JP5991175B2

JP5991175B2 - 鋼板内の材質均一性に優れたラインパイプ用高強度鋼板とその製造方法

Info

Publication number: JP5991175B2
Application number: JP2012265002A
Authority: JP
Inventors: 純二嶋村; 西村　公宏; 公宏西村
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2011-12-09
Filing date: 2012-12-04
Publication date: 2016-09-14
Anticipated expiration: 2032-12-04
Also published as: JP2013139628A

Description

本発明は、建築、海洋構造物、造船、土木、建設産業用機械、ラインパイプ等の分野で使用される、鋼板内の材質均一性及び伸び特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ものである。

ラインパイプは、厚板ミルや熱延ミルにより製造された鋼板を、ＵＯＥ成形、プレスベンド成形、ロール成形等で鋼管形状に成形して製造する。

特に、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を備えることが必要とされる。

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し、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いくつかの方法が提案されている。例えば、特許文献１には、鋼中のＳ含有量を下げるとともに、ＣａやＲＥＭなどを適量添加することにより、長く伸展したＭｎＳの生成を抑制し、微細に分散した球状のＣａＳ介在物に形態を変え、硫化物系介在物による応力集中を小さくし、割れの発生・伝播を抑制することによって、耐ＨＩＣ性を改善する技術が提案されている。

特許文献２、特許文献３には、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による偏析の低減、および圧延後の冷却時の変態途中での加速冷却を行う技術が提案されている。これにより、中心偏析部での割れの起点となる島状マルテンサイトの生成、および割れの伝播経路となるマルテンサイトなどの硬化組織の生成を抑制するというものである。

また、特許文献４、特許文献５には、高強度鋼板に対して、低ＳかつＣａ添加により硫化物系介在物の形態制御を行いつつ、低Ｃ−低Ｍｎ化により中心偏析を抑制し、それに伴う強度低下をＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ等の添加と加速冷却により補う方法が提案されている。

一方、鋼構造物の大型化やコスト削減の観点から、より高強度や高靭性を有する鋼板の需要が高まっている。鋼板の特性向上や合金元素削減、熱処理省略を目的として、通常、高強度鋼板は、制御圧延と制御冷却を組み合わせた、いわゆるＴＭＣＰ技術が適用されて製造される。

ＴＭＣＰ技術を用いて鋼材の高強度化を行うには、制御冷却時の冷却速度を大きくすることが有効である。しかしながら、高冷却速度で制御冷却した場合、鋼板表層部が急冷されるため、鋼板内部に比べて表層部の硬さが高くなり、板厚方向の硬さ分布にばらつきが生じる。したがって、鋼板内の材質均一性を確保する観点で問題となる。

特許文献６には、制御冷却に際して、冷却速度を３〜１２℃／ｓという比較的低冷却速度に制御することにより、板厚中心部に対する表面の硬さ上昇を抑える方法が開示されている。

特許文献７には、冷却過程で、フェライトが析出する温度域で待機を行うことにより、鋼板の組織をフェライトとベイナイトの２相組織とし、表層と板厚中心部の硬さの差を低減した、板厚方向に材質差の小さい鋼板の製造方法が開示されている。

また、特許文献８、特許文献９には、圧延後、表層部がベイナイト変態を完了する前に表面を復熱させる高冷却速度の制御冷却を行った、板厚方向に材質差の小さい鋼板の製造方法が開示されている。

特許文献１０、特許文献１１には、高周波誘導加熱装置を用いて、加速冷却後の鋼板表面を内部より高温に加熱して表層部の硬さを低減した、ラインパイプ用鋼板の製造方法が開示されている。

また、特許文献１２には、制御冷却を、鋼板表面温度が５００℃以下となるまで鋼板中央部の平均冷却速度５〜１５℃／ｓで冷却した後、後期冷却で鋼板中央部の平均冷却速度２０〜５０℃／ｓで板厚方向平均温度６００℃以下まで冷却することにより、表層の硬化組織を抑制する方法が開示されている。

一方、鋼板表面のスケール性状にむらがあると、冷却時にスケール厚さに応じてその下部の鋼板の冷却速度に違いを生じて、すなわち鋼板内で部分的に冷却停止温度のばらつきが生じて、スケール性状に対応して板幅方向に鋼板材質のばらつきが生じる。

