(57)【要約】【課題】溶接性や変形性能を低下させることなく、高生産性で製造でき、優れた脆性き裂伝播停止性能を有し、バウシンガー効果による降伏強度低下の小さい鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％、Ｎ：０．００１〜０．０１０％を含有し、さらに、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの中から選ばれる１種または２種以上を含有し、フェライト相とベイナイト相との体積分率の合計が８０％以上、この二相の平均硬度差が５０以上１５０以下、残部に含まれる島状マルテンサイト相の体積分率が２％以下、Ｘ線回析により得られる板厚中心位置での圧延面の（１００）面の集積度が１．５以上であることを特徴とする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％、Ｎ：０．００１〜０．０１０％を含有し、さらに、Ｃｕ：０．１〜０．６％、Ｎｉ：０．１〜１．２％、Ｃｒ：０．０５〜０．４０％、Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、Ｖ：０．００５〜０．０７０％の中から選ばれる１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織がフェライト相およびベイナイト相を主体とする複相組織であり、前記フェライト相と前記ベイナイト相の体積分率の合計が８０％以上、残部に含まれる島状マルテンサイト相の体積分率が２％以下であり、前記フェライト相と前記ベイナイト相との平均硬度差が５０以上１５０以下で、Ｘ線回析により得られる板厚中心位置での圧延面の（１００）面の集積度が１．５以上であることを特徴とするバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高靱性ラインパイプ用厚鋼板。
【請求項２】
さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２００％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０３００％の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載のバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高靱性ラインパイプ用厚鋼板。
【請求項３】
請求項１または２のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１２００℃に加熱後、９００℃以下の温度域での累積圧下率を５０％以上、二相温度域での累積圧下率を１０〜５０％として、圧延終了温度を６６０℃以上とする熱間圧延を行った後、ただちに冷却速度５〜５０℃／ｓで、２００〜４２０℃まで冷却を行い、冷却停止後、ただちに４℃／ｓ以上の昇温速度で冷却停止温度よりも３０℃以上高い温度で、なおかつ３２０〜５００℃の温度範囲に再加熱することを特徴とするバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高靱性ラインパイプ用厚鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、石油や天然ガスの輸送に使用される高強度高靱性ラインパイプ用厚鋼板およびその製造方法として好適な、バウシンガー効果による降伏応力の低下が少なく、なおかつ脆性き裂伝播停止性能に優れる高強度高靱性ラインパイプ用厚鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
一般に、鋼板に冷間で引張もしくは圧縮ひずみを付与し、その後、逆方向にひずみを付与すると、バウシンガー効果により、降伏応力が予ひずみを付与しない鋼板と比較して低下する。バウシンガー効果は、最初の変形段階に複相組織鋼の軟質相と硬質相の界面や、セメンタイト、パーライト、島状マルテンサイト（以下、Ｍ−Ａという）などの第２相、介在物、粒界などで発生する局所的なひずみ勾配による背応力の発生が原因とされている。
【０００３】
バウシンガー効果により鋼板の降伏応力が低下することは、ＵＯＥ鋼管などの冷間加工により製造される溶接鋼管の周方向の降伏応力を低下させることとなる。このため、この降伏応力の低下代を見込んで鋼管原板の強度を高めに設計する必要がある。バウシンガー効果による降伏応力低下を低減することは、鋼板の強度設計緩和につながり、合金元素低減によるコスト削減、溶接熱影響部靱性の向上が期待される。
【０００４】
