(57)【要約】【課題】板厚18mm以上の厚手材において、溶接部靭性に優れた高強度熱延鋼板を、その有利な製造方法とともに提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：0.01〜0.05％未満、Si：1.0％以下、Mn：0.3〜2.0％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.015％以下、Al：0.005〜0.10％、Ｎ：0.0050％以下、Ｂ：0.001〜0.0050％、Ti：0.005〜0.05％、Nb：0.030〜0.10％を含み、かつ、Si、Mnが0.8Si≦Mn≦Si＋1.2を、Ti、Nb、Ｃが0.5＜（Ti＋Nb/２）/Ｃ＜4.0を満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼組成を有し、さらにベイニティックフェライトおよび／またはフェライトからなる組織を有する熱延鋼板とする。これにより、高強度と、母材靭性、電縫溶接部靭性および円周溶接部靭性にともに優れた電縫鋼管が製造できる。なお、析出Ｂ量を10ppm以下となるように組成を調整することにより、強度および溶接部靭性の顕著な向上をもたらすとともに、シームアニ−ル後の電縫溶接部硬さと母材硬さの硬さとの差を低減できる。【選択図】図１
2007138289.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.01〜0.05％未満、             Si：1.0％以下、
Mn：0.3〜2.0％、                   Ｐ：0.025％以下、
Ｓ：0.015％以下、                  Al：0.005〜0.10％、
Ｎ：0.0050％以下、                 Ｂ：0.0001〜0.0050％、
Ti：0.005〜0.05％、                Nb：0.030〜0.10％
を含み、かつ、Si、Mnが下記（１）式を、Ti、Nb、Ｃが下記（２）式をそれぞれ満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼組成と、さらにベイニティックフェライトおよび／またはフェライトからなる金属組織とを有し、板厚18mm以上であることを特徴とする厚手高強度熱延鋼板。
記
0.8Si  ≦  Mn  ≦  Si＋1.2            ……（１）
0.5＜（Ti＋Nb/２）/Ｃ＜4.0            ……（２）
ここで、Si、Mn、Ti、Nb、Ｃ：各元素の含有量（質量％）
【請求項２】
質量％で、
Ｃ：0.01〜0.035％、                Si：1.0％以下、
Mn：0.3〜2.0％、                   Ｐ：0.025％以下、
Ｓ：0.015％以下、                  Al：0.005〜0.10％、
Ｎ：0.0050％以下、                 Ｂ：0.0001〜0.0050％、
Ti：0.005〜0.05％、                Nb：0.030〜0.10％
を含み、かつ、Si、Mnが下記（１）式を、Ti、Nb、Ｃが下記（２）式をそれぞれ満足するように含有し、前記Ｂのうち析出Ｂが０〜0.0010％であり、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼組成と、さらに体積率で20〜80％のフェライトと残部がベイニティックフェライトからなる金属組織とを有し、板厚18mm以上であることを特徴とする厚手高強度熱延鋼板。
記
0.8Si  ≦  Mn  ≦  Si＋1.2            ……（１）
0.5＜（Ti＋Nb/２）/Ｃ＜4.0            ……（２）
ここで、Si、Mn、Ti、Nb、Ｃ：各元素の含有量（質量％）
【請求項３】
前記鋼組成に加えてさらに、質量％で、Mo：1.0％以下、Cu：2.0％以下、Ni：1.5％以下、Ｖ：1.0％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する鋼組成とすることを特徴とする請求項１または２に記載の厚手高強度熱延鋼板。
【請求項４】
質量％で、
Ｃ：0.01〜0.05％未満、             Si：1.0％以下、
Mn：0.3〜2.0％、                   Ｐ：0.025％以下、
Ｓ：0.015％以下、                  Al：0.005〜0.10％、
Ｎ：0.0050％以下、                 Ｂ：0.0001〜0.0050％、
Ti：0.005〜0.05％、                Nb：0.030〜0.10％
を含み、かつ、Si、Mnが下記（１）式を、Ti、Nb、Ｃが下記（２）式を満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼組成をもつ鋼素材を、熱間圧延工程にて板厚18mm以上とする仕上圧延を行い、該仕上圧延後、巻き取るまでの冷却速度を15℃/ｓ以下とすることを特徴とする厚手高強度熱延鋼板の製造方法。
記
0.8Si  ≦  Mn  ≦  Si＋1.2            ……（１）
0.5＜（Ti＋Nb/２）/Ｃ＜4.0            ……（２）
ここで、Si、Mn、Ti、Nb、Ｃ：各元素の含有量（質量％）
【請求項５】
前記冷却速度を１℃/ｓ以上とし、前記仕上圧延後の巻き取りの温度を650℃以上800℃以下とすることを特徴とする請求項４に記載の厚手高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項６】
質量％で、
Ｃ：0.01〜0.035％、                Si：1.0％以下、
Mn：0.3〜2.0％、                   Ｐ：0.025％以下、
Ｓ：0.015％以下、                  Al：0.005〜0.10％、
Ｎ：0.0050％以下、                 Ｂ：0.0002〜0.0020％、
Ti：0.005〜0.05％、                Nb：0.030〜0.10％
を含み、かつ、Si、Mnが下記（１）式を、Ti、Nb、Ｃが下記（２）式を満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼組成をもつ鋼素材を、熱間圧延工程にて板厚18mm以上とする仕上圧延を行い、該仕上圧延後、巻き取るまでの冷却速度を２℃/ｓ以上15℃/ｓ以下とし、650〜750℃で巻き取ることを特徴とする厚手高強度熱延鋼板の製造方法。