特許文献１３、特許文献１４には、冷却直前にデスケーリングを行うことにより、スケール性状による冷却むらを低減し、鋼板形状を改善する方法が開示されている。

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５−２７１７６６号公報特開平７−１７３５３６号公報特公平７−１１６５０４号特許第３９１１８３４号特許第３９５１４２８号特許第３９５１４２９号特開２００２−３２７２１２号特許第３７１１８９６号特許第３５４６７２６号特開平９−５７３２７号特許第３７９６１３３号

しかしながら、特許文献１〜５に記載の技術は、いずれも中心偏析部が対象で、中心偏析部以外の部分については考慮されていない。

制御冷却又は直接焼入れによって製造されるＡＰＩ規格Ｘ６５グレード以上の強度を有する高強度鋼板においては、冷却速度の高い鋼板表面部が内部に比べて硬化するため、表面近傍から水素誘起割れが発生するという問題がある。

特許文献６記載の技術は、冷却速度の制限により、高冷却速度による高強度化や合金元素の削減、制御圧延の簡略化等といった制御冷却の効果を十分に活用することができない。特許文献７の製造方法は、Ａｒ_３変態点以下での冷却待機でフェライトを析出させるため強度が低下するとともに、冷却待機時間が必要なため製造効率が悪化する。

特許文献８、特許文献９記載の製造方法は、鋼板の成分により変態挙動が異なると、復熱による十分な材質均質化の効果が得られない場合がある。また、高精度な冷却制御が必要なため、適用範囲が限られるとともに製造効率が悪化する。特許文献１０、特許文献１１記載の製造方法は、加速冷却での表層部の冷却速度が大きいと、鋼板表面の加熱だけでは表層部の硬さを十分に低減できない場合がある。
特許文献１２記載の製造方法は、鋼板の成分により変態挙動が異なると、表層の硬化組織を抑制できない場合があり、十分な材質均質化の効果が得られない場合がある。

また、特許文献１３、特許文献１４記載の方法は、デスケーリングにより、熱間矯正時のスケールの押し込み疵による表面性状不良の低減や、鋼板の冷却停止温度のばらつきを低減して鋼板形状を改善しているが、均一な材質を得るための冷却条件に関しての記載はない。

鋼板の冷却状態は、表面性状だけでなく冷却の強弱によっても影響を受けるため、鋼板表面の冷却速度がばらつくと硬さのばらつきが生じる危険性がある。冷却速度によっては、鋼板表面の冷却状態において、鋼板表面と冷却水の間に気泡の膜が発生する“膜沸騰”と気泡が膜を形成する前に冷却水によって表面から分離される“核沸騰”とが混在し、表面の冷却速度にばらつきを生じる虞がある。それによって鋼板表面の硬さにばらつきを生じることになる。

従って、本発明は、従来、低廉な成分と高冷却速度冷却を組み合わせた場合、鋼板内の材質均一性と耐ＨＩＣ特性を備えた高強度鋼板を製造するこができなかったことを解決し、中央偏析部のＨＩＣとともに表面近傍から発生するＨＩＣに対して優れた耐ＨＩＣ特性を有し、鋼板の板厚方向および板幅方向の硬さのばらつきを低減した、鋼板内の材質均一性及び伸び特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。

