JP2003301236A

JP2003301236A - 耐ｈｉｃ特性に優れた高強度鋼材

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Publication number: JP2003301236A
Application number: JP2003031012A
Authority: JP
Inventors: Nobuyuki Ishikawa; 信行石川; Shigeru Endo; 茂遠藤; Toyohisa Shingu; 豊久新宮
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2002-02-07
Filing date: 2003-02-07
Publication date: 2003-10-24
Anticipated expiration: 2023-02-07
Also published as: JP4089455B2

Abstract

(57)【要約】【課題】 API X65グレード以上の高強度鋼材であっ
て、中央偏析低減のために不純物元素または偏析元素の
厳しい規制や、強度確保のための多量の合金元素の添加
を行うことなく、優れた耐ＨＩＣ性を示す高強度鋼材を
提供すること。【解決手段】質量％で、C：0.02〜0.08%を含有し、金
属組織が実質的にフェライト相とベイナイト相との２相
組織であり、前記フェライト相と前記ベイナイト相との
硬度差がビッカース硬さで７０以下であることを特徴と
する、耐ＨＩＣ特性に優れた高強度鋼材を用いる。さら
に、ベイナイト相の硬度がビッカース硬さで３２０以下
であることが好ましい。

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
いる耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）に優れた鋼材に関
し、特にAPI規格X65グレード以上の高強度を有する鋼材
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。

【０００３】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。）。

【０００４】しかし、上記の耐ＨＩＣ性を改善する方法
は主に中心偏析部が対象である。一方、API X65グレー
ド以上の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 X65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ＨＩ
Ｃ性を問題にする場合は、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。

【０００５】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。）。

【０００６】

【特許文献１】特開昭５４−１１０１１９号公報

【０００７】

【特許文献２】特開昭６１−６０８６６号公報

【０００８】

【特許文献３】特開昭６１−１６５２０７号公報

【０００９】

【特許文献４】特開平５−９５７５号公報

【００１０】

【特許文献５】特開平５−２７１７６６号公報

【００１１】

【特許文献６】特開平７−１７３５３６号公報

【００１２】

【特許文献７】特開平７−２１６５００号公報

【００１３】

【特許文献８】特開昭６１−２２７１２９号公報

【００１４】

【特許文献９】特開平７−７０６９７号公報

【００１５】

【発明が解決しようとする課題】しかし、特許文献７等
に記載のフェライト−ベイナイト２相組織鋼のベイナイ
ト相は、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M
o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。また、多量のTiを添加した鋼
は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。

【００１６】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
鋼材であって、中央偏析低減のために不純物元素または
偏析元素の厳しい規制や、強度確保のための多量の合金
元素の添加を行うことなく、優れた耐ＨＩＣ性を示す高
強度鋼材を提供することにある。

【００１７】

【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。

【００１８】（１）質量％で、C：0.02〜0.08%を含有
し、金属組織が実質的にフェライト相とベイナイト相と
の２相組織であり、前記フェライト相と前記ベイナイト
相との硬度差がビッカース硬さで７０以下であることを
特徴とする、耐ＨＩＣ特性に優れた高強度鋼材。

【００１９】（２）ベイナイト相の硬度がビッカース
硬さで３２０以下であ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材。

【００２０】（３）フェライト相中に粒径３０ｎｍ以
下の析出物が分散析出してい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
鋼材。

【００２１】

【発明の実施の形態】本発明者らは耐ＨＩＣ特性向上と
高強度の両立のために、鋼材のミクロ組織の影響につい
て検討した。その結果、金属組織をフェライト−ベイナ
イトの２層組織とすることが最も効果的であることが分
かった。耐ＨＩＣ特性向上のためには組織をフェライト
マトリクスとすることが効果的であるが、強度を調整す
るためにベイナイト組織を利用することが有効である。
一般的に高強度鋼材に利用されているフェライト−ベイ
ナイト２相組織は、軟質なフェライト相と硬質なベイナ
イト相の混合組織であり、このような組織を有する鋼材
はフェライト相とベイナイト相との界面に水素が集積し
やすいうえに、前記界面が割れの伝播経路となるため、
耐ＨＩＣ特性が劣っている。しかし、本発明者らは、フ
ェライト相とベイナイト相の強度を調整し、その硬度差
を一定範囲以内に制限することで高強度と優れた耐ＨＩ
Ｃ特性を両立することが可能となることを見出し、本発
明を完成した。さらに、ベイナイト相からのき裂の発生
を抑制するためにはベイナイト相の硬度を一定値以下に
制限することが効果的であること、また、フェライト相
の優れた耐ＨＩＣ特性を保持しながらその強度を高める
ためには、微細な析出物による析出強化を利用すること
が非常に効果的であるという知見を得るに至った。

