JP4940886B2 - 耐ｈｉｃ特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、ＡＰＩ規格Ｘ７０グレード以上の強度を有する高強度鋼板およびその製造方法に関し、特に耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）に優れたものに関する。

硫化水素を含む原油や天然ガスの輸送に用いられるラインパイプは、強度、靭性、溶接性の他に、耐水素誘起割れ性（以下、耐ＨＩＣ性）や耐応力腐食割れ性（以下、耐ＳＣＣ性）などのいわゆる耐サワー性が必要とされる。

鋼材の水素誘起割れ（以下、ＨＩＣ）は、腐食反応による水素イオンが鋼材表面に吸着し、原子状の水素として鋼内部に侵入、鋼中のＭｎＳなどの非金属介在物や硬い第２相組織のまわりに拡散・集積し、その内圧により割れを生ずるとされている。

特許文献１には、ＣａやＣｅをＳ量に対して適量添加することにより、針状のＭｎＳの生成を抑制し、応力集中の小さい微細に分散した球状の介在物に形態を変えて割れの発生・伝播を抑制する、耐ＨＩＣ性の優れたラインパイプ用鋼の製造方法が開示されている。

特許文献２，３には、偏析傾向の高い元素（Ｃ、Ｍｎ、Ｐ等）の低減や、スラブ加熱段階での均熱処理、冷却時の変態途中での加速冷却により、中心偏析部での割れの起点となる島状マルテンサイト、割れの伝播経路となるマルテンサイトやベイナイトなどの硬化組織の生成を抑制した、耐ＨＩＣ性に優れた鋼が開示されている。

特許文献１〜３に記載の耐ＨＩＣ性を改善する方法はいずれも中心偏析部が対象であり、加速冷却または直接焼入れによって製造され、冷却速度の速い鋼板表面部が内部に比べ硬化し、表面近傍からも水素誘起割れが発生するＡＰＩ Ｘ７０グレードを超える高強度鋼板を対象としたものではない。

加速冷却によって得られるこれらの高強度鋼板のミクロ組織は、表面のみならず内部までベイナイトまたはアシキュラーフェライトの比較的割れ感受性の高い組織となるため、耐ＨＩＣ性に対しては、更なる厳格な偏析抑制が必要となるだけでなく、硫化物系または酸化物系介在物を起点としたＨＩＣへの対策が必要である。

すなわち、ＡＰＩ Ｘ７０グレードを超える高強度鋼板の場合、強度を確保しつつも更なる厳格な偏析抑制を可能とする成分設計・ミクロ組織制御に加えて、鋼板の表面部のＨＩＣまたは、硫化物系や酸化物系介在物を起点としたＨＩＣへの対策が必要である。

特許文献４には、ミクロ組織が、割れ感受性の高いブロック状ベイナイトやマルテンサイトを含まない耐ＨＩＣ性に優れた高強度鋼として、フェライト−ベイナイト２相組織である、ＡＰＩ Ｘ８０グレードの耐ＨＩＣ性に優れた高強度鋼材が開示されている。

また、特許文献５，６には、ミクロ組織をフェライト単相組織とすることで耐ＳＣＣ（ＳＳＣＣ）性や耐ＨＩＣ性を改善し、強度は、ＭｏまたはＴｉの多量添加によって得られる炭化物の析出強化で確保する高強度鋼が開示されている。
特開昭５４−１１０１１９号公報 特開昭６１−６０８６６号公報 特開昭６１−１６５２０７号公報 特開平７−２１６５００号公報 特開昭６１−２２７１２９号公報 特開平７−７０６９７号公報

しかし、特許文献４に記載の高強度鋼のベイナイト組織は、ブロック状ベイナイトやマルテンサイト程ではないが比較的割れ感受性の高い組織であり、ＳおよびＭｎ量を厳しく制限して、Ｃａ処理を必須として耐ＨＩＣ性を向上させる必要があるため、製造コストが高くなることが懸念される。また、特許文献４に記載の圧延・冷却方法を用いてフェライト−ベイナイト２相組織を安定的に得ることは難しい。

一方、特許文献５，６に記載のフェライト相は延性に富んだ組織であり、割れ感受性が極めて低いため、ベイナイト組織またはアシキュラーフェライト組織の鋼に比べ耐ＨＩＣ性が大幅に改善される。

しかし、フェライト単相では強度が低いため、特許文献５に記載の鋼はＣ及びＭｏを多量に添加した鋼を用いて、炭化物を多量に析出させることによって高強度化し、特許文献６記載の鋼帯ではＴｉ添加鋼を特定の温度で鋼帯に巻き取り、ＴｉＣの析出強化を利用して高強度化を図っている。

