(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０.０１〜０.１２％、Ｓｉ：０.０１〜０.８％、Ｍｎ：０.６〜１.８％、Ｐ：０.０２％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ｔｉ：０.００１〜０.０５％、Ｎｂ：０.０１〜０.１０％、Ｃａ：０.０００１〜０.００５％、Ａｌ：０.０１〜０.０６％、Ｎ：０.００６％以下、Ｏ：０.００６％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
かつ下記式（１）で定義されるＡ値が２０〜８０であり、体積％で、平均結晶粒径７μm以下のポリゴナルフェライト相：９８％以上を含む組織を有し、長手方向の伸び４％が得られる応力と同方向の引張強度の比率ＳＲが８９％以下であり、素管を２５０℃×１０分熱処理した後のＹＲが９０％以下である耐時効性に優れた低ＹＲ型電縫鋼管用熱延鋼板。
記
Ａ＝｛Ｃ−（12/93×Ｎｂ＋12/48×Ｔｉ）｝/Ｃ×100       ……（１）
式の右辺の元素記号はその元素の鋼中成分含有量（質量％）を表す。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０.０１〜０.１２％、Ｓｉ：０.０１〜０.８％、Ｍｎ：０.６〜１.８％、Ｐ：０.０２％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ｔｉ：０.００１〜０.０５％、Ｎｂ：０.０１〜０.１０％、Ｃａ：０.０００１〜０.００５％、Ａｌ：０.０１〜０.０６％、Ｎ：０.００６％以下、Ｏ：０.００６％以下を含有し、
さらに、Ｖ：０.０１〜０.１０％、Ｃｒ：０.０１０〜０.５％、Ｃｕ：０.０１〜０.５％、Ｎｉ：０.０１〜０.５％、Ｍｏ：０.０１〜０.５％のうちの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、
かつ下記式（２）で定義されるＡ値が２０〜８０であり、体積％で、平均結晶粒径７μm以下のポリゴナルフェライト相：９８％以上を含む組織を有し、長手方向の伸び４％が得られる応力と同方向の引張強度の比率ＳＲが８９％以下であり、素管を２５０℃×１０分熱処理した後のＹＲが９０％以下である耐時効性に優れた低ＹＲ型電縫鋼管用熱延鋼板。
記
Ａ＝｛Ｃ−（12/93×Ｎｂ＋12/48×Ｔｉ＋12/51×Ｖ/３）｝/Ｃ×100   ……（２）
式の右辺の元素記号はその元素の鋼中成分含有量（質量％）を表す。
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０.０１〜０.１２％、Ｓｉ：０.０１〜０.８％、Ｍｎ：０.６〜１.８％、Ｐ：０.０２％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ｔｉ：０.００１〜０.０５％、Ｎｂ：０.０１〜０.１０％、Ｃａ：０.０００１〜０.００５％、Ａｌ：０.０１〜０.０６％、Ｎ：０.００６％以下、Ｏ：０.００６％以下を含有し、
あるいはさらに、Ｖ：０.０１〜０.１０％、Ｃｒ：０.０１０〜０.５％、Ｃｕ：０.０１〜０.５％、Ｎｉ：０.０１〜０.５％、Ｍｏ：０.０１〜０.５％のうちの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、
かつ、Ｖを含有しない場合は下記式（１）、Ｖを含有する場合は下記式（２）でそれぞれ定義されるＡ値が２０〜８０である鋼素材を１０５０〜１３００℃の温度範囲に加熱し、１０００℃以下の累積圧下量を６０％以上として熱間圧延した後、Ａr３点以上の温度域から冷却速度１５℃/s以上で冷却し、６００℃超で滞留させた後放冷することを特徴とする耐時効性に優れた低ＹＲ型電縫鋼管用熱延鋼板の製造方法。
記
Ａ＝｛Ｃ−（12/93×Ｎｂ＋12/48×Ｔｉ）｝/Ｃ×100               ……（１）
Ａ＝｛Ｃ−（12/93×Ｎｂ＋12/48×Ｔｉ＋12/51×Ｖ/３）｝/Ｃ×100   ……（２）
式の右辺の元素記号はその元素の鋼中成分含有量（質量％）を表す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、電縫溶接鋼管用熱延鋼板とその製造方法に関し、特に、耐時効性に優れた低ＹＲ型電縫溶接鋼管用熱延鋼板とその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
パイプライン敷設、特に海底パイプラインでは鋼管にかかる曲げ応力対策として、敷設時の歪が２％以上となるときのバックリング(buckling)を防止するために、低ＹＲ型のラインパイプ用鋼管が要望される。また、火山帯に位置するパイプライン敷設では、陸上および海底のパイプラインでは地震対策として、地震による断層発生時にかかる応力によるバックリングを防止するためにも低ＹＲ型のラインパイプ用鋼管が要望されている。
