WO2019064459A1 - 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

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恭野 安田
横田　智之
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    • Y02P10/20—Recycling

Definitions

  • the present invention is suitable for use in line pipes in the fields of construction, marine structure, shipbuilding, civil engineering, and construction industry machinery, high strength steel plate for anti-sourcing line pipe excellent in material uniformity in steel plate, and manufacturing thereof It relates to the method.
  • the present invention also relates to a high strength steel pipe using the above high strength steel plate for a sour line pipe.
  • 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 to transport crude oil and natural gas containing hydrogen sulfide also has resistance to hydrogen-induced cracking (resistance to hydrogen induced cracking (HIC)) and resistance to sulfide.
  • HIC hydrogen-induced cracking
  • So-called sour resistance is required such as stress corrosion cracking resistance (SUSC resistance (Sulfide Stress Corrosion Cracking resistance)).
  • SUSC resistance Stress corrosion cracking resistance
  • HIC adsorbs hydrogen ions by corrosion reaction on the steel surface, penetrates into the steel as atomic hydrogen, and diffuses and accumulates around non-metallic inclusions such as MnS in the steel and the hard second phase structure It becomes molecular hydrogen and the internal pressure causes cracking.
  • Patent Document 1 the formation of needle-like MnS is suppressed by adding an appropriate amount of Ca or Ce to the amount of S, and the form is changed to a finely dispersed spherical inclusion having a small stress concentration to cause cracking.
  • Patent Document 2 and Patent Document 3 reduction of elements having high segregation tendency (C, Mn, P, etc.), soaking at the slab heating stage, accelerated cooling during transformation during cooling, There is disclosed a steel excellent in HIC resistance, which suppresses the formation of an island-like martensite which is a starting point of cracking and the formation of a hardened structure such as martensite or bainite which is a propagation path of a crack.
  • Patent Document 4 Patent Document 5, and Patent Document 6, with regard to a high strength steel plate, while controlling the morphology of inclusions by adding Ca at low S, central segregation is suppressed as low C, low Mn, A method has been proposed to compensate for the strength reduction by the addition of Cr, Mn, Ni, etc. and accelerated cooling.
  • TMCP Thermo-Mechanical Control Process
  • TMCP Thermo-Mechanical Control Process
  • the control cooling is performed at a high cooling rate, the surface layer portion of the steel sheet is rapidly cooled, so the hardness of the surface layer portion is higher than that of the inside of the steel plate, and the HIC generation in the surface layer portion becomes a problem.
  • Patent Document 7 and Patent Document 8 show that after rolling, the surface layer portion performs controlled cooling at a high cooling rate to recover heat on the surface before completing bainite transformation.
  • the manufacturing method of the steel plate with a small material difference of the thickness direction is disclosed.
  • Patent Document 9 and Patent Document 10 a method of manufacturing a steel plate for line pipe, in which the hardness of the surface layer portion is reduced by heating the steel plate surface after accelerated cooling to a high temperature from the inside using a high frequency induction heating device. Is disclosed.
  • JP-A-54-110119 Japanese Patent Application Laid-Open No. 61-60866 Japanese Patent Application Laid-Open No. 61-165207 Unexamined-Japanese-Patent No. 5-9575 gazette JP-A-5-271766 Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-173536 Patent No. 3951428 gazette Patent No. 3951429 gazette JP 2002-327212 A Patent 371896 gazette
  • an object of the present invention is to provide a high strength steel plate for a sour line pipe excellent in HIC resistance of a center segregation part and a surface layer part with an advantageous manufacturing method in view of the above-mentioned subject. Moreover, this invention aims at proposing the high strength steel pipe using the said high strength steel plate for a sour line pipe.
  • the present inventors diligently studied the composition of components, microstructure, and manufacturing conditions of steel materials in order to secure the HIC resistance in the central segregation portion and the surface portion.
  • HIC occurs in the surface layer portion of a high strength steel pipe
  • there is a locally high hardness portion in the surface layer portion of the steel plate specifically, a range of about 0.5 mm deep from the surface of the steel plate
  • the gist configuration of the present invention is as follows. [1] by mass%, C: 0.02 to 0.08%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.50 to 1.80%, P: 0.001 to 0.015% , S: 0.0002 to 0.0015%, Al: 0.01 to 0.08% and Ca: 0.0005 to 0.005%, and the balance has a component composition consisting of Fe and unavoidable impurities
  • the hydrogen diffusion coefficient at the center of the plate thickness is 5.0 ⁇ 10 -6 cm 2 / s or more,
  • the maximum value of Vickers hardness HV0.1 at 0.5 mm below the steel sheet surface is 250 or less,
  • the above-mentioned component composition is further selected by mass% from Cu: 0.50% or less, Ni: 0.50% or less, Cr: 0.50% or less and Mo: 0.50% or less.
  • the above-mentioned component composition further includes, by mass%, Nb: 0.005 to 0.1%, V: 0.005 to 0.1%, and Ti: from 0.005 to 0.1%.
