(57)【要約】【課題】優れた耐SSC性のラインパイプ用鋼板および鋼管を提供する。【解決手段】  C:0.02-0.08%、Si:0.01-0.50%、Mn:0.5-1.7%、Nb:0.001-0.100%、N:0.0010-0.0060%、Ca:0.0001-0.0050%、P≦0.03%、S≦0.0025%、Ti:0.005-0.030%、Al:0.01-0.04%、O≦0.004%、任意元素、残部:Fe及び不純物で、[Mo+Cr+Ti+Nb+V+W+Ta≦2.0]、Ceq:0.30-0.50、中心部がアシキュラーフェライト、ベイナイトから1種以上を含み、残部がフェライト、M-A相、及び疑似パーライトから1種以上であり、表層が粒径100nm以上のセメンタイトを含む焼戻しマルテンサイト及び再結晶フェライトを含み、残部ベイナイトであり、表層最高硬さ≦250HV0.1で、TS:480-650MPaであり、ラインパイプ用鋼板。【選択図】  図１
2020200498.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０８％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５〜１．７％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１００％、
Ｎ：０．００１０〜０．００６０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００２５％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．０１〜０．０４％、
Ｏ：０．００４％以下、
Ｍｏ：０〜２．０％、
Ｃｒ：０〜２．０％、
Ｃｕ：０〜２．０％、
Ｎｉ：０〜２．０％、
Ｗ：０〜１．０％、
Ｖ：０〜０．２０％、
Ｚｒ：０〜０．０５０％、
Ｔａ：０〜０．０５０％、
Ｂ：０〜０．００２０％、
ＲＥＭ：０〜０．０１％、
Ｍｇ：０〜０．０１％、
Ｈｆ：０〜０．００５％、
Ｒｅ：０〜０．００５％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式を満足し、
下記（ii）式で表わされるＣｅｑが０．３０〜０．５０であり、
板厚中心部における金属組織が、アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種を含み、残部がフェライト、Ｍ−Ａ相、および疑似パーライトから選択される１種以上であり、
表層における金属組織が、粒径１００ｎｍ以上のセメンタイトを含む焼戻しマルテンサイトおよび再結晶フェライトを含み、残部がベイナイトであり、
表層における最高硬さが２５０ＨＶ０．１以下であり、
引張強さが４８０〜６５０ＭＰａである、
ラインパイプ用鋼板。
Ｍｏ＋Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｔａ≦２．０  ・・・（ｉ）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５  ・・・（ii）
但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
【請求項２】
前記化学組成が、質量％で、
Ｗ：０．０１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．２０％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０５０％、
Ｔａ：０．０００１〜０．０５０％、および、
Ｂ：０．０００１〜０．００２０％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１に記載のラインパイプ用鋼板。
【請求項３】
前記化学組成が、質量％で、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｈｆ：０．０００１〜０．００５％、および
Ｒｅ：０．０００１〜０．００５％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１または請求項２に記載のラインパイプ用鋼板。
【請求項４】
請求項１から請求項３までのいずれかに記載の鋼板を用いた、
ラインパイプ用鋼管。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ラインパイプ用鋼板、およびそれを用いたラインパイプ用鋼管に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、原油、天然ガス等の油井およびガス井（以下、油井およびガス井を総称して、単に「油井」という。）の採掘条件は過酷になってきている。油井の採掘環境は、採掘深度が増加するに伴って、その雰囲気にＣＯ２、Ｈ２Ｓ、Ｃｌ−等を含有するようになり、採掘される原油および天然ガスもＨ２Ｓを多く含むようになる。
【０００３】
そのため、これらを輸送するラインパイプの性能に対する要求も厳しくなってきており、高い耐硫化物応力割れ性（以下、「耐ＳＳＣ性」ともいう。）および耐水素誘起割れ性（以下、「耐ＨＩＣ性」ともいう。）を有するラインパイプ用鋼の需要が増加している。
【０００４】
Ｈ２Ｓ環境中で使用される鋼は、耐ＳＳＣ性向上の観点から、鋼の最高硬さを低く抑える必要がある。そのため、耐硫化物性能が求められる鋼においては、硬さを抑制する技術の向上が重要な課題となっている。
【０００５】