上記課題を解決するため、本発明者らは、ＡＰＩ規格Ｘ７０グレードの強度を有する高強度鋼板において、中央偏析部とともに表面近傍からのＨＩＣ発生を防止し、板厚方向および板幅方向の硬さのばらつきを低減し、鋼板内の材質均一性を向上させるために、鋼材の化学成分、ミクロ組織、製造方法を鋭意検討し、表層部の冷却速度や復熱を含む冷却パターンと鋼板内の平均冷却速度を制御することが重要であるとの知見を得て、本発明を完成した。本発明の課題は以下の手段により達成可能である。
（１）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％を含有し、下記（１）式で示されるＣＰ値（質量％）が１．１以下であり、下記（２）式で示されるＣｅｑ値（質量％）が０．３５以上０．４５以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織が表層下３ｍｍ内の領域でベイナイト組織と平均粒径２０μｍ以下で体積率８０％以下（０％を含む）のフェライト組織であり、その他の内部領域でベイナイト組織であり、板厚方向の硬さのばらつきがΔＨ_Ｖ１０３０以下であり、板幅方向の硬さのばらつきがΔＨ_Ｖ１０３０以下であり、鋼板表層部の最高硬さがＨ_Ｖ１０２３０以下であることを特徴とする、鋼板内の材質均一性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
ＣＰ＝４．４６Ｃ（％）＋２．３７Ｍｎ（％）／６＋｛１．７４Ｃｕ（％）＋１．７Ｎｉ（％）｝／１５＋｛１．１８Ｃｒ（％）＋１．９５Ｍｏ（％）＋１．７４Ｖ（％）｝／５＋２２．３６Ｐ（％）・・・（１）
Ｃｅｑ＝Ｃ（％）＋Ｍｎ（％）／６＋（Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％））／１５＋（Ｃｒ（％）＋Ｍｏ（％）＋Ｖ（％））／５・・・（２）
但し、各式において各元素記号は含有量（質量％）。
２．さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、１に記載の鋼板内の材質均一性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
３．さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％の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に記載の鋼板内の材質均一性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
４．１乃至３の何れか一つに記載の化学成分を有する鋼を、１０００℃以上１３００℃以下の温度に加熱し、圧延終了温度が鋼板表面温度でＡｒ_３温度以上で熱間圧延した後、制御冷却の直前に鋼板表面での噴射流の衝突圧が１ＭＰａ以上でデスケーリングを行い、冷却開始時の鋼板表面温度が（Ａｒ_３−８０）℃以上から鋼板表面の冷却速度が２０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下で鋼板表面温度が３００℃以上６００℃以下まで（３）式を満たす条件で１段目の冷却を行い、その後鋼板の平均冷却速度が１５℃／ｓ以上で鋼板の平均温度が２００℃以上６００℃以下まで２段目の冷却を行うことを特徴とする、鋼板内の材質均一性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
３≦（７００−Ｔ）／Ｖ・・・（３）
但し、Ｔ：１段目冷却の鋼板表面冷却終了温度（℃）、Ｖ：１段目冷却の鋼板表面冷却速度（℃／ｓ）
５．４に記載の製造方法で製造された鋼板を用い、管厚方向の硬さのばらつきが△Ｈ_ｖ10３０以下であり、管周方向の硬さのばらつきが△Ｈ_ｖ10３０以下であり、鋼管表層部の最高硬さがＨ_ｖ１０２４８以下であることを特徴とする材質均一性に優れたラインパイプ用高強度鋼管。

本発明によれば、低廉な化学成分でも鋼板内の材質均一性に優れ、且つ耐ＨＩＣ特性や伸び特性に優れる、ラインパイプ用鋼板およびその製造方法が得られ、産業上極めて有用である。

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。

本発明に係る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：０．０２〜０．０８％
Ｃは０．０２％未満では十分な強度が確保できず、０．０８％超えでは加速冷却時に表層部の硬さが上昇するとともに、耐ＨＩＣ特性と靭性を劣化させるため、含有量を０．０２〜０．０８％に規定する。

Ｓｉ：０．０１〜０．５％
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、含有量を０．０１〜０．５％に規定する。

Ｍｎ：０．５〜１．８％
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、１．８％を超えると溶接性と耐ＨＩＣ特性が劣化するため、含有量を０．５〜１．８％に規定する。

Ｐ：０．０１％以下
Ｐは不可避的不純物元素であり、溶接性を劣化させるとともに、中心偏析部の硬さを上昇させることで耐ＨＩＣ性を劣化させる。０．０１％を超えるとその傾向が顕著となるため、含有量の上限を０．０１％に規定する。好ましくは０．００８％以下である。

Ｓ：０．００１％以下
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、０．００１％以下であれば問題ないため、含有量の上限を０．００１％に規定する。

Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０．０１％未満では効果がなく、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、含有量を０．０１〜０．０８％に規定する。

Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
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特性を劣化させるので、含有量を０．０００５〜０．００５％に規定する。上記以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物とする。

ＣＰ＝４．４６Ｃ（％）＋２．３７Ｍｎ（％）／６＋｛１．７４Ｃｕ（％）＋１．７Ｎｉ（％）｝／１５＋｛１．１８Ｃｒ（％）＋１．９５Ｍｏ（％）＋１．７４Ｖ（％）｝／５＋２２．３６Ｐ（％）・・・（１）
但し、Ｃ（％）、Ｍｎ（％）、Ｃｕ（％）、Ｎｉ（％）、Ｃｒ（％）、Ｍｏ（％）、Ｖ（％）、Ｐ（％）は各元素の含有量（質量％）であり、添加しない元素は０とする。

