WO2019077725A1 - 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびこれ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これを用いた高強度鋼管 Download PDF

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純二 嶋村
横田　智之
晋一 泉川
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Definitions

  • the present invention relates to a high strength steel plate for use in sour-line pipes, which is used in the field of sour-line pipes and is excellent in material uniformity in steel plates, particularly HIC characteristics, and a high-strength steel pipe using the same. is there.
  • 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 Documents 1 and 2 While controlling the morphology of sulfide inclusions by low S and Ca addition to a high strength steel plate, central segregation is suppressed by lowering C and Mn, and the strength is reduced accordingly.
  • a method has been proposed which compensates for Cr by addition of Cr, Mo, Ni, etc. and accelerated cooling.
  • TMCP Thermo-Mechanical Control Process
  • Patent Documents 3 and 4 use a high-frequency induction heating device to heat the steel sheet surface after accelerated cooling to a higher temperature than the inside, thereby reducing the hardness of the surface layer.
  • a method of manufacturing steel plate for pipe is disclosed.
  • Patent Literatures 5 and 6 disclose a method of improving the shape of a steel sheet by performing descaling just before cooling to reduce cooling unevenness caused by scale thickness unevenness.
  • JP-A-5-271766 Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-173536 JP 2002-327212
  • a Patent 371896 Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-57327 Patent No. 3796133 gazette
  • Patent Documents 1 to 4 are all directed to the central segregation portion, no consideration is given to the uniformity of the HIC resistance characteristics in the sheet width direction. There is a problem that the variation in center segregation in the plate width direction at the slab stage affects the variation in HIC resistance characteristics in the plate width direction of the rolled steel sheet.
  • the present invention is to provide a high strength steel plate for a sour line pipe and a high strength steel pipe using the same, which is excellent in the HIC resistance and suppresses the variation in the HIC resistance in the sheet width direction. With the goal.
  • the present inventors prevent HIC generation from a center segregation part, and control variation of HIC-proof characteristic of board width direction.
  • the component composition, the microstructure, and the manufacturing method of the steel material were examined earnestly.
  • the present invention has been completed on the finding that variation in central segregation can be suppressed.
  • 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 number of Mn-concentrated spots exceeding 1.5 mm in major axis length approximate to an elliptical shape in the measurement region of ⁇ 5 mm from the thickness center to the thickness direction Less than 3 per 100 mm of length,
  • the plate width is W
  • the HIC characteristic is 10% or less in CAR at the position of W / 4, the position of W / 2, and the position of 3 W / 4 from one end of the steel plate in the plate width direction
  • 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%.
  • the high strength steel plate for the sour line pipe of the present invention is excellent in the HIC resistance characteristic, and further, the variation in the HIC resistance characteristic in the sheet width direction is suppressed. Therefore, the high strength steel pipe of the present invention using this high strength steel plate is excellent in the HIC resistance characteristics, and moreover, the variation in the HIC resistance resistance in the circumferential direction of the pipe is suppressed.
  • FIG. 1 It is a schematic diagram of the steel plate C cross section explaining the position of the EMPA analysis area in an Example. It is a schematic diagram of the steel plate C cross section explaining the position of the extraction part of the HIC test piece in an Example. It is a figure explaining the secondary cooling method of the slab in continuous casting for manufacturing the high strength steel plate of this embodiment, (A) is a cooling when the cooling water is injected from one two fluid spray nozzle It is a schematic diagram which shows the injection range and water volume density distribution of water, (B) is the injection range, water volume density distribution of the cooling water when the cooling water is injected from two two fluid spray nozzles, and the wrap cost of the injection range FIG.
  • C 0.02 to 0.08% C effectively contributes to the improvement of strength, but if the content is less than 0.02%, sufficient strength can not be secured, while if it exceeds 0.08%, the hardness of the surface layer part increases at the time of accelerated cooling Therefore, the HIC resistance is degraded. In addition, 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 of the surface layer increases at the time of accelerated cooling. HIC resistance is degraded. In addition, the weldability also deteriorates. Therefore, the amount of Mn is limited to the range of 0.50 to 1.80%.
  • P 0.001 to 0.015%
  • P is an unavoidable impurity element and degrades the weldability, and increases the hardness of the central segregation portion to degrade the HIC resistance. 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 and degrades the HIC resistance in steel, 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 by controlling the form 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 is deteriorated due to the reduction of the cleanliness of the steel, so the amount of Ca is limited to the range of 0.0005 to 0.005% .
  • 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
  • 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.
