JP5533025B2

JP5533025B2 - 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板の製造方法

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Publication number: JP5533025B2
Application number: JP2010042392A
Authority: JP
Inventors: 力上; 欣哉中川; 博士中田
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2010-02-26
Filing date: 2010-02-26
Publication date: 2014-06-25
Anticipated expiration: 2030-02-26
Also published as: JP2011179043A

Description

本発明は、原油、天然ガス等を輸送するラインパイプ用として、高靭性が要求される高強度溶接鋼管の素材用として好適な、厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法に係り、とくに低温靭性の改善に関する。なお、ここでいう「厚肉鋼板」とは、板厚：8.7mm以上、好ましくは20.0mm超え35.4mm以下の鋼板をいうものとする。また、「鋼板」は、鋼板および鋼帯を含むものとする。

近年、石油危機以来の原油の高騰や、エネルギー供給源の多様化の要求などから、北海、カナダ、アラスカ等のような極寒冷地での石油、天然ガスの採掘およびパイプラインの敷設が活発に行われるようになっている。さらに、パイプラインにおいては、天然ガスやオイルの輸送効率向上のため、大径で高圧操業を行う傾向となっている。パイプラインの高圧操業に耐えるため、輸送管（ラインパイプ）は厚肉の鋼管とする必要があり、厚鋼板を素材とするＵＯＥ鋼管が使用されている。

しかし、最近では、パイプラインの施工コストの更なる低減という強い要望にしたがい、鋼管の材料コスト低減の要求が強い。このため、輸送管として、厚鋼板を素材とするＵＯＥ鋼管に代わり、生産性が高くより安価な、コイル形状の熱延鋼板（熱延鋼帯）を素材とした高強度溶接鋼管が用いられるようになってきた。
これら高強度溶接鋼管には、ラインパイプの破壊を防止する観点から、同時に優れた低温靭性を保持することが要求されている。このような強度と靭性とを兼備した鋼管を製造するために、鋼管素材である鋼板では、熱間圧延後の加速冷却を利用した変態強化や、Nb、Ｖ、Ti等の合金元素の析出物を利用した析出強化等による高強度化と、制御圧延等を利用した組織の微細化等による高靭性化が図られてきた。

例えば、特許文献１には、API Ｘ７０以上の高強度電縫鋼管向けの鋼板についてであるが、Ｃ：0.03〜0.08％、Mn：1.0〜1.9％、Nb：0.005〜0.05％、Ti：0.005〜0.02％、Al：0.01〜0.07％、Ca：0.0005〜0.0040％を含有する鋼片を、1000〜1200℃でスラブ加熱し、熱間圧延終了後の鋼板の加速冷却を、鋼板の表面温度が500℃以下となるまで行ったのち、加速冷却を一旦中断し、鋼板の表面温度が500℃以上になるまで復熱させ、その後３〜50℃／ｓの冷却速度で600℃以下の温度まで加速冷却する高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術では、間欠型の加速冷却を採用しており、これにより、板厚方向の温度分布が均一化するとともに、表面側に生成した硬化組織が焼戻し処理を受け、鋼板表面近傍の硬度上昇を抑えつつ、高強度鋼板の耐ＨＩＣ性が向上することを可能にするとしている。

また、特許文献２には、API Ｘ６０以上の高強度鋼管向けの鋼板についてであるが、Ｃ：0.03〜0.08％、Mn：1.0〜1.8％、Nb：0.005〜0.05％、Ti：0.005〜0.02％、Ca：0.0005〜0.0025％を含む鋼片を、1000〜1200℃に加熱し、950℃以下のオーステナイト温度域で圧下率60％以上の圧延を行ったのち、（Ａr_３−50℃）以上から鋼板の表面温度が500℃以下になるまで鋼板中央部の平均冷却速度５〜20℃／ｓで冷却し、さらに鋼板中央部の平均冷却速度５〜50℃／ｓで600℃以下まで冷却する高強度鋼の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術は、冷却途中で冷却速度を変化させる２段冷却を採用しており、鋼板表面付近の硬度を抑制しつつ、所望の強度を確保するとしている。

