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JP7541651B1 - 水素輸送鋼管用高強度鋼板、その製造方法および水素輸送鋼管 - Google Patents

水素輸送鋼管用高強度鋼板、その製造方法および水素輸送鋼管 Download PDF

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Abstract

高圧水素環境下において、破壊靱性に優れ、高い引張強さを有する水素輸送鋼管用高強度鋼板を提供することを目的とする。さらに上記水素輸送鋼管用高強度鋼板を用いた水素輸送鋼管を提供することを目的とする。
特定の成分成分組成を有し、鋼板の板厚中央位置において圧延時の鋼板の側面法線方向であるＴＤ／／｛００１｝結晶面の面積率が１０％以下であり、ＭＡが面積率で５％以下であり、引張強さが６２５ＭＰａ以上である水素輸送鋼管用高強度鋼板。

Description

本発明は、水素輸送鋼管用高強度鋼板に関し、特に、高圧水素ガスの輸送に用いられるラインパイプに供して好適な、水素輸送鋼管用高強度鋼板およびその製造方法に関するものである。また、本発明は、上記の水素輸送鋼管用高強度鋼板を用いた水素輸送鋼管に関するものである。
一般に、ラインパイプは、厚板ミルや熱延ミルによって製造された鋼板を、ＵＯＥ成形、プレスベンド成形およびロール成形等によって、鋼管に成形することで製造される。
ここに、高圧水素ガスの輸送に用いられるラインパイプは、強度、靭性、溶接性などの他に、耐水素脆化特性が必要とされる。中でも、破壊安全性を担保するため、高圧水素ガス環境下での破壊靱性値が重要であり、ＡＳＭＥ（Ｔｈｅ Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｓｏｃｉｅｔｙ ｏｆ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓ） Ｂ３１．１２では、５５（ＭＰａ・√ｍ）以上の破壊靱性値が要求されている。水素圧が１５ＭＰａ程度であれば、十分な板厚を有する低合金鋼が用いられているが、それ以上の圧力では使用中に水素脆化破壊する危険性が高まるため、低合金鋼よりも水素脆化し難いＳＵＳ３１６Ｌ等のオーステナイト系ステンレス鋼が用いられることがある。
オーステナイト系ステンレス鋼は、鋼材のコストが高いことに加えて、強度が低いため、高い水素圧に耐えうるように設計すると、板厚が厚くなり、水素輸送鋼管自体の価格も高価となる。そのため、水素輸送鋼管向けとして、より低コストで、かつ高圧水素ガス環境にも耐えうる鋼材が要望されてきた。
上記の問題を解決するために、例えば特許文献１には、Ｍｎの含有量が多いオーステナイト系鋼材が提案されている。
特許第６７０３６０８号公報
特許文献１に記載の鋼材においては、高圧水素ガス環境下における破壊靱性は開示されていない。
そこで本発明は、上記課題に鑑み、高圧水素環境下において、破壊靱性に優れ、高い引張強さを有する水素輸送鋼管用高強度鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。また、本発明は、上記水素輸送鋼管用高強度鋼板を用いた水素輸送鋼管を提供することを目的とする。
本発明者らは、高圧水素ガス環境下における破壊靱性を確保するべく、鋼板の成分組成、ミクロ組織および製造条件について、数多くの実験と検討を繰り返した。その結果、板厚中央位置のＴＤ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ；圧延時の側面法線方向）／／｛００１｝結晶面の面積率を１０％以下に制御し、かつＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ；島状マルテンサイト）分率を５％以下にすることにより、破壊靱性が向上することを知見した。さらに、このような鋼組織を実現するためには、熱間圧延時の圧延条件および熱間圧延後の水冷条件を厳密にコントロールする必要があり、その条件を見出すことに成功した。本発明は、これら知見に基づいてなされたものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
［１］ 質量％で、
Ｃ：０．０４０～０．０９０％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：１．５０～２．５０％、
Ｐ：０．００２～０．０２０％、
Ｓ：０．０００２～０．００２０％、
Ａｌ：０．０１０～０．０８０％、
Ｎｂ：０．００５～０．０８０％、
Ｔｉ：０．００５～０．０５０％、
Ｎ：０．００２０～０．００８０％、
を含有し、