記
0.8Si  ≦  Mn  ≦  Si＋1.2            ……（１）
0.5＜（Ti＋Nb/２）/Ｃ＜4.0            ……（２）
ここで、Si、Mn、Ti、Nb、Ｃ：各元素の含有量（質量％）
【請求項７】
前記鋼組成に加えてさらに、質量％で、Mo：1.0％以下、Cu：2.0％以下、Ni：1.5％以下、Ｖ：1.0％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する鋼組成とすることを特徴とする請求項４ないし６のいずれかに記載の厚手高強度熱延鋼板の製造方法。
【請求項８】
請求項２または３に記載の厚手高強度熱延鋼板を略円筒形状に造管してオープン管となし、該オープン管の端部同士を電縫溶接してなる電縫鋼管であって、シームアンニ−ル後に、前記電縫溶接部の硬さが、｛（電縫溶接部の平均硬さ）−（母材硬さ）｝で30HV以下であることを特徴とする電縫鋼管。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、油井管のコンダクターケーシングに用いられる厚手電縫鋼管、ラインパイプ用電縫鋼管、建築・土木用の鋼管およびカラム、その他一般の構造材などの用途に用いて好適な、靭性に優れる板厚18mm以上の厚手高強度熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。なお、鋼板には、鋼帯をも含むものとする。ここでいう高強度とは、引張強さTSが490MPa以上である場合をいう。
【背景技術】
【０００２】
油井管のコンダクターケーシングに用いられる厚手電縫鋼管、ラインパイプ用電縫鋼管、建築・土木用の鋼管およびカラムなどの鋼管素材として用いられる熱延鋼板には、構造材として必要な強度および靭性などの特性を具備することが要求されている。
このような用途に用いられる熱延鋼板の製造技術については、これまでに多くの提案がなされてきた。例えば、特許文献１、特許文献２、特許文献３、特許文献４には、優れた強度と靭性を両立させる技術として、TMCP（Thermo-Mechanical Control Process）と呼ばれる加工熱処理と、熱間圧延後の急冷（制御冷却）を組み合わせた技術が記載されている。
【０００３】
しかしながら、特許文献１、特許文献２、特許文献３、特許文献４に記載された技術では、以下に示す、（ａ）、（ｂ）のような問題があった。また、今後のニーズに必ずしも対応できないという問題もあった。
（ａ）TMCPでは、圧延による変形が板厚方向で均一にならず、特に板厚が厚くなると顕著となり、板厚方向の材質不均一が発生しやすい。すなわち、TMCPでは厚み方向、巾方向、長手方向の材質不均一が発生しやすい。特に圧延速度が速い熱間圧延ミルで、板厚が厚い場合には問題となる。また、熱間圧延後の制御冷却による強冷却では、コイル長手方向の材質差を生じ易く、さらに、板厚方向での冷却履歴が表層部と中心部では異なるため材質制御が困難となる。すなわち、制御冷却では、急冷された鋼板（鋼帯）をコイル状に巻取る際、板厚が厚くなるとコイル巻取り時の負荷が甚大になり、巻取りが困難になるうえ、厚み方向、巾方向、長手方向の材質不均一により巻き形状が崩れやすい。
【０００４】
（ｂ）TMCPにおいては、Mn、Ｖ、Moなどの強化元素への依存度が高く、これらの強化元素量が多くなると鋼の焼入れ性が増し、溶接部の硬度が上昇し易く、島状マルテンサイト発生による溶接部靭性の劣化が生じ易い。特に板厚が厚い場合にはその傾向が強くなる。
このような問題に対し、例えば特許文献５には、Ｃ：0.005〜0.030％未満とし、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎを適正量に調整して含有するとともに、Ｂ：0.0002〜0.0100％含有し、さらにTi：0.20％以下、Nb：0.25％以下のうちの１種または２種を、（Ti＋Nb/2）/Ｃ：４以上を満足するように含有する鋼を熱間圧延したのち、５℃/ｓ以上20℃/ｓ以下の速度で冷却し、引続き550℃超〜700℃の温度範囲で巻き取る、靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献５に記載された技術によれば、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組織となり、粒内固溶Ｃ量が1.0〜4.0ppmに適正化され、析出炭化物を強度の向上に有効に利用でき、固溶Ｃが低い場合に従来見られた粒径粗大化に起因する強度低下を抑制でき、靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板が得られるとしている。
【特許文献１】特公昭62‐23056号公報
【特許文献２】特開昭62‐112722号公報
【特許文献３】特開平７‐34125号公報
【特許文献４】特開2000‐8124号公報
【特許文献５】特許第3390596号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかし、特許文献５に記載された技術で製造された熱延鋼板は、高靭性でかつ低降伏比を有する鋼板であるが、固溶Ｃ量が極度に低いため、パイプライン建設時の現地溶接、すなわち円周溶接性に問題があった。
本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、API-５L-Ｘ56級以上の高強度電縫溶接鋼管用素材として、電縫鋼管の円周溶接部靭性の向上を考慮した、板厚18mm以上の厚手熱延鋼板およびその製造方法を提供することを主目的とし、さらには、厚み方向、幅方向、長さ方向における材質の不均一性、また材質不均一によるコイル巻き形状不良や溶接性の低下を招くこと無しに、靱性に優れた高強度熱延鋼板の有利な製造方法を提供することを目的とする。
【０００６】
なお、Ｘ56級以上の電縫溶接鋼管向け熱延鋼板の具体的な材料目標値として、例えば、
板厚：18mm以上
強度：引張強さTSが490MPa以上
母材及び溶接部靭性：シャルピー衝撃試験の破面遷移温度vTrsが−30℃以下（溶接部靭性は電縫溶接（ERW）部と円周溶接部とを含む）
板厚方向の硬度バラツキ：（最高硬さ−最低硬さ）が40Hv以下