また、厚鋼板ではあるが、特許文献３には、Ｃ：0.005〜0.2％、Ｎ：0.0001〜0.01％、Al：0.001〜0.1％、Si：0.01〜１％、Mn：0.1〜２％を含み、さらにTi：0.001〜0.1％、Ｖ：0.001〜0.2％、Nb：0.001〜0.1％の１種または２種以上を含有する鋼片または鋳片を、1050〜1350℃に加熱し、該温度域に20分以上保持したのち圧延を開始し、圧延をＡ_r3点以上900℃以下で終了した後、20秒以内に鋼板表面の平均冷却速度が0.5℃／ｓ以上の冷却を行い、300℃以上で冷却を終了した後空冷するか、あるいは該冷却をＡ_r3点以下500℃以上で冷却を終了しさらに600秒以内に鋼板表面の平均冷却速度が0.5℃／ｓ以上の冷却を行う、鋼板の製造方法が記載されている。

特開平11−80833号公報特開2000−160245号公報特開2004−162076号公報

最近では、輸送管（ラインパイプ）に対する要求も厳しさを増し、更なる高強度化が求められ、Ｘ65級以上の高強度で優れた低温靭性を確保することが要求されるようになっている。しかし、特許文献１〜３に記載された技術では、Ｘ65グレード以上の高強度電縫鋼管の製造が可能な高強度と、優れた低温靭性を兼備した厚肉高張力熱延鋼板を製造することができないという問題があった。

本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、Ｘ65グレード以上の高強度電縫鋼管の製造が可能で、かつ低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板の製造方法を提供することを目的とする。なお、ここでいう「高強度」鋼板とは、引張強さ：535MPa以上を有する鋼板をいい、また、「低温靭性に優れた」とは、シャルピー衝撃試験の試験温度：−80℃における吸収エネルギー_ＶE_-80が200J以上である場合をいうものとする。

本発明者らは、上記した目的を達成するため、低温靭性に及ぼす各種要因の影響について鋭意検討した。その結果、結晶粒界に析出するセメンタイト（以下、粒界セメンタイトともいう）が低温靭性に大きな影響を及ぼしていることを新規に見出した。そして、粒界セメンタイト量を特定値以下に調整することにより、低温靭性が大きく改善されることを見出した。

まず、本発明の基礎となった実験結果について説明する。
質量％で、0.04〜0.05％Ｃ−0.15〜0.25％Si−0.90〜1.20％Mn−0.005〜0.007％Ｐ−0.0003〜0.0006％Ｓ−0.035〜0.045％Al−0.045〜0.055％Nb−0.010〜0.015％Tiを含む鋼素材に、熱間圧延を施し、熱延板(板厚：15.9mm)としたのち、各種の冷却を施しコイル状に巻き取った。得られた熱延板から、組織観察用試験片と、引張試験片、衝撃試験片を採取し、組織と強度、靭性との関係を調査した。得られた結果を、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度Ｔrs₅₀と粒界セメンタイト量との関係で図１に示す。なお、粒界セメンタイト量は全粒界長さに対する粒界セメンタイト長さの割合（％）で表示した。

図１から、粒界セメンタイト量を10％以下とすることにより、破面遷移温度Ｔrs₅₀が−100℃以下と、低温靭性が顕著に改善できることがわかる。なお、この場合、試験温度−80℃における吸収エネルギー_ＶE_-80が200J以上となることも確認している。なお、粒界セメンタイト量を10％以下とするには、Nb、Ti、Ｃ含有量を適正範囲内とし、さらに冷却の冷却停止温度を適正範囲に調整することが肝要となることを知見した。

また、板厚が20.0mmを超えるような厚肉鋼板では、上記した所望の材料特性を板厚全域にわたり確保するためには、板厚中心部の組織を上記したような所望の組織とすることが必要で、そのためには、冷却時間を所定の範囲内となるように調整することがとくに重要となることを見出した。
本発明は、このような知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。

