(57)【要約】      （修正有）【課題】優れた耐ＨＩＣ特性と溶接熱影響部靭性を有し、且つ多量の合金元素を添加することなく低コストに製造可能なラインパイプ用高強度鋼板を提供する。【解決手段】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、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｎｂ：０．０５〜０．１５％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％を含有し、さらに、Ｖ：０．００５〜０．１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、且つ原子％でのＣ／（Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ）が１．０〜５．０、ＣＰ値（質量％）≧０．９８、ＰＣＭ値（質量％）≧０．１５以下である成分組成を有し、金属組織が、フェライト相とベイナイト相の合計が体積分率で９５％以上である実質的な２相組織であり、引張強度が５８０ＭＰａ以上である。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
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、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｎｂ：０．０５〜０．１５％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％を含有し、さらに、Ｖ：０．００５〜０．１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、且つ原子％でのＣ量とＮｂ、ＶおよびＴｉの合計量の比であるＣ／（Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ）が１．０〜５．０、下記（1）式で表されるＣＰ値（質量％）が０．９８以下、下記（2）式で表されるＰＣＭ値（質量％）が０．１５以下である成分組成を有し、
金属組織が、フェライト相とベイナイト相の合計が体積分率で９５％以上である実質的な２相組織であり、且つＮｂと、Ｖ、Ｔｉの１種または２種を含む炭化物が分散析出し、引張強度が５８０ＭＰａ以上であることを特徴とする、耐ＨＩＣ特性と溶接熱影響部靭性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
ＣＰ＝４．４６Ｃ（％）＋２．３７Ｍｎ（％）／６＋{１．７４Ｃｕ（％）＋１．７Ｎｉ（％）}／１５＋{１．１８Ｃｒ（％）＋１．９５Ｍｏ（％）＋１．７４Ｖ（％）}／５＋２２．３６Ｐ（％）    …（1）
ＰＣＭ＝Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）／３０＋Ｍｎ（％）／２０＋Ｃｕ（％）／２０＋Ｎｉ（％）／６０＋Ｃｒ（％）／２０＋Ｍｏ（％）／１５＋Ｖ（％）／１０＋Ｂ（％）＊５    …（2）
【請求項２】
さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５％以下の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に記載の耐ＨＩＣ特性と溶接熱影響部靭性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
【請求項３】
請求項１または請求項２に記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、Ａｒ３温度以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、５℃／sec以上の冷却速度で３００〜６００℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／sec以上の昇温速度で、冷却停止温度以上であって且つ５５０〜７００℃まで再加熱を行うことを特徴とする、耐ＨＩＣ特性と溶接熱影響部靭性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
【請求項４】
請求項１または請求項２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特性と溶接熱影響部靭性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）と溶接熱影響部靭性に優れたラインパイプ用高強度鋼板とその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
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（耐ＨＩＣ性）や耐応力腐食割れ性（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（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し、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ものとされている。
【０００３】
