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WO2013099192A1 - 高張力熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents

高張力熱延鋼板及びその製造方法 Download PDF

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WO2013099192A1
WO2013099192A1 PCT/JP2012/008211 JP2012008211W WO2013099192A1 WO 2013099192 A1 WO2013099192 A1 WO 2013099192A1 JP 2012008211 W JP2012008211 W JP 2012008211W WO 2013099192 A1 WO2013099192 A1 WO 2013099192A1
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steel sheet
hot
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phase
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WO2013099192A8 (ja
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博士 中田
友彰 柴田
力 上
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention is for welded steel pipes that require high strength and high toughness, especially for transport pipes (line pipes) for transporting crude oil, natural gas, etc., and for oil well pipes, especially for high strength ERW steel pipes and high strength spiral steel pipes.
  • the present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet suitable as a material and a method for producing the same, and particularly relates to a steel sheet having improved deformation characteristics after being pipe-formed (tube-formed).
  • “high-tensile hot-rolled steel sheet” refers to a hot-rolled steel sheet having a high strength of API5L-X65 grade or more and X80 grade or less.
  • high-strength steel pipes are required to have excellent low-temperature toughness as well as high strength from the viewpoint of preventing line pipe breakage.
  • Strengthening by precipitation strengthening using precipitates and toughness by microstructure refinement using controlled rolling have been attempted.
  • Patent Document 1 contains appropriate amounts of C, Si, Mn, and N, further contains Si and Mn in a range where Mn / Si satisfies 5 to 8, and further contains Nb: 0.01 to 0.1%.
  • Patent Document 2 includes C: 0.02 to 0.09%, Si: 0.001 to 0.8%, Mn: 0.5 to 2.5%, and Ti: 0.005 to 0.03%, Nb: 0.005. Including 0.3%, Al: 0.001-0.1%, N: 0.001-0.008%, Ni: 0.1-1.0%, Cu: 0.1-1.0, Mo: 0.05-0.6%, (Ni + Cu)- Aging that is formed by welding a steel sheet having a mixed structure of ferrite with a grain size of 15 ⁇ m or less on average and a balance of martensite and / or bainite, including Mo> 0.5 so as to satisfy Mo> 0.5.
  • a high-strength steel pipe for pipelines having excellent later deformation characteristics is described.
  • This steel pipe is said to be an X-70 to X-100 grade high-strength steel pipe with a uniform elongation after heating at 200 to 300 ° C. of 5% or more and excellent deformation characteristics after aging.
  • Patent Document 2 it is necessary to contain a relatively large amount of alloy elements such as Cu and expensive Ni that cause liquid phase embrittlement during hot rolling, leaving a problem in weldability. It was.
  • the reel barge method has been frequently used for laying submarine line pipes.
  • circumferential welding, inspection, painting, etc. are performed in advance on land, and the resulting long pipe is wound on the reel of a barge ship at sea, and laid on the seabed while rewinding at the target sea. Is the method.
  • tensile and compressive stress due to bending-bending back acts on a part of the pipe when winding the pipe and laying the pipe. For this reason, local buckling arises in a pipe, and there exists a problem that destruction of a pipe arises from it.
  • Patent Document 3 includes C: 0.03 to 0.20%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.50 to 1.5%, Al: 0.005 to 0.060%, and Nb + V + Ti to 0.04% or less.
  • ESR with excellent reel barge laying property with a yield ratio of 85% or less and less weld softening, with a limited composition, carbon equivalent Ceq of 0.20 to 0.35% and weld crack sensitivity index Pcm of 0.25% or less Steel pipes are described. According to the technique described in Patent Document 3, local buckling that occurs in a pipe when a pipeline is laid using a reel barge method can be prevented.
  • Patent Document 4 discloses that a strain having a composition containing C: 0.1% or less and Mn: 2.3% or less is given a strain of 15% or less on the average in the thickness direction before the pipe forming step. A method for producing an electric resistance welded steel pipe, which is subjected to an applying step, is described. Thereby, local buckling at the time of pipe laying can be prevented.
  • the present invention solves the above-mentioned problems of the prior art, has a high strength of API5L-X65 or higher and X80 or lower, and has a high toughness with a fracture surface transition temperature vTrs of ⁇ 80 ° C. or lower in the Charpy impact test.
  • Another object of the present invention is to provide a high-tensile hot-rolled steel sheet having excellent deformation characteristics such that the uniform elongation at the center in the sheet thickness direction is 10% or more and excellent deformation characteristics after tube forming.
  • excellent deformation characteristics after tube forming as used herein means that the surface layer portion has a uniform elongation of 10 in a tensile test using a JIS No.
  • the paint bake-hardening amount ⁇ YS after coating bake-hardening treatment heated at 250 ° C x 60 min is 40MPa or less. Further, it means that the occurrence of yield elongation is suppressed after the tube forming-paint baking process, and when the tube is subjected to bending deformation, it has a deformation characteristic capable of suppressing the occurrence of local buckling.
  • the present inventors diligently studied various factors that affect the deformation characteristics, particularly the occurrence of yield elongation, after being subjected to paint baking as a pipe.
  • Cr and Nb, Ti, V are essential, the total amount of Nb, Ti, V is adjusted to an appropriate range, and the structure of the surface layer part is bainite as the main phase and a small amount as the second phase.
  • the surface layer has a uniform deformation at a high elongation of 10% or more, and after applying 2% pre-strain, heat treatment (paint baking treatment) is performed at 250 ° C x 60 min.
  • the gist of the present invention is as follows. (1) By mass%, C: 0.04 to 0.08%, Si: 0.50% or less, Mn: 0.8 to 2.2%, P: 0.02% or less, S: 0.006% or less, Al: 0.1% or less, N: 0.008% or less Cr: 0.05 to 0.8%, Nb: 0.01 to 0.08%, V: 0.001 to 0.12%, Ti: 0.005 to 0.04%, the following formula (1): 0.05 ⁇ Nb + V + Ti ⁇ 0.20 (1) (Here, Nb, V, and Ti indicate the content (mass%) in the steel.) And the balance is composed of Fe and inevitable impurities, the surface layer is bainite as the main phase, and the volume ratio of 0.5 to 4% martensite as the second phase, and A high-tensile hot-rolled steel sheet having a structure containing, as a third phase, one or more selected from ferrite phase, pearlite, and cement
  • the central portion of the steel sheet has bainite as the main phase, martensite at a volume ratio of 0.5 to 4% as the second phase, and a total volume ratio of 20% or less.
  • a high-tensile hot-rolled steel sheet having a structure containing one or more selected from a ferrite phase, pearlite, and cementite as a third phase and having a uniform elongation of 10% or more.
  • the composition further contains one or two kinds selected from Zr: 0.04% or less and Ta: 0.07% or less in mass%.
  • Zr 0.04% or less
  • Ta 0.07% or less in mass%.
  • the composition further contains one or two kinds selected from Ca: 0.005% or less and REM: 0.005% or less by mass%.
  • the steel material is heated and then hot-rolled to form a hot-rolled sheet. Immediately after the hot-rolling, the hot-rolled sheet is subjected to accelerated cooling and then coiled at a coiling temperature.
  • a method for producing a rolled steel sheet wherein the steel material is, in mass%, C: 0.04 to 0.08%, Si: 0.50% or less, Mn: 0.8 to 2.2%, P: 0.02% or less, S: 0.006% or less, Al: 0.1% or less, N: 0.008% or less, Cr: 0.05 to 0.8%, Nb: 0.01 to 0.08%, V: 0.001 to 0.12%, Ti: 0.005 to 0.04%, the following formula (1): 0.05 ⁇ Nb + V + Ti ⁇ 0.20 (1) (Here, Nb, V, and Ti indicate the content (mass%) in the steel.) And the balance is composed of Fe and inevitable impurities, the heating of the steel material is set to a temperature in the range of 1100 to 1250 ° C., and the
  • the composition further comprises one or two selected from the group consisting of Zr: 0.04% or less and Ta: 0.07% or less in mass%.
  • Zr 0.04% or less
  • Ta 0.07% or less in mass%.