ＣＰ値は、各合金元素の含有量から中心偏析部の材質を推定するために考案された式であり、（１）式で表されるＣＰ値（質量％）を１．０以下とする。ＣＰ値が高いほど中心偏析部の濃度が高くなり、中心偏析部の硬さが上昇する。このＣＰ値を１．０以下とすることでＨＩＣを抑制することが可能となる。また、ＣＰ値が低いほど中心偏析部の硬さが低くなるため、さらに高い耐ＨＩＣ特性が必要な場合はその上限を０．９５とすることが望ましい。

Ｃｅｑ＝Ｃ（％）＋Ｍｎ（％）／６＋（Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％））／１５＋（Ｃｒ（％）＋Ｍｏ（％）＋Ｖ（％））／５・・・（２）
但し、Ｃ（％）、Ｍｎ（％）、Ｃｕ（％）、Ｎｉ（％）、Ｃｒ（％）、Ｍｏ（％）、Ｖ（％）は各元素の含有量（質量％）であり、添加しない元素は０とする。

Ｃｅｑ値は表層の硬さおよび、鋼板全体（全厚）の引張強度特性と相関がある。（２）式で表されるＣｅｑ値を０．３５以上０．４５以下とする。

Ｃｅｑ値が０．３５未満では本発明で狙いとしているＡＰＩ規格Ｘ７０グレードの引張強度５７０ＭＰａ以上を得ることができず、Ｃｅｑ値が０．４５を超えると表層硬さＨＶ≦２３０に抑制することができないため、Ｃｅｑ値は０．３５以上０．４５以下の範囲とする。

以上が本発明の基本化学成分であるが、鋼板の強度靱性をさらに改善する場合、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの１種又は２種以上を含有してもよい。

Ｃｕ：０．５０％以下
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０．５０％を上限とする。

Ｎｉ：０．５０％以下
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０．５０％を上限とする。

Ｃｒ：０．５０％以下
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０．５０％を上限とする。

Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏ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０．５０％を上限とする。

Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの１種又は２種以上
Ｎｂ、ＶおよびＴｉは、鋼板の強度および靭性を高めるために添加する選択元素であり、要求強度に応じて、１種または２種以上を添加することができる。各元素とも、０．００５％未満では効果が無く、０．１％を超えると溶接部の靭性が劣化するので、添加する場合は０．００５〜０．１％の範囲とするのが好ましい。
［金属組織］
金属組織は、引張強度５７０ＭＰａ以上の高強度化を達成するために、ベイナイト組織とする。但し、表層下３ｍｍ内の領域で、ベイナイト組織と平均粒径２０μｍ以下で体積率８０％以下（０％を含む）のフェライト組織とする。

少なくとも表層下３ｍｍ内の領域が平均粒径２０μｍ以下で体積率８０％以下（０％を含む）のフェライト組織と体積率２０％以上のベイナイト組織の混合したベイナイト主体組織の場合、表層硬さが低く、耐ＨＩＣ特性が向上する。表層部にマルテンサイトや島状マルテンサイト（ＭＡ）等の硬質相が生成すると、表層硬さが上昇し、耐ＨＩＣ特性が劣化するとともに、鋼板内の硬さのばらつきが増大して材質均一性が低下する。表層部とは鋼板表面から板厚方向に５ｍｍまでとする。

ベイナイト組織以外に、マルテンサイト、パーライト、島状マルテンサイト、残留オーステナイトなどの金属組織が１種または２種以上混在すると、靭性劣化が生じ、表層硬さが上昇するため、これらの組織は少ない程良いが、体積分率で５％未満の場合には、それらの影響が無視できるため、本発明範囲内とする。

［硬さのばらつき］
板厚方向の硬さのばらつきは荷重１０ｋｇでのビッカース硬さ（以下、Ｈ_Ｖ１０）でΔＨ_Ｖ１０３０以下、板幅方向の硬さのばらつきはΔＨ_Ｖ１０３０以下とする。ΔＨ_Ｖ１０は最高硬さと最低硬さの差とする。

特に、ラインパイプ用高強度鋼板の場合、鋼板の強度や伸び、成形性、耐ＨＩＣ性、耐ＳＣＣ性などを満足させる観点から、鋼板内の硬さのばらつき抑制が要求される。

板厚方向の硬さのばらつきがΔＨ_Ｖ１０３０を超えた場合や、板幅方向の硬さのばらつきがΔＨ_Ｖ１０３０を超えた場合は、上記特性に悪影響を及ぼす。例えば、鋼板表層部の硬さが鋼板内部に比べてΔＨ_Ｖ１０３０を超えて硬くなった場合は、成形後にスプリングバックが起こりやすくなったり、硫化水素に対する割れ感受性が高まったりする。

