(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼素材に、熱延工程、冷却工程、巻取工程を施して、ベイニティックフェライトを面積率で５０％以上の占有面積を有する主相とし、第二相として塊状マルテンサイトを分散させた組織を有する熱延鋼板とするにあたり、
前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：0.03〜0.10％、Si：0.10〜0.50％、Mn：1.4〜2.2％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.005〜0.10％、Nb：0.02〜0.10％、 Ti：0.001〜0.030％、Mo：0.05〜0.50％、 Cr：0.05〜0.50％、Ni：0.001〜1.00％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記熱延工程が、前記鋼素材を加熱温度：1050〜1300℃に加熱し、該加熱された鋼素材に、粗圧延を施しシートバーとし、該シートバーに、930℃以下の温度域での累積圧下率：50％以上となる仕上圧延を施し熱延鋼板とする工程とし、
前記冷却工程が、仕上圧延終了後直ちに冷却を開始し、板厚中央部の平均冷却速度：5〜60℃／ｓで、冷却停止温度：Bs点〜450℃の温度域まで冷却する工程とし、
巻取工程が、コイル状に巻取り、60秒以上600秒未満保持した後、平均冷却速度５℃／ｓ以上で冷却する工程とすることを特徴とする低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項２】
前記組成が、質量％で、下記（１）式で定義されるMoeq が1.4〜2.2％の範囲を満足する組成であることを特徴とする請求項１に記載の低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法。
記
Moeq（％）＝Mo＋0.36Cr＋0.77Mn＋0.07Ni    ‥‥（１）
ここで、Mn、Ni、Cr、Mo：各元素の含有量（質量％）
【請求項３】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.50％以下、V：0.10％以下、B：0.0005％以下のうちから選ばれた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または２に記載の低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.0050％を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれか一項に記載の低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ラインパイプに使用されるスパイラル鋼管あるいは電縫鋼管の素材として好適な、低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
鋼板をらせん状に巻きながら造管するスパイラル鋼管は、太径の鋼管を効率的に製造できることから、近年、原油、天然ガスを輸送するラインパイプ用として多用されるようになってきた。とくに、長距離輸送するパイプラインでは、輸送効率を高めることが要求され高圧化しており、また油井やガス井が寒冷地に多く存在することもあり、寒冷地を径由することが多い。このため、使用されるラインパイプは、高強度化、高靭性化することが要求されている。さらに、耐座屈性、耐震性の観点から、ラインパイプは、低降伏比であることが求められている。スパイラル鋼管の管長手方向の降伏比は、造管によってほとんど変化せず、素材である熱延鋼板のそれとほぼ一致する。そのため、スパイラル鋼管製のラインパイプを低降伏比化するためには、素材である熱延鋼板の降伏比を低くすることが必要となる。
【０００３】
このような要求に対し、例えば特許文献１には、低温靭性に優れた低降伏比高張力ラインパイプ用熱延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術では、重量％で、C：0.03〜0.12％、Si：0.50％以下、Mn：1.70％以下、Al：0.070％以下を含有し、さらに、Nb：0.01〜0.05％、V：0.01〜0.02％、Ti：0.01〜0.20％のうちの少なくとも１種を含有する鋼スラブを、1180〜1300℃に加熱した後、粗圧延終了温度：950〜1050℃、仕上圧延終了温度：760〜800℃の条件で熱間圧延を行い、5〜20℃/ｓの冷却速度で冷却し、670℃に至るまでの間に空冷を開始し5〜20ｓ間保持し、次いで20℃/s以上の冷却速度で冷却し、500℃以下の温度で巻取り、熱延鋼板とするとしている。特許文献１に記載された技術によれば、引張強さ：60kg/mm2以上（590MPa以上）で85％以下の低降伏比と、破面遷移温度：−60℃以下の高靭性を有する熱延鋼板が製造できるとしている。