  • [Mn enrichment spot] In the high strength steel plate for a sour line pipe according to the present disclosure, in a cross section perpendicular to the rolling direction (plate length direction) of the steel plate, a length approximating an elliptical shape in a measurement region of ⁇ 5 mm from the thickness center to the plate thickness direction It is important that the number of Mn-concentrated spots exceeding 1.5 mm in axial length be 3 or less per 100 mm in the sheet width direction.
  • Mn-concentrated spot means a portion where the Mn concentration is higher than the addition amount (Mn content in the steel sheet) due to segregation, and specifically, the Mn content in the steel sheet is 1 .50% or less, the Mn concentration is specified as a portion of 1.60% or more, and when the Mn content in the steel plate is more than 1.50% and 1.80% or less, the Mn concentration is in the steel plate Is identified as a portion 0.10% or more higher than the Mn content of
  • HIC cracks are easily generated from the location of the Mn-concentrated spot having a major axis length of more than 1.5 mm, and It was found that when the number of Mn-concentrated spots exceeding 1.5 mm in axial length is more than 3 per 100 mm in the sheet width direction, HIC cracking occurs. Therefore, in the present disclosure, the number of Mn-concentrated spots exceeding the major axis length of 1.5 mm is 3 or less per 100 mm in the sheet width direction.
  • the number of Mn-concentrated spots exceeding the major axis length of 1.5 mm per 100 mm in the sheet width direction is measured by the following method. First, a sample for analysis is cut out from a steel plate and sample preparation is carried out by polishing. At this time, the surface of the sample is made to have a cross section (C cross section) perpendicular to the plate length direction of the steel plate. Then, as shown in FIG.
  • the plate width is W, from one end of the steel plate in the plate width direction, the position of W / 4, the position of W / 2, and the position of 3W / 4 (hereinafter referred to as Three points which are the thickness center (t / 2 position; t is the thickness) of the steel plate at “W / 4 position”, “W / 2 position” and “3W / 4 position” simply Mapping of the Mn concentration is carried out with an electron probe microanalyzer (EMPA) for three regions with ⁇ 5 mm (thickness 10 mm) in the thickness direction and ⁇ 200 mm (width 400 mm) in the width direction centering on the center.
  • EMPA electron probe microanalyzer
  • the above three regions may overlap to become one region.
  • the mapping is performed using an electron probe with a diameter of 0.15 mm at an acceleration voltage of 25 kV.
  • this EPMA analysis area (10 mm thick ⁇ 400 mm wide), the number of Mn-concentrated spots exceeding the major axis length of 1.5 mm is counted and converted to the number per 100 mm in the sheet width direction.
  • the steel structure of the high strength steel plate for a sour line pipe preferably has a bainite structure in order to achieve high strength with a tensile strength of 520 MPa or more.
  • 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, a rise in surface hardness and the like occur, so that a structure other than the bainite phase The smaller the fraction, the better.
  • the HIC resistance is 10% or less in CAR at W / 4 position, W / 2 position, and 3 W / 4 position, and It is important that the variation in the HIC resistance characteristic be 5% or less in 3 ⁇ , where ⁇ is the standard deviation of CAR. This means that the HIC resistance characteristics are excellent and the variation in the HIC resistance characteristics in the sheet width direction is suppressed.
  • the HIC resistant properties of the W / 4 position, W / 2 position and 3 W / 4 position are preferably less than 5% in CAR.
  • HIC resistance characteristics at W / 4 position, W / 2 position, and 3 W / 4 position are evaluated by the following method. As shown in FIG. 2, in the C cross section of the steel plate, thickness 20 mm ⁇ width centering on the thickness center (3 points in total) in the sheet width direction at W / 4 position, W / 2 position, and 3 W / 4 position. Take test pieces of dimensions 20 mm. Three samples are taken from each of the three test pieces thus obtained, and HIC (hydrogen induced cracking) characteristic examination is performed on a total of nine samples.
  • the method is performed in a method A environment, and a crack generation area ratio (CAR) is determined as a hydrogen induced crack determination criterion.
  • CAR crack generation area ratio
  • the nine CARs thus obtained are all 10% or less, preferably 5% or less.
  • 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.
  • the manufacturing method of the present disclosure continuously casts a steel having the above-described component composition into slabs, heats the slab, hot rolling it into steel sheets, and then performing controlled cooling on the steel sheets. .
  • secondary cooling in continuous casting is performed under specific conditions, and slab heating and controlled cooling are performed under specific conditions, so that the HIC resistance is excellent and the variation in the HIC resistance in the sheet width direction is suppressed. It is possible to manufacture a high strength steel plate for sour line pipes.
