WO2024071357A1 - ラインパイプ用鋼材とその製造方法、ラインパイプ用鋼管およびその製造方法 - Google Patents

ラインパイプ用鋼材とその製造方法、ラインパイプ用鋼管およびその製造方法 Download PDF

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WO2024071357A1
WO2024071357A1 PCT/JP2023/035559 JP2023035559W WO2024071357A1 WO 2024071357 A1 WO2024071357 A1 WO 2024071357A1 JP 2023035559 W JP2023035559 W JP 2023035559W WO 2024071357 A1 WO2024071357 A1 WO 2024071357A1
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steel
less
hydrogen
temperature
pipe
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PCT/JP2023/035559
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拓史 岡野
佳宏 西原
奈穂 井上
大地 泉
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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
    • 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
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to a steel material for line pipes suitable for applications such as line pipes for transporting hydrogen gas, a manufacturing method thereof, and a steel pipe for line pipes and a manufacturing method thereof.
  • Line pipes for transporting natural gas exist as an existing energy infrastructure. These steel materials have been required to suppress the occurrence of hydrogen-induced cracking in sour environments. Meanwhile, in recent years, hydrogen has been attracting a great deal of attention worldwide as a clean energy source for building a decarbonized society. For this reason, in order to transport large amounts of hydrogen gas, the construction of a hydrogen gas transportation network that uses natural gas mixed with some hydrogen in natural gas line pipes and pressurized hydrogen gas as an alternative is being considered. The transportation pressure during operation of these pipelines is expected to be high pressure of 1 to 40 MPa, and the line pipes will be placed in a high-pressure hydrogen gas exposure environment.
  • Austenitic stainless steels such as SUS316L, which are less susceptible to hydrogen embrittlement than low-alloy steels, have traditionally been used for steel structures used in high-pressure hydrogen gas environments.
  • austenitic stainless steels such as SUS316L are expensive and have low strength, so when designed to withstand high hydrogen pressures, the wall thickness becomes thick, and the price of the hydrogen structure itself becomes expensive. For this reason, there has been a strong demand for low-cost low-alloy steels for hydrogen steel structures that can withstand high-pressure hydrogen gas environments.
  • the steel for high-pressure hydrogen environments described in Patent Document 1 is a steel used in high-pressure hydrogen environments, and by making the Ca/S ratio less than 1.5 or 11 or more, it is said that the diffusible hydrogen concentration ratio is reduced and embrittlement due to diffusible hydrogen is suppressed.
  • Patent Document 2 also describes a technology that uses low-alloy high-strength steel adjusted to a specific composition, which has been found to have greater reduction in area and elongation values in a 45 MPa hydrogen atmosphere than JIS G3128SHY685NS in the air tensile strength range of 900 to 950 MPa, and is superior in resistance to embrittlement in a high-pressure hydrogen environment.
  • Patent Document 3 also describes a Cr-Mo high-strength low-alloy steel that is tempered at a relatively high temperature of 560-580°C, with a grain size of 8.4 or more after tempering, and tensile strength adjusted to an extremely narrow range of 900-950 MPa, which results in a low-alloy high-strength steel that exhibits excellent elongation and drawing characteristics even in a 45 MPa hydrogen atmosphere and has excellent resistance to embrittlement in a high-pressure hydrogen environment.
  • the low-alloy steel for high-pressure hydrogen gas environments proposed in Patent Document 4 adds V, increases the Mo content compared to existing steels, raises the tempering temperature, and utilizes V-Mo carbides, improving the carbide morphology at the grain boundaries and significantly improving resistance to embrittlement in hydrogen environments.
  • Patent Document 5 also proposes a steel for high-pressure hydrogen gas storage containers with excellent hydrogen resistance. According to the technology described in Patent Document 5, when manufacturing steel plates, long-term stress relief annealing is performed after normalizing treatment, which causes fine, dense dispersion precipitation of MC-based carbides (Mo, V)C, improving the hydrogen resistance of the steel, including its resistance to hydrogen embrittlement.
  • MC-based carbides Mo, V
  • Patent Document 6 also proposes a steel material in which the metal structure is mainly composed of bainite with an area fraction of 90% or more, and in which cementite with an average grain size of 50 nm or less and an average aspect ratio of 3 or less is dispersed and precipitated in the bainite.
  • Non-Patent Document 1 lists the fatigue strength values of low alloy steel.
  • Non-Patent Document 1 it is known that the fatigue life of materials decreases in a high-pressure hydrogen environment. In other words, if a line pipe material is designed based on a conventional natural gas line pipe, the service life of the line pipe material will decrease.
  • the above-mentioned conventional technology can suppress the occurrence of hydrogen-induced cracking in a sour environment, it cannot sufficiently increase the fatigue life in hydrogen gas. In other words, there is a problem in that it is difficult to suppress the occurrence of hydrogen-induced cracking in a sour environment and achieve high fatigue strength in hydrogen gas at the same time.
  • the present invention aims to provide a line pipe steel material and its manufacturing method, and a line pipe steel pipe and its manufacturing method, which have high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance in a high-pressure hydrogen gas environment and are suitable for steel structures used in a high-pressure hydrogen gas environment, such as line pipes for 100% hydrogen gas or natural gas containing hydrogen at a hydrogen partial pressure of 1 MPa or more (natural gas is a gas whose main components are hydrocarbons such as methane and ethane).
  • the hydrogen environment is assumed to be an environment of high-pressure hydrogen gas of 1 MPa or more or natural gas containing hydrogen at a hydrogen partial pressure of 1 MPa or more (main components are hydrocarbons such as methane and ethane).
  • natural gas mainly hydrocarbons such as methane and ethane
  • the fatigue crack growth rate da/dN mm/cycle is 2.0 ⁇ 10 -3 mm/cycle or less, it will be possible to design long-life steel structures for hydrogen use, such as line pipes, within the thickness range that can be manufactured using processes for manufacturing seamless steel pipes, UOE steel pipes, and other steel pipes.
  • steel materials here includes thin steel plates, thick steel plates, seamless steel pipes, electric resistance welded steel pipes, steel sections, steel bars, etc.
  • the present inventors have conducted extensive research into the conditions that a steel material for line pipes and a steel pipe for line pipes having excellent hydrogen embrittlement resistance should satisfy. As a result, they have found that the fatigue crack growth rate is greatly affected by the accumulation of hydrogen at the crack tip and the stress (stress intensity factor) at the crack tip, and that the fatigue crack growth rate in hydrogen can be greatly reduced by reducing the hydrogen solid solubility in steel to 0.05 ppm/ ⁇ P or less. Furthermore, the fatigue crack growth rate in hydrogen accelerates as the amount of hydrogen accumulated at the crack tip increases. And the smaller the hydrogen diffusion coefficient, the greater the amount of hydrogen accumulated at the crack tip and the greater the fatigue crack growth rate.
  • the present inventors have analyzed in detail the relationship between the fatigue crack growth rate and the hydrogen diffusion coefficient, and have found that when the hydrogen diffusion coefficient at room temperature is smaller than 1.5 ⁇ 10 ⁇ 10 m 2 /s, the fatigue crack growth rate in hydrogen increases significantly. Based on the above findings, they have invented a new high-strength steel material for line pipes and a new steel pipe for line pipes. Moreover, the steel material and steel pipe of the present invention have high strength, and in the present invention, high strength refers to a tensile strength of 520 MPa or more.
  • the gist of the present invention is as follows. [1] In mass%, C: 0.02 to 0.15%, Si: 0.01 to 2.0%, Mn: 0.5 to 1.8%, P: 0.0001 to 0.015%, S: 0.0002 to 0.0015%, Al: 0.005 to 0.15%, O: 0.01% or less, N: 0.010% or less, H: 0.02 ppm or less, Or even more so: Nb: 0 to 0.10%, Ca: 0 to 0.005%, Ni: 0 to 2.0%, Ti: 0 to 0.1%, Cu: 0 to 1.0%, Cr: 0 to 1.0%, Mo: 0 to 0.60%, W: 0 to 1.0%, V: 0 to 0.10%, Zr: 0 to 0.050%, REM: 0 to 0.01%, Mg: 0 to 0.01%, B: 0 to 0.0020%, Hf: 0 to 0.2%, Ta: 0 to 0.2%, Re: 0 to 0.005%, Sn:
  • the chemical composition comprises, in mass%, Nb: 0.001 to 0.10%, Ca: 0.0001 to 0.005%, Ni: 0.01 to 2.0%, Ti: 0.005 to 0.1%, Cu: 0.01 to 1.0%, Cr: 0.01 to 1.0%, Mo: 0.01 to 0.60%, W: 0.01 to 1.0%, V: 0.01 to 0.10%, Zr: 0.0001 to 0.050%, REM: 0.0001 to 0.01%, Mg: 0.0001 to 0.01%, B: 0.0001 to 0.0020%, Hf: 0.0001 to 0.2%, Ta: 0.0001 to 0.2%, Re: 0.0001 to 0.005%, Sn: 0.0001 to 0.3%, The steel material for line pipe according to [1], wherein Sb is 0.0001 to 0.3%.
  • a controlled cooling process is performed to cool the hot-rolled steel sheet obtained in the hot rolling process under the following conditions: a cooling start temperature is Ar 3 or higher at the surface temperature of the steel sheet, a cooling start time difference between the front end and the tail end of the hot-rolled steel sheet is within 50 seconds, an average cooling rate from 750°C to 550°C is 15 to 50°C/s at a temperature 0.25 mm below the surface of the steel sheet and at the center of the sheet thickness, and a cooling stop temperature is 250 to 650°C; one of a stabilization process for stabilizing the steel sheet obtained in the controlled cooling process and a dehydrogenation process for dehydrogenating the steel sheet obtained in the controlled cooling process;
  • the method for producing a steel material for line pipes comprising the steps of
  • the chemical composition comprises, in mass%, Nb: 0.001 to 0.10%, Ca: 0.0001 to 0.005%, Ni: 0.01 to 2.0%, Ti: 0.005 to 0.1%, Cu: 0.01 to 1.0%, Cr: 0.01 to 1.0%, Mo: 0.01 to 0.60%, W: 0.01 to 1.0%, V: 0.01 to 0.10%, Zr: 0.0001 to 0.050%, REM: 0.0001 to 0.01%, Mg: 0.0001 to 0.01%, B: 0.0001 to 0.0020%, Hf: 0.0001 to 0.2%, Ta: 0.0001 to 0.2%, Re: 0.0001 to 0.005%, Sn: 0.0001 to 0.3%, The steel pipe for line pipe according to [5], wherein Sb is 0.0001 to 0.3%.
  • a pipe-making process in which, after the controlled cooling process, the hot-rolled steel sheet is bent and both ends are butted together and welded, or a pipe-making process in which, after the controlled cooling process, the hot-rolled steel sheet is formed into a cylindrical shape by cold roll forming and both circumferential ends of the cylindrical shape are butted together and electric resistance welded;
  • steel materials with extremely improved hydrogen embrittlement resistance in a high-pressure hydrogen gas environment can be easily and simply manufactured, which is of great industrial benefit.
  • the hydrogen embrittlement resistance of steel structures such as line pipes for high-pressure hydrogen gas can be significantly improved, and the fatigue resistance properties are improved, which has the effect of greatly contributing to extending the life of steel structures.
  • the C content 0.02 to 0.15%
  • the C content is set to 0.02% or more.
  • the C content is 0.03% or more.
  • the C content is 0.13% or less.
  • the C content is 0.13% or less.
  • the C content is 0.08% or less. More preferably, the C content is 0.05% or less.
  • Si 0.01 to 2.0% Si is added for deoxidation, but if the content is less than 0.01%, the deoxidation effect is insufficient. Therefore, the Si content is 0.01% or more.
  • the Si content is preferably 0.08% or more, and more preferably 0.10% or more.
  • the Si content exceeds 2.0%, the effect is saturated, so the Si content is 2.0% or less.
  • the Si content is preferably 1.8% or less, and more preferably 1.0% or less.
  • the Si content exceeds 0.50%, the toughness and weldability are deteriorated and the hydrogen solid solubility increases, so the Si content is preferably 0.50% or less.
  • Mn 0.5 to 1.8% Mn effectively contributes to improving strength and toughness, but if the content is less than 0.5%, the effect of adding it is poor. Therefore, the Mn content is set to 0.5% or more.
  • the Mn content is preferably 0.6% or more, more preferably 0.7% or more, and even more preferably 0.8% or more.
  • SSCC sulfuride stress corrosion cracking
  • HIC hydrogen induced cracking
  • hydrogen embrittlement resistance deteriorate.
  • the weldability deteriorates, and the hydrogen solid solubility increases. Therefore, the Mn content is limited to 1.8% or less.
  • the Mn content is preferably 1.5% or less, more preferably 1.4% or less, and even more preferably 1.3% or less.
  • P 0.0001 to 0.015%
  • P is an inevitable impurity element that deteriorates weldability and increases the hardness of the central segregation, thereby deteriorating HIC resistance and hydrogen embrittlement resistance by increasing hydrogen solid solubility. Since this tendency becomes significant when the content exceeds 0.015%, the upper limit of the P content is set at 0.015%.
  • the P content is preferably 0.010% or less, and more preferably, the P content is 0.008% or less. The lower the content, the better, but from the viewpoint of refining costs, the P content is set to 0.0001% or more.
  • S 0.0002 to 0.0015%
  • S is an inevitable impurity element, and since it becomes MnS inclusions in steel and deteriorates hydrogen embrittlement resistance by increasing HIC resistance and hydrogen solid solubility, the less the better, but up to 0.0015% is permissible. For this reason, the S content is set to 0.0015% or less.
  • the S content is preferably 0.0010% or less, and more preferably 0.0008% or less. The lower the content, the better, but from the viewpoint of refining costs, it is set to 0.0002% or more.
  • Al 0.005 to 0.15%
  • Al is added as a deoxidizer, but if it is less than 0.005%, the added effect is ineffective, so the Al content is set to 0.005% or more.
  • the Al content is preferably 0.010% or more, and more preferably 0.030% or more.
  • the Al content is limited to 0.15% or less.
  • the Al content is preferably 0.10% or less, more preferably 0.08% or less, and even more preferably 0.05% or less.
  • O 0.01% or less
  • O is a cause of oxide inclusions, so the less the better, but there is no problem if the O content is 0.01% or less. For this reason, the O content is set to 0.01% or less.
  • the O content is preferably 0.005% or less. More preferably, the O content is less than 0.003%. There is no particular lower limit, but a content of 0% oxygen is a factor in increasing costs, so a content of 0.001% or more is preferable.
  • N 0.010% or less
  • the effect of N on the fatigue properties of steel is small, and if the N content is 0.010% or less, the effect of the present invention is not impaired from the viewpoint of toughness. Therefore, the N content is set to 0.010% or less.
  • the N content is preferably set to 0.008% or less, and more preferably set to 0.006% or less.
  • the N content is further preferably set to 0.004% or less.
  • the N content is preferably set to 0.001% or more.
  • H 0.02 ppm or less H may be introduced into steel materials in various processes during manufacturing, and if the amount introduced is large, the risk of cracking after solidification increases and fatigue crack propagation may be accelerated. These effects do not become a problem if the H content is 0.02 ppm or less, so the H content is set to 0.02 ppm or less.
  • the H content is 0.01 ppm or less. More preferably, it is 0.005 ppm or less. Even more preferably, the H content is 0.003 ppm or less.
  • the lower limit is not particularly limited, but if it is less than 0.001 ppm, it will cause an increase in costs, so the H content is preferably 0.001 ppm or more.
  • the amount of hydrogen is the amount of hydrogen remaining after forming of steel material, steel pipe, UOE, etc.
  • composition of the disclosed steel sheet may contain one or more elements selected from Nb, Ca, Ni, Ti, Cu, Cr, Mo, W, V, Zr, REM, Mg, B, Hf, Ta, Re, Sn, and Sb in the ranges below to further improve the strength and toughness of the steel sheet.
  • Nb 0 to 0.10%
  • Nb is an element that contributes to increasing the strength of steel materials, but if the content exceeds 0.10%, the effect is saturated and becomes a factor of increasing costs, so when Nb is contained, the Nb content is set to 0.10% or less.
  • the Nb content is preferably set to 0.08% or less.
  • the Nb content is more preferably set to 0.06% or less. In order to suppress costs, the Nb content is further preferably set to 0.05% or less.
  • the Nb content may be 0% or more, but in order to obtain the above effect, the content is preferably set to 0.001% or more.
  • the Nb content is more preferably set to 0.01% or more.
  • Ca 0 to 0.005% Ca is an element effective in improving HIC resistance by controlling the morphology of sulfide-based inclusions, but if it exceeds 0.005%, not only does the effect saturate, but also the HIC resistance deteriorates due to a decrease in the cleanliness of the steel, so when Ca is contained, the Ca amount is set to 0.005% or less.
  • the Ca content is preferably 0.003% or less.
  • the Ca content is more preferably 0.002% or less.
  • the Ca content may be 0% or more, but if it is less than 0.0001%, the effect of the inclusion is insufficient, so the Ca content is preferably 0.0001% or more.
  • the Ca content is more preferably 0.001% or more.
  • Ni 0 to 2.0%
  • Ni is an element effective in improving toughness and increasing strength, but if it is contained in excess of 2.0%, it is likely to generate fine cracks called Fischer cracks in an environment with a low hydrogen sulfide partial pressure of less than 1 bar. Therefore, when Ni is contained, the Ni content is set to 2.0% or less.
  • the Ni content is preferably 1.5% or less, more preferably 1.2% or less, and even more preferably 1.0% or less.
  • the Ni content is preferably 0.1% or less. Most preferably, it is set to 0.02% or less.
  • the Ni content may be 0% or more, but in order to obtain the above effect, it is preferable that Ni is contained in an amount of 0.01% or more.