あるいはさらに、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｖ：０．０５０％以下、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
のうちから選んだ１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物元素である成分組成を有し、
鋼板の板厚中央位置において圧延時の鋼板の側面法線方向であるＴＤ／／｛００１｝結晶面の面積率が１０％以下であり、ＭＡが面積率で５％以下であり、
引張強さが６２５ＭＰａ以上である水素輸送鋼管用高強度鋼板。
［２］ 前記成分組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
Ｎｉ：０．０１～０．５０％、
Ｃｒ：０．０１～０．５０％、
Ｍｏ：０．０１～０．５０％、
Ｖ：０．００５～０．０５０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、
のうちから選んだ１種以上を含有する、［１］に記載の水素輸送鋼管用高強度鋼板。
［３］ 前記［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼片を１０００～１２５０℃の温度に加熱したのち、
再結晶温度域での総圧下率が７５％以下、かつ１パスあたりの圧下率が２０％以上の圧延パス数が５パス以下、となる条件で熱間圧延を施して鋼板とし、
その後、前記鋼板の板厚中央における鋼板温度で冷却停止温度が２５０～５５０℃となる条件で水冷を施す、水素輸送鋼管用高強度鋼板の製造方法。
［４］ 前記［１］または［２］に記載の水素輸送鋼管用高強度鋼板を用いる水素輸送鋼管。
本発明の水素輸送鋼管用高強度鋼板および前記水素輸送鋼管用高強度鋼板を用いた水素輸送鋼管は、高圧水素環境下において破壊靱性に優れ、高い引張強さを有する。
以下、本発明の水素輸送鋼管用高強度鋼板について、具体的に説明する。なお、以下、本発明の水素輸送鋼管用高強度鋼板を、単に、高強度鋼板ともいう。
［成分組成］
まず、本発明の高強度鋼板の成分組成とその限定理由について説明する。以下の説明において％で示す単位は、特に断らない限り全て質量％である。
Ｃ：０．０４０～０．０９０％
Ｃは、強度の向上に有効に寄与するが、Ｃ含有量が０．０４０％未満では十分な強度が確保できないので、Ｃ含有量は０．０４０％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０４５％以上とする。Ｃ含有量は、より好ましくは０．０５０％以上とする。Ｃ含有量は、さらに好ましくは０．０５３％以上である。Ｃ含有量は、もっとも好ましくは、０．０５５％以上である。一方、Ｃ含有量が０．０９０％を超えると、破壊靱性が劣化する。このため、Ｃ含有量は０．０９０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは、０．０８０％以下とする。Ｃ含有量は、より好ましくは０．０７５％以下とする。Ｃ含有量は、さらに好ましくは０．０７０％以下である。Ｃ含有量は、もっとも好ましくは、０．０６５％以下である。
Ｓｉ：０．０１～０．５０％
Ｓｉは、脱酸のため添加するが、Ｓｉ含有量が０．０１％未満では脱酸効果が十分でないので、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上とする。Ｓｉ含有量は、より好ましくは０．１０％以上とする。Ｓｉ含有量は、さらに好ましくは０．１３％以上である。Ｓｉ含有量は、もっとも好ましくは、０．１５％以上である。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、破壊靱性が劣化するため、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは、０．４５％以下とする。Ｓｉ含有量は、より好ましくは、０．４０％以下とする。Ｓｉ含有量は、さらに好ましくは０．３５％以下である。Ｓｉ含有量は、もっとも好ましくは、０．３０％以下である。
Ｍｎ：１．５０～２．５０％
Ｍｎは、強度の向上に有効に寄与するが、Ｍｎ含有量が１．５０％未満では十分な強度が確保できない。このためＭｎ含有量は１．５０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．６０％以上とする。Ｍｎ含有量は、より好ましくは１．７０％以上とする。Ｍｎ含有量は、さらに好ましくは１．８０％以上とする。Ｍｎ含有量は、もっとも好ましくは１．９０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．５０％を超えると中心偏析部の硬さが上昇するため、破壊靱性が劣化する。このため、Ｍｎ含有量は２．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは２．４０％以下とする。Ｍｎ含有量は、より好ましくは、２．３０％以下とする。Ｍｎ含有量は、さらに好ましくは２．２０％以下とする。Ｍｎ含有量は、もっとも好ましくは、２．１０％以下とする。