バウシンガー効果による降伏強度の低下を抑制する技術として、特許文献１では低Ｃ・高Ｃｒ系成分組成の鋼を用いる方法が開示されている。多量のＣｒ添加に依存しない方法として、特許文献２では、制御圧延終了温度と加速冷却温度範囲を規定し、鋼板の降伏比、降伏伸びを最適化する方法が開示されている。特許文献３では、フェライト相中に微細マルテンサイトが分散して存在する２相組織鋼にすることで、５％以上の引張ひずみ付与後の圧縮降伏応力を向上させる方法が開示されている。特許文献４では、加速冷却後に表層と板厚中央に温度差ができるように急速加熱を行うことで、板厚方向の硬さ分布の均質化と硬質第２相の低減により、バウシンガー効果による降伏応力低下を低減する方法が示されている。
【特許文献１】特公昭５３−２５８０１号公報
【特許文献２】特開２０００−２１２６８０号公報
【特許文献３】ＷＯ２００５／０８０６２１号公報
【特許文献４】特開２００７−１３８２１０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかし、特許文献１記載の方法では多量のCr添加による溶接性の低下やコスト上昇を招く。多量のＣｒ添加に依存しない方法である特許文献２に記載の方法では、鋼板の降伏比を９０％以上と高くする必要があり、鋼管の成形性が低下し、生産性の低下を招く。特許文献３記載の方法では本発明が対象とするＵＯＥ鋼管の造管時に受ける程度（１〜３％）のひずみ領域では十分な効果が得られず、なおかつ熱間圧延後に焼入れ処理をする必要があるため、生産性が低いことが問題である。特許文献４記載の方法ではＡｒ３点以上で圧延を終了する必要があるため、十分な脆性破壊伝播停止性能を得ることが困難である。
【０００６】
上述したように、従来の技術では溶接性の低下、変形性能の低下、生産性の低下、脆性き裂伝播停止性能を低下させることなく、バウシンガー効果による降伏強度低下が小さい鋼板を製造することは、困難であった。
【０００７】
そこで、本発明では、溶接性や変形性能を低下させることなく、高生産性で製造でき、優れた脆性き裂伝播停止性能を有し、バウシンガー効果による降伏強度低下の小さい鋼板およびその製造方法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】
【０００８】
発明者らは、前記の課題を解決するために、鋼板のミクロ組織およびミクロ組織を達成するための製造方法、特に制御圧延、加速冷却とその後の再加熱という製造プロセスについて鋭意検討し、以下の知見を得た。
【０００９】
まず、優れた脆性き裂伝播停止性能を得るためには、二相域での圧延によりフェライトを加工し、圧延面の（１００）面の集合組織を発達させ、脆性き裂伝播時にセパレーションを発生させることが必要不可欠であることがわかった。また、板厚中心位置での圧延面の（１００）面の集積度を１．５以上とし、なおかつ、主たる金属組織であるフェライト層とベイナイト層との硬度差を５０以上とすることで、脆性破壊伝播停止性能の評価試験であるＤＷＴＴ（Ｄｒｏｐ  Ｗｅｉｇｈｔ  Ｔｅａｒ  Ｔｅｓｔ；落重試験）を行った際に、破面にセパレーションが発生し、より低温まで高い延性破面率を確保できることがわかった。
【００１０】
一方、上述したようにバウシンガー効果による降伏応力低下の度合いを低減するためには、複相組織鋼よりも単相組織鋼にする方が、また、Ｍ−Ａのような硬質第２相が少なく均質な組織とする方が好ましい。しかしながら、優れた脆性き裂伝播停止性能を確保するためには、複相組織化をすることが必然であるので、本発明では複相組織鋼のバウシンガー効果による降伏応力の低下がより少ない方法について検討し、以下の知見を得た。
【００１１】
すなわち、
（１）複相組織鋼を構成するフェライト相とベイナイト相の硬度差を低減することで、バウシンガー効果による降伏応力低下を抑制できることを見出した。
（２）複相組織鋼の場合でも、Ｍ−Ａなどの硬質第２相を低減することで、バウシンガー効果による降伏応力低下を抑制できることを見出した。
【００１２】
（１）については、加速冷却の停止温度を高くすることで所望の組織を得ることが可能であるが、（２）については、冷却停止時に残る未変態オーステナイトの一部が空冷中にＭ−Ａに変態するため、十分な効果が得られなかった。しかしながら、本発明者らは、冷却停止温度をより低い温度まで下げて、冷却停止後ただちに急速再加熱を行うことで、ベイナイト相を焼戻し、Ｍ−Ａを分解することによって、バウシンガー効果による降伏応力の低下がより少ないことを知見した。また、冷却停止後急速加熱を行うことは、空冷後炉加熱などにより再加熱するよりも、フェライト相の焼戻しによる集合組織の集積度低下を抑制しながら、ベイナイト相の焼戻し、Ｍ−Ａの分解ができることを知見した。