  • Nb 0.005 to 0.1%
  • V 0.005 to 0.1%
  • Ti from 0.005 to 0.1%.
  • Steel plate surface temperature at the start of cooling (Ar 3 -10 ° C) or more, Average cooling rate from 750 ° C to 550 ° C at a steel plate temperature at 0.5 mm below the steel plate surface: 100 ° C / s or less, Average cooling rate from 750 ° C to 550 ° C at the steel plate temperature at the center of thickness: 15 ° C / s to 60 ° C / s, and cooling stop temperature at the steel plate temperature at the center of thickness: 250 to 550 ° C
  • a method for producing a high strength steel plate for use in a sour line pipe characterized by performing controlled cooling under the following conditions.
  • the above-mentioned component composition is further selected by mass% from Cu: 0.50% or less, Ni: 0.50% or less, Cr: 0.50% or less and Mo: 0.50% or less.
  • the manufacturing method of the high strength steel plate for sour line pipes as described in said [4] which contains 1 type or 2 types or more.
  • the above-mentioned component composition further includes, by mass%, Nb: 0.005 to 0.1%, V: 0.005 to 0.1%, and Ti: from 0.005 to 0.1%.
  • Nb 0.005 to 0.1%
  • V 0.005 to 0.1%
  • Ti from 0.005 to 0.1%.
  • the high strength steel plate for the sour line pipe according to the present invention and the high strength steel pipe using the high strength steel plate for the sour line pipe are excellent in the HIC resistance of the center segregation portion and the surface layer portion. Moreover, according to the method for manufacturing a high strength steel plate for a sour line pipe of the present invention, it is possible to manufacture a high strength steel plate for a sour line pipe that is excellent in the HIC resistance of the center segregation portion and the surface layer portion.
  • C 0.02 to 0.08% C effectively contributes to the improvement of the strength, but if the content is less than 0.02%, a sufficient strength can not be secured, while if it exceeds 0.08%, the hardness increases at the time of accelerated cooling.
  • the formation of hard phases such as martensite and island martensite (MA) is promoted, the HIC resistance in the center segregation portion and the surface portion is deteriorated.
  • the toughness also deteriorates. For this reason, the amount of C is limited to the range of 0.02 to 0.08%.
  • Si 0.01 to 0.50% Si is added for deoxidation, but if the content is less than 0.01%, the deoxidizing effect is not sufficient, while if it exceeds 0.50%, the toughness and weldability are degraded, so the amount of Si is 0. 0. It is limited to the range of 01 to 0.50%.
  • Mn 0.50 to 1.80% Mn effectively contributes to the improvement of strength and toughness, but if its content is less than 0.50%, its addition effect is scarce, while if it exceeds 1.80%, the hardness increases at the time of accelerated cooling. In addition, since the formation of hard phases such as martensite and island martensite (MA) is promoted, the HIC resistance in the center segregation portion and the surface portion is deteriorated. Furthermore, the weldability also deteriorates. Therefore, the amount of Mn is limited to the range of 0.50 to 1.80%.
  • MA island martensite
  • P 0.001 to 0.015%
  • P is an unavoidable impurity element and degrades weldability, and raises the hardness of the central segregation part to degrade the HIC resistance in the central segregation part. Since the tendency becomes remarkable when it exceeds 0.015%, the upper limit is specified as 0.015%. Preferably it is 0.008% or less. The lower the content, the better, but the content is made 0.001% or more from the viewpoint of the refining cost.
  • S 0.0002 to 0.0015%
  • S is an unavoidable impurity element and is preferably small because it becomes MnS inclusions in the steel and degrades the HIC resistance in the central segregation portion, but it is acceptable up to 0.0015%.
  • Al 0.01 to 0.08% Al is added as a deoxidizing agent, but if less than 0.01%, there is no addition effect, while if it exceeds 0.08%, the cleanliness of the steel is reduced and the toughness is deteriorated. It is limited to the range of 01 to 0.08%.
  • Ca 0.0005 to 0.005%
  • Ca is an element effective for improving the HIC resistance at the central segregation portion by controlling the morphology of sulfide inclusions, but if it is less than 0.0005%, its addition effect is not sufficient. On the other hand, if it exceeds 0.005%, the effect not only saturates, but also the HIC resistance of the surface layer is deteriorated due to the reduction of the cleanliness of the steel, so the Ca content is in the range of 0.0005 to 0.005% Restrict to
  • component composition of the present disclosure is one or more selected from Cu, Ni, Cr, and Mo to further improve the strength and toughness of the steel sheet. Can be optionally contained in the following range.
  • Cu 0.50% or less Cu is an element effective for improvement of toughness and increase in strength, and it is preferable to contain 0.05% or more to obtain this effect, but if the content is too large, welding is performed In the case of adding Cu, the upper limit is set to 0.50% because the property is deteriorated.
  • Ni 0.50% or less
  • Ni is an element effective for improvement in toughness and increase in strength, and it is preferable to contain 0.05% or more to obtain this effect, but if the content is too high, the economy Not only disadvantageously, but also the toughness of the weld heat affected zone is deteriorated. Therefore, when adding Ni, the upper limit is made 0.50%.