  • the composition further contains one or two kinds selected from Ca: 0.005% or less and REM: 0.005% or less by mass%.
  • a high-tensile hot-rolled steel sheet that does not cause local buckling when subjected to bending deformation as a steel pipe, has excellent deformation characteristics after pipe forming, and is suitable for line pipes and oil well pipes. Can be manufactured at a low cost, and has a remarkable industrial effect.
  • the high-tensile hot-rolled steel sheet of the present invention has a high strength of API5L-X65 grade or more and X80 grade or less, and is suitable for line pipes and oil well pipes, and has excellent deformation characteristics after pipe forming (piping). Is a hot-rolled steel sheet that can be manufactured.
  • C 0.04-0.08% C is an element having an effect of increasing the strength of steel, and in the present invention, it is necessary to contain 0.04% or more in order to ensure a desired strength. On the other hand, when it contains more than 0.08%, the toughness of the base metal and the weld heat affected zone toughness are lowered. For this reason, C is limited to the range of 0.04 to 0.08%. Note that the content is preferably 0.05 to 0.07%.
  • Si 0.50% or less
  • Si is an element that acts as a deoxidizer, and such an effect is recognized when the content is 0.01% or more. Moreover, Si forms an oxide containing Si during ERW welding, lowers the weld zone quality, and lowers the weld heat affected zone toughness. From this point of view, it is desirable to reduce Si as much as possible, but it is acceptable up to 0.50%. For these reasons, Si is limited to 0.50% or less. In addition, Preferably it is 0.40% or less.
  • Mn 0.8-2.2%
  • Mn is an element that improves the hardenability and contributes to an increase in the strength of the steel sheet through the improvement of the hardenability. Further, Mn forms MnS and fixes S, thereby preventing S grain boundary segregation and suppressing slab cracking. In order to obtain such an effect, the content of 0.8% or more is required. On the other hand, an excessive content exceeding 2.2% promotes segregation during solidification, leaves Mn-concentrated portions in the steel sheet, and increases the occurrence of separation. For this reason, Mn was limited to the range of 0.8 to 2.2%. Note that the content is preferably 0.9 to 2.1%.
  • P 0.02% or less
  • P has an effect of increasing the strength of steel, but has a strong segregation tendency and lowers toughness. Therefore, in the present invention, it is desirable to reduce P as much as possible, but it is acceptable up to 0.02%. Therefore, P is limited to 0.02% or less. In addition, Preferably it is 0.016% or less.
  • S 0.006% or less S is present as an inclusion (sulfide) in steel, and has an adverse effect on reducing ductility and toughness. For this reason, it is desirable to reduce S as much as possible, but it is acceptable up to 0.006%. For these reasons, S is limited to 0.006% or less. In addition, Preferably it is 0.004% or less.
  • Al 0.1% or less Al is an element that acts as a deoxidizer, and in order to obtain such an effect, 0.001% or more is desirable. On the other hand, a content exceeding 0.1% significantly impairs the cleanliness of the welded part during ERW welding. For this reason, Al was limited to 0.1% or less.
  • N 0.008% or less N is an element inevitably contained, but excessive inclusion frequently causes cracks during slab casting.
  • solute N causes aging and increases yield strength (paint bake hardening) during paint baking, so it is desirable to reduce it as much as possible. For these reasons, N is limited to 0.008% or less.
  • Cr 0.05-0.8% Cr is an element that has the effect of improving the hardenability and increasing the strength of the steel sheet, and Cr has the effect of suppressing the occurrence of yield elongation after the coating baking process. In order to acquire such an effect, 0.05% or more of content is required. On the other hand, if it exceeds 0.8%, the strength becomes too high and the ductility and toughness are lowered. Therefore, Cr is limited to the range of 0.05 to 0.8%. Preferably, the content is 0.3 to 0.5%.
  • Nb 0.01-0.08%
  • Nb is an element that has the action of suppressing the austenite grain boundary movement and suppressing the austenite grain coarsening and recrystallization. Moreover, Nb has the effect
  • V 0.001 to 0.12%
  • Ti 0.005-0.04%
  • Ti has the effect of increasing the strength of the steel sheet by fine precipitation as carbonitride. Ti also fixes C and N, suppresses the occurrence of yield elongation after paint baking, and improves the deformation characteristics after tube forming. In order to acquire such an effect, 0.005% or more of content is required. On the other hand, if the content exceeds 0.04%, weldability decreases. For this reason, Ti is limited to the range of 0.005 to 0.04%.
  • Nb, V, and Ti are contained within the above-described range and adjusted to satisfy the following formula (1).
  • 0.05 ⁇ Nb + V + Ti ⁇ 0.20 (1) (Nb, V, Ti: content (mass%)) If the total content of Nb, V, and Ti is less than 0.05%, the desired high strength cannot be ensured, and the occurrence of yield elongation after paint baking cannot be suppressed. On the other hand, when the content exceeds 0.20%, the ductility and toughness deteriorate significantly. For these reasons, Nb, V, and Ti are adjusted and contained so as to satisfy the expression (1).
  • the above components are the basic components, and in addition to these basic compositions, the elements selected from Mo: 0.3% or less, Cu: 0.5% or less, Ni: 0.5% or less, B: 0.001% or less are selected.
  • One or two or more selected from Zr: 0.04% or less, Ta: 0.07% or less, and / or Ca: 0.005% or less, REM: 0.005% or less 1 type or 2 types chosen from can be selected and contained as needed.
  • Mo 0.3% or less
  • Cu 0.5% or less
  • Ni 0.5% or less
  • B One or more selected from 0.001% or less Mo, Cu, Ni, and B all increase the strength of the steel sheet.
  • it can select from Mo, Cu, Ni, and B, and can select and contain 1 type, or 2 or more types as needed.
  • Mo has an effect of increasing the strength of the steel sheet through the improvement of hardenability, and contributes to an increase in the strength of the steel sheet by being finely precipitated as carbonitride.
  • Mo has the effect
  • the content exceeding 0.3% lowers the weldability. For this reason, when it contains, it is preferable to limit Mo to 0.3% or less. Further, Cu dissolves or precipitates to increase the steel sheet strength. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain 0.05% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.5%, the surface quality of the steel sheet may be deteriorated. For this reason, when it contains, it is preferable to limit Cu to 0.5% or less. Ni also dissolves to increase the strength of the steel sheet and contributes to improving the toughness of the steel sheet. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain 0.05% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.5%, the production cost increases.
  • Ni when contained, Ni is preferably limited to 0.5% or less.
  • B when contained in a small amount, significantly improves the hardenability and contributes to an increase in steel sheet strength. Such an effect becomes remarkable when the content is 0.0003% or more, but even if the content exceeds 0.001%, the effect is saturated. For these reasons, when it is contained, it is preferably limited to 0.001% or less.
  • Zr 0.04% or less
  • Ta 0.07% or less Zr
  • Ta is an element that has the effect of increasing the steel sheet by fine precipitation as carbonitrides. Can be selected and contained. In order to obtain such an effect, it is desirable to contain Zr: 0.005% or more and Ta: 0.01% or more, but if it contains more than Zr: 0.04%, Ta: 0.07%, the weldability is lowered. For this reason, when it contains, it is preferable to limit to Zr: 0.04% or less and Ta: 0.07% or less.
  • Ca 0.005% or less
  • REM 0.005% or less
  • Both Ca and REM contribute to the control of the morphology of the sulfide with the expanded coarse sulfide as a spherical sulfide. It is an element that can be selected and contained as necessary. In order to obtain such an effect, it is desirable to contain Ca: 0.001% or more, REM: 0.001% or more, but if it contains a large amount exceeding Ca: 0.005% and REM: 0.005%, respectively, the cleanliness of the steel sheet Reduce. For this reason, it is preferable to limit Ca to 0.005% or less and REM to 0.005% or less.
  • the balance other than the above-described composition components is composed of Fe and inevitable impurities.
  • the high-tensile hot-rolled steel sheet of the present invention includes a surface layer of the steel sheet containing bainite as a main phase and martensite at a volume ratio of 0.5 to 4% as a second phase.
