WO2010093057A1 - 耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管 - Google Patents

耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管 Download PDF

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原卓也
寺田好男
村木太郎
鈴木豪
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Definitions

  • the present invention relates to a steel plate for a line pipe and a steel pipe for a line pipe, which are excellent in hydrogen-induced cracking resistance (referred to as HIC resistance), which is optimal for applications such as oil and natural gas transportation line pipes.
  • HIC resistance hydrogen-induced cracking resistance
  • HIC hydrogen-induced cracking
  • Patent Documents 1 to 3 Mn is an element that easily segregates at the center of a steel sheet, and methods for suppressing the segregation of Mn have been proposed (for example, Patent Documents 1 to 3).
  • Patent Document 1 proposes a steel sheet in which the ratio of the Mn content of the segregation part to the average Mn content in the steel is suppressed.
  • Patent Documents 2 and 3 propose a high-strength line pipe that limits the P concentration of the segregation part in addition to the size of the Mn segregation spot and further utilizes Ca.
  • hot rolled steel sheets with excellent HIC resistance have been proposed that focus on Nb segregation (for example, Patent Document 4).
  • methods for suppressing inclusions such as carbides and nitrides of Ti and Nb have been proposed (for example, Patent Documents 5 and 6).
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and is suitable for steel pipes used for transportation line pipes of petroleum, natural gas, etc., and has excellent HIC resistance and steel pipe for line pipes and line pipes The issue is to provide steel pipes.
  • the present inventors conducted earnest research on conditions necessary for obtaining a steel sheet for high-strength line pipe and a steel pipe for high-strength line pipe excellent in hydrogen-induced crack resistance with a tensile strength of 500 MPa or more, and new ultra-high strength It came to invent the steel plate for line pipes and the steel pipe for high-strength line pipes.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • Ni 0.01 to 2.0%
  • Cu 0.01 to 1.0%
  • Cr 0.01 to 1.0%
  • Mo 0.01 to 1.0%
  • W 0.01 to 1.0%
  • V 0.01 to 0.10%
  • Zr 0.0001 to 0.050%
  • Ta 0.0001 to 0.050%
  • B 0.0001 to 0.0020%
  • the steel plate for high-strength line pipes having excellent resistance to hydrogen-induced cracking as described in (1) above, wherein one or more of the above are contained, and the balance is iron and inevitable impurities.
  • the base material is mass%, C: 0.02 to 0.08%, Si: 0.01 to 0.5%, Mn: 1.0 to 1.6% Nb: 0.001 to 0.10%, Ca: 0.0001 to 0.0050%, N: 0.0010 to 0.0050%, O: 0.0001 to 0.0030% Containing P: 0.01% or less, S: 0.0020% or less, Al: 0.030% or less, Ti: limited to 0.030% or less, S, Ca content, S / Ca ⁇ 0.5 And the balance consists of Fe and inevitable impurity elements, And the steel pipe for high intensity
  • the base material is mass%, Ni: 0.01 to 2.0%, Cu: 0.01 to 1.0%, Cr: 0.01 to 1.0%, Mo: 0.01 to 1.0%, W: 0.01 to 1.0%, V: 0.01 to 0.10% Zr: 0.0001 to 0.050%, Ta: 0.0001 to 0.050%, B: 0.0001 to 0.0020%
  • the steel pipe for high-strength line pipes having excellent resistance to hydrogen-induced cracking as described in (6) above, wherein one or more of the above are contained, and the balance consists of iron and inevitable impurities.
  • the base material is mass%, REM: 0.0001 to 0.01%, Mg: 0.0001 to 0.01%, Y: 0.0001 to 0.005%, Hf: 0.0001 to 0.005%, Re: 0.0001 to 0.005%
  • the steel pipe for high-strength line pipe excellent in hydrogen-induced crack resistance according to (6) or (7) above, further comprising one or more of them.
  • the maximum Mn segregation degree of the base material 2.0 or less, Nb segregation degree: 4.0 or less, Ti segregation degree: 4.0 or less,
  • the segregation degree of Mn, Nb, Ti decreases, the length of the non-crimped portion of the center segregation portion and the increase in the maximum hardness are suppressed, and the steel plate for line pipe excellent in hydrogen-induced crack resistance.
  • industrial contributions such as the production of steel pipes for line pipes are extremely remarkable.
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the S / Ca content ratio S / Ca and the CAR in the HIC test.
  • the present inventors performed a NACE (National Association of Corrosion and Engineer) test using various steel plates for line pipes, and evaluated the presence or absence of HIC.
  • the NACE test is a test method in which hydrogen sulfide gas is saturated in a solution of 5% NaCl solution + 0.5% acetic acid, pH 2.7 to investigate whether cracks are generated after 96 hours. After the test, a test piece was collected from the cracked steel plate, and the location where HIC was generated was observed in detail. As a result, it was found that the unbonded portion of the central segregation portion is a particularly important HIC starting point.
  • This unseparated portion of the center segregation portion needs to have a length of 0.1 mm or less. This is because the fracture surface of the crack in which the HIC occurred after the NACE test was observed with a scanning electron microscope (SEM), and the minimum length of the uncompressed portion was more than 0.1 mm. It is a rule based.
  • the non-crimped part means that the gap generated in the steel piece during solidification is not crimped by hot rolling and remains in the steel plate, and when the size is large, the length is measured by nondestructive inspection such as ultrasonic waves. be able to.
  • the cause of the unbonded part remaining in the center segregation part is hydrogen contained in the steel slab before hot rolling.
  • the steel When the steel is melted by a converter and secondary refining and then continuously cast, the steel solidifies and is cooled and contracts, so that a void is generated particularly at the center of the steel slab.
  • this void has a negative pressure, if the amount of hydrogen in the steel slab is large, hydrogen gas enters the void.
  • the amount of hydrogen contained in the steel when melted by secondary refining remains almost as it is in the voids in the steel slab after continuous casting.
  • the structure of the steel slab is austenite, and hydrogen is not easily diffused out of the steel slab.
  • austenite is a face-centered cubic crystal and a large amount of hydrogen can be dissolved.
  • the voids in the steel slab become smaller, but the pressure of the hydrogen gas contained in the voids increases in inverse proportion to the size of the voids. For this reason, the gap cannot be crimped even by hot rolling, and an uncompressed portion remains on the steel plate.
  • the steel sheet is cooled, and when the metal structure is transformed from austenite to ferrite, bainite, martensite, pearlite, etc., hydrogen is diffused to the outside. Therefore, the amount of hydrogen remaining on the steel sheet is lower than the amount of hydrogen after secondary refining.
  • FIG. 1 shows the relationship between CAR (crack area ratio) and S / Ca in the HIC test of 0.04% C-1.25% Mn steel.
  • CAR crack area ratio
  • S / Ca the S / Ca content ratio
  • FIG. 1 shows the relationship between CAR (crack area ratio) and S / Ca in the HIC test of 0.04% C-1.25% Mn steel.
  • S / Ca ratio when the S / Ca ratio is 0.5 or more, HIC starts to be generated, and it is understood that S / Ca needs to be less than 0.5.
  • the O content 0.0030% or less and the Al content 0.030% or less. It has been clarified that when the amount of O is large, coarse oxides are easily accumulated, and when Al is added in an amount of more than 0.030%, Al oxide clusters are easily accumulated.
  • the maximum Mn segregation degree of the steel sheet and the steel pipe is 2.0 or less, and in addition to these, carbonitriding of accumulated Ti and Nb. It has been found that the occurrence of HIC in the steel pipe for line pipe and the steel pipe for line pipe can be remarkably prevented by restraining the object. In order to suppress accumulation of carbonitrides of Ti and Nb, it is preferable to satisfy the following conditions.
  • the N content is 0.0050% or less
  • the C content is 0.06% or less
  • the segregation degrees of Nb and Ti are each 4 or less.
  • the maximum Mn segregation degree is the ratio of the maximum Mn amount of the center segregation portion to the average Mn amount excluding the center segregation portion in the Mn amount of the steel plate and the steel pipe, that is, (the maximum Mn of the center segregation portion). Amount) / (average amount of Mn excluding the central segregation part).
  • the Nb segregation degree and the Ti segregation degree are ratios of the average Nb amount (Ti amount) of the central segregation portion to the average Nb amount (Ti amount) excluding the central segregation portion of the steel plate and the steel pipe.
  • the maximum degree of Mn segregation is determined by measuring the Mn concentration distribution of steel plates and steel pipes using EPMA (Electron Probe Micro Analyzer) or CMA (Computer Aided Micro Analyzer) capable of image processing the measurement results by EPMA. Can do.
  • EPMA Electro Probe Micro Analyzer
  • CMA Computer Aided Micro Analyzer
  • the numerical value of the maximum Mn segregation degree varies depending on the probe diameter of EPMA (or CMA).
  • the present inventors have found that the segregation of Mn can be properly evaluated by setting the probe diameter (beam diameter) to 2 ⁇ m. Actually, the measurement is performed as follows.
  • the Mn concentration in a region of 1 mm (width) ⁇ 1 mm (thickness) is further measured with a beam diameter of 2 ⁇ m at the place where the Mn amount is most concentrated (center segregation portion).