ところが、特許文献５に記載の、Ｍｏ炭化物が分散したフェライト組織を得るためには、焼入れ焼戻しの後に冷間加工を行い、さらに再度焼戻しを行う必要があり、製造コストが上昇する。

また、Ｍｏ炭化物の粒径が約０．１ミクロンと大きく、強度上昇効果が低いため、Ｃ及びＭｏの含有量を高め、炭化物の量をふやすことによって所定の強度を得る必要があり、高価な成分組成となる。

特許文献６に記載の高強度鋼で、強度確保のために利用するＴｉＣは、Ｍｏ炭化物に比べ微細で、析出強化に有効であるが、析出時の温度の影響を受けて粗大化しやすい。特許文献６では粗大化対策が十分でないため析出強化が小さく、多量のＴｉ添加が必要となっている。

そこで、本発明は、上述した課題を解決し、ＡＰＩ Ｘ７０グレード以上のラインパイプ用高強度鋼板であって、中央偏析部及び表面近傍や介在物周辺において、優れた耐ＨＩＣ特性を有するラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは耐ＨＩＣ特性向上と高強度の両立のために、鋼材の成分とミクロ組織および鋼板の製造方法を鋭意検討し、以下の知見を得た。
1．高強度と耐ＨＩＣ特性の両立には、偏析が抑制され、且つ高強度の確保が可能な成分組成とすることが必要で、偏析が比較的小さなＣｒ、ＣｕおよびＮｉを含有し、Ｃｅｑ（以下、Ｃｅｑ１）および偏析を考慮したＣｅｑ（以下、Ｃｅｑ２）を一定の範囲とし、析出強化が得られる系とする。
２．また、ミクロ組織を、フェライト組織とベイナイト組織との強度差の小さい、フェライト＋ベイナイト２相組織とすることが、最も効果的である。

すなわち、フェライトとベイナイトの２相組織は、一般的には軟質な相（フェライト相）と硬質な相（ベイナイト相）の混合組織であり、このような組織を有する鋼材は軟質な相（フェライト相）と硬質な相（ベイナイト相）との界面に水素が集積しやすく、更に前記界面が割れの伝播経路となるため、耐ＨＩＣ特性が劣る。しかし、両者の強度差を小さくすることで、耐ＨＩＣ特性と高強度の両立が可能である。
３．上記成分組成において析出強化に寄与する成分として、Ｍｏ，Ｔｉ、更には（Ｎｂ、Ｖ）の一種または二種を複合添加し、Ｎに対するＴｉの添加量を適正化し、かつＣに対するＭｏ、Ｔｉの添加量を適正化した系とすると、炭化物による析出強化を最大限に活用することができる。
４．熱間圧延後の加速冷却とその後の再加熱で、Ｔｉ、Ｍｏ、（Ｎｂ、Ｖ）の一種または二種を含む析出物が分散析出し、フェライト相の高強度化が達成でき、硬質相であるベイナイト相の軟化が起こり、強度差の小さいフェライト＋ベイナイト２相組織を得ることができるとともに、ＭＡの生成を低減することができる。

本発明は得られた知見を基に更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：
０．５〜１．８％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．
５％、Ｃｒ：０．０５〜１％、Ａｌ：０．０７％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００７％以下、下記（１）〜（４）式を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物で
金属組織がフェライトとベイナイトの２相組織であり、島状マルテンサイト（ＭＡ）の分
率が体積分率で５％以下であり、フェライト相に、ＴｉとＭｏを含む複合析出物が分散析出していることを
特徴とする、耐ＨＩＣ特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
０．３５≦Ｃｅｑ１≦０．４５・・・（１）
但し、Ｃｅｑ１＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５
で、各元素は含有量（質量％）で含有しない元素は０とする。
Ｃｅｑ２≦０．６・・・（２）
但し、Ｃｅｑ２＝１．５Ｃ＋１．６Ｍｎ／６＋（１．３Ｃｕ＋１．３Ｎｉ）／１５＋（１
．１Ｃｒ＋１．２Ｍｏ＋Ｖ）／５
但し、各元素は含有量（質量％）で含有しない元素は０とする。
Ｔｉ／Ｎ＞４・・・（３）
但し、Ｔｉ，Ｎは質量％とする。
０．５≦Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）≦３・・・（４）
但し、各元素は原子％で含有しない元素は０とする。
２．鋼組成が、更に、質量％で、Ｖ：０．００５〜０．１％を含有し、複合析出物が、Ｔｉ、Ｍｏ、および（Ｎｂ、Ｖ）の一種または二種を含むことを特徴とする、１に記載の耐ＨＩＣ特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
３．鋼組成が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下の中から選ばれる一種又は二種を含有することを特徴とする１または２に記載の耐ＨＩＣ特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
４．複合析出物が１０ｎｍ未満の径を有する微細析出物であることを特徴とする１乃至３の何れか一つに記載の耐ＨＩＣ特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
５．１〜３のいずれか一つに記載の化学成分を含有する鋼を、加熱温度：１０００〜１３００℃、圧延終了温度：Ａｒ_３温度以上の条件で熱間圧延した後、冷却速度：５℃／ｓ以上で４００〜６００℃まで加速冷却を行い、冷却後直ちに昇温速度：０．５℃／ｓ以上で６００〜７００℃の温度まで再加熱を行うことを特徴とする、耐ＨＩＣ特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
６．１〜４のいずれか一つに記載の鋼板を用いて製造されたことを特徴とする、耐ＨＩＣ特性に優れたラインパイプ。

