JP2005060820A - 耐ｈｉｃ特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】ＡＰＩＸ６５グレード以上のラインパイプ用高強度鋼板であって、中央偏析部及び表面近傍や介在物から発生するＨＩＣに対して、優れた耐ＨＩＣ特性を有するラインパイプ用高強度鋼板を多量の合金元素を添加することなく低コストで提供すること。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０２％以上、０．０６％未満、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．０７％以下を含有し、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ｖ：０．００５〜０．１％の１種又は２種以上を含有し、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量の比が０．５〜３で、金属組織が実質的にベイナイト単相であり、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上とＭｏとを含む炭化物が分散析出していることを特徴とする、耐ＨＩＣ特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板を用いる。
【選択図】図１

Description

本発明は、鋼管等の製造に好適なＡＰＩ規格Ｘ６５グレード以上の強度を有する高強度鋼板に関し、特に耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）に優れたラインパイプ用高強度鋼板とその製造方法に関する。

硫化水素を含む原油や天然ガスの輸送に用いられるラインパイプは、強度、靭性、溶接性の他に、耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）や耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）などのいわゆる耐サワー性が必要とされる。鋼材の水素誘起割れ（ＨＩＣ）は、腐食反応による水素イオンが鋼材表面に吸着し、原子状の水素として鋼内部に侵入、鋼中のＭｎＳなどの非金属介在物や硬い第２相組織のまわりに拡散・集積し、その内圧により割れを生ずるものとされている。

このような水素誘起割れを防ぐために、ＣａやＣｅをＳ量に対して適量添加することにより、針状のＭｎＳの生成を抑制し、応力集中の小さい微細に分散した球状の介在物に形態を変えて割れの発生・伝播を抑制する、耐ＨＩＣ性の優れたラインパイプ用鋼の製造方法が知られている（例えば、特許文献１参照。）。また、偏析傾向の高い元素（Ｃ、Ｍｎ、Ｐ等）の低減や、スラブ加熱段階での均熱処理、冷却時の変態途中での加速冷却により、中心偏析部での割れの起点となる島状マルテンサイト、割れの伝播経路となるマルテンサイトやベイナイトなどの硬化組織の生成を抑制した、耐ＨＩＣ性に優れた鋼が知られている（例えば、特許文献２、特許文献３参照。）。また、耐ＨＩＣ性の優れたＸ８０グレードの高強度鋼板に関して、低ＳでＣａ添加により介在物の形態制御を行いつつ、低Ｃ、低Ｍｎとして中央偏析を抑制し、それに伴う強度低下をＣｒ、Ｍｎ、Ｎｉなどの添加と加速冷却により補う方法が知られている（例えば、特許文献４、特許文献５、特許文献６参照。）。

しかし、上記の耐ＨＩＣ性を改善する方法はいずれも中心偏析部が対象である。ＡＰＩ Ｘ８０グレード等のＸ６５グレードを超える高強度鋼板は加速冷却または直接焼入れによって製造される場合が多いため、冷却速度の速い鋼板表面部が内部に比べ硬化し、表面近傍から水素誘起割れが発生する。また、加速冷却によって得られるこれらの高強度鋼板のミクロ組織は、表面のみならず内部までベイナイトまたはアシキュラーフェライトの比較的割れ感受性の高い組織であり、中心偏析部のＨＩＣへの対策を施した場合でも、ＡＰＩ Ｘ８０グレード程度の高強度鋼では硫化物系または酸化物系介在物を起点としたＨＩＣをなくすことは困難である。従ってこれらの高強度鋼板の耐ＨＩＣ性を問題にする場合は、鋼板の表面部のＨＩＣまたは、硫化物系や酸化物系介在物を起点としたＨＩＣの対策が必要である。

一方、ミクロ組織が割れ感受性の高いブロック状ベイナイトやマルテンサイトを含まない耐ＨＩＣ性に優れた高強度鋼として、フェライト−ベイナイト２相組織である、ＡＰＩ Ｘ８０グレードの耐ＨＩＣ性に優れた高強度鋼材が知られている（例えば、特許文献７参照。）。また、ミクロ組織をフェライト単相組織とすることで耐ＳＣＣ（ＳＳＣＣ）性や耐ＨＩＣ性を改善し、ＭｏまたはＴｉの多量添加によって得られる炭化物の析出強化を利用した高強度鋼が知られている（例えば、特許文献８、特許文献９参照。）。
特開昭５４−１１０１１９号公報 特開昭６１−６０８６６号公報 特開昭６１−１６５２０７号公報 特開平５−９５７５号公報 特開平５−２７１７６６号公報 特開平７−１７３５３６号公報 特開平７−２１６５００号公報 特開昭６１−２２７１２９号公報 特開平７−７０６９７号公報

