(57)【要約】【課題】            電縫鋼管用素材として好適なコイル内材質均質性に優れた高強度の熱延鋼帯及びかかる鋼帯を仕上圧延−コイル巻き取りの熱延ままの状態で得ることができる手段を提供する。【解決手段】        Ｎｂ及びＶを含む炭化物、窒化物又は炭窒化物からなる微細析出物により析出強化されたベイニティックフェライトを主相とする金属組織を有し、該ベイニティックフェライトは平均粒径ｄが１.２μｍ以上２.５μｍ以下、かつ、圧延方向平均粒径ｄＲの板厚方向平均粒径ｄＮに対する比ｄＲ／ｄＮが２未満であり、前記ベイニティックフェライトを除く第２相が金属組織中に占める第２相分率Ｖｆ(ｓ)が体積比で２％未満であるとともにセメンタイトが金属組織中に占めるセメンタイト分率Ｖｆ(θ)が０.５％以下であり、かつ、Ｖｆ(ｓ)／３＋Ｖｆ（θ）≦０.６％を満足するものである。【選択図】          図４
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｎｂ及びＶを含む炭化物、窒化物又は炭窒化物からなる微細析出物により析出強化されたベイニティックフェライトを主相とする金属組織を有する熱延鋼帯であって、
前記ベイニティックフェライトは平均粒径ｄが１.２μｍ以上２.５μｍ以下、かつ、圧延方向平均粒径ｄＲの板厚方向平均粒径ｄＮに対する比ｄＲ／ｄＮが２未満であり、
前記ベイニティックフェライトを除く第２相が金属組織中に占める第２相分率Ｖｆ(ｓ)が体積比で２％未満であるとともにセメンタイトが金属組織中に占めるセメンタイト分率Ｖｆ(θ)が０.５％以下であり、かつ、Ｖｆ(ｓ)／３＋Ｖｆ（θ）≦０.６％を満足することを特徴とする強度が６２０ＭＰａ以上、靭性ＤＷＴＴ  ＳＡＴＴが−２０℃以下である材質均質性の優れた熱延鋼帯。
【請求項２】
質量％でＣ:０.０１％〜０.０４％、Ｓｉ:０.４％以下、Ｍｎ:０.５〜２.５％、Ｐ:０.０１５％以下、Ｓ:０.００５％以下、Ａｌ:０.１％以下、Ｎ:０.００６％以下、Ｎｂ:０.０１％〜０.１％、Ｖ:０.１％以下、Ｍｏ:０.０５〜０.４％を含有し、残部が実質的にＦｅからなる化学組成を有することを特徴とする請求項１記載の材質均質性に優れた熱延鋼帯。
【請求項３】
化学組成においてさらに質量％でＴｉ:０.００５〜０.０２５を含有することを特徴とする請求項２記載の材質均質性に優れた熱延鋼帯。
【請求項４】
化学組成においてＭｏ／Ｃ≧４、０.５≦(Ｃ／１２)／((Ｎｂ／９３)＋(Ｖ／５１))≦１.５を満足することことを特徴とする請求項２又は３記載の材質均質性に優れた熱延鋼帯。
【請求項５】
化学組成においてさらにＣｕ:０.５％以下及びＮｉ:０.５％以下の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項２〜４のいずれかに記載の材質均質性に優れた熱延鋼帯。
【請求項６】
化学組成においてさらにＣｒ:０.８％以下を含有することを特徴とする請求項２〜５のいずれかに記載の材質均質性に優れた熱延鋼帯。
【請求項７】
化学組成においてさらにＢ:０.００２％以下を含有することを特徴とする請求項２〜６のいずれかに記載の材質均質性に優れた熱延鋼帯。
【請求項８】
化学組成においてさらにＺｒ:０.０４％以下を含有することを特徴とする請求項２〜７のいずれかに記載の材質均質性に優れた熱延鋼帯。
【請求項９】
化学組成においてさらにＣａ:０.００５％以下及びＲＥＭ:０.００５％以下の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項２〜８のいずれかに記載の材質均質性に優れた熱延鋼帯。
【請求項１０】
請求項１〜１０のいずれかに記載の熱延鋼帯により製造された電縫鋼管。
【請求項１１】
請求項２〜９のいずれかに記載の化学組成を有する鋳片を１０００℃以上１２５０℃以下に加熱した後熱間圧延してコイル状に巻き取って熱延鋼帯を製造するに当たり、
前記熱間圧延における仕上圧延条件を９４０℃以下における総圧下率：５０％以上８５％以下、熱延仕上温度：７６０℃以上８７０℃以下、かつ該熱延仕上温度の面内変動巾：５０℃以下とし、