  • the maximum Mn segregation degree is obtained from this Mn concentration distribution.
  • data of 500 points ⁇ 500 points are accumulated.
  • the ratio of the maximum Mn concentration of the 250,000 points to the average Mn concentration excluding the central segregation portion was defined as the maximum Mn segregation degree, and the value was obtained.
  • the Nb segregation degree and the Ti segregation degree can be determined by measuring the Nb concentration distribution and the Ti concentration distribution, respectively, by EPMA or CMA.
  • the Nb segregation degree and the maximum Ti segregation degree it was found that the segregation can be appropriately evaluated by setting the beam diameter to 2 ⁇ m.
  • the maximum hardness of the central segregation part of the steel plate and the steel pipe in which segregation of Mn, Nb, and Ti is suppressed is 300 Hv or less.
  • the upper limit of the center segregation portion maximum hardness is 300 Hv, generation of HIC can be reliably prevented.
  • Mn and Nb are elements that enhance the hardenability, and Ti contributes to precipitation strengthening. Therefore, by suppressing the segregation of these elements, the hardening of the central segregation part can be suppressed.
  • the central segregation part is a part where the concentration of Mn measured by EPMA or CMA becomes maximum, and the maximum hardness of the central segregation part conforms to JIS Z 2244 after corroding with 3% nitric acid + 97% nital solution. Then, a Vickers hardness test may be performed with a load of 25 g.
  • C is an element that improves the strength of steel, and as its effective lower limit, addition of 0.02% or more is necessary. On the other hand, if the amount of C exceeds 0.08%, the formation of carbides is promoted and the HIC resistance is impaired, so the upper limit is made 0.08%. Further, in order to suppress a decrease in HIC property, weldability, and toughness, the C content is preferably 0.06% or less.
  • Si Si is a deoxidizing element and needs to be added in an amount of 0.01% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 0.5%, the toughness of the weld heat affected zone (HAZ) is lowered, so the upper limit is made 0.5%.
  • Mn Mn is an element that improves strength and toughness, and it is necessary to add 1.0% or more. On the other hand, if the amount of Mn exceeds 1.6%, the HAZ toughness is lowered, so the upper limit is made 1.6%. In order to suppress HIC, the Mn content is preferably less than 1.5%.
  • Nb Nb is an element that forms carbides and nitrides and contributes to improvement in strength. In order to obtain the effect, it is necessary to add 0.001% or more. However, if Nb is added excessively, the degree of segregation of Nb increases, and the accumulation of Nb carbonitrides is invited, resulting in a decrease in HIC resistance. Therefore, in the present invention, the upper limit of the Nb amount is 0.10%. In consideration of HIC properties, the Nb content is preferably 0.05% or less.
  • N is an element that forms nitrides such as TiN and NbN.
  • the lower limit of the N amount is 0.0010%. It is necessary to. However, if the N content exceeds 0.0050%, Ti and Nb carbonitrides are likely to accumulate, and the HIC resistance is impaired. Therefore, the upper limit of the N amount is set to 0.0050%. In addition, when toughness etc. are requested
  • P is an impurity. If the content exceeds 0.01%, the HIC resistance is impaired, and the toughness of the HAZ is lowered.
  • the P content is limited to 0.01% or less.
  • S is an element that reduces the HIC resistance by generating MnS that extends in the rolling direction during hot rolling. Therefore, in the present invention, it is necessary to reduce the amount of S, and the content is limited to 0.0020% or less. In order to improve toughness, the S content is preferably 0.0010% or less. The smaller the amount of S, the better. However, it is difficult to make it less than 0.0001%, and it is preferable to contain 0.0001% or more from the viewpoint of manufacturing cost.
  • Ti is an element that is usually used for grain refinement as a deoxidizer or nitride-forming element. In the present invention, an element that lowers HIC resistance and toughness by forming carbonitrides. It is. Therefore, the Ti content is limited to 0.030% or less.
  • Al Al is a deoxidizing element. However, in the present invention, when the addition amount exceeds 0.030%, an accumulation cluster of Al oxide is confirmed, so it is limited to 0.030% or less. When toughness is required, the upper limit of Al content is preferably set to 0.017% or less. Although the lower limit of the amount of Al is not particularly limited, it is preferable to add Al in an amount of 0.0005% or more in order to reduce the amount of oxygen in the molten steel.
  • O is an impurity, and the content is limited to 0.0030% or less in order to suppress the accumulation of oxides and improve the HIC resistance. In order to suppress the formation of oxides and improve the base material and the HAZ toughness, the O content is preferably 0.0020% or less.
  • Ca is an element that generates sulfide CaS, suppresses the generation of MnS extending in the rolling direction, and contributes significantly to the improvement of HIC resistance. If the addition amount of Ca is less than 0.0001%, the effect cannot be obtained, so the lower limit is set to 0.0001%. A content of 0.0005% or more is preferable. On the other hand, if the amount of Ca exceeds 0.0050%, oxides accumulate and the HIC resistance is impaired, so the upper limit is made 0.0050%. In the present invention, since S is fixed by adding Ca to form CaS, the ratio of S / Ca in the content of S and Ca is an important index.
  • Ni is an element effective in improving toughness and strength, and in order to obtain the effect, addition of 0.01% or more is necessary. However, addition over 2.0% causes HIC and weldability. Therefore, the upper limit is preferably made 2.0%.
  • Cu is an element effective for increasing the strength without reducing toughness, but if it is less than 0.01%, there is no effect, and if it exceeds 1.0%, cracking is likely to occur during heating of the steel slab or during welding. To do. Therefore, the content is preferably 0.01 to 1.0%.
  • the upper limit is preferably 1.0%.
  • Mo Mo is an element that improves hardenability and at the same time forms carbonitrides and improves strength. To obtain the effect, addition of 0.01% or more is preferable. On the other hand, if Mo is added in a large amount exceeding 1.0%, the cost increases, so the upper limit is preferably made 1.0%. Moreover, since the HIC property and the toughness may decrease when the strength of the steel increases, the more preferable upper limit is made 0.20%.
  • W W is an element effective for improving the strength, and is preferably added in an amount of 0.01% or more. On the other hand, when W exceeding 1.0% is added, the toughness may be lowered, so the upper limit is preferably made 1.0%.
  • V V is an element that forms carbides and nitrides and contributes to improvement in strength. In order to obtain the effect, addition of 0.01% or more is preferable. On the other hand, if V exceeding 0.10% is added, the toughness may be lowered, so the upper limit is preferably made 0.10%.
  • Zr, Ta: Zr and Ta are elements that form carbides and nitrides as well as V and contribute to the improvement of strength. In order to obtain the effect, it is preferable to add 0.0001% or more. On the other hand, if Zr and Ta are added excessively in excess of 0.050%, the toughness may be reduced, so the upper limit is preferably made 0.050%.
  • B B is an element that segregates at the grain boundaries of steel and contributes significantly to improving the hardenability. In order to obtain this effect, 0.0001% or more of B is preferably added. Further, B is an element that generates BN, lowers the solid solution N, and contributes to the improvement of the toughness of the weld heat affected zone. Therefore, addition of 0.0005% or more is more preferable. on the other hand. When B is added excessively, segregation to the grain boundary becomes excessive and the toughness may be lowered, so the upper limit is preferably made 0.0020%.
  • REM REM is an element added as a deoxidizer and a desulfurizer, and 0.0001% or more is preferably added.
  • Mg Mg is an element added as a deoxidizing agent and a desulfurizing agent. In particular, a fine oxide is generated and contributes to improvement of HAZ toughness.
  • 0.0001% or more of Mg is preferably added.
  • Mg is added in an amount exceeding 0.010%, the oxide tends to aggregate and coarsen, which may lead to deterioration in HIC properties and toughness of the base material and HAZ. Therefore, it is preferable that the amount of Mg added is 0.010% or less.
  • Y, Hf, Re: Y, Hf, and Re are elements that, like Ca, generate sulfides, suppress the generation of MnS elongated in the rolling direction, and contribute to improvement in HIC resistance. In order to obtain such an effect, it is preferable to add 0.0001% or more of Y, Hf, and Re.
  • the addition amount is preferably 0.0050% or less.
  • the cause of the unbonded portion remaining in the center segregation portion is hydrogen contained in the steel slab before hot rolling. Therefore, the pressure of the hydrogen gas contained in the voids in the steel slab can be reduced by reducing the amount of hydrogen in the secondary refining.
  • the amount of H in secondary refining is 0.00025% or less, there is almost no uncompressed part after hot rolling, and even if it exists, the length can be made 0.1 mm or less.
  • the hydrogen partial pressure can be reduced by blowing inert gas, nitrogen, or the like into the atmosphere.
  • the maximum Mn segregation degree, Nb segregation degree, and Ti segregation degree in the base material of a steel plate and a steel pipe are 2.0 or less, 4.0 or less, and 4.0 or less, respectively.
  • the maximum Mn segregation degree is 2.0 or less, generation of coarse MnS is suppressed, and generation of HIC starting from MnS stretched in the rolling direction can be prevented.