また、板幅方向の硬さのばらつきがΔＨ_Ｖ１０３０を超えた場合は、成形時に硬い部分と軟らかい部分での変形量の差が所望の形状が得られない程度となり、小板に切断した場合に小板毎の強度や伸びが異なったりする。

鋼板内の材質均一性と耐ＨＩＣ特性の観点からは、板厚方向の硬さのばらつきはΔＨ_Ｖ１０２５以下、板幅方向の硬さのばらつきはΔＨ_Ｖ１０２５以下であることがより好ましい。

［硬さの最大値］
ＡＰＩ規格Ｘ７０グレードの強度を有する高強度鋼板において、鋼板表層部の硬さが上昇すると、水素誘起割れ（ＨＩＣ）を発生する危険性が高まる。鋼板表層部からの水素誘起割れ（ＨＩＣ）を抑制するために、鋼板表層部の硬さ（表面下１ｍｍでの硬さ）をＨ_Ｖ１０２３０以下とする。

なお、冷間成形によりパイプとした後の鋼管表層部（表面下１ｍｍ）の硬さはＨ_Ｖ１０２４８以下であることが望ましい。これは冷間成形時の加工硬化量を考慮している。

本発明に係る高強度鋼板は、熱間圧延し、その後二段冷却する制御冷却を施して製造することができ、各工程における条件は以下の様である。
［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。なお、ここでの温度は加熱炉の炉内温度であり、スラブはこの温度に中心部まで十分に加熱されるものとする。

［熱間圧延］
熱間圧延は、強度および耐ＨＩＣ性能の観点から、圧延終了温度を鋼板表面温度でＡｒ_３温度以上とする。Ａｒ_３温度は、以下の式で求めることができる。

Ａｒ_３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ、但し、各元素記号は含有量（質量％）とする。

また、高い母材靱性を得るためにはオーステナイト未再結晶温度域に相当する９５０℃以下の温度域での圧下率を６０％以上とすることが望ましい。なお、鋼板の表面温度は放射温度計等で測定することができる。

［デスケーリング］
熱間圧延後、制御冷却の直前に鋼板表面での噴射流の衝突圧を１ＭＰａ以上とする高衝突圧のデスケーリングを行う。鋼板表面での噴射流の衝突圧が１ＭＰａ未満では、デスケーリングが不十分でスケールむらが生じる場合があり、表層硬さのばらつきが生じるため、１ＭＰａ以上とする。

制御冷却直前に鋼板表面での噴射流の衝突圧を種々に変化させた予備試験を行い、デスケーリング冷却後の鋼板のスケール厚みが１５μｍ以下となる噴射流の衝突圧として１ＭＰａ以上を求めた。制御冷却後の鋼板のスケール厚さで１５μｍ以下とした場合、板厚方向の硬さのばらつきをΔＨ_Ｖ１０３０以下、且つ板幅方向の硬さのばらつきをΔＨ_Ｖ１０３０以下とすることが可能である。

デスケーリングは高圧水を用いて行うが、鋼板表面での噴射流の衝突圧が１ＭＰａ以上であれば、他の噴射流を用いても構わない。
［制御冷却］
本発明は２段冷却を行い、１段目の冷却は鋼板表面温度で冷却開始温度、冷却停止温度、冷却速度を規定し、２段目の冷却はこれらを鋼板の平均温度（板厚方向の平均温度を指す）で規定する。
［１段目の冷却］
１段目の冷却は、鋼板表面温度で（Ａｒ_３−８０℃）以上から、３００℃以上６００℃以下まで、鋼板表面の冷却速度を２０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下として（３）式を満たして行う。

冷却開始時の鋼板表面温度は（Ａｒ_３−８０℃）以上とする。冷却開始時の鋼板表面温度が（Ａｒ_３−８０℃）未満の場合、制御冷却前のフェライト生成量が多くなり、強度が低下するとともに耐ＨＩＣ特性が劣化するため、（Ａｒ_３−８０℃）以上とする。

また、デスケーリング後、５秒以内に冷却を開始することが望ましい。デスケーリング後、５秒を超えて制御冷却を行うと、スケールが成長して表層部の冷却速度が上昇し、また、制御冷却後の鋼板のスケール厚さが１５μｍを超え、表層硬さの上昇および鋼板内の硬さのばらつきが増大して材質均一性と耐ＨＩＣ特性の劣化が顕著となる。

