JP2003226922A

JP2003226922A - 耐ｈｉｃ特性に優れた高強度鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP2003226922A
Application number: JP2002345678A
Authority: JP
Inventors: Toyohisa Shingu; 豊久新宮; Shigeru Endo; 茂遠藤; Nobuyuki Ishikawa; 信行石川; Minoru Suwa; 稔諏訪
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2001-11-29
Filing date: 2002-11-28
Publication date: 2003-08-15

Abstract

(57)【要約】【課題】 API X65グレード以上の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性を示すと共に溶接部靭
性の優れた高強度鋼板の製造方法を提供すること。【解決手段】質量％でC：0.02〜0.08%、Si：0.01〜0.
50％、Mn：0.5〜1.8%、P：0.01%以下、S：0.002%以下、
Mo：0.05〜0.50%、Ti：0.005〜0.04%、Al：0.01〜0.07
%、Nb：0.005〜0.05%および／またはV：0.005〜0.10%を
含有する鋼を、加熱温度1000〜1250℃圧延終了温度750
〜950℃で熱間圧延した後2℃/s以上の冷却速度で600〜7
00℃まで冷却し600〜700℃の温度まで１回以上の加熱を
行い鋼板の平均温度が600〜700℃である時間を３分以上
とすることを特徴とする耐ＨＩＣ性に優れた高強度鋼板
の製造方法を用いる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、鋼管等の製造に用
いる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
高強度鋼板とその製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】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X8
0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。X80グレード等のAPI 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も知られている（例えば、特許文
献８、特許文献９参照。）。

【０００３】

【特許文献１】特開昭５４−１１０１１９号公報

【０００４】

【特許文献２】特開昭６１−６０８６６号公報

【０００５】

【特許文献３】特開昭６１−１６５２０７号公報

【０００６】

【特許文献４】特開平５−９５７５号公報

【０００７】

【特許文献５】特開平５−２７１７６６号公報

【０００８】

【特許文献６】特開平７−１７３５３６号公報

【０００９】

【特許文献７】特開平７−２１６５００号公報

【００１０】

【特許文献８】特開昭６１−２２７１２９号公報

【００１１】

【特許文献９】特開平７−７０６９７号公報

【００１２】

【発明が解決しようとする課題】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及び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0.1μｍ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何らなされていない。
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。しかしながら、このような多量のTiを添
加した鋼を用いて鋼管を製造すると、電気抵抗溶接また
はサブマージアーク溶接等により鋼管を製造する場合
や、パイプライン敷設現場で鋼管に円周溶接を行う場合
に、溶接熱影響部の靭性が大幅に劣化するという問題が
ある。

【００１３】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性を示す
と共に、溶接部靭性の優れた高強度鋼板の製造方法を提
供することにある。

【００１４】

【課題を解決するための手段】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。

【００１５】（１）質量％で、C：0.02〜0.08%、Si：0.
01〜0.50 ％、Mn：0.5〜1.8%、P：0.01%以下、S：0.002
%以下、Mo：0.05〜0.50%、Ti：0.005〜0.04%、Al：0.01
〜0.07%を含有し、さらにNb：0.005〜0.05%および／ま
たはV：0.005〜0.10%を含有する鋼を、加熱温度：1000
〜1250℃、圧延終了温度：750〜950℃の条件で熱間圧延
した後、2℃/s以上の冷却速度で600〜700℃まで冷却
し、次いで600〜700℃の温度まで１回以上の加熱を行
い、鋼板の平均温度が600〜700℃である時間を3分以上
とすることを特徴とする、耐ＨＩＣ性に優れた高強度鋼
板の製造方法。

【００１６】（２）鋼の化学成分が、下記式（ａ）を満
足することを特徴とする（１）に記載の耐ＨＩＣ性に優
れた高強度鋼板の製造方法。

【００１７】0.5≦C/(Mo+Ti+Nb+V)≦3.0・・・（ａ）式（ａ）に示す元素記号は各元素の原子％の含有量（at
%）を示す。

【００１８】（３）さらに、質量％で、Cu：0.50%以
下、Ni：0.50%以下、Cr：0.50%以下、Ca：0.0005〜0.00
25%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ＨＩＣ性に
優れた高強度鋼板の製造方法。

