JP2012077331A - 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管 - Google Patents
耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】鋼板の板厚方向および板幅方向の硬さのばらつきを効果的に軽減して、鋼板内の材質均一性を向上させた耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を提供する。
【解決手段】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％およびＣａ：０．０００５〜０．００５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の組成とし、ＣＰ値（＝４．４６［%Ｃ］＋２．３７［%Ｍｎ］／６＋（１．７４［%Ｃｕ］＋１．７［%Ｎｉ］）／１５＋（１．１８［%Ｃｒ］＋１．９５［%Ｍｏ］＋１．７４［%Ｖ］）／５＋２２．３６［%Ｐ］）を１．０以下として、鋼組織をベイナイト組織とし、さらに板厚方向の硬さのばらつきをビッカース硬さのばらつきΔＨＶで３０以下、かつ板幅方向の硬さのばらつきをビッカース硬さのばらつきΔＨＶで３０以下とする。
【選択図】なし
【解決手段】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％およびＣａ：０．０００５〜０．００５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の組成とし、ＣＰ値（＝４．４６［%Ｃ］＋２．３７［%Ｍｎ］／６＋（１．７４［%Ｃｕ］＋１．７［%Ｎｉ］）／１５＋（１．１８［%Ｃｒ］＋１．９５［%Ｍｏ］＋１．７４［%Ｖ］）／５＋２２．３６［%Ｐ］）を１．０以下として、鋼組織をベイナイト組織とし、さらに板厚方向の硬さのばらつきをビッカース硬さのばらつきΔＨＶで３０以下、かつ板幅方向の硬さのばらつきをビッカース硬さのばらつきΔＨＶで３０以下とする。
【選択図】なし
Description
本発明は、建築、海洋構造物、造船、土木、建設産業用機械の分野のラインパイプに使用して好適な、鋼板内の材質均一性に優れた耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法に関するものである。
また、本発明は、上記の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管に関するものである。
また、本発明は、上記の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管に関するものである。
一般に、ラインパイプは、厚板ミルや熱延ミルによって製造された鋼板を、ＵＯＥ成形、プレスベンド成形およびロール成形等によって、鋼管に成形することで製造される。
ここに、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、溶接性などの他に、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。
中でも、鋼材の水素誘起割れ（ＨＩＣ）は、腐食反応によって発生した水素イオンが鋼表面に吸着して原子状の水素となり、鋼内部に侵入して鋼中のＭｎＳなどの非金属介在物や硬い第２相組織まわりに拡散、集積することで内圧を生じさせ、最終的に、鋼材が破損に至るものである。この水素誘起割れは、ラインパイプを実際に使用する上で大きな問題となっていた。
ここに、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、溶接性などの他に、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。
中でも、鋼材の水素誘起割れ（ＨＩＣ）は、腐食反応によって発生した水素イオンが鋼表面に吸着して原子状の水素となり、鋼内部に侵入して鋼中のＭｎＳなどの非金属介在物や硬い第２相組織まわりに拡散、集積することで内圧を生じさせ、最終的に、鋼材が破損に至るものである。この水素誘起割れは、ラインパイプを実際に使用する上で大きな問題となっていた。
上記した水素誘起割れの問題を解決するために、従来から種々の解決策が提案されている。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る技術が提案されている。これにより、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性を改善するというものである。
特許文献２，３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ことによって、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技術が提案されている。
また、特許文献４〜６には、高強度鋼板に対して、低Ｓとし、かつＣａを添加すること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することで、中心偏析に伴う強度低下をＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ等の添加と加速冷却により補う方法が、それぞれ提案されている。
特許文献２，３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ことによって、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技術が提案されている。
また、特許文献４〜６には、高強度鋼板に対して、低Ｓとし、かつＣａを添加すること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することで、中心偏析に伴う強度低下をＣｒ、Ｍｏ、Ｎｉ等の添加と加速冷却により補う方法が、それぞれ提案されている。
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。鋼板の特性の向上や合金元素の削減、さらには熱処理の省略などを目的として、通常、高強度鋼板の製造に際しては、制御圧延と制御冷却を組み合わせた、いわゆるＴＭＣＰ技術が適用されている。この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。従って、鋼板内の材質均一性を確保する観点で問題となる。
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。従って、鋼板内の材質均一性を確保する観点で問題となる。
上記の問題を解決するために、例えば特許文献７には、制御冷却に際して、冷却速度を３〜１２℃／ｓという比較的低い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。
また、特許文献８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、板厚方向の材質差が小さい鋼板の製造方法が開示されている。
