフィッシャーのような微細割れを回避する条件は明確でなかった。
　そこで本発明は、上記課題に鑑み、耐ＨＩＣ性のみならず、より厳しい腐食環境下での耐ＳＳＣＣ性および１ｂａｒ未満の硫化水素分圧の低い環境における耐ＳＳＣＣ性にも優れた耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を、その有利な製造方法と共に提供することを目的とする。また、本発明は、上記耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管を提案することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決するべく鋭意検討したところ、高強度鋼管の耐ＳＳＣＣ性をさらに向上させるためには、従来知見どおり単に表層部の硬さを抑えるだけでは不十分であることが判明した。すなわち、従来技術では、表層部の硬さを全体的に抑制したとしても、実際には、表層部のうち鋼板表面に限りなく近い極表層部において、局所的に高硬度な部位が生じてしまい、当該部位を起点にＳＳＣＣが発生してしまうのである。そこで、本発明者らは、極表層部、具体的には鋼板表面下０．２５ｍｍの位置において、局所的に高硬度な部位が存在しない高強度鋼板を得るべく、鋼板の成分組成、鋼板表面に存在するスケールの性状、および鋼板の製造条件について、数多くの実験を繰り返した。
　その結果、所定の成分組成を採用することと、鋼板表面にマグネタイトを主体とするスケールを生成させることが、鋼板表面下０．２５ｍｍの位置において局所的に高硬度な部位が存在しない高強度鋼板を得るための必要条件であることが分かった。そして、鋼板表面にマグネタイトを主体とするスケールを生成させるためには、熱間圧延工程で行うデスケーリングの条件を最適化することと、制御冷却時の冷却停止温度を所定の範囲に設定することが必要であることが分かった。さらに、製造条件に関する必要条件としては、鋼板表面下０．２５ｍｍにおける冷却速度を厳密にコントロールする必要があり、その条件を見出すことに成功した。本発明は、この知見をもとになされたものである。
　すなわち、本発明の要旨構成は以下のとおりである。
　［１］質量％で、Ｃ：０．０２０～０．０８０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～１．８０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ａｌ：０．０１０～０．０８０％、Ｎ：０．００１０～０．００８０％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％およびＣａ：０．０００５～０．００５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
　鋼板表面に存在するスケール中のマグネタイト比率が５０％以上であり、
　鋼板表面下０．２５ｍｍにおけるビッカース硬さの最高値が２３０ＨＶ以下であり、
　引張強さが５２０ＭＰａ以上である
ことを特徴とする耐サワーラインパイプ用高強度鋼板。
　［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．１０％以下およびＣｒ：０．５０％以下のうちから選んだ１種以上を含有する、上記［１］に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板。
　［３］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５～０．１％、Ｖ：０．００５～０．１％、Ｔｉ：０．００５～０．１％、Ｚｒ：０．０００５～０．０２％、Ｍｇ：０．０００５～０．０２％およびＲＥＭ：０．０００５～０．０２％のうちから選んだ１種以上を含有する、上記［１］または［２］に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板。
　［４］上記［１］～［３］のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼片を１０００～１３００℃の温度に加熱し、
　その後、前記鋼片に熱間圧延を施して鋼板とし、その際、前記熱間圧延の圧延パス数の５０％以上の圧延パスにおいて、吐出圧力１０ＭＰａ以上のデスケーリングを行い、
　その後、前記鋼板に対して、
　　冷却開始時の鋼板表面温度：（Ａｒ３－１０℃）以上、
　　鋼板表面下０．２５ｍｍにおける鋼板温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度：２０～１００℃／ｓ、
　　鋼板平均温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度：１５℃／ｓ以上、および
　　鋼板表面下０．２５ｍｍにおける鋼板温度で冷却停止温度：２５０～５５０℃
の条件で制御冷却を行う、
ことを特徴とする耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
　［５］上記［１］～［３］のいずれか一項に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管。
　本発明の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板および該耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管は、耐ＨＩＣ性のみならず、より厳しい腐食環境下での耐ＳＳＣＣ性および１ｂａｒ未満の硫化水素分圧の低い環境における耐ＳＳＣＣ性にも優れる。また、本発明の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法によれば、耐ＨＩＣ性のみならず、より厳しい腐食環境下での耐ＳＳＣＣ性および１ｂａｒ未満の硫化水素分圧の低い環境における耐ＳＳＣＣ性にも優れた耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を製造することができる。
実施例における耐ＳＳＣＣ性の評価のための試験片の採取方法を説明する模式図である。
　以下、本発明の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板について、具体的に説明する。
　［成分組成］
　まず、本発明による高強度鋼板の成分組成とその限定理由について説明する。以下の説明において％で示す単位は、特に断らない限り全て質量％である。
　Ｃ：０．０２０～０．０８０％