しかし、特許文献７等に記載の高強度鋼のベイナイト組織は、ブロック状ベイナイトやマルテンサイト程ではないが比較的割れ感受性の高い組織であり、ＳおよびＭｎ量を厳しく制限して、Ｃａ処理を必須として耐ＨＩＣ性を向上させる必要があるため、製造コストが高い。また、特許文献７等に記載の圧延・冷却方法を用いてフェライト−ベイナイト２相組織を安定的に得ることは難しい。一方、特許文献８、特許文献９等に記載のフェライト相は延性に富んだ組織であり、割れ感受性が極めて低いため、ベイナイト組織またはアシキュラーフェライト組織の鋼に比べ耐ＨＩＣ性が大幅に改善される。しかし、フェライト単相では強度が低いため、特許文献８に記載の鋼はＣ及びＭｏを多量に添加した鋼を用いて、炭化物を多量に析出させることによって高強度化し、特許文献９の鋼帯ではＴｉ添加鋼を特定の温度で鋼帯に巻き取り、ＴｉＣの析出強化を利用して高強度化している。ところが、特許文献８に記載のＭｏ炭化物が分散したフェライト組織を得るためには、焼入れ焼戻しの後に冷間加工を行い、さらに再度焼戻しを行う必要があり、製造コストが上昇するだけでなく、Ｍｏ炭化物の粒径が約０．１ミクロンと大きく、強度上昇効果が低いため、Ｃ及びＭｏの含有量を高め、炭化物の量をふやすことによって所定の強度を得る必要がある。また、特許文献９に記載の高強度鋼で利用しているＴｉＣはＭｏ炭化物に比べ微細であり、析出強化に有効な炭化物であるが、析出時の温度の影響を受けて粗大化しやすいにもかかわらず、析出物粗大化に対する対策がなされていない。そのため析出強化が十分ではなく、多量のＴｉ添加が必要となっている。

したがって本発明の目的は、このような従来技術の課題を解決し、ＡＰＩ Ｘ６５グレード以上のラインパイプ用高強度鋼板であって、中央偏析部のＨＩＣ及び表面近傍や介在物から発生するＨＩＣに対して、優れた耐ＨＩＣ特性を有するラインパイプ用高強度鋼板を多量の合金元素を添加することなく低コストで提供することにある。

このような課題を解決するための本発明の特徴は以下の通りである。
（１）、質量％で、Ｃ：０．０２％以上、０．０６％未満、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．０７％以下を含有し、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ｖ：０．００５〜０．１％の１種又は２種以上を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量の比である[Ｃ]／（[Ｍｏ]＋[Ｔｉ]＋[Ｎｂ]＋[Ｖ]）が０．５〜３であり、金属組織が実質的にベイナイト単相であり、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上とＭｏとを含む炭化物が分散析出していることを特徴とする、耐ＨＩＣ特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
（２）、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％の中から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の耐ＨＩＣ特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
（３）、（１）または（２）に記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、Ａｒ３温度以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃未満の温度まで加速冷却を行い、その後、１℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７００℃まで再加熱を行うことを特徴とする、耐ＨＩＣ特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
（４）、鋼の熱間圧延を行うための圧延機および加速冷却を行うための冷却装置と同一の製造ライン上にソレノイド型誘導加熱装置を設置し、該ソレノイド型誘導加熱装置により鋼板の再加熱を行うことを特徴とする、（３）に記載の耐ＨＩＣ特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
（５）、（３）または（４）に記載の製造方法を用いて製造された鋼板であって、再加熱により新たに析出した炭化物（ただし、セメンタイトを除く）を構成する炭素の合計量の鋼板中の濃度が、１０〜３００ｐｐｍであることを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板。

本発明によれば、ＡＰＩ Ｘ６５グレード以上の高強度を有し、かつ耐ＨＩＣ性の優れた鋼板を、多量の合金元素を添加することなく低コストで製造することができる。このため優れた特性を有する電縫鋼管、スパイラル鋼管、ＵＯＥ鋼管等の鋼管を製造することができる。

本発明者らは耐ＨＩＣ特性向上と高強度の両立のために、鋼材のミクロ組織と鋼板の製造方法を鋭意検討した結果、以下の（ａ）〜（ｃ）の知見を得た。

（ａ）耐ＨＩＣ特性を高めるには、下部ベイナイトや島状マルテンサイト（ＭＡ）、または粗大炭化物等のない、均一なベイナイト組織で、かつ、加速冷却等によって導入される転位密度を少なくする必要がある。