さらに、特許文献９，10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うことにより、板厚方向の材質差が小さい鋼板の製造方法が開示され、特許文献11、特許文献12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８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、板厚方向の材質差が小さい鋼板の製造方法が開示されている。
さらに、特許文献９，10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うことにより、板厚方向の材質差が小さい鋼板の製造方法が開示され、特許文献11、特許文献12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。
他方、鋼板表面のスケール性状にむらがあった場合、冷却時の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が生じ、鋼板内の局所的な冷却停止温度のばらつきがとなる。その結果、スケール性状のむらによって板幅方向に鋼板材質のばらつきが生じることになる。
これに対し、特許文献13，14には、冷却直前にデスケーリングを行うことにより、スケール性状に起因した冷却むらを低減して、鋼板形状を改善する方法が開示されている。
これに対し、特許文献13，14には、冷却直前にデスケーリングを行うことにより、スケール性状に起因した冷却むらを低減して、鋼板形状を改善する方法が開示されている。
しかしながら、特許文献１〜６に記載の技術は、いずれも中心偏析部のみが対象となっていて、中心偏析部以外の部分については考慮されていない。すなわち、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生じる。
また、特許文献７に記載の技術は、冷却速度が制限されるため、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８に開示の製造方法は、Ａr3変態点以下での冷却待機でフェライトを析出させるものであるため、強度が低下するだけでなく、冷却待機時間が必要になるため製造効率が悪い。特許文献９，10に記載の製造方法では、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。しかも、高精度な冷却制御を必要とするため、適用範囲が限られると共に、製造効率の低下を余儀なくされる。特許文献11，12に記載の製造方法は、加速冷却における表層部の冷却速度が大きいため、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。
また、特許文献７に記載の技術は、冷却速度が制限されるため、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８に開示の製造方法は、Ａr3変態点以下での冷却待機でフェライトを析出させるものであるため、強度が低下するだけでなく、冷却待機時間が必要になるため製造効率が悪い。特許文献９，10に記載の製造方法では、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。しかも、高精度な冷却制御を必要とするため、適用範囲が限られると共に、製造効率の低下を余儀なくされる。特許文献11，12に記載の製造方法は、加速冷却における表層部の冷却速度が大きいため、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。
他方、特許文献13，14に記載の方法では、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は何ら配慮がなされていない。ここに、鋼板表面の冷却速度がばらつくと、鋼板の硬さにばらつきが生じる。すなわち、冷却速度が遅いと、鋼板表面が冷却する際に、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"とが同時に発生し、表面の冷却速度にばらつきが生じる。その結果、鋼板表面の硬さにばらつきを生じることになる。
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、中央偏析部のＨＩＣとともに表面近傍から発生するＨＩＣに対しても優れた耐性（耐ＨＩＣ特性）を有し、かつ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に優れた、耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
また、その耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管を提案することを目的とする。
また、その耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管を提案することを目的とする。
本発明は、高強度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、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、ミクロ組織および製造条件について、数多くの実験と検討を繰り返した末に、開発されたものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
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％およびＣａ：０．０００５〜０．００５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の組成からなり、下記（１）式で示されるＣＰ値が１．０以下であって、鋼組織がベイナイト組織であり、さらに板厚方向の硬さのばらつきがビッカース硬さのばらつきΔＨＶで３０以下で、かつ板幅方向の硬さのばらつきがビッカース硬さのばらつきΔＨＶで３０以下であることを特徴とする、耐サワーラインパイプ用高強度鋼板。
記
ＣＰ＝４．４６［%Ｃ］＋２．３７［%Ｍｎ］／６＋（１．７４［%Ｃｕ］＋１．７［%Ｎｉ］）／１５＋（１．１８［%Ｃｒ］＋１．９５［%Ｍｏ］＋１．７４［%Ｖ］）／５＋２２．３６［%Ｐ］ ・・・（１）
ただし、[%Ｘ]はＸ元素の鋼中含有量（質量％）を示す。
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％およびＣａ：０．０００５〜０．００５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の組成からなり、下記（１）式で示されるＣＰ値が１．０以下であって、鋼組織がベイナイト組織であり、さらに板厚方向の硬さのばらつきがビッカース硬さのばらつきΔＨＶで３０以下で、かつ板幅方向の硬さのばらつきがビッカース硬さのばらつきΔＨＶで３０以下であることを特徴とする、耐サワーラインパイプ用高強度鋼板。
