JP5783229B2 - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、パイプライン、油井管、土木・建築用などに用いられる鋼管、特にAPI規格X80級鋼管の素材として好適な、高強度、低降伏比かつ加工後特性安定性に優れた熱延鋼板、およびその製造方法に関する。

脱原子力発電の風潮が世界的に強まる中、化石エネルギー需要の高まりは今後ますます強まることが予想されている。これに伴い、天然ガスやオイルの輸送効率を向上するための高強度、大径、厚肉ラインパイプの要求も高まることが想定される。従来、高圧操業のラインパイプとしては、厚板を素材とするUOE鋼管が主に使用されている。しかし、最近では、パイプラインの施工コストの低減やUOE鋼管の供給能力不足などのために、鋼管の素材コスト低減の要求も強く、UOE鋼管よりも生産性が高くより安価な、熱延鋼板を素材とした電縫鋼管やスパイラル鋼管が用いられるようになってきた。

ここで、パイプラインは、例えば天然ガスの埋蔵量が豊富な寒冷地に敷設されることが多い。それゆえ、ラインパイプ素材用鋼板には、高強度であることは勿論のこと、低温靭性に優れることも要求される。また、長距離敷設されるラインパイプの場合は、地殻変動の影響も受け易く、地殻変動に伴う強制的な変形により、万一、パイプラインが破断し輸送ガスの漏洩が発生した際に、パイプ内の圧力変動により、パイプがバーストする危険を回避するために、鋼管の管周方向の変形能すなわち降伏比が安定して低いことも要求される。

このような状況下、ラインパイプ素材用の熱延鋼板に関し、様々な技術が提案されている。例えば、特許文献１には、C：0.03〜0.12wt％、Si：0.50 wt％以下、Mn：1.70 wt％以下、P：0.025wt％以下、S：0.025wt％以下およびAl：0.070％以下を含有し、更にNb：0.01〜0.05wt％、V：0.01〜0.02 wt％、Ti：0.01〜0.20 wt％のうちの少なくとも１種を含有する鋼スラブを、1180〜1300℃に加熱した後、粗圧延終了温度：950〜1050℃、仕上げ圧延温度：760〜800℃の条件下で熱間圧延を行い、5〜20℃/ｓの冷却速度で冷却し、670℃に至るまでの間に空冷を開始して5〜20ｓ間保持し、次いで20℃/s以上の冷却速度で冷却し、500℃以下の温度で巻取ることにより、熱延鋼板を製造する技術が提案されている。そして、特許文献１には、上記製造方法により、引張強さ：60kg/mm²以上（590MPa以上）の強度、降伏比：85％以下の低降伏比および破面遷移温度：−60℃以下の低温靭性を有する熱延鋼板が製造可能であると記載されている。

また、特許文献２には、質量％で、C：0.01〜0.09％、Si：0.50％以下、Mn：2.5％以下、Al：0.01〜0.10％、Nb：0.005〜0.10％を含有し、更にMo：0.5％以下、Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Cr：0.5％以下のうちの１種または２種以上を、Mn、Si、P、Cr、Ni、Moの含有量の関係式であるMneq（Mneq（％）＝Mn＋0.26Si＋3.5P＋1.30Cr＋0.37Ni＋2.67Mo）が2.0以上を満足するように含有する組成のスラブを熱間圧延し、5℃/s以上の冷却速度で500〜650℃まで冷却して巻取り、この温度範囲で10min以上滞留させてから500℃未満の温度まで冷却して熱延鋼板とし、該熱延鋼板を造管して電縫鋼管とする技術が提案されている。そして、特許文献２には、上記の方法にしたがい熱延鋼板を製造することにより、ベイニティックフェライトを主相とし、体積率3％以上のマルテンサイトと、必要に応じ体積率１％以上の残留オーステナイトを含む組織を有する熱延鋼板が得られ、該熱延鋼板を造管することにより、降伏比：85％以下の低降伏比および破面遷移温度：−50℃以下の低温靭性を有し、塑性変形吸収能に優れた電縫鋼管が製造可能であると記載されている。

また、特許文献３には、熱延鋼板の組成を、質量％でC：0.03〜0.11％、Si：0.01〜0.50％、Mn：1.0〜2.2％、P：0.025％以下、S：0.005％以下、Al：0.005〜0.10％、Nb：0.01〜0.10％、Ti：0.001〜0.05％、B：0.0005％以下を含み、さらにCr：0.01〜1.0％、Mo：0.01〜0.5％、Ni：0.01〜0.5％のうちから選ばれた１種または２種以上を、Mn、Si、Cr、Mo、Niの含有量の関係式であるMneq（Mneq（％）＝Mn＋0.26Si＋1.30Cr＋2.67Mo＋0.8Ni）が2.0〜4.0％の範囲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とし、熱延鋼板の組織を、ベイニティックフェライトを主相とし、第二相として少なくとも面積率で3.0％以上のマルテンサイトを含み、前記ベイニティックフェライトの平均粒径が10μm以下である組織とする技術が提案されている。そして、特許文献３には、熱延鋼板の主相を平均粒径が10μm以下のベイニティックフェライトとすることにより、造管後に所望の高強度を確保できるとともに、低温靭性にも優れた熱延鋼板が得られると記載されている。また、第二相として面積率で3.0％以上のマルテンサイトを分散させた組織とすることにより、低降伏比化を達成できると記載されている。更に、熱延鋼板の組成と組織を上記のように規定することで、造管後の強度低下が少なく、圧延方向から30度方向の降伏強さが480MPa以上、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度vTrsが−80℃以下、降伏比85％以下の低降伏比を有する、低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板が得られると記載されている。

