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WO2013047702A1 - ラインパイプ用ホットコイル及びその製造方法 - Google Patents

ラインパイプ用ホットコイル及びその製造方法 Download PDF

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WO2013047702A1
WO2013047702A1 PCT/JP2012/074969 JP2012074969W WO2013047702A1 WO 2013047702 A1 WO2013047702 A1 WO 2013047702A1 JP 2012074969 W JP2012074969 W JP 2012074969W WO 2013047702 A1 WO2013047702 A1 WO 2013047702A1
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WO
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hot
cooling
steel sheet
hot coil
line pipe
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Ceased
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PCT/JP2012/074969
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English (en)
French (fr)
Inventor
原　卓也
木下　健
田中　和明
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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Publication date
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Priority to US14/236,957 priority patent/US9062363B2/en
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    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies

Definitions

  • the present invention relates to a hot coil for a line pipe and a method for producing the same, and more particularly to a hot coil suitable for use in a line pipe for transporting natural gas and crude oil and a method for producing the hot coil.
  • high-strength line pipes are increasing in order to 1) improve transportation efficiency by increasing pressure and 2) improve site construction efficiency by reducing the outer diameter and weight of line pipes.
  • high-strength line pipes up to American Petroleum Institute (API) standard X120 (tensile strength of 915 MPa or more) are in practical use.
  • API American Petroleum Institute
  • These high-strength line pipes are generally manufactured by the UOE method, the bending roll method, the JCOE method, or the like.
  • line pipes for long-distance transportation line pipes equivalent to API standard X60-70 are still widely used.
  • a line pipe corresponding to X60 to 70 a spiral steel pipe or an ERW steel pipe having a high local construction efficiency is often used.
  • a hot rolled steel sheet that is not wound in a coil shape As a material used for manufacturing a line pipe, when a line pipe is manufactured by a UOE method, a bending roll method, and a JCOE method, a hot rolled steel sheet that is not wound in a coil shape is used. On the other hand, when manufacturing a spiral steel pipe or an ERW steel pipe, a hot-rolled steel sheet wound in a coil shape is used.
  • a hot-rolled steel sheet not wound in a coil shape is referred to as a thick plate
  • a hot-rolled steel sheet wound in a coil shape is referred to as a hot coil.
  • Patent Documents 1 to 10 describe hot coils used for manufacturing spiral steel pipes or ERW steel pipes.
  • Patent Documents 11 to 14 describe thick plates used when manufacturing line pipes by the UOE method, bending roll method, and JCOE method.
  • Line pipes for transporting combustibles such as crude oil and natural gas are required not only for reliability at room temperature but also for cold regions, so reliability at low temperatures is also required. Accordingly, the thick plate and hot coil, which are materials for the line pipe, are required to reduce variation in normal temperature strength and to improve low-temperature toughness.
  • the thick plates described in Patent Documents 11 to 14 do not have a winding process, the degree of freedom in conditions for cooling the hot-rolled steel sheet is large, and a stable and uniform steel structure can be obtained. In addition, since there is no winding process, a desired steel structure can be stably obtained because sufficient time can be taken to keep the steel sheet in the recrystallization temperature range between rough rolling and finish rolling. As a result, the room temperature strength variations of the thick plates described in Patent Documents 11 to 14 are small, and the low temperature toughness is also excellent.
  • Patent Documents 1 to 10 describe that the method of cooling the hot-rolled steel sheet is improved in order to reduce hot coil strength variation and improve low-temperature toughness.
  • Patent Documents 1 and 2 and 6 to 9 describe that the steel sheet after hot rolling is cooled in multiple stages.
  • there is a winding process in manufacturing a hot coil and rough rolling and finish rolling are continuously performed, which increases the restrictions on manufacturing conditions. Therefore, it has been difficult to obtain a hot coil that does not have a desired steel structure, has a small variation in normal temperature strength, and is excellent in low-temperature toughness only by improving the cooling method described in Patent Documents 1 to 10.
  • An object of the present invention is to provide a hot coil for a line pipe and a method for manufacturing the same, in which a variation in room temperature strength is reduced and a low temperature toughness is improved even in a hot coil in which manufacturing conditions are often limited by a winding process.
  • the normal temperature strength means tensile strength (TS), yield strength, yield ratio, and hardness at normal temperature.
  • the present inventors have conducted intensive research and obtained the following knowledge. a) In order to reduce the variation in room temperature strength, it is necessary to make the base structure uniform in the plate thickness direction and the longitudinal direction after making the effective crystal grain size of the steel plate constituting the hot coil 10 ⁇ m or less. That is, it is not sufficient to make the base structure of the steel plate constituting the hot coil uniform in the thickness direction and the longitudinal direction as in the prior art. b) When the effective grain size of the steel structure is 10 ⁇ m or less, and the total of bainite and acicular ferrite is set to a predetermined area ratio or more as the base structure, the low temperature toughness is also improved.
  • the present invention has been made on the basis of the above findings, and the gist thereof is as follows. (1) In mass%, C: 0.03-0.10%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.5 to 2.5%, P: 0.001 to 0.03%, S: 0.0001 to 0.0030%, Nb: 0.0001 to 0.2%, Al: 0.0001 to 0.05%, Ti: 0.0001 to 0.030% and B: 0.0001 to 0.0005%
  • the balance is the composition of iron and inevitable impurities, and the steel structure at the center of the plate thickness has an effective crystal grain size of 2 to 10 ⁇ m, and the total area ratio of bainite and acicular ferrite is 60 to 99%.
  • the absolute value of AB is 0 to 30%
  • the plate thickness is 7 A hot coil for a line pipe, characterized in that it has a tensile strength TS in the width direction of 400 to 700 MPa.
  • the hot coil is further in mass%, Cu: 0.01 to 0.5%, Ni: 0.01 to 1.0%, Cr: 0.01 to 1.0%, Mo: 0.01 to 1.0%, V: 0.001 to 0.10%, W: 0.0001 to 0.5%, Zr: 0.0001 to 0.050% Ta: 0.0001 to 0.050% Mg: 0.0001 to 0.010%, Ca: 0.0001 to 0.005%, REM: 0.0001 to 0.005%, Y: 0.0001 to 0.005%, Hf: 0.0001 to 0.005% and Re: 0.0001 to 0.005% 1 type or 2 types or more are contained,
  • the hot coil for line pipes as described in said (1) characterized by the above-mentioned.
  • the hot-rolled steel sheet is retained for 100 to 500 seconds at least once between each rolling pass in the recrystallization temperature range for 0 to 500 seconds, and the obtained hot-rolled steel sheet is cooled separately in the first and second stages.
  • the hot rolled steel sheet in the former stage cooling, is cooled by 0.5 to 15 ° C./second at the center of the thickness of the hot rolled steel sheet until the surface temperature of the hot rolled steel sheet reaches 600 ° C. from the cooling start temperature of the former stage.
  • a method for producing a hot coil for a line pipe characterized in that cooling is performed at a speed and cooling is performed at a sheet thickness central portion of a hot-rolled steel sheet at a cooling rate faster than the preceding stage.
  • the steel slab is further in mass%, Cu: 0.01 to 0.5%, Ni: 0.01 to 1.0%, Cr: 0.01 to 1.0%, Mo: 0.01 to 1.0%, V: 0.001 to 0.10%, W: 0.0001 to 0.5%, Zr: 0.0001 to 0.050% Ta: 0.0001 to 0.050% Mg: 0.0001 to 0.010%, Ca: 0.0001 to 0.005%, REM: 0.0001 to 0.005%, Y: 0.0001 to 0.005%, Hf: 0.0001 to 0.005% and Re: 0.0001 to 0.005% 1 or 2 types or more are contained,
  • the manufacturing method of the hot coil for line pipes as described in said (3) characterized by the above-mentioned.
  • the cooling of the preceding stage is started from a temperature range of 800 to 850 ° C., and the temperature range of 800 to 600 ° C. is cooled at a cooling rate of 0.5 to 10 ° C./second at the center of the plate thickness.
  • the cooling in the preceding stage is started from a temperature range of 800 to 850 ° C., and the temperature range of 800 to 600 ° C. is cooled at a cooling rate of 0.5 to 10 ° C./second at the center of the plate thickness.
  • the method for producing a hot coil for a line pipe according to (5) which is characterized in that
  • the effective crystal grain size is set to a predetermined value or less, and the specific base structure is made uniform at the surface and the center of the plate thickness, thereby reducing the variation in room temperature strength and excellent in low temperature toughness.
  • a hot coil can be provided.
  • it is a hot coil that needs to be wound by both retaining the steel sheet during hot rolling between each rolling pass in the recrystallization temperature range and cooling the steel sheet after hot rolling in two stages. Even if it exists, the manufacturing method of the hot coil for line pipes which has the small dispersion
  • FIG. 1 is a graph showing the relationship between the sum of bainite and acicular ferrite and the Charpy impact absorption energy at ⁇ 20 ° C. of a hot coil having a plate thickness of 16 mm.