このような水素誘起割れを防ぐために、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。また、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。
【０００４】
また、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、特許文献４には、フェライト−ベイナイト２相組織である、ＡＰＩＸ８０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、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を利用した高強度鋼が開示されている。
【０００５】
一方、溶接鋼構造物の大型化、またコスト削減の観点から、より高強度、高靭性を有する鋼板の需要が高まっている。通常、高強度高靭性鋼板は、焼入れ焼戻し処理や制御圧延・制御冷却を用いる、いわゆるＴＭＣＰ法により製造されるが、焼入れ焼戻し処理は時間と手間を要し、製造コスト高である。また、ＴＭＣＰ法を用いて鋼材の高強度化を行う際には、鋼材への多量の合金元素の添加が必要であり、合金元素添加によるコスト上昇、溶接熱影響部靭性の劣化が問題となる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開昭５４−１１０１１９号公報
【特許文献２】特開昭６１−６０８６６号公報
【特許文献３】特開昭６１−１６５２０７号公報
【特許文献４】特開平７−２１６５００号公報
【特許文献５】特開昭６１−２２７１２９号公報
【特許文献６】特開平７−７０６９７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
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る。ＡＰＩＸ７０グレードを超える高強度鋼板は加速冷却または直接焼入れによって製造される場合が多いため、冷却速度の速い鋼板表面部が内部に比べ硬化し、表面近傍から水素誘起割れが発生する。また、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、ＡＰＩＸ７０グレードを超える高強度鋼の耐ＨＩＣ性に対しては、さら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。したがって、これらの高強度鋼板の耐ＨＩＣ性を問題にする場合は、強度を確保しつつも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や、硫化物系や酸化物介在物を起点としたＨＩＣの対策が必要である。
【０００８】
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、製造コストが高い。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に記載の鋼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ではＣおよびＭｏを多量に添加し、炭化物を多量に析出させることによって高強度化し、一方、特許文献６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している。
【０００９】
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、焼入れ焼戻し処理の後に冷間加工を行い、さらに再度焼戻し処理を行う必要があり、製造コストが上昇する。また、Ｍｏ炭化物の粒径が約０．１μｍと大きく、強度上昇効果が低いため、ＣおよびＭｏの含有量を高め、炭化物の量を増やすことによって所定の強度を得る必要がある。また、特許文献６に記載の高強度鋼で利用しているＴｉＣはＭｏ炭化物に比べ微細であり、析出強化に有効な炭化物であるが、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、このような析出物粗大化に対する対策がなされておらず、このため析出強化が十分ではなく、多量のＴｉ添加が必要となる。多量の合金元素を添加することは、素材コストが上昇するだけでなく、溶接熱影響部靭性を劣化させるため、高靭性が要求される場合には望ましくない。
【００１０】
したがって本発明の目的は、このような従来技術の課題を解決し、ＡＰＩＸ７０グレード以上（引張強度５８０ＭＰａ以上）の強度を有するラインパイプ用高強度鋼板であって、中央偏析部のＨＩＣおよび表面近傍や介在物から発生するＨＩＣに対して、優れた耐ＨＩＣ特性を有するとともに、優れた溶接熱影響部靭性を有し、しかも多量の合金元素を添加することなく低コストに製造することができるラインパイプ用高強度鋼板を提供することにある。
また、本発明の他の目的は、そのような優れた性能を有するラインパイプ用高強度鋼板を安定して製造することができる製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
このような課題を解決するための本発明の特徴は以下の通りである。