  • cooling water is sprayed in a mist form from a plurality of two-fluid spray nozzles 10A and 10B disposed at predetermined intervals in the width direction of the slab 20, and the slab 20 is formed.
  • the position where the ratio to the water density immediately below the two-fluid spray nozzle 10 is 50% is the cooling water in the width direction of the slab 20 Using a distance S (mm) from both ends of the injection range of the above, and a wrap amount of the injection range of the cooling water injected from the adjacent two-fluid spray nozzles 10A and 10B is 1.6S or more and 2.4S or less.
  • the secondary cooling method of the cast slab characterized by having a range is used.
  • FIG. 3 schematically illustrates the injection range and the water density distribution of the cooling water jetted from the two-fluid spray nozzle, and in FIG. 3A, the water amount relative to the water density directly below the two-fluid spray nozzle 10 The distance S from both ends of the injection range where the density ratio is 50% is shown, and in FIG. 3 (B), the wrap amount of the injection range of the cooling water injected from the two dual fluid spray nozzles 10A and 10B is shown. It is shown.
  • Distance S from the both ends of the injection range of the cooling water injected from two fluid spray nozzle 10 can be calculated by the following method. First, the water density distribution in the width direction of the slab of the cooling water jetted from the two-fluid spray nozzle 10 is measured. In the water volume density distribution, the two-fluid spray nozzle 10 is disposed above the metering weir groups divided in multiples in the width direction of the slab 1 and the cooling water jetted from the two-fluid spray nozzle 10 is metered for each weighing weir It can be measured by
  • the reason why the wrap cost is in the range of 1.6S to 2.4S is as follows. That is, in the case of arranging a plurality of two-fluid spray nozzles and performing secondary cooling of the slab, even if the water density of the cooling water injected from each two-fluid spray nozzle is uniform over the width direction of the slab Even if this is the case, since the collision pressure is low at both ends of the injection range of the cooling water, the cooling capacity of the slab is low, and the slab can not be uniformly cooled in the width direction. However, if the lap cost is in the range of 1.6 S or more and 2.4 S or less, in addition to the water density distribution in the width direction of the slab, the slab is uniformly cooled in the width direction, considering also the collision pressure distribution.
  • mist nozzle provided with the supply pipe of cooling water and air, mixing piping, and a nozzle tip can be used, for example, it is not limited to this.
  • 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.
  • 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 If it exceeds ° C, ferrite exceeding 5% in volume fraction will be generated, and the strength reduction will increase and the HIC resistance will deteriorate, so the steel sheet surface temperature at the start of cooling should be (Ar 3 -10 ° C) or higher .
  • Cooling stop temperature 250 to 550 ° C at steel plate average temperature
  • 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 exceeds 550 ° C.
  • bainite transformation is incomplete and sufficient strength can not be obtained.
  • the cooling stop temperature is less than 250 ° C.
  • the hardness increase of the surface layer portion becomes remarkable.
  • it is 350 to 500 ° C.
  • steel plate average temperature can not be measured directly physically, based on the surface temperature at the start of cooling measured by a radiation thermometer and the surface temperature at the time of target cooling stop, for example, a process computer
  • the temperature distribution in the plate thickness section can be determined in real time by difference calculation. Let the average value of the temperature of the plate thickness direction in the said temperature distribution be "steel plate average temperature" 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.
  • the steels (Steels A to M) having the component compositions shown in Table 1 were made into slabs having a slab width of 1600 mm by a continuous casting method.
  • the wrap amount of the injection range of the cooling water sprayed in the form of mist from the three two-fluid spray nozzles arranged at predetermined intervals in the width direction was secondarily cooled as a value shown in Table 2.
  • the slab thus obtained was heated to a temperature shown in Table 2, and then hot rolled at a rolling end temperature and a rolling reduction shown in Table 2 to obtain a steel plate having a thickness shown in Table 2. Thereafter, the steel plate was subjected to controlled cooling using a water-cooled controlled cooling device under the conditions shown in Table 2.
  • Examples 1 to 13 are invention examples, and the component composition is in the range of the present invention, and the production method is within the range of suitable conditions for obtaining the steel plate of the present invention.
  • the yield strength is 450 MPa or more
  • the tensile strength is 520 MPa or more
  • the 85% SATT in the DWTT test is -50 ° C. or less
  • the variation in the widthwise direction of the HIC resistance is small.
  • no. 14 to 22 are comparative examples, and the component composition is within the scope of the present invention, but the production method is outside the range of the suitable conditions for obtaining the steel sheet of the present invention.
  • the slab heating temperature was low, and the homogenization of the microstructure and the solid solution of the carbide were insufficient, and the strength was low.