【０００４】
特許文献２には、高強度低降伏比パイプ用熱延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献２に記載された技術は、重量％で、C：0.02〜0.12％、Si：0.1〜1.5％、Mn：2.0％以下、Al：0.01〜0.10％を含有し、さらに、Mo＋Cr：0.1〜1.5％を含有する鋼を1000〜1300℃に加熱し、750〜950℃の範囲で熱間圧延を終了し、冷却速度：10〜50℃/sにて巻取温度まで冷却し、480〜600℃の範囲で巻取る、熱延鋼板の製造方法である。特許文献２に記載された技術によれば、オーステナイト温度域からの急冷を行うことなく、フェライトを主体とし、面積率で１〜20％のマルテンサイトを有し、85％以下の低降伏比を有し、かつ造管後の降伏強さ低下量の少ない熱延鋼板が得られるとしている。
【０００５】
特許文献３には、低温靭性に優れた低降伏比電縫鋼管の製造方法が記載されている。特許文献３に記載された技術では、質量％で、C：0.01〜0.09％、Si：0.50％以下、Mn：2.5％以下、Al：0.01〜0.10％、Nb：0.005〜0.10％を含み、さらにMo：0.5％以下、Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Cr：0.5％以下のうちの１種または２種以上を、Mn、Si、Ｐ、Cr、Ni、Moの含有量の関係式であるMneqが2.0以上を満足するように含有する組成のスラブを熱間圧延し、5℃／ｓ以上の冷却速度で500〜650℃まで冷却して巻取り、この温度範囲で10min以上滞留させてから500℃未満の温度まで冷却して熱延鋼板とし、該熱延鋼板を造管して電縫鋼管とする。特許文献３に記載された技術によれば、ベイニティックフェライトを主相とし、３％以上のマルテンサイトと、必要に応じ１％以上の残留オーステナイトを含む組織を有し、破面遷移温度が−50℃以下で、低温靭性に優れ、かつ高い塑性変形吸収能を有する電縫鋼管を製造できるとしている。
【０００６】
また、特許文献４には、質量％で、C：0.03〜0.10％、Si：0.01〜0.50％、Mn：1.4〜2.2％、Al：0.005〜0.10％、Nb：0.02〜0.10％、Ti：0.001〜0.030％、Mo：0.05〜0.50％、Cr：0.05〜0.50％、Ni：0.01〜0.50％を含み、Mo、Cr、Mn、Niの関係式であるMoeqが1.4〜2.2％の範囲を満足するように含有する組成の鋼素材を熱間圧延し、5℃/s〜30℃/sで600〜450℃温度域まで冷却し、巻取り工程までの間に、さらに、2℃/s以下の冷却或いは20秒以上滞留させて、コイル状に巻取り、熱延鋼板とする技術が記載されている。特許文献４に記載された技術によれば、平均粒径が10μm以下であるベイニティックフェライト主相と、面積率で1.4〜15％の、アスペクト比：5.0未満、大きさが最大で5.0μm以下、平均で0.5〜3.0μmの塊状マルテンサイトを含む組織を含有し、圧延方向から30°方向のYSが480MPa以上で、板幅方向の引張強さが600MPa以上で、vTrsが-80℃以下で、且つ降伏比が85％以下の、低温靭性に優れた低降伏比高強度鋼板を製造できるとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開昭63−227715号公報
【特許文献２】特開平10−176239号公報
【特許文献３】特開2006−299413号公報
【特許文献４】特許第5776398号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、特許文献１に記載された技術では、冷却速度、冷却停止温度等を所定の比較的速い冷却範囲内となるように制御する必要があり、とくに、厚肉の熱延鋼板を製造するためには、大掛かりな冷却設備等を必要とするという問題がある。また、特許文献１に記載された技術で得られる熱延鋼板は、軟質なポリゴナルフェライトを主とする組織を有し、所望の高強度を得にくいという問題もある。
【０００９】
また、特許文献２に記載された技術では、依然として造管後の降伏強さの低下が認められ、最近の鋼管強度の増加要求を満足できない場合が生じるという問題がある。
【００１０】
また、特許文献３に記載された技術では、最近の寒冷地仕様である、破面遷移温度vＴrsが−80℃以下という優れた低温靭性を安定して確保できるまでには至っていないという問題がある。
【００１１】
また、特許文献４に記載された技術では、二次冷却を行なうための長い設備が必要となり、大掛かりな設備投資が必要となり経済面で問題がある。
【００１２】