［1］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、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｎｂ：０．０５〜０．１５％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％を含有し、さらに、Ｖ：０．００５〜０．１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％の１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、且つ原子％でのＣ量とＮｂ、ＶおよびＴｉの合計量の比であるＣ／（Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ）が１．０〜５．０、下記（1）式で表されるＣＰ値（質量％）が０．９８以下、下記（2）式で表されるＰＣＭ値（質量％）が０．１５以下である成分組成を有し、
金属組織が、フェライト相とベイナイト相の合計が体積分率で９５％以上である実質的な２相組織であり、且つＮｂと、Ｖ、Ｔｉの１種または２種を含む炭化物が分散析出し、引張強度が５８０ＭＰａ以上であることを特徴とする、耐ＨＩＣ特性と溶接熱影響部靭性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
ＣＰ＝４．４６Ｃ（％）＋２．３７Ｍｎ（％）／６＋{１．７４Ｃｕ（％）＋１．７Ｎｉ（％）}／１５＋{１．１８Ｃｒ（％）＋１．９５Ｍｏ（％）＋１．７４Ｖ（％）}／５＋２２．３６Ｐ（％）    …（1）
ＰＣＭ＝Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）／３０＋Ｍｎ（％）／２０＋Ｃｕ（％）／２０＋Ｎｉ（％）／６０＋Ｃｒ（％）／２０＋Ｍｏ（％）／１５＋Ｖ（％）／１０＋Ｂ（％）＊５    …（2）
【００１２】
［2］上記［1］のラインパイプ用高強度鋼板において、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする、耐ＨＩＣ特性と溶接熱影響部靭性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
［3］上記［1］または［2］に記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、Ａｒ３温度以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、５℃／sec以上の冷却速度で３００〜６００℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／sec以上の昇温速度で、冷却停止温度以上であって且つ５５０〜７００℃まで再加熱を行うことを特徴とする、耐ＨＩＣ特性と溶接熱影響部靭性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
［4］上記［1］または［2］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特性と溶接熱影響部靭性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。
【発明の効果】
【００１３】
本発明のラインパイプ用高強度鋼板は、高強度でありながら優れた耐ＨＩＣ特性と溶接熱影響部靭性を有し、しかも多量の合金元素を添加することなく低コストで製造することができる。
また、本発明の製造方法によれば、上記のような高強度で且つ優れた耐ＨＩＣ特性と溶接熱影響部靭性を有するラインパイプ用高強度鋼板を安定して製造することができる。
また、本発明のラインパイプ用高強度鋼管は、高強度で且つ優れた耐ＨＩＣ特性と溶接熱影響部靭性を有するので、硫化水素を含む原油や天然ガスの輸送にも好適である。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】本発明の製造方法における金属組織制御のための熱履歴の概略を示すグラフ
【図２】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説明図
【発明を実施するための形態】
【００１５】
本発明者らは、高強度鋼板の耐ＨＩＣ特性の向上と高強度化を両立させ、さらに溶接熱影響部靭性を向上させるために、鋼材の成分とミクロ組織および鋼板の製造方法について鋭意検討した。その結果、高強度と耐ＨＩＣ特性の両立には、高強度を確保しつつも偏析を抑制して割れ感受性の低い成分系となるように、偏析を考慮したＣＰ値を適正化し、ミクロ組織をフェライト相とベイナイト相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り、制御圧延後の加速冷却とその後の再加熱という製造プロセスを採ることで、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等を含む微細析出物による軟質相であるフェライト相の強化と、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いう知見を得た。そして、加速冷却時のベイナイト変態による強化に加え、Ｃに対するＴｉ、Ｎｂ、Ｖの添加量を最適化することで、再加熱時に析出する微細炭化物による析出強化を最大限に活用することができ、合金元素の少ない低成分系の鋼においても高強度化が可能になるという知見を得た。特に、Ｎｂを有効活用することにより、変態強化と析出強化の効果を増大し、且つ組織微細化を図ることができるという知見を得た。