特開昭６３−２２７７１５号公報 特開２００６−２９９４１３号公報 特開２０１２−１７２２５６号公報

しかしながら、上記の従来技術ではいずれも、X80級ラインパイプ用素材として好適な熱延鋼板、すなわち高強度であり且つ低温靭性にも優れ、造管時の厳しい加工条件や敷設後の地殻変動などによる強制的変形に耐え得る十分な低降伏比特性をも兼ね備え、更に加工後（造管後）の特性安定性にも優れた厚肉熱延鋼板を得ることは極めて困難である。

特許文献１で提案された技術では、熱延鋼板の強度がX80級を満足していないのに加え、冷却中に空冷工程を含めるなど生産効率が大幅に低下するといった問題がある。特許文献２で提案された技術では、近年需要が高まっている寒冷地仕様の高低温靭性材に求められる破面遷移温度vTrs≦−80℃を安定的に確保できていない。また、比較的低温靭性が良好な鋼については強度が低く、加工歪が電縫鋼管よりも小さなスパイラル鋼管などでは、X80級の強度を満足できない可能性がある。

特許文献３で提案された技術では、第二相としてマルテンサイト或いは更にベイナイトを含むことで造管後の強度低下を抑制しているが、第二相としてマルテンサイト或いはベイナイトのみを分散させると、造管時の加工硬化量が加工歪量によって大きく変動する。そのため、例えば電縫鋼管などのように通常パイプ90度位置と180度位置（溶接部を0度位置とした場合）で加工歪が異なる場合、それぞれのパイプ周方向位置での特性、特に降伏比に違いが生じるといった問題がある。このように、降伏比がパイプ周方向でばらつくと、地盤沈下などの地殻変動や、地震などにより、鋼管に外力が加えられ、変形させられた場合、降伏比の低い（降伏強さの低い）位置に変形が集中して鋼管が座屈変形する問題が懸念される。鋼管が一旦、座屈してしまうと、座屈した部分に変形が集中し、ますます、その部分が変形して、鋼管の破断に至り易い。

本発明は、従来技術が抱える上記の問題を解決するものであり、X80級電縫鋼管用素材またはX80級スパイラル鋼管用素材として好適な、高強度、高靭性および低降伏比特性を有する加工後特性安定性に優れた熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。具体的には、引張強さが650MPa以上、降伏強さが555MPa以上、降伏比が90％以下、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度（vTrs）が−80℃以下の熱延鋼板であり、且つ造管後の鋼管（鋼管円周方向歪t/D×100が1％以上9％以下の鋼管。Dは鋼管の外径、tは加工前の熱延鋼板の厚さ。）の鋼管円周方向における降伏比の差ΔYRを10％未満に抑制し得る熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

特許文献３に記載されているように、熱延鋼板の主相を平均粒径が10μm以下のベイニティックフェライトとすることにより、造管後に所望の高強度を確保できるとともに、低温靭性にも優れた熱延鋼板が得られる。しかし、特許文献３で提案された技術のように、熱延鋼板の第二相をマルテンサイトやベイナイトとすると、特に電縫鋼管のように造管時に付与される加工歪が円周方向位置によって大きく異なる場合、造管後（加工後）の降伏比が鋼管円周方向で大きくばらつく。このような問題を解消すべく、本発明者らは、平均粒径が10μm以下のベイニティックフェライトを主相とする熱延鋼板に関し、付与される加工歪量によらず加工後に安定的に低降伏比特性を発現させるための第二相組織について鋭意検討した。

先ず、本発明者らは、低降伏比を確保できる第二相として残留オーステナイトを活用することに着目した。残留オーステナイトは、軟質な組織であるため、鋼の低降伏比化に有利な組織である。また、第二相として残留オーステナイトを含む熱延鋼板に加工歪を付与すると、残留オーステナイトがC濃度の低い箇所から徐々に加工誘起マルテンサイトに変態するため、降伏強さを比較的低く保ったまま、引張強さを高め、降伏比を低く保つことができる。

そこで、本発明者らは、熱延鋼板に第二相として含まれる残留オーステナイト量が、加工後の低降伏比特性に及ぼす影響ついて検討した。その結果、熱延鋼板中に体積分率で0.5％以上9.5％以下の残留オーステナイトを第二相として分散させた場合、1〜15％の加工歪域であれば、90％以下の低降伏比を達成できるという知見を得た。また、残留オーステナイトが加工誘起マルテンサイトに変態する結果、加工後熱延鋼板の引張強さが向上する効果も得られるという知見を得た。

しかし、熱延鋼板の第二相を残留オーステナイトのみとした場合、加工後熱延鋼板の降伏比を加工歪量によらず一定とすることができないことも同時に確認された。そこで、本発明者らは、更に検討を進めた結果、熱延鋼板の第二相として残留オーステナイトと共にマルテンサイトを含有させることにより、降伏比を加工歪量によらず、ほぼ一定とすることができることを知見した。そして、第二相として体積分率で0.5％以上9.5％以下の残留オーステナイトに加え体積分率で0.5％以上9.5％以下のマルテンサイトを複合生成させることで、低加工歪域から高加工歪域にかけて安定的に低降伏比を確保できるという知見を得た。残留オーステナイトと共にマルテンサイトを含有させることにより、降伏比を加工歪量によらず、ほぼ一定とすることができる理由としては不明な点が多いが、硬質なマルテンサイトをベイティックフェライト中に分散させることにより、加工を加えられた際に可動転位を多数ベイニティックフェライト中に発生させバウシンガー効果を高めるためと考えられる。バウシンガー効果は、引張方向とは逆の方向（圧縮方向）に塑性変形を受けた後に引張試験すると、降伏強さが圧縮方向の加工を受ける前よりも低下する効果である。鋼管の成型では、鋼管の内面では圧縮の塑性変形が加えられるため、バウシンガー効果が期待できる。すなわち、バウシンガー効果による降伏強さの低下と、加工硬化による降伏強さの上昇とがつりあうため、降伏比が加工歪量によらず、ほぼ一定となるものと考えられる。また、本知見を活用することで、特に加工歪の大きな鋼管、すなわち（加工前の熱延鋼板の板厚）／（鋼管の外径）比の大きい鋼管や電縫鋼管においても、安定的に低降伏比特性が得られることを明らかとした。