（ｂ）そのような組織は、Ｃ含有量の低い鋼を急冷し、その後、一定速度以上の昇温速度での再加熱によって得られる。

（ｃ）そして、炭化物形成元素であるＴｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上と、Ｍｏとを一定の範囲で含有させることによって、再加熱時にＴｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上とＭｏとを含む微細な複合炭化物として析出し、析出強化による強度上昇が可能となる。

本発明は上記のような、加速冷却後の急速加熱によって、微細な析出物が分散析出したベイナイト組織とすることによって、耐ＨＩＣ性と高強度を両立させた高強度鋼板の製造方法に関するものである。

以下、本発明の高強度鋼板について詳しく説明する。まず、本発明の高強度鋼板の組織について説明する。

本発明の鋼板の金属組織は実質的にベイナイト単相とする。ベイナイト相にフェライトやマルテンサイト、またはパーライト等の異なる金属組織が1種または2種以上混在する場合は、異相界面での水素の集積や応力集中によってＨＩＣを生じやすくなるため、ベイナイト相以外の組織分率は少ないほどよい。しかし、ベイナイト以外の組織の体積分率が低い場合は影響が無視できるため、トータルの体積分率で１０%以下、好ましくは５％以下の他の金属組織を、すなわちフェライト、マルテンサイト、パーライト、セメンタイトを、1種または2種以上含有してもよい。

次に、本発明において鋼板内に分散析出する析出物について説明する。本発明における鋼板はベイナイト相中にＴｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上とＭｏとを含む炭化物が分散析出しているものである。この析出物は極めて微細であるので耐ＨＩＣ特性に対して何ら影響を与えない。Ｍｏ及びＴｉは鋼中で炭化物を形成する元素であり、ＭｏＣ、ＴｉＣの析出により鋼を強化することは従来より行われているが、本発明ではＭｏと、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上とを複合添加して、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上とＭｏとを含有する複合炭化物を鋼中に微細析出させることにより、ＭｏＣおよび／またはＴｉＣの析出強化の場合に比べて、より大きな強度向上効果が得られることが特徴である。この従来にない大きな強度向上効果は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上とＭｏとを含有する複合炭化物が安定でかつ成長速度が遅いので、粒径が１０ｎｍ未満の極めて微細な析出物が得られることによるものである。

本発明において鋼板内に分散析出する析出物である、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上とＭｏとを含有する複合炭化物は、以下に述べる本発明の成分の鋼材と製造方法とを用いて鋼板を製造することにより、ベイナイト相中に分散させて得ることができる。本発明の高強度鋼板がＴｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上とＭｏとを含有する複合炭化物以外の析出物を含有する場合は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上とＭｏとを含有する複合炭化物による高強度化の効果を損なわず、耐ＨＩＣ特性を劣化させない程度とするが、１０ｎｍ未満の析出物の個数は、ＴＩＮを除いた全析出物の個数の９５％以上であることが好ましい。

次に、本発明の高強度鋼板の化学成分について説明する。以下の説明において％で示す単位は全て質量％である。

Ｃ：０.０２％以上、０.０６％未満とする。Ｃは炭化物として析出強化に寄与する元素であるが、０.０２％未満では十分な強度が確保できず、０.０６％以上では靭性や耐ＨＩＣ性を劣化させるため、Ｃ含有量を０.０２％以上、０.０６％未満に規定する。

Ｓｉ：０.０１〜０.５％とする。Ｓｉは脱酸のため添加するが、０.０１％未満では脱酸効果が十分でなく、０.５％を超えると靭性や溶接性を劣化させるため、Ｓｉ含有量を０.０１〜０.５％に規定する。

Ｍｎ：０.５〜２％とする。Ｍｎは強度、靭性のため添加するが、０.５％未満ではその効果が十分でなく、２％を超えると溶接性と耐ＨＩＣ性が劣化するため、Ｍｎ含有量を０.５〜２％に規定する。好ましくは、０．５〜１．５％である。

Ｐ：０．０１％以下とする。Ｐは溶接性と耐ＨＩＣ性を劣化させる不可避不純物元素であるため、Ｐ含有量の上限を０．０１％に規定する。

Ｓ：０．００２％以下とする。Ｓは一般的には鋼中においてはＭｎＳ介在物となり耐ＨＩＣ特性を劣化させるため少ないほどよい。しかし、０．００２％以下であれば問題ないため、Ｓ含有量の上限を０．００２％に規定する。