が例示できる。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者らは、板厚18mm以上の厚手熱延鋼板にて、板厚方向、巾方向、およびコイル長手方向の材質変動を抑制し、かつ巻き形状を改善し、電縫溶接（シーム溶接）部および円周溶接部の靱性を良好にすることを目的に、化学成分および製造条件の影響について鋭意検討した。その結果、低Ｃ系鋼をベースとして、Nb、Ti等の炭化物形成元素の添加およびＢの微量添加、Si‐Mnバランスの調整によるフェライト変態温度と炭化物析出温度の適正化、Nb、Ti、Ｃバランスの適正化、さらに仕上圧延から巻取りまでの冷却速度や、巻取り温度などの製造条件の適正化を行うことにより、組織をフェライトおよび／またはベイニティックフェライト組織とすることができ、母材靭性および電縫溶接部を含めた円周溶接部靭性が改善するという知見を得た。
【０００８】
また、更なる研究により、本発明者らは、Ｃを0.01〜0.035質量％の狭い範囲内に調整し、Ｂのうち析出Ｂ量を0.0010質量％以下（０質量％を含む）に低減し、組織を適正量のポリゴナルフェライトを含み残部がベイニティックフェライトである複合組織とすることにより、靭性が顕著に向上し、さらには電縫溶接鋼管としたのちのシームアニールによる電縫溶接（シーム溶接）部の硬さ増加が少ないという知見を得た。
【０００９】
以下に、本発明に至った経緯について更に詳細に説明する。
まず、質量％で、Ｃ：0.008〜0.080％、Si：0.10〜0.51％、Mn：0.51〜1.50％、Ｐ：0.015％、Ｓ：0.003％、Al：0.035％、Ti：0.009〜0.089％、Nb：0.025〜0.155％、Ｎ：0.0025％、Ｂ：0.0001〜0.0010％を含み、（Ti＋Nb/２）/Ｃ：0.4〜8.89の範囲で変化させた鋼スラブを、スラブ加熱温度1200℃、熱間仕上圧延開始温度1050℃、熱間圧延仕上温度880℃、熱間圧延後の冷却速度を３〜５℃/ｓとし、巻取り温度を700℃として、板厚25.4mmの熱延鋼板（鋼帯）を製造した。すなわち、いわゆるTMCPとその後の急冷処理の組合せになる従来の製造方法とは異なる方法で製造した。この方法は格段特別にミルパワーが大きな熱延ミルでなくとも、板厚25.4mm材を巻き取ることが可能である。
【００１０】
ついで、得られた熱延鋼板を素材として、造管ラインにて外径26インチの電縫鋼管を製造した。
母材靱性を評価するために、得られた熱延鋼板の靭性を調査した。また電縫溶接部靱性を評価するために、電縫鋼管の電縫溶接部の靭性を調査した。さらに、電縫鋼管の円周溶接部の靱性を評価するために、入熱4.5kJ/mmの溶接部の粗粒域HAZ（CGHAZ）相当の模擬熱サイクルを付与した試験片を作製し、靭性を調査した。試験片に付与した熱サイクルを図３に示す。靭性は、シャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度vTrsを求めて評価した。なお、vTrsは脆性破面率が50％になる温度である。得られたvTrsを、（Ti＋Nb/２）/Ｃとの関係で整理し、図１に示す。なお、図１には、熱延鋼板の板厚を15.6mmとする以外は、上記と同様にして、熱延鋼板、電縫鋼管を製造し、同様に母材靭性、電縫溶接部靭性、円周溶接部靭性を評価した結果も併記して示す。
【００１１】
図１から、板厚15.6mm、25.4mmのいずれの場合においても、（Ti＋Nb/２）/Ｃが0.5以下の場合は、母材靭性、電縫溶接部靭性および円周溶接部靭性が共に低下していることがわかる。また、板厚15.6mmの場合には、（Ti＋Nb/２）/Ｃが4.0以上の場合であっても、優れた母材靭性、電縫溶接部靭性および円周溶接部靭性が得られる。一方、板厚が25.4mmとなると、（Ti＋Nb/２）/Ｃが4.0以上の場合に、母材では優れた靭性が得られるが、電縫溶接部ではvTrsが−40℃程度と高い温度を示し、また、円周溶接部ではvTrsが−20℃より高い温度を示し、いずれも靭性が低下している。すなわち、板厚が25.4mmと厚くなっても、（Ti＋Nb/２）/Ｃが0.5超え4.0未満となる場合には、製造条件を高温巻取りでかつ緩冷却条件としても、母材靭性および溶接部靭性がともに優れ、バランスが良い特性を有する鋼板が得られることがわかった。
【００１２】
板厚が25.4mmの厚い場合で、（Ti＋Nb/２）/Ｃが0.5以下の場合に、母材靭性および溶接部靭性が低下する理由は、熱間圧延時の仕上圧延温度が高いため、TMCPの効果がなく、かつ緩冷却での冷却が行われるため、パーライトがバンド状に析出あるいは、粗大なマルテンサイトやベイナイトが形成されるため、母材靭性が低下したものと考えられる。また、溶接部靭性が低下する理由も同様であると推察される。一方、（Ti＋Nb/２）/Ｃが4.0以上の場合には、余剰なＣが無くなるため、パーライトのバンド状析出や粗大なマルテンサイトの形成が起こりにくくなる。このため、母材靭性は著しく向上する。しかし、電縫溶接部では、板厚が厚いため、シームアニールの入熱量が薄手材よりも多くなる傾向にあり、シームアニールに際し粒成長が起こり、靭性低下が起こるものと考えられる。さらに、円周溶接部では、シームアニールよりも入熱量が大きいため、CGHAZの靭性が低下しやすい。その理由としては、余剰Ｃがないため、析出物のオストワルド成長が進行しやすく、結晶粒界のピン止め力の低下が起こり、結晶粒粗大化が生じたためと考えられる。
【００１３】
このような理由から、本発明では、Nb、Ti、Ｃバランスを、次（２）式
0.5＜（Ti＋Nb/２）/Ｃ＜4.0        ……（２）
ここで、Ti、Nb、Ｃ：各元素の含有量（質量％）
を満足するように制御することとした。
次に、質量％で、Ｃ：0.020〜0.035％、Ｐ：0.015％、Ｓ：0.003％、Al：0.035％、Ti：0.009〜0.013％、Nb：0.045〜0.055％、Ｎ：0.0025％、Ｂ：0.0005〜0.0008％を含み、SiとMn量をSi：0.20〜1.1％、Mn：0.20〜2.3％の範囲に変化させた鋼スラブに、スラブ加熱温度1200℃、熱間仕上圧延開始温度1050℃、熱間圧延仕上温度880℃とする熱間圧延を施し、熱間圧延後の冷却速度を３〜５℃/ｓとして冷却し、コイル巻取り温度を700℃として巻取り、板厚25.4mmの熱延鋼板（鋼帯）とした。この製造方法は、いわゆるTMCPとその後の急冷処理の組合せになる従来の製造方法とは、異なる製造方法である。
【００１４】
得られた熱延鋼板を素材として、造管ラインにて外径26インチの電縫鋼管を製造した。