前記仕上圧延後の冷却−巻取り条件を平均冷却速度：３℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下、冷却後の巻取り温度：５５０℃以上６７０℃以下、該巻取り温度の熱延鋼帯の面内変動幅：８０℃以下とすることを特徴とする強度が６２０ＭＰａ以上、靭性ＤＷＴＴ  ＳＡＴＴが−２０℃以下である材質均質性の優れた熱延鋼帯の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は高強度高靭性熱延鋼帯及びその製造方法に係り、特に天然ガスや原油などを輸送するＡＰＩ  Ｘ８０グレード以上の高強度高靭性鋼管、特に電縫鋼管の製造に用いる材質均質性の優れた高強度高靭性熱延鋼帯及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
天然ガス等の輸送用パイプラインは、輸送効率向上のため高圧操業されるようになっている。そのため、その敷設に用いる鋼管は、ＡＰＩ５Ｌ規格Ｘ８０グレード、すなわち、降伏点ＹＳが８０ｋｓｉ（５５０ＭＰａ）以上、引張り強度ＴＳが６２０ＭＰａ以上の特性値を有する。
【０００３】
このような鋼管は、従来厚鋼板を素材とするＵＯＥプロセスにより製造されていたが、近年ではよりコストが低く、生産性が高い電縫鋼管が用いられるようになっている。かかる電縫鋼管はコイル状に巻き取った熱延鋼帯を連続的に巻き戻しながら所定幅にスリットし、さらにケージフォーミングミルなどを用いて管状に成形した上で高周波溶接により連続的に溶接（電縫）することにより製造される。
【０００４】
このような電縫鋼管の材質は、素材熱延鋼帯の材質によって定まり、鋼帯内の材質のばらつきは、製品である鋼管の材質のばらつきとなって現れる。したがって、ラインパイプ用の鋼管を製造するための鋼帯はその全長に亘って所定の材質特性を有し、かつそのばらつきが極力小さいことが要求される。
【０００５】
高強度の熱延鋼帯を製造するためには、一般に熱間圧延後の加速冷却による変態強化やＮｂ、Ｖ、Ｔｉ等の元素を含有させ、これらの元素を含む炭化物等をマトリックス中に微細析出させる析出強化が利用される。この変態強化や析出強化は比較的少ない合金元素の添加により高い強度を確保できる利点がある半面、製造条件の変動の影響を受けやすく材質が変動し易いという問題がある。このような問題は、Ｘ８０等の高強度グレードの素材で特に問題となる。さらに、熱延鋼帯の製造は、圧延速度が大きい連続圧延機（ホットストリップミル）を用いて行なわれるため、仕上圧延後の冷却速度の制御が難しく、またコイル巻取り前の冷却停止温度をマルテンサイト変態点以下の低温にすると、巻取り荷重が過大となるばかりかコイル形状が悪化し、工業生産がきわめて困難になるという問題もある。
【０００６】
特許文献１にはコイル状に巻き取った熱延鋼帯を酸洗後、連続焼鈍ラインで７００〜９００℃の温度に再加熱し、その温度に６０秒以上保持した後、１５℃／秒以下の冷却速度で３７０〜４５０℃の温度域まで冷却し、その温度で９０秒以上保持した後室温まで冷却する熱処理することによってコイル内材質の均一性に優れた高強度熱延鋼板を製造する手段が開示されている。
【０００７】
【特許文献１】特開２００２−１５５３１５号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかし、特許文献１に開示されている方法は、一旦巻取った熱延コイルに熱処理を施すものであり、必然的にコイルの巻戻し、再巻取りを伴うものであり、操業コストの増大を招く。また、再熱処理後の鋼帯は少なくとも３７０〜４５０℃の温度域まで冷却し、その温度で保持されるので、巻取り温度は必然的に低温にならざるを得ず、巻取り荷重が過大となるという問題を解決できない。
【０００９】
本発明は、電縫鋼管用素材として好適なコイル内材質均質性に優れた高強度の熱延鋼帯及びかかる鋼帯を仕上圧延−コイル巻取りの熱延ままの状態で得ることができる手段を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、上記の問題点を解決するため鋭意研究開発を行い、熱延鋼板においては変態強化量の変動が材質変動の主因であり、材質変動を低く抑えるにはほぼベイニティックフェライト単相の組織とすることが好ましいこと、またその強化のためにはＮｂ、Ｖを含む炭化物、窒化物又は炭窒化物からなる微細析出物を利用することを知見し、さらにそのような組織を有する鋼を製造する手段を確立したものである。本発明による熱延鋼帯は強度が６２０ＭＰａ以上、靭性ＤＷＴＴ  ＳＡＴＴが−２０℃以下であり、かつその材質均質性が優れているという特徴を有する。