本発明は、かかる課題を解決し、複雑な熱処理を施すことなく、また、大掛かりな設備改造を行なうことなく、鋼管用素材、とくにスパイラル鋼管用として好適な、スパイラル造管後の強度低下が防止できる、低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板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】
【００１３】
本発明者らは、上記した目的を達成するために、造管後の鋼管強度、および鋼管靭性に及ぼす各種要因について鋭意研究した。その結果、造管による強度の低下は、圧縮応力が作用する管内面側でのバウシンガー効果による降伏強さの低下と、引張応力が作用する管外面側での降伏伸びの消失とによって、引き起こされていることを見出した。
【００１４】
そこで、本発明者らは、更なる研究を行った結果、鋼板の組織を、微細なベイニティックフェライトを主相とし、ベイニティックフェライト中に硬質な塊状マルテンサイトを微細分散させた組織とすることにより、造管後、とくにスパイラル造管後の強度低下を防止できるとともに、85％以下の低降伏比を有し、さらに優れた靭性をも兼備する鋼管とすることができることに想到した。すなわち、このような組織とすることにより、鋼管素材である鋼板の加工硬化能が向上するため、造管時における管外面側での加工硬化により十分な強度上昇が得られ、造管後、とくにスパイラル造管後、の強度低下を抑制でき、さらに塊状マルテンサイトを微細に分散させることにより、靭性が顕著に向上することを知見した。
【００１５】
そして、Mo、 Mn、 Cr、 Niの添加バランスを適正な範囲内とした上で、巻取り後６０秒以上保持し、次いでコイル全体を冷却することで、二次冷却を行なうことなく、能率的に塊状マルテンサイトを得ることができることを知見した。
【００１６】
本発明は以上の知見に基づいてなされたものであり、以下を要旨とするものである。
［１］鋼素材に、熱延工程、冷却工程、巻取工程を施して、熱延鋼板とするにあたり、前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：0.03〜0.10％、Si：0.10〜0.50％、Mn：1.4〜2.2％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.005〜0.10％、Nb：0.02〜0.10％、 Ti：0.001〜0.030％、Mo：0.05〜0.50％、 Cr：0.05〜0.50％、Ni：0.001〜1.00％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、前記熱延工程が、前記鋼素材を加熱温度：1050〜1300℃に加熱し、該加熱された鋼素材に、粗圧延を施しシートバーとし、該シートバーに、930℃以下の温度域での累積圧下率：50％以上となる仕上圧延を施し熱延鋼板とする工程とし、前記冷却工程が、仕上圧延終了後直ちに冷却を開始し、板厚中央部の平均冷却速度：5〜60℃／ｓで、冷却停止温度：Bs点〜450℃の温度域まで冷却する工程とし、巻取工程が、コイル状に巻取り、60秒以上600秒未満保持した後、冷却する工程とすることを特徴とする低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法。
［２］前記組成が、質量％で、下記（１）式で定義されるMoeq が1.4〜2.2％の範囲を満足する組成であることを特徴とする上記［１］に記載の低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法。
記
Moeq（％）＝Mo＋0.36Cr＋0.77Mn＋0.07Ni    ‥‥（１）
ここで、Mn、Ni、Cr、Mo：各元素の含有量（質量％）
［３］前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.50％以下、V：0.10％以下、B：0.0005％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする上記［１］または［２］に記載の低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法。
［４］前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.0050％を含有することを特徴とする上記［１］ないし［３］のいずれかに記載の低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１７】