  • the Nb segregation degree is 4.0 or less
  • the formation of accumulated Nb (C, N) is suppressed
  • the Ti segregation degree is 4.0 or less
  • the formation of accumulated TiN is suppressed, and the HIC property is deteriorated. Can be prevented.
  • the maximum Mn segregation degree is the ratio of the maximum Mn amount of the central segregation portion to the average Mn amount excluding the central segregation portion of the steel plate and steel pipe, and the Mn concentration of the steel plate and steel pipe by EPMA or CMA with a beam diameter of 2 ⁇ m. Distribution can be measured and determined. The same applies to the degree of Nb segregation and the degree of Ti segregation. The Nb concentration distribution and the Ti concentration distribution were measured by EPMA or CMA with a beam diameter of 2 ⁇ m, respectively, and the average Nb excluding the central segregation portion of the steel plate and the steel pipe was measured.
  • the ratio of the average amount of Nb of the center segregation part to the amount (Nb segregation degree), the ratio of the average Ti amount of the center segregation part to the average Ti amount excluding the center segregation part of the steel plate and steel pipe (Ti segregation degree) Is to be sought.
  • a method for suppressing the maximum Mn segregation degree, Nb segregation degree, and Ti segregation degree will be described below.
  • light reduction at the time of final solidification in continuous casting is optimal.
  • the light reduction at the time of final solidification is applied to eliminate the mixing of solidified and unsolidified parts due to non-uniform cooling of the casting. it can.
  • the steel slab In continuous casting, the steel slab is usually water-cooled, but the end in the width direction is cooled quickly, and the cooling in the center in the width direction is strengthened. Therefore, even if the steel piece is solidified at the end portion and the center portion in the width direction, solidification is delayed at a quarter portion in the width direction, and an unsolidified portion remains inside the steel piece.
  • the solidified part and the unsolidified part are not uniform, and for example, the shape of the interface between the solidified part and the unsolidified part may be W-shaped in the width direction. If such non-uniform solidification occurs in the width direction, segregation is promoted and the HIC resistance is deteriorated.
  • the steel containing the above components is melted in a steelmaking process, and then made into a steel slab by continuous casting.
  • the steel slab is reheated and subjected to thick plate rolling to obtain a steel plate.
  • the reheating temperature of the steel slab is 950 ° C. or higher
  • the reduction ratio in the recrystallization temperature region is 2 or more
  • the reduction ratio in the non-recrystallization region is 3 or more
  • the average prior austenite particle size can be 20 ⁇ m or less.
  • water cooling is performed after completion of rolling, it is preferable to start the water cooling from a temperature of 750 ° C. or higher and stop the water cooling in a temperature range of 400 to 500 ° C.
  • the recrystallization temperature range is a temperature range where recrystallization occurs after rolling, and is generally over 900 ° C. for the components of the steel of the present invention.
  • the non-recrystallization temperature range is a temperature range in which recrystallization and ferrite transformation do not occur after rolling, and is generally 750 to 900 ° C. for the steel components used in the present invention.
  • Rolling in the recrystallization temperature range is called recrystallization rolling or rough rolling
  • rolling in the non-recrystallization temperature range is called non-recrystallization rolling or finish rolling.
  • the maximum hardness of center segregation can be reduced to 300 Hv or lower as described below.
  • the water cooling start temperature is less than 750 ° C.
  • C carbon
  • the austenite phase enriched with C is transformed into hard martensite containing a large amount of C.
  • the hardness can be suppressed to 300 Hv or less.
  • the water cooling stop temperature is set to 400 ° C. or higher, similarly, the hard martensite after transformation is partially decomposed, and the hardness can be suppressed to 300 Hv or lower.
  • strength will fall when water-cooling stop temperature is too high, 500 degrees C or less is preferable.
  • Tensile test pieces, HIC test pieces, and macro test pieces were collected from the obtained steel plates and steel pipes and used for each test.
  • the HIC test was performed according to NACETM0284.
  • the segregation degree of Mn, Nb, and Ti was measured by EPMA using a macro test piece.
  • the concentration distribution of Mn, Nb, and Ti is measured with a 50 ⁇ m beam system in a total thickness ⁇ 20 mm width measurement area, and then each element in the specimen thickness direction is concentrated. The concentration of each element was measured in a 1 mm ⁇ 1 mm region with a 2 ⁇ m beam system at the location (center segregation part).