例えば、特許文献１には、耐ＳＳＣ性に優れた引張強さ６０ｋｇｆ／ｍｍ２級の高張力鋼の製造法が開示されている。また、特許文献２には、引張強さ５７０〜７２０Ｎ／ｍｍ２の溶接熱影響部と母材の硬さの差が小さい厚鋼板およびその製造方法が開示されている。さらに、特許文献３には、強度の低下とＤＷＴＴ特性の劣化を防止しつつ、表面硬さを低減させることが可能なＸ６０クラスおよびそれ以上の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平２−８３２２号公報
【特許文献２】特開２００１−７３０７１号公報
【特許文献３】特開２００２−３２７２１２号公報
【非特許文献】
【０００７】
【非特許文献１】日本鉄鋼協会基礎研究会ベイナイト調査研究部会編、「鋼のベイナイト写真集１」、日本鉄鋼協会、１９９２年６月出版
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
特許文献１〜３によれば、焼入れ後に焼戻しを施すことによって、鋼板表面の硬度を低下させることが可能になる。ただし、これらの文献においては、硬さの評価において、試験力を９８Ｎ（１０ｋｇｆ）としたビッカース硬さ試験を行っている。試験力が高いと測定領域が大きくなる。すなわち、広い領域に含まれる金属組織の平均的な硬さが測定されることとなる。
【０００９】
しかしながら、局所的にでも硬さの高い組織が存在すると、そこを起点にＳＳＣが発生するおそれがある。そのため、より低い試験力でのビッカース硬さ試験を行い、その測定結果に基づく最高硬さを低く制御する必要がある。
【００１０】
本発明は、上記の問題を解決し、優れた耐ＳＳＣ性を有する、ラインパイプ用鋼板および鋼管を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、下記のラインパイプ用鋼板および鋼管を要旨とする。
【００１２】
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０８％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５〜１．７％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１００％、
Ｎ：０．００１０〜０．００６０％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００２５％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．０１〜０．０４％、
Ｏ：０．００４％以下、
Ｍｏ：０〜２．０％、
Ｃｒ：０〜２．０％、
Ｃｕ：０〜２．０％、
Ｎｉ：０〜２．０％、
Ｗ：０〜１．０％、
Ｖ：０〜０．２０％、
Ｚｒ：０〜０．０５０％、
Ｔａ：０〜０．０５０％、
Ｂ：０〜０．００２０％、
ＲＥＭ：０〜０．０１％、
Ｍｇ：０〜０．０１％、
Ｈｆ：０〜０．００５％、
Ｒｅ：０〜０．００５％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式を満足し、
下記（ii）式で表わされるＣｅｑが０．３０〜０．５０であり、
板厚中心部における金属組織が、アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種を含み、残部がフェライト、Ｍ−Ａ相、および疑似パーライトから選択される１種以上であり、
表層における金属組織が、粒径１００ｎｍ以上のセメンタイトを含む焼戻しマルテンサイトおよび再結晶フェライトを含み、残部がベイナイトであり、
表層における最高硬さが２５０ＨＶ０．１以下であり、
引張強さが４８０〜６５０ＭＰａである、
ラインパイプ用鋼板。
Ｍｏ＋Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｔａ≦２．０  ・・・（ｉ）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５  ・・・（ii）
但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
【００１３】
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｗ：０．０１〜１．０％、
Ｖ：０．０１〜０．２０％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０５０％、
Ｔａ：０．０００１〜０．０５０％、および、
Ｂ：０．０００１〜０．００２０％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）に記載のラインパイプ用鋼板。
【００１４】
（３）前記化学組成が、質量％で、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｈｆ：０．０００１〜０．００５％、および
Ｒｅ：０．０００１〜０．００５％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）または（２）に記載のラインパイプ用鋼板。
【００１５】
（４）上記（１）から（３）までのいずれかに記載の鋼板を用いた、
ラインパイプ用鋼管。
【００１６】