  • FIG. 2 is a diagram showing the influence of the cooling method on the variation in the sheet thickness direction of the steel sheet hardness.
  • the effective crystal grain size of the steel structure at the center of the plate thickness is in the range of 2 to 10 ⁇ m. If the effective crystal grain size of the steel structure at the center of the plate thickness exceeds 10 ⁇ m, the effect of crystal grain refinement cannot be obtained, and desired characteristics cannot be obtained regardless of the base structure.
  • the thickness is preferably 7 ⁇ m or less.
  • the effective crystal grain size of the steel structure at the center of the plate thickness is less than 2 ⁇ m, the crystal grain refinement effect is saturated. Preferably it is 3 ⁇ m or more.
  • the effective grain size of the steel structure was defined as the equivalent circle diameter of the region surrounded by the boundary having a crystal orientation difference of 15 ° or more using EBSP (Electron Back Scattering Pattern).
  • Step structure in the center of the plate thickness 60 to 99% of the total area ratio of bainite and acicular ferrite
  • the effective crystal grain size is set to 2 to 10 ⁇ m, and the area ratio of bainite and acicular ferrite at the center of the plate thickness is used as the base structure. It is necessary to make it 60 to 99% in total.
  • the Charpy absorbed energy at ⁇ 20 ° C. of the hot coil is less than 150 J and the DWTT (Drop Weight Tear Test) ductile fracture surface ratio at 0 ° C. is 85.
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the total area ratio of bainite and acicular ferrite and the Charpy impact absorption energy at ⁇ 20 ° C. in a hot coil having a plate thickness of 16 mm. As is clear from FIG. 1, the Charpy impact absorption energy at ⁇ 20 ° C. rapidly decreases when the total area ratio of bainite and acicular ferrite is less than 60%.
  • the area of bainite and acicular ferrite The total rate is preferably 80% or more.
  • the hot coil can contain inevitable steel structures such as cementite and pearlite, the total area ratio of bainite and acicular ferrite is 99. % Is the upper limit.
  • bainite has a structure in which carbides are precipitated between laths or massive ferrites, or a structure in which carbides are precipitated in the laths.
  • a structure in which carbides are not precipitated between the laths or in the laths is martensite and is distinguished from bainite.
  • the absolute value of AB is 0 to 30%
  • the base structure generally varies in the plate thickness direction and the longitudinal direction. In order to improve the reliability of the line pipe, it is necessary to make the base structures in the thickness direction and the longitudinal direction of the hot coil used for manufacturing the line pipe uniform. In other words, it is necessary to reduce the difference between the base tissues at any two sites.
  • the absolute value of AB is defined.
  • the absolute value of AB exceeds 30%, it means that the base structure of the linepipe hot coil varies greatly in the plate thickness direction and the longitudinal direction. If this variation is large, the room temperature strength of the hot coil for the line pipe varies, and as a result, the reliability of the plate thickness line pipe decreases. Therefore, the absolute value of AB is 30% or less. Preferably it is 20% or less. On the other hand, the lower limit of the absolute value of AB is 0%. An absolute value AB of 0% indicates no variation.
  • the absolute value of AB is in the range of 0 to 30% even in the conventional hot coil manufacturing method.
  • the absolute value of AB cannot be in the above range unless the manufacturing method of the present invention described later. This is particularly noticeable when the plate thickness is 10 mm or more.
  • the plate thickness of the hot coil of the present invention is in the range of 7 to 25 mm. The range of 10 to 25 mm is preferable.
  • the hot coil for a line pipe of the present invention is a material for producing a line pipe corresponding to API standard X60 to 70, which is most frequently used as a main line pipe for long-distance transportation. Therefore, the tensile strength TS in the width direction needs to be 400 to 700 MPa so as to satisfy API standards X60 to 70.
  • the hot coil for a line pipe of the present invention can be obtained by hot rolling a steel slab having a predetermined component composition.
  • the method for producing the steel slab may be a continuous casting method or a steel ingot method.
  • the component composition will be described later.
  • Step reheating temperature 1000-1250 ° C
  • the time required for the recrystallization temperature range is shortened during hot rolling, and the steel sheet during hot rolling cannot be sufficiently recrystallized.
  • austenite grains become coarse. Therefore, the heating temperature of the steel slab is in the range of 1000 to 1250 ° C.
  • the reduction ratio in the recrystallization temperature range is less than 1.9, the effective crystallization of the steel structure can be achieved no matter how long the steel sheet during hot rolling is retained between the rolling passes in the recrystallization temperature range.
  • the particle size cannot be 10 ⁇ m or less.
  • it is 2.5 or more. This is because the residence time of the steel sheet during hot rolling between the rolling passes in the recrystallization temperature range can be shortened.
  • the degree of recrystallization after rolling is saturated.
  • it is 3.6 or less. This is because even if the reduction ratio is 3.6, recrystallization to the extent that there is no practical problem can be obtained.
  • Step retention during hot rolling 100 to 500 seconds at least once between each rolling pass in the recrystallization temperature range
  • the plate thickness after finish rolling that is, the plate thickness of the hot coil is less than 7 mm
  • no retentive time is provided in rough rolling, and even if finish rolling is continuously performed, recrystallization is promoted and non-recrystallized.
  • the reduction in the area can also be secured.
  • the effective crystal grain size of the steel structure can be made 10 ⁇ m or less.
  • the hot coil of the present invention if the plate thickness is 7 mm or more, it is sufficient that the steel plate during hot rolling is not retained for 100 seconds or more at least once between each rolling pass in the recrystallization temperature range. Austenite cannot be recrystallized. Moreover, the rolling reduction in finish rolling cannot be taken sufficiently. Therefore, in order to manufacture a hot coil having a thickness of 7 to 25 mm, which is the object of the present invention, the steel sheet is retained for 100 seconds or more between rolling passes at least once during the rough rolling in the recrystallization temperature range.
  • the temperature range to make it stay is less than 1000 degreeC. This is because if it is retained at 1000 ° C. or higher, grain growth after recrystallization increases and low temperature toughness deteriorates. Then, after the stay, the remaining pass of rough rolling is performed, and then finish rolling is performed, so that the amount of reduction in the non-recrystallized region can be sufficiently secured. As a result, the effective crystal grain size of the steel sheet after winding, that is, the effective crystal grain size of the hot coil for line pipe can be made 10 ⁇ m or less.
  • the residence time per time is 500 seconds or less. Preferably it is 400 seconds or less.
  • the residence time in the rolling pass in which the steel sheet during hot rolling is not retained is 0 seconds.
  • the total area ratio of bainite and acicular ferrite which are base structures, can be made uniform in the thickness direction and the longitudinal direction by the manufacturing method described below. That is, the absolute value of AB can be in the range of 0 to 30% when the sum of the area ratios of bainite and acicular ferrite at two arbitrary sites is A and B, respectively.
  • the base structure varies in the thickness direction and the longitudinal direction, and as a result, the hardness of the hot coil wound with the steel sheet varies in the thickness direction and the longitudinal direction. In particular, the variation in the thickness direction is large.
  • the aqueous medium boils. The form of boiling is nucleate boiling when the surface temperature of the steel sheet is high, and film boiling when the surface temperature of the steel sheet is low.
  • the aqueous medium boils in either nucleate boiling or film boiling form, the steel sheet is stably cooled.
  • the steel plate can be cooled uniformly if it instantaneously changes from nucleate boiling to film boiling.
  • the steel sheet is cooled through a temperature range in which transition boiling occurs in which both nucleate boiling and film boiling are mixed.
  • the transition boiling temperature range is passed in a short time so that the steel sheet is not cooled for a long time in the state of transition boiling, and the cooling of the steel sheet after hot rolling is divided into two stages, the first stage and the second stage.
  • FIG. 2 is a diagram showing the influence of the cooling method on the variation in the thickness direction of the steel sheet hardness.
  • the hardness in the vicinity of the surface layer of the steel sheet increases, and the hardness does not become constant in the sheet thickness direction. Arise.
  • the hardness in the plate thickness direction becomes constant and no variation occurs. It can be seen that the two-stage cooling is effective for reducing the variation in the thickness direction of the base structure because the variation in hardness is caused by the variation in the base structure. Such a phenomenon also occurs in the longitudinal direction of the steel plate.
  • the cooling rate of the first stage is 0.5 to 15 ° C./second at the center of the thickness of the hot-rolled steel sheet until the surface temperature of the hot-rolled steel sheet reaches 600 ° C. from the cooling start temperature of the previous stage.
  • the aqueous medium nucleates and transition boiling does not occur. Accordingly, it is not necessary to particularly shorten the cooling time of the hot-rolled steel sheet in this temperature range, and therefore it is not necessary to set the cooling rate at the center part of the sheet thickness to more than 10 ° C / second.