【０００３】
一方、ラインパイプ用鋼管は防食対策として樹脂コーティングが施工され、１００〜３００℃の処理温度にて３０秒〜３０分の処理時間のコーティング熱処理が実施される。処理温度と処理時間はコーティング樹脂種およびコーティング厚みにより変化する。従って、この熱処理後も低ＹＲ型の特性を有する必要がある。ところが、電縫溶接鋼管を造管する時に発生する歪と樹脂コーティングの熱が作用して、鋼管のＹＲが増加する場合があり耐時効性に問題があった。
【０００４】
熱延鋼板素材の機械的特性として、降伏応力ＹＳ（ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に規定される金属材料引張試験方法における耐力の算出法において０.５％での全伸び法により求められる値）と引張強度ＴＳからＹＲ＝ＹＳ/ＴＳ×１００（％）が求められ、素材のＹＲを規定しているのが一般的である。しかしながら、電縫溶接鋼管を造管する際の加工歪は０.５％よりも大きく、造管後の低ＹＲを保証するものではない。例えば、特許文献１にはマルテンサイト・ベイナイトと分率にして２０〜９０％のフェライトの硬軟二相混合組織からなり、かつフェライトはその５０〜１００％が加工フェライトであって、フェライト粒径は５μｍ以下である低降伏比を有する低温靭性に優れた溶接性高強度鋼が開示されているが、硬軟二相混合組織では加工硬化指数が大きく、造管歪が３％を超えると著しく強度が上昇し、造管後の低ＹＲ化を達成するのは困難である。
【０００５】
一方、特許文献２には、Ｃ：０.００５ｗｔ％以上０.０６０ｗｔ％未満、Ｓｉ：１.５ｗｔ％以下、Ｍｎ：１.５ｗｔ％以下、Ｐ：０.０２０ｗｔ％以下、Ｓ：０.０１５ｗｔ％以下、Ａｌ：０.００５〜０.１０ｗｔ％、Ｎ：０.０１００ｗｔ％以下、Ｂ：０.０００２〜０.０１００ｗｔ％を含み、かつＴｉ：０.２０ｗｔ％以下、Ｎｂ：０.２５ｗｔ％以下のうちから選ばれるいずれか１種または２種を（Ｔｉ＋Ｎｂ/２）/Ｃ≧４の関係を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなり、さらに金属組織がフェライトおよび/またはベイニティックフェライトからなるとともに粒内の固溶Ｃ量が１.０〜４.０ｐｐｍであることを特徴とする靭性に優れる低降伏比高強度熱延鋼板が開示されているが、母材靭性およびシーム部の靭性は良好であるものの、粒内の固溶Ｃ量が４.０ｐｐｍ以下であることからパイプライン敷設時に行われる円周溶接後のＨＡＺ靭性低下を引き起こす問題がある。
【特許文献１】特開平９−４１０８０号公報
【特許文献２】特開平８−３１９５３８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
上記のように、従来の熱延鋼板では、電縫鋼管をＹＲ９０％以下、望ましくは８５％以下とし、樹脂コーティング熱処理後もＹＲ９０％以下とし、かつシャルピー試験による５０％破面遷移温度−４０℃以下という良好なシーム部靭性をもつものにする素材としては不十分である。本発明は、この点を解決し、樹脂コーティング熱処理後でもＹＲ９０％以下でかつシーム部靭性も良好である、耐時効性に優れた低ＹＲ型電縫鋼管用熱延鋼板とその製造方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者らは、上記課題を解決するために、電縫鋼管の製造に用いられる素材としての熱延鋼板の機械的特性と造管後の機械的特性について解析し、その結果、熱延鋼板の段階で低ＹＲを達成していても、造管後では必ずしも低ＹＲを達成できないことがわかった。
すなわち、鋼板の引張特性から求められるＹＲ（全伸び法０.５％歪での耐力/引張強度×１００％）が６０％前後であっても、造管後の低ＹＲ化が安定して達成できないことが判明した。ＵＯＥ鋼管では、製造プロセス上パイプ長手方向に加わる造管歪が小さい上に、拡管成形により真円度を得るため、パイプ長手方向から引張試験片を切出して引張試験を実施するとほぼ素材の機械的特性に近いものが得られ、時には造管前のＹＲよりも低ＹＲ化する。一方、電縫鋼管では、絞り加工により成形が行われ、かつサイジングにより真円度を出すため、パイプ長手方向へ引張応力が働き、ＵＯＥ鋼管よりも大きな歪（３％以上）を受けるため、造管前の引張試験によるＹＲが造管後のＹＲに対応しないことが明らかになった。
【０００８】
さらに、造管後の低ＹＲ化を達成させるためには、造管前の熱延鋼板の引張特性として、長手方向（圧延方向に平行な方向）の伸び４％が得られる応力と同方向の引張強度の比率ＳＲを８９％以下に制御することが肝要であり、一般的なＹＲ（全伸び法０.５％歪での耐力/引張強度×１００％）を低下させるだけでは不十分であることが新たに分かった。