Ｍｏ：０.０５〜０.５％とする。Ｍｏは本発明において重要な元素であり、０.０５％以上含有させることで、熱間圧延後冷却時のパーライト変態を抑制しつつ、Ｎｂ，ＴｉあるいはＶとの微細な複合析出物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、０.５％を超えるとマルテンサイトなどの硬化相を形成し耐ＨＩＣ特性が劣化するため、Ｍｏ含有量を０.０５〜０.５％に規定する。好ましくは、０．０５〜０．３％未満である。

Ａｌ：０.０８％以下とする。Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０.０８％を超えると鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するため、Ａｌ含有量は０.０８％以下に規定する。好ましくは、０．０１〜０．０８％とする。

本発明は上記化学成分に加え、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのうち１種又は２種以上を含有する。

Ｔｉ：０.００５〜０.０４％とする。０.００５％以上添加することで、Ｍｏと複合析出物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、０.０４％を超える添加は溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｔｉ含有量は０.００５〜０.０４％に規定する。さらに、０．０２％未満にするとより優れた靭性を示す。このため、Ｎｂおよび／またはＶを添加する場合は、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．０２％未満とすることが好ましい。

Ｎｂ：０.００５〜０.０７％とする。Ｎｂは組織の微細粒化により靭性を向上させるが、Ｍｏと、さらにＴｉ、Ｖと共に複合析出物を形成し、強度上昇に寄与する。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.０７％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｎｂ含有量は０.００５〜０.０７％に規定する。

Ｖ：０.００５〜０.１％とする。ＶもＮｂ、Ｔｉと同様Ｍｏと共に複合析出物を形成し、強度上昇に寄与する。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.１％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｖ含有量は０.００５〜０.１％に規定する。

本発明では析出強化を最大限に活用するため、原子％でのＣ量と、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖとの合計量の比である、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）を０.５〜３とする。本発明による高強度化はＴｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上とＭｏとを含む複合析出物（主に炭化物）となる。このとき各元素の原子％の含有量で表される、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値が０.５〜３の場合は、非常に微細で安定な析出物となるため、大きな強度上昇が得られる。しかし、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値が０.５未満または３を越える場合はいずれかの元素量が過剰であり、析出物が熱的に不安定となり、容易に粗大化しやすくなる。さらに、過剰な元素によって溶接熱影響部に島状マルテンサイトなどの硬化組織が形成し溶接熱影響部靭性の劣化を招く。よって、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値を０.５〜３とするのが好ましい。Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値を０．７〜２とすると、粒径５ｎｍ以下のより微細な析出物が得られるためより好ましい。Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の各元素記号は原子％の各元素の含有量であり、質量％の含有量を用いる場合には（Ｃ／１２．０１）／（Ｍｏ／９５．９＋ＴＩ／４７．９＋Ｎｂ／９２．９１＋Ｖ／５０．９４）で表される。

本発明では鋼板の強度や耐ＨＩＣ特性をさらに改善する目的で、以下に示すＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃａの１種または２種以上を含有してもよい。

Ｃｕ：０．５％以下とする。Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、多く添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合は０．５％を上限とする。

Ｎｉ：０．５％以下とする。Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、多く添加すると耐ＨＩＣ特性が低下するため、添加する場合は０．５％を上限とする。

Ｃｒ：０．５％以下とする。ＣｒはＭｎと同様に低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素であるが、多く添加すると溶接性を劣化するため、添加する場合は０．５％を上限とする。

Ｃａ：０．０００５〜０．００５％とする。Ｃａは硫化物系介在物の形態制御による耐ＨＩＣ特性向上に有効な元素であるが、０．０００５％未満ではその効果が十分でなく、０．００５％を超えて添加しても効果が飽和し、むしろ、鋼の清浄度の低下により耐ＨＩＣ性を劣化させるので、添加する場合はＣａ含有量を０．０００５〜０．００５％に規定する。

上記以外の残部は実質的にＦeからなる。残部が実質的にＦeからなるとは、本発明の作用効果を無くさない限り、不可避不純物をはじめ、他の微量元素を含有するものが本発明の範囲に含まれ得ることを意味する。

次に、本発明の高強度鋼板の製造方法について説明する。

本発明は、加速冷却時のベイナイト変態による変態強化と、加速冷却後の再加熱時に析出する微細炭化物による析出強化を複合して活用することにより、合金元素を多量に添加することなく高強度化が可能な技術である。

本発明の高強度鋼板は上記の成分組成を有する鋼を用い、加熱温度：１０００〜１３００℃、圧延終了温度：Ａｒ３温度以上で熱間圧延を行い、その後１０℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃未満の温度まで加速冷却を行い、その後１℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７００℃の温度まで再加熱を行うことで、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上とＭｏとを含む複合炭化物を分散析出することができる。ここで、温度は鋼板の平均温度とする。以下、各製造条件について詳しく説明する。