  • the cooling rate exceeds 15 ° C./second, it is advantageous to set the cooling rate to 15 ° C./second or less from the viewpoint of martensite transformation and the formation of bainite being suppressed. Preferably, it is 8 ° C./second or less.
  • the cooling rate is less than 0.5 ° C./second, it takes too much time until the surface temperature of the hot-rolled steel sheet reaches 600 ° C., thereby impairing productivity. Therefore, the cooling rate of the central portion of the plate thickness needs to be 0.5 ° C./second or more. Preferably, it is 3 ° C./second or more.
  • the cooling rate of 0.5 to 15 ° C./second is the cooling rate at the center of the thickness of the hot-rolled steel sheet, but 1.0 to 30 ° C./second when converted to the surface cooling rate of the hot-rolled steel sheet.
  • the cooling rate of the latter stage needs to be faster than the former stage at the center of the thickness of the hot rolled steel sheet.
  • the hot-rolled steel sheet having a surface temperature of less than 600 ° C. due to the preceding cooling is used for the subsequent cooling. If the cooling rate of the latter stage is slower than that of the former stage at the center of the thickness of the hot-rolled steel sheet, transition boiling occurs from the nucleate boiling to the film boiling when the transition proceeds from the former stage to the latter stage. As a result, the steel sheet cannot be cooled uniformly, and the base structure of the hot-rolled steel sheet varies in the thickness direction and the longitudinal direction. This is because transition boiling tends to occur when the surface of the hot-rolled steel sheet is 450 to 600 ° C.
  • a preferable subsequent cooling rate is in the range of 40 to 80 ° C./second on the steel sheet surface.
  • the range is more preferably 50 to 80 ° C./second, and further preferably 60 to 80 ° C./second.
  • the ranges are 10 to 40 ° C./sec, 15 to 40 ° C./sec, and 20 to 40 ° C./sec, respectively.
  • the aqueous medium is supplied to the surface of the steel plate from both the gravitational direction and the antigravity direction.
  • the supply amount of the aqueous medium in the gravitational direction and the antigravity direction has the following relationship: Satisfied.
  • Qg / Qc 1-10
  • Qg Aqueous medium supply amount in the gravity direction (m 3 / sec)
  • Qc Aqueous medium supply amount in anti-gravity direction (m 3 / sec)
  • the hot coil for line pipe of the present invention may be manufactured under the following conditions.
  • the rolling ratio in the non-recrystallization temperature region is preferably 2.5 to 4.0. This is because if the reduction ratio in the non-recrystallization temperature region is 2.5 or more, the effective crystal grain size can be further reduced to 10 ⁇ m or less. On the other hand, even if it exceeds 4.0, there is no change in the effective crystal grain size.
  • Cooling in the first stage is started at 800 to 850 ° C., and the cooling rate in the first stage is 0.5 to 10 ° C./second at the center of the plate thickness in the temperature range where the surface temperature of the hot-rolled steel sheet is 800 ° C. to 600 ° C. It is preferable that This is because by setting the cooling start temperature in the previous stage to 800 to 850 ° C., ferrite can be generated, the yield ratio of the steel sheet is lowered, and the deformability is improved.
  • the coiling temperature after cooling in the latter stage is preferably set to 450 to 600 ° C. This is because the total area ratio of bainite and acicular ferrite can be further increased, and the low-temperature toughness can be further improved.
  • C (C: 0.03-0.10%) C is an element indispensable as a basic element for improving the strength of the base metal in steel. Therefore, addition of 0.03% or more is necessary. On the other hand, excessive addition exceeding 0.10% causes a decrease in weldability and toughness of the steel material, so the upper limit is made 0.10%.
  • Si 0.01-0.50%
  • Si is an element necessary as a deoxidizing element at the time of steel making, and it is necessary to add 0.01% or more to the steel.
  • the upper limit is made 0.50%.
  • Mn is an element necessary for ensuring the strength and toughness of the base material.
  • Mn exceeds 2.5%, the toughness of the HAZ is remarkably lowered when a steel plate is welded to produce a line pipe.
  • Mn is in the range of 0.5 to 2.5%.
  • P is an element that affects the toughness of steel.
  • P exceeds 0.03%, not only the base material but also the toughness of HAZ is remarkably lowered when the steel plate is welded to form a line pipe. Therefore, the upper limit is made 0.03%.
  • P is an impurity element, it is preferable to reduce the content as much as possible, but the lower limit is set to 0.001% from the viewpoint of refining costs.
  • Nb 0.0001 to 0.2%
  • carbide and nitride are formed in the steel and the strength is improved.
  • the toughness is reduced. Therefore, Nb is set in the range of 0.0001 to 0.2%.
  • Al 0.0001 to 0.05%
  • Al is usually added as a deoxidizer. However, if added over 0.05%, Ti-based oxides are not generated, so the upper limit is made 0.05%. On the other hand, since a certain amount is necessary for reducing the amount of oxygen in the molten steel, the lower limit is made 0.0001%.
  • Ti 0.0001 to 0.030%
  • Ti is added in an amount of 0.0001% or more as a deoxidizing material and further as a nitride forming element, crystal grains are refined.
  • the upper limit is made 0.030%. Therefore, Ti is set in the range of 0.0001 to 0.030%.
  • the characteristics of the hot coil for line pipe can be further improved by arbitrarily adding one or more of the following elements.
  • Cu is an element effective for increasing the strength without decreasing the toughness. To increase the strength, it is preferable to add 0.01% or more. On the other hand, if it exceeds 0.5%, cracking is likely to occur when the steel piece is heated or welded. Therefore, Cu is preferably in the range of 0.01 to 0.5%.
  • Ni 0.01-1.0%
  • Ni is an element effective for improving toughness and strength, and in order to obtain the effect, addition of 0.01% or more is preferable.
  • addition exceeding 1.0% lowers the weldability when producing a line pipe, so the upper limit is preferably made 1.0%.
  • the upper limit is preferably set to 1.0%.
  • Mo 0.01-1.0%
  • Mo improves hardenability and at the same time forms carbonitride and improves strength.
  • addition of 0.01% or more is preferable.
  • the upper limit is preferably made 1.0%.
  • V (V: 0.001 to 0.10%) V forms carbides and nitrides and is effective in improving strength. Addition of 0.001% or more is preferable for improving the strength. On the other hand, if it exceeds 0.10%, the toughness is reduced, so the upper limit is preferably made 1.0%.
  • W has an effect of improving hardenability and simultaneously forming carbonitride to improve strength.
  • W is preferably added in an amount of 0.0001% or more.
  • the upper limit is preferably set to 0.5%.
  • Zr and Ta like Nb, form carbides and nitrides and are effective in improving strength. In order to improve the strength, it is preferable to add 0.0001% or more of Zr and Ta, respectively. On the other hand, if each of Zr and Ta is added in excess of 0.050%, the toughness is reduced, so the upper limit is preferably made 0.050% or less.
  • Mg 0.0001-0.010%
  • Mg is added as a deoxidizing material, but if added over 0.010%, a coarse oxide is likely to be generated, and when producing a line pipe, when the steel plate is welded, the base material and HAZ toughness is reduced.
  • addition of less than 0.0001% makes it difficult to produce oxides necessary for intragranular transformation and pinning particles. Therefore, Mg is preferably in the range of 0.0001 to 0.010%.
  • Ca, REM, Y, Hf, and Re suppress the generation of elongated MnS by generating sulfides, and improve the characteristics in the thickness direction of the steel material, particularly the lamellar resistance.
  • Ca, REM, Y, Hf, and Re are each added in an amount of less than 0.0001%, this improvement effect cannot be obtained.
  • a steel piece having a thickness of 240 mm having the composition shown in Tables 1 and 2 was heated to a range of 1100 to 1210 ° C., and then roughly rolled to a plate thickness in the range of 70 to 100 mm, Hot rolling was performed in the crystallization temperature range. Then, as finish rolling, hot rolling was performed in a non-recrystallization temperature range of 750 to 880 ° C. to a thickness of 3 to 25 mm. Thereafter, the former cooling process was started when the surface temperature of the steel sheet was in the range of 750 to 850 ° C., and the latter cooling process was started when the surface temperature of the steel sheet was in the range of 550 to 700 ° C.
  • Tables 3 to 4 show the detailed manufacturing conditions.
  • the transfer thickness in Tables 3 to 4 is the thickness of the steel sheet when the rough rolling is completed and transferred to finish rolling.
  • the steel structure and mechanical properties of the hot coil thus obtained were investigated.
  • the base structure measured the total area ratio of bainite and acicular ferrite every 2 mm in the plate thickness direction and every 5000 mm in the longitudinal direction in addition to the center portion of the plate thickness. Then, ten arbitrary two sets were selected from each measurement site, the absolute values of AB were calculated for each set, and the minimum and maximum absolute values in the calculated 10 sets were obtained.
