JP5927927B2 - High-strength hot-rolled steel sheet for line pipes with excellent on-site weldability and manufacturing method thereof - Google Patents

Description

本発明は現地溶接性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。   The present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet for line pipes excellent in field weldability and a method for producing the same.

近年、原油、天然ガスなどエネルギー資源の開発域は、北海、シベリア、北米、サハリンなどの寒冷地、また、北海、メキシコ湾、黒海、地中海、インド洋などの深海へと、その自然環境の苛酷な地域に進展してきた。さらには、地球環境重視の観点から天然ガス開発が増加すると同時に、パイプラインシステムの経済性の観点から操業圧力の高圧化が求められている。
これらの環境条件の変化に対応してラインパイプに要求される特性はますます高度化かつ多様化しており、大きく分けると、（ａ）厚肉／高強度化、（ｂ）高靭性化、（ｃ）現地溶接性の向上、（ｄ）耐食性の厳格化、（ｅ）凍土、地震・断層地帯での高変形性能の要求、である。また、これらの特性は使用環境に従い、複合して要求されるのが普通である。 In recent years, energy resources such as crude oil and natural gas have been developed in cold regions such as the North Sea, Siberia, North America, and Sakhalin, and deep seas such as the North Sea, the Gulf of Mexico, the Black Sea, the Mediterranean Sea, and the Indian Ocean. Has made progress in this region. Furthermore, natural gas development is increasing from the viewpoint of emphasizing the global environment, and at the same time, an increase in operating pressure is required from the viewpoint of the economics of the pipeline system.
In response to these changes in environmental conditions, the characteristics required of line pipes are becoming increasingly sophisticated and diversified. Roughly speaking, (a) thicker / higher strength, (b) higher toughness, ( c) Improvement of on-site weldability, (d) stricter corrosion resistance, and (e) requirements for high deformation performance in frozen soil and earthquake / fault areas. These characteristics are usually required in combination according to the use environment.

さらに、最近の原油・天然ガス需要の増大を背景に、これまで採算性がないために開発を見送っていた遠隔地や自然環境の苛酷な地域での開発が本格化しようとしている。特に原油・天然ガスを長距離輸送するパイプラインに使用するラインパイプは、輸送効率向上のための厚肉・高強度化に加えて、寒冷地での使用に耐えうる高靭性化、現地溶接施工の容易化が強く求められており、これら要求特性の両立が技術的な課題となっている。   In addition, against the backdrop of the recent increase in demand for crude oil and natural gas, developments in remote areas and areas with severe natural environments that have been postponed due to the lack of profitability are now in full swing. Especially for pipes used for long-distance transportation of crude oil and natural gas, in addition to increasing the wall thickness and strength to improve transport efficiency, the line pipe is made tougher and more resistant to use in cold regions. Therefore, there is a strong demand for facilitating this process, and the compatibility of these required characteristics is a technical issue.

パイプラインを敷設する際、現地にてラインパイプ同士を溶接するが、本発明が対象とする高強度鋼を通常の溶接方法で溶接すると、溶接時に割れが発生したり、溶接後に溶接熱影響部の硬さが著しく上昇し、靭性が劣化する恐れがある。また、輸送流体中に硫化水素が含有されている場合には、溶接熱影響部の硬さ上昇は硫化物応力割れを誘発する原因となることが知られており、パイプライン敷設の際の懸念事項となっている。   When laying a pipeline, the line pipes are welded on site, but if the high-strength steel targeted by the present invention is welded by a normal welding method, cracks may occur during welding, or the weld heat-affected zone after welding There is a risk that the hardness of the steel significantly increases and the toughness deteriorates. In addition, when hydrogen sulfide is contained in the transport fluid, it is known that an increase in the hardness of the weld heat-affected zone will cause sulfide stress cracking, which is a concern when laying pipelines. It is a matter.

これら現地溶接の際に懸念される溶接割れや溶接熱影響部の靭性低下を抑制する対策として、溶接前に余熱を施したり、溶接後熱処理を施すことが行われているが、ラインパイプ敷設現場でこのような熱処理を実施することは、現地での溶接施工性の悪化や、また熱処理自体の温度管理や品質保証の困難性、更にはこれらの作業が膨大な費用を要するなどの多くの問題があり、通常の溶接方法で溶接しても溶接割れが無く、溶接熱影響部の硬さ上昇が少なく、かつ溶接熱影響部も含めた低温靭性に優れたラインパイプが求められている。   As measures to suppress weld cracking and the toughness degradation of the weld heat affected zone, which are a concern during field welding, preheating or post-weld heat treatment is performed before welding. However, there are many problems such as deterioration of welding workability at the site, difficulty in temperature control and quality assurance of the heat treatment itself, and the high cost of these operations. Therefore, there is a need for a line pipe that has no weld cracking even when welded by a normal welding method, has a small increase in hardness of the weld heat affected zone, and is excellent in low temperature toughness including the weld heat affected zone.

更に、最近では、不連続凍土地帯のように地盤が凍結と融解によって動く地域でのパイプラインの敷設も増加しており、このような地域に敷設されたパイプラインでは、地盤の変動によるパイプラインの曲がり変形が起き、不連続凍土地帯以外でのパイプラインには生じない長手方向の応力が発生するため、円周方向に施される現地溶接部の靭性がより優れていることが望まれている。   Furthermore, recently, the laying of pipelines in areas where the ground moves due to freezing and thawing, such as discontinuous frozen land belts, has been increasing, and in pipelines laid in such areas, pipelines due to ground fluctuations have increased. As the bending deformation occurs, longitudinal stress that does not occur in pipelines other than the discontinuous frozen land zone is generated, so it is desirable that the toughness of the field welds applied in the circumferential direction is better. Yes.

非特許文献１および非特許文献２によれば、溶接割れおよび熱影響部の硬度上昇による靭性の低下は、一般的に鋼成分により決定される溶接割れ感受性組成（Ｐ_ＣＭ値）および炭素当量（Ｃｅｑ: Carbon equivalent）と相関があり、これらＰ_ＣＭ値、Ｃｅｑ値の上限値を超えないように鋼成分を設計することで、溶接割れおよび熱影響部の靭性は回避されている。例えば、高強度かつ高靭性がえられるＴＭＣＰ（Thermo Mechanical Control Process）鋼ではＰ_ＣＭ値、Ｃｅｑ値ともに低い値に制御されており、一般的なラインパイプ用鋼板として現地溶接性は問題ないと考えられている。 According to Non-patent Documents 1 and 2, weld cracking and reduction in toughness due to an increase in hardness of the heat affected zone is generally weld cracking susceptibility composition determined by the steel component (P _CM value) and carbon equivalent ( Ceq: Carbon equivalent) that there is a correlation, these P _CM value, by designing the steel component so as not to exceed the upper limit of the Ceq value, the toughness of weld cracking and heat affected zone is avoided. For example, consider a high-strength and high TMCP toughness will be obtained (Thermo Mechanical Control Process) P _CM value is steel, is controlled to a lower value in Ceq value both field weldability as steel sheet for a general line pipe is no problem It has been.

しかしながら、最も有効な制御圧延元素であるためＴＭＣＰ鋼に積極的に添加されるＮｂは焼き入れ性効果が大きい元素であるにも関わらず、溶接割れおよび熱影響部の靭性の指標となるこれらＰ_ＣＭ値、Ｃｅｑ値にはＮｂの項がなく、Ｎｂの影響については考慮されていない。 However, since it is the most effective controlled rolling element, Nb positively added to TMCP steel is an element having a large hardenability effect. _{The CM} value and the Ceq value have no Nb term, and the influence of Nb is not considered.

従って、今後広く求められる不連続凍土地帯での敷設を前提とした高強度、高靭性且つ現地溶接性に優れるラインパイプ用鋼板としては、可能な限りＮｂ添加量を低減した合金設計が必要であるが、一般的な熱間圧延設備で生産性を落とさずに母材強度、靭性得るためにはＮｂをある程度添加せざるを得ないために現地溶接性が犠牲となっていた。   Therefore, as a steel plate for line pipes with high strength, high toughness and excellent on-site weldability on the premise of laying in discontinuous frozen land that will be widely demanded in the future, it is necessary to design an alloy with as little Nb addition as possible. However, in order to obtain the strength and toughness of the base material without lowering the productivity in a general hot rolling facility, Nb must be added to some extent, so the field weldability has been sacrificed.

特許文献１には、ラインパイプ用ホットコイルで高強度、厚肉化と低温靭性を両立させる技術として精錬時にＣａ−Ｓｉを添加することで介在物を球状化し、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｉの強化元素に加えて結晶粒微細化効果のあるＶを添加し、強度を担保するために低温圧延と低温巻取りを組み合わせる発明が開示されている。
しかしながら、この技術は、現地溶接性について何ら言及されておらず、さらにＮｂの添加が必須であるために現地溶接性の改善は期待できない。 In Patent Literature 1, inclusions are spheroidized by adding Ca-Si during refining as a technique for achieving both high strength, thickening and low temperature toughness with a hot coil for a line pipe, and Nb, Ti, Mo, Ni An invention that combines low-temperature rolling and low-temperature winding to add V in addition to a strengthening element and to ensure strength is disclosed.
However, this technique makes no mention of on-site weldability, and since addition of Nb is essential, improvement in on-site weldability cannot be expected.

特許文献２には、電縫鋼管用ホットコイルで強度、低温靭性と共に優れた現地溶接性を実現する技術としてＰＣＭ値を限定して溶接部の硬度上昇を抑制すると共に、ミクロ組織をベイニティックフェライト単相し、さらにＮｂの析出割合を限定することで高強度、低温靭性と現地溶接性を両立させる開示がある。
しかしながら、やはり、Ｎｂの添加が必須となっており、本発明が目的とする余熱、溶接後熱処理なしの溶接性を実現するには至っていないと推定される。 Patent Document 2 discloses a hot coil for ERW steel pipe that limits the PCM value as a technique for realizing excellent on-site weldability as well as strength and low-temperature toughness, and suppresses the increase in hardness of the welded part, and the microstructure is bainitic. There is a disclosure that achieves both high strength, low temperature toughness and on-site weldability by using a single ferrite phase and further limiting the Nb precipitation rate.
However, the addition of Nb is essential, and it is presumed that the present invention has not yet achieved the desired residual heat and weldability without post-weld heat treatment.

特表２００５−５０３４８３号公報JP-T-2005-503483 特開２００４−３１５９５７号公報JP 2004-315957 A

新版溶接・接合技術特論、溶接学会編、産報出版New edition of welding / joining technology, welding society edition, industry publication 土師利昭ほか：溶接熱影響部靱性の優れた海洋構造物用鋼板，製鉄研究，Vol.326，p.36，(1987)Toshiaki Doshi et al .: Steel plates for offshore structures with excellent toughness of heat affected zone, Steel Research, Vol.326, p.36, (1987)

そこで、本発明は、不連続凍土地帯のように地盤が凍結と融解によって動く地域でもその使用に耐えうる高靭性と強度を兼ね備え、輸送効率や余熱、溶接後熱処理フリーという現地溶接施工性などの観点からラインパイプ用の熱延鋼板を提供することを課題とする。
そのため、低温靭性の指標として、ＤＷＴＴ（Drop Weight Tear Test）試験の延性破面率（ＳＡ）を−２０℃の試験温度において８５％以上に、吸収エネルギーを２４０Ｊ以上に、さらに高強度化の観点から板厚１２．７ｍｍ以上でホットコイルＣ方向の強度がＡＰＩ５Ｌ−Ｘ６５規格（ＹＳ：４４８〜６００ＭＰａ、ＴＳ：５３１〜７５８ＭＰａ）を満たす高強度なラインパイプ用の熱延鋼板（ホットコイル）およびその熱延鋼板を安価に安定して製造できる方法を提供することを目的とするものである。 Therefore, the present invention combines high toughness and strength that can withstand its use even in areas where the ground moves by freezing and thawing, such as discontinuous frozen land belts, such as on-site welding workability such as transport efficiency, residual heat, and post-weld heat treatment free. An object is to provide a hot-rolled steel sheet for a line pipe from the viewpoint.
Therefore, as an index of low temperature toughness, the ductile fracture surface ratio (SA) of the DWTT (Drop Weight Tear Test) test is 85% or more at a test temperature of −20 ° C., the absorbed energy is 240 J or more, and the viewpoint of further strengthening. Hot-rolled steel sheet (hot coil) for high-strength line pipes with a thickness of 12.7 mm or more and a strength in the hot coil C direction satisfying API5L-X65 standards (YS: 448 to 600 MPa, TS: 531 to 758 MPa) and its It aims at providing the method which can manufacture a hot-rolled steel plate cheaply and stably.

上述の如き問題点を解決するために、本発明者らは、以下に示す現地溶接性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板とその製造法を発明した。   In order to solve the above-mentioned problems, the present inventors have invented the following high-strength hot-rolled steel sheet for line pipes excellent in on-site weldability and a method for producing the same.