  • the Vickers hardness of center segregation was measured according to JIS Z 2244. Vickers hardness was measured at a site where the load was 25 g and the Mn concentration was highest in the distribution of Mn concentration in the thickness direction measured by EPMA.
  • Table 2 shows the plate thickness, maximum Mn segregation degree, Nb segregation degree, Ti segregation degree, length of the non-crimped part, maximum hardness of the central segregation part, respectively, obtained from steels 1 to 34 of Table 1.
  • required by tensile strength and the HIC test is shown.
  • Table 3 shows the thickness of the steel pipe obtained from each of the steels 1 to 34 shown in Table 1, the heat input of the main welding, and the area ratio of cracks determined by the HIC test.
  • the maximum Mn segregation degree, Nb segregation degree, Ti segregation degree, length of unbonded part, and maximum hardness of the central segregation part of steel pipe are the same as steel sheet, and the tensile strength of steel pipe is 1-5% that of steel sheet. It is getting bigger.
  • Steels 1 to 23 are examples of the present invention, and the steel sheets obtained from these steels have a maximum Mn segregation degree of 1.6 or less, a Nb segregation degree of 4.0 or less, a Ti segregation degree of 4.0 or less, The maximum hardness of the center segregation part is 300 Hv or less, and no cracks are generated by the HIC test.
  • steels 24 to 34 represent comparative examples that are outside the scope of the present invention. That is, since any element of the basic components is outside the scope of the present invention, the CAR is over 3% in the HIC test.

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Abstract

　石油、天然ガス等の輸送用ラインパイプ等に使用される鋼管に最適な、耐ＨＩＣ性に優れたラインパ イプ用鋼板及びラインパイプ鋼管であって、Ｃ：０．０２～０．０８％、Ｓｉ：０．０１～０．５％、 Ｍｎ：１．０～１．６％、Ｎｂ：０．００１～０．１０％、Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、Ｎ ：０．００１０～０．００５０％、Ｏ　：０．０００１～０．００３０％を含有し、Ｐ　：０．０１％ 以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ａｌ：０．０３０％以下、Ｔｉ：０．０３０％以下に制限し、Ｓ／Ｃ ａ＜０．５を満足する鋼組成を有し、かつ中心偏析部の未圧着部の長さを０．１ｍｍ以下に制限した鋼 よりなる。

Description

耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管
　本発明は、石油、天然ガス等の輸送用ラインパイプ等の用途に最適な、耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ性という。）に優れたラインパイプ用鋼板及びラインパイプ用鋼管に関する。
　水分を含有した硫化水素（Ｈ２Ｓ）が多く含まれる石油、天然ガス等の輸送用ラインパイプでは、水素誘起割れ（ＨＩＣという。）の発生が懸念される。その理由は、水分を含有したＨ２Ｓ環境（サワー環境という。）では、鋼中に表面から水素が侵入しやすいためである。
　ＨＩＣは、特に、鋼の中心偏析部に存在する、延伸化したＭｎＳ、集積したＴｉやＮｂの炭窒化物、又は酸化物集積帯における酸化物系介在物など、鋼中の欠陥の周りに集積した水素に起因している。
　即ち、サワー環境では、鋼中に侵入した水素が、欠陥の周囲に集積してガスとなり、その圧力が鋼の破壊靱性値（ＫＩＣ）を超えた場合に、割れが発生する。更に、鋼の中心偏析部、介在物の周辺などが硬化していると割れは伝播しやすくなる。
　したがって、サワー環境で使用されるラインパイプでは、従来から、延伸化したＭｎＳの生成の抑制、Ｔｉ、Ｎｂの炭窒化物や酸化物などの集積の抑制、あるいは中心偏析による硬化相の形成の抑制などの対策が講じられている。
　例えば、Ｍｎは鋼板の中心に偏析しやすい元素であり、Ｍｎの偏析を抑制する方法が提案されている（例えば、特許文献１~３）。特許文献１には、鋼中の平均Ｍｎ含有量に対する偏析部のＭｎ含有量の比を抑制した鋼板が提案されている。また、特許文献２及び３には、Ｍｎ偏析スポットの大きさに加えて、偏析部のＰ濃度を限定し、更にＣａを活用した高強度ラインパイプが提案されている。
　また、Ｍｎの偏析に加えて、Ｎｂの偏析にも着目した、耐ＨＩＣ性に優れる熱延鋼板が提案されている（例えば、特許文献４）。更に、Ｔｉ、Ｎｂの炭化物、窒化物などの介在物を抑制する方法が提案されている（例えば、特許文献５、６）。
特開平６−２２０５７７号公報 特開平６−２５６８９４号公報 特開平６−２７１９７４号公報 特開２００２−３６３６８９号公報 特開２００６−６３３５１号公報 特開２００８−７８４１号公報
　Ｍｎの偏析の抑制やＣａを利用したＭｎＳの形態制御に関する開発は、従来から盛んに行われていたが、（偏析部の最大Ｍｎ含有量）／（鋼中の平均Ｍｎ含有量）や、Ｍｎ偏析スポットの大きさを制御するだけでは、ＨＩＣを完全に防止することができているとはいえず、それらをさらに厳密に制御する必要があることがわかった。
　更に、Ｍｎの偏析を解消すると、次にＮｂの偏析が問題になった。このＮｂの偏析についても、（偏析部の最大Ｎｂ含有量）／（鋼中の平均Ｎｂ含有量）の制御では不十分であり、より厳密に制御する必要があることがわかった。また、Ｎｂ−Ｔｉ−Ｃ−Ｎ系の介在物の長さや、（Ｔｉ，Ｎｂ）（Ｃ，Ｎ）系介在物の面密度及び長さを制御しても、ＨＩＣの発生を防止することができなかった。
　本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、石油、天然ガス等の輸送用ラインパイプ等に使用される鋼管に最適な、耐ＨＩＣ性に優れたラインパイプ用鋼板及びラインパイプ鋼管の提供を課題とするものである。
　本発明者らは、引張り強度が５００ＭＰａ以上の耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管を得るために必要な条件について鋭意研究を行い、新しい超高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管を発明するに至った。本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）質量％で、
　Ｃ　：０．０２~０．０８％、
　Ｓｉ：０．０１~０．５％、
　Ｍｎ：１．０~１．６％、
　Ｎｂ：０．００１~０．１０％、
　Ｃａ：０．０００１~０．００５０％、
　Ｎ　：０．００１０~０．００５０％、
　Ｏ　：０．０００１~０．００３０％
を含有し、
　Ｐ　：０．０１％以下、
　Ｓ　：０．００２０％以下、
　Ａｌ：０．０３０％以下、
　Ｔｉ：０．０３０％以下、
に制限し、Ｓ、Ｃａの含有量が、
　Ｓ／Ｃａ＜０．５
を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物元素からなり、
　かつ、中心偏析部の未圧着部の長さを０．１ｍｍ以下
に制限したことを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板。
（２）質量％で、
　Ｎｉ：０．０１~２．０％、
　Ｃｕ：０．０１~１．０％、
　Ｃｒ：０．０１~１．０％、
　Ｍｏ：０．０１~１．０％、
　Ｗ　：０．０１~１．０％、
　Ｖ　：０．０１~０．１０％、
　Ｚｒ：０．０００１~０．０５０％、
　Ｔａ：０．０００１~０．０５０％、
　Ｂ　：０．０００１~０．００２０％
の１種又は２種以上を含有して、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする上記（１）に記載の耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板。
（３）質量％で
　ＲＥＭ：０．０００１~０．０１％、
　Ｍｇ：０．０００１~０．０１％、
　Ｙ　：０．０００１~０．００５％、
　Ｈｆ：０．０００１~０．００５％、
　Ｒｅ：０．０００１~０．００５％
のうち１種又は２種以上を、更に含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板。
（４）更に、
　最大Ｍｎ偏析度：２．０以下、
　Ｎｂ偏析度：４．０以下、
　Ｔｉ偏析度：４．０以下、
に制限したことを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板。
（５）中心偏析部の最高硬度が３００Ｈｖ以下であることを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板。
（６）母材が、質量％で、
　Ｃ　：０．０２~０．０８％、
　Ｓｉ：０．０１~０．５％、
　Ｍｎ：１．０~１．６％、
　Ｎｂ：０．００１~０．１０％、
　Ｃａ：０．０００１~０．００５０％、
　Ｎ　：０．００１０~０．００５０％、
　Ｏ　：０．０００１~０．００３０％
を含有し、
　Ｐ　：０．０１％以下、
　Ｓ　：０．００２０％以下、
　Ａｌ：０．０３０％以下、
