JP5098256B2 - 耐水素誘起割れ性能に優れたバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、石油や天然ガス輸送に使用される高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造方法として好適な、耐水素誘起割れ性能に優れ、且つバウシンガー効果による、鋼管に成形する前の鋼板の降伏応力から鋼管に成形した後の鋼管周方向の降伏応力の低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板及びその製造方法に関する。

一般に、鋼板に引張もしくは圧縮歪みを付与する冷間加工を施し、その後、逆方向に歪みを付与すると、バウシンガー効果により降伏応力が、冷間加工前の鋼板のそれと比較し低下する。

バウシンガー効果は、最初の変形段階にセメンタイト、パーライト、島状マルテンサイト（以下、ＭＡ）等の硬質第２相、介在物、粒界等で発生する局所的な歪勾配による逆応力の発生がその原因とされている。

ラインパイプ用鋼板は、高強度、高靭性に優れたベイナイト組織を得るため、一般的に制御圧延と加速冷却のプロセスで製造されることが多い。加速冷却材では、加速冷却後にベイナイトのラス間や未変態オーステナイト部にＣが濃化し、加速冷却後の空冷段階でＣ濃化部がセメンタイトやＭＡへと変態するため、ベイナイトのマトリクスに硬質第２相が存在する組織となる。

また、一般的に加速冷却材は、表面の冷却速度が板厚中央部と比較し速くなるため、表面硬度と板厚中央部硬度の差が大きくなる。この様な硬質第２相の存在や板厚方向の強度不均一は、ＵＯＥ鋼管成型時や管周方向で採取した引張試験片の矯正時の局所的な歪み勾配の原因となり、鋼管周方向の降伏強度はバウシンガー効果によって鋼板の降伏強度と比較して低下する。

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では、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おり、高強度鋼ほどその感受性が高くなる。

パイプ原板の強度は、バウシンガー効果による降伏強度の低下代を見込んで高めに設計するので、バウシンガー効果による降伏強度低下を低減することは鋼板の強度設計緩和に繋がり、合金元素低減によるコスト削減、溶接熱影響部靭性の向上、更にＨＩＣ性能の向上が期待される。

バウシンガー効果による降伏強度低下を抑制する技術として、低Ｃ−高Ｃｒ系成分組成の鋼を用いる方法が知られている（例えば、特許文献１参照）。しかし、この方法では、多量のＣｒ添加による溶接性の低下やコスト上昇を招く。

多量のＣｒ添加に依存しない方法として、制御圧延終了温度と加速冷却停止温度を規定し、鋼板の降伏比、降伏伸びを最適化する方法が知られている（例えば、特許文献２参照）。

しかし、この方法では、鋼板の降伏比を９０％以上と高くする必要があり、鋼管の成形性が低下し、生産性の低下を招く。また、表面硬さを低位に抑えるべく、目的とするミクロ組織が軟質なフェライト組織であるため、高強度を得るためには合金元素の添加が必要となり、溶接熱影響部靭性や溶接性の劣化が懸念される。

また、ＨＩＣ防止のために、ＣａやＣｅを添加し、ＨＩＣを増長する針状ＭｎＳの生成抑制技術や、スラブ均熱処理、冷却方法の適正化によるＨＩＣ伝播経路である中心偏析部の硬化組織抑制技術が開示されている（例えば、特許文献３、４参照）。

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では、中心偏析部のＨＩＣへの対策を施した場合でも、硫化物系または酸化物系介在物を起点とした中心偏析部以外のＨＩＣをなくすことは困難である。

中心偏析部以外のＨＩＣ抑制技術として、ミクロ組織をＨＩＣ感受性の低いフェライト単相組織化にする技術が開示されている。（例えば、特許文献５、６）
しかし、上記技術ではフェライト組織を得るために、製造工程が焼入れ焼戻し、冷間加工、再焼戻しと複雑で、さらに強度確保のためにＭｏを添加する必要があるため、製造能率、製造コストが上昇する。
特公昭５３−２５８０１号公報 特開２０００−２１２６８０号公報 特開昭５４−１１０１１９号公報 特開昭６１−１６５２０７号公報 特開昭６１−２２７１２９号公報 特開平７−７０６９７号公報

上述したように、従来の技術では、溶接熱影響部の靭性劣化、生産性低下、コスト上昇を招くことなく、耐水素誘起割れ性能に優れたバウシンガー効果による降伏強度低下が小さい鋼板を製造することは困難であった。