（１）質量％にて、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：１〜２％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｏ：０．００３％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００１５〜０．００６％、Ｎｂ：０．００５％未満、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、を含有し、且つ、Ｎ−１４／４８×Ｔｉ≧０％、を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物元素からなる鋼板であって、板厚中心でのミクロ組織において初析フェライト分率が３％未満で他が低温変態相であり、前記ミクロ組織全体の個数平均結晶粒径が２．５μｍ以下かつエリア平均粒径が９μｍ以下で、前記エリア平均粒径の標準偏差が２．３μｍ以下であり、さらに、ＤＷＴＴ試験の延性破面率が−２０℃の試験温度において８５％以上であることを特徴とする現地溶接性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板。
ここで、前記エリア平均粒径とは、測定された結晶粒のサイズ分布をヒストグラムで描き、そのヒストグラムのサイズステップごとの数値にその平均面積を重み付けをしたヒストグラムを描き、その平均値として求められる値を示す。
(1) In mass%, C: 0.02 to 0.1%, Si: 0.05 to 0.5%, Mn: 1 to 2%, P: 0.03% or less, S: 0.005 %: O: 0.003% or less, Al: 0.005 to 0.1%, N: 0.0015 to 0.006%, Nb: less than 0.005%, Ti: 0.005 to 0.02 % And satisfying N-14 / 48 × Ti ≧ 0%, the balance being Fe and an unavoidable impurity element, and the proeutectoid ferrite content in the microstructure at the center of the plate thickness The ratio is less than 3%, the other is a low temperature transformation phase, the number average crystal grain size of the whole microstructure is 2.5 μm or less, the area average particle size is 9 μm or less , and the standard deviation of the area average particle size is 2. and a 3μm or less, further, the ductility fracture rate of DWTT test more than 85% at a test temperature of -20 ° C. Dearuko High strength hot rolled steel sheet for line pipe superior site weldability characterized by.
Here, the area average grain size is obtained as an average value by drawing a size distribution of the measured crystal grains in a histogram, drawing a histogram in which the average area is weighted to a numerical value for each size step of the histogram. Indicates the value.

（２）前記鋼板が、さらに質量％にて、Ｖ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．０５〜０．３％、Ｃｕ：０．０５〜０．３％、Ｎｉ：０．０５〜０．３％、Ｂ：０．０００２〜０．００３％、のうち一種または二種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の現地溶接性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板。 (2) The steel sheet is further mass%, V: 0.15% or less (not including 0%), Mo: 0.3% or less (not including 0%), Cr: 0.05 to 0 .3%, Cu: 0.05 to 0.3%, Ni: 0.05 to 0.3%, B: 0.0002 to 0.003%, one or more of them are contained. The high-strength hot-rolled steel sheet for line pipes having excellent on-site weldability as described in (1).

（３）前記鋼板が、さらに質量％で、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．１％、のいずれか一種又は二種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の現地溶接性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板。 (3) The steel sheet is further in mass%, Mg: 0.0005-0.01%, Ca: 0.0005-0.01%, REM: 0.0005-0.1%, The high-strength hot-rolled steel sheet for line pipes having excellent on-site weldability according to (1) or (2), comprising two or more kinds.

（４）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の成分を有する熱延鋼板を得るために溶製され、鋳造された鋳片を熱間圧延することにより熱延鋼板を製造するに際し、仕上げ圧延において鋼板成分により下記式（１）で決定される温度をＴ１とすると、Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲における最終パスでの圧下率Ｐ１が少なくとも３０％以上で、且つ、該温度範囲での圧下率の合計を５０％以上とし、圧延後冷却開始までの時間を、圧延温度および圧下率により下記式（２）で決定されるｔ１秒以内として冷却を開始し、２５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度でＴ１−３０℃以下の温度域まで冷却を行い、さらに３秒以内に１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で４５０℃未満の温度域まで冷却し、巻き取ることを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれかに記載の現地溶接性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板の製造方法。
Ｔ１（℃）＝８５０＋１０×（Ｃ＋Ｎ）×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋
４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ＋１００×Ｖ ・・・（１）
ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１)×Ｐ１／１００）^２−０．１０９×（（Ｔｆ−
Ｔ１)×Ｐ１／１００)＋３．１ ・・・（２）
ここで、式（１）の各元素記号はその元素の含有量（質量％）であり、式（２）のＴｆは３０％以上の最終圧下後の温度（℃）、Ｐ１は３０％以上の最終圧下の圧下率である。
(4) When manufacturing a hot-rolled steel sheet by hot-rolling a cast slab that has been melted and cast to obtain a hot-rolled steel sheet having the component according to any one of (1) to (3) above. When the temperature determined by the following formula (1) according to the steel plate component in finish rolling is T1, the rolling reduction P1 in the final pass in the temperature range of T1 + 30 ° C. is at least 30% or more, and in this temperature range The total rolling reduction is set to 50% or more, cooling is started within t1 seconds determined by the following formula (2) according to the rolling temperature and rolling reduction after rolling, and cooling is performed at 25 ° C./sec or more. (1) , wherein cooling is performed to a temperature range of T1-30 ° C. or less at a rate, and further cooled to a temperature range of less than 450 ° C. at a cooling rate of 10 ° C./sec or more within 3 seconds. To any of (3) Process for producing a high strength hot rolled steel sheet for line pipe superior in field weldability of the mounting.
T1 (° C.) = 850 + 10 × (C + N) × Mn + 350 × Nb + 250 × Ti +
40 × B + 10 × Cr + 100 × Mo + 100 × V (1)
t1 = 0.001 × ((Tf−T1) × P1 / 100) ² −0.109 × ((Tf−
T1) × P1 / 100) +3.1 (2)
Here, each element symbol of the formula (1) is the content (% by mass) of the element, Tf in the formula (2) is a temperature (° C.) after the final reduction of 30% or more, and P1 is 30% or more. It is the reduction ratio of the final reduction.

（５）上記（４）に記載の製造方法において、圧延温度と仕上げ圧延直前までの累積時間により下記式（３）で決定される粗有効累積ひずみ（ε_eff）が０．４以上となる粗熱間圧延を行うことを特徴とする現地溶接性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板の製造方法。
ε_eff＝Σε_i（ｔ２,Ｔ２） ・・・（３）
ここで、
ε_i（ｔ２,Ｔ２）＝ε_i0／ｅｘｐ｛（ｔ２／τ_R）^2/3｝、
τ_R＝τ₀・ｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ２）、
τ₀＝８．４６×１０^-6、
Ｑ＝１８３２００Ｊ、
Ｒ＝８．３１４Ｊ／Ｋ・ｍｏｌであり、
iは粗圧延のパスを、ｔ２当該パスでの仕上げ圧延直前までの累積時間（秒）を、Ｔ２は当該パスでの圧延温度（℃）を、ε_i0は当該パスで加えられたひずみを示す。 (5) In the manufacturing method described in (4) above, the coarse effective cumulative strain (ε _eff ) determined by the following formula (3) is 0.4 or more depending on the rolling temperature and the cumulative time immediately before finish rolling. A method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet for line pipes, which is excellent in on-site weldability, characterized by performing hot rolling.
ε _eff = Σε _i (t2, T2) (3)
here,
ε _i (t2, T2) = ε _i0 / exp {(t2 / τ _R ) ^2/3 },
τ _R = τ ₀ · exp (Q / RT2),
τ ₀ = 8.46 × 10 ⁻⁶ ,
Q = 183200J,
R = 8.314 J / K · mol,
i indicates the rough rolling pass, t2 indicates the accumulated time (seconds) until just before the finish rolling in the pass, T2 indicates the rolling temperature (° C.) in the pass, and ε _i0 indicates the strain applied in the pass. .

本発明の熱延鋼板を電縫鋼管およびスパイラル鋼管に用いることにより厳しい耐破壊特性が要求される寒冷地においても１２．７ｍｍ以上の板厚でＡＰＩ５Ｌ−Ｘ６５規格以上の現地溶接性が良好な高強度なラインパイプが製造可能となるばかりでなく、本発明の製造方法により、ラインパイプ用ホットコイルを安価に安定的に得ることが可能となる。   Even in cold districts where severe fracture resistance is required by using the hot-rolled steel sheet of the present invention for ERW steel pipes and spiral steel pipes, it has a thickness of 12.7 mm or more and high on-site weldability exceeding the API5L-X65 standard. In addition to being able to manufacture a strong line pipe, the manufacturing method of the present invention makes it possible to stably obtain a hot coil for a line pipe at low cost.

本発明者等は、まず、ラインパイプ用途を前提に現地溶接性にとって有害なＮｂの添加無しに強度と靭性に優れた熱延鋼板を得ることを念頭に、ホットコイル製造工程にて生産される熱延鋼板の圧延パススケジュール、熱履歴と靭性に関わるミクロ組織、破面単位の関係について鋭意研究を重ねた。その結果以下の新たな知見を得た。   The inventors of the present invention are first produced in a hot coil manufacturing process with the intention of obtaining a hot-rolled steel sheet excellent in strength and toughness without adding Nb, which is harmful to on-site weldability, on the premise of line pipe use. We conducted extensive research on the rolling pass schedule of hot-rolled steel sheets, the microstructure related to thermal history and toughness, and the relationship between fracture surface units. As a result, the following new findings were obtained.

一般的に、低温靭性を向上させるためには脆性破面の破面単位の微細化すなわち、ミクロ組織単位の細粒化が効果的である。
ミクロ組織が拡散変態で生成するフェライトを主相とする場合は、フェライト粒径を細粒化するためには、γ→α変態時のαの核生成サイトを増加させることが有効であり、その核生成サイトとなりうるオーステナイトの結晶粒界や転位密度の増加が条件となる。
その手段としては、γ→α変態点温度以上で出来る限り低温で圧延すること、言いかえるとオーステナイトを未再結晶とし、未再結晶率が高い状態でγ→α変態をさせることが必要となる。なぜならば、再結晶後のオーステナイト粒は、再結晶温度では粒成長が早く、非常に短時間で粗大化してγ→α変態後のα相でも粗大粒となり、著しい靭性劣化が起こるためである。 In general, in order to improve the low temperature toughness, it is effective to refine the fracture surface unit of the brittle fracture surface, that is, to refine the microstructure unit.
In the case where the microstructure is a ferrite whose microstructure is formed by diffusion transformation, it is effective to increase the nucleation site of α during γ → α transformation in order to reduce the ferrite grain size. The condition is that the austenite grain boundaries and dislocation density that can be nucleation sites increase.
As a means for that, it is necessary to perform rolling at the lowest possible temperature above the γ → α transformation temperature, in other words, austenite is not recrystallized, and it is necessary to perform γ → α transformation with a high unrecrystallization rate. . This is because the austenite grains after recrystallization grow quickly at the recrystallization temperature, become coarse in a very short time, become coarse grains even in the α phase after the γ → α transformation, and cause significant toughness deterioration.

一方、ミクロ組織が、本発明が対象とするような比較的せん断変態で生成するベイナイトもしくはマルテンサイトを主相とする場合は、破面単位が晶癖面を共有するブロックの集合体であるパケットサイズと強い相関があり、このパケットサイズを細粒化することが重要であることが知られている。
このパケットサイズは変態前のオーステナイト粒径に強い相関があることが知られており、オーステナイト粒を細粒化するためには熱間圧延中に未再結晶→再結晶を繰返し、オーステナイトの再結晶粒を細粒化することが必要となる。また、オーステナイトの再結晶粒径は完全に再結晶が完了しない段階で細粒となるため、オーステナイトが完全に再結晶するまえに変態させることが必要である。 On the other hand, when the microstructure is mainly bainite or martensite generated by a relatively shear transformation as the object of the present invention, the packet is an aggregate of blocks in which the fracture surface unit shares the crystal habit plane. There is a strong correlation with the size, and it is known that it is important to refine the packet size.
It is known that this packet size has a strong correlation with the austenite grain size before transformation, and in order to make austenite grains fine, non-recrystallization → recrystallization is repeated during hot rolling to recrystallize austenite. It is necessary to make the grains fine. Further, since the recrystallized grain size of austenite becomes fine when recrystallization is not completed completely, it is necessary to transform the austenite before completely recrystallizing.

すなわち、何れのミクロ組織においてもγ→α変態前にオーステナイトが細粒且つ、未再結晶状態であることが脆性破面の破面単位の微細化に有効であり、靭性の向上に効果的である。   In other words, in any microstructure, austenite is fine-grained before γ → α transformation and in an unrecrystallized state is effective for refinement of the fracture surface unit of the brittle fracture surface, and is effective in improving toughness. is there.

ここで、Ｎｂは再結晶を抑制する元素として最も効果的であることが知られている。このため、高強度のＴＭＣＰ鋼には、ほぼ例外なくＮｂが活用され、その再結晶抑制効果により、再結晶下限温度を高温化し、生産性を劣化させる低温圧延を指向することなく、十分細粒なミクロ組織を得ることができる。しかしながら、Ｎｂは上述したように現地溶接性を劣化させるばかりでなく、合金コストの観点から可能な限り低減することが望ましい。   Here, Nb is known to be most effective as an element for suppressing recrystallization. For this reason, Nb is utilized in high-strength TMCP steel almost without exception, and its recrystallization suppression effect increases the minimum recrystallization temperature and makes it sufficiently fine-grained without aiming at low-temperature rolling that degrades productivity. A fine microstructure can be obtained. However, Nb not only deteriorates the on-site weldability as described above, but is desirably reduced as much as possible from the viewpoint of alloy cost.