記
ＣＰ＝４．４６［%Ｃ］＋２．３７［%Ｍｎ］／６＋（１．７４［%Ｃｕ］＋１．７［%Ｎｉ］）／１５＋（１．１８［%Ｃｒ］＋１．９５［%Ｍｏ］＋１．７４［%Ｖ］）／５＋２２．３６［%Ｐ］ ・・・（１）
ただし、[%Ｘ]はＸ元素の鋼中含有量（質量％）を示す。
２．前記鋼が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下およびＭｏ：０．５０％以下のうちから選んだ１種又は２種以上を含有することを特徴とする、前記１に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板。
３．前記鋼が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％およびＴｉ：０．００５〜０．１％のうちから選んだ１種又は２種以上を含有することを特徴とする、前記１または２のいずれかに記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板。
４．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％およびＣａ：０．０００５〜０．００５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の組成からなり、下記（１）式で示されるＣＰ値が１．０以下である鋼片を、１０００〜１３００℃の温度に加熱したのち、熱間圧延し、引き続く制御冷却の直前に鋼板表面での噴射流の衝突圧が１ＭＰａ以上の条件でデスケーリングを行い、その後冷却開始時の鋼板表面温度：（Ａｒ3−１０℃）以上、鋼板表面の冷却速度：２００℃／ｓ以下、鋼板平均の冷却速度：１５℃／ｓ以上および鋼板平均温度で冷却停止温度：２５０〜５５０℃の条件で制御冷却を行うことを特徴とする、耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
記
ＣＰ＝４．４６［%Ｃ］＋２．３７［%Ｍｎ］／６＋（１．７４［%Ｃｕ］＋１．７［%Ｎｉ］）／１５＋（１．１８［%Ｃｒ］＋１．９５［%Ｍｏ］＋１．７４［%Ｖ］）／５＋２２．３６［%Ｐ］ ・・・（１）
記
ＣＰ＝４．４６［%Ｃ］＋２．３７［%Ｍｎ］／６＋（１．７４［%Ｃｕ］＋１．７［%Ｎｉ］）／１５＋（１．１８［%Ｃｒ］＋１．９５［%Ｍｏ］＋１．７４［%Ｖ］）／５＋２２．３６［%Ｐ］ ・・・（１）
５．前記鋼片が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下およびＭｏ：０．５０％以下のうちから選んだ１種又は２種以上を含有することを特徴とする、前記４に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
６．前記鋼片が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％およびＴｉ：０．００５〜０．１％のうちから選んだ１種又は２種以上を含有することを特徴とする、前記４または５のいずれかに記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
７．前記１〜３のいずれかに記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管。
本発明によれば、制御冷却技術およびデスケーリング技術を併せて用いることにより、低廉な化学成分でも鋼板内の材質均一性に優れ、かつ耐ＨＩＣ特性に優れる、高強度の耐サワーラインパイプ用鋼板が供給できる。
また、冷間成形により鋼管に成形して、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）を製造すると、鋼板内の材質均一性に優れ、高強度かつ耐ＨＩＣ特性に優れているので、耐サワー性を要する硫化水素を含む原油や天然ガスの輸送にも好適に使用することができる。
また、冷間成形により鋼管に成形して、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）を製造すると、鋼板内の材質均一性に優れ、高強度かつ耐ＨＩＣ特性に優れているので、耐サワー性を要する硫化水素を含む原油や天然ガスの輸送にも好適に使用することができる。
以下、本発明を具体的に説明する。
発明者らは、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、以下の知見を得ると共に本発明を完成させた。
発明者らは、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、以下の知見を得ると共に本発明を完成させた。
〔化学成分〕
まず、本発明の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、強度の向上に有効に寄与するが、含有量が０．０２％未満では十分な強度が確保できず、一方０．０８％を超えると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、Ｃ量は０．０２〜０．０８％の範囲に限定する。
まず、本発明の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、強度の向上に有効に寄与するが、含有量が０．０２％未満では十分な強度が確保できず、一方０．０８％を超えると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、Ｃ量は０．０２〜０．０８％の範囲に限定する。
Ｓｉ：０．０１〜０．５％
Ｓｉは、脱酸のため添加するが、含有量が０．０１％未満では脱酸効果が十分でなく、一方０．５％を超えると靭性や溶接性を劣化させるため、Ｓｉ量は０．０１〜０．５％の範囲に限定する。
Ｓｉは、脱酸のため添加するが、含有量が０．０１％未満では脱酸効果が十分でなく、一方０．５％を超えると靭性や溶接性を劣化させるため、Ｓｉ量は０．０１〜０．５％の範囲に限定する。
Ｍｎ：０．５〜１．８％
Ｍｎは、強度、靭性の向上に有効に寄与するが、含有量が０．５％未満ではその添加効果に乏しく、一方１．８％を超えると溶接性と耐ＨＩＣ特性が劣化するため、Ｍｎ量は０．５〜１．８％の範囲に限定する。
Ｍｎは、強度、靭性の向上に有効に寄与するが、含有量が０．５％未満ではその添加効果に乏しく、一方１．８％を超えると溶接性と耐ＨＩＣ特性が劣化するため、Ｍｎ量は０．５〜１．８％の範囲に限定する。
Ｐ：０．０１％以下
Ｐは、不可避不純物元素であり、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特性を劣化させる。０．０１％を超えるとその傾向が顕著となるため、上限を０．０１％に規定する。好ましくは０．００８％以下である。
Ｐは、不可避不純物元素であり、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特性を劣化させる。０．０１％を超えるとその傾向が顕著となるため、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、不可避不純物元素であり、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ことが好ましいが、０．００１％までは許容される。