【００１３】
本発明は、上記した知見にさらに検討を加えたもので、
第一の発明は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％、Ｎ：０．００１〜０．０１０％を含有し、さらに、Ｃｕ：０．１〜０．６％、Ｎｉ：０．１〜１．２％、Ｃｒ：０．０５〜０．４０％、Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、Ｖ：０．００５〜０．０７０％の中から選ばれる１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織がフェライト相およびベイナイト相を主体とする複相組織であり、前記フェライト相と前記ベイナイト相の体積分率の合計が８０％以上、残部に含まれる島状マルテンサイト相の体積分率が２％以下であり、前記フェライト相と前記ベイナイト相との平均硬度差が５０以上１５０以下で、Ｘ線回析により得られる板厚中心位置での圧延面の（１００）面の集積度が１．５以上であることを特徴とするバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高靱性ラインパイプ用厚鋼板である。
【００１４】
第二の発明は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２００％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０３００％の中から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする第一の発明に記載のバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高靱性ラインパイプ用厚鋼板である。
【００１５】
第三の発明は、第一または第二の発明のいずれかに記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１２００℃に加熱後、９００℃以下の温度域での累積圧下率を５０％以上、二相温度域での累積圧下率を１０〜５０％として、圧延終了温度を６６０℃以上とする熱間圧延を行った後、ただちに冷却速度５〜５０℃／ｓで、２００〜４２０℃まで冷却を行い、冷却停止後、ただちに４℃／ｓ以上の昇温速度で冷却停止温度よりも３０℃以上高い温度で、なおかつ３２０〜５００℃の温度範囲に再加熱することを特徴とするバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高靱性ラインパイプ用厚鋼板の製造方法である。
【発明の効果】
【００１６】
本発明により、石油や天然ガスの輸送に使用されるラインパイプ用厚鋼板として、バウシンガー効果による降伏応力の低下が少なく、なおかつ脆性き裂伝播停止性能に優れる高強度高靱性ラインパイプ用厚鋼板の製造が可能となり、産業上極めて有効である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
本発明に係るバウシンガー効果による降伏応力の低下が少ない高靱性ラインパイプ用厚鋼板の成分組成、ミクロ組織および板厚中心位置の圧延面の集合組織の形態を説明する。
成分組成
以下に成分組成の限定理由を説明する。なお、成分組成を示す単位は、全て質量％とする。
【００１８】
Ｃ：０．０３〜０．０８％
Ｃは焼き入れ性を高め強度確保に重要な元素であるが、０.０３％未満では十分な強度が確保できない。また、０．０８％を超えて添加すると、組織中のマルテンサイトやセメンタイトの体積分率を増加させ、バウシンガー効果を大きくする。よって、Ｃ含有量は、０.０３〜０.０８％の範囲とする。
【００１９】
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
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％を超えるとマルテンサイト体積分率の増加や溶接性劣化が起こるため、Ｓｉ含有量は０.０１〜０.５％の範囲とする。さらに好適には、０．０１〜０．２０％の範囲である。
【００２０】
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは強度、靭性向上に有効な元素であるが、１．０％未満ではその効果が十分でなく、２．０％を超えると焼き入れ性が高まりマルテンサイト体積分率の増加、表面硬度の上昇、溶接性劣化を招くため、Ｍｎ含有量は、１〜２％の範囲とする。
【００２１】
