JP5884202B2 - 高強度ラインパイプ用熱延鋼板 - Google Patents

Description

本発明は耐水素誘起割れ性(hydrogen induced cracking resistance)（以下耐ＨＩＣ性と呼ぶ）を有し、ＡＰＩ（American Petroleum Institute）規格 Ｘ５２以上の強度を有する、原油、天然ガスといったエネルギー資源を輸送するためのラインパイプ用電縫鋼管素材として用いるのに好適な熱延鋼板およびその製造方法に関する。

従来、ラインパイプには、輸送効率の観点から、大径で厚肉な鋼管が製造可能なＵＯＥ鋼管が主として使用されてきたが、最近では、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電縫鋼管（high strength electric resistance welded steel pipe）の普及が進んでいる。コスト面以外にも、電縫鋼管は肉厚偏差や真円度がＵＯＥ鋼管に比べて優れるといった利点がある。一方で、電縫鋼管の造管方法（pipe production method）は冷間ロール成形（cold roll forming）であり、鋼管を製造する際に付与される塑性ひずみ(plastic strain)がＵＯＥ鋼管と比べて格段に大きいという特徴がある。

近年の原油および天然ガス開発は、エネルギー需要の増加と採掘技術の進歩により油田およびガス田の極地化や、高深度化が進んでいる。こういった場所で用いられるラインパイプには強度、靭性および溶接性に加えて、耐ＨＩＣ性や耐硫化物応力腐食割れ（sulfate stress corrosion cracking resistance）（ＳＳＣ）といったいわゆる耐サワー特性(sour resistance)が求められる。敷設された後に応力が負荷されないラインパイプでは、特に耐ＨＩＣ性が重要となる。

ＨＩＣは腐食反応により生成した水素イオンが鋼表面で水素原子となり鋼中に侵入して、ＭｎＳなどの介在物、ＮｂＣなどの粗大な炭化物や硬質第二相(second hard phase)のまわりに集積することで内圧を生じさせ、最終的に鋼材に割れを発生させるものである。また、鋼材に塑性ひずみが付与された場合、前記介在物、炭化物および硬質第二相周辺には多数の転位(dislocation)が導入されることによって、より水素原子が集積しやすくなるため、ＨＩＣが助長される。

上記したＨＩＣ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。

特許文献１では、Ｓ、Ｏ（酸素）およびＮのそれぞれと結合して介在物を形成する元素の含有量の合計を０．０１％以下として、あるいは介在物の最大径を５μｍ以下に制御して、ＨＩＣの起点となる介在物を無害化し、さらに中心偏析部（center segregation part）の硬度をＨｖ３３０以下とすることで耐ＨＩＣを向上させる方法が開示されている。

特許文献２では、ＨＩＣの起点となるＴｉＮの大きさを小さくすることでＨＩＣ面積率(area ratio of HIC)を小さくする方法が開示されている。具体的にはＡｌとＣａの添加量を調整し、ＣａＯ／Ａｌ_２Ｏ_３の重量比を１．２〜１．５とすることで溶鋼中のＡｌ−Ｃａ系硫化物を微細化し、それを核として生成するＡｌ−Ｔｉ−Ｃａ系複合介在物を３０μｍ以下とする。

また特許文献３では、板厚方向の中央部から板厚方向へ向けて板厚の５％の距離にある領域におけるＮｂ濃度を０．０６％以下とすると共にＴｉ濃度を０．０２５％以下に抑えることで、ＨＩＣ起点となるＮｂおよびＴｉの炭窒化物を生成し難くする方法が開示されている。

特許文献４では、鋼に添加するＭｎ量を低減し中心偏析を軽減することで耐ＨＩＣ性を高め、比較的中心偏析し難いＣｒおよびＭｏを活用することで耐ＨＩＣ性に優れた高強度ラインパイプを製造する方法が開示されている。

特開２００６−６３３５１号公報 特許第４３６３４０３号公報（国際公開WO2005/075694号公報） 特開２０１１−６３８４０号公報 特許第２６４７３０２号公報（特開平５−２７１７６６号公報）

しかしながら、特許文献１に記載の技術では、中心偏析部の硬度が依然として高く、起点となる介在物を無害化できたとしても、成形時に大きな塑性が付与される電縫管では十分な耐ＨＩＣ性を担保できないという問題がある。

