WO2023233734A1 - サワーガス設備用高強度鋼板及びそれを用いた高強度鋼管 - Google Patents

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WO2023233734A1
WO2023233734A1 PCT/JP2023/006882 JP2023006882W WO2023233734A1 WO 2023233734 A1 WO2023233734 A1 WO 2023233734A1 JP 2023006882 W JP2023006882 W JP 2023006882W WO 2023233734 A1 WO2023233734 A1 WO 2023233734A1
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steel plate
strength steel
less
steel
strength
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至 寒澤
純二 嶋村
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel plate for sour gas equipment and a high-strength steel pipe using the same, which is suitable for use in sour gas equipment, such as line pipes used for transporting crude oil and natural gas and oil country tubular goods used for production. .
  • a line pipe is manufactured by forming a steel plate manufactured by a plate mill or a hot rolling mill into a steel pipe by UOE forming, press bend forming, roll forming, or the like.
  • sour environments Line pipes used in environments for transporting crude oil and natural gas containing hydrogen sulfide (sour environments) have other characteristics such as strength, toughness, weldability, and resistance to hydrogen-induced cracking (HIC (Hydrogen Induced Cracking)). Therefore, resistance to sulfide stress corrosion cracking (SSCC) is required.
  • SSCC sulfide stress corrosion cracking
  • sour environments are classified into Regions 1 to 3 based on pH and hydrogen sulfide partial pressure according to ISO-15156, and Region 3 with low pH and high H 2 S partial pressure is generally considered to be the most severe environment. Recognized.
  • TMCP Thermo-Mechanical Control Process
  • TMCP Thermo-Mechanical Control Process
  • it is effective to increase the cooling rate during controlled cooling.
  • controlled cooling is performed at a high cooling rate, the surface layer of the steel sheet is rapidly cooled, so that the hardness of the surface layer increases compared to the inside of the steel sheet.
  • work hardening which increases the hardness of the surface layer and reduces SSCC resistance.
  • Patent Document 1 discloses that by performing a multistage cooling process after hot rolling, the maximum hardness in the range from the surface of the steel pipe to a depth of 1.0 mm can be reduced to 250 HV or less.
  • Patent Document 2 proposes that the maximum hardness of the surface layer portion of the steel sheet be set to 200 HV or less to improve SSCC resistance by similarly performing the cooling process after hot rolling in multiple stages.
  • Patent Documents 1 and 2 it is possible to improve SSCC resistance in an environment equivalent to Region 3 containing hydrogen sulfide with a partial pressure of 0.1 MPa (1 bar) or more, but in Patent Documents 1 and 2, SSCC caused by localized corrosion called Fischer in an environment with a low hydrogen sulfide partial pressure equivalent to Region 2 is not considered. That is, the technologies described in Patent Documents 1 and 2 are intended for sour environments with low pH and high H 2 S partial pressure equivalent to Region 3 based on ISO-15156, and where the H 2 S partial pressure is 0.003 to 1 bar. No consideration is given to SSCC caused by local corrosion in a certain Region 2 equivalent sour environment.
  • the present invention has developed ISO-15156, which has a pH of 3.5 or more and a H 2 S partial pressure of 0.003 to 1 bar, without imposing restrictions on the maximum hardness of the surface layer.
  • the purpose of the present invention is to provide a high-strength steel plate for sour gas equipment that has excellent SSCC resistance in an environment equivalent to Region 2, and a high-strength steel pipe using the same.
  • the Region 3 sour environment is a low pH, high H 2 S partial pressure environment, and Fe 2+ ions eluted from the steel plate as a result of the corrosion reaction quickly change to FeS, which is deposited on the steel plate surface to form a dense and highly protective layer. A FeS film is formed uniformly. As a result, local corrosion is less likely to occur.
  • H 2 S which is abundant in the environment, provides a strong driving force for hydrogen embrittlement, so SSCC becomes apparent without necessarily requiring local corrosion.
  • SSCC in a Region 3 sour environment is a type of hydrogen embrittlement phenomenon that occurs without necessarily accompanying local corrosion. It is generally known that high hardness (high strength) steel sheets have high susceptibility to hydrogen embrittlement. That is, in order to suppress SSCC in Region 3, it can be said that the "approach to restricting the maximum hardness of the surface layer of steel pipes and steel plates" reported in Patent Documents 1 and 2 is reasonable.
  • the Region 2 sour environment has a higher pH and lower H 2 S partial pressure than the Region 3 environment, making it difficult for FeS to be formed, resulting in uneven protection of the steel plate surface. Furthermore, since the pH is relatively high, the driving force for hydrogen embrittlement is also low. Therefore, SSCC becomes apparent only after the preferential corrosion (local corrosion) progresses in areas where the steel plate surface has low protection and the accompanying pH decrease in the locally corroded areas. From the above viewpoint, in order to improve the SSCC resistance in Region 2, it is necessary to improve the corrosion protection of the steel plate surface and suppress local corrosion. The present inventors have repeatedly conducted numerous experiments and studies regarding the composition and manufacturing conditions of steel sheets.
  • the gist of the present invention which was completed based on the above knowledge, is as follows. [1] In mass%, C: 0.02-0.20%, Si: 0.01 to 0.70%, Mn: 0.10 to 2.50%, P: 0.030% or less, S: 0.0050% or less, N: 0.0010-0.0100%, Al: 0.010-0.200%, Ca: 0.0005 to 0.0050%, and Ni: 0.10 to 4.00% Contains, and furthermore, Cr: 0.03-1.00%, Mo: 0.03-0.50%, W: 0.03 to 0.50%, and Nb: 0.005 to 0.100% Containing one or more selected from the following, the remainder is Fe and inevitable impurities, A high-strength steel plate for sour gas equipment, characterized in that the ratio HV min /HV max of the minimum value HV min to the maximum value HV max of Vickers hardness HV0.1 at 0.25 mm below the surface of the steel plate is 0.77 or more.
  • the component composition further comprises, in mass%, V: 0.005-0.1%, Ti: 0.005-0.1%, Zr: 0.0005-0.02%, Mg: 0.0005-0.02%, and REM: 0.0005-0.02%
  • V 0.005-0.1%
  • Ti 0.005-0.1%
  • Zr 0.0005-0.02%
  • Mg 0.0005-0.02%
  • REM 0.0005-0.02%
  • the high-strength steel plate for sour gas equipment according to [1] or [2] above, which contains one or more selected from the following.
  • the high-strength steel plate for sour gas equipment and the high-strength steel pipe using the same according to the present invention have a pH of 3.5 or more and an H 2 S partial pressure of 0 without imposing restrictions on the maximum hardness of the surface layer. It has excellent SSCC resistance in an environment equivalent to ISO-15156 Region 2, which is .003 to 1 bar.
  • C 0.02-0.20% C effectively contributes to improving strength, but if the content is less than 0.02%, sufficient strength cannot be ensured, so the amount of C is set to 0.02% or more, preferably 0.025% or more. On the other hand, when the amount of C exceeds 0.20%, workability and weldability are significantly deteriorated. Therefore, the amount of C is set to 0.20% or less, preferably 0.15% or less.
  • Si 0.01 ⁇ 0.70% Si is added for deoxidation, but if the content is less than 0.01%, the deoxidation effect will not be sufficient, so the amount of Si should be 0.01% or more, preferably 0.05% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 0.70%, toughness and weldability will deteriorate, so the Si content should be 0.70% or less, preferably 0.50% or less.