【００１１】
本発明の熱延鋼帯は、Ｎｂ及びＶを含む炭化物、窒化物又は炭窒化物からなる微細析出物により析出強化されたベイニティックフェライトを主相とする金属組織を有し、該ベイニティックフェライトは平均粒径ｄが１.２μｍ以上２.５μｍ以下、かつ、圧延方向平均粒径ｄＲの板厚方向平均粒径ｄＮに対する比ｄＲ／ｄＮが２未満であり、前記ベイニティックフェライトを除く第２相が金属組織中に占める第２相分率Ｖｆ(ｓ)が体積比で２％未満であるとともにセメンタイトが金属組織中に占めるセメンタイト分率Ｖｆ(θ)が０.５％以下であり、かつ、Ｖｆ(ｓ)／３＋Ｖｆ（θ）≦０.６％を満足するものであり、強度が６２０ＭＰａ以上、靭性ＤＷＴＴ  ＳＡＴＴが−２０℃以下であり、かつ材質均質性に優れている。
【００１２】
上記発明に係る熱延鋼板は、質量％でＣ:０.０１％〜０.０４％、Ｓｉ:０.４％以下、Ｍｎ:０.５〜２.５％、Ｐ:０.０１５％以下、Ｓ:０.００５％以下、Ａｌ:０.１％以下、Ｎ:０.００６％以下、Ｎｂ:０.０１％〜０.１％、Ｖ:０.１％以下、Ｍｏ:０.０５〜０.４％を含有し、残部が実質的にＦｅからなる化学組成を有するものとすることができる。
【００１３】
上記化学組成においてさらに質量％でＴｉ:０.００５〜０.０２５を含有することができ、Ｍｏ／Ｃ≧４、０.５≦(Ｃ／１２)／((Ｎｂ／９３)＋(Ｖ／５１))≦１.５を満足するものとすることができる。
【００１４】
上記化学組成においてさらにＣｕ:０.５％以下及びＮｉ:０.５％以下の一方又は双方、Ｃｒ:０.８％以下、Ｂ:０.００２％以下、Ｚｒ:０.０４％以下、Ｃａ:０.００５％以下及びＲＥＭ:０.００５％以下を含有するものとすることができる。
【００１５】
上記熱延鋼帯を用いて電縫鋼管を製造することができる。
【００１６】
本発明の強度が６２０ＭＰａ以上、靭性ＤＷＴＴ  ＳＡＴＴが−２０℃以下であり、かつ材質均質性に優れる熱延鋼帯は、上記各化学組成を有する鋳片を１０００℃以上１２５０℃以下に加熱した後熱間圧延してコイル状に巻き取って熱延鋼帯を製造するに当たり、前記熱間圧延における仕上圧延条件を９４０℃以下における総圧下率：５０％以上８５％以下、熱延仕上温度：７６０℃以上８７０℃以下、かつ該熱延仕上温度の熱延鋼帯の面内変動巾：５０℃以下とし、前記仕上圧延後の冷却−巻取り条件を平均冷却速度：３℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下、冷却後の巻取り温度：５５０℃以上６７０℃以下、該巻取り温度の熱延鋼帯の面内変動幅：８０℃以下とすることによって製造することができる。
【発明の効果】
【００１７】
本発明により電縫鋼管用素材として好適な強度が６２０ＭＰａ以上、靭性ＤＷＴＴ  ＳＡＴＴが−２０℃以下であり、かつ材質均質性に優れる熱延鋼帯コイル内材質均質性に優れた高強度の熱延鋼帯を仕上圧延−コイル巻取りの熱延ままの状態で製造することができ、それによって天然ガス等の輸送用パイプラインに用いるＡＰＩ５Ｌ規格Ｘ８０グレードの鋼管を経済的に製造することが可能になる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
本発明に係る熱延鋼帯は、Ｎｂ及びＶを含む炭化物、窒化物又は炭窒化物からなる微細析出物により析出強化されたベイニティックフェライトを主相とする金属組織を有する。ここに、ベイニティックフェライトとは、ベイニティックフェライトのほかにこれにポリゴナルフェライト、偽ポリゴナルフェライト、アシキュラーフェライトの混合物を含むものをいう。ただし、主相中に占めるベイニティックフェライトの比率は体積比で５０％以上とする。
【００１９】