得られた熱延鋼板について、母材引張強さTS、および得られた電縫鋼管について、電縫溶接部靭性vTrsを求めた。得られた結果を、Mn含有量とSi含有量の関係で図２に示す。図２中の円中心がSi、Mn量（質量％）に対応し、円中の上段は母材引張強さTS（MPa）、下段は電縫溶接部の靭性vTrsを示す。母材のTS：490MPa以上の高強度と、電縫溶接部の靭性vTrs：−30℃以下、の電縫溶接部の高靭性とが両立する範囲は、図２から、Si：1.0％以下、Mn：0.3〜2.0％の範囲でかつ次（１）式
0.8Si  ≦  Mn  ≦  Si＋1.2                     ……（１）
（ここで、Si、Mn：各元素の含有量（質量％））
を満足する範囲であることがわかる。
【００１５】
強度と靭性を両立させるためには、オーステナイト相の結晶粒粗大化を抑えることが必要であり、そのためには、仕上圧延後のオーステナイト相へのNbＣ析出開始温度とAr3変態点を調整することが重要となる。オーステナイト相へのNbＣ析出開始温度とAr3変態点を調整するためにはSi、Mnバランスを適正範囲に制御することが肝要である。
TMCPフリーで高生産性を目的とする本発明の場合には、熱間圧延の仕上圧延温度が高くかつ圧延後の冷却速度が遅い。このような場合に、オーステナイト相の結晶粒粗大化を抑えて細粒フェライトを得るためには、オーステナイト相へのNbＣの析出を進行させオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制させたのち、フェライト変態を起こさせることが必要となる。そのためには、Mn は0.8Si以上とすることが必要である。一方、Mnが（Si＋1.2）を超える場合は、溶接部に硬質相が形成されやすくなるため、溶接部靭性が低下する。また、Siが1.0％超の場合には、溶接部にペネトレータと呼ばれる酸化物が残存しやすいため、溶接部靱性が低下する。また、Mnが2.0％超の場合には島状マルテンサイトが形成されやすく、溶接部靭性が低下しやすくなる。
【００１６】
このような理由から、本発明では、Si：1.0％以下、Mn：0.3〜2.0％で、かつ前記（１）式を満足するようにSi、Mnバランスを調整することとした。本発明の構成は以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.01〜0.05％未満、Si：1.0％以下、Mn：0.3〜2.0％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.015％以下、Al：0.005〜0.10％、Ｎ：0.0050％以下、Ｂ：0.0001〜0.0050％、Ti：0.005〜0.05％、Nb：0.030〜0.10％を含み、かつ、Si、Mnが次（１）式
0.8Si  ≦  Mn  ≦  Si＋1.2          ……（１）
を、Ti、Nb、Ｃが次（２）式
0.5＜（Ti＋Nb/2）/Ｃ＜4.0           ……（２）
（ここで、Si、Mn、Ti、Nb、Ｃ：各元素の含有量（質量％））
をそれぞれ満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼組成と、さらにベイニティックフェライトおよび／またはフェライトからなる金属組織とを有し、板厚18mm以上であることを特徴とする厚手高強度熱延鋼板。
【００１７】
（２）質量％で、Ｃ：0.01〜0.035％、Si：1.0％以下、Mn：0.3〜2.0％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.015％以下、Al：0.005〜0.10％、Ｎ：0.0050％以下、Ｂ：0.0001〜0.0050％、Ti：0.005〜0.05％、Nb：0.030〜0.10％を含み、かつ、Si、Mnが前記（１）式を、Ti、Nb、Ｃが前記（２）式をそれぞれ満足するように含有し、前記Ｂのうち析出Ｂが０〜0.0010％であり、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼組成と、さらに体積率で20〜80％のフェライトと残部がベイニティックフェライトからなる金属組織とを有し、板厚18mm以上であることを特徴とする厚手高強度熱延鋼板。
【００１８】
（３）（１）または（２）において、前記鋼組成に加えてさらに、質量％で、Mo：1.0％以下、Cu：2.0％以下、Ni：1.5％以下、Ｖ：1.0％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する鋼組成とすることを特徴とする厚手高強度熱延鋼板。
（４）質量％で、Ｃ：0.01〜0.05％未満、Si：1.0％以下、Mn：0.3〜2.0％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.015％以下、Al：0.005〜0.10％、Ｎ：0.0050％以下、Ｂ：0.0001〜0.0050％、Ti：0.005〜0.05％、Nb：0.030〜0.10％を含み、かつ、Si、Mnが次（１）式
0.8Si  ≦  Mn  ≦  Si＋1.2            ……（１）
を、Ti、Nb、Ｃが次（２）式
0.5＜（Ti＋Nb/２）/Ｃ＜4.0            ……（２）
（ここで、Si、Mn、Ti、Nb、Ｃ：各元素の含有量（質量％））
をそれぞれ満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼組成をもつ鋼素材を、熱間圧延工程にて板厚18mm以上とする仕上圧延を行い、該仕上圧延後、巻き取るまでの冷却速度を15℃/ｓ以下とすることを特徴とする厚手高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１９】
（５）（４）において、前記冷却速度を１℃/ｓ以上とし、前記仕上圧延後の巻き取りの温度を650℃以上800℃以下とすることを特徴とする厚手高強度熱延鋼板の製造方法。
（６）質量％で、Ｃ：0.01〜0.035％、Si：1.0％以下、Mn：0.3〜2.0％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.015％以下、Al：0.005〜0.10％、Ｎ：0.0050％以下、Ｂ：0.0001〜0.0050％、Ti：0.005〜0.05％、Nb：0.030〜0.10％を含み、かつ、Si、Mnが前記（１）式を、Ti、Nb、Ｃが前記（２）式をそれぞれ満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼組成をもつ鋼素材を、熱間圧延工程にて板厚18mm以上とする仕上圧延を行い、該仕上圧延後、巻き取るまでの冷却速度を２℃/ｓ以上15℃/ｓ以下とし、650〜750℃で巻き取ることを特徴とする厚手高強度熱延鋼板の製造方法。