なお、本発明において、「表層」とは、鋼板または鋼管の表面から１．０ｍｍの深さまでの領域を意味する。また、「ＨＶ０．１」は、試験力を０．９８Ｎ（０．１ｋｇｆ）として、ビッカース硬さ試験を実施した場合の「硬さ記号」を意味する（ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４：２００９を参照）。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、表層の最高硬さを２５０ＨＶ０．１以下に抑制することができるため、耐ＳＳＣ性に優れる鋼板および鋼管を得ることが可能となる。したがって、本発明に係る鋼板および鋼管は、Ｈ２Ｓを多く含むような原油および天然ガスを輸送するためのラインパイプとして好適に用いることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】焼戻しパラメータと表層の最高硬さとの関係を示したグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
【００２０】
１．化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
【００２１】
Ｃ：０．０２〜０．０８％
Ｃは、鋼の強度を向上させる元素である。Ｃ含有量が０．０２％未満では、強度向上効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が０．０８％を超えると、表層の硬さが上昇し、ＳＳＣが発生しやすくなる。したがって、Ｃ含有量は０．０２〜０．０８％とする。Ｃ含有量は０．０３％以上であるのが好ましい。また、耐ＳＳＣ性を確保するとともに、溶接性および靭性の低下を抑制するために、Ｃ含有量は０．０６％以下であるのが好ましい。
【００２２】
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸のために添加する元素である。Ｓｉ含有量が０．０１％未満では、脱酸効果が十分に得られず、また、製造コストが大幅に上昇する。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、溶接部の靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．５０％とする。Ｓｉ含有量は０．０５％以上であるのが好ましく、０．１０％以上であるのがより好ましい。また、Ｓｉ含有量は０．４０％以下であるのが好ましく、０．３０％以下であるのがより好ましい。
【００２３】
Ｍｎ：０．５〜１．７％
Ｍｎは、強度および靭性を向上させる元素である。Ｍｎ含有量が０．５％未満では、添加効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が１．７％を超えると、耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．５〜１．７％とする。Ｍｎ含有量は１．０％以上であるのが好ましく、１．２％以上であるのがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は１．６％以下であるのが好ましく、１．５％以下であるのがより好ましい。
【００２４】
Ｎｂ：０．００１〜０．１００％
Ｎｂは、炭化物および窒化物を形成し、強度の向上に寄与する元素である。また、Ｎｂ添加は未再結晶温度域を高温域に拡大させるため、Ｎｂ含有量が０．００１％未満では、添加効果が十分に得られない。一方、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると、粗大な炭化物および窒化物が生成し、耐ＨＩＣ性および靭性が低下する。また、Ｎｂは焼戻し軟化抵抗のある元素であり、多量に含有させると、焼戻し時に十分硬さを下げることができない。したがって、Ｎｂ含有量は０．００１〜０．１００％とする。Ｎｂ含有量は０．００５％以上であるのが好ましく、０．０１０％以上であるのがより好ましい。また、Ｎｂ含有量は０．０８０％以下であるのが好ましく、０．０６０％以下であるのがより好ましい。
【００２５】
Ｎ：０．００１０〜０．００６０％
Ｎは、Ｎｂと窒化物を形成し、加熱時のオーステナイト粒径の微細化に寄与する元素である。Ｎ含有量が０．００１０％未満であると、添加効果が十分に得られない。一方、Ｎ含有量が０．００６０％を超えると、粗大な炭窒化物が生成し、耐ＨＩＣ性および靭性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００１０〜０．００６０％とする。Ｎ含有量は０．００２０％以上であるのが好ましい。また、Ｎ含有量は０．００５０％以下であるのが好ましい。
【００２６】
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％
Ｃａは、ＣａＳを形成し、圧延方向に伸長するＭｎＳの形成を抑制し、耐ＨＩＣ性の向上に寄与する元素である。Ｃａ含有量が０．０００１％未満では、添加効果が十分に得られない。一方、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると、酸化物が集積し、耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０００１〜０．００５０％とする。Ｃａ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１０％以上であるのがより好ましい。また、Ｃａ含有量は０．００４５％以下であるのが好ましく、０．００４０％以下であるのがより好ましい。
【００２７】
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、不可避的不純物として残留する元素である。Ｐ含有量が０．０３％を超えると、耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性が低下し、また、溶接部の靭性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３％以下とする。Ｐ含有量は０．０１５％以下であるのが好ましく、０．０１％以下であるのがより好ましい。なお、Ｐ含有量の過度の低減は、製造コストの大幅な上昇を招くため、０．００１％が実質的な下限である。