本発明者等は、Ｎｂを無添加とし、且つ生産性を劣化させる低温圧延を指向することなく、十分に細粒なミクロ組織を得ることができるような再結晶を抑制するプロセス（圧延パススケジュール、熱履歴）について検討を重ねた。
その結果、これまで再結晶すると考えられていた温度以上であっても、十分に大きな圧下量で圧延した後にごく短時間で十分に低温まで冷却すれば、圧延後の再結晶は抑制され、さらにその状態から変態して得られたミクロ組織が十分に微細化してＮｂ添加鋼と同等の低温靭性が得られるプロセス条件があることを新たに見出した。 The present inventors have made a process (rolling pass schedule) in which Nb is not added and recrystallization is suppressed so that a sufficiently fine microstructure can be obtained without aiming at low temperature rolling that deteriorates productivity. , Heat history).
As a result, even if it is above the temperature previously considered to be recrystallized, if it is cooled to a sufficiently low temperature in a very short time after rolling with a sufficiently large reduction amount, recrystallization after rolling is suppressed, It was newly found that there is a process condition in which the microstructure obtained by transformation from this state is sufficiently refined to obtain low temperature toughness equivalent to that of Nb-added steel.

すなわち、鋼板成分により前記式（１）で決定される温度を再結晶下限温度Ｔ１℃とすると、Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲における仕上げ圧延の最終パスでの圧下率Ｐ１が少なくとも３０％以上で、且つ、該温度範囲での圧下率の合計を５０％以上とし、圧延終了後冷却開始までの時間を、圧延温度および圧下率により前記式（２）で決定されるｔ１秒以内として冷却を開始し、２５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度でＴ１−５０℃以下の温度域まで冷却を行い、さらに３秒以内に１５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で４５０℃未満の温度域まで冷却して得られたミクロ組織は、Ｎｂを添加すること無しに、板厚中心でのミクロ組織において初析フェライト分率が３％未満で他が低温変態相であり、前記ミクロ組織全体の個数平均結晶粒径が２．５μｍ以下かつエリア平均粒径が９μｍ以下であり、前記エリア平均粒径の標準偏差が２．３μｍ以下であることを特徴とする優れた強度、靭性を得ることができる。   That is, when the temperature determined by the above-mentioned formula (1) depending on the steel plate component is the recrystallization lower limit temperature T1 ° C., the rolling reduction P1 in the final pass of finish rolling in the temperature range of T1 + 30 ° C. is at least 30% or more, and The total rolling reduction in the temperature range is 50% or more, and the cooling is started with the time from the end of rolling until the start of cooling within t1 seconds determined by the above formula (2) based on the rolling temperature and the rolling reduction, It was obtained by cooling to a temperature range of T1-50 ° C. or less at a cooling rate of 25 ° C./sec or more and further cooling to a temperature range of less than 450 ° C. at a cooling rate of 15 ° C./sec or more within 3 seconds. Without adding Nb, the microstructure in the center of the plate thickness has a pro-eutectoid ferrite fraction of less than 3% and the other is a low temperature transformation phase, and the number average crystal grain size of the entire microstructure is 2. 5 μm Lower and the area average particle diameter is not less 9μm or less, the standard deviation of the area average particle diameter can be obtained excellent strength, toughness and equal to or less than 2.3 .mu.m.

続いて、本発明の化学成分の限定理由について説明する。なお、各元素の含有量の％は質量％である。
Ｃは、目的とするＡＰＩ５Ｌ−Ｘ６５規格以上の強度、ミクロ組織を得るために必要な元素である。ただし、０．０２％未満では必要な強度を得ることが出来ず、０．１％超添加すると破壊の起点となる炭化物が多く形成されるようになり靭性、特に吸収エネルギーを低下されるばかりでなく、現地溶接性が著しく劣化する。従って、Ｃの添加量は０．０２％以上０．１％以下とする。また、圧延後の冷却において冷却速度によらず均質な強度を得るためには０．０７％以下が望ましい。 Then, the reason for limitation of the chemical component of this invention is demonstrated. In addition,% of content of each element is the mass%.
C is an element necessary for obtaining the strength and microstructure of the target API5L-X65 or higher. However, if it is less than 0.02%, the required strength cannot be obtained, and if added over 0.1%, a large amount of carbide is formed as a starting point of fracture, and the toughness, especially the absorbed energy is reduced. And the field weldability is significantly degraded. Therefore, the addition amount of C is set to 0.02% or more and 0.1% or less. In order to obtain a uniform strength regardless of the cooling rate in cooling after rolling, 0.07% or less is desirable.

Ｓｉは、破壊の起点となる炭化物の析出を抑制する効果があるので０．０５％以上添加するが、０．５％超添加すると現地溶接性が劣化する。現地溶接性の観点で汎用性を考慮すると０．３％以下が望ましい。さらに０．１５％超ではタイガーストライプ状のスケール模様を発生させ表面の切欠き効果により靭性が損なわれる恐れがあるので、望ましくは、その上限を０．１５％とする。   Si has the effect of suppressing the precipitation of carbides that are the starting point of fracture, so 0.05% or more is added. However, if over 0.5% is added, on-site weldability deteriorates. Considering versatility from the viewpoint of on-site weldability, 0.3% or less is desirable. Further, if it exceeds 0.15%, a tiger stripe-like scale pattern is generated, and the toughness may be impaired by the notch effect on the surface. Therefore, the upper limit is desirably set to 0.15%.

Ｍｎは、固溶強化元素であるので必要に応じて添加する。ただし、１％未満ではその効果が得られないので１％以上添加する。しかしながら、鋳造時に鋳片中心に偏析して、吸収エネルギーを低下させるセパレーションの起点となる硬質な偏析バンドを形成する。そのため２％超添加するとどのように鋳造しても最大Ｍｎ偏析量が２％超になる可能性が大きく、セパレーションの発生が顕著になり、本発明の要件を満たさなくなる。最大Ｍｎ偏析量の変動も加味してセパレーションを低減するためには１．８％以下とすることが望ましい。   Since Mn is a solid solution strengthening element, it is added as necessary. However, if less than 1%, the effect cannot be obtained, so 1% or more is added. However, it segregates at the center of the slab during casting to form a hard segregation band that serves as a starting point for separation that reduces the absorbed energy. Therefore, if adding over 2%, there is a high possibility that the maximum amount of Mn segregation will exceed 2% no matter how the casting is performed, the occurrence of separation becomes significant, and the requirements of the present invention are not satisfied. In order to reduce the separation in consideration of the fluctuation of the maximum amount of Mn segregation, it is desirable to set it to 1.8% or less.

Ｐは、不純物であり低いほど望ましく、０．０３％超含有すると連続鋳造鋼片の中心部に偏析し、粒界破壊を起こし低温靭性を著しく低下させるので、０．０３％以下とする。さらにＰは、造管および現地での溶接性に悪影響を及ぼすのでこれらを考慮すると０．０１５％以下が望ましい。   P is preferably as low as impurities, and if it exceeds 0.03%, P is segregated at the center of the continuous cast steel slab, causing grain boundary fracture and significantly lowering the low temperature toughness. Further, P has an adverse effect on pipe making and on-site weldability, so considering these, 0.015% or less is desirable.

Ｓは、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、多すぎると低温靭性を劣化させるので、０．００５％以下とする。さらに、Ｓは連続鋳造鋼片の中心付近にＭｎＳとして偏析し、圧延後に伸張したＭｎＳを形成し脆性破壊の起点となるばかりでなく、二枚板割れ等の擬似セパレーション（本発明ではセパレーションとして取り扱う）の発生の原因となる。また、耐サワー性を考慮すると０．００１％以下が望ましい。   S not only causes cracking during hot rolling, but if it is too much, low temperature toughness is deteriorated, so 0.005% or less. Furthermore, S is segregated as MnS near the center of the continuous cast steel slab, forming MnS stretched after rolling to become a starting point for brittle fracture, and also a pseudo-separation such as a double plate crack (in the present invention, it is treated as a separation) ). Further, considering sour resistance, 0.001% or less is desirable.

Ｏは、不純物であり、酸化物の集積を抑制して、耐水素誘起割れ性を向上させるために、含有量の上限を０．００３％以下に制限する。酸化物の生成を抑制して、母材及びＨＡＺ靭性を向上させるためには、Ｏ量の上限値を０．００２％とすることが望ましい。   O is an impurity, and limits the upper limit of the content to 0.003% or less in order to suppress the accumulation of oxides and improve the resistance to hydrogen-induced cracking. In order to suppress the formation of oxides and improve the base material and the HAZ toughness, it is desirable that the upper limit value of the O amount be 0.002%.

Ａｌは、脱酸元素であり、その効果を得るためには０．００５％以上添加する。一方、０．１％を超えて添加しても効果が飽和する。また０．０３％を超えるとＡｌ酸化物の集積クラスターが確認されるため、０．０３％以下とすることが望ましい。さらに厳しい低温靭性が要求される場合には、Ａｌ量の上限を０．０１７％以下にすることが好ましい。   Al is a deoxidizing element, and 0.005% or more is added to obtain the effect. On the other hand, the effect is saturated even if added over 0.1%. Further, if it exceeds 0.03%, an accumulation cluster of Al oxide is confirmed, so 0.03% or less is desirable. When more severe low temperature toughness is required, the upper limit of the Al content is preferably 0.017% or less.

Ｎは、上述したようにＴｉ窒化物を形成し、スラブ再加熱中のオーステナイト粒の粗大化を抑制して後の制御圧延においてオーステナイト粒径を細粒化し、変態後の平均粒径を細粒化することで低温靭性を改善する。ただし、その含有量が０．００１５％未満ではその効果が得られない。一方、０．００６％超含有すると時効により延性や靱性が低下し、造管する際の成形性が低下する。Ｎ含有量がＴｉとの化学量論組成未満（Ｎ−１４／４８×Ｔｉ＜０％）となると残存したＴｉがＣと結合し、耐ＨＩＣ性や靱性を低下させる恐れがある。   N forms Ti nitride as described above, suppresses the coarsening of austenite grains during slab reheating, refines the austenite grain size in subsequent controlled rolling, and refines the average grain size after transformation. To improve low temperature toughness. However, if the content is less than 0.0015%, the effect cannot be obtained. On the other hand, when it contains more than 0.006%, ductility and toughness are lowered by aging, and formability at the time of pipe making is lowered. If the N content is less than the stoichiometric composition with Ti (N-14 / 48 × Ti <0%), the remaining Ti may be combined with C to reduce the HIC resistance and toughness.

Ｎｂは、一般的に固溶状態でのドラッギング効果および／または炭窒化析出物としてのピンニング効果により圧延中もしくは圧延後のオーステナイトの回復・再結晶および粒成長を抑制し、変態後の平均結晶粒径を細粒化し、低温靭性を向上させる効果を有するが、本発明においては、最も重要かつ好ましくない元素である。ＮｂはＰ_ＣＭ値、Ｃｅｑ値に影響を及ぼさないが、焼き入れ性が高く、現地溶接での熱影響部の硬度を上昇させ、溶接割れを助長するとともに、熱影響部の靭性を劣化させるために添加しないことが望ましい。ただし、０．００５％未満の含有量では、その影響はほとんどなく、許容できる。下限は特に規定しないが、実質的に０．０００５％以上は通常の製鐵プロセスで不可避的に含まれる。 Nb generally suppresses austenite recovery / recrystallization and grain growth during or after rolling by means of a dragging effect in a solid solution state and / or a pinning effect as a carbonitride precipitate, and average grain size after transformation Although it has the effect of reducing the diameter and improving the low temperature toughness, it is the most important and undesirable element in the present invention. Nb is P _CM value, but does not affect the Ceq value, high hardenability, increase the hardness of the heat affected zone of local welding, as well as promote weld cracking, in order to deteriorate the toughness of the heat affected zone It is desirable not to add to. However, with a content of less than 0.005%, there is almost no influence and it is acceptable. The lower limit is not particularly specified, but substantially 0.0005% or more is inevitably included in a normal iron making process.

Ｔｉは、連続鋳造もしくはインゴット鋳造で得られる鋳片の凝固直後の高温で窒化物として析出を開始する。このＴｉ窒化物を含む析出物は高温で安定であり、後のスラブ再加熱においても完全に固溶することなく、ピンニング効果を発揮し、スラブ再加熱中のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ミクロ組織を微細化して低温靭性を改善する。このような効果を得るためには、少なくとも０．００５％以上のＴｉ添加が必要である。一方、０．０２％超添加しても、その効果が飽和する。さらに、Ｔｉ添加量がＮとの化学量論組成超（Ｎ−１４／４８×Ｔｉ＜０％）となると、残存したＴｉがＣと結合し、靱性や耐ＨＩＣ性を低下させる。   Ti starts to precipitate as a nitride at a high temperature immediately after solidification of a slab obtained by continuous casting or ingot casting. The precipitate containing Ti nitride is stable at high temperature, and does not completely dissolve even in subsequent slab reheating, exhibits a pinning effect, suppresses austenite grain coarsening during slab reheating, Refine the microstructure to improve low temperature toughness. In order to obtain such an effect, at least 0.005% of Ti should be added. On the other hand, even if added over 0.02%, the effect is saturated. Further, when the Ti addition amount exceeds the stoichiometric composition with N (N-14 / 48 × Ti <0%), the remaining Ti is combined with C, and the toughness and the HIC resistance are lowered.