【００１９】

【発明の実施の形態】本発明者らは耐ＨＩＣ特性向上と
高強度高靭性の両立のために、鋼材のミクロ組織と鋼板
の製造方法を検討した結果、耐ＨＩＣ特性を向上するた
めにはミクロ組織をフェライト組織とすることが最も効
果的であり、フェライト組織にTi、Moを含む析出物を分
散析出させることによって高い強度が得られるという知
見を得た。そして、過度の添加によって溶接部靭性の劣
化をもたらすTiの添加量を適正な範囲に制限すると共
に、Nbおよび／またはVを複合添加することによって溶
接部靭性と高強度を両立できること、Cに対するMo、T
i、Nb、Vの添加量を適正化することで、炭化物による析
出強化を最大限に活用することができるという知見を得
た。

【００２０】本発明は上記のようなTi、Moを含む析出物
が分散析出したフェライト組織を有する鋼板の製造方法
に関するものであり、熱間圧延後の加速冷却とその後の
再加熱処理という製造プロセスを用いて、Ti、Moを含む
析出物が分散析出したフェライト組織を得ることが可能
であることを見出したものである。このようにして製造
した鋼板は、従来の加速冷却等で得られるベイナイトま
たはアシキュラーフェライト組織の鋼板のような表層部
での硬度上昇がないので、表層部からのＨＩＣが生じな
い。さらにフェライト組織は割れに対する抵抗が極めて
高いため、鋼板中心部や介在物からのＨＩＣも抑制する
ことが可能となる。

【００２１】以下、本発明により得られる高強度鋼板に
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。

【００２２】本発明の鋼板の金属組織は実質的にフェラ
イト単相とする。フェライト相は延性に富んでおり割れ
感受性が極めて低いために、高い耐ＨＩＣ特性を実現で
きる。フェライト相にベイナ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、フェライト相以外
の組織分率は少ないほどよい。しかし、フェライト以外
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%以下の他の金属組織を、すな
わちベイナイト、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（MoとTiと
を含む析出物は除く）。

【００２３】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フェ
ライト相中にMoとTiとを基本として含有する析出物が分
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を複合添加して、MoとTiとを基本
として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、MoとTiとを
基本として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。

【００２４】MoとTiとを基本として含有する複合炭化物
は、Mo、Ti、Cのみで構成される場合は、MoとTiの合計
とCとが原子比でほぼ１：１で化合しているものであ
り、高強度化には非常に効果があるが、Tiの含有量が多
くなる程、溶接部靭性が劣化するという問題がある。本
発明ではMo、Ti、Cのみで構成される複合炭化物におい
て、Tiの一部を他の元素で置換することにより、高強度
化の効果を損なわずに溶接部靭性を向上させることにつ
いて検討し、MoとTiに加えて、さらにNbおよび／または
Vを添加し、MoとTiと、Nbおよび／またはVとを含んだ複
合炭化物を析出させて、同様の析出強化を得ることによ
り本発明を完成した。

【００２５】本発明において鋼板内に分散析出する析出
物である、MoとTiとを主体とする複合炭化物は、以下に
述べる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、フェライト相中に分散させて得ることがで
きる。本発明により得られる高強度鋼板がMoとTiとを主
体とする複合炭化物以外の析出物を含有する場合は、Mo
とTiの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。

【００２６】次に、本発明で用いる高強度鋼板の化学成
分について説明する。

【００２７】C：0.02〜0.08%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、0.08%を超えると靭性や耐ＨＩＣ
性を劣化させるため、C含有量を0.02〜0.08%に規定す
る。

【００２８】Si：0.01〜0.50％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
0%を超えると靭性や溶接性を劣化させるため、Si含有量
を0.01〜0.50%に規定する。

【００２９】Mn：0.5〜1.8%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、
1.8%を超えると溶接性と耐ＨＩＣ性が劣化するため、Mn
含有量を0.5〜1.8%に規定する。

【００３０】P：0.01%以下とする。Pは溶接性と耐ＨＩ
Ｃ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。

【００３１】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。

【００３２】Mo：0.05〜0.50%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、Ti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、0.50%を超えて添加するとベイナイトやマ
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0.05〜0.50%に規定する。

【００３３】Ti：0.005〜0.04%とする。TiはMoと同様に
本発明において重要な元素である。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%を超えると溶接熱影響部の靭性
を著しく劣化させるため、Ti含有量は0.005〜0.04%に規
定する。ＨＡＺ靱性をさらに高めるためには、Ti含有量
を0.005〜0.025%にすることが好ましい。