  • Cr 0.50% or less Cr, like Mn, is an element effective to obtain sufficient strength even at low C, and it is preferable to contain 0.05% or more to obtain this effect, If the amount is too large, the weldability deteriorates, so when adding Cr, the upper limit is made 0.50%.
  • Mo 0.50% or less Mo is an element effective for improvement in toughness and increase in strength, and it is preferable to contain 0.05% or more to obtain this effect, but if the content is too large, welding is performed In the case where Mo is added, the upper limit is set to 0.50% because the property is deteriorated.
  • the component composition of the present disclosure may further optionally contain one or more selected from Nb, V and Ti in the following range.
  • Nb 0.005 to 0.1%
  • V 0.005 to 0.1%
  • Ti 0.005 to 0.1%
  • Nb, V and Ti are Both are elements that can be optionally added to enhance the strength and toughness of the steel sheet. If the content of each element is less than 0.005%, the effect of addition is poor, while if it exceeds 0.1%, the toughness of the welded portion is deteriorated. It is preferable to set the range of
  • 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)
  • [% X] indicates the content (mass%) of the element X in steel.
  • the above-mentioned CP value is a formula devised to estimate the material of the central segregation part from the content of each alloy element, and the component concentration of the central segregation part is higher as the CP value of the above equation (1) is higher. Becomes high, and the hardness of the center segregation part rises. 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 cracking in the center segregation portion in the HIC test. In addition, since the hardness of the center segregation portion is lower as the CP value is lower, the upper limit may be set to 0.95 when the HIC resistance at a higher center segregation portion is required.
  • the balance other than the above-described elements consists of Fe and unavoidable impurities. However, as long as the effects of the present invention are not impaired, the content of other trace elements is not hindered.
  • the hydrogen diffusion coefficient at the center of the plate thickness be 5.0 ⁇ 10 ⁇ 6 cm 2 / s or more.
  • the hydrogen diffusion coefficient is increased, the amount of hydrogen in the steel can be reduced, so the generation of HIC in the sour environment can be suppressed. That is, by setting the hydrogen diffusion coefficient to a bainite structure of 5.0 ⁇ 10 ⁇ 6 cm 2 / s or more, the effect of improving the HIC resistance in the central segregation portion can be obtained.
  • the steel structure is bainite structure in the entire steel plate including the surface layer.
  • a hard phase such as martensite or island martensite (MA)
  • the bainite structure includes a structure called bainitic ferrite or granular ferrite which is transformed during or after accelerated cooling which contributes to transformation strengthening. If different structures such as ferrite, martensite, pearlite, island martensite, retained austenite, etc. are mixed in the bainite structure, a decrease in strength, toughness and HIC resistance will occur. The lower the rate, the better.
  • the maximum value of the Vickers hardness HV0.1 at 0.5 mm below the surface of the steel sheet be 250 or less. Thereby, the HIC resistance in the surface layer portion can be secured.
  • the “maximum value of Vickers hardness HV0.1 at 0.5 mm below the surface of the steel sheet” measures HV0.1 at an arbitrary 100 points or more at 0.5 mm below the surface of the steel sheet, and the maximum value It shall be adopted.
  • the high-strength steel plate of the present disclosure is a steel plate for steel pipe having a strength of X60 grade or more of API 5L, and thus has a tensile strength of 520 MPa or more.
  • slab heating temperature 1000 to 1300 ° C If the slab heating temperature is less than 1000 ° C., the solid solution of carbides is insufficient and the necessary strength can not be obtained. On the other hand, if the slab heating temperature exceeds 1300 ° C., the toughness is deteriorated, so the slab heating temperature is set to 1000 to 1300 ° C. This temperature is the temperature in the furnace of the heating furnace, and the slab is heated to this temperature to the center.
  • 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 the HIC resistance at the center segregation portion and the surface layer portion, it is preferable to set the rolling end temperature to the Ar 3 transformation point or more at the steel sheet surface temperature.
  • the Ar 3 transformation point means the ferrite transformation start temperature during cooling, and can be determined, for example, from the components of steel according to the following equation.
  • the rolling reduction in a temperature range of 950 ° C. or lower corresponding to the austenite non-recrystallization temperature range to 60% or more.
  • the surface temperature of the steel plate can be measured by 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 element X in steel.
  • Cooling start temperature steel plate surface temperature (Ar 3 -10 ° C) or more
  • the amount of ferrite formation before controlled cooling increases, especially the temperature drop from the Ar 3 transformation point is 10 C., ferrite with a volume fraction of more than 5% is generated, and the strength reduction becomes large and the HIC resistance in the central segregation portion and the surface portion is deteriorated, so the steel sheet surface temperature at the start of cooling is (Ar 3, -10 °C) or more.
  • the hydrogen diffusion coefficient at the center of the plate thickness shall be 5.0 ⁇ 10 -6 cm 2 / s or more, and the hardness 0.5 mm below the steel sheet surface In order to make the maximum value 250 or less at HV 0.1, it is necessary to control the cooling rate at 0.5 mm below the surface of the steel plate and at the center of the plate thickness.