ここでベイニティックフェライトとは、マルテンサイト変態のような剪断機構及び拡散機構により変態したベイナイトに類似した組織であるが、本発明のような熱延鋼帯においては、通常、冷却停止及びその後の巻取り処理に伴う熱履歴の影響を受け、変態直後に焼き戻しされるためフェライトに性質および外観が類似したものとなる。なお、ポリゴナルフェライト、偽ポリゴナルフェライトであってもベイニティックフェライトに近い比較的低温で析出したものであれば、本発明の強度、靭性を達成し得る。また、アシキュラーフェライトのようなこれらが混合した組織であっても第２相の量を制限することにより本発明の効果が得られるため、これらの混合組織を含むものとする。したがって本発明において「ベイニティックフェライト」というときはこれらの組織のすべて含むものである。
【００２０】
金属組織の主相をベイニティックフェライト（フェライト等との混合物を含む）としたのは、ベイニティックフェライトはその生成温度によらず機械的性質が安定しており、それにより鋼帯をその全長に亘って機械的性質のばらつきの少ない材質均一性に優れたものとすることができ、かつ後述するＮｂ、Ｖ等を含む微細析出物により強化可能であるからである。
【００２１】
上記のベイニティックフェライト（ポリゴナルフェライト等との混合物を含む）以外の低温変態相、例えばマルテンサイト、下部ベイナイトや高温での変態相であるパーライトの存在は極力排除される。これらは微量であっても鋼帯内での著しい材質変動をもたらし、鋼帯内の強度のばらつきを抑制し、熱延鋼帯を材質均質性に優れたものとするという本発明の目的を達成できなくする。したがってこれら低温変態相や高温変態相の存在量は後述するようにセメンタイトを含めて金属組織中の２％以下に限定される。
【００２２】
本発明で目的とする強度６２０ＭＰａ以上、靭性ＤＷＴＴ  ＳＡＴＴが−２０℃以下とするために、本発明では(1)上記ベイニティックフェライトをＮｂ及びＶを含む炭化物、窒化物又は炭窒化物からなる微細析出物により強化するとともに、(2)ベイニティックフェライトの粒径等について一定の限定を設け、さらに(3)ベイニティックフェライトを除く第２相の存在量及びセメンタイトとの関係について一定の限定を設ける。以下、これらの限定について詳細に説明する。
【００２３】
ベイニティックフェライトの強化はＮｂ及びＶを含む炭化物、窒化物又は炭窒化物からなる微細析出物により行なわれる。本発明では、Ｎｂ及びＶを含む炭化物、窒化物又は炭窒化物からなる微細析出物により析出強化されたベイニティックフェライトの平均粒径ｄを１．２μｍ以上２．５μｍ以下とするとともに、圧延方向平均粒径ｄＲの板厚方向平均粒径ｄＮに対する比ｄＲ／ｄＮが２未満とする。
【００２４】
ベイニティックフェライトの平均粒径ｄを１．２μｍ以上２．５μｍ以下とするのは、その平均粒径を、２．５μｍ超とするとＤＷＴＴ靭性が劣化するとともに強度が低下し、一方、１．２μｍ未満とすると粒界エネルギーが大きいため、溶接時に熱影響部において粒成長が激しくなり溶接熱影響部（ＨＡＺ）の強度および靭性の劣化が著しくなるからである。
【００２５】
本発明においては、圧延方向と板厚方向の平均フェライト粒径ｄＲとｄＮの比ｄＲ／ｄＮを２以下とする必要がある。図１は、表１に示す化学組成を有する鋼片を１２００℃に再加熱し、９４０℃以下での仕上圧下条件を総圧下率６０〜６５％とし、仕上圧延温度を７４０〜７９０℃、冷却速度を平均７〜１５℃／ｓとして冷却した後５３０〜６７０℃で巻き取った板厚１２．７ｍｍの鋼帯の引張り強度（ＴＳ）を上記パラメータ「ｄＲ／ｄＮ」との関係で示したグラフである。ここに示すように上記パラメータ「ｄＲ／ｄＮ」が２以下のとき鋼帯の引張り強度（ＴＳ）が６８０ＭＰａを確実に超えることができるようになる。
【００２６】
【表１】
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【００２７】
このような関係が生ずるのは、熱延仕上圧延時に生ずる圧延ひずみの影響によりフェライト相が極度にへん平組織になると、仕上圧延時あるいは仕上圧延後の高温領域でＮｂ及びＶを含む炭化物、炭窒化物等が析出するようになり、析出硬化の効果を得られなくなるためであろうと推定される。逆にいえば、上記比の制限は、Ｎｂ及びＶを含む炭化物、炭窒化物等による析出強化を保証する要素であり、これにより所期の強度が確実に得られることになるとともに上記析出機構が安定することとなり、それにより材質変動の原因が除外できるのである。