  • Ti 0 to 0.1% Ti contributes to increasing the strength of steel materials, but if the content exceeds 0.1%, the effect is saturated and this causes an increase in costs, so if Ti is contained, the Ti content is set to 0.1% or less. In order to suppress costs, the Ti content is more preferably set to 0.05% or less. If Ti is contained, the Ti content may be 0% or more, but in order to obtain the above effect, if Ti is contained, the content is preferably set to 0.005% or more. The Ti content is more preferably 0.008% or more.
  • Cu 0 to 1.0%
  • Cu is an element effective in improving toughness and increasing strength, but if the content is too high, the weldability and hydrogen solid solubility increase, deteriorating hydrogen embrittlement resistance, so when Cu is contained, the Cu content is 1.0% or less.
  • the Cu content is preferably 0.5% or less.
  • the Cu content is more preferably 0.3% or less, and even more preferably 0.2% or less.
  • the Cu content may be 0% or more, but to obtain this effect, it is preferable to contain 0.01% or more.
  • Cr 0 to 1.0%
  • Cr is an effective element for obtaining sufficient strength even with low C, but if the content is too high, the hardenability becomes excessive, and the SSCC resistance and hydrogen solid solubility increase, resulting in deterioration of hydrogen embrittlement resistance. Weldability also deteriorates.
  • the Cr content is 1.0% or less.
  • the Cr content is preferably 0.8% or less, more preferably 0.5% or less. Further preferably 0.1% or less.
  • the Cr content may be 0% or more, but to obtain this effect, it is preferable to contain 0.01% or more. It is more preferable to contain 0.05% or more.
  • Mo 0 to 0.60%
  • Mo is an element effective in improving toughness and increasing strength, and is an element effective in improving SSCC resistance regardless of hydrogen sulfide partial pressure, but if the content is too high, the hardenability becomes excessive, and the SSCC resistance and hydrogen solid solubility increase, resulting in deterioration of hydrogen embrittlement resistance. In addition, weldability also deteriorates.
  • the Mo content is set to 0.60% or less.
  • the Mo content is preferably set to 0.50% or less, and more preferably set to 0.40% or less.
  • the Mo content may be 0% or more, but in order to obtain the above effect, it is preferable to contain Mo at 0.01% or more, and more preferably to contain Mo at 0.10% or more.
  • W 0 to 1.0% W contributes to increasing the strength of steel materials, but if the W content exceeds 1.0%, the effect saturates and becomes a factor of increased costs, so if W is contained, the W content is set to 1.0% or less.
  • the W content is preferably set to 0.8% or less. In order to suppress costs, it is preferable to set it to 0.5% or less.
  • the W content may be 0% or more, but in order to obtain the above-mentioned effect, if W is contained, the content is preferably set to 0.01% or more.
  • V 0 to 0.10%
  • V is an element that can be optionally contained to increase the strength and toughness of the steel material. If it exceeds 0.10%, the toughness and hydrogen solid solubility of the weld increase, thereby deteriorating hydrogen embrittlement resistance, so if it is contained, it is 0.10% or less. It is preferable that the V content is 0.08% or less. It is more preferable that the V content is 0.06% or less, and even more preferable that the V content is 0.03% or less.
  • the V content may be 0% or more, but if the content is less than 0.01%, the effect of the inclusion is poor, so if V is contained, it is preferable that it is 0.01% or more.
  • Zr: 0 to 0.050%, REM: 0 to 0.01%, Mg: 0 to 0.01% Zr, REM and Mg are elements that can be optionally contained in order to increase toughness through grain refinement and to increase crack resistance through control of inclusion properties.
  • the effects of these elements are saturated when Zr exceeds 0.050% and REM and Mg exceed 0.01%, so when these elements are contained, Zr is 0.050% or less and REM and Mg are 0.01% or less. That is, when contained, the Zr content is 0.050% or less.
  • the Zr content is preferably 0.0040% or less.
  • the Zr content is more preferably 0.0030% or less.
  • the REM content is 0.01% or less.
  • the REM content is preferably 0.0040% or less.
  • the REM content is more preferably 0.0030% or less.
  • the Mg content is 0.01% or less.
  • the Mg content is preferably 0.0040% or less.
  • the Mg content is more preferably 0.0030% or less.
  • the contents of these elements may be 0% or more, but if the contents are less than 0.0001%, the effect of the inclusion is poor, so that it is preferably 0.0001% or more. That is, the Zr content is preferably 0.0001% or more.
  • the Zr content is more preferably 0.0005% or more.
  • the REM content is preferably 0.0001% or more.
  • the REM content is more preferably 0.0005% or more.
  • the Mg content is preferably 0.0001% or more.
  • the Mg content is more preferably 0.0005% or more.
  • B 0 to 0.0020%
  • B is an element that improves hardenability, contributes to increasing the strength of the steel pipe, inhibits the coarsening of prior austenite grains, and improves various properties of the material.
  • the B content is set to 0.0020% or less.
  • the B content is preferably set to 0.0015% or less.
  • the B content is more preferably set to 0.0012% or less. In order to suppress costs, it is even more preferably set to 0.0010% or less.
  • the B content may be 0% or more, but in order to obtain the above effect, if B is contained, the content is preferably set to 0.0001% or more. More preferably, it is set to 0.0005% or more.
  • Hf 0 to 0.2%
  • Ta 0 to 0.2%
  • the content of these elements may be 0% or more, but in order to obtain the above effect, if contained, the Hf content is preferably 0.0001% or more. More preferably, the Hf content is 0.001% or more. Also, the Ta content is preferably 0.0001% or more. More preferably, the Ta content is 0.001% or more.
  • Re 0 to 0.005% Re contributes to increasing the strength of steel materials, but if the content exceeds 0.005%, the effect is saturated and this causes an increase in costs, so if Re is contained, it is set to 0.005% or less.
  • the Re content is preferably set to 0.003% or less.
  • the Re content is more preferably set to 0.002% or less.
  • the Re content may be 0% or more, but in order to obtain the above effect, if Re is contained, the content is set to 0.0001% or more. Preferably, it is 0.001% or more.
  • Sn 0 to 0.3%
  • Sb 0 to 0.3%
  • the Sb content is set to 0.1% or less. In order to suppress costs, it is even more preferable that the Sb content is set to 0.01% or less.
  • the contents of Sn and Sb may be 0% or more, but in order to obtain the above effects, if they are contained, it is preferable that the Sn content is 0.0001% or more. More preferably, the Sn content is 0.001% or more. Also, it is preferable that the Sb content is 0.0001% or more. More preferably, the Sb content is 0.0010% or more.
  • the remainder other than the above-mentioned components consists of Fe and unavoidable impurity elements.
  • the metal structure of the steel material of the present invention is described below.
  • Retained austenite area fraction is 0-3%
  • the area fraction of the retained austenite 3% or less the fatigue crack growth rate can be reduced, leading to improved hydrogen embrittlement resistance.
  • the retained austenite is set to 3% or less.
  • the retained austenite is preferably 2% or less.
  • the retained austenite is more preferably 1% or less.
  • the retained austenite may be 0%.
  • the steel material has bainite or martensite at the 1/4 position of the plate thickness (in the case of steel pipes, the 1/4 position of the wall thickness from the inner surface of the steel pipe), and the bainite has an area fraction of 90% or more, or the martensite has an area fraction of 90% or more (preferred).
  • the steel structure is preferably a bainite or martensite structure.
  • a soft phase and a hard phase are mixed in a steel material, fatigue damage is preferentially accumulated in the soft phase, which makes it easier for cracks to occur, thereby decreasing the fatigue limit stress.
  • the metal structure is preferably a single structure of bainite or martensite, and it is preferable that the metal structure has either bainite or martensite, and that the structure has an area fraction of 90% or more. It is more preferable that the area fraction of the structure is 92% or more, and even more preferable that the area fraction of the structure is 95% or more.
  • the bainite structure includes bainitic ferrite or granular bainite that transforms during or after controlled cooling and contributes to transformation strengthening, and also includes tempered bainite. If the bainite structure includes heterogeneous structures such as ferrite, martensite, pearlite, island martensite, and retained austenite, the strength and toughness will decrease. Therefore, the smaller the volume fraction of structures other than the bainite phase, the better.
  • the martensite structure includes tempered martensite.
  • the hydrogen diffusion coefficient at room temperature is 1.5 ⁇ 10 -10 m 2 /s or more.
  • the fatigue crack growth rate in hydrogen accelerates as the amount of hydrogen accumulated at the crack tip increases. The smaller the hydrogen diffusion coefficient, the greater the amount of hydrogen accumulated at the crack tip, and the greater the fatigue crack growth rate.
  • the hydrogen diffusion coefficient is set to 1.5 ⁇ 10 -10 m 2 /s or more.
  • the hydrogen diffusion coefficient is set to 2.0 ⁇ 10 -10 m 2 /s or more, more preferably 3.0 ⁇ 10 -10 m 2 /s or more.
  • the hydrogen diffusion coefficient is set to 5.0 ⁇ 10 -10 m 2 /s or more. Most preferably, the hydrogen diffusion coefficient is set to 6.0 ⁇ 10 -10 m 2 /s or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but since a reduction in the hydrogen diffusion coefficient is accompanied by a decrease in strength, a value of 5.0 ⁇ 10 ⁇ 9 m 2 /s or less is preferable in consideration of the material strength. Since the hydrogen diffusion coefficient of the retained austenite is small at room temperature, the above-mentioned retained austenite fraction is required to obtain the above-mentioned hydrogen diffusion coefficient at room temperature. Furthermore, hydrogen penetrates into the steel material from the surface of the steel material (the inner surface of the steel pipe in the case of a steel pipe).
  • the value of the hydrogen diffusion coefficient up to the wall thickness where the fatigue crack propagates through the wall thickness and the rapid fracture is important.
  • the wall thickness up to the rapid fracture can be determined by the fracture toughness value of the material and the stress generated in the steel pipe.
  • the hydrogen diffusion coefficient may be measured from the inner surface of the steel pipe to 1/4t.
  • the hydrogen diffusion coefficient in the present invention is defined as the value at room temperature (20 ⁇ 10° C.).
  • Hydrogen solid solubility is 0.05 mass ppm/ ⁇ P or less
  • hydrogen solid solubility is the most important factor.
  • the fatigue crack growth rate is greatly affected by the accumulation of hydrogen at the crack tip and the stress (stress intensity factor) at the crack tip. That is, in order to obtain a desired fatigue crack growth rate, it is important to reduce the accumulation of hydrogen at the crack tip.
  • Stabilization treatment or dehydrogenation treatment is performed to reduce hydrogen solid solubility.
  • heat treatment that results in a hydrogen solid solubility of less than 0.005 mass ppm/ ⁇ P leads to a decrease in material strength and a significant increase in manufacturing costs, so a hydrogen solid solubility of 0.005 mass ppm/ ⁇ P or more is preferable.
  • hydrogen solubility s is a value that indicates the slope [mass ppm/ ⁇ P] of the amount of hydrogen H [mass ppm] that penetrates in an environment with hydrogen pressure P [MPa] and the square root of hydrogen pressure P [MPa].
  • P can be interpreted as hydrogen partial pressure equivalent P'.
  • a test piece is exposed to a high-pressure hydrogen gas environment of any pressure between 0 and 40 MPa and held for a specified time. After that, the amount of hydrogen in the steel is measured using a hydrogen analyzer, the relationship between H and ⁇ P is obtained, and s is calculated from the slope. Alternatively, it can also be calculated using a cathodic hydrogen charging test that simulates a high-pressure gas environment, such as that described in Non-Patent Document 2.
  • the tensile strength is preferably 520 MPa or more, and more preferably 580 MPa or more. There is no particular upper limit, but the tensile strength is preferably 950 MPa or less, and more preferably 800 MPa or less.
  • the plate thickness is preferably 5 mm or more.
  • the plate thickness is preferably 30 mm or less.
  • the steel material of the present invention can be manufactured by sequentially carrying out a heating process of the steel material (slab), a hot rolling process, a controlled cooling process, and further, either a stabilization process or a dehydrogenation process.
  • the temperatures are those at the center of the steel material or steel pipe thickness.
  • the average cooling rate refers to the temperature at 1/4 of the thickness from the inner surface of the steel pipe.
  • the temperatures at the center of the thickness and at 1/4 of the thickness from the inner surface of the steel pipe are estimated from the steel pipe surface temperature measured with a radiation thermometer using heat transfer calculations that take into account the heat transfer coefficient of the steel material.
  • Heating temperature of steel material 1000-1250°C If the heating temperature of steel materials such as billets and slabs is less than 1000°C, the diffusion of micro-segregated impurity elements such as C, P, and S is insufficient, and a homogeneous material cannot be obtained. Therefore, the heating temperature of the steel material is set to 1000°C or higher.
  • the heating temperature of the steel material is preferably set to 1180°C or higher, and more preferably set to 1200°C or higher.
  • the heating temperature of the steel material is set to 1250°C or lower.
  • the heating temperature of the steel material is preferably set to 1230°C or lower, and more preferably set to 1210°C or lower.
  • Hot rolling end temperature Ar 3 point or more After reheating the steel material, hot rolling is performed to the desired tube thickness or plate thickness, and the end temperature of hot rolling is Ar 3 point or more, which is the ferrite formation temperature. If the temperature is less than Ar 3 point, in the case of a process in which cooling is performed immediately after hot rolling, the strength is reduced due to the formation of a soft ferrite phase.
  • the end temperature of hot rolling is preferably 770 ° C or more, and when the Ar 3 point is higher than 770 ° C, the finish rolling end temperature is preferably Ar 3 point + 30 ° C or more, and more preferably Ar 3 point + 50 ° C or more.
  • the upper limit is preferably 1250 ° C or less.
  • Ar3 point temperature varies depending on the alloy components of the steel, it may be determined by measuring the transformation temperature through experiments for each steel, but it can also be determined from the component composition using the following formula.
  • Ar3 (°C) 910 - 310C (%) - 80Mn (%) - 20Cu (%) - 15Cr (%) - 55Ni (%) - 80Mo (%)
  • the content of each alloying element is expressed as mass %.
  • Controlled cooling process Cooling start temperature Steel plate surface temperature is Ar 3 point or more If the steel plate surface temperature at the start of cooling is less than Ar 3 point, ferrite is generated before controlled cooling, and strength reduction increases. Therefore, the steel plate surface temperature at the start of cooling is Ar 3 point or more.
  • the steel plate surface temperature at the start of cooling is preferably 770°C or more.
  • the finish rolling end temperature is preferably Ar 3 point + 30°C or more, more preferably Ar 3 point + 50°C or more.
  • the upper limit is not particularly limited, but it is preferably 1250°C or less.
  • the steel plate surface temperature at the start of cooling is the temperature of the tail end of the steel plate where the cooling start temperature is the lowest.
  • Cooling start time difference between the front end and the tail end of the steel sheet within 50 seconds If the time difference between the front end and the tail end in the rolling direction of the steel sheet at the start of cooling exceeds 50 seconds, the temperature difference between the front end and the tail end at the start of cooling becomes large, so the temperature variation at the time of stopping cooling becomes large, and the variation in Vickers hardness at 0.25 mm below the surface of the steel sheet becomes large and the HISC resistance deteriorates. For this reason, the cooling start time difference between the front end and the tail end of the steel sheet is within 50 seconds, preferably within 45 seconds. More preferably, it is within 40 seconds.
  • the lower limit is not particularly limited, but the cooling start time difference may be more than 0 seconds.
  • Cooling rate in the controlled cooling process In order to obtain high strength while obtaining excellent HISC resistance, it is necessary to control the cooling rate at 0.25 mm below the steel plate surface and at the center of the plate thickness.
  • the cooling rate in the plate thickness direction is a value obtained by simulating the surface temperature measured with a radiation thermometer using heat transfer calculations, etc.
  • Average cooling rate from 750°C to 550°C at 0.25 mm below the steel plate surface 15 to 50°C/s It is important to make the average cooling rate from 750°C to 550°C as slow as possible at the steel plate temperature 0.25 mm below the steel plate surface, and to build up granular bainite.
  • the temperature range from 750°C to 550°C is an important temperature range in bainite transformation, so it is important to control the cooling rate in this temperature range. If the cooling rate exceeds 50°C/s, there is a risk of hardness variation, and the HISC resistance after pipe making is deteriorated. Therefore, the average cooling rate is set to 50°C/s or less. It is preferably 45°C/s or less.
  • it is 40°C/s or less.
  • the cooling rate is set to 15°C/s or more, and preferably 17°C/s or more. It is more preferably 20°C/s or more, and even more preferably 25°C/s or more.
  • the average cooling rate from 550°C at a point 0.25 mm below the surface of the steel sheet to the cooling stop temperature is preferably 150°C/s or more. Since there is a risk of hardness varying, the average cooling rate is preferably 250°C/s or less.
  • Average cooling rate from 750 ° C to 550 ° C at the center of plate thickness 15 to 50 ° C / s If the average cooling rate from 750°C to 550°C at the center of the plate thickness is less than 15°C/s, the granular bainite structure is not obtained, resulting in a decrease in strength. In addition, excessive residual austenite is generated, and the hydrogen diffusion coefficient at room temperature becomes small. For this reason, the average cooling rate at the center of the plate thickness is set to 15°C/s or more. From the viewpoint of suppressing the variation in the structure, the average cooling rate at the center of the plate thickness is preferably set to 17°C/s or more.
  • the average cooling rate at the center of the plate thickness is more preferably set to 20°C/s or more, and even more preferably set to 25°C/s or more.
  • the average cooling rate is set to 50°C/s or less, and preferably set to 45°C/s or less.
  • the average cooling rate at the center of the plate thickness is more preferably set to 40°C/s or less.
  • the average cooling rate at the center of the plate thickness is preferably set to 15°C/s or more.
  • the average cooling rate at the center of the plate thickness is preferably set to 50°C/s or less.