更に、本発明者らは、以上のような所望の組織（平均結晶粒径が10μm以下であり且つ体積分率が90％以上のベイニティックフェライトを主相とし、第二相として体積分率で0.5％以上9.5％以下の残留オーステナイトと体積分率で0.5％以上9.5％以下のマルテンサイトを含む組織）を有する熱延鋼板を、生産効率の低下を伴うことなく簡便に製造する方法について検討した。その結果、所定の組成を有する連続鋳造鋳片に熱間圧延を施して熱延鋼板を製造するに際し、鋳片の再加熱条件、仕上げ圧延条件、仕上げ圧延終了後の冷却過程における板厚中央位置における冷却速度等を規定するとともに、巻取り後のコイル重量およびコイル巾を規定することで、熱間圧延終了後巻取り前の冷却時に空冷等の特別な工程を設けることなく、高効率かつ簡便に所望の組織を有する熱延鋼板が製造可能であるという知見を得た。

本発明は、以上の知見に基づき為されたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］ 質量％で、C：0.030％以上0.120％以下、Si：0.05％以上0.50％以下、Mn：1.00％以上2.20％以下、P：0.025％以下、S：0.0050％以下、N：0.0060％以下、Al：0.005％以上0.100％以下、Nb：0.020％以上0.100％以下、Mo：0.05％以上0.50％以下、Ti：0.001％以上0.100％以下、Cr：0.05％以上0.50％以下、Ca：0.0005％以上0.0050％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ベイニティックフェライトを主相とし、第二相としてマルテンサイトおよび残留オーステナイトを含み、前記主相の体積分率が90％以上、前記主相の平均結晶粒径が10μm以下、前記マルテンサイトの体積分率が0.5％以上9.5％以下、前記残留オーステナイトの体積分率が0.5％以上9.5％以下である組織を有し、降伏比が90％以下、降伏強さが555MPa以上、引張強さが650MPa以上であることを特徴とする熱延鋼板。

［２］ 前記［１］において、前記組成に加えて更に、質量％で、V：0.001％以上0.100％以下、Cu：0.001％以上0.50％以下、Ni：0.001％以上1.00％以下、B：0.0040％以下のうちから選ばれる１種以上を含有することを特徴とする熱延鋼板。

［３］ 前記［１］または［２］に記載の組成を有する連続鋳造鋳片を、600℃以下に冷却した後、1050℃以上1300℃以下の温度域に再加熱し、粗圧延および該粗圧延に続き未再結晶温度域での圧下率を20％以上85％以下、仕上げ圧延終了温度を（Ar₃−50℃）以上（Ar₃＋100℃）以下の温度域とする仕上げ圧延を施し、該仕上げ圧延終了後、板厚中央位置で冷却開始温度から650℃までの平均冷却速度を10℃/s以上100℃/s以下とし、冷却停止温度を420℃以上650℃以下とする冷却を施し、400℃以上650℃以下の温度域で巻取り、巻取り後のコイルを、重量が20ton以上であり且つ巾が1000mm以上であるコイルとし、ベイニティックフェライトを主相とし、第二相としてマルテンサイトおよび残留オーステナイトを含み、前記主相の体積分率が90％以上、前記主相の平均結晶粒径が10μm以下、前記マルテンサイトの体積分率が0.5％以上9.5％以下、前記残留オーステナイトの体積分率が0.5％以上9.5％以下である組織を有し、降伏比が90％以下、降伏強さが555MPa以上、引張強さが650MPa以上である熱延鋼板とすることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。

本発明によれば、パイプライン、油井管、土木・建築用などに用いられる鋼管、特にAPI規格X80級鋼管の素材として好適な、高強度、高靭性および低降伏比特性を有する加工後特性安定性に優れた熱延鋼板が、従来の熱延設備により得られ、工業的に極めて有用である。

以下に、本発明について具体的に説明する。
先ず、本発明熱延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。

C ：0.030％以上0.120％以下
Cは、Nb、V、Tiと炭化物を形成することで熱延鋼板の強度（引張強さ、降伏強さ）を確保するために重要な元素であるとともに、熱延鋼板の低降伏比化に重要な第二相（残留オーステナイトおよびマルテンサイト）の生成に欠かせない元素である。本発明の熱延鋼板において、所望の強度、低降伏比を満足するためには、C含有量を0.030％以上とする必要がある。一方、C含有量が0.120％を超えると、炭化物の過剰な増加により、熱延鋼板の靭性が劣化する。また、C含有量が0.120％を超えると、炭素当量が高くなり、このような熱延鋼板を造管・溶接すると溶接部の靭性が劣化する。したがって、C含有量は0.030％以上0.120％以下とする。好ましくは0.040％以上0.090％以下である。

Si：0.05％以上0.50％以下
Siの含有量が増加すると、Mn−Si系の非金属介在物を形成し、熱延鋼板を造管・溶接した際に溶接部靭性を悪化させる原因となる。したがって、Si含有量は0.50％を上限とする。一方、Si含有量の下限は、固溶強化によりX80級の強度を確保する観点から0.05％に定める。なお、Si含有量は0.10％以上0.35％以下とすることが好ましい。