なお、本発明において、「高強度」とは、圧延方向から30度方向の降伏強さが480MPa以上および板幅方向の引張強さが600MPa以上である場合を、また「低温靭性に優れた」とは、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度vＴrsが−80℃以下である場合を、また、「低降伏比」とは、連続降伏型の応力歪曲線を示し、降伏比が85％以下である場合を、それぞれ云うものとする。また、「鋼板」には鋼板および鋼帯を含むものとする。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板を容易にかつ安価に製造することができる。
リールパージ法で敷設されるラインパイプや、耐震性を要求されるラインパイプ用の電縫鋼管を安価にかつ容易に製造できるという効果もある。
また、本発明の低降伏比高強度熱延鋼板を素材として用いれば、耐震性に優れた建築用部材となる高強度スパイラル鋼管杭が製造できるという効果もある。
また、本発明では、巻取機内に水冷又は空冷装置を設けるか、オフラインで水冷又は空冷設備を設けることによって、熱延設備の機長を延長したりライン内に保温カバー、誘導加熱装置等の大掛かりな設備投資を必要とせず、巻取前での一定時間保持も省略することができる。
以上のように、本発明は、産業上極めて有用な発明である。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
以下、本発明について具体的に説明する。
まず、本発明の熱延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
【００２０】
C：0.03〜0.10％
Cは、炭化物として析出し、析出強化を介し鋼板の強度増加に寄与するとともに、結晶粒微細化を介し鋼板の靭性向上にも寄与する元素である。さらに、Cは、鋼中に固溶しオーステナイトを安定化し、未変態オーステナイトの形成を促進する作用を有する。このような効果を得るためには、0.03％以上の含有を必要とする。一方、0.10％を超える含有は、結晶粒界に粗大なセメンタイトを形成する傾向が強くなり、靭性が低下する。このため、Cは0.03〜0.10％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.04％以上である。好ましくは0.09％以下である。
【００２１】
Si：0.10〜0.50％
Siは、固溶強化を介して鋼板の強度増加に寄与するとともに、硬質第二相（例えば、マルテンサイト）の形成を介し、降伏比低減に寄与する。このような効果を得るためには、0.10％以上の含有を必要とする。一方、0.50％を超える含有は、赤スケールの生成が顕著となり、鋼板外観性状が低下する。このため、Siは0.10〜0.50％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.20％以上である。好ましくは0.40％以下である。
【００２２】
Mn：1.4〜2.2％
Mnは、固溶して鋼の焼入れ性を向上させ、マルテンサイトの生成を促進させる。また、ベイニティックフェライト変態開始温度を低下させ、組織の微細化を介して鋼板靭性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、1.4％以上の含有を必要とする。一方、2.2％を超える含有は、溶接熱影響部の靭性を低下させる。このため、Mnは1.4〜2.2％の範囲に限定した。なお、塊状マルテンサイトの安定生成という観点からは、好ましくは1.6％以上である。好ましくは2.0％以下である。
【００２３】
Ｐ：0.025％以下
Ｐは、固溶して鋼板強度の増加に寄与するが、同時に靭性を低下させる。このため、本発明では、Ｐは不純物として可及的に低減することが望ましいが、0.025％までは許容できる。好ましくは0.015％以下である。なお、過度の低減は精錬コストを高騰させるため、0.001％以上程度とすることが望ましい。
【００２４】
Ｓ：0.005％以下
Ｓは、鋼中ではMnS等の粗大な硫化物系介在物を形成し、スラブ等の割れを生起するとともに、鋼板の延性を低下させる。このような現象は0.005％を超える含有で顕著になる。このため、Ｓは0.005％以下に限定した。なお、好ましくは0.004％以下である。
【００２５】
Al：0.005〜0.10％
Alは、脱酸剤として作用するとともに、歪時効の原因となるＮを固定するのに有効な元素である。このような効果を得るためには、0.005％以上の含有を必要とする。一方、0.10％を超える含有は、鋼中酸化物が増加し母材および溶接部の靭性を低下させる。また、スラブ等の鋼素材、鋼板を加熱炉で加熱する際に、表層で窒化層を形成しやすく、降伏比の増加をもたらす恐れがある。このため、Alは0.005〜0.10％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.08％以下である。
【００２６】
Nb：0.02〜0.10％