【００２８】
Ｓ：０．００２５％以下
Ｓは、不可避的不純物として残留し、熱間圧延時に圧延方向に延伸するＭｎＳを形成して、耐ＨＩＣ性を阻害する元素である。Ｓ含有量が０．００２５％を超えると、耐ＨＩＣ性が著しく低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００２５％以下とする。Ｓ含有量は０．００１５％以下であるのが好ましく、０．００１０％以下であるのがより好ましい。なお、Ｓ含有量の過度の低減は、製造コストの大幅な上昇を招くため、０．０００１％が実質的な下限である。
【００２９】
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｔｉは、窒化物を形成し、結晶粒の微細化に寄与する元素である。Ｔｉ含有量が０．００５％未満であると、添加効果が十分に得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．０３０％を超えると、靭性が低下するだけでなく、粗大な窒化物を生成し、耐ＨＩＣ性が低下する。また、Ｔｉは焼戻し軟化抵抗のある元素であり、多量に含有させると、焼戻し時に十分硬さを下げることができない。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０３０％とする。Ｔｉ含有量は０．００８％以上であるのが好ましく、０．０１５％以下であるのが好ましい。
【００３０】
Ａｌ：０．０１〜０．０４％
Ａｌは、脱酸のために添加する元素である。Ａｌ含有量が０．０１％未満であると、添加効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が０．０４％を超えると、Ａｌ酸化物が集積してクラスターが生成し、耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０１〜０．０４％とする。Ａｌ含有量は０．０１５％以上であるのが好ましく、０．０３５％以下であるのが好ましい。
【００３１】
Ｏ：０．００４％以下
Ｏは、脱酸後、不可避的に残留する元素であり、少量であるほど好ましい。Ｏ含有量が０．００４％を超えると、酸化物が生成して、靭性および耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００４％以下とする。Ｏ含有量は０．００３％以下であるのが好ましい。なお、Ｏ含有量の過度の低減は、製造コストの大幅な上昇を招くため、０．００１％が実質的な下限である。
【００３２】
Ｍｏ：０〜２．０％
Ｃｒ：０〜２．０％
Ｃｕ：０〜２．０％
Ｎｉ：０〜２．０％
Ｍｏ、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉは、焼入れ性の向上に寄与する元素である。後述する焼入れ性の指標であるＣｅｑを調整するため、必要に応じて含有させてもよい。一方、これらの元素の含有量が２．０％を超えると、硬さが上昇して耐ＳＳＣ性が低下する。また、ＭｏおよびＣｒは焼戻し軟化抵抗のある元素であり、多量に含有させると、焼戻し時に十分硬さを下げることができない。
【００３３】
したがって、Ｍｏ、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉの含有量は、それぞれ２．０％以下とする。なお、上記の効果を得るためには、これらの元素の含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましい。
【００３４】
Ｗ：０〜１．０％
Ｗは、強度の向上に有効な元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｗ含有量が１．０％を超えると、靭性の低下を招くことがある。また、Ｗは焼戻し軟化抵抗のある元素であり、多量に含有させると、焼戻し時に十分硬さを下げることができない。したがって、Ｗ含有量は１．０％以下とする。Ｗ含有量は０．５％以下であるのが好ましく、０．３％以下であるのがより好ましく、０．２％以下であるのがさらに好ましい。なお、上記の効果を得るためには、Ｗ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましい。
【００３５】
Ｖ：０〜０．２０％
Ｖは、炭化物、窒化物を形成し、強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｖ含有量が０．２０％を超えると、靭性が低下する。また、Ｖは焼戻し軟化抵抗のある元素であり、多量に含有させると、焼戻し時に十分硬さを下げることができない。したがって、Ｖ含有量は０．２０％以下とする。Ｖ含有量は０．１０％以下であるのが好ましく、０．０８％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得るためには、Ｖ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０３％以上であるのがより好ましい。
【００３６】
Ｚｒ：０〜０．０５０％
Ｚｒは、Ｖと同様に炭化物、窒化物を形成し、強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｚｒ含有量が０．０５０％を超えると、靭性の低下を招くことがある。したがって、Ｚｒ含有量は０．０５０％以下とする。Ｚｒ含有量は０．０２０％以下であるのが好ましく、０．０１０％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得るためには、Ｚｒ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。