【０００９】
一方、ラインパイプ用鋼管は防食対策として樹脂コーティングが施工され、１００〜３００℃の処理温度にて３０秒〜３０分の処理時間のコーティング熱処理が実施される。処理温度と処理時間はコーティング樹脂種およびコーティング厚みにより変化する。従って、この熱処理後も低ＹＲ型の特性を有する必要がある。ところが、電縫鋼管製造時の造管歪はＵＯＥ鋼管と比較し２倍以上大きく、この加工歪と樹脂コーティングの熱が作用して、電縫鋼管のＹＲが増加する。コーティング熱処理条件は、前述のとおりコーティング樹脂種とコーティング厚みにより変化するが、熱処理温度が高くなるほど、熱処理時間が長くなるほど、電縫鋼管のＹＲ増加量は大きくなる傾向を示す。電縫鋼管のＹＲ増加量は、熱処理温度２００℃以上、処理時間５分以上で飽和することがわかった。従って、コーティング熱処理後のＹＲ≦９０％を保証するためには、２５０℃×１０分の熱処理後のＹＲが９０％以下であれば、種々のコーティングを行ってもコーティング後のＹＲが９０％以下となることがわかった。
【００１０】
この造管による加工歪とコーティング熱処理による時効劣化の問題に対して、式：
Ａ＝｛Ｃ−（１２/９３×Ｎｂ＋１２/４８×Ｔｉ＋１２/５１×Ｖ/３）｝/Ｃ×１００
（；Ｃ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖは同号元素の含有量（質量％）を表す。）
で定義されるＡ値が８０以下となるように成分を限定することにより、時効劣化が制御できること、および、Ａ値が２０未満では、Ｃ量に対して炭化物形成元素Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの量が過多になるため、熱間圧延時に多量の炭化物が粗大に析出し、極端に固溶Ｃが低減するため、溶接ＨＡＺの結晶粒の粗大化を招き、低温靭性の低下に繋がることも分かった。
【００１１】
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［発明項１］ 質量％で、Ｃ：０.０１〜０.１２％、Ｓｉ：０.０１〜０.８％、Ｍｎ：０.６〜１.８％、Ｐ：０.０２％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ｔｉ：０.００１〜０.０５％、Ｎｂ：０.０１〜０.１０％、Ｃａ：０.０００１〜０.００５％、Ａｌ：０.０１〜０.０６％、Ｎ：０.００６％以下、Ｏ：０.００６％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
かつ下記式（１）で定義されるＡ値が２０〜８０であり、体積％で、平均結晶粒径７μm以下のポリゴナルフェライト相：９８％以上を含む組織を有し、長手方向の伸び４％が得られる応力と同方向の引張強度の比率ＳＲが８９％以下であり、素管を２５０℃×１０分熱処理した後のＹＲが９０％以下である耐時効性に優れた低ＹＲ型電縫鋼管用熱延鋼板。
【００１２】
記
Ａ＝｛Ｃ−（12/93×Ｎｂ＋12/48×Ｔｉ）｝/Ｃ×100          ……（１）
式の右辺の元素記号はその元素の鋼中成分含有量（質量％）を表す。
［発明項２］ 質量％で、Ｃ：０.０１〜０.１２％、Ｓｉ：０.０１〜０.８％、Ｍｎ：０.６〜１.８％、Ｐ：０.０２％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ｔｉ：０.００１〜０.０５％、Ｎｂ：０.０１〜０.１０％、Ｃａ：０.０００１〜０.００５％、Ａｌ：０.０１〜０.０６％、Ｎ：０.００６％以下、Ｏ：０.００６％以下
を含有し、さらに、Ｖ：０.０１〜０.１０％、Ｃｒ：０.０１０〜０.５％、Ｃｕ：０.０１〜０.５％、Ｎｉ：０.０１〜０.５％、Ｍｏ：０.０１〜０.５％のうちの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、
かつ下記式（２）で定義されるＡ値が２０〜８０であり、体積％で、平均結晶粒径７μm以下のポリゴナルフェライト相：９８％以上を含む組織を有し、長手方向の伸び４％が得られる応力と同方向の引張強度の比率ＳＲが８９％以下であり、素管を２５０℃×１０分熱処理した後のＹＲが９０％以下である耐時効性に優れた低ＹＲ型電縫鋼管用熱延鋼板。
【００１３】
記
Ａ＝｛Ｃ−（12/93×Ｎｂ＋12/48×Ｔｉ＋12/51×Ｖ/３）｝/Ｃ×100        ……（２）
式の右辺の元素記号はその元素の鋼中成分含有量（質量％）を表す。