【００２８】
なお、圧延方向の平均フェライト粒径ｄＲとは、熱延鋼板の厚さ方向（１／４）ｔ、（１／２）ｔ、および（３／４）ｔの位置において圧延方向に平行に２０００μｍの長さに亘って粒界によって区切られた切片長の算術平均値を求め、さらにこれら板厚方向３箇所の切片長の算術平均値の算術平均値を２／π１／２倍して得たものである。また、板厚方向の平均フェライト粒径ｄＮとは熱延鋼板の熱延鋼板の厚さ方向（１／４）ｔ、（１／２）ｔ、および（３／４）ｔの位置において板厚方向に平行に２０００μｍの長さに亘って粒界によって区切られた切片長の算術平均値を求め、さらにこれら板厚方向３箇所の切片長の算術平均値の算術平均値を２／π１／２倍して得たものである。なお、フェライト粒径の確定に当たっては、亜粒界のような薄い粒界を含めてすべて粒界とする。
【００２９】
上記のように粒径及び扁平率を制限したベイニティックフェライト中に微細な炭化物、炭窒化物等を析出物させることによって、強度及び靭性の確保が可能となるが、微細析出物の析出量を確保し、また鋼帯内における強度の変動を抑制するためには、ベイニティックフェライトを除く第２相が金属組織中に占める第２相分率Ｖｆ(ｓ)が体積比で２％未満であるとともにセメンタイトが金属組織中に占めるセメンタイト分率Ｖｆ(θ)が０.５％以下であり、かつ、Ｖｆ(ｓ)／３＋Ｖｆ（θ）≦０.６％を満足することとしなければならない。
【００３０】
図２は、表１に示す化学組成を有する鋼片を１２００℃に再加熱し、９４０℃以下での仕上圧下条件を総圧下率６０〜６５％とし、仕上温度を７４０〜７９０℃、冷却速度を平均７〜１５℃／ｓとして冷却した後５３０〜６７０℃で巻き取った板厚１２．７ｍｍの鋼帯の引張り強度（ＴＳ）とベイニティックフェライトを除く第２相が金属組織中に占める第２相分率Ｖｆ(ｓ)との関係を整理したグラフである。ここに示すようにベイニティックフェライトを除く第２相が金属組織中に占める第２相分率Ｖｆ(ｓ)を体積比で２％未満とすることにより鋼帯の引張り強度（ＴＳ）が６８０ＭＰａを確実に超えることができるようになる。なお、ベイニティックフェライトを除く第２相が金属組織中に占める第２相分率Ｖｆ(ｓ)が体積比で２％以上となると強度変動の原因ともなる。
【００３１】
ここに、ベイニティックフェライトを除く第２相とは、パーライト、マルテンサイト及び組織観察により容易に、ベイニティックフェライトと区別できるベイナイトをいい、非金属介在物は含まない。また、セメンタイトとは、ベイニティックフェライト粒界に存在する粒界セメンタイトを意味し、パーライトを構成するラメラーセメンタイトを含まない。
【００３２】
また、本発明ではセメンタイトが金属組織中に占めるセメンタイト分率Ｖｆ(θ)が０.５％以下としなければならない。図３は、表１に示す化学組成を有する鋼片を１２００℃に再加熱し、９４０℃以下での仕上圧下条件を総圧下率６０〜６５％とし、仕上圧延温度を７４０〜７９０℃、冷却速度を平均７〜１５℃／ｓとして冷却した後５３０〜６７０℃で巻き取った板厚１２・７ｍｍの鋼帯の引張り強度（ＴＳ）とセメンタイトが金属組織中に占めるセメンタイト分率Ｖｆ(θ)との関係を整理したグラフである。ここに示すように、ベイニティックフェライトを除く第２相が金属組織中に占める第２相分率Ｖｆ(ｓ)を体積比で２％未満とすることにより鋼帯の引張り強度（ＴＳ）が６８０ＭＰａを確実に超えることができるようになる。これに反し、セメンタイト分率Ｖｆ(θ)が０.５％以上では、ベイニティックフェライトの粒界にセメンタイトが析出した場合に、ＮｂおよびＶがセメンタイト中に取り込まれてしまい、微細炭化物、炭窒化物等の析出に寄与するこれら元素量が少なくなり、本発明の目的を達することができなくなる。
【００３３】