そこで、本発明は、溶接熱影響部の靭性を劣化させることなく、高生産性、低コストで製造可能な、耐水素誘起割れ性能に優れ、且つバウシンガー効果による降伏強度低下が小さい鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者等は前記課題を解決するために、鋼板のミクロ組織および当該ミクロ組織を達成するための製造方法、特に制御圧延後に加速冷却、冷却速度５℃／ｓ以上、を行い、その後の再加熱する製造プロセスについて鋭意検討し、以下の知見を得た。

１．鋼板のミクロ組織中の硬質第２相であるセメンタイト、パーライト、ＭＡを減少させ、さらに表層部と板厚中心部の硬度差を小さくし板厚方向に均一な強度分布とすることで、鋼管成型段階や引張試験片矯正時に硬質相周辺で発生する局所的な歪勾配を緩和しバウシンガー効果による降伏応力低下を抑制することが可能である。

２．更に、鋼中のＣａ、Ｓ、Ｐ、Ｏ量を適正に管理し、且つＨＩＣ伝播経路となる硬質第２相の低減、表層硬度の低下、上記バウシンガー効果による降伏応力低下の抑制による鋼板強度設計緩和によって、ＨＩＣ性能の向上が可能である。

３．また、加速冷却後直ちに表層部が板厚中心部より高温になるように再加熱することが重要で、このような加熱を実施する装置として誘導加熱装置が好ましく、生産性を低減させることなく、上記鋼板の製造が可能であることも見出した。

尚、本発明のバウシンガー効果による降伏応力低下が小さいとは、１０φ丸棒試験片を１／４厚位置から採取し１〜３％の圧縮予歪みを導入した後、引張試験を行い、当該引張試験で得られる０．５％耐力を圧縮時の０．５％耐力で除した値を耐力比として評価し、耐力比が０．８以上を降伏応力低下が小さいとした。ここで、引張時、圧縮時の０．５％耐力とは、引張試験、圧縮試験の際の相当歪み０．５％時の相当応力を意味しており、応力歪み曲線よりその値を導出した。

本発明は得られた知見を基に更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０６％、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：０．８〜１．５％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ａｌ：０．０８％以下、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、Ｏ：０．００３０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ｃａ、Ｏ、Ｓの含有量が下記（１）式を満たし、金属組織中の硬質第２相組織の体積分率が０．８％以下であり、表層と板厚中心部のビッカース硬度差が４０以内であることを特徴とする耐水素誘起割れ性能に優れたバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板。
１．０≦｛[Ｃａ]-（０．１８＋１３０×[Ｃａ]）×[Ｏ]｝／（１．２５×[Ｓ]）≦４．５ …（１）
但し、［Ｃａ］，［Ｏ］，［Ｓ］は含有量（質量％）とする。
２．更に、質量％で、Ｍｏ：０．０５〜０．４％以下、Ｖ：０．００５〜０．０７％の中から選ばれる１種又は２種を含有することを特徴とする１に記載の耐水素誘起割れ性能に優れたバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板。
３．更に、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｂ：０．００５％以下の中から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする１または２に記載の耐水素誘起割れ性能に優れたバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板。
４．更に、質量％で、Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下の中から選ばれる１種又は２種を含有することを特徴とする１乃至３のいずれか一つに記載の耐水素誘起割れ性能に優れたバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板。
５．１乃至４のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、Ａｒ_３変態点温度以上の圧延終了温度で熱間圧延して鋼板とした後、Ａｒ_３変態点以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で４００〜６００℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で鋼板表面温度６００℃以上、板厚中心部温度５５０〜７００℃まで再加熱を行い、且つ再加熱終了時の鋼板表面と板厚中心部の温度差を２０℃以上とすることを特徴とする耐水素誘起割れ性能に優れたバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。

本発明によれば、耐水素誘起割れ特性に優れ、且つバウシンガー効果による降伏応力の低下が小さい、すなわち、鋼管に成形する前の鋼板の降伏応力から、鋼管に成形した後に低下する鋼管周方向の降伏応力の低下量が小さい鋼板を、溶接熱影響部の靭性を劣化させたり、生産性を低下させることなく、低コストで製造することが可能で産業上極めて有用である。

本発明に係る耐水素誘起割れ特性に優れたバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板は、１．成分組成、２．ミクロ組織および３．板厚方向の硬度特性を規定する。