  • Mn 0.10-2.50% Mn effectively contributes to improving strength and toughness, but its effects are not fully expressed when the content is less than 0.10%. Therefore, the Mn content is set to 0.10% or more, preferably 0.30% or more, and more preferably 0.50% or more. On the other hand, when the Mn content exceeds 2.50%, weldability deteriorates and the hardness of the center segregation area increases, resulting in deterioration of HIC resistance. Therefore, the Mn content is set to 2.50% or less, preferably 2.00% or less.
  • P 0.030% or less
  • P is an unavoidable impurity element that deteriorates weldability and increases the hardness of the center segregation area, thereby degrading SSCC resistance and HIC resistance. This effect becomes significant when the amount of P exceeds 0.030%, so the amount of P is set to 0.030% or less, preferably 0.025% or less, and more preferably 0.020% or less. Note that the lower the amount of P, the better, but from the viewpoint of refining cost, the amount of P is preferably 0.001% or more.
  • S 0.0050% or less
  • S is an unavoidable impurity element, and is preferably small because it becomes MnS inclusions in steel and deteriorates HIC resistance.
  • the amount of S is set to 0.0050% or less, preferably 0.0040% or less, and more preferably 0.0030% or less. Note that the lower the amount of S, the better, but from the viewpoint of refining cost, the amount of S is preferably 0.0002% or more.
  • N 0.0010-0.0100%
  • the amount of N is set to 0.0010% or more, preferably 0.0015% or more.
  • the amount of N exceeds 0.0100%, the hardness of the center segregation portion increases, resulting in deterioration of HIC resistance. Moreover, toughness also deteriorates. Therefore, the amount of N is set to 0.0100% or less, preferably 0.0080% or less.
  • Al 0.010-0.200% Al is added as a deoxidizing agent, but if the amount of Al is less than 0.010%, its effect will not be fully expressed. For this reason, the amount of Al is set to 0.010% or more, preferably 0.015% or more. On the other hand, when the amount of Al exceeds 0.200%, the cleanliness of the steel decreases and the toughness deteriorates. For this reason, the amount of Al should be 0.200% or less, preferably 0.150% or less, and more preferably 0.100% or less.
  • Ca 0.0005-0.0050% Ca is an element effective in improving HIC resistance by controlling the form of sulfide-based inclusions, but if the amount of Ca is less than 0.0005%, the effect of its addition is not sufficient. Therefore, the amount of Ca is set to 0.0005% or more, preferably 0.0008% or more. On the other hand, when the amount of Ca exceeds 0.0050%, not only the above-mentioned effects are saturated, but also the HIC resistance deteriorates due to a decrease in the cleanliness of the steel. For this reason, the amount of Ca should be 0.0050% or less, preferably 0.0045% or less.
  • Ni 0.10-4.00%
  • Ni is an important element from the viewpoint of improving SSCC resistance in a low H 2 S partial pressure environment. That is, as the steel plate dissolves due to corrosion, Ni reacts with H 2 S in the sour environment to quickly form a NiS film on the surface of the steel plate.
  • NiS has a higher corrosion protection effect than FeS, which is a corrosion product of iron in a sour environment, and by forming a NiS protective film on the surface of the steel sheet, corrosion is suppressed as a whole.
  • the formation of protective FeS becomes uneven, causing local corrosion in areas with weak protection.
  • the NiS film Due to the protective action of NiS due to the Ni content, even if corrosion starts in areas with weak protection, the NiS film is re-formed, thereby suppressing further progress of corrosion and suppressing local corrosion. That is, the formation of localized corrosion, which is a precursor to SSCC, in a low H 2 S partial pressure environment is suppressed, thereby improving SSCC resistance.
  • the Ni content must be 0.10% or more, preferably 0.20% or more, and more preferably 0.30% or more.
  • the Ni content is less than 0.10%, the re-formation of the NiS film at the locations where local corrosion has started is insufficient, and the corrosion resistance at non-local corrosion locations is improved, but local corrosion is promoted. , SSCC resistance deteriorates.
  • the Ni amount is set to 4.00% or less, preferably 3.50% or less, and more preferably 3.00% or less.
  • Ni is an effective element from the perspective of improving SSCC resistance, but in order to fully utilize its effects, it must be present in the coexistence of at least one of the alloying elements Cr, Mo, W, and Nb, which will be described later. , it is necessary to suppress the expansion of the difference in surface hardness by optimizing manufacturing conditions.
  • One or more types selected from Cr: 0.03 to 1.00%, Mo: 0.03 to 0.50%, W: 0.03 to 0.50%, and Nb: 0.005 to 0.100% Cr, Mo, W, and Nb are important elements for exhibiting the SSCC resistance improvement effect of Ni, and it is necessary to contain one or more of them. These elements have the effect of promoting the re-formation of the protective NiS film at the starting point of local corrosion. As Cr and Nb corrode in a sour environment, they form composite oxides with iron, FeCr 2 O 4 and FeNbO 4 , respectively, as corrosion products. Moreover, Mo and W form FeWO 4 and FeMoO 4 , respectively.
  • these elements inhibit the consumption of S 2- ions by Fe 2+ ions generated by corrosion, that is, the formation of FeS, thereby promoting the rapid formation of NiS at the starting point of local corrosion, and as a result, increasing the resistance caused by Ni.
  • the amounts of Cr, Mo, and W are each 0.03% or more, and the amount of Nb is 0.005% or more.
  • these elements are contained excessively, weldability and toughness deteriorate, which is also disadvantageous from a cost standpoint.
  • the Cr content is set to 1.00% or less, preferably 0.80% or less, and more preferably 0.70% or less.
  • the amount of Mo and the amount of W are each 0.50% or less, preferably 0.45% or less, and more preferably 0.40% or less.
  • the amount of Nb is 0.100% or less, preferably 0.080% or less, and more preferably 0.070% or less.
  • Cu 0.01 ⁇ 1.00%
  • Cu is an element effective in improving toughness, increasing strength, and improving SSCC resistance and HIC resistance.
  • the amount of Cu is preferably 0.01% or more.
  • the amount of Cu should be 1.00% or less, preferably 0.80% or less, and more preferably 0.60% or less.
  • V 0.005-0.1%
  • Ti 0.005-0.1%
  • Zr 0.0005-0.02%
  • Mg 0.0005-0.02%
  • REM 0.0005
  • Both V and Ti are elements that can be optionally added to increase the strength and toughness of the steel sheet. If the content of each element is less than 0.005%, its effect will not be fully expressed. Therefore, when these elements are added, it is preferable that the content thereof is 0.005% or more. On the other hand, if the content of these elements exceeds 0.1%, the toughness of the weld will deteriorate. Therefore, when adding these elements, it is preferable that the content thereof is 0.1% or less.
  • Zr, Mg, and REM are elements that can be optionally added to improve toughness through grain refinement and crack resistance through control of inclusion properties. If the content of each element is less than 0.0005%, its effect will not be fully expressed. Therefore, when these elements are added, it is preferable that the content thereof is 0.0005% or more. On the other hand, if the content of these elements exceeds 0.02%, their effects will be saturated, so if they are added, it is preferable that the content be 0.02% or less.
  • the remainder other than the above-mentioned elements consists of Fe and inevitable impurities.
  • other trace elements may be included as long as they do not impair the effects of the present invention.
  • O is an element that is unavoidably contained in steel, but it is permissible in the present invention as long as its content is 0.0050% or less, preferably 0.0040% or less.
  • Ni improves the SSCC resistance of the steel plate.