  • a three-phase it has a structure containing at least one of ferrite, pearlite, and cementite in a total volume ratio of 10% or less.
  • the “main phase” means a phase occupying 50% or more, preferably 80% or more by volume ratio.
  • the “surface layer” here refers to a region from the steel plate surface to 2 mm in the plate thickness direction.
  • the structure of the surface layer of the steel sheet By making the structure of the surface layer of the steel sheet a structure containing bainite as the main phase and martensite at a volume ratio of 0.5 to 4% as the second phase, excellent deformation characteristics with a uniform elongation of preferably 10% or more are preferable. You will be able to have Furthermore, even if paint baking is performed after pipe forming, the amount of curing is small, and after paint baking, yield elongation can be suppressed, and buckling does not occur even if the pipe is bent. It becomes a steel pipe with excellent properties.
  • the “bainite” here includes bainite and bainitic ferrite.
  • the yield ratio is reduced, the deformation characteristics after pipe forming are improved, and the amount of hardening during the coating baking process can be reduced.
  • the occurrence of yield elongation can be suppressed.
  • the third phase other than bainite and martensite may include one or more selected from ferrite phase, pearlite, and cementite. These are preferably as small as possible in order to reduce the uniform elongation, but are acceptable if the total volume ratio is 10% or less.
  • the central portion of the steel sheet preferably has bainite as the main phase, martensite at a volume ratio of 0.5 to 4% as the second phase, and a ferrite phase or pearlite with a total volume ratio of 20% or less. And having a structure containing at least one selected from cementite as the third phase.
  • the structure of the steel plate thickness central part of the steel sheet into a structure containing bainite as the main phase and martensite as the second phase in the volume ratio of 0.5 to 4%, it has both high strength and high toughness. Can be made. Specifically, a uniform elongation of 10% or more can be realized while having high strength.
  • the “plate thickness central portion” refers to a portion other than the surface layer.
  • the third phase other than bainite and martensite may include one or more selected from ferrite phase, pearlite, and cementite. These are preferably as small as possible in order to reduce the strength and toughness, but are preferably 20% or less in terms of the total volume ratio.
  • a steel material having the above-described composition is used as a starting material.
  • the method for producing the steel material is not particularly limited, and any generally known melting method such as a converter can be applied.
  • the melted steel can be applied to any generally known casting method such as a continuous casting method, and can be cast on a steel material such as a slab.
  • the obtained steel material is then reheated.
  • the steel material is reheated at a temperature in the range of 1100 to 1250 ° C.
  • the reheating temperature is less than 1100 ° C.
  • the amount of increase in strength due to the solid solution of Nb and precipitation after rolling is reduced, and it becomes difficult to secure a desired high strength.
  • the heating temperature of the steel material is preferably limited to the range of 1100 to 1250 ° C.
  • the steel raw material has the heat which can ensure the temperature of the above-mentioned range, you may perform hot rolling, without reheating or through a short time heating furnace holding
  • finish rolling is rolling in which the cumulative rolling reduction in a temperature range of 930 ° C. or lower is 50% or higher and the finish rolling finish temperature is 760 ° C. or higher. If the cumulative rolling reduction in a temperature range of 930 ° C. or lower (non-recrystallization temperature range) is less than 50%, crystal grain refinement cannot be achieved, and desired high toughness cannot be ensured. In addition, Preferably it is 85% or less.
  • the cumulative rolling reduction in the non-recrystallization temperature range is 50% or more, preferably 85% or less.
  • the finish rolling finish temperature is less than 760 ° C.
  • the austenite ⁇ ferrite transformation proceeds particularly in the surface layer, and the surface layer structure cannot be made a structure having a desired bainite phase as the main phase, and the desired high toughness is achieved. It cannot be secured.
  • it is 870 degrees C or less.
  • the finish rolling finish temperature exceeds 870 ° C., the structure cannot be refined and the toughness is lowered. Therefore, the finish rolling finish temperature is limited to 760 ° C. or higher, preferably 870 ° C. or lower.
  • accelerated cooling is preferably started within 15 s, more preferably within 10 s.
  • Accelerated cooling is performed at an average cooling rate of 7 to 50 ° C / s to the cooling stop temperature, and the cooling is stopped. Thereby, the generation of ferrite phase and pearlite is suppressed, and coarsening of crystal grains can be prevented.
  • the cooling rate is less than 7 ° C./s on average, the ferrite phase is excessively generated, and it becomes difficult to secure desired high strength and high toughness.
  • a large amount of ferrite formed at high temperature is formed, it becomes difficult to form a fine bainite phase.
  • a martensite phase is easily formed, and a desired structure having a bainite phase as a main phase is hardly formed. For this reason, the cooling rate of accelerated cooling was limited to the range of 7 to 50 ° C./s on average. In addition, Preferably it is 20 degrees C / s or less.
  • the cooling stop temperature for accelerated cooling shall be in the range of 550 ° C or higher (SCT + 30 ° C) or lower.
  • SCT + 30 ° C The cooling stop temperature for accelerated cooling shall be in the range of 550 ° C or higher (SCT + 30 ° C) or lower.
  • a cooling treatment or a slow cooling treatment in which the residence time in the temperature range of (SCT ⁇ 20 ° C.) to (SCT + 30 ° C.) is 10 to 60 seconds.
  • the residence time in the above temperature range is less than 10 s, recuperation is insufficient and the surface martensite amount is insufficient.
  • bainite grows and the toughness decreases, and the productivity of the steel sheet decreases.
  • the period from the accelerated cooling stop to the winding is set as a cooling treatment or a slow cooling treatment in which the residence time in the temperature range of (SCT ⁇ 20 ° C.) to (SCT + 30 ° C.) is 10 to 60 s.
  • the coiling temperature should be 430 ° C or higher (SCT-50 ° C) or lower.
  • SCT-50 ° C the diffusion of C is suppressed, and the martensite phase is not generated in the bainite that is the main phase.
  • the temperature exceeds (SCT-50 ° C)
  • pearlite is generated and a desired structure cannot be generated.
  • Molten steel having the composition shown in Table 1 was melted in a converter and made into a slab (wall thickness: 220 mm) by a continuous casting method. These slabs are heated to 1200 ° C., subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling under the conditions shown in Table 2, and then subjected to accelerated cooling and cooling treatment under the cooling conditions shown in Table 2 after finishing rolling. These were wound into a coil shape under the conditions shown in Table 2 and allowed to cool to obtain a hot rolled steel sheet (hot rolled steel strip) having a thickness of 12 to 16 mm.
  • Samples are taken from the obtained hot-rolled steel sheet (hot-rolled steel strip) and subjected to structure observation, tensile test, impact test, and tensile test after paint baking treatment, and the structure, tensile properties, toughness, paint baking treatment Later tensile properties were evaluated.
  • the evaluation method is as follows.
  • Microstructure observation A specimen for microstructural observation is collected from the obtained hot-rolled steel sheet, the cross section in the rolling direction is polished and corroded, and an optical microscope (magnification: 1000 times) or a scanning electron microscope (magnification: 1000 times). Then, at least 5 fields of view were observed at the surface layer (position 1 mm from the surface) and the center position of the plate thickness and imaged. About the obtained structure
  • the tensile test piece in the surface layer (region from the surface to 2 mm in the plate thickness direction) was sampled so that the position of 1 mm from the surface was the central position in the thickness direction, and the thickness of the test piece was set to 1.6 mm. .
  • the tensile test piece at the center position of the plate thickness was prepared by removing the surface layer (region from the surface to 2 mm in the plate thickness direction) by cutting so that the center position of the plate thickness becomes the center position in the thickness direction. Table 4 shows the obtained results.
  • each of the inventive examples has a structure having a bainite phase as a main phase, a yield strength YS: high strength of X65 class of 450 MPa or more, and vTrs of ⁇ 80 ° C. or less. It has high toughness, exhibits excellent deformation characteristics with a uniform elongation of 10% or more at the surface layer and in the center in the plate thickness direction, and yield elongation has been observed even after paint baking.
  • the paint bake hardening amount was 40MPa or less, and the steel was also low in paint bake hardenability.
