CN111247261A

CN111247261A - 耐酸管线管用高强度钢板和使用了该高强度钢板的高强度钢管

Info

Publication number: CN111247261A
Application number: CN201780095998.XA
Authority: CN
Inventors: 岛村纯二; 横田智之; 泉川晋一
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2017-10-19
Filing date: 2017-10-19
Publication date: 2020-06-05
Also published as: KR102497363B1; JP6798565B2; BR112020007057B1; EP3674433A4; KR20200058490A; WO2019077725A1; EP3674433A1; BR112020007057A2; JPWO2019077725A1

Abstract

本发明提供耐HIC特性优良、而且抑制了板宽方向上的耐HIC特性的波动的耐酸管线管用高强度钢板。本发明的耐酸管线管用高强度钢板的特征在于，具有以规定量含有C、Si、Mn、P、S、Al和Ca、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，在与钢板的轧制方向垂直的截面中，在自板厚中心起板厚方向上±5mm的测定区域中，近似于椭圆形的长轴长度大于1.5mm的Mn富集点的数量在板宽方向每100mm的长度中为3个以下，将板宽设为W，在自钢板的板宽方向的一端起W/4的位置、W/2的位置和3W/4的位置处，耐HIC特性以CAR计为10％以下，将CAR的标准偏差设为σ时，板宽方向的耐HIC特性的波动以3σ计为5％以下，具有520MPa以上的拉伸强度。

Description

耐酸管线管用高强度钢板和使用了该高强度钢板的高强度钢管

技术领域

本发明涉及耐酸管线管的领域中使用的、钢板内的材质均匀性、特别是HIC特性的均匀性优良的耐酸管线管用高强度钢板和使用了该高强度钢板的高强度钢管。

背景技术

通常，管线管通过将利用厚板轧机或热轧机制造的钢板利用UOE成形、压弯成形和辊轧成形等成形为钢管来制造。

其中，用于输送含有硫化氢的原油、天然气的管线管除了需要强度、韧性、焊接性等以外，还需要耐氢致开裂性(耐HIC(Hydrogen Induced Cracking)性)、耐硫化物应力腐蚀开裂性(耐SSCC(Sulfide Stress Corrosion Cracking)性)之类的所谓耐酸性。其中，对于HIC而言，由腐蚀反应生成的氢离子吸附于钢材表面，以原子态氢的形式侵入到钢内部，扩散、聚集到钢中的MnS等非金属夹杂物或硬的第二相组织的周围，成为分子态氢，因其内压而发生开裂。

为了防止这样的HIC，提出了几种方法。在专利文献1、2中提出了如下方法：对于高强度钢板，通过低S且添加Ca进行硫化物系夹杂物的形态控制，并且利用低C-低Mn化抑制中心偏析，通过Cr、Mo、Ni等的添加和加速冷却来弥补与此相伴的强度降低。

另一方面，从钢结构物的大型化、成本削减的观点出发，具有更高强度、更高韧性的钢板的需求增加。以提高钢板的特性、削减合金元素、省略热处理为目的，通常，高强度钢板通过应用组合了控制轧制和控制冷却的所谓TMCP(热机械控制工艺，Thermo-MechanicalControl Process)技术来制造。

为了使用TMCP技术进行钢材的高强度化，增大控制冷却时的冷却速度是有效的。但是，在以高冷却速度进行控制冷却的情况下，由于钢板表层部骤冷，因此与钢板内部相比，表层部的硬度升高，板厚方向的硬度分布产生波动。因此，从确保钢板内的材质均匀性的观点考虑成为问题。

为了解决上述问题，例如在专利文献3、4中公开了如下的管线管用钢板的制造方法，其中，使用高频感应加热装置，将加速冷却后的钢板表面加热至高于内部的温度从而使表层部的硬度降低。

另一方面，在钢板表面的氧化皮厚度存在不均的情况下，冷却时其下部的钢板的冷却速度也产生波动，钢板内的局部冷却停止温度的波动成为问题。其结果是，因氧化皮厚度的不均而在板宽方向上产生钢板材质的波动。对此，在专利文献5、6中公开了如下方法：在即将进行冷却之前进行脱氧化皮，由此减小因氧化皮厚度不均引起的冷却不均，从而改善钢板形状。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平5-271766号公报