　Ｃは、強度の向上に有効に寄与するが、含有量が０．０２０％未満では十分な強度が確保できない。このため、Ｃ量は０．０２０％以上とし、好ましくは０．０２５％以上とする。一方、Ｃ量が０．０８０％を超えると、加速冷却時に表層部や中心偏析部の硬さが上昇するため、耐ＳＳＣＣ性および耐ＨＩＣ性が劣化する。また、靭性も劣化する。このため、Ｃ量は０．０８０％以下とし、好ましくは０．０７０％以下とする。
　Ｓｉ：０．０１～０．５０％
　Ｓｉは、脱酸のため添加するが、含有量が０．０１％未満では脱酸効果が十分でない。このため、Ｓｉ量は０．０１％以上とし、好ましくは０．０５％以上とする。一方、Ｓｉ量が０．５０％を超えると靭性や溶接性を劣化させる。このため、Ｓｉ量は０．５０％以下とし、好ましくは０．４５％以下とする。
　Ｍｎ：０．５０～１．８０％
　Ｍｎは、強度、靭性の向上に有効に寄与するが、含有量が０．５０％未満ではその添加効果が十分には発現しない。このため、Ｍｎ量は０．５０％以上とし、好ましくは０．８０％以上とする。一方、Ｍｎ量が１．８０％を超えると、加速冷却時に表層部や中心偏析部の硬さが上昇するため、耐ＳＳＣＣ性および耐ＨＩＣ性が劣化する。また、溶接性も劣化する。このため、Ｍｎ量は１．８０％以下とし、好ましくは１．７０％以下とする。
　Ｐ：０．０１５％以下
　Ｐは、不可避不純物元素であり、溶接性を劣化させるとともに、表層部や中心偏析部の硬さを上昇させることで、耐ＳＳＣＣ性および耐ＨＩＣ性を劣化させる。Ｐ量が０．０１５％を超えるとその傾向が顕著となるため、Ｐ量は０．０１５％以下とし、好ましくは０．００８％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は、０．００１％以上とすることが好ましい。
　Ｓ：０．００１５％以下
　Ｓは、不可避不純物元素であり、鋼中においてはＭｎＳ介在物となり耐ＨＩＣ性を劣化させる。このため、Ｓ量は０．００１５％以下とし、好ましくは０．００１０％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は、０．０００２％以上とすることが好ましい。
　Ａｌ：０.０１０～０.０８０％
　Ａｌは、脱酸剤として添加するが、含有量が０.０１０％未満ではその効果が十分に発現しない。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。一方、Ａｌ量が０.０８０％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０.０８０％以下とし、好ましくは０．０７０％以下とする。
　Ｎ：０．００１０～０．００８０％
　Ｎは、強度の向上に有効に寄与するが、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。一方、Ｎ量が０．００８０％を超えると、加速冷却時に表層部や中心偏析部の硬さが上昇するため、耐ＳＳＣＣ性および耐ＨＩＣ性が劣化する。また、靭性も劣化する。このため、Ｎ量は０．００８０％以下とし、好ましくは０．００７０％以下とする。
　Ｍｏ：０．０１～０．５０％
　Ｍｏは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、硫化水素分圧によらず耐ＳＳＣＣ性の向上に有効な元素である。本発明者らは、Ｍｏを含有する鋼板をＳＳＣＣ試験に供した場合、試験後の鋼板表面は、Ｍｏを含有しない鋼板のＳＳＣＣ試験後の表面に比べて平滑であることを知見した。そのメカニズムは必ずしも明確ではないが、このことが耐ＳＳＣＣ性の向上に関連すると考えられる。この効果を得るには、Ｍｏ量を０．０１％以上とする必要があり、好ましくは０．１０％以上とする。一方で、Ｍｏ量が０．５０％を超えると、焼入れ性が過剰になるため、加速冷却時に表層部や中心偏析部の硬さが上昇し、耐ＳＳＣＣ性および耐ＨＩＣ性が劣化する。また、溶接性も劣化する。このため、Ｍｏ量は０．５０％以下とし、好ましくは０．４０％以下とする。
　Ｃａ：０．０００５～０．００５０％
　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、含有量が０．０００５％未満ではその効果が十分に発現しない。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。一方、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。
　以上、本発明における成分組成の基本成分について説明したが、本発明において、成分組成は、鋼板の強度や靱性の一層の改善のために、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｒのうちから選んだ１種以上を、以下の範囲で任意に含有してもよい。
　Ｃｕ：０．３０％以下
　Ｃｕは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、この効果を得るにはＣｕ量は０．０５％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃｕ量が０．３０％を超えた場合、１ｂａｒ未満の硫化水素分圧の低い環境において、フィッシャーと呼ばれる微細割れが生成しやすくなるため、耐ＳＳＣＣ性が劣化する。このため、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ量は０．３０％以下とし、好ましくは０．２５％以下とする。
　Ｎｉ：０．１０％以下
　Ｎｉは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、この効果を得るにはＮｉ量は０．０１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｎｉ量が０．１０％を超えた場合、１ｂａｒ未満の硫化水素分圧の低い環境において、フィッシャーと呼ばれる微細割れを生成しやすくするため、耐ＳＳＣＣ性が劣化する。このため、Ｎｉを添加する場合、Ｎｉ量は０．１０％以下とし、好ましくは０．０５％以下とする。
　Ｃｒ：０．５０％以下
　Ｃｒは、Ｍｎと同様、低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素であり、この効果を得るにはＣｒ量は０．０５％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃｒ量が０．５０％を超えた場合、焼入れ性が過剰になるため、加速冷却時に表層部や中心偏析部の硬さが上昇し、耐ＳＳＣＣ性および耐ＨＩＣ性が劣化する。また、溶接性も劣化する。このため、Ｃｒを添加する場合、Ｃｒ量は０．５０％以下とし、好ましくは０．４５％以下とする。