加熱温度：１０００〜１３００℃とする。加熱温度が１０００℃未満では炭化物の固溶が不十分で必要な強度が得られず、１３００℃を超えると靭性が劣化するため、１０００〜１３００℃とする。

圧延終了温度：Ａｒ３温度以上とする。Ａｒ３温度とは、冷却中におけるフェライト変態開始温度を意味し、以下の（１）式で求めることができる。但し、（１）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
Ａｒ３＝９１０-３１０Ｃ-８０Ｍｎ-２０Ｃｕ-１５Ｃｒ-５５Ｎｉ-８０Ｍｏ・・・（１）
圧延終了温度がＡｒ３温度以下になると、その後のフェライト変態速度が低下するため、再加熱によるフェライト変態時に十分な微細析出物の分散析出が得られず、強度が低下するため、圧延終了温度をＡｒ３温度以上とする。

圧延終了後、直ちに１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する。冷却速度が１０℃／ｓ未満では冷却時にフェライトを生成するため、ベイナイトによる強化が得られないだけでなく、冷却中に析出を生じその析出物が容易に粗大化するため、十分な強度が得られない。よって、圧延終了後の冷却速度を１０℃／ｓ以上に規定する。このときの冷却方法については製造プロセスによって任意の冷却設備を用いることが可能である。

冷却停止温度：３００℃未満とする。本発明では圧延終了後加速冷却によりＣが過飽和に固溶したベイナイト単相とすることによって、その後の再加熱処理時に微細析出物による析出強化が得られる。しかし、冷却停止温度が３００℃以上では、ベイナイト変態が完了せずに、冷却停止後の空冷時にパーライトが析出し加速冷却後に十分な強度が得られない場合があるだけでなく、固溶Ｃ量が不足し微細炭化物の析出量が不十分となり、再加熱後の強度が得られない。よって、加速冷却停止温度を３００℃未満に規定する。

加速冷却後１℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７００℃の温度まで再加熱を行う。このプロセスは本発明における重要な製造条件である。

昇温速度：１℃／ｓ以上とする。Ｃが過飽和に固溶した状態から急速に加熱することによって、セメンタイトやＭｏ₂Ｃ等の粗大な炭化物の析出を抑制しつつ、非常に微細なＴｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上とＭｏとを含む複合炭化物を析出させることが可能となる。しかし、昇温速度が１℃／ｓ未満では、目的の再加熱温度に達するまでに長時間を要するためセメンタイトやＭｏ₂Ｃ等の粗大な炭化物を析出し、耐ＨＩＣ性が劣化するだけでなく微細析出物による強化が得られない。

再加熱温度：５５０〜７００℃とする。本発明で用いる微細炭化物は、５５０〜７００℃の温度範囲でもっとも安定に生成することが可能である。再加熱温度が５５０℃未満では拡散が遅いため、十分な析出量が得られず、７００℃を超えると析出物が粗大化し十分な強度が得られないため、再加熱の温度域を５５０〜７００℃に規定する。

また、再加熱温度において、特に温度保持時間を設定する必要はない。本発明の製造方法を用いれば再加熱後直ちに冷却しても、十分な析出量が得られるため高強度化が可能である。しかし、確実に微細炭化物の析出を終了させるために、３０分以内の温度保持を行うことができる。３０分を超えて温度保持を行うと、析出物の粗大化を生じ強度低下を招く場合がある。また、再加熱後の冷却過程でも析出が進行するので、再加熱後の冷却速度は基本的には空冷とする。しかし、析出を阻害しない程度の早い冷却速度で冷却を行うこともできる。

図１に、上記の製造方法を用いて製造した本発明の鋼板（０.０５Ｃ−０.２２Ｓｉ−１.４Ｍｎ−０.２Ｍｏ−０.０３Ｔｉ）を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した写真を示す。図１によれば、非常に微細な析出物がランダムに析出している様子が確認でき、析出物のサイズは１０ｎｍ以下と非常に微細である。また、析出物はＭｏとＴｉを含有する炭化物であり、このことはエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）等を用いて分析して確認した。

早い昇温速度とともに高い製造効率を得るために、圧延機及び冷却装置と同一の製造ライン上に設置された誘導加熱装置により再加熱を行うと効果的である。板厚が薄い場合は再加熱をガス燃焼炉を用いて行う場合にも早い昇温速度が得られるが、板厚が厚い場合や、より早い昇温速度を得るためには誘導加熱装置を用いることが好ましい。ソレノイド型誘導加熱装置は均熱炉等に比べて温度制御が容易でありコストも比較的低く、冷却後の鋼板を迅速に加熱できるので特に好ましい。また複数の誘導加熱装置を直列に連続して配置することにより、ライン速度や鋼板の種類・寸法が異なる場合にも、通電する誘導加熱装置の数や供給電力を任意に設定するだけで、昇温速度、再加熱温度を自在に操作することが可能である。