【００２２】以下、本発明の耐ＨＩＣ特性に優れた高強
度鋼材について詳しく説明する。まず、本発明の鋼材の
組織について説明する。

【００２３】本発明の鋼材の金属組織は実質的に、フェ
ライト相とベイナイト相との２相組織である、フェライ
ト−ベイナイト組織とする。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。また、ベイナイト相は優れた強度靱性
を有しており、鋼材の組織をフェライト−ベイナイト組
織とすることによって耐ＨＩＣ特性と高強度との両立を
可能とするためである。また、フェライト−ベイナイト
組織の他に、マルテンサイトや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、フェライト相とベイナイト相以外の組織分率
は少ないほどよい。しかし、フェライト相とベイナイト
相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５％以下の他の金属組織
を、すなわちマルテンサイト、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。

【００２４】本発明におけるフェライト相とベイナイト
相の含有率は特に規定しないが、ベイナイト相を面積分
率で５％以上含有することが望ましい。ベイナイト相は
フェライト相と複合化することで、耐ＨＩＣ特性を確保
しながら高い強度を得るために必要であり、さらに、鋼
材の製造過程で熱間圧延後の加速冷却などの一般的なプ
ロセスによって容易に得ることが可能である。ベイナイ
ト相の面積分率が５％未満ではその効果が不十分であ
る。一方で、ベイナイト相の面積分率が高いと耐ＨＩＣ
特性が劣化するのでベイナイト相の面積分率は８０％以
下とすることが好ましい。より好ましくは２０〜６０％
とする。

【００２５】本発明の鋼材の金属組織におけるフェライ
ト相とベイナイト相の硬度差はビッカース硬さ（ＨＶ）
で７０以下とする。前述したようにフェライト相とベイ
ナイト相の異相界面がＨＩＣの原因となる水素原子の集
積場所となり、かつ割れの伝播経路となるため、耐ＨＩ
Ｃ特性が低下するが、フェライト相とベイナイト相の硬
度差がＨＶ７０以下であれば、その界面が水素原子の集
積場所や割れの伝播経路とならないので、耐ＨＩＣ特性
は低下しない。好ましくはフェライト相とベイナイト相
の硬度差がＨＶ５０以下であり、より好ましくはフェラ
イト相とベイナイト相の硬度差がＨＶ３５以下である。
なお、硬度はビッカース硬度計によって測定した値と
し、それぞれの相の内部で最適な大きさの圧痕を得るた
め任意の荷重を選択することができるが、フェライト相
とベイナイト相とで同一の荷重で硬度測定をすることが
望ましい。また、ミクロ組織の局所的な成分または微細
構造の違い等に起因する硬度のばらつき、または測定誤
差によるばらつきを考慮して、それぞれの相について少
なくとも３０点以上の異なる位置で硬度測定を行い、フ
ェライト相とベイナイト相の硬度として、それぞれの相
の平均硬度を用いることが好ましい。平均硬度を用いる
場合の硬度差は、フェライト相の硬度の平均値とベイナ
イト相の硬度の平均値の差の絶対値を用いるものとす
る。

【００２６】次に、本発明の鋼材の化学成分について説
明する。以下の説明において％で示す単位は質量%であ
る。

【００２７】C：0.02〜0.08%とする。Cはベイナイト相
を得るために必要な元素であり、また、炭化物として析
出し、フェライト相の強化にも寄与する元素である。し
かし、その含有量が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】本発明の鋼材は、金属組織とその硬度差を
規定することにより、優れた耐ＨＩＣ特性と高強度を両
立させるものであり、この目的を達成するためにC以外
のいかなる合金元素をも含有することができる。