  • the cooling start temperature was low, and ferrite was precipitated too much, so the strength was low and the HIC resistance was inferior.
  • No. 16 and No. No. 18 had low strength and poor HIC resistance characteristics because pearlite precipitated too much at the center of the plate thickness as a microstructure when the controlled cooling conditions were outside the range of preferable conditions. No. No. No.
  • the high strength steel plate for the sour line pipe of the present invention is excellent in the HIC resistance characteristic, and further, the variation in the HIC resistance characteristic in the sheet width direction is suppressed. 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. .

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Abstract

本発明は、耐ＨＩＣ特性に優れ、しかも板幅方向における耐ＨＩＣ特性のばらつきを抑制し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、鋼板の圧延方向に垂直な断面において、板厚中心から板厚方向に±５ｍｍの測定領域に、楕円形状と近似した長軸長さ１．５ｍｍ超えのＭｎ濃化スポットの数が、板幅方向の長さ１００ｍｍ当たりに３個以下であり、板幅をＷとして、鋼板の板幅方向の片端から、Ｗ／４の位置、Ｗ／２の位置、および３Ｗ／４の位置において、耐ＨＩＣ特性がＣＡＲで１０％以下であり、板幅方向の耐ＨＩＣ特性のばらつきが、ＣＡＲの標準偏差をσとしたときに３σで５％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これを用いた高強度鋼管
　本発明は、耐サワーラインパイプの分野で使用される、鋼板内の材質均一性、特にＨＩＣ特性の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これ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１，２には、高強度鋼板に対して、低ＳかつＣａ添加により硫化物系介在物の形態制御を行いつつ、低Ｃ－低Ｍｎ化により中心偏析を抑制し、それに伴う強度低下をＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ等の添加と加速冷却により補う方法が提案されている。
　一方、鋼構造物の大型化やコスト削減の観点から、より高強度や高靭性を有する鋼板の需要が高まっている。鋼板の特性向上や合金元素削減、熱処理省略を目的として、通常、高強度鋼板は、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）技術が適用されて製造される。
　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、板厚方向の硬さ分布にばらつきが生じる。従って、鋼板内の材質均一性を確保する観点で問題となる。
　上記の問題を解決するために、例えば特許文献３，４には、高周波誘導加熱装置を用いて、加速冷却後の鋼板表面を内部より高温に加熱して表層部の硬さを低減した、ラインパイプ用鋼板の製造方法が開示されている。
　一方、鋼板表面のスケール厚さにむらがあった場合、冷却時にその下部の鋼板の冷却速度にもばらつきが生じ、鋼板内の局所的な冷却停止温度のばらつきが問題となる。その結果、スケール厚さのむらによって板幅方向に鋼板材質のばらつきが生じることになる。これに対し、特許文献５，６には、冷却直前にデスケーリングを行うことにより、スケール厚さむらに起因した冷却むらを低減して、鋼板形状を改善する方法が開示されている。
特開平５－２７１７６６号公報 特開平７－１７３５３６号公報 特開２００２－３２７２１２号公報 特許第３７１１８９６号公報 特開平９－５７３２７号公報 特許第３７９６１３３号公報
　しかしながら、特許文献１～４に記載の技術は、いずれも中心偏析部が対象であるが、板幅方向の耐ＨＩＣ特性の均一性に関しては考慮されていない。スラブ段階の板幅方向の中心偏析のばらつきが影響し、圧延後鋼板の板幅方向の耐ＨＩＣ特性のばらつきが生じるという問題がある。