Ｓは、不可避不純物元素であり、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ことが好ましいが、０．００１％までは許容される。
Ａｌ：０.０１〜０.０８％
Ａｌは、脱酸剤として添加するが、０.０１％未満では添加効果がなく、一方、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、Ａｌ量は０.０１〜０.０８％の範囲に限定する。
Ａｌは、脱酸剤として添加するが、０.０１％未満では添加効果がなく、一方、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、Ａｌ量は０.０１〜０.０８％の範囲に限定する。
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％未満ではその添加効果が十分でない。一方、０．００５％を超えた場合、効果が飽和するだけでなく、鋼の清浄度の低下により耐ＨＩＣ特性を劣化させるので、Ｃａ量は０．０００５〜０．００５％の範囲に限定する。
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％未満ではその添加効果が十分でない。一方、０．００５％を超えた場合、効果が飽和するだけでなく、鋼の清浄度の低下により耐ＨＩＣ特性を劣化させるので、Ｃａ量は０．０００５〜０．００５％の範囲に限定する。
以上、本発明の基本成分について説明したが、本発明では、鋼板の強度や靱性の一層の改善のために、Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏのうちから選んだ１種又は２種以上を、以下の範囲で適宜含有させることができる。
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り、この効果を得るには０．０５％以上を含有することが好ましいが、含有量が多すぎると溶接性が劣化するため、Ｃｕを添加する場合は０．５０％を上限とする。
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り、この効果を得るには０．０５％以上を含有することが好ましいが、含有量が多すぎると溶接性が劣化するため、Ｃｕを添加する場合は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り、この効果を得るには０．０５％以上を含有することが好ましいが、含有量が多すぎると経済的に不利なだけでなく、溶接熱影響部の靱性が劣化するため、Ｎｉを添加する場合は０．５０％を上限とする。
Ｎｉは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、この効果を得るには０．０５％以上を含有することが好ましいが、含有量が多すぎると経済的に不利なだけでなく、溶接熱影響部の靱性が劣化するため、Ｎｉを添加する場合は０．５０％を上限とする。
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは、Ｍｎと同様、低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素であり、この効果を得るには０．０５％以上を含有することが好ましいが、含有量が多すぎると溶接性が劣化するため、Ｃｒを添加する場合は０．５０％を上限とする。
Ｃｒは、Ｍｎと同様、低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素であり、この効果を得るには０．０５％以上を含有することが好ましいが、含有量が多すぎると溶接性が劣化するため、Ｃｒを添加する場合は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り、この効果を得るには０．０５％以上を含有することが好ましいが、含有量が多すぎると溶接性が劣化するため、Ｍｏを添加する場合は０．５０％を上限とする。
Ｍｏは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、この効果を得るには０．０５％以上を含有することが好ましいが、含有量が多すぎると溶接性が劣化するため、Ｍｏを添加する場合は０．５０％を上限とする。
本発明では、さらに、Ｎｂ，ＶおよびＴｉのうちから選んだ１種又は２種以上を、以下の範囲で含有させることもできる。
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％およびＴｉ：０．００５〜０．１％のうちから選んだ１種又は２種以上
Ｎｂ，ＶおよびＴｉはいずれも、鋼板の強度および靭性を高めるために添加することができる任意元素であり、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、含有量が０．００５％未満ではその添加効果に乏しく、一方０．１％を超えると溶接部の靭性が劣化するので、添加する場合はいずれも０．００５〜０．１％の範囲とするのが好ましい。
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％およびＴｉ：０．００５〜０．１％のうちから選んだ１種又は２種以上
Ｎｂ，ＶおよびＴｉはいずれも、鋼板の強度および靭性を高めるために添加することができる任意元素であり、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、含有量が０．００５％未満ではその添加効果に乏しく、一方０．１％を超えると溶接部の靭性が劣化するので、添加する場合はいずれも０．００５〜０．１％の範囲とするのが好ましい。
ＣＰ値：１．０以下
本発明においては、下記（１）式によって求められるＣＰ値を、１．０以下とすることが必要である。なお、添加しない元素は０を代入すれば良い。
ＣＰ＝４．４６［%Ｃ］＋２．３７［%Ｍｎ］／６＋（１．７４［%Ｃｕ］＋１．７［%Ｎｉ］）／１５＋（１．１８［%Ｃｒ］＋１．９５［%Ｍｏ］＋１．７４［%Ｖ］）／５＋２２．３６［%Ｐ］ ・・・（１）
ただし、[%Ｘ]はＸ元素の鋼中含有量（質量％）を示す。
本発明においては、下記（１）式によって求められるＣＰ値を、１．０以下とすることが必要である。なお、添加しない元素は０を代入すれば良い。
ＣＰ＝４．４６［%Ｃ］＋２．３７［%Ｍｎ］／６＋（１．７４［%Ｃｕ］＋１．７［%Ｎｉ］）／１５＋（１．１８［%Ｃｒ］＋１．９５［%Ｍｏ］＋１．７４［%Ｖ］）／５＋２２．３６［%Ｐ］ ・・・（１）
ただし、[%Ｘ]はＸ元素の鋼中含有量（質量％）を示す。
ここに、上記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、上掲（１）式のＣＰ値が高いほど中心偏析部の成分濃度が高くなり、中心偏析部の硬さが上昇する。