  • Average cooling rate from 750 ° C to 550 ° C at steel plate temperature at 0.5mm below steel plate surface 100 ° C / s or less
  • Average cooling rate from 750 ° C to 550 ° C at steel plate temperature at 0.5mm below steel plate surface is 100 ° C / If it exceeds s, the HV0.1 of 0.5 mm below the surface of the steel sheet exceeds 250, and the HIC resistance of the surface layer deteriorates. Therefore, the average cooling rate is set to 100 ° C./s or less. Preferably it is 80 degrees C / s or less.
  • the lower limit of the average cooling rate is not particularly limited, but if the cooling rate is excessively low, ferrite and pearlite are generated and the strength is insufficient. From the viewpoint of preventing this, the temperature is preferably 20 ° C./s or more.
  • Average cooling rate from 750 ° C to 550 ° C at the steel plate temperature in the center of thickness 15 ° C / s to 60 ° C / s
  • the average cooling rate from 750 ° C to 550 ° C at the steel plate temperature at the center of thickness is 15 ° C / s If it is less than this, ferrite or pearlite is formed to cause strength reduction, or the hydrogen diffusion coefficient is lowered to cause deterioration of the HIC resistance of the central segregation portion. Therefore, the average cooling rate is 15 ° C./s or more. From the viewpoint of variations in steel plate strength and hardness, the average cooling rate is preferably 20 ° C./s or more.
  • the average cooling rate is set to 60 ° C./s or less. Preferably it is 50 degrees C / s or less.
  • Cooling stop temperature 250 to 550 ° C at steel plate temperature at the center of plate thickness
  • the bainite phase is generated by quenching to a temperature range of 250 to 550 ° C. which is a temperature range of bainite transformation by controlled cooling.
  • the cooling stop temperature at the center of the plate thickness exceeds 550 ° C., sufficient strength can not be obtained.
  • the bainite transformation is incomplete, MA and pearlite are generated at the central segregation portion, and the hydrogen diffusion coefficient may be reduced, resulting in deterioration of the HIC resistance of the central segregation portion.
  • the cooling stop temperature of the controlled cooling is set to 250 to 550 ° C. at the steel plate temperature at the center of the plate thickness.
  • the surface temperature at the start of cooling measured by a radiation thermometer and the surface at the time of target cooling stop Based on the temperature, for example, a temperature distribution in the thickness section can be determined in real time by difference calculation using a process computer.
  • the temperature at 0.5 mm below the surface of the steel plate in the temperature distribution is referred to as “the steel plate temperature at 0.5 mm below the surface of the steel plate” in the present specification, and the temperature at the center of the thickness in the temperature distribution is “at the center of the thickness in this specification”.
  • High-strength steel pipe The high-strength steel plate of the present disclosure is formed into a tubular shape by press bending, roll forming, UOE forming and the like, and then the butted portion is welded to achieve excellent material uniformity in the steel plate suitable for transporting crude oil and natural gas.
  • the high strength steel pipe (UOE steel pipe, ERW steel pipe, spiral steel pipe, etc.) for the sour line pipe can be manufactured.
  • UOE steel pipe is edge-processed at the end of steel plate and formed into a steel pipe shape by C press, U press, O press, then seam welded the butt portion by inner surface welding and outer surface welding, and further as required Manufactured through an expansion process.
  • the welding method may be any method as long as sufficient joint strength and joint toughness can be obtained, but it is preferable to use submerged arc welding from the viewpoint of excellent welding quality and manufacturing efficiency.
  • HIC resistance performs HIC test with immersion time 96 hours based on NACE standard TM00284 and measures crack area ratio (CAR, Cracking Area Ratio) at surface layer and t / 2 position, and CAR is 3.0% or less
  • CAR Cracking Area Ratio
  • the target range of the present invention is that the tensile strength is 520 MPa or more as the high strength steel plate for the sour line pipe, and the CAR in the HIC test is 3.0% or less at each of the surface layer and the t / 2 position.
  • no. 1 to No. 12 is an invention example in which the component composition and the production conditions satisfy the appropriate range of the present invention.
  • the tensile strength is 520 MPa or more
  • the hydrogen diffusion coefficient is 5.0 ⁇ 10 -6 cm 2 / s or more
  • the HV 0.1 at 0.5 mm below the surface of the steel sheet is 250 or less as a steel sheet.
  • the HIC resistance in the surface layer part and the center segregation part was also good in the high strength steel pipe formed.
  • no. 13 to No. No. 19 is a comparative example whose component composition is within the scope of the present invention but whose production conditions are outside the scope of the present invention. Therefore, HV0.1 at 0.5 mm below the surface of the steel plate exceeded 250, or the hydrogen diffusion coefficient was less than 5.0 ⁇ 10 -6 cm 2 / s, so the surface portion or center segregation portion HIC resistance was inferior.