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは不純物元素であり、靭性を劣化させるため、極力低減させることが望ましいが、過度のＰ低減はコストの増大を招くため、Ｐ含有量は０．０１５％以下とする。
【００２２】
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは不純物元素であり、靭性を劣化させるため、極力低減させることが望ましいが、過度のＳ低減はコストの増大を招くため、Ｓ含有量は０．００５％以下とする。
【００２３】
Ａｌ：０．０８％以下
Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０.０８％を超えると鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するため、Ａｌ含有量は０.０８％以下とする。好ましくは、０．０１〜０．０５％の範囲である。
【００２４】
Ｎｂ：０．００５〜０．０６０％
Ｎｂは制御圧延の効果を高め、組織細粒化により強度、靭性を向上させる元素である。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.０６０％を超えると、再加熱時に析出する炭窒化物による母材靭性が劣化し、Ｍ−Ａ生成により溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｎｂ含有量は０.００５〜０.０６０％の範囲とする。
【００２５】
Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％
ＴｉはＴｉＮのピンニング効果により加熱時のオーステナイトの粗大化を抑制し、母材や溶接熱影響部の靭性を改善するために有効な元素である。しかし、０.００５％未満では効果が無く、０.０４０％を超える添加はＴｉＮが粗大化し、逆に溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｔｉ含有量は，０.００５〜０.０４０％の範囲とする。さらに、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．０２％にすると、より優れた靭性を示す。
【００２６】
Ｎ：０．００１〜０．０１０％
ＮはＴｉＮのピンニング効果により加熱時のオーステナイトの粗大化を抑制し、母材や溶接熱影響部の靭性を改善するために有効な元素である。しかし、０．００１％以下の含有量では効果がなく、０．０１０％を超えて含有するとＴｉＮの粗大化や固溶Ｎの増大により、逆に溶接熱影響部靱性の劣化を招くため、Ｎの含有量は０．００１〜０．０１０％とする。さらに、Ｎを０．００１〜０．００６％として、質量％の比としてＴｉ／Ｎを１〜５、さらに好ましくは２〜４とすることで、優れた靱性を示す。
【００２７】
さらに、鋼板の強度や靱性を向上させるため、以下に示すＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの中から選ばれる１種又は２種以上を含有する必要がある。
【００２８】
Ｃｕ：０．１〜０．６％
Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、０．６％を超えて添加すると溶接性の劣化やマルテンサイト体積分率の増加を招くため、Ｃｕを添加する場合はその含有量は０．１〜０．６％の範囲とする。
【００２９】
Ｎｉ：０．１〜１．２％
Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、１．２％を超えて添加するとコスト的に不利になり、また、溶接熱影響部靱性が劣化するため、Ｎｉを添加する場合はその含有量は０．１〜１．２％の範囲とする。
【００３０】
Ｃｒ：０．０５〜０．４０％
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る。その効果を得るためには、０．０５％以上添加することが好ましいが、０．４０％を超えて添加すると溶接性の劣化やマルテンサイト体積分率の増加を招くため、Ｃｒを添加する場合はその含有量は０．０５〜０．４０％の範囲とする。
【００３１】
Ｍｏ：０．０５〜０．４０％
Ｍｏは焼き入れ性を向上し強度上昇に大きく寄与する元素である。しかし、０.０５％未満ではその効果が得られず、０.４０％を超える添加はマルテンサイト体積分率の増加や溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｍｏを添加する場合はその含有量は０.０５〜０.４％の範囲とする。さらに好適には０．０５〜０．３％とする。