  • the comparative example out of the scope of the present invention is insufficient in strength, has reduced toughness, has deteriorated elongation characteristics, or has yield elongation, as a high-strength hot-rolled steel sheet for line pipes. Desired characteristics are not secured.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention example was made into an electric-welded steel pipe by cold forming using a roll, and further subjected to reduction rolling to obtain a steel pipe having an outer diameter of 406 mm ⁇ .
  • a tensile strain tube making strain
  • the obtained ERW steel pipe was further subjected to heat treatment at 250 ° C. for 60 minutes.
  • an arc-shaped tensile test piece with the pipe axis direction as the tensile direction was collected, and a tensile test was carried out according to the API-5L standard.
  • These steel pipes are steel pipes in which the occurrence of buckling is suppressed even when subjected to bending.

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Abstract

　本発明の目的は、鋼管として曲げ変形を受けたときに局部座屈を生じることがなく、管成形後の変形特性に優れ、ラインパイプ用、さらには油井管用として好適な、高張力熱延鋼板を提供することである。　本発明の構成は、質量％で、Ｃ：0.04～0.08％、Si：0.50％以下、Mn：0.8～2.2％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.006％以下、Al：0.1％以下、Ｎ：0.008％以下、Cr：0.05～0.8％を含み、さらにNb：0.01～0.08％、Ｖ：0.001～0.12％、Ti：0.005～0.04％を調整して含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成であり、表層が、ベイナイトを主相とし、体積率で0.5～４％のマルテンサイトを第二相とし、さらに、合計の体積率で10％以下のフェライト相、パーライト、セメンタイトのうちから選択される一種以上を、第三相として含む組織を有することを特徴とする。

Description

高張力熱延鋼板及びその製造方法
　本発明は、原油、天然ガス等を輸送する輸送管（ラインパイプ）用、あるいは油井管用として、高強度、高靭性が要求される溶接鋼管、なかでも高強度電縫鋼管、高強度スパイラル鋼管用素材として好適な、高張力熱延鋼板及びその製造方法に係り、特に管成形（造管）された後の変形特性が向上したものに関する。
　なお、ここでいう「高張力熱延鋼板」とは、ＡＰＩ５Ｌ－Ｘ６５級以上Ｘ８０級以下の高強度を有する熱延鋼板をいうものとする。
　近年、石油危機以来の原油の高騰や、エネルギー供給源の多様化の要求などから、極寒冷地での石油、天然ガスの採掘及びパイプラインの敷設が活発に行われるようになっている。さらに、パイプラインにおいては、天然ガスやオイルの輸送効率向上のため、太径で高圧操業を行う傾向となっている。パイプラインの高圧操業に耐えるため、輸送管（ラインパイプ）は厚肉の鋼管とする必要があり、ＵＯＥ鋼管のような厚鋼板を素材とする鋼管が使用され、さらにＡＰＩ５Ｌ規格のＸ８０級といった高強度グレードの鋼管が使用されるようになっている。しかし、最近では、パイプラインの施工コストの更なる低減という強い要望や、鋼管の材料コスト低減の要望も強く、輸送管として、厚鋼板を素材とするＵＯＥ鋼管にかわり、コイル形状の熱延鋼板（熱延鋼帯）を素材とした高強度電縫鋼管あるいは高強度スパイラル鋼管が用いられるようになってきた。
　これら高強度鋼管には、ラインパイプの破壊を防止する観点から、高強度と同時に、優れた低温靭性を具備することが要求されている。このような高強度と高靭性とを兼備した鋼管を製造するために、鋼管素材である鋼板では、熱間圧延後の加速冷却を利用した変態強化や、Nb、Ti、Ｖ等の合金元素の析出物を利用した析出強化等による高強度化と、制御圧延等を利用した組織の微細化等による高靭性化が図られてきた。
　例えば、特許文献１には、Ｃ、Si、Mn、Ｎを適正量含有し、さらにSi、MnをMn／Siが５～８を満足する範囲に含有し、さらにNb：0.01～0.1％を含有する鋼片に、圧下率を圧延温度ごとに調整する粗圧延と、いったん表層部をＡr1点以下まで冷却し、復熱又は強制加熱で表層部の温度が（Ａc3－40℃）～（Ａc3＋40℃）になった時点で仕上圧延を開始し、950℃以下での合計圧下率：60％以上で、圧延終了温度：Ａc3点以上となる仕上圧延を施し、仕上圧延終了後10℃／ｓ以上で600℃以下まで冷却し、600～350℃の温度範囲で巻き取る高強度電縫鋼管用熱延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献１に記載のされた技術では、高価な合金元素を添加することなく、また、鋼管全体を熱処理することなく、鋼板表層の組織を微細化でき、低温靭性に優れた高強度電縫鋼管が製造できるとしている。しかし、特許文献１に記載された技術では、板厚が厚い鋼板の場合には、冷却能力が不足し、所望の冷却速度を確保できず、更なる冷却能力の向上を必要とするという問題があった。
　また、パイプラインが敷設される環境も年々多様化しており、パイプライン敷設後に地盤変動、海底での海流などの影響により、パイプラインの曲げ変形が無視できない場合があり、パイプライン敷設設計上問題となっている。
　このような問題に対し、例えば特許文献２には、Ｃ：0.02～0.09％を含み、Si：0.001～0.8％、Mn：0.5～2.5％と、さらに、Ti：0.005～0.03％、Nb：0.005～0.3％、Al：0.001～0.1％、Ｎ：0.001～0.008％を含み、さらにNi：0.1～1.0％、Cu：0.1～1.0、Mo：0.05～0.6％の二種以上を、（Ni＋Cu）－Mo＞0.5を満足するように含み、面積率で50％以下の結晶粒径が平均で15μm以下のフェライトと、残部がマルテンサイト及び／又はベイナイトの混合組織を有する鋼板を溶接してなる、時効後の変形特性に優れたパイプライン用高強度鋼管が記載されている。この鋼管は、200～300℃に加熱後の一様伸びが５％以上で、時効後の変形特性に優れたＸ－70～Ｘ－100級の高強度鋼管となるとしている。しかしながら、特許文献２に記載された技術では、熱間圧延時の液相脆化の原因となるCuや高価なNiといった合金元素を比較的多量に含む必要があり、溶接性に問題を残していた。
　また、最近では、海底ラインパイプの敷設には、リールバージ法が多用されるようになっている。リールバージ法は、予め陸上で円周溶接、検査、塗装などを行い、できあがった長尺のパイプを、海上のバージ船のリールに巻き取って、目的の海上で、巻き戻しながら海底に敷設する方法である。しかし、リールバージ法では、パイプ巻取り時、及びパイプ敷設時にパイプの一部に曲げ－曲げ戻しによる引張及び圧縮の応力が作用する。このため、パイプに局部座屈が生じ、それを起点としてパイプの破壊が生じるという問題がある。
　このような問題に対し、例えば特許文献３には、Ｃ：0.03～0.20％、Si：0.05～0.50％、Mn：0.50～1.5％、Al：0.005～0.060％を含み、Nb＋Ｖ＋Tiを0.04％以下に制限して含み、炭素当量Ｃeqを0.20～0.35％、溶接割れ感受性指数Ｐcmを0.25％以下に制限した組成とする、降伏比85％以下で溶接軟化部が少ないリールバージ敷設性に優れた電縫鋼管が記載されている。特許文献３に記載された技術によれば、リールバージ法を利用したパイプライン敷設時にパイプに発生する局部座屈を防止できるとしている。
　また、特許文献４には、Ｃ：0.1％以下、Mn：2.3％以下を含有する組成の帯鋼に、造管成形工程の前に、板厚方向平均で15％以下の歪を付与する歪付与工程を施す、電縫鋼管の製造方法が記載されている。これにより、パイプ敷設時の局部座屈が防止できるとしている。