  • the composition of the steel plate was outside the range of the present invention, and the HV0.1 at 0.5 mm below the surface of the steel plate exceeded 250, or the hydrogen diffusion coefficient was 5.0 ⁇ Since it was less than 10 -6 cm 2 / s, the HIC resistance in the surface layer portion or the central segregation portion was inferior.
  • the high strength steel plate for the sour line pipe of the present invention is excellent in the HIC resistance of the center segregation portion and the surface layer portion. Therefore, a steel pipe (an ERW steel pipe, a spiral steel pipe, a UOE steel pipe, etc.) manufactured by cold-forming this steel sheet can be suitably used for transportation of crude oil and natural gas containing hydrogen sulfide requiring sour resistance. .

Abstract

本発明は、中心偏析部および表層部の耐ＨＩＣ性に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、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＡｌおよびＣａを所定量で含有し、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、板厚中央における水素拡散係数が５．０×１０-6ｃｍ2／ｓ以上であり、鋼板表面下０．５ｍｍにおけるビッカース硬さＨＶ０．１の最大値が２５０以下であり、５２０ＭＰａ以上の引張強さを有す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材表面に吸着し、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とされている。
　このようなＨＩＣを防ぐために、いくつかの方法が提案されている。特許文献１には、ＣａやＣｅをＳ量に対して適量添加することにより、針状のＭｎＳの生成を抑制し、応力集中の小さい微細に分散した球状の介在物に形態を変えて割れの発生・伝播を抑制する、耐ＨＩＣ性の優れたラインパイプ用鋼の製造方法が開示されている。特許文献２、特許文献３には、偏析傾向の高い元素（Ｃ、Ｍｎ、Ｐ等）の低減や、スラブ加熱段階での均熱処理、冷却時の変態途中での加速冷却により、中心偏析部での割れの起点となる島状マルテンサイト、割れの伝播経路となるマルテンサイトやベイナイトなどの硬化組織の生成を抑制した、耐ＨＩＣ性に優れた鋼が開示されている。また、特許文献４、特許文献５、特許文献６には、高強度鋼板に関して、低ＳでＣａ添加により介在物の形態制御を行いつつ、低Ｃ、低Ｍｎとして中心偏析を抑制し、それに伴う強度低下をＣｒ、Ｍｎ、Ｎｉなどの添加と加速冷却により補う方法が提案されている。
　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技術を用いて鋼材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り、表層部でのＨＩＣ発生が問題となる。
　上記の問題を解決するために、例えば特許文献７、特許文献８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ことによる、板厚方向の材質差が小さい鋼板の製造方法が開示されている。また、特許文献９、特許文献１０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。
特開昭５４－１１０１１９号公報 特開昭６１－６０８６６号公報 特開昭６１－１６５２０７号公報 特開平５－９５７５号公報 特開平５－２７１７６６号公報 特開平７－１７３５３６号公報 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
　しかしながら、上記特許文献１～６に記載の技術は、いずれも中心偏析部が対象である。ＴＭＣＰ技術で鋼板を製造する場合、板厚方向での材質のばらつきが懸念されるため、表層部での耐ＨＩＣ性という観点で改善の余地がある。
　他方、特許文献７、特許文献８に記載の製造方法では、鋼板の成分により変態挙動が異なると、復熱による十分な材質均質化の効果が得られない場合がある。特許文献９、特許文献１０に記載の製造方法は、加速冷却における表層部の冷却速度が大きいため、鋼板表面の加熱だけでは表層部の硬さを十分に低減できない場合がある。
　そこで本発明は、上記課題に鑑み、中心偏析部および表層部の耐ＨＩＣ性に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、中心偏析部および表層部での耐ＨＩＣ性を確保するべく、鋼材の成分組成、ミクロ組織および製造条件について、鋭意検討した。その結果、高強度鋼管の表層部でＨＩＣが発生する場合、鋼板の極表層部（具体的には鋼板表面から深さ０．５ｍｍ程度の範囲）に局所的に硬度の高い部位があり、そこから水素が侵入して、ＨＩＣ割れが発生することを見出した。すなわち、表層部の耐ＨＩＣ性を向上させるためには、単に表層硬さを抑えることだけでは不十分であり、特に鋼板の極表層部、具体的には鋼板表面下０．５ｍｍの硬さの最大値を所定以下に抑えることが重要であることがわかった。また、中心偏析部の耐ＨＩＣ性に関しては、板厚中央における水素拡散係数の制御が重要であることを見出した。さらに、このような鋼板を製造するためには、鋼板表面下０．５ｍｍにおける冷却速度と、板厚中央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次のとおりである。
　［１］質量％で、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％およびＣａ：０．０００５～０．００５％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、
　板厚中央における水素拡散係数が５．０×１０-6ｃｍ2／ｓ以上であり、
　鋼板表面下０．５ｍｍにおけるビッカース硬さＨＶ０．１の最大値が２５０以下であり、
　５２０ＭＰａ以上の引張強さを有する