【００１６】
上記のようなＴｉ、Ｎｂ、Ｖ等を含む析出物が分散析出したフェライト相とベイナイト相の２相組織を有する高強度鋼板は、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度上昇がないので、表層部からのＨＩＣが生じない。さらに、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、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。また、偏析傾向のある合金成分量を厳しく管理し、ＣＰ値で規制することにより中心偏析部からの割れを抑制することができる。さらに、変態強化に加え析出強化を最大限に活用するため、合金元素を多量に添加する必要がなく、溶接熱影響部靭性を損なうことなく高強度化が達成できるものである。
【００１７】
以下、本発明の高強度鋼板について詳しく説明する。まず、本発明の高強度鋼板の組織について説明する。
本発明の高強度鋼板の金属組織は、フェライト相とベイナイト相の合計が体積分率で９５％以上である実質的な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特性を実現できる。また、本発明の高強度鋼板が有するフェライトは、加速冷却後に残存する未変態オーステナイトがフェライトに変態した、微細なグラニュラーフェライトまたはベイニティックフェライトであり、粒界が平滑で明瞭である通常のポリゴナルフェライトに比べて強度と靭性に優れている。また、ベイナイト相は変態強化により優れた強度、靭性を有している。フェライトとベイナイトの２相組織は、一般的には軟質なフェライト相と硬質な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フェライト相とベイナイト相との界面に水素が集積しやすいうえに、前記界面が割れの伝播経路となるため、耐ＨＩＣ特性が劣っている。これに対して本発明では、フェライト相とベイナイト相の強度を調整して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を可能としたものである。
【００１８】
フェライト＋ベイナイト２相組織に、マルテンサイトやパーライト、残留オーステナイト、島状マルテンサイト（ＭＡ）などの異なる金属組織が１種または２種以上混在する場合は、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は少ない程よい。ただし、フェライト相とベイナイト相以外の組織の体積分率が十分に低い場合には、それらの影響は無視できる。具体的には、フェライト相とベイナイト相以外の金属組織（マルテンサイト、パーライト、残留オーステナイト、島状マルテンサイト（ＭＡ）等の１種または２種以上）の合計が体積分率で５％未満であれば、大きな影響はない。したがって、本発明の鋼板の金属組織は、フェライト相とベイナイト相の合計が体積分率で９５％以上である実質的な２相組織であればよい。なお、特に耐ＨＩＣ特性の観点からは、島状マルテンサイト（ＭＡ）の体積分率は３％以下であることがより好ましい。
また、ベイナイトの体積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く、より好ましい体積分率は２０〜６０％である。
【００１９】
次に、本発明の高強度鋼板において、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。
本発明の高強度鋼板では、フェライト相中のＮｂと、Ｖ、Ｔｉの１種または２種（Ｖおよび／またはＴｉ）を含有する複合炭化物による析出強化を利用している。Ｎｂと、Ｖ、Ｔｉの１種または２種を含有する複合炭化物を鋼中に微細析出させることにより、フェライト相が強化され、フェライト相とベイナイト相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。この析出物は極めて微細であるので、耐ＨＩＣ特性に対して何ら影響を与えない。
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは鋼中で炭化物を形成する元素であり、個々の炭化物の析出により鋼を強化することは従来より行われているが、従来は熱間圧延後の冷却過程や等温保持によってオーステナイトからのフェライト変態時や過飽和のフェライトからの析出を利用したり、或いは、圧延後急冷し、組織をマルテンサイトまたはベイナイトとした後に、加熱炉での焼戻し処理によってマルテンサイトまたはベイナイト中に炭化物を析出させる方法が採られていた。
【００２０】
これに対して本発明は、ベイナイト変態域からの再加熱過程で誘導加熱炉などを用いた急速加熱を利用して炭化物を析出させる。このような本発明の方法によれば、急速短時間で加熱することにより炭化物の粗大化が抑制され、非常に微細な炭化物が析出するため、通常の方法に比べ、より大きな強度向上効果が得られることが特徴である。このような従来にない大きな強度向上効果は、Ｎｂと、Ｖ、Ｔｉの１種または２種を含有する複合炭化物が安定であり且つ急速加熱で成長速度が遅いために粒径１０ｎｍ未満の極めて微細な析出物として得られることによるものである。このような粒径１０ｎｍ未満の析出物は、引張強度が５８０ＭＰａ以上（ＡＰＩＸ７０グレード以上）の高強度鋼板とするためには、２×１０３個／μｍ３以上析出させることが好ましい。析出形態としては、ランダムでも列状でもよく、特別な制限はない。また、この微細炭化物は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がある。この場合はさらなる強化が可能であるが、フェライト相とベイナイト相の強度差がＨＶ７０以下であれば耐ＨＩＣ特性に影響はない。