【００３７】
Ｔａ：０〜０．０５０％
Ｔａは、Ｖと同様に炭化物、窒化物を形成し、強度の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｔａ含有量が０．０５０％を超えると、靭性の低下を招くことがある。また、Ｔａは焼戻し軟化抵抗のある元素であり、多量に含有させると、焼戻し時に十分硬さを下げることができない。したがって、Ｔａ含有量は０．０５０％以下とする。Ｔａ含有量は０．０２０％以下であるのが好ましく、０．０１０％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得るためには、Ｔａ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。
【００３８】
Ｂ：０〜０．００２０％
Ｂは、鋼の粒界に偏析して焼入れ性の向上に著しく寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｂ含有量が０．００２０％を超えると、靭性の低下を招くことがある。したがって、Ｂ含有量は０．００２０％以下とする。Ｂ含有量は０．００１５％以下であるのが好ましく、０．００１２％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。
【００３９】
ＲＥＭ：０〜０．０１％
ＲＥＭは、硫化物系介在物の形態を制御し、耐ＳＳＣ性、耐ＨＩＣ性および靭性の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、ＲＥＭ含有量が０．０１％を超えると、酸化物が生成して、鋼の清浄度が低下するだけでなく、耐ＨＩＣ性および靭性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０．０１％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．００６％以下であるのが好ましい。なお、上記の効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．００１０％以上であるのがより好ましい。
【００４０】
ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、上記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。
【００４１】
Ｍｇ：０〜０．０１％
Ｍｇは、微細な酸化物を生成して、結晶粒の粗大化を抑制し、靭性の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｍｇ含有量が０．０１％を超えると、酸化物が凝集、粗大化して、耐ＨＩＣ性が低下し、また、靭性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０．０１％以下とする。Ｍｇ含有量は０．００５％以下であるのが好ましい。なお、上記の効果を得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．００１０％以上であるのがより好ましい。
【００４２】
Ｈｆ：０〜０．００５％
Ｈｆは、Ｃａと同様、硫化物を生成し、圧延方向に伸長したＭｎＳの生成を抑制し、耐ＨＩＣ性の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｈｆ含有量が０．００５％を超えると、酸化物が増加し、凝集、粗大化すると耐ＨＩＣ性を損なう。したがって、Ｈｆ含有量は０．００５％以下とする。Ｈｆ含有量は０．００４％以下であるのが好ましく、０．００３％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得るためには、Ｈｆ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。
【００４３】
Ｒｅ：０〜０．００５％
Ｒｅは、Ｃａと同様、硫化物を生成し、圧延方向に伸長したＭｎＳの生成を抑制し、耐ＨＩＣ性の向上に寄与する元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｒｅ含有量が０．００５％を超えると、酸化物が増加し、凝集、粗大化すると耐ＨＩＣ性を損なう。したがって、Ｒｅ含有量は０．００５％以下とする。Ｒｅ含有量は０．００４％以下であるのが好ましく、０．００３％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得るためには、Ｒｅ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。
【００４４】
本発明の鋼板および鋼管の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００４５】
Ｍｏ＋Ｃｒ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ＋Ｗ＋Ｔａ≦２．０  ・・・（ｉ）
但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
【００４６】
上述のように、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、ＷおよびＴａは焼戻し軟化抵抗のある元素であり、多量に含有させると、焼戻し時に十分硬さを下げることができない。したがって、これらの元素の合計含有量を２．０％以下とする。