特開2001－207220号公報 特開2006－144037号公報 特開平03－211255号公報 特開2006－122932号公報
　しかしながら、特許文献３に記載された技術では、Ｘ６５級以上という高強度を安定して確保するためにはＣを増量する必要があり、靭性が確保できないという問題を残していた。また、特許文献４に記載された技術では、帯鋼に、歪付与工程を付与する必要があり、大規模な歪導入設備が必要になるという問題があった。
　また、ラインパイプには、通常、防食のため、管表面に塗装が施される。そして、その塗装を焼付けるために、200～300℃の範囲の温度に加熱する塗装焼付処理が施される。そのため、造管時に歪が導入された鋼管は、歪時効により硬化し、降伏強さが増加し、降伏伸びを示す変形特性を示す場合がある。このような変形特性を示す鋼管では、その後の鋼管への曲げ変形に際し、局部座屈を生じ、パイプの破壊に至るという問題がある。
　本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、ＡＰＩ５Ｌ－Ｘ６５級以上Ｘ８０級以下の高強度で、かつシャルピー衝撃試験の破面遷移温度vＴrsが－80℃以下の高靭性で、さらに、表層及び板厚方向中心部での一様伸びが10％以上となる優れた変形特性を有し、かつ管成形後の変形特性に優れた高張力熱延鋼板を提供することを目的とする。
　なお、ここでいう「管成形後の変形特性に優れた」とは、表層部がJIS Z 2241 の規定に準拠してJIS５号試験片（GL：50mm）を用いた引張試験で一様伸び10％以上を示し、さらに予歪として２％引張歪を付与した後、250℃×60 min加熱する塗装焼付硬化処理後の塗装焼付硬化量ΔYSが40MPa以下となる、低い塗装焼付硬化特性を有し、かつ管成形－塗装焼付処理後に降伏伸びの発生が抑制され、管として曲げ変形を受けたときに、局部座屈の発生を抑制できる変形特性を有することを意味する。
　本発明者らは、上記した目的を達成するために、管として塗装焼付処理を施された後の変形特性、特に降伏伸びの発生に及ぼす各種要因について鋭意検討した。
　その結果、Crと、さらにNb、Ti、Ｖを必須含有し、Nb、Ti、Ｖの合計量を適正範囲に調整し、かつ表層部の組織について、ベイナイトを主相とし、第二相として少量のマルテンサイトを含有する組織とすることにより、表層部の一様伸びを10％以上と高い変形能を有しかつ、予歪２％付与後に250℃×60minの熱処理（塗装焼付け処理）を施した後の塗装焼付硬化量ΔYS（＝｛（塗装焼付け処理後の降伏応力）－（予歪付与後の変形応力）｝が40MPa以下と低く、さらに、塗装焼付処理後に、降伏伸びが抑制できることを見出した。
　本発明は、これらの知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.04～0.08％、Si：0.50％以下、Mn：0.8～2.2％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.006％以下、Al：0.1％以下、Ｎ：0.008％以下、Cr：0.05～0.8％を含み、さらにNb：0.01～0.08％、Ｖ：0.001～0.12％、Ti：0.005～0.04％を、以下の式（１）：
　0.05　≦　Nb＋Ｖ＋Ti　≦　0.20　　・・・（１）
（ここで、Nb、Ｖ、Tiは、鋼中の含有量（質量％）を示す。）
を満足するように調整して含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成であり、表層が、ベイナイトを主相とし、体積率で0.5～４％のマルテンサイトを第二相とし、さらに、合計の体積率で10％以下のフェライト相、パーライト、セメンタイトのうちから選択される一種以上を、第三相として含む組織を有することを特徴とする高張力熱延鋼板。
（２）（１）において、前記鋼板の板厚中央部が、ベイナイトを主相とし、体積率で0.5～４％のマルテンサイトを第二相とし、さらに、合計の体積率で20％以下のフェライト相、パーライト、セメンタイトのうちから選択される一種以上を、第三相として含む組織を有し、一様伸びが10％以上を示すことを特徴とする高張力熱延鋼板。
（３）（１）又は（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.3％以下、Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Ｂ：0.001％以下のうちから選ばれた一種又は二種以上を含有することを特徴とする高張力熱延鋼板。
（４）（１）～（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Zr：0.04％以下、Ta：0.07％以下のうちから選ばれた一種又は二種を含有することを特徴とする高張力熱延鋼板。
（５）（１）～（４）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.005％以下、REM：0.005％以下のうちから選ばれた一種又は二種を含有することを特徴とする高張力熱延鋼板。
（６）鋼素材に、加熱後、熱間圧延を施し熱延板とし、前記熱間圧延後直ちに、前記熱延板に加速冷却を施した後、巻取温度でコイル状に巻き取る、熱延鋼板の製造方法であって、前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：0.04～0.08％、Si：0.50％以下、Mn：0.8～2.2％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.006％以下、Al：0.1％以下、Ｎ：0.008％以下、Cr：0.05～0.8％を含み、さらにNb：0.01～0.08％、Ｖ：0.001～0.12％、Ti：0.005～0.04％を以下の式（１）：
　0.05　≦　Nb＋Ｖ＋Ti　≦　0.20　　・・・（１）
（ここで、Nb、Ｖ、Tiは、鋼中の含有量（質量％）を示す。）
を満足するように調整して含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成であり、前記鋼素材の前記加熱を1100～1250℃の範囲の温度とし、前記熱間圧延における仕上圧延の、930℃以下の温度域における累積圧下率を50％以上、圧延終了温度を760℃以上とし、前記加速冷却を、前記仕上圧延終了後直ちに、７～50℃／ｓの平均冷却速度CRで冷却を開始し、550℃以上、以下の式（２）：
　SCT（℃）＝750－270Ｃ－90Mn＋4Si（25－CR）－80Mo－30（Cu＋Ni）　　・・・（２）
（ここで、Ｃ、Mn、Si、Mo、Cu、Niは、鋼中の含有量（質量％）を示し、CRは、加速冷却における平均冷却速度（℃/ｓ）を示す。）
で定義される温度SCT＋30℃以下の範囲の温度である冷却停止温度で冷却を停止する処理とし、該加速冷却を停止した後、前記巻取りまでの間を、（SCT－20℃）～（SCT＋30℃）の温度域での滞留時間が10～60ｓである放冷処理又は徐冷処理を施し、前記巻取温度を430℃以上（SCT－50℃）以下とすることを特徴とする管成形後の変形能に優れた高張力熱延鋼板の製造方法。
（７）（６）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.3％以下、Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Ｂ：0.001％以下のうちから選ばれた一種又は二種以上を含有することを特徴とする高張力熱延鋼板の製造方法。
（８）（６）又は（７）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Zr：0.04％以下、Ta：0.07％以下のうちから選ばれた一種又は二種を含有することを特徴とする高張力熱延鋼板の製造方法。
（９）（６）ないし（８）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.005％以下、REM：0.005％以下のうちから選ばれた一種又は二種を含有することを特徴とする高張力熱延鋼板の製造方法。
　本発明によれば、鋼管として曲げ変形を受けたときに局部座屈を生じることがなく、管成形後の変形特性に優れ、ラインパイプ用、さらには油井管用として好適な、高張力熱延鋼板を安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。
　本発明高張力熱延鋼板は、ＡＰＩ５Ｌ－Ｘ６５級以上Ｘ８０級以下の高強度を有し、ラインパイプ用、さらには油井管用として好適な、管成形（造管）後の変形特性に優れた鋼管を製造できる熱延鋼板である。
　まず、本発明高張力熱延鋼板の組成限定理由について説明する。以下、特に断わらない限り質量％は、単に％で記す。
Ｃ：0.04～0.08％
　Ｃは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素であり、本発明では所望の強度を確保するために、0.04％以上の含有を必要とする。一方、0.08％を超えて多量に含有すると、母材の靭性、溶接熱影響部靭性を低下させる。このため、Ｃは0.04～0.08％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.05～0.07％である。