上記第２相分率及びセメンタイト分率Ｖｆ(θ)は、Ｖｆ(ｓ)／３＋Ｖｆ（θ）のパラメータで整理したとき、そのベイニティックフェライトに対する占積率が０.６％以下となるようにしなければならない。図４は、表１に示す化学組成を有する鋼片を１２００℃に再加熱し、９４０℃以下における仕上圧下条件を総相圧下６０〜６５％とし、仕上圧延温度を７４０〜７９０℃、冷却速度を平均７〜１５℃／ｓとして冷却した後５３０〜６７０℃で巻き取った板厚１２．７ｍｍの鋼帯の引張り強度を上記パラメータ「Ｖｆ(ｓ)／３＋Ｖｆ（θ）」との関係で示したグラフである。ここに示すように、上記パラメータが０．６以下、好ましくは０．４以下のとき引張り強さＴＳが６８０ＭＰａ以上となり、かつそのばらつきが小さくなっていることが分かる。
【００３４】
上記の組織的条件を満足する鋼帯は、強度が６２０ＭＰａ以上、靭性ＤＷＴＴ  ＳＡＴＴが−２０℃以下であり、かつ材質均質性の優れたものとなる。なお、材質均質性とは熱延された鋼帯の長さ方向の位置による強度変動が小さいこと、すなわち、長さ方向において強度の変動が中央値から５％以内にあることをいう。これにより、高圧操業され、かつ寒冷地で使用されるラインパイプ敷設に用いる鋼管に要求される諸特性を十分満足する鋼管を経済的に製造することが可能になる。
【００３５】
本発明に係る鋼は上記の組織的条件を満足すればよいが、下記の組成（単位はｍａｓｓ％）を満たすことにより一層確実に上記組織的条件及び強度、靭性の確保が可能になる。
【００３６】
Ｃ：０．０１％〜０．０４％
Ｃは鋼の高強度化に寄与する元素である。その含有量が０．０１％未満ではＮｂ，Ｖとともに炭化物を形成して強度を確保することが困難であり、０．０４％を超では、第２相分率、特に低温変態相の分率が変動して強度のばらつきが大きくなる。また、低温変態相を生じやすくなり靭性が劣化する原因になる。
【００３７】
Ｓｉ：０．４％以下
Ｓｉは電縫鋼管製造時、シーム溶接の接合面に生成するＭｎＯ系のペネトレーター欠陥を低減させる効果がある。そのためには０．１％程度含有させるのがよい。しかし、０．４％を超えると、鋼の変態点を上昇させて析出強化に寄与する析出物を粗大化させるとともに、γ−α変態時にγ相中にＣを濃化させて低温変態相を生成しやすくし靭性劣化の原因になる。
【００３８】
Ｍｎ：０．５〜２．５％
ＭｎはＡｒ３変態点を低下させてフェライト相の粗大化を防止するとともにベイニティックフェライトを安定的に生成させる元素である。その含有量が０．８％未満ではその効果が得られず、２．５％を超えると連続鋳造の際発生する偏析によるＭｎ濃化部による組織の不均一化が著しくなりスラブ割れが発生する原因となる。
【００３９】
Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下
Ｐは鋼中に不純物として含まれ、粒界に偏析して靭性を劣化させる。Ｓも鋼中に不純物として含まれ、硫化物を形成して靭性を劣化させる。そのためこれら元素はそれぞれ上限を０．０２％、０．００５％に制限する。
【００４０】
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは脱酸剤として有用であるが、過剰に存在すると電縫管製造時シーム部に酸化物を形成して接合部欠陥の原因になるため、上限を０．１％に制限する。
【００４１】
Ｎ：０．００６％以下
ＮはＮｂ、Ｖと結合して窒化物を形成してベイニティックフェライトの強化に寄与する。しかし、０．００６％を超えると、スラブ鋳造時にＮｂ、Ｖ、Ｔｉを含む粗大な複合炭化物が析出し、これがスラブ加熱時に完全には溶解しきらず、後の析出強化量に変動を生じ、材質を著しく変動させるとともに溶接部の靭性が劣化する。そのため上限を０．００６％とする。
【００４２】
Ｎｂ：０．０１％〜０．１％
Ｎｂは微細な炭化物、窒化物、炭窒化物を形成する元素であり、析出強化により強度を大幅に上昇させる効果を有する。また、フェライト粒径を細粒化させる効果により強度、特に降伏点を上昇させる元素である。これらの効果は０．０１％以上、特に０．０２％以上で顕著に現れる。しかし、０．１％を超えると、スラブ鋳造時に粗大な炭窒化物を形成し、微細析出による析出強化効果を低減させる。
【００４３】
Ｖ：０．１％以下
ＶはＮｂと同様に微細な炭化物、窒化物、炭窒化物を形成する元素であり、析出強化により強度を大幅に上昇させる効果を有する。しかし０．１％を超えると溶接性を劣化させる。そのため上限を０．１％とする。
【００４４】