【００２０】
（７）（４）ないし（６）のいずれかにおいて、前記鋼組成に加えてさらに、質量％で、Mo：1.0％以下、Cu：2.0％以下、Ni：1.5％以下、Ｖ：1.0％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する鋼組成とすることを特徴とする厚手高強度熱延鋼板の製造方法。
（８）（２）または（３）に記載の厚手高強度熱延鋼板を略円筒形状に造管してオープン管となし、該オープン管の端部同士を電縫溶接してなる電縫鋼管であって、シームアンニール後に、前記電縫溶接部の硬さが、｛（電縫溶接部の平均硬さ）−（母材硬さ）｝で30HV以下であることを特徴とする電縫鋼管。
【発明の効果】
【００２１】
本発明によれば、板厚18mm以上の厚手材において、Ｘ56級の電縫溶接鋼管用として好適な、母材及び溶接部靭性に優れた高強度熱延鋼板を得ることができ、電縫溶接部靭性および円周溶接部靭性に優れた電縫溶接鋼管を容易にしかも安価に製造できるという効果を奏する。また、さらに本発明によれば、厚み方向、巾方向、長さ方向における材質の不均一性、また材質不均一によるコイル巻き形状不良や溶接性の低下を防止できるという効果もある。また、本発明になる板厚18mm以上の厚手高強度熱延鋼板は、母材靭性および溶接熱影響部靭性に優れ、油井管のコンダクターケーシング用厚手電縫鋼管、ラインパイプ用電縫鋼管、建築・土木用鋼管およびカラム、その他一般の構造材などの用途に好適である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２２】
本発明の熱延鋼板は、板厚18mm以上、好ましくは25.4mm（１inch）以上の厚手熱延鋼板である。
まず、本発明熱延鋼板における化学成分の限定理由について説明する。なお、以下の説明において、各元素の含有量％は全て質量％を意味する。
Ｃ：0.01〜0.05％未満
Ｃは、Nb、Ti、Ｖなどと炭化物を形成し強度上昇に寄与する元素である。0.01％未満の含有ではその効果が乏しいだけではなく、著しく結晶粒の粗大化を招き、母材の強度低下および溶接部の靭性低下を引き起こす。一方、0.05％以上含有すると、多量のNbやTiを含有しても過剰な固溶Ｃが残存しやすく、粒界へセメンタイトが析出し、また溶接部にマルテンサイトなどの硬質相が形成されやすく、靭性低下の原因となる。従って、Ｃは0.01〜0.05％未満、好ましくは0.015％〜0.045％、さらに好ましくは0.035％以下である。Ｃ含有量が0.035％を超えると、Ｂのうち析出Ｂ量が増加し、靭性が低下するとともに、シームアニール後の電縫溶接部の硬さ増加や硬さ変動が著しくなり、電縫溶接部と母材との硬度差が30HVを超えて大きくなり、熱影響部破断の危険性が増大する。
【００２３】
Si：1.0％以下
Siは強化元素として有効であり、本発明では0.01％以上含有することが望ましいが、1.0％を超える場合は、溶接部へ珪酸、Mn珪酸などの酸化物が残存しやすくなり、溶接部靭性が低下する。従って、Siは1.0％以下に限定した、なお、好ましくは0.7％以下である。
Mn：0.3〜2.0％
Mnは、強化元素として有効な元素であるが、2.0％を超えて含有すると溶接部硬さが上昇し、溶接割れを引き起こす。また、島状マルテンサイトが形成され易いため、靭性低下の原因となる。一方、0.3％未満ではフェライト変態開始温度が高くなり、十分にオーステナイトヘのNbＣ析出が進行する前にフェライト変態が起こる。このため、結晶粒粗大化を招き、強度低下及び靭性低下を引き起こす。従って、Mnは0.3〜2.0％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.4％〜1.4％である。
【００２４】
SiとMnバランス：次（１）式
0.8Si ≦ Mn ≦ Si＋1.2      ……（１）
ここで、Si、Mn：各元素の含有量（質量％）
強度と靭性を両立させるためには、仕上圧延後のオーステナイト相へのNbＣ析出開始温度とAr3変態点を調整することが重要であり、SiとMnのバランスを適正範囲に制御することが肝要である。Mn含有量を、0.8Si以上とすることにより、熱間圧延時の仕上圧延後の冷却過程において、オーステナイト相へNbＣ析出を進行させてオーステナイト結晶粒粗大化を抑制させたのち、フェライト変態が進行する。一方、Mn含有量が、Si＋1.2超える場合は、溶接部に硬質相が形成されやすくなるため、溶接部靱性が低下する。このような理由から、SiとMnバランスは（１）式を満足するように調整することとした。
【００２５】
Ｐ：0.025％以下
Ｐは、強度を増加し靭性を低下させる元素であるが、0.025％以下では著しい靭性低下は起こらないが、0.025％を超えて含有すると、結晶粒界へのＰ偏析が顕著となり、靭性が低下する。従って、Ｐは0.025％以下に限定した。なお、好ましくは0.020％以下である。
【００２６】
Ｓ：0.015％以下
Ｓは、硫化物を形成し延性、靭性を低下させる元素であり、極力低減することが望ましいが、0.015％以下であれば許容できる。従って、Ｓは0.015％以下に限定した。なお、好ましくは0.010％以下である。
Al：0.005〜0.10％
Alは、脱酸素剤として機能し、かつＮ固定のために有効な元素である。その効果を得るためには、0.005％以上の含有が必要である。一方、0.10％を超える含有では、製鋼コストの増加を招く。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0.010〜0.08％である。
【００２７】
Ｎ：0.0050％以下
Ｎは、固溶状態では靭性の低下や降伏比YRの上昇を招くため、Al、Ti、Ｂなどの窒化物として固定することが好ましい。Ｎ量が多くなると、Al、Ti、Ｂなどの窒化物固定元素を多く含有する必要がありコスト上昇を招くだけでなく、溶接時の窒化物再溶解、冷却時の再析出による溶接部の硬さ上昇による溶接割れの危険性が高くなる。従って、Ｎは0.0050％以下に限定した。なお、好ましくは0.0040％以下である。
【００２８】
Ｂ：0.0001〜0.0050％