本発明によれば、ＡＰＩ Ｘ７０グレード以上の高強度を有し、かつ耐ＨＩＣ性の優れた電縫鋼管、スパイラル鋼管、ＵＯＥ鋼管等の鋼管が、多量の合金元素を添加することなく製造可能で、産業上極めて有用である。

本発明ではミクロ組織、成分組成を規定する。以下、限定理由について詳細に説明する。
［ミクロ組織］
本発明では、ミクロ組織を実質的にフェライト＋ベイナイト２相組織とする。
フェライト相は延性に富んでおり割れ感受性が低いため、高い耐ＨＩＣ特性が得れ、ベイナイト相は優れた強度靭性を有している。

ＭＡは非常に硬い硬質相であることから、母相とＭＡとの界面に水素が集積しやすく、更に、前記界面が割れの伝播経路となる可能性が高いため、ＭＡ分率の上昇とともに耐ＨＩＣ特性が急激に劣化する。

本発明では、熱間圧延後に加速冷却し、その後の再加熱する製造プロセスにより、ＭＡの生成を抑制し耐ＨＩＣ特性の向上を可能とする。

フェライト＋ベイナイトを備えた２相組織に、マルテンサイトやパーライトなどの異なる金属組織が混在すると、異相界面での水素集積や応力集中によってＨＩＣを生じやすくなるため、フェライト相とベイナイト相以外の組織分率は少ない程良い。

しかし、フェライト相とベイナイト相以外の組織の体積分率が低い場合は影響が無視できるため、体積分率で５％以下の他の金属組織、すなわちマルテンサイト、パーライト等を１種または２種以上含有してもよい。

また、ベイナイト分率は特に規定しないが、母材の靭性確保の観点から１０％以上、耐ＨＩＣ特性の観点から８０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、２０〜６０％である。

次に、フェライト相内に分散析出する析出物について説明する。本発明に係る鋼板では、フェライト相中にＭｏとＴｉを含有する析出物が分散析出することによりフェライト相が強化され、フェライト−ベイナイト間の強度差が小さくなるため、優れた耐ＨＩＣ特性を得ることができる。

当該析出物は極めて微細であるので耐ＨＩＣ特性を劣化させることはない。本発明ではＭｏとＴｉを複合添加し、ＭｏとＴｉの両者を含有する複合炭化物を鋼中に微細析出させる。ＭｏＣおよび／またはＴｉＣの析出強化の場合に比べて、より大きな強度向上効果が得られることが特徴である。

この従来にない大きな強度向上効果は、ＭｏとＴｉの両者を含有する複合炭化物の場合、熱的に安定でかつ成長速度が遅いので、粒径が１０ｎｍ未満の極めて微細であることによるものと推察される。

尚、ＭｏとＴｉを含有する複合炭化物は、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｃのみで構成される場合、ＭｏとＴｉの合計量と、Ｃ量とが原子比で１：１の付近で化合している。

また、本発明では、溶接熱影響部の靭性をより向上させる場合、Ｎｂ、Ｖの一種または二種を複合添加するが、析出物がＭｏ、Ｔｉ、および（Ｎｂ、Ｖ）の一種または二種を含んだ複合炭化物となり、ＭｏとＴｉを含有する複合炭化物と同様の析出強化が得られる。

ＭｏとＴｉを含有する複合炭化物や更に（Ｎｂ、Ｖ）の一種または二種を含んだ複合炭化物は微細炭化物であり、主にフェライト相中に析出するが、化学成分、製造条件によってはベイナイト相からも析出する場合もある。

この場合は更なる強化が可能であるが、ベイナイト相が析出強化されても、フェライト相とベイナイト相の硬度差がＨＶ７０以下なら耐ＨＩＣ性能を損なうことはない。

これら１０ｎｍ未満の析出物の個数は、降伏強度が５００ＭＰａ以上（ＡＰＩ×７０グレード以上）の高強度鋼板とするためには、２×１０^３個／μｍ^３以上析出させることが好ましい。析出形態は、ランダムでも列状でも良く、特に規定しない。