（１）質量％で、Ｃ：0.02〜0.25％、Si：1.0％以下、Mn：0.3〜2.3％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.03％以下、Al：0.1％以下、Nb：0.03〜0.25％、Ti：0.001〜0.10％を含み、かつNb、Ti、Ｃが次（１）式
（Ti＋Nb／２）／Ｃ＜４ ‥‥（１）
（ここで、Ti、Nb、Ｃ：各元素の含有量（質量％））
を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材に、粗圧延、仕上圧延からなる熱間圧延を施し、熱延板とするにあたり、前記仕上圧延終了後に、30℃／ｓ以上の表面平均冷却速度で表面温度が500℃以下となるまで加速冷却する第一の冷却工程と、該第一の冷却工程終了後、10ｓ以内の間、空冷する第二の冷却工程と、さらに、10℃／ｓ以上の板厚中心の平均冷却速度で板厚中心で350℃以上600℃未満の温度域の温度まで加速冷却する第三の冷却工程とを、前記第一の冷却工程、前記第二の冷却工程、及び前記第三の冷却工程の合計の冷却時間が60ｓ以下となるように調整して施し、前記第三の冷却工程後に、巻取温度を板厚中心で350℃以上600℃未満として、コイル状に巻き取り、表面から板厚方向に１mmまでの領域ではマルテンサイト相が体積率で50％超で、板内部ではベイニティックフェライト相またはベイナイト相が体積率で98％以上で、かつ結晶粒界に析出する粒界セメンタイト量が全粒界長さに対する粒界セメンタイト長さの比率で10％以下の組織を有し、引張強さ：535MPa以上、シャルピー衝撃試験の試験温度：−80℃における吸収エネルギー _Ｖ E _-80 が200J以上である熱延鋼板とすることを特徴とする低温靭性に優れた板厚：8.7mm以上の厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。

（２）（１）において、前記第三の冷却工程における加速冷却を、全面核沸騰で、熱流速が1.0Gcal／m^２hr以上である冷却とすることを特徴とする厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：1.0％以下、Mo：1.5％以下、Cr：1.0％以下、Ni：4.0％以下、Cu：2.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。

（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.01％以下、REM：0.02％以下の1種または2種を含有する組成とすることを特徴とする厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。

本発明によれば、引張強さ：535MPa以上の高強度と、シャルピー衝撃試験の試験温度：−80℃における吸収エネルギー_ＶE_-80が200J以上の高靭性とを兼備した、高強度高靭性の厚肉高張力熱延鋼板を容易に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明により製造された熱延鋼板を素材とすることにより、Ｘ65グレード以上の高強度電縫鋼管を安価にしかも安定して製造できるという効果もある。

低温靭性に及ぼす粒界セメンタイト量の影響を示すグラフである。

まず、使用する鋼素材の組成限定理由について説明する。なお、とくに断らない限り質量％は単に％と記す。
Ｃ：0.02〜0.25％
Ｃは、鋼の強度を上昇させる作用を有する元素であり、本発明では所望の高強度を確保するために、0.02％以上の含有を必要とする。一方、0.25％を超える過剰な含有は、パーライト等の第二相の組織分率を増大させ、母材靭性および溶接熱影響部靭性を低下させる。このため、Ｃは0.02〜0.25％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.03〜0.10％である。

Si：1.0％以下
Siは、脱酸剤として作用するとともに、固溶強化、焼入れ性の向上を介して、鋼の強度を増加させる作用を有する。このような効果は0.01％以上の含有で認められる。一方、1.0％を超える含有は、電縫溶接時にSiを含有する酸化物を形成し、溶接部品質を低下させるとともに、溶接熱影響部靭性を低下させる。このため、Siは1.0％以下に限定した。なお、好ましくは0.2〜0.5％である。

Mn：0.3〜2.3％
Mnは、焼入性を向上させる作用を有し、焼入性向上を介し鋼板の強度を増加させる。また、Mnは、MnSを形成しＳを固定することにより、Ｓの粒界偏析を防止してスラブ（鋼素材）割れを抑制する。このような効果を得るためには、0.3％以上の含有を必要とする。一方、2.3％を超える含有は、溶接性、耐ＨＩＣ性を低下させる。また、多量のMn含有は、スラブ鋳造時の凝固偏析を助長し、鋼板にMn濃化部を残存させ、セパレーションの発生を増加させる。このMn濃化部を消失させるには、1300℃を超える温度に加熱する必要があり、このような熱処理を工業的規模で実施することは現実的でない。このため、Mnは0.3〜2.3％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.5〜2.0％である。