Ｂは、結晶粒成長を抑制し、強度と靭性を両立させるために有効な元素である。この効果を得るためには0.0001％以上の含有が必要である。一方、0.0050％を超える含有は、過剰な焼入れ作用により、特に溶接部靭性を低下させる。従って、Ｂは0.0001〜0.0050％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0002〜0.0020％であり、より好ましくは0.0003〜0.0015％である。更なる靭性向上のためには、Ｂのうち析出物となっているＢ量、析出Ｂ量を10ppm以下（０ppmを含む）に限定することが好ましい。なお、より好ましくは７ppm以下である。析出Ｂは、ホウ炭化物、Fe23（Ｃ，Ｂ）6であると考えられ、Ｃを0.035％以下に限定することにより析出Ｂ量を10ppm以下（０ppmを含む）とすることができる。
【００２９】
Ti：0.005〜0.05％
Tiは、固溶Ｃ量の制御に重要な役割を果たし、また有効なＮ固定元素であり、その効果は0.005％以上の含有で発揮される。一方、0.05％を超える含有は、著しくフェライト変態点を上昇させ、熱間圧延時の仕上げ圧延後の冷却過程でのオーステナイトヘのNbＣ析出が阻害され、フェライト粒の粗大化を招く。従って、Tiは0.005〜0.05％の範囲に限定した。
【００３０】
Nb：0.030〜0.10％
Nbは、固溶Ｃ量の制御に重要な役割を果たし、またNbＣ析出により強度上昇に寄与する元素である。さらに、Nbは、熱間圧延時の仕上圧延後の冷却過程において、オーステナイト相へのNbＣ析出を進行させてオーステナイト結晶粒粗大化を抑制する働きを有する。このような効果を得るためには0.030％以上の含有が必要である。一方、0.10％を超える含有は、溶接部の硬度上昇を招き溶接不良の原因となる。従って、Nbは0.030〜0.10％の範囲に限定した。
【００３１】
Ti、Nb、Ｃバランス：次（２）式
0.5＜（Ti＋Nb/２）/Ｃ＜4.0              ……（２）
（ここで、Ti、Nb、Ｃ：各元素の含有量（質量％））
Ti、Nb、Ｃバランス：（Ti＋Nb/２）/Ｃが、0.5以下では、母材靭性および溶接部靭性が低下する。これは、パーライトがバンド状に析出するか、あるいは、粗大マルテンサイトが形成するためである。Ti、Nb、Ｃバランス：（Ti＋Nb/２）/Ｃが4.0以上では、余剰なＣが無くなり、パーライトのバンド状析出や粗大マルテンサイトの形成が起こりにくくなるため、母材靭性は著しく向上するが、電縫溶接部では、板厚が厚いため、シームアニールの入熱量が薄手材よりも多くなる傾向にあり、シームアニールに際し粒成長が起こり、電縫溶接部の靭性低下が起こる。このため、Ti、Nb、Ｃバランス：（Ti＋Nb/２）/Ｃを、0.5超え4.0未満に限定した。
【００３２】
以上の成分が、基本成分であるが、基本組成に加えてさらに、以下に示す選択元素を必要に応じて含有できる。
Mo：1.0％以下、Cu：2.0％以下、Ni：1.5％以下、Ｖ：1.0％以下のうちから選ばれる１種または２種以上
Mo、Cu、Ni、Ｖは、いずれも強化元素として補助的に使用される元素であり、必要に応じて選択して含有できる。しかし、過剰に含有すると、溶接部の靭性低下などの問題を引き起こす。このため、上記の含有量に限定することが好ましい。
【００３３】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
つぎに、本発明熱延鋼板における組織の限定理由について説明する。
本発明の熱延鋼板では、組織はベイニティックフェライトおよび／またはフェライトとする。なかでも、ベイニティックフェライトとフェライト（ポリゴナルフェライト）からなる二相複合組織とすることが好ましい。これにより、強度が上昇するとともに、靭性が顕著に向上する。なお、二相複合組織では、フェライト（ポリゴナルフェライト）は体積率で20〜80％とすることが、強度と靭性の両立の観点からより好ましい。フェライト（ポリゴナルフェライト）が80％を超えて多くなると、強度が低下する。一方、フェライト（ポリゴナルフェライト）が20％未満では、靭性の顕著な向上が期待できない。このような組織は、Nb、Ti、Ｃバランス：（Ti＋Nb/２）/Ｃを0.5超え〜4.0未満に制御し、パーライト及び島状マルテンサイトなどの形成を低減させること、さらにはＢによるフェライト変態の遅延効果によりベイニティックフェライトが生成することにより確保できる。また、ベイニティックフェライトとフェライト（ポリゴナルフェライト）以外の第二相は体積率で５％以下に限定することが靭性向上の観点からより好ましい。
【００３４】
つぎに本発明熱延鋼板の好ましい製造方法について説明する。
本発明の熱延鋼板の製造方法は、高温の仕上圧延開始温度、高温の仕上圧延終了温度、緩冷却、高温の巻取りといったTMCPフリーの製造方法である。
本発明の製造方法で使用する鋼素材の製造方法は、特に限定されないが、上記した組成の溶鋼を、転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
【００３５】
本発明では、得られた鋼素材に、熱間圧延工程を施し、熱延鋼板とする。熱間圧延工程は、鋼素材の加熱工程、粗圧延工程、および仕上圧延工程からなることが好ましい。鋼素材の温度が高い場合には、鋼素材の加熱工程を省略して、例えば、連続鋳造後直ちに熱間圧延工程を行ってもよい。一方、鋼素材の温度が低い場合には、加熱温度SRT：1100〜1300℃として、鋼素材を加熱する加熱工程を施すことが好ましい。なお、省エネルギーの観点から、加熱温度は1200℃以下1150℃以上の温度範囲とすることが好ましい。なお、連続鋳造後直ちに熱間圧延を行う場合は、保熱もしくは端部の加熱を行うことが好ましい。
【００３６】
加熱された鋼素材は、粗圧延工程を施される。粗圧延工程の条件は、所望の寸法形状のシートバーとすることができる条件であれば、とくに限定されない。
粗圧延工程後、シートバーは、ついで仕上圧延工程を施される。なお、仕上圧延開始までの滞留時間については、特に規制されない。
【００３７】
仕上圧延開始温度FETは、1000〜1100℃の範囲の温度とすることが好ましい。FETが1000℃未満と低くなると、仕上圧延開始前の滞留時間が長くなり、熱間圧延の時間当りの処理重量が低下し生産性が低下する。一方、1100℃を超えて高温となると、オーステナイト粒の微細化が達成できなくなる。また、仕上圧延終了温度FTは、800〜950℃の範囲の温度とすることが好ましい。FTが800℃未満と低くなると、オーステナイトとフェライトの２相域圧延となり、圧延方向に伸張したフェライトが混在する組織となり好ましくない。また、FTが950℃を超えて高くなると、オーステナイト粒の粗大化を招く。従って、仕上圧延終了温度FTは、800〜950℃とすることが好ましい。なお、この仕上圧延で、板厚が18mm以上の鋼板に仕上げられる。