Ｐ：０．００２～０．０２０％
Ｐは、不可避的不純物元素であり、破壊靱性を劣化させる。Ｐ含有量が０．０２０％を超えるとその傾向が顕著となるため、Ｐ含有量の上限を０．０２０％とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０１５％以下とする。Ｐ含有量は、より好ましくは０．０１２％以下とする。Ｐ含有量は、さらに好ましくは０．０１０％以下とする。なお、Ｐ含有量は低いほどよいが、過度の脱Ｐは精錬コストの増加を招くので、精錬コストの観点からは、Ｐ含有量は０．００２％以上とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．００５％以上である。
Ｓ：０．０００２～０．００２０％
Ｓは、不可避的不純物元素であり、鋼中においてはＭｎＳ介在物を生成して破壊靭性を劣化させるため、Ｓ含有量は、少ないことが好ましいが、０．００２０％までは許容される。そのため、Ｓ含有量は０．００２０％以下とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００１５％以下である。Ｓ含有量は、より好ましくは０．００１２％以下である。Ｓ含有量は、さらに好ましくは０．００１０％以下である。なお、Ｓ含有量は低いほどよいが、過度の脱Ｓは精錬コストの増加を招くので、精錬コストの観点からは、Ｓ含有量は０．０００２％以上とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．０００５％以上である。
Ａｌ：０．０１０～０．０８０％
Ａｌは、脱酸剤として添加するが、Ａｌ含有量が０．０１０％未満ではその効果が十分には発現しない。このためＡｌ含有量は０．０１０％以上とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１５％以上とする。Ａｌ含有量は、より好ましくは０．０１８％以上とする。Ａｌ含有量は、さらに好ましくは０．０２０％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．０８０％を超えると連続鋳造時の浸漬ノズルのアルミナ詰まりが生じるため、Ａｌ含有量は０．０８０％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０７０％以下とする。Ａｌ含有量は、より好ましくは、０．０６０％以下とする。Ａｌ含有量は、さらに好ましくは０．０５０％以下とする。
Ｎｂ：０．００５～０．０８０％
Ｎｂは、固溶Ｎｂとして存在すると熱間圧延時の未再結晶温度域を拡大し、結晶粒を微細化することで破壊靱性の向上に寄与するが、Ｎｂ含有量が０．００５％未満ではその効果が十分には発現しない。このためＮｂ含有量は０．００５％以上とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０１０％以上とする。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．０１３％以上とする。Ｎｂ含有量は、さらに好ましくは０．０１５％以上とする。Ｎｂ含有量は、もっとも好ましくは０．０２０％以上とする。一方、Ｎｂ含有量が０．０８０％を超えると凝固時に粗大な炭化物を晶出するため、破壊靱性が劣化する。このため、Ｎｂ含有量は０．０８０％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０７０％以下とする。Ｎｂ含有量は、より好ましくは、０．０６０％以下とする。Ｎｂ含有量は、さらに好ましくは、０．０５０％以下とする。Ｎｂ含有量は、もっとも好ましくは０．０４０％以下とする。
Ｔｉ：０．００５～０．０５０％
Ｔｉは、ＴｉＮとして加熱時にオーステナイト粒をピンニングし、粒の成長を抑制することで破壊靱性の向上に寄与する。Ｔｉ含有量が０．００５％未満ではＴｉＮが十分に生成しないため、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００６％以上とする。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．００７％以上とする。Ｔｉ含有量は、さらに好ましくは０．００８％以上とする。Ｔｉ含有量は、もっとも好ましくは０．００９％以上とする。また、Ｔｉ含有量が０．０５０％を超えると、生成したＴｉＮが粗大化して、十分な破壊靱性が得られないため、Ｔｉ含有量は０．０５０％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０４０％以下とする。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．０３０％以下とする。Ｔｉ含有量は、さらに好ましくは０．０２０％以下とする。Ｔｉ含有量は、もっとも好ましくは０．０１５％以下とする。