次にＶ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂの一種または二種以上とＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭの一種または二種を必要に応じて添加する理由について説明する。以上の基本となる成分にさらにこれらの元素を添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、製造可能な板厚の拡大や母材の強度・靭性などの特性の向上を図るためである。   Next, the reason for adding one or more of V, Mo, Cr, Ni, Cu, and B and one or two of Mg, Ca, and REM as necessary will be described. The main purpose of adding these elements to the above basic components is to increase the thickness of the plate that can be manufactured and to improve the properties such as the strength and toughness of the base material without impairing the excellent characteristics of the steel of the present invention. This is for the purpose of illustration.

Ｖは、ホットコイル製造工程の特徴である巻取り工程において微細な炭窒化物を生成し、その析出強化により強度の向上に寄与する。ただし、０．１５％超添加してもその効果は飽和する。また、０．１％以上添加すると現地溶接性を低下させる懸念があるので、０．１％未満が望ましい。また、微量でも効果を奏するが、０．０２％以上添加することが望ましい。   V generates fine carbonitrides in the winding process, which is a feature of the hot coil manufacturing process, and contributes to improving the strength by precipitation strengthening. However, the effect is saturated even if added over 0.15%. Moreover, since there exists a possibility of reducing on-site weldability, when 0.1% or more is added, less than 0.1% is desirable. Moreover, although it is effective even with a minute amount, it is desirable to add 0.02% or more.

Ｍｏは、焼入れ性を向上させ、強度を上昇させる効果がある。また、ＭｏはＮｂと共存して制御圧延時にオーステナイトの再結晶を強力に抑制し、オーステナイト組織を微細化し、低温靭性を向上させる効果がある。ただし、０．３％超添加してもその効果は飽和する。また、０．２％以上添加すると延性が低下し、造管する際の成形性が低下させる懸念があるので、０．２％未満が望ましい。また、微量でも効果を奏するが、０．０２％以上添加することが望ましい。   Mo has the effect of improving hardenability and increasing strength. Further, Mo coexists with Nb, and has the effect of strongly suppressing austenite recrystallization during controlled rolling, refining the austenite structure, and improving low-temperature toughness. However, the effect is saturated even if added over 0.3%. Moreover, since there exists a possibility that ductility will fall when 0.2% or more is added and the moldability at the time of pipe forming falls, less than 0.2% is desirable. Moreover, although it is effective even with a minute amount, it is desirable to add 0.02% or more.

Ｃｒは、強度を上昇させる効果がある。ただし、０．３％超添加してもその効果は飽和する。また、０．１５％以上添加すると現地溶接性を低下させる懸念があるので、０．１５％未満が望ましい。また、０．０５％未満添加してもその効果は期待できないため、０．０５％以上添加することが望ましい。   Cr has the effect of increasing the strength. However, the effect is saturated even if added over 0.3%. Moreover, since there exists a possibility that on-site weldability may be reduced when 0.15% or more is added, less than 0.15% is desirable. Moreover, since the effect cannot be expected even if added less than 0.05%, it is desirable to add 0.05% or more.

Ｃｕは、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上に効果がある。ただし、０．３％超添加してもその効果は飽和する。また、０．２％以上添加すると熱間圧延時に脆化割れを生じ、表面疵の原因となる懸念があるので、０．２％未満が望ましい。また、０．０５％未満添加してもその効果は期待できないため、０．０５％以上添加することが望ましい。   Cu is effective in improving the corrosion resistance and the resistance to hydrogen-induced cracking. However, the effect is saturated even if added over 0.3%. Further, if added in an amount of 0.2% or more, there is a concern that embrittlement cracks occur during hot rolling and cause surface flaws, so less than 0.2% is desirable. Moreover, since the effect cannot be expected even if added less than 0.05%, it is desirable to add 0.05% or more.

Ｎｉは、ＭｎやＣｒ、Ｍｏに比較して圧延組織（特にスラブの中心偏析帯）中に低温靭性、耐サワー性に有害な硬化組織を形成することが少なく、従って、低温靭性や現地溶接性を劣化させることなく強度を向上させる効果がある。ただし、０．３％超添加してもその効果は飽和する。また、Ｃｕの熱間脆化を防止する効果があるのでＣｕ量の１／３以上を目安に添加する。０．０５％未満添加してもその効果は期待できないため、下限を０．０５％とする。   Ni is less likely to form a hardened structure that is harmful to low-temperature toughness and sour resistance in the rolled structure (especially the central segregation zone of the slab) compared to Mn, Cr and Mo. There is an effect of improving the strength without deteriorating. However, the effect is saturated even if added over 0.3%. In addition, since it has an effect of preventing hot embrittlement of Cu, it is added with 1/3 or more of the amount of Cu as a guide. Even if added less than 0.05%, the effect cannot be expected, so the lower limit is made 0.05%.

Ｂは、強度の向上がある。従って、必要に応じ添加する。ただし、０．０００２％未満ではその効果を得るために不十分であり、０．００３％超添加すると現地溶接性を劣化させる懸念がある。   B has an improvement in strength. Therefore, it adds as needed. However, if it is less than 0.0002%, it is insufficient for obtaining the effect, and if adding over 0.003%, there is a concern that the on-site weldability is deteriorated.

Ｍｇ、ＣａおよびＲＥＭ（希土類元素）は、アルミナ系介在物を改質することにより、微細な酸化物を溶鋼中に均一に分散し、さらにこれら酸化物が等軸晶生成の核になり易くする効果があり、。ただし、過少に添加してもその効果がなく、過剰に添加するとそれらの酸化物が大量に生成してクラスター、粗大介在物して生成し、溶接シームの低温靭性の劣化や、現地溶接性にも悪影響を及ぼす。また、破壊の起点となり、耐サワー性を劣化させる非金属介在物の形態を変化させて無害化する元素である。
Ｃａ及、ＲＥＭおよびＭｇの含有量は、いずれも０．０００５％未満では上記効果を発揮しない。また、Ｍｇの含有量を０．０１％超、Ｃａの含有量を０．０１％超、ＲＥＭの含有量を０．１％超としても上記効果が飽和して経済性が低下する。
したがって、添加する場合のＭｇ含有量は０．０００５％以上０．０１％以下、Ｃａ含有量は０．０００５％以上０．０１％以下、ＲＥＭ含有量は、０．０００５以上０．１％以下とする。 Mg, Ca, and REM (rare earth elements) modify alumina inclusions to uniformly disperse fine oxides in molten steel, and make these oxides more likely to become nuclei for the formation of equiaxed crystals. There is an effect. However, even if added too little, there is no effect, and if added too much, these oxides are produced in large quantities and formed as clusters and coarse inclusions, resulting in deterioration of the low temperature toughness of the weld seam and on-site weldability. Also has an adverse effect. Moreover, it is an element which becomes a starting point of destruction and detoxifies by changing the form of non-metallic inclusions which deteriorate the sour resistance.
If the contents of Ca, REM, and Mg are less than 0.0005%, the above effects are not exhibited. Even if the Mg content is more than 0.01%, the Ca content is more than 0.01%, and the REM content is more than 0.1%, the above effects are saturated and the economy is lowered.
Therefore, when Mg is added, the Mg content is 0.0005% to 0.01%, the Ca content is 0.0005% to 0.01%, and the REM content is 0.0005 to 0.1%. And

なお、これらを主成分とする熱延鋼板には、Ｚｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗを合計で１％以下含有しても構わない。しかしながらＳｎは、熱間圧延時に疵が発生する恐れがあるので０．０５％以下とする。   Note that the hot-rolled steel sheet containing these as main components may contain 1% or less of Zr, Sn, Co, Zn, and W in total. However, Sn is set to 0.05% or less because wrinkles may occur during hot rolling.

次に本発明における鋼板のミクロ組織等ついて詳細に説明する。
鋼板のミクロ組織は、目的の強度および低温靭性等を達成するためには、板厚中心でのミクロ組織において初析フェライト分率が３％未満で他が低温変態相であり、前記ミクロ組織全体の個数平均結晶粒径が２．５μｍ以下かつエリア平均粒径が９μｍ以下であり、前記エリア平均粒径の標準偏差が２．３μｍ以下であることが必要である。
１２．７ｍｍ以上の板厚の場合には、板の表裏面と板厚中心には大きな温度偏差が生じ、圧延開始から終了までの各板厚位置での温度履歴が直接的にミクロ組織等の形成に影響する。特に板厚中心部はその３軸応力度が最も高く、破壊の起点は板厚中心部である。さらに、そのミクロ組織等とＤＷＴＴ試験での延性破面率（ＳＡ）等の材質が最もよい相関があった事実から１／２厚でのミクロ組織等を全板厚の代表とした。 Next, the microstructure of the steel sheet in the present invention will be described in detail.
In order to achieve the desired strength, low temperature toughness, etc., the microstructure of the steel sheet has a pro-eutectoid ferrite fraction of less than 3% in the microstructure at the center of the plate thickness, and the other is the low temperature transformation phase. The number average crystal grain size is 2.5 μm or less, the area average particle size is 9 μm or less, and the standard deviation of the area average particle size is 2.3 μm or less.
In the case of a plate thickness of 12.7 mm or more, a large temperature deviation occurs between the front and back surfaces of the plate and the center of the plate thickness, and the temperature history at each plate thickness position from the start to the end of rolling is directly Affects formation. In particular, the plate thickness center portion has the highest triaxial stress, and the starting point of fracture is the plate thickness center portion. Furthermore, the microstructure of ½ thickness, etc., was representative of the total plate thickness because of the fact that the microstructure and the material such as ductile fracture surface ratio (SA) in the DWTT test had the best correlation.

ここで、個数平均結晶粒径とエリア平均粒径の違いについて言及する。この数値は何れも、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy・商標）法により得られる。
ＥＢＳＰ−ＯＩＭ法による一定測定ステップごとの方位測定で、隣りあう測定点の方位差が、一般的に結晶粒界として認識されている大傾角粒界の閾値である１５°を超えた位置を粒界とし、その粒界に囲まれた領域を結晶粒として、その粒径を求める。
この測定された粒のサイズ分布をヒストグラムで描き、その平均値が本発明で定義する「個数平均結晶粒径」である。一方、このヒストグラムのサイズステップごとの数値にその平均面積を重み付け（積を求める）をしたヒストグラムを描き、その平均値が本発明で定義する「エリア平均粒径」である。この値は、光学顕微鏡観察等を肉眼で見えるミクロ組織の印象やＪＩＳに定義されている比較法、切断法により近い値となる。 Here, the difference between the number average crystal grain size and the area average grain size is mentioned. All of these numerical values are obtained by an EBSP-OIM (Electron Back Scatter Diffraction Pattern-Orientation Image Microscopy (trademark)) method.
In the azimuth measurement at each constant measurement step by the EBSP-OIM method, the azimuth difference between adjacent measurement points is set at a position where the angle exceeds a threshold value of 15 °, which is a large-angle grain boundary generally recognized as a crystal grain boundary. The region is defined as a boundary, and the region surrounded by the grain boundary is defined as a crystal grain, and the grain size is obtained.
The measured particle size distribution is drawn with a histogram, and the average value is the “number average crystal grain size” defined in the present invention. On the other hand, a histogram in which the average area is weighted (the product is obtained) is drawn on the numerical value for each size step of the histogram, and the average value is the “area average particle size” defined in the present invention. This value is closer to the impression of a microstructure that can be seen with the naked eye when observed with an optical microscope, the comparison method defined in JIS, and the cutting method.

ここで、本発明が対象とするラインパイプ用のホットコイルのミクロ組織は、詳細に見ると本発明で定義する「初析フェライト」に相当する非常に細粒な組織とそれ以外の「低温変態相」に分類される。言い換えると「個数平均結晶粒径」とはこの「初析フェライト」の粒径を主に代表しており、「エリア平均粒径」は「低温変態相」の粒径を代表している。また、「標準偏差」はこれらの粒径差を表す指標となっている。   Here, the microstructure of the hot coil for a line pipe that is the subject of the present invention is, in detail, a very fine-grained structure corresponding to “deposited ferrite” defined in the present invention and other “low-temperature transformation”. Classified as “phase”. In other words, the “number average crystal grain size” mainly represents the grain size of the “pre-deposited ferrite”, and the “area average grain size” represents the grain size of the “low temperature transformation phase”. In addition, “standard deviation” is an index representing the difference between these particle sizes.

本発明者らの詳細な研究の成果によると、これまで考えられてきた「結晶粒」と「靭性」の関係において細粒化するほど靭性が向上するという解釈は汎用的な法則ではなく、ミクロ組織がフェライトもしくはベイナイト等のほぼ単一相と見なせる場合にのみ成り立つ関係である。
本発明で対象としているようにＡＰＩ−Ｘ６５グレード以上の高強度鋼の場合は、必然的に「初析フェライト」と「低温変態相」の混合したミクロ組織となるため、一般的な平均結晶粒径は「エリア平均粒径」すなわち「低温変態相」の粒径を代表しているに過ぎず適当ではない。 According to the results of detailed studies by the present inventors, the interpretation that the toughness is improved as the grain size is reduced in the relationship between “crystal grains” and “toughness” that has been considered so far is not a general-purpose law. This is a relationship that holds only when the structure can be regarded as a substantially single phase such as ferrite or bainite.
In the case of high-strength steel of API-X65 grade or higher as the object of the present invention, it is inevitably a microstructure in which “pre-deposited ferrite” and “low-temperature transformation phase” are mixed. The diameter merely represents the “area average particle size”, ie, the particle size of the “low temperature transformation phase” and is not suitable.