［発明項４］ 質量％で、Ｃ：０.０１〜０.１２％、Ｓｉ：０.０１〜０.８％、Ｍｎ：０.６〜１.８％、Ｐ：０.０２％以下、Ｓ：０.０１％以下、Ｔｉ：０.００１〜０.０５％、Ｎｂ：０.０１〜０.１０％、Ｃａ：０.０００１〜０.００５％、Ａｌ：０.０１〜０.０６％、Ｎ：０.００６％以下、Ｏ：０.００６％以下を含有し、
あるいはさらに、Ｖ：０.０１〜０.１０％、Ｃｒ：０.０１０〜０.５％、Ｃｕ：０.０１〜０.５％、Ｎｉ：０.０１〜０.５％、Ｍｏ：０.０１〜０.５％のうちの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、
かつ、Ｖを含有しない場合は下記式（１）、Ｖを含有する場合は下記式（２）でそれぞれ定義されるＡ値が２０〜８０である鋼素材を１０５０〜１３００℃の温度範囲に加熱し、１０００℃以下の累積圧下量を６０％以上として熱間圧延した後、Ａr３点以上の温度域から冷却速度１５℃/s以上で冷却し、６００℃超で滞留させた後放冷することを特徴とする耐時効性に優れた低ＹＲ型電縫鋼管用熱延鋼板の製造方法。
【００１４】
記
Ａ＝｛Ｃ−（12/93×Ｎｂ＋12/48×Ｔｉ）｝/Ｃ×100                    ……（１）
Ａ＝｛Ｃ−（12/93×Ｎｂ＋12/48×Ｔｉ＋12/51×Ｖ/３）｝/Ｃ×100      ……（２）
式の右辺の元素記号はその元素の鋼中成分含有量（質量％）を表す。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、電縫鋼管の低ＹＲ化すなわちＹＲ９０％以下、望ましくは８５％以下を達成し、かつ防食樹脂コーティング処理後も低ＹＲ化を達成することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
まず、本発明の熱延鋼板の化学組成の限定理由について述べる。成分含有量の単位は質量％であり、％と略記する。
Ｃ：０.０１〜０.１２％
Ｃは、電縫鋼管の強度、シーム靭性（電縫溶接部靭性）およびパイプライン施工時の円周溶接部靭性に影響を及ぼす元素である。炭化物形成元素であるＮｂ、Ｔｉ、ＶとＣはフェライト相中にＮｂＣ、ＴｉＣ、ＶＣなどの析出物またはこれらの複合析出物を形成させることにより強度を増加させる働きがある。また、熱間仕上圧延後の冷却制御によりフェライト変態核の発生頻度を高め微細なフェライト粒を形成させ、靭性を向上させる働きを有する。
【００１７】
Ｃ含有量が０.０１％未満では、炭化物形成が不足し強度を得るためには不十分であり、またフェライト粒の粗大化に伴い靭性が低下する。一方、０.１２％を超えて含有させると、バンド状パーライトが形成されやすくなり靭性の低下を招くだけではなく、炭化物粗大化に伴う強度低下などの不具合が発生しやすくなる。従って、０.０１〜０.１２％とする。好ましくは０.０２〜０.０９％である。
【００１８】
Ｓｉ：０.０１〜０.８％
Ｓｉは、フェライト相中のＣ活量を増加させる働きやフェライト相生成を促す働きがあり、また固溶強化による強度増加に寄与する。また、電縫溶接時、接合界面にＭｎ２ＳｉＯ４などの低融点酸化物を形成させてアプセット時に酸化物が排出されやすくする働きも有する。しかしながら、０.８％を超えると、Ｍｎ２ＳｉＯ４以外に高融点のＳｉＯ２酸化物形成量が多くなり電縫溶接部の靭性低下を引き起こす。一方、０.０１％未満にしようとすると製鋼上のコストの問題が生じる。従って、０.０１〜０.８％とする。好ましくは、０.１０〜０.５０％である。
【００１９】
Ｍｎ：０.６〜１.８％
Ｍｎは、オーステナイト/フェライト変態開始温度に大きな影響を与え、変態開始温度を低下させる働きがあり、パイプボディおよび溶接部の靭性に影響を及ぼす。また、固溶強化元素として強度増加に寄与する。しかし、含有量が０.６％未満では、上記の効果が不十分であり、一方、１.８％を超えた含有では、偏析帯を発生しやすくなる。従って、０.６〜１.８％とする。好ましくは０.８〜１.６％である。
【００２０】
Ｐ：０.０２％以下
Ｐは、固溶強化元素として有効であるが、オーステナイト/フェライト変態開始温度を大幅に上昇させる働きがあり、粗大なフェライト粒を形成しやすくなることから０.０２％以下とする。好ましくは０.０１５％以下であり、製綱コストの大幅な増加がなければもっと低くても良い。
【００２１】
Ｓ：０.０１％以下
Ｓは、粗大な介在物を形成しやすい元素であり、靭性低下やクラック進展を助長することから、できるだけ低いことが望ましい。従って、０.０１％以下とする。好ましくは０.００５％以下である。
Ｔｉ：０.００１〜０.０５％
Ｔｉは、窒化物形成能が強い元素であり、スラブ凝固過程でのＮ固着に有効な元素である。また、炭化物形成に伴い強度増加に寄与する。これらの効果は０.００１％以上で発現する。しかしながら、Ｔｉは０.０５％を超えるとオーステナイト/フェライト変態開始温度を著しく上昇させ、フェライト粒の粗大化を招きやすい。従って、０.００１〜０.０５％とする。好ましくは０.００５〜０.０３％である。