Ｐ：0.03％以下
Ｐは、鋼中に不純物として不可避的に含まれるが、鋼の強度を上昇させる作用を有する。しかし、0.03％を超えて過剰に含有すると溶接性が低下する。このため、Ｐは0.03％以下に限定した。なお、好ましくは0.01％以下である。
Ｓ：0.03％以下
Ｓは、Ｐと同様に鋼中に不純物として不可避的に含まれるが、0.03％を超えて過剰に含有すると、スラブ割れを生起させるとともに、熱延鋼板においては粗大なMnSを形成し、延性の低下を生じさせる。このため、Ｓは0.03％以下に限定した。なお、好ましくは0.01％以下である。

Al：0.1％以下
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが望ましい。一方、0.1％を超える含有は、電縫溶接時の、溶接部の清浄性を著しく損なう。このため、Alは0.1％以下に限定した。なお、好ましくは0.08％以下である。

Nb：0.03〜0.25％
Nbは、オーステナイト粒の粗大化、再結晶を抑制する作用を有する元素であり、熱間仕上圧延におけるオーステナイト未再結晶温度域圧延を可能にするとともに、炭窒化物として微細析出することにより、溶接性を損なうことなく、少ない含有量で熱延鋼板を高強度化する作用を有する。このような効果を得るためには、0.03％以上の含有を必要とする。一方、0.25％を超える過剰な含有は、熱間仕上圧延中の圧延荷重の増大をもたらし、熱間圧延が困難となる場合がある。このため、Nbは0.03〜0.25％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.04〜0.10％である。

Ti：0.001〜0.10％
Tiは、窒化物を形成しＮを固定しスラブ（鋼素材）割れを防止する作用を有するとともに、炭化物として微細析出することにより、鋼板を高強度化させる。このような効果は、0.001％以上の含有で顕著となるが、0.10％を超える含有は析出強化により降伏点が著しく上昇する。このため、Tiは0.001〜0.1％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01〜0.08％である。

本発明では、上記した範囲内で、かつ下記（１）式
（Ti＋（Nb/2））／Ｃ＜４ ‥‥（１）
を満足するようにNb、Ti、Ｃの含有量を調整する。
Nb、Tiは、炭化物形成傾向の強い元素で、Ｃ含有量が低い場合にはほとんどのＣが炭化物となり、フェライト粒内の固溶Ｃ量が激減することが想定される。フェライト粒内の固溶Ｃ量の激減は、パイプライン施工時の鋼管の円周溶接性に悪影響を及ぼす。フェライト粒内の固溶Ｃ量が極度に低減した鋼板を用いて製造された鋼管をラインパイプとして、円周溶接を行った場合には、熱影響部（HAZ）の粒成長が顕著となり、円周溶接部のHAZ靭性が低下する恐れがある。このため、本発明では、Nb、Ti、Ｃを（１）式を満足するように調整して含有させる。これにより、フェライト粒内の固溶Ｃ量を10ppm以上とすることが可能となり、円周溶接部のHAZ靭性の低下を防止できる。また、Nb、Tiは、結晶粒界へのセメンタイトの析出を抑制する作用を有し、これにより低温靭性が著しく改善する。

上記した成分が基本の成分であるが、本発明では、この基本の組成に加えてさらに、Ｖ：1.0％以下、Mo：1.5％以下、Cr：1.0％以下、Ni：4.0％以下、Cu：2.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ca：0.01％以下、REM：0.02％以下の1種または2種、を必要に応じて選択して含有できる。
Ｖ：1.0％以下、Mo：1.5％以下、Cr：1.0％以下、Ni：4.0％以下、Cu：2.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｖ、Mo、Cr、Ni、Cuはいずれも、焼入れ性を向上させ、鋼板の強度を増加させる元素であり、必要に応じて１種または２種以上を選択して含有できる。

Ｖは、焼入性を向上させるとともに、炭窒化物を形成して鋼板を高強度化する作用を有する元素であり、このような効果は0.01％以上の含有で顕著となる。一方、1.0％を超える過剰の含有は、溶接性を劣化させる。このため、Ｖは1.0％以下とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.1％以下である。
Moは、焼入性を向上させるとともに、炭窒化物を形成して鋼板を高強度化する作用を有する元素であり、このような効果は0.01％以上の含有で顕著となる。一方、1.5％を超える多量の含有は、溶接性を低下させる。このため、Moは1.5％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.1〜1.0％である。