Ｍｏ：０．０５〜０．４％
Ｍｏは変態相界面の移動を遅延させて析出強化量を安定的に確保する作用がある。その効果は０．０５％以上で現れる。しかし、０．４％を超えると効果が飽和するばかりか、熱間圧延時の変形抵抗が著しく増大する。
【００４５】
上記元素のほかに下記の元素を追加的に含有させ、あるいは合金元素の含有量間に一定の関係をもたせると、本発明の効果が一層確実に得られるようになる。
【００４６】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは安定な窒化物を形成して溶接熱影響部のγ粒の粗大化を防止して、溶接部の靭性を向上させる効果がある。その効果は０．００５％以上で得られる。しかし０．０２５％を超えるとTi炭化物の形成により靭性が劣化する。
【００４７】
Ｍｏ／Ｃ≦４
Ｃは前述のように強度確保には必須の元素であるが、同時にパーライトが生じやすくなり、鋼帯内での材質変動が生じやすくなる。Ｍｏはパーライトの生成を遅らせ、ベイニティックフェライトの生成を促進する。その効果はＭｏ／Ｃ比を４以上とした場合に顕著になる。
【００４８】
０．５≦（Ｃ／１２）／（（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１））≦１．５
Ｎｂ及びＶに対してＣが過剰に存在するとベイニティックフェライト間に低温変態相が生じやすくなり、逆にＣが不足するとベイニティックフェライト中にＮｂ及びＶが固溶した状態となり溶接性を劣化させる。上記関係式はこのＮｂ及びＶのＣに対する原子比を０．５〜１．５の範囲に定めるものであり、主相であるベイニティツクフェライ卜中にＮｂ及びＶを含む炭化物、窒化物又は炭窒化物からなる微細析出物を有する組織とするために有効な条件である。
【００４９】
Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下
Ｃｕ及びＮｉは固溶強化による強度を上昇させるとともにα−γ変態を遅延させる元素であり、その含有によりＮｂ及びＶの炭化物等の析出量を安定的に確保できる。しかし、その含有量が０．５％を超えると溶接熱影響部の靭性を劣化させる。そのためこれらの元素の含有量はいずれも０．５％以下の範囲とする。
【００５０】
Ｃｒ：０．８％以下
Ｃｒにはパーライト変態を遅延させる元素であり、また粒界セメンタイトを低減する効果がある。しかしその含有量が０．８％を超えると電縫管のシーム部に焼き入れ組織を生ずるおそれがあるため、上限を０．８％とする。
【００５１】
Ｂ：０．００２％以下
Ｂは高温でのフェライト変態点を防止してフェライトの硬度低下を防止する効果がある。しかし、０．００２％を超えると電縫管のシーム部に焼き入れ組織を生ずるおそれがある。
【００５２】
Ｚｒ：０．０４％以下
ＺｒはＴｉと同様に安定な窒化物を形成して溶接熱影響部のγ粒の粗大化を防止して、溶接部の靭性を向上させる効果がある。その効果は０．０４％を超えるとＺｒ炭化物の形成により靭性が劣化するので上限を０．０４％とする。
【００５３】
Ｃａ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００５％以下
Ｃａ及びＲＥＭはＳを固定して靭性を確保する効果がある。しかし、過剰に含有させても効果が飽和するばかりか、鋼の清浄度を損なうので上限を０．００５％とする。
【００５４】
本発明に係る鋼は、上記の組成を有するスラブを加熱後、粗圧延、仕上圧延を行って最終厚さの鋼帯とし、これに加速冷却を行った後に所定温度で巻き取ることにより製造することができる。その主たる条件は下記のとおりである。
【００５５】
鋳片加熱温度：１０００℃以上１２５０℃以下
鋳片加熱温度が１０００℃未満では析出強化に寄与するＮｂ、Ｖが充分固溶せず、１２５０℃を超えると加熱時にγ粒が粗大化して靭性が劣化する。
【００５６】
９４０℃以下における総圧下率：５０％以上８５％以下
熱間仕上圧延を９４０℃以下行うことによりγ相の再結晶が遅延して歪が蓄積し、γ−α変態時にフェライト粒が微細化して強度及び靭性が向上する。その効果は９４０℃以下における総圧下率が５０％未満では充分ではなく、８５％を超えると変形抵抗が増大して圧延に支障をきたす。なお、９４０℃以下における総圧下率とは、ホットストリップミルの仕上圧延機列を構成する圧延スタンドでの入側温度が９４０℃以下に到達した後の累積圧下率をいい、温度は赤外放射温度計によるのが一般的である。