さらに、へき開破壊においては最弱リンクモデルが提案されている。これは、例えばへき開破壊の場合、き裂先端近傍だけでなく、塑性域全部にわたってき裂発生起点となりうる。これをプロセスゾーンと定義するとその中で最も弱い単位が破壊すれば全体の破壊に至るというものである。
この場合、「初析フェライト」と「低温変態相」のどちらが最も弱い単位であるかは別として、その各々でその弱さの下限を規定する閾値（この場合は「個数平均結晶粒径」と「エリア平均粒径」）が必要となる。また、これらのバラツキも重要であり、安定した靭性を得るためには。その「標準偏差」も規定しなければならない。
本発明においてそれらの閾値は、個数平均結晶粒径が２．５μｍ以下、かつエリア平均粒径が９μｍ以下、その標準偏差が２．３μｍ以下である。 Furthermore, the weakest link model has been proposed for cleavage cleavage. For example, in the case of cleavage fracture, this can be a crack initiation point not only in the vicinity of the crack tip but also in the entire plastic region. When this is defined as a process zone, if the weakest unit is destroyed, it will result in total destruction.
In this case, apart from whether the “proeutectoid ferrite” or the “low-temperature transformation phase” is the weakest unit, a threshold value (in this case, “number average crystal grain size”) that defines the lower limit of the weakness of each unit. "Area average particle size") is required. In addition, these variations are also important for obtaining stable toughness. The “standard deviation” must also be specified.
In the present invention, these threshold values are a number average crystal grain size of 2.5 μm or less, an area average particle size of 9 μm or less, and a standard deviation of 2.3 μm or less.

スラブ鋳造の際に生じる中心偏析は、ＤＷＴＴ試験での脆性き裂の伝播に悪影響を及ぼし、さらにセパレーションの発生を助長する。ＤＷＴＴ試験は、試験の際にプレスノッチ部から発生した脆性き裂の伝播を、延性破面を形成する塑性変形で如何に遅延させるかを評価する試験方法であるが、中心偏析の結果として生じる硬質なバンド状組織は、塑性変形しにくいために脆性き裂の伝播を促進する。また、中心偏析はセパレーションの起点となる擬似へき開を発生させる。
従って、低温靭性の指標であるＤＷＴＴ試験でのＳＡをセパレーションの発生を抑制しつつ向上させるためには極力中心偏析、特にＭｎのそれを低減すべきである。しかしながら、中心偏析部の最高硬度が３００Ｈｖ以下で、母材平均硬度＋５０Ｈｖ以上の偏析帯幅が２００μｍ以下ならば、ＳＡを担保した上でセパレーションの発生を抑制できる。また、板厚方向の硬質なバンド状組織の幅も狭い方が、望ましくＭｎ濃度１．８％以上の偏析帯の厚さが板厚方向で１４０μｍ以下ならば、更にセパレーションの発生を抑制できる。 The center segregation that occurs during slab casting adversely affects the propagation of brittle cracks in the DWTT test, and further promotes the occurrence of separation. The DWTT test is a test method that evaluates how the propagation of brittle cracks generated from the press notch during the test is delayed by plastic deformation that forms a ductile fracture surface, but occurs as a result of central segregation. Since the hard band-like structure is difficult to be plastically deformed, the propagation of a brittle crack is promoted. In addition, the center segregation generates a pseudo-cleavage that becomes a starting point of separation.
Therefore, in order to improve SA in the DWTT test, which is an index of low temperature toughness, while suppressing the occurrence of separation, central segregation, especially that of Mn, should be reduced as much as possible. However, if the maximum hardness of the center segregation part is 300 Hv or less and the segregation band width of the base material average hardness +50 Hv or more is 200 μm or less, the occurrence of separation can be suppressed while securing SA. Further, it is preferable that the width of the hard band-like structure in the plate thickness direction is narrower. If the thickness of the segregation band having a Mn concentration of 1.8% or more is 140 μm or less in the plate thickness direction, the occurrence of separation can be further suppressed.

天然ガスパイプラインを想定した場合に必要な延性破壊停止性能の指標である吸収エネルギーを向上させるためには、セメンタイト等の粗大な炭化物含むミクロ組織を含まないことが必要である。すなわち、本発明における低温変態相にはセメンタイト等の粗大な炭化物含むミクロ組織を含まない。   In order to improve the absorbed energy, which is an index of the ductile fracture stopping performance necessary when assuming a natural gas pipeline, it is necessary not to include a microstructure containing coarse carbides such as cementite. That is, the low temperature transformation phase in the present invention does not include a microstructure containing coarse carbides such as cementite.

ここで、低温変態相とは、ランナウトテーブルでの冷却時もしくは巻取り後において、平衡状態より過冷した場合に出現するミクロ組織に代表され、例えば日本鉄鋼協会基礎研究会ベイナイト調査研究部会/編；低炭素鋼のベイナイト組織と変態挙動に関する最近の研究−ベイナイト調査研究部会最終報告書−（１９９４年 日本鉄鋼協会）に記載されている連続冷却変態組織（Ｚｗ）に準じるミクロ組織である。   Here, the low temperature transformation phase is typified by a microstructure that appears when cooling from a run-out table or after winding, and is submerged from the equilibrium state. ; Recent research on bainite structure and transformation behavior of low carbon steel-Final report of bainite investigation and research group-(1994 Japan Iron and Steel Institute). It is a microstructure according to the continuous cooling transformation structure (Zw).

すなわち、連続冷却変態組織（Ｚｗ）とは光学顕微鏡観察組織として上記参考文献１２５〜１２７項にあるようにそのミクロ組織は主にBainitic ferrite（α°_B）、Granular bainitic ferrite（α_B）、Quasi-polygonal ferrite（α_q）から構成され、さらに少量の残留オーステナイト（γ_r）、Martensite-austenite（ＭＡ）を含むミクロ組織であると定義されている。α_qとはポリゴナルフェライト（ＰＦ）と同様にエッチングにより内部構造が現出しないが、形状がアシュキュラーでありＰＦとは明確に区別される。ここでは、対象とする結晶粒の周囲長さｌｑ、その円相当径をｄｑとするとそれらの比（ｌｑ／ｄｑ）がｌｑ／ｄｑ≧３．５を満たす粒がα_qである。 That is, the continuous cooling transformation structure (Zw) is an optical microscope observation structure as described in the above-mentioned references 125 to 127, and its microstructure is mainly Bainitic ferrite (α ° _B ), Granular bainitic ferrite (α _B ), Quasi. It is composed of -polygonal ferrite (α _q ) and is further defined as a microstructure containing a small amount of retained austenite (γ _r ) and Martensite-austenite (MA). The internal structure of α _q does not appear by etching like polygonal ferrite (PF), but the shape is ash and is clearly distinguished from PF. Here, α _q is a grain whose ratio (lq / dq) satisfies lq / dq ≧ 3.5 when the perimeter length lq of the target crystal grain and its equivalent circle diameter is dq.

さらに、低温靭性を向上させるためにはこれらを含めたミクロ組織全体の個数平均結晶粒径が２．５μｍ以下、かつエリア平均粒径が９μｍ以下、その標準偏差が２．３μｍ以下にする必要がある。これは、脆性破壊におけるへき開破壊伝播の主な影響因子と考えられている破面単位と直接的な関係のある結晶粒径が細粒化し低温靭性が向上するからである。   Further, in order to improve the low temperature toughness, it is necessary that the number average crystal grain size of the entire microstructure including these is 2.5 μm or less, the area average grain size is 9 μm or less, and its standard deviation is 2.3 μm or less. is there. This is because the crystal grain size directly related to the fracture surface unit, which is considered to be the main influencing factor of cleavage fracture propagation in brittle fracture, becomes finer and the low temperature toughness is improved.

次に、本発明のラインパイプ用熱延鋼板の製造方法について、以下に詳細に述べる。
本発明において連続鋳造工程に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉から出銑後に溶銑脱燐および溶銑脱硫等の溶銑予備処理を経て転炉による精錬を行うかもしくは、スクラップ等の冷鉄源を電炉等で溶解する工程に引き続き、各種の２次精練で目的の成分含有量になるように成分調整を行い、次いで通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。
ただし、スラブ鋳造に際し、中心偏析を低減するために連続鋳造セグメントにおいて未凝固圧下等の偏析対策を施すことが望ましい。もしくはスラブ鋳造厚を薄くし、中心偏析の板厚方向の幅を抑えることが望ましい。 Next, the manufacturing method of the hot-rolled steel sheet for line pipes of the present invention will be described in detail below.
In the present invention, the production method preceding the continuous casting process is not particularly limited. In other words, after discharging from the blast furnace, refining with a converter through hot metal pretreatment such as hot metal dephosphorization and hot metal desulfurization, or various secondary refining following the process of melting a cold iron source such as scrap with an electric furnace, etc. Then, the components may be adjusted so as to achieve the desired component content, and then cast by a method such as thin continuous slab casting, in addition to normal continuous casting and casting by an ingot method.
However, in slab casting, it is desirable to take measures against segregation such as unsolidified reduction in the continuous casting segment in order to reduce center segregation. Alternatively, it is desirable to reduce the thickness of the slab casting and reduce the width of the center segregation in the thickness direction.

連続鋳造もしくは薄スラブ鋳造などによって得たスラブの場合には高温鋳片のまま熱間圧延機に直送してもよいし、室温まで冷却後に加熱炉にて再加熱した後に熱間圧延してもよい。ただし、スラブ直送圧延（ＨＣＲ：Hot Charge Rolling）を行う場合は、γ→α→γ変態により、鋳造組織を壊し、スラブ再加熱時のオーステナイト粒径を小さくするために、Ａｒ３変態点温度未満まで冷却することが望ましい。さらに望ましくはＡｒ１変態点温度未満まで冷却するとよい。   In the case of a slab obtained by continuous casting or thin slab casting, it may be sent directly to a hot rolling mill with a high-temperature slab, or may be hot-rolled after being reheated in a heating furnace after being cooled to room temperature. Good. However, when performing slab direct feed rolling (HCR), in order to destroy the cast structure by γ → α → γ transformation and reduce the austenite grain size during slab reheating, the temperature should be below the Ar3 transformation point temperature. It is desirable to cool. More preferably, cooling to less than the Ar1 transformation point temperature is preferable.

熱間圧延に際して、スラブ再加熱温度は１０００℃未満の加熱ではスケールオフ量が少なくスラブ表層の介在物をスケールと共に後のデスケーリングによって除去できなくなる可能性があるので、スラブ再加熱温度は１０００℃以上が望ましい。
一方、１２６０℃超であるとオーステナイトの粒径が粗大化し、後の制御圧延における旧オーステナイト粒が粗大化し、変態後の平均結晶粒径も粗大化して低温靭性の改善効果が期待できない。さらに望ましくは１２３０℃以下である。 In hot rolling, the slab reheating temperature is less than 1000 ° C., and the slab reheating temperature is 1000 ° C. because the amount of scale-off is small and inclusions on the surface of the slab cannot be removed together with the scale by subsequent descaling. The above is desirable.
On the other hand, if it exceeds 1260 ° C., the grain size of austenite becomes coarse, the prior austenite grains in the subsequent controlled rolling become coarse, the average crystal grain size after transformation also becomes coarse, and the effect of improving low temperature toughness cannot be expected. More desirably, it is 1230 ° C. or lower.

続く熱間圧延工程は、通常、リバース圧延機を含む数段の圧延機からなる粗圧延工程と６〜７段の圧延機をタンデムに配列した仕上げ圧延工程より構成されている。一般的に粗圧延工程はパス数や各パスでの圧下量が自由に設定できる利点を持つが各パス間時間が長く、パス間での回復・再結晶が進行する恐れがある。
一方、仕上げ圧延工程はタンデム式であるためにパス数は圧延機の数と同数となるが各パス間時間が短く、制御圧延効果を得やすい特徴を持つ。従って、優れた低温靭性を実現するためには鋼成分に加えて、これら圧延工程の特徴を十分に生かした工程設計が必要となる。 The subsequent hot rolling process is generally composed of a rough rolling process composed of several rolling mills including a reverse rolling mill and a finish rolling process in which 6 to 7 rolling mills are arranged in tandem. In general, the rough rolling process has an advantage that the number of passes and the amount of reduction in each pass can be set freely, but the time between passes is long, and there is a possibility that recovery / recrystallization between passes may proceed.
On the other hand, since the finish rolling process is a tandem type, the number of passes is the same as the number of rolling mills, but the time between passes is short and it is easy to obtain a controlled rolling effect. Therefore, in order to realize excellent low temperature toughness, it is necessary to design a process that fully utilizes the characteristics of these rolling processes in addition to the steel components.

また、例えば、製品厚が１６ｍｍを超えるような場合で、仕上げ圧延１号機の噛み込みギャップが設備制約上制限されている場合等は、仕上げ圧延工程のみで本発明の要件である未再結晶温度域の圧下率を稼いで靭性を向上させることが出来ないので、粗圧延工程のを有効に活用し、再結晶域圧延で、未再結晶域圧延直前での再結晶オーステナイト粒径を細粒化することが非常に重要である。   Further, for example, when the product thickness exceeds 16 mm and the biting gap of the finish rolling No. 1 machine is limited due to equipment restrictions, the non-recrystallization temperature that is a requirement of the present invention only in the finish rolling process. Since it is not possible to improve the toughness by increasing the rolling reduction of the region, the recrystallization austenite grain size just before the non-recrystallized region rolling is refined by recrystallizing region rolling effectively using the rough rolling process. It is very important to do.