　本発明において、成分組成は、さらに、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒ、ＭｇおよびＲＥＭのうちから選んだ１種以上を、以下の範囲で任意に含有してもよい。
　Ｎｂ：０．００５～０．１％、Ｖ：０．００５～０．１％、Ｔｉ：０．００５～０．１％、Ｚｒ：０．０００５～０．０２％、Ｍｇ：０．０００５～０．０２％およびＲＥＭ：０．０００５～０．０２％のうちから選んだ１種以上
　Ｎｂ、ＶおよびＴｉはいずれも、鋼板の強度および靭性を高めるために任意に添加することができる元素である。各元素とも、含有量が０．００５％未満ではその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には、各元素の含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。一方、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は、各元素の含有量を０．１％以下とするのが好ましい。
　Ｚｒ、ＭｇおよびＲＥＭは、結晶粒微細化を通じて靭性を高めたり、介在物性状のコントロールを通して耐割れ性を高めたりするために任意に添加することができる元素である。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には、各元素の含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、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。このため、これらの元素を添加する場合は、各元素の含有量を０．０２％以下とするのが好ましい。
　本発明は、耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管の耐ＳＳＣＣ性を改善するための技術に関するものであるが、耐サワー性能として、いうまでもなく、耐ＨＩＣ性を同時に満足することが必要であり、例えば、下記（１）式によって求められるＣＰ値を、１．００以下とすることが好ましい。なお、添加しない元素は０を代入すれば良い。
　ＣＰ＝４．４６［%Ｃ］＋２．３７［%Ｍｎ］／６＋（１．７４［%Ｃｕ］＋１．７［%Ｎｉ］）／１５＋（１．１８［%Ｃｒ］＋１．９５［%Ｍｏ］＋１．７４［%Ｖ］）／５＋２２．３６［%Ｐ］　　・・・（１）
ただし、[%Ｘ]はＸ元素の鋼中含有量（質量％）を示す。
　ここに、上記ＣＰ値は、各合金元素の含有量から中心偏析部の材質を推定するために考案された式であり、上掲（１）式のＣＰ値が高いほど中心偏析部の成分濃度が高くなり、中心偏析部の硬さが上昇する。従って、上記の（１）式において求められるＣＰ値を１．００以下とすることで、ＨＩＣ試験での割れ発生を抑制することが可能となる。また、ＣＰ値が低いほど中心偏析部の硬さが低くなるため、さらに高い耐ＨＩＣ性が求められる場合は、その上限を０．９５とすれば良い。
　なお、上記した元素以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。ただし、本発明の作用効果を害しない限り、他の微量元素の含有を妨げない。例えば、Ｏは鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、その含有量が０．００５０％以下、好ましくは０．００４０％以下であれば、本発明においては許容される。
　［鋼板の組織］
　次に、本発明の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の鋼組織について説明する。表層部の硬さを低減するために、表層部の鋼組織はベイナイト相とすることが好ましい。特に、鋼板表面下０．２５ｍｍの最高硬さを一定以下に抑え、耐ＳＳＣＣ性を向上させるためには、鋼板表面下０．２５ｍｍの鋼組織をベイナイト相とすることが好ましい。さらに、引張強さが５２０ＭＰａ以上の高強度化を図るために、表層部以外の部位も含め鋼板の全体の鋼組織を、ベイナイト相とすることが好ましい。具体的には、「表層部以外の部位」を代表して、板厚中央での組織がベイナイト相であればよい。
　ここで、ベイナイト相は、変態強化に寄与する加速冷却時あるいは加速冷却後に変態するベイニティックフェライトまたはグラニュラーフェライトと称される組織を含むものとする。ベイナイト相中に、フェライトやマルテンサイト、パーライト、島状マルテンサイト、残留オーステナイトなどの異種組織が混在すると、強度の低下や靭性の劣化、表層硬さの上昇などが生じるため、ベイナイト相以外の組織分率は少ない程良い。ただし、ベイナイト相以外の組織の面積分率が十分に低い場合には、それらの影響が無視できるので、ある程度の量であれば許容される。具体的に、本発明では、ベイナイト以外の鋼組織（フェライト、マルテンサイト、パーライト、島状マルテンサイト、残留オーステナイト等）の合計が面積分率で１０％未満であれば、大きな影響がないので許容され、５％未満であることがより好ましい。
　［鋼板表面のスケール］
　本発明の高強度鋼板においては、耐ＳＳＣＣ性をさらに向上させる観点から、制御冷却後に鋼板表面に存在するスケール中のマグネタイト比率が５０％以上であることが肝要である。一般的に、制御冷却後の鋼板表面に存在するスケールは、ウスタイト（ＦｅＯ）、マグネタイト（Ｆｅ３Ｏ４）、およびヘマタイト（Ｆｅ２Ｏ３）からなる。本発明者らは、マグネタイト比率が５０％未満の場合、鋼板表面下０．２５ｍｍの位置において局所的に高硬度な部位が形成されてしまい、その結果、鋼板表面下０．２５ｍｍにおけるビッカース硬さの最高値が２３０ＨＶを超えてしまうことを見出した。つまり、鋼板表面下０．２５ｍｍにおけるビッカース硬さの最高値を２３０ＨＶ以下とするためには、少なくとも、マグネタイト比率を５０％以上とする必要がある。なお、マグネタイト比率の上限は特に限定されず、マグネタイト比率は１００％以下であってよく、９５％以下であってもよい。
　［極表層部の硬さ］