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：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下およびＭｏ：０．５０％以下のうちから選んだ１種又は２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％、およびＴｉ：０．００５～０．１％のうちから選んだ１種又は２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］質量％で、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％およびＣａ：０．０００５～０．００５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼片を、１０００～１３００℃の温度に加熱したのち、熱間圧延して鋼板とし、
　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０．５ｍｍにおける鋼板温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度：１００℃／ｓ以下、
　　板厚中央における鋼板温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度：１５℃／ｓ以上６０℃／ｓ以下、および
　　板厚中央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］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下およびＭｏ：０．５０％以下のうちから選んだ１種又は２種以上を含有する、上記［４］に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
　［６］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５～０．１％、Ｖ：０．００５～０．１％、およびＴｉ：０．００５～０．１％のうちから選んだ１種又は２種以上を含有する、上記［４］または［５］に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
　［７］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、中心偏析部および表層部の耐ＨＩＣ性に優れる。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、中心偏析部および表層部の耐ＨＩＣ性に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。
実施例における水素拡散係数の測定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、本開示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、本開示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％で示す単位は全て質量％である。
　Ｃ：０．０２～０．０８％
　Ｃは、強度の向上に有効に寄与するが、含有量が０．０２％未満では十分な強度が確保できず、一方０．０８％を超えると、加速冷却時に硬さが上昇する。また、マルテンサイトや島状マルテンサイト（ＭＡ）等の硬質相の生成が促進されるため、中心偏析部および表層部での耐ＨＩＣ性が劣化する。さらに、靭性も劣化する。このため、Ｃ量は０．０２～０．０８％の範囲に限定する。
　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く、一方０．５０％を超えると靭性や溶接性を劣化させるため、Ｓｉ量は０．０１～０．５０％の範囲に限定する。
　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に乏しく、一方１．８０％を超えると加速冷却時に硬さが上昇する。また、マルテンサイトや島状マルテンサイト（ＭＡ）等の硬質相の生成が促進されるため、中心偏析部および表層部での耐ＨＩＣ性が劣化する。さらに、溶接性も劣化する。このため、Ｍｎ量は０．５０～１．８０％の範囲に限定する。
　Ｐ：０．００１～０．０１５％
　Ｐは、不可避不純物元素であり、溶接性を劣化させるとともに、中心偏析部の硬さを上昇させることで中心偏析部での耐ＨＩＣ性を劣化させる。０．０１５％を超えるとその傾向が顕著となるため、上限を０．０１５％に規定する。好ましくは０．００８％以下である。含有量は低いほどよいが、精錬コストの観点から０．００１％以上とする。
　Ｓ：０．０００２～０．００１５％
　Ｓは、不可避不純物元素であり、鋼中においてはＭｎＳ介在物となり中心偏析部での耐ＨＩＣ性を劣化させるため少ないことが好ましいが、０．００１５％までは許容される。含有量は低いほどよいが、精錬コストの観点から０．０００２％以上とする。
　Ａｌ：０.０１～０.０８％
　Ａｌは、脱酸剤として添加するが、０.０１％未満では添加効果がなく、一方、０.０８％を超えると鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するため、Ａｌ量は０.０１～０.０８％の範囲に限定する。
　Ｃａ：０．０００５～０．００５％
　Ｃａは、硫化物系介在物の形態制御による中心偏析部での耐ＨＩＣ特性向上に有効な元素であるが、０．０００５％未満ではその添加効果が十分でない。一方、０．００５％を超えた場合、効果が飽和するだけでなく、鋼の清浄度の低下により表層での耐ＨＩＣ特性を劣化させるので、Ｃａ量は０．０００５～０．００５％の範囲に限定する。
　以上、本開示の基本成分について説明したが、本開示の成分組成は、鋼板の強度や靱性の一層の改善のために、Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏのうちから選んだ１種又は２種以上を、以下の範囲で任意に含有させることができる。
　Ｃｕ：０．５０％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０．０５％以上を含有することが好ましいが、含有量が多すぎると溶接性が劣化するため、Ｃｕを添加する場合は０．５０％を上限とする。
　Ｎｉ：０．５０％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０．０５％以上を含有することが好ましいが、含有量が多すぎると経済的に不利なだけでなく、溶接熱影響部の靱性が劣化するため、Ｎｉを添加する場合は０．５０％を上限とする。
　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０．０５％以上を含有することが好ましいが、含有量が多すぎると溶接性が劣化するため、Ｃｒを添加する場合は０．５０％を上限とする。
　Ｍｏ：０．５０％以下
　Ｍｏ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０．０５％以上を含有することが好ましいが、含有量が多すぎると溶接性が劣化するため、Ｍｏを添加する場合は０．５０％を上限とする。
　本開示の成分組成は、さらに、Ｎｂ，ＶおよびＴｉのうちから選んだ１種又は２種以上を、以下の範囲で任意に含有させることもできる。