【００２２】
Ｎｂ：０.０１〜０.１０％
Ｎｂは、微細なフェライト粒（低温変態フェライト：ベイニティックフェライトを含む）を制御圧延により得るために有効な元素であり、仕上げ熱間圧延過程でのオーステナイト再結晶を遅延させる働きを有する。また、炭化物を形成することにより強度増加に寄与する。しかし、０.０１％未満ではこの効果を発揮できない。一方、０.１０％を超えると、焼入れ性が著しく上昇しシーム靭性が低下する。従って、０.０１〜０.１０％とする。好ましくは０.０３〜０.０９％である。
【００２３】
Ｃａ：０.０００１〜０.００５％
Ｃａは、硫化物の形態制御のために添加する。鋼中のＳ量に対して過剰に添加するとＣａＯクラスターおよび単体のＣａＳが発生し、不足する場合はＭｎＳが発生し靭性低下を招く。従って、０.０００１〜０.００５％とする。また、Ｓ量が多いとＣａＳクラスターが発生するため、同時にＳ量も制御することが好ましい。すなわち、鋼中のＳ量およびＯ量に応じて、次式の範囲にＣａ量を制御することが好ましい。
【００２４】
０.１≦｛Ｃａ−（130×Ｃａ＋1.8）×Ｏ｝/（1.25×Ｓ）≦３
式中、元素記号はその元素の鋼中成分含有量（質量％）を表す。
Ａｌ：０.０１〜０.０６％
Ａｌは、製綱時の脱酸目的で添加される。０.０６％を超える過度な添加は電縫溶接部にアルミナまたはアルミナ酸化物を含む複合酸化物の形成が助長され、電縫溶接部の靭性を損なう。従って、０.０１〜０.０６％とする。好ましくは０.０１５〜０.０５％である。
【００２５】
Ｎ：０.００６％以下
Ｎは、固溶状態では時効劣化を引き起こす原因となるため、Ｔｉ、Ａｌなどの窒化物として固定される。しかしながら、Ｎ量が多いとＴｉ、Ａｌなどの添加量を増加せねばならなくなるため、０.００６％以下とする。好ましくは０.００５％以下である。
Ｏ：０.００６％以下
Ｏは、酸化物系介在物として鋼中に残存し、過度に多くなると低温靭性やＣＴＯＤ（Crack tip opening displacement）特性の低下を招く。従って、０.００６％以下とする。好ましくは０.００５％以下である。
【００２６】
本発明では、以上の元素に加え、必要に応じて次の元素を添加してもよい。
Ｖ：０.０１〜０.１０％
Ｖは、Ｔｉ、Ｎｂと同様に微量添加により析出物を形成し強度増加に寄与する。その効果は０.０１％以上で顕著になるが、０.１０％を超える過剰な添加では合金コストの上昇や効果が飽和し、さらには円周溶接部の靭性低下へ繋がるため、０.０１〜０.１０％の範囲で強度に応じて選択添加するのが好ましい。より好ましくは０.０２〜０.０９％である。
【００２７】
Ｃｒ：０.０１０〜０.５％
Ｃｒは、Ｍｎと同様、オーステナイト/フェライト変態開始温度を下げる効果を有する。この効果は０.０１０％以上で顕著となる。また、Ｍｎよりも偏析しにくい傾向がある。しかしながら、Ｍｎよりも酸素との親和力が強いため、過度に添加すると電縫溶接部に酸化物が残存しやすくなる。従って０.０１０〜０.５％の範囲で選択添加するのが好ましい。より好ましくは０.０２〜０.３％である。
【００２８】
Ｃｕ：０.０１〜０.５％、Ｎｉ：０.０１〜０.５％
ＣｕおよびＮｉは、それぞれ単独で添加してもよいが好ましくは複合添加することにより、フェライト相に固溶しこれを強化することから強度増加に寄与する。また、それぞれ熱間圧延後の冷却過程におけるフェライト変態に競合するパーライト変態の開始を遅延化する働きがあり、バンド状パーライトの生成を抑制するので靭性向上に寄与する。これらの効果はＣｕ、Ｎｉとも０.０１％以上で発揮される。しかしながら、それぞれ０.５％を超える過剰な添加は合金コストの上昇を招く。従って、それぞれ０.０１〜０.５％の範囲で選択添加するのが好ましい。より好ましくは０.１〜０.４％である。
【００２９】
Ｍｏ：０.０１〜０.５％
Ｍｏは、ＣｕやＮｉと同様、フェライト相に固溶しこれを強化することから強度増加に寄与する。また、熱間圧延後の冷却過程におけるフェライト変態に競合するパーライト変態の開始を遅延化する働きがあり、バンド状パーライトの生成を抑制するので靭性向上に寄与する。また、円周溶接部のＨＡＺ(Heat Affected.Zone)での結晶粒粗大化を防止する働きもある。これらの効果は０.０１％以上で発揮される。しかしながら、０.５％を超える添加は合金コストの上昇を招き、逆に溶接部の靭性を低下させる。従って、０.０１〜０.５％の範囲で選択添加するのが好ましい。より好ましくは０.１〜０.４％である。
【００３０】