また、特許文献２及び特許文献３に記載された技術では、中心偏析部の硬度を制御する具体的対策が採られておらず、起点となる介在物を無害化できたとしても依然として電縫管では大きなＨＩＣが発生するという問題がある。

さらに、特許文献４に記載された技術では、ＣｒやＭｏの過剰添加により、マルテンサイト等の硬質第二相の生成を助長し、中心偏析部の硬度が高くなるので、成形時に大きな塑性が付与される電縫管では、さらなる中心偏析部の硬度の軽減が必要になるという問題がある。

本発明は、上記した課題を鑑みてなされたもので、電縫管ラインパイプに好適な、例えば１０％の塑性ひずみを受けた後のＨＩＣが割れ長さ率（以下ＣＬＲと呼ぶ）＝１５％以下となる耐ＨＩＣ性に優れた高強度ラインパイプ用電縫鋼管を提供することを目的とする。

ここで耐ＨＩＣ性に優れるとは、ＮＡＣＥ溶液（ＮＡＣＥ ＴＭ−０２８４ ｓｏｌｕｔｉｏｎＡ ：５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ_３ＯＯＨ、１気圧飽和Ｈ_２Ｓ、ｐＨ＝３．０〜４．０）中に９６ｈｒ浸漬した後の割れ長さ率（ＣＬＲ）が１５％以下であることをいう。

本発明は、中心偏析部の硬度を低減し、かつ所望の強度を得るために、中心偏析部の硬度と鋼組成、組織構成とＨＩＣ成績および製造条件の関係について数多くの実験を行なって得た知見をもとに発明されたものである。

まず始めに、製品のＨＩＣ成績と中心偏析部の硬度との関係を調査した。その結果、中心偏析部のビッカース硬度をＨＶ２３０以下とすれば、割れ長さ率（ＣＬＲ）≦１５％が達成できることがわかった。このこと自体、すなわち耐ＨＩＣ性向上のためには、中心偏析部の硬度を制御することは、特許文献１にも記載がある通り、従来から知られていたことである。

ところが、さらに製品のデータ収集を進めたところ、中心偏析部の最高硬度をＨｖ２３０以下に抑えた場合でも、ＣＬＲ＞１５％となる場合があることが分かり、この原因を材質均質性の観点から調べた。図１に中心偏析部と非偏析部との硬度比（中心偏析部のビッカース硬度／非偏析部のビッカース硬度）と割れ長さ率（ＣＬＲ）との関係を示す。これによると硬度比が１．２０以下になるとＣＬＲが１５％以下となることが判った。

これは、板厚方向の硬度分布が均一でない場合、大きな塑性ひずみを受けると中心偏析の硬度が高い箇所とそうでない箇所の間にひずみが集中し、そこが水素原子のトラップサイト（trap site）となるためであると考えられる。

次に中心偏析部と非偏析部との硬度比１．２０未満を達成するための鋼の組成について検討し、炭素当量式（ＣＥＱ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５）に、独自の計算機シミュレーション（computation simulation）により算出した各成分の連鋳スラブでの偏析係数（segregation coefficient）を織り込んだＳＰ値（＝Ｍｎ＋Ｍｏ＋１１．３Ｃ＋０．２９×（Ｃｕ＋Ｎｉ）＋０．６０Ｃｒ＋０．８８Ｖ）を算出した。図２に中心偏析部と非偏析部との硬度比とＳＰ値との関係を示す。この結果、中心偏析部と非偏析部との硬度比を１．２０未満とするにはＳＰ値を１．９０以下とする必要があることが判った。

本発明は、上記の知見に更に検討を加えてなされたもので、本発明の要旨は、以下の通りである。

［１］成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：０．６０〜１．１０％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００１０％以下、Ｎｂ：０．０１０〜０．０６０％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２０％、Ｍｏ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｏ：０．００５％以下を含有し、さらに、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｖ：０．１０％以下の中から選ばれる１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記式（１）を満たし、金属組織がベイニティックフェライトでであって、中心偏析部の硬度と非偏析部の硬度との比が１．２０未満であることを特徴とする耐ＨＩＣ性に優れた高強度ラインパイプ用熱延鋼板。