また、本発明では、ＭｏとＴｉの複合炭化物による高強度化の効果を損なわず耐ＨＩＣ特性を劣化させない程度であれば、ＭｏとＴｉを主体とする複合炭化物以外の析出物が生成しても良い。但し、１０ｎｍ未満の析出物の個数はＴｉＮを除いた全析出物の個数の９５％以上であることが好ましい。

［化学成分］
次に、化学成分について説明する。以下の説明において特に記載がない場合は、％で示す単位は全て質量％である。

Ｃ
Ｃは０．０２〜０．０８％とする。Ｃは炭化物として析出強化に寄与する元素であるが、０．０２％未満では十分な強度が確保できず、０．０８％を超えると靭性や耐ＨＩＣ性を劣化させるため、含有量を０．０２〜０．０８％に規定する。

Ｓｉ
Ｓｉは、０．０１〜０．５％とする。Ｓｉは脱酸のため添加するが、０．０１％未満では脱酸効果が十分でなく、０．５％を超えると靭性や溶接性を劣化させるため、含有量を０．０１〜０．５％に規定する。

Ｍｎ
Ｍｎは、０．５〜１．８％とする。Ｍｎは強度、靭性のため添加するが、０．５％未満ではその効果が十分でなく、１．８％を超えると溶接性と耐ＨＩＣ性が劣化するため、Ｍｎ含有量を０．５〜１．８％に規定する。好ましくは、０．５〜１．５％である。

Ｐ
Ｐは、０．０１％以下とする。Ｐは溶接性と耐ＨＩＣ性を劣化させる不可避不純物元素であるため、含有量の上限を０．０１％に規定する。

Ｓ
Ｓは、０．００２％以下とする。Ｓは一般的には鋼中においてはＭｎＳ介在物となり耐ＨＩＣ特性を劣化させるため少ないほどよい。しかし、０．００２％以下であれば問題ないため、Ｓ含有量の上限を０．００２％に規定する。

Ｍｏ
Ｍｏは、０．０５〜０．５％とする。Ｍｏは本発明において重要な元素であり、０．０５％以上含有させることで、熱間圧延後冷却時のパーライト変態を抑制しつつ、Ｔｉとの微細な複合析出物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。

しかし、０．５％を超えて添加するとマルテンサイトなどの硬化相を形成し耐ＨＩＣ特性が劣化するため、Ｍｏ含有量を０．０５〜０．５％に規定する。好ましくは、０．０５〜０．３％未満である。

Ｃｒ
Ｃｒは、０．０５〜１％とする。ＣｒはＭｎと同様に低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素であり、偏析も比較的小さいため、強度確保と耐ＨＩＣ特性向上に有効な元素である。０．０５％未満ではその効果が十分でなく、１％を超えて添加すると溶接性を劣化するため、Ｃｒ含有量を０．０５〜１％に規定する。

Ａｌ
Ａｌは、０．０７％以下とする。Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０．０７％を超えると鋼の清浄度が低下し、耐ＨＩＣ性を劣化させるため、Ａｌ含有量は０．０７％以下に規定する。好ましくは、０．０１〜０．０７％とする。

Ｔｉ
Ｔｉは、０．０１〜０．０５％とする。Ｔｉは本発明において重要な元素で、Ｍｏと複合添加する。０．０１％以上添加することで、Ｍｏと複合析出物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。

しかし、０．０５％を超えて添加すると、溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｔｉ含有量は０．０１〜０．０５％に規定する。さらに、０．０２５％未満にするとより優れた靭性を示す。このため、Ｎｂ、Ｖの一種または二種を添加する場合は、Ｔｉ含有量を０．０１〜０．０２５％未満とすることが好ましい。

Ｎ
Ｎは、０．００７％以下とする。０．００７％を超えて添加すると、溶接部の靭性劣化を招くと共に製鋼段階でのスラブ割れも招くため、含有量を０．００７％以下とする。

また、ＮはＴｉと共に析出物を形成するが、ＴｉＮ析出物は１３５０℃以上に達する溶接熱影響部の高温域において微細分散し、溶接熱影響部の旧オーステナイト粒を細粒化して、溶接熱影響部の靭性向上に大きく寄与する。その効果が十分となる含有量として０．００４〜０．００６％とすることが好ましい。

０．３５≦Ｃｅｑ１≦０．４５
但し、Ｃｅｑ１＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５とし
各元素は含有量（質量％）で含有しない元素は０とする。

ＡＰＩ Ｘ８０グレード等のＸ７０グレードを超える強度を確保するため、Ｃｅｑ１を０．３５以上とする。また、溶接性の観点から、良好な溶接性を確保するためにＣｅｑ１を０．４５以下とする。本発明に係る鋼材については、板厚１０ｍｍから３０ｍｍ程度の範囲でＣｅｑ１の板厚依存性はなく、３０ｍｍ程度まで同じＣｅｑ１で設計することができる。