【００３４】Al：0.01〜0.07%とする。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、0.07%を超
えると鋼の清浄度が低下し、耐ＨＩＣ性を劣化させるた
め、Al含有量は0.01〜0.07%に規定する。

【００３５】Nb、Vの１種又は２種を含有する。

【００３６】Nb：0.005〜0.05%とする。Nbは組織の微細
粒化により靭性を向上させるが、Ti及び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、0.05%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0.005〜0.05%に規定す
る。

【００３７】V：0.005〜0.10%とする。VもNbと同様にTi
及び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。

【００３８】C量とMo、Ti、Nb、Vの合計量の比である、
C/(Mo+Ti+Nb+V)を0.5〜3.0とすることが好ましい。C/(M
o+Ti+Nb+V)において各元素記号はその成分の原子％の含
有量（at%）を示す。本発明における高強度化はTiとMo
と、Nbおよび／またはVを含む複合析出物（炭化物）に
よるものである。この複合析出物による析出強化を有効
に利用するためには、C量と炭化物形成元素であるMo、T
i、Nb、V量の関係が重要であり、これらの元素を適正な
バランスのもとで添加する事によって、熱的に安定でか
つ非常に微細な複合析出物を得ることができる。このと
きCの原子％での含有量と、Mo、Ti、Nb、Vの原子％での
含有量の合計量の比であるC/(Mo+Ti+Nb+V)の値が0.5未
満または3.0を超える場合はいずれかの元素量が過剰で
あり、本発明のTiとMoとを含む複合析出物以外の析出物
や、ベイナイト等の硬化組織が過度に形成されて、耐Ｈ
ＩＣ特性や、靭性が劣化する場合があるので、C/(Mo+Ti
+Nb+V)の値を0.5〜3.0とすることが好ましい。より高強
度化を図る場合には、C/(Mo+Ti+Nb+V)の値を0.7〜1.7と
することが望ましい。なお、質量%の含有量を用いる場
合は、以下の式（ｂ）を用いて計算して、その値を0.5
〜3.0とする。

【００３９】 (C/12.01)/(Mo/95.9+Nb/92.91+V/50.94+Ti/47.9)・・・（ｂ）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。

【００４０】Cu ：0.50%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0.50%を上限とす
る。

【００４１】Ni：0.50%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Ｈ
ＩＣ特性が低下するため、添加する場合は0.50%を上限
とする。

【００４２】Cr：0.50%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0.50
%を上限とする。

【００４３】Ca：0.0005〜0.0025%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、
0.0025%をこ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0.0005〜0.0025%に規定する。

【００４４】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。

【００４５】次に、本発明の高強度鋼板の製造方法につ
いて説明する。

【００４６】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：1000〜1250℃、圧延終了温
度：750〜950℃で熱間圧延を行い、その後2℃/s以上の
冷却速度で600〜700℃まで冷却し、次いで600〜700℃の
温度まで１回以上の加熱を行い、鋼板の平均温度が600
〜700℃である時間を3分以上とすることで、MoとTiと、
Nbおよび／またはVとを含む微細な複合炭化物をフェラ
イト組織中に分散析出させて製造できる。以下、各製造
条件について詳しく説明する。

【００４７】加熱温度：1000〜1250℃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、1250℃を超えると靭性が劣化するため、1000
〜1250℃とする。

【００４８】圧延終了温度：750〜950℃とする。圧延終
了温度が低いと、圧延方向に伸展した組織となり耐ＨＩ
Ｃ特性が劣化するだけでなく、その後のフェライト変態
速度が低下するためフェライト単一組織を得ることが困
難になるので、圧延終了温度を750℃以上とする。ま
た、組織の粗大化による靭性低下を防ぐため、圧延終了
温度の上限を950℃以下と規定する。

【００４９】圧延終了後、直ちに2℃/s以上の冷却速度
で冷却する。圧延終了後に放冷または徐冷を行うと高温
域から析出してしまい、析出物が容易に粗大化し強度が
低下する。よって、析出強化に最適な温度まで急冷（加
速冷却）を行い、高温域からの析出を防止することが本
発明における重要な製造条件である。冷却速度が2℃/s
未満では高温域での析出防止効果が十分ではなく強度が
低下するため、圧延終了後の冷却速度を2℃/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。