【００４７】
Ｃｅｑ：０．３０〜０．５０
Ｃｅｑは、焼入れ性の指標となる値であり、下記（ii）式で表わされる。Ｃｅｑが０．３０未満では、必要な強度が得られない。一方、Ｃｅｑが０．５０を超えると、表面硬さが高くなり、耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｅｑは０．３０〜０．５０とする。Ｃｅｑは０．３３以上であるのが好ましく、０．４５以下であるのが好ましい。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５  ・・・（ii）
但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
【００４８】
２．金属組織
本発明に係る鋼板および鋼管は、板厚中心部における金属組織が、アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種を含み、残部がフェライト、Ｍ−Ａ相、および疑似パーライト(または擬似パーライト)から選択される１種以上であり、表層における金属組織が、粒径１００ｎｍ以上のセメンタイトを含む焼戻しマルテンサイトおよび再結晶フェライトを含み、残部がベイナイトである。その理由は以下のとおりである。
【００４９】
鋼内部の金属組織中にマルテンサイトが含まれると、鋼の強度が上昇し過ぎて、引張強さを４８０〜６５０ＭＰａの範囲に制御することができなくなる。そのため、鋼の化学組成を調整し、特にＣｅｑの値を適切な範囲にするとともに、後述するように熱間圧延後に制御冷却を行うことによって、マルテンサイトの生成を防止する。
【００５０】
そのため、強度と表面硬さとのバランスを考慮して、板厚中心部における金属組織を、アシキュラーフェライトおよび／またはベイナイト主体の組織とする。アシキュラーフェライトとベイナイトとの合計面積率は５０％以上であることが好ましい。板厚中心部の金属組織において、残部はフェライト、Ｍ−Ａ相、および疑似パーライト(または擬似パーライト)から選択される１種以上である。鋼内部の金属組織がフェライト主体であると必要な強度が得られにくい。したがって、フェライトの面積率は５０％以下であることが好ましい。
【００５１】
一方、表層の金属組織は、耐ＳＳＣ性に優れる焼戻しマルテンサイト主体の組織とする。鋼内部に比べて表層の冷却速度は相対的に高くなることから、表層においては、熱間圧延後に加速冷却を行うことでマルテンサイトを生成させることが可能である。マルテンサイトは硬い組織であるため、冷却後に所定の条件で焼戻し処理を行い、マルテンサイトを焼戻しマルテンサイトおよび再結晶フェライトとすることで、硬さを低下させる。特に、焼戻しマルテンサイト内に粒径１００ｎｍ以上のセメンタイトを析出させることによって、十分に硬さを低下させることが可能になる。
【００５２】
ただし、焼戻しマルテンサイトのみであると硬さの低下が不十分であるため、組織中に再結晶フェライトを存在させる。ただし、再結晶フェライトの量が過剰であると硬さが低下し過ぎて必要な強度が得られなくなるため、再結晶フェライトの面積率は２０％以下であるのが好ましい。表層の金属組織において、残部はベイナイトである。なお、ベイナイトは含まれなくてもよい。
【００５３】
ここで、本発明において、「アシキュラーフェライト」とは、非特許文献１で定義されるように、擬ポリゴナル・フェライトを含んだベイニティック・フェライト混合組織を指すものとする。また、Ｍ−Ａ相（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ  ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）とは、マルテンサイトとオーステナイトとの複合体を意味する。
【００５４】
また、本発明においては、「Ｍ−Ａ相」とは圧延・加速冷却後に生成したＭ−Ａ相が、さらに焼き戻し等の熱処理を受けて組織中に微細な炭化物を含む金属組織も含む。Ｍ−Ａ相はその大きさ、形状、または化学成分によって、同じ熱履歴を受けても形態の変化が異なる場合があり、この微細炭化物を含むＭ−Ａ相と後述する疑似パーライトに形態を変えるものがある。
【００５５】
Ｍ−Ａ相は十分に焼戻されるとフェライトとセメンタイトに分解される。この際、フェライト中にセメンタイトが点列状に分断した金属組織が生成される。本発明において、「疑似パーライト」とは、非特許文献１で定義されるパーライトの層状組織が分断された金属組織に加えて、Ｍ−Ａ相が焼戻されて生成した金属組織も含める。
【００５６】
また、再結晶フェライトは、粒内の合金元素濃度から同定することが可能である。オーステナイト域で変態したフェライトは、母相のオーステナイトとの間で合金元素の分配が生じる。一方、焼戻しマルテンサイトから再結晶フェライトが生成しても、同一相間で合金元素の分配は生じない。したがって、本発明において、鋼中のＭｎ含有量の９０％以上の濃度を有するフェライトを再結晶フェライトとする。なお、フェライト粒内のＭｎ濃度はＥＰＭＡによって測定することができる。
【００５７】
３．機械的性質
表層の最高硬さ：２５０ＨＶ０．１以下
上述のように、耐ＳＳＣ性を向上させるためには、鋼の最高硬さを低く抑える必要がある。また、局所的にでも硬さの高い組織が存在すると、そこを起点にＳＳＣが発生するおそれがあるため、本発明においては、試験力を０．９８Ｎ（０．１ｋｇｆ）としたビッカース硬さ試験により、硬さの評価を行う。そのため、表層の最高硬さを２５０ＨＶ０．１以下とする。表層の最高硬さは、２４０ＨＶ０．１以下であるのが好ましい。なお、組織全体が再結晶してしまうと必要な強度が得られないため、表層の最高硬さは、１６０ＨＶ０．１以上であるのが好ましく、１７０ＨＶ０．１以上であるのがより好ましい。