次に、Ｃと炭化物形成元素Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの量的関係を規定した点について述べる。電縫溶接鋼管製造時の加工歪とラインパイプの防食樹脂コーティング熱処理による時効硬化により発現するＹＲ上昇を防止するためには、鋼中Ｃ量と炭化物形成元素Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの各含有量とのバランスを取る必要がある。すなわち、Ｖを含まない場合は式（１）Ａ＝｛Ｃ−（12/93×Ｎｂ＋12/48×Ｔｉ）｝/Ｃ×100、Ｖを含まない場合は式（２）Ａ＝｛Ｃ−（12/93×Ｎｂ＋12/48×Ｔｉ＋12/51×Ｖ/３）｝/Ｃ×100で定義されるＡ値を８０以下に規制することにより、フェライト相中の固溶ＣをＴｉ、Ｎｂ、Ｖ炭化物およびセメンタイト（パーライト）により低減させ、時効劣化を抑制する。すなわち、Ａ値が８０を超える場合は、時効劣化によりＹＲが上昇する。
【００３１】
一方、Ａ値が２０未満では、Ｃ量に対して炭化物形成元素Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの添加量が過多になるため、熱間圧延過程にて多量の炭化物が粗大に析出し、極端に固溶Ｃが低減するため、シーム部およびＨＡＺの結晶粒の粗大化を招き、低温靭性の低下に繋がる。従って、Ａ値は２０〜８０の範囲とする。好ましくは３０〜７０の範囲である。
次に、電縫鋼管の低ＹＲ化９０％以下、望ましくは８５％以下を達成するために熱延鋼板に必要な特性について述べる。用いられる熱延鋼板の機械的特性と造管後の機械的特性について解析した結果を図１に示す。熱延鋼板の段階で低ＹＲを達成していても、造管後は必ずしも低ＹＲを達成できないことがわかった。
【００３２】
すなわち、鋼板の引張特性から求められるＹＲ（全伸び法０.５％歪での耐力を引張強度で割った値）が７０％以下であっても、造管後の低ＹＲ化が達成できないことが判明した。ＵＯＥ鋼管では、製造プロセス上パイプ長手方向に加わる造管歪が小さい上に、拡管成形により真円度を得るために、パイプ長手方向から引張試験片を切出して引張試験を実施するとほぼ素材の機械的特性に近いものが得られ、時には造管前のＹＲよりも低ＹＲ化する。一方、電縫鋼管では、絞り加工により成形が行われ、かつサイジングにより真円度を出すため、パイプ長手方向へ引張応力が働き、ＵＯＥ鋼管よりも大きな歪（３％以上）を受けるため、造管前の引張試験によるＹＲが造管後のＹＲに対応しない。
【００３３】
これに対し、図２に示すように、長手方向（圧延方向に平行な方向＝パイプ長手方向に平行とされる方向）の伸び４％が得られる応力を同方向の引張強度で割った比率ＳＲを８９％以下にすることにより、電縫鋼管の長手方向のＹＲを９０％以下に制御できる。
なお、熱延鋼板の長手方向のＳＲ８９％以下を安定して達成するには、鋼板は、ポリゴナルフェライト単相鋼（鋼板組織のポリゴナルフェライト相分率が９８体積％以上の鋼）あるいはＴＲＩＰ（Transformation induced plasticity）鋼であることが好ましい。もっとも、製造のしやすさの点からは、ポリゴナルフェライト単相鋼の方がより好ましく、さらに好ましくは平均結晶粒径が７μｍ以下のポリゴナルフェライト単相鋼である。
【００３４】
次に、本発明の熱延鋼板の製造方法を述べる。
長手方向のＳＲが８９％以下になる熱延鋼板は、本発明の組成要件を満たす鋼素材（スラブ）を熱間圧延するにあたって、スラブ加熱温度、熱間圧延、冷却およびその後の熱履歴を次のように規制することによって製造することができる。
スラブ加熱温度：１０５０〜１３００℃の温度範囲
スラブ加熱では、スラブ凝固過程で生成するＴｉ、Ｎｂ、Ｖの析出物を溶体化することが重要であり、少なくとも１０５０℃以上の加熱温度が必要である。一方、１３００℃を超える加熱温度ではオーステナイト粒の粗大化が顕著になり、熱延鋼板のフェライト粒も粗大化するため低温靭性の低下が起こる。従って、１０５０〜１３００℃とする。好ましくは１１００〜１２５０℃である。
【００３５】
熱間圧延での圧下量：１０００℃以下の累積圧下量を６０％以上
１０００℃以下の累積圧下量を６０％以上とすることにより、オーステナイト粒の整粒化と引き続くオーステナイト未再結晶域でのオーステナイト粒界への歪蓄積やアスペクト比の増大が十分に行われ、組織の微細化が進行し、靭性が改善する。１０００℃以下での累積圧下量が６０％未満では、オーステナイト粒の整粒化とオーステナイト未再結晶域でのオーステナイト粒径への歪蓄積が不十分となり、その後のフェライト変態により生成する粒の粗大化や混粒化が起こり、靭性低下を招く。
【００３６】
冷却速度：Ａｒ３点以上の温度域から冷却速度１５℃/s以上で冷却