Nbは、鋼中に固溶し、あるいは炭窒化物として析出し、オーステナイト粒の粗大化を抑制するとともに、オーステナイト粒の再結晶を抑制する作用を有し、オーステナイトの未再結晶温度域圧延を可能とする。また、炭化物あるいは炭窒化物として微細に析出して、鋼板の強度増加に寄与する元素である。熱間圧延後の冷却中に、熱間圧延により導入された転位上に炭化物あるいは炭窒化物として析出し、γ→α変態の核として作用し、ベイニティックフェライトの粒内生成を促進し、微細な塊状の未変態オーステナイト、ひいては微細な塊状のマルテンサイトの生成に寄与する。このような効果を得るためには0.02％以上の含有を必要とする。一方、0.10％を超える過剰な含有は、熱間圧延時の変形抵抗が増大し、熱間圧延が困難となる恐れがある。また、0.10％を超える過剰な含有は、主相であるベイニティックフェライトの降伏強さの増加を招き、85％以下の降伏比を確保することが困難となる。このため、Nbは0.02〜0.10％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.03％以上である。好ましくは0.07％以下である。
【００２７】
Ti：0.001〜0.030％
Tiは、Ｎを窒化物として固定し、スラブ割れの防止に寄与するとともに、炭化物として微細に析出して鋼板強度を増加させる作用を有する。このような効果を得るためには、0.001％以上の含有を必要とする。一方、0.030％を超えて多量に含有するとベイニティックフェライト変態点を過度に上昇させ、鋼板の靭性が低下する。このため、Tiは0.001〜0.030％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.005％以上である。好ましくは0.025％以下である。
【００２８】
Mo：0.05〜0.50％
Moは、焼入れ性向上に寄与し、ベイニティックフェライト中のCを未変態オーステナイト中に引き寄せ、未変態オーステナイトの焼入性を向上させることを介してマルテンサイト形成を促進する作用を有する。さらに鋼中に固溶し固溶強化により鋼板強度の増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.05％以上の含有を必要とする。一方、0.50％を超える含有は、必要以上にマルテンサイトを形成させ、鋼板の靭性を低下させる。また、Moは高価な元素であり、多量の含有は材料コストの高騰を招く。このようなことから、Moは0.05〜0.50％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.10％以上である。好ましくは0.40％以下である。
【００２９】
Cr：0.05〜0.50％
Crは、γ→α変態を遅延させ、焼入れ性向上に寄与し、マルテンサイト形成を促進する作用を有する。このような効果を得るためには、0.05％以上の含有を必要とする。一方、0.50％を超える含有は、溶接部に欠陥を多発させる傾向となる。このため、Crは0.05〜0.50％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.20％以上である。好ましくは0.45％以下である。
【００３０】
Ni：0.001〜1.00％
Niは、焼入れ性向上に寄与し、マルテンサイト形成を促進することに加えて、さらに靭性の向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.001％以上の含有を必要とする。一方、1.00％を超えて含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できないため経済的に不利となる。このため、Niは0.001〜1.00％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01％以上である。好ましくは0.50％以下である。
【００３１】
上記した成分が基本の成分であるが、本発明では、上記した成分を、上記した含有範囲内で、かつ、次（１）式
Moeq（％）＝Mo＋0.36Cr＋0.77Mn＋0.07Ni   ‥‥（１）
（ここで、Mn、Ni、Cr、Mo：各元素の含有量（質量％））
で定義されるMoeqが、1.4〜2.2％の範囲を満足するように調整することが好ましい。
【００３２】
Moeqは、冷却工程を経た後に、鋼板中に残存する未変態オーステナイトの焼入れ性を表す指標である。Moeqが1.4％未満では、未変態オーステナイトの焼入れ性が不足し、巻取後保持中にパーライト等に変態してしまい、巻取後６０秒以上保持した後に冷却しても十分なマルテンサイトを得ることができない場合がある。一方、Moeqが2.2％を超えると、必要以上にマルテンサイトが生成し、靭性が低下する場合がある。このため、Moeqは1.4〜2.2％の範囲に限定することが好ましい。Moeqが1.5％以上あれば、低降伏比となり、さらに変形能が向上する。このため、1.5％以上とすることがより好ましい。