本発明の製造方法を実施するための設備の一例を図２に示す。図２に示すように、圧延ライン１には上流から下流側に向かって熱間圧延機３、加速冷却装置４、インライン型誘導加熱装置５、ホットレベラー６が配置されている。インライン型誘導加熱装置５あるいは他の熱処理装置を、圧延設備である熱間圧延機３およびそれに引き続く冷却設備である加速冷却装置４と同一ライン上に設置する事によって、圧延、冷却終了後迅速に再加熱処理が行えるので、圧延冷却後の鋼板温度を過度に低下させることなく加熱することができる。

以上のように、本発明では再加熱処理を行うことによって、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上とＭｏとを含む微細な複合炭化物を析出させて鋼板の高強度化を達成する。十分に高強度化するためには、再加熱時の析出量が一定以上であることが好ましく、本発明の鋼板は、再加熱により新たに析出した炭化物を構成する炭素の合計量の鋼板中濃度が、１０〜３００ｐｐｍであることが好ましい。ただし、鉄の炭化物であるセメンタイトは、再加熱により新たに析出した炭化物には含まれないものとする。

圧延、冷却後の再加熱時に析出する炭化物の量は、材料の強度上昇のために非常に重要である。この値が１０ｐｐｍ未満であると、再加熱時に析出する炭化物の量が少なすぎるために強度が低くなる。また、３００ｐｐｍを超えると炭化物の量が増加しすぎて、靱性が低下する。

再加熱時に新たに析出する、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの中から選ばれる１種以上と、Ｍｏとを含有する炭化物を構成する炭素量は、例えば、以下の（Ａ）、（Ｂ）の方法で求めることができる。

（Ａ）、再加熱後のＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏの析出量と、冷却後のＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏの析出量とを測定することで、再加熱により新たに析出したこれらの金属元素（Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ）と炭化物を構成する炭素の合計濃度を求める方法。

鋼板の冷却後、および再加熱後の炭化物の炭素量は、各段階での析出物に含まれるＮｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏの量を分析すれば計算により求められる。Ｎｂと結合している再加熱時に新たに析出したＣ量をΔ[CasNbC]、Ｍｏと結合している再加熱時に新たに析出したＣ量をΔ[CasMoC]、Ｔｉと結合している再加熱時に新たに析出したＣ量をΔ[CasTiC]、Ｖと結合している再加熱時に新たに析出したＣ量をΔ[CasVC]とすると、Δ[CasNbC]＋Δ[CasMoC]＋Δ[CasTiC]＋Δ[CasVC]が再加熱時に新たに析出する、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｍｏの中から選ばれる１種以上を含有する炭化物を構成する炭素量であり、Δ[CasNbC]、Δ[CasMoC]、Δ[CasTiC]、Δ[CasVC]は以下の（２）〜（５）式で求められる。

Δ[CasNbC] = 12/93×((再加熱後のＮｂ析出量)−(冷却後のＮｂ析出量))・・・（２）
Δ[CasMoC] = 12/96×((再加熱後のＭｏ析出量)−(冷却後のＭｏ析出量))・・・（３）
Δ[CasTiC] = 12/48×((再加熱後のＴｉ析出量)−(冷却後のＴｉ析出量))・・・（４）
Δ[CasVC] = 12/51×((再加熱後のＶ析出量)−(冷却後のＶ析出量))・・・（５）
各金属元素の析出量は、冷却後および再加熱後の鋼板の一部を試料として、例えば１０％アセチル−アセトン電解抽出によって得られた残さを、ＩＣＰ発光分析により測定した値（ｐｐｍ換算値）を用いればよい。

（Ｂ）、再加熱後に析出物中のＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏの量を測定することで、再加熱により新たに析出した炭化物を構成する炭素の合計濃度を求める方法（Ｐ値を求めることにより再加熱により新たに析出した炭化物を構成する炭素の合計濃度を求める方法）。

鋼板の冷却後と再加熱後の炭化物の炭素量を、それぞれの製造段階で分析することは手間がかかり、操業上は望ましくない。そこで本発明では、製造後の鋼板のみを分析して、再加熱後の炭化物の炭素量を求める方法について検討し、再加熱後に析出物中のＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏの量を測定することで、再加熱により新たに析出した炭化物を構成する炭素の合計濃度を推定することが可能であることを見出した。