冷却速度は、１００℃／ｓを超えると、マルテンサイトや島状マルテンサイト（ＭＡ）等の硬質相が生成して、表層硬さが上昇するとともに耐ＨＩＣ特性が劣化するため、１００℃／ｓ以下とする。好ましくは、８０℃／ｓ以下である。

一方、２０℃／ｓ未満では、鋼板の平均冷却速度が低下し、所望の引張強度特性が得られないため、２０℃／ｓ以上とする。

更に、１段目冷却では、鋼板表面の硬化組織の発生を抑制するため、鋼板表面冷却終了温度（℃）と鋼板表面冷却速度を（３）式を満足するように制御する。
３≦（７００−Ｔ）／Ｖ・・・（３）
Ｔ：１段目冷却の鋼板表面冷却終了温度（℃）、Ｖ：１段目冷却の鋼板表面冷却速度（℃／ｓ）
［２段目の冷却］
１段目冷却後、鋼板の平均冷却速度で１５℃／ｓ以上で鋼板の平均温度が２００℃以上６００℃以下まで２段目の冷却を行う。鋼板の平均冷却速度が１５℃／ｓ未満では、ベイナイト組織が得られずに強度低下や耐ＨＩＣ特性が劣化したり、硬さのばらつきが大きくなるため、１５℃／ｓ以上とする。より好ましくは、２０℃／ｓ以上である。

冷却停止温度を鋼板の平均温度で２００℃以上６００℃以下とすると、加速冷却後に生じた鋼板表面温度と鋼板中心温度との差が熱伝導によって解消し、鋼板内でほぼ均一な温度分布となる。鋼板の平均冷却速度、平均温度はいずれも板厚方向の平均値を指す。

鋼板の表面の復熱により硬化組織が抑制され、鋼板内の硬さばらつきを抑制し、かつ硬さの最大値をＨ_Ｖ１０２３０以下に抑制し、耐ＨＩＣ特性の劣化を抑制することができる。

冷却停止温度が２００℃未満では、鋼板表層部の復熱効果が減少するため、硬さ上昇が著しくなり、硬さのばらつきが大きくなるとともに耐ＨＩＣ特性が劣化する。さらに、鋼板に歪みを生じやすくなり、成形性が劣化する。

図１に本発明に係る鋼板の製造に好適な設備の一例を示す。圧延ラインには上流から下流側に向かって熱間圧延機２、高衝突圧デスケリーグ装置３、制御冷却装置４を配置する。また、デスケーリング装置の前に熱間矯正機を設置することもできる。熱間矯正機で鋼板１の形状を改善することにより、噴射流の衝突圧を増大させることができるため、低コストでより効率的にデスケーリングを行うことができる。

本発明に係る高強度鋼板を、プレスベンド成形、ロール成形、ＵＯＥ成形等で管状に成形した後、突き合わせ部を溶接することにより、鋼板内の材質均一性に優れ、高強度かつ耐ＨＩＣ特性に優れた硫化水素を含む原油や天然ガスの輸送に好適なラインパイプ用高強度鋼管（ＵＯＥ鋼管、電縫鋼管、スパイラル鋼管等）を製造することができる。

例えば、ＵＯＥ鋼管は、鋼板の端部を開先加工し、Ｃプレス、Ｕプレス、Ｏプレスで鋼管形状に成形した後、内面溶接および外面溶接で突き合わせ部をシーム溶接し、さらに必要に応じて拡管工程を経て製造される。また、溶接方法は十分な継手強度と継手靭性が得られる方法であれば、いずれの方法でも良いが、優れた溶接品質と製造能率の観点から、サブマージアーク溶接を用いることが好ましい。

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、これを用いて板厚２５ｍｍ〜３８ｍｍの厚鋼板（Ｎｏ．１〜２５）を製造した。

スラブを加熱後、熱間圧延により所定の板厚とした後直ちに、あるいは制御冷却直前に高衝突圧のデスケーリングを行った後、水冷型の制御冷却装置を用いて冷却を行った。各鋼板（Ｎｏ．１〜２５）の製造条件を表２に示す。

得られた鋼板のミクロ組織およびスケール性状を、光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡により観察した。１０視野の断面組織写真を得て、スケール厚さを測定し、１０視野の平均値で評価した。

また、各鋼板の引張特性、硬さ、耐ＨＩＣ特性を測定した。引張特性は、圧延直角方向の全厚試験片（ＡＰＩ規格）を引張試験片として引張試験を行い、降伏強度（０．５％耐力）、引張強度、および全伸びを測定した。