[ミクロ組織]
本発明では、金属組織中の第２相組織の体積分率を３％以下とする。本発明において第２相組織はセメンタイトやＭＡ等の硬質相であり、ＨＩＣの伝播やその周辺に発生する局所的な歪勾配による逆応力の発生を防止し、ＨＩＣの抑制、バウシンガー効果による降伏応力低下を抑制するため金属組織中において体積分率を３％以下とする。

体積分率が３％を超えると、ＨＩＣ性能が劣化するばかりでなく、バウシンガー効果による降伏応力の低下量が増大し、鋼板の強度設計を高くする必要があるため、合金コスト等の製造コスト上昇を招く。バウシンガー効果軽減の観点から、より好ましくは１％以下とする。

[板厚方向の硬度特性]
鋼板表面と板厚中心部のビッカース硬度差は４０以内とする。鋼板表面と板厚中心部の硬度差を４０以内と少なくすることで、鋼管成型やサンプル矯正時の歪み分布が均一となり、局所的な歪み勾配が軽減され、バウシンガー効果を抑制することが出来る。ビッカース硬度試験の試験荷重は９８Ｎとする。

また、表面硬化部はＨＩＣ感受性が高いため、硬度均一化により表層部でのＨＩＣ発生を抑制することが出来る。より均一な歪み分布、耐ＨＩＣ性能を得る観点から、さらに好適には３０以内とする。

[成分組成]
以下の説明において％で示す単位は全て質量％とする。
Ｃ
Ｃ含有量は０.０３〜０.０６％とする。Ｃは焼入れ性を高め強度確保に重要な元素であるが、０.０３％未満では十分な強度が確保できない。また、０.０６％を超える添加は、組織中のＭＡやセメンタイトの体積分率を増加させ、耐ＨＩＣの劣化、バウシンガー効果を大きくするため、Ｃ含有量を０.０３〜０.０６％に規定する。

Ｓｉ
Ｓｉ含有量は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ＭＡ体積分率の増加や溶接性劣化が起こるため、０.０１〜０.５％に規定する。さらに好適には、０．０１〜０．３％である。

Ｍｎ
Ｍｎ含有量は０．８〜１．５％とする。Ｍｎは強度、靭性向上に有効な元素であるが、０．８％未満ではその効果が十分でなく、１．５％を超えると焼入れ性が高まりＭＡ体積分率の増加、表面硬度の上昇を招き、溶接性劣化を招くため、０．８〜１.５％に規定する。ＭＡ生成抑制の観点から、さらに好適には０．８〜１．３％とする。

Ｐ
Ｐ含有量は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、上限を０．０１％に規定する。

Ｓ
Ｓ含有量は０．００１５％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、０．００１５％以下であれば問題ないため、Ｓ含有量の上限を０．００１５％に規定する。

Ａｌ
Ａｌ含有量は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、０.０８％以下に規定する。好ましくは、０．０１〜０．０８％とする。

Ｃａ
Ｃａ含有量は０．００１〜０．００５％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、０．００１％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０．００１〜０．００５０％に規定する。

Ｏ
Ｏ含有量は０．００３％以下とする。０．００３％を超えると、ＣａやＡｌ系酸化物のクラスターが生成し耐ＨＩＣ性能が劣化するため、０．００３％以下とする。

１．０≦（１−１３０×[Ｏ]）×[Ｃａ]／（１．２５×[Ｓ]）≦４．５・・・（１）
本パラメータ式は、鋼中のＣａ、Ｏ、Ｓの含有量の相互の関係を耐ＨＩＣ性を向上させるため規定するもので、通常、ＣａはＨＩＣやラミネーションの原因となるＭｎＳ生成を抑制し、無害なＣａＳ化するために鋼中のＳ量に対し化学量論的に余るように添加されている。

しかし、ＨＩＣ性能確保にはＣａＯ生成分を除いた有効Ｃａ量が重要であり、（１）式に示ようにＯ、Ｃａ、Ｓ量の適正化が必要である。（１−１３０×[Ｏ]）×[Ｃａ]／（１．２５×[Ｓ]）の値が１．０未満だと、Ｓが過剰であり、ＭｎＳが生成し、ＨＩＣ性能が劣化する。

一方、４．５を超えると、Ｃａが過剰であり、ＣａＯの粗大なクラスターによりＨＩＣ劣化が起こるため、（１−１３０×[Ｏ]）×[Ｃａ]／（１．２５×[Ｓ]）の値を１．０〜４．５とする。（１）式において、各元素は含有量（質量％）とする。