  • Ni is a necessary element to increase the adhesion of oxide scale on the surface of the steel sheet, causing uneven cooling on the surface of the steel sheet and lowering the maximum hardness of the surface layer of the steel sheet. and cause a large difference in the minimum value.
  • stress concentration occurs in the presence of external stress, causing local plastic deformation.
  • the ratio HV min /HV max of the minimum value HV min and the maximum value HV max of the Vickers hardness HV0.1 in the surface layer portion of the steel plate, specifically, 0.25 mm below the surface of the steel plate is set to 0.77 or more .
  • HV min /HV max is preferably 0.80 or more, more preferably 0.82 or more. Note that the upper limit of HV min /HV max is not particularly limited, and may be 1.00.
  • the manufacturing conditions described below must be properly controlled, especially slab heating. It is important to appropriately control the holding temperature and apply strong reduction at high temperature in the hot rolling process.
  • HV min and HV max are measured as follows. In other words, when the width of the steel plate is W (mm), at the center position of the steel plate in the width direction (direction perpendicular to the rolling direction and thickness direction of the steel plate), the steel plate is parallel to the rolling direction and on the steel plate surface. Cut vertically. Next, a test force of 0.1 kgf (0.2 kgf) was applied at a depth of 0.25 mm from the surface of the steel plate on the cross section of the cut steel plate (rolling direction cross section (L cross section)) in accordance with JIS Z 2244 (2009). 9807N), pitch: 1 mm, and the Vickers hardness is measured at 20 points in the rolling direction of the steel plate. Among them, the minimum value is defined as HV min , and the maximum value is defined as HV max .
  • HV min be 190 or more and HV max be 360 or less.
  • the structure of the steel plate is not particularly limited, but in order to obtain a good balance of strength and toughness as a structural steel plate, a bainite fraction of 60% or more is required. It is preferable that the structure is mainly composed of bainite.
  • the high-strength steel plate of the present invention is a steel plate for steel pipes having a strength of API 5L X60 grade or higher, and has a tensile strength of 520 MPa or higher.
  • the preferred thickness of the steel plate is 3 to 60 mm.
  • a preferred method for manufacturing the steel plate of the present invention is to heat a steel piece having the above-mentioned composition, then hot-roll it into a steel plate, and then controllably cool the steel plate under predetermined conditions.
  • molten steel having the above-mentioned composition is melted in a known furnace such as a converter or an electric furnace, and is made into a steel billet such as a slab or billet using a known method such as a continuous casting method or an ingot forming method.
  • a known furnace such as a converter or an electric furnace
  • a steel billet such as a slab or billet
  • a known method such as a continuous casting method or an ingot forming method.
  • vacuum degassing refining or the like may be performed.
  • the method for adjusting the composition of molten steel may be according to a known steel smelting method.
  • the above-mentioned steel piece is hot rolled into a desired size and shape to form a steel plate.
  • Ni-enriched subscales develop little by little on the surface of the steel slab in the temperature range of 950°C or higher during the heating process, and oxidized scales with high adhesion to the steel sheet develop. It is formed. Oxidized scale causes uneven cooling on the surface of the steel sheet during the cooling process after hot rolling, causes a difference in hardness, and deteriorates the SSCC resistance of the steel sheet.
  • the scale-out rate (outward scale growth rate) of the steel plate is relatively fast, so the growth of subscales is not significant and the adhesion scale is Formation can be stagnated.
  • the heating temperature is set to 1050°C or higher, preferably 1070°C or higher, more preferably 1100°C or higher, and the heating temperature is set to 1250°C or lower, preferably 1230°C or lower, and It is important to keep the holding time at least 20 minutes, preferably at least 30 minutes.
  • the upper limit of the holding time is not particularly limited, but from the viewpoint of productivity etc., the holding time is preferably 1000 minutes or less.
  • the adhesion scale formed on the surface of the steel billet is subjected to a strong pass reduction of 4% or more, preferably 5% or more in the temperature range of 1000 to 1100°C. It is important to apply at least one pass of rolling to ensure sufficient crushing.
  • the pass rolling reduction is not particularly limited, it is preferable that the pass rolling reduction is 40% or less, since excessively strong rolling is not preferable in terms of maintenance of the rolling equipment.
  • the rolling end temperature is controlled in the hot rolling process, and the cooling rate and cooling stop temperature are controlled in the controlled cooling. It is preferable to do so.
  • these temperatures mean “average steel sheet temperature.”
  • the average temperature of the steel plate cannot be physically measured directly, it can be measured using a process computer, for example, based on the surface temperature at the start of cooling measured with a radiation thermometer and the target surface temperature at the end of cooling.
  • the temperature distribution within the plate thickness cross section can be calculated by differential calculation, and the result can be obtained in real time.
  • the average value of the temperature in the sheet thickness direction in the temperature distribution is defined as the "steel sheet average temperature.”
  • the rolling end temperature is preferably equal to or higher than the Ar 3 transformation point based on the average temperature of the steel sheet.
  • the Ar3 transformation point means the temperature at which ferrite transformation starts during cooling, and can be determined, for example, from the composition of the steel using the following formula.
  • Ar 3 (°C) 910-310[%C]-80[%Mn]-20[%Cu]-15[%Cr]-55[%Ni]-80[%Mo]
  • [%X] indicates the content of element X in the steel (% by mass).
  • the cooling after hot rolling is preferably accelerated cooling at a cooling rate of 10 to 120° C./s in the range of 750° C. to 600° C. based on the average temperature of the steel sheet.
  • the cooling stop temperature is preferably 200 to 600°C based on the average temperature of the steel sheet. If the cooling stop temperature exceeds 600°C, the transformation to a bainite structure with an excellent balance of strength and toughness will be incomplete. Furthermore, if the cooling stop temperature is less than 200° C., the structure may become excessively hard and toughness may not be ensured.
  • the steel plate may be reheated up to 700°C in order to make the structure uniform.
  • High strength steel pipe The high-strength steel plate of the present invention is formed into a tubular shape by press bending, roll forming, UOE forming, etc., and then welding the butted parts, which is suitable for application to pipes for transportation and production of crude oil and natural gas.
  • High-strength steel pipes UOE steel pipes, ERW steel pipes, spiral steel pipes, etc.
  • sour gas equipment can be manufactured.
  • UOE steel pipes are made by groove-processing the ends of a steel plate, forming them into a steel pipe shape using a C press, a U press, or an O press, and then seam welding the butt portions using inner and outer welding, and then welding the butt parts as necessary. Manufactured through a tube expansion process.
  • any welding method may be used as long as sufficient joint strength and joint toughness can be obtained, but from the viewpoint of excellent welding quality and manufacturing efficiency, it is preferable to use submerged arc welding.
  • expansion can also be performed on a steel pipe that has been formed into a tubular shape by press bending and then seam-welded at the butt portions.
  • Steel having the composition shown in Table 1 (the balance being Fe and unavoidable impurities) was formed into a slab by continuous casting, heated and held at the temperature and time shown in Table 2, and then heated in the 1000-1100°C range shown in Table 2.
  • a steel plate having a thickness of 20 mm was obtained by hot rolling at a finish rolling end temperature of 900° C. and a maximum rolling reduction rate of 1 pass of . Thereafter, the steel plate was acceleratedly cooled to a cooling stop temperature of 300°C by water cooling at a cooling rate of 35°C/s. After accelerated cooling, the steel plate was heated to 400° C. and then cooled to room temperature by air cooling.
  • HV min and HV max of the obtained steel plate were determined by the method described above, and are shown in Table 2.
