(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、Ｍｎ：１．０〜１．８％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２％以下と、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｃａ：０．０００５〜０．００２５％を含有し、かつＣ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≧０．２６を満足する残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を１０００〜１２００℃に加熱し、９５０℃以下のオーステナイト温度域で圧下率６０％以上の圧延を行った後、冷却速度の異なる２段階の冷却を行う高強度鋼板の製造方法であって、初期冷却でＡｒ３−５０℃以上から鋼板の表面温度が５００℃以下となるまで鋼板中央部の平均冷却速度５℃／秒以上１５℃／秒以下で冷却し、次いで後期冷却で鋼板中央部の平均冷却速度２０℃／秒以上５０℃／秒以下で、板厚方向平均温度６００℃以下まで冷却することを特徴とする耐ＨＩＣ性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、Ｍｎ：１．０〜１．８％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２％以下と、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｃａ：０．０００５〜０．００２５％、さらにＣｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、及びＶ：０．１０％以下から選択された１種または２種以上を含有し、かつＣ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≧０．２６を満足する残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を１０００〜１２００℃に加熱し、９５０℃以下のオーステナイト温度域で圧下率６０％以上の圧延を行った後、冷却速度の異なる２段階の冷却を行う高強度鋼板の製造方法であって、初期冷却でＡｒ３−５０℃以上から鋼板の表面温度が５００℃以下となるまで鋼板中央部の平均冷却速度５℃／秒以上１５℃／秒以下で冷却し、次いで後期冷却で鋼板中央部の平均冷却速度２０℃／秒以上５０℃／秒以下で、板厚方向平均温度６００℃以下まで冷却することを特徴とする耐ＨＩＣ性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）に優れた、主にＡＰＩ規格Ｘ６０グレード以上の強度を有する高強度厚鋼板の製造方法に関する。この製造方法は厚板ミルに適用され、この方法で製造された鋼板は、ＵＯＥ成形、プレスベンド成形、ロール成形等で原油や天然ガスを輸送する鋼管（ＵＯＥ鋼管）等に利用される。
【０００２】
【従来の技術】
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ものとされている。その対策として以下の方法が挙げられている。
【０００３】
１．鋼中のＳ含有量を下げるともに、ＣａやＲＥＭなどを適量添加することにより、長く進展した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。（特開昭５４−１１０１１９号公報）
２．中心偏析部での割れに対しては、起点となりうる島状マルテンサイトの生成、および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、そして冷却時の変態途中でのＣの拡散を防止する加速冷却により抑制する。（特開昭６１−６０８６６号公報、特開昭６１−１６５２０７号公報）
３．焼入れ・焼戻しなどの熱処理や、オーステナイト再結晶温度以上の圧延仕上げ温度などにより、割れ感受性の低いミクロ組織とする。
【０００４】
４．鋼中への水素侵入を、抑制するため、鋼組成にＣｕを添加し、鋼材表面に保護膜を形成する。（特開昭５２−１１１８５号公報）
また、最近、Ｘ８０グレードの高強度鋼板に対して特開平５−９５７５号公報、特開平５−２７１７６６号公報、特開平７−１７３５３６号公報等で、低Ｓ．Ｃａ添加により介在物の形態制御を行いつつ、低Ｃ，低Ｍｎとして中央偏析を抑制し、それに伴う強度低下をＣｒ，Ｍｏ，Ｎｉなどの添加と加速冷却により補う方法が開示されるようになってきた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、上述の耐ＨＩＣ性を改善する方法は中心偏析部が対象であり、また、Ｃｕの添加や熱処理をすることなく、加速冷却等により硬化した表面近傍から発生するＨＩＣを防止するものではない。本発明は加速冷却を用いて製造するＸ６０グレード以上の高強度鋼板において、中央偏析部のＨＩＣとともに、表面近傍から発生するＨＩＣを防止する耐ＨＩＣ性に優れた高強度鋼板の製造方法を提供する。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは中央偏析の軽減、表面硬度抑制の観点から、鋼組成と加速冷却方法の両者について検討を行い、以下の発明を完成させた。
【０００７】