  • the effective crystal grain size was measured by the method using EBSP described above at the center of the plate thickness of the hot coil. Further, at the base tissue measurement position, the Vickers hardness Hv was also measured, and the maximum value and the minimum value were obtained in the same manner as the base tissue, and the difference was regarded as variation.
  • the invention examples of hot coil Nos. 1 to 17 and 30 to 47 all have an area ratio of bainite and acicular ferrite even if the plate thickness is 7 to 25 mm.
  • the total and effective crystal grain size are within a predetermined range.
  • the tensile strength (TS) is 400 to 700 MPa, and the variation thereof is 60 MPa or less.
  • the variation in Vickers hardness is 20 Hv or less.
  • the Charpy impact absorption energy at ⁇ 20 ° C. was 150 J or more
  • the DWTT ductile fracture surface ratio at 0 ° C. was 85% or more.
  • the Charpy impact absorption energy at ⁇ 40 ° C. is 200 J or more
  • the DWTT ductile fracture surface ratio at ⁇ 20 ° C. is 85% or more.
  • hot coil No. In Comparative Examples 18 to 29, since the total area ratio of bainite and acicular ferrite and at least one of the effective crystal grain sizes are out of the predetermined range, the desired strength or the like is not obtained. Variation is large. This is because rough rolling conditions or cooling conditions are outside a predetermined range. In addition, since the composition of the hot coils No. 48 to 63 was outside the predetermined range, at least one of the total area ratio of bainite and acicular ferrite and the effective crystal grain size was out of the predetermined range. As a result, it was confirmed that desired strength or the like was not obtained or that variations in strength or the like were large.
  • the line pipe hot coil of the present invention has a small variation in room temperature strength and is excellent in low temperature toughness. Therefore, if a line pipe is manufactured using the line pipe hot coil of the present invention, a highly reliable line pipe can be obtained not only at room temperature but also at a low temperature. Therefore, the present invention has high industrial utility value.

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Abstract

　本発明は、巻き取り工程により製造条件の制約が多いホットコイルにおいても、常温強度のばらつきを低減させ、低温靭性を向上させたラインパイプ用ホットコイル及びその製造方法を提供するもので、再結晶温度域での各圧延パス間で鋼板を所定時間滞留させ、熱間圧延後に２段冷却をすることにより、板厚中心部の鋼組織を、有効結晶粒径で３～１０μｍ、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計で６０～９９％とするとともに、任意の２部位におけるベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計を、それぞれ、Ａ及びＢとしたときのＡ-Ｂの絶対値を０～３０％とする。

Description

ラインパイプ用ホットコイル及びその製造方法
　本発明は、ラインパイプ用ホットコイル及びその製造方法に関するものであり、特に、天然ガス及び原油輸送用のラインパイプに用いて好適なホットコイル及びその製造方法に関する。
　近年、原油や天然ガスなどの長距離輸送方法としてパイプラインの重要性がますます高まっている。また、１）高圧化による輸送効率の向上、並びに、２）ラインパイプの外径及び重量の低減による現地施工能率向上のため、高い強度を有するラインパイプを使用する例が増加している。現在では、米国石油協会（ＡＰＩ）規格Ｘ１２０（引張強度が９１５ＭＰａ以上）までの高強度ラインパイプが実用化されている。これらの高強度ラインパイプは、ＵＯＥ法、ベンデイングロール法、及びＪＣＯＥ法などで製造されることが一般的である。
　しかし、長距離輸送用の幹線ラインパイプとしては、ＡＰＩ規格Ｘ６０～７０相当のラインパイプも依然として多く使用されている。このようなＸ６０～７０相当のラインパイプとしては、現地施工能率の高い、スパイラル鋼管又は電縫鋼管が多く使用される。
　ラインパイプの製造に使用される素材としては、ＵＯＥ法、ベンデイングロール法、及びＪＣＯＥ法でラインパイプを製造する場合には、コイル状に巻かれていない熱間圧延鋼板が使用される。一方、スパイラル鋼管又は電縫鋼管を製造する場合には、コイル状に巻かれた熱間圧延鋼板が使用される。ここで、コイル状に巻かれていない熱間圧延鋼板を厚板、コイル状に巻かれた熱間圧延鋼板をホットコイルという。
　特許文献１～１０には、スパイラル鋼管又は電縫鋼管の製造に使用されるホットコイルが記載されている。また、特許文献１１～１４には、ＵＯＥ法、ベンデイングロール法、及びＪＣＯＥ法でラインパイプを製造する際に使用される厚板が記載されている。
　原油や天然ガスなど可燃物を輸送するラインパイプは、常温における信頼性はもちろんのこと、寒冷地でも使用されることから、低温における信頼性も要求される。したがって、ラインパイプの素材となる、厚板及びホットコイルには、常温強度のばらつき低減と、低温靭性向上とが求められる。
　特許文献１１～１４に記載された厚板は、巻き取り工程がないことから、熱間圧延後の鋼板を冷却する条件の自由度が大きく、安定して均一な鋼組織を得ることができる。また、巻き取り工程がないため、粗圧延と仕上圧延の間で、鋼板を再結晶温度域にしておく時間を十分にとれることからも、安定して所望の鋼組織が得られる。その結果、特許文献１１～１４に記載された厚板の、常温強度ばらつきは小さく、かつ、低温靭性にも優れる。
　一方、特許文献１～１０に記載されたホットコイルにおける、常温強度ばらつきの低減は十分ではなく、低温靭性の向上も十分ではない。特許文献１～１０には、ホットコイルの強度ばらつき低減と低温靭性向上のため、熱間圧延後の鋼板の冷却方法を改善することが記載されている。特に、特許文献１～２及び６～９には、熱間圧延後の鋼板の冷却を多段にすることが記載されている。しかし、ホットコイルの製造には、巻き取り工程があり、粗圧延と仕上圧延が連続して行われるため、製造条件の制約が多くなる。したがって、特許文献１～１０に記載された冷却方法の改善だけでは所望の鋼組織とならず、常温強度ばらつきが小さく、かつ、低温靭性にも優れるホットコイルを得ることは困難であった。
特開２０１０－１７４３４２号公報 特開２０１０－１７４３４３号公報 特開２０１０－１９６１５５号公報 特開２０１０－１９６１５６号公報 特開２０１０－１９６１５７号公報 特開２０１０－１９６１６０号公報 特開２０１０－１９６１６１号公報 特開２０１０－１９６１６３号公報 特開２０１０－１９６１６４号公報 特開２０１０－１９６１６５号公報 特開２０１１－１９５８８３号公報 特開２００８－２４８３８４号公報 国際公開第２０１０／０５２９２６号 特開２００８－１６３４５６号公報
　本発明は、巻き取り工程により製造条件の制約が多いホットコイルにおいても、常温強度のばらつきを低減させ、低温靭性を向上させたラインパイプ用ホットコイル及びその製造方法を提供することを目的とする。なお、常温強度は、常温における、引張強度（ＴＳ）、降伏強度、降伏比、及び硬度を意味するものとする。
　本発明者らは、鋭意研究を行い、次の知見を得た。