　Ｎｂ：０．００５～０．１％、Ｖ：０．００５～０．１％、およびＴｉ：０．００５～０．１％のうちから選んだ１種又は２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％未満ではその添加効果に乏しく、一方０．１％を超えると溶接部の靭性が劣化するので、添加する場合はいずれも０．００５～０．１％の範囲とするのが好ましい。
　中心偏析部での耐ＨＩＣ性を満足するため、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試験での中心偏析部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、さらに高い中心偏析部での耐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。
　［水素拡散係数］
　本開示においては、板厚中央における水素拡散係数が５．０×１０-6ｃｍ2／ｓ以上であることが重要である。水素拡散係数が大きくなると、鋼中の水素量が低減できるため、サワー環境でのＨＩＣの発生を抑制することができる。すなわち、水素拡散係数が５．０×１０-6ｃｍ2／ｓ以上のベイナイト組織とすることで中心偏析部での耐ＨＩＣ性向上の効果が得られる。
　鋼組織は、表層部も含む鋼板全体において、ベイナイト組織とする。特に、マルテンサイトや島状マルテンサイト（ＭＡ）等の硬質相が生成した場合、割れの伝播が促進されるため、表層および中心偏析部での耐ＨＩＣ性が劣化する。ここで、ベイナイト組織は、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。ベイナイト組織中に、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、耐ＨＩＣ性の劣化が生じるため、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体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、本開示では、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）の合計が体積分率で５％未満であれば、大きな影響がないので許容されるものとする。
　［極表層部の硬さの最大値］
　本開示においては、鋼板表面下０．５ｍｍにおけるビッカース硬さＨＶ０．１の最大値が２５０以下とすることが肝要である。これにより、表層部での耐ＨＩＣ性を確保することができる。なお、本開示において「鋼板表面下０．５ｍｍにおけるビッカース硬さＨＶ０．１の最大値」は、鋼板表面下０．５ｍｍにおける任意の１００点以上において、ＨＶ０．１を測定し、その最大値を採用するものとする。
　［引張強さ］
　本開示の高強度鋼板は、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。
　［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。本開示の製造方法は、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で必要な強度が得られず、一方１３００℃を超えると靭性が劣化するため、スラブ加熱温度は１０００～１３００℃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。
　〔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。強度ならびに中心偏析部および表層部での耐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。また、高い母材靱性を得るためにはオーステナイト未再結晶温度域に相当する９５０℃以下の温度域での圧下率を６０％以上とすることが望ましい。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り、特にＡｒ3変態点からの温度降下量が１０℃を超えると体積分率で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中心偏析部および表層部での耐ＨＩＣ性が劣化するため、冷却開始時の鋼板表面温度は（Ａｒ3－１０℃）以上とする。
　〔制御冷却の冷却速度〕
　中心偏析部および表層部での耐ＨＩＣ性を確保するべく、板厚中央における水素拡散係数を５．０×１０-6ｃｍ2／ｓ以上とし、かつ、鋼板表面下０．５ｍｍの硬さの最大値をＨＶ０．１で２５０以下とするためには、鋼板表面下０．５ｍｍにおける冷却速度と、板厚中央における冷却速度を制御する必要がある。
　鋼板表面下０．５ｍｍにおける鋼板温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度：１００℃／ｓ以下
　鋼板表面下０．５ｍｍにおける鋼板温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度が１００℃／ｓを超えると、鋼板表面下０．５ｍｍのＨＶ０．１が２５０を超え、表層部の耐ＨＩＣ性が劣化する。そのため、当該平均冷却速度は１００℃／ｓ以下とする。好ましくは８０℃／ｓ以下である。当該平均冷却速度の下限は特に限定されないが、冷却速度が過度に小さくなるとフェライトやパーライトが生成して強度不足となるため、これを防ぐ観点から、２０℃／ｓ以上とすることが好ましい。
　板厚中央における鋼板温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度：１５℃／ｓ以上６０℃／ｓ以下
　板厚中央における鋼板温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度が１５℃／ｓ未満では、フェライトやパーライトが生成して強度低下が生じたり、水素拡散係数が低下して中心偏析部の耐ＨＩＣ性の劣化が生じたりする。そのため、当該平均冷却速度は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、当該平均冷却速度は２０℃／ｓ以上とすることが好ましい。一方、当該平均冷却速度が６０℃／ｓを超える場合も、板厚中央における水素拡散係数が低下して中心偏析部の耐ＨＩＣ性の劣化が生じる。そのため、当該平均冷却速度は６０℃／ｓ以下とする。好ましくは５０℃／ｓ以下である。
　〔冷却停止温度〕
　冷却停止温度：板厚中央における鋼板温度で２５０～５５０℃
　圧延終了後、制御冷却でベイナイト変態の温度域である２５０～５５０℃まで急冷することにより、ベイナイト相を生成させる。板厚中央における冷却停止温度が５５０℃を超えると、十分な強度が得られない。さらに、ベイナイト変態が不完全であり、中心偏析部でＭＡやパーライトなどが生成し、水素拡散係数が低下することもあり、中心偏析部の耐ＨＩＣ性が劣化する。また、板厚中央における冷却停止温度が２５０℃未満では、中心偏析部でマルテンサイトが生成するため、中心偏析部での耐ＨＩＣ性が劣化する。そこで、中心偏析部での耐ＨＩＣ性の劣化を抑制するため、制御冷却の冷却停止温度は、板厚中央における鋼板温度で２５０～５５０℃とする。