Crは、焼入性を向上させ、鋼板強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果は、0.01％以上の含有で顕著となる。一方、1.0％を超える過剰の含有は、電縫溶接時に溶接欠陥を多発させる傾向となる。このため、Crは1.0％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.8％以下である。
Niは、焼入性を向上させ、鋼の強度を増加させるとともに、鋼板の靭性をも向上させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが望ましい。一方、4.0％を超えて含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となる。このため、Niは4.0％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.1〜1.0％である。

Cuは、焼入れ性を向上させるとともに、固溶強化あるいは析出強化により鋼板の強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが望ましいが、2.0％を超える含有は熱間加工性を低下させる。このため、Cuは2.0％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.1〜1.0％である。
Ca：0.01％以下、REM：0.02％以下の1種または2種
Ca、REMはいずれも、展伸した粗大な硫化物を球状の硫化物とする硫化物の形態制御に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果を得るためには、Ca：0.001％以上、REM：0.001％以上含有することが望ましいが、Ca：0.01％、REM：0.02％を超える多量の含有は、鋼板の清浄度を低下させる。このため、Ca：0.01％以下、REM：0.02％以下に限定することが好ましい。

上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。
なお、不可避的不純物としては、Ｏ：0.005％以下、Ｎ：0.008％以下が許容できる。
Ｏ：0.005％以下
Ｏは、鋼中では各種の酸化物を形成し、熱間加工性、耐食性、靭性等を低下させる。このため、できるだけ低減することが望ましいが、極端な低減は精錬コストの高騰を招くため、0.005％までは許容できる。

Ｎ：0.008％以下
Ｎは、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、過剰な含有はスラブ鋳造時の割れを多発させるため、できるだけ低減することが望ましいが、0.008％までは許容できる。
なお、鋼素材の製造方法としては、上記した組成の溶鋼を転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましいが、本発明では、これに限定されることはない。

本発明では、上記した組成を有する鋼素材を、加熱し、熱間圧延を施して、熱延鋼板（鋼帯）とする。
熱間圧延は、鋼素材を加熱し、シートバーとする粗圧延と、該シートバーを熱延鋼板とする仕上圧延とからなる。
鋼素材の加熱温度は、熱延鋼板に圧延することが可能な温度であればよく、とくに限定する必要はないが、1000〜1300℃の範囲の温度とすることが好ましい。加熱温度が1000℃未満では、変形抵抗が高く圧延負荷が増大し圧延機への負荷が過大となりすぎる。一方、加熱温度が1300℃を超えて高温になると、結晶粒が粗大して低温靭性が低下するうえ、スケール生成量が増大し、歩留りが低下する。このため、熱間圧延における加熱温度は1000〜1300℃とすることが好ましい。なお、より好ましくは1050〜1250℃である。

加熱された鋼素材に、粗圧延を施し、シートバーとする。粗圧延の条件は、所望の寸法形状のシートバーが得られればよく、その条件はとくに限定されない。
得られたシートバーに、さらに仕上圧延を施し、熱延鋼板とする。
仕上圧延では、高靭性化の観点から、仕上圧延終了温度を（Ａ_c3−50℃）以下とすることが好ましく、また、1000℃以下の温度域での全圧下量（％）を60％以上とすることが好ましい。

仕上圧延を施された熱延鋼板は、ついで、第一の冷却工程と第二の冷却工程と、さらに第三の冷却工程を施され、第三の冷却工程終了後、コイル状に巻取られる。
第一の冷却工程では、仕上圧延終了後直ちに、30℃／ｓ以上の表面平均冷却速度で表面温度が500℃以下となるまで加速冷却を施す。
第一の冷却工程における加速冷却では、表面温度制御とする。表面平均冷却速度が、30℃／ｓ未満では、ポリゴナルフェライトが析出し、所望の高強度化、高靭性化を達成できない。なお、好ましい表面平均冷却速度は100〜300℃／ｓである。また、第一の冷却工程では、加速冷却の冷却停止温度は表面温度で500℃以下の温度とする。冷却停止温度が500℃を超えると、表層領域での変態が完了しない恐れがあり、その後の冷却工程でさらに低温変態生成物に変態し、所望の高靭性化が期待できなくなる。