Ｃｅｑ２≦０．６
但し、Ｃｅｑ２＝１．５Ｃ＋１．６Ｍｎ／６＋（１．３Ｃｕ＋１．３Ｎｉ）／１５＋（１．１Ｃｒ＋１．２Ｍｏ＋Ｖ）／５とし、各元素は含有量（質量％）で含有しない元素は０とする。

Ｃｅｑ２は合金元素の偏析度合いを示す指標であり、各合金元素の偏析係数を用いて下記式で表される。式において＊は乗算を示す。
Ｃｅｑ２＝ｆ_Ｃ＊Ｃ＋ ｆ_Ｍｎ＊Ｍｎ／６＋（ ｆ_Ｃｕ＊Ｃｕ＋ ｆ_Ｎｉ＊Ｎｉ）／１５＋（ ｆ_Ｃｒ＊Ｃｒ＋ ｆ_Ｍｏ＊Ｍｏ＋ ｆ_Ｖ＊Ｖ）／５
各合金元素の偏析係数はｆ_Ｃ＝１．５、ｆ_Ｍｎ＝１．６、ｆ_Ｃｕ＝１．３、ｆ_Ｎｉ＝１．３、ｆ_Ｃｒ＝１．１、ｆ_Ｍｏ＝１．２、ｆ_Ｖ＝１である。

Ｃｅｑ２が０．６を超えると偏析部で硬化組織となり易く、割れ感受性が高まり耐ＨＩＣ特性が劣化するため、Ｃｅｑ２≦０．６とする。

Ｔｉ／Ｎ＞４
質量％でＴｉ量とＮ量の比：Ｔｉ／Ｎ＞４とする。本発明による高強度化はＴｉ、Ｍｏを含む複合析出物（主に炭化物）の微細析出によるものであるが、Ｔｉ／Ｎ≦４ではＴｉがＴｉＮの析出に消費されてしまい、析出強化に有効なＴｉ、Ｍｏを含む複合析出物を十分に得ることができないため、質量％でＴｉ量とＮ量の比：Ｔｉ／Ｎ＞４とする。

Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）
但し、各元素は原子％で含有しない元素は０とする。

原子％でＣ量とＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量の比である、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）を０．５〜３とする。本発明による高強度化はＴｉ、Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖを含む複合析出物（主に炭化物）によるものである。Ｎｂ、Ｖの一種または二種を含む場合は後述する。

この複合析出物による析出強化を有効に利用するためには、Ｃ量と炭化物形成元素であるＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ，Ｖ量との関係が重要であり、これらの元素を適正なバランスのもとで添加することによって、熱的に安定かつ非常に微細な複合析出物を得ることが出来る。

各元素の原子％の含有量で表される、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値が０．５未満または３．０を超える場合はいずれかの元素量が過剰であり、硬化組織の形成による耐ＨＩＣ特性の劣化や靭性の劣化を招くため、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値を０．５〜３に規定する。

尚、質量％の含有量を用いる場合には（Ｃ／１２．０１）／（Ｍｏ／９５．９＋Ｔｉ／４７．９）の値を０．５〜３に規定する。Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ）の値を０．７〜２とすると、粒径５ｎｍ以下のより微細な析出物が得られるためより好ましい。

以上が本発明の基本成分組成であるが、本発明では鋼板の強度及び溶接部靭性を更に改善する目的で、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種を含有してもよい。

Ｎｂ、Ｖの１種又は２種
Ｎｂ、Ｖの１種又は２種を含有する場合、Ｎｂは０．００５〜０．０７％とする。Ｎｂは組織の微細粒化により靭性を向上させるが、Ｔｉ及びＭｏと共に複合析出物を形成し強度上昇に寄与する。しかし、０．００５％未満では効果がなく、０．０７％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．０７％に規定する。

Ｖは０．００５〜０．１％とする。Ｖは同様にＴｉおよびＭｏと共に複合析出物を形成し強度上昇に寄与する。しかし、０．００５％未満では効果がなく、０．１％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｖ含有量は０．００５〜０．１％に規定する。

Ｎｂ、Ｖの一種または二種を含有する場合には、Ｃ量とＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量の比である、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）を０．５〜３とする。

本発明による高強度化はＴｉ、Ｍｏを含む析出物によるが、Ｎｂ、Ｖの一種または二種を含有する場合はそれらを含んだ複合析出物（主に炭化物）となる。このとき各元素の原子％の含有量で表される、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値が０．５未満または３を超える場合はいずれかの元素量が過剰であり、硬化組織の形成による耐ＨＩＣ特性の劣化や靭性の劣化を招くため、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値を０．５〜３に規定する。