  • the high-strength steel sheet for sour gas equipment of the present invention has a pH of 3.5 or more and an H 2 S partial pressure of 0.003 to 1 bar, without imposing restrictions on the maximum hardness of the surface layer.

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Abstract

表層部の最高硬さの制約を課すことなく、ｐＨが３．５以上であり、かつ、Ｈ２Ｓ分圧が０．００３～１ｂａｒであるＩＳＯ－１５１５６　Ｒｅｇｉｏｎ２相当環境における優れた耐ＳＳＣＣ性を有するサワーガス設備用高強度鋼板を提供する。質量％で、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ａｌ、及びＣａを所定量含有し、Ｎｉ：０．１０～４．００％を含有し、さらに、所定量のＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、及びＮｂから選ばれる１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板表面下０．２５ｍｍにおけるビッカース硬さＨＶ０．１の最小値ＨＶｍｉｎと最大値ＨＶｍａｘの比ＨＶｍｉｎ／ＨＶｍａｘが０．７７以上であることを特徴とするサワーガス設備用高強度鋼板。

Description

サワーガス設備用高強度鋼板及びそれを用いた高強度鋼管
　本発明は、原油や天然ガスの輸送に用いられるラインパイプや産出に用いられる油井管など、サワーガス設備に供して好適な、サワーガス設備用高強度鋼板及びそれを用いた高強度鋼管に関するものである。
　一般に、例えば、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、プレスベンド成形及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環境（サワー環境）に用いられるラインパイプは、強度、靭性、溶接性、耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ（Hydrogen Induced Cracking）性）などの他に、耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＳＣＣ（Sulfide Stress Corrosion Cracking）性）が必要とされる。なお、サワー環境は、ＩＳＯ－１５１５６により、ｐＨと硫化水素分圧に基づいて、Ｒｅｇｉｏｎ１～３に分類されており、一般に、低ｐＨ、高Ｈ２Ｓ分圧のＲｅｇｉｏｎ３が最も厳しい環境であると認識されている。ＳＳＣＣに関しては、鋼板が高強度であるほど高い感受性を持つとされており、主にＲｅｇｉｏｎ３環境に曝された溶接部の高硬度域で発生することが知られている。そのため、一般的に、油井用継目無鋼管や、比較的硬さが低いラインパイプでは、あまり問題視されてこなかった。ところが近年、原油や天然ガスの採掘環境がますます厳しさを増し、硫化水素分圧の高い、あるいはｐＨが低い環境では、ラインパイプの母材部においてもＳＳＣＣが生じることが報告されており、鋼管内面表層部の硬さをコントロールして、より厳しい腐食環境下での耐ＳＳＣＣ性を向上させることの重要性が指摘されている。また、硫化水素分圧の比較的低い環境においては、フィッシャーと呼ばれる局部腐食が生じ、そこを起点としたＳＳＣＣが発生する場合があり、上記ＩＳＯ－１５１５６においてＲｅｇｉｏｎ２に分類される比較的温和なサワー環境、例えばＨ２Ｓ分圧が０．００３～１ｂａｒ程度の環境にあっても、ＳＳＣＣが生じるおそれがあるとの認識が広まっている。すなわち、ＳＳＣＣの観点からは、一概に低ｐＨ、高Ｈ２Ｓ分圧の環境（Ｒｅｇｉｏｎ３）が最も厳しいわけではなく、局部腐食を考慮した場合、Ｈ２Ｓ分圧が０．００３～１ｂａｒのＲｅｇｉｏｎ２相当のサワー環境でのＳＳＣＣリスクが新たに認識されている。敷設コスト低減の観点から、ラインパイプの高強度化の需要が強いものの、上記ＳＳＣＣに対する懸念から、サワー用の高強度ラインパイプ鋼板は実用化されていない。
　通常、ラインパイプ用高強度鋼板の製造に際しては、制御圧延と制御冷却を組み合わせた、いわゆるＴＭＣＰ（Thermo-Mechanical Control Process）技術が適用されている。このＴＭＣＰ技術を用いて鋼板の高強度化を図るには、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上昇する。さらに、鋼板を管状に成形した際、加工硬化するため、表層部の硬さが上昇し、耐ＳＳＣＣ性が低下すると知られている。
　上記の問題を解決するために、例えば特許文献１には、熱間圧延後の冷却工程を多段冷却にすることで、鋼管の表面から深さ１．０ｍｍまでの範囲における最高硬さを２５０ＨＶ以下にする技術が提案されている。また、特許文献２には、同様に熱間圧延後の冷却工程を多段冷却にすることで、鋼板の表層部の最大硬さを２００ＨＶ以下にして耐ＳＳＣＣ性を高めることが提案されている。
国際公開２０１９／０５８４２２号 特開２０２０－１２１６８号公報
　特許文献１及び２に記載の技術によって、分圧が０．１ＭＰａ（１ｂａｒ）以上の硫化水素を含む、Ｒｅｇｉｏｎ３相当の環境における耐ＳＳＣＣ性の向上が可能であるが、特許文献１及び２では、Ｒｅｇｉｏｎ２相当の硫化水素分圧の低い環境における、フィッシャーと呼ばれる局部腐食に起因するＳＳＣＣに対しては、考慮されていない。すなわち、特許文献１及び２に記載の技術は、ＩＳＯ－１５１５６に基づくＲｅｇｉｏｎ３相当の低ｐＨ、高Ｈ２Ｓ分圧のサワー環境を対象としており、Ｈ２Ｓ分圧が０．００３～１ｂａｒであるＲｅｇｉｏｎ２相当サワー環境での局部腐食に起因するＳＳＣＣに対しては考慮されていない。さらには、上記はいずれも鋼管及び鋼板の表層部の最高硬さを制限することで、耐ＳＳＣＣ性を担保する技術であり、事実上Ｘ６０～Ｘ７０級の強度グレード範囲への適用が現実的となる。例えば、Ｘ８０、Ｘ９０、Ｘ１００などのさらなる高強度グレードへの適用には、大きな制約となる。
　そこで本発明は、上記課題に鑑み、表層部の最高硬さの制約を課すことなく、ｐＨが３．５以上であり、かつ、Ｈ２Ｓ分圧が０．００３～１ｂａｒであるＩＳＯ－１５１５６　Ｒｅｇｉｏｎ２相当環境における優れた耐ＳＳＣＣ性を有するサワーガス設備用高強度鋼板と、それを用いた高強度鋼管を提供することを目的とする。
　本発明者らは、Ｒｅｇｉｏｎ２相当環境での耐ＳＳＣＣ性を確保するべく、まずＲｅｇｉｏｎ２環境でのＳＳＣＣ機構を検討した。その結果、高強度鋼管のＲｅｇｉｏｎ２サワー環境での耐ＳＳＣＣ性を確保するためには、鋼板表面での腐食抵抗を増加させることが重要であると知見した。
　Ｒｅｇｉｏｎ３サワー環境は低ｐＨ、高Ｈ２Ｓ分圧環境であり、腐食反応の結果として鋼板から溶出したＦｅ２＋イオンは速やかにＦｅＳに変化し、鋼板表面に堆積することで緻密で保護性の高いＦｅＳ被膜が均一に形成される。その結果、局部腐食は生じにくい。しかしながら、環境中に多く存在するＨ２Ｓによって、高い水素脆化の駆動力が与えられるため、ＳＳＣＣは局部腐食を必ずしも要さずに顕在化する。すわなち、Ｒｅｇｉｏｎ３サワー環境でのＳＳＣＣは、必ずしも局部腐食を伴わずに生じる水素脆化現象の一種である。一般に、高硬度（高強度）の鋼板は高い水素脆化感受性を有することが知られている。すなわち、Ｒｅｇｉｏｎ３でのＳＳＣＣ抑制のために、特許文献１及び２において報告されている「鋼管及び鋼板の表層部の最高硬さを制約するアプローチ」は理に適っていると言える。