第二の冷却工程では、第一の冷却工程終了後、10ｓ以内の時間、空冷する。
この空冷中に、中心部が保有する熱により表層が復熱し、表層が焼戻しされるため、表層の低硬度化を促進できる。また、空冷することにより、その後の冷却で、板厚中心の冷却が促進されるという効果もある。なお、空冷時間を10ｓを超えて長くしても、効果が飽和するうえ、生産性が低下する。このため、空冷時間は10ｓ以内に限定した。生産性向上の観点からは、好ましくは0.7ｓ以下である。

第三の冷却工程では、第二の冷却工程終了後、10℃／ｓ以上の板厚中心の平均冷却速度で、板厚中心の温度が350℃以上600℃未満の温度域の温度となるまで加速冷却を施す。なお、第三の冷却工程における加速冷却は板厚中心温度制御とする。
板厚中心の平均冷却速度が、10℃／ｓ未満では、ポリゴナルフェライト、パーライトが析出しやすくなり、所望の高強度化、高靭性化を達成できない。なお、板厚中心の平均冷却速度の上限は、使用する冷却装置の能力に依存して決定されるが、反り等の鋼板形状の悪化を伴わない100℃／ｓ以下とすることが好ましい。

なお、高靭性確保の観点から、好ましい板厚中心の平均冷却速度は、25℃／ｓ以上である。このような冷却は、全面核沸騰で、熱流速が1.0Gcal／m^２hr以上である冷却（水冷）とすることにより達成できる。
上記したような加速冷却は、板厚中心の温度が350℃以上600℃未満の温度域の温度（冷却停止温度）となるまで行う。冷却停止温度がこの範囲を外れると、加速冷却後、コイル状に巻き取ったのちに、所定温度域で所定時間以上の保持ができなくなり、所望の高強度、高靭性を確保できなくなる。

なお、本発明では、第一の冷却工程、第二の冷却工程、および第三の冷却工程の合計の冷却時間を60ｓ以下に限定する。なお、この合計の冷却時間とは、第一の冷却工程の開始時刻である仕上圧延終了後から第三の冷却工程終了の時刻までをいうものとする。また、「仕上圧延終了後」とは、熱延板が仕上圧延の最終スタンドを出た時刻をいうものとする。

第一の冷却工程、第二の冷却工程、および第三の冷却工程の合計の冷却時間が、60ｓを超えて長くなると、表層に比べて冷却が遅れる板厚中心部で、高温変態フェライトが形成されやすくなり、粒界セメンタイト量が増加して、靭性が低下する。とくに板厚が20.0mmを超える厚肉鋼板では顕著となる。このため、第一の冷却工程と第二の冷却工程との合計の冷却時間を60ｓ以下に限定した。

第三の冷却工程を施された後、熱延鋼板は、巻取温度を、板厚中心の温度で、350℃以上600℃未満としてコイル状に巻取られる。
上記した冷却停止温度で加速冷却を停止し、上記した巻取温度でコイル状に巻取ることにより、350℃以上600℃未満の温度域で30min以上の保持、滞留が可能となり、板内部では析出強化が促進され、所望の高強度、高靭性を確保できるようになる。

上記した本発明の製造方法で得られる熱延鋼板は、上記した組成を有し、さらに表面から板厚方向に１mmまでの領域が、体積率で50％を超えるマルテンサイト相を含有し、結晶粒界に析出する粒界セメンタイト量が全粒界長さに対する粒界セメンタイト長さの比率で10％以下の組織を有し、板内部ではベイニティックフェライト相またはベイナイト相からなる単相組織（ここで、単相とは体積率で98％以上である場合をいう）を有し、引張強さ：535MPa以上の高強度と、試験温度：−80℃における吸収エネルギー_ＶE_-80が200J以上の優れた低温靭性と、を有する、厚肉高張力熱延鋼板である。ここでいう、「ベイニティックフェライト相」とは、針状フェライト、アシキュラー状フェライトをも含むものとする。