従って、本発明では、上記の（１）式において求められるＣＰ値を、１．０以下とすることでＨＩＣ試験での割れ発生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特性が求められる場合は、その上限を０．９５とすれば良い。
なお、上記した元素以外の残部は、Ｆeおよび不可避的不純物からなる。ただし、本発明の作用効果を害しない限り、他の微量元素の含有を妨げない。
従って、本発明では、上記の（１）式において求められるＣＰ値を、１．０以下とすることでＨＩＣ試験での割れ発生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特性が求められる場合は、その上限を０．９５とすれば良い。
なお、上記した元素以外の残部は、Ｆeおよび不可避的不純物からなる。ただし、本発明の作用効果を害しない限り、他の微量元素の含有を妨げない。
［鋼組織（ミクロ組織）］
次に、本発明鋼の鋼組織（ミクロ組織）について説明する。
引張強度が５２０ＭＰａ以上の高強度化を図るために、鋼組織は、ベイナイト組織とする必要がある。特に、表層部は、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た場合、表層硬さが上昇し、鋼板内の硬さのばらつきが増大して材質均一性が阻害される。表層硬さの上昇を抑制するために、表層部の鋼組織についてはベイナイト組織とする。ベイナイト組織中に、フェライトやマルテンサイト、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異種組織が混在すると、強度の低下や靭性の劣化、表層硬さの上昇などが生じるため、ベイナイト相以外の組織分率は少ない程良い。ただし、ベイナイト相以外の組織の体積分率が十分に低い場合には、それらの影響が無視できるので、ある程度の量であれば許容される。具体的に、本発明では、ベイナイト相以外の鋼組織（フェライト、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等）の合計が体積分率で５％未満であれば、大きな影響がないので許容されるものとする。
次に、本発明鋼の鋼組織（ミクロ組織）について説明する。
引張強度が５２０ＭＰａ以上の高強度化を図るために、鋼組織は、ベイナイト組織とする必要がある。特に、表層部は、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た場合、表層硬さが上昇し、鋼板内の硬さのばらつきが増大して材質均一性が阻害される。表層硬さの上昇を抑制するために、表層部の鋼組織についてはベイナイト組織とする。ベイナイト組織中に、フェライトやマルテンサイト、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異種組織が混在すると、強度の低下や靭性の劣化、表層硬さの上昇などが生じるため、ベイナイト相以外の組織分率は少ない程良い。ただし、ベイナイト相以外の組織の体積分率が十分に低い場合には、それらの影響が無視できるので、ある程度の量であれば許容される。具体的に、本発明では、ベイナイト相以外の鋼組織（フェライト、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等）の合計が体積分率で５％未満であれば、大きな影響がないので許容されるものとする。
〔硬さのばらつき〕
板厚方向の硬さのばらつき：ビッカース硬さのばらつき（ΔＨＶ）で３０以下で、かつ
板幅方向の硬さのばらつき：ビッカース硬さのばらつき（ΔＨＶ）で３０以下
鋼板の強度や伸び、成形性、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣＣ性能などの観点から、鋼板内の硬さのばらつきを抑制することが要求される。板厚方向の硬さのばらつきがΔＨＶで３０を超えた場合や、板幅方向の硬さのばらつきがΔＨＶで３０を超えた場合は、上記特性に悪影響を及ぼす。例えば、鋼板表層部の平均硬さが鋼板内部の平均硬さに比べてΔＨＶで３０を超えて硬くなった場合は、板厚方向の硬さのばらつきがΔＨＶで３０を超えることとなり、成形後にスプリングバックが起こり易くなったり、硫化水素に対する割れ感受性が高まったりする。また、板幅方向の硬さ分布がΔＨＶで３０を超えた場合は、成形時に硬い部分と軟らかい部分とで変形の仕方に差が生じて所望の形状が得られなかったり、小板に切断した場合にそれぞれの小板で強度や伸びが異なったりする。
また、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をΔＨＶで２５以下、板幅方向の硬さのばらつきをΔＨＶで２５以下とすることがより好ましい。
板厚方向の硬さのばらつき：ビッカース硬さのばらつき（ΔＨＶ）で３０以下で、かつ
板幅方向の硬さのばらつき：ビッカース硬さのばらつき（ΔＨＶ）で３０以下
鋼板の強度や伸び、成形性、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣＣ性能などの観点から、鋼板内の硬さのばらつきを抑制することが要求される。板厚方向の硬さのばらつきがΔＨＶで３０を超えた場合や、板幅方向の硬さのばらつきがΔＨＶで３０を超えた場合は、上記特性に悪影響を及ぼす。例えば、鋼板表層部の平均硬さが鋼板内部の平均硬さに比べてΔＨＶで３０を超えて硬くなった場合は、板厚方向の硬さのばらつきがΔＨＶで３０を超えることとなり、成形後にスプリングバックが起こり易くなったり、硫化水素に対する割れ感受性が高まったりする。また、板幅方向の硬さ分布がΔＨＶで３０を超えた場合は、成形時に硬い部分と軟らかい部分とで変形の仕方に差が生じて所望の形状が得られなかったり、小板に切断した場合にそれぞれの小板で強度や伸びが異なったりする。
また、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をΔＨＶで２５以下、板幅方向の硬さのばらつきをΔＨＶで２５以下とすることがより好ましい。
前記したように、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、鋼板表層部の硬さが上昇すると、水素誘起割れを発生する危険性が高まる。そこで、耐ＨＩＣ特性の観点から、鋼板表層部からの水素誘起割れを抑制するためには、鋼板表層部（表面下１ｍｍ）の硬さをビッカース硬さでＨＶ２２０以下とすることが望ましい。
次に、本発明に係る高強度鋼板の製造条件について説明する。
〔スラブ加熱温度〕
スラブ加熱温度：１０００〜１３００℃
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、一方１３００℃を超えると靭性が劣化するため、スラブ加熱温度は１０００〜１３００℃とする。なお、この温度は加熱炉の炉内温度であり、スラブは中心部までこの温度に加熱されるものとする。
〔スラブ加熱温度〕
スラブ加熱温度：１０００〜１３００℃
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、一方１３００℃を超えると靭性が劣化するため、スラブ加熱温度は１０００〜１３００℃とする。なお、この温度は加熱炉の炉内温度であり、スラブは中心部までこの温度に加熱されるものとする。
〔圧延終了温度〕