本発明の製造方法では、鋼板をＡｒ３温度以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃未満の温度まで加速冷却を行う、高温から急速に析出が生じない低温まで冷却する製造条件であるために、鋼板の成分から冷却後の炭化物の析出量が計算可能である。以下、各炭化物形成元素についての計算原理を説明する。

Ｎｂについては、急速冷却の場合にも添加量の５分の１が冷却の初期段階から析出してしまい強度上昇に寄与しないため、添加量の５分の４が再加熱により新たに析出した炭化物を構成する元素となる。

ＶおよびＭｏについては、加速冷却時に析出物として析出する量は少なく、添加量の１００分の１程度である。したがって、添加量の１００分の９９が再加熱により新たに析出した炭化物を構成する元素となる。

Ｔｉについては、製鋼段階で既にＴｉＮとして一定量析出しており、ＴｉＮとして析出しなかった残りのＴｉのうち４分の１が冷却時に析出して強度上昇に寄与しない。したがって、ＴｉＮとして析出しなかった残りのＴｉのうち４分の３が再加熱により新たに析出した炭化物を構成する元素となる。

以上をまとめると、下記（６）式で示されるＰ値が再加熱により新たに析出した炭化物の合計量となる。ただし、［Ｍ］pptは製造された鋼板（再加熱後に相当）中で炭化物を形成する金属元素Ｍの量のｐｐｍ換算値であり、［Ｍ］matは金属元素Ｍの添加量（鋼板の成分組成）のｐｐｍ換算値である。また、［ＴｉasＴｉＮ］は鋼板中でＴｉＮを形成するＴｉ量のｐｐｍ換算値である。
Ｐ＝12／93×（［Ｎｂ］ppt−［Ｎｂ］mat／5）＋12／51×（［Ｖ］ppt−［Ｖ］mat／100）＋12／96×（［Ｍｏ］ppt−［Ｍｏ］mat／100）＋12／48×（［Ｔｉ］ppt−（［Ｔｉ］mat−［ＴｉasＴｉＮ］）／4−［ＴｉasＴｉＮ］）・・・（６）
したがって、（６）式で示されるＰ値が１０〜３００であれば、再加熱により新たに析出した炭化物を構成する炭素の合計濃度が、１０〜３００ｐｐｍである鋼板が得られたことが分かり、製造後の鋼板のみを分析して析出物中のＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏの量を測定することで、再加熱により新たに析出した炭化物を構成する炭素の合計濃度を求めることが可能である。

［Ｍ］pptは、上記と同様に、鋼板の一部を試料として、例えば１０％アセチル−アセトン電解抽出によって炭化物として得られた残さを、ＩＣＰ発光分析により測定した値（ｐｐｍ換算値）を用いればよい。［Ｍ］matは、通常の鋼の成分分析方法を用いて求めることができる。［ＴｉasＴｉＮ］量は、鋼板の窒素濃度である［Ｎ］matの３．４倍とするか、臭素−メタノール抽出等により定量された窒化物を形成する窒素量として求めることができる。

したがって、本発明の再加熱により新たに析出した炭化物を構成する炭素の合計量の鋼板中濃度が１０〜３００ｐｐｍである鋼板は、上記のＰ値が１０〜３００である鋼板であり、上記（Ａ）、（Ｂ）等の方法で再加熱により新たに析出した炭化物を構成する炭素の合計濃度を求めて、製造条件にフィードバックさせつつ製造条件を調整することで、より効率的に鋼板を高強度化させることが可能となる。

表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｉ）を連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて板厚１５〜２６mmの厚鋼板（Ｎｏ.１〜１５）を製造した。

加熱したスラブを熱間圧延により圧延した後、直ちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却を行い、その後、鋼板温度が２００℃以下となった後に、誘導加熱炉またはガス燃焼炉を用いて再加熱を行った。誘導加熱炉は加速冷却設備と同一ライン上に設置した。各鋼板の製造条件を表２に示す。

以上のようにして製造した鋼板のミクロ組織を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により観察した。析出物の成分はエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）により分析した。また各鋼板の引張特性を測定した。測定結果を表２に併せて示す。引張特性は、圧延垂直方向の全厚試験片を引張試験片として引張試験を行い、引張強度を測定した。引張強度５８０MPa以上を本発明に必要な強度とした。耐ＨＩＣ特性はＮＡＣＥ Ｓｔａｎｄａｒｄ ＴＭ−０２−８４に準じた浸漬時間９６時間のＨＩＣ試験を行い、割れが認められない場合を耐ＨＩＣ性良好と判断して○で、割れが発生した場合を×で示した。