Ａｒ３点以上の温度域から冷却を開始し、フェライト変態の過冷度を大きくすることにより組織の微細化を図る。Ａｒ３点を下回ってから冷却開始するのでは十分な効果が得られない。冷却速度１５℃/ｓ以上で冷却（好ましくは水冷）することは、この段階でのポリゴナルフェライトの生成を抑え、粒内の固溶Ｃ量が高いベイニティックフェライトを得るために必要であり、この固溶Ｃは引き続く熱処理過程において炭化物析出へ消費されることにより、長手方向のＳＲを低下させる。一方、冷却速度が１５℃/s未満では、粒内の固溶Ｃ量低下により炭化物析出が不十分となり強度低下を招く。ここで、Ａｒ３点は、次式の計算値を用いる。
【００３７】
Ａｒ３＝８８０−４００Ｃ＋２５Ｓｉ−７０Ｍｎ−３５Ｎｉ−２０Ｃｕ−２５Ｃｒ−３０Ｍｏ＋３００Ｔｉ
（右辺の元素記号はその元素の鋼中成分含有量（質量％）を表す。ただし、式中の元素が不可避的不純物である場合、その含有量は０として計算する。）
冷却後の熱履歴：６００℃超で滞留させた後放冷
冷却速度を制御することにより、固溶Ｃを含む微細なベイニティックフェライトが形成された後、６００℃超えで滞留させる。熱間圧延プロセスでは、コイル状に鋼帯を巻き取るので、この巻取り温度を６００℃超にすれば良い。巻取り工程のない厚板プロセスでは保熱または加熱炉などにより熱処理を行っても良い。
【００３８】
本発明において肝腎な点は、固溶Ｃを含む微細なベイニティックフェライトを６００℃超えの温度域で滞留させることにより、析出物を形成させて粒内の固溶Ｃを低減させるとともに低ＳＲ化させるところにある。この熱処理中に、ベイニティックフェライト内の転位が回復し、細粒なポリゴナルフェライトに変化し、固溶ＣはＴｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物あるいはセメンタイト（パーライト）へ変化することにより低下し、低ＳＲ化が達成される。
【実施例】
【００３９】
以下、実施例を挙げて本発明をさらに詳しく説明する。なお、以下の説明中、ＹＲ、ＳＲはそれぞれ次式で算出される量である。
ＹＲ＝伸び０.５％での応力/引張強度（×100％）（；分子、分母は同じ引張試験片での測定値）
ＳＲ＝伸び４％での応力/引張強度（×100％）（；分子、分母は同じ引張試験片での測定値）
（実施例１）
表１に示す鋼組成（残部Ｆｅおよび不可避的不純物）になるスラブを鋼素材に用い、熱間圧延ミルにより熱延鋼板を製造した。製品サイズは板厚１２.７ｍｍ、板幅１９１５ｍｍとした。この熱延鋼板について、長手方向の引張試験によりＳＲを測定し、また、長手方向断面の組織をＯＭ（光学顕微鏡）あるいはＳＥＭ（走査電子顕微鏡）観察により同定し、画像解析により平均結晶粒径および体積率を算出した。
【００４０】
この熱延鋼板を用いて、外径２４インチの電縫鋼管を製造し、得られた管（素管）について長手方向の引張試験により素管ＹＲを測定し、さらに、素管から切出した試験片について樹脂コーティング熱処理相当の２５０℃×１０分の熱処理を行った後、長手方向の引張試験により時効後ＹＲを測定し、また、素管の電縫溶接部（シーム部）からシャルピー試験片を採取し、シャルピー試験して測定した５０％破面遷移温度（ｖＴｒｓ）でシーム靭性を評価した。これらの結果を表２に示す。
【００４１】
【表１】
0004788146.tif 000002
【００４２】
【表２】
0004788146.tif 000003
【００４３】
鋼組成およびＡ値が本発明範囲内にあり、かつＳＲが８９％以下である発明例（鋼Ｎｏ.１〜４）は、鋼管の素管および時効後でＹＲ９０％以下の低ＹＲを示し、かつシーム靭性も良好である。
これに対し、比較例をみると、鋼Ｎｏ.５は、Ａ値が８０超のため時効後ＹＲが９０％を超えており耐時効性が良くない。鋼Ｎｏ.６は、Ａ値が２０未満のため、素管および時効後のＹＲは良好であるが、シーム靭性が低下している。鋼Ｎｏ.７は、鋼中炭素量が多く、Ａ値が８０を超えたため、素管および時効後のＹＲは良好であるが、シーム靭性が低下している。
（実施例２）
表３に示す化学組成（残部Ｆｅおよび不可避的不純物）になるスラブを鋼素材に用い、熱間圧延ミルにより熱延鋼板を製造した。製品サイズは板厚１７.５ｍｍ、板幅１９０１ｍｍとした。この熱延鋼板について、長手方向の引張試験によりＹＲおよびＳＲを測定し、また、長手方向断面の組織をＯＭ（光学顕微鏡）あるいはＳＥＭ（走査電子顕微鏡）観察により同定し、画像解析により平均結晶粒径および体積率を算出した。
【００４４】
この熱延鋼板を用いて、外径２４インチの電縫鋼管を製造し、得られた管（素管）について長手方向の引張試験により素管ＹＲを測定し、さらに、素管から切出した試験片について樹脂コーティング熱処理相当の２５０℃×１０分の熱処理を行った後、長手方向の引張試験により時効後ＹＲを測定し、また、素管の電縫溶接部（シーム部）からシャルピー試験片を採取し、シャルピー試験して測定した５０％破面遷移温度（ｖＴｒｓ）でシーム靭性を評価した。これらの結果を表４に示す。