　他方で、Ｒｅｇｉｏｎ２サワー環境はＲｅｇｉｏｎ３環境に比べて高ｐＨ、低Ｈ２Ｓ分圧環境であり、ＦｅＳが形成されにくく、結果的に鋼板表面の保護性が不均一となる。さらに、ｐＨが比較的高いために水素脆化の駆動力も低い。従って、鋼板表面の保護性が低い箇所での優先腐食（局部腐食）の進行と、それに伴う局部腐食部でのｐＨ低下を経て初めてＳＳＣＣが顕在化する。上記の観点から、Ｒｅｓｉｏｎ２での耐ＳＳＣＣ性を向上するためには、鋼板表面の腐食保護性を向上させ、局部腐食を抑制させる必要がある。本発明者らは、鋼板の成分組成及び製造条件について、数多くの実験と検討をくり返した。その結果、局部腐食を抑制するためには、０．１質量％以上のＮｉの含有に加えて、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ及びＮｂの１種以上を含有することが有効とわかった。しかしながら、Ｎｉ含有により、スラブ加熱段階でタイトスケールが形成され、結果として鋼板表面での冷却むらに起因した硬度差が生じ、ＳＳＣＣが助長されるとわかった。すなわち、外部応力が付与された場合、この硬度差によって大きな応力集中が生じ、微小な塑性変形領域が形成され、合金元素Ｎｉによる局部腐食抑制効果が十分に得られない。そのため、鋼板表面下０．２５ｍｍにおけるビッカース硬さＨＶ０．１の最小値ＨＶｍｉｎと最大値ＨＶｍａｘの比ＨＶｍｉｎ／ＨＶｍａｘを０．７７以上に管理する必要があるとわかった。その達成のためにさらなる検討を重ねた結果、スラブ加熱条件を適切に管理するとともに、その後の熱間圧延時に１０００～１１００℃での温度域において、パス圧下率４％以上の強い圧下を少なくとも１パス以上加えることで、鋼板表面に形成したスケールの緻密構造が砕かれて、冷却むらが抑制され、結果として硬度差が低減し、Ｎｉによる耐ＳＳＣＣ改善効果を有効に引き出すことができ、鋼板の耐ＳＳＣＣ性が向上することを知見した。
　上記知見に基づき完成された本発明の要旨構成は、以下のとおりである。
　［１］質量％で、
　　Ｃ　：０．０２～０．２０％、
　　Ｓｉ：０．０１～０．７０％、
　　Ｍｎ：０．１０～２．５０％、
　　Ｐ　：０．０３０％以下、
　　Ｓ　：０．００５０％以下、
　　Ｎ　：０．００１０～０．０１００％、
　　Ａｌ：０．０１０～０．２００％、
　　Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、及び
　　Ｎｉ：０．１０～４．００％
を含有し、さらに、
　　Ｃｒ：０．０３～１．００％、
　　Ｍｏ：０．０３～０．５０％、
　　Ｗ　：０．０３～０．５０％、及び
　　Ｎｂ：０．００５～０．１００％
から選ばれる１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
　鋼板表面下０．２５ｍｍにおけるビッカース硬さＨＶ０．１の最小値ＨＶｍｉｎと最大値ＨＶｍａｘの比ＨＶｍｉｎ／ＨＶｍａｘが０．７７以上であることを特徴とするサワーガス設備用高強度鋼板。
　［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０１～１．００％を含有する、上記［１］に記載のサワーガス設備用高強度鋼板。
　［３］前記成分組成が、さらに、質量％で、
　　Ｖ　　：０．００５～０．１％、
　　Ｔｉ　：０．００５～０．１％、
　　Ｚｒ　：０．０００５～０．０２％、
　　Ｍｇ　：０．０００５～０．０２％、及び
　　ＲＥＭ：０．０００５～０．０２％
から選ばれる１種以上を含有する、上記［１］又は［２］に記載のサワーガス設備用高強度鋼板。
　［４］上記［１］又は［２］に記載のサワーガス設備用高強度鋼板を用いた高強度鋼管。
　［５］上記［３］に記載のサワーガス設備用高強度鋼板を用いた高強度鋼管。
　本発明のサワーガス設備用高強度鋼板及びそれを用いた高強度鋼管は、表層部の最高硬さの制約を課すことなく、ｐＨが３．５以上であり、かつ、Ｈ２Ｓ分圧が０．００３～１ｂａｒであるＩＳＯ－１５１５６　Ｒｅｇｉｏｎ２相当環境における優れた耐ＳＳＣＣ性を有する。
　以下、本発明のサワーガス設備用高強度鋼板について、具体的に説明する。
　［成分組成］
　まず、本発明による高強度鋼板の成分組成とその限定理由について説明する。以下の説明において、％で示す単位は、特に断らない限り全て質量％である。
　Ｃ：０．０２～０．２０％
　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ないので、Ｃ量は０．０２％以上とし、好ましくは０．０２５％以上とする。他方で、Ｃ量が０．２０％を超えると、加工性及び溶接性が大幅に劣化する。このため、Ｃ量は０．２０％以下とし、好ましくは０．１５％以下とする。
　Ｓｉ：０．０１～０．７０％
　Ｓｉは、脱酸のため添加するが、含有量が０．０１％未満では脱酸効果が十分でないので、Ｓｉ量は０．０１％以上とし、好ましくは０．０５％以上とする。他方で、Ｓｉ量が０．７０％を超えると、靭性や溶接性が劣化するため、Ｓｉ量は０．７０％以下とし、好ましくは０．５０％以下とする。
　Ｍｎ：０．１０～２．５０％
　Ｍｎは、強度、靭性の向上に有効に寄与するが、含有量が０．１０％未満ではその効果が十分には発現しない。このため、Ｍｎ量は０．１０％以上とし、好ましくは０．３０％以上とし、より好ましくは０．５０％以上とする。他方で、Ｍｎ含有量が２．５０％を超えると、溶接性が劣化するとともに、中心偏析部の硬度上昇を引き起こし、耐ＨＩＣ性が劣化する。このため、Ｍｎ量は２．５０％以下とし、好ましくは、２．００％以下とする。
　Ｐ：０．０３０％以下
　Ｐは、不可避不純物元素であり、溶接性を劣化させるとともに、中心偏析部の硬さを上昇させることで、耐ＳＳＣＣ性及び耐ＨＩＣ性を劣化させる。この影響は、Ｐ量が０．０３０％を超えると顕著となるため、Ｐ量は０．０３０％以下とし、好ましくは０．０２５％以下とし、より好ましくは０．０２０％以下とする。なお、Ｐ量は低いほどよいが、精錬コストの観点から、Ｐ量は０．００１％以上とすることが好ましい。
　Ｓ：０．００５０％以下
　Ｓは、不可避不純物元素であり、鋼中においてはＭｎＳ介在物となり耐ＨＩＣ性を劣化させるため少ないことが好ましい。この観点から、Ｓ量は０．００５０％以下とし、好ましくは０．００４０％以下とし、より好ましくは０．００３０％以下とする。なお、Ｓ量は低いほどよいが、精錬コストの観点から、Ｓ量は０．０００２％以上とすることが好ましい。
　Ｎ：０．００１０～０．０１００％
　Ｎは、強度の向上に有効に寄与するが、含有量が０．００１０％未満では十分な強度が確保できない。このため、Ｎ量は０．００１０％以上とし、好ましくは０．００１５％以上とする。他方で、Ｎ量が０．０１００％を超えると、中心偏析部の硬さが上昇するため、耐ＨＩＣ性が劣化する。また、靭性も劣化する。このため、Ｎ量は０．０１００％以下とし、好ましくは０．００８０％以下とする。
　Ａｌ：０．０１０～０．２００％