【００３８】
熱間圧延工程を終了したのち、鋼板は冷却され、巻き取られるが、巻取りまでの冷却過程では、板厚中心位置の冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度で15℃/ｓ以下とする。15℃/ｓを超える冷却速度では、ベイナイトが生成し、ベイニティックフェライトおよび／またはフェライト（ポリゴナルフェライト）からなる組織とすることができない。さらに、平均で、15℃/ｓを超える冷却速度では、オーステナイト相へのNbＣ析出が不十分となり、フェライト粒内へ歪が残存しフェライト相の靭性低下や円周溶接の溶接熱影響部HAZの軟化の原因となる。また、板厚18mm以上の厚手熱延鋼帯の全長にわたり、15℃/ｓを超える冷却速度を付与することは非常に困難であり、また鋼板の表裏層と板厚中心部で材質の変動が生じ易い。従って、熱間圧延後巻取りまでの冷却速度は平均で15℃/ｓ以下に限定した。なお、好ましくは10℃/ｓ以下である。また、冷却速度が１℃/ｓ未満ではオーステナイト相の結晶粒粗大化が進行し、その結果、強度低下を招く。このため、熱間圧延後巻取りまでの冷却速度は、平均で１℃/ｓ以上とするのが好ましい。なお、より好ましくは３℃/ｓ以上である。
【００３９】
巻取り温度CTは、650℃以上800℃以下とすることが好ましい。炭化物NbＣの析出による粒内の固溶Ｃの低減量や、析出強化の程度は、巻取り温度CTの影響が大きい。粒内の固溶Ｃの低減や析出硬化は、コイル巻取り後の徐冷過程で主に進行する。CTが650℃未満では板厚方向での表裏側と板厚中心部での温度差が大きくなり、熱延鋼板の材質ばらつきの原因となるだけでなく、コイラー能カによっては巻き取ることができない場合も生ずる。一方、巻取り温度CTが800℃を超えると、フェライト変態開始が遅れ、粗大な結晶粒が形成されるだけでなく、固溶Ｃ量が無くなり、IF化されるため、強度低下及び靭性低下を招く。従って、巻取り温度CTは650℃〜800℃の範囲の温度とすることが好ましい。なお、さらに好ましくは660〜790℃である。
【００４０】
上記した製造方法で製造された厚手高強度熱延鋼板は、ついで、略円筒形状に造管してオープン管となし、該オープン管の端部同士を電縫溶接して高強度電縫鋼管とされる。とくに、Ｃ：0.010〜0.035％に調整され、析出Ｂ量を0.0010％以下とした熱延鋼板を用いて製造された電縫鋼管では、シームアンニール後の、電縫溶接部の硬さは、｛（電縫溶接部の平均硬さ）−（母材硬さ）｝で30HV以下となる。
【実施例１】
【００４１】
表１に示す種々の成分組成からなるスラブ（鋼素材）を加熱温度1100〜1200℃で再加熱した後、粗圧延終了温度を1030〜1090℃、仕上圧延開始温度を1020〜1080℃、仕上圧延終了温度を850〜910℃、仕上圧延後の冷却速度を３〜６℃/ｓ、巻取り温度を670〜730℃の範囲に制御した熱間圧延を行った。仕上サイズは25mm厚×2040mm幅の熱延鋼帯（鋼板）とした。
【００４２】
かくして得られた熱延鋼板について、組織観察、引張試験、衝撃試験を実施し、組織、引張強さ、靭性を評価した。試験方法は次の通りとした。
（１）組織観察
得られた熱延鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）を研磨、腐食して、光学顕微鏡（倍率：500倍）を用いて組織を観察し、組織の種類、分率を測定した。
【００４３】
（２）引張試験
得られた熱延鋼板から、引張方向が圧延方向に直角となるように板状試験片（平行部幅：0.5inch、標点間距離：２inch）を採取し、ASTM E 8の規定に準拠して、引張試験を実施し、引張強さTSを求めた。
（３）衝撃試験
得られた熱延鋼板の板厚の1/2ｔ位置から、試験片の長さ方向が圧延方向と直角方向となるようにＶノッチ試験片を採取し、JIS Z 2242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。
また、得られた熱延鋼板を用いて、外径26インチの電縫鋼管を作製した。これら電縫鋼管について、電縫溶接部の衝撃試験を実施し、電縫溶接部靭性を評価した。試験方法は次の通りとした。
【００４４】
（４）電縫溶接部衝撃試験
得られた電縫鋼管の板厚中央部から、ノッチ部が電縫溶接部となるようにＶノッチ試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度vTrsを求め、電縫溶接部靭性を評価した。
また、円周溶接部の靭性について調査した。
【００４５】
（５）円周溶接部靭性試験
得られた熱延鋼板から熱サイクル試験片を採取し、熱サイクル試験片に、図３に示す、約4.5kJ/mmの円周溶接のCGHAZに相当する模擬熱サイクルを付与したのち、シャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度vTrsを求め、円周溶接部靭性を評価した。
【００４６】
得られた結果を表２に合わせて示す。
【００４７】
【表１】
2007138289.tif 000003
【００４８】
【表２】
2007138289.tif 000004
【００４９】
本発明例（鋼板No. ３〜No.８、No.14、No.16、No.18、No.20〜22）はいずれも、ベイニティックフェライト、フェライト（ポリゴナルフェライト）またはそれらの２相複合組織が得られ、かつ強度と電縫溶接鋼管の電縫溶接部靭性および円周溶接部靭性が良好であることが判る。なお、強度はＸ56級電縫溶接鋼管用熱延鋼板としてTSが490MPa以上、靭性はvTrsが−30℃未満を目標とした。
【００５０】
また、Ti、Nb、Ｃバランスが（２）式を、Si、Mnバランスが（１）式を満足しない鋼板は、溶接部靭性が低下している。
鋼板No.１、No.２（比較例）はTi、Nb、Ｃバランスが（２）式を低く外れている（0.5≧（Ti＋Nb/２）/Ｃ）ため、組織がフェライト＋パーライトを呈し、電縫溶接部に硬質な第２相が形成され易く溶接部靭性が低下している。鋼板No.９〜No.12（比較例）は、組織がフェライトまたはベイニティックフェライトを呈し、かつ強度が490MPa以上を満足するが、Ti、Nb、Ｃバランスが（２）式を高く外れている（4.0≦（Ti＋Nb/２）/Ｃ）ため、固溶Ｃが極端に低減し、溶接部靭性が低下している。
【００５１】