本発明の鋼板内に分散析出する析出物である、Ｎｂと、Ｖ、Ｔｉの１種または２種を含有する複合炭化物は、以下に述べるような成分組成の鋼に本発明の製造方法を適用することにより得ることができる。
【００２１】
次に、本発明の高強度鋼板の成分組成について説明する。なお、以下の説明において％で示す単位は全て質量％である。
Ｃ：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、一方、０．０８％を超えると靭性を劣化させる。
Ｓｉ：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、一方、０．５％を超えると靭性や溶接性を劣化させる。
Ｍｎ：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、一方、１．８％を超えると溶接性と耐ＨＩＣ特性が劣化する。特に、耐ＨＩＣ特性の観点から、好ましいＭｎ量は０．５〜１．６％である。
【００２２】
Ｐ：０．０１％以下とする。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特性を劣化させ、０．０１％を超えるとその傾向が顕著となる。特に、耐ＨＩＣ特性の観点から、好ましいＰ量は０．００８％以下である。
Ｓ：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が、０．００２％以下であれば問題はない。
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％とする。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、一方、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特性を劣化させる。
【００２３】
Ｎｂ：０．０５〜０．１５％とする。Ｎｂは本発明において重要な元素である。Ｎｂは、変態強化と析出強化の両方を活用して効果的に強度を増大させることができ、且つ組織微細化を図ることができる。Ｎｂは、未再結晶域を拡大するとともに変態強化に有効な元素であるため、ＴＭＣＰによる変態強化と組織微細化の効果を増大させる。また、Ｎｂは変態強化の増大と組織の微細粒化により、強度と靭性を向上させるとともに、ＶおよびＴｉと共に微細な複合炭化物を形成して強度上昇に寄与する。しかし、０．０５％未満ではその効果が十分でなく、一方、０．１５％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化する。変態強化と析出強化を十分に活用するという観点から、好ましいＮｂ量は０．０７〜０．１５％である。また、鋼板の強度を６２０ＭＰａ以上（ＡＰＩＸ８０グレード以上）とし、溶接熱影響部の靭性劣化を抑制するためには、Ｎｂ量は０．０８〜０．１２％とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０１〜０．０８％とする。Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０．０１％未満では効果がなく、一方、０．０８％を超えると鋼の清浄度が低下し、靭性が劣化する。
【００２４】
Ｖ：０．００５〜０．１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％の１種または２種を含有する。
Ｖは、ＮｂおよびＴｉと共に微細な複合炭化物を形成し、強度上昇に寄与する。しかし、０．００５％未満ではその効果が十分でなく、一方、０．１５％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化する。このためＶを添加する場合は、０．００５〜０．１５％とする。析出強化を十分に活用し、且つ溶接熱影響部の靭性劣化を抑制するという観点から、好ましいＶ量は０．００５〜０．１２％である。
Ｔｉは、ＮｂおよびＶと共に微細な複合炭化物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、０．００５％未満ではその効果が十分でなく、一方、０．０４％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化する。このためＴｉを添加する場合は、０．００５〜０．０４％とする。析出強化を十分に活用し、且つ溶接熱影響部の靭性劣化を抑制するという観点から、好ましいＴｉ量は０．００５〜０．０３％である。
【００２５】