  • the transformation mode changes from bainite transformation to martensite transformation.
  • the average cooling rate is 15 ° C./s or more.
  • the average cooling rate at the center of the plate thickness is preferably 17 ° C./s or more.
  • the average cooling rate at the center of the plate thickness is more preferably 20 ° C./s or more, and even more preferably 25 ° C./s or more.
  • the average cooling rate is 50 ° C./s or less, and preferably 45 ° C./s or less.
  • the average cooling rate at the center of the plate thickness is more preferably 40 ° C./s or less.
  • the average cooling rate at the center of the plate thickness is preferably 15 ° C./s or more.
  • the average cooling rate at the center of the plate thickness is preferably 50 ° C./s or less.
  • the steel plate temperatures 0.25 mm below the surface and at the center of the plate thickness cannot be measured physically, they can be calculated in real time from the results by, for example, calculating the temperature distribution within the plate thickness cross section through differential calculations using a process computer based on the surface temperature at the start of cooling measured with a radiation thermometer and the surface temperature at the target time of cooling stop.
  • the temperature 0.25 mm below the surface of the steel plate in this temperature distribution is referred to as the "steel plate temperature 0.25 mm below the surface of the steel plate” in this specification, and the temperature at the center of the plate thickness in this temperature distribution is referred to as the "steel plate temperature at the center of the plate thickness" in this specification.
  • Cooling stop temperature 250 to 650°C at the steel plate temperature 0.25 mm below the surface and at the center of the plate thickness If the cooling stop temperature exceeds 650°C, the bainite transformation becomes incomplete and sufficient strength cannot be obtained. Therefore, the cooling stop temperature is set to 650°C or less.
  • the cooling stop temperature is preferably set to 625°C or less, more preferably set to 600°C or less, and even more preferably set to 500°C or less. Furthermore, if the cooling stop temperature is less than 250°C, the hardness increases, and the HISC resistance deteriorates. Therefore, the cooling stop temperature is set to 250°C or more.
  • the cooling stop temperature is preferably set to 270°C or more. More preferably, the cooling stop temperature is set to 300°C or more.
  • Tempering process may be performed for the purpose of improving toughness and adjusting material strength. Since the effect of tempering cannot be obtained at temperatures below 200°C, it is preferable to set the tempering temperature at 200°C or higher when performing the tempering. On the other hand, tempering can also cause a decrease in strength, and if the temperature becomes too high, the structure will transform again, so it is preferable to set the tempering temperature at Ar3 point or lower.
  • the holding time can be determined arbitrarily, but it is preferable to hold the temperature at the specified temperature at the center of the plate thickness for 10 minutes or more. It is preferable to hold the temperature for 180 minutes or less.
  • Stabilization treatment process Hydrogen that penetrates into steel is mainly trapped by various defects such as dislocations.
  • the hydrogen diffusion coefficient decreases and the hydrogen solid solubility increases as hydrogen is trapped in these various defects.
  • hydrogen embrittlement resistance deteriorates. Therefore, it is important to reduce these defects or to reduce the bond between these defects and hydrogen. Therefore, dislocation stabilization treatment is performed after manufacturing to weaken the bond between hydrogen and dislocations. If the product is held at a specified temperature for a certain period of time before use, solute carbon can be fixed to the dislocations, and by stabilizing the dislocations, the bond between hydrogen and dislocations can be reduced.
  • the stabilization process is carried out before pipe making and welding work for connecting steel pipes.
  • the temperature is set to room temperature or higher because the diffusion of carbon is significantly low below room temperature (25°C ⁇ 10°C).
  • the carbon diffusion coefficient Dc is smaller and carbon diffuses in a short time, so 100°C or higher is preferable, and 200°C or higher is more preferable.
  • the stabilization process temperature is performed at Ar 3 point (°C) or lower or 700°C or lower.
  • the upper limit of the stabilization process in the case of tempered materials, it is preferable to set the upper limit of the stabilization process to a temperature 50°C or lower than the tempering temperature.
  • the holding time is 72 hours or more when the stabilization process temperature is less than 100°C, and 10 minutes or more when the stabilization process temperature is 100°C or higher.
  • the holding time is preferably 400 hours or less when the stabilization process temperature is less than 100°C, and preferably 100 hours or less when the stabilization process temperature is 100°C or higher.
  • the temperature is set to the center of the plate thickness.
  • the time and temperature of the stabilization process may be combined with the heating process in the pipe-making process of electric resistance welded pipes, UOE steel pipes, etc.
  • the heating process refers to a process of performing heat treatment after pipe making, such as tempering or stress relief annealing.
  • Dehydrogenation process If hydrogen is present in the steel material, the acceleration of fatigue crack propagation is increased, and the fatigue life and fatigue stress limit in hydrogen are reduced. Therefore, dehydrogenation may be used to release the hydrogen remaining after manufacturing. Dehydrogenation can reduce the amount of hydrogen in the steel by holding the product at high temperature for a certain period of time before use, and steel with excellent hydrogen embrittlement resistance in a high-pressure hydrogen gas environment can be obtained.
  • the holding time R (sec) is preferably determined by the following formula (A) using the plate thickness and pipe thickness t (mm) of the steel material and steel pipe, and the hydrogen diffusion coefficient D (mm 2 ⁇ sec ⁇ 1 ) in steel at room temperature. R ⁇ t2 /D (A)
  • the hydrogen diffusion coefficient can be determined as described above.
  • the dehydrogenation process is carried out before pipe making and welding work for connecting steel pipes. It is preferable that the dehydrogenation process is performed at a high temperature because the hydrogen diffusion coefficient D at high temperatures becomes small and hydrogen is quickly removed. In the case of high temperatures, the diffusion coefficient D' (diffusion coefficient at each temperature) at the temperature at which the value of D in the above formula (A) is maintained may be used for calculation. In addition, if the temperature T of the dehydrogenation process is too high, the material strength is significantly reduced, so the dehydrogenation process temperature is preferably 550°C or less. It is more preferable that the dehydrogenation process temperature T is 500°C or less.
  • the dehydrogenation process temperature T is 400°C or less, and most preferably 300°C or less.
  • the dehydrogenation process temperature T is room temperature or higher. It is more preferable that the dehydrogenation process temperature T is 50°C or higher. It is more preferable that the dehydrogenation process temperature T is 100°C or higher, and most preferably 150°C or higher.
  • the dehydrogenation process temperature T is the temperature of the atmosphere in the dehydrogenation process. Room temperature refers to 20 ⁇ 10°C. In the case of tempered materials, when dehydrogenation treatment is carried out, the upper limit of the temperature is set to be at least 50° C. lower than the tempering temperature.
  • at least the former can appropriately control the amount of hydrogen in the steel material at the surface layer of the steel material and steel pipe, and if the latter is also implemented, the amount of hydrogen in the steel material from the surface layer to the center of the thickness of the steel material and steel pipe can be appropriately controlled.
  • the temperature Tc at the center of the plate thickness can be measured using a thermocouple or can be predicted using the finite element method.
  • the time and temperature of the dehydrogenation process may include the temperature and time applied when heating in the pipe-making process for electric resistance welded pipes, UOE, etc., as described below.
  • scale on the steel surface inhibits dehydrogenation, it is preferable to remove the scale before carrying out the dehydrogenation process.
  • the removal method There is no restriction on the removal method, but it may be physical cleaning using a high-pressure cleaner, for example, or a chemical method using a scale remover. The effect of scale removal can be obtained if a thickness of about 100 ⁇ m is removed.
  • a UOE steel pipe which is an example of a high-strength steel pipe for line pipe, can be obtained by limiting the manufacturing conditions shown below, and the manufacturing method and conditions will be specifically described below.
  • the component composition, metal structure, hydrogen solid solubility, and hydrogen diffusion coefficient of the UOE steel pipe are the same as those described for the steel material in the first embodiment, and the manufacturing method also includes the heating process, hot rolling process, controlled cooling process after hot rolling, stabilization process, and dehydrogenation process, which are performed in the same manner as those described for the steel material.
  • the pipe-making process after rolling will be specifically described below.
  • UOE steel pipes are manufactured by bending hot-rolled steel sheets, specifically by groove-cutting the ends of the hot-rolled steel sheets and forming them into a steel pipe shape using a C press, U press, or O press, then seam-welding the butt joints by internal and external welding, and, if necessary, by a pipe expansion process.
  • Any welding method may be used as long as it provides sufficient joint strength and joint toughness, but submerged arc welding is preferred from the viewpoint of excellent welding quality and manufacturing efficiency.
  • Pipe expansion can also be performed on steel pipes that have been formed into a pipe shape by press bending and then have their butt joints seam-welded.
  • an example of the high-strength steel pipe for line pipe according to the present invention is an electric resistance welded steel pipe, which can be obtained by limiting the manufacturing conditions shown below, and the manufacturing method and conditions will be specifically described below.
  • the component composition, metal structure, hydrogen solid solubility, and hydrogen diffusion coefficient of the steel material are the same as those described for the steel material of the first embodiment, and as for the manufacturing method, the processes other than the controlled cooling process after rolling and the pipe making process (heating process, hot rolling process, stabilization treatment process, and dehydrogenation treatment process) are performed in the same manner as those described for the steel material.
  • Cooling process after rolling (controlled cooling process)
  • the cooling start temperature and the average cooling rate of the controlled cooling are the same as those described in the first embodiment.
  • Cooling stop temperature 250 to 650°C If the cooling stop temperature after hot rolling exceeds 650°C, the bainite transformation becomes incomplete, and the material strength is greatly reduced. For this reason, the cooling stop temperature is set to 650°C or less.
  • the cooling stop temperature is preferably set to 620°C or less.
  • the cooling stop temperature is more preferably set to 600°C or less, and even more preferably set to 580°C or less.
  • the cooling stop temperature is set to 250°C or more. In order to suppress the amount of hydrogen in the steel, the cooling stop temperature needs to be set to a predetermined temperature or more.
  • the cooling stop temperature needs to be set to 250°C or more in order to reduce the amount of hydrogen in the steel.
  • the cooling stop temperature is preferably 300° C. or higher, more preferably 390° C. or higher.
  • the cooling stop temperature is further preferably 450° C. or higher.
  • the material may be allowed to cool naturally, but in order to promote the formation of bainite, it is more preferable to slowly cool the material until the temperature drops by about 50° C. from the cooling stop temperature.
  • the cooling stop temperature here refers to the temperature at the center of the plate thickness.
  • the winding temperature is preferably 550°C or less.
  • the electric resistance welded steel pipe given as an example of the present invention is manufactured by forming the pipe into a cylindrical shape by cold roll forming, and then butting and welding both circumferential ends of the cylindrical shape together. Furthermore, the electric resistance welded steel pipe may be manufactured by forming the pipe into an electric resistance welded steel pipe material (electric resistance welded steel pipe) using a sizing roll that satisfies the following formula (1) (sizing process), and applying an internal pressure p (MPa) that satisfies the following formula (2) to the inner surface of the electric resistance welded steel pipe material (internal pressure application process).
  • the cylindrical shape means that the circumferential cross section of the tube is in a "C" shape.
  • the plate thickness of the hot-rolled steel plate means the plate thickness of the hot-rolled steel plate before the sizing process is performed.
  • X thickness of electric welded steel pipe material (mm) / radius of electric welded steel pipe material (mm)) ⁇ yield strength of electric welded steel pipe material (MPa)
  • MPa yield strength of electric welded steel pipe material
  • the wall thickness of the electric welded steel pipe material given as an example of the steel pipe of the present invention is preferably 5 mm or more, and preferably 30 mm or less.
  • the radius of the electric welded pipe material is preferably 400 mm or less.
  • the radius of the electric welded pipe material is preferably 200 mm or more.
  • the yield strength of the electric welded steel pipe material is preferably 480 MPa or more in order to withstand the gas pressure of pipeline operation. A yield strength of 500 MPa or more is more preferable.
  • the yield strength is preferably 600 MPa or less. A yield strength of 560 MPa or less is more preferable.
  • the diameter of the sizing roll is set to satisfy the above formula (1) in order to reduce the absolute value of the residual stress in the axial direction of the tube. If the diameter of the sizing roll is less than the right side of the formula (1), the intended residual shear stress of the present invention cannot be obtained.
  • the diameter of the sizing roll is preferably 2000 mm or less.
  • the electric resistance welded steel pipe material is expanded to generate tensile stress in the circumferential direction of the pipe, thereby reducing the absolute value of the residual stress in the circumferential direction of the pipe.
  • the left side (X) of equation (2) above corresponds to the internal pressure p when the tensile stress generated in the circumferential direction of the pipe is equal to the yield stress of the electric resistance welded steel pipe material.
  • the internal pressure p is set to a value greater than the left side (X) of equation (2) and the electric resistance welded steel pipe material is expanded to the plastic region.
  • the internal pressure p exceeds the right side (X x 1.5) of equation (2), the absolute value of the residual stress in the circumferential direction of the pipe becomes smaller, but the amount of work hardening due to expansion becomes too large, the dislocation density on the pipe surface increases, and the hydrogen embrittlement resistance decreases.
  • the steel material disclosed in the present invention is formed into a tube by press bending, roll forming, UOE forming, etc., and then the butt joint is welded to produce high-strength steel pipe for sour-resistant line pipe (UOE steel pipe, electric resistance welded steel pipe, spiral steel pipe, etc.) with excellent material uniformity within the steel plate, suitable for transporting crude oil and natural gas.
  • UOE steel pipe electric resistance welded steel pipe
  • spiral steel pipe etc.
  • steel pipe it is possible to produce steel pipe with excellent HISC resistance, even if there is a high hardness region in the weld.
  • a steel pipe made of a steel material having the composition shown in Table 1 was manufactured.
  • the manufacturing procedure is as follows. First, a billet having the composition shown in Table 1 was prepared. The casting speed was 0.05 to 0.2 m/min. The billet was heated to 1000°C to 1100°C, and hot rolling was performed in the range of 950 ⁇ 50°C. Controlled cooling was started when the surface temperature reached 900°C. The cooling start time difference between the head and tail of hot rolling was 30 to 45 seconds, the cooling stop temperature was 300 ⁇ 50°C, and the steel plate was manufactured with a target thickness of 20 mm. The average cooling rate in the controlled cooling process was performed under the conditions shown in Table 2. For some of the steel materials (Steel Materials Nos.
  • billets having the composition shown in Steel Type No. 8 and Steel Type No. 22 in Table 1 were produced at various casting speeds shown in Table 3.
  • the billets were heated to 1000°C to 1100°C and hot rolled in the range of 950 ⁇ 50°C. Controlled cooling was started when the surface temperature reached 900°C.
  • the cooling start time difference between the leading and trailing ends of hot rolling was 30 to 45 seconds, the cooling stop temperature was 300 ⁇ 50°C, and the steel plate was manufactured with a target thickness of 20 mm.
  • the average cooling rate in the controlled cooling process was carried out under the conditions shown in Table 3, and steel materials and steel pipes were obtained.
  • Steel Materials No. 8-1, 8-2, 8-3, 22-1, 22-2, and 22-3 were left as steel materials, and Steel Pipe No. Steel pipes No.
  • 8-11, 8-12, and 8-13 were manufactured by a pipe-making process in which hot-rolled steel sheets were bent and both ends were butted together and welded, while steel pipes No. 22-11, 22-12, and 22-13 were obtained by a pipe-making process in which hot-rolled steel sheets were formed into a cylindrical shape by cold rolling after a controlled cooling process, and both circumferential ends of the cylindrical shape were butted together and electric resistance welded. After that, stabilization treatment (or dehydrogenation treatment) was performed on those that were marked with an ⁇ , and the treatment conditions were all 200°C and 30 minutes.
  • the steel materials and steel pipes manufactured as described above were evaluated according to the following criteria.
  • the metal structure at 1/4 position of the wall thickness on the inner side of the obtained steel pipe was evaluated as follows. Test pieces were taken from the center of the longitudinal direction of the steel pipe so that the observation positions were 1/4 position of the wall thickness on the inner side and the center position of the wall thickness, and the cross section of the taken test piece was etched with 3 vol% nital solution. Scanning electron microscope photographs were taken at an appropriate magnification of 1000 to 5000 times, and martensite (including tempered martensite), ferrite, bainite, and pearlite were observed.
  • Martensite and bainite were judged visually by comparing with the structural photographs in Non-Patent Document 3, and the structural fraction was obtained by image analysis using an image obtained by dividing the SEM photograph into regions based on the above judgment (for example, when calculating the fraction of bainite, the bainite fraction is obtained by binarizing the bainite and other regions), and this was taken as the area fraction of each phase.
  • Temperature-programmed hydrogen analysis The amount of hydrogen remaining in the steel was measured using a temperature-programmed desorption analysis method, using a low-temperature temperature-programmed hydrogen analyzer (gas chromatograph type) (JTF-20AL). Temperature-programmed desorption analysis was performed in the temperature range from room temperature to 400°C at a heating rate of 200°C/h, and the sum of the measurements was taken as the amount of hydrogen.
  • the test specimens were rectangular columns, 10 mm thick x 10 mm wide, 20 mm long in the longitudinal direction of the steel pipe, at a quarter-thickness position of the steel plate and a quarter-way position from the inner surface of the steel pipe. Note that this hydrogen amount was before the steel was subjected to the high-pressure hydrogen fatigue crack propagation test and high-pressure hydrogen exposure test described in the next section.
  • High pressure hydrogen exposure test (calculation of hydrogen solid solubility) The calculation method of hydrogen solubility will be described.
  • the test specimens used were rectangular columns of 10 mm thickness x 10 mm width, 20 mm length in the longitudinal direction of the steel material and the steel pipe, at 1/4 of the plate thickness position of the steel material and 1/4 of the position from the inner surface of the steel pipe. Since the amount of hydrogen penetration depends on the surface condition of the test specimens, after cutting, they were polished with emery paper from No. 160 to No. 1000 to make the surface condition uniform for all samples. Then, Pd plating was applied to the entire surface of the test specimens in order to remove the oxide film that may inhibit hydrogen penetration.