【００３２】
Ｖ：０．００５〜０．０７０％
Ｖは強度上昇に寄与する元素である。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.０７０％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｖを添加する場合はその含有量は０.００５〜０.０７％とする。
【００３３】
さらに、鋼板の欠陥発生の防止や溶接熱影響部の靱性を向上させる場合、以下に示すＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒの中から選ばれる１種又は２種以上を含有してもよい。
【００３４】
Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％
ＣａはＭｎＳの形態制御に有効な元素であり、母材靱性の向上に寄与する。その効果を得るためには、０．０００５％以上添加することが好ましいが、０．０１００％を超えて添加するとＣａの酸硫化物が過剰に生成し粗大化やクラスタ状になることにより母材靱性を劣化させることから、Ｃａを添加する場合はその含有量は０．０００５〜０．０１００％の範囲とする。
【００３５】
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％
Ｍｇはアルミナクラスタ（Ａｌ２Ｏ３）を、Ａｌ−Ｍｇ系酸化物として微細分散させることで母材靭性向上に寄与する元素である。その効果を得るためには、０．０００５％以上添加することが好ましいが、０．０1％を越える添加では酸化物の増加により母材靭性の低下が起こるため、Ｍｇを添加する場合はその含有量は０．０００５〜０．０１００％の範囲とする。
【００３６】
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２００％
ＲＥＭ（Ｒａｒｅ  Ｅａｒｔｈ  Ｍｅｔａｌｓ；希土類金属）はＣａと同様、ＭｎＳの形態制御に有効な元素であり、母材靭性の向上に寄与する。その効果を得るためには、０．０００５％以上添加することが好ましいが、０．０２％以上の添加は、ＲＥＭの酸硫化物が過剰に生成し、母材靭性を劣化させるため、ＲＥＭを添加する場合はその含有量は０．０００５〜０．０２００％の範囲とする。
【００３７】
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３００％
ＺｒはＣａと同様、ＭｎＳの形態制御に有効な元素であり、母材靭性の向上に寄与する。その効果を得るためには、０．０００５％以上添加することが好ましいが、０．０３００％超えての添加は、Ｚｒの酸硫化物が過剰に生成し、母材靭性を劣化させ、さらにＴｉＮと複合化することにより溶接熱影響部靱性を劣化させるため、Ｚｒを添加する場合はその含有量は０．０００５〜０．０３００％の範囲とする。
【００３８】
上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物とする。
なお、Ｂを含有させることにより熱間圧延中のフェライト相の生成が抑制され、フェライト相の加工による集合組織の発達が困難になるため、本発明ではＢは不可避的不純物として取り扱い、好ましくは、０．０００５％以下とする。
【００３９】
ミクロ組織
本発明では、金属組織の形態および体積分率を規定する。金属組織はフェライト相とベイナイト相を主体とする。フェライト相は圧延中に加工することにより集合組織を発達させ脆性き裂伝播停止性能を向上させるために必須の組織である。一方、強度を確保するためにはベイナイト相やマルテンサイト相などの硬質相を導入する必要があるが、マルテンサイト相ではフェライト相との硬度差を所望の範囲内にすることができず、バウシンガー効果による降伏応力の低下を十分に抑制できないため、フェライト相とベイナイト相の合計体積分率を８０％以上とする。残部は、Ｍ−Ａ、マルテンサイト、パーライト、セメンタイトなどであるが、これらはできるだけ少ないことが好ましい。
【００４０】
なかでも、硬質第２相と母相の周辺に発生する局所的なひずみ勾配による背応力の発生を防止し、バウシンガー効果による圧縮降伏応力低下を抑制するため、金属組織中においてＭ−Ａの体積分率を２％以下とする。
【００４１】
その他残存組織として、二相域から加速冷却を開始した場合には数％程度のパーライトが観察されるほか、Ｍ−Ａの分解生成物としてセメンタイトが観察される。また、後述のように、圧延終了後の冷却速度が過大であるとマルテンサイトが混入する。  
【００４２】
ミクロ組織間の硬度差：５０〜１５０