　本発明の高強度鋼板は、鋼板表面下０．２５ｍｍにおけるビッカース硬さ（ＨＶ０．５）の最高値が２３０ＨＶ以下であることが重要である。この条件を満たすことにより、より厳しい腐食環境下でも、１ｂａｒ未満の硫化水素分圧の低い環境でも、優れた耐ＳＳＣＣ性を得ることができる。鋼板表面下０．２５ｍｍにおけるビッカース硬さの最高値が２３０ＨＶ超えの場合、鋼板の極表層に局所的な高硬度部位が存在することにより、当該部位を起点とした耐ＳＳＣＣ性の劣化が生じてしまう。ここで、「鋼板表面下０．２５ｍｍにおけるビッカース硬さ（ＨＶ０．５）の最高値」は、鋼板の圧延方向に直角な断面において、鋼板表面下０．２５ｍｍの位置のビッカース硬さ（ＨＶ０．５）を板幅方向に沿って等間隔に１００点測定し、その測定値のうちの最高値を意味するものとする。ここで、通常用いられるＨＶ１０に代えてＨＶ０．５で測定するのは、ＨＶ０．５で測定することにより圧痕が小さくなるので、より表面に近い位置での硬さ情報や、よりミクロ組織に敏感な硬さ情報を得ることが可能となるからである。ＨＶ０．５未満で測定すると、圧痕サイズが過度に小さく、測定ばらつきが大きくなる。また、平均硬さでなく最高硬さで評価するのは次の理由による。すなわち、局所的に硬い箇所が存在すると、亀裂が進展しやすくなるため、亀裂進展感受性を精度良く調べるには、局所的に硬い箇所を検出可能な最高硬さによる評価のほうが適しているからである。
　［引張強さ］
　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るので、５２０ＭＰａ以上の引張強さを有するものとする。
　［鋼板の厚さ］
　本発明の高強度鋼板は、１４～３９ｍｍの厚さを有する。
　［製造方法］
　以下、上記耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を製造するための製造方法および製造条件について、具体的に説明する。本発明の製造方法は、上記成分組成を有する鋼片の加熱したのち、熱間圧延して鋼板とし、その後当該鋼板に対して所定条件下での制御冷却を行う。
　〔スラブ加熱温度〕
　スラブ加熱温度：１０００～１３００℃
　スラブ加熱温度が１０００℃未満では、炭化物の固溶が不十分となり、固溶強化量が少なくなるため、必要な強度が得られない。このため、スラブ加熱温度は１０００℃以上とし、好ましくは１０３０℃以上とする。一方、スラブ加熱温度が１３００℃を超えると、結晶粒が極端に粗大化し、靭性が劣化する。このため、スラブ加熱温度は１３００℃以下とし、好ましくは１２５０℃以下とする。なお、この温度は加熱炉の炉内温度であり、スラブは中心部までこの温度に加熱されるものとする。
　〔デスケーリング〕
　本発明では、熱間圧延工程において、熱間圧延の圧延パス数の５０％以上の圧延パスにおいて、吐出圧力１０ＭＰａ以上のデスケーリングを行うことが重要である。ここでいう「圧延パス」は、熱間圧延工程中の粗圧延の圧延パスおよび仕上げ圧延の圧延パスの両方を含むものとする。具体的には、熱間圧延の圧延パス数の５０％以上の圧延パスにおいて、スラブ（鋼片）が当該圧延パスに導入される直前の位置で、スラブの表面に吐出圧力１０ＭＰａ以上のデスケーリングを行う。このデスケーリング条件は、スケールの不均一な生成を抑制して、制御冷却後に鋼板表面に存在するスケール中のマグネタイト比率を５０％以上とするための必要条件の一つである。なお、「スラブが圧延パスに導入される直前の位置」とは、熱間圧延ラインの長手方向において、当該圧延パスに対応する圧延機のロール軸の位置から３ｍ以内、好ましくは１．５ｍ以内の位置を意味するものとする。また、粗圧延のパス数は、一般的な範囲で任意に設定すればよく、特に限定されないが、例えば２以上１２以下であることが好ましい。仕上げ圧延のパス数も、一般的な範囲で任意に設定すればよく、特に限定されないが、例えば５以上１５以下であることが好ましい。デスケーリングの方法は定法に従えばよく、例えば、熱間圧延ラインの幅方向に沿って複数本配置されたデスケーリングノズルからスラブ表面に高圧水を噴射することにより行うことができる。各回のデスケーリングにおいて、吐出圧力以外の条件（例えば、水量、ノズル・スラブ間距離、ノズル角度）については、一般的な条件を採用すればよい。
　吐出圧力が１０ＭＰａ未満では、スケールを均一に除去できず、ヘマタイトが増加する結果、マグネタイト比率を５０％以上にすることができない。よって、吐出圧力は１０ＭＰａ以上とし、好ましくは１５ＭＰａ以上とする。吐出圧力は高いほど好ましいが、設備の大型化などが必要になるため、２５ＭＰａ以下とすることが好ましい。
　デスケーリングの回数が圧延パス数の５０％未満の場合、ヘマタイトが増加する結果、マグネタイト比率を５０％以上にすることができない。よって、デスケーリングの回数は圧延パス数の５０％以上とし、好ましくは６０％以上とする。デスケーリングの回数の上限は特に限定されず、圧延パス数の１００％としてもよく、すなわち、全圧延パスの直前でデスケーリングを行ってもよい。
　〔圧延終了温度〕
　熱間圧延工程において、高い母材靱性を得るには、圧延終了温度は低いほどよいが、その反面、圧延能率が低下するため、鋼板表面温度における圧延終了温度は、必要な母材靱性と圧延能率を勘案して設定する必要がある。強度および耐ＨＩＣ性を向上させる観点からは、圧延終了温度を、鋼板表面温度でＡｒ３変態点以上とすることが好ましい。ここで、Ａｒ３変態点とは、冷却中におけるフェライト変態開始温度を意味し、例えば、鋼の成分から以下の式で求めることができる。なお、鋼板の表面温度は放射温度計等で測定することができる。
Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０[%Ｃ]－８０[%Ｍｎ]－２０[%Ｃｕ]－１５[%Ｃｒ]－５５[%Ｎｉ]－８０[%Ｍｏ]
　ただし、[%Ｘ]はＸ元素の鋼中含有量（質量％）を示す。
　〔制御冷却の冷却開始温度〕
　冷却開始温度：鋼板表面温度で（Ａｒ３－１０℃）以上
　冷却開始時の鋼板表面温度が低いと、制御冷却前のフェライト生成量が多くなる。特に、（Ａｒ３－１０℃）未満の温度から冷却を開始すると、面積分率で５％を超えるフェライトが生成して、強度低下が大きくなると共に耐ＨＩＣ性が劣化する。このため、冷却開始時の鋼板表面温度は（Ａｒ３－１０℃）以上とする。なお、冷却開始時の鋼板表面温度は、圧延終了温度以下となる。
　〔制御冷却の冷却速度〕
　高強度化を図りつつ、鋼板表面下０．２５ｍｍにおけるビッカース硬さの最高値を２３０ＨＶ以下とするためには、鋼板表面下０．２５ｍｍにおける冷却速度を制御する必要がある。
　鋼板表面下０．２５ｍｍにおける鋼板温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度：２０～１００℃／ｓ