ＳＰ≦１．９０ ・・・・・（１）
なお、ＳＰは、ＳＰ＝Ｍｎ＋Ｍｏ＋１１．３×Ｃ＋０．２９×（Ｃｕ＋Ｎｉ）＋０．６０×Ｃｒ＋０．８８×Ｖ から求められ、式中の元素記号は各元素の質量％を意味する。

［２］前記成分組成に加えてさらに、下記式（２）を満たすことを特徴とする前記［１］に記載の耐ＨＩＣ性に優れた高強度ラインパイプ用熱延鋼板。

１．２≦ＥＣ≦４．０ ・・・・・（２）
ここで、ＥＣは、ＥＣ＝［Ｃａ］ｅｆｆ／（１．２５×Ｓ） と表わされ、［Ｃａ］ｅｆｆはＣａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏから求められる。なお、式中の元素記号Ｃａ、Ｓ、Ｏは各元素の質量％を意味する。

［３］前記成分組成に加えてさらに、中心偏析部の硬度と非偏析部の硬度との比が１．２０未満であることを特徴とする前記［１］または［２］に記載の耐ＨＩＣ性に優れた高強度ラインパイプ用熱延鋼板。

［４］前記［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼のスラブを、１１００℃〜１３００oＣの温度に加熱し、粗圧延に引き続き、９３０℃以下での累積圧下率(cumulative rolling reduction ratio)が２０％以上となるように仕上圧延を行った後、板厚中心で５〜１００℃／ｓの平均冷却速度で３８０〜６００℃まで加速冷却（accelerated cooling）を行い、その後コイルに巻取ることを特徴とする耐ＨＩＣ性に優れた高強度ラインパイプ用熱延鋼板の製造方法。

本発明によれば、鋼組成最適化によって中心偏析部の硬度を厳密に制御することによって、成形時に大きな塑性ひずみが付与される電縫鋼管成形後における耐ＨＩＣ性を向上させ、ＮＡＣＥ溶液に相当する過酷環境下においても問題なく使用できる電縫鋼管ラインパイプ用熱延鋼板を製造することができる。また本発明により製造される熱延鋼板はスパイラル鋼管ラインパイプ（spiral steel pipe for linepipe）にも使用できる。

中心偏析部の硬度／非偏析部の硬度と割れ長さ率（ＣＬＲ）との関係を示す図である。 ＳＰ値と中心偏析部の硬度／非偏析部の硬度の関係を示す図である。 中心偏析部の硬度と非偏析部の硬度の測定位置を示す図である。

以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。

１．成分組成について
はじめに、本発明の鋼の成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分％は、すべて質量％を意味する。

Ｃ：０．０２〜０．０６％
Ｃは鋼の高強度化に大きく寄与する元素であり、０．０２％以上の含有でその効果を発揮するが、０．０６％を超える含有はパーライト組織のような第二相の生成を容易にするため、耐ＨＩＣ性が悪化する。このためＣ量は０．０２〜０．０６％の範囲とする。好ましくは、０．０３〜０．０５％の範囲である。

Ｓｉ：０．０５〜０．２５％
Ｓｉは、固溶強化と熱間圧延時のスケールオフ量(scale-off quantity)を小さくするために添加する元素であり、０．０５％以上の含有でその効果を発揮するが、０．２５％を超えると赤スケール(red scale)が過剰に成長し、熱間圧延時の冷却むら(cooling ununiformity)を生じ、外観や材質の均一性(uniformity)が悪化する。このため、Ｓｉ量は０．０５〜０．２５％の範囲とする。より好ましくは、０．１０〜０．２５％である。加えて、Ｓｉは電縫溶接時にＭｎＳｉ系の酸化物を形成し、電縫溶接部の靭性(toughness)を悪化させるので、Ｍｎ／Ｓｉ比が４．０以上１２以下となるように含有することが好ましい。

Ｍｎ：０．６０〜１．１０％
Ｍｎは鋼組織の微細化を通じて強度、靭性に寄与する元素であり、０．６０％以上の含有でその効果を発揮する。一方でＭｎ含有量の増加は中心偏析部での微細マルテンサイト組織形成を助長し、さらにＨＩＣの起点となるＭｎＳの生成を助長するため、その含有量は１．１０％以下に抑える必要がある。このため、Ｍｎ量は０．６０〜１．１０％の範囲とする。好ましくは、０．７５〜１．０５％の範囲である。