ａ）常温強度のばらつきを低減するには、ホットコイルを構成する鋼板の有効結晶粒径を１０μｍ以下にした上で、基地組織を板厚方向と長手方向で均一にする必要がある。即ち、従来のように、ホットコイルを構成する鋼板の基地組織を板厚方向と長手方向で均一にするだけでは不十分であること。
ｂ）鋼組織の有効結晶粒径を１０μｍ以下にした上で、基地組織としてベイナイトとアシキュラーフェライトの合計を面積率で所定以上とすると、低温靭性も向上すること。
ｃ）鋼組織の有効結晶粒径を１０μｍ以下とするには、熱間圧延における粗圧延で十分に再結晶させておく必要がある。そのためには、巻き取り工程のあるホットコイルの製造においては、再結晶温度域での各圧延パス間で少なくとも１回、熱間圧延中の鋼板を所定時間滞留させる必要があること。
ｄ）基地組織を板厚方向と長手方向で均一にするには、熱間圧延後の鋼板の冷却を多段にする必要があること。
ｅ）常温強度のばらつきを低減するには、鋼組織の有効結晶粒径を所定以下とするとともに、基地組織を板厚方向と長手方向で均一にすることとが必要である。したがって、従来のように、２段冷却をするだけでは不十分で、２段冷却することと、再結晶温度域での各圧延パス間で熱間圧延中の鋼板を滞留させることの両方が必要であること。
　本発明は、上記知見に基づきなされたもので、その要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、
 Ｃ ：０．０３～０．１０％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．５～２．５％、
 Ｐ ：０．００１～０．０３％、
 Ｓ ：０．０００１～０．００３０％、
Ｎｂ：０．０００１～０．２％、
Ａｌ：０．０００１～０．０５％、
Ｔｉ：０．０００１～０．０３０％及び
 Ｂ ：０．０００１～０．０００５％
を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物の成分組成になり、板厚中心部の鋼組織が、有効結晶粒径で２～１０μｍ、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計で６０～９９％であるとともに、任意の２部位におけるベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計を、それぞれ、Ａ及びＢとしたとき、Ａ－Ｂの絶対値が０～３０％であり、かつ、板厚が７～２５ｍｍであり、幅方向の引張強度ＴＳが４００～７００ＭＰａであることを特徴とするラインパイプ用ホットコイル。
（２）前記ホットコイルが、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０１～０．５％、
Ｎｉ：０．０１～１．０％、
Ｃｒ：０．０１～１．０％、
Ｍｏ：０．０１～１．０％、
 Ｖ ：０．００１～０．１０％、
 Ｗ ：０．０００１～０．５％、
Ｚｒ：０．０００１～０．０５０％
Ｔａ：０．０００１～０．０５０％
Ｍｇ：０．０００１～０．０１０％、
Ｃａ：０．０００１～０．００５％、
ＲＥＭ：０．０００１～０．００５％、
 Ｙ ：０．０００１～０．００５％、
Ｈｆ：０．０００１～０．００５％及び
Ｒｅ：０．０００１～０．００５％
のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）に記載のラインパイプ用ホットコイル。
（３）質量％で、
 Ｃ ：０．０３～０．１０％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．５～２．５％、
 Ｐ ：０．００１～０．０３％、
 Ｓ ：０．０００１～０．００３０％、
Ｎｂ：０．０００１～０．２％、
Ａｌ：０．０００１～０．０５％、
Ｔｉ：０．０００１～０．０３０％及び
 Ｂ ：０．０００１～０．０００５％
を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物の成分組成になる鋼片を、１０００～１２５０℃に加熱した後、熱間圧延するに際し、再結晶温度域での圧下比を１．９～４．０、かつ、再結晶温度域での各圧延パス間で少なくとも１回、熱間圧延中の鋼板を１００～５００秒間滞留させて、得られた熱間圧延鋼板を、前段と後段に分けて冷却するにあたり、前段の冷却では、前記熱間圧延鋼板の表面温度が、前段の冷却開始温度から６００℃となるまで、熱間圧延鋼板の板厚中心部で０．５～１５℃／秒の冷却速度で冷却し、後段の冷却では、熱間圧延鋼板の板厚中心部で前段よりも速い冷却速度で冷却することを特徴とするラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
（４）前記鋼片が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０１～０．５％、
Ｎｉ：０．０１～１．０％、
Ｃｒ：０．０１～１．０％、
Ｍｏ：０．０１～１．０％、
 Ｖ ：０．００１～０．１０％、
 Ｗ ：０．０００１～０．５％、
Ｚｒ：０．０００１～０．０５０％
Ｔａ：０．０００１～０．０５０％
Ｍｇ：０．０００１～０．０１０％、
Ｃａ：０．０００１～０．００５％、
ＲＥＭ：０．０００１～０．００５％、
 Ｙ ：０．０００１～０．００５％、
Ｈｆ：０．０００１～０．００５％及び
Ｒｅ：０．０００１～０．００５％
のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（３）に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
（５）未再結晶温度域での圧下比を２．５～４．０で熱間圧延することを特徴とする前記（３）又は（４）に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
（６）前記前段の冷却を、８００～８５０℃の温度域から開始し、８００～６００℃の温度域を、板厚中心部で０．５～１０℃／秒の冷却速度で冷却することを特徴とする前記（３）又は（４）記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
（７）前記前段の冷却を、８００～８５０℃の温度域から開始し、８００～６００℃の温度域を、板厚中心部で０．５～１０℃／秒の冷却速度で冷却することを特徴とする前記（５）に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
（８）前記後段の冷却後の鋼板を、４５０～６００℃で巻き取ることを特徴とする前記（３）又は（４）に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
（９）前記後段の冷却後の鋼板を、４５０～６００℃で巻き取ることを特徴とする前記（５）に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
（１０）前記後段の冷却後の鋼板を、４５０～６００℃で巻き取ることを特徴とする前記（６）に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
（１１）前記後段の冷却後の鋼板を、４５０～６００℃で巻き取ることを特徴とする前記（７）に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
　本発明によれば、有効結晶粒径を所定以下とした上で、特定の基地組織を表面と板厚中心で均一にすることにより、常温強度のばらつきが小さく、かつ、低温靭性に優れるラインパイプ用ホットコイルを提供することができる。また、再結晶温度域での各圧延パス間で熱間圧延中の鋼板を滞留させることと、熱間圧延後の鋼板を２段冷却することの両方により、巻き取りが必要であるホットコイルであっても、常温強度のばらつきが小さく、かつ、低温靭性に優れるラインパイプ用ホットコイルの製造方法を提供することができる。
図１は、板厚が１６ｍｍであるホットコイルの、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの合計と－２０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーとの関係を示す図である。 図２は、冷却方法が鋼板硬度の板厚方向のばらつきに与える影響を示す図である。
　本発明のラインパイプ用ホットコイルの鋼組織、形態、及び特性について説明する。
（板厚中心部の鋼組織：有効結晶粒径で２～１０μｍ）
　本発明のラインパイプ用ホットコイルが、所望の特性を得るためには、先ず、板厚中心部の鋼組織の有効結晶粒径が２～１０μｍの範囲であることが必要である。板厚中心部の鋼組織の有効結晶粒径が１０μｍを超えると、結晶粒の微細化効果が得られず、基地組織をどのようにしても所望の特性を得ることができない。好ましくは７μｍ以下とする。一方、板厚中心部の鋼組織の有効結晶粒径を２μｍ未満としても、結晶粒の微細化効果は飽和する。好ましくは３μｍ以上とする。なお、鋼組織の有効結晶粒径は、ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern）を用いて、１５°以上の結晶方位差を有する境界で囲まれた領域の円相当径で定義した。
（板厚中心部の鋼組織：ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計で６０～９９％）
　上述したように、ラインパイプ用ホットコイルが所望の特性を得るためには、有効結晶粒径を２～１０μｍとした上で、基地組織として、板厚中心部のベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計で６０～９９％とする必要がある。ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計が６０％未満であると、ホットコイルの－２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１５０Ｊ未満、０℃でのＤＷＴＴ（Drop Weight Tear Test）延性破面率が８５％未満となり、ラインパイプを製造したときに必要な低温靭性を確保できない。図１は、板厚が１６ｍｍであるホットコイルにおける、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計と－２０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーとの関係を示す図である。図１から明らかなように、－２０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーは、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計が６０％未満になると、急激に低下する。