专利文献2：日本特开平7-173536号公报

专利文献3：日本特开2002-327212号公报

专利文献4：日本专利第3711896号公报

专利文献5：日本特开平9-57327号公报

专利文献6：日本专利第3796133号公报

发明内容

发明所要解决的问题

但是，专利文献1～4中记载的技术均是以中心偏析部为对象，但没有考虑板宽方向的耐HIC特性的均匀性。钢坯阶段的板宽方向的中心偏析的波动产生影响，存在产生轧制后钢板的板宽方向的耐HIC特性的波动这样的问题。

另外，根据本发明人的研究发现，对于通过上述专利文献5、6中记载的制造方法得到的高强度钢板而言，从板宽方向的耐HIC特性的均匀性的观点考虑仍存在改善的余地。作为其理由，考虑如下内容。即，在专利文献5、6中记载的方法中，通过脱氧化皮减少了热矫正时氧化皮的压入缺陷所致的表面性状不良、减小了钢板的冷却停止温度的波动而改善了钢板形状，但关于用于得到均匀材质的冷却条件没有任何考虑。

可见，以往在组合低廉的成分与高冷却速度的控制冷却的情况下，不能制造具备钢板内的材质均匀性和耐HIC特性的高强度钢板。

因此，鉴于上述问题，本发明的目的在于提供耐HIC特性优良、而且抑制了板宽方向上的耐HIC特性的波动的耐酸管线管用高强度钢板和使用了该高强度钢板的高强度钢管。

用于解决问题的方法

为了解决上述问题，本发明人针对具有API标准X65等级的强度的高强度钢板，为了防止从中心偏析部发生HIC、抑制板宽方向的耐HIC特性的波动、提高钢板内的材质均匀性，对钢材的成分组成、显微组织和制造方法进行了深入研究。其结果，得出如下见解：通过组合铸片(钢坯)的二次冷却时采用特定的条件并且在特定的条件下进行热轧后的控制冷却的方法，能够抑制钢板的板宽方向上的中心偏析的波动，从而完成了本发明。

即，本发明的主旨构成如下所述。

[1]一种耐酸管线管用高强度钢板，其特征在于，

具有以质量％计含有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％和Ca：0.0005～0.005％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，

在与钢板的轧制方向垂直的截面中，在自板厚中心起板厚方向上±5mm的测定区域中，近似于椭圆形的长轴长度大于1.5mm的Mn富集点的数量在板宽方向每100mm的长度中为3个以下，

将板宽设为W，在自钢板的板宽方向的一端起W/4的位置、W/2的位置和3W/4的位置处，耐HIC特性以CAR计为10％以下，

将CAR的标准偏差设为σ时，板宽方向的耐HIC特性的波动以3σ计为5％以下，

具有520MPa以上的拉伸强度。

[2]如上述[1]所述的耐酸管线管用高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下和Mo：0.50％以下中的一种或两种以上。

[3]如上述[1]或[2]所述的耐酸管线管用高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自Nb：0.005～0.1％、V：0.005～0.1％和Ti：0.005～0.1％中的一种或两种以上。

[4]一种高强度钢管，其使用了上述[1]～[3]中任一项所述的耐酸管线管用高强度钢板。

发明效果

本发明的耐酸管线管用高强度钢板的耐HIC特性优良，而且板宽方向上的耐HIC特性的波动得到了抑制。因此，使用了该高强度钢板的本发明的高强度钢管的耐HIC特性优良，而且管周方向上的耐HIC特性的波动得到了抑制。

附图说明

图1是说明实施例中的EMPA分析区域的位置的钢板C截面的示意图。

图2是说明实施例中的HIC试验片的裁取部的位置的钢板C截面的示意图。

图3是说明用于制造本实施方式的高强度钢板的、连续铸造中的铸片的二次冷却方法的图，(A)是表示从一个双流体喷嘴喷射冷却水时的冷却水的喷射范围和水量密度分布的示意图，(B)是表示从两个双流体喷嘴喷射冷却水时的冷却水的喷射范围、水量密度分布和喷射范围的重叠量(ラツプ代)的示意图。

具体实施方式

以下，对本公开的耐酸管线管用高强度钢板进行具体说明。

[成分组成]