本発明では、主要な金属組織として規定したフェライト相とベイナイト相の硬度差を規定する。荷重負荷時の金属組織内の局所的なひずみ勾配は、先に述べた硬質第２相と母相の間だけでなく、母相である複相組織鋼の軟質相と硬質相の間にも発生し、バウシンガー効果による降伏応力低下を助長する。
【００４３】
したがって、母相の軟質相であるフェライト相と母相の硬質相であるベイナイト相との平均硬度差を１５０以下にすることで、バウシンガー効果による降伏応力低下を抑制することができる。一方、強度確保の観点およびセパレーションの発生を容易にする観点から、下限を５０にする。
【００４４】
なお、平均硬さの測定方法については、荷重０．９８Ｎ以下のマイクロビッカース試験機により任意の２０点以上を測定し、その平均値をとることが好ましい。
【００４５】
板厚中心位置における集合組織
優れた脆性き裂伝播停止性能を得るためには、脆性き裂発生時にいわゆるき裂進展のセパレーションを発生させることが必要である。セパレーションは、一般的に圧延面に（１００）面と（１１１）面が発達している際に発生しやすくなることが知られている。本発明では、脆性き裂伝播停止性能の評価法としてＤＷＴＴ試験を採用し、様々な鋼板についてＤＷＴＴ試験を行った。
【００４６】
その結果、ＤＷＴＴの延性破面率とＸ線回析により得られる板厚中心位置での圧延面の（１００）面の集積度とがよい相関があることが判明し、フェライト相とベイナイト相の硬度差が５０以上の場合、（１００）面の集積度を１．５以上とすることで本発明範囲の厚鋼板で優れた脆性き裂伝播停止性能が得られることがわかったので、（１００）面の集積度の下限を１．５とした。
【００４７】
なお、ここで（１００）面の集積度とは、集合組織のないランダムな標準試料における（２００）面からのＸ線回折強度に対する、板厚中心位置から圧延面に平行に採取した板面における（２００）面からのＸ線回析強度の比をいう。
【００４８】
次に、本発明に係る厚鋼板の好適な製造方法について説明する。製造方法においては、スラブ加熱温度、熱間圧延、加速冷却、および加速冷却後の再加熱条件を規定する。
加熱温度、圧延終了温度、冷却停止温度、再加熱温度で規定している温度は鋼板全体の平均温度とする。平均温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータを考慮して、計算により求めたものである。
また、冷却速度は、冷却開始温度と冷却停止温度（４００〜６００℃）との温度差をその冷却を行うのに要した時間で割った平均冷却速度とする。
【００４９】
スラブ加熱温度：１０００〜１２００℃
スラブをオーステナイト化しつつ、最低限のＮｂの固溶量を得るため、下限温度は１０００℃である。一方、１２００℃を超える温度までスラブを加熱すると、ＴｉＮによるピンニング効果が弱まり、オーステナイト粒が著しく成長し、母材靭性が劣化する。このため、スラブ加熱温度は１０００〜１２００℃の範囲とする。
【００５０】
９００℃以下の温度域での累積圧下率：５０％以上
本発明に係る厚鋼板では、Ｎｂ添加によって９００℃以下はオーステナイト未再結晶温度領域である。この温度域以下において累積で大圧下の圧延を行うことにより、オーステナイト粒を伸展させ、特に板厚方向で細粒とし母材靭性を向上させる。累積圧下率が５０％未満の場合は、細粒化が十分でなく靱性が劣化するため、９００℃以下の温度域での累積圧下率は５０％以上とする。
【００５１】
二相温度域での累積圧下率：１０〜５０％
Ａｒ３点〜Ａｒ１点のフェライト−オーステナイト二相温度域で熱間圧延を行うことによってオーステナイト未再結晶域圧延で細粒化したオーステナイトをさらに微細化する。さらに、フェライトに加工を加えることによってフェライト強化による高強度化とＤＷＴＴなどの脆性き裂伝播停止性能評価試験で、試験片の破面にセパレーションを発生させるのに必要な集合組織形態を実現し、優れた脆性き裂伝播停止性能とすることが可能となる。
【００５２】
二相温度域の累積圧下量が１０％未満では、集合組織の発達が少なくセパレーションの発生が十分でなく脆性き裂伝播停止特性の向上が得られない。一方、累積圧下率が５０％を超えると、フェライトへの過剰な加工によりフェライトが脆化し、母材靭性が劣化する。このため、二相温度域での累積圧下率を１０〜５０％の範囲とする。
【００５３】
圧延終了温度：６６０℃以上
圧延終了温度が６６０℃未満の場合、フェライト変態が進行して加速冷却の効果が小さくなり、かつフェライトが粗大化することにより母材靭性が劣化するため、圧延終了温度は６６０℃以上とする。
【００５４】
冷却速度：５〜５０℃／ｓ