　Ｔｉ：０．０３０％以下
に制限し、Ｓ、Ｃａの含有量が、
　Ｓ／Ｃａ＜０．５
を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物元素からなり、
　かつ、母材の中心偏析部の未圧着部の長さを０．１ｍｍ以下に制限したことを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管。
（７）母材が、質量％で、
　Ｎｉ：０．０１~２．０％、
　Ｃｕ：０．０１~１．０％、
　Ｃｒ：０．０１~１．０％、
　Ｍｏ：０．０１~１．０％、
　Ｗ　：０．０１~１．０％、
　Ｖ　：０．０１~０．１０％、
　Ｚｒ：０．０００１~０．０５０％、
　Ｔａ：０．０００１~０．０５０％、
　Ｂ　：０．０００１~０．００２０％
の１種又は２種以上を含有して、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする上記（６）に記載の耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管。
（８）母材が、質量％で、
　ＲＥＭ：０．０００１~０．０１％、
　Ｍｇ：０．０００１~０．０１％、
　Ｙ　：０．０００１~０．００５％、
　Ｈｆ：０．０００１~０．００５％、
　Ｒｅ：０．０００１~０．００５％
のうち１種又は２種以上を、更に含有することを特徴とする上記（６）又は（７）に記載の耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管。
（９）更に、母材の
　最大Ｍｎ偏析度：２．０以下、
　Ｎｂ偏析度：４．０以下、
　Ｔｉ偏析度：４．０以下、
に制限したことを特徴とする上記（６）又は（７）に記載の耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管。
（１０）母材の中心偏析部の最高硬度が３００Ｈｖ以下であることを特徴とする上記（６）又は（７）に記載の耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管。
　本発明によれば、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉの偏析度が低下し、中心偏析部の未圧着部の長さ及び最高硬さの上昇が抑制され、耐水素誘起割れ性に優れたラインパイプ用鋼板及びラインパイプ用鋼管の製造が可能であるなど、産業上の貢献が極めて顕著である。
　図１は、ＳとＣａの含有量の比Ｓ／ＣａとＨＩＣ試験におけるＣＡＲとの関係を示す図である。
　本発明者らは、種々のラインパイプ用鋼板を用いて、ＮＡＣＥ（Ｎａｔｉｏｎａｌ　Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ　ｏｆ　Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ａｎｄ　Ｅｎｇｉｎｅｅｒ）試験を行い、ＨＩＣの発生の有無を評価した。ＮＡＣＥ試験は、５％ＮａＣｌ溶液＋０．５％酢酸、ｐＨ２．７の溶液中に硫化水素ガスを飽和させて、９６時間後に割れが生成するかどうかを調査する試験方法である。
　試験後、割れが発生した鋼板から試験片を採取し、ＨＩＣの発生場所を詳細に観察した。その結果、中心偏析部の未圧着部が特に重要なＨＩＣの起点であることが判明した。
　この中心偏析部の未圧着部は、その長さを０．１ｍｍ以下に抑えることが必要である。これは、上記のＮＡＣＥ試験後にＨＩＣが発生した試験片の割れの破面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、未圧着部の長さの最小値が０．１ｍｍ超であったことに基づく規定である。
　未圧着部とは、凝固時に鋼片に生じた空隙が、熱間圧延によって圧着されず、鋼板にも残存したものであり、サイズが大きい場合超音波等の非破壊検査によって長さを測定することができる。
　中心偏析部に未圧着部が残存する原因は、熱間圧延前に鋼片に含まれる水素である。鋼を転炉及び２次精錬によって溶製した後、連続鋳造する際に、鋼は凝固し、冷却されて収縮するため、特に、鋼片の中心部には空隙生じる。この空隙が負圧の場合、鋼片の水素量が多いと、水素ガスが空隙の中に入り込む。２次精錬によって溶製した際に鋼に含有される水素量は、ほとんどそのまま、連続鋳造後の鋼片の空隙内に残存している。
　熱間圧延の加熱時には、鋼片の組織がオーステナイトであり、水素が鋼片の外に放散されにくい。その理由は、オーステナイトが面心立方晶であり、固溶できる水素量が多いためである。鋼片を加熱して圧下を加えると、鋼片の空隙は小さくなるが、空隙に含まれる水素ガスの圧力は、空隙のサイズに反比例して高くなる。そのため、熱間圧延によっても空隙を圧着させることができず、鋼板に未圧着部が残存してしまう。
　鋼中の水素量と未圧着部の長さとの関係を詳細に調査した結果、水素量を２．５ｐｐｍ以下に抑えると、鋼板の中心偏析部に残存する未圧着部の長さが０．１ｍｍ以下になることが明らかとなった。したがって、中心偏析部の未圧着部の長さを０．１ｍｍ以下に抑えるには、鋼中の水素量を２．５ｐｐｍ以下に制限することが必要である。なお、水素の分析は２次精錬後に採取した鋼を燃焼法にて測定したものである。
　また、熱間圧延後、鋼板は冷却され、金属組織がオーステナイトからフェライト、ベイナイト、マルテンサイト、パーライトなどに変態すると、水素が外部に放散される。そのため、鋼板に残留する水素量は、２次精錬後の水素量に比べると低下している。
　本発明者らは、更に、ＨＩＣの発生起点について検討を重ねた結果、これに加えて、（ａ）延伸化したＭｎＳ、（ｂ）集積したＮｂ、Ｔｉの析出物及び（ｃ）集積した酸化物もＨＩＣの起点となるものであり、これらも抑制すると、ラインパイプ用鋼板及びラインパイプ用鋼管のＨＩＣの発生を顕著に防止できることを見出した。
　延伸化した粗大なＭｎＳを抑制するためには、Ｓ量を０．００２％未満すること、ＳとＣａの含有量の比Ｓ／Ｃａを０．５未満にすることが必要である。
　図１に０．０４％Ｃ−１．２５％Ｍｎ鋼のＨＩＣ試験におけるＣＡＲ（割れ面積率）とＳ／Ｃａの関係を示す。図１に示されるように、Ｓ／Ｃａの比が０．５以上になると、ＨＩＣが発生し始めるので、Ｓ／Ｃａは０．５未満にする必要があることが判る。
　また、酸化物の集積を抑制するには、Ｏ量を０．００３０％以下にすること、Ａｌ量を０．０３０％以下にすることが必要である。Ｏ量が多いと、粗大な酸化物が集積しやすこと、Ａｌを０．０３０％超添加すると、Ａｌの酸化物のクラスターが集積しやすくなることが明らかとなった。
　更に、延伸化した粗大なＭｎＳを抑制するためには、鋼板及び鋼管の最大Ｍｎ偏析度を２．０以下にすることが好ましいこと、及び、これらに加えて、集積したＴｉ、Ｎｂの炭窒化物の抑制によって、確実にラインパイプ用鋼板及びラインパイプ用鋼管のＨＩＣの発生を顕著に防止できることを見出した。
　Ｔｉ、Ｎｂの炭窒化物の集積を抑制するには、次の条件を満たすことが好ましい。Ｎ量を０．００５０％以下にすること、Ｃ量を０．０６％以下にすること、ＮｂとＴｉの偏析度をそれぞれ４以下にすることである。
　ここで、最大Ｍｎ偏析度とは、鋼板及び鋼管のＭｎ量における、中心偏析部を除いた平均のＭｎ量に対する中心偏析部の最大のＭｎ量の比、すなわち、（中心偏析部の最大のＭｎ量）／（中心偏析部を除いた平均のＭｎ量）の値である。
　同様に、Ｎｂ偏析度とＴｉ偏析度は、鋼板及び鋼管の中心偏析部を除いた平均のＮｂ量（Ｔｉ量）に対する中心偏析部の平均化したＮｂ量（Ｔｉ量）の比である。
　最大Ｍｎ偏析度は、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ）、又は、ＥＰＭＡによる測定結果を画像処理することができるＣＭＡ（Ｃｏｍｐｕｔｅｒ　Ａｉｄｅｄ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ）によって、鋼板及び鋼管のＭｎ濃度分布を測定することにより求めることができる。
　この際、ＥＰＭＡ（又はＣＭＡ）のプローブ径によって最大Ｍｎ偏析度の数値が変化する。本発明者らは、プローブ径（ビーム径）を２μｍとすることにより、適正にＭｎの偏析を評価できることを見出した。実際には、次のようにして測定を行う。
　ＥＰＭＡにて５０μｍのビーム径にて２０ｍｍ幅（ＨＩＣ試験片幅）×２０ｍｍ厚（ＨＩＣ試験片厚）の測定領域におけるＭｎの濃度分布を測定する。次に、最もＭｎ量が濃化していた場所（中心偏析部）において、さらに２μｍのビーム径にて１ｍｍ（幅）×１ｍｍ（厚み）の領域のＭｎ濃度を測定する。そして、このＭｎ濃度分布から最大Ｍｎ偏析度を求める。その際、５００点×５００点のデータを集積する。この２５００００点の中の最大Ｍｎ濃度の中心偏析部を除いた平均Ｍｎ濃度に対する比を最大Ｍｎ偏析度と定義してその値を求めた。
　また、Ｎｂ偏析度及びＴｉ偏析度についても同様に、ＥＰＭＡ又はＣＭＡによって、それぞれ、Ｎｂ濃度分布及びＴｉ濃度分布を測定することにより求めることができる。Ｎｂ偏析度及び最Ｔｉ偏析度についても同様に、ビーム径を２μｍとすることにより、適正に偏析を評価できることがわかった。
　実際には、Ｎｂ、Ｔｉ偏析度に関しても、ＥＰＭＡにて５０μｍのビーム径にて２０ｍｍ幅（ＨＩＣ試験片幅）×２０ｍｍ厚（ＨＩＣ試験片厚）の測定領域におけるＮｂ、Ｔｉのそれぞれの濃度分布を測定して、平均Ｎｂ濃度及び平均Ｔｉ濃度を求めた後、最もＮｂ，Ｔｉ量が濃化していた場所（中心偏析部）において、さらに２μｍのビーム径にて１ｍｍ（幅）×１ｍｍ（厚み）の領域のＮｂとＴｉの濃度を測定する。その際、板幅方向に測定した５００点の平均を取り、中心偏析部の平均のＮｂとＴｉの濃度を導出する。そして、中心偏析部の平均Ｎｂ濃度（Ｔｉ濃度）の平均Ｎｂ濃度（Ｔｉ濃度）に対する比をそれぞれＮｂ偏析度及びＴｉ偏析度と定義してその値を求める。
　なお、ＭｎＳなどの介在物が存在すると各元素の偏析度が見かけ上大きくなるので、介在物が当たった場合はその値は除いて評価するものとする。
　更に、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉの偏析が抑制された鋼板と鋼管の中心偏析部の最高硬さは、３００Ｈｖ以下とすることが好ましい。中心偏析部最高硬さの上限を３００Ｈｖとすることによって、確実にＨＩＣの発生を防止することができる。Ｍｎ、Ｎｂは焼入れ性を高める元素であり、Ｔｉは析出強化に寄与するため、これらの元素の偏析を抑制することによって、中心偏析部の硬化を抑制することができる。
　なお、中心偏析部は、ＥＰＭＡやＣＭＡによって測定したＭｎの濃度が最大になる部位であり、中心偏析部の最高硬さは、３％硝酸＋９７％ナイタール溶液で腐食した後、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に準拠し、２５ｇの荷重でビッカース硬さ試験を行って、測定すればよい。
　以上のような検討結果に基づいてなされた本発明について、以下詳細に説明する。
　まず本発明の鋼板及び鋼管における母材成分の限定理由について述べる。以下において、元素の含有量の％は、質量％を意味するものとする。
　Ｃ：Ｃは鋼の強度を向上させる元素であり、その有効な下限として０．０２％以上の添加が必要である。一方、Ｃ量が０．０８％を超えると、炭化物の生成が促進されて耐ＨＩＣ性を損なうため、上限を０．０８％とする。また、ＨＩＣ性や溶接性や靱性の低下を抑制するには、Ｃ量を０．０６％以下とすることが好ましい。