但し、各元素記号は原子％での含有量である。なお、質量％の含有量を用いる場合には（Ｃ／１２．０１）／（Ｍｏ／９５．９＋Ｔｉ／４７．９＋Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４）の値を０．５〜３に規定する。より好ましくは、０．７〜２であり、粒径５ｎｍ以下のさらに微細な析出物が得られる。

本発明では鋼板の強度や耐ＨＩＣ特性をさらに改善する目的で、以下に示すＣｕ、Ｎｉ、Ｃａの１種または２種以上を含有してもよい。

Ｃｕ
Ｃｕは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、多く添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合は０．５％を上限とする。

Ｎｉ
Ｎｉは，靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、多く添加すると耐ＨＩＣ特性が低下するため、添加する場合は０．５％を上限とする。

Ｃａ
Ｃａは、硫化物系介在物の形態制御による耐ＨＩＣ特性向上に有効な元素であるが、０．０００５％未満ではその効果が十分でなく、０．００５％を超えて添加しても効果が飽和し、むしろ、鋼の清浄度の低下により耐ＨＩＣ性を劣化させるので、添加する場合はＣａ含有量を０．０００５〜０．００５％に規定する。
［製造条件］
図１に、本発明の組織制御方法を概略的に示す。上述した成分組成の鋼をＡｒ_３以上のオーステナイト領域からベイナイト領域まで加速冷却することで、未変態オーステナイトとベイナイトの混合組織とする。

冷却後、直ちに再加熱する。未変態オーステナイトはフェライトに変態し、フェライト相中には微細析出物が分散析出する。一方、ベイナイト相は焼戻されて焼戻しベイナイトとなる。

微細析出物によって析出強化したフェライト相と焼戻されて軟化したベイナイト相の２相組織とすることで、高強度化と耐ＨＩＣ特性の両立が可能となる。

本発明に係るラインパイプ用高強度鋼板は上記の成分組成を有する鋼を用い、加熱温度：１０００〜１３００℃、圧延終了温度：Ａｒ_３温度以上で熱間圧延を行い、その後５℃／ｓ以上の冷却速度で４００〜６００℃まで冷却し、冷却後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で６００〜７００℃の温度まで再加熱を行うことで、ＭｏとＴｉを主体とする微細な複合炭化物を分散析出させ、ベイナイト相を軟化させた複合組織を備える。温度は鋼板の平均温度とする。

加熱温度
加熱温度が１０００℃未満では炭化物の固溶が不十分で必要な強度が得られず、１３００℃を超えると靭性が劣化するため、１０００〜１３００℃とする。好ましくは、１０５０〜１２５０℃である。

圧延終了温度
圧延終了温度がＡｒ_３温度以下になると、その後のフェライト変態速度が低下するため、再加熱によるフェライト変態時に十分な微細析出物の分散析出が得られず、強度が低下するため、圧延終了温度をＡｒ_３温度以上とする。

Ａｒ_３温度は、以下の式で求めることができる。
Ａｒ_３＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ
冷却条件
圧延終了後、直ちに５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、４００〜６００℃で冷却停止する。圧延終了後に放冷または徐冷を行うと高温域から析出物が析出し、析出物が容易に粗大化し十分な強化が得られない。よって、析出強化に最適な温度まで急冷（加速冷却）を行い、高温域からの析出を防止する。

冷却速度が５℃／ｓ未満では高温域での析出防止効果が十分ではなく強度が低下するため、圧延終了後の冷却速度を５℃／ｓ以上に規定する。冷却方法は任意の冷却設備を用いることが可能である。

冷却停止温度は４００〜６００℃とする。圧延終了後加速冷却し、ベイナイト変態域の４００〜６００℃まで急冷することにより、ベイナイト相を生成させ、かつ、再加熱時のフェライト変態の駆動力を大きくする。

駆動力が大きくなることで、再加熱過程でのフェライト変態が促進され、短時間の再加熱でフェライト変態を完了させることが可能となる。冷却停止温度が４００℃未満では、ベイナイトかマルテンサイト単相組織、またはフェライト＋ベイナイト２相組織が得られても島状マルテンサイト（ＭＡ）が生成するために耐ＨＩＣ特性が劣化する。

一方、６００℃を超えると再加熱時のフェライト変態が完了せずパーライトが析出し耐ＨＩＣ特性が劣化するため、加速冷却停止温度は４００〜６００℃に規定する。

再加熱
加速冷却後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で６００〜７００℃の温度まで再加熱を行う。本プロセスは本発明における重要な製造条件で、フェライト相の強化に寄与する微細析出物が、再加熱時のフェライト変態と同時に析出する。