本発明は製品厚が１２．７ｍｍ以上を対象としているが、特に製品厚が１６ｍｍ以上の場合においては、この再結晶オーステナイト粒径を如何に細粒化するかが重要である。しかしながら、パススケジュール、圧延開始温度および圧延速度が決まれば冶金学的に重要な圧延ひずみ、圧延温度およびパス間時間が決定されてしまう多段タンデム圧延機を用い、連続圧延である仕上げ圧延と違い、粗圧延は、単スタンド圧延機の組合せであり、その操業自由度が大きい裏返しとして、上述した再結晶オーステナイト粒径を細粒化する最適なパススケジュール、圧延開始温度および圧延速度の組合せは無数に存在し、本発明を実現化するための手法を定量化することに本発明者らは苦心した。   The present invention is intended for a product thickness of 12.7 mm or more. However, particularly when the product thickness is 16 mm or more, it is important how the recrystallized austenite grain size is reduced. However, using a multi-stage tandem rolling mill that determines the metallurgically important rolling strain, rolling temperature, and time between passes if the pass schedule, rolling start temperature and rolling speed are determined, unlike finish rolling, which is continuous rolling, Coarse rolling is a combination of single-stand rolling mills, and as a large degree of freedom of operation, there are innumerable combinations of the optimal pass schedule, rolling start temperature and rolling speed for refining the above-mentioned recrystallized austenite grain size. The present inventors have struggled to quantify the techniques that exist and implement the present invention.

そこで、粗圧延のパススケジュール、圧延開始温度および圧延速度、さらに具体的には、温度、パス間時間、圧延ひずみを一律に評価できる指標を確立した。すなわち、下記式（３）で算出される有効累積ひずみ（ε_eff）を用いることで、１６ｍｍ以上の板厚の厚い鋼板の圧延に際し、それらの条件を統一的に表すことができることを見出した。
ε_eff＝Σε_i（ｔ２,Ｔ２） ・・・（３）
ここで、
ε_i（ｔ２,Ｔ２）＝ε_i0／ｅｘｐ｛（ｔ／τ_R）^2/3｝
τ_R＝τ₀・ｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ２）
τ₀＝８．４６×１０^-6
Ｑ＝１８３２００Ｊ
Ｒ＝８．３１４Ｊ／Ｋ・ｍｏｌであり、
iは粗圧延のパスを示し、ｔ２は当該パスでの仕上げ圧延直前までの累積時間、すなわち、被圧延材が当該パスを通過した後仕上げ圧延機に到達するまでの時間（秒）を、Ｔ２は当該パスでの圧延温度（℃）を、ε_i0は当該パスで加えられたひずみをそれぞれ示す。 Accordingly, an index was established that could uniformly evaluate the rough rolling pass schedule, rolling start temperature and rolling speed, and more specifically, temperature, time between passes, and rolling strain. That is, it has been found that by using the effective cumulative strain (ε _eff ) calculated by the following formula (3), those conditions can be uniformly expressed when rolling a steel plate having a thickness of 16 mm or more.
ε _eff = Σε _i (t2, T2) (3)
here,
ε _i (t2, T2) = ε _i0 / exp {(t / τ _R ) ^2/3 }
τ _R = τ ₀ · exp (Q / RT2)
τ ₀ = 8.46 × 10 ⁻⁶
Q = 183200J
R = 8.314 J / K · mol,
i represents a rough rolling pass, and t2 represents an accumulated time until immediately before the finish rolling in the pass, that is, a time (second) until the material to be rolled reaches the finish rolling mill after passing through the pass. Indicates the rolling temperature (° C.) in the pass, and ε _i0 indicates the strain applied in the pass.

この粗圧延の有効累積ひずみ（ε_eff）が０．４以上であると未再結晶域圧延直前の再結晶オーステナイトが細粒となり、目的とする靭性を得ることができる。 When the effective cumulative strain (ε _eff ) of this rough rolling is 0.4 or more, the recrystallized austenite immediately before rolling in the non-recrystallized region becomes fine grains, and the intended toughness can be obtained.

この粗圧延工程での再結晶温度域圧延を行うが、その各圧下パスでの圧下率は、本発明では限定しない。ただし、粗圧延の各パスでの圧下率が１０％以下では再結晶に必要な十分なひずみが導入されず、粒界移動のみによる粒成長が起こり、粗大粒が生成し、低温靭性が劣化する懸念があるので、再結晶温度域において各圧下パスで１０％超の圧下率で行うことが望ましい。
同様に、再結晶温度領域での各圧下パスの圧下率が２５％以上であると、特に後段の低温域では圧下中に転位の導入と回復を繰返すことによって転位セル壁が形成され、亜粒界から大角粒界へと変化する動的再結晶が起こるが、この動的再結晶粒主体のミクロ組織のような転位密度の高い粒とそうでない粒が混在する組織では短時間に粒成長が起こるため、未再結晶域圧延前までに比較的粗大な粒に成長し、後の未再結晶域圧延により粒が生成してしまい低温靭性が劣化する懸念があるので、再結晶温度域での各圧下パスでの圧下率は２５％未満とすることが望ましい。
また、必要に応じて未再結晶温度域に温度が低下するまで時間待ちをするか、冷却装置による冷却を行っても良い。後者の方が時間待ちの時間を短縮できるので生産性ということではより望ましい。 Although recrystallization temperature range rolling is performed in this rough rolling step, the rolling reduction in each rolling pass is not limited in the present invention. However, when the rolling reduction in each pass of rough rolling is 10% or less, sufficient strain necessary for recrystallization is not introduced, grain growth occurs only by grain boundary movement, coarse grains are generated, and low temperature toughness deteriorates. Since there is a concern, it is desirable to carry out at a reduction ratio of more than 10% in each reduction pass in the recrystallization temperature range.
Similarly, when the reduction ratio of each reduction pass in the recrystallization temperature region is 25% or more, dislocation cell walls are formed by repeating the introduction and recovery of dislocations during reduction, particularly in the low temperature region at the later stage, Dynamic recrystallization that changes from the boundary to the large-angle grain boundary occurs, but in a structure in which grains with a high dislocation density and other grains are mixed, such as a microstructure mainly composed of dynamic recrystallization grains, grain growth occurs in a short time. Because it occurs, it grows to relatively coarse grains before rolling in the non-recrystallization zone, and there is a concern that low-temperature toughness may deteriorate due to the formation of grains by subsequent rolling in the non-recrystallization zone. It is desirable that the rolling reduction rate in each rolling pass is less than 25%.
Moreover, you may wait for time until temperature falls to a non-recrystallization temperature range as needed, or you may cool with a cooling device. The latter is more desirable in terms of productivity because it can shorten the waiting time.

仕上げ圧延は、鋼板成分（元素の種類とその含有量）により決定される温度をＴ１℃とすると、Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲において、最終パスでの圧下率Ｐ１を少なくとも３０％以上とし、且つ、圧下率の合計を５０％以上として熱間圧延を終了する必要がある。ここでＴ１とは、質量％で表される各成分元素の含有量を用いた下記の式（１）で算出される温度である。
Ｔ１（℃）＝８５０＋１０×（Ｃ＋Ｎ）×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ
＋４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ＋１００×Ｖ ・・・（１）
Ｔ１温度自体は経験的に求めたものである。Ｔ１温度を基準として、通常の圧延ではＴ１温度以上で各鋼のオーステナイト域での再結晶が促進されることを発明者らは実験により経験的に知見した。
In the finish rolling, when the temperature determined by the steel plate components (element types and their contents) is T1 ° C., the rolling reduction P1 in the final pass is at least 30% or more in a temperature range of less than T1 + 30 ° C., and It is necessary to finish the hot rolling by setting the total reduction ratio to 50% or more. Here, T1 is a temperature calculated by the following formula (1) using the content of each component element represented by mass%.
T1 (° C.) = 850 + 10 × (C + N) × Mn + 350 × Nb + 250 × Ti
+ 40 × B + 10 × Cr + 100 × Mo + 100 × V (1)
The T1 temperature itself is determined empirically. Based on the T1 temperature, the inventors have empirically found through experiments that recrystallization in the austenite region of each steel is promoted at temperatures above the T1 temperature in normal rolling.

Ｔ１＋３０℃以上の温度範囲で圧延では、再結晶を押えることができずミクロ組織微細化による靭性向上が望めない。また、最終パスでの圧下率Ｐ１が３０％未満かつ合計圧下率が５０％未満であると熱間圧延中に蓄積される圧延ひずみが不均一となり、未再結晶が不均一となりその後のミクロ組織の組織単位が不均一となり、靭性値にバラツキが生じる恐れがある。望ましくは合計圧下率が７０％以上であると温度変動等に起因するバラツキを考慮しても十分な不均一性が得られる。
一方、合計圧下率が９０％を超えると加工発熱により再結晶が抑制できなくなったり、圧延荷重が増加し圧延が困難となる恐れがある。 In rolling in a temperature range of T1 + 30 ° C. or higher, recrystallization cannot be suppressed, and improvement in toughness due to refinement of the microstructure cannot be expected. Further, if the rolling reduction P1 in the final pass is less than 30% and the total rolling reduction is less than 50%, the rolling strain accumulated during hot rolling becomes non-uniform, non-recrystallization becomes non-uniform, and the subsequent microstructure There is a possibility that the structural unit of the material becomes uneven and the toughness value varies. Desirably, when the total rolling reduction is 70% or more, sufficient non-uniformity can be obtained even in consideration of variations caused by temperature fluctuations.
On the other hand, if the total rolling reduction exceeds 90%, recrystallization cannot be suppressed due to processing heat generation, or the rolling load may increase and rolling may become difficult.

仕上げ圧延の下限は特に定めないが、Ａｒ３変態点温度以上が望ましい。この温度以下になると二相域圧延となり、ＤＷＴＴ試験等の靭性評価試験においてセパレーションの発生が顕著になり、吸収エネルギーが低下する恐れがある。   The lower limit of the finish rolling is not particularly defined, but is preferably Ar3 transformation temperature or higher. When the temperature is lower than this temperature, the rolling becomes two-phase region, and the occurrence of separation becomes remarkable in the toughness evaluation test such as the DWTT test, and the absorbed energy may be lowered.

なお、Ａｒ_３変態点温度とは、例えば下記式（６）の計算式により鋼成分との関係で簡易的に示される。
Ａｒ_３＝９１０−３１０×Ｃ＋２５×Ｓｉ−８０×[Ｍｎeq]・・・（６）
ただし、Ｂが添加されていない場合、[Ｍｎｅｑ]は下記式（４）によって示される。
[Ｍｎeq]＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｎｉ/2＋10（Ｎｂ−0.02） ・・・（４）
または、Ｂが添加されている場合、[Ｍｎｅｑ]は下記式（５）によって示される。
[Ｍｎeq]＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｎｉ/2＋10（Ｎｂ−0.02）＋１ ・・（５） Note that the Ar ₃ transformation point temperature, simply indicated in relation to the steel ingredients, for example, by the following calculation equation (6).
Ar ₃ = 910-310 × C + 25 × Si-80 × [Mneq] (6)
However, when B is not added, [Mneq] is represented by the following formula (4).
[Mneq] = Mn + Cr + Cu + Mo + Ni / 2 + 10 (Nb−0.02) (4)
Alternatively, when B is added, [Mneq] is represented by the following formula (5).
[Mneq] = Mn + Cr + Cu + Mo + Ni / 2 + 10 (Nb−0.02) +1 (5)

仕上げ圧延終了後には、下記の式（２）によって決定されるｔ１秒以内に２５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度でＴ１−３０℃以下の温度域まで冷却を行う必要がある。冷却までの時間がｔ１秒超であると再結晶が進行してしまい低温靭性が劣化する。一方、この冷却停止温度がＴ１−３０℃超であるとやはり再結晶が進行してしまい低温靭性が劣化する。
また、この冷却での冷却速度が２５℃／ｓｅｃ未満であると再結晶が進行してしまい低温靭性が劣化する。一方、冷却速度の上限は特に定めないが板形状の観点から２００℃／ｓｅｃ以下が妥当と思われる。
ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１)×Ｐ１／１００）^２−０．１０９×（（Ｔｆ−
Ｔ１)×Ｐ１／１００)＋３．１ ・・・（２）
ここで、Ｔｆは３０％以上の最終圧下後の温度（℃）、Ｐ１は３０％以上の最終圧下の圧下率である。 After the end of the final rolling, it is necessary to perform cooling to 25 ° C. / sec at a cooling rate of not less than T1- 30 ° C. below the temperature range within t1 seconds, which is determined by equation (2) below. If the time to cooling exceeds t1 seconds, recrystallization proceeds and the low temperature toughness deteriorates. On the other hand, the cooling stop temperature T1- 30 ° C. Again recrystallized If it is greater than is deteriorated low-temperature toughness will progress.
Further, when the cooling rate in this cooling is less than 25 ° C./sec, recrystallization proceeds and the low temperature toughness deteriorates. On the other hand, the upper limit of the cooling rate is not particularly defined, but 200 ° C./sec or less is considered appropriate from the viewpoint of the plate shape.
t1 = 0.001 × ((Tf−T1) × P1 / 100) ² −0.109 × ((Tf−
T1) × P1 / 100) +3.1 (2)
Here, Tf is a temperature (° C.) after the final reduction of 30% or more, and P1 is a reduction ratio of the final reduction of 30% or more.