　Ｓｉ：Ｓｉは脱酸元素であり、０．０１％以上の添加が必要である。一方、Ｓｉ量が０．５％を超えると、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靱性を低下させるため、上限を０．５％とする。
　Ｍｎ：Ｍｎは、強度及び靱性を向上させる元素であり、１．０％以上の添加が必要である。一方、Ｍｎ量が、１．６％を超えると、ＨＡＺ靱性を低下させるため、上限を１．６％とする。また、ＨＩＣを抑制するには、Ｍｎ量を１．５％未満とすることが好ましい。
　Ｎｂ：Ｎｂは、炭化物、窒化物を形成し、強度の向上に寄与する元素である。その効果を得るためには、０．００１％以上を添加することが必要である。しかし、Ｎｂを過剰に添加すると、Ｎｂ偏析度が増加し、Ｎｂの炭窒化物の集積を招いて、耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、本発明においては、Ｎｂ量の上限を０．１０％とする。また、ＨＩＣ性を考慮した場合、Ｎｂ量は０．０５％以下にすることが好ましい。
　Ｎ：Ｎは、ＴｉＮ、ＮｂＮなどの窒化物を形成する元素であり、窒化物を利用して加熱時のオーステナイト粒径を微細にするためには、Ｎ量の下限値を０．００１０％とすることが必要である。しかし、Ｎの含有量が０．００５０％を超えると、ＴｉとＮｂの炭窒化物が集積しやすくなり、耐ＨＩＣ性を損なう。したがって、Ｎ量の上限を０．００５０％とする。なお、靭性などが要求される場合には、ＴｉＮの粗大化を抑制するため、Ｎ量を０．００３５％以下にすることが好ましい。
　Ｐ：Ｐは不純物であり、含有量が０．０１％を超えると、耐ＨＩＣ性を損ない、また、ＨＡＺの靱性が低下する。したがって、Ｐの含有量を０．０１％以下に制限する。
　Ｓ：Ｓは、熱間圧延時に圧延方向に延伸するＭｎＳを生成して、耐ＨＩＣ性を低下させる元素である。したがって、本発明では、Ｓ量を低減することが必要であり、含有量を０．００２０％以下に制限する。また、靱性を向上させるためには、Ｓ量を０．００１０％以下とすることが好ましい。Ｓ量は、少ないほど好ましいが、０．０００１％未満にすることは困難であり、製造コストの観点から０．０００１％以上の含有とすることが好ましい。
　Ｔｉ：Ｔｉは、通常、脱酸剤や窒化物形成元素として結晶粒の細粒化に利用される元素であるが、本発明では、炭窒化物の形成によって耐ＨＩＣ性や靱性を低下させる元素である。したがって、Ｔｉの含有量は０．０３０％以下に制限する。
　Ａｌ：Ａｌは脱酸元素であるが、本発明においては、添加量が０．０３０％を超えるとＡｌ酸化物の集積クラスターが確認されるため、０．０３０％以下に制限する。靭性が要求される場合には、Ａｌ量の上限を０．０１７％以下にすることが好ましい。Ａｌ量の下限値は特に限定しないが、溶鋼中の酸素量を低減させるためには、Ａｌを０．０００５％以上添加することが好ましい。
　Ｏ：Ｏは不純物であり、酸化物の集積を抑制して、耐ＨＩＣ性を向上させるために、含有量を０．００３０％以下に制限する。酸化物の生成を抑制して、母材及びＨＡＺ靭性を向上させるためには、Ｏ量を０．００２０％以下とすることが好ましい。
　Ｃａ：Ｃａは硫化物ＣａＳを生成し、圧延方向に伸長するＭｎＳの生成を抑制し、耐ＨＩＣ性の改善に顕著に寄与する元素である。Ｃａの添加量が０．０００１％未満では、効果が得られないため、下限値を０．０００１％とする。０．０００５％以上の含有が好ましい。一方、Ｃａの添加量が０．００５０％を超えると、酸化物が集積し、耐ＨＩＣ性を損なうため、上限を０．００５０％とする。
　本発明では、Ｃａを添加して、ＣａＳを形成させることにより、Ｓを固定するため、ＳとＣａの含有量におけるＳ／Ｃａの比は重要な指標である。Ｓ／Ｃａの比が０．５以上であると、ＭｎＳが生成し、圧延時に延伸化したＭｎＳが形成される。その結果、耐ＨＩＣ性が劣化する。したがって、Ｓ／Ｃａの比の値を０．５未満とした。
　なお、本発明においては、強度及び靱性を改善する元素として、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｂの中で、１種又は２種以上の元素を添加することができる。
　Ｎｉ：Ｎｉは、靱性及び強度の改善に有効な元素であり、その効果を得るためには０．０１％以上の添加が必要であるが、２．０％を超える添加ではＨＩＣ性及び溶接性が低下するために、その上限を２．０％とすることが好ましい。
　Ｃｕ：Ｃｕは、靱性を低下させずに強度の上昇に有効な元素であるが、０．０１％未満では効果がなく、１．０％を超えると鋼片加熱時や溶接時に割れを生じやすくする。従って、その含有量を０．０１~１．０％とすることが好ましい。
　Ｃｒ：Ｃｒは析出強化による鋼の強度を向上させるために、０．０１％以上の添加が有効であるが、多量に添加すると、焼入れ性を上昇させ、ベイナイト組織を生じさせ、靱性を低下させる。従って、その上限を１．０％とすることが好ましい。
　Ｍｏ：Ｍｏは、焼入れ性を向上させると同時に、炭窒化物を形成し強度を改善する元素であり、その効果を得るためには、０．０１％以上の添加が好ましい。一方、Ｍｏを１．０％を超えて多量に添加すると、コストが上昇するため、上限を１．０％にすることが好ましい。また、鋼の強度が上昇すると、ＨＩＣ性及び靱性が低下することがあるため、より好ましい上限を０．２０％とする。
　Ｗ：Ｗは、強度の向上に有効な元素であり、０．０１％以上の添加が好ましい。一方、１．０％を超えるＷを添加すると、靱性の低下を招くことがあるため、上限を１．０％とすることが好ましい。
　Ｖ：Ｖは、炭化物、窒化物を形成し、強度の向上に寄与する元素であり、効果を得るためには、０．０１％以上の添加が好ましい。一方、０．１０％を超えるＶを添加すると、靱性の低下を招くことがあるため、上限を０．１０％とすることが好ましい。
　Ｚｒ、Ｔａ：Ｚｒ及びＴａは、Ｖと同様に炭化物、窒化物を形成し強度の向上に寄与する元素であり、その効果を得るために、０．０００１％以上を添加することが好ましい。一方、Ｚｒ及びＴａを、０．０５０％を超えて過剰に添加すると、靱性の低下を招くことがあるため、その上限を０．０５０％とすることが好ましい。
　Ｂ：Ｂは、鋼の粒界に偏析して焼入れ性の向上に著しく寄与する元素である。この効果を得るには、０．０００１％以上のＢの添加が好ましい。また、ＢはＢＮを生成し、固溶Ｎを低下させて、溶接熱影響部の靱性の向上にも寄与する元素であるため、０．０００５％以上の添加がより好ましい。一方。Ｂを過剰に添加すると、粒界への偏析が過剰になり、靱性の低下を招くことがあるため、上限を０．００２０％とすることが好ましい。
　更に、酸化物や硫化物などの介在物を制御するために、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅの１種又は２種以上を含有させても良い。
　ＲＥＭ：ＲＥＭは、脱酸剤及び脱硫剤として添加される元素であり、０．０００１％以上の添加が好ましい。一方、０．０１０％を超えて添加すると、粗大な酸化物を生じて、ＨＩＣ性や、母材及びＨＡＺの靱性を低下させることがあり、好ましい添加量は０．０１０％以下である。
　Ｍｇ：Ｍｇは、脱酸剤及び脱硫剤として添加される元素であり、特に、微細な酸化物を生じて、ＨＡＺ靭性の向上にも寄与する。この効果を得るには、０．０００１％以上のＭｇを添加することが好ましい。一方、Ｍｇを０．０１０％超添加すると、酸化物が凝集、粗大化し易くなり、ＨＩＣ性の劣化や、母材及びＨＡＺの靱性の低下をもたらすことがある。したがって、Ｍｇの添加量を０．０１０％以下とすることが好ましい。
　Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅ：Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅは、Ｃａと同様、硫化物を生成し、圧延方向に伸長したＭｎＳの生成を抑制し、耐ＨＩＣ性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るには、Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅを、０．０００１％以上添加することが好ましい。一方、Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅの量が０．００５０％を超えると、酸化物が増加し、凝集、粗大化すると耐ＨＩＣ性を損なうため、添加量を０．００５０％以下とすることが好ましい。
　次に、鋼板の中心偏析部の未圧着部の長さを０．０１ｍｍ以下にする方法について説明する。
　上述したように、中心偏析部に未圧着部が残存する原因は、熱間圧延前に鋼片に含まれる水素である。したがって、２次精錬における水素量を低減することによって、鋼片の空隙に含まれる水素ガスの圧力を低下させることができる。２次精錬におけるＨ量を０．０００２５％以下にすると、熱間圧延後、未圧着部はほとんどなくなり、存在したとしても０．１ｍｍ長さ以下にすることができる。
　２次精錬における水素量を低減するには、２次精錬を行う際の雰囲気中の水素分圧を低下させることが好ましい。例えば、雰囲気中に不活性ガスや、窒素などを吹き込むことで、水素分圧を低下させることができる。
　更に、本発明では、鋼板及び鋼管の母材における最大Ｍｎ偏析度、Ｎｂ偏析度及びＴｉ偏析度を、それぞれ、２．０以下、４．０以下及び４．０以下とすることが好ましい。
　最大Ｍｎ偏析度を２．０以下にすることにより粗大なＭｎＳの生成が抑制され、圧延方向に延伸化したＭｎＳを起点とするＨＩＣの発生を防止することができる。また、Ｎｂ偏析度を４．０以下にすると集積したＮｂ（Ｃ，Ｎ）の生成が抑制され、Ｔｉ偏析度を４．０以下にすると集積したＴｉＮの生成が抑制され、ＨＩＣ性の劣化を防止することができる。
　最大Ｍｎ偏析度は、鋼板及び鋼管の中心偏析部を除いた平均のＭｎ量に対する中心偏析部の最大のＭｎ量の比であり、ビーム径を２μｍとするＥＰＭＡ又はＣＭＡによって鋼板及び鋼管のＭｎ濃度分布を測定し、求めることができる。Ｎｂ偏析度及びＴｉ偏析度についても同様であり、ビーム径を２μｍとするＥＰＭＡ又はＣＭＡによって、それぞれ、Ｎｂ濃度分布及びＴｉ濃度分布を測定し、鋼板及び鋼管の中心偏析部を除いた平均のＮｂ量に対する中心偏析部の平均化したＮｂ量の比（Ｎｂ偏析度）、鋼板及び鋼管の中心偏析部を除いた平均のＴｉ量に対する中心偏析部の平均化したＴｉ量の比（Ｔｉ偏析度）を求めるものとする。
　最大Ｍｎ偏析度、Ｎｂ偏析度及びＴｉ偏析度を抑制するための方法について以下に説明する。
　Ｍｎ、Ｎｂ及びＴｉの偏析を抑制するには、連続鋳造における最終凝固時の軽圧下が最適である。最終凝固時の軽圧下は、鋳造の冷却の不均一に起因する、凝固部と未凝固部との混在を解消するために施すものであり、これにより、幅方向に均一に最終凝固させることができる。
　連続鋳造において、通常、鋼片は水冷されるが、幅方向の端部は冷却が速く、幅方向の中央部の冷却は強化される。そのため、鋼片の幅方向の端部及び中央部では凝固していても、幅方向の１／４部では、凝固が遅れて、鋼片の内部には未凝固部が残存する。そのため、鋼片の幅方向において、凝固部と未凝固部が均一にならずに、例えば、凝固部と未凝固部との界面の形状が幅方向にＷ型となってしまうことがある。このような幅方向に不均一な凝固を生じてしまうと、偏析が助長されて、耐ＨＩＣ性を劣化させる。
　これに対して、連続鋳造において、最終凝固時の軽圧下を行うと、未凝固部が押し出されて、幅方向に均一に凝固させることができる。また、幅方向に不均一な凝固が生じた後で軽圧下を加えると、凝固部の変形抵抗が大きいことに起因して、未凝固部を効果的に押し出すことができなくなる。