１．質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、Ｍｎ：１．０〜１．８％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２％以下と、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｃａ：０．０００５〜０．００２５％を含有し、かつＣ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≧０．２６を満足する残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を１０００〜１２００℃に加熱し、９５０℃以下のオーステナイト温度域で圧下率６０％以上の圧延を行った後、冷却速度の異なる２段階の冷却を行う高強度鋼板の製造方法であって、初期冷却でＡｒ３−５０℃以上から鋼板の表面温度が５００℃以下となるまで鋼板中央部の平均冷却速度５℃／秒以上１５℃／秒以下で冷却し、次いで後期冷却で鋼板中央部の平均冷却速度２０℃／秒以上５０℃／秒以下で、板厚方向平均温度６００℃以下まで冷却することを特徴とする耐ＨＩＣ性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。
【０００８】
２．質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、Ｍｎ：１．０〜１．８％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２％以下と、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ａｌ：０．０１〜０．０７％、Ｃａ：０．０００５〜０．００２５％、さらにＣｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、及びＶ：０．１０％以下から選択された１種または２種以上を含有し、かつＣ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≧０．２６を満足する残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を１０００〜１２００℃に加熱し、９５０℃以下のオーステナイト温度域で圧下率６０％以上の圧延を行った後、冷却速度の異なる２段階の冷却を行う高強度鋼板の製造方法であって、初期冷却でＡｒ３−５０℃以上から鋼板の表面温度が５００℃以下となるまで鋼板中央部の平均冷却速度５℃／秒以上１５℃／秒以下で冷却し、次いで後期冷却で鋼板中央部の平均冷却速度２０℃／秒以上５０℃／秒以下で、板厚方向平均温度６００℃以下まで冷却することを特徴とする耐ＨＩＣ性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。
【０００９】
【発明の実施の形態】
本発明では、成分組成の調整とともに、加速冷却における冷却速度を冷却途中で変化させ、鋼板表面付近の硬度を抑制し、かつ、強度を確保することを特徴とする。本発明鋼板の成分組成、製造条件について説明する。
１．成分組成
Ｃ：０．０３〜０．０８％
Ｃは強度を確保するため添加するが、０．０３％未満では強度が確保できず、０．０８％を超えると靭性や耐ＨＩＣ性を劣化させるため、０．０３〜０．０８％添加する。
【００１０】
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％
Ｓｉは脱酸のため添加するが、０．０３％未満では脱酸効果が十分でなく、０．５０％を超えると靭性や溶接性を劣化させるため、０．０３〜０．５０％添加する。
【００１１】
Ｍｎ：１．０〜１．８％
Ｍｎは強度、靭性のため添加するが、１．０％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、１．０〜１．８％添加する。
【００１２】
Ｐ：０．０１０％以下
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り、０．０１０％以下とする。
【００１３】
Ｓ：０．００２％以下
ＳはＣａ添加により、ＣａＳ系介在物に形態制御されるが、高強度材では、割れの起点となり得るため、０．００２％以下とする。
【００１４】
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
Ｎｂは圧延時や焼入れ時の粒成長を抑制し、微細粒化により靭性を向上させるが、０．００５％未満では効果がなく、０．０５％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、０．００５〜０．０５％とする。
【００１５】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％
ＴｉはＴｉＮを形成してスラブ加熱時と焼入れ時の粒成長を抑制し、微細粒化により靭性を向上させるが、０．００５％未満では効果がなく、０．０２％を超えると靭性を劣化させるため、０．００５〜０．０２％とする。
【００１６】
Ａｌ：０．０１〜０．０７％
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、０．０７％を超えると清浄度が低下し、耐ＨＩＣ性を劣化させるため、０．０１〜０．０７％とする。
【００１７】
Ｃａ：０．０００５〜０．００２５％
Ｃａは硫化物系介在物の形態制御に不可欠な元素であり、０．０００５％未満ではその効果が十分でなく、０．００２５％をこえて添加しても効果が飽和し、むしろ、清浄度の低下により耐ＨＩＣ性を劣化させるので、０．０００５〜０．００２５％とする。
【００１８】
炭素当量：Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≧０．２６％
炭素当量：Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５はＸ６０以上の強度を確保するため、０．２６％以上添加する。
【００１９】
次に選択元素の限定理由について説明する。
【００２０】
Ｃｕ：０．５０％以下