　また、本発明者らの検討によると、上記特許文献５，６に記載の製造方法で得られる高強度鋼板でも、板幅方向の耐ＨＩＣ特性の均一性という観点で改善の余地があることが判明した。その理由としては、以下のようなものが考えられる。すなわち、特許文献５，６に記載の方法では、デスケーリングにより、熱間矯正時のスケールの押し込み疵による表面性状不良の低減や、鋼板の冷却停止温度のばらつきを低減して鋼板形状を改善しているが、均一な材質を得るための冷却条件に関しては何ら配慮がなされていない。
　このように、従来、低廉な成分と高冷却速度の制御冷却を組み合わせた場合、鋼板内の材質均一性と耐ＨＩＣ特性を備えた高強度鋼板を製造することはできなかった。
　そこで本発明は、上記課題に鑑み、耐ＨＩＣ特性に優れ、しかも板幅方向における耐ＨＩＣ特性のばらつきを抑制した耐サワーラインパイプ用高強度鋼板と、これを用いた高強度鋼管を提供することを目的とする。
　上記課題を解決するため、本発明者らは、ＡＰＩ規格Ｘ６５グレードの強度を有する高強度鋼板において、中心偏析部からのＨＩＣ発生を防止し、板幅方向の耐ＨＩＣ特性のばらつきを抑制し、鋼板内の材質均一性を向上させるために、鋼材の成分組成、ミクロ組織、および製造方法を鋭意検討した。その結果、鋳片（スラブ）の２次冷却の際に特定の条件を採用し、かつ、特定の条件下で熱間圧延後の制御冷却を行うことを組み合わせることによって、鋼板の板幅方向における中心偏析のばらつきを抑制することができるとの知見を得て、本発明を完成した。
　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、
　鋼板の圧延方向に垂直な断面において、板厚中心から板厚方向に±５ｍｍの測定領域に、楕円形状と近似した長軸長さ１．５ｍｍ超えのＭｎ濃化スポットの数が、板幅方向の長さ１００ｍｍ当たりに３個以下であり、
　板幅をＷとして、鋼板の板幅方向の片端から、Ｗ／４の位置、Ｗ／２の位置、および３Ｗ／４の位置において、耐ＨＩＣ特性がＣＡＲで１０％以下であり、
　板幅方向の耐ＨＩＣ特性のばらつきが、ＣＡＲの標準偏差をσとしたときに３σで５％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］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は、耐ＨＩＣ特性に優れ、しかも板幅方向における耐ＨＩＣ特性のばらつきが抑制されている。それ故、この高強度鋼板を用いた本発明の高強度鋼管は、耐ＨＩＣ特性に優れ、しかも管周方向における耐ＨＩＣ特性のばらつきが抑制されている。
実施例におけるＥＭＰＡ分析領域の位置を説明する鋼板Ｃ断面の模式図である。 実施例におけるＨＩＣ試験片の採取部の位置を説明する鋼板Ｃ断面の模式図である。 本実施形態の高強度鋼板を製造するための、連続鋳造における鋳片の２次冷却方法を説明する図であり、（Ａ）は、１つの二流体スプレーノズルから冷却水を噴射したときの冷却水の噴射範囲および水量密度分布を示す模式図であり、（Ｂ）は、２つの二流体スプレーノズルから冷却水を噴射したときの冷却水の噴射範囲、水量密度分布、および噴射範囲のラップ代を示す模式図である。
　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、加速冷却時に表層部の硬さが上昇するため、耐ＨＩＣ特性が劣化する。また、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表層部の硬さが上昇するため、耐ＨＩＣ特性が劣化する。また、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。
　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。
　［Ｍｎ濃化スポット］
　本開示の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板においては、鋼板の圧延方向（板長方向）に垂直な断面において、板厚中心から板厚方向に±５ｍｍの測定領域に、楕円形状と近似した長軸長さ１．５ｍｍ超えのＭｎ濃化スポットの数が、板幅方向の長さ１００ｍｍ当たりに３個以下であることが肝要である。
　本明細書において、「Ｍｎ濃化スポット」とは、Ｍｎ濃度が偏析により添加量（鋼板中のＭｎ含有量）よりも高い部位を意味し、具体的には、鋼板中のＭｎ含有量が１．５０％以下の場合には、Ｍｎ濃度が１．６０％以上の部位として特定され、鋼板中のＭｎ含有量が１．５０％超え１．８０％以下の場合には、Ｍｎ濃度が鋼板中のＭｎ含有量よりも０．１０％以上高い部位として特定される。