　したがって、このようなＷ型の凝固を生じさせないようにするためには、鋳片の最終凝固位置における中心固相率の幅方向の分布に応じて圧下量を制御しながら軽圧下することが好ましい。このようにすることにより、幅方向でも中心偏析が抑制され、最大Ｍｎ偏析度、Ｎｂ偏析度、Ｔｉ偏析度を更に小さくすることができる。
　上記の成分を含有する鋼は、製鋼工程で溶製され、ついで連続鋳造により鋼片とされ、その鋼片を再加熱して厚板圧延を施し、鋼板とされる。
　この製造工程において、鋼片の再加熱温度を９５０℃以上とし、再結晶温度域での圧下比を２以上に、未再結晶域での圧下比を３以上にして厚板圧延を行えば、平均旧オーステナイト粒径を２０μｍ以下にすることができる。更に、圧延終了後水冷を行うが、水冷の開始を７５０℃以上の温度から行い、水冷の停止を４００~５００℃の温度範囲で行うことが好ましい。
　なお、再結晶温度域は、圧延後に再結晶が生じる温度範囲であり、本発明の鋼の成分では概ね９００℃超である。一方、未再結晶温度域は、圧延後に再結晶及びフェライト変態が生じない温度範囲であり、本発明で用いる鋼の成分では概ね７５０~９００℃である。再結晶温度域での圧延を再結晶圧延又は粗圧延といい、未再結晶温度域での圧延を未再結晶圧延又は仕上げ圧延という。
　未再結晶圧延後、７５０℃以上の温度から水冷を開始し、水冷停止温度を４００℃以上とすることにより、以下に説明するように、中心偏析の最大硬度を３００Ｈｖ以下にすることができる。まず、水冷開始温度を７５０℃未満にすると、冷却開始前にフェライトが多く生成し、フェライトからＣ（炭素）がオーステナイトへ排出される。その後、冷却すると、Ｃが濃縮したオーステナイト相は、多くのＣ量を含む硬質のマルテンサイトに変態する。
　したがって、水冷開始温度を７５０℃以上にして、硬質のマルテンサイトの生成を抑制すれば、硬度を３００Ｈｖ以下に抑制することができる。また、水冷停止温度を４００℃以上にすると、同じように、変態後の硬質なマルテンサイトが一部分解し、硬度を３００Ｈｖ以下に抑制することができる。また、水冷停止温度は、高すぎると強度が低下するため、５００℃以下が好ましい。
　次に、本発明を実施例によって更に詳細に説明する。
　表１に示す化学成分を有する鋼を溶製し、連続鋳造により、厚みが２４０ｍｍである鋼片とした。また、表１には、溶鋼の水素量の分析値も示した。連続鋳造では、最終凝固時の軽圧下を実施した。得られた鋼片を１０００~１２５０℃に加熱し、９００℃超の再結晶温度域で熱間圧延を行い、引き続き、７５０~９００℃の未再結晶温度域での熱間圧延を行った。熱間圧延後は、７５０℃以上で水冷を開始し、４００~５００℃の温度で水冷を停止し、表２に示す種々の板厚の鋼板を作製した。
　更に、鋼板を、Ｃプレス、Ｕプレス、Ｏプレスによって管状に成形し、端面を仮付け溶接し、内外面から本溶接を行った後、拡管後、鋼管とした。なお、本溶接は、サブマージドアーク溶接を採用した。
　得られた鋼板及び鋼管から引張試験片、ＨＩＣ試験片、マクロ試験片を採取し、それぞれの試験に供した。ＨＩＣ試験は、ＮＡＣＥＴＭ０２８４に準拠して行った。また、マクロ試験片を用いて、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉの偏析度をＥＰＭＡによって測定した。ＥＰＭＡによる偏析度の測定では、５０μｍのビーム系で全厚×２０ｍｍ幅の測定面積で実施してＭｎ、Ｎｂ、Ｔｉの濃度分布を測定し、ついで、試験片厚み方向における各元素が濃化している場所（中心偏析部）において、２μｍのビーム系で１ｍｍ×１ｍｍの領域で各元素の濃度を測定した。
　さらに、中心偏析のビッカース硬度をＪＩＳ　Ｚ　２２４４に準拠して測定した。ビッカース硬度の測定は、荷重を２５ｇとし、ＥＰＭＡによって測定した厚み方向のＭｎ濃度の分布における、Ｍｎ濃度が最も高い部位で行った。
　表２には、表１の鋼１~３４によってそれぞれ得られた鋼板の板厚、最大Ｍｎ偏析度、Ｎｂ偏析度、Ｔｉ偏析度、未圧着部の長さ、中心偏析部の最高硬さ、引張り強度及びＨＩＣ試験によって求められた割れの面積率（ＣＡＲ）を示す。
　また、表３には、表１の鋼１~３４からそれぞれ得られた鋼管の肉厚、本溶接の入熱量、ＨＩＣ試験によって求められた割れの面積率を示す。なお、鋼管の最大Ｍｎ偏析度、Ｎｂ偏析度、Ｔｉ偏析度、未圧着部の長さ、中心偏析部の最高硬さは鋼板と同等であり、鋼管の引張り強度は鋼板よりも１~５％程度大きくなっている。
　鋼１~２３は本発明の例であり、これらの鋼から得られた鋼板は、最大Ｍｎ偏析度は１．６以下、Ｎｂ偏析度は４．０以下、Ｔｉ偏析度は４．０以下、中心偏析部の最高硬さは３００Ｈｖ以下になっており、ＨＩＣ試験による割れは発生していない。これらの鋼板を素材とする鋼管も同様である。
　一方、鋼２４~３４は本発明の範囲外である比較例を示す。すなわち、基本成分の内いずれかの元素が、本発明の範囲外であるため、ＨＩＣ試験にてＣＡＲが３％を超えているものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003

Claims (10)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．０２~０．０８％、
    　Ｓｉ：０．０１~０．５％、
    　Ｍｎ：１．０~１．６％、
    　Ｎｂ：０．００１~０．１０％、
    　Ｃａ：０．０００１~０．００５０％、
    　Ｎ　：０．００１０~０．００５０％、
    　Ｏ　：０．０００１~０．００３０％
    を含有し、
    　Ｐ　：０．０１％以下、
    　Ｓ　：０．００２０％以下、
    　Ａｌ：０．０３０％以下、
    　Ｔｉ：０．０３０％以下
    に制限し、Ｓ、Ｃａの含有量が、
    　Ｓ／Ｃａ＜０．５
    を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物元素からなり、
    　かつ、中心偏析部の未圧着部の長さを０．１ｍｍ以下
    に制限したことを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板。
  2. 　質量％で、
    　Ｎｉ：０．０１~２．０％、
    　Ｃｕ：０．０１~１．０％、
    　Ｃｒ：０．０１~１．０％、
    　Ｍｏ：０．０１~１．０％、
    　Ｗ　：０．０１~１．０％、
    　Ｖ　：０．０１~０．１０％、
    　Ｚｒ：０．０００１~０．０５０％、
    　Ｔａ：０．０００１~０．０５０％、
    　Ｂ　：０．０００１~０．００２０％
    の１種又は２種以上を含有して、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１に記載の耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板。
  3. 　質量％で
    　ＲＥＭ：０．０００１~０．０１％、
    　Ｍｇ：０．０００１~０．０１％、
    　Ｙ　：０．０００１~０．００５％、
    　Ｈｆ：０．０００１~０．００５％、
    　Ｒｅ：０．０００１~０．００５％
    のうち１種又は２種以上を、更に含有することを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板。
  4. 　更に、
    　最大Ｍｎ偏析度：２．０以下、
    　Ｎｂ偏析度：４．０以下、
    　Ｔｉ偏析度：４．０以下、
    に制限したことを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板。
  5. 　中心偏析部の最高硬度が３００Ｈｖ以下であることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板。
  6. 　母材が、質量％で、
    　Ｃ　：０．０２~０．０８％、
    　Ｓｉ：０．０１~０．５％、
    　Ｍｎ：１．０~１．６％、
    　Ｎｂ：０．００１~０．１０％、
    　Ｃａ：０．０００１~０．００５０％、
    　Ｎ　：０．００１０~０．００５０％、
    　Ｏ　：０．０００１~０．００３０％
    を含有し、
    　Ｐ　：０．０１％以下、
    　Ｓ　：０．００２０％以下、
    　Ａｌ：０．０３０％以下、
    　Ｔｉ：０．０３０％以下
    に制限し、Ｓ、Ｃａの含有量が、
    　Ｓ／Ｃａ＜０．５
    を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物元素からなり、
    　かつ、母材の中心偏析部の未圧着部の長さを０．１ｍｍ以下
    に制限したことを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管。
  7. 　母材が、質量％で、
    　Ｎｉ：０．０１~２．０％、
    　Ｃｕ：０．０１~１．０％、
    　Ｃｒ：０．０１~１．０％、
    　Ｍｏ：０．０１~１．０％、
    　Ｗ　：０．０１~１．０％、
    　Ｖ　：０．０１~０．１０％、
    　Ｚｒ：０．０００１~０．０５０％、
    　Ｔａ：０．０００１~０．０５０％、
    　Ｂ　：０．０００１~０．００２０％
    の１種又は２種以上を含有して、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項６に記載の耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管。
  8. 　母材が、質量％で、
    　ＲＥＭ：０．０００１~０．０１％、
    　Ｍｇ：０．０００１~０．０１％、
    　Ｙ　：０．０００１~０．００５％、
    　Ｈｆ：０．０００１~０．００５％、
    　Ｒｅ：０．０００１~０．００５％
    のうち１種又は２種以上を、更に含有することを特徴とする請求項６又は請求項７に記載の耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管。
  9. 　更に、母材の
    　最大Ｍｎ偏析度：２．０以下、
    　Ｎｂ偏析度：４．０以下、
    　Ｔｉ偏析度：４．０以下、
    に制限したことを特徴とする請求項６又は請求項７に記載の耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管。
  10. 　母材の中心偏析部の最高硬度が３００Ｈｖ以下であることを特徴とする請求項６又は請求項７に記載の耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管。
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CN2010800075239A CN102317491A (zh) 2009-02-12 2010-02-12 抗氢致开裂性优异的高强度管线管用钢板和高强度管线管用钢管
KR1020137023805A KR101524397B1 (ko) 2009-02-12 2010-02-12 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강판 및 고강도 라인 파이프용 강관