微細析出物によるフェライト相の強化とベイナイト相の軟化を同時に行い、フェライト相とベイナイト相の強度差の小さい組織を得るためには、加速冷却後直ちに６００〜７００℃の温度域まで再加熱することが必要である。

また、再加熱は、冷却後の温度より少なくとも５０℃以上昇温することが望ましい。再加熱時の昇温速度が０．５℃／ｓ未満では、目的の再加熱温度に達するまでに長時間を要するため製造効率が悪化し、またパーライト変態が生じるため、微細析出物の分散析出が得られず十分な強度を得る事ができない。

再加熱温度が６００℃未満ではフェライト変態が完了せずその後の冷却時に未変態オーステナイトがパーライトに変態するため耐ＨＩＣ特性が劣化する。

一方、７００℃を超えると析出物が粗大化し十分な強度が得られないため、再加熱温度域を６００〜７００℃に規定する。

本発明の製造方法を用いれば再加熱後直ちに冷却しても、フェライト変態が十分に進行するため、再加熱温度における保持時間は規定しない。

但し、３０分を超えて温度保持を行うと、析出物の粗大化を生じ強度低下を招く場合があるため、３０分以内とすることが好ましい。

再加熱後の冷却速度は適宜設定すれば良く規定しない。但し、再加熱後の冷却過程でもフェライト変態が進行するので、空冷が好ましい。フェライト変態を阻害しない程度であれば、空冷よりも早い冷却速度で冷却を行うことも可能である。

６００〜７００℃の温度まで再加熱を行うための設備として、加速冷却設備の下流側に加熱装置を設置することができる。加熱装置としては、鋼板の急速加熱が可能である誘導加熱装置やガス燃焼炉を用いる事が好ましい。

誘導加熱装置は均熱炉等に比べて温度制御が容易でありコストも比較的低く、冷却後の鋼板を迅速に加熱できるので特に好ましい。また複数の誘導加熱装置を直列に連続して配置することにより、ライン速度や鋼板の種類・寸法が異なる場合にも、通電する誘導加熱装置の数や供給電力を任意に設定するだけで、昇温速度、再加熱温度を自在に操作することが可能である。なお、再加熱後の冷却速度は任意の速度で構わないので、加熱装置の下流側には特別な設備を設置する必要はない。

図２に、本発明の製造方法を実施するための製造ラインの一例の概略図を示す。圧延ライン１には上流から下流側に向かって熱間圧延機３、加速冷却装置４、インライン型誘導加熱装置５、ホットレベラー６が配置されている。

インライン型誘導加熱装置５あるいは他の熱処理装置を、圧延設備である熱間圧延機３およびそれに引き続く冷却設備である加速冷却装置４と同一ライン上に設置する事によって、圧延、冷却終了後迅速に再加熱処理が行えるので、圧延して加速冷却した後の鋼板を、直ちに６００℃以上に加熱することが可能である。

本発明に係る鋼板は、従来の加速冷却等で得られるベイナイトまたはアシキュラーフェライト組織の鋼板のような表層部での硬さの上昇がないので、表層部からのＨＩＣが生じない。

更に強度差の小さいフェライト相とベイナイト相の２相組織は割れに対する抵抗が極めて高く、ＨＩＣ発生の起点や伝播経路と成り得る硬質相のＭＡの生成を低減できるため、鋼板中心部や介在物からのＨＩＣも抑制することが可能となる。

そのため、プレスベンド成形、ロール成形、ＵＯＥ成形等で鋼管に成形して、原油や天然ガスを輸送する鋼管（電縫鋼管、スパイラル鋼管、ＵＯＥ鋼管）として好適である。

表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｎ）を連続鋳造法によりスラブとし、板厚２２、２
８ｍｍの厚鋼板（Ｎｏ．１〜２４（Ｎｏ．２は欠番））を製造した。

加熱したスラブを熱間圧延により圧延した後、直ちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却を行い、誘導加熱炉またはガス燃焼炉を用いて再加熱を行った。冷却設備及び誘導加熱炉はインライン型とした。

以上のようにして製造した鋼板のミクロ組織を、光学顕微鏡（倍率×４００）、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により観察した。観察は圧延方向と直角方向となる断面について板厚１／２で面積１２ｍｍ²について１０視野行い、各視野の平均値とした。

析出物の成分はエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）により分析した。また各鋼板の引張特性、耐ＨＩＣ特性を測定した。

引張特性は、圧延垂直方向の全厚試験片を引張試験片として引張試験を行い、降伏強度、引張強度を測定した。

そして、製造上のばらつきを考慮して、降伏強度５００ＭＰａ以上、引張強度６００ＭＰａ以上であるものをＡＰＩ Ｘ７０グレード以上の高強度鋼板として評価した。

耐ＨＩＣ特性はＮＡＣＥ Ｓｔａｎｄａｒｄ ＴＭ−０２−８４に準じた浸漬時間９６時間のＨＩＣ試験を行い、割れが認められない場合を耐ＨＩＣ性良好と判断して○で、割れが発生した場合を×で示した。