首先，对基于本公开的高强度钢板的成分组成及其限定理由进行说明。在以下的说明中，以％表示的单位均为质量％。

C：0.02～0.08％

C有效地有助于强度的提高，但含量小于0.02％时，不能确保足够的强度，另一方面，超过0.08％时，加速冷却时表层部的硬度升高，因此耐HIC特性劣化。另外，韧性也劣化。因此，C量限定为0.02～0.08％的范围。

Si：0.01～0.50％

Si是用于脱氧而添加的，但含量小于0.01％时，脱氧效果不充分，另一方面，超过0.50％时，使韧性、焊接性劣化，因此，Si量限定为0.01～0.50％的范围。

Mn：0.50～1.80％

Mn有效地有助于强度、韧性的提高，但含量小于0.50％时，其添加效果差，另一方面，超过1.80％时，在加速冷却时表层部的硬度升高，因此耐HIC特性劣化。另外，焊接性也劣化。因此，Mn量限定为0.50～1.80％的范围。

P：0.001～0.015％

P是不可避免的杂质元素，在使焊接性劣化的同时使中心偏析部的硬度升高，由此使耐HIC性劣化。超过0.015％时，该倾向变得显著，因此将上限规定为0.015％。优选为0.008％以下。虽然含量越低越好，但从精炼成本的观点出发设定为0.001％以上。

S：0.0002～0.0015％

S是不可避免的杂质元素，在钢中形成MnS夹杂物而使耐HIC性劣化，因此优选较少，但可允许至0.0015％。虽然含量越低越好，但从精炼成本的观点出发设定为0.0002％以上。

Al：0.01～0.08％

Al作为脱氧剂添加，小于0.01％时，没有添加效果，另一方面，超过0.08％时，钢的洁净度降低，韧性劣化，因此，Al量限定为0.01～0.08％的范围。

Ca：0.0005～0.005％

Ca是通过硫化物系夹杂物的形态控制而对耐HIC特性提高有效的元素，但小于0.0005％时，其添加效果不充分。另一方面，超过0.005％时，不仅效果饱和，而且因钢的洁净度降低而使耐HIC特性劣化，因此，Ca量限定为0.0005～0.005％的范围。

以上，对本公开的基本成分进行了说明，但为了进一步改善钢板的强度、韧性，本公开的成分组成可以以下述范围任选地含有选自Cu、Ni、Cr和Mo中的一种或两种以上。

Cu：0.50％以下

Cu是对韧性的改善和强度的升高有效的元素，为了得到该效果，优选含有0.05％以上，含量过多时，焊接性劣化，因此，在添加Cu的情况下，将0.50％作为上限。

Ni：0.50％以下

Ni是对韧性的改善和强度的升高有效的元素，为了得到该效果，优选含有0.05％以上，但含量过多时，不仅经济上不利，而且焊接热影响区的韧性劣化，因此，在添加Ni的情况下，将0.50％作为上限。

Cr：0.50％以下

与Mn同样，Cr是对即使在低C下也得到足够的强度有效的元素，为了得到该效果，优选含有0.05％以上，但含量过多时，焊接性劣化，因此，在添加Cr的情况下，将0.50％作为上限。

Mo：0.50％以下

Mo是对韧性的改善和强度的升高有效的元素，为了得到该效果，优选含有0.05％以上，但含量过多时，焊接性劣化，因此，在添加Mo的情况下，将0.50％作为上限。

本公开的成分组成也可以进一步以下述范围任选地含有选自Nb、V和Ti中的一种或两种以上。

选自Nb：0.005～0.1％、V：0.005～0.1％和Ti：0.005～0.1％中的一种或两种以上

Nb、V和Ti都是为了提高钢板的强度和韧性而可以任选添加的元素。各元素都是在含量小于0.005％时其添加效果差，另一方面，超过0.1％时焊接部的韧性劣化，因此，在进行添加的情况下，都优选设定为0.005～0.1％的范围。

需要说明的是，上述元素以外的余量由Fe和不可避免的杂质构成。但是，只要不损害本发明的作用效果，则可以含有其它微量元素。

[Mn富集点]