  • This Pd plating may be performed by other methods such as vapor deposition, and Ni plating can also be used instead.
  • the above test specimen was exposed to a high pressure hydrogen environment (hydrogen volume fraction 99.999% or more) at room temperature (20 ⁇ 10°C) and pressures of 0, 5, 25, and 40 MPa for 72 hours. After exposure, the specimen was promptly removed from the exposure environment and stored in liquid nitrogen to prevent hydrogen from being released from the specimen.
  • the amount of absorbed hydrogen H was determined by the hydrogen temperature rise analysis method described above.
  • the square root of the exposed pressure ⁇ P [MPa] is plotted on the horizontal axis, and the measured amount of absorbed hydrogen H [mass ppm/ ⁇ P] is plotted on the vertical axis.
  • the amount of hydrogen in the specimen at 0 MPa was set as the initial amount of hydrogen (intercept), and the hydrogen solid solubility s [mass ppm/ ⁇ P] was calculated from the slope of ⁇ P-H.
  • the hydrogen diffusion coefficient was evaluated using a 1 ⁇ 40 ⁇ 40 mm test piece taken from the center of the steel plate thickness at 1/4 of the plate thickness and 1/4 of the plate thickness from the inner surface of the steel pipe.
  • One side of the test piece was Ni-plated, and the non-Ni-plated side was immersed in a 0.2% NaCl solution using a Devanathan-type cell, cathodic hydrogen charging was performed, and the Ni-plated side was immersed in a 0.1N NaOH aqueous solution, with an extraction potential of 0 V.
  • the hydrogen permeation start time (2nd Build up) which is the rise of the second permeation current, was fitted to the theoretical curve of Non-Patent Document 4 to obtain the diffusion coefficient.
  • Steel materials and steel pipes satisfying the present invention examples exhibited excellent effects on fatigue crack growth properties in a hydrogen environment. Furthermore, when the hydrogen solid solubility s was less than 0.02 mass ppm/ ⁇ P, the fatigue crack growth rate was further slowed to 1.5 ⁇ 10 ⁇ 3 mm/cycle or less, which was more than 30% higher than that of materials with a hydrogen solid solubility s of about 0.05 mass ppm/ ⁇ P, demonstrating excellent effects.
  • steel pipes were manufactured under the following manufacturing conditions, and their characteristics were evaluated.
  • Steel types No. 1, 8, 10, 12, and 22 shown in Tables 1-1 and 1-2 were used to manufacture steel pipes under the same conditions as steel materials No. 1, 8-2, 10, 12, and 22-2 shown in Tables 2 and 3 up until the controlled cooling process, and characteristics were evaluated when the dehydrogenation treatment conditions were changed.
  • Steel pipe forming was performed in the same manner as in Example 1. The results are shown in Table 4.
  • the dehydrogenation temperature T (ambient temperature) was set to 50°C, and the holding time tc after the plate thickness center temperature Tc reached 50°C was set to satisfy formula (A).
  • the dehydrogenation temperature T (ambient temperature) was set to 50°C, and the holding time tc after the plate thickness center temperature Tc reached 50°C was set to satisfy formula (A) described above, but the holding time tc after the plate thickness center temperature Tc reached 50°C did not satisfy formula (A) described above.
  • the dehydrogenation temperature T (ambient temperature) is 50°C, but the atmospheric temperature holding time t and the holding time tc after the plate thickness center temperature Tc reaches 50°C do not satisfy the above formula (A).
  • dehydrogenation holding time t is Y
  • dehydrogenation temperature T ambient temperature
  • holding time t satisfies formula (A)
  • dehydrogenation holding time t is N
  • dehydrogenation temperature T ambient temperature
  • holding time tc at steel center temperature Tc is Y means that the holding time tc after the plate thickness center temperature Tc reaches 50°C satisfies formula (A), while “holding time tc at steel center temperature Tc is N” means that the plate thickness center temperature Tc reaches 50°C, but the holding time tc after Tc reaches 50°C does not satisfy formula (A).
  • All of the examples of the present invention satisfied excellent fatigue crack growth rates. Among them, the fatigue crack growth rates were superior when the dehydrogenation treatment conditions were more favorable.

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Abstract

本発明は１００％水素ガスまたは水素分圧が１ＭＰａ以上の水素を含む天然ガス（天然ガスはメタン、エタンなどの炭化水素を主な成分とするガス）用ラインパイプ等の、高圧水素ガス環境下で使用される鋼構造物用として好適な、高強度かつ高圧水素ガス環境下における耐水素脆化特性に優れたラインパイプ用鋼材とその製造方法、ラインパイプ用鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。　特定の化学組成を有し、残留オーステナイトが面積分率で０～３％であり、室温において水素拡散係数が１．５×１０－１０ｍ２／ｓ以上であり、水素固溶度が０．０５ｍａｓｓ　ｐｐｍ／√Ｐ以下であるラインパイプ用鋼材。

Description

ラインパイプ用鋼材とその製造方法、ラインパイプ用鋼管およびその製造方法
　本発明は、水素ガスの輸送用ラインパイプ等の用途に好適なラインパイプ用鋼材とその製造方法、ラインパイプ用鋼管およびその製造方法に関する。
　既存のエネルギーインフラとして、天然ガス輸送用ラインパイプが存在する。これらの鋼材にはサワー環境における水素誘起割れの発生の抑制が求められてきた。一方、近年では脱炭素社会構築のためのクリーンなエネルギー源として、世界的に水素が大きく注目されている。そのため、水素ガスを大量に輸送することを目的として、天然ガスラインパイプに一部水素を混合した天然ガスや、水素ガスを代替として圧送する水素ガス輸送網の構築が検討されている。これらのパイプライン運転時の輸送圧力は、１～４０ＭＰａの高圧力が想定されており、ラインパイプは、高圧力の水素ガス曝露環境に置かれることになる。このような環境で使用される鋼材には、水素が鋼中に侵入し、特性が劣化する、「水素脆化」の発生が懸念される。そのため、従来のラインパイプに要求される高靭性、耐サワー性のみならず、水素ガス環境で要求される、水素脆化への耐性を兼ね備える必要がある。
　高圧水素ガス環境下で使用される鋼構造物には、従来から、低合金鋼より水素脆化し難い、ＳＵＳ３１６Ｌ等のオーステナイト系ステンレス鋼が利用されてきた。しかし、ＳＵＳ３１６Ｌ等のオーステナイト系ステンレス鋼は鋼材のコストが高いことに加えて、強度が低いため、高い水素圧に耐えうるように設計すると、肉厚が厚くなり、水素用構造物自体の価格も高価となる。そのため、水素用鋼構造物向けとして、より低コストで、かつ高圧水素ガス環境にも耐えうる低合金系鋼材が強く要望されてきた。
　このような要望に対し、例えば、特許文献１に記載された高圧水素環境用鋼は、高圧水素環境下で使用される鋼であって、Ｃａ／Ｓ：１．５未満または１１以上とすることで、拡散性水素濃度比を低減し拡散性水素による脆化を抑制する、としている。
　また、特許文献２には、特定の成分組成に調整した低合金高強度鋼を用いることで、９００～９５０ＭＰａの大気中引張強度範囲において、ＪＩＳ　Ｇ３１２８ＳＨＹ６８５ＮＳよりも４５ＭＰａ水素雰囲気中での絞りおよび伸び値の値が大きく、耐高圧水素環境脆化特性に優れるといった知見を見出した技術である。
　また、特許文献３には、Ｃｒ－Ｍｏ系高強度低合金鋼であり、５６０～５８０℃という比較的高い温度で焼戻処理を行い、調質後の結晶粒度番号が８．４以上の粒度で、引張強さ：９００～９５０ＭＰａの極めて狭い範囲に調整することで、４５ＭＰａ水素雰囲気中でも、優れた伸び、絞り特性を示す、耐高圧水素環境脆化特性に優れた低合金高強度鋼となるとしている。
　また、特許文献４に提案されている高圧水素ガス環境用低合金鋼は、Ｖを添加し、さらに既存の鋼よりもＭｏ含有量を増加させ、焼戻温度を高めて、Ｖ－Ｍｏ系炭化物を活用することで、粒界の炭化物形態が改善され、耐水素環境脆化特性が大きく向上するとしている。
　また、特許文献５には、耐水素性に優れた高圧水素ガス貯蔵容器用鋼が提案されている。特許文献５に記載された技術によれば、鋼板製造時に、焼準処理の後に長時間の応力除去焼鈍を施すことで、ＭＣ系炭化物（Ｍｏ、Ｖ）Ｃが微細かつ高密度に分散析出し、鋼の耐水素脆化特性等の耐水素性が向上するとしている。
　また、特許文献６には、金属組織が面積分率９０％以上のベイナイト主体組織で、ベイナイト中に平均粒径５０ｎｍ以下で、平均アスペクト比３以下のセメンタイトが分散析出している鋼材が提案されている。
　なお、非特許文献１には、低合金鋼の疲労強度の値が記載されている。
特開２００５－２３８６号公報 特開２００９－４６７３７号公報 特開２００９－２７５２４９号公報 特開２００９－７４１２２号公報 特開２０１０－３７６５５号公報 特開２０１２－１０７３３２号公報
Ｍａｔｓｕｎａｇａ　ｅｔ　ａｌ．、　Ｉｎｔ　Ｊ　Ｈｙｄｒｏｇｅｎ　Ｅｎｅｒｇｙ、Ｖｏｌ．４０（２０１５）、ｐ．５７３９－５７４８ 大村、実環境における水素侵入量を再現するための水素添加法、日本金属学会、第８４巻、第９号、（２０２０）ｐ．２８５－２９４ 日本熱処理技術協会（著）、入門・金属材料の組織と性質－材料を生かす熱処理と組織制御、２００４ 岡田道哉ら、電機化学的に測定された鉄中の水素透過、日本金属学会誌第５０巻、第２号（１９８６）ｐ．２０１－２０７
　ラインパイプ内の圧力は、操業時の変動や定期的なシャットダウンを行うため、構造物に繰返し応力が負荷される。そのため、ラインパイプのような鋼構造物を設計する際には、疲労破壊を考慮することが必須となる。しかし、非特許文献１に示すように高圧水素環境下では材料の疲労寿命は低下することが知られている。すなわち、従来の天然ガス用ライパイプを基準としたラインパイプ材の設計を行った場合、ラインパイプ材の使用寿命は低下することを意味する。しかしながら、上記した従来技術では、サワー環境における水素誘起割れの発生を抑制できるが、水素ガス中の疲労寿命を充分に高くすることができない、つまり、サワー環境における水素誘起割れの発生の抑制と水素ガス中の高い疲労強度の両立は困難であるという問題があった。
　本発明は、上記した従来技術の問題に鑑み、１００％水素ガスまたは水素分圧が１ＭＰａ以上の水素を含む天然ガス（天然ガスはメタン、エタンなどの炭化水素を主な成分とするガス）用ラインパイプ等の、高圧水素ガス環境下で使用される鋼構造物用として好適な、高強度かつ高圧水素ガス環境下における耐水素脆化特性に優れたラインパイプ用鋼材とその製造方法、ラインパイプ用鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。水素の環境としては１ＭＰａ以上の高圧水素ガスもしくは水素分圧として１ＭＰａ以上の水素を含む天然ガス（主成分はメタン、エタンなどの炭化水素）環境中が想定される。
　なお、ここでいう「高圧水素ガス環境下における耐水素脆化特性に優れた」とは、室温（２０±１０℃）、圧力：１ＭＰａ以上の水素ガス、または水素分圧として１ＭＰａ以上の水素を含む天然ガス（主成分はメタン、エタンなどの炭化水素）混合雰囲気の両環境下で、ＡＳＴＭ　Ｅ６４７、Ｆａｔｉｇｕｅ　Ｔｅｓｔｉｎｇに準拠して周波数：１Ｈｚ、繰返し波形：正弦波、制御方法：荷重制御、荷重条件：単軸引張、応力比：Ｒ＝０．１で疲労試験を実施して求めた、疲労き裂進展速度ｄａ／ｄＮ　ｍｍ／ｃｙｃｌｅがΔＫ＝２５ＭＰａにおいて、２．０×１０－３ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下である場合をいうものとする。
　なお、上記環境下において、疲労き裂進展速度ｄａ／ｄＮ　ｍｍ／ｃｙｃｌｅが２．０×１０－３ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下であれば、継目無鋼管やＵＯＥなどの鋼管を製造するプロセスで製造可能な板厚範囲で、長寿命のラインパイプなどの水素用鋼構造物の設計を行うことが可能になる。
　また、ここでいう「鋼材」には、薄鋼板、厚鋼板、継目無鋼管、電縫鋼管、形鋼、棒鋼等が含まれる。
　本発明者らは、耐水素脆化特性に優れたラインパイプ用鋼材及びラインパイプ用鋼管を得るための鋼材が満足すべき条件について鋭意研究を行った。その結果、疲労き裂進展速度は、き裂先端への水素の集積とき裂先端の応力（応力拡大係数）に大きく影響され、鋼中の水素固溶度を０．０５ｐｐｍ／√Ｐ以下に低減させることで、水素中の疲労き裂進展速度を大きく低下させることを見出した。さらに、水素中の疲労き裂進展速度は、き裂先端への水素の集積量が大きいほど加速する。そして水素の拡散係数が小さいほど、き裂先端への水素集積量は増大し、疲労き裂進展速度が増大する。本発明者らは、疲労き裂進展速度と水素拡散係数の関係を詳細に解析したところ、室温の水素拡散係数が１．５×１０－１０ｍ２／ｓよりも小さい場合には、水素中の疲労き裂進展速度が大きく増大することを見出した。以上に記載の知見を基に新しい高強度ラインパイプ用鋼材及びラインパイプ用鋼管を発明するに至った。また、本発明の鋼材と鋼管は高強度を有しており、本発明において高強度とは５２０ＭＰａ以上の引張強さを指すものとする。
　本発明の要旨は以下のとおりである。
［１］　質量％で、
Ｃ：０．０２～０．１５％、
Ｓｉ：０．０１～２．０％、
Ｍｎ：０．５～１．８％、
Ｐ：０．０００１～０．０１５％、