【００５８】
なお、本発明においては、表面から０．１ｍｍの深さ位置から１．０ｍｍの深さ位置まで、０．１ｍｍ間隔で硬さ測定を行い、その最大値を表層の最高硬さとする。
【００５９】
引張強さ：４８０〜６５０ＭＰａ
Ｈ２Ｓ環境中で使用されるラインパイプとしては、一般的にＸ５２からＸ７０グレードの材料が用いられる場合が多い。その要求を満足するため、本発明の鋼板および鋼管の引張強さは４８０〜６５０ＭＰａとする。
【００６０】
４．板厚
本発明の鋼板および鋼管の板厚（肉厚）について特に制限は設けない。しかしながら、ラインパイプ内を通過する流体の輸送効率向上の観点から、板厚（肉厚）は１６．０ｍｍ以上であるのが好ましく、１９．０ｍｍ以上であるのがより好ましい。
【００６１】
５．製造方法
本発明に係る鋼材は、例えば、以下の方法により製造することができるが、この方法には限定されない。
【００６２】
上述の化学組成を有する鋼を炉で溶製した後、鋳造によってスラブを作製する。その後、上記のスラブを加熱して熱間圧延を施す。熱延工程における条件についても特に制限は設けないが、例えば、熱間圧延前の加熱温度を１０００〜１３００℃とし、熱間圧延の仕上げ温度を８００〜１０００℃とするのが好ましい。
【００６３】
熱間圧延終了後に、６００〜４００℃の温度まで加速冷却する。冷却停止温度が４００℃未満となると、冷却速度によっては鋼内部もマルテンサイト主体組織となり、４８０〜６５０ＭＰａの引張強さが得られない。また、この際、板厚中央部での冷却速度（平均冷却速度）を５℃／ｓ以上ＶＣ−９０℃／ｓ未満にする。板厚中央部での冷却速度をＶＣ−９０未満にすることで、鋼内部でのマルテンサイト変態を抑制し、金属組織をアシキュラーフェライトおよび／またはベイナイトが主体の組織にすることができる。また、５℃／ｓ以上にすることで板厚中央部での金属組織がフェライト主体組織となることを防止し、必要な強度が得られる。
【００６４】
一方、表層については、ＶＣ−９０以上の冷却速度でＭｓ点以下まで加速冷却する。ＶＣ−９０以上でＭｓ以下まで加速冷却することで、表層の金属組織は後に実施する焼戻し処理とあわせて耐ＳＳＣ性に優れた焼戻しマルテンサイト組織主体の組織とすることができる。
【００６５】
ここで、ＶＣ−９０の値は、鋼中に含まれるＢ含有量が５ｐｐｍ以上の場合には下記（iii）式で算出され、Ｂ含有量が５ｐｐｍ未満の場合には下記（iv）式で算出される。
ｌｏｇＶＣ−９０＝２．９４−０．７５β  ・・・（iii）
β＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋２Ｍｏ
ｌｏｇＶＣ−９０＝３．６９−０．７５β’  ・・・（iv）
β’＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ
但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
【００６６】
また、Ｍｓ点は下記（ｖ）式により算出することが可能である。
Ｍｓ＝５４５−３３０Ｃ＋２Ａｌ＋７Ｃｏ−１４Ｃｒ−１３Ｃｕ−２３Ｍｎ−５Ｍｏ−４Ｎｂ−１３Ｎｉ−７Ｓｉ＋３Ｔｉ＋４Ｖ  ・・・（ｖ）
但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
【００６７】
その後、鋼表層に生成したマルテンサイトを１００ｎｍ以上のセメンタイトを含む焼戻しマルテンサイト組織が主体であり再結晶フェライトを含む組織にするために、焼戻し処理を行う。この際、組織全体が再結晶してしまうことを防ぐため、焼戻し条件については、下記（vi）式で示される焼戻しパラメータ（ＬＭＰ）が１８５００〜１９３００の範囲となる条件で行うことが好ましい。
ＬＭＰ＝Ｔ×（２０＋ｌｏｇｔ）  ・・・（vi）
但し、式中の各記号の意味は以下のとおりである。
Ｔ：焼戻し温度（Ｋ）
ｔ：焼戻し時間（ｈ）
【００６８】
図１は、焼戻しパラメータと表層の最高硬さとの関係を示したグラフである。ＬＭＰの増加とともに最高硬さが低下する傾向が見て取れる。そして、ＬＭＰが１８５００以上となったところで、最高硬さが２５０ＨＶ０．１以下になる。これは、ＬＭＰを１８５００以上にすることによって、マルテンサイト中のセメンタイトが１００ｎｍ以上まで成長し、かつ、再結晶フェライトの晶出が開始していることを示す。ＬＭＰが１９５００を超えると、最高硬さが急激に低下する。これは、組織全体が再結晶してしまったことを示す。組織全体が再結晶フェライトになると必要な強度を確保できなくなる。
【００６９】
また、本発明に係る鋼管は、上記の鋼板に対して、例えば、ＵＯ製管を行うことで製造することができる。ＵＯ製管法では、例えば、エッジ部をスケール除去した圧延鋼板（素材）に対して、Ｃプレスを行ってＣ形に成形した後Ｕプレスを行ってＵ形に成形し、さらにＯプレスを行ってＯ形に成形して円筒状に成形し、その後に端部である継目を突き合わせて、仮付溶接、内面溶接および外面溶接を行い、さらに必要に応じて拡管を行う。
【００７０】
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【実施例１】
【００７１】
表１に示す化学成分を有する鋼を溶製し、連続鋳造により鋼片とした。この時の厚さは、鋼種Ｊ〜ＮおよびＳでは３００ｍｍとし、それ以外の鋼種Ａ〜ＩおよびＯ〜Ｒでは２４０ｍｍとした。得られた鋼片を表２に示すように、１０００〜１２５０℃の温度域まで加熱し、９００℃を超える再結晶温度域で熱間圧延を行い、引き続き、８００〜９００℃の未再結晶温度域での熱間圧延を行った。