　なお、鋼板表面下０．５ｍｍおよび板厚中央における鋼板温度は、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０．５ｍｍでの温度を本明細書における「鋼板表面下０．５ｍｍにおける鋼板温度」とし、当該温度分布における板厚中央の温度を本明細書における「板厚中央における鋼板温度」とする。
　［高強度鋼管］
　本開示の高強度鋼板を、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。
　表１に示す成分組成になる鋼（鋼種Ａ～Ｉ）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、熱間圧延をして、表２に示す板厚の鋼板とした。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、光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡により観察した。鋼板表面下０．５ｍｍの位置での組織と、板厚中央（ｔ／２位置）での組織を、表２に示す。
　［水素拡散係数］
　水素拡散係数は、図１に示すように板厚中央部から採取した、１×４０×４０ｍｍの試験片を用いて評価した。試験片の片面にＮｉめっきを施し、Ｄｅｖａｎａｔｈａｎ型のセルを用いて、Ｎｉめっきを施していない面を０．２％ＮａＣｌ溶液に浸漬し、陰極水素チャージを行い、Ｎｉめっきを施している面を０．１Ｎ　ＮａＯＨ水溶液に浸漬し、引き抜き電位０Ｖとした。２回目の透過電流の立ち上がりである水素透過開始時間（２ｎｄ　Ｂｕｉｌｄ　ｕｐ）を理論曲線とフィッティングし、拡散係数を求めた。結果を表２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０．５ｍｍの位置において１００点のビッカース硬さ（ＨＶ０．１）を測定し、その最大値を求めた。結果を表２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、引張強度を測定した。結果を表２に示す。
　［耐ＨＩＣ性の評価］
　耐ＨＩＣ性は、ＮＡＣＥ規格　ＴＭ００２８４に準拠した浸漬時間９６時間のＨＩＣ試験を行い、表層およびｔ／２位置での割れ面積率（ＣＡＲ、Ｃｒａｃｋｉｎｇ　Ａｒｅａ　Ｒａｔｉｏ）を測定し、ＣＡＲが３．０％以下の場合を耐ＨＩＣ性が良好と判断して○、また３．０％を超えた場合を不良と判断して×とした。結果を表２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が５２０ＭＰａ以上、ＨＩＣ試験でＣＡＲが表層およびｔ／２位置それぞれで３．０％以下であることとした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示したように、Ｎｏ．１～Ｎｏ．１２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、鋼板として引張強度が５２０ＭＰａ以上、水素拡散係数が５．０×１０-6ｃｍ2／ｓ以上、鋼板表面下０．５ｍｍでのＨＶ０．１が２５０以下であり、その鋼板を用いて造管した高強度鋼管において表層部および中心偏析部における耐ＨＩＣ性も良好であった。
　これに対し、Ｎｏ．１３～Ｎｏ．１９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。そのため、鋼板表面下０．５ｍｍでのＨＶ０．１が２５０を超えていた、あるいは、水素拡散係数が５．０×１０-6ｃｍ2／ｓ未満であったため、表層部あるいは中心偏析部での耐ＨＩＣ性が劣っていた。
　Ｎｏ.２０～Ｎｏ.２２は、鋼板の成分組成が本発明の範囲外であり、鋼板表面下０．５ｍｍでのＨＶ０．１が２５０を超えていた、あるいは、水素拡散係数が５．０×１０-6ｃｍ2／ｓ未満であったため、表層部あるいは中心偏析部での耐ＨＩＣ性が劣っていた。
　本発明の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板は、中心偏析部および表層部の耐ＨＩＣ性に優れている。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 (7)

  1. 　質量％で、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％およびＣａ：０．０００５～０．００５％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、
    　板厚中央における水素拡散係数が５．０×１０-6ｃｍ2／ｓ以上であり、
    　鋼板表面下０．５ｍｍにおけるビッカース硬さＨＶ０．１の最大値が２５０以下であり、
    　５２０ＭＰａ以上の引張強さを有する
    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：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下およびＭｏ：０．５０％以下のうちから選んだ１種又は２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％、およびＴｉ：０．００５～０．１％のうちから選んだ１種又は２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. 　質量％で、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％およびＣａ：０．０００５～０．００５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有する鋼片を、１０００～１３００℃の温度に加熱したのち、熱間圧延して鋼板とし、
    　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０．５ｍｍにおける鋼板温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度：１００℃／ｓ以下、
    　　板厚中央における鋼板温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度：１５℃／ｓ以上６０℃／ｓ以下、および
    　　板厚中央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. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下およびＭｏ：０．５０％以下のうちから選んだ１種又は２種以上を含有する、請求項４に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
  6. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５～０．１％、Ｖ：０．００５～０．１％、およびＴｉ：０．００５～０．１％のうちから選んだ１種又は２種以上を含有する、請求項４または５に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
  7. 　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。
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