对于本公开的耐酸管线管用高强度钢板而言，重要的是：在与钢板的轧制方向(板长方向)垂直的截面中，在自板厚中心起板厚方向上±5mm的测定区域中，近似于椭圆形的长轴长度大于1.5mm的Mn富集点的数量在板宽方向每100mm的长度中为3个以下。

在本说明书中，“Mn富集点”是指Mn浓度因偏析而高于添加量(钢板中的Mn含量)的部位，具体而言，在钢板中的Mn含量为1.50％以下的情况下，特别规定为Mn浓度为1.60％以上的部位，在钢板中的Mn含量大于1.50％且为1.80％以下的情况下，特别规定为Mn浓度比钢板中的Mn含量高0.10％以上的部位。

根据本发明人的研究发现，如上特别规定的Mn富集点中，容易从长轴长度大于1.5mm的Mn富集点的部位起发生HIC开裂，并且，长轴长度大于1.5mm的Mn富集点的数量在板宽方向每100mm的长度中存在超过3个时，发生HIC开裂。因此，在本公开中，长轴长度大于1.5mm的Mn富集点的数量设定为在板宽方向每100mm的长度中为3个以下。

在本公开中，“板宽方向每100mm的长度中的、长轴长度大于1.5mm的Mn富集点的数量”通过以下方法进行测定。首先，从钢板切割出分析用试样，通过研磨实施试样调整。此时，使试样的表面为与钢板的板长方向垂直的截面(C截面)。然后，如图1所示，在该C截面中，将板宽设为W，针对以作为自钢板的板宽方向的一端起W/4的位置、W/2的位置和3W/4的位置(以下简记为“W/4位置”、“W/2位置”和“3W/4位置”)处的钢板的板厚中心(t/2位置；t为板厚)的三点分别为中心在板厚方向上±5mm(厚度10mm)、在板宽方向上±200mm(宽度400mm)的三个区域，利用电子探针显微分析仪(EMPA)实施Mn浓度的面分析(マツピング)。需要说明的是，根据钢板的板宽，也有时上述三个区域重叠而成为一个区域。面分析是在加速电压25kV下使用直径为0.15mm的电子探针来进行。在该EPMA分析区域(厚度10mm×宽度400mm)中，计数出长轴长度大于1.5mm的Mn富集点的数量，换算成板宽方向每100mm的长度中的数量。

需要说明的是，关于本公开的耐酸管线管用高强度钢板的钢组织，为了实现拉伸强度为520MPa以上的高强度化，优选为贝氏体组织。在此，贝氏体组织包括在有助于相变强化的加速冷却时或者加速冷却后发生相变的被称为贝氏体铁素体或粒状铁素体的组织。如果在贝氏体组织中混合存在有铁素体、马氏体、珠光体、岛状马氏体、残余奥氏体等异种组织，则会发生强度的降低、韧性的劣化、表层硬度的升高等，因此，贝氏体相以外的组织百分率越少越好。但是，贝氏体相以外的组织的体积百分率足够低时，也可以忽略它们的影响，因此，如果为一定程度的量则是允许的。具体而言，在本公开中，贝氏体以外的钢组织(铁素体、马氏体、珠光体、岛状马氏体、残余奥氏体等)的合计以体积百分率计小于5％时，没有大的影响，因此可允许。

[板宽方向的耐HIC特性的均匀性]

对于本公开的耐酸管线管用高强度钢板而言，重要的是：在W/4位置、W/2位置和3W/4位置处，耐HIC特性以CAR计为10％以下，并且，将CAR的标准偏差设为σ时，板宽方向的耐HIC特性的波动以3σ计为5％以下。这意味着，耐HIC特性优良、而且板宽方向上的耐HIC特性的波动得到了抑制。W/4位置、W/2位置和3W/4位置的耐HIC特性优选以CAR计为5％以下。

在本公开中，“W/4位置、W/2位置和3W/4位置的耐HIC特性”通过以下方法进行评价。如图2所示，在钢板的C截面中，以板宽方向的W/4位置、W/2位置和3W/4位置的板厚中心(共计三点)为中心，裁取厚度20mm×宽度20mm的尺寸的试验片。从这样得到的3个试验片，分别裁取3个样品，对于共计9个样品进行HIC(氢致开裂)特性调查。在该调查中，基于由NACE规定的TM0284，在方法A环境中进行，求出开裂发生面积率(CAR)作为氢致开裂判定基准。对于本公开的耐酸管线管用高强度钢板而言，这样得到的9个CAR全部为10％以下，优选为5％以下。