鋼板No.13〜No.24は、Ti、Nb、Ｃバランスが（２）式を満足しているが、Mn含有量が本発明範囲を低く外れる鋼板No.13は、結晶粒が粗大なフェライト組織となり強度および母材靭性、溶接部靭性が低下している。また、Si含有量が本発明範囲を高く外れる鋼板No.23は、溶接部にペネトレータが形成され、著しく溶接部靭性が低下している。Si、Mnバランスが（１）式を高く外れる(Mn＞Si＋1.2)鋼板No.15、No.19、No.24は母材にて粗大でかつ硬質なベイナイト相が析出し、また溶接部にも硬質なベイナイトまたは島状マルテンサイトが形成されるため、靭性が低下している。鋼板No.17はSi、Mnバランスが（１）式を低く外れる（Mn＜0.8Si）ため、結晶粒粗大化がおこり、強度低下および靭性低下が起こっている。
【実施例２】
【００５２】
表１に示す鋼No.５の組成からなるスラブ（鋼素材）を加熱温度1100〜1200℃で再加熱した後、粗圧延終了温度を1030〜1090℃、仕上圧延開始温度を1020〜1080℃、仕上圧延終了温度を850〜910℃、仕上圧延後の冷却速度を0.5〜20℃/ｓ、巻取り温度を450〜850℃の範囲に制御した熱間圧延を行った。仕上サイズは25mm厚×2040mm幅の熱延鋼板（鋼帯）とした。熱間圧延、冷却、巻取り条件を表３に示す。
【００５３】
かくして得られた熱延鋼板について、組織観察、引張試験、衝撃試験を実施し、組織、引張強さ、靭性を評価した。試験方法は、実施例１と同様にした。
また、得られた熱延鋼板を用いて、外径26インチの電縫鋼管を作製した。これら電縫鋼管について、電縫溶接部の衝撃試験を実施し、電縫溶接部靭性を評価した。試験方法は実施例１と同様とした。
【００５４】
また、円周溶接部の靭性について実施例１と同様に調査した。
さらに、得られた熱延鋼板（鋼帯）の硬さを、板厚方向へ１mmピッチでマイクロビッカース硬度計（試験力：9.8N）により測定し、硬さHV1の最大値と最小値との差により硬度のバラツキを評価した。
得られた結果を表４に合わせて示す。
【００５５】
【表３】
2007138289.tif 000005
【００５６】
【表４】
2007138289.tif 000006
【００５７】
仕上圧延後の冷却速度が15℃/ｓ以下である、鋼板No. 5A〜5Jでは、フェライトもしくはベイニティックフェライト組織またはフェライト＋ベイニティックフェライト組織となっており、母材のvTrsが−90℃以下、電縫溶接部のvTrsが−40℃以下、円周溶接部のvTrsが−35℃以下という高い靭性を示している。特に、好適製造条件である冷却速度：１℃/ｓ以上、巻き取り温度CTが650℃〜800℃である鋼板No.5B、No.5C、No.5E、No.5G、No.5H、No.5Iは高いTS（524MPa以上）が得られており、また硬度のバラツキも小さいことがわかる。なお、鋼板No.5Aは冷却速度は好適範囲を外れて低いため、靭性が良好であるものの、強度TSが低い。また、鋼板No.5Dは巻取り温度が好適範囲を外れて低いため、硬度のバラツキが大きい。鋼板No.5F、No.5Jは巻取り温度が好適範囲を外れて高いため、強度TSが低くなっている。
【００５８】
一方、冷却速度が15℃/ｓ超と好適範囲を外れる鋼板No.5K、No.5L、No.5M（比較例）は、ベイナイトが生成して組織が本発明範囲を外れるため、鋼板No.5A〜5Jに比較して靭性が低下している。
【実施例３】
【００５９】
表５に示す組成のスラブ（鋼素材）を加熱温度1200℃で再加熱した後、表６に示す条件で、粗圧延、仕上圧延を行い、仕上圧延後、表６に示す冷却条件で冷却し、表６に示す巻取り温度で巻取り、25mm厚×2040mm幅の熱延鋼帯とした。
得られた熱延鋼板について、組織観察、引張試験、衝撃試験を実施し、組織、引張強さ、靭性を評価した。試験方法は実施例１と同様とした。
【００６０】
なお、得られた各熱延鋼板について、析出Ｂ量を測定した。得られた各熱延鋼板から電解抽出用試験片を採取した。試験片を電解液中で電解し、残渣を抽出した。得られた抽出残渣について、Ｂ含有量を分析し、析出Ｂ量とした。
また、得られた熱延鋼板を用いて、外径26インチの電縫鋼管を作製した。これら電縫鋼管について、電縫溶接部の衝撃試験を実施し、電縫溶接部靭性を評価した。試験方法は実施例１と同様とした。
【００６１】
また、円周溶接部の靭性について実施例１と同様に調査した。
また、得られた熱延鋼板を用いて、再現熱サイクル試験により、シームアニール後の電縫溶接部近傍の硬さを測定した。測定方法は次のとおりとした。
（６）シームアニール後の硬さ分布測定試験
得られた熱延鋼板から熱サイクル試験片を採取し、熱サイクル試験片の長さ方向中央部に、図４に示すパターンの、電縫溶接とその後のシームアニール相当の模擬熱サイクルを長さ方向に20mmに亘り付与し、電縫溶接部相当とした。熱サイクル付与後の試験片について、電縫溶接部相当を挟み、試験片長手方向に、ビッカース硬度計（試験力：9.8Ｎ）を用いて、１mmピッチでビッカース硬さHVを測定した。得られた結果から、電縫溶接部相当部の平均硬さを求め、シームアニール温度の変化による硬さ変動量ΔHVERW、および最大硬さと母材硬さとの差ΔHVを算出した。
【００６２】
得られた結果を表７に示す。
【００６３】
【表５】
2007138289.tif 000007
【００６４】
【表６】
2007138289.tif 000008
【００６５】
【表７】
2007138289.tif 000009
【００６６】
析出Ｂ量が０〜0.0010％となる本発明例（鋼板No.32〜No.35）はいずれも、組織が20〜80体積％のポリゴナルフェライトとベイニティックフェライトとからなる二相複合組織となり、強度、および母材靭性、電縫溶接部靭性、円周溶接部靭性に優れ、さらに電縫溶接部のシームアニール温度変化による硬さ変動も少なく、また母材との硬度差も少ない。析出Ｂ量が0.0010％を超えて多くなると、電縫溶接部のシームアニールによる硬さ変動も大きく、また母材との硬度差も大きくなる。
【図面の簡単な説明】
【００６７】
【図１】（Ti＋Nb/２）/Ｃと母材靭性、溶接部靭性の関係を示すグラフである。
【図２】母材強度及び溶接部靭性に及ぼすSi量とMn量との関係を示すグラフである。
【図３】円周溶接を模擬した熱サイクルを示す説明図である。
【図４】電縫溶接とその後のシームアニールを模擬した熱サイクルを示す説明図である。
【図１】
2007138289.tif 000010
【図２】
2007138289.tif 000011
【図３】
2007138289.tif 000012
【図４】
2007138289.tif 000013