【００２９】また、本発明の鋼材において、ベイナイト
相の硬度をＨＶ３２０以下とすることが好ましい。ベイ
ナイト相は高強度を得るために有効な金属組織である
が、その硬度がＨＶで３２０を超えるとベイナイト相内
部に縞状マルテンサイト組織（ＭＡ）が形成されやす
く、ＨＩＣでの割れの起点となるだけでなく、フェライ
ト相とベイナイト相との界面での割れの伝播が容易とな
るため、耐ＨＩＣ特性が劣化する。しかし、ベイナイト
相の硬度がＨＶ３２０以下であればＭＡが形成されてい
ることはないので、ベイナイト相の硬度の上限をＨＶ３
２０とすることが好ましい。ベイナイト組織はオーステ
ナイトを急冷することによって得ることができるので、
冷却停止温度を一定温度以上としてマルテンサイトなど
の硬化組織の生成を抑制したり、また、冷却後再加熱処
理によって軟化させる方法等を用いて製造することで、
ベイナイト相の硬度をＨＶ３２０以下とすることが可能
である。ベイナイト相の硬度をＨＶ３００以下とすると
さらに好ましく、より好ましくはベイナイト相の硬度を
ＨＶ２８０以下とする。

【００３０】さらに、本発明の鋼材において、フェライ
ト相中に30nm以下の微細な析出物が分散析出しているこ
とが好ましい。フェライト相は延性に優れているので耐
ＨＩＣ特性に優れているが、通常は強度が低いため硬さ
も低く、フェライト−ベイナイト２相組織とした場合に
フェライト相とベイナイト相との硬度差が大きくなり、
その界面が割れ発生起点や割れの伝播経路となるため耐
ＨＩＣ特性が劣る。本発明ではフェライト相とベイナイ
ト相との硬度差を一定値以下にすることで耐ＨＩＣ特性
を改善するが、フェライト相の硬度を高くすることで硬
度差を小さくすることができる。すなわち、析出物の微
細分散によってフェライト相を強化することによって、
ベイナイト相との硬度差を低減することが可能である。
しかし、析出物の粒径が30nmを超えると、分散析出によ
るフェライト相の強化が不十分で、ベイナイト相との硬
度差をＨＶで７０以下にできないため、析出物の粒径を
30nm以下とする。30nm以下の析出物の個数は、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。また、少ない合金元素の添加でより効果的にフェラ
イト相を強化し、かつ優れた耐ＨＩＣ特性を両立させる
ためには、析出物のサイズを10nmにすることが望まし
い。前記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。

【００３１】フェライト相中に微細分散させる析出物
は、耐ＨＩＣ特性を劣化させずにフェライト相を強化で
きればどんな析出物でも良いが、Mo、Ti、Nb、V等を一
種または二種以上を含む炭化物、窒化物または炭窒化物
は、一般的な鋼材の製造方法によって容易にフェライト
中に微細析出させることが可能であり、これらを用いる
ことが好ましい。フェライト相中に微細析出物を分散析
出させるためには、過冷却されたオーステナイトからの
フェライト変態によって変態界面上に析出させる方法等
を用いることができる。

【００３２】また、鋼材の強度は析出物の種類やサイ
ズ、個数に依存するため、添加元素とその含有量によっ
て、強度を調整することが可能である。高強度が必要な
場合は、Mo、Ti、Nb、V等の炭化物形成元素の含有量を
高め、析出物の個数を増加させればよい。API X65グレ
ード以上の高強度鋼板とするためには、2×10³個／μm³
以上析出させることが望ましい。析出形態はランダムで
も列状でもよく、特に規定されない。

【００３３】フェライト相中に微細分散させる析出物と
してMoとTiとを含有する複合炭化物を用いることによっ
て、きわめて高い強度が得られる。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、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やTiCの析出強化
の場合に比べて、より大きな強度向上効果を得ることが
できる。

【００３４】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。また、溶接部靭性
を問題にする場合は、Tiの一部を他の元素（Nb、V等）
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が可能である。

【００３５】本発明の鋼材は、前記のようにC以外のい
かなる合金元素をも含有することができるが、優れた耐
ＨＩＣ特性と高強度に加えて、靱性または溶接性におい
ても優れた鋼材を得るために、Cに加えて以下に示す成
分範囲の合金元素を１種または２種以上含有することが
好ましい。以下の説明においても％で示す単位は全て質
量%である。

【００３６】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、添加する
場合はSi含有量を0.01〜0.5%に規定する。

【００３７】Mn：0.1〜2%とする。Mnは強度、靭性のた
め添加するが、0.1%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、添加す
る場合はMn含有量を0.1〜2%に規定する。