Mn：1.00％以上2.20％以下
Mnは、ポリゴナルフェライトの生成を抑制し、熱延鋼板の強度と靭性を確保するために必要な元素である。また、Mnは、第二相の生成を促進し、残留オーステナイトやマルテンサイトを安定的に生成して熱延鋼板の低降伏比特性を確保するのに必要な元素でもある。これらの効果の発揮には、Mn含有量を1.00％以上とする必要がある。一方、Mn含有量が2.20％を超えると、中心偏析に伴う熱延鋼板の機械的特性のバラツキが発生し易くなるとともに、靭性が劣化する。また、Mn含有量が2.20％を超えると、熱延鋼板の強度が高くなり過ぎることで、伸び特性が低下する等の悪影響が現れるとともに、炭素当量の増加に伴い溶接部靭性が劣化する可能性がある。したがって、Mn含有量は1.00％以上2.20％以下とする。好ましくは1.40％以上2.00％以下である。

P ：0.025％以下、S ：0.0050％以下、N ：0.0060％以下
Pは、鋼中に不純物として存在するが、偏析し易い元素であり、熱延鋼板の靭性劣化をもたらす。したがって、P含有量は0.025％を上限とする。好ましくは0.018％以下である。
SおよびNも、Pと同様、熱延鋼板の靭性を劣化させるため、S含有量は0.0050％を上限とし、N含有量は0.0060％を上限とする。好ましくは、S含有量は0.0030％以下、N含有量は0.0040％以下である。
なお、P、S、Nの含有量の下限値は、いずれも現実的な製鋼制御能力限界を考慮し、P、Nの下限値を0.0010％、Sの下限値を0.0001％とすることが好ましい。

Al：0.005％以上0.100％以下
Alは、鋼の脱酸剤として有用であり、Al含有量は脱酸効果の発現する0.005％以上とする。但し、Al含有量が過剰になると、アルミナ系介在物が生成し、熱延鋼板を溶接する際に溶接部欠陥の原因となる。したがって、Al含有量は0.005％以上0.100％以下とする。好ましくは0.010％以上0.050％以下である。

Nb：0.020％以上0.100％以下
Nbは、結晶粒の微細化に有効でかつ析出強化元素であり、X80級の鋼管強度を確保するためにはNb含有量を0.020％以上とする必要がある。一方、Nb含有量が過剰になると、熱延鋼板の製造時、後述する巻取り温度域（400℃以上650℃以下）で過剰に析出が生じて靭性が低下するとともに、溶接性を劣化させる。したがって、Nb含有量は0.020％以上0.100％以下とする。好ましくは、Nb含有量は0.030％以上0.080％以下とする。

Mo：0.05％以上0.50％以下
Moは、熱延鋼板を製造する際、熱間圧延終了後の冷却工程において鋼板中のオーステナイトがポリゴナルフェライトやパーライトに変態するのを抑制し、熱延鋼板の強度向上に有効な元素である。また、Moは、第二相（残留オーステナイトおよびマルテンサイト）の生成を促進し、熱延鋼板の低降伏比特性を確保するのに必要な元素である。このような効果を発現させるために、Mo含有量を0.05％以上とする。但し、Moは、焼入れ性が強く、その含有量が0.50％を超えると、第二相である残留オーステナイトやマルテンサイトを過剰に生成して熱延鋼板の靭性を低下させる。したがって、Mo含有量は0.05％以上0.50％以下とする。好ましくは0.10％以上0.35％以下である。

Ti：0.001％以上0.100％以下
Tiは、結晶粒の微細化に有効な元素でありかつ析出強化元素であり、その効果の発現にはTi含有量を0.001％以上とする必要がある。一方、Ti含有量が過剰になると、熱延鋼板の溶接性を劣化させる。したがって、Ti含有量は0.001％以上0.100％以下とする。好ましくは0.010％以上0.040％以下である。

Cr：0.05％以上0.50％以下
Crは、熱延鋼板を製造する際、熱間圧延終了後の冷却工程においてパーライト変態の遅延効果と粒界セメンタイトの低減効果を発現する元素である。また、Crは、第二相である残留オーステナイトおよびマルテンサイトの生成を促進し、熱延鋼板の低降伏比特性を確保するのに必要な元素である。これらの効果を発現させるために、Cr含有量を0.05％以上とする。一方、Cr含有量が0.50％を超えると、第二相である残留オーステナイトやマルテンサイトが過剰に生成して熱延鋼板の靭性を低下させる。また、Cr含有量が過剰になると、熱延鋼板を造管・溶接する際、溶接部に焼き入れ組織を形成して溶接部靭性の劣化を招く。したがって、Cr含有量は0.05％以上0.50％以下とする。好ましくは0.10％以上0.35％以下である。

Ca：0.0005％以上0.0050％以下
Caは、Sを固定し、MnSの生成を抑制することで熱延鋼板の靭性を向上させる効果がある。このような効果を発現させるために、Ca含有量を0.0005％以上とする。一方、Ca含有量が過剰になると、Ca系酸化物の形成により熱延鋼板の靭性が低下するため、Ca含有量は0.0050％以下とする。好ましくは0.0010％以上0.0030％以下である。

以上が本発明の熱延鋼板における基本成分であるが、上記基本成分に加えて更に、V：0.001％以上0.100％以下、Cu：0.001％以上0.50％以下、Ni：0.001％以上1.00％以下、B：0.0040％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有してもよい。

V ：0.001％以上0.100％以下
Vは、析出強化元素であり、これを有効に作用させるためにはV含有量を0.001％以上とすることが好ましい。一方、V含有量が過剰になると、熱延鋼板の製造時、後述する巻取り温度域（400℃以上650℃以下）で過剰に析出が生じて靭性と伸び特性が低下するとともに、溶接性を劣化させる。したがって、V含有量は0.001％以上0.100％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.020％以上0.080％以下である。

Cu：0.001％以上0.50％以下
Cuは、熱延鋼板を製造する際、熱間圧延終了後の冷却工程において鋼板中のオーステナイトがポリゴナルフェライトやパーライトに変態するのを抑制するとともに、熱延鋼板の強度向上に有効な元素である。このような効果を発現させるためには、Cu含有量を0.001％以上とすることが好ましい。但し、Cu含有量が0.50％を超えると、鋼の熱間加工性を低下させるおそれがある。したがって、Cu含有量は0.001％以上0.50％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.10％以上0.40％以下である。