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、０．５０％を上限とする。
【００２１】
Ｎｉ：０．５０％以下
Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、多く添加すると応力腐食割れが発生しやすくなるため、０．５０％を上限とする。
【００２２】
Ｃｒ：０．５０％以下
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、多く添加すると溶接性を劣化するため、０．５０％を上限とする。
【００２３】
Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏ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や耐ＨＩＣ性が劣化するため、０．５０％を上限とする。
【００２４】
Ｖ：０．１０％以下
Ｖは靭性、溶接性、および耐サワー性を劣化させずに強度を上昇させる元素であるが、多く添加すると溶接性を著しく損なうため、０．１０％を上限とする。
２．製造条件
スラブ加熱温度：１０００〜１２００℃
スラブ加熱温度が１０００℃未満では強度が得られず、１２００℃を超えると靭性が劣化するため、１０００〜１２００℃とする。
【００２５】
圧延条件：９５０℃以下のオーステナイト温度域で圧下率６０％以上
鋼板表面付近の結晶粒が成長し、硬度が上昇すると、耐ＨＩＣ性が劣化するため、オーステナイト未再結晶温度域に相当する９５０℃以下のオーステナイト温度域で圧下率６０％以上の圧延により結晶粒を微細化する。
【００２６】
加速冷却開始温度：Ａｒ３−５０℃以上
加速冷却をフェライト生成量が多くなる温度域から開始すると、耐ＨＩＣ性が劣化するため、加速冷却開始温度をＡｒ３−５０℃以上とする。
【００２７】
初期冷却速度：５℃／秒以上２０℃／秒以下
加速冷却開始からの冷却（初期冷却）は、５℃／秒未満の場合、耐ＨＩＣ性が劣化し、２０℃／秒を超えると表面硬度が上昇し、耐ＨＩＣ性が劣化するので、５℃／秒以上２０℃／秒以下とする。尚、本発明における冷却速度は鋼板の板厚中央部での値とする。
【００２８】
初期冷却後の鋼板表面温度５００℃以下
初期冷却は鋼板表面温度が５００℃以下において後期冷却に切り替える。鋼板表面温度が５００℃を超えると、表面硬度が上昇し、耐ＨＩＣ性が劣化する。
【００２９】
後期冷却速度：５℃／秒以上５０℃／秒以下
後期冷却は、５℃／秒未満の場合、十分な強度が得られず、５０℃／秒を超えると表面硬度が上昇するので、５℃／秒以上５０℃／秒以下とする。
【００３０】
後期冷却停止温度：６００℃以下
後期冷却停止温度が６００℃を超えると、十分な強度が得られないため、６００℃以下とする。尚、後期冷却停止温度は板厚方向平均温度とする。
【００３１】
【実施例】
表１に供試鋼の化学成分を、表２に製造条件、機械的性質、耐ＨＩＣ性、および、溶接性を示す。製造条件で冷却速度１は圧延後の初期冷却速度、冷却速度２は後期冷却速度を指すものとする。機械的性質として強度、靭性を求めた。強度はＸ８０グレード鋼として要求される降伏強さ４４８ＭＰａ以上を目標とし、靭性はシャルピー衝撃試験における破面遷移温度として、−７０℃以下を目標とした。溶接性は斜めＹ割れ試験により評価し、室温で溶接し、割れが生じない場合、良好とした。耐ＨＩＣ性はｐＨが約３の硫化水素を飽和させた
５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ３ＣＯＯＨ水溶液（通常ＮＡＣＥ溶液）中で行ったＨＩＣ試験で、割れ長さ率（ＣＬＲ）が１５％以下となったものを良好とした。
【００３２】
表２より、本発明法による鋼板（本発明鋼）は良好な機械的特性と耐ＨＩＣ性が得られている。本発明法によらない鋼板（比較鋼）は機械的特性または耐ＨＩＣ性のいずれかが劣っている。鋼板Ａ−１〜Ａ−１０は成分組成は本発明の範囲内であるが、製造条件が本発明範囲外であり、比較鋼となっている。
【００３３】
比較鋼Ａ−１は、スラブ加熱温度が低く、強度が目標値に達しない。比較鋼Ａ−２は、スラブ加熱温度が高く、靭性が目標値に達しない。比較鋼Ａ−３は、圧下率が低く、耐ＨＩＣ性が劣る。比較鋼Ａ−４は冷却開始温度が低く、耐ＨＩＣ性が劣る。比較鋼Ａ−５は初期冷却から後期冷却への切り替え温度が高く、耐ＨＩＣ性が劣る。
【００３４】
比較鋼Ａ−６は初期冷却速度が早く、および加速冷却停止温度が高く、耐ＨＩＣ性が劣る。比較鋼Ａ−７は初期冷却速度が遅く、強度が劣る。比較鋼Ａ−８は加速冷却停止温度が高く、強度が劣る。比較鋼Ａ−９は後期冷却速度が遅く、強度が劣る。比較鋼Ａ−１０は加速冷却停止温度が高く、耐ＨＩＣ性が劣る。比較鋼Ｍ−１〜Ｐ−１は成分組成、製造条件ともに本発明範囲外となっている。比較鋼Ｍ−１はＣ量が低く、Ｓｉ，Ｍｎ量が高い。また、スラブ加熱温度が高く、靭性、耐ＨＩＣ性、溶接性が劣る。
【００３５】
比較鋼Ｎ−１はＣ，Ｓｉ量が高く、また、初期冷却から後期冷却への切り替え温度も高く、耐ＨＩＣ性、溶接性が劣る。比較鋼Ｏ−１はＴｉ量が高く、また、初期冷却速度が早く、耐ＨＩＣ性、溶接性が劣る。比較鋼Ｐ−１はＳｉ量、Ｐ量、Ｓ量が高く、また、加速冷却停止温度も高く、強度が低く、耐ＨＩＣ性が劣る。比較鋼Ｑ−１はＮｂ，Ｔｉを含有せず、靭性が劣る。比較鋼Ｒ−１はＳｉ量、Ｃａ量、Ｎｉ量が高く、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼板Ｌ−１，Ｌ−２は炭素当量が本発明範囲外であり、比較鋼となっている。
【００３６】
【表１】
0003546726.tif 000002
【００３７】
【表２】
0003546726.tif 000003
【００３８】
【発明の効果】
本発明法により、耐ＨＩＣ性に優れた高強度鋼板を安価に大量に製造することができる。