另外，在本公开中，“板宽方向的耐HIC特性的波动”是以将上述9个CAR的标准偏差设为σ进行求算时的3σ进行评价。

[拉伸强度]

本公开的高强度钢板是具有API 5L的X60等级以上的强度的钢管用钢板，因此具有520MPa以上的拉伸强度。

[制造方法]

以下，对用于制造上述耐酸管线管用高强度钢板的制造方法和制造条件进行具体说明。本公开的制造方法中，对具有上述成分组成的钢进行连续铸造而制成铸片(钢坯)，对该钢坯进行加热后，进行热轧而制成钢板，然后，对该钢板进行控制冷却。此时，在特定的条件下进行连续铸造中的二次冷却，并且，在特定的条件下进行钢坯加热和控制冷却，由此能够制造耐HIC特性优良、而且抑制了板宽方向上的耐HIC特性的波动的耐酸管线管用高强度钢板。

[连续铸造时的钢坯的二次冷却方法]

如图3(A)、(B)所示，使用如下的铸片的二次冷却方法，其是从沿铸片20的宽度方向以规定的间隔配置的多个双流体喷嘴10A、10B以雾状喷射冷却水、将铸片20沿其长度方向运送的同时进行冷却的方法，其特征在于，使用相对于紧挨双流体喷嘴10下方的水量密度的比率为50％的位置距离上述铸片20的宽度方向上的上述冷却水的喷射范围的两端为距离S(mm)的喷嘴作为双流体喷嘴10，并且以使从相邻的双流体喷嘴10A、10B喷射的上述冷却水的喷射范围的重叠量为1.6S以上且2.4S以下的范围的方式进行。

图3示意性地图示出从双流体喷嘴喷射的冷却水的喷射范围和水量密度分布，图3(A)中示出相对于紧挨双流体喷嘴10下方的水量密度的水量密度比率为50％的位置距离上述喷射范围的两端的距离S，图3(B)中示出从两个双流体喷嘴10A、10B喷射的冷却水的喷射范围的重叠量。

自从双流体喷嘴10喷射的冷却水的喷射范围的两端起的距离S可以通过下述方法求出。首先，测定从双流体喷嘴10喷射的冷却水在铸片的宽度方向上的水量密度分布。水量密度分布可以如下测定：在沿铸片1的宽度方向分割为多个的计量斗组的上方配置双流体喷嘴10，对于每个计量斗计量从双流体喷嘴10喷射的冷却水，由此测定水量密度分布。

使重叠量为1.6S以上且2.4S以下的范围的理由如下所述。即，在配置多个双流体喷嘴而对铸片进行二次冷却的情况下，即使以使从各双流体喷嘴喷射的冷却水的水量密度在铸片的宽度方向上均匀的方式配置，在冷却水的喷射范围的两端，碰撞压力低，因此铸片的冷却能力降低，不能对铸片在宽度方向上均匀地进行冷却。但是，如果重叠量为1.6S以上且2.4S以下的范围，则除了铸片的宽度方向上的水量密度分布以外还考虑碰撞压力分布，能够对铸片在宽度方向上均匀地进行冷却。即，根据该方法，能够在不使从相邻的双流体喷嘴10A、10B喷射的冷却水的喷射范围重叠的区域中的冷却能力降低的情况下对铸片进行冷却，能够减小铸片的宽度方向上的表面温度偏差，能够大致均匀地进行冷却。由此，能够制造宽度方向上的中心偏析波动小的钢坯。

需要说明的是，图3(B)中，对使用两个双流体喷嘴10A、10B的例子进行了说明，在配置三个以上双流体喷嘴而对铸片进行二次冷却的情况下，针对三个以上双流体喷嘴中相邻的喷嘴彼此，也可以如上设定冷却水的喷射范围的重叠量。

另外，作为双流体喷嘴，例如可以使用具备冷却水和空气的供给管、混合配管和喷嘴头的雾化喷嘴，但并非限定于此。

[钢坯加热温度]