析出物の析出量の測定をＮｏ．１、２、３、８、１３の鋼板について行った。再加熱後の鋼板から１０％アセチル−アセトンを用いて炭化物を抽出し、炭化物を形成する金属元素（Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ）を定量測定して評価した。また、窒化物を形成するＴｉ量は、臭素−メタノール電解液を用いて抽出した残さから窒化物を形成する窒素量［ＮasＮｉｔｒｉｄｅ］から、ＡｌＮを形成する窒素量［ＮasＡｌＮ］の差を、ＴｉＮを形成する窒素量とし、ＴｉおよびＮの質量数の比である48/14をかけて［ＴｉasＴｉＮ］とした。また、Ｎｏ．１、２、３、８、１３の鋼板については、冷却停止温度から引き続き室温まで冷却を行った材料を冷却後試料として作製し、析出物の析出量を測定した。測定結果から、冷却後の炭化物の炭素量（冷却後のＴｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ炭化物析出量のppm炭素換算量）と、再加熱後の炭化物の炭素量（再加熱後のＴｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ炭化物析出量のppm炭素換算量）とを計算し、再加熱後の鋼板のＭｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂを構成する炭素量と、冷却後の鋼板のＭｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂを構成する炭素量との差を、再加熱過程で形成される、再加熱中に析出したＭｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂを構成する炭化物量として表２に併せて示す。また、最終段階で得られるＭｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂを構成する炭素量（再加熱後の炭化物の炭素量）と鋼成分から求めたＰ値も表２に併せて示す（Ｎｏ．８については、冷却速度が１０℃／ｓ未満であるために、Ｐ値が適用出来ない場合である。)。

表２において、本発明例であるＮｏ.１〜７はいずれも、化学成分および製造方法が本発明の範囲内であり、引張強度５８０MPa以上の高強度であり、優れた耐ＨＩＣ特性を示した。鋼板の組織は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上とＭｏとを含む粒径が微細な炭化物の析出物が分散析出していた。

Ｎｏ.８〜１１は、化学成分は本発明の範囲内であるが、製造方法が本発明の範囲外であるため、微細炭化物による析出強化が十分でないため、強度不足であった。Ｎｏ.１２〜１５は化学成分が本発明の範囲外であるので、十分な強度が得られないか、耐ＨＩＣ性が劣っていた。

表２において、再加熱中に析出したＴｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ炭化物析出量とＰ値とは、非常に近い値を示し、Ｐ値が再加熱中に析出したＴｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂの炭化物析出量を示すことが確認できた。Ｎｏ．１、２、３については、Ｐ値が１０以上であり、十分な強度が得られた。Ｎｏ．１３については、Ｐ値が１０未満であり、再加熱時の炭化物析出量が少ないために十分な強度が得られなかった。一方で、Ｎｏ．8については、製造方法が本発明の範囲外であり、冷却後の炭化物の析出量が少なく、十分な強度が得られなかった。

本発明の鋼板を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した写真。 本発明の製造方法を実施するための製造ラインの一例を示す概略図。

符号の説明

１ 圧延ライン
２ 鋼板
３ 熱間圧延機
４ 加速冷却装置
５ インライン型誘導加熱装置
６ ホットレベラー

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０．０２％以上、０．０６％未満、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．０７％以下を含有し、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ｖ：０．００５〜０．１％の１種又は２種以上を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量の比である[Ｃ]／（[Ｍｏ]＋[Ｔｉ]＋[Ｎｂ]＋[Ｖ]）が０．５〜３であり、金属組織が実質的にベイナイト単相であり、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上とＭｏとを含む炭化物が分散析出していることを特徴とする、耐ＨＩＣ特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
2. さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％の中から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐ＨＩＣ特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
3. 請求項１または請求項２に記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、Ａｒ３温度以上の圧延終了温度で熱間圧延した後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で３００℃未満の温度まで加速冷却を行い、その後、１℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７００℃まで再加熱を行うことを特徴とする耐ＨＩＣ特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
4. 鋼の熱間圧延を行うための圧延機および加速冷却を行うための冷却装置と同一の製造ライン上にソレノイド型誘導加熱装置を設置し、該ソレノイド型誘導加熱装置により鋼板の再加熱を行うことを特徴とする、請求項３に記載の耐ＨＩＣ特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
5. 請求項３または請求項４に記載の製造方法を用いて製造された鋼板であって、再加熱により新たに析出した炭化物（ただし、セメンタイトを除く）を構成する炭素の合計量の鋼板中の濃度が、１０〜３００ｐｐｍであることを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板。

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