熱間圧延工程において、高い母材靱性を得るには、圧延終了温度は低いほどよいが、その反面、圧延能率が低下するため、鋼板表面温度における圧延終了温度は、必要な母材靱性と圧延能率を勘案して設定する必要がある。強度および耐ＨＩＣ性能を向上させる観点からは、圧延終了温度を、鋼板表面温度でＡｒ3変態点以上とすることが好ましい。ここで、Ａｒ3変態点とは、冷却中におけるフェライト変態開始温度を意味し、例えば、鋼の成分から以下の式で求めることができる。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。
Ａｒ3（℃）＝９１０−３１０[%Ｃ]−８０[%Ｍｎ]−２０[%Ｃｕ]−１５[%Ｃｒ]−５５[%Ｎｉ]−８０[%Ｍｏ]
ただし、[%Ｘ]はＸ元素の鋼中含有量（質量％）を示す。
熱間圧延工程において、高い母材靱性を得るには、圧延終了温度は低いほどよいが、その反面、圧延能率が低下するため、鋼板表面温度における圧延終了温度は、必要な母材靱性と圧延能率を勘案して設定する必要がある。強度および耐ＨＩＣ性能を向上させる観点からは、圧延終了温度を、鋼板表面温度でＡｒ3変態点以上とすることが好ましい。ここで、Ａｒ3変態点とは、冷却中におけるフェライト変態開始温度を意味し、例えば、鋼の成分から以下の式で求めることができる。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。
Ａｒ3（℃）＝９１０−３１０[%Ｃ]−８０[%Ｍｎ]−２０[%Ｃｕ]−１５[%Ｃｒ]−５５[%Ｎｉ]−８０[%Ｍｏ]
ただし、[%Ｘ]はＸ元素の鋼中含有量（質量％）を示す。
〔デスケーリング〕
さらに、制御冷却の直前に高衝突圧の噴射流によるデスケーリングを行う。鋼板内の材質均一性と耐ＨＩＣ特性に優れた高強度鋼板とするためには、鋼板内の硬さのばらつきを低減することが必要であり、特に鋼板内部の強度を保ちながら、表層部の硬さのばらつきを抑制することが重要である。圧延後の鋼板においては、圧延前および圧延中のデスケーリング等により幅方向にスケールの厚さにむらが生じることがある。また、スケール厚さが大きい場合には、部分的にスケールの剥離が生じることがある。圧延後の冷却の際に、スケール厚さにばらつきがあると、その厚さに応じて鋼板表面の冷却速度も変化してしまい、その冷却速度に応じて鋼板表面の硬さも変化してしまう。鋼板を高強度化するためには、制御冷却時の冷却速度を大きくすることが有効であるが、高冷却速度での冷却では表層硬さに及ぼすスケール厚さの影響が顕著になるため、スケール厚さにむらがあると硬さのばらつきが増大して鋼板内の材質均一性が劣化する。
さらに、制御冷却の直前に高衝突圧の噴射流によるデスケーリングを行う。鋼板内の材質均一性と耐ＨＩＣ特性に優れた高強度鋼板とするためには、鋼板内の硬さのばらつきを低減することが必要であり、特に鋼板内部の強度を保ちながら、表層部の硬さのばらつきを抑制することが重要である。圧延後の鋼板においては、圧延前および圧延中のデスケーリング等により幅方向にスケールの厚さにむらが生じることがある。また、スケール厚さが大きい場合には、部分的にスケールの剥離が生じることがある。圧延後の冷却の際に、スケール厚さにばらつきがあると、その厚さに応じて鋼板表面の冷却速度も変化してしまい、その冷却速度に応じて鋼板表面の硬さも変化してしまう。鋼板を高強度化するためには、制御冷却時の冷却速度を大きくすることが有効であるが、高冷却速度での冷却では表層硬さに及ぼすスケール厚さの影響が顕著になるため、スケール厚さにむらがあると硬さのばらつきが増大して鋼板内の材質均一性が劣化する。
その対策として、制御冷却の直前に高衝突圧の噴射流によるデスケーリングを実施し、これによりスケール厚さを冷却速度に大きな差が生じない程度まで均一に薄くすることが好ましい。すなわち、制御冷却後の鋼板のスケール厚さを１５μｍ以下とした場合に、板厚方向の硬さのばらつきがΔＨＶ３０以下、かつ板幅方向の硬さのばらつきがΔＨＶ３０以下となる。
なお、制御冷却直前の鋼板のスケール厚みを測定することは事実上困難であるが、制御冷却前のスケール厚みは制御冷却後のスケール厚みによって推定することができ、冷却後の鋼板のスケール厚みが１５μｍ以下となるように冷却直前にデスケーリングを行うことによって、所望の効果が得られることが解明された。
このように、冷却直前での高衝突圧の噴射流によるデスケーリングによって、高冷却速度下での高強度と鋼板内の材質均一性および優れた耐ＨＩＣ特性とを同時に実現することが可能となる。
なお、制御冷却直前の鋼板のスケール厚みを測定することは事実上困難であるが、制御冷却前のスケール厚みは制御冷却後のスケール厚みによって推定することができ、冷却後の鋼板のスケール厚みが１５μｍ以下となるように冷却直前にデスケーリングを行うことによって、所望の効果が得られることが解明された。
このように、冷却直前での高衝突圧の噴射流によるデスケーリングによって、高冷却速度下での高強度と鋼板内の材質均一性および優れた耐ＨＩＣ特性とを同時に実現することが可能となる。
デスケーリング圧（鋼板表面での噴射流の衝突圧）：１ＭＰａ以上
本発明では、制御冷却の直前に鋼板表面での噴射流の衝突圧が１ＭＰａ以上となる条件で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、噴射流の衝突圧は１ＭＰａ以上とする。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問題はない。より好ましくは２ＭＰａ以上である。
本発明では、制御冷却の直前に鋼板表面での噴射流の衝突圧が１ＭＰａ以上となる条件で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、噴射流の衝突圧は１ＭＰａ以上とする。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問題はない。より好ましくは２ＭＰａ以上である。
また、デスケーリング後、５秒以内に制御冷却を行うことが望ましい。デスケーリング後、制御冷却を行うまでの時間が５秒を超えると、スケールが成長するため表層部の冷却速度が上昇し、硬さのばらつきが大きくなる。特に、スケール厚さが１５μｍを超えると、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の劣化が顕著となる。この点、デスケーリング後、５秒以内に制御冷却を行えば、スケール厚さを１５μｍ以下とすることができる。従って、デスケーリングから制御冷却までの時間は５秒以内とすることが望ましい。
〔冷却開始温度〕
冷却開始温度：鋼板表面温度で（Ａｒ3−１０℃）以上
冷却開始時の鋼板表面温度が低いと、制御冷却前のフェライト生成量が多くなり、特にＡｒ3変態点からの温度降下量が１０℃を超えると体積分率で５％を超えるフェライトが生成して、強度低下が大きくなると共に耐ＨＩＣ特性が劣化するため、冷却開始時の鋼板表面温度は（Ａｒ3−１０℃）以上とする。
冷却開始温度：鋼板表面温度で（Ａｒ3−１０℃）以上