钢坯加热温度：1000～1300℃

钢坯加热温度低于1000℃时，碳化物的固溶不充分，无法得到所需的强度，另一方面，超过1300℃时，韧性劣化，因此，钢坯加热温度设定为1000～1300℃。需要说明的是，该温度为加热炉的炉内温度，钢坯设定为一直到中心部被加热至该温度。

[轧制结束温度]

在热轧工序中，为了得到高母材韧性，轧制结束温度越低越好，但另一方面，轧制效率降低，因此，以钢板表面温度计的轧制结束温度需要考虑所需的母材韧性和轧制效率来设定。从使强度和耐HIC特性提高的观点出发，优选将轧制结束温度以钢板表面温度计设定为Ar₃相变点以上。在此，Ar₃相变点是指冷却中的铁素体相变开始温度，例如，可以由钢的成分通过以下的式子求出。另外，为了得到高母材韧性，优选将相当于奥氏体未再结晶温度范围的950℃以下的温度范围内的压下率设定为60％以上。需要说明的是，钢板的表面温度可以利用辐射温度计等进行测定。

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

其中，[％X]表示X元素的钢中含量(质量％)。

[控制冷却的冷却开始温度]

冷却开始温度：以钢板表面温度计为(Ar₃-10℃)以上

如果冷却开始时的钢板表面温度低，则控制冷却前的铁素体生成量增多，尤其是如果从Ar₃相变点开始的温度下降量超过10℃，则生成以体积百分率计超过5％的铁素体，强度降低增大，并且耐HIC特性劣化，因此冷却开始时的钢板表面温度设定为(Ar₃-10℃)以上。

[控制冷却的冷却速度]

以钢板平均温度计从750℃到550℃的平均冷却速度：15℃/秒以上以钢板平均温度计从750℃到550℃的平均冷却速度小于15℃/秒时，无法得到贝氏体组织，发生强度降低、耐HIC特性的劣化。因此，以钢板平均温度计的冷却速度设定为15℃/秒以上。从钢板强度和硬度的波动的观点出发，钢板平均的冷却速度优选设定为20℃/秒以上。该平均冷却速度的上限没有特别限定，为了不生成过量的低温相变产物，优选设定为80℃/秒以下。

[冷却停止温度]

冷却停止温度：以钢板平均温度计为250～550℃

轧制结束后，通过控制冷却而骤冷至作为贝氏体相变的温度范围的250～550℃，由此生成贝氏体相。冷却停止温度超过550℃时，贝氏体相变不完全，无法得到足够的强度。另外，冷却停止温度低于250℃时，表层部的硬度升高变得显著。优选为350～500℃。

需要说明的是，关于钢板平均温度，在物理上无法直接测定，可以基于利用辐射温度计测定的冷却开始时的表面温度和目标的冷却停止时的表面温度，使用例如过程计算机，通过差分计算实时地求出板厚截面内的温度分布。将该温度分布中的板厚方向的温度的平均值作为本说明书中的“钢板平均温度”。

[高强度钢管]

将本公开的高强度钢板利用压弯成形、辊轧成形、UOE成形等成形为管状后，将对接部进行焊接，由此能够制造适合于输送原油、天然气的、钢板内的材质均匀性优良的耐酸管线管用高强度钢管(UOE钢管、电阻焊钢管、螺旋钢管等)。

例如，UOE钢管通过对钢板的端部进行坡口加工，利用C型压制、U型压制、O型压制而成形为钢管形状后，利用内表面焊接和外表面焊接将对接部进行缝焊，进一步根据需要经过扩管工序而制造。另外，焊接方法只要是能够得到足够的接头强度和接头韧性的方法，则可以为任意一种方法，从优良的焊接品质和制造效率的观点出发，优选使用埋弧焊。

实施例

利用连铸法将成为表1所示的成分组成的钢(钢种A～M)制成钢坯宽度为1600mm的钢坯。二次冷却中，使从沿宽度方向以规定的间隔配置的三个双流体喷嘴以雾状喷射的冷却水的喷射范围的重叠量为表2所示的值来进行二次冷却。需要说明的是，从铸片20的宽度方向上的冷却水的喷射范围的两端到相对于紧挨双流体喷嘴下方的水量密度的比率为50％的位置的距离S固定为70mm。