Ni：0.001％以上1.00％以下
Niは、熱延鋼板を製造する際、熱間圧延終了後の冷却工程において鋼板中のオーステナイトがポリゴナルフェライトやパーライトに変態するのを抑制するとともに、熱延鋼板の強度向上に有効な元素である。このような効果を発現させるためには、Ni含有量を0.001％以上とすることが好ましい。但しNiは、その含有量が1.00％を超えると、鋼の熱間加工性を低下させるおそれがある。したがって、Ni含有量は0.001％以上1.00％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.10％以上0.50％以下である。

B ：0.0040％以下
Bは、熱延鋼板の製造時、仕上げ圧延終了後の冷却過程において高温でのフェライト変態を抑制し、ポリゴナルフェライトの生成を防止する効果がある。このような効果を発現させるためには、B含有量を0.0001％以上とすることが好ましい。一方、B含有量が過剰になると、熱延鋼板を溶接する際、溶接部に焼入れ組織を形成するおそれがある。したがって、B含有量は0.0040％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.0002％以上0.0010％以下である。

なお、本発明の熱延鋼板において、上記以外の成分はFeおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えばCo、W、Pb、Sn等が挙げられ、これらの元素の含有量はそれぞれ0.02％以下とすることが好ましい。

次に、本発明熱延鋼板における組織の限定理由について説明する。
本発明の熱延鋼板は、ベイニティックフェライトを主相とし、第二相としてマルテンサイトおよび残留オーステナイトを含み、前記主相の体積分率が90％以上、前記主相の平均結晶粒径が10μm以下、前記マルテンサイトの体積分率が0.5％以上9.5％以下、前記残留オーステナイトの体積分率が0.5％以上9.5％以下である組織を有する。なお、本発明において、ベイニティックフェライトとは、転位密度が高い下部組織を有し、結晶粒内にセメンタイトが析出していない組織である。これに対し、ベイナイトは転位密度の高いラス状組織を有し、結晶粒内にセメンタイトが析出している点で、また、ポリゴナルフェライトは転位密度が極めて低い点で、ベイニティックフェライトとは異なる。

ベイニティックフェライトの体積分率：90％以上
ベイニティックフェライトの平均結晶粒径：10μm以下
本発明においては、熱延鋼板の主相を強度−靭性バランスに優れた微細なベイニティックフェライトとすることにより、熱延鋼板に所望の強度と低温靭性を付与する。主相であるベイニティックフェライトの体積分率を90％以上とし、該ベイニティックフェライトの平均結晶粒径を10μm以下とすることで、細粒化効果により熱延鋼板の強度と低温靭性を確保することができる。一方、ベイニティックフェライトの体積分率が90％未満になると、第二相の体積分率が大きくなり、亀裂の伝播経路が増加するため、熱延鋼板の低温靭性が劣化する。また、ベイニティックフェライトの平均結晶粒径が10μmを超えると、破面単位が大きくなり靭性が低下する。

なお、熱延鋼板の強度および低温靭性を確保する観点からは、ベイニティックフェライトの体積分率を91％以上とすることが好ましく、ベイニティックフェライトの平均結晶粒径を3.0μm以下とすることが好ましい。特に、本発明では、靭性を低下させるマルテンサイトおよび残留オーステナイトを含有するため、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの合計体積分率が4.0％以上となる場合には、ベイニティックフェライトの平均結晶粒径を3.0μm以下とすることが好ましい。但し、ベイニティックフェライトの体積分率が過剰に高くなると、熱延鋼板の降伏比を低くするうえで重要となる第二相（残留オーステナイトおよびマルテンサイト）の体積分率が極端に低下するため、ベイニティックフェライトの体積分率は95％以下にすることが好ましい。また、ベイニティックフェライトは微細であるほど好ましいが、その平均結晶粒径の実質的な下限値は1μm程度である。

残留オーステナイトの体積分率：0.5％以上9.5％以下
残留オーステナイトは造管時等の加工歪により、C濃度の低い箇所から順々に加工誘起変態し、造管にかかる広い加工歪域（たとえば加工歪1％から10％程度までの歪域）で加工硬化能を高める。このため、降伏強さに比較して引張強さを高くすることができ、低降伏比とすることができる。その結果、例えば電縫鋼管のようにパイプ周方向位置で造管歪の異なるような場合でも、周方向位置によらず、安定して低降伏比特性を得ることができる。本効果を発揮するためには、残留オーステナイトの体積分率を0.5％以上とする必要がある。より好ましくは2.0％以上である。一方、残留オーステナイトの体積分率が9.5％を超えると、亀裂の伝播経路として働き、熱延鋼板の低温靭性が劣化する。したがって、残留オーステナイトの体積分率は9.5％以下とする必要がある。なお、更に良好な低温靭性を確保するためには、残留オーステナイトの体積分率を5％以下とすることが好ましい。

マルテンサイトの体積分率：0.5％以上9.5％以下
マルテンサイトは、ベイニティックフェライト中に、加工による可動転位の導入をし易くし、バウシンガー効果を高める。本効果を発揮させるためには、マルテンサイトの体積分率を0.5％以上とする必要がある。好ましくは2.5％以上である。一方、マルテンサイトの体積分率が9.5％を超えると、亀裂の伝播経路として働き、熱延鋼板の低温靭性が劣化する。したがって、マルテンサイトの体積分率は9.5％以下とする必要がある。更に良好な低温靭性を確保するためには、マルテンサイトの体積分率を5％以下とすることが好ましい。