【００５０】冷却停止温度：600〜700℃とする。冷却停
止温度が600℃未満ではベイナイトが生成するために耐H
IC特性が劣化し、また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、加速冷却停止温度を60
0〜700℃に規定する。

【００５１】加速冷却後直ちに、鋼板の温度を600℃未
満にすることなく、600〜700℃の温度まで１回以上の加
熱（再加熱）を行い、加速冷却停止後の鋼板の平均温度
を600〜700℃とする。かつ、前記鋼板の平均温度が600
〜700℃である時間を3分以上とする。再加熱時の最高温
度および最低温度は600〜700℃の温度域で任意に選択で
きる。2℃/s以上の冷却速度での冷却後、本発明のフェ
ライト組織と微細析出物とを得るためには、600〜700℃
の温度域で一定時間以上保持することが必要である。60
0℃未満ではベイナイトが生成するために耐ＨＩＣ特性
が劣化し、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、保持温度域を600〜700℃に規定す
る。また、保持時間が3分未満では微細析出物の析出が
不十分であるとともに、フェライト変態が完了せず、そ
の後の冷却でベイナイトまたはパーライトを生成するた
めに耐ＨＩＣ特性が劣化するため、保持時間は3分以上
に規定する。温度保持後の冷却速度は任意で構わない。

【００５２】再加熱工程での鋼板の熱履歴の一例を図１
に示す。図１では再加熱を２回行う場合を示したが、再
加熱の回数は１回以上の任意の回数とすることができ
る。図１において、保持時間ｔは加速冷却終了から鋼板
の温度が600℃未満になるまでの時間である。再加熱最
高温度（Ｔmax）は再加熱開始後の鋼板の最高温度であ
る。再加熱最低温度（Ｔmin）は再加熱が２回以上であ
る場合に２回目以降の再加熱を開始する温度であり、２
回目以降の再加熱を開始する鋼板の温度の内の最低温度
とする。従って再加熱が１回である場合には再加熱最低
温度は定義されない。

【００５３】600〜700℃の温度まで１回以上の加熱を行
い、鋼板の平均温度が600〜700℃である時間を3分以上
とするための設備として、冷却設備の下流側に加熱装置
を設置することができる。加熱装置としては、鋼板の急
速加熱が可能であるガス燃焼炉や誘導加熱装置を用いる
事が好ましい。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
熱装置の数を任意に設定するだけで、容易に鋼板の平均
温度が600〜700℃である時間を3分以上にすることがで
きる。なお、600〜700℃に3分以上保持することでフェ
ライト変態が完了するので、その後の冷却速度は任意の
速度とすることができる。

【００５４】また、本発明の製造方法を実施するための
設備として、圧延設備、冷却設備、加熱装置をこの順に
同一ライン上に配置することが好ましい。これにより、
鋼板を圧延後、直ちに冷却を行い、鋼板の温度を600℃
未満に低下させることなく加熱することができる。

【００５５】上記の製造方法により製造された本発明の
鋼板は、プレスベンド成形、ロール成形、ＵＯＥ成形等
で鋼管に成形して、原油や天然ガスを輸送する鋼管（電
縫鋼管、スパイラル鋼管、ＵＯＥ鋼管）等に利用するこ
とができる。

【００５６】

【実施例】表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｍ）を連
続鋳造法によりスラブとし、これを用いて板厚18、26mm
の厚鋼板（No.１〜２３）を製造した。

【００５７】

【表１】

【００５８】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、
誘導加熱炉またはガス燃焼炉を用いて再加熱を行った。
冷却設備及び誘導加熱炉はインライン型とした。各鋼板
（No.１〜２３）の製造条件を表２に示す。表２におけ
る各温度は鋼板平均温度である。表２に示す最高温度と
最低温度は前述した再加熱最高温度と再加熱最低温度で
あり、再加熱回数は3分以上600〜700℃に保持するため
に再加熱を行った回数である。