将这样得到的钢坯加热至表2所示的温度后，以表2所示的轧制结束温度和压下率进行热轧，制成表2所示板厚的钢板。然后，对于钢板，在表2所示的条件下使用水冷型控制冷却装置进行控制冷却。

[表2]

表2

※注意1：下划线表示在本发明的范围外。

[组织的特定]

利用光学显微镜和扫描电子显微镜对所得到的钢板的显微组织进行观察。将钢板的板厚中央(t/2位置)处的组织示于表3中。

[拉伸特性的评价]

从在各水准下得到的钢板裁取轧制直角方向的全厚试验片(API5L标准)，将其作为拉伸试验片进行拉伸试验，测定屈服强度(0.5％屈服强度(耐力))和拉伸强度。屈服强度为450MPa以上、拉伸强度为520MPa以上是目标范围。将结果示于表3中。

[板宽方向上的耐HIC特性的波动的评价]

通过上述说明的方法，从W/4位置、W/2位置和3W/4位置分别裁取3个样品，测定CAR。将这样得到的9个测定值中的最大值示于表3的“耐HIC特性”的栏中。另外，将9个CAR的标准偏差设为σ进行求算时的3σ也示于表3中。最大值为10％以下、3σ为5％以下是目标范围。

[Mn富集点的测定]

通过上述说明的方法测定板宽方向每100mm的长度中的、长轴长度大于1.5mm的Mn富集点的数量。3个以下为目标范围。将结果示于表3中。

[DWTT试验]

从在各水准下得到的钢板裁取依据API-5L的DWTT试验片，在0～-80℃的试验温度下进行试验，求出SA值(Shear Area：延性断口率)为85％时的转变温度。转变温度为-50℃以下是目标范围。将结果示于表3中。

[表3]

表3

※注意1：下划线表示在本发明的范围外。

※注意2：关于显微组织，B表示贝氏体、F表示铁素体、M表示马氏体、P表示珠光体。

No.1～13为发明例，成分组成为本发明的范围，制造方法为用于得到本发明的钢板的适当条件的范围内。均是屈服强度为450MPa以上、拉伸强度为520MPa以上、DWTT试验中的85％SATT为-50℃以下、耐HIC特性的板宽方向的波动也小、任一特性都良好。

另一方面，No.14～22为比较例，虽然成分组成在本发明的范围内，但制造方法为用于得到本发明的钢板的适当条件的范围外。No.14中，钢坯加热温度低，显微组织的均质化和碳化物的固溶不充分，强度低。

No.15中，冷却开始温度低，铁素体过度析出，因此强度低，并且耐HIC特性差。

No.16和No.18中，控制冷却条件为适当条件的范围外，作为显微组织，在板厚中心部过度析出珠光体，因此强度低，并且耐HIC特性差。

No.17中，冷却停止温度低，生成了马氏体、岛状马氏体(MA)的硬质相，因此DWTT特性和耐HIC特性差。

No.19～No.22中，都是钢坯阶段的二次冷却条件为适当条件的范围外，中心偏析部的Mn富集多，钢板的板宽方向的耐HIC特性波动大，HIC特性差。

No.23～No.27中，成分组成为本发明的范围外，中心偏析部的Mn富集多，钢板的板宽方向的HIC特性波动大，HIC特性差。

产业上的可利用性

本发明的耐酸管线管用高强度钢板的耐HIC特性优良，而且板宽方向上的耐HIC特性的波动得到了抑制。因此，对该钢板进行冷成形而制造的钢管(电阻焊钢管、螺旋钢管、UOE钢管等)能够适合用于需要耐酸性的含有硫化氢的原油、天然气的输送。

符号说明

10、10A、10B 双流体喷嘴

20 铸片

Claims

1.一种耐酸管线管用高强度钢板，其特征在于，

具有520MPa以上的拉伸强度。

2.如权利要求1所述的耐酸管线管用高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有选自Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下和Mo：0.50％以下中的一种或两种以上。

3.如权利要求1或2所述的耐酸管线管用高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有选自Nb：0.005～0.1％、V：0.005～0.1％和Ti：0.005～0.1％中的一种或两种以上。

4.一种高强度钢管，其使用了权利要求1～3中任一项所述的耐酸管线管用高强度钢板。