Si：0.50％以下
　Siは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果は0.01％以上の含有で認められる。また、Siは、電縫溶接時にSiを含有する酸化物を形成し、溶接部品質を低下させるとともに、溶接熱影響部靭性を低下させる。このような観点からSiはできるだけ低減することが望ましいが、0.50％までは許容できる。このようなことから、Siは0.50％以下に限定した。なお、好ましくは0.40％以下である。
Mn：0.8～2.2％
　Mnは、焼入れ性を向上させる元素であり、焼入れ性向上を介して鋼板の強度増加に寄与する。また、MnはMnSを形成しＳを固定することにより、Ｓの粒界偏析を防止してスラブ割れを抑制する。このような効果を得るためには0.8％以上の含有を必要とする。一方、2.2％を超える過剰の含有は、凝固時の偏析を助長し、鋼板にMn濃化部を残存させ、セパレーションの発生を増加させる。このため、Mnは0.8～2.2％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.9～2.1％である。
Ｐ：0.02％以下
　Ｐは、鋼の強度を増加させる作用を有するが、偏析傾向が強く、靭性を低下させる。このため、本発明ではＰはできるだけ低減することが望ましいが、0.02％までは許容できる。このようなことから、Ｐは0.02％以下に限定した。なお、好ましくは0.016％以下である。
Ｓ：0.006％以下
　Ｓは、鋼中では主として介在物（硫化物）として存在し、延性、靭性を低下させる悪影響を及ぼす。このため、Ｓはできるだけ低減することが望ましいが、0.006％までは許容できる。このようなことから、Ｓは0.006％以下に限定した。なお、好ましくは0.004％以下である。
Al：0.1％以下
　Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を得るためには0.001％以上含有することが望ましい。一方、0.1％を超える含有は、電縫溶接時の溶接部の清浄性を著しく損なう。このため、Alは0.1％以下に限定した。
Ｎ：0.008％以下
　Ｎは、不可避的に含まれる元素であるが、過剰な含有はスラブ鋳造時の割れを多発させる。また、固溶Ｎは時効を引き起こすとともに、塗装焼付処理時に降伏強さの増加（塗装焼付硬化）をもたらすため、できるだけ低減することが望ましい。このようなことから、Ｎは0.008％以下に限定した。
Cr：0.05～0.8％
　Crは、焼入れ性を向上させ、鋼板強度を増加させる作用を有する元素であり、また、Crは、塗装焼付処理後に降伏伸びの発生を抑制する作用を有する。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、0.8％を超える過剰な含有は、強度が高くなりすぎ、延性、靭性を低下する。このため、Crは0.05～0.8％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.3～0.5％である。
Nb：0.01～0.08％
　Nbは、オーステナイトの粒界移動を抑制し、オーステナイト粒の粗大化、再結晶を抑制する作用を有する元素である。また、Nbは、炭窒化物として微細析出することにより、溶接性を損なうことなく、少ない含有量で熱延鋼板を高強度化する作用を有する。また、NbはＣ、Ｎを固定し、塗装焼付処理時の硬化量を小さくする。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.08％を超える含有は、強度が高くなりすぎて、延性、靭性を低下させる。このため、Nbは0.01～0.08％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.02～0.07％である。
Ｖ：0.001～0.12％
　Ｖは、炭窒化物として微細析出することにより、鋼板の強度を増加させる作用を有する。また、ＶはＣ、Ｎを固定し、塗装焼付処理後の降伏伸びの発生を抑制し、管成形後の変形特性を向上させる。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、0.12％を超える含有は、強度が高くなりすぎて、延性、靭性を低下させる。このため、Ｖは0.001～0.12％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.001～0.08％である。
Ti：0.005～0.04％
　Tiは、炭窒化物として微細析出することにより、鋼板の強度を増加させる作用を有する。また、TiはＣ、Ｎを固定し、塗装焼付処理後の降伏伸びの発生を抑制し、管成形後の変形特性を向上させる。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、0.04％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、Tiは0.005～0.04％の範囲に限定した。
　また、前記組成は、Nb、Ｖ、Tiは、上記した範囲でかつ、次式（１）を満足するように調整して含有する。
0.05　≦　Nb＋Ｖ＋Ti　≦　0.20　　‥‥（１）
（ここで、Nb、Ｖ、Ti：含有量（質量％））
　Nb、Ｖ、Tiの合計含有量が、0.05％未満では、所望の高強度を確保することができないうえ、塗装焼付処理後の降伏伸びの発生を抑制することができない。一方、0.20％を超える過剰の含有は、延性、靭性の低下が著しくなる。このようなことから、Nb、Ｖ、Tiは、（１）式を満足するように調整して含有することとした。
　上記した成分が基本の成分であり、これら基本の組成に加えてさらに選択元素として、Mo：0.3％以下、Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Ｂ：0.001％以下のうちから選ばれた一種また二種以上、及び／又は、Zr：0.04％以下、Ta：0.07％以下のうちから選ばれた一種又は二種、及び／又は、Ca：0.005％以下、REM：0.005％以下のうちから選ばれた一種又は二種を、必要に応じて、選択して含有できる。
Mo：0.3％以下、Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Ｂ：0.001％以下のうちから選ばれた一種又は二種以上
　Mo、Cu、Ni、Ｂはいずれも、鋼板強度を増加させる作用を有し、本発明では、Mo、Cu、Ni、Ｂのうちから選択して一種又は二種以上を必要に応じて選択して含有できる。
　Moは、焼入れ性向上を介して、鋼板強度を増加させる作用を有するとともに、炭窒化物として微細に析出して鋼板強度の増加に寄与する。また、Moは塗装焼付処理後の降伏伸びの発生を抑制する作用を有する。このような効果を得るためには、0.05％以上含有することが望ましい。一方、0.3％を超える含有は、溶接性を低下させる。このため、含有する場合には、Moは0.3％以下に限定することが好ましい。
　また、Cuは、固溶してあるいは析出して、鋼板強度を増加させる。このような効果を得るためには、0.05％以上含有することが望ましい。一方、0.5％を超えて含有すると、鋼板の表面品質を低下させる恐れがある。このため、含有する場合には、Cuは0.5％以下に限定することが好ましい。
　また、Niは、固溶して鋼板強度を増加させるとともに、鋼板の靭性向上に寄与する。このような効果を得るためには0.05％以上含有することが望ましい。一方、0.5％を超える含有は、製造コストの高騰を招く。このようなことから、含有する場合には、Niは0.5％以下に限定することが好ましい。
　また、Ｂは、少量の含有で焼入れ性を顕著に向上させ、鋼板強度の増加に寄与する。このような効果は0.0003％以上の含有で顕著となるが、0.001％を超えて含有しても効果が飽和する。このようなことから、含有する場合には0.001％以下に限定することが好ましい。
Zr：0.04％以下、Ta：0.07％以下のうちから選ばれた一種又は二種
　Zr、Taは、炭窒化物として微細析出することにより、鋼板を増加させる作用を有する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果を得るためには、Zr：0.005％以上、Ta：0.01％以上含有することが望ましいが、Zr：0.04％、Ta：0.07％を超えて含有すると、溶接性が低下する。このため、含有する場合には、Zr：0.04％以下、Ta：0.07％以下に限定することが好ましい。
Ca：0.005％以下、REM：0.005％以下のうちから選ばれた一種又は二種
　Ca、REMは、いずれも、展伸した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、必要に応じて選択して含有できる。このような効果を得るためには、Ca：0.001％以上、REM：0.001％以上含有することが望ましいが、Ca：0.005％、REM：0.005％をそれぞれ超えて多量に含有すると、鋼板の清浄度を低下させる。このため、Caは0.005％以下、REMは0.005％以下に限定することが好ましい。