【００３８】P：0.02%以下とする。Pは靱性や溶接性、
または耐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0.02%に規定する。

【００３９】S：0.005%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、0.005%以下であれば問題
ないため、S含有量の上限を0.005%に規定する。

【００４０】Mo：1%以下とする。Moはベイナイト変態を
促進するために有効な元素であり、さらに、フェライト
中で炭化物を形成することでフェライト相を硬化し、フ
ェライト相とベイナイト相の硬度差を小さくするために
も極めて有効な元素である。しかし、1%を超えて添加す
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、添加する場合はMo含有量を1%以下に規
定する。

【００４１】Nb：0.1%以下とする。Nbは組織の微細粒化
により靭性を向上させると同時に、フェライト中で炭化
物を形成することでフェライト相を硬化し、フェライト
相とベイナイト相の硬度差を小さくするためにも有効な
元素である。しかし、0.1%を超えて添加されると溶接熱
影響部の靭性が劣化するため、添加する場合はNb含有量
を0.1%以下に規定する。

【００４２】V：0.2%以下とする。VもNbと同様に強度、
靱性の向上に寄与する。しかし、0.2%を超えると溶接熱
影響部の靭性が劣化するため、添加する場合はV含有量
を0.2%以下に規定する。

【００４３】Ti：0.1%以下とする。TiもNbと同様に強
度、靱性の向上に寄与する。しかし、0.1%を超えると溶
接熱影響部の靭性が劣化するだけでなく、熱間圧延時の
表面キズの原因にもなるため、添加する場合はTi含有量
を0.1%以下に規定する。

【００４４】Al：0.1%以下とする。Alは脱酸剤として添
加されるが、0.1%を超えると鋼の清浄度が低下し、耐Ｈ
ＩＣ性を劣化させるため、添加する場合はAl含有量を0.
1%以下に規定する。

【００４５】Ca：0.005%以下とする。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、0.005%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0.005%以下に規定する。

【００４６】上記の元素の他に鋼材の強度、靱性を高め
るために、Cu：0.50%以下、Ni：0.50%以下、Cr：0.50%
以下、等の添加元素を含有することもできる。

【００４７】また、溶接性の観点から、強度レベルに応
じて下記の（１）式で定義されるＣeqの上限を規定する
ことが好ましい。降伏強度が448MPa以上（API X65グレ
ード）の場合にはＣeq≦0.28、降伏強度が482MPa以上
（API X70グレード）の場合にはＣeq≦0.32、降伏強度
が551MPa以上（API X80グレード）の場合にはＣeq≦0.3
6にすることで、良好な溶接性を確保することができ
る。なお、板厚10〜30mmの範囲でＣeqの板厚依存性はな
く、板厚30mmまで同じＣeqで設計することができる。Ｃeq＝C＋Mn/6＋（Cu＋Ni）/15＋（Cr＋Mo＋V）/5 ……（１）但し、（１）式の元素記号は各含有元素の質量％を示
す。

【００４８】Tiの一部をNb、Vで置換した、MoとTiと、N
bおよび／またはVとを含んだ複合炭化物を析出させるに
は、例えば質量％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、M
o：0.05〜0.50%、Ti：0.005〜0.04%、Al：0.07%以下を
含有し、Nb：0.005〜0.05%および／またはV：0.005〜0.
10%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0.5〜3.0である鋼材を用いれば良い。該鋼材はさら
に、Cu：0.50%以下、Ni：0.50%以下、Cr：0.50%以下、C
a：0.0005〜0.005%の中から選ばれる１種又は２種以上
を含有することもできる。

【００４９】フェライト相とベイナイト相との２相組織
であり、フェライト相内に微細な析出物を分散析出させ
た鋼は、例えば上記の成分組成を有する鋼を用い、通常
の圧延プロセスを用いて熱間圧延後に加速冷却装置等を
用いて2℃/s以上の冷却速度で400〜600℃の温度まで冷
却を行い、さらに誘導加熱装置等を用いて550〜700℃の
温度に再加熱し、その後空冷することで製造できる。ま
た、熱間圧延後、550〜700℃の温度まで急冷し、その温
度で10分以内の温度保持を行った後、350℃以上の温度
に急冷し、その後空冷しても製造できる。