以上が基本成分組成であるが、鋼板の強度靱性をさらに改善する目的で、以下に示すＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上を含有することが可能である。

Ｍｏ
Ｍｏは焼入れ性を向上し強度上昇に大きく寄与する元素である。しかし、０.０５％未満ではその効果が得られず、０.４％を超える添加はＭＡ体積分率の増加や溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｍｏを添加する場合は、含有量を０.０５〜０.４％に規定する。さらに好適には０．３％以下とする。

Ｔｉ
ＴｉはＴｉＮのピニング効果により加熱時のオーステナイトの粗大化を抑制し、母材や溶接熱影響部の靭性を改善するために有効な元素である。しかし、０.００５％未満では効果が無く、０.０４％を超える添加はＴｉＮが粗大化し、逆に溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｔｉを添加する場合は、含有量は０.００５〜０.０４％に規定する。さらに、Ｔｉ含有量を０．０２％未満にすると、より優れた靭性を示す。

Ｎｂ
Ｎｂは制御圧延の効果を高め、組織細粒化により強度、靭性を向上させる元素である。しかし、０.００５％未満では効果がなく、０.０６％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｎｂを添加する場合は、含有量は０.００５〜０.０６％に規定する。

Ｖ
Ｖは強度上昇に寄与する元素である。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、Ｖを添加する場合は、含有量は０.００５〜０.０７％に規定する。

更に、鋼板の強度靱性を向上させる場合、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｂ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種又は２種以上を含有してもよい。

Ｃｕ
Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、多く添加すると溶接性の劣化やＭＡ体積分率の増加を招くため、添加する場合は１．０％を上限とする。

Ｎｉ
Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、多く添加するとコスト的に不利になり、また、溶接熱影響部靱性が劣化するため、添加する場合は１．０％を上限とする。

Ｃｒ
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。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、多く添加すると溶接性が劣化やＭＡ体積分率の増加を招くため、添加する場合は１．０％を上限とする。

Ｂ
Ｂは強度上昇、ＨＡＺ靭性改善に寄与する元素である。その効果を得るためには、０．０００５％以上添加することが好ましいが、０.００５％を超えて添加すると溶接性を劣化させるため、添加する場合は０.００５％以下とする。

Ｍｇ
Ｍｇはアルミナクラスター（Ａｌ_２Ｏ_３）を、Ａｌ、Ｍｇ系酸化物として微細分散させることで母材靭性向上に寄与する元素である。０．００５％を越える添加では酸化物の増加により母材靭性の低下が起こるため、添加する場合は０．００５％以下とする。

ＲＥＭ
ＲＥＭはＣａと同様、ＭｎＳの形態制御に有効な元素であり、母材靭性の向上に寄与する。０．０２％超えの添加は、ＲＥＭの酸硫化物が過剰に生成し、母材靭性を劣化させるため、添加する場合は０．０２％以下とする。

上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物で、Ｎは本発明において不可避的不純物として扱うが、０．００７％を越えると、溶接熱影響部靭性が劣化するため、好ましくは０．００７％以下に制限する。

さらに、Ｔｉ量とＮ量の比であるＴｉ／Ｎを最適化することで、ＴｉＮ粒子により溶接熱影響部のオーステナイト粗大化を抑制し、良好な溶接熱影響部靭性を得ることが出来るため、好ましくはＴｉ／Ｎを２〜８、さらに好ましくは２〜５とする。

次に、本発明に係る高強度鋼板の好適な製造方法について説明する。製造方法においては、スラブ加熱温度、熱間圧延、加速冷却、および加速冷却後の再加熱条件を規定する。

加熱温度、圧延終了温度、冷却停止温度の温度は鋼板の平均温度とする。平均温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータを考慮して、計算により求める。

また、冷却速度は、冷却開始後、冷却停止温度までの温度差をその冷却を行うのに要した時間で割った平均冷却速度とする。

[スラブ加熱温度]
スラブ加熱温度は１０００〜１３００℃とする。加熱温度が１０００℃未満では十分な強度が得られず、１３００℃を超えると母材靭性が劣化するため、１０００〜１３００℃とする。

[熱間圧延条件]
熱間圧延は圧延終了温度：Ａｒ_３変態点温度以上とする。本発明では硬質相の少ない均一な組織とすることが重要であるが、圧延終了温度がＡｒ_３変態点温度未満であると、初析フェライトが生成し冷却後の金属組織がフェライトとベイナイトの混合組織となりバウシンガー効果の増大、ＨＩＣの劣化が起こるため、圧延終了温度はＡｒ_３変態点温度以上とする。