Ｐ：０．００８％以下
Ｐは不可避的不純物元素であり、中心偏析部の硬度を著しく上昇させ、耐ＨＩＣ性を悪化させるため、その含有量はできるだけ低いほうが好ましいが、０．００８％までは許容される。さらに、Ｐを極めて低くするためには精錬時間(refining time)の長時間化によるコスト上昇を伴うため、０．００２％以上とすることが好ましい。

Ｓ：０．００１０％以下
Ｓは、Ｐと同様に鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中ではＭｎＳを生成するため、その含有量はできるだけ低いほうが好ましいが、０．００１０％までは許容される。より好ましくは、０．０００６％以下である。

Ｎｂ：０．０１０〜０．０６０％
Ｎｂは、熱延鋼板製造時の巻取工程(coiling process)においてＮｂ炭窒化物として微細に析出し、鋼の強度向上に寄与する元素である。また電縫溶接時にオーステナイト粒の成長を抑制し、溶接部靭性の向上に寄与する元素である。０．０１０％以上の含有でその効果を発揮する。一方、０．０６０％を超えるとＨＩＣの起点となる粗大なＮｂ炭窒化物が生成しやすくなる。そのため、Ｎｂ量は０．０１０〜０．０６０％の範囲とする。好ましくは０．０３０〜０．０６０％の範囲である。

Ｔｉ：０．００１〜０．０２０％
Ｔｉは、鋼の靭性を著しく悪化させるＮをＴｉＮとして固定し無害化するために添加する元素である。０．００１％を超える含有でその効果を発揮する。一方で、０．０２０％を超えるとＦｅのへき開面に沿って析出するＴｉ炭窒化物の量が増加し、鋼の靭性を悪化させる。そのため、Ｔｉ量は０．００１〜０．０２０％の範囲とする。好ましくは０．００５〜０．０１５％の範囲である。

Ｍｏ：０．０５％以下
Ｍｏは焼入性を高め、鋼の靭性および強度向上に極めて有効に作用する元素であるが、中心偏析部へ濃化し、マルテンサイト組織を形成するため、耐ＨＩＣ性を悪化させる。そのため、Ｍｏの含有量はできるだけ低いほうが好ましいが、０．０５％までは許容される。
より好ましくは、０．０１％以下である。

Ｃｒ：０．０５〜０．５０％
Ｃｒは焼入性を高め、鋼の靭性、強度向上に有効に作用する元素で、０．０５％以上の添加で効果を発揮するが、０．５０％を超えて添加すると、電縫溶接時にＣｒ酸化物を形成し溶接部靭性を著しく悪化させる。これを抑制するために、Ｃｒ量は０．０５〜０．５０％の範囲とする。好ましくは０．０５〜０．３０％の範囲である。

Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ａｌは脱酸剤として添加するが、０．０１％未満では脱酸が十分でなく、一方、０．０８％を超えると鋼中に残存する粗大なＡｌ系酸化物量が増加し、耐ＨＩＣ性と靭性を悪化させる。そのため、Ａｌ量は０．０１〜０．０８％の範囲とする。好ましくは０．０１〜０．０５％の範囲である。

Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｃａは硫化物系介在物の形態制御による耐ＨＩＣ性向上に有効な元素であり、０．０００５％以上の含有でその効果を発揮する。一方で、０．００５０％を超えると、効果が飽和するだけでなく、Ｃａの酸化物を多く形成し、耐ＨＩＣ性を悪化させる。そのため、Ｃａ量は０．０００５〜０．００５０％の範囲とする。好ましくは０．００１０〜０．００３０％の範囲である。

Ｏ：０．００５％以下
酸素は各種酸化物を作り、熱間加工性、耐食性、靭性、耐ＨＩＣ性を低下させるので、できるだけ低減することが望ましいが、０．００５％までなら許容できる。より好ましくは、０．００３５％以下である。