　鋼板表面下０．２５ｍｍにおける鋼板温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度を極力遅くし、高温変態相を造り込むことが重要であり、冷却速度が遅くなるほど、最高硬さを低くすることができる。７５０℃から５５０℃までの温度域がベイナイト変態において重要な温度域となるので、この温度域における冷却速度を制御することが重要になる。スケールの不均一な生成を抑制した場合において、平均冷却速度が１００℃／ｓ超えの場合、低温変態相の割合が高く、鋼板表面下０．２５ｍｍでのビッカース硬さの最高値が２３０ＨＶを超えるため、造管後の耐ＳＳＣＣ性が劣化する。そのため、当該平均冷却速度は１００℃／ｓ以下とし、好ましくは８０℃／ｓ以下とする。平均冷却速度が２０℃／ｓ未満の場合、フェライトやパーライトが生成して強度不足となる。このため、平均冷却速度は２０℃／ｓ以上とする。
　なお、鋼板表面下０．２５ｍｍにおける鋼板温度で５５０℃以下の冷却については、安定した核沸騰状態での冷却を行う観点から、水量密度を上昇させることが好ましい。安定した核沸騰状態での冷却を行い、鋼板の極表層部で局所的な高硬度部位が生成しないようにするために、鋼板表面下０．２５ｍｍにおける鋼板温度で５５０℃から冷却停止温度までの平均冷却速度は１１０℃／ｓ以上が好ましく、１５０℃／ｓ以上がより好ましい。また、高硬度部位の生成をより確実に抑制する観点から、当該平均冷却速度は２００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
　鋼板平均温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度：１５℃／ｓ以上
　鋼板平均温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度が１５℃／ｓ未満では、ベイナイト相以外の相の分率が高くなり、強度低下や耐ＨＩＣ性の劣化が生じる。このため、鋼板平均温度での平均冷却速度は１５℃／ｓ以上とする。鋼板強度と硬さのばらつきの観点からは、鋼板平均温度での平均冷却速度は２０℃／ｓ以上とすることが好ましい。当該平均冷却速度の上限は特に限定されないが、低温変態生成物が過剰に生成しないように、当該平均冷却速度は８０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
　なお、鋼板表面下０．２５ｍｍにおける鋼板温度および鋼板平均温度は、物理的に直接測定することはできないが、放射温度計にて測定された冷却開始時の表面温度と目標の冷却停止時の表面温度をもとに、例えばプロセスコンピューターを用いて差分計算により板厚断面内の温度分布をリアルタイムに求めることができる。当該温度分布における鋼板表面下０．２５ｍｍでの温度を本明細書における「鋼板表面下０．２５ｍｍにおける鋼板温度」とし、当該温度分布における板厚方向の温度の平均値を本明細書における「鋼板平均温度」とする。
　〔冷却停止温度〕
　冷却停止温度：鋼板表面下０．２５ｍｍにおける鋼板温度で２５０～５５０℃
　冷却停止温度は、制御冷却後に鋼板表面に存在するスケール中のマグネタイト比率を５０％以上とするための必要条件の一つである。冷却停止温度が５５０℃を超えると、ベイナイト変態が不完全であり、十分な強度が得られない。冷却停止温度が２５０℃未満の場合、ウスタイトが増加する結果、マグネタイト比率を５０％以上にすることができない。その結果、鋼板表面下０．２５ｍｍでのビッカース硬さの最高値が２３０ＨＶを超えるため、造管後の耐ＳＳＣＣ性が劣化する。また、中心偏析部の硬さも高くなり、耐ＨＩＣ性も劣化する。このため、冷却停止温度は、鋼板表面下０．２５ｍｍにおける鋼板温度で２５０～５５０℃とする。
　［高強度鋼管］
　本発明の高強度鋼板を、プレスベンド成形、ロール成形、ＵＯＥ成形等で管状に成形した後、突き合わせ部を溶接することにより、原油や天然ガスの輸送に好適な耐サワーラインパイプ用高強度鋼管（ＵＯＥ鋼管、電縫鋼管、スパイラル鋼管等）を製造することができる。
　例えば、ＵＯＥ鋼管は、鋼板の端部を開先加工し、Ｃプレス、Ｕプレス、Ｏプレスで鋼管形状に成形した後、内面溶接および外面溶接で突き合わせ部をシーム溶接し、さらに必要に応じて拡管工程を経て製造される。また、溶接方法は十分な継手強度と継手靭性が得られる方法であれば、いずれの方法でも良いが、優れた溶接品質と製造能率の観点から、サブマージアーク溶接を用いることが好ましい。また、プレスベンド成形により鋼板を管状に成形した後、突き合せ部をシーム溶接した鋼管に対しても、拡管を実施することができる。
　表１に示す成分組成になる鋼を連続鋳造法によりスラブとし、表２に示す温度に加熱したのち、表２に示す圧延終了温度の熱間圧延をして、表２に示す板厚の鋼板とした。熱間圧延工程は、粗圧延が２～１２パス、仕上げ圧延が５～１５パスの計１０～２５パスからなり、そのうち、表２に示す割合の圧延パスにおいて、表２に示す吐出圧力のデスケーリングを行った。その後、鋼板に対して、表２に示す条件下で水冷型の制御冷却装置を用いて制御冷却を行った。
　［組織の特定］
　得られた鋼板のミクロ組織を、光学顕微鏡により観察した。鋼板の板幅中央部から、金属組織観察用サンプルをそれぞれ採取した。これらのサンプルについて、圧延長手方向と平行な断面を鏡面研磨した後、ナイタールエッチングを行った。その後、光学顕微鏡を用いて、各サンプルの研磨面を４００～１０００倍の範囲の倍率で無作為に５視野を写真撮影して、画像解析処理によって各相の面積分率を算出した。鋼板表面下０．２５ｍｍの位置での組織と、板厚中央での組織の種類と、ベイナイト相以外の相の面積率を、表３に示す。
　［スケール中のマグネタイト比率の測定］
　得られた鋼板の表面からスケールを採取した。スケールの採取は、鋼板長手方向の先端、中央、末端の各位置における、鋼板幅中央および幅方向両端の計９箇所で行い、各箇所にて０．５ｇ以上のスケールを採取した。各箇所で採取したスケールに関して、Ｘ線回折（ＸＲＤ：X-ray diffraction）法により相同定を行い、参照強度比（ＲＩＲ：Reference Intensity Ratio）法を用いて定量分析（すなわちマグネタイト比率の測定）を行った。９箇所のスケールのマグネタイト比率の平均値を、本発明における「マグネタイト比率」として、表３に示す。
　［引張強度の測定］
　圧延方向に直角な方向の全厚試験片を引張試験片として引張試験を行い、降伏強さおよび引張強さを測定した。結果を表３に示す。
　［ビッカース硬さの測定］
　圧延方向に直角な断面について、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に準拠して、鋼板表面下０．２５ｍｍの位置において１００点のビッカース硬さ（ＨＶ０．５）を測定し、その最高硬さ、平均値および標準偏差σを求めた。最高硬さ、平均値および３σの値を表３に示す。
　［耐ＳＳＣＣ性の評価］