[加速冷却条件]
圧延終了後、Ａｒ_３変態点温度以上から直ちに５℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却する。冷却開始温度がＡｒ_３変態点温度未満となると初析フェライトが生成し混合組織となるためバウシンガー効果が大きくなり、さらに強度不足を招く。

また冷却速度が５℃／ｓ未満では冷却時に硬質相であるパーライトが生成するため、冷却開始をＡｒ_３変態点温度以上、圧延終了後の冷却速度を５℃／ｓ以上に規定する。

加速冷却停止温度は４００〜６００℃とする。加速冷却停止温度が４００℃未満では冷却中に島状マルテンサイトが生成し、その後の再加熱で分解しても凝集したセメンタイトが生成する。さらに、４００℃未満となると表面硬度が上昇する。
一方、６００℃を超えると加速冷却停止時の未変態オーステナイト分率が高くなり、再加熱後の空冷時にＭＡやパーライトが生成する。このような凝集したセメンタイトやパーライトは、ＨＩＣの伝播経路や局所的な歪勾配の原因となり、ＨＩＣ性能劣化や鋼管成型時のバウシンガー効果による降伏応力低下が大きくなるため、加速冷却停止温度を４００〜６００℃に規定する。より好ましくは４００〜５３０℃である。

冷却設備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り、例えば水冷方式の加速冷却設備が利用できる。

[加速冷却後の再加熱条件]
前述したように、加速冷却材におけるセメンタイトやＭＡの硬質相は、加速冷却後の空冷時にＣが濃化した未変態オーステナイトやベイナイトラス間で生成する。

本発明では、加速冷却直後の再加熱中に微細な炭窒化物を析出させ、Ｃを消費することで、未変態オーステナイトへのＣ濃化を抑え、ＭＡやセメンタイトの生成を抑制する。
さらに、再加熱時に鋼板表面温度を板厚中心部温度より高くすることで、表面を軟化させることが可能であり、均一な板厚方向の硬度分布が得られる。

そのため、加速冷却後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で鋼板表面温度６００℃以上、板厚中心部温度５５０〜７００℃まで再加熱を行い、且つ加熱終了時の鋼板表面と板厚中心部の温度差を２０℃以上とする。尚、昇温速度は板表面と板中央部で０．５℃／ｓ以上とする。

昇温速度が０.５℃／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製造効率が悪化し、またパーライト変態が生じるため、バウシンガー効果が大きくなる。

板厚中心部の再加熱温度が５５０℃未満ではセメンタイトや炭窒化物の十分な析出が得られずＭＡが生成する。７００℃を超えるとセメンタイトの凝集、粗大化が起こるため、板厚中心部の再加熱温度を５５０〜７００℃に規定する。

更に、鋼板表面温度が６００℃未満で、鋼板表面と板厚中心部の温度差が２０℃未満の場合、表面硬度を低下させることが出来ず、表面が硬化した不均一な板厚方向硬度分布となりＨＩＣ性能が劣化するばかりかバウジンガー効果が大きくなるので、鋼板表面温度を６００℃以上、且つ鋼板表面と板厚中心部の温度差を２０℃以上とする。再加熱後の冷却過程は特に規定しないが、空冷とすることが望ましい。

また、加速冷却後は、Ｃが濃化したベイナイトのラス間や未変態オーステナイト部が、空冷によりセメンタイトやＭＡへと変態するため、直ちに再加熱のための加熱を開始する必要がある。本発明で直ちにとは１８０秒以内で好ましくは、１２０秒以内である。

加速冷却後の再加熱を行うための設備として、冷却設備の下流側に加熱装置を設置する。加熱装置としては、板厚中央部の加熱に対して、鋼板表面の加熱が容易で、加速冷却後の温度差を解消させることが容易な誘導加熱装置を用いる事が好ましい。

上述した製造方法を実施する設備として、圧延ラインの上流から下流側に向かって熱間圧延機、冷却装置、誘導加熱装置、ホットレベラーを逐次配置したものが好適である。

誘導加熱装置あるいは他の熱処理装置を、圧延設備である熱間圧延機およびその出側に配置される冷却装置と同一ライン上に設置する事によって、圧延、加速冷却終了後迅速に再加熱処理が行えるので、加速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可能である。

上述した製造方法と成分組成の組合わせにより製造した本発明鋼板では金属組織中の島状マルテンサイト分率が３％以下、更に表面と板厚中央部の硬度差として４０以下が得られる。