Ｓ：０．０００２～０．００１５％、
Ａｌ：０．００５～０．１５％、
Ｏ：０．０１％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｈ：０．０２ｐｐｍ以下を含み、
あるいはさらに、
Ｎｂ：０～０．１０％、
Ｃａ：０～０．００５％、
Ｎｉ：０～２．０％、
Ｔｉ：０～０．１％、
Ｃｕ：０～１．０％、
Ｃｒ：０～１．０％、
Ｍｏ：０～０．６０％、
Ｗ：０～１．０％、
Ｖ：０～０．１０％、
Ｚｒ：０～０．０５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１％、
Ｍｇ：０～０．０１％、
Ｂ：０～０．００２０％、
Ｈｆ：０～０．２％、
Ｔａ：０～０．２％、
Ｒｅ：０～０．００５％、
Ｓｎ：０～０．３％、
Ｓｂ：０～０．３％、から選択される１種以上を含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物元素である、化学組成を有し、
残留オーステナイトが面積分率で０～３％であり、室温において水素拡散係数が１．５×１０－１０ｍ２／ｓ以上であり、水素固溶度が０．０５ｍａｓｓ　ｐｐｍ／√Ｐ以下であるラインパイプ用鋼材。
［２］　さらに、前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．００１～０．１０％、
Ｃａ：０．０００１～０．００５％、
Ｎｉ：０．０１～２．０％、
Ｔｉ：０．００５～０．１％、
Ｃｕ：０．０１～１．０％、
Ｃｒ：０．０１～１．０％、
Ｍｏ：０．０１～０．６０％、
Ｗ：０．０１～１．０％、
Ｖ：０．０１～０．１０％、
Ｚｒ：０．０００１～０．０５０％、
ＲＥＭ：０．０００１～０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０１％、
Ｂ：０．０００１～０．００２０％、
Ｈｆ：０．０００１～０．２％、
Ｔａ：０．０００１～０．２％、
Ｒｅ：０．０００１～０．００５％、
Ｓｎ：０．０００１～０．３％、
Ｓｂ：０．０００１～０．３％である［１］に記載のラインパイプ用鋼材。
［３］　板厚１／４位置において、ベイナイトまたはマルテンサイトを有し、前記ベイナイトが面積分率で９０％以上または前記マルテンサイトが面積分率で９０％以上である［１］または［２］に記載のラインパイプ用鋼材。
［４］　前記［１］または［２］に記載の化学組成を有する鋼素材を１０００～１２５０℃で加熱する加熱工程と、
前記加熱工程で加熱された鋼素材を、圧延終了温度：Ａｒ３点以上の条件で圧延する熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、冷却開始温度が鋼板表面温度でＡｒ３点以上、熱延鋼板の先端と尾端の冷却開始時間差が５０秒以内、７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度が鋼板表面下０．２５ｍｍおよび板厚中央の温度で１５～５０℃／ｓ、冷却停止温度が２５０～６５０℃である条件で冷却する制御冷却工程と、
前記制御冷却工程で得られた鋼板を安定化処理する安定化処理工程、前記制御冷却工程で得られた鋼板を脱水素処理する脱水素処理工程のどちらか一つの工程と、
を有するラインパイプ用鋼材の製造方法。
［５］　ラインパイプ用鋼管において、
　質量％で、
Ｃ：０．０２～０．１５％、
Ｓｉ：０．０１～２．０％、
Ｍｎ：０．５～１．８％、
Ｐ：０．０００１～０．０１５％、
Ｓ：０．０００２～０．００１５％、
Ａｌ：０．００５～０．１５％、
Ｏ：０．０１％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｈ：０．０２ｐｐｍ以下を含み、
あるいはさらに、
Ｎｂ：０～０．１０％、
Ｃａ：０～０．００５％、
Ｎｉ：０～２．０％、
Ｔｉ：０～０．１％、
Ｃｕ：０～１．０％、
Ｃｒ：０～１．０％、
Ｍｏ：０～０．６０％、
Ｗ：０～１．０％、
Ｖ：０～０．１０％、
Ｚｒ：０～０．０５０％、
ＲＥＭ：０～０．０１％、
Ｍｇ：０～０．０１％、
Ｂ：０～０．００２０％、
Ｈｆ：０～０．２％、
Ｔａ：０～０．２％、
Ｒｅ：０～０．００５％、
Ｓｎ：０～０．３％、
Ｓｂ：０～０．３％から選択される１種以上を含み、
残部がＦｅおよび不可避的不純物元素である、化学組成を有し、
残留オーステナイトが面積分率で０～３％であり、室温において水素拡散係数が１．５×１０－１０ｍ２／ｓ以上であり、水素固溶度が０．０５ｍａｓｓ　ｐｐｍ／√Ｐ以下であるラインパイプ用鋼管。
［６］　さらに、前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．００１～０．１０％、
Ｃａ：０．０００１～０．００５％、
Ｎｉ：０．０１～２．０％、
Ｔｉ：０．００５～０．１％、
Ｃｕ：０．０１～１．０％、
Ｃｒ：０．０１～１．０％、
Ｍｏ：０．０１～０．６０％、
Ｗ：０．０１～１．０％、
Ｖ：０．０１～０．１０％、
Ｚｒ：０．０００１～０．０５０％、
ＲＥＭ：０．０００１～０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０１％、
Ｂ：０．０００１～０．００２０％、
Ｈｆ：０．０００１～０．２％、
Ｔａ：０．０００１～０．２％、
Ｒｅ：０．０００１～０．００５％、
Ｓｎ：０．０００１～０．３％、
Ｓｂ：０．０００１～０．３％である［５］に記載のラインパイプ用鋼管。
［７］　鋼管内面からの肉厚１／４位置においてベイナイトまたはマルテンサイトを有し、前記ベイナイトが面積分率で９０％以上または前記マルテンサイトが面積分率で９０％以上である［５］または［６］に記載のラインパイプ用鋼管。
［８］　前記［５］または［６］に記載の化学組成を有する鋼素材を１０００～１２５０℃で加熱する加熱工程と、
前記加熱工程で加熱された鋼素材を、圧延終了温度：Ａｒ３点以上の条件で圧延する熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、冷却開始温度が鋼板表面温度でＡｒ３点以上、熱延鋼板の先端と尾端の冷却開始時間差が５０秒以内、７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度が鋼板表面下０．２５ｍｍおよび板厚中央の温度で１５～５０℃／ｓ、冷却停止温度が２５０～６５０℃である条件で冷却する制御冷却工程と、
前記制御冷却工程後、前記熱延鋼板を曲げ加工し、両端部を突合せて溶接する造管工程、前記制御冷却工程後、前記熱延鋼板を冷間ロール成形により円筒状に成形し、前記円筒状の周方向両端部を突合せて電縫溶接する造管工程のうちどちらか一方の造管工程と、
造管工程で得られた鋼管を安定化処理する安定化処理工程、造管工程で得られた鋼管を脱水素処理する脱水素処理工程のどちらか一つの工程と、
を有するラインパイプ用鋼管の製造方法。
　本発明によれば、高圧水素ガス環境下での耐水素脆化特性が極めて向上した鋼材を、容易にかつ簡便に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明によれば、高圧水素ガス用ラインパイプ等の鋼構造物の耐水素脆化特性を顕著に向上でき、耐疲労特性が向上して、鋼構造物の寿命延長に大きく寄与するという効果もある。
　次に、本発明を実施する方法について具体的に説明する。なお、以下の説明は、本発明の好適な実施態様を示すものであり、本発明は以下の説明によって何ら限定されるものではない。第１実施形態として鋼材を具体的に説明し、続いて第２実施形態として本発明の鋼管の一例であるＵＯＥ鋼管を具体的に説明し、第３実施形態として本発明の鋼管の一例である電縫鋼管を具体的に説明する。
　第１実施形態
　［成分組成］
　本発明の鋼材の化学組成について、その限定理由を以下に説明する。なお、以下の説明における「％」は、特に断らない限り「質量％」を表すものとする。
　Ｃ：０．０２～０．１５％
　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。このため、Ｃ含有量は０．０２％以上とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．０３％以上である。一方、０．１５％を超えると溶接性が低下する。このため、Ｃ含有量は０．１５％以下に限定する。好ましくは、Ｃ含有量は０．１３％以下である。また、０．０８％を超えると、加速冷却時に表層部や中心偏析部の硬さが上昇するため、耐ＳＳＣＣ性および耐ＨＩＣ性が劣化する場合がある。また、靭性も劣化する場合がある。このため、より好ましくは、Ｃ含有量は０．０８％以下である。さらに好ましくは、Ｃ含有量は０．０５％以下である。
　Ｓｉ：０．０１～２．０％
　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。このため、Ｓｉ含有量は０．０１％以上である。Ｓｉ含有量は、０．０８％以上が好ましく、０．１０％以上がより好ましい。一方、２．０％超えではその効果は飽和するため、Ｓｉ含有量は２．０％以下である。Ｓｉ含有量は１．８％以下が好ましく、１．０％以下がより好ましい。さらに０．５０％を超えると靭性や溶接性を劣化させるため、かつ水素固溶度が増大するためＳｉ含有量はさらに０．５０％以下が好ましい。
　Ｍｎ：０．５～１．８％
　Ｍｎは、強度、靭性の向上に有効に寄与するが、含有量が０．５％未満ではその添加効果に乏しい。このため、Ｍｎ含有量は０．５％以上とする。Ｍｎ含有量は０．６％以上が好ましく、０．７％以上がより好ましく、０．８％以上がさらに好ましい。一方１．８％を超えると制御冷却時に表層部や中心偏析部の硬さが上昇するため、耐ＳＳＣＣ（硫化物応力腐食割れ）性、耐ＨＩＣ（水素誘起割れ）性および耐水素脆化性が劣化する。また、溶接性も劣化し、かつ水素固溶度が増大する。このため、Ｍｎ量は１．８％以下に限定する。Ｍｎ含有量は１．５％以下が好ましく、１．４％以下がより好ましく、１．３％以下がさらに好ましい。
　Ｐ：０．０００１～０．０１５％
　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性および水素固溶度が増大することで耐水素脆化性を劣化させる。０．０１５％を超えるとその傾向が顕著となるため、Ｐ含有量の上限を０．０１５％に規定する。Ｐ含有量は０．０１０％以下が好ましく、さらに好ましくは、Ｐ含有量は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Ｐ含有量は０．０００１％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性および水素固溶度が増大することで耐水素脆化性を劣化させるため少ないほうが好ましいが、０．００１５％までは許容される。このため、Ｓ含有量は０．００１５％以下とする。Ｓ含有量は０．００１０％以下が好ましく、０．０００８％以下がより好ましい。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：０．００５～０．１５％
　Ａｌは、脱酸剤として添加するが、０．００５％未満では添加効果がないため、Ａｌ含有量は０．００５％以上とする。Ａｌ含有量は、０．０１０％以上が好ましく、０．０３０％以上がより好ましい。一方、０．１５％を超えると鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するため、Ａｌ含有量は０．１５％以下に限定する。Ａｌ含有量は、０．１０％以下が好ましく、０．０８％以下がより好ましく、０．０５％以下がさらに好ましい。
　Ｏ：０．０１％以下
　Ｏは、酸化物系介在物を生成する原因となるため少ないほど好ましいが、Ｏ含有量が０．０１％以下であれば問題とならない。このため、Ｏ含有量は０．０１％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００５％以下である。より好ましくは、Ｏ含有量は０．００３％未満である。下限は特に限定されるものでは無いが、酸素を０％にするのはコスト増大の要因となるので０．００１％以上が好ましい。
　Ｎ：０．０１０％以下
　鋼材の疲労特性に及ぼすＮの影響は小さく、Ｎ含有量が０．０１０％以下であれば靭性の観点から本発明の効果を損なわない。よって、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は０．００８％以下とすることが好ましく、Ｎ含有量は０．００６％以下とすることがより好ましい。Ｎ含有量は０．００４％以下とすることがさらに好ましい。一方、じん性向上の観点からは、Ｎ含有量が少ないことが望ましいが、過度の低減は製鋼上のコストを増大させるので、Ｎ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
　Ｈ：０．０２ｐｐｍ以下
　Ｈは、製造中の種々の工程で鋼材中に導入される場合があり、導入量が多いと凝固後の割れ発生リスクが高まるとともに、疲労き裂進展を加速させる場合がある。これらの影響はＨ含有量が０．０２ｐｐｍ以下であれば問題とならないため、Ｈ含有量は０．０２ｐｐｍ以下とする。好ましくは、Ｈ含有量は０．０１ｐｐｍ以下である。より好ましくは０．００５ｐｐｍ以下である。さらに好ましくは、Ｈ含有量は０．００３ｐｐｍ以下である。下限は特に限定されるものでは無いが、０．００１ｐｐｍ未満とするとコスト増の要因となるため、Ｈ含有量は０．００１ｐｐｍ以上が好ましい。
なお、水素量は鋼材、鋼管、ＵＯＥ等の成形後の残存水素量である。
　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、Ｎｂ、Ｃａ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｂ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｒｅ、Ｓｎ、Ｓｂのうちから選んだ１種以上を、以下の範囲で任意に含有させることができる。
　Ｎｂ：０～０．１０％
　Ｎｂは、鋼材の強度上昇に寄与する元素であるが、含有量が０．１０％を越えると効果が飽和し、コストアップの要因となるため、Ｎｂを含有する場合には、Ｎｂ含有量は０．１０％以下とする。Ｎｂ含有量は０．０８％以下とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は０．０６％以下とすることがより好ましい。コスト抑制のためには、Ｎｂ含有量は０．０５％以下とすることがさらに好ましい。Ｎｂを含有する場合にはＮｂ含有量は０％以上であってよいが、前記効果を得るために、含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は０．０１％以上とすることがより好ましい。
　Ｃａ：０～０．００５％
　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、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性を劣化させるので、Ｃａを含有する場合には、Ｃａ量は０．００５％以下とする。Ｃａ含有量は０．００３％以下が好ましい。Ｃａ含有量は０．００２％以下がより好ましい。Ｃａを含有する場合には、Ｃａ含有量は０％以上であってよいが、０．０００１％未満ではその含有効果が十分でないため、Ｃａ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量は０．００１％以上がより好ましい。
　Ｎｉ：０～２．０％
　Ｎｉは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、２．０％を超えて含有すると、１ｂａｒ未満の硫化水素分圧の低い環境において、フィッシャーと呼ばれる微細割れを生成しやすくする。そのため、Ｎｉを含有する場合は、Ｎｉ含有量は２．０％以下とする。Ｎｉ含有量は１．５％以下が好ましく、１．２％以下がより好ましく、１．０％以下がさらに好ましい。Ｎｉ含有量は０．１％以下とすることが好ましい。もっとも好ましくは、０．０２％以下とする。Ｎｉを含有する場合には、Ｎｉ含有量は０％以上であってよいが、上記効果を得るためにはＮｉは０．０１％以上含有することが好ましい。
　Ｔｉ：０～０．１％
　Ｔｉは、鋼材の強度上昇に寄与するが、含有量が０．１％を越えると効果が飽和し、コストアップの要因となるため、Ｔｉを含有する場合には、Ｔｉ含有量は０．１％以下とする。コスト抑制のためには、Ｔｉ含有量は０．０５％以下とすることがより好ましい。Ｔｉを含有する場合には、Ｔｉ含有量は０％以上であってよいが、前記効果を得るために、Ｔｉを含有する場合には、含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は０．００８％以上がより好ましい。
　Ｃｕ：０～１．０％
　Ｃｕは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、含有量が多すぎると溶接性および水素固溶度が増大することで耐水素脆化性が劣化するため、Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ含有量は１．０％以下とする。Ｃｕ含有量は０．５％以下が好ましい。Ｃｕ含有量は０．３％以下がより好ましく、０．２％以下がさらに好ましい。Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕ含有量は０％以上であってよいが、この効果を得るには０．０１％以上を含有することが好ましい。
　Ｃｒ：０～１．０％
　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るが、含有量が多すぎると、焼入れ性が過剰になるため、耐ＳＳＣＣ性および水素固溶度が増大することで耐水素脆化性が劣化する。また、溶接性も劣化する。このため、Ｃｒを含有する場合は、Ｃｒ含有量は１．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、０．８％以下が好ましく、０．５％以下がより好ましい。０．１％以下がさらに好ましい。Ｃｒを含有する場合には、Ｃｒ含有量は０％以上であってよいが、この効果を得るには０．０１％以上含有することが好ましい。０．０５％以上を含有することがより好ましい。
　Ｍｏ：０～０．６０％
　Ｍｏは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、硫化水素分圧によらず耐ＳＳＣＣ性の向上に有効な元素であるが、含有量が多すぎると、焼入れ性が過剰になるため、耐ＳＳＣＣ性および水素固溶度が増大することで耐水素脆化性が劣化する。また、溶接性も劣化する。このため、Ｍｏ含有量は０．６０％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．５０％以下とし、より好ましくは０．４０％以下とする。Ｍｏ含有量は０％以上であってよいが、上記効果を得るにはＭｏを０．０１％以上含有することが好ましく、０．１０％以上を含有することがより好ましい。