原子％でのＣ量とＮｂ、ＶおよびＴｉの合計量の比であるＣ／（Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ）を１．０〜５．０とする。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Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ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、熱的に安定し、且つ非常に微細な複合炭化物を得ることができる。本パラメータ式の値が１．０未満または５．０を超える場合は、いずれかの元素の含有量が過剰であり、粒径１０ｎｍ未満の微細な複合炭化物が十分に得られず、また、島状マルテンサイトなどの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。
なお、質量％での含有量を用いる場合には、（Ｃ／１２．０１）／（Ｔｉ／４７．９＋Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４）の値を１．０〜５．０とする。
【００２６】
下記（1）式で表されるＣＰ値（質量％）を０．９８以下とする。下記（1）式において、Ｃ（％）、Ｍｎ（％）、Ｃｕ（％）、Ｎｉ（％）、Ｃｒ（％）、Ｍｏ（％）、Ｖ（％）、Ｐ（％）は各元素の含有量（質量％）であり、添加しない元素は０とする。
ＣＰ＝４．４６Ｃ（％）＋２．３７Ｍｎ（％）／６＋{１．７４Ｃｕ（％）＋１．７Ｎｉ（％）}／１５＋{１．１８Ｃｒ（％）＋１．９５Ｍｏ（％）＋１．７４Ｖ（％）}／５＋２２．３６Ｐ（％）    …（1）
このＣＰ値は、各合金元素の含有量から中心偏析部の材質を推定するために考案された式であり、ＣＰ値が高いほど中心偏析部の濃度が高くなり、中心偏析部の硬さが上昇する。このＣＰ値を０．９８以下とすることでＨＩＣ試験での割れを抑制することが可能となる。また、ＣＰ値が低いほど中心偏析部の硬さが低くなるため、さらに高い耐ＨＩＣ特性が必要な場合は、その上限を０．９５とすることが望ましい。
【００２７】
下記（2）式で表されるＰＣＭ値（質量％）を０．１５以下とする。下記（2）式において、Ｃ（％）、Ｓｉ（％）、Ｍｎ（％）、Ｃｕ（％）、Ｎｉ（％）、Ｃｒ（％）、Ｍｏ（％）、Ｖ（％）、Ｂ（％）は各元素の含有量（質量％）であり、添加しない元素は０とする。
ＰＣＭ＝Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）／３０＋Ｍｎ（％）／２０＋Ｃｕ（％）／２０＋Ｎｉ（％）／６０＋Ｃｒ（％）／２０＋Ｍｏ（％）／１５＋Ｖ（％）／１０＋Ｂ（％）＊５    …（2）
本発明では、良好な溶接熱影響部靭性を確保するために、ＰＣＭ≦０．１５質量％という合金元素量が少ない低合金成分組成とする。
【００２８】
以上が本発明の基本成分組成であるが、鋼板の強度、靭性をさらに改善させる場合には、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５％以下の１種または２種以上を含有してもよい。
Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、過剰に添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合は０．５０％を上限とする。
Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、過剰に添加するとコスト的に不利になり、また、溶接熱影響部靭性が劣化するため、添加する場合は０．５０％を上限とする。
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るが、過剰に添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合は０．５０％を上限とする。
Ｍｏは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、過剰に添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合は０．５０を上限とする。
Ｂは強度上昇とＨＡＺ靭性の改善に寄与する元素であるが、過剰に添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合は０．００５％を上限とする。
上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる。ただし、本発明の作用効果を害しない限り、他の微量元素の含有を妨げない。
【００２９】
本発明の高強度鋼板は、その製造方法を特に限定しないが、以下のような製造方法が望ましい。以下の説明において、温度はスラブや鋼板の平均温度とする。
図１に、本発明の製造方法における金属組織制御のための熱履歴の概略を示す。本発明の製造方法では、Ａｒ３温度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し、冷却後、直ちに再加熱することにより、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。この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層の２相組織とすることで、合金元素を多量に添加することなく、高強度化と耐ＨＩＣ特性の両立が可能となる。
【００３０】
本発明の製造方法では、上述した成分組成を有する鋼（スラブ）を、所定のスラブ加熱温度と圧延終了温度で熱間圧延した後、所定の条件で加速冷却し、その後直ちに急速加熱による再加熱を行う。