上述の規定した圧延が行われているか否は、圧延率は圧延荷重、板厚測定などから実績または計算により求めることができるし、温度についてもスタンド間温度計があれば実測可能で、またはラインスピードや圧下率などから加工発熱を考慮した計算シミュレーション、或いはその両方によって得ることができる。   Whether the rolling specified above is performed or not can be determined by the actual result or calculation from the rolling load, sheet thickness measurement, etc., and the temperature can be measured if there is an inter-stand thermometer, or the line It can be obtained by a calculation simulation considering processing heat generation from the speed and rolling reduction, or both.

なお、本発明において圧延速度については特に限定しないが、仕上げ最終スタンド側での圧延速度が５０ｍｐｍ未満であるとやはり再結晶が進行してしまい低温靭性が劣化する。また、上限については特に限定しなくとも本発明の効果を奏するが、設備制約上４００ｍｐｍ以下が現実的である。従って、仕上げ圧延工程において圧延速度は、必要に応じて５０ｍｐｍ以上４００ｍｐｍ以下とすることが望ましい。   In the present invention, the rolling speed is not particularly limited, but if the rolling speed on the final finishing stand side is less than 50 mpm, recrystallization proceeds and low temperature toughness deteriorates. Moreover, although there is no particular limitation on the upper limit, the effect of the present invention can be obtained, but 400 mpm or less is realistic due to equipment restrictions. Therefore, in the finish rolling process, the rolling speed is desirably 50 mpm or more and 400 mpm or less as necessary.

その後、さらに３秒以内に１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却を行う。即ち、３秒超もしくは１０℃／ｓｅｃ未満の冷却速度であると高温相である初析フェライトが析出し、強度が低下するとともに強度と靭性のバランスに優れる低温変態相が十分に得られなくなる。なお、冷却速度の上限は、特に限定しなくとも本発明の効果を得ることができるが、熱ひずみによる板そりを考慮すると、３００℃／ｓｅｃ以下とすることが望ましい。
さらに冷却停止温度は４５０℃未満とする。この温度以上では、巻き取り後に低温変態相のラス間にセメンタイト等の炭化物が生成し、強度が低下するともに脆性破壊の起点となり靭性が低下する恐れがある。 Thereafter, cooling is further performed at a cooling rate of 10 ° C./sec or more within 3 seconds. That is, when the cooling rate is more than 3 seconds or less than 10 ° C./sec, pro-eutectoid ferrite which is a high-temperature phase is precipitated, and the low-temperature transformation phase excellent in the balance between strength and toughness cannot be obtained sufficiently. Although the upper limit of the cooling rate is not particularly limited, the effect of the present invention can be obtained, but it is desirable that the cooling rate be 300 ° C./sec or less in consideration of the board warpage due to thermal strain.
Furthermore, the cooling stop temperature is less than 450 ° C. Above this temperature, carbides such as cementite are generated between the laths of the low-temperature transformation phase after winding, and the strength is lowered and the brittle fracture is initiated and the toughness may be lowered.

以下に、実施例により本発明をさらに説明する。
表１に示す化学成分を有するＡ〜Ｌの鋼は、転炉にて溶製して、ＣＡＳまたはＲＨで二次精練を実施した。脱酸処理は二次精練工程にて実施した。これらの鋼は、連続鋳造後、直送もしくは再加熱し、粗圧延に続く仕上げ圧延で１８．４ｍｍの板厚に圧下し、ランナウトテーブルで冷却後に巻き取った。ただし、表中の化学組成についての表示は質量％である。 The following examples further illustrate the present invention.
A to L steels having chemical components shown in Table 1 were melted in a converter and subjected to secondary scouring with CAS or RH. The deoxidation treatment was performed in the secondary scouring process. These steels were directly cast or reheated after continuous casting, reduced to a plate thickness of 18.4 mm by finish rolling following rough rolling, and wound after cooling on a runout table. However, the display about the chemical composition in a table | surface is the mass%.

製造条件の詳細を表２に示す。ここで、「成分」とは表１に示した各鋳片の記号を、「加熱温度」とはスラブ加熱温度実績を、「粗有効累積ひずみ」とは下記（３）式で算出された粗圧延で実施された圧延の有効累積ひずみを、ここで、「Ｔ１」とは数式（２）にて算出される温度を、「Ａｒ３変態点温度」とは数式（５）または（６）にて算出される温度をいう。
また、「Ｔ１＋３０℃未満の合計圧下率」とは、仕上げ圧延工程におけるＴ１＋３０℃未満の温度域での合計圧下率を、「Ｔｆ」とは最終圧下後の温度を、「Ｐ１」とは最終圧下後の圧下率をいう。
さらに、「ｔ１」とは数式（１）にて算出される仕上げ圧延終了後に一次冷却を開始するまでの望ましい上限時間を、「冷却開始までの時間」とは、仕上げ圧延終了後に一次冷却を開始するまでの時間を、「一次冷却速度」とは、仕上げ圧延終了後から一次冷却温度変化分の冷却を完了するまでの平均冷却速度を、「一次冷却停止温度」とは一次冷却終了温度後の温度を、「二次冷却速度」とは、二次冷却開始から巻き取りまでの平均冷却速度を、「ＣＴ」とは、巻き取り工程においてコイラーにて巻取る温度を示している。 Details of the manufacturing conditions are shown in Table 2. Here, “component” refers to the symbol of each slab shown in Table 1, “heating temperature” refers to the actual slab heating temperature, and “rough effective cumulative strain” refers to the coarse calculated by the following equation (3): The effective cumulative strain of the rolling performed by rolling, where “T1” is the temperature calculated by Equation (2) and “Ar3 transformation point temperature” is Equation (5) or (6) Refers to the calculated temperature.
“T1 + 30 ° C. total rolling reduction” is the total rolling reduction in the temperature range below T1 + 30 ° C. in the finish rolling process, “Tf” is the temperature after final rolling, and “P1” is the final rolling reduction. It refers to the subsequent reduction ratio.
Furthermore, “t1” is a desirable upper limit time until the start of primary cooling after finishing rolling calculated by the formula (1), and “time to start cooling” is the start of primary cooling after finishing rolling. “Primary cooling rate” is the average cooling rate from the end of finish rolling to the completion of cooling for the change in primary cooling temperature, and “Primary cooling stop temperature” is after the primary cooling end temperature. The temperature, “secondary cooling rate” means the average cooling rate from the start of secondary cooling to winding, and “CT” shows the temperature taken up by the coiler in the winding process.

このようにして得られた鋼板の材質を表３に示す。調査方法を以下に示す。
引張試験はパイプの円周方向に相当する方向よりＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を切出し、ＪＩＳ Ｚ２２４１の方法に従って実施した。シャルピー衝撃試験は板厚中心のパイプの円周方向に相当する方向よりＪＩＳ Ｚ ２２０２に記載の試験片を切出し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の方法に従って実施した。ＤＷＴＴ試験はパイプの円周方向に相当する方向より、３００ｍｍＬ×７５ｍｍＷ×板厚（ｔ）ｍｍの短冊状の試験片を切り出し、これに５ｍｍのプレスノッチを施したテストピースを作製して実施した。 Table 3 shows the material of the steel plate thus obtained. The survey method is shown below.
The tensile test was carried out according to the method of JIS Z2241 by cutting out No. 5 test piece described in JIS Z 2201 from the direction corresponding to the circumferential direction of the pipe. The Charpy impact test was carried out according to the method of JIS Z 2242 by cutting out a test piece described in JIS Z 2202 from the direction corresponding to the circumferential direction of the pipe at the center of the plate thickness. The DWTT test was performed by cutting out a strip-shaped test piece of 300 mmL × 75 mmW × plate thickness (t) mm from a direction corresponding to the circumferential direction of the pipe, and producing a test piece having a 5 mm press notch. .

次に、ＨＡＺ靱性（シャルピー試験の−２０℃での吸収エネルギー：ｖＥ−２０）はパイプの長手方向に相当する方向より再現熱サイクル試験片を切出し、再現熱サイクル装置で再現したＨＡＺで評価した（最高加熱温度：１４００℃，８００〜５００℃の冷却時間〔Δt８００−５００ 〕：２５秒）。また現地溶接性はＹ−スリット溶接割れ試験（ＪＩＳ Ｇ３１５８）においてＨＡＺの低温割れ防止に必要な最低予熱温度で評価した（溶接方法：ガスメタルアーク溶接，溶接棒：引張強さ１００ＭＰａ，入熱：０．５ｋＪ／mm，溶着金属の水素量：３ｃｃ／１００ｇ）。   Next, HAZ toughness (absorbed energy at −20 ° C. in Charpy test: vE-20) was evaluated by HAZ, which was obtained by cutting out a reproducible thermal cycle specimen from a direction corresponding to the longitudinal direction of the pipe and reproducing it with a reproducible thermal cycle apparatus. (Maximum heating temperature: 1400 ° C., cooling time of 800 to 500 ° C. [Δt 800-500]: 25 seconds). In addition, on-site weldability was evaluated at the minimum preheating temperature necessary for preventing cold cracking of HAZ in the Y-slit weld cracking test (JIS G3158) (welding method: gas metal arc welding, welding rod: tensile strength 100 MPa, heat input: 0.5 kJ / mm, amount of hydrogen of the deposited metal: 3 cc / 100 g).

次に、ＤＷＴＴ試験片各々の圧延方向に平行な破断面近傍部位から切出したミクロサンプルよりまず、結晶粒径とミクロ組織を測定するためにＥＢＳＰ−ＯＩＭを用いた。サンプルはコロイダルシリカ研磨剤で３０〜６０分研磨し、倍率４００倍、１６０×２５６μｍエリア、測定ステップ０．５μｍの測定条件でＥＢＳＰ測定を実施した。
また、ミクロ組織については、ＥＢＳＰ−ＯＩＭに装備されているＫＡＭ法にて初析フェライト体積分率を求めた。 Next, EBSP-OIM was used to measure the crystal grain size and microstructure from a micro sample cut from a portion near the fracture surface parallel to the rolling direction of each DWTT test piece. The sample was polished with a colloidal silica abrasive for 30 to 60 minutes, and EBSP measurement was performed under measurement conditions of a magnification of 400 times, an area of 160 × 256 μm, and a measurement step of 0.5 μm.
For the microstructure, the pro-eutectoid ferrite volume fraction was determined by the KAM method equipped in EBSP-OIM.

表３において、「ミクロ組織」とは、試験後のＤＷＴＴ試験片各々から切出したミクロサンプルの１／２ｔにおけるミクロ組織である。
このうち「初析フェライト体積分率」とは、上述の、ＥＢＳＰ−ＯＩＭのＫＡＭ法にて測定した値であり、「個数平均粒径」、「エリア平均粒径」、「標準偏差」とは同じくＥＢＳＰ−ＯＩＭ^TMでの測定結果である。
「引張試験」結果は、ＪＩＳ５号試験片の結果を、「ＳＡ（−２０℃）」は、−２０℃でのＤＷＴＴ試験における延性破面率を、「セパレーション有無」とは同じく−２０℃でのＤＷＴＴ試験における破断面のセパレーションの有無を、「母材靭性ｖＥ−２０℃」は、シャルピー衝撃試験における−２０℃で得られる吸収エネルギーを、「ＨＡＺ靭性ｖＥ−２０℃」は、ＨＡＺ部のシャルピー衝撃試験における−２０℃で得られる吸収エネルギーを、「現地溶接性」は、Ｙ−スリット溶接割れ試験（ＪＩＳ Ｇ３１５８）においてＨＡＺの低温割れ防止に必要な最低予熱温度を示している。ただし、予熱不要のものは「予熱不要」と記した。 In Table 3, “microstructure” is a microstructure at 1/2 t of a microsample cut out from each DWTT test piece after the test.
Among these, the “proeutectoid ferrite volume fraction” is a value measured by the EBSP-OIM KAM method described above, and “number average particle diameter”, “area average particle diameter”, and “standard deviation” are It is the measurement result similarly by EBSP-OIM ^™ .
“Tensile test” results are the results of JIS No. 5 test piece, “SA (−20 ° C.)” is the ductile fracture surface ratio in the DWTT test at −20 ° C. The presence or absence of fracture surface separation in the DWTT test, “base metal toughness vE-20 ° C.” is the absorbed energy obtained at −20 ° C. in the Charpy impact test, “HAZ toughness vE-20 ° C.” Absorption energy obtained at −20 ° C. in the Charpy impact test, “in-situ weldability” indicates the minimum preheating temperature necessary for preventing cold cracking of HAZ in the Y-slit weld crack test (JIS G3158). However, those that do not require preheating are marked as “no preheating”.

本発明に沿うものは、鋼番１、１０、１１、１７、１８、１９、２０、２１の８鋼であり、所定の量の鋼成分を含有し、板厚中心でのミクロ組織で初析フェライト分率が３％未満で他が低温変態相であり、前記ミクロ組織全体の個数平均結晶粒径が２．５μｍ以下かつエリア平均粒径が９μｍ以下であり、前記エリア平均粒径の標準偏差が２．３μｍ以下であることを特徴とする現地溶接性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板が得られている。   In accordance with the present invention, steel Nos. 1, 10, 11, 17, 18, 19, 20, 21 contain 8 steel components and have a microstructure in the center of the plate thickness. The ferrite fraction is less than 3%, the other is a low temperature transformation phase, the whole microstructure has a number average crystal grain size of 2.5 μm or less and an area average particle size of 9 μm or less, and the standard deviation of the area average particle size A high-strength hot-rolled steel sheet for line pipes excellent in on-site weldability, characterized in that is 2.3 μm or less.