　また、ホットコイルの－４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーを２００Ｊ以上、－２０℃でのＤＷＴＴ（Drop Weight Tear Test）延性破面率を８５％以上とするには、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計を８０％以上にすることが好ましい。一方、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計は高いほどよいが、ホットコイルには、セメンタイトやパーライトなどの不可避的な鋼組織を含み得るので、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計は９９％を上限とする。なお、ベイナイトは、ラス若しくは塊状フェライト間に炭化物が析出したもの、又は、ラス内に炭化物が析出した組織とする。一方、ラス間あるいはラス内に炭化物が析出していない組織をマルテンサイトとし、ベイナイトと区別する。
（任意の２部位におけるベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計を、それぞれ、Ａ及びＢとしたとき、Ａ－Ｂの絶対値が０～３０％）
　ラインパイプ用ホットコイルは、板厚方向と長手方向で基地組織がばらつくのが一般的である。ラインパイプの信頼性を向上させるには、ラインパイプの製造に使用されるホットコイルの板厚方向と長手方向の基地組織を均一にする必要がある。即ち、任意の２部位における基地組織の差を小さくする必要がある。ここで、任意の２部位におけるベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計を、それぞれ、Ａ及びＢとしたとき、Ａ－Ｂの絶対値を定義する。Ａ－Ｂの絶対値が３０％を超えると、ラインパイプ用ホットコイルの基地組織が、板厚方向と長手方向で大きくばらついていることを意味する。このばらつきが大きいと、ラインパイプ用ホットコイルの常温強度がばらつき、その結果、板厚ラインパイプの信頼性が低下する。したがって、Ａ－Ｂの絶対値は３０％以下とする。好ましくは２０％以下である。一方、Ａ－Ｂの絶対値の下限は０％とする。Ａ－Ｂの絶対値が０％とは、ばらつきがないことを示す。
（板厚：７～２５ｍｍ）
　板厚が７ｍｍ未満であると、従来のホットコイルの製造方法でも、Ａ-Ｂの絶対値が０～３０％の範囲となる。しかし、板厚が７ｍｍ以上であると、後述する本発明の製造方法でなければ、Ａ-Ｂの絶対値を上記範囲とすることはできない。特に、板厚が１０ｍｍ以上の場合、顕著である。一方、板厚が２５ｍｍを超えると、巻き取ることができない。したがって、本発明のホットコイルの板厚は７～２５ｍｍの範囲とする。好ましくは１０～２５ｍｍの範囲である。
（幅方向の引張強度ＴＳ：４００～７００ＭＰａ）
　本発明のラインパイプ用ホットコイルは、長距離輸送用の幹線ラインパイプとして最も多く使用されている、ＡＰＩ規格Ｘ６０～７０相当のラインパイプを製造するための素材である。したがって、ＡＰＩ規格Ｘ６０～７０を満足するよう、幅方向の引張強度ＴＳを４００～７００ＭＰａとする必要がある。
　次に、所望の鋼組織を得るための、ラインパイプ用ホットコイルの製造方法について説明する。
　本発明のラインパイプ用ホットコイルは、所定の成分組成を有する鋼片を熱間圧延することで得られる。鋼片の製造方法は、連続鋳造法でもよいし、鋼塊法でもよい。なお、成分組成については後述する。
（鋼片の再加熱温度：１０００～１２５０℃）
　鋼片の再加熱温度が１０００℃未満であると、熱間圧延時に、再結晶温度域となる時間が短くなり、熱間圧延中の鋼板を十分に再結晶させることができない。一方、１２５０℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化する。したがって、鋼片の加熱温度は、１０００～１２５０℃の範囲とする。
（再結晶温度域での圧下比：１．９～４．０）
　再結晶温度域での圧下比が１．９未満であると、再結晶温度域での各圧延パス間で、熱間圧延中の鋼板を、いくら長時間滞留させても、鋼組織の有効結晶粒径を１０μｍ以下にすることはできない。好ましくは２．５以上とする。再結晶温度域での各圧延パス間における熱間圧延中の鋼板の滞留時間を短くできるからである。一方、４．０を超えても圧延後の再結晶の程度は飽和する。好ましくは３．６以下とする。圧下比が３．６でも、実用上問題のない程度の再結晶が得られるからである。
（熱間圧延中の鋼板の滞留：再結晶温度域での各圧延パス間で少なくとも１回１００～５００秒）
　仕上圧延後の板厚、即ち、ホットコイルの板厚が７ｍｍ未満の場合には、粗圧延で滞留時間を設けず、連続して仕上圧延を行っても、再結晶を促進させ、未再結晶域での圧下も確保できる。その結果、鋼組織の有効結晶粒径を１０μｍ以下にすることができる。
　粗圧延のパス間において鋼片が滞留すると生産性が低下するため、従来はパス間の滞留時間をできるだけ短くしていた。しかし、本発明のホットコイルのように、板厚が７ｍｍ以上であると、再結晶温度域での各圧延パス間で少なくとも１回、熱間圧延中の鋼板を１００秒以上滞留させないと、十分にオーステナイトを再結晶させることができない。また、仕上圧延での圧下も十分とることができない。したがって、本発明の対象である板厚７～２５ｍｍのホットコイルを製造するには、再結晶温度域である粗圧延の途中で、少なくとも１回だけ、圧延パス間で、鋼板を１００秒以上滞留させる必要がある。好ましくは１２０秒以上滞留させる必要がある。また、滞留させる温度域は１０００℃未満とすることが好ましい。１０００℃以上で滞留させると再結晶後の粒成長が大きくなり、低温靭性を劣化させるからである。そして、滞留の後、粗圧延の残パスを行い、ついで、仕上圧延をすることで、未再結晶域での圧下量も十分に確保できる。その結果、巻き取り後の鋼板の有効結晶粒径、即ち、ラインパイプ用ホットコイルの有効結晶粒径を１０μｍ以下とすることができる。一方、１回あたりの滞留時間を５００秒以上としても、熱間圧延中の鋼板温度が急激に低下するだけで、再結晶の程度は飽和する。したがって、１回あたりの滞留時間は５００秒以下とする。好ましくは４００秒以下である。なお、熱間圧延中の鋼板を滞留させない圧延パスでの滞留時間は０秒とする。
　さらに、次に説明する製造方法により、基地組織であるベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計を板厚方向と長手方向で均一にすることができる。即ち、任意の２部位におけるベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計を、それぞれ、Ａ及びＢとしたときのＡ-Ｂの絶対値を０～３０％の範囲とすることができる。
　熱間圧延後巻き取り前の鋼板を、一度に冷却すると、板厚方向と長手方向で基地組織がばらつき、その結果、鋼板を巻き取ったホットコイルの硬度が板厚方向と長手方向でばらつく。特に、板厚方向のばらつきは大きい。鋼板を水媒体で冷却する場合、水媒体は沸騰する。沸騰の形態は、鋼板の表面温度が高い場合には核沸騰、鋼板の表面温度が低い場合には膜沸騰となる。水媒体が核沸騰及び膜沸騰のどちらかの形態で沸騰するとき、鋼板は安定して冷却される。したがって、鋼板を一度に冷却しても、瞬時に核沸騰から膜沸騰に変化すれば、鋼板は均一に冷却することができる。しかし、鋼板を一度に冷却すると、核沸騰と膜沸騰の両方が混在する遷移沸騰となる温度域を経て鋼板は冷却される。遷移沸騰の状態で鋼板を長時間冷却すると、鋼板の冷却が安定せず、その結果、鋼板の板厚方向と板厚方向で鋼組織がばらつくことになる。そこで、遷移沸騰の状態で鋼板が長時間冷却されないよう遷移沸騰の温度域を短時間で通過させることとし、熱間圧延後の鋼板の冷却を、前段と後段の２段に分けて冷却する。
　図２は、冷却方法が鋼板硬度の板厚方向のばらつきに与える影響を示す図である。図２から明らかなように、鋼板を板厚中心で５℃／秒の冷却速度で一度に冷却すると、鋼板の表層付近の硬度が上昇し、板厚方向で硬度が一定とならず、ばらつきを生じる。一方、２段冷却を行うと、板厚方向の硬度が一定となり、ばらつきを生じない。硬度のばらつきは、基地組織のばらつきに起因するため、基地組織の板厚方向のばらつきを低減するには、２段冷却が有効なことが分かる。なお、このような現象は、鋼板の長手方向でも発生する。
　具体的には、２段冷却の前段と後段のそれぞれで次のように冷却することにより、基地面組織の板厚方向と長手方向のばらつきを低減することができる。
　前段の冷却速度は、熱間圧延鋼板の表面温度が、前段の冷却開始温度から６００℃となるまで、熱間圧延鋼板の板厚中心部で０．５～１５℃／秒の冷却速度とする必要がある。熱間圧延鋼板の表面温度が、前段の冷却開始温度から６００℃となるまでの温度域においては、水媒体は核沸騰し、遷移沸騰は発生しない。したがって、この温度域における熱間圧延鋼板の冷却時間を特段に短くする必要はないから、板厚中心部の冷却速度を１０℃／秒超にする必要はない。また、冷却速度が１５℃／秒を超えると、マルテンサイト変態してベイナイトの生成が抑制される点からも、冷却速度を１５℃／秒以下とすることは好都合である。好ましくは８℃／秒以下とする。一方、冷却速度が０．５℃／秒未満であると、熱間圧延鋼板の表面温度が６００℃になるまでの時間がかかり過ぎ、生産性を損なう。したがって、板厚中心部の冷却速度は０．５℃／秒以上とする必要がある。好ましくは３℃／秒以上とする。なお、０．５～１５℃／秒は熱間圧延鋼板の板厚中心部の冷却速度であるが、熱間圧延鋼板の表面冷却速度に換算すると１．０～３０℃／秒である。