【００７２】
熱間圧延後は、７５０〜８５０℃の加速冷却開始温度から水冷を開始し、表２に示す温度で水冷を停止した。加速冷却後、表２に示す条件で焼戻し処理を施した。
【００７３】
【表１】
2020200498.tif 000003
【００７４】
【表２】
2020200498.tif 000004
【００７５】
焼戻し処理を施した鋼板から金属組織観察用試験片、引張試験片、硬さ測定用試験片およびＳＳＣ試験片を採取し、それぞれの試験に供した。
【００７６】
金属組織観察用試験片について、各鋼板の断面を切り出し、湿式研磨して鏡面に仕上げた後、ナイタール腐食してミクロ組織を現出させた。そして、光学顕微鏡を用いて１００〜５００倍の倍率で組織観察を行った。焼戻しマルテンサイトを含む組織については再研磨後、薄膜試料を切り出し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ：Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）にて３〜５万倍の倍率にて１００ｎｍ以上のセメンタイト有無を確認した。
【００７７】
さらに、フェライトと判断された相については、さらにＥＰＭＡによる分析を行い、Ｍｎ濃度が鋼中に含まれるＭｎ含有量の９０％以上であるものを再結晶フェライトとした。
【００７８】
引張試験は、丸棒状の引張試験片を用いて、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して行った。その結果から、引張強さ（ＭＰａ）を求めた。
【００７９】
次に、硬さ測定用試験片を用いて、最大硬さの測定を行った。具体的には、各鋼板の断面を切り出した後、表面から０．１ｍｍの深さ位置から１．０ｍｍの深さ位置まで、０．１ｍｍ間隔で硬さ測定を行った。そして、その最大値を表層の最高硬さとした。
【００８０】
また、ＳＳＣ試験は、ＮＡＣＥ  ＴＭ０３１６に準拠して行った。そして、ＳＳＣが生じなかったものを合格（○）、ＳＳＣが生じたものを不合格（×）と判定した。
【００８１】
それらの結果を表３にまとめて示す。
【００８２】
【表３】
2020200498.tif 000005
【００８３】
表３から分かるように、本発明の規定を全て満足する試験Ｎｏ．１、２、８、９および１３〜２５は、表層の最高硬さが２５０ＨＶ０．１以下であるとともに、ＳＳＣ試験による割れは認められなかった。また、引張強さも４８０ＭＰａ以上となった。
【００８４】
それらに対して、試験Ｎｏ．３〜７、１０〜１２および２６〜２９は本発明の規定のいずれかを満足しない比較例である。
【００８５】
試験Ｎｏ．３では、冷却停止温度が低すぎたため、鋼内部にもマルテンサイトが生成し、引張強さが高すぎる結果となった。試験Ｎｏ．４〜６、１１および１２では、焼戻しパラメータ（ＬＭＰ）が低すぎたため、マルテンサイト中のセメンタイトが十分に粗大化せず、１００ｎｍ未満の微細なセメンタイトのみが分散した焼戻しマルテンサイトとなった。その結果、表層の最高硬さを２５０ＨＶ０．１以下に低減することができなかった。
【００８６】
試験Ｎｏ．７では、焼戻しパラメータ（ＬＭＰ）が高すぎたため、組織全体が再結晶してしまい、十分な強度が得られなかった。また、試験Ｎｏ．１０では、加速冷却での冷却速度が低すぎたため、十分な強度が得られなかった。
【００８７】
試験Ｎｏ．２６では、Ｃ含有量が規定範囲より高いため、表層の最高硬さが２５０ＨＶ０．１を超えた。また、試験Ｎｏ．２７では、Ｃｅｑの値が規定範囲より低いため、十分な強度が得られなかった。
【００８８】
さらに、試験Ｎｏ．２８では、Ｃｅｑの値が規定範囲より高く、試験Ｎｏ．２９は平均冷却速度がＶＣ−９０よりも高かった。そのため、試験Ｎｏ．２８および２９では、板厚中央部でもマルテンサイト変態が生じ、焼戻しマルテンサイトが観察された。これらの例では、鋼の強度が上昇し過ぎて、引張強さを４８０〜６５０ＭＰａの範囲に制御することができなかった。また、試験Ｎｏ．２９では、焼戻し軟化抵抗のあるＭｏ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、ＷおよびＴａの合計含有量が規定範囲より高かった。そのため、試験Ｎｏ．２９ではその後の焼戻し処理でもマルテンサイト中のセメンタイトが十分に粗大化せず、１００ｎｍ未満の微細なセメンタイトのみが分散した焼戻しマルテンサイトとなった。その結果、表層の最高硬さを２５０ＨＶ０．１以下に低減することができなかった。
【実施例２】
【００８９】
本発明例のＮｏ．１、２、９、１４、１９および１６の鋼板を用い、ＵＯ製管法によって造管し、表４に示す鋼管のＮｏ．１〜６を得た。
【００９０】
得られた鋼管から上述の方法により、金属組織観察用試験片、引張試験片、硬さ測定用試験片およびＳＳＣ試験片を採取し、それぞれの試験に供した。
【００９１】
それらの結果を表４にまとめて示す。
【００９２】
【表４】
2020200498.tif 000006
【００９３】
表４から分かるように、本発明の規定を全て満足する鋼管試験Ｎｏ．１〜６は、表層の最高硬さが２５０ＨＶ０．１以下であるとともに、ＳＳＣ試験による割れは認められなかった。また、引張強さも４８０〜６５０ＭＰａの範囲に制御することができた。
【産業上の利用可能性】
【００９４】
本発明によれば、表層の最高硬さを２５０ＨＶ０．１以下に抑制することができるため、耐ＳＳＣ性に優れる鋼板および鋼管を得ることが可能となる。したがって、本発明に係る鋼板および鋼管は、Ｈ２Ｓを多く含むような原油および天然ガスを輸送するためのラインパイプとして好適に用いることができる。
【図１】
2020200498.tif 000007