　Ａｌは、脱酸剤として添加するが、Ａｌ量が０.０１０％未満では、その効果が十分には発現しない。このため、Ａｌ量は０．０１０％以上とし、好ましくは０．０１５％以上とする。他方で、Ａｌ量が０.２００％を超えると、鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化する。このため、Ａｌ量は０.２００％以下とし、好ましくは、０．１５０％以下とし、より好ましくは０．１００％以下とする。
　Ｃａ：０．０００５～０．００５０％
　Ｃａは、硫化物系介在物の形態制御による耐ＨＩＣ性向上に有効な元素であるが、Ｃａ量が０．０００５％未満では、その添加効果が十分でない。このため、Ｃａ量は０．０００５％以上とし、好ましくは０．０００８％以上とする。他方で、Ｃａ量が０．００５０％を超えた場合、上述の効果が飽和するだけでなく、鋼の清浄度が低下することにより耐ＨＩＣ性が劣化する。このため、Ｃａ量は０．００５０％以下とし、好ましくは、０．００４５％以下とする。
　Ｎｉ：０．１０～４．００％
　Ｎｉは、低Ｈ２Ｓ分圧環境における耐ＳＳＣＣ性の向上の観点から重要な元素である。すなわち、腐食による鋼板の溶解に伴って、Ｎｉはサワー環境中のＨ２Ｓと反応して、鋼板表面上で速やかにＮｉＳ被膜を形成する。ＮｉＳは、鉄のサワー環境中での腐食生成物ＦｅＳに比べて、高い腐食保護作用を有し、ＮｉＳ保護膜が鋼板表面に形成されることで、全体的に腐食が抑制される。また、局部腐食の観点からも、上述のとおり、低Ｈ２Ｓ分圧環境中では、保護性ＦｅＳの形成が不均一となることで、保護性の弱い箇所での局部腐食が生じるが、このＮｉ含有によるＮｉＳ保護作用により、保護性の弱い箇所の腐食が開始した場合でも、ＮｉＳ被膜が再形成されることで、それ以上の腐食の進展が抑制され、局部腐食が抑制される。すなわち、低Ｈ２Ｓ分圧環境中でのＳＳＣＣの前駆となる局部腐食の形成が抑制されることで、耐ＳＳＣＣ性が向上する。この効果を得るには、Ｎｉ量は０．１０％以上が必要であり、好ましくは０．２０％以上であり、さらに好ましくは０．３０％以上である。なお、Ｎｉ量が０．１０％未満の場合、局部腐食が開始した箇所でのＮｉＳ被膜の再形成が不十分となり、非局部腐食部での耐食性が向上した分、逆に局部腐食が助長され、耐ＳＳＣＣ性が劣化する。他方で、Ｎｉを過剰に含有させると、溶接性や鋼板製造性が劣化し、コストの観点から不利になる。このため、Ｎｉ量は４．００％以下とし、好ましくは３．５０％以下とし、より好ましくは３．００％以下とする。なお、上記のとおりＮｉは耐ＳＳＣＣ性向上の観点から有効な元素であるが、その効果を十分に活用するためには、後述する合金元素Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ及びＮｂの少なくとも１種の共存と、製造条件の適正化による表層硬度差の拡大抑制が必要である。
　Ｃｒ：０．０３～１．００％、Ｍｏ：０．０３～０．５０％、Ｗ：０．０３～０．５０％、及びＮｂ：０．００５～０．１００％から選ばれる１種以上
　Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ及びＮｂは、Ｎｉによる耐ＳＳＣＣ性向上効果を発現させるために重要な元素であり、このうちの１種以上を含有させる必要がある。これら元素は、局部腐食開始部における保護性ＮｉＳ被膜の再形成を促す効果を有する。ＣｒとＮｂは、サワー環境中での腐食に伴って、それぞれ鉄との複合酸化物ＦｅＣｒ２Ｏ４及びＦｅＮｂＯ４を腐食生成物として形成する。また、ＭｏとＷは、それぞれＦｅＷＯ４及びＦｅＭｏＯ４を形成する。すなわち、これら元素は腐食により生じたＦｅ２＋イオンによるＳ２－イオンの消費、すなわちＦｅＳ形成を阻害することで、局部腐食開始部でのＮｉＳの速やかな形成を促進し、結果として、Ｎｉによる耐ＳＳＣＣ性向上効果を顕在化させる。このような効果を得るため、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ及びＮｂから選ばれる１種以上の添加において、Ｃｒ、Ｍｏ及びＷ量は、それぞれ０．０３％以上、Ｎｂ量は０．００５％以上とする必要がある。他方で、これら元素を過剰に含有させると、溶接性や靱性が劣化し、コストの観点からも不利になる。このため、Ｃｒ量は１．００％以下とし、好ましくは０．８０％以下とし、より好ましくは０．７０％以下とする。また、Ｍｏ量及びＷ量は、それぞれ０．５０％以下とし、好ましくは０．４５％以下とし、より好ましくは０．４０％以下とする。Ｎｂ量は０．１００％以下とし、好ましくは０．０８０％以下とし、より好ましくは０．０７０％以下とする。
　以上、基本成分について説明したが、必要に応じて、以下の元素を適宜含有させることができる。
　Ｃｕ：０．０１～１．００％
　Ｃｕは、靭性の改善と強度の上昇、かつ耐ＳＳＣＣ性及び耐ＨＩＣ性の向上に有効な元素である。これら効果を得るには、Ｃｕ量は０．０１％以上であることが好ましい。しかし、Ｃｕは１．００％を超えて添加すると、ＮｉＳの形成を阻害し、耐ＳＳＣＣ性を劣化させる。このため、Ｃｕを添加する場合、Ｃｕ量は１．００％以下とし、好ましくは０．８０％以下とし、より好ましくは０．６０％以下とする。
　Ｖ：０．００５～０．１％、Ｔｉ：０．００５～０．１％、Ｚｒ：０．０００５～０．０２％、Ｍｇ：０．０００５～０．０２％、及びＲＥＭ：０．０００５～０．０２％から選ばれる１種以上
　Ｖ及びＴｉはいずれも、鋼板の強度及び靭性を高めるために任意に添加することができる元素である。各元素とも、含有量が０．００５％未満では、その効果が十分には発現しない。このため、これらの元素を添加する場合、含有量はそれぞれ０．００５％以上とすることが好ましい。他方で、これらの元素の含有量が０．１％を超えると、溶接部の靭性が劣化する。このため、これらの元素を添加する場合、含有量はそれぞれ０．１％以下とするのが好ましい。
　Ｚｒ、Ｍｇ及びＲＥＭは、結晶粒微細化を通じて靭性を高めたり、介在物性状のコントロールを通して耐割れ性を高めたりするために任意に添加することができる元素である。各元素とも、含有量が０．０００５％未満では、その効果が十分には発現しない。このため、これらの元素を添加する場合、含有量はそれぞれ０．０００５％以上とすることが好ましい。他方で、これらの元素の含有量が０．０２％を超えると、その効果が飽和するので、添加する場合はいずれも０．０２％以下とするのが好ましい。
　なお、上記した元素以外の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。ただし、本発明の作用効果を害しない限り、他の微量元素の含有を妨げない。例えば、Ｏは鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、その含有量が０．００５０％以下、好ましくは０．００４０％以下であれば、本発明においては許容される。
　［硬さ］
　本発明のサワーガス設備用高強度鋼板では、表層部の硬さを以下のように制御することが極めて重要である。
　鋼板表面下０．２５ｍｍにおけるビッカース硬さＨＶ０．１の最小値ＨＶｍｉｎと最大値ＨＶｍａｘの比ＨＶｍｉｎ／ＨＶｍａｘが０．７７以上