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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2612946A4 (en) * 2010-09-03 2014-03-26 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp HIGH-RESISTANCE STEEL PLATE WITH EXCEPTIONAL FRICTION STRENGTH AND EXCELLENT HIC RESISTANCE
EP2832879A4 (en) * 2012-03-30 2016-01-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp HIGH-RESISTANCE STEEL TUBE FOR LINE TUBE WITH EXCELLENT RESISTANCE TO HYDROGEN-INDUCED TISSUE FORMING, HIGH-TIGHT STEEL TUBE FOR A TUBULAR TUBE AND METHOD FOR THE MANUFACTURE THEREOF
JP2020503445A (ja) * 2016-12-22 2020-01-30 ポスコＰｏｓｃｏ 耐水素誘起割れ性に優れた引張強度４５０ＭＰａ級の厚肉鋼材及びその製造方法

Families Citing this family (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5423323B2 (ja) * 2009-02-12 2014-02-19 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板及び高強度ラインパイプ用鋼管
WO2010104165A1 (ja) * 2009-03-12 2010-09-16 住友金属工業株式会社 耐ｈｉｃ厚鋼板およびｕｏｅ鋼管
CN102471843A (zh) * 2009-09-02 2012-05-23 新日本制铁株式会社 低温韧性优良的高强度管线管用钢板及高强度管线管用钢管
BR112012005189A2 (pt) * 2009-09-09 2016-03-08 Nippon Steel Corp chapas de aço para uso em tubos para oleodutos de alta resistência e aço para uso em tubos para oleodutos de alta resistência com excelente tenacidade a baixa temperatura
JP5857491B2 (ja) * 2011-07-19 2016-02-10 Ｊｆｅスチール株式会社 Ｓｒ後の溶接部靱性に優れた低降伏比耐ｈｉｃ溶接鋼管およびその製造方法
JP5853456B2 (ja) * 2011-07-19 2016-02-09 Ｊｆｅスチール株式会社 Ｓｒ後の溶接部靱性に優れた低降伏比耐ｈｉｃ溶接鋼管およびその製造方法
JP5824401B2 (ja) 2012-03-30 2015-11-25 株式会社神戸製鋼所 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板およびその製造方法
KR101982014B1 (ko) 2012-06-18 2019-05-24 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 후육 고강도 내사우어 라인 파이프, 그의 제조 방법 및 그의 내hic성능의 판정 방법
US20150152982A1 (en) 2012-07-09 2015-06-04 Jfe Steel Corporation Thick-walled high-strength sour-resistant line pipe and method for producing same
KR101461730B1 (ko) * 2012-12-21 2014-11-14 주식회사 포스코 내수소유기균열성 및 저온충격인성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법
KR101490561B1 (ko) * 2012-12-21 2015-02-05 주식회사 포스코 내수소유기균열성 및 항복비가 우수한 박물 열연강판 및 그 제조방법
CN103146997B (zh) * 2013-03-28 2015-08-26 宝山钢铁股份有限公司 一种低合金高韧性耐磨钢板及其制造方法
CN103215513B (zh) * 2013-04-25 2016-03-30 宝山钢铁股份有限公司 一种抗腐蚀集输管线管及其制造方法
JP2016125137A (ja) * 2014-12-26 2016-07-11 株式会社神戸製鋼所 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管
JP6584912B2 (ja) * 2014-12-26 2019-10-02 株式会社神戸製鋼所 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管
JP6642118B2 (ja) * 2016-03-02 2020-02-05 日本製鉄株式会社 耐サワー鋼板
JP6869151B2 (ja) * 2016-11-16 2021-05-12 株式会社神戸製鋼所 鋼板およびラインパイプ用鋼管並びにその製造方法
CN109694991A (zh) * 2017-10-20 2019-04-30 鞍钢股份有限公司 一种抗氢致裂纹性能优异的容器钢板
KR101999027B1 (ko) * 2017-12-26 2019-07-10 주식회사 포스코 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법
CN108456834B (zh) * 2018-03-05 2020-04-24 白婷婷 一种具有含Ti析出物的高强度管线钢及其制备方法
CN113025902B (zh) * 2021-03-04 2022-02-01 东北大学 一种强韧性能优良的热轧无缝钢管及其制造方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04259352A (ja) * 1991-02-14 1992-09-14 Nkk Corp 耐水素誘起割れ性の優れた鋼材およびその製造方法
JPH06220577A (ja) * 1993-01-26 1994-08-09 Kawasaki Steel Corp 耐ｈｉｃ特性に優れた高張力鋼及びその製造方法
JPH06256894A (ja) * 1993-03-08 1994-09-13 Nippon Steel Corp 耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ
JP2006063351A (ja) * 2004-08-24 2006-03-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐水素誘起割れ性に優れた高強度鋼板および製造方法、並びにラインパイプ用鋼管
JP2007136496A (ja) * 2005-11-17 2007-06-07 Sumitomo Metal Ind Ltd 連続鋳造方法および連続鋳造鋳片

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4314873B2 (ja) * 2002-04-26 2009-08-19 Ｊｆｅスチール株式会社 耐ｈｉｃ特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法
US7736447B2 (en) * 2003-12-19 2010-06-15 Nippon Steel Corporation Steel plates for ultra-high-strength linepipes and ultra-high-strength linepipes having excellent low-temperature toughness and manufacturing methods thereof
JP5423323B2 (ja) * 2009-02-12 2014-02-19 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板及び高強度ラインパイプ用鋼管

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04259352A (ja) * 1991-02-14 1992-09-14 Nkk Corp 耐水素誘起割れ性の優れた鋼材およびその製造方法
JPH06220577A (ja) * 1993-01-26 1994-08-09 Kawasaki Steel Corp 耐ｈｉｃ特性に優れた高張力鋼及びその製造方法
JPH06256894A (ja) * 1993-03-08 1994-09-13 Nippon Steel Corp 耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ
JP2006063351A (ja) * 2004-08-24 2006-03-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐水素誘起割れ性に優れた高強度鋼板および製造方法、並びにラインパイプ用鋼管
JP2007136496A (ja) * 2005-11-17 2007-06-07 Sumitomo Metal Ind Ltd 連続鋳造方法および連続鋳造鋳片

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2612946A4 (en) * 2010-09-03 2014-03-26 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp HIGH-RESISTANCE STEEL PLATE WITH EXCEPTIONAL FRICTION STRENGTH AND EXCELLENT HIC RESISTANCE
US9528172B2 (en) 2010-09-03 2016-12-27 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength steel sheet having improved resistance to fracture and to HIC
EP2832879A4 (en) * 2012-03-30 2016-01-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp HIGH-RESISTANCE STEEL TUBE FOR LINE TUBE WITH EXCELLENT RESISTANCE TO HYDROGEN-INDUCED TISSUE FORMING, HIGH-TIGHT STEEL TUBE FOR A TUBULAR TUBE AND METHOD FOR THE MANUFACTURE THEREOF
JP2020503445A (ja) * 2016-12-22 2020-01-30 ポスコＰｏｓｃｏ 耐水素誘起割れ性に優れた引張強度４５０ＭＰａ級の厚肉鋼材及びその製造方法

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