なお、本発明熱延鋼板の組織には、上記したベイニティックフェライト、残留オーステナイトおよびマルテンサイトのほか、パーライト、セメンタイトを含んでもよい。ベイニティックフェライト、残留オーステナイトおよびマルテンサイト以外の組織、すなわちパーライト、セメンタイトの体積分率は、合計で2％以下に制限することが好ましい。また、主にラインパイプの素材として用いられる本発明の熱延鋼板は、板厚を15mm以上30mm以下とすることが好ましい。

次に、本発明熱延鋼板の製造方法について説明する。
本発明の熱延鋼板は、連続鋳造によって得られた上記組成を有するスラブ（鋳片）を、所定の温度以下に冷却したのち、再加熱して粗圧延および仕上げ圧延を施し、所定の条件にて加速冷却し、所定温度で、所定の重量および巾を持つコイルに巻き取ることにより製造することができる。

連続鋳造鋳片の冷却温度：600℃以下
フェライト変態する前の連続鋳造鋳片は、オーステナイト組織であり、高温に長時間さらされているため、その結晶粒は極めて粗大である。このため、この粗大なオーステナイト結晶をフェライト変態させることにより微細化する。このためフェライト変態がほぼ完了する600℃以下まで連続鋳造鋳片を冷却する。好ましくは500℃以下である。なお、その後、連続鋳造鋳片が再加熱され、オーステナイトに逆変態することで、更に結晶粒が微細化する。

連続鋳造鋳片の再加熱温度：1050℃以上1300℃以下
スラブ加熱温度（連続鋳造鋳片の再加熱温度）が1050℃未満では、析出強化元素であるNb、V、Tiが十分固溶せず、X80級の鋼管強度が確保できない。一方、1300℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、結果としてベイニティックフェライトの結晶粒径が粗大化し、熱延鋼板の低温靭性が劣化するとともに、仕上げ圧延終了後の冷却・巻取り過程においてNbが過剰に析出し、熱延鋼板の靭性と伸び特性が劣化する。したがって、連続鋳造鋳片の再加熱温度は1050℃以上1300℃以下とする。好ましくは1150℃以上1230℃以下である。

再加熱後のスラブ（連続鋳造鋳片）は、粗圧延および仕上げ圧延が施されて任意の板厚に調整されるが、本発明において、粗圧延の条件は特に限定されない。

仕上げ圧延時における未再結晶温度域での圧下率：20％以上85％以下
未再結晶温度域（本発明の鋼組成の場合、約930℃以下）で仕上げ圧延を行うことにより、オーステナイトの再結晶が遅延して歪が蓄積し、γ/α変態時にフェライト（ベイニティックフェライト）が微細化して熱延鋼板の強度および靭性が向上する。ここで、仕上げ圧延時における未再結晶温度域での圧下率が20％未満では、これらの効果が十分に発現しない。一方、上記圧下率が85％を超えると、変形抵抗が増大して圧延に支障をきたす。したがって、本発明では上記圧下率を20％以上85％以下とする。好ましくは35％以上75％以下である。

仕上げ圧延終了温度：（Ar₃−50℃）以上（Ar₃＋100℃）以下
均質な粒径および組織で圧延を終了するためには、仕上げ圧延終了温度を（Ar₃−50℃）以上とする必要がある。仕上げ圧延終了温度が（Ar₃−50℃）を下回ると、仕上げ圧延中に鋼板内部でフェライト変態が生じ、一部にポリゴナルフェライトが生成する。ポリゴナルフェライトは、その後の冷却中あるいは冷却後に生成するベイニティックフェライトよりも粗大な結晶粒となるため、結晶粒の大きさが不均一な混粒組織となる。このため、所望の熱延鋼板特性が得られない。一方、仕上げ圧延終了温度が（Ar₃＋100℃）を超えると、ベイニティックフェライトの結晶粒が粗大化し、熱延鋼板の靱性が劣化する。特に、本発明ではベイニティックフェライトに加えて、靭性に悪影響を及ぼすマルテンサイトおよび残留オーステナイトを含むため、ベイニティックフェライト結晶粒を微細にして靭性を確保する必要がある。したがって、仕上げ圧延終了温度を（Ar₃−50℃）以上（Ar₃＋100℃）以下の範囲内とする。好ましくは（Ar₃−20℃）以上（Ar₃＋50℃）以下である。
なお、上記の仕上げ圧延終了温度は、仕上げ圧延機の出側での鋼板表面の測定温度値である。

仕上げ圧延終了後、以下の条件で加速冷却する。加速冷却は、仕上げ圧延終了後7s以内に開始することが好ましく、仕上げ圧延終了後3s以内に開始することがより好ましい。仕上げ圧延終了後、加速冷却を開始するまでの時間が7sを超えると、結晶粒が粗大化する、或いは、フェライト変態が開始してポリゴナルフェライトが生成するおそれがある。

冷却開始温度から650℃までの板厚中央位置の平均冷却速度：10℃/s以上100℃/s以下
パーライト変態およびポリゴナルフェライトの生成を抑制し、ベイニティックフェライトの体積分率を90％以上とし、熱延鋼板の低温靱性を確保するためには、冷却開始温度から650℃までの板厚中央位置の平均冷却速度を10℃/s以上とすることが必要である。但し、この板厚中央位置での上記温度域における冷却速度が大きくなり過ぎると、鋼板表面硬度が上昇し、ラインパイプ用鋼板として適さなくなる。したがって、上記平均冷却速度の上限は100℃/sとする必要がある。好ましくは25℃/s以上50℃/s以下である。

板厚中央位置での冷却停止温度：420℃以上650℃以下
第二相として残留オーステナイトおよびマルテンサイトを組織中に分散させるためには、鋼板中のオーステナイトの変態（オーステナイト→ベイニティックフェライト変態）を冷却過程で完全に完了させず、未変態のオーステナイトを残す必要がある。そのためには、本発明の成分範囲においては、加速冷却を停止する温度を板厚中央位置で420℃以上とする必要がある。一方、加速冷却を停止する温度が650℃を超えると、粗大なポリゴナルフェライト、パーライトが生成され所望の熱延鋼板組織を得ることができない。したがって、加速冷却の冷却停止温度は、板厚中央位置で420℃以上650℃以下とする必要がある。好ましくは500℃以上590℃以下である。