　Ｗ：０～１．０％
　Ｗは、鋼材の強度上昇に寄与するが、Ｗ含有量が１．０％を越えると効果が飽和し、コストアップの要因となるため、Ｗを含有する場合には、Ｗ含有量は１．０％以下とする。Ｗ含有量は、好ましくは０．８％以下とする。コスト抑制のためには、０．５％以下とすることが好ましい。Ｗ含有量は０％以上であってよいが、前記効果を得るために、Ｗを含有する場合には、含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。
　Ｖ：０～０．１０％
　Ｖは、鋼材の強度および靭性を高めるために任意に含有することができる元素である。０．１０％を超えると溶接部の靭性および水素固溶度が増大することで耐水素脆化性が劣化するので、含有する場合は０．１０％以下とする。Ｖ含有量が０．０８％以下とすることが好ましい。Ｖ含有量が０．０６％以下とすることがより好ましく、０．０３％以下とすることがさらに好ましい。Ｖ含有量は０％以上であってよいが、含有量が０．０１％未満ではその含有効果に乏しいため、Ｖを含有する場合には、０．０１％以上とすることが好ましい。
　Ｚｒ：０～０．０５０％、ＲＥＭ：０～０．０１％、Ｍｇ：０～０．０１％
　Ｚｒ、ＲＥＭおよびＭｇ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含有することができる元素である。これらの元素は、Ｚｒは０．０５０％を超える、ＲＥＭおよびＭｇは０．０１％を超えるとその効果が飽和するので、これらの元素を含有する場合には、Ｚｒは０．０５０％以下、ＲＥＭおよびＭｇは０．０１％以下とする。すなわち、含有する場合には、Ｚｒ含有量は０．０５０％以下とする。Ｚｒ含有量は０．００４０％以下とすることが好ましい。Ｚｒ含有量は０．００３０％以下とすることがより好ましい。また、含有する場合には、ＲＥＭ含有量は０．０１％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．００４０％以下とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は０．００３０％以下とすることがより好ましい。また、含有する場合には、Ｍｇ含有量は０．０１％以下とする。Ｍｇ含有量は０．００４０％以下とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は０．００３０％以下とすることがより好ましい。これらの元素の含有量は０％以上であってよいが、含有量が０．０００１％未満ではその含有効果に乏しいため、０．０００１％以上とすることが好ましい。すなわち、Ｚｒ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｚｒ含有量は０．０００５％以上とすることがより好ましい。また、ＲＥＭ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上とすることがより好ましい。Ｍｇ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は０．０００５％以上とすることがより好ましい。
　Ｂ：０～０．００２０％
　Ｂは、焼き入れ性を向上させる元素であり、鋼管の強度上昇に寄与するとともに、旧オーステナイト粒の粗大化を抑制し、素材の各種特性を向上させる。一方、Ｂ含有量が０．００２０％を越えると効果が飽和し、コストアップの要因となるため、含有する場合にはＢ含有量は０．００２０％以下とする。Ｂ含有量は０．００１５％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は０．００１２％以下とすることがより好ましい。コスト抑制のためには、０．００１０％以下とすることがさらに好ましい。Ｂ含有量は０％以上であってよいが、前記効果を得るために、Ｂを含有する場合には、含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．０００５％以上である。
　Ｈｆ：０～０．２％、Ｔａ：０～０．２％
　これらの元素は、鋼材の強度上昇に寄与する。含有量が０．２％を越えると効果が飽和し、コストアップの要因となるため、これらの元素を含有する場合には、含有量は０．２％以下とする。すなわち、含有する場合には、Ｈｆは０．２％以下とする。Ｈｆは０．１％以下とすることが好ましい。Ｈｆは０．０５％以下とすることがより好ましい。また、含有する場合には、Ｔａは０．２％以下とする。Ｔａは０．１％以下とすることが好ましい。Ｔａは０．０５％以下とすることがより好ましい。コスト抑制のためには、含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。これらの元素の含有量は０％以上であってよいが、前記効果を得るために、含有する場合には、Ｈｆ含有量は、０．０００１％以上が好ましい。より好ましくは、Ｈｆ含有量は、０．００１％以上である。また、Ｔａ含有量は、０．０００１％以上が好ましい。より好ましくは、Ｔａ含有量は、０．００１％以上である。
　Ｒｅ：０～０．００５％
　Ｒｅは、鋼材の強度上昇に寄与するが、含有量が０．００５％を越えると効果が飽和し、コストアップの要因となるため、含有する場合には０．００５％以下とする。Ｒｅ含有量は０．００３％以下とすることが好ましい。Ｒｅ含有量は０．００２％以下とすることがより好ましい。Ｒｅの含有量は０％以上であってよいが、前記効果を得るために、含有する場合には、含有量を０．０００１％以上とする。好ましくは、０．００１％以上である。
　Ｓｎ：０～０．３％、Ｓｂ：０～０．３％、
　これらの元素は、鋼材の強度上昇と焼入れ性向上に寄与するが、含有量が０．３％を越えると効果が飽和し、コストアップの要因となるため、含有する場合には０．３％以下とする。すなわち、Ｓｎ含有量は０．３％以下とする。Ｓｎ含有量は０．２％以下とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は０．１％以下とすることがより好ましい。コスト抑制のためには、０．０１％以下とすることがさらに好ましい。また、Ｓｂ含有量は０．３％以下とする。Ｓｂ含有量は０．２％以下とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は０．１％以下とすることがより好ましい。コスト抑制のためには、Ｓｂ含有量は０．０１％以下とすることさらに好ましい。Ｓｎ、Ｓｂの含有量は０％以上であってよいが、前記効果を得るために、含有する場合には、Ｓｎ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｓｎ含有量は０．００１％以上である。また、Ｓｂ含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｓｂ含有量は０．００１０％以上である。
　鋼板および鋼管の成分組成において、上述した成分（元素）以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物元素からなる。
　以下、本発明の鋼材の金属組織について述べる。
　金属組織
　残留オーステナイトが面積分率で０～３％
　残留オーステナイトが鋼材中に残存することにより、鋼中の水素量が増加し、水素脆化感受性を増大させる場合がある。さらに、使用中の応力負荷により残留オーステナイトがマルテンサイトに変態した場合、マルテンサイトが非常に硬質なため水素割れしやすく、マルテンサイト部分からき裂発生する場合がある。本発明においては、残留オーステナイトを面積分率で３％以下とすることで、疲労き裂進展速度を低減することができ、耐水素脆化特性の向上につながる。このため、残留オーステナイトは３％以下とする。残留オーステナイトは好ましくは２％以下である。残留オーステナイトはより好ましくは１％以下である。残留オーステナイトは０％であってもよい。
　鋼材の板厚１／４位置（鋼管の場合には鋼管内面からの肉厚１／４位置）において、ベイナイトまたはマルテンサイトを有し、前記ベイナイトが面積分率で９０％以上または前記マルテンサイトが面積分率で９０％以上（好適）
　引張強さが５２０ＭＰａ以上の高強度化を図るために、鋼組織は、ベイナイトまたはマルテンサイト組織とことが好ましい。一方、鋼材中に軟質相と硬質相が混在する場合は、疲労損傷が軟質相に優先的に蓄積され、き裂発生が生じやすくなることで疲労限応力が低下する。水素環境下においては、局所変形が助長されるため、軟質相への疲労損傷がより加速され、さらに水素中の耐水素脆化特性が低下する。その結果、水素中疲労き裂進展速度ｄａ／ｄＮｍｍ／ｃｙｃｌｅがΔＫ＝２５ＭＰａにおいて、２．０×１０－３ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下を達成しづらくなる。これを改善するためには、相対的な軟質相の割合を低減する必要がある。そのため、金属組織はベイナイトまたはマルテンサイトの単一組織であることが好ましく、ベイナイトまたはマルテンサイトどちらか一方を有し、その組織は面積分率で９０％以上が好ましい。前記組織は面積分率で９２％以上とすることがより好ましく、９５％以上とすることがさらに好ましい。上限は特に限定されるものではないが、９８％以下とすることが好ましい。上限は特に限定されるものではなく、ベイナイトは面積分率で１００％であってもよい。さらに、疲労き裂は鋼管内面から発生するため、鋼管内面組織の均一性が重要である。したがって、鋼管の場合には鋼管内面からの肉厚１／４位置における金属組織を規定する。
ここで、ベイナイト組織は、変態強化に寄与する制御冷却時あるいは制御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ベイナイトを含み、かつ、焼き戻しベイナイトを含むものとする。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が生じる。そのため、ベイナイト相以外の組織の体積分率は少ないほど良い。ここで、上記マルテンサイト組織は焼戻しマルテンサイトを含むものとする。
　室温における水素の拡散係数が１．５×１０－１０ｍ２／ｓ以上
　水素中の疲労き裂進展速度は、き裂先端への水素の集積量が大きいほど加速する。水素の拡散係数が小さいほど、き裂先端への水素集積量は増大し、疲労き裂進展速度が増大する。水素拡散係数が１．５×１０－１０ｍ２／ｓよりも小さい場合には、水素中の疲労き裂進展速度が大きく増大するため、水素拡散係数は１．５×１０－１０ｍ２／ｓ以上とした。好ましくは、水素拡散係数は２．０×１０－１０ｍ２／ｓ以上とし、より好ましくは３．０×１０－１０ｍ２／ｓ以上とする。さらに好ましくは、水素拡散係数は５．０×１０－１０ｍ２／ｓ以上とする。もっとも好ましくは、水素拡散係数は６．０×１０－１０ｍ２／ｓ以上とする。上限は特に限定されるものではないが、水素拡散係数を小さくするには強度低下をともなうため、材料強度を考慮すると５．０×１０－９ｍ２／ｓ以下が好ましい。残留オーステナイトは室温における水素拡散係数が小さいため、室温における水素拡散係数を上記の値とするためには、上述した残留オーステナイト分率とする必要がある。また、鋼材への水素の侵入は鋼材の表面（鋼管の場合には鋼管の内面）から生じる。したがって、この水素の拡散係数は疲労き裂が肉厚を伝播し、急進破壊に至るまでの肉厚までの値が重要となる。急進破壊に至るまでの肉厚は材料の破壊靭性値と鋼管に発生する応力で定めることができる。しかし、実際には鋼材（鋼管の場合には鋼管）の疲労き裂の進展寿命は肉厚の１／４ｔを進展するまでに大半を要することから、水素拡散係数は鋼管の内面から１／４ｔにおける値を測定すればよい。また、水素拡散係数は温度依存性が大きいことから、本発明の水素拡散係数は室温（２０±１０℃）の値と定義する。
　水素固溶度が０．０５ｍａｓｓ　ｐｐｍ／√Ｐ以下
　本発明において、水素固溶度は最も重要な要素である。疲労き裂進展速度は、き裂先端への水素の集積とき裂先端の応力（応力拡大係数）に大きく影響される。すなわち、所望の疲労き裂進展速度を得るには、き裂先端への水素の集積を低減させることが重要である。水素固溶度は小さいほど、水素中の疲労き裂進展速度の低下は大きく、所望の疲労き裂進展速度を得るために鋼材中の水素固溶度が０．０５ｍａｓｓ　ｐｐｍ／√Ｐ以下とする。０．０３ｍａｓｓ　ｐｐｍ／√Ｐ以下が好ましく、０．０２ｍａｓｓ　ｐｐｍ／√Ｐ以下がより好ましい。水素固溶度を低減させるために安定化処理または脱水素処理を実施する。一方で、水素固溶度を０．００５ｍａｓｓ　ｐｐｍ／√Ｐ未満とする熱処理は材料の強度低下や大幅な製造コストの増大を招くため、０．００５ｍａｓｓ　ｐｐｍ／√Ｐ以上が好ましい。
　なお、ここで水素固溶度ｓは水素圧力Ｐ［ＭＰａ］の環境において侵入する水素量Ｈ［ｍａｓｓ　ｐｐｍ］と、水素圧力Ｐ［ＭＰａ］の平方根との傾き［ｍａｓｓ　ｐｐｍ／√Ｐ］を示す値である。混合ガス環境の場合のＰは、水素分圧相当Ｐ‘として読み替えることができる。具体的には２５ＭＰａ中に２０％の水素が含有されるガス環境の場合には、２５ＭＰａ×０．２＝５ＭＰａが水素分圧Ｐ‘となる。
　水素固溶度の算出はいくかあるがその一例を示す。例えば、０～４０ＭＰａ高圧水素ガス環境の任意の圧力環境に試験片を暴露し、所定の時間を保持する。その後、水素分析装置を用いて鋼中水素量を測定し、Ｈと√Ｐの関係を取得し、その傾きからｓを算出する。あるいは、例えば、非特許文献２の様な高圧ガス環境を模擬する陰極水素チャージ試験によって、算出することもできる。
　また、引張強度は５２０ＭＰａ以上であることが好ましく、５８０ＭＰａ以上であることがより好ましい。特に上限は限定されるものではないが、引張強度は９５０ＭＰａ以下であることが好ましく、８００ＭＰａ以下であることがより好ましい。
　また、特に限定されるものではないが、板厚は５ｍｍ以上が好ましい。板厚は、３０ｍｍ以下が好ましい。
　次に本発明の鋼板の製造方法について説明する。本発明の鋼材は、鋼素材（スラブ）の加熱工程、熱間圧延工程、制御冷却工程、さらに、安定化処理工程、脱水素処理工程のどちらかの工程、を順次行うことによって製造できる。
　なお、以下の説明における温度は、特に断らない限り、鋼素材または鋼管の板厚中央の温度とする。平均冷却速度は、鋼管の内面からの肉厚１／４位置温度を意味する。なお、板厚中央の温度と鋼管の内面からの肉厚１／４位置の温度は、放射温度計で測定した鋼管表面温度から鋼材の熱伝達係数を考慮した伝熱計算等を用いて上記温度を推定した温度である。
　鋼素材の加熱温度：１０００～１２５０℃
　ビレットやスラブ等の鋼素材の加熱温度は、１０００℃未満ではミクロ偏析しているＣやＰ、Ｓ等の不純物元素の拡散が不十分で均質な材質が得られない。このため、鋼素材の加熱温度は１０００℃以上とする。鋼素材の加熱温度は１１８０℃以上とすることが好ましく、１２００℃以上とすることがより好ましい。一方、１２５０℃を超えると、結晶粒が粗大化しすぎ靱性が劣化する。従って、鋼素材の加熱温度は１２５０℃℃以下とする。鋼素材の加熱温度は１２３０℃以下とすることが好ましく、１２１０℃以下とすることがより好ましい。
　熱間圧延終了温度：Ａｒ３点以上
　鋼素材を再加熱した後、所望の管厚または板厚まで熱間で圧延を行うが、熱間圧延の終了温度は、フェライト生成温度であるＡｒ３点以上とする。Ａｒ３点未満では熱間圧延後に直ちに冷却を行うプロセスの場合、軟質なフェライト相の生成により強度低下を招くためである。熱間圧延の終了温度は、７７０℃以上とすることが好ましく、Ａｒ３点が７７０℃よりも高い場合には、仕上圧延終了温度は、Ａｒ３点＋３０℃以上が好ましく、Ａｒ３点＋５０℃以上がより好ましい。また、１２５０℃を超えると、結晶粒が粗大化しすぎ靱性が劣化するため上限は１２５０℃以下とすることが好ましい。
　Ａｒ３点温度は鋼の合金成分によって変化するため、それぞれの鋼で実験によって変態温度を測定して求めてもよいが、成分組成から下式で求めることもできる。
Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０Ｃ（％）－８０Ｍｎ（％）－２０Ｃｕ（％）－１５Ｃｒ（％）－５５Ｎｉ（％）－８０Ｍｏ（％）
各合金元素は含有量（質量％）とする。
　制御冷却工程
　冷却開始温度：鋼板表面温度でＡｒ３点以上
　冷却開始時の鋼板表面温度がＡｒ３点未満の場合、制御冷却前にフェライトが生成して、強度低下が大きくなる。このため、冷却開始時の鋼板表面温度はＡｒ３点以上とする。冷却開始時の鋼板表面温度は７７０℃以上とすることが好ましい。Ａｒ３点が７７０℃よりも高い場合には、仕上圧延終了温度は、Ａｒ３点＋３０℃以上が好ましく、Ａｒ３点＋５０℃以上がより好ましい。上限は特に限定されるものではないが、１２５０℃以下とすることが好ましい。なお、冷却開始時の鋼板表面温度は、冷却開始温度が最も低くなる鋼板尾端部の温度である。
　鋼板先端と鋼板尾端の冷却開始時間差：５０秒以内
　冷却開始時の鋼板圧延方向の先端と尾端の時間差が５０秒超えの場合、冷却開始時の先端と尾端の温度差が大きくなるため、冷却停止時の温度ばらつきが大きくなり、鋼板表面下０．２５ｍｍにおけるビッカース硬さのばらつきが大きくなると共に耐ＨＩＳＣ性が劣化する。このため、鋼板先端と鋼板尾端の冷却開始時間差は５０秒以内とし、好ましくは４５秒以内とする。より好ましくは４０秒以内とする。鋼板長が短くなることで冷却開始時間差を短くすることが可能であるが、製造性が低下するため、鋼板搬送速度を速くすることで冷却開始時間差を短くすることが好ましい。下限は特に限定されるものではないが、冷却開始時間差は０秒超えであってよい。
　制御冷却工程の冷却速度
　優れた耐ＨＩＳＣ性を得つつ、高強度化を図るためには、鋼板表面下０．２５ｍｍおよび板厚中央における冷却速度を制御する必要がある。なお、板厚方向の冷却速度は放射温度計で測定した表面温度から伝熱計算等でシミュレーションして求めた値である。
　鋼板表面下０．２５ｍｍにおける７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度：１５～５０℃／ｓ
　鋼板表面下０．２５ｍｍにおける鋼板温度で７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度を極力遅くし、グラニュラーベイナイトを造り込むことが重要である。７５０℃から５５０℃までの温度域がベイナイト変態において重要な温度域となるので、この温度域における冷却速度を制御することが重要になる。冷却速度が５０℃／ｓ超では、硬さのばらつきが生じる恐れがあり、造管後の耐ＨＩＳＣ性が劣化する。そのため、当該平均冷却速度は５０℃／ｓ以下とする。好ましくは４５℃／ｓ以下である。より好ましくは４０℃／ｓ以下である。一方、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、１５℃／ｓ以上とし、１７℃／ｓ以上とすることが好ましい。より好ましくは２０℃／ｓ以上であり、さらに好ましくは２５℃／ｓ以上である。なお、鋼板表面下０．２５ｍｍにおける鋼板温度で５５０℃以下の冷却については、冷却速度が遅い場合、安定した核沸騰状態での冷却にならず、鋼板の極表層部で硬さがばらつく恐れがあるため、鋼板表面下０．２５ｍｍにおける鋼板温度で５５０℃から冷却停止温度までの平均冷却速度は１５０℃／ｓ以上が好ましい。硬さがばらつく恐れがあるため、当該平均冷却速度は２５０℃／ｓ以下が好ましい。