本発明では、さらにＣｕ、Ｎｉ、Ｖのうちから１種以上を以下の範囲で含有させることができる。

Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは焼入性向上を通じて鋼の靭性および強度向上に寄与する元素であり、同様の効果を有するＭｎやＭｏと比較して中心偏析部への濃化が少ないため、耐ＨＩＣ性を悪化させずに鋼を強化することができるので、強度グレードに応じて添加する。０．０５％以上の含有でその効果を発揮するが、０．５０％を超えるとその効果は飽和し、これ以上の含有は余計なコスト上昇を招く。そのため、Ｃｕ量は０．５０％以下とする。好ましくは、０．４０％以下である。

Ｎｉ：０．５０％以下
Ｎｉは、Ｃｕと同様に焼入性向上を通じて鋼の靭性および強度向上に寄与する元素であり、同様の効果を有するＭｎやＭｏと比較して中心偏析部への濃化が少ないため、耐ＨＩＣ性を悪化させずに鋼を強化することができるので、強度グレードに応じて添加する。０．０５％以上の含有でその効果を発揮するが、０．５０％を超えて含有するとその効果は飽和し、これ以上の含有は余計なコスト上昇を招く。そのため、Ｎｉ量は０．５０％以下とする。好ましくは、０．４０％以下である。

Ｖ：０．１０％以下
Ｖは固溶強化（solute strengthening）および析出強化（precipitation strengthening）を通じて０．００５％以上の含有で鋼の強度向上に寄与する元素であるが、０．１０％を超えると中心偏析部の硬度が高くなり、耐ＨＩＣ性を悪化させる。そのため、Ｖ量は０．１０％以下とする。好ましくは、０．０８０％以下である。

ＳＰ：１．９０以下
本発明においては、各合金元素の含有量から求められるＳＰ値が下記式（１）を満たすものとする。

ＳＰ≦１．９０ ・・・・・（１）
なお、ＳＰは、ＳＰ＝Ｍｎ＋Ｍｏ＋１１．３×Ｃ＋０．２９×（Ｃｕ＋Ｎｉ）＋０．６０×Ｃｒ＋０．８８×Ｖ から求められ、式中の元素記号は各元素の質量％を意味する。なお添加しない元素については０とする。

ＳＰ値は電縫鋼管の素材となる熱延鋼板の中心偏析部の硬度を、各合金元素の含有量から推定できるように考案された式であり、ＳＰ値が１．９０を超えると、各元素の中心偏析部への濃化が著しくなり、中心偏析部の硬度と非偏析部の硬度との比が１．２０未満を満足しなくなる。またＳＰ値が低いほど、中心偏析部の硬度と非偏析部の硬度との比も小さくなるので、例えばＣＬＲ：５％以下といったように、さらに高い耐ＨＩＣ性が求められる場合は、ＳＰ値の上限を１．７５とする必要がある。

ＥＣ：１．２〜４．０
本発明においては、さらに、Ｃａ添加による硫化物系介在物の無害化をより効率的に行なうために、下記に示されるＥＣ値が、下記式（２）を満たすようにすることが望ましい。

１．２≦ＥＣ≦４．０ ・・・・・（２）
ここで、ＥＣは、ＥＣ＝［Ｃａ］ｅｆｆ／（１．２５×Ｓ） と表わされる。なお、
［Ｃａ］ｅｆｆはＣａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏから求められ、式中の元素記号Ｃａ、Ｓ、Ｏは各元素の質量％を意味する。

ＥＣ値は、硫化物系介在物の形態制御のために添加したＣａ量が、ＣａＳを形成するのに十分添加されているかを示す値であり、ＥＣ値が１．２未満であるとＣａが不足状態にあり、ＨＩＣの起点となるＭｎＳが生成する。一方で、ＥＣ値が４．０を超えるとＣａ系酸化物が多く生成し、鋼の清浄度が低下し耐ＨＩＣ性が悪化する。そのためＥＣ値を１．２〜４．０の範囲とするのが好ましい。より好ましくは、１．４〜０．３６の範囲である。