　後段の冷却速度は、熱間圧延鋼板の板厚中心部で、前段よりも速くする必要がある。前段の冷却により、表面温度が６００℃未満となった熱間圧延鋼板は、後段の冷却に供される。後段の冷却速度が、熱間圧延鋼板の板厚中心部で、前段より遅いと、冷却が前段から後段に移行したとき、核沸騰から膜沸騰に円滑に移行せず、遷移沸騰が発生する。その結果、鋼板を均一に冷却できず、熱間圧延鋼板の基地組織が板厚方向と長手方向でばらつく。熱間圧延鋼板の表面が４５０～６００℃であると、遷移沸騰が発生しやすいからである。好ましい後段の冷却速度は、鋼板表面で、４０～８０℃／秒の範囲である。より好ましくは５０～８０℃／秒、さらに好ましくは６０～８０℃／秒の範囲である。これらの冷却速度範囲を板厚中心部での冷却速度に換算すると、それぞれ、１０～４０℃/秒、１５～４０℃/秒、及び２０～４０℃/秒ｓの範囲である。
　また、前段及び後段のいずれの場合においても、水媒体は、重力方向と反重力方向の両方から鋼板表面に供給されるが、重力方向と反重力方向の水媒体供給量は、次の関係を満足する。
　Ｑｇ／Ｑｃ＝１～１０
　ただし、Ｑｇ：重力方向の水媒体供給量（ｍ３／秒）
　　　　　Ｑｃ：反重力方向の水媒体供給量（ｍ３／秒）
　本発明のラインパイプ用ホットコイルの特性を一層向上させるため、次のような条件で製造してもよい。
　未再結晶温度域の圧下比は２．５～４．０とすることが好ましい。未再結晶温度域の圧下比を２．５以上とすると、有効結晶粒径を更に小さくし、１０μｍ以下とすることができるからである。一方、４．０を超えても有効結晶粒径に変化はないからである。
　前段の冷却を８００～８５０℃で開始し、前段における冷却速度を、熱間圧延鋼板の表面温度が８００℃から６００℃までの温度域において、板厚中心部で０．５～１０℃／秒とすることが好ましい。前段の冷却開始温度を８００～８５０℃とすることにより、フェライトを生成させることができ、鋼板の降伏比が低下して変形能が向上するからである。
　後段の冷却後の巻取温度の４５０～６００℃とすることが好ましい。ベイナイト及びアシキュラーフェライトの合計の面積率をさらに高めることができ、低温靭性を一層向上させることができるからである。
　次に、本発明のラインパイプ用ホットコイルの成分組成について説明する。なお、成分組成の説明において、特に断りのない限り、「％」は質量％を表すものとする。
（Ｃ：０．０３～０．１０％）
　Ｃは、鋼における母材強度を向上させる基本的な元素として欠かせない元素である。したがって、０．０３％以上の添加が必要である。一方、０．１０％を超える過剰な添加は、鋼材の溶接性や靱性の低下を招くので、上限を０．１０％とする。
（Ｓｉ：０．０１～０．５０％）
　Ｓｉは製鋼の際の脱酸元素として必要な元素であり、鋼中に０．０１％以上の添加が必要である。一方、０．５０％を超えると、ラインパイプを製造するために鋼板を溶接したとき、ＨＡＺの靱性が低下するため、上限を０．５０％とする。
（Ｍｎ：０．５～２．５％）
　Ｍｎは、母材の強度及び靱性の確保に必要な元素である。Ｍｎが２．５％を超えると、ラインパイプを製造するために鋼板を溶接したとき、ＨＡＺの靱性が著しく低下する。一方、０．５％未満では、鋼板の強度確保が困難になる。したがって、Ｍｎは０．５～２．５％の範囲とする。
（Ｐ：０．００１～０．０３％）
　Ｐは、鋼の靱性に影響を与える元素である。Ｐが０．０３％を超えると、鋼板を溶接してラインパイプとしたときに、母材だけでなく、ＨＡＺの靱性を著しく低下させる。したがって、上限を０．０３％とする。一方、Ｐは不純物元素であるので、含有量を極力低下させることが好ましいが、精錬コストの関係から、下限を０．００１％とする。
（Ｓ：０．０００１～０．００３０％）
　Ｓは、０．００３０％を超えて過剰に添加されると、粗大な硫化物の生成の原因となり、靱性を低減させるため、上限を０．００３０％とする。一方、Ｓは不純物元素であるので、含有量を極力低下させることが好ましいが、精錬コストの関係から、下限を０．０００１％とする。
（Ｎｂ：０．０００１～０．２％）
　Ｎｂは、０．０００１％以上添加することにより、鋼中で、炭化物及び窒化物を形成し、強度を向上させる。一方、０．２％を超えて添加すると、靱性の低下を招く。したがって、Ｎｂは、０．０００１～０．２％の範囲とする。
（Ａｌ：０．０００１～０．０５％）
　Ａｌは、脱酸材として添加されるのが通常である。しかし、０．０５％を超えて添加されると、Ｔｉ主体の酸化物が生成されないため、上限を０．０５％とする。一方、溶鋼中の酸素量低減のため、一定量が必要であることから、下限を０．０００１％とする。
（Ｔｉ：０．０００１～０．０３０％）
　Ｔｉは、脱酸材として、さらには窒化物形成元素として、０．０００１％以上添加することで、結晶粒を微細化する。しかし、過剰な添加は炭化物の形成による靱性の著しい低下をもたらすため、上限を０．０３０％とする。したがって、Ｔｉは、０．０００１～０．０３０％の範囲とする。
（Ｂ：０．０００１～０．０００５％）
　Ｂは、固溶すると焼入れ性を大きく増加させて、フェライトの生成を著しく抑制させる。したがって、上限を０．０００５％とする。一方、下限は、精錬コストの関係から０．０００１％とする。
　本発明においては、次の元素を、１種または２種以上を任意に添加し、ラインパイプ用ホットコイルの特性を更に向上させることができる。
（Ｃｕ：０．０１～０．５％）
　Ｃｕは、靱性を低下させることなく強度を上昇させるのに有効な元素である。強度の上昇には、０．０１％以上添加することが好ましい。一方、０．５％を超えると、鋼片の加熱時や溶接時に、割れが生じやすくする。したがって、Ｃｕは、０．０１～０．５％の範囲とすることが好ましい。
（Ｎｉ：０．０１～１．０％）
　Ｎｉは、靱性及び強度の改善に有効な元素であり、その効果を得るためには０．０１％以上の添加が好ましい。一方、１．０％を超える添加は、ラインパイプを製造するときの溶接性が低下するため、上限を１．０％とすることが好ましい。
（Ｃｒ：０．０１～１．０％）
　Ｃｒは、析出強化により、鋼の強度を向上させるため、０．０１％以上の添加が好ましい。一方、過剰に添加すると、焼入れ性が過度に上昇し、かつ、ベイナイトを過剰に生成させるため、靱性が低下する。したがって、上限を１．０％とすることが好ましい。
（Ｍｏ：０．０１～１．０％）
　Ｍｏは、焼入れ性を向上させると同時に、炭窒化物を形成し、強度を向上させる。強度の向上には、０．０１％以上の添加が好ましい。一方、１．０％を超えると、靭性の著しい低下を招くから、上限を１．０％とすることが好ましい。
（Ｖ：０．００１～０．１０％）
　Ｖは、炭化物及び窒化物を形成し、強度の向上に効果がある。強度の向上には０．００１％以上の添加が好ましい。一方、０．１０％を超えると、靱性の低下を招くから、上限を１．０％とすることが好ましい。
（Ｗ：０．０００１～０．５％）
　Ｗは、焼入れ性を向上させると同時に、炭窒化物を形成し強度を改善する効果を有し、その効果を得るためには、０．０００１％以上の添加が好ましい。一方、０．５％を超える過剰な添加は、靱性の著しい低下を招くため、上限を０．５％とすることが好ましい。
（Ｚｒ：０．０００１～０．０５０％）
（Ｔａ：０．０００１～０．０５０％）
　Ｚｒ及びＴａは、Ｎｂと同様に、炭化物及び窒化物を形成し、強度の向上に効果がある。強度の向上には、Ｚｒ及びＴａを、それぞれ、０．０００１％以上添加することが好ましい。一方、Ｚｒ及びＴａを、それぞれ、０．０５０％を超えて添加すると、靱性の低下を招くため、上限を０．０５０％以下とすることが好ましい。
（Ｍｇ：０．０００１～０．０１０％）
　Ｍｇは、脱酸材として添加されるが、０．０１０％を超えて添加されると、粗大な酸化物が生成し易くなり、ラインパイプを製造するため、鋼板を溶接したとき、母材及びＨＡＺの靱性が低下する。一方、０．０００１％未満の添加では、粒内変態及びピニング粒子として必要な酸化物の生成がされにくい。したがって、Ｍｇは、０．０００１～０．０１０％の範囲とすることが好ましい。
（Ｃａ：０．０００１～０．００５％）
（ＲＥＭ：０．０００１～０．００５％）
（Ｙ：０．０００１～０．００５％）
（Ｈｆ：０．０００１～０．００５％）
（Ｒｅ：０．０００１～０．００５％）
　Ｃａ、ＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、及びＲｅは、硫化物を生成することにより、伸長ＭｎＳの生成を抑制し、鋼材の板厚方向の特性、特に、耐ラメラティアー性を改善する。Ｃａ、ＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、及びＲｅは、それぞれ、０．０００１％未満の添加では、この改善効果が得られない。一方、それぞれの添加が０．００５％を超えると、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、及びＲｅの酸化物個数が増加し、Ｍｇ含有を含有する微細酸化物の個数が減少する。したがって、これらは、それぞれ、０．０００１～０．００５％の範囲とすることが好ましい。なお、ここでいうＲＥＭは、Ｙ、Ｈｆ、及びＲｅ以外の希土類元素の総称とする。
　次に、本発明を実施例でさらに説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　先ず、表１及び２に示す成分組成を有する厚さ２４０ｍｍの鋼片を、１１００～１２１０℃の範囲に加熱した後、粗圧延として、７０～１００ｍｍの範囲の板厚まで、９５０℃以上の再結晶温度域で熱間圧延した。ついで、仕上圧延として、３～２５ｍｍの範囲の板厚まで、７５０～８８０℃の未再結晶温度域で熱間圧延した。その後、鋼板の表面温度が７５０～８５０℃の範囲で前段の冷却工程を開始し、鋼板の表面温度が５５０～７００℃の範囲で後段の冷却工程を開始した。その後、４２０～６３０℃の範囲で巻き取り、ラインパイプ用ホットコイルとした。表３～４に詳細な製造条件を示す。なお、表３～４における移送厚とは、粗圧延が終了し、仕上圧延に移送するときの鋼板の板厚である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　このようにして得られたホットコイルの鋼組織及び機械的性質を調査した。基地組織は、板厚中心部の他に、板厚方向は２ｍｍごと、長手方向は５０００ｍｍごとにベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計を測定した。そして、各測定部位から任意の２つを１０組選び、それぞれの組についてＡ－Ｂの絶対値を算出し、算出した１０組における絶対値の最小値と最大値を求めた。有効結晶粒径は、ホットコイルの板厚中心部で、上述したＥＢＳＰを用いる方法で測定した。また、基地組織測定位置では、ビッカース硬度Ｈｖも測定し、基地組織と同様に最大値と最小値を求め、その差を、ばらつきとした。