　本発明者らの検討によると、上記のとおり特定されるＭｎ濃化スポットのうち、長軸長さが１．５ｍｍ超えのＭｎ濃化スポットの箇所からＨＩＣ割れが発生しやすいこと、そして、長軸長さ１．５ｍｍ超えのＭｎ濃化スポットの数が板幅方向の長さ１００ｍｍ当たりに３個を超えて存在すると、ＨＩＣ割れが発生することが判明した。そこで本開示では、長軸長さ１．５ｍｍ超えのＭｎ濃化スポットの数が板幅方向の長さ１００ｍｍ当たりに３個以下とする。
　本開示において、「板幅方向の長さ１００ｍｍ当たりの、長軸長さ１．５ｍｍ超えのＭｎ濃化スポットの数」は、以下の方法で測定するものとする。まず、鋼板から解析用の試料を切り出し、研磨により試料調整を実施する。このとき、試料の表面が、鋼板の板長方向に垂直な断面（Ｃ断面）となるようにする。そして、図１に示すように、このＣ断面において、板幅をＷとして、鋼板の板幅方向の片端から、Ｗ／４の位置、Ｗ／２の位置、および３Ｗ／４の位置（以下、単に「Ｗ／４位置」、「Ｗ／２位置」、および「３Ｗ／４位置」と記載する。）における鋼板の板厚中心（ｔ／２位置；ｔは板厚）である３点のそれぞれを中心として板厚方向に±５ｍｍ（厚さ１０ｍｍ）、板幅方向に±２００ｍｍ（幅４００ｍｍ）となる３つの領域について、電子プローブマイクロアナライザ（ＥＭＰＡ）によって、Ｍｎ濃度のマッピングを実施する。なお、鋼板の板幅によっては、上記３つの領域がオーバーラップして１つの領域となることもある。マッピングは、加速電圧２５ｋＶで、直径が０．１５ｍｍの電子プローブを用いて行う。このＥＰＭＡ分析領域（厚さ１０ｍｍ×幅４００ｍｍ）中で、長軸長さ１．５ｍｍ超えのＭｎ濃化スポットの数をカウントし、板幅方向の長さ１００ｍｍ当たりの数に換算する。
　なお、本開示の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の鋼組織については、引張強さ５２０ＭＰａ以上の高強度化を図るために、ベイナイト組織であることが好ましい。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、表層硬さの上昇などが生じるため、ベイナイト相以外の組織分率は少ない程良い。ただし、ベイナイト相以外の組織の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。
　［板幅方向の耐ＨＩＣ特性の均一性］
　本開示の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板においては、Ｗ／４位置、Ｗ／２位置、および３Ｗ／４位置において、耐ＨＩＣ特性がＣＡＲで１０％以下であること、並びに、板幅方向の耐ＨＩＣ特性のばらつきが、ＣＡＲの標準偏差をσとしたときに３σで５％以下であることが肝要である。これは、耐ＨＩＣ特性に優れ、しかも板幅方向における耐ＨＩＣ特性のばらつきが抑制されていることを意味する。Ｗ／４位置、Ｗ／２位置、および３Ｗ／４位置の耐ＨＩＣ特性は、好ましくはＣＡＲで５％以下である。
　本開示において、「Ｗ／４位置、Ｗ／２位置、および３Ｗ／４位置の耐ＨＩＣ特性」は、以下の方法で評価するものとする。図２に示すように、鋼板のＣ断面において、板幅方向がＷ／４位置、Ｗ／２位置、および３Ｗ／４位置の板厚中心（計３点）を中心として、厚さ２０ｍｍ×幅２０ｍｍの寸法の試験片を採取する。こうして得た３個の試験片から、それぞれ３個のサンプルを採取して、計９個のサンプルに対して、ＨＩＣ（水素誘起割れ）特性調査を行う。この調査では、ＮＡＣＥで規定されているＴＭ０２８４に基づき、Ｍｅｔｈｏｄ　Ａ環境で行い、水素誘起割れ判定基準として割れ発生面積率（ＣＡＲ）を求める。本開示の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板においては、こうして得る９個のＣＡＲが全て１０％以下であり、好ましくは５％以下である。
　また、本開示において「板幅方向の耐ＨＩＣ特性のばらつき」は、上記９個のＣＡＲの標準偏差をσとして求めたときの３σとして評価するものとする。
　［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を連続鋳造して鋳片（スラブ）とし、このスラブの加熱したのち、熱間圧延して鋼板とし、その後当該鋼板に対して制御冷却を行う。このとき、連続鋳造における２次冷却を特定の条件で行い、かつ、スラブ加熱および制御冷却を特定の条件で行うことにより、耐ＨＩＣ特性に優れ、しかも板幅方向における耐ＨＩＣ特性のばらつきを抑制し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。
　〔連続鋳造時のスラブの２次冷却方法〕
　図３（Ａ），（Ｂ）に示すように、鋳片２０の幅方向に所定の間隔で配置した複数の二流体スプレーノズル１０Ａ，１０Ｂから冷却水をミスト状に噴射し、鋳片２０をその長手方向に送りながら冷却する方法であって、二流体スプレーノズル１０として、二流体スプレーノズル１０直下の水量密度に対する比率が５０％となる位置が、前記鋳片２０の幅方向における前記冷却水の噴射範囲の両端から距離Ｓ（ｍｍ）であるものを用い、かつ隣り合う二流体スプレーノズル１０Ａ，１０Ｂから噴射される前記冷却水の噴射範囲のラップ代が１．６Ｓ以上２．４Ｓ以下の範囲となるようにすることを特徴とする鋳片の２次冷却方法を用いる。