圧延終了後に生成するフェライトは加工されていないため、強度、靭性確保の観点からは有害である。したがって、圧延終了後ただちに５℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却を行い、未変態オーステナイトをベイナイト組織に変態させてフェライトの発生を防止し、母材靭性を損なわずに強度を向上させる。一方で、本発明のように冷却停止温度を低くする場合は、冷却速度が過剰であるとベイナイト組織の中にマルテンサイト組織が混入する。５０℃／ｓを超える冷却速度の場合その傾向が顕著であり所望の組織形態が得られないため、上限を５０℃／ｓとする。
【００５５】
冷却停止温度：２００〜４２０℃
再加熱後の引張強さを６００ＭＰａ以上とするため、冷却停止温度を４２０℃以下として、鋼板の加速冷却前に未変態オーステナイトであった部分をベイナイト組織とする。冷却停止温度が４２０℃を超えると変態温度が高く、十分に鋼板を高強度化できないため、上限を４２０℃とする。また、冷却停止温度が２００℃を下回ると、マルテンサイトの混入が避けられないため、下限を２００℃とする。冷却方法については製造プロセスによって任意の冷却設備を用いることが可能であり、例えば水冷方式の加速冷却設備が利用できる。
【００５６】
再加熱処理：３２０〜５００℃
本発明において、再加熱処理は、重要な熱処理で、複相組織を有する、加速冷却ままの鋼板のベイナイト組織を焼き戻してフェライト相とベイナイト相との硬度差を低減し、またＭ−Ａを分解するために行う。
【００５７】
フェライト相とベイナイト相の硬度差の低減とＭ−Ａ分解を達成するためには、３２０℃以上に再加熱する必要がある。また、冷却停止温度よりも３０℃以上の温度に昇温しなければ、再加熱の効果が得られないため、下限を冷却停止温度よりも３０℃以上高くなおかつ３２０℃以上の温度とする。
【００５８】
一方、５００℃以上に加熱すると焼戻し効果が顕著となり引張強度が著しく低下するだけでなく、フェライト相とベイナイト相の硬度差が小さくなりすぎることと、集合組織の集積度が低下することとの重畳でセパレーションの発生量が低下する現象が起こり、脆性き裂伝播停止性能が低下するため、上限を５００℃とする。
【００５９】
再加熱処理時の昇温速度：４℃／ｓ以上
冷却停止後急速加熱を行うことは、空冷後炉加熱などにより再加熱する場合に比べ、加熱にともなうフェライト相の集合組織の集積度低下を抑制しながら、ベイナイト相の焼戻し、Ｍ−Ａの分解ができ、生産性の観点からみても有利であるため、冷却停止後直ちに、急速加熱により、４℃／ｓ以上、望ましくは６℃／ｓ以上の昇温速度で再加熱するものとする。再加熱後の冷却過程は特に規定しないが、空冷とするとＭ−Ａの再生成を防止できるため好適である。
加速冷却後の再加熱を行うための設備として、冷却設備の下流側に加熱装置を設置する。加熱装置としては、鋼板表面と板厚中央部で温度差を発生させることが容易な誘導加熱装置を用いる事が好ましい。
上述した製造方法を実施する設備として、たとえば、圧延ラインの上流から下流側に向かって熱間圧延機、冷却装置、誘導加熱装置、ホットレベラーを逐次配置したものが好適である。
誘導加熱装置あるいは他の熱処理装置を、圧延設備である熱間圧延機およびその出側に配置される冷却装置と同一ライン上に設置する事によって、圧延、加速冷却終了後迅速に再加熱処理が行えるので、加速冷却後の鋼板温度を過度に低下させることなく加熱することが可能である。
【実施例１】
【００６０】
表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｈ）を連続鋳造法によりスラブとし、加熱したスラブを熱間圧延により圧延した後、ただちに水冷型の冷却設備を用いて加速冷却を行い、誘導加熱装置を用いて再加熱を行って板厚８ｍｍおよび２６ｍｍの厚鋼板（Ｎｏ．１〜１６）を製造した。誘導加熱装置は、冷却設備と同一ライン上に設置した。一部、比較のため、誘導加熱装置でなく、一般的な熱処理炉（雰囲気炉）を用いて再加熱を行った。
【００６１】
各鋼板（Ｎｏ．１〜１６）の製造条件を表２に示す。
【００６２】
【表１】
2010084170.tif 000002
【００６３】
【表２】
2010084170.tif 000003
【００６４】
なお、加熱温度、圧延終了温度、冷却開始および停止温度、再加熱温度は鋼板全体の平均温度とした。平均温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータから計算により求めた。
【００６５】
加速冷却速度は、加速冷却開始温度と加速冷却停止温度との温度差をその冷却を行うのに要した時間で割った平均冷却速度とした。
【００６６】