　ホットコイルの板幅中心部の長手方向１ｍｍごとに、ＡＰＩ　５Ｌ規格に準拠した全厚試験片を、ホットコイルの幅方向に２本づつ採取し、引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）、降伏強度、及び降伏比を求めた。引張試験は、ＡＰＩ規格２０００に準拠して行った。そして、各試験片の試験結果の平均値を求めるとともに、最大値と最小値の差を求め、ばらつきとした。
　また、ホットコイルの板幅中心部から、シャルピー衝撃試験片とＤＷＴ試験片を、それぞれ３本採取し、ＡＰＩ規格２０００に準拠し、シャルピー衝撃試験とＤＷＴ試験を行った。
　調査結果を表５～６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表５～６から明らかなように、ホットコイルＮｏ.１～１７、及び３０～４７の発明例は、いずれも、板厚が７～２５ｍｍであっても、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計と、有効結晶粒径が所定範囲である。その結果、いずれの発明例も、引張強さ（ＴＳ）が４００～７００ＭＰａであり、そのばらつきも６０ＭＰａ以下である。また、ビッカース硬さのばらつきも２０Ｈｖ以下である。さらに、－２０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーは１５０Ｊ以上、０℃でのＤＷＴＴ延性破面率は８５％以上であることを確認した。特に、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積の合計が８０％以上の場合には、－４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが２００Ｊ以上、－２０℃でのＤＷＴＴ延性破面率が８５％以上であることを併せて確認できた。
　一方、ホットコイルＮｏ．１８～２９の比較例は、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計と有効結晶粒径の少なくともいずれかが所定範囲外であることから、所望の強度等が得られていないか、強度等のばらつきが大きい。これは、粗圧延の条件、又は、冷却条件が所定の所定の範囲外だからである。また、ホットコイルＮｏ.４８～６３は、成分組成が所定の範囲外であるため、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計と有効結晶粒径の少なくともいずれが所定範囲外となった。その結果、所望の強度等が得られていないか、強度等のばらつきが大きいことが確認できた。
　上述したように、本発明のラインパイプ用ホットコイルは、常温強度のばらつきが小さく、かつ、低温靭性に優れる。したがって、本発明のラインパイプ用ホットコイルを使用してラインパイプを製造すれば、常温のみならず低温でも信頼性の高いラインパイプを得ることができる。よって、本発明は、産業上の利用価値の高いものである。

Claims (11)

  1. 　質量％で、
     Ｃ ：０．０３～０．１０％、
    Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
    Ｍｎ：０．５～２．５％、
     Ｐ ：０．００１～０．０３％、
     Ｓ ：０．０００１～０．００３０％、
    Ｎｂ：０．０００１～０．２％、
    Ａｌ：０．０００１～０．０５％、
    Ｔｉ：０．０００１～０．０３０％及び
     Ｂ ：０．０００１～０．０００５％
    を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物の成分組成になり、板厚中心部の鋼組織が、有効結晶粒径で２～１０μｍ、ベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計で６０～９９％であるとともに、任意の２部位におけるベイナイト及びアシキュラーフェライトの面積率の合計を、それぞれ、Ａ及びＢとしたとき、Ａ－Ｂの絶対値が０～３０％であり、かつ、板厚が７～２５ｍｍであり、幅方向の引張強度ＴＳが４００～７００ＭＰａであることを特徴とするラインパイプ用ホットコイル。
  2. 　前記ホットコイルが、さらに、質量％で、
    Ｃｕ：０．０１～０．５％、
    Ｎｉ：０．０１～１．０％、
    Ｃｒ：０．０１～１．０％、
    Ｍｏ：０．０１～１．０％、
     Ｖ ：０．００１～０．１０％、
     Ｗ ：０．０００１～０．５％、
    Ｚｒ：０．０００１～０．０５０％
    Ｔａ：０．０００１～０．０５０％
    Ｍｇ：０．０００１～０．０１０％、
    Ｃａ：０．０００１～０．００５％、
    ＲＥＭ：０．０００１～０．００５％、
     Ｙ ：０．０００１～０．００５％、
    Ｈｆ：０．０００１～０．００５％及び
    Ｒｅ：０．０００１～０．００５％
    のうち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に記載のラインパイプ用ホットコイル。
  3. 　質量％で、
     Ｃ ：０．０３～０．１０％、
    Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
    Ｍｎ：０．５～２．５％、
     Ｐ ：０．００１～０．０３％、
     Ｓ ：０．０００１～０．００３０％、
    Ｎｂ：０．０００１～０．２％、
    Ａｌ：０．０００１～０．０５％、
    Ｔｉ：０．０００１～０．０３０％及び
     Ｂ ：０．０００１～０．０００５％
    を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物の成分組成になる鋼片を、１０００～１２５０℃に加熱した後、熱間圧延するに際し、再結晶温度域での圧下比を１．９～４．０、かつ、再結晶温度域での各圧延パス間で少なくとも１回、熱間圧延中の鋼板を１００～５００秒間滞留させて、得られた熱間圧延鋼板を、前段と後段に分けて冷却するにあたり、前段の冷却では、前記熱間圧延鋼板の表面温度が、前段の冷却開始温度から６００℃となるまで、熱間圧延鋼板の板厚中心部で０．５～１５℃／秒の冷却速度で冷却し、後段の冷却では、熱間圧延鋼板の板厚中心部で前段よりも速い冷却速度で冷却することを特徴とするラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
  4. 　前記鋼片が、さらに、質量％で、
    Ｃｕ：０．０１～０．５％、
    Ｎｉ：０．０１～１．０％、
    Ｃｒ：０．０１～１．０％、
    Ｍｏ：０．０１～１．０％、
     Ｖ ：０．００１～０．１０％、
     Ｗ ：０．０００１～０．５％、
    Ｚｒ：０．０００１～０．０５０％
    Ｔａ：０．０００１～０．０５０％
    Ｍｇ：０．０００１～０．０１０％、
    Ｃａ：０．０００１～０．００５％、
    ＲＥＭ：０．０００１～０．００５％、
     Ｙ ：０．０００１～０．００５％、
    Ｈｆ：０．０００１～０．００５％及び
    Ｒｅ：０．０００１～０．００５％
    のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項３に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
  5. 　未再結晶温度域での圧下比を２．５～４．０で熱間圧延することを特徴とする請求項３又は４に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
  6. 　前記前段の冷却を、８００～８５０℃の温度域から開始し、８００～６００℃の温度域を、板厚中心部で０．５～１０℃／秒の冷却速度で冷却することを特徴とする請求項３又は４に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
  7. 　前記前段の冷却を、８００～８５０℃の温度域から開始し、８００～６００℃の温度域を、板厚中心部で０．５～１０℃／秒の冷却速度で冷却することを特徴とする請求項５に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
  8. 　前記後段の冷却後の鋼板を、４５０～６００℃で巻き取ることを特徴とする請求項３又は４に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
  9. 　前記後段の冷却後の鋼板を、４５０～６００℃で巻き取ることを特徴とする請求項５に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
  10. 　前記後段の冷却後の鋼板を、４５０～６００℃で巻き取ることを特徴とする請求項６に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
  11. 　前記後段の冷却後の鋼板を、４５０～６００℃で巻き取ることを特徴とする請求項７に記載のラインパイプ用ホットコイルの製造方法。
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