　耐ＳＳＣＣ性は、これら各鋼板の一部を用いて造管して評価した。造管は、鋼板の端部を開先加工し、Ｃプレス、Ｕプレス、Ｏプレスで鋼管形状に成形した後、内面および外面の突き合わせ部をサブマージアーク溶接でシーム溶接し、拡管工程を経て製造した。図１に示すように、得られた鋼管から切り出したクーポンをフラットニングした後、５×１５×１１５ｍｍのＳＳＣＣ試験片を鋼管内面より採取した。このとき、溶接部を含まない母材だけの試験片のほかに、溶接部と母材の両方を含む試験片を採取した。被検面である内面は、最表層の状態を残すために黒皮付きのままとした。採取したＳＳＣＣ試験片に、各鋼管の実際の降伏強度（０．５％ＹＳ）の９０％の応力を負荷し、ＮＡＣＥ規格　ＴＭ０１７７　Ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ａ溶液を用い、硫化水素分圧：１ｂａｒにて、ＥＦＣ１６規格の４点曲げＳＳＣＣ試験に準拠して行った。また、ＮＡＣＥ規格　ＴＭ０１７７　Ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ｂ溶液を用い、硫化水素分圧：０．１ｂａｒ＋二酸化炭素分圧：０．９ｂａｒにて、ＥＦＣ１６規格の４点曲げＳＳＣＣ試験に準拠して行った。さらに、ＮＡＣＥ規格　ＴＭ０１７７　Ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ａ溶液を用い、硫化水素分圧：２ｂａｒ＋二酸化炭素分圧：３ｂａｒについても、ＥＦＣ１６規格の４点曲げＳＳＣＣ試験に準拠して行った。７２０時間の浸漬後に、溶接部を含まない母材だけの試験片と、溶接部と母材の両方を含む試験片との両方において、割れが認められない場合を耐ＳＳＣＣ性が良好と判断して○、また少なくとも一方の試験片において割れが発生した場合を不良と判断して×とした。結果を表３に示す。
　［耐ＨＩＣ性の評価］
　耐ＨＩＣ性は、ＮＡＣＥ規格　ＴＭ０１７７　Ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ａ溶液を用い、硫化水素分圧：１ｂａｒにて、９６時間浸漬のＨＩＣ試験により調べた。また、ＮＡＣＥ規格　ＴＭ０１７７　Ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ｂ溶液を用い、硫化水素分圧：０．１ｂａｒ＋二酸化炭素分圧：０．９ｂａｒにて、９６時間浸漬のＨＩＣ試験により調べた。耐ＨＩＣ性は、ＨＩＣ試験で割れ長さ率（ＣＬＲ：Ｃｒａｃｋ　Ｌｅｎｇｔｈ　Ｒａｔｉｏ）が１０％以下となった場合を優秀と判断して◎、１０％超え１５％以下となった場合を良好と判断して○、１５％を超えた場合を不十分と判断して×とした。結果を表３に示す。
　本発明の目標範囲は、耐サワーラインパイプ用高強度鋼板として引張強度：５２０ＭＰａ以上、表面下０．２５ｍｍ位置とｔ／２位置ともミクロ組織はベイナイト組織、表面下０．２５ｍｍでのＨＶ０．５の最高硬さが２３０以下、ＳＳＣＣ試験で割れが認められないこと、ＨＩＣ試験で割れ長さ率（ＣＬＲ）が１５％以下であることとした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表２および表３に示したように、Ｎｏ．１～Ｎｏ．６およびＮｏ．３０～Ｎｏ．３１は、成分組成および製造条件が本発明の適正範囲を満足する発明例である。いずれも、鋼板の引張強度が５２０ＭＰａ以上であり、耐ＳＳＣＣ性および耐ＨＩＣ性が良好であった。
　これに対し、Ｎｏ.７～Ｎｏ.１８は、鋼板の成分組成が本発明の範囲外である。Ｎｏ.７、Ｎｏ.９、Ｎｏ.１２は、固溶強化が十分でなく低強度であった。Ｎｏ.８、Ｎｏ.１０、Ｎｏ.１１、Ｎｏ.１３、Ｎｏ.１５、Ｎｏ.１８は、ＨＶ０．５の最高硬さが２３０を超えたため、耐ＳＳＣＣ性および耐ＨＩＣ性が劣っていた。Ｎｏ．１４は、鋼板がＭｏを含まないため、硫化水素分圧２Ｂａｒという非常に厳しい腐食環境下では耐ＳＳＣＣ性が劣化した。Ｎｏ.１６は、鋼板のＣｕ量が過多であるため、硫化水素分圧の低い環境での耐ＳＳＣＣ性が劣化した。Ｎｏ.１７は、鋼板のＮｉ量が過多であるため、硫化水素分圧の低い環境での耐ＳＳＣＣ性が劣化した。
　Ｎｏ．１９～Ｎｏ．２９は、成分組成は本発明の範囲内であるが、製造条件が本発明の範囲外の比較例である。Ｎｏ．１９は、スラブ加熱温度が低いため、ミクロ組織の均質化と炭化物の固溶が不十分であり低強度であった。Ｎｏ．２０およびＮｏ．２８は、デスケーリングの吐出圧力が１０ＭＰａ未満であるため、スケールのムラが生じ、マグネタイト比率が５０％未満となり、ＨＶ０．５の最高硬さが２３０を超えたため、耐ＳＳＣＣ性および耐ＨＩＣ性が劣っていた。Ｎｏ．２１およびＮｏ．２９は、圧延パスに占めるデスケーリング回数の割合が５０％未満であるため、マグネタイト比率が５０％未満となり、ＨＶ０．５の最高硬さが２３０を超えたため、耐ＳＳＣＣ性および耐ＨＩＣ性が劣っていた。Ｎｏ．２２は、冷却開始温度が低く、フェライトが析出した層状組織となったため、低強度であるとともに、耐ＨＩＣ性が劣化した。Ｎｏ.２３は、制御冷却条件が本発明範囲外で、ミクロ組織がフェライト＋ベイナイト組織となったため、低強度であるとともに、耐ＨＩＣ性が劣化した。Ｎｏ.２４は、鋼板表面下０．２５ｍｍにおける７５０→５５０℃での平均冷却速度が１００℃／ｓを超えることで、低温変態相の割合が高くなり、鋼板表面下０．２５ｍｍでのＨＶ０．５の最高硬さが２３０を超えたため、耐ＳＳＣＣ性が劣っていた。Ｎｏ．２５は、冷却停止温度が低く、マグネタイト比率が５０％未満となり、ＨＶ０．５の最高硬さが２３０を超えたため、耐ＳＳＣＣ性が劣っていた。Ｎｏ．２６は、冷却停止温度が高く、ベイナイト変態が不完全であったため、十分な強度が得られなかった。なお、Ｎｏ．２６は冷却停止温度が５６０℃であり、５５０℃以下の温度域では制御冷却（加速冷却）を実施していないという意味で、表２の「５５０℃以下冷却速度（鋼板表面下０．２５ｍｍ）」の欄をブランクにした。Ｎｏ．２７は、鋼板表面下０．２５ｍｍにおける７５０→５５０℃での平均冷却速度が１００℃／ｓを超え、冷却停止温度も低いため、マグネタイト比率が５０％未満となり、ＨＶ０．５の最高硬さが２３０を超え、耐ＳＳＣＣ性が劣っていた。
　本発明によれば、耐ＨＩＣ性のみならず、より厳しい腐食環境下での耐ＳＳＣＣ性および１ｂａｒ未満の硫化水素分圧の低い環境における耐ＳＳＣＣ性にも優れる耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を供給することができる。よって、この鋼板を冷間成形して製造した鋼管（電縫鋼管、スパイラル鋼管、ＵＯＥ鋼管等）は、耐サワー性を要する硫化水素を含む原油や天然ガスの輸送に好適に使用することができる。