　上述のとおり、本発明においてＮｉは鋼板の耐ＳＳＣＣ性を確保する上で必要な元素である一方、Ｎｉは、鋼板の製造過程において、鋼板表面の酸化スケールの密着性を高めることで、鋼板表面での冷却ムラが生じ、鋼板表層部における硬度の最大値と最小値に大きな差を引き起こす。鋼板表層部における硬度の最大値と最小値に大きな差がある場合、外部応力存在下において応力集中が生じ、局所的に塑性変形が生じる。塑性変形により、鋼板表面において形成された保護性ＮｉＳが機械的に破壊された箇所は、非塑性変形部が保護性ＮｉＳにより高い保護性を有するがゆえに、活性溶解サイトとして働き、局部腐食からＳＳＣＣの強い駆動力となることで、成分組成が上記を満足した場合でも、耐ＳＳＣＣ性が確保できない。この硬度差によるＳＳＣＣは、硬度の最大値と最小値の比が０．７７未満の場合に顕在化する。よって、鋼板の表層部、具体的には鋼板表面下０．２５ｍｍにおけるビッカース硬さＨＶ０．１の最小値ＨＶｍｉｎと最大値ＨＶｍａｘの比ＨＶｍｉｎ／ＨＶｍａｘは０．７７以上とする。ＨＶｍｉｎ／ＨＶｍａｘは、好ましくは０．８０以上であり、より好ましくは０．８２以上である。なお、ＨＶｍｉｎ／ＨＶｍａｘの上限については特に限定されず、１．００であってもよい。
　なお、上記のように、鋼板の表層部におけるビッカース硬さＨＶ０．１の最小値と最大値の比を０．７７以上とするには、後述する製造条件を適正に制御する、特に、スラブ加熱保持温度を適正に制御するとともに、熱間圧延工程において高温で強圧下を加えることが重要である。
　なお、ＨＶｍｉｎ及びＨＶｍａｘは、以下のようにして測定する。すなわち、鋼板の幅をＷ（ｍｍ）としたとき、鋼板の幅方向（鋼板の圧延方向に直角かつ厚さ方向に直角の方向）の中心位置において、鋼板を圧延方向と平行、かつ、鋼板表面と垂直に切断する。ついで、切断した鋼板の断面（圧延方向断面（Ｌ断面））の、鋼板表面から深さ０．２５ｍｍの位置において、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９）に準拠して、試験力：０．１ｋｇｆ（０．９８０７Ｎ）、ピッチ：１ｍｍの条件で、鋼板の圧延方向にビッカース硬さを２０点測定する。そのうち、最小値をＨＶｍｉｎとし、最大値をＨＶｍａｘとする。
　硬度比とは別に、鋼板の硬度が過剰に低すぎる場合は、高強度鋼板として十分な強度を備えるのが困難となる。他方で、硬度が過剰に高すぎる場合は、鋼板の加工性が悪く、構造用部材として適切な使用が困難となる。従って、ＨＶｍｉｎは１９０以上、ＨＶｍａｘは３６０以下とすることが好ましい。
　［組織］
　本発明の高強度鋼板に必要な強度を得るために、鋼板の組織は特に限定されるものではないが、構造用鋼板として良好な強度靭性バランスを得るために、６０％以上のベイナイト分率を有するベイナイト主体の組織であることが好ましい。
　［強度］
　本発明の高強度鋼板は、ＡＰＩ　５ＬのＸ６０グレード以上の強度を有する鋼管用の鋼板であり、５２０ＭＰａ以上の引張強さを有するものとする。
　［板厚］
　鋼板の好適な板厚は３～６０ｍｍである。
　［製造方法］
　本発明の鋼板の好適な製造方法は、上記成分組成を有する鋼片を加熱したのち、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。
　まず、上記した成分組成になる溶鋼を、転炉や電気炉等の公知の炉で溶製し、連続鋳造法や造塊法等の公知の方法でスラブやビレット等の鋼片とする。なお、溶製に際して、真空脱ガス精錬等を実施してもよい。また、溶鋼の成分調整方法は、公知の鋼製錬方法に従えばよい。
　ついで、上記の鋼片を所望の寸法形状に熱間圧延して、鋼板とする。この際、耐ＳＳＣＣ性確保の観点から、鋼片を１０５０～１２５０℃の温度範囲に加熱して、２０分以上保持したのち、熱間圧延を行うことが極めて重要である。
　すなわち、Ｎｉを含有する本発明の鋼板においては、加熱過程において鋼片の表面で、９５０℃以上の温度領域でＮｉ濃化サブスケールが少しずつ発達し、鋼板との密着性の高い酸化スケールが形成される。酸化スケールは熱間圧延後の冷却過程において、鋼板表面での冷却ムラの原因となり、硬度差をもたらし、鋼板の耐ＳＳＣＣ性を劣化させる。しかしながら、１０５０～１２５０℃の温度域で加熱されている間は、鋼板のスケールアウト速度（外方へのスケール成長速度）が比較的早いため、サブスケールの成長は顕著とならず、密着スケールの形成を停滞させることができる。なお、１２５０℃を超えて加熱した場合は、内部酸化の駆動力が非常に強いため、サブスケールの成長が著しく、密着スケールの形成が進行する。このような密着スケールの形成抑制の観点から、加熱温度を１０５０℃以上、好ましくは１０７０℃以上、より好ましくは１１００℃以上とし、かつ、加熱温度を１２５０℃以下、好ましくは１２３０℃以下とし、かつ、保持時間を２０分以上、好ましくは３０分以上とすることが重要である。
　また、保持時間の上限は特に限定されるものではないが、生産性などの観点から、保持時間は１０００分以下とすることが好ましい。
　また、耐ＳＳＣＣ性確保の観点から、鋼片の熱間圧延は１０００～１１００℃の温度範囲にて、パス圧下率４％以上の強い圧下を少なくとも１パス加えることが極めて重要である。
　すなわち、上述のとおりＮｉを含有する本発明の鋼板においては、加熱過程において加熱条件を制御することで密着スケールの形成をある程度抑制可能であるが、形成自体は避けられず、耐ＳＳＣＣ性確保のためには不十分である。この密着スケールによる硬度差拡大を抑制するために、鋼片の表面に形成した密着スケールを熱間圧延過程において、１０００～１１００℃の温度範囲でパス圧下率４％以上、好ましく５％以上の強い圧下を少なくとも１パス加えて、十分に破砕することが重要である。１１００℃を超える領域での圧下では、圧下により一度スケールが破砕されても、再度速やかに酸化が進み、密着スケールが再生されるため、十分な効果が得られない。また、１０００℃を下回る領域での圧下では、スケールが温度低下により硬質化するため、圧下によるスケール破砕が十分に起こらない。また、１０００～１１００℃の温度範囲であっても、パス圧下率が４％未満の場合、スケールの破砕に不十分である。
　なお、パス圧下率の上限は、特に限定されるものではないが、過度な強圧下は圧延設備の保全上好ましくないため、パス圧下率は４０％以下とすることが好ましい。
　また、本発明の鋼板が対象とするＡＰＩ　５ＬのＸ６０グレード以上の強度とともに、高い靭性を得るために、熱間圧延工程において圧延終了温度を制御し、制御冷却において冷却速度及び冷却停止温度を制御することが好ましい。なお、これらの温度は「鋼板平均温度」を意味する。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計算し、その結果から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「鋼板平均温度」とする。
　〔圧延終了温度〕
　圧延終了温度は、鋼板平均温度で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。
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。
　〔制御冷却の冷却速度〕
　熱間圧延終了後の冷却は、鋼板平均温度で７５０℃から６００℃までの範囲における冷却速度：１０～１２０℃／ｓの加速冷却とすることが好ましい。
　〔冷却停止温度〕
　冷却停止温度は、鋼板平均温度で２００～６００℃とすることが好ましい。冷却停止温度が６００℃を超えると、強度と靭性バランスに優れたベイナイト組織への変態が不完全になる。また、冷却停止温度が２００℃未満では、組織が過度に硬質化し、靭性が確保できない可能性がある。
　なお、制御冷却後、組織の均一化のために、７００℃を上限として鋼板を再加熱してもよい。