また、ビッカース硬度計で板厚方向の硬さと板幅方向の硬さを測定した。板厚方向の硬さは１ｍｍピッチで全厚を測定し、板幅方向の硬さは２０ｍｍピッチで全幅を測定した。なお、板幅方向の硬さは、表層１ｍｍ位置（表層から板厚（ｔ）方向へ１ｍｍ）、板厚（ｔ）／４位置、板厚（ｔ）／２位置（板厚中心部）で測定したが、いずれの鋼板も表層１ｍｍ位置において硬さのばらつきが最大を示したので、板幅方向の硬さのばらつきは表層１ｍｍ位置で評価した。硬さの測定はいずれも荷重１０ｋｇでおこなった。

耐ＨＩＣ特性は、ＮＡＣＥＳｔａｎｄａｒｄＴＭ−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特性良好と判断した。

また、母材靭性については、圧延垂直方向のフルサイズシャルピーＶノッチ試験片を３本採取し、シャルピー試験を行い、−３０℃での吸収エネルギーを測定し、その平均値を求めた。−３０℃での吸収エネルギーが２００Ｊ以上のものを良好とした。

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７０ｋＪ／ｃｍに相当する熱履歴を加えた試験片を３本採取し、シャルピー試験を行った。試験温度−３０℃での吸収エネルギーを測定し、その平均値を求めた。−３０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上のものを良好とした。

さらに、ＡＰＩ−５Ｌに準拠したＤＷＴＴ試験片を鋼板から採取し、０〜−８０℃の試験温度で試験を行い、ＳＡ値（ＳｈｅａｒＡｒｅａ：延性破面率）が８５％となる遷移温度を求めた。

本発明範囲は、高強度鋼板として降伏強度４８５ＭＰａ以上、引張強度５７０ＭＰａ以上、表層１ｍｍ位置のミクロ組織は平均粒径２０μｍ以下で体積率８０％以下（０％を含む）のフェライト組織とベイナイト組織、ｔ／２位置(ｔは板厚（ｍｍ））のミクロ組織はベイナイト組織、板厚方向と板幅方向の硬さのばらつきはΔＨ_Ｖ１０３０以下、硬さの最大値がＨ_Ｖ１０２３０以下、母材部のシャルピー試験でのｖＥ−３０を２００Ｊ以上、ＤＷＴＴ試験での８５％ＳＡＴＴを−５０℃以下、再現ＨＡＺシャルピー試験でのｖＥ−３０を１００Ｊ以上、ＨＩＣ試験で割れが認められないこととした。

測定結果を表３に示す。

Ｎｏ．１〜１２は、化学成分および製造方法が本発明の範囲内の本発明例である。いずれも、降伏強度４８５ＭＰａ以上、引張強度５７０ＭＰａ以上、板厚方向と板幅方向の硬さのばらつきはΔＨ_Ｖ１０３０以下、硬さの最大値がＨ_Ｖ１０２３０以下で、且つ鋼板のミクロ組織は、表層１ｍｍ位置は平均粒径２０μｍ以下で体積率８０％以下（０％を含む）のフェライト組織とベイナイト組織、ｔ／２位置(ｔは板厚（ｍｍ））はベイナイト組織であり、母材靱性、ＨＡＺ靱性および耐ＨＩＣ特性（割れが認められない場合を耐ＨＩＣ特性良好と判断して○で、割れが発生した場合を×で表示）とも良好であった。

一方、Ｎｏ．１３〜２０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の実施例である。Ｎｏ．１３は、スラブ加熱温度が低く、ミクロ組織の均質化と炭化物の固溶が不十分であり低強度であった。

Ｎｏ．１４は、冷却開始温度が低く、フェライトが析出しすぎたため、低強度であり、且つ耐ＨＩＣ特性が劣っていた。Ｎｏ．１５は、制御冷却条件が本発明範囲外で、ミクロ組織として板厚中心部でパーライトが析出しすぎたため、低強度であり、且つ耐ＨＩＣ特性が劣っていた。

Ｎｏ．１６は、冷却停止温度が低く、マルテンサイトや島状マルテンサイト（ＭＡ）の硬質相が生成したため、硬さのばらつきがΔＨ_Ｖ１０３０を超えており、鋼板内の材質均一性と耐ＨＩＣ特性が劣っていた。Ｎｏ．１７は、制御冷却直前のデスケーリングの衝突圧が低く、且つ冷制御却条件が本発明範囲外であるため、板厚方向と板幅方向の硬さのばらつきがΔＨ_Ｖ１０３０を超えており、鋼板内の材質均一性に劣っていた。