厚鋼板のミクロ組織の分率は、４００倍で組織観察した１０枚の光学顕微鏡写真の画像解析からフェライト相とベイナイト相の合計の面積分率を平均して求め、鋼板中に均一にそれらの組織が分散していると仮定して、前記面積分率の値が体積分率の値に等しいものとみなした。同様に、厚鋼板のＭ−Ａ体積分率は、２０００倍で組織観察した５枚のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）写真の画像解析から面積分率を平均して求め、鋼板中に均一に第２相が分散していると仮定して、前記面積分率の値が体積分率の値に等しいものとみなした。フェライト相とベイナイト相との硬度差は、荷重０．９８Ｎのマイクロビッカース試験機により各相それぞれ４０点以上を測定し、各相の硬度の平均値の差を求めることで得た。
【００６７】
板厚中心位置における圧延面の（１００）面の集積度は、集合組織のないランダムな標準試料における（２００）面からのＸ線回折強度に対する、板厚中心位置から圧延面に平行に採取した板面における（２００）面からのＸ線回析強度との比を用いた。
【００６８】
引張特性は、圧延垂直方向の全厚試験片を２本採取し、引張試験を行い、その平均値を用いた。降伏強度４５０ＭＰa以上、引張強度６００ＭＰａ以上を本発明に必要な強度とした。
【００６９】
バウシンガー試験は、１０φの丸棒試験片を板厚１／４ｔ位置から採取し、２％の圧縮予ひずみを導入した後、引張負荷を与え、引張時の０．５％耐力を圧縮時の最大応力で除した値をバウシンガー係数とした。バウシンガー係数が大きいほど、バウシンガー効果による降伏応力の低下が小さいといえる。バウシンガー係数は、０．７以上を本発明に必要な値とした。
【００７０】
脆性き裂伝播停止特性はＤＷＴＴ試験で評価した。ＤＷＴＴの延性破面率は、板厚１／２ｔ位置から採取した１９ｍｍに減厚したＤＷＴＴ試験片（８ｍｍの鋼板は全厚）を−４７℃で各２本ずつ行い、延性破面率の平均を求めた。延性破面率は、８０％以上を本発明で必要な値とした。
【００７１】
表３に得られた試験結果を示す。
【００７２】
【表３】
2010084170.tif 000004
【００７３】
鋼板Ｎｏ．１、９、１０、１１はいずれも本発明の成分範囲、組織形態範囲、製造条件範囲を満たすため、所望の強度特性、バウシンガー係数、ＤＷＴＴ特性が得られている。一方、その他の鋼板では、本発明の範囲外であるため、これらいずれかの特性を満たしていない。
【００７４】
鋼板Ｎｏ．２は、加熱温度が高いため、圧延前組織の粗大化が圧延後も受け継がれ、靱性が劣化し、ＤＷＴＴ特性を満足していない。鋼板Ｎｏ．３は、圧延終了温度が高くベイナイト単相組織となっているため、集合組織が発達しておらず、ＤＷＴＴ特性が劣化している。Ｎｏ．４は、２相域での圧延を行っていないため、フェライト相を加工していないことによる強度不足ならびに集合組織が発達していないことによるＤＷＴＴ特性の劣化がみられる。
【００７５】
鋼板Ｎｏ．５は、冷却速度が大きすぎるために、加速冷却前に未変態オーステナイトであった部分がベイナイト相とマルテンサイト相の混合組織に変態したため、フェライト相とこの混合組織（ベイナイト相＋マルテンサイト相）との硬度差が大きくなりすぎて、バウシンガー係数が小さくなっている。鋼板Ｎｏ．６は、冷却停止温度および再加熱温度が高すぎるため、強度の低下とセメンタイトの粗大化によるＤＷＴＴ特性の劣化が見られる。鋼板Ｎｏ．７は、冷却停止後の再加熱を行っていないため、フェライト相とベイナイト相との硬度差が大きいことおよびＭ−Ａ体積分率が大きいことによる、降伏強度の低下ならびにバウシンガー係数の低下がみられる。
【００７６】
鋼板Ｎｏ．８は、冷却停止温度が高く、再加熱を行っていないため、Ｍ−Ａ分率が大きいことによるバウシンガー係数の低下が見られる。鋼板Ｎｏ．１２、１３は、それぞれＣ、Ｍｎの含有量が本発明の請求範囲よりも大きいため、Ｍ−Ａ体積分率が大きく、バウシンガー係数が低下している。鋼板Ｎｏ．１４は、Ｎｂの含有量が本発明の請求範囲よりも大きいため、析出強化にともなう靭性劣化のため、ＤＷＴＴ特性が低下している。鋼板Ｎｏ．１５は、本発明の条件で加速冷却を実施した後、室温まで空冷後、炉加熱により再加熱をしているため、ベイナイトの焼戻しが過度であり、引張強さとＤＷＴＴ特性が劣化している。鋼板Ｎｏ．１６は、本発明の必須添加元素であるＴｉが添加されていないため、加熱時の組織が粗大化し、それが圧延後の組織にも受け継がれるため、靱性が劣化し、ＤＷＴＴ特性が低下している。
【産業上の利用可能性】
【００７７】
本発明により、石油や天然ガスの輸送に使用されるバウシンガー効果による降伏応力の低下が少なく、なおかつ脆性き裂伝播停止性能に優れる高強度高靱性ラインパイプ用厚鋼板の製造が可能となり、産業上極めて有効である。