　板厚中央における７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度：１５～５０℃／ｓ
　板厚中央における７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度が１５℃／ｓ未満では、グラニュラーベイナイト組織が得られずに強度低下が生じる。また、残留オーステナイトが過剰に生成され、室温における水素拡散係数が小さくなる。このため、板厚中央での平均冷却速度は１５℃／ｓ以上とする。組織のばらつき抑制の観点からは、板厚中央の平均冷却速度は１７℃／ｓ以上とすることが好ましい。板厚中央での平均冷却速度は２０℃／ｓ以上がより好ましく、２５℃／ｓ以上がさらに好ましい。一方、粒径のばらつきを抑制するために、当該平均冷却速度は５０℃／ｓ以下とし、４５℃／ｓ以下とすることが好ましい。板厚中央での平均冷却速度は４０℃／ｓ以下がより好ましい。なお、板厚中央における鋼板温度で５５０℃以下の冷却については、特に限定されないが、組織や粒径のばらつき抑制の観点から、板厚中央での平均冷却速度は１５℃／ｓ以上とすることが好ましい。また、板厚中央での平均冷却速度は５０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
また、Ｃ量が多い場合には変態の形態がベイナイト変態からマルテンサイト変態に変化する。しかし、冷却板厚中央における７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度が１５℃／ｓ未満の場合にはマルテンサイトとベイナイトの混合組織となる。そのため、平均冷却速度は１５℃／以上とする。組織のばらつき抑制の観点からは、板厚中央の平均冷却速度は１７℃／ｓ以上とすることが好ましい。板厚中央での平均冷却速度は２０℃／ｓ以上がより好ましく、２５℃／ｓ以上がさらに好ましい。一方、粒径のばらつきを抑制するために、当該平均冷却速度は５０℃／ｓ以下とし、４５℃／ｓ以下とすることが好ましい。板厚中央での平均冷却速度は４０℃／ｓ以下がより好ましい。なお、板厚中央における鋼板温度で５５０℃以下の冷却については、特に限定されないが、組織や粒径のばらつき抑制の観点から、板厚中央での平均冷却速度は１５℃／ｓ以上とすることが好ましい。また、板厚中央での平均冷却速度は５０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
　なお、鋼板表面下０．２５ｍｍ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鋼板表面下０．２５ｍｍでの温度を本明細書における「鋼板表面下０．２５ｍｍ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。
　冷却停止温度
　冷却停止温度：鋼板表面下０．２５ｍｍおよび板厚中央における鋼板温度で２５０～６５０℃
　冷却停止温度が６５０℃を超えると、ベイナイト変態が不完全になり、十分な強度が得られない。このため、冷却停止温度は６５０℃以下とする。冷却停止温度は６２５℃以下とすることが好ましく、６００℃以下とすることがより好ましく、５００℃以下とすることがさらに好ましい。また、冷却停止温度が２５０℃未満では、硬さが上昇するため、耐ＨＩＳＣが劣化する。このため、冷却停止温度は２５０℃以上とする。冷却停止温度は２７０℃以上とすることが好ましい。冷却停止温度は３００℃以上とすることがより好ましい。
　焼き戻し工程
　靭性向上や材料強度を調整する目的で、焼戻し処理を施してもよい。２００℃以下では焼き戻しによる効果が得られないので、実施する場合には焼戻し温度は２００℃以上とすることが好ましい。一方、焼戻しは強度低下の要因にもなり、かつ高温になりすぎると組織が再度変態するため、Ａｒ３点以下とすることが好ましい。保持時間は任意に定めることができるが、板厚中央における所定の温度で１０分以上が好ましい。１８０分以下が好ましい。
　安定化処理工程
　鋼材中に侵入した水素は、主に転位等の各種の欠陥にトラップされる。これらの各種欠陥に水素が捕捉されることで水素拡散係数は小さくなり、水素固溶度も増大する。結果的に耐水素脆化特性が劣化する。したがって、これらの欠陥を少なくするか、これらの欠陥と水素の結び付けを小さくすることが重要である。そのため、製造後に水素と転位の結び付けを弱くするために転位の安定化処理を実施する。製品使用前に所定の温度で一定時間保持すると固溶炭素を転位に固着させることでき、転位を安定化させることで、水素と転位の結び付けを低減できる。この結果、水素拡散係数を大きくし、水素固溶度を減少させる可能であり、高圧水素ガス環境下における耐水素脆化特性に優れた鋼材を得ることができる。
安定化処理工程は、造管および鋼管をつなげる溶接施工前に実施する。温度は室温（２５℃±１０℃）未満では炭素の拡散が著しく低いため、室温以上とする。また、高温の方が、炭素拡散係数Ｄｃが小さく、短時間で炭素が拡散するため１００℃以上が好ましく、２００℃以上がより好ましい。一方で安定化処理工程の温度が高すぎる場合には材料強度が著しく低下するため、安定化処理温度はＡｒ３点（℃）以下もしくは７００℃以下で実施する。また焼き戻した材料の場合に、安定化処理を実施する場合には焼き戻し温度よりも５０℃以上低い温度を上限とすることが好ましい。保持時間は安定化処理温度が１００℃未満の場合は７２時間以上とし、１００℃以上の場合には１０分以上とする。保持時間は安定化処理温度が１００℃未満の場合は４００時間以下とすることが好ましく、１００℃以上の場合には１００時間以下とすることが好ましい。温度は板厚中心とする。
なお、安定化処理工程の時間と温度は、電縫管やＵＯＥ鋼管等の造管工程で加熱する際にはその工程とを兼ねても良い。その工程とは、焼き戻しやひずみ取焼鈍等の造管後に加熱処理を行う工程を示す。
　脱水素処理工程
　鋼材中にそもそも水素が存在する場合には疲労き裂進展の加速が増大され、疲労寿命および水素中疲労限応力が低下する。そのため、製造後に残存する水素を放出させるために、脱水素処理を用いてもよい。脱水素処理は、製品使用前に高温で一定時間保持することで鋼中水素量を低減させることができ、高圧水素ガス環境下における耐水素脆化特性に優れた鋼材を得ることができる。
保持時間Ｒ（ｓｅｃ）は、鋼材および鋼管の板厚並びに管厚ｔ（ｍｍ）、および室温における鋼中の水素拡散係数Ｄ（ｍｍ２・ｓｅｃ－１）から、以下の式（Ａ）とすることが好ましい。
Ｒ≧ｔ２／Ｄ・・・（Ａ）
なお、水素拡散係数は前述した内容を用いることができる。
脱水素処理工程は、造管および鋼管をつなげる溶接施工前に実施する。なお、脱水素処理は高温の水素拡散係数Ｄが小さくなり、早く水素が抜けるため高温である方が好ましい。高温の場合は上記（Ａ）式のＤの値を保持する温度の拡散係数Ｄ’（それぞれの温度における拡散係数）を用いて計算しても良い。また、脱水素工程の温度Ｔが高すぎる場合には材料強度が著しく低下するため、脱水素処理温度は５５０℃以下が好ましい。脱水素処理温度Ｔは５００℃以下とすることがより好ましい。脱水素処理温度Ｔは４００℃以下とすることがさらに好ましく、３００℃以下とすることがもっとも好ましい。また、室温よりも温度を低下させた脱水素処理は処理時間およびコスト増の要因であるという理由から脱水素処理温度Ｔは室温以上とすることが好ましい。脱水素処理温度Ｔは５０℃以上とすることがより好ましい。脱水素処理温度Ｔは１００℃以上とすることがさらに好ましく、１５０℃以上とすることがもっとも好ましい。脱水素処理温度Ｔとは、脱水素処理工程における雰囲気の温度である。室温とは２０±１０℃のことをいう。
また焼き戻した材料の場合に、脱水素処理を実施する場合には焼き戻し温度よりも５０℃以上低い温度を上限とする。
　特に、加熱する場合、鋼材および鋼管の板厚中央の温度Ｔｃが脱水素処理工程における雰囲気の温度（脱水素処理温度Ｔ）に到達するまでに時間を要するため、雰囲気温度において上記保持時間Ｒ（ｓｅｃ）を満たしていても、板厚中央が脱水素処理温度Ｔ（雰囲気温度）に達していない場合は脱水素処理が不十分となる可能性がある。そのため、板厚中央温度Ｔｃが目標温度Ｔに達してからＲ（ｓｅｃ）以上保持することが好ましい。さらに、所定の水素ガス中のき裂進展速度を得るために、表層部と板厚中央の鋼材水素量を適切に調整する必要があり、そのために、雰囲気温度Ｔで、（Ａ）式で規定されたＲ（ｓｅｃ）以上保持することが好ましく、さらに板厚中央温度Ｔｃが目標温度Ｔに達してからＲ（ｓｅｃ）以上保持することが好ましい。言い換えると、少なくとも前者は鋼材および鋼管の表層部の鋼材水素量を適切に制御でき、後者まで実施すると鋼材および鋼管の表層部から板厚中央までの鋼材水素量を適切に制御することができる。板厚中央温度Ｔｃは熱電対などをもちいて実測してもいいし、有限要素法などを用いて予測してもよい。
　なお、脱水素処理工程の時間と温度は、後述しているとおり電縫管やＵＯＥ等の造管工程で加熱する際に加えられた温度と時間が含まれても良い。さらに、鋼表面のスケールは脱水素を阻害するため、スケールを除去し脱水素処理行う方が好ましい。除去方法は問わないが、例えば高圧洗浄による物理的な洗浄でもよいし、スケール除去剤を用いた化学的な手法を用いてもよい。厚みとして１００μｍ程度除去されればスケール除去の効果が得られる。
　第２実施形態
　さらに、ラインパイプ用高強度鋼管の一例として挙げられるＵＯＥ鋼管は下記に示す製造条件を限定することにより得ることができ、製造方法および条件を具体的に説明する。ＵＯＥ鋼管の成分組成、金属組織、水素固溶度、水素拡散係数は第１実施形態の鋼材で説明した内容と同様であり、製造方法についても加熱工程、熱間圧延工程、熱間圧延後の制御冷却工程、安定化処理工程、脱水素処理工程は鋼材で説明した内容と同等の内容で実施される。下記では、圧延後の造管工程を具体的に説明する。
　造管工程
　ＵＯＥ鋼管は、熱延鋼板を曲げ加工、具体的にいうと熱延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する加工を施した後、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。また、プレスベンド成形により管状に成形した後、突き合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。
　第３実施形態
　さらに、本発明に係るラインパイプ用高強度鋼管には、一例として電縫鋼管が挙げられ、電縫鋼管は下記に示す製造条件を限定することにより得ることができ、製造方法および条件を具体的に説明する。鋼材の成分組成、金属組織、水素固溶度、水素拡散係数は第１実施形態の鋼材で説明した内容と同様であり、製造方法についても圧延後の制御冷却工程、造管工程以外の工程（加熱工程、熱間圧延工程、安定化処理工程、脱水素処理工程）は鋼材で説明した内容と同等の内容で実施される。
　圧延後の冷却工程（制御冷却工程）
　制御冷却の冷却開始温度、制御冷却の平均冷却速度は第１実施形態で記載と同じ内容で実施される。
　冷却停止温度：２５０～６５０℃
　熱間圧延後の冷却停止温度が６５０℃超えではベイナイト変態が不完全になり、材料強度が大きく低下する。このため、冷却停止温度は６５０℃以下とする。冷却停止温度は６２０℃以下とすることが好ましい。冷却停止温度は６００℃以下とすることがより好ましく、５８０℃以下とすることがさらに好ましい。一方、冷却停止温度が２５０℃未満では、冷却時の焼割れが発生しやすくなる。また、均一なベイナイト組織を得るため、冷却停止温度を２５０℃以上とする。鋼中水素量を抑制するという点からも冷却停止温度は所定の温度以上とする必要がある。具体的に、冷却中に鋼中に存在した水素は徐々に抜けていき、高温程その効果は大きいが、冷却停止温度が低すぎる場合には過冷却となり、鋼中に水素が残存する。さらに、冷却停止温度を低くしすぎると、他の相と比較して多量に水素を急増する残留オーステナイトが形成されやすくなる。そのため、冷却停止温度は鋼中水素量を低減させるためにも、２５０℃以上とする必要がある。冷却停止温度は、好ましくは３００℃以上であり、３９０℃以上がより好ましい。さらに好ましくは、冷却停止温度は４５０℃以上である。冷却停止後は放冷すればよいが、ベイナイトの生成を促進するために、冷却停止温度から５０℃程度温度が下がるまでは徐冷することがより好ましい。なお、ここでいう冷却停止温度は板厚中央の温度である。
　その後、上記のようにして得られた熱延鋼板をコイル状に巻取る。巻取り温度は５５０℃以下とすることが好ましい。
　造管工程
　本発明の一例として挙げている電縫鋼管は、冷間ロール成形により円筒状に成形し、該円筒状の周方向両端部を突き合わせて溶接することによって製造される。さらに、以下の（１）式を満たすサイジングロールを用いて電縫鋼管素材（電縫鋼管）に成形し（サイジング工程）、前記電縫鋼管素材の内面に以下の（２）式を満たす内圧ｐ（ＭＰａ）を負荷する（内圧負荷工程）ことによって製造してもよい。
なお、前記円筒状とは、管周断面が「Ｃ」形状であることを指す。
サイジングロールの直径（ｍｍ）≧熱延鋼板の板厚（ｍｍ）／０．０２０　・・・（１）
熱延鋼板の板厚とは、サイジング工程を行う前の熱延鋼板の板厚のことである。
　Ｘ＜ｐ≦Ｘ×１．５　・・・（２）
なお、Ｘ＝（電縫鋼管素材の肉厚（ｍｍ）／電縫鋼管素材の半径（ｍｍ））×電縫鋼管素材の降伏強度（ＭＰａ）
前記した内圧の負荷は、例えば、ゴム素材のパッキンで管端を封じて管内部に水圧を負荷することにより実施することができる。また、形状を安定化させるために、必要に応じて外枠として所期した径の金型を使用することもできる。
　なお、本発明の鋼管の一例として挙げている電縫鋼管素材の肉厚は５ｍｍ以上が好ましく、３０ｍｍ以下が好ましい。電縫鋼管素材の半径は、上限は規定しないが、大きくなると設備の負荷が増大するため、電縫管素材の半径は、４００ｍｍ以下が好ましい。また、電縫管素材の半径は、２００ｍｍ以上が好ましい。また、電縫鋼管素材の降伏強度は、パイプライン操業ガス圧力に耐えるため、４８０ＭＰａ以上が好ましい。降伏強度は５００ＭＰａ以上がより好ましい。一方、水素脆化感受性増大を避けるために、降伏強度は６００ＭＰａ以下が好ましい。降伏強度は５６０ＭＰａ以下がより好ましい。
　サイジング工程では、ロール通過時にロール形状に沿って管軸方向に曲げ変形が生じ、管軸方向の残留応力が発生する。前記曲げ変形における曲げひずみが大きいほど、管軸方向の残留応力の絶対値が大きくなる。前記曲げひずみは、サイジングロールの直径が小さいほど、また熱延鋼板の板厚が大きいほど大きくなる。
よって、本発明では、せん断残留応力を低くする観点から、管軸方向の残留応力の絶対値を小さくするため、サイジングロールの直径を前記（１）式満足させるものとする。
サイジングロールの直径が前記（１）式の右辺未満の場合、本発明で目的とするせん断残留応力が得られない。なお、特にサイジングロールの直径の上限は規定しないが、サイジングロールが大きくなると設備の負荷が増大するため、サイジングロールの直径は２０００ｍｍ以下とすることが好ましい。
　内圧負荷工程では、電縫鋼管素材を拡管することにより、管周方向に引張応力を発生させて、管周方向の残留応力の絶対値を小さくする。
かかる内圧負荷工程の内圧ｐ（ＭＰａ）が大きいほど、管周方向の残留応力の絶対値が小さくなる。管周方向に発生する引張応力は、鋼管の半径が大きいほど、鋼管の肉厚が小さいほど、高くなる。
　前記（２）式の左辺（Ｘ）は、管周方向に発生する引張応力が電縫鋼管素材の降伏応力に等しくなる場合の内圧ｐに対応する。
　本発明では、せん断残留応力を低くする観点から、管軸方向の残留応力の絶対値を小さくするため、内圧ｐを（２）式の左辺（Ｘ）より大きい値とし、電縫鋼管素材を塑性域まで拡管させる。一方、内圧ｐが（２）式の右辺（Ｘ×１．５）超になると、管周方向の残留応力の絶対値は小さくなるが、拡管による加工硬化量が大きくなり過ぎて、管表面の転位密度が上昇し、耐水素脆化特性が低下する。
　一部は上記で説明しているとおり、本発明の鋼管については、本発明で開示の鋼材を、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。また、本開示の鋼材を鋼管に用いることにより、溶接部の高硬度域が存在しても、耐ＨＩＳＣ性に優れる鋼管を製造することができる。
　次に、実施例に基づいて本発明をさらに具体的に説明する。以下の実施例は、本発明の好適な一例を示すものであり、本発明は、記載の実施例によって何ら限定されるものではない。
　表１に示す成分組成の鋼材からなる鋼管を製造した。製造手順は次の通りである。まず、表１に示した成分組成のビレットを作製した。その際の鋳造速度は０．０５～０．２ｍ／ｍｉｎで実施した。前記ビレットを１０００℃～１１００℃に加熱して、９５０±５０℃範囲で熱間圧延を実施した。冷却開始温度は表面温度で９００℃になったら制御冷却を開始した。また、熱間圧延の先尾端の冷却開始時間差は３０～４５秒間、冷却停止温度が３００±５０℃となるよう実施し、鋼板の狙い厚さは２０ｍｍで製造した。制御冷却工程における平均冷却速度は、表２に示す条件で実施した。一部の鋼材（鋼材Ｎｏ．１～１１）については、制御冷却工程後、熱延鋼板を曲げ加工し、両端部を突合せて溶接する造管工程を行い、また一部の鋼材（鋼材Ｎｏ．１２～２２）については制御冷却工程後、熱延鋼板を冷間ロール成形により円筒状に成形し、前記円筒状の周方向両端部を突合せて電縫溶接する造管工程を行い、それぞれ鋼管Ｎｏ.１～２２を得た。
その後、安定化処理（または脱水素処理）は実施した物に〇を示した。この時の処理条件は全て２００℃、３０分で実施した。上記のように製造した鋼材および鋼管を下記の内容にて評価した。
　さらに、表１の鋼種Ｎｏ．８、鋼種Ｎｏ．２２に示した成分組成のビレットを表３に示す種々の鋳造速度で作製した。前記ビレットを１０００℃～１１００℃に加熱して、９５０±５０℃範囲で熱間圧延を実施した。冷却開始温度は表面温度で９００℃になったら制御冷却を開始した。また、熱間圧延の先尾端の冷却開始時間差は３０～４５秒間、冷却停止温度が３００±５０℃となるよう実施し、鋼板の狙い厚さは２０ｍｍで製造した。制御冷却工程における平均冷却速度は、表３に示す条件で実施し、鋼材および鋼管を得た。鋼材Ｎｏ．８－１、８－２、８－３、２２－１、２２－２、２２－３は鋼材ままであり、鋼管Ｎｏ．８－１１、８－１２、８－１３は熱延鋼板を曲げ加工し、両端部を突合せて溶接する造管工程を行って製造し、鋼管Ｎｏ．２２－１１、２２－１２、２２－１３は制御冷却工程後、熱延鋼板を冷間ロール成形により円筒状に成形し、前記円筒状の周方向両端部を突合せて電縫溶接する造管工程を行って得られた。その後、安定化処理（または脱水素処理）は実施した物に〇を示し、この時の処理条件は全て２００℃、３０分で実施した。上記のように製造した鋼材および鋼管を下記の内容にて評価した。
　残留オーステナイトの面積分率測定