【００３３】
上記以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、O（酸素）：0.005％以下、Mg：0.003％以下、Sn：0.005％以下が許容できる。
【００３４】
以上が本発明の熱延鋼板の基本成分であるが、本発明では、上記した成分の範囲に加えて、さらに必要に応じて、選択元素として、Cu：0.50％以下、V：0.10％以下、B：0.0005％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ca：0.0005〜0.0050％を含有することができる。
【００３５】
Cu：0.50％以下、V：0.10％以下、B：0.0005％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Cu、V、Bはいずれも、鋼板の高強度化に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。
Cu、Vは、固溶強化、あるいは析出強化を介して、また、Bは、結晶粒界に偏析して焼入れ性向上を介し、鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を得るためには、Cu：0.01％以上、V：0.01％以上、B：0.0001％以上含有することが好ましい。一方、Cu：0.50％を超える含有は熱間加工性を低下させる。V：0.10％を超える含有は溶接性を低下させる。B：0.0005％を超える含有は鋼板の靭性を低下させる。このため、含有する場合には、Cu：0.50％以下、V：0.10％以下、B：0.0005％以下に限定することが好ましい。
【００３６】
Ca：0.0005〜0.0050％
Caは、粗大な硫化物を球状の硫化物とする硫化物の形態制御に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、Ca：0.0005％以上含有することが好ましい。一方、Ca：0.0050％を超える含有は、鋼板の清浄度を低下させる。このため、含有する場合にはCa：0.0005〜0.0050％の範囲に限定することが好ましい。
【００３７】
次に、本発明の熱延鋼板のミクロ組織について説明する。
【００３８】
本発明熱延鋼板は、上記した組成を有し、さらに、ベイニティックフェライトを主相とし、主相と第二相とからなる組織を有する。
【００３９】
ここで、主相とは、面積率で50％以上の占有面積を有する相をいう。主相であるベイニティックフェライトは、転位密度が高い下部組織を有する相であり、針状フェライト、アシキュラーフェライトを含む。なお、ベイニティックフェライトには、転位密度が極めて低いポリゴナルフェライトや、細かいサブグレン等の下部組織をともなう準ポリゴナルフェライトは含まれない。なお、所望の高強度を確保するために、主相であるベイニティックフェライトには、微細な炭窒化物が析出していることが必要となる。
【００４０】
そして、第二相として、塊状マルテンサイトを分散させた組織を有する。本発明でいう塊状マルテンサイトとは、圧延後の冷却過程で未変態オーステナイトから旧γ（オーステナイト）粒界、あるいは旧γ粒内に生成したマルテンサイトである。本発明では、このような塊状マルテンサイトを、旧γ粒界、あるいは主相であるベイニティックフェライト粒とベイニティックフェライト粒の間に分散させる。マルテンサイトは、主相と比べ硬質であり、加工時にベイニティックフェライト中に可動転位を多量に導入することができ、降伏挙動を連続降伏型とすることができる。また、マルテンサイトはベイニティックフェライトより高い引張強さを有するため、低降伏比を達成できることになる。
【００４１】
また、本発明の熱延鋼板は、板厚が8mm以上25mm以下であることが好ましい。
【００４２】
次に、本発明の熱延鋼板の製造方法について説明する。
【００４３】
本発明では、上記した組成を有する鋼素材に、熱延工程、冷却工程、巻取工程を施して、熱延鋼板とする。
【００４４】
なお、使用する鋼素材の製造方法はとくに限定する必要はなく、上記した組成の溶鋼を、転炉、電気炉等の通常公知の溶製方法を用いて、溶製し、連続鋳造法等の通常公知の溶製方法により、スラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
【００４５】
得られた鋼素材には、熱延工程を施す。
熱延工程は、上記した組成を有する鋼素材を加熱温度：1050〜1300℃に加熱し、加熱された鋼素材に、粗圧延を施しシートバーとし、シートバーに、930℃以下の温度域での累積圧下率：50％以上となる仕上圧延を施し熱延鋼板とする工程とする。
【００４６】
加熱温度：1050〜1300℃