　なお、上述した組成成分以外の残部は、Fe及び不可避的不純物からなる。
　本発明の高張力熱延鋼板は、上記した組成を有することに加え、該鋼板の表層が、ベイナイトを主相とし、体積率で0.5～４％のマルテンサイトを第二相として含み、さらに第三相として合計の体積率で10％以下のフェライト、パーライト、セメンタイトのうちの一種以上を含む組織を有する。
　なお、ここでいう「主相」とは、体積率で50％以上、好ましくは80％以上を占める相をいうものとする。また、ここでいう「表層」とは、鋼板表面から板厚方向に2mmまでの領域をいうものとする。
　前記鋼板の表層の組織を、ベイナイトを主相とし、体積率で0.5～４％のマルテンサイトを第二相として含む組織とすることにより、一様伸びが好ましくは10％以上の優れた変形特性を有することができるようになる。さらには、管成形後に、塗装焼付け処理を行っても、硬化量は少なく、しかも塗装焼付処理後に、降伏伸びが抑制でき、管を曲げ加工しても座屈が発生することがなくなり、曲げ加工性に優れる鋼管となる。なお、ここでいう「ベイナイト」は、ベイナイト及びベイニティックフェライトを含むものとする。
　また、第二相として、マルテンサイト相を含むことにより、降伏比が低下し、管成形後の変形特性が向上するとともに、塗装焼付処理時の硬化量を少なくすることができ、管成形後の降伏伸びの発生を抑制することができる。また、ベイナイトおよびマルテンサイト以外の第三相としては、フェライト相、パーライト、セメンタイトのうちから選択される一種以上を含むことができる。これらは、一様伸びを低下させるため、少ないほど好ましいが、合計の体積率で10％以下であれば許容できる。
　さらに、前記鋼板の板厚中央部は、好ましくはベイナイトを主相とし、体積率で0.5～４％のマルテンサイトを第二相とし、さらに、合計の体積率で20％以下のフェライト相、パーライト、セメンタイトのうちから選択される一種以上を、第三相として含む組織を有する。
　前記鋼板の板厚中央部の組織を、ベイナイトが主相で、第二相として体積率で0.5～４％のマルテンサイトを第二相として含む組織とすることにより、高強度及び高靭性を兼備させることができる。具体的には、高い強度を有しつつ、10％以上の一様伸びを実現できる。ここで、「板厚中央部」とは、前記表層以外の部分をいう。また、ベイナイトおよびマルテンサイト以外の第三相としては、フェライト相、パーライト、セメンタイトのうちから選択される一種以上を含むことができる。これらは、強度及び靭性を低下させるため、少ないほど好ましいが、合計の体積率で20％以下とすることが好ましい。
　つぎに、本発明熱延鋼板の製造方法について説明する。
　まず、上述した組成を有する鋼素材を出発素材とする。
　鋼素材の製造方法は特に、限定する必要はなく、転炉等の通常公知の溶製方法がいずれも適用できる。溶製された溶鋼は、連続鋳造法等の通常公知の鋳造方法がいずれも適用でき、スラブ等の鋼素材に鋳造できる。
　得られた鋼素材は、ついで再加熱される。
　鋼素材の再加熱は、1100～1250℃の範囲の温度とする。再加熱温度が、1100℃未満では、Nbの固溶及び圧延後の析出による強度増加量が低下し、所望の高強度を確保できにくくなる。一方、1250℃を超える高温では、結晶粒が粗大化し低温靭性が低下するとともに、スケール生成量が増加し、表面性状が低下するとともに、歩留が低下する。このため、鋼素材の加熱温度は1100～1250℃の範囲に限定することが好ましい。なお、鋼素材が、上記した範囲の温度を確保できる熱を保有している場合には、再加熱することなく、あるいは短時間の加熱炉保持を経て、熱間圧延を施してもよい。
　加熱された鋼素材は、ついで粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施される。
　粗圧延は、所定寸法形状のシートバーとすることができればよく、特にその条件を規定する必要はない。一方、仕上圧延は、930℃以下の温度域における累積圧下率が50％以上で、仕上圧延終了温度が、760℃以上である圧延とする。930℃以下の温度域（未再結晶温度域）での累積圧下率が50％未満では、結晶粒の微細化が達成できず、所望の高靭性を確保できない。なお、好ましくは85％以下である。累積圧下率で85％超えでは、圧下量が多くなりすぎて、結晶粒が圧延方向に極端にへん平した形状を呈し、破断時に板厚方向に剥離し、セパレーションの原因となる。このため、未再結晶温度域での累積圧下率は50％以上、好ましくは85％以下とする。
　さらに、仕上圧延終了温度は、760℃未満では、オーステナイト→フェライト変態が特に表層で進行し、表層の組織を所望のベイナイト相を主相とする組織とすることができなくなり、所望の高靭性を確保できなくなる。なお、好ましくは870℃以下である。仕上圧延終了温度が870℃を超えると、組織の微細化が達成できず、靭性が低下する。このようなことから、仕上圧延終了温度は760℃以上、好ましくは870℃以下に限定した。
仕上圧延終了後、直ちに、好ましくは15s以内、更に好ましくは10ｓ以内に加速冷却を開始する。
　加速冷却は、７～50℃／ｓの平均冷却速度で、冷却停止温度まで冷却し、冷却を停止する。これにより、フェライト相、パーライトの生成が抑制され、結晶粒の粗大化が防止できる。冷却速度が平均で７℃／ｓ未満では、フェライト相が過剰に生成し、所望の高強度、高靭性を確保できにくくなる。高温で生成するフェライトが多く形成されると、微細なベイナイト相の形成が困難となる。一方、50℃／ｓを超える冷却速度では、マルテンサイト相が形成されやすくなり、ベイナイト相を主相とする所望の組織が形成しにくくなる。このようなことから、加速冷却の冷却速度は平均で７～50℃／ｓの範囲に限定した。なお、好ましくは20℃／ｓ以下である。
　加速冷却の冷却停止温度は、550℃以上（SCT＋30℃）以下の範囲の温度とする。
　加速冷却の冷却停止温度が550℃未満では、主相としてマルテンサイト相が形成されやすくなり、ベイナイト相を主相とする所望の組織が形成しにくくなる。一方、（SCT＋30℃）超えの温度では、フェライト、パーライトが多量に生成し、所望の特性を安定して確保できにくくなる。
　ここで、SCTは、次の式（２）
　SCT（℃）＝750－270Ｃ－90Mn＋4Si（25－CR）－80Mo－30（Cu＋Ni）・・・（２）
（ここで、Ｃ、Mn、Si、Mo、Cu、Niは、鋼中の含有量（質量％）を示し、CRは、加速冷却における平均冷却速度（℃/ｓ）を示す。）
で定義される温度であり、内部にマルテンサイトを含むベイナイト相の形成のしやすさの程度を表す値であり、含有される合金元素量と、加速冷却の程度に依存する値である。
　加速冷却を停止した後、本発明では、巻取りまでの間を、（SCT－20℃）～（SCT＋30℃）の温度域での滞留時間が10～60ｓとなる放冷処理又は徐冷処理を施す。これにより、鋼板表面が復熱し、板厚方向の温度分布が均一化し、フェライトの生成を抑制しつつ、マルテンサイトを含むベイナイト相が生成しやすくする。上記した温度域での滞留時間が10ｓ未満では、復熱が不十分で、表層のマルテンサイト量が不足する。一方、60ｓを超えると、ベイナイトが粒成長し、靭性が低下するうえ、鋼板の生産性が低下する。このため、加速冷却停止から巻取りまでの間を、（SCT－20℃）～（SCT＋30℃）の温度域での滞留時間が10～60ｓとなる放冷処理又は徐冷処理とした。
　ついで、コイル状に巻取る。巻取温度は430℃以上（SCT－50℃）以下とする。巻取温度が430℃未満では、Ｃの拡散が抑えられ、主相であるベイナイト中にマルテンサイト相が生成しない。一方、（SCT－50℃）超えでは、パーライトが生成し、所望の組織を生成することができなくなる。
　以下、さらに実施例に基づき、本発明を詳細に説明する。
　表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブ（肉厚：220mm）とした。これらスラブを1200℃に加熱し、表２に示す条件で、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施し、ついで仕上圧延終了後、表２に示す冷却条件で加速冷却及び放冷処理を施し、表２に示す条件でコイル状に巻き取り、放冷し、板厚：12～16mmの熱延鋼板（熱延鋼帯）とした。
　得られた熱延鋼板（熱延鋼帯）から、試験片を採取し、組織観察、引張試験、衝撃試験、塗装焼付処理後の引張試験を実施し、組織、引張特性、靭性、塗装焼付処理後の引張特性を評価した。なお、評価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組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を研磨、腐食し、光学顕微鏡（倍率：1000倍）、又は走査型電子顕微鏡（倍率：1000倍）で、表層（表面から１mmの位置）及び板厚中央位置で各５視野以上観察し、撮像した。得られた組織写真について画像解析装置で、組織の種類、組織分率を測定した。得られた結果を表３に示す。