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妨げない限り、他の微量元素の含有は制限されない。

２．金属組織について
次に、本発明鋼の金属組織について説明する。

強度がＡＰＩ Ｘ５２（ＹＳ：３８０ＭＰａ超）以上の高強度化と、ラインパイプに使用する上で最低限必要な靭性（シャルピー試験での延性脆性遷移温度が−６０℃以下）を両立するために、金属組織はベイニティックフェライト組織とする必要がある。ベイニティックフェライト組織中に、フェライトや微細マルテンサイト、パーライトおよび残留オーステナイトなどの異種組織相が存在すると、降伏強度の低下や靭性の悪化、耐ＨＩＣ性の悪化を招くため、ベイニティックフェライト組織以外の組織分率は少なければ少ないほど良い。ただし、ベイニティックフェライト組織以外の面積分率が極めて低い場合には、その影響は無視できるほど小さいので、ある程度の量までは許容できる。具体的には、ベイニティックフェライト組織以外の鋼組織（フェライト、微細マルテンサイト、パーライト、残留オーステナイトなど）の合計が３％未満であれば、それはベイニティックフェライト単相組織と見做して良く、本発明に含まれる。

以上述べた金属組織は、上述した組成の鋼を用いて、以下に述べる方法で製造することにより得ることができる。

３．中心偏析部の硬度について
電縫管ラインパイプのＨＩＣ試験結果と鋼板の中心偏析部の硬度との関係を調査した結果、中心偏析部のビッカース硬度をＨｖ２３０以下としても、ＣＬＲ≦１５％を達成できない場合があることを知見した。この原因を材質の均質性の観点から調べたところ、図１に示すように、中心偏析部の硬度と非偏析部の硬度の比（中心偏析部のビッカース硬度／非偏析部のビッカース硬度）を１．２０未満とすることで、ＣＬＲが１５％以下となる。そして、中心偏析部の硬度と非偏析部の硬度の比を１．２０未満とする鋼の組成を検討し、図２に示すように、中心偏析部の硬度と非偏析部の硬度の比を１．２０未満とする鋼の組成はＳＰ値で１．９０以下である。

なお、中心偏析部の硬度は、組織観察用試験片に、２％ナイタールで３０秒以上の腐食を施し、中心偏析線を現出させた後、図３に示すように中心偏析線上と中心偏析線から２００μｍ離した場所をそれぞれ１５点測定しそれぞれの算術平均を求め、中心偏析部および非偏析部の硬度とした。

４．製造条件について
次に上記鋼組織を達成するための製造条件について説明する。

スラブ加熱温度は１１００℃以上１３００oＣ以下とする。１１００℃未満では、連鋳工程で鋼中に生成した炭化物を完全に固溶させるのに不十分であり、必要な強度が得られない。一方、１３００℃を超える加熱では、オーステナイト粒が著しく粗大化するために靭性が悪化する。なお、この温度は加熱炉の炉内温度であり、スラブ中心(center of slab)までこの温度に加熱されるものとする。

仕上圧延工程では、９３０℃以下の累積圧下率が２０％以上となる条件で仕上圧延を施す必要がある。累計累積圧下率が２０％未満であるとベイニティックフェライト組織の生成サイトが不足し、粗大組織となるため靭性が悪化する。しかし累積圧下率が８０％を超えると、その効果が飽和するばかりか、圧延機に多大な負荷をかけることになるため、累積圧下率の上限は８０％以下とすることが好ましい。

板厚中心の平均冷却速度は５〜１００℃／ｓとする。５℃／ｓ未満の冷却速度では、Ｃｕ、ＮｉおよびＣｒといった焼入性向上元素を添加したとしても、フェライトおよび/またはパーライト組織の面積分率が３％以上となるため、５℃／ｓ以上の冷速速度が必要となる。一方で、１００℃／ｓを超える場合はマルテンサイト組織の面分率が３％以上となる。板厚中心の冷却速度は、事前に調査したランナウト(run-out)の冷却能力(cooling capacity)（熱伝達率(heat-transfer coefficient)）とランナウト上で放射温度計(radiation thermometer)により測定された鋼板の表面温度を用いて伝熱計算（heat-transfer calculation）を行い、板厚中心の温度履歴（temperature history）を求めることで算出した。

冷却停止の温度範囲は３８０℃以上６００℃以下とする。６００℃を超えるとフェライトおよびパーライト組織の面積分率が３％以上となり、さらにＮｂ炭窒化物といった析出強化粒子の粗大化により強度が低下する。一方で、３８０℃を下回る場合は、鋼板の変形抵抗（deformation resistance）が増加し、コイル状に巻き取ることが困難となるばかりか、Ｎｂ炭窒化物といった析出強化粒子が析出しないため，強度が低下する。