【００５９】以上のようにして製造した鋼板のミクロ組
織を観察し、各鋼板の引張特性、耐ＨＩＣ特性、溶接部
靱性（ＨＡＺ靱性）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、降伏強度、引張強度を測
定した。そして、製造上のばらつきを考慮して、降伏強
度480MPa以上、引張強度580MPa以上であるものをAPI X6
5グレード以上の高強度鋼板として評価した。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ＨＩ
Ｃ性良好と判断して○で、割れが発生した場合を×で示
した。ＨＡＺ靱性は、溶接熱サイクル再現装置により入
熱15kJ/cmの溶接に相当する熱履歴を与えた各鋼板（シ
ミュレーションＨＡＺ）を用いて2mm Vノッチシャルピ
ー試験を行い、このときの破面遷移温度（vTrs）を測定
した。

【００６０】

【表２】

【００６１】表２において、本発明例であるNo.１〜１
１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、かつ耐ＨＩ
Ｃ性とＨＡＺ靱性が優れていた。鋼板の組織は、実質的
にフェライト単相であり、TiとMoと、Nbおよび／または
Vとを含む粒径が10nm未満の微細な炭化物の析出物が分
散析出していた。

【００６２】No.１２〜１７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り、No.
１８〜２３は化学成分が本発明の範囲外であるので、金
属組織が実質的にフェライト単相ではないことや、Tiと
Moとを含む析出物が分散析出していないため、十分な強
度が得られないか、ＨＩＣ試験で割れが生じた。

【００６３】なお、再加熱を誘導加熱炉で行った場合も
ガス燃焼炉で行った場合も特に結果に差は見られなかっ
た。

【００６４】図２に、C含有量が0.03〜0.09％の鋼材
（Ａ〜Ｊ、Ｍ）を用いて製造した鋼板について、Ti含有
量とシミュレーションＨＡＺのシャルピー破面遷移温度
（ＨＡＺ靭性）の関係を示す。図２によれば、Ti含有量
が多くなるとシャルピー破面遷移温度が上昇し、ＨＡＺ
靱性が大きく低下することがわかる。ＨＡＺ靱性の低下
は、TiNが粗大化してピンニング効果が低下し、溶接熱
影響によって結晶粒が粗大化したためと考えられる。Ti
含有量が0.005〜0.025％の場合は、シャルピー破面遷移
温度が−３５℃未満であり、特にHAZ靱性が良好であっ
た。

【００６５】

【発明の効果】以上述べたように、本発明によれば、AP
I X65グレード以上の高強度を有し、かつ耐ＨＩＣ性と
溶接部靱性の優れた鋼板が得られる。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。

【図面の簡単な説明】

【図１】再加熱工程での鋼板の熱履歴の一例を示すグラ
フ。

【図２】Ti含有量とＨＡＺ靱性の関係を示すグラフ。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者石川信行東京都千代田区丸の内一丁目１番２号日本鋼管株式会社内 (72)発明者諏訪稔東京都千代田区丸の内一丁目１番２号日本鋼管株式会社内Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA05 EA11 EA13 EA15 EA17 EA19 EA20 EA23 EA25 EA27 EA31 EA32 EC01 FA02 FA03 FC03 FC04 FD02 FD03 FD04 FF02

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】質量％で、C：0.02〜0.08%、Si：0.01〜
0.50 ％、Mn：0.5〜1.8%、P：0.01%以下、S：0.002%以
下、Mo：0.05〜0.50%、Ti：0.005〜0.04%、Al：0.01〜
0.07%を含有し、さらにNb：0.005〜0.05%および／また
はV：0.005〜0.10%を含有する鋼を、加熱温度：1000〜1
250℃、圧延終了温度：750〜950℃の条件で熱間圧延し
た後、2℃/s以上の冷却速度で600〜700℃まで冷却し、
次いで600〜700℃の温度まで１回以上の加熱を行い、鋼
板の平均温度が600〜700℃である時間を3分以上とする
ことを特徴とする、耐ＨＩＣ性に優れた高強度鋼板の製
造方法。
【請求項２】鋼の化学成分が、下記式（１）を満足す
ることを特徴とする請求項１に記載の耐ＨＩＣ性に優れ
た高強度鋼板の製造方法。 0.5≦C/(Mo+Ti+Nb+V)≦3.0・・・（１）式（１）に示す元素記号は各元素の原子％の含有量（at
%）を示す。
【請求項３】さらに、質量％で、Cu：0.50%以下、N
i：0.50%以下、Cr：0.50%以下、Ca：0.0005〜0.0025%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または請求項2に記載の耐ＨＩＣ性に優
れた高強度鋼板の製造方法。