【００５０】本発明の鋼材は、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。

【００５１】

【実施例】表１に示す化学成分の供試鋼（鋼種Ａ〜Ｇ）
を用いて、表２に示す条件で板厚19mmの鋼板（鋼板No.
１〜１１）を製造した。

【００５２】

【表１】

【００５３】

【表２】

【００５４】鋼板No.１〜６は本発明例であり、熱間圧
延後に加速冷却装置により所定の温度まで冷却し、さら
に誘導加熱装置による再加熱または等温保持を行うこと
で鋼板を製造した。ただし、No.５の鋼板は冷却後の加
熱処理にガス燃焼炉を用いた。また、鋼板No.７〜１１
は比較例であり、熱間圧延後に加速冷却を行い、一部に
ついてはさらに焼戻しを行って製造した。

【００５５】製造した鋼板のミクロ組織を、光学顕微
鏡、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により観察した。ま
た、ベイナイト相の面積分率を測定した。フェライト相
とベイナイト相の硬度を、測定荷重50gのビッカース硬
度計により測定し、それぞれの相について３０点の測定
結果の平均値を用いて、フェライト相とベイナイト相の
硬度差を求めた。フェライト相中の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。各
鋼板における析出物の平均粒径を測定した。また各鋼板
の引張特性、耐ＨＩＣ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、降伏強度、引張強
度を測定した。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、割れ長さ
率（CLR）を測定した。

【００５６】表２において、No.１〜６の鋼板はいずれ
も、実質的にフェライト−ベイナイトの２相組織であ
り、フェライト相とベイナイト相との硬度差がビッカー
ス硬さで７０以下の本発明範囲内であり、降伏強度480M
Pa以上、引張強度560MPa以上のAPI X65グレード以上の
高強度で、かつ耐ＨＩＣ性が優れていた。No.１〜４で
はMo、Ti、Nb、VまたはMo、Ti、Nbを含む粒径が10nm未
満の微細な炭化物が、またはNo.５、６ではTi、Nb、Vま
たはTi、Vを含む粒径が30nm未満の微細な炭化物が、フ
ェライト相中に分散析出していた。また、ベイナイト相
の硬度はいずれもHV３２０以下であった。鋼板１をＴＥ
Ｍで観察した写真（倍率１２万倍）を、図１に示す。図
１の析出物はMo、Ti、Nb、Vを含む微細な複合炭化物で
あり、非常に微細な析出物が列状に析出している様子が
確認された。

【００５７】No.７、１０の鋼板はミクロ組織がフェラ
イト−ベイナイト２相組織であるが、ベイナイト相の硬
度がＨＶ３２０超であり、フェライト相との硬度差も７
０超であり、ＨＩＣ試験で割れが生じた。No.８、９の
鋼板はベイナイト単相組織であり、ＨＩＣ試験で割れが
生じた。No.１１の鋼板はＣ含有量が本発明範囲より高
く、ミクロ組織がマルテンサイトとなっているため、Ｈ
ＩＣ試験で割れが生じた。

【００５８】次に、No.１、３、７の鋼板を用いて、Ｕ
ＯＥプロセスで外径762mmと660mmのNo.１２〜１５の鋼
管を製造し、引張試験とＨＩＣ試験を実施し、降伏強
度、引張強度、耐ＨＩＣ特性（割れ長さ率：CLR）を測
定した。その結果を表３に示す。

【００５９】

【表３】

【００６０】本発明の鋼板を用いて製造したNo.１２〜
１４の鋼管は、高い強度を有していると同時に耐ＨＩＣ
特性も優れていた。一方、比較例であるNo.７の鋼板を
用いて製造したNo.１５の鋼管は、ＨＩＣ試験で割れが
発生した。なお、これらの鋼管の製管後のミクロ組織観
察及び硬度測定を実施したところ、製管前の表２の鋼板
と同じ組織及び同程度の硬度を有していることが確認で
きた。

【００６１】

【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性の優
れた鋼材が得られる。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】鋼板のＴＥＭ観察写真。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者新宮豊久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

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】質量％で、C：0.02〜0.08%を含有し、金
属組織が実質的にフェライト相とベイナイト相との２相
組織であり、前記フェライト相と前記ベイナイト相との
硬度差がビッカース硬さで７０以下であることを特徴と
する、耐ＨＩＣ特性に優れた高強度鋼材。
【請求項２】ベイナイト相の硬度がビッカース硬さで
３２０以下であ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材。
【請求項３】フェライト相中に粒径３０ｎｍ以下の析
出物が分散析出してい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材。