　図３は、二流体スプレーノズルから噴射された冷却水の噴射範囲および水量密度分布を模式的に図示したものであり、図３（Ａ）には、二流体スプレーノズル１０直下の水量密度に対する水量密度比率が５０％となる前記噴射範囲の両端からの距離Ｓが示され、図３（Ｂ）には、２つの二流体スプレーノズル１０Ａ，１０Ｂから噴射される冷却水の噴射範囲のラップ代が示されている。
　二流体スプレーノズル１０から噴射された冷却水の噴射範囲の両端からの距離Ｓは、以下の方法により求めることができる。まず、二流体スプレーノズル１０から噴射された冷却水の鋳片の幅方向における水量密度分布を測定する。水量密度分布は、鋳片１の幅方向に多数分割された計量枡群の上方に二流体スプレーノズル１０を配置し、二流体スプレーノズル１０から噴射された冷却水を計量枡毎に計量することにより測定することができる。
　ラップ代が１．６Ｓ以上２．４Ｓ以下の範囲となるようにする理由は以下のとおりである。すなわち、複数の二流体スプレーノズルを配置して鋳片を２次冷却する場合において、たとえ各二流体スプレーノズルから噴射された冷却水の水量密度が鋳片の幅方向にわたって均一となるように配置したとしても、冷却水の噴射範囲の両端においては衝突圧が低いため鋳片の冷却能が低くなってしまい、鋳片を幅方向にわたって均一に冷却することができない。しかしながら、ラップ代が１．６Ｓ以上２．４Ｓ以下の範囲であれば、鋳片の幅方向における水量密度分布に加えて、衝突圧分布をも考慮して、鋳片を幅方向にわたって均一に冷却することができる。つまり、この方法によれば、隣り合う二流体スプレーノズル１０Ａ，１０Ｂから噴射される冷却水の噴射範囲がラップする領域における冷却能を低下せずに鋳片を冷却することができ、鋳片の幅方向における表面温度偏差を小さくし、ほぼ均一に冷却することができる。これにより、幅方向における中心偏析ばらつきの少ないスラブ製造が可能となる。
　なお、図３（Ｂ）では、２つの二流体スプレーノズル１０Ａ，１０Ｂを用いた例を説明したが、３つ以上の二流体スプレーノズルを配置して鋳片を２次冷却する場合においても、３つ以上の二流体スプレーノズルのうち隣り合うもの同士について、冷却水の噴射範囲のラップ代を上記のように設定すればよい。
　また、二流体スプレーノズルとしては、例えば、冷却水と空気の供給管、混合配管およびノズルチップを備えたミストノズルを用いることができるが、これに限定されるものではない。
　〔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。強度および耐ＨＩＣ特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耐ＨＩＣ特性が劣化するため、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〕
　鋼板平均温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度：１５℃／ｓ以上
　鋼板平均温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度が１５℃／ｓ未満では、ベイナイト組織が得られずに強度低下や耐ＨＩＣ特性の劣化が生じる。このため、鋼板平均温度での冷却速度は１５℃／ｓ以上とする。鋼板強度と硬さのばらつきの観点からは、鋼板平均の冷却速度は２０℃／ｓ以上とすることが好ましい。当該平均冷却速度の上限は特に限定されないが、低温変態生成物が過剰に生成しないように、８０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
　〔冷却停止温度〕
　冷却停止温度：鋼板平均温度で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。冷却停止温度が５５０℃を超えると、ベイナイト変態が不完全であり、十分な強度が得られない。また、冷却停止温度が２５０℃未満では、表層部の硬さ上昇が著しくなる。好ましくは、３５０～５００℃である。
　なお、鋼板平均温度は、物理的に直接測定することはできないが、放射温度計にて測定された冷却開始時の表面温度と目標の冷却停止時の表面温度をもとに、例えばプロセスコンピューターを用いて差分計算により板厚断面内の温度分布をリアルタイムに求めることができる。当該温度分布における板厚方向の温度の平均値を本明細書における「鋼板平均温度」とする。
　［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～Ｍ）を、連続鋳造法によりスラブ幅１６００ｍｍのスラブとした。２次冷却では、幅方向に所定の間隔で配置した３個の二流体スプレーノズルからミスト状に噴射される冷却水の噴射範囲のラップ代を、表２に示す値として２次冷却した。なお、鋳片２０の幅方向における冷却水の噴射範囲の両端から二流体スプレーノズル直下の水量密度に対する比率が５０％となる位置までの距離Ｓは、７０ｍｍで固定した。