本発明で使用する鋼素材は、上記したようにNb、Tiを必須で含有する。析出強化により所望の高強度を確保するためには、これらの粗大な炭化物、窒化物等を一旦溶解させて、その後微細析出させることが必要となる。そのため、鋼素材の加熱温度は1050℃以上とする。1050℃未満では、各元素が未固溶のままとなり、所望の鋼板強度が得られない。一方、1300℃を超えて高温になると、結晶粒の粗大化が生じ、鋼板靭性が低下する。このため、鋼素材の加熱温度は1050〜1300℃に限定した。
【００４７】
上記した加熱温度に加熱された鋼素材は、粗圧延を施されてシートバーとされる。粗圧延の条件はとくに限定する必要はなく、所望の寸法形状のシートバーが確保できる条件であればよい。
【００４８】
得られたシートバーは、次いで仕上圧延され、所望の寸法形状の熱延鋼板とされる。仕上圧延は、930℃以下の温度域での累積圧下率が50％以上の圧延とする。
【００４９】
930℃以下の温度域での累積圧下率：50％以上
ベイニティックフェライトの微細化、および塊状マルテンサイトの微細分散のために、930℃以下の温度域での累積圧下率を50％以上とする。930℃以下の温度域での累積圧下率が50％未満では、圧下量が不足し、主相である微細なベイニティックフェライトを確保できない。また、γ→α変態の核生成を促進するNbC等の析出サイトとなる転位が不足し、ベイニティックフェライトの粒内生成が不足し、塊状マルテンサイトを形成するための塊状の未変態γを微細かつ多数分散して残留させることができなくなる。このため、仕上圧延における930℃以下の温度域での累積圧下率を50％以上に限定した。なお、好ましくは累積圧下率は80％以下である。圧下率が80％を超えて大きくしても、効果が飽和し、さらにセパレーションの発生が著しくなり、シャルピ−吸収エネルギーの低下を招く場合がある。
【００５０】
なお、仕上圧延の圧延終了温度は、鋼板靭性、鋼板強度、圧延負荷等の観点から、850〜750℃とすることが好ましい。仕上圧延の圧延終了温度が850℃を超えて高温となると、930℃以下の温度域での累積圧下率を50％以上とするために、１パス当たりの圧下量を大きくする必要があり、圧延荷重の増加を招く。一方、750℃未満と低温となると、圧延中にフェライトが生成し、組織、析出物の粗大化を招き、低温靭性、強度が低下する。
【００５１】
得られた熱延鋼板は、次いで冷却工程を施される。
【００５２】
冷却工程は、仕上圧延終了後直ちに冷却を開始し、板厚中央部の平均冷却速度：5〜60℃／ｓで、冷却停止温度：Bs点〜450℃の温度域まで冷却する工程とする。
【００５３】
仕上圧延終了後、直ちに、好ましくは15ｓ以内に冷却を開始する。冷却速度は、板厚中央部で、冷却停止温度までの平均の冷却速度で、5〜60℃／ｓの範囲とする。平均冷却速度が5℃／ｓ未満では、ポリゴナルフェライト主体の組織となり、所望のベイニティックフェライトを主相とする組織を確保することが難しくなる。一方、平均冷却速度が60℃／ｓを超える急冷とすると、未変態オーステナイトへの合金元素の濃縮が不十分となり、その後の冷却で所望量の塊状マルテンサイトを微細分散することができなくなり、所望の低降伏比、所望の優れた低温靭性を有する熱延鋼板とすることが困難となる。また平均冷却速度が60℃／ｓを超える急冷では、表層部がマルテンサイト単相組織となり、その後、焼戻されて焼戻マルテンサイト単相組織となり降伏比が高くなる。このため、仕上圧延終了後の冷却速度を板厚中央部の平均で、5〜60℃／ｓの範囲に限定した。なお、好ましくは5〜25℃／ｓである。
【００５４】
上記した冷却の冷却停止温度はBs点（ベイナイト変態開始温度）〜450℃の範囲の温度とする。冷却停止温度が上記した温度範囲より高温では、所望のベイニティックフェライトを主相とする組織を確保することが難しくなる。一方、冷却停止温度が上記した温度域より低温では、未変態γがほぼ変態を完了して所望量の塊状マルテンサイトを確保できなくなる。
【００５５】
巻取工程は、コイル状に巻取り、６０秒以上６００秒未満保持した後、冷却する工程とする。
【００５６】
本発明では、コイル状に巻取り、巻取りが完了してから６０秒以上６００秒未満保持した後、冷却する。巻取り完了から冷却まで一定時間保持するのは、その後のコイル冷却工程において所望のマルテンサイト量を得ることができるように未変態オーステナイトの焼入性を増加させるためである。保持時間が６０秒未満だと未変態オーステナイトへの炭素濃化が十分に進行しておらず、その後コイル冷却を施しても所望のマルテンサイト量を得ることができない。また、６００秒以上保持しても未変態オーステナイトの焼入性はそれ以上増加しなくなる。このため、保持時間は６００秒未満に限定した。