【００５７】
熱延仕上温度：８７０℃以下７６０℃以上
熱延仕上温度は仕上圧延後冷却までの歪の回復に影響するため、８７０℃以下とすることが望ましい。しかし、７６０℃未満であると、仕上圧延時に熱延コイル後端部および幅側端部が温度低下により強度が低下する。このため、熱延仕上温度は７６０℃以上８７０℃以下とすることが望ましい。
【００５８】
熱延仕上温度の面内の変動幅：５０℃以内
熱延された鋼帯の仕上温度が鋼帯面内でばらつくと、仕上圧延後冷却までの歪の回復量が鋼帯内で変動して材質安定性が確保できなくなる。そのため熱延仕上温度の面内変動幅を５０℃以内とすることが望ましい。なお、熱延仕上温度とは、ホットストリップミルの仕上圧延機列を構成する最終圧延スタンドでの出側において赤外放射温度計等により測定される鋼帯の表面温度をいう。その面内の変動幅とは、鋼帯長手方向の実測温度（ただし、鋼帯の先後端部の実測温度は除く）を基準に決定される最高温度−最低温度をいう。
【００５９】
仕上圧延後の冷却速度：平均３℃／ｓ以上５０℃／ｓ以下
パーライト変態を阻止し、鋼帯の組織をベイニティックフェライト主体の組織とするには、冷却速度を３℃／s以上とすることが必要である。しかし、冷却速度が５０℃／ｓ以上となると、巻取り温度の制御が困難になるため、冷却速度は３℃／ｓ以上５０℃／ｓとする。
【００６０】
巻取り温度：６７０℃以下５５０℃以上
巻取り温度はベイニティックフェライト内にＮｂ及びＶを含む炭化物、窒化物又は炭窒化物からなる微細析出物を析出させ、安定に保持するために６７０℃以下５５０℃以上とする必要がある。巻取り温度が６７０℃超であるとパーライトが生成してしまうことがあり、その部分で十分な強度が確保できず、材質均質性が確保できなくなる。一方、巻取り温度が５５０℃未満であると微細析出物の析出量が不十分となり、十分な強度が得られなくなくなる。
【００６１】
巻取り温度の面内変動幅:８０℃以下
巻取り温度の面内変動幅８０℃超えると、局部的に強度のばらつきを生じ鋼帯の全長、前幅における材質均質性を確保することができなくなる。巻取り温度は、通例のごとくホットストリップミル後面側に設けられた巻取り機の前面に設けた赤外放射温度計等により測定される。本発明では、この温度測定を鋼帯の全長に亘り行い、鋼帯長手方向の実測温度（ただし、鋼帯の先後端部の実測温度は除く）を基準に決定される最高温度−最低温度を巻取温度の面内変動幅とする。
【実施例】
【００６２】
表２に示す組成を有するスラブを準備し、表３に示す条件により熱延鋼帯を製造した。得られた板厚１２．７ｍｍの熱延鋼帯の長手方向両端部及び中間部のそれぞれ幅方向１／２及び１／４の位置から試料を採取し材料試験を行った。試験結果は表４に示すとおりである。
【００６３】
【表２】
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【００６４】
【表３】
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【００６５】
【表４】
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【図面の簡単な説明】
【００６６】
【図１】鋼帯の引張り強度（ＴＳ）をパラメータ「ｄＲ／ｄＮ」との関係で示したグラフである。
【図２】鋼帯の引張り強度（ＴＳ）とベイニティックフェライトを除く第２相が金属組織中に占める第２相分率Ｖｆ(ｓ)が体積比との関係で整理したグラフである。
【図３】鋼帯の引張り強度（ＴＳ）とセメンタイトが金属組織中に占めるセメンタイト分率Ｖｆ(θ)との関係で整理したグラフである。
【図４】鋼帯の引張り強度をパラメータ「Ｖｆ(ｓ)／３＋Ｖｆ（θ）」との関係で示したグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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