表１に示す組成の鋼素材に、表２に示す熱間圧延条件および冷却条件で熱間圧延を行ないコイル状に巻取り、表２に示す板厚の熱延鋼板とした。なお、鋼種Ｇ〜Ｋは個別成分、ＳＰ値等が外れた比較鋼である。

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、シャルピー衝撃試験、硬度測定およびＨＩＣ試験を実施し、引張特性、靭性および耐ＨＩＣ性を評価した。

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、腐食し、光学顕微鏡（倍率４００倍）と走査電子顕微鏡（electron scanning microscope）（倍率１０００倍）で、板厚中心位置で５視野以上撮影し、組織の種類、ベイニティックフェライト組織以外の鋼組織（フェライト、微細マルテンサイト、パーライトおよび残留オーステナイト等）の有無を観察した。

引張試験は、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、室温にて引張試験を実施し、降伏応力ＹＳ（公称ひずみ０．５％での変形応力）と引張強さＴＳを求めた。

シャルピー衝撃試験は、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−１４０℃〜０℃の範囲でシャルピー衝撃試験（Charpy impact test）を実施し、吸収エネルギー（absorbed energy）と脆性破面率（percent brittle fracture）を測定し、脆性破面率が５０％となる温度（破面遷移温度（fracture transition temperature））を求めた。なお，各温度での試験片は３本とし、得られた吸収エネルギーと脆性破面率の算術平均を求めた。

中心偏析部の硬度は、組織観察用試験片に、２％ナイタールで３０秒以上の腐食を施し、偏析線を現出させた後、偏析線上と偏析線から２００μｍ離した場所をそれぞれ１５点測定し、それぞれ算術平均を求め、偏析部および非偏析部の硬度とした（図３）。なお、硬度測定にはビッカース硬さ計を用い、試験力０．３ｋｇｆで行なった。硬度比は偏析部硬度を非偏析部硬度で除して算出した。

ＨＩＣ試験は、得られた熱延鋼板から、長手方向が鋼板の圧延方向となるように鋼板板厚×２０ｍｍ幅×１００ｍｍ長さのＨＩＣ試験片を採取し、ＮＡＣＥ ＴＭ ０２８４の規定に準拠し、Ａ溶液にて耐ＨＩＣ性を評価した。なお、試験片本数は１０本とし、電縫鋼管成形時の塑性ひずみの影響を反映すべく、予め幅方向に１０％の圧縮歪を付与した。この結果、全ての試験片においてＣＬＲ≦１５％となったコイルを耐ＨＩＣ性が良好（○）であると判断した。いずれかの試験片でＣＬＲ＞１５％となったコイルは耐ＨＩＣ性が不良（×）であると判断した。

得られた結果を表３に示す。

本発明例はいずれも、ＹＳ≧３８０ＭＰａの高強度とｖＴｒｓ＝−６０℃以下とラインパイプに使用するに最低限の靭性を有し、硬度比１．２０未満であり、耐ＨＩＣ性が良好な鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所望の靭性を得られていないか、耐ＨＩＣ性が低下しているかして、耐ＨＩＣ性に優れた高強度電縫鋼管用の熱延鋼板として、所望の特性を確保できていない。

Claims (1)

1. 成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、Ｍｎ：０．６０〜１．１０％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００１０％以下、Ｎｂ：０．０１０〜０．０４５％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２０％、Ｍｏ：０〜０．０５％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｏ：０．００５％以下を含有し、さらに、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｖ：０．１０％以下の中から選ばれる１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記式（１）を満たし、金属組織がベイニティックフェライトであって、中心偏析部の硬度と非偏析部の硬度との比が１．２０未満であることを特徴とする高強度ラインパイプ用熱延鋼板。
   ＳＰ≦１．９０ ・・・・・（１）
   なお、ＳＰは、ＳＰ＝Ｍｎ＋Ｍｏ＋１１．３×Ｃ＋０．２９×（Ｃｕ＋Ｎｉ）＋０．６０×Ｃｒ＋０．８８×Ｖ から求められ、式中の元素記号は各元素の質量％を意味する。

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