【００４５】
【表３】
0004788146.tif 000004
【００４６】
【表４】
0004788146.tif 000005
【００４７】
鋼組成およびＡ値が本発明範囲内にあり、かつＳＲが８９％以下である発明例（鋼Ｎｏ.８〜１３）は、鋼管の素管および時効後でＹＲ９０％以下の低ＹＲを示し、かつシーム靭性も良好である。
これに対し、比較例をみると、鋼Ｎｏ.１４は、熱延鋼板では低ＹＲを示すがＳＲが９０％であるため、素管および時効後のＹＲが９０％を超えており、造管後の低ＹＲ化が達成できていない。鋼Ｎｏ.１５は鋼Ｎｏ.１４と同様であり、加えてシーム靭性が低下している。鋼Ｎｏ.１６は熱延鋼板のＹＲおよびＳＲともに８９％以下の良好な値を示すが、Ａ値が−４１であるため、シーム靭性が低下している。
（実施例３）
表１、表３に示した鋼組成になるスラブのうちからいくつか選んで鋼素材に用い、表５に示す製造方法で鋼管用素材としての熱延鋼板を製造し、該鋼板を素材として電縫鋼管を製造した。素材（鋼板）サイズは板厚１２.７ｍｍで板幅１９１１ｍｍとし、鋼管サイズは外径２４インチである。
【００４８】
素材について、実施例２と同じ方法で、ＹＲ、ＳＲを求め、かつ組織の同定と平均結晶粒径および体積率の算出を行った。また、鋼管について、実施例２と同じ方法で、素管ＹＲ、時効後ＹＲ、シーム靭性を求めた。これらの結果を表５に示す。
【００４９】
【表５】
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【００５０】
本発明要件を満たす発明例（記号１７、１８、２０、２３、２６、２７、２８、２９、３０）は、素管ＹＲおよび時効後ＹＲともに９０％以下の低ＹＲを示し、かつシーム靭性は−４０℃以下の良好な特性を示す。
一方、比較例についてみると、記号１９は、巻取りの熱処理温度が低いため、Ｎｂ、Ｔｉの炭化物形成が十分に行われず、ベイニティックフェライトへの固溶Ｃ量が多くなり、かつポリゴナルフェライト化しないため、ＳＲが増加し鋼管のＹＲの上昇を招いた。
【００５１】
記号２１は、冷却速度が遅くてベイニティックフェライトが形成されず、その後の熱処理によりＮｂ、Ｔｉの炭化物形成が十分に進行しないため、ＳＲが増加し鋼管のＹＲ上昇を招いた。記号２２は、冷却開始温度が低いため、冷却前にフェライト変態が進行し、ポリゴナルフェライトとベイニティックフェライトおよびベイナイトの混合組織となって、Ｎｂ、Ｔｉの炭化物形成が不均一化し、ＳＲが増加し鋼管のＹＲの上昇を招いた。
【００５２】
記号２４は、累積圧下率が小さいため、オーステナイト粒径の粗大化と未再結晶オーステナイト域でのオーステナイト結晶粒界への歪蓄積が不十分となり、微細なベイニティックフェライト組織が形成されない。従って、その後の熱処理によるＴｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物形成が十分に進行しないため、ＳＲ％が増加し鋼管のＹＲ上昇を招いた。
記号２５は、スラブ加熱温度が高いため、オーステナイト粒径の粗大化と未再結晶オーステナイト域でのオーステナイト結晶粒界への歪蓄積が不十分となり、微細なベイニティックフェライト組織が形成されない。従って、その後の熱処理によるＴｉ、Ｎｂ、Ｖの炭化物形成が十分に進行しないため、ＳＲが増加し鋼管のＹＲ上昇を招いた。
【００５３】
記号３１はＡ値が７と低いため、Ｃ量に対してＴｉ、Ｎｂの添加量が炭化物形成限度を超過し、熱間圧延過程にて多量の炭化物が粗大に析出し、極端に固溶Ｃが低減するため、結晶粒の粗大化を招き、シーム靭性の低下を招いた。記号３２は、熱処理温度が低く、かつＡ値が高いため、フェライトとマルテンサイトの二相組織で一部ベイナイトを含む軟質および硬質の二相混合組織を呈するため、素材ＹＲは低いがＳＲは高くなり、鋼管ＹＲも増加した。
【産業上の利用可能性】
【００５４】
本発明の鋼板は、電縫鋼管の製造に利用できる。また、本発明の方法は、熱間圧延ミルに適用することが最も好ましいが、厚板ミルによる厚板製造にも適用できる。この方法で製造された熱延鋼板は、電縫鋼管の長手方向の低ＹＲ化を達成し、かつ防食樹脂コーティング処理等の熱処理を受けた後のＹＲ上昇が小さい電縫鋼管を製造できる。
【図面の簡単な説明】
【００５５】
【図１】熱延鋼板の長手方向のＹＲと電縫鋼管の長手方向のＹＲの関係を示すグラフである。
【図２】熱延鋼板の長手方向のＳＲと電縫鋼管の長手方向のＹＲの関係を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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