上記以外の鋼は、以下の理由によって本発明の範囲外である。
鋼番２は、「Ｔ１＋３０℃未満の合計圧下率」が本発明の範囲外であるので、目的とするミクロ組織が得られず、ＳＡ（−２０℃）が低い。
鋼番３は、「Ｐ１」が本発明の範囲外であるので、目的とするミクロ組織が得られず、ＳＡ（−２０℃）が低い。
鋼番４は、「Ｔｆ」と「冷却までの時間」が本発明の範囲外であるので、目的とするミクロ組織が得られず、ＳＡ（−２０℃）が低い。
鋼番５は、「冷却までの時間」が本発明の範囲外であるので、目的とするミクロ組織が得られず、ＳＡ（−２０℃）が低い。
鋼番６は、「一次冷却速度」が本発明の範囲外であるので、目的とするミクロ組織が得られず、ＳＡ（−２０℃）が低い。
鋼番７は、「一次冷却停止温度」が本発明の範囲外であるので、目的とするミクロ組織が得られず、ＳＡ（−２０℃）が低い。
鋼番８は、「二次冷却速度」が本発明の範囲外であるので、目的とするミクロ組織が得られず、ＳＡ（−２０℃）が低い。
鋼番９は、「ＣＴ」が本発明の範囲外であるので、目的とするミクロ組織が得られず、ＳＡ（−２０℃）が低い。 Steels other than the above are outside the scope of the present invention for the following reasons.
Steel No. 2 has a “total rolling reduction of less than T1 + 30 ° C.” outside the scope of the present invention, so that the target microstructure cannot be obtained and SA (−20 ° C.) is low.
In Steel No. 3, since “P1” is outside the scope of the present invention, the target microstructure cannot be obtained, and SA (−20 ° C.) is low.
In Steel No. 4, since “Tf” and “time to cool” are outside the scope of the present invention, the target microstructure cannot be obtained, and SA (−20 ° C.) is low.
Steel No. 5 has a “time to cool” outside the scope of the present invention, so that the target microstructure cannot be obtained and SA (−20 ° C.) is low.
Steel No. 6 has a “primary cooling rate” outside the scope of the present invention, so that the target microstructure cannot be obtained and SA (−20 ° C.) is low.
Steel No. 7 has a “primary cooling stop temperature” outside the scope of the present invention, so that the target microstructure cannot be obtained and SA (−20 ° C.) is low.
Steel No. 8 has a “secondary cooling rate” outside the range of the present invention, so that the objective microstructure cannot be obtained and SA (−20 ° C.) is low.
In Steel No. 9, since “CT” is outside the scope of the present invention, the desired microstructure cannot be obtained, and SA (−20 ° C.) is low.

鋼番１２は、Ｎｂ含有量が本発明の範囲外であるので、現地溶接性が悪い。
鋼番１３は、Ｃ含有量が本発明の範囲外であるので、現地溶接性が悪い。
鋼番１４は、Ｔｉ含有量およびＮ＊が本発明請求項１の範囲外であるので、ＳＡ（−２０℃）が低い。
鋼番１５は、Ｎ含有量が本発明の範囲外であるので、ＳＡ（−２０℃）が低い。
鋼番１６は、Ｃが本発明の範囲外であるので、強度が低く、ＡＰＩ５Ｌ−Ｘ６５グレードに達していない。
鋼番２２は、Ｎｂ含有量が本発明の範囲外であるので、現地溶接性が悪い。 Steel No. 12 has poor on-site weldability because the Nb content is outside the scope of the present invention.
Steel No. 13 has a poor local weldability because the C content is outside the scope of the present invention.
Steel No. 14 has a low SA (−20 ° C.) because the Ti content and N * are outside the scope of claim 1 of the present invention.
Steel No. 15 has a low SA (−20 ° C.) because the N content is outside the range of the present invention.
Steel No. 16 has low strength because C is outside the scope of the present invention, and has not reached the API5L-X65 grade.
Steel No. 22 has poor field weldability because the Nb content is outside the scope of the present invention.

本発明は、鉄鋼業における電縫鋼管およびスパイラル鋼管に用いる熱延鋼板の製造に、利用することができる。特に用いることにより厳しい耐破壊特性が要求される寒冷地においても現地溶接性を損なうことなく１２．７ｍｍ以上の板厚でＡＰＩ５Ｌ−Ｘ６５規格以上の高強度なラインパイプが製造に利用することができる。   INDUSTRIAL APPLICABILITY The present invention can be used for manufacturing hot-rolled steel sheets used for ERW steel pipes and spiral steel pipes in the steel industry. Especially in cold regions where severe fracture resistance is required by using it, high strength line pipes of API5L-X65 or higher can be used for manufacturing with a thickness of 12.7 mm or more without impairing on-site weldability. .

Claims (5)

質量％にて、
Ｃ ：０．０２〜０．１％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：１〜２％、
Ｐ ：０．０３％以下、
Ｓ ：０．００５％以下、
Ｏ ：０．００３％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ ：０．００１５〜０．００６％、
Ｎｂ：０．００５％未満、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
を含有し、且つ
Ｎ−１４／４８×Ｔｉ≧０％、
を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物元素からなる鋼板であって、板厚中心でのミクロ組織において初析フェライト分率が３％未満で他が低温変態相であり、前記ミクロ組織全体の個数平均結晶粒径が２．５μｍ以下かつエリア平均粒径が９μｍ以下で、前記エリア平均粒径の標準偏差が２．３μｍ以下であり、さらに、ＤＷＴＴ試験の延性破面率が−２０℃の試験温度において８５％以上であることを特徴とする現地溶接性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板。
ここで、前記エリア平均粒径とは、測定された結晶粒のサイズ分布をヒストグラムで描き、そのヒストグラムのサイズステップごとの数値にその平均面積を重み付けをしたヒストグラムを描き、その平均値として求められる値を示す。
In mass%
C: 0.02-0.1%
Si: 0.05 to 0.5%,
Mn: 1-2%
P: 0.03% or less,
S: 0.005% or less,
O: 0.003% or less,
Al: 0.005 to 0.1%,
N: 0.0015 to 0.006%,
Nb: less than 0.005%,
Ti: 0.005 to 0.02%,
And N-14 / 48 × Ti ≧ 0%,
And the balance is Fe and an unavoidable impurity element, and in the microstructure at the center of the thickness, the proeutectoid ferrite fraction is less than 3% and the others are low-temperature transformation phases. The number average crystal grain size is 2.5 μm or less, the area average particle size is 9 μm or less , the standard deviation of the area average particle size is 2.3 μm or less , and the ductile fracture surface ratio of the DWTT test is −20 ° C. A high-strength hot-rolled steel sheet for line pipes with excellent on-site weldability, characterized by being 85% or higher at the test temperature .
Here, the area average grain size is obtained as an average value by drawing a size distribution of the measured crystal grains in a histogram, drawing a histogram in which the average area is weighted to a numerical value for each size step of the histogram. Indicates the value.
前記鋼板が、さらに質量％にて、
Ｖ ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｍｏ：０．３％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．０５〜０．３％、
Ｃｕ：０．０５〜０．３％、
Ｎｉ：０．０５〜０．３％、
Ｂ ：０．０００２〜０．００３％、
のうち一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の現地溶接性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板。 The steel sheet is further in mass%,
V: 0.15% or less (excluding 0%),
Mo: 0.3% or less (excluding 0%),
Cr: 0.05 to 0.3%,
Cu: 0.05 to 0.3%,
Ni: 0.05-0.3%
B: 0.0002 to 0.003%,
The high-strength hot-rolled steel sheet for line pipes having excellent on-site weldability according to claim 1, comprising one or more of them. 前記鋼板が、さらに質量％で、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．１％、
のいずれか一種又は二種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の現地溶接性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板。 The steel sheet is further mass%,
Mg: 0.0005 to 0.01%,
Ca: 0.0005 to 0.01%,
REM: 0.0005 to 0.1%,
The high-strength hot-rolled steel sheet for line pipes having excellent on-site weldability according to claim 1 or 2, characterized in that any one or two of these are contained. 請求項１〜３のいずれか１項に記載の成分を有する熱延鋼板を得るために溶製され、鋳造された鋳片を熱間圧延することにより熱延鋼板を製造するに際し、仕上げ圧延において、鋼板成分により下記式（１）で決定される温度をＴ１とすると、Ｔ１＋３０℃未満の温度範囲における最終パスでの圧下率Ｐ１が少なくとも３０％以上で、且つ、該温度範囲での圧下率の合計を５０％以上とし、圧延後冷却開始までの時間を、圧延温度および圧下率により下記式（２）で決定されるｔ１秒以内として冷却を開始し、２５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度でＴ１−３０℃以下の温度域まで冷却を行い、さらに３秒以内に１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で４５０℃未満の温度域まで冷却し、巻き取ることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の現地溶接性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板の製造方法。
Ｔ１（℃）＝８５０＋１０×（Ｃ＋Ｎ）×Ｍｎ＋３５０×Ｎｂ＋２５０×Ｔｉ＋
４０×Ｂ＋１０×Ｃｒ＋１００×Ｍｏ＋１００×Ｖ ・・・（１）
ｔ１＝０．００１×（（Ｔｆ−Ｔ１)×Ｐ１／１００）^２−０．１０９×（（Ｔｆ−
Ｔ１)×Ｐ１／１００)＋３．１ ・・・（２）
ここで、式（１）の各元素記号はその元素の含有量（質量％）であり、式（２）のＴｆは３０％以上の最終圧下後の温度（℃）、Ｐ１は３０％以上の最終圧下の圧下率である。 In producing a hot-rolled steel sheet by hot-rolling a slab that has been melted and cast to obtain a hot-rolled steel sheet having the component according to any one of claims 1 to 3, in finish rolling When the temperature determined by the following formula (1) depending on the steel plate component is T1, the rolling reduction rate P1 in the final pass in the temperature range of T1 + 30 ° C. is at least 30% or more, and the rolling reduction rate in the temperature range is The total is set to 50% or more, cooling is started within t1 seconds determined by the following formula (2) based on the rolling temperature and rolling reduction after rolling, and cooling is started at T1 at a cooling rate of 25 ° C./sec or more. performed cooled to a temperature range of -30 ° C. or less, more of claims 1 to 3, further cooled to a temperature range below 450 ° C. at 10 ° C. / sec or more cooling rate within 3 seconds, wherein the winding or the current described in item 1 Process for producing a high strength hot rolled steel sheet for line pipe superior in weldability.
T1 (° C.) = 850 + 10 × (C + N) × Mn + 350 × Nb + 250 × Ti +
40 × B + 10 × Cr + 100 × Mo + 100 × V (1)
t1 = 0.001 × ((Tf−T1) × P1 / 100) ² −0.109 × ((Tf−
T1) × P1 / 100) +3.1 (2)
Here, each element symbol of the formula (1) is the content (% by mass) of the element, Tf in the formula (2) is a temperature (° C.) after the final reduction of 30% or more, and P1 is 30% or more. It is the reduction ratio of the final reduction. 請求項４に記載の熱延鋼板の製造方法において、圧延温度と仕上げ圧延直前までの累積時間により下記式（３）で決定される粗有効累積ひずみ（ε_eff）が０．４以上となる粗熱間圧延を行うことを特徴とする現地溶接性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板の製造方法。
ε_eff＝Σε_i（ｔ２,Ｔ２） ・・・（３）
ここで、
ε_i（ｔ２,Ｔ２）＝ε_i0／ｅｘｐ｛（ｔ２／τ_R）^2/3｝、
τ_R＝τ₀・ｅｘｐ（Ｑ／ＲＴ２）、
τ₀＝８．４６×１０^-6、
Ｑ＝１８３２００Ｊ、
Ｒ＝８．３１４Ｊ／Ｋ・ｍｏｌであり、
iは粗熱間圧延のパスを、ｔ２は当該パスでの仕上げ圧延直前までの累積時間（秒）を、Ｔ２は当該パスでの圧延温度（℃）を、ε_i0は当該パスで加えられたひずみを示す。 In the manufacturing method of the hot-rolled steel sheet according to claim 4, the rough effective cumulative strain (ε _eff ) determined by the following formula (3) is 0.4 or more depending on the rolling temperature and the cumulative time until immediately before finish rolling. A method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet for line pipes, which is excellent in on-site weldability, characterized by performing hot rolling.
ε _eff = Σε _i (t2, T2) (3)
here,
ε _i (t2, T2) = ε _i0 / exp {(t2 / τ _R ) ^2/3 },
τ _R = τ ₀ · exp (Q / RT2),
τ ₀ = 8.46 × 10 ⁻⁶ ,
Q = 183200J,
R = 8.314 J / K · mol,
i is the pass for rough hot rolling, t2 is the cumulative time (seconds) until just before finish rolling in the pass, T2 is the rolling temperature (° C.) in the pass, and ε _i0 is added in the pass Indicates strain.