上記、巻取り後の保持中に残留した未変態オーステナイトをマルテンサイトに変態させるためには、冷却するにあたっての平均冷却速度は5℃/s以上とすることが好ましい。冷却速度の上限は特に規定する必要はないが、冷却速度を大きくすればするほど、冷却ムラが生じやすく、コイル形状が崩れその後の運搬に支障が出る恐れがあるため、形状が崩れない程度の冷却に留めることが好ましい。なお、熱延コイル外周面を冷却する具体的な手段としては、特に制限はないが、冷却空気、冷却フォグ、冷却水、冷却槽あるいはこれらを適宜組み合わせた冷却方法であれば好適に用いることができる。
【実施例】
【００５７】
以下、さらに実施例に基づいて本発明を詳細に説明する。
表１に示す組成の溶鋼を、連続鋳造法でスラブ（肉厚220mm）とし、鋼素材とした。次いで、これら鋼素材を表２に示す加熱温度に加熱して、粗圧延を行い、シートバーとしたのち、該シートバーに、表２に示す条件で仕上圧延を行い熱延鋼板（板厚：8〜25mm）とする熱延工程を施した。得られた熱延鋼板に、仕上圧延終了後直ちに（表２に示す時間内に）冷却を開始し、表２に示す平均冷却速度で、表２に示す冷却停止温度（巻取温度）まで冷却する冷却を行う冷却工程を施した。冷却工程後、表２に示す巻取温度で、コイル状に巻き取った後、表２に示すコイル冷却速度でコイル全体を冷却する巻取工程を施した。Bs点は加工フォーマスタ試験により求めた。加工フォーマスタ試験は、φ8mm×12mmHの円筒試験片を1200℃で5分加熱した後、970〜800℃の間で65%の圧下を与え、その後15℃/sで室温まで連続冷却した。連続冷却中の試料の変態による膨張を検出することによって変態点を（Bs点）として求めた。
【００５８】
以上により得られた熱延鋼板から、試験片を採取し、組織観察、引張試験、衝撃試験を実施した。試験方法はつぎのとおりである。
（１）組織観察
得られた熱延鋼板から、圧延方向断面（Ｌ断面）が観察面となるように、組織観察用試験片を採取した。試験片を研磨し、ナイタール腐食して、光学顕微鏡（倍率：500倍）または電子顕微鏡（倍率：2000倍）を用いて、組織観察を行い、撮像して、画像解析装置を用いて、組織の種類、各相の組織分率（面積率）を測定した。なお、アスペクト比が5.0未満のマルテンサイト粒を塊状マルテンサイトと定義する。マルテンサイト粒のアスペクト比は、各粒における長手方向の長さ（長辺）とそれに直角な方向の長さ（短辺）との比、（長辺）／（短辺）、で算出するものとする。
（２）引張試験
得られた熱延鋼板から、引張方向が、圧延方向と直角方向（板幅方向）および圧延方向から30度方向となるように、それぞれ引張試験片（API−5Lに定める全厚試験片；GL50mm、幅38.1mm）を採取し、ASTM A 370の規定に準拠して、引張試験を実施し、引張特性（降伏強さYS（MPa）、引張強さTS（MPa）、一様伸びuEl（％））を測定した。得られた結果から、YR（降伏比）（＝（板幅方向YS/板幅方向TS）×100）（％）を算出し、評価した。
（３）衝撃試験
得られた熱延鋼板から、試験片長手方向が、圧延方向に直角方向となるように、Vノッチ試験片を採取し、ASTM A 370の規定に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度vＴrs（℃）を求めた。
（４）造管での引張試験
得られた熱延鋼板を管素材として、スパイラル造管工程により、スパイラル鋼管（外径：1067mmφ）を製造した。得られた鋼管から、引張方向が管周方向となるように、引張試験片（APIに定める試験片）を採取し、ASTM A 370の規定に準拠して、引張試験を実施し、引張特性（降伏強さYS（MPa）、引張強さTS（MPa））を測定した。得られた結果から、鋼管YR（降伏比）（＝（鋼管YS/鋼管TS）×100）（％）、ΔYS（＝鋼管YS−鋼板YS（圧延方向から30°方向YS））（MPa）を算出し、造管による強度低下の程度を評価した。ΔYS＝0 MPa以上を良好と判断した。
得られた結果を表３に併記した。
【００５９】
【表１】
0006519024.tif 000002
【００６０】
【表２】
0006519024.tif 000003
【００６１】
【表３】
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【００６２】
本発明例はいずれも、特別な熱処理を施すこともなく、圧延方向から30度方向の降伏強さが480MPa以上で、板幅方向の引張強さが600MPa以上で、破面遷移温度vＴrsが−80℃以下で、かつ降伏比が85％以下の低降伏比を有する、低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板が得られている。
一方、本発明の範囲を外れる比較例は、降伏強さが不足しているか、引張強さが低下しているか、靭性が低下しているか、低降伏比が確保できていないか、いずれかの特性が劣っており所望の特性を有する熱延鋼板が得られていない。
【００６３】
さらに本発明例はいずれも、造管され鋼管となったのちも、造管による強度低下もすくなく、スパイラル鋼管あるいは電縫鋼管用素材として、好適な熱延鋼板となっている。