表２に、各鋼板（Ｎｏ．１〜２４（Ｎｏ．２は欠番））の製造条件と測定結果を併せて示す。本発明例であるＮｏ．１〜１３（Ｎｏ．２は欠番）はいずれも、化学成分および製造方法が本発明の範囲内であり、降伏強度５００ＭＰａ以上、引張強度６００ＭＰａ以上の高強度で、かつ耐ＨＩＣ性が優れていた。

ＴｉとＭｏと、一部の鋼板についてはさらにＮｂおよび／またはＶを含む粒径が１０ｎｍ未満の微細な炭化物の析出物が分散析出していた。また、鋼板の組織は、実質的にフェライト＋ベイナイト２相組織であり、ベイナイト相の分率はいずれも１０〜８０％の範囲であり、ＭＡの分率はいずれも５％以下であった。

Ｎｏ．１４〜１８は、化学成分は本発明の範囲内であるが、製造方法が本発明の範囲外であるため、組織がフェライト＋ベイナイト２相組織になっていないことや、微細炭化物が分散析出していないため、強度不足やＨＩＣ試験で割れが発生した。

Ｎｏ．１９〜２４は化学成分が本発明の範囲外であるので、粗大な析出物が生成したり、ＴｉとＭｏを含む析出物が分散析出していないため、十分な強度が得られないか、ＭＡの過剰生成によりＨＩＣ試験で割れが生じた。

なお、再加熱を誘導加熱炉で行った場合もガス燃焼炉で行った場合も特に結果に差は見られなかった。

本発明に係る組織制御法の加工熱履歴と組織変化を説明する図。 本発明の製造方法を実施するための製造ラインの一例を示す概略図。

符号の説明

１：圧延ライン
２：鋼板
３：熱間圧延機
４：加速冷却装置
５：インライン型誘導加熱装置
６：ホットレベラー

Claims (6)

1. 鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：
   ０．５〜１．８％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．
   ５％、Ｃｒ：０．０５〜１％、Ａｌ：０．０７％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００７％以下、下記（１）〜（４）式を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物で
   金属組織がフェライトとベイナイトの２相組織であり、島状マルテンサイト（ＭＡ）の分
   率が体積分率で５％以下であり、フェライト相に、ＴｉとＭｏを含む複合析出物が分散析出していることを
   特徴とする、耐ＨＩＣ特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
   ０．３５≦Ｃｅｑ１≦０．４５・・・（１）
   但し、Ｃｅｑ１＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５
   で、各元素は含有量（質量％）で含有しない元素は０とする。
   Ｃｅｑ２≦０．６・・・（２）
   但し、Ｃｅｑ２＝１．５Ｃ＋１．６Ｍｎ／６＋（１．３Ｃｕ＋１．３Ｎｉ）／１５＋（１
   ．１Ｃｒ＋１．２Ｍｏ＋Ｖ）／５
   但し、各元素は含有量（質量％）で含有しない元素は０とする。
   Ｔｉ／Ｎ＞４・・・（３）
   但し、Ｔｉ，Ｎは質量％とする。
   ０．５≦Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）≦３・・・（４）
   但し、各元素は原子％で含有しない元素は０とする。
2. 鋼組成が、更に、質量％で、Ｖ：０．００５〜０．１％を含有し、複合析出物が、Ｔｉ、Ｍｏ、および（Ｎｂ、Ｖ）の一種または二種を含むことを特徴とする、請求項１に記載の耐ＨＩＣ特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
3. 鋼組成が、更に、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下の中から選ばれる一種又は二種を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の耐ＨＩＣ特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
4. 複合析出物が１０ｎｍ未満の径を有する微細析出物であることを特徴とする請求項１乃至３の何れか一つに記載の耐ＨＩＣ特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
5. 請求項１〜請求項３のいずれか一つに記載の化学成分を含有する鋼を、加熱温度：１０
   ００〜１３００℃、圧延終了温度：Ａｒ_３温度以上の条件で熱間圧延した後、冷却速度：
   ５℃／ｓ以上で４００〜６００℃まで加速冷却を行い、冷却後直ちに昇温速度：０．５℃
   ／ｓ以上で６００〜７００℃の温度まで再加熱を行うことを特徴とする、耐ＨＩＣ特性に
   優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
6. 請求項１〜請求項４のいずれか一つに記載の鋼板を用いて製造されたことを特徴とする、耐ＨＩＣ特性に優れたラインパイプ。

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