スラブ加熱温度：１０００〜１３００℃とする。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、一方、１３００℃を超えると靭性が劣化する。
熱間圧延終了温度：Ａｒ３温度以上とする。Ａｒ３温度とは、冷却中におけるフェライト変態開始温度を意味し、下記の式で求めることができる。式中、Ｃ（％）、Ｍｎ（％）、Ｃｕ（％）、Ｃｒ（％）、Ｎｉ（％）、Ｍｏ（％）は各元素の含有量（％）であり、添加しない元素は０とする。圧延終了温度がＡｒ３温度未満になると、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。
Ａｒ３＝９１０−３１０Ｃ（％）−８０Ｍｎ（％）−２０Ｃｕ（％）−１５Ｃｒ（％）−５５Ｎｉ（％）−８０Ｍｏ（％）
【００３１】
圧延終了後、直ちに５℃／sec以上の冷却速度で３００〜６００℃まで加速冷却する。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するために析出物が容易に粗大化し、その結果、十分な強度が得られず、また十分な変態強化も得られない。このため本発明では、析出強化と変態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し且つ変態強化の効果を得るものである。この加速冷却に使用する冷却設備に特別な制限はない。
冷却速度が５℃／sec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とともに、ベイナイト変態による変態強化が十分に得られない。また、冷却時に高温域でフェライトを生成するおそれがあり、フェライト変態時に生じた析出物は高温域で容易に粗大化するため、十分な強度が得られない。高温域での析出防止とベイナイト変態による変態強化の効果を十分に発揮させるために、圧延終了後の冷却速度は１０℃／sec以上とすることが好ましい。
【００３２】
圧延終了後の加速冷却でベイナイト変態域である３００〜６００℃まで急冷することにより、ベイナイト相を生成させ、且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を促進し、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３００℃未満では、ベイナイトやマルテンサイトの単相組織となるか、フェライト＋ベイナイト２相組織となっ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、冷却停止温度が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て耐ＨＩＣ特性が劣化するとともに、ベイナイト変態による変態強化の効果が十分ではなく、強度が低下する。再加熱時のフェライト変態の駆動力を大きくし、フェライト変態時の析出物による析出強化の効果を十分に得るという観点から、冷却停止温度は４００〜６００℃とすることが好ましい。
【００３３】
上述した加速冷却後、直ちに０．５℃／sec以上の昇温速度で冷却停止温度以上であって且つ５５０〜７００℃の温度まで再加熱を行う。このプロセスは本発明における重要な製造条件である。フェライト相の強化に寄与する微細析出物は、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、直ちに冷却停止温度以上であって且つ５５０〜７００℃の温度域まで再加熱することが必要である。また、この再加熱の際には、冷却停止温度よりも５０℃以上高い温度に昇温することが望ましい。
昇温速度が０．５℃／sec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、微細析出物の分散析出が得られず、十分な強度を得ることができないのみならず、製造効率が悪化する。また、靭性の劣化を抑制するためには、昇温中の炭化物の粗大化を抑制して微細かつ均一に分散析出させることが有効であり、この観点からは昇温速度は３℃／sec以上とすることが好ましい。
【００３４】
再加熱温度は、焼戻しを兼ねるため冷却停止温度以上とする。また、再加熱温度が５５０℃未満では微細析出物による十分な析出強化が図れず、またフェライト変態が完了せずに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、再加熱温度が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。再加熱温度において、特に温度保持時間を設定する必要はない。したがって、再加熱温度に到達後、直ちに冷却してもよい。冷却速度は、微細析出物が継続して析出するように適宜選定するが、特に空冷が望ましい。再加熱温度に保持する場合は、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ので、３０分以内とすることが望ましい。
【００３５】
図２に、本発明の高強度鋼板の製造に好適な設備の一例を示す。圧延ライン１には、上流側から下流側に向かって熱間圧延機３、加速冷却装置４、ホットレベラー５、加速冷却後の鋼板を再加熱するためのインライン型誘導加熱装置６を配置する。このインライン型誘導加熱装置６を、熱間圧延機３および加速冷却装置４と同一ライン上に設置するので、圧延および冷却終了後の鋼板２を迅速に再加熱処理することができる。すなわち、圧延して加速冷却した後の鋼板２を、冷却停止温度から過度に冷却させることなく、直ちに冷却停止温度以上で且つ５５０〜７００℃に再加熱することができる。