冷却開始時の鋼板表面温度が低いと、制御冷却前のフェライト生成量が多くなり、特にＡｒ3変態点からの温度降下量が１０℃を超えると体積分率で５％を超えるフェライトが生成して、強度低下が大きくなると共に耐ＨＩＣ特性が劣化するため、冷却開始時の鋼板表面温度は（Ａｒ3−１０℃）以上とする。
〔冷却速度〕
鋼板表面の冷却速度：２００℃／ｓ以下、鋼板平均の冷却速度：１５℃／ｓ以上
高強度化を図りつつ、鋼板内の硬さのばらつきを低減し、材質均一性を向上させるためには、表層部の冷却速度と鋼板内の平均冷却速度を制御することが重要である。鋼板表面の冷却速度が２００℃／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ため、鋼板表面の冷却速度は、２００℃／ｓ以下とする。好ましくは１５０℃／ｓ以下である。
また、鋼板平均の冷却速度が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特性の劣化が生じたり、硬さのばらつきが大きくなったりするため、鋼板平均の冷却速度は１５℃／ｓ以上とする。鋼板強度と硬さのばらつきの観点からは、鋼板平均の冷却速度は２０℃／ｓ以上とすることが好ましい。また、鋼板表面の冷却速度を２００℃／ｓ以下で、かつ鋼板平均の冷却速度を１５℃／ｓ以上とすることにより、冷却停止温度のばらつきを抑制することができ、その結果、鋼板形状が良好となる。
なお、鋼板平均の温度および冷却速度については、物理的に直接測定することはできないが、鋼板表面の温度変化を基にしたシミュレーション計算を行うことで、リアルタイムに求めることができる。
鋼板表面の冷却速度：２００℃／ｓ以下、鋼板平均の冷却速度：１５℃／ｓ以上
高強度化を図りつつ、鋼板内の硬さのばらつきを低減し、材質均一性を向上させるためには、表層部の冷却速度と鋼板内の平均冷却速度を制御することが重要である。鋼板表面の冷却速度が２００℃／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ため、鋼板表面の冷却速度は、２００℃／ｓ以下とする。好ましくは１５０℃／ｓ以下である。
また、鋼板平均の冷却速度が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特性の劣化が生じたり、硬さのばらつきが大きくなったりするため、鋼板平均の冷却速度は１５℃／ｓ以上とする。鋼板強度と硬さのばらつきの観点からは、鋼板平均の冷却速度は２０℃／ｓ以上とすることが好ましい。また、鋼板表面の冷却速度を２００℃／ｓ以下で、かつ鋼板平均の冷却速度を１５℃／ｓ以上とすることにより、冷却停止温度のばらつきを抑制することができ、その結果、鋼板形状が良好となる。
なお、鋼板平均の温度および冷却速度については、物理的に直接測定することはできないが、鋼板表面の温度変化を基にしたシミュレーション計算を行うことで、リアルタイムに求めることができる。
〔冷却停止温度〕
冷却停止温度：鋼板平均温度で２５０〜５５０℃
圧延終了後、制御冷却でベイナイト変態の温度域である２５０〜５５０℃まで急冷することにより、ベイナイト相を生成させる。冷却停止温度が５５０℃を超えると、ベイナイト変態が不完全であり、十分な強度が得られない。また、冷却停止温度が２５０℃未満では、マルテンサイトや島状マルテンサイト（ＭＡ）が生成し、特に表層部の硬さ上昇が著しくなり、硬さのばらつきが大きくなる。そこで、鋼板内の材質均一性の劣化を抑制するため、制御冷却の冷却停止温度は鋼板平均温度で２５０〜５５０℃とする。
冷却停止温度：鋼板平均温度で２５０〜５５０℃
圧延終了後、制御冷却でベイナイト変態の温度域である２５０〜５５０℃まで急冷することにより、ベイナイト相を生成させる。冷却停止温度が５５０℃を超えると、ベイナイト変態が不完全であり、十分な強度が得られない。また、冷却停止温度が２５０℃未満では、マルテンサイトや島状マルテンサイト（ＭＡ）が生成し、特に表層部の硬さ上昇が著しくなり、硬さのばらつきが大きくなる。そこで、鋼板内の材質均一性の劣化を抑制するため、制御冷却の冷却停止温度は鋼板平均温度で２５０〜５５０℃とする。
図１に、本発明鋼板の製造に使用して好適な圧延ラインの一例を示す。圧延ライン１には、鋼板搬送ライン５の上流から下流側に向かって熱間圧延機２、高衝突圧デスケーリング装置３および制御冷却装置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。この熱間矯正機で鋼板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なデスケーリングの実施が可能となる。
本発明の高強度鋼板を、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、原油や天然ガスの輸送に好適な鋼板内の材質均一性に優れた耐サワー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。
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に示す化学成分になる鋼（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と３４ｍｍの厚鋼板（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．２５）を製造した。
ついで、スラブを加熱後、熱間圧延により所定の板厚とし、ついで制御冷却直前に高衝突圧のデスケーリングを行ったのち、水冷型の制御冷却装置を用いて制御冷却を行った。各鋼板（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．２５）の製造条件を表２に示す。
ついで、スラブを加熱後、熱間圧延により所定の板厚とし、ついで制御冷却直前に高衝突圧のデスケーリングを行ったのち、水冷型の制御冷却装置を用いて制御冷却を行った。各鋼板（Ｎｏ．１〜Ｎｏ．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、画像解析装置を用いて相分率を測定した。また、スケール厚さを測定し、１０視野の平均値で評価した。特性は、圧延方向に直角な方向の全厚試験片を引張試験片として引張試験を行い、引張強度を測定した。また、圧延方向に直角な断面について、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠して、ビッカース硬さを測定し、板厚方向の硬さ分布と板幅方向の硬さ分布を求めた。板厚方向については、１ｍｍピッチで全厚の硬さを測定し、板幅方向については、２０ｍｍピッチで全幅の硬さを測定した。なお、板幅方向の硬さ分布は、表層１ｍｍ位置（表層から１ｍｍ内側の位置）、ｔ／４位置（板厚１／４位置）、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。
耐ＨＩＣ特性は、ＮＡＣＥ Ｓｔａｎｄａｒｄ ＴＭ−０２−８４に準じて、浸漬時間が９６時間のＨＩＣ試験を行い、割れが認められない場合を耐ＨＩＣ特性が良好と判断して○と、また割れが発生した場合を不良と判断して×とした。
本発明の目標範囲は、高強度鋼として引張強度：５２０ＭＰａ以上、表層１ｍｍ位置とｔ／２位置ともミクロ組織はベイナイト組織、板厚方向および板幅方向の硬さのばらつきはいずれもΔＨＶ３０以下、ＨＩＣ試験で割れが認められないこととした。