Ｎｏ．１８〜Ｎｏ．２０は、いずれも制御冷却直前のデスケーリングを行っていないか、衝突圧が低いため、表層部の冷却速度が増加してマルテンサイトが生成し、板厚方向と板幅方向の硬さのばらつきがΔＨ_Ｖ１０３０を超えており、鋼板内の材質均一性と耐ＨＩＣ特性が劣っていた。

Ｎｏ．２１〜Ｎｏ．２５は、化学成分が本発明の範囲外であり、硬さのばらつきがΔＨ_Ｖ１０３０を超えているか、耐ＨＩＣ特性が劣っていた。

１鋼板
２熱間圧延機
３高衝突圧デスケーリング装置
４制御冷却装置

Claims

質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％を含有し、下記（１）式で示されるＣＰ値（質量％）が１．１以下であり、下記（２）式で示されるＣｅｑ値（質量％）が０．３５以上０．４５以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織が表面下１ｍｍの領域でベイナイト組織と平均粒径２０μｍ以下で体積率８０％以下（０％を含む）のフェライト組織であり、ｔ／２位置（ｔは板厚）でベイナイト組織であり、板厚方向の硬さのばらつきがΔＨ_Ｖ１０３０以下であり、板幅方向の硬さのばらつきがΔＨ_Ｖ１０３０以下であり、表面下１ｍｍでの鋼板表層部の最高硬さがＨ_Ｖ１０２３０以下であり、引張強度が５７０ＭＰａ以上であることを特徴とする、鋼板内の材質均一性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
ＣＰ＝４．４６Ｃ（％）＋２．３７Ｍｎ（％）／６＋｛１．７４Ｃｕ（％）＋１．７Ｎｉ（％）｝／１５＋｛１．１８Ｃｒ（％）＋１．９５Ｍｏ（％）＋１．７４Ｖ（％）｝／５＋２２．３６Ｐ（％）・・・（１）
Ｃｅｑ＝Ｃ（％）＋Ｍｎ（％）／６＋（Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％））／１５＋（Ｃｒ（％）＋Ｍｏ（％）＋Ｖ（％））／５・・・（２）
但し、各式において各元素記号は含有量（質量％）。
さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下の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に記載の鋼板内の材質均一性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％の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または請求項２に記載の鋼板内の材質均一性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
請求項１乃至３の何れか一つに記載の化学成分を有する鋼を、１０００℃以上１３００℃以下の温度に加熱し、圧延終了温度が鋼板表面温度でＡｒ_３温度以上で熱間圧延した後、制御冷却の直前に鋼板表面での噴射流の衝突圧が１ＭＰａ以上でデスケーリングを行い、冷却開始時の鋼板表面温度が（Ａｒ_３−８０）℃以上から鋼板表面の冷却速度が２０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下で鋼板表面温度が３００℃以上６００℃以下まで（３）式を満たす条件で１段目の冷却を行い、その後鋼板の平均冷却速度が１５℃／ｓ以上で鋼板の平均温度が２００℃以上６００℃以下まで２段目の冷却を行うことを特徴とする、金属組織が表面下１ｍｍの領域でベイナイト組織と平均粒径２０μｍ以下で体積率８０％以下（０％を含む）のフェライト組織であり、ｔ／２位置（ｔは板厚）でベイナイト組織であり、板厚方向の硬さのばらつきがΔＨ_Ｖ１０３０以下であり、板幅方向の硬さのばらつきがΔＨ_Ｖ１０３０以下であり、表面下１ｍｍでの鋼板表層部の最高硬さがＨ_Ｖ１０２３０以下であり、引張強度が５７０ＭＰａ以上である、鋼板内の材質均一性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
３≦（７００−Ｔ）／Ｖ・・・（３）
但し、Ｔ：１段目冷却の鋼板表面冷却終了温度（℃）、Ｖ：１段目冷却の鋼板表面冷却速度（℃／ｓ）
請求項４に記載の製造方法で製造された鋼板を用い、管厚方向の硬さのばらつきが△Ｈ_Ｖ１０３０以下であり、管周方向の硬さのばらつきが△Ｈ_Ｖ１０３０以下であり、表面下１ｍｍでの鋼管表層部の最高硬さがＨ_Ｖ１０２４８以下である鋼管を製造することを特徴とする材質均一性に優れたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法。