表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｌ）を連続鋳造法によりスラブとし、表２に示す製造条件を用い、板厚１８、２６ｍｍの厚鋼板（Ｎｏ．１〜１８）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、直ちに水冷型の冷却設備を用いて加速冷却を行い、誘導加熱炉を用いて再加熱を行った。誘導加熱炉は冷却設備と同一ライン上に設置した。

なお、加熱温度、圧延終了温度、冷却開始および停止温度は鋼板の平均温度とした。平均温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータ、計算により求めた。

加速冷却速度は、加速冷却開始後、加速冷却停止温度まで冷却に必要な温度差をその冷却を行うのに要した時間で除した平均冷却速度とした。

再加熱昇温速度は、加速冷却後、板厚中心部の再加熱温度までの再加熱に必要な温度差を再加熱するのに要した時間で除した平均昇温速度とした。

再加熱終了時の鋼板表面温度は、放射温度計で測定し、鋼板板厚中心部温度は、鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータ、計算により求めた。

以上の条件で製造した鋼板を用い、表面と板厚中心部の硬度差測定、引張特性測定、バウシンガー試験を実施した。測定結果を表２に併せて示す。

硬度差は、荷重１０ｋｇｆのビッカース硬さの値で表層の硬度（鋼板幅方向断面の表面から板厚中心方向１ｍｍの位置の硬度）と板厚中心部の硬度の差を示している。

引張特性は、圧延垂直方向の全厚引張試験片を２本採取し、引張試験を行い、引張特性を測定し、その平均値で評価した。引張強度５４０ＭＰａ以上を本発明に必要な強度とした。

バウシンガー試験は、１０φ丸棒試験片を１／４厚位置から採取し１〜３％の圧縮予歪みを導入した後、引張試験を行い、当該引張試験で得られた０．５％耐力を圧縮時の０．５％耐力で除した値を耐力比として評価した。耐力比が高いほどバウシンガー効果による降伏応力低下が小さいと評価でき、耐力比が０．８以上を本発明に必要な値とした。

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。

溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性については、再現熱サイクル装置によって入熱４０kJ/cmに相当する熱履歴を加えた試験片を用いてシャルピー試験を行った。試験温度−１０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００J以上を良好とした。

第２相体積分率は、倍率１０００倍で組織観察した５枚のＳＥＭ写真の画像解析から面積分率を平均して求め、鋼板中に均一に第２相が分散していると仮定して、体積分率とした。

表３に得られた結果を示す。比較例Ｎｏ．８〜１８は本発明例Ｎｏ．１〜７と比較すると何れかの特性が劣る。

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０６％、Ｓｉ：０．０１〜０.５％、Ｍｎ：０．８〜１．５％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００１５％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ａｌ：０．０８％以下、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、Ｏ：０．００３０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ｃａ、Ｏ、Ｓの含有量が下記（１）式を満たし、金属組織中の硬質第２相組織の体積分率が０．８％以下であり、表層と板厚中心部のビッカース硬度差が４０以内であることを特徴とする耐水素誘起割れ性能に優れたバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板。
   １．０≦｛[Ｃａ]-（０．１８＋１３０×[Ｃａ]）×[Ｏ]｝／（１．２５×[Ｓ]）≦４．５ …（１）
   但し、［Ｃａ］，［Ｏ］，［Ｓ］は含有量（質量％）とする。
2. 更に、質量％で、Ｍｏ：０．０５〜０．４％以下、Ｖ：０．００５〜０．０７％の中から選ばれる１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐水素誘起割れ性能に優れたバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板。
3. 更に、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｂ：０．００５％以下の中から選ばれる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または２に記載の耐水素誘起割れ性能に優れたバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板。
4. 更に、質量％で、Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下の中から選ばれる１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれか一つに記載の耐水素誘起割れ性能に優れたバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板。
5. 請求項１乃至４のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、Ａｒ_３変態点温度以上の圧延終了温度で熱間圧延して鋼板とした後、Ａｒ_３変態点以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で４００〜６００℃まで加速冷却を行い、その後直ちに０．５℃／ｓ以上の昇温速度で鋼板表面温度６００℃以上、板厚中心部温度５５０〜７００℃まで再加熱を行い、且つ再加熱終了時の鋼板表面と板厚中心部の温度差を２０℃以上とすることを特徴とする耐水素誘起割れ性能に優れたバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。