得られた結果を表３に示す。
本発明の目標範囲は、高強度鋼として引張強度：５２０ＭＰａ以上、表層１ｍｍ位置とｔ／２位置ともミクロ組織はベイナイト組織、板厚方向および板幅方向の硬さのばらつきはいずれもΔＨＶ３０以下、ＨＩＣ試験で割れが認められないこととした。
得られた結果を表３に示す。
表３に示したように、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２は、化学成分および製造条件が本発明の適正範囲を満足する発明例である。いずれも、引張強度：５２０ＭＰａ以上、板厚方向および板幅方向の硬さのばらつき：ΔＨＶで３０以下で、かつ鋼板のミクロ組織は、表層１ｍｍ位置とｔ／２位置ともベイナイト組織であった。また、耐ＨＩＣ特性も良好であった。
これに対し、Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．２０は、化学成分は本発明の範囲内であるが、製造条件が本発明の範囲外の比較例である。Ｎｏ．１３は、スラブ加熱温度が低いため、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たため、低強度であり、かつ耐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ベイナイト組織が得られず、パーライトが析出したため、低強度であり、かつ耐ＨＩＣ特性が劣っていた。Ｎｏ．１６は、冷却停止温度が低く、硬質相である島状マルテンサイト（ＭＡ）が生成したため、硬さのばらつきがΔＨＶ３０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、か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ΔＨＶ３０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、行っていても衝突圧が低いため、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ΔＨＶ３０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、鋼板の化学成分が本発明の範囲外である。Ｎｏ.２１は、板厚方向の硬さのばらつきがΔＨＶ３０を超え、鋼板内の材質均一性に劣っていた。また、耐ＨＩＣ特性にも劣っていた。さらに、Ｎｏ.２２〜Ｎｏ.２５は、耐ＨＩＣ特性に劣っていた。
１ 圧延ライン
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
５ 鋼板搬送ライン
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
５ 鋼板搬送ライン
Claims (7)
- 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％およびＣａ：０．０００５〜０．００５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の組成からなり、下記（１）式で示されるＣＰ値が１．０以下であって、鋼組織がベイナイト組織であり、さらに板厚方向の硬さのばらつきがビッカース硬さのばらつきΔＨＶで３０以下で、かつ板幅方向の硬さのばらつきがビッカース硬さのばらつきΔＨＶで３０以下であることを特徴とする、耐サワーラインパイプ用高強度鋼板。
記
ＣＰ＝４．４６［%Ｃ］＋２．３７［%Ｍｎ］／６＋（１．７４［%Ｃｕ］＋１．７［%Ｎｉ］）／１５＋（１．１８［%Ｃｒ］＋１．９５［%Ｍｏ］＋１．７４［%Ｖ］）／５＋２２．３６［%Ｐ］ ・・・（１）
ただし、[%Ｘ]はＸ元素の鋼中含有量（質量％）を示す。 - 前記鋼が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下およびＭｏ：０．５０％以下のうちから選んだ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に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板。
- 前記鋼が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％およびＴｉ：０．００５〜０．１％のうちから選んだ１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１または２のいずれかに記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板。
- 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％およびＣａ：０．０００５〜０．００５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物の組成からなり、下記（１）式で示されるＣＰ値が１．０以下である鋼片を、１０００〜１３００℃の温度に加熱したのち、熱間圧延し、引き続く制御冷却の直前に鋼板表面での噴射流の衝突圧が１ＭＰａ以上の条件でデスケーリングを行い、その後冷却開始時の鋼板表面温度：（Ａｒ3−１０℃）以上、鋼板表面の冷却速度：２００℃／ｓ以下、鋼板平均の冷却速度：１５℃／ｓ以上および鋼板平均温度で冷却停止温度：２５０〜５５０℃の条件で制御冷却を行うことを特徴とする、耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
記
ＣＰ＝４．４６［%Ｃ］＋２．３７［%Ｍｎ］／６＋（１．７４［%Ｃｕ］＋１．７［%Ｎｉ］）／１５＋（１．１８［%Ｃｒ］＋１．９５［%Ｍｏ］＋１．７４［%Ｖ］）／５＋２２．３６［%Ｐ］ ・・・（１）
ただし、[%Ｘ]はＸ元素の鋼中含有量（質量％）を示す。 - 前記鋼片が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下およびＭｏ：０．５０％以下のうちから選んだ１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項４に記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
- 前記鋼片が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％およびＴｉ：０．００５〜０．１％のうちから選んだ１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項４または５のいずれかに記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
- 請求項１〜３のいずれかに記載の耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管。
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