　上記に従って得られた鋼材および鋼管の長手方向中央部の板幅中央部より金属組織観察用サンプルを採取し、長手方向と平行な断面を観察対象面としてバフ研磨まで行い、その後、ピクリン酸エッチングにより表層を化学研磨により除去し、Ｘ線回折測定を用いて測定した。具体的に、入射Ｘ線にはＣｏ－Ｋα線源を用い、フェライトの（２００）、（２１１）、（２２０）面とオーステナイトの（２００）、（２２０）、（３１１）面の強度比から残留オーステナイトの面積分率を算出した。
　ベイナイトおよびマルテンサイトの面積分率測定
　得られた鋼管の内部側の肉厚１／４位置における金属組織を以下のようにして評価した。鋼管の長手方向中央より、内部側の肉厚１／４位置および肉厚中心位置が観察位置となるように、それぞれ試験片を採取し、採取された試験片の断面に対して３ｖｏｌ％ナイタール溶液を用いてエッチングした。１０００～５０００倍間の適切な倍率で走査電子顕微鏡（ｓｃａｎｎｉｎｇ　ｅｌｅｃｔｒｏｎ　ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）写真を撮影し、マルテンサイト（焼き戻しマルテンサイト含む）、フェライト、ベイナイト、パーライトを観察した。マルテンサイト、ベイナイトは、非特許文献３の組織写真と比較して目視で判断し、組織分率は、上記判断を基にＳＥＭ写真を領域分けした画像を用いて、画像解析（ｉｍａｇｅ　ａｎａｌｙｓｉｓ）により求め（例えば、ベイナイトの分率を算出する場合、ベイナイトとその他の領域を二値化してベイナイト分率を求める。）、これを各々の相の面積分率とした。
　水素昇温分析
　鋼中に残存する水素量は昇温脱離分析法を用いて、低温型昇温式水素分析装置〈ガスクロマトグラフタイプ〉（ＪＴＦ－２０ＡＬ）を用いた。昇温脱離分析は２００℃／ｈの昇温速度で室温から４００℃までの温度範囲で行い、その総和を水素量とした。試験体は鋼板の板厚１／４位置および鋼管の内面から１／４位置で鋼管長手方向に２０ｍｍ長さで１０ｍｍ厚さ×１０ｍｍ幅の角柱形状である。なお、この水素量は次項で説明する高圧水素疲労き裂進展試験および高圧水素暴露試験に供する前である。
　高圧水素暴露試験（水素固溶度の算出）
　水素固溶度の算出方法について述べる。まず、試験体は鋼材の板厚１／４位置および鋼管の内面から１／４位置で鋼材および鋼管長手方向に２０ｍｍ長さで１０ｍｍ厚さ×１０ｍｍ幅の角柱形状を用いた。水素侵入量が試験片の表面状態に依存するため、切断後にエメリー紙で、１６０番から１０００番まで研磨し、全試料にて表面状態を揃えた。その後、水素侵入を阻害する可能性のある酸化被膜を除去する目的で、Ｐｄメッキを試験片全面に施した。このＰｄめっきは蒸着等のその他の方法でもよく、Ｎｉめっき等でも代用可能である。
上記の試験体を室温（２０±１０℃）、圧力０、５、２５、４０ＭＰａ中の高圧水素環境下（体積分率で水素９９．９９９％以上）に７２時間暴露した。暴露後は速やかに暴露環境から取り出し、液体窒素に保管して水素が試験体から放出されるのを防止した。吸蔵された水素量を前述と同様の水素昇温分析法で水素吸蔵量Ｈを求めた。横軸に暴露した圧力の平方根√Ｐ［ＭＰａ］を縦軸に測定された水素吸蔵量Ｈ［ｍａｓｓ　ｐｐｍ／√Ｐ］をプロットする。０ＭＰａ(暴露試験に供する前)の試験体中の水素量を初期水素量（切片）として、√Ｐ－Ｈの傾きから、水素固溶度ｓ［ｍａｓｓ　ｐｐｍ／√Ｐ］を算出した。
　水素拡散係数
　水素拡散係数は、鋼材の板厚１／４位置および鋼管内面から１／４位置の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）を非特許文献４の理論曲線とフィッティングし、拡散係数を求めた。
　高圧水素疲労き裂進展速度の評価
　室温（２０±１０℃）、圧力：２５ＭＰａの水素ガスまたは圧力１ＭＰａ以上の水素ガス、または水素分圧として１ＭＰａ以上の水素を含む天然ガス（主成分はメタン、エタンなどの炭化水素）混合雰囲気中で、ＡＳＴＭ　Ｅ６４７、Ｆａｔｉｇｕｅ　Ｔｅｓｔｉｎｇに準拠して周波数：１Ｈｚ、繰返し波形：正弦波、制御方法：荷重制御、荷重条件：単軸引張、応力比：Ｒ＝０．１で疲労試験を実施して求めた。なお、耐水素脆化特性に優れた鋼材や鋼管とは本試験で得られた水素中疲労き裂進展速度ｄａ／ｄＮｍｍ／ｃｙｃｌｅがΔＫ＝２５ＭＰａにおいて、２．０×１０－３ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下である。
　引張強さ（ＴＳ）
上記に従って得られた鋼材および鋼管から、ＪＩＳ　Ｚ　２２０１に準拠してＪＩＳ１４号比例試験片（平行部直径７ｍｍ、標点間距離３５ｍｍ）を採取し、引張強さを測定した。
　本発明例を満足する鋼材および鋼管は水素環境中の疲労き裂進展特性に対して優れた効果を示した。さらに水素固溶度ｓが０．０２ｍａｓｓ　ｐｐｍ／√Ｐ未満の場合には、水素固溶度ｓが０．０５ｍａｓｓ　ｐｐｍ／√Ｐ程度の材料と比較して、さらに疲労き裂進展速度が３０％以上向上した１．５×１０－３ｍｍ／ｃｙｃｌｅ以下へと低速化し、優れた効果を示した。
　以下、本発明の効果を検証した実施例について、説明する。なお、以下の実施例において鋼管を以下の製造条件で製造し、特性評価を行った。表１－１、１－２に示す鋼種Ｎｏ．１、８、１０、１２、２２を用いて、制御冷却工程までは表２、３で示す鋼材Ｎｏ．１、８－２、１０、１２、２２－２と同一の条件で製造し、脱水素処理条件を変化させたときの特性評価を行った。鋼管成形は実施例１と同様の方法で実施している。上記結果を表４に示す。
　本実施例では、鋼管および鋼材Ｎｏ．１Ａ、１０Ａ、１２Ａ、８－２Ａ、２２－２Ａは脱水素処理温度Ｔ（雰囲気温度）を５０℃とし、板厚中心温度Ｔｃが５０℃に到達してからの保持時間ｔｃを（Ａ）式が満足するように実施した。鋼管および鋼材Ｎｏ．１０Ｂ、１２Ｂ、８－２Ｂ、２２－２Ｂは脱水素処理温度Ｔ（雰囲気温度）を５０℃とし、脱水素処理温度Ｔが５０℃で保持時間ｔｃが上述している（Ａ）式を満足するように行っているものの、板厚中央温度Ｔｃが５０℃に到達してからの保持時間ｔｃは上述している（Ａ）式を満足していない。
　鋼管および鋼材Ｎｏ．１０Ｃ、１２Ｃ、８－２Ｃ、２２－２Ｃは、脱水素処理温度Ｔ（雰囲気温度）は５０℃であるが、雰囲気温度の保持時間ｔ、板厚中央温度Ｔｃが５０℃に到達してからの保持時間ｔｃがともに上述している（Ａ）式を満足していない。
　表４において、「脱水素保持時間ｔがＹ」は、脱水素処理温度Ｔ（雰囲気温度）は５０℃とし、保持時間ｔが（Ａ）式を満足しており、「脱水素保持時間ｔがＮ」は、脱水素処理温度Ｔ（雰囲気温度）は５０℃としているが、保持時間ｔが（Ａ）式を満足していない。また、「鋼材中心温度Ｔｃにおける保持時間ｔｃがＹ」は、板厚中央温度Ｔｃが５０℃に到達してからの保持時間ｔｃが（Ａ）式を満足しており、「鋼材中心温度Ｔｃにおける保持時間ｔｃがＮ」は、板厚中央温度Ｔｃが５０℃に到達するものの、Ｔｃが５０℃に到達してからの保持時間ｔｃが（Ａ）式を満足していない。
　種々評価については実施例１に記載の方法で実施している。
　本発明の発明例は、すべて優れた疲労き裂進展速度を満足した。そのなかでも、脱水素処理条件がより好適な条件で実施される方が、疲労き裂進展速度は優れていた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004

Claims (8)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０２～０．１５％、
    Ｓｉ：０．０１～２．０％、
    Ｍｎ：０．５～１．８％、
    Ｐ：０．０００１～０．０１５％、
    Ｓ：０．０００２～０．００１５％、
    Ａｌ：０．００５～０．１５％、
    Ｏ：０．０１％以下、
    Ｎ：０．０１０％以下、
    Ｈ：０．０２ｐｐｍ以下を含み、
    あるいはさらに、
    Ｎｂ：０～０．１０％、
    Ｃａ：０～０．００５％、
    Ｎｉ：０～２．０％、
    Ｔｉ：０～０．１％、
    Ｃｕ：０～１．０％、
    Ｃｒ：０～１．０％、
    Ｍｏ：０～０．６０％、
    Ｗ：０～１．０％、
    Ｖ：０～０．１０％、
    Ｚｒ：０～０．０５０％、
    ＲＥＭ：０～０．０１％、
    Ｍｇ：０～０．０１％、
    Ｂ：０～０．００２０％、
    Ｈｆ：０～０．２％、
    Ｔａ：０～０．２％、
    Ｒｅ：０～０．００５％、
    Ｓｎ：０～０．３％、
    Ｓｂ：０～０．３％、から選択される１種以上を含み、
    残部がＦｅおよび不可避的不純物元素である、化学組成を有し、
    残留オーステナイトが面積分率で０～３％であり、室温において水素拡散係数が１．５×１０－１０ｍ２／ｓ以上であり、水素固溶度が０．０５ｍａｓｓ　ｐｐｍ／√Ｐ以下であるラインパイプ用鋼材。
  2. 　さらに、前記化学組成が、質量％で、
    Ｎｂ：０．００１～０．１０％、
    Ｃａ：０．０００１～０．００５％、
    Ｎｉ：０．０１～２．０％、
    Ｔｉ：０．００５～０．１％、
    Ｃｕ：０．０１～１．０％、
    Ｃｒ：０．０１～１．０％、
    Ｍｏ：０．０１～０．６０％、
    Ｗ：０．０１～１．０％、
    Ｖ：０．０１～０．１０％、
    Ｚｒ：０．０００１～０．０５０％、
    ＲＥＭ：０．０００１～０．０１％、
    Ｍｇ：０．０００１～０．０１％、
    Ｂ：０．０００１～０．００２０％、
    Ｈｆ：０．０００１～０．２％、
    Ｔａ：０．０００１～０．２％、
    Ｒｅ：０．０００１～０．００５％、
    Ｓｎ：０．０００１～０．３％、
    Ｓｂ：０．０００１～０．３％である請求項１に記載のラインパイプ用鋼材。
  3. 　板厚１／４位置において、ベイナイトまたはマルテンサイトを有し、前記ベイナイトが面積分率で９０％以上または前記マルテンサイトが面積分率で９０％以上である請求項１または２に記載のラインパイプ用鋼材。
  4. 　請求項１または２に記載の化学組成を有する鋼素材を１０００～１２５０℃で加熱する加熱工程と、
    前記加熱工程で加熱された鋼素材を、圧延終了温度：Ａｒ３点以上の条件で圧延する熱間圧延工程と、
    前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、冷却開始温度が鋼板表面温度でＡｒ３点以上、熱延鋼板の先端と尾端の冷却開始時間差が５０秒以内、７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度が鋼板表面下０．２５ｍｍおよび板厚中央の温度で１５～５０℃／ｓ、冷却停止温度が２５０～６５０℃である条件で冷却する制御冷却工程と、
    前記制御冷却工程で得られた鋼板を安定化処理する安定化処理工程、前記制御冷却工程で得られた鋼板を脱水素処理する脱水素処理工程のどちらか一つの工程と、
    を有するラインパイプ用鋼材の製造方法。
  5. 　ラインパイプ用鋼管において、
    質量％で、
    Ｃ：０．０２～０．１５％、
    Ｓｉ：０．０１～２．０％、
    Ｍｎ：０．５～１．８％、
    Ｐ：０．０００１～０．０１５％、
    Ｓ：０．０００２～０．００１５％、
    Ａｌ：０．００５～０．１５％、
    Ｏ：０．０１％以下、
    Ｎ：０．０１０％以下、
    Ｈ：０．０２ｐｐｍ以下を含み、
    あるいはさらに、
    Ｎｂ：０～０．１０％、
    Ｃａ：０～０．００５％、
    Ｎｉ：０～２．０％、
    Ｔｉ：０～０．１％、
    Ｃｕ：０～１．０％、
    Ｃｒ：０～１．０％、
    Ｍｏ：０～０．６０％、
    Ｗ：０～１．０％、
    Ｖ：０～０．１０％、
    Ｚｒ：０～０．０５０％、
    ＲＥＭ：０～０．０１％、
    Ｍｇ：０～０．０１％、
    Ｂ：０～０．００２０％、
    Ｈｆ：０～０．２％、
    Ｔａ：０～０．２％、
    Ｒｅ：０～０．００５％、
    Ｓｎ：０～０．３％、
    Ｓｂ：０～０．３％から選択される１種以上を含み、
    残部がＦｅおよび不可避的不純物元素である、化学組成を有し、
    残留オーステナイトが面積分率で０～３％であり、室温において水素拡散係数が１．５×１０－１０ｍ２／ｓ以上であり、水素固溶度が０．０５ｍａｓｓ　ｐｐｍ／√Ｐ以下であるラインパイプ用鋼管。
  6. 　さらに、前記化学組成が、質量％で、
    Ｎｂ：０．００１～０．１０％、
    Ｃａ：０．０００１～０．００５％、
    Ｎｉ：０．０１～２．０％、
    Ｔｉ：０．００５～０．１％、
    Ｃｕ：０．０１～１．０％、
    Ｃｒ：０．０１～１．０％、
    Ｍｏ：０．０１～０．６０％、
    Ｗ：０．０１～１．０％、
    Ｖ：０．０１～０．１０％、
    Ｚｒ：０．０００１～０．０５０％、
    ＲＥＭ：０．０００１～０．０１％、
    Ｍｇ：０．０００１～０．０１％、
    Ｂ：０．０００１～０．００２０％、
    Ｈｆ：０．０００１～０．２％、
    Ｔａ：０．０００１～０．２％、
    Ｒｅ：０．０００１～０．００５％、
    Ｓｎ：０．０００１～０．３％、
    Ｓｂ：０．０００１～０．３％である請求項５に記載のラインパイプ用鋼管。
  7. 　鋼管内面からの肉厚１／４位置においてベイナイトまたはマルテンサイトを有し、前記ベイナイトが面積分率で９０％以上または前記マルテンサイトが面積分率で９０％以上である請求項５または６に記載のラインパイプ用鋼管。
  8. 　請求項５または６に記載の化学組成を有する鋼素材を１０００～１２５０℃で加熱する加熱工程と、
    前記加熱工程で加熱された鋼素材を、圧延終了温度：Ａｒ３点以上の条件で圧延する熱間圧延工程と、
    前記熱間圧延工程で得られた熱延鋼板を、冷却開始温度が鋼板表面温度でＡｒ３点以上、熱延鋼板の先端と尾端の冷却開始時間差が５０秒以内、７５０℃から５５０℃までの平均冷却速度が鋼板表面下０．２５ｍｍおよび板厚中央の温度で１５～５０℃／ｓ、冷却停止温度が２５０～６５０℃である条件で冷却する制御冷却工程と、
    前記制御冷却工程後、前記熱延鋼板を曲げ加工し、両端部を突合せて溶接する造管工程、前記制御冷却工程後、前記熱延鋼板を冷間ロール成形により円筒状に成形し、前記円筒状の周方向両端部を突合せて電縫溶接する造管工程のうちどちらか一方の造管工程と、
    造管工程で得られた鋼管を安定化処理する安定化処理工程、造管工程で得られた鋼管を脱水素処理する脱水素処理工程のどちらか一つの工程と、
    を有するラインパイプ用鋼管の製造方法。

     
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Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012122103A (ja) * 2010-12-09 2012-06-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐水素誘起割れ性、脆性亀裂伝播停止特性および耐食性に優れた厚鋼板
WO2014156187A1 (ja) * 2013-03-29 2014-10-02 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼材および水素用容器ならびにそれらの製造方法
JP2018012855A (ja) * 2016-07-20 2018-01-25 新日鐵住金株式会社 低合金鋼材、低合金鋼管および容器、ならびにその容器の製造方法
WO2019064459A1 (ja) * 2017-09-28 2019-04-04 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
WO2020137812A1 (ja) * 2018-12-26 2020-07-02 Ｊｆｅスチール株式会社 高圧水素ガス環境用鋼材および高圧水素ガス環境用鋼構造物ならびに高圧水素ガス環境用鋼材の製造方法
WO2022030818A1 (ko) * 2020-08-07 2022-02-10 주식회사 포스코 수소 취화 저항성 및 충격 인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법
JP2022068942A (ja) * 2020-10-23 2022-05-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高圧水素ガス環境用鋼材およびその製造方法
WO2022209896A1 (ja) * 2021-03-30 2022-10-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高圧水素用鋼管、高圧水素用容器および前記鋼管の製造方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012122103A (ja) * 2010-12-09 2012-06-28 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐水素誘起割れ性、脆性亀裂伝播停止特性および耐食性に優れた厚鋼板
WO2014156187A1 (ja) * 2013-03-29 2014-10-02 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼材および水素用容器ならびにそれらの製造方法
JP2018012855A (ja) * 2016-07-20 2018-01-25 新日鐵住金株式会社 低合金鋼材、低合金鋼管および容器、ならびにその容器の製造方法
WO2019064459A1 (ja) * 2017-09-28 2019-04-04 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
WO2020137812A1 (ja) * 2018-12-26 2020-07-02 Ｊｆｅスチール株式会社 高圧水素ガス環境用鋼材および高圧水素ガス環境用鋼構造物ならびに高圧水素ガス環境用鋼材の製造方法
WO2022030818A1 (ko) * 2020-08-07 2022-02-10 주식회사 포스코 수소 취화 저항성 및 충격 인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법
JP2022068942A (ja) * 2020-10-23 2022-05-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高圧水素ガス環境用鋼材およびその製造方法
WO2022209896A1 (ja) * 2021-03-30 2022-10-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高圧水素用鋼管、高圧水素用容器および前記鋼管の製造方法

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