　［高強度鋼管］
　本発明の高強度鋼板を、プレスベンド成形、ロール成形、ＵＯＥ成形等で管状に成形した後、突き合わせ部を溶接することにより、原油や天然ガスの輸送や産出用のパイプに適用して好適なサワーガス設備用高強度鋼管（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、内面溶接及び外面溶接で突き合わせ部をシーム溶接し、さらに必要に応じて拡管工程を経て製造される。また、溶接方法は十分な継手強度と継手靭性が得られる方法であれば、いずれの方法でも良いが、優れた溶接品質と製造能率の観点から、サブマージアーク溶接を用いることが好ましい。また、プレスベンド成形により管状に成形した後、突き合わせ部をシーム溶接した鋼管に対しても、拡管を実施することができる。
　表１に示す成分組成（残部がＦｅ及び不可避的不純物）になる鋼を、連続鋳造法によりスラブとし、表２に示す温度及び時間で加熱保持したのち、表２に示す１０００～１１００℃領域での１パス最大圧下率を含み、仕上圧延終了温度：９００℃の条件とした熱間圧延をして、板厚：２０ｍｍの鋼板とした。その後、鋼板に対して、冷却速度３５℃／ｓで水冷により、３００℃の冷却停止温度まで加速冷却した。加速冷却後は、鋼板を４００℃に昇温後、空冷により室温まで冷却した。
　ついで、得られた鋼板について、上述した方法によりＨＶｍｉｎ及びＨＶｍａｘを求め、表２に示した。
　［耐ＳＳＣＣ性の評価］
　５×１５×１１５ｍｍのＳＳＣＣ試験片を鋼板表面下０．２５ｍｍ位置より採取した。試験片表面は、番手２４０エメリー紙にて研磨仕上げとした。ＳＳＣＣ試験片に対して、各鋼板の実際の降伏強度（０．５％ＹＳ）の９０％の応力を負荷し、ＮＡＣＥ規格　ＴＭ０１７７　Ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ａ溶液を用い、初期ｐＨを３．５に調整し、硫化水素分圧：０．０１ｂａｒにて、ＥＦＣ１６規格に準拠して４点曲げＳＳＣＣ試験を行った。７２０時間の浸漬後、試験片の断面を切り出し、断面に存在する亀裂の最大亀裂深さ（試験片表面から亀裂先端までの距離）を測定し、以下の基準で耐ＳＳＣＣ性を評価した。結果を表２に示す。
　◎（合格、顕著に良い）：最大亀裂深さが１００μｍ未満
　○（合格）：最大亀裂深さが１００μｍ以上５００μｍ未満
　×（不合格）：最大亀裂深さが５００μｍ以上
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示すように、発明例ではいずれも、優れた耐ＳＳＣＣ性が得られていた。他方で、比較例ではいずれも、十分な耐ＳＳＣＣ性が得られなかった。
　本発明のサワーガス設備用高強度鋼板は、表層部の最高硬さの制約を課すことなく、ｐＨが３．５以上であり、かつ、Ｈ２Ｓ分圧が０．００３～１ｂａｒであるＩＳＯ－１５１５６　Ｒｅｇｉｏｎ２相当環境における優れた耐ＳＳＣＣ性を有する。このため、この鋼板を用いた鋼管は、原油や天然ガスの輸送に用いられるラインパイプや産出に用いられる油井管など、サワーガス設備に好適に使用することができる。

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    　　Ｃ　：０．０２～０．２０％、
    　　Ｓｉ：０．０１～０．７０％、
    　　Ｍｎ：０．１０～２．５０％、
    　　Ｐ　：０．０３０％以下、
    　　Ｓ　：０．００５０％以下、
    　　Ｎ　：０．００１０～０．０１００％、
    　　Ａｌ：０．０１０～０．２００％、
    　　Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、及び
    　　Ｎｉ：０．１０～４．００％
    を含有し、さらに、
    　　Ｃｒ：０．０３～１．００％、
    　　Ｍｏ：０．０３～０．５０％、
    　　Ｗ　：０．０３～０．５０％、及び
    　　Ｎｂ：０．００５～０．１００％
    から選ばれる１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　鋼板表面下０．２５ｍｍにおけるビッカース硬さＨＶ０．１の最小値ＨＶｍｉｎと最大値ＨＶｍａｘの比ＨＶｍｉｎ／ＨＶｍａｘが０．７７以上であることを特徴とするサワーガス設備用高強度鋼板。
  2. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０１～１．００％を含有する、請求項１に記載のサワーガス設備用高強度鋼板。
  3. 　前記成分組成が、さらに、質量％で、
    　　Ｖ　　：０．００５～０．１％、
    　　Ｔｉ　：０．００５～０．１％、
    　　Ｚｒ　：０．０００５～０．０２％、
    　　Ｍｇ　：０．０００５～０．０２％、及び
    　　ＲＥＭ：０．０００５～０．０２％
    から選ばれる１種以上を含有する、請求項１又は２に記載のサワーガス設備用高強度鋼板。
  4. 　請求項１又は２に記載のサワーガス設備用高強度鋼板を用いた高強度鋼管。
  5. 　請求項３に記載のサワーガス設備用高強度鋼板を用いた高強度鋼管。
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Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2016079492A (ja) * 2014-10-22 2016-05-16 Ｊｆｅスチール株式会社 耐スケール剥離性に優れた耐サワー溶接鋼管用厚鋼板、およびその製造方法、ならびに溶接鋼管
WO2016104527A1 (ja) * 2014-12-26 2016-06-30 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
WO2020067209A1 (ja) * 2018-09-28 2020-04-02 Ｊｆｅスチール株式会社 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管
WO2021193383A1 (ja) * 2020-03-26 2021-09-30 Ｊｆｅスチール株式会社 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2016079492A (ja) * 2014-10-22 2016-05-16 Ｊｆｅスチール株式会社 耐スケール剥離性に優れた耐サワー溶接鋼管用厚鋼板、およびその製造方法、ならびに溶接鋼管
WO2016104527A1 (ja) * 2014-12-26 2016-06-30 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
WO2020067209A1 (ja) * 2018-09-28 2020-04-02 Ｊｆｅスチール株式会社 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管
WO2021193383A1 (ja) * 2020-03-26 2021-09-30 Ｊｆｅスチール株式会社 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管

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