以下、さらに実施例に基づいて本発明を詳細に説明する。

表１に示す組成の鋼素材に、表２に示す熱間圧延条件で熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、表２に示す冷却条件で冷却し、表２に示す巻取り温度でコイル状に巻取り、表２に示す板厚の熱延鋼板（鋼帯）とした。
得られた熱延鋼板から、試験片を採取し、組織観察、引張試験、衝撃試験、円周溶接試験を実施し、引張特性、靭性、円周溶接性を評価した。試験方法はつぎのとおりとした。
（１）組織観察
得られた熱延鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を研磨し、ナイタール腐食して、光学顕微鏡（倍率：1000倍）または走査型電子顕微鏡（倍率：1000倍）で、表層、板厚中心位置の各位置で、各10視野以上観察し、組織の種類、およびその組織分率を測定した。なお、粒界セメンタイト量は、各視野内で、全粒界長さおよび粒界に析出したセメンタイト長さの合計（全粒界セメンタイト長さ）を測定し、（全粒界セメンタイト長さ）／（全粒界長さ）×100を用いて、粒界セメンタイト量（％）を算出した。
（２）引張試験
得られた熱延鋼板から、圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）が長手方向となるように、API−5Lの規定に準拠して、室温で引張試験を実施し、降伏強さYS、引張強さTSを求めた。
（３）衝撃試験
得られた熱延鋼板の板厚中央部から、圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）が長手方向となるようにＶノッチ試験片を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、試験温度：−80℃における吸収エネルギー_ＶE_-80（J）を求めた。
（４）円周溶接試験
円周溶接性はｙ形溶接割れ試験を用いて評価した。得られた熱延鋼板から、試験片を採取し、JIS Z 3158の規定に準拠して室温で試験溶接を実施し、溶接継手を作製し、溶接部の割れ発生の有無を調査した。割れが発生した場合を×、割れの発生が無い場合を○として円周溶接性を評価した。

得られた結果を表３に示す。

本発明例はいずれも、引張強さ：535MPa以上の高強度と、_ＶE_-80が200J以上を満足する高靭性を有し、高強度高靭性の熱延鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所望の高強度が確保できないか、あるいは低温靭性が低下しているかして、高強度電縫鋼管用素材として、所望の特性を確保できていない。

Claims

質量％で、
Ｃ：0.02〜0.25％、 Si：1.0％以下、
Mn：0.3〜2.3％、Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.03％以下、 Al：0.1％以下、
Nb：0.03〜0.25％、 Ti：0.001〜0.10％
を含み、かつNb、Ti、Ｃが下記（１）式を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材に、粗圧延、仕上圧延からなる熱間圧延を施し、熱延板とするにあたり、
前記仕上圧延終了後に、30℃／ｓ以上の表面平均冷却速度で表面温度が500℃以下となるまで加速冷却する第一の冷却工程と、該第一の冷却工程終了後、10ｓ以内の間、空冷する第二の冷却工程と、さらに、10℃／ｓ以上の板厚中心の平均冷却速度で板厚中心で350℃以上600℃未満の温度域の温度まで加速冷却する第三の冷却工程とを、前記第一の冷却工程、前記第二の冷却工程、及び前記第三の冷却工程の合計の冷却時間が60ｓ以下となるように調整して施し、
前記第三の冷却工程後に、巻取温度を板厚中心で350℃以上600℃未満として、コイル状に巻き取り、
表面から板厚方向に１mmまでの領域ではマルテンサイト相が体積率で50％超で、板内部ではベイニティックフェライト相またはベイナイト相が体積率で98％以上で、かつ結晶粒界に析出する粒界セメンタイト量が全粒界長さに対する粒界セメンタイト長さの比率で10％以下の組織を有し、引張強さ：535MPa以上、シャルピー衝撃試験の試験温度：−80℃における吸収エネルギー _Ｖ E _-80 が200J以上である熱延鋼板とする
ことを特徴とする低温靭性に優れた板厚：8.7mm以上の厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。
記
（Ti＋Nb／２）／Ｃ＜４ ‥‥（１）
ここで、Ti、Nb、Ｃ：各元素の含有量（質量％）
前記第三の冷却工程における加速冷却を、全面核沸騰で、熱流速が1.0Gcal／m^２hr以上である冷却とすることを特徴とする請求項１に記載の厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：1.0％以下、Mo：1.5％以下、Cr：1.0％以下、Ni：4.0％以下、Cu：2.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１または２に記載の厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.01％以下、REM：0.02％以下の1種または2種を含有する組成とすることを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。