　こうして得たスラブを、表２に示す温度に加熱した後、表２に示す圧延終了温度および圧下率の熱間圧延をして、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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　［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。鋼板の板厚中央（ｔ／２位置）での組織を、表３に示す。
　［引張特性の評価］
　各水準において得られた鋼板から圧延直角方向の全厚試験片（ＡＰＩ５Ｌ規格）を採取して、これを引張試験片として引張試験を行い、降伏強度（０．５％耐力）および引張強度を測定した。降伏強度４５０ＭＰａ以上、引張強度５２０ＭＰａ以上が目標範囲である。結果を表３に示す。
　［板幅方向における耐ＨＩＣ特性のばらつきの評価］
　既述の方法で、Ｗ／４位置、Ｗ／２位置、および３Ｗ／４位置から各々３個のサンプルを採取し、ＣＡＲを測定した。こうして得た９個の測定値のうちの最大値を表３の「耐ＨＩＣ特性」の欄に示す。また、９個のＣＡＲの標準偏差をσとして求めたときの３σも表３に示す。最大値は１０％以下、３σは５％以下が目標範囲である。
　［Ｍｎ濃化スポットの測定］
　既述の方法で板幅方向の長さ１００ｍｍ当たりの、長軸長さ１．５ｍｍ超えのＭｎ濃化スポットの数を測定した。３個以下が目標範囲である。結果を表３に示す。
　［ＤＷＴＴ試験］
　各水準において得られた鋼板からＡＰＩ－５Ｌに準拠したＤＷＴＴ試験片を採取し、０～－８０℃の試験温度で試験を行い、ＳＡ値（Ｓｈｅａｒ　Ａｒｅａ：延性破面率）が８５％となる遷移温度を求めた。遷移温度は－５０℃以下が目標範囲である。結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　Ｎｏ．１～１３は発明例であり、成分組成が本発明の範囲であり、製造方法が本発明の鋼板を得るための好適な条件の範囲内となっている。いずれも、降伏強度４５０ＭＰａ以上、引張強度５２０ＭＰａ以上、ＤＷＴＴ試験での８５％ＳＡＴＴを－５０℃以下、耐ＨＩＣ特性の板幅方向のばらつきも小さく、いずれの特性も良好であった。
　一方、Ｎｏ．１４～２２は比較例であり、成分組成は本発明の範囲内であるが、製造方法が本発明の鋼板を得るための好適な条件の範囲外となっている。Ｎｏ．１４は、スラブ加熱温度が低く、ミクロ組織の均質化と炭化物の固溶が不十分であり低強度であった。
　Ｎｏ．１５は、冷却開始温度が低く、フェライトが析出しすぎたため、低強度であり、且つ耐ＨＩＣ特性が劣っていた。
　Ｎｏ．１６およびＮｏ．１８は、制御冷却条件が好適な条件の範囲外で、ミクロ組織として板厚中心部でパーライトが析出しすぎたため、低強度であり、且つ耐ＨＩＣ特性が劣っていた。
　Ｎｏ．１７は、冷却停止温度が低く、マルテンサイトや島状マルテンサイト（ＭＡ）の硬質相が生成したため、ＤＷＴＴ特性と耐ＨＩＣ特性が劣っていた。
　Ｎｏ．１９～Ｎｏ．２２は、いずれもスラブ段階の２次冷却条件が好適な条件の範囲外で、中心偏析部のＭｎ濃化が多く、鋼板板幅方向の耐ＨＩＣ特性ばらつきが大きく、ＨＩＣ特性が劣っていた。
　Ｎｏ．２３～Ｎｏ．２７は、成分組成が本発明の範囲外であり、中心偏析部のＭｎ濃化が多く、鋼板板幅方向のＨＩＣ特性ばらつきが大きく、ＨＩＣ特性が劣っていた。
　本発明の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板は、耐ＨＩＣ特性に優れ、しかも板幅方向における耐ＨＩＣ特性のばらつきが抑制されている。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。
　１０，１０Ａ，１０Ｂ　二流体スプレーノズル
　２０　鋳片

Claims (4)

  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、
    　鋼板の圧延方向に垂直な断面において、板厚中心から板厚方向に±５ｍｍの測定領域に、楕円形状と近似した長軸長さ１．５ｍｍ超えのＭｎ濃化スポットの数が、板幅方向の長さ１００ｍｍ当たりに３個以下であり、
    　板幅をＷとして、鋼板の板幅方向の片端から、Ｗ／４の位置、Ｗ／２の位置、および３Ｗ／４の位置において、耐ＨＩＣ特性がＣＡＲで１０％以下であり、
    　板幅方向の耐ＨＩＣ特性のばらつきが、ＣＡＲの標準偏差をσとしたときに３σで５％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. 　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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