巻取り温度：400℃以上650℃以下
本発明においては、第二相である残留オーステナイトおよびマルテンサイトを、コイル巻取り後の放冷過程で生成する。このためには、加速冷却過程あるいは冷却停止後に変態したベイニティックフェライトから未変態オーステナイトへのCの拡散が必要である。ベイニティックフェライトから未変態オーステナイトへCが拡散し、未変態オーステナイトにCが濃縮することにより、未変態オーステナイトのベイナイトへの変態が抑止され、未変態オーステナイトをマルテンサイトあるいは残留オーステナイト（未変態オーステナイトが室温まで維持された状態）とすることができる。マルテンサイトとなるか、残留オーステナイトとなるかは、Cの濃化度合いにより、Cがより濃化してMs点（マルテンサイト変態開始温度）が室温未満となった部分が残留オーステナイトとなる。

コイル巻取り後の放冷過程において、Cを十分に拡散させ、残留オーステナイトおよびマルテンサイトを所望の体積分率とするためには、コイル巻取り温度を400℃以上とする必要がある。一方、コイル巻取り温度が650℃を超えると、粗大なポリゴナルフェライト、パーライトが生成し、所望の熱延鋼板組織を得ることができない。したがって、コイル巻取り温度は、400℃以上650℃以下とする必要がある。好ましくは480℃以上580℃以下である。なお、上記巻取り温度は、いずれも鋼板の板厚中央位置での温度である。

巻取り後のコイル重量：20ton以上
巻取り後のコイル巾：1000mm以上
本発明においては、未変態のまま残存したオーステナイトの一部を、コイル巻取り後の放冷過程でマルテンサイト変態させることにより、熱延鋼板中に第二相組織として残留オーステナイトおよびマルテンサイトの両方を分散させる必要がある。ここで、第二相としての残留オーステナイトおよびマルテンサイトを所望の体積分率で分散させるためには、コイル巻取り後の冷却速度が非常に重要となる。

残留オーステナイトおよびマルテンサイトを所望の体積分率とするためには、コイル巻取り後の冷却速度を可能な限り抑制することにより、ベイニティックフェライトから未変態オーステナイトへのCの拡散を促進させることが好ましい。しかしながら、炉冷等により冷却速度を調整する場合には、圧延設備に冷却炉等を新たに設置することが必要となり、設備コスト面で不利となる。そこで、本発明においては、巻取り後のコイル重量およびコイル巾を規定することにより、コイル巻取り後の放冷速度を抑制することとする。

巻取り後コイルの（表面積）／（体積）比を小さくし、巻取り後コイルの放冷速度を十分に遅くするためには、コイル重量を20ton以上、コイル巾を1000mm以上とする必要がある。巻取り後のコイル重量が20ton未満、或いは巻取り後のコイル巾が1000mm未満である場合には、巻取り後コイルの放冷速度が速くなり過ぎるため、未変態のまま残存したオーステナイトが安定するほどCが十分に濃化せず、第二相としてマルテンサイトのみが優先的に生成される。その結果、熱延鋼板中の残留オーステナイト量が不十分となり、広い加工歪域で低降伏比特性を安定化させることができない。

以上の理由により、巻取り後のコイル重量を20ton以上とし、巻取り後のコイル巾を1000mm以上とする。また、巻取り後のコイル重量を25ton以上とし、巻取り後のコイル巾を1400mm以上とすることが好ましい。巻取り後のコイル重量およびコイル巾の上限は特に制限されないが、圧延設備の操業実績を考慮すると実質的な上限値はそれぞれ40ton程度、2500mm程度である。

表１に示す組成のスラブ（連続鋳造鋳片、肉厚：215mm）を鋳造後、約400℃以下まで冷却し、更に表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所定の寸法のコイルに巻取り、表２に示す板厚の熱延鋼板（鋼帯）とした。なお、上記冷却（加速冷却）は、仕上げ圧延終了後3s以内に開始した。また、表２に示すAr₃点は、各スラブから熱膨張測定用のサンプルを採取し、950℃でオーステナイト化した後、5℃／分で冷却した際の熱膨張曲線により測定した。
得られた熱延鋼板（鋼帯）を、ケージロールフォーミングで成形し、電気抵抗溶接を行い、内面側のビード研削を施した後、ポストアニーラにて溶接部にのみ熱処理を施し、サイジングを行うことにより、外径16インチの電縫鋼管とした。
なお、本実施例では、熱延鋼板を用いて電縫鋼管を製造する方法を例示したが、本発明における熱延鋼板は電縫鋼管に限らず、スパイラル鋼管など種々の造管方法にも採用することができる。
得られた熱延鋼板および電縫鋼管から試験片を採取し、組織観察、引張試験およびシャルピー衝撃試験を実施した。組織観察および各種試験の方法は次のとおりとした。

（１）組織観察
得られた熱延鋼板の板厚中央位置、板厚方向1/4位置、板厚方向3/4位置、表面下1mm位置における微細組織を、走査型電子顕微鏡（倍率：2000倍）を用いて各板厚位置で３視野以上観察および撮像し、ベイニティックフェライト、残留オーステナイト、マルテンサイト、パーライトの体積分率を測定した。なお、得られた熱延鋼板の微細組織を観察した結果、本発明例の熱延鋼板においては、基地組織としてベイニティックフェライト、残留オーステナイト、マルテンサイト、パーライト以外の組織は観察されなかった。