Claims (5)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０２０～０．０８０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～１．８０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ａｌ：０．０１０～０．０８０％、Ｎ：０．００１０～０．００８０％、Ｍｏ：０．０１～０．５０％およびＣａ：０．０００５～０．００５０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　鋼板表面に存在するスケール中のマグネタイト比率が５０％以上であり、
    　鋼板表面下０．２５ｍｍにおけるビッカース硬さの最高値が２３０ＨＶ以下であり、
    　引張強さが５２０ＭＰａ以上である
    ことを特徴とする耐サワーラインパイプ用高強度鋼板。
  2. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．１０％以下およびＣｒ：０．５０％以下のうちから選んだ１種以上を含有する、請求項１に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板。
  3. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５～０．１％、Ｖ：０．００５～０．１％、Ｔｉ：０．００５～０．１％、Ｚｒ：０．０００５～０．０２％、Ｍｇ：０．０００５～０．０２％およびＲＥＭ：０．０００５～０．０２％のうちから選んだ１種以上を含有する、請求項１または２に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板。
  4. 　請求項１～３のいずれか一項に記載の成分組成を有する鋼片を１０００～１３００℃の温度に加熱し、
    　その後、前記鋼片に熱間圧延を施して鋼板とし、その際、前記熱間圧延の圧延パス数の５０％以上の圧延パスにおいて、吐出圧力１０ＭＰａ以上のデスケーリングを行い、
    　その後、前記鋼板に対して、
    　　冷却開始時の鋼板表面温度：（Ａｒ３－１０℃）以上、
    　　鋼板表面下０．２５ｍｍにおける鋼板温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度：２０～１００℃／ｓ、
    　　鋼板平均温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度：１５℃／ｓ以上、および
    　　鋼板表面下０．２５ｍｍにおける鋼板温度で冷却停止温度：２５０～５５０℃
    の条件で制御冷却を行う、
    ことを特徴とする耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
  5. 　請求項１～３のいずれか一項に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管。
PCT/JP2021/011238 2020-03-26 2021-03-18 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管 WO2021193383A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP21774925.8A EP4129510A1 (en) 2020-03-26 2021-03-18 High-strength steel sheet for sour-resistant line pipe, manufacturing method thereof, and high-strength steel pipe made using high-strength steel sheet for sour-resistant line pipe
KR1020227031130A KR20220137970A (ko) 2020-03-26 2021-03-18 내사워 라인 파이프용 고강도 강판 및 그 제조 방법 그리고 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 사용한 고강도 강관
CN202180020748.6A CN115298340B (zh) 2020-03-26 2021-03-18 耐酸管线用高强度钢板及其制造方法以及使用耐酸管线用高强度钢板的高强度钢管
JP2021551989A JP7264269B2 (ja) 2020-03-26 2021-03-18 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管
BR112022019204A BR112022019204A2 (pt) 2020-03-26 2021-03-18 Chapa de aço de alta resistência para tubo de linha resistente a ácidos e método para fabricação do mesmo, e tubo de aço de alta resistência usando chapa de aço de alta resistência para tubo de linha resistente a ácidos