【００３６】
図２で用いるような誘導加熱装置は、均熱炉等に比べて温度制御が容易であり、設備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を任意に設定するだけで、昇温速度、再加熱温度を自在に制御することが可能である。
再加熱後の冷却速度は任意であるので、加熱装置の下流側に特別な設備を設置する必要はない。なお、加熱装置として、インライン型誘導加熱装置６に替えて、鋼板の急速加熱が可能であるガス燃焼炉を用いてもよい。
【００３７】
本発明の高強度鋼板を、プレスベンド成形、ロール成形、ＵＯＥ成形等で管状に成形した後、溶接する（さらに必要に応じて拡管等を行う）ことにより、原油や天然ガスの輸送に好適な耐ＨＩＣ特性と溶接熱影響部靭性に優れた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。例えば、ＵＯＥ鋼管は、鋼板の端部を開先加工し、Ｃプレス、Ｕプレス、Ｏプレスで環状に成形した後、仮付溶接および内外面溶接で開先部を溶接し、拡管工程を経て製造される。
【実施例】
【００３８】
表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｙ）を連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて表２および表３に示すＮｏ．１〜Ｎｏ．３３の厚鋼板を製造した。
スラブを加熱後、熱間圧延により所定の板厚とした後、直ちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却を行い、その後、誘導加熱炉またはガス燃焼炉を用いて再加熱を行った。誘導加熱炉は加速冷却設備と同一ライン上に設置した。
得られた鋼板の金属組織を、光学顕微鏡、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により観察した。金属組織については、板厚中央部およびｔ／４位置を光学顕微鏡で観察し、撮影した写真から画像処理によりフェライト相とベイナイト相の面積分率を測定し、５視野の各相の面積分率の平均値を体積分率とした。また、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、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性を測定した。それらの結果を、製造条件とともに表２および表３に示す。
【００３９】
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、引張強度を測定した。溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性については、再現熱サイクル装置によって、最高加熱温度１４００℃、入熱４０ｋＪ／ｃｍに相当する熱履歴を加えた試験片を用いてシャルピー試験を行った。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“○”、割れが発生した場合を“×”として評価した。
本実施例の性能評価では、製造上のばらつきを考慮して、引張強度５８０ＭＰａ以上（ＡＰＩＸ７０グレード以上）、ＨＡＺ靭性は延性−脆性遷移温度（ｖＴｒｓ）が０℃以下、耐ＨＩＣ特性は割れ無し、をそれぞれ合格とした。
【００４０】
表２および表３において、Ｎｏ．１〜１８は本発明例であり、いずれも耐ＨＩＣ特性が良好で、引張強度が５８０ＭＰａ以上、溶接熱影響部の延性−脆性遷移温度（ｖＴｒｓ）が０℃以下である。また、Ｎｂと、Ｖ、Ｔｉの中の１種または２種を含有する粒径１０ｎｍ未満の微細な複合炭化物が２×１０３個／μｍ２以上の密度で分散析出していることが観察された。
一方、Ｎｏ．１９〜２３は、化学成分は本発明条件を満足するが、製造方法が本発明条件を満足しない比較例であり、いずれも微細炭化物の分散析出が不十分であり、十分な引張強度が得られていない。Ｎｏ．１９は、スラブ加熱温度が低く、微細分散析出に必要な炭化物の固溶が不十分である。Ｎｏ．２０とＮｏ．２１は、加速冷却が本発明条件を満足しないため、フェライト相＋ベイナイト相の２相組織が得られず、微細炭化物の分散析出も不十分である。さらに、島状マルテンサイト（ＭＡ）やパーライトが析出するため、耐ＨＩＣ特性が劣っている。Ｎｏ．２２は、再加熱昇温速度が遅いため、微細炭化物の分散析出が不十分であり、十分な引張強度が得られていない。Ｎｏ．２３は、再加熱温度が低いため、これも微細炭化物の分散析出が不十分であり、十分な引張強度が得られていない。また、パーライトが析出するため、耐ＨＩＣ特性が劣っている。
Ｎｏ．２４〜３３は、化学成分が本発明条件を満足しないため、耐ＨＩＣ特性、ＨＡＺ靭性のいずれかが劣っている。
【００４１】
【表１】
2010235987.tif 000003
【００４２】
【表２】
2010235987.tif 000004
【００４３】
【表３】
2010235987.tif 000005
【符号の説明】
【００４４】
１  圧延ライン
２  鋼板
３  熱間圧延機
４  加速冷却装置
５  ホットレベラー
６  インライン型誘導加熱装置
【図１】
2010235987.tif 000006
【図２】
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