上記により撮像した写真を、画像解析してベイニティックフェライトとベイニティックフェライト以外の組織とに分離し、各観察視野に占めるベイニティックフェライトの面積率を求め、各板厚位置において求められた面積率の平均値をベイニティックフェライトの体積分率とした。また、同様にして、観察視野に占めるパーライトの面積率を求め、各板厚位置において求められた面積率の平均値をパーライトの体積分率とした。更に、同様にしてポリゴナルフェライトの体積分率も求めた。ベイニティックフェライトの平均結晶粒径は、画像解析により、ベイニティックフェライトとして認識された組織を画像解析し、円相当径として求めた。

残留オーステナイトとマルテンサイトは、走査型電子顕微鏡ではコントラストに明瞭な差が現れない。そこで、先ず、上記と同様にして観察視野に占める残留オーステナイトとマルテンサイトの合計面積率を求め、各板厚位置において求められた面積率の平均値を残留オーステナイトとマルテンサイトの合計体積分率とした。次いで、X線回折により残留オーステナイトの体積分率を求め、前記合計体積分率から残留オーステナイトの体積分率を差し引いたものをマルテンサイトの体積分率とした。

なお、残留オーステナイトの体積分率は、以下のX線回折法により求めた。
板面に平行にX線回折用試験片を採取し、研削および化学研磨し、研磨後の試験片表面を鋼板の板厚方向1/4位置とした。その後、試験片を用いてX線回折法によりαの(200)、(211) 面、γの(200)、(220)、(311)面の回折強度を求め、γの体積分率を算出した。

（２）引張試験
得られた熱延鋼板の板幅中央位置から、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、平板状の全厚引張試験片（板厚：全厚、平行部長さ：60mm、ゲージ間距離：50mm、ゲージ部幅：38mm）を採取し、ASTM E8M−04の規定に準拠して、室温で引張試験を実施し、引張強さTS、降伏強さYSを測定し、降伏比YR（＝YS/TS）を求めた。また、得られた電縫鋼管のシーム位置を0度とした場合の90度位置と180度位置から、パイプをフラットニングした後、鋼管円周方向が長手方向となるように、上記と同形状の引張試験片を採取した。次いで、上記と同条件で引張試験を実施して降伏比を測定し、加工歪の異なる90度位置と180度位置の降伏比の差ΔYRを求めた。熱延鋼板の引張強さTSが650MPa以上、降伏強さYSが555MPa以上、降伏比YRが90％以下であり、電縫鋼管90度位置と180度位置の降伏比の差ΔYRが10％未満である場合を、「強度、加工後特性安定性および低降伏比特性に優れた引張特性」と評価した。

（３）シャルピー衝撃試験
得られた熱延鋼板の板厚中央位置から、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（長さ55mm×高さ10mm×幅10mm）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、延性−脆性破面遷移温度（℃）を求めた。なお、各熱延鋼板につき試験片を３本採取し、３本の試験片について得られた延性−脆性破面遷移温度の算術平均を各熱延鋼板の延性−脆性破面遷移温度（vTrs）とした。vTrsが−80℃以下である場合を「靭性が良好である」と評価した。

表３に示すように、発明例の熱延鋼板は、引張特性（降伏強さ、引張強さ、降伏比、電縫鋼管降伏比差）および靭性（低温靭性）がいずれも良好であった。これに対し、比較例の熱延鋼板は、引張特性および靭性（低温靭性）のいずれか一方、或いは双方において、十分な特性が得られなかった。

Claims (3)

1. 質量％で、
   C ：0.030％以上0.120％以下、 Si：0.05％以上0.50％以下、
   Mn：1.00％以上2.20％以下、 P ：0.025％以下、
   S ：0.0050％以下、 N ：0.0060％以下、
   Al：0.005％以上0.100％以下、 Nb：0.020％以上0.100％以下、
   Mo：0.05％以上0.50％以下、 Ti：0.001％以上0.100％以下、
   Cr：0.05％以上0.50％以下、 Ca：0.0005％以上0.0050％以下
   を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ベイニティックフェライトを主相とし、第二相としてマルテンサイトおよび残留オーステナイトを含み、前記主相の体積分率が90％以上、前記主相の平均結晶粒径が10μm以下、前記マルテンサイトの体積分率が0.5％以上9.5％以下、前記残留オーステナイトの体積分率が0.5％以上9.5％以下である組織を有し、降伏比が90％以下、降伏強さが555MPa以上、引張強さが650MPa以上であることを特徴とする熱延鋼板。
2. 前記組成に加えて更に、質量％で、V：0.001％以上0.100％以下、Cu：0.001％以上0.50％以下、Ni：0.001％以上1.00％以下、B：0.0040％以下のうちから選ばれる１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
3. 請求項１または２に記載の組成を有する連続鋳造鋳片を、600℃以下に冷却した後、1050℃以上1300℃以下の温度域に再加熱し、粗圧延および該粗圧延に続き未再結晶温度域での圧下率を20％以上85％以下、仕上げ圧延終了温度を（Ar₃−50℃）以上（Ar₃＋100℃）以下の温度域とする仕上げ圧延を施し、該仕上げ圧延終了後、板厚中央位置で冷却開始温度から650℃までの平均冷却速度を10℃/s以上100℃/s以下とし、冷却停止温度を420℃以上650℃以下とする冷却を施し、400℃以上650℃以下の温度域で巻取り、巻取り後のコイルを、重量が20ton以上であり且つ巾が1000mm以上であるコイルとし、ベイニティックフェライトを主相とし、第二相としてマルテンサイトおよび残留オーステナイトを含み、前記主相の体積分率が90％以上、前記主相の平均結晶粒径が10μm以下、前記マルテンサイトの体積分率が0.5％以上9.5％以下、前記残留オーステナイトの体積分率が0.5％以上9.5％以下である組織を有し、降伏比が90％以下、降伏強さが555MPa以上、引張強さが650MPa以上である熱延鋼板とすることを特徴とする熱延鋼板の製造方法。