（２）引張試験
　得られた熱延鋼板の表層（表面から板厚方向に2mmまでの領域）及び板厚中央位置から、圧延方向と平行方向が、引張方向となるようにJIS ５号引張試験片（GL：50mm）を採取し、JIS Z 2241 の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性(降伏強さ、引張強さ、全伸び、一様伸び)、を測定した。なお、表層（表面から板厚方向に2mmまでの領域）での引張試験片は、表面から１mmの位置が厚さ方向中央位置となるように、採取し、試験片厚さを1.6mmとした。また板厚中央位置での引張試験片は、表層（表面から板厚方向に2mmまでの領域）を切削により除去して、板厚中央位置が厚さ方向中央位置となるようにして作製した。得られた結果を表４に示す。
（３）衝撃試験
　得られた熱延鋼板の板厚中央部から、圧延方向に直交する方向が長手方向となるようにＶノッチ試験片（幅10ｍｍ）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、靭性を評価した。得られた結果を表４に示す。
（４）塗装焼付処理後の引張試験
　得られた熱延鋼板の表層（表面から板厚方向に2mmまでの領域）及び板厚中央位置から、圧延方向と平行方向が、引張方向となるようにJIS ５号引張試験片（GL：50mm）を採取した。そして、該引張試験片に、室温で、２％の予歪を付与した後、塗装焼付け処理と同等の熱処理（250℃×60min）を施して、（２）と同様に引張試験を実施し、降伏強さ（変形応力）、降伏伸びを測定し、塗装焼付け硬化量を求めた。得られた結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表１～４の結果から、本発明例はいずれも、ベイナイト相を主相とする組織を有し、降伏強さYS：450MPa以上のＸ65級の高強度、及び、vＴrsが－80℃以下の高靭性を有し、表層及び板厚方向中心部での一様伸びが10％以上となる優れた変形特性を示し、かつ、塗装焼付け処理を施された後も、降伏伸びの発生は認められず、塗装焼付け硬化量も40MPa以下と、塗装焼付け硬化性も低い鋼板となっていた。
　一方、本発明範囲を外れる比較例は、強度が不足しているか、靭性が低下しているか、伸び特性が低下しているか、降伏伸びが発生しており、ラインパイプ用高強度熱延鋼板として所望の特性を確保できていない。
　また、本発明例の熱延鋼板を、ロールを用いた冷間成形により電縫鋼管とし、さらに縮径圧延を施して、外径406mmφの鋼管とした。なお、縮径圧延では管軸方向に3.5％以上の引張歪（造管歪）を付与した。得られた電縫鋼管に、さらに250℃×60minの熱処理を施した。得られた鋼管から、管軸方向を引張方向とする弧状引張試験片を採取し、API 5L規格に準じて、引張試験を実施したが、降伏伸びの発生はなく、しかも４％以上の一様伸びを示し、優れた変形特性を有する電縫鋼管となっていることを確認した。これらの鋼管は、曲げ加工を施されても、座屈の発生が抑制された鋼管である。

Claims (9)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：0.04～0.08％、　　　　　　　　　　Si：0.50％以下、
    Mn：0.8～2.2％、　　　　　　　　　　 Ｐ：0.02％以下、
    Ｓ：0.006％以下、　　　　　　　　　　Al：0.1％以下、
    Ｎ：0.008％以下、　　　　　　　　　　Cr：0.05～0.8％
    を含み、さらにNb：0.01～0.08％、Ｖ：0.001～0.12％、Ti：0.005～0.04％を、下記（１）式を満足するように調整して含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成であり、
    　表層が、ベイナイトを主相とし、体積率で0.5～４％のマルテンサイトを第二相とし、さらに、合計の体積率で10％以下のフェライト相、パーライト、セメンタイトのうちから選択される一種以上を、第三相として含む組織を有することを特徴とする高張力熱延鋼板。
    　　　　　　　　　　　　　　記
    　　　　　0.05　≦　Nb＋Ｖ＋Ti　≦　0.20　　・・・（１）
    　　　　　ここで、Nb、Ｖ、Tiは、鋼中の含有量（質量％）を示す。
  2. 　前記鋼板の板厚中央部が、ベイナイトを主相とし、体積率で0.5～４％のマルテンサイトを第二相とし、さらに、合計の体積率で20％以下のフェライト相、パーライト、セメンタイトのうちから選択される一種以上を、第三相として含む組織を有し、
    　一様伸びが10％以上を示すことを特徴とする請求項１に記載の高張力熱延鋼板。
  3. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.3％以下、Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Ｂ：0.001％以下のうちから選ばれた一種又は二種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の高張力熱延鋼板。
  4. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Zr：0.04％以下、Ta：0.07％以下のうちから選ばれた一種又は二種を含有することを特徴とする請求項１～３のいずれかに記載の高張力熱延鋼板。
  5. 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.005％以下、REM：0.005％以下のうちから選ばれた一種又は二種を含有することを特徴とする請求項１～４のいずれかに記載の高張力熱延鋼板。
  6. 　鋼素材に、加熱後、熱間圧延を施し熱延板とし、前記熱間圧延後直ちに、前記熱延板に加速冷却を施したのち、巻取温度でコイル状に巻き取る、高張力熱延鋼板の製造方法であって、
    　前記鋼素材は、質量％で、
    Ｃ：0.04～0.08％、　　　　　　　　　　Si：0.50％以下、
    Mn：0.8～2.2％、　　　　　　　　　　 Ｐ：0.02％以下、
    Ｓ：0.006％以下、　　　　　　　　　　 Al：0.1％以下、
    Ｎ：0.008％以下、　　　　　　　　　　 Cr：0.05～0.8％
    を含み、さらにNb：0.01～0.08％、Ｖ：0.001～0.12％、Ti：0.005～0.04％を、下記（１）式を満足するように調整して含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる組成であり、
    　前記鋼素材の前記加熱を1100～1250℃の範囲の温度とし、
    　前記熱間圧延における仕上圧延の、930℃以下の温度域における累積圧下率を50％以上、圧延終了温度を760℃以上とし、
    　前記加速冷却を、前記仕上圧延終了後直ちに、７～50℃／ｓの平均冷却速度CRで冷却を開始し、550℃以上、下記（２）式で定義される温度SCT＋30℃以下の範囲の冷却停止温度で冷却を停止する処理とし、
    　該加速冷却を停止した後、前記巻取りまでの間、（SCT－20℃）～（SCT＋30℃）の温度域での滞留時間が10～60ｓである放冷処理又は徐冷処理を施し、
    　前記巻取温度を、430℃以上（SCT－50℃）以下とする
    ことを特徴とする高張力熱延鋼板の製造方法。
    　　　　　　　　　　　　　記
    　　　0.05　≦　Nb＋Ｖ＋Ti　≦　0.20　　・・・（１）
    　　　ここで、Nb、Ｖ、Tiは、鋼中の含有量（質量％）を示す。
    　　　SCT（℃）＝750－270Ｃ－90Mn＋4Si（25－CR）－80Mo－30（Cu＋Ni）・・・（２）
    　　　ここで、Ｃ、Mn、Si、Mo、Cu、Niは、鋼中の含有量（質量％）を示し、
    　　　CRは、加速冷却における平均冷却速度（℃/ｓ）を示す。
  7. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.3％以下、Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Ｂ：0.001％以下のうちから選ばれた一種又は二種以上を含有することを特徴とする請求項６に記載の高張力熱延鋼板の製造方法。
  8. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Zr：0.04％以下、Ta：0.07％以下のうちから選ばれた一種又は二種を含有することを特徴とする請求項６又は７に記載の高張力熱延鋼板の製造方法。
  9. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.005％以下、REM：0.005％以下のうちから選ばれた一種又は二種を含有することを特徴とする請求項６～８のいずれかに記載の高張力熱延鋼板の製造方法。
     
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