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2020056573 2020-03-26
JP2020-056573 2020-03-26

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2021193383A1 true WO2021193383A1 (ja) 2021-09-30

Family

ID=77891750

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2021/011238 WO2021193383A1 (ja) 2020-03-26 2021-03-18 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管

Country Status (6)

Country Link
EP (1) EP4129510A1 (ja)
JP (1) JP7264269B2 (ja)
KR (1) KR20220137970A (ja)
CN (1) CN115298340B (ja)
BR (1) BR112022019204A2 (ja)
WO (1) WO2021193383A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7332078B1 (ja) 2022-06-03 2023-08-23 Ｊｆｅスチール株式会社 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
WO2023233734A1 (ja) * 2022-06-03 2023-12-07 Ｊｆｅスチール株式会社 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

Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62238378A (ja) * 1986-04-08 1987-10-19 Kobe Steel Ltd 耐水素誘起割れ性の優れた表面処理鋼材
JP2002327212A (ja) 2001-02-28 2002-11-15 Nkk Corp 耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法
JP3711896B2 (ja) 2001-06-26 2005-11-02 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法
JP3796133B2 (ja) 2000-04-18 2006-07-12 新日本製鐵株式会社 厚鋼板冷却方法およびその装置
JP3951429B2 (ja) 1998-03-30 2007-08-01 Ｊｆｅスチール株式会社 板厚方向材質差の小さい高張力鋼板の製造方法
JP3951428B2 (ja) 1998-03-30 2007-08-01 Ｊｆｅスチール株式会社 板厚方向材質差の小さい高張力鋼板の製造方法
KR20110062903A (ko) * 2009-12-04 2011-06-10 주식회사 포스코 표면균열 저항성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판 및 그 제조방법
WO2013147197A1 (ja) * 2012-03-30 2013-10-03 新日鐵住金株式会社 耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及びこれに用いる高強度ラインパイプ用鋼板、並びにこれらの製造方法
JP2013237101A (ja) * 2012-04-20 2013-11-28 Kobe Steel Ltd 耐水素誘起割れ性に優れた鋼材およびその製造方法
JP2019131840A (ja) * 2018-01-29 2019-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法、及び耐サワーラインパイプ用高強度鋼板、並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管
WO2020003499A1 (ja) * 2018-06-29 2020-01-02 日本製鉄株式会社 鋼管及び鋼板
JP2020012168A (ja) * 2018-07-19 2020-01-23 日本製鉄株式会社 耐サワーラインパイプ用厚鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0957327A (ja) 1995-08-22 1997-03-04 Sumitomo Metal Ind Ltd 厚鋼板のスケール除去方法
JP4710423B2 (ja) * 2005-06-08 2011-06-29 Ｊｆｅスチール株式会社 耐ｓｓｃ特性に優れた高張力鋼板の製造方法
JP4659134B2 (ja) * 2008-04-10 2011-03-30 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好で、疲労耐久性にも優れた高強度鋼板及び亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの鋼板の製造方法
JP5652110B2 (ja) * 2010-10-18 2015-01-14 Ｊｆｅスチール株式会社 レーザー切断性に優れた鋼板およびその製造方法
CN106544587A (zh) * 2016-10-26 2017-03-29 首钢总公司 连铸坯大壁厚深海管线用热轧钢板及其生产方法
JP6665822B2 (ja) * 2017-03-30 2020-03-13 Ｊｆｅスチール株式会社 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管
CN107326261A (zh) * 2017-06-16 2017-11-07 武汉钢铁有限公司 低屈强比薄规格高强抗酸管线钢热轧卷板及其制造方法

Patent Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62238378A (ja) * 1986-04-08 1987-10-19 Kobe Steel Ltd 耐水素誘起割れ性の優れた表面処理鋼材
JP3951429B2 (ja) 1998-03-30 2007-08-01 Ｊｆｅスチール株式会社 板厚方向材質差の小さい高張力鋼板の製造方法
JP3951428B2 (ja) 1998-03-30 2007-08-01 Ｊｆｅスチール株式会社 板厚方向材質差の小さい高張力鋼板の製造方法
JP3796133B2 (ja) 2000-04-18 2006-07-12 新日本製鐵株式会社 厚鋼板冷却方法およびその装置
JP2002327212A (ja) 2001-02-28 2002-11-15 Nkk Corp 耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法
JP3711896B2 (ja) 2001-06-26 2005-11-02 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法
KR20110062903A (ko) * 2009-12-04 2011-06-10 주식회사 포스코 표면균열 저항성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판 및 그 제조방법
WO2013147197A1 (ja) * 2012-03-30 2013-10-03 新日鐵住金株式会社 耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及びこれに用いる高強度ラインパイプ用鋼板、並びにこれらの製造方法
JP2013237101A (ja) * 2012-04-20 2013-11-28 Kobe Steel Ltd 耐水素誘起割れ性に優れた鋼材およびその製造方法
JP2019131840A (ja) * 2018-01-29 2019-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法、及び耐サワーラインパイプ用高強度鋼板、並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管
WO2020003499A1 (ja) * 2018-06-29 2020-01-02 日本製鉄株式会社 鋼管及び鋼板
JP2020012168A (ja) * 2018-07-19 2020-01-23 日本製鉄株式会社 耐サワーラインパイプ用厚鋼板およびその製造方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7332078B1 (ja) 2022-06-03 2023-08-23 Ｊｆｅスチール株式会社 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
WO2023233734A1 (ja) * 2022-06-03 2023-12-07 Ｊｆｅスチール株式会社 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

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2021193383A1 (ja) 2021-09-30
BR112022019204A2 (pt) 2022-11-08
CN115298340A (zh) 2022-11-04
JP7264269B2 (ja) 2023-04-25
KR20220137970A (ko) 2022-10-12
EP4129510A1 (en) 2023-02-08
CN115298340B (zh) 2023-10-31

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN111094610B9 (zh) 钢管和钢板
JP6521197B2 (ja) 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管
JP6825748B2 (ja) 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管
JP6844691B2 (ja) 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管
JP7155702B2 (ja) 耐サワーラインパイプ用厚鋼板およびその製造方法
JPWO2020003499A1 (ja) 鋼管及び鋼板
JP7272442B2 (ja) 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管
JP6825749B2 (ja) 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管
WO2021193383A1 (ja) 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管
JP6665822B2 (ja) 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管
JP6866855B2 (ja) 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法、及び耐サワーラインパイプ用高強度鋼板、並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管
JPWO2019064459A1 (ja) 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管
CN115210396A (zh) 钢管和钢板
RU2805165C1 (ru) Высокопрочный стальной лист для кислотостойких магистральных труб и способ его изготовления, и высокопрочная стальная труба с использованием высокопрочного стального листа для кислотостойкой магистральной трубы
JP7424550B1 (ja) 水素輸送鋼管用高強度鋼板及びその製造方法並びに水素輸送用鋼管
JP7396551B1 (ja) 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板及びその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管
WO2023248638A1 (ja) 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板及びその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2021551989

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 21774925

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20227031130

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112022019204

Country of ref document: BR

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2021774925

Country of ref document: EP

Effective date: 20221026

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112022019204

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20220923