Ｎ：０．００２０～０．００８０％
Ｎは、強度の向上に有効に寄与するが、Ｎ含有量が０．００２０％未満では十分な強度が確保できない。このためＮ含有量は０．００２０％以上とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００２５％以上とする。Ｎ含有量は、より好ましくは０．００３０％以上とする。Ｎ含有量は、さらに好ましくは０．００３３％以上とする。Ｎ含有量は、もっとも好ましくは０．００３５％以上とする。一方、Ｎ含有量が０．００８０％を超えると、固溶Ｎの増加によって、破壊靱性が劣化する。このため、Ｎ含有量は０．００８０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは、０．００７０％以下とする。Ｎ含有量は、より好ましくは、０．００６０％以下とする。Ｎ含有量は、さらに好ましくは、０．００５５％以下とする。Ｎ含有量は、もっとも好ましくは、０．００５０％以下とする。
本発明の高強度鋼板の成分組成は、上記成分に加えて、さらに、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、ＣａおよびＭｇのうちから選んだ１種以上を、以下の範囲で任意に含有させることができる。
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、強度の上昇に有効な元素であり、Ｃｕを含有する場合にこの効果を得るにはＣｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は０．０５％以上とすることがより好ましい。Ｃｕ含有量は０．０７％以上とすることがさらに好ましい。しかし、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると、鋼板の表面疵が発生しやすくなるため、Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ含有量を０．５０％以下とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．４５％以下とする。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．４０％以下とする。Ｃｕ含有量は、さらに好ましくは０．３５％以下とする。Ｃｕ含有量は、もっとも好ましくは０．３０％以下とする。
Ｎｉ：０．５０％以下
Ｎｉは、破壊靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、Ｎｉを含有する場合にこの効果を得るにはＮｉ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．０５％以上とすることがより好ましい。Ｎｉ含有量は０．０７％以上とすることがさらに好ましい。一方で、Ｎｉは高価な元素であるため、Ｎｉを含有する場合は、Ｎｉ含有量を０．５０％以下とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．４５％以下とする。Ｎｉ含有量は、より好ましくは０．４０％以下とする。Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは０．３５％以下とする。Ｎｉ含有量は、もっとも好ましくは０．３０％以下とする。
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは、強度の上昇に有効な元素であり、Ｃｒを含有する場合にこの効果を得るにはＣｒ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量は０．０５％以上とすることがより好ましい。Ｃｒ含有量は０．０７％以上とすることがさらに好ましい。しかし、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えると、焼入れ性が過剰になるため、加速冷却時に硬さが上昇し、破壊靱性が劣化する。このため、Ｃｒを含有する場合は、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは、０．４５％以下とする。Ｃｒ含有量は、より好ましくは、０．４０％以下とする。Ｃｒ含有量は、さらに好ましくは０．３５％以下とする。Ｃｒ含有量は、もっとも好ましくは０．３０％以下とする。
Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏは、強度の上昇に有効な元素であり、Ｍｏを含有する場合にこの効果を得るにはＭｏ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｍｏ含有量は０．０５％以上とすることがより好ましい。Ｍｏ含有量は０．０７％以上とすることがさらに好ましい。一方で、Ｍｏは高価な元素であるため、Ｍｏを含有する場合は、Ｍｏ含有量を０．５０％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．４５％以下とする。Ｍｏ含有量は、より好ましくは０．４０％以下とする。Ｍｏ含有量は、さらに好ましくは０．３５％以下とする。Ｍｏ含有量は、もっとも好ましくは０．３０％以下とする。
Ｖ：０．０５０％以下
Ｖは、強度および破壊靭性を高めるために任意に添加することができる元素であるが、Ｖ含有量が０．００５％未満ではその効果が十分には発現しない。このためＶを含有する場合には、Ｖ含有量を０．００５％以上とすることが好ましい。Ｖ含有量を０．００７％以上とすることがより好ましい。Ｖ含有量を０．０１０％以上とすることがさらに好ましい。一方、Ｖ含有量が０．０５０％を超えると破壊靭性が劣化する。このため、Ｖを含有する場合は、Ｖ含有量は０．０５０％以下とする。Ｖ含有量は０．０４５％以下とすることが好ましい。Ｖ含有量は０．０４０％以下とすることがより好ましい。Ｖ含有量は０．０３０％以下とすることがさらに好ましい。
Ｃａ：０．００５０％以下
Ｃａは、硫化物系介在物の形態制御による耐水素誘起割れ性向上に有効な元素であるが、Ｃａ含有量が０．０００５％未満ではその添加効果が十分でない。このためＣａを含有する場合には、Ｃａ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．０００８％以上とする。一方、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えた場合、上述の効果が飽和するだけでなく、鋼の清浄度が低下することにより耐水素誘起割れ性が劣化するので、Ｃａを含有する場合には、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。Ｃａ含有量は、好ましくは、０．００４５％以下とする。Ｃａ含有量は、より好ましくは、０．００４０％以下とする。Ｃａ含有量は、さらに好ましくは、０．００３５％以下とする。
Ｍｇ：０．００５０％以下
Ｍｇは、結晶粒粗大化の抑制を通じて破壊靱性を高めることに加え、介在物性状のコントロールを通して耐水素誘起割れ性を向上するために、任意に添加することができる元素である。Ｍｇ含有量が０．０００５％未満ではその効果が十分には発現しない。このためＭｇを含有する場合には、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｇの含有量が０．００５０％を超えるとその効果が飽和するので、Ｍｇを含有する場合は、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下とする。Ｍｇ含有量は、好ましくは、０．００４０％以下とする。Ｍｇ含有量は、より好ましくは、０．００３０％以下とする。Ｍｇ含有量は、さらに好ましくは、０．００２５％以下とする。
なお、上記した元素以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。ただし、本発明の作用効果を害しない限り、他の微量元素の含有を妨げない。例えば、Ｏは鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、その含有量が０．００５０％以下、好ましくは０．００４０％以下であれば、本発明においては許容される。なお、上記で挙げているＣｕが０．０１％未満、Ｎｉが０．０１％未満、Ｃｒが０．０１％未満、Ｍｏが０．０１％未満、Ｖが０．００５％未満、Ｃａが０．０００５％未満、Ｍｇが０．０００５％未満は、上記の不可避的不純物の範囲内である。
［板厚中央位置における圧延時の鋼板の側面法線方向であるＴＤ／／｛００１｝結晶面の面積率が１０％以下］
本発明の高強度鋼板は、板厚中央位置のＴＤ（Ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ；圧延時の側面法線方向）／／｛００１｝結晶面の面積率が１０％以下であることが重要である。圧延時の鋼板の側面法線方向とは圧延長手方向に垂直方向かつ板厚方向に垂直方向である。この条件を満たすことにより、高圧水素環境下において、優れた破壊靱性を得ることができる。ＴＤ／／｛００１｝の面積率は、ＢＣＣ金属の劈開面である｛００１｝と破壊靱性試験におけるき裂進展面となるＴＤ面が平行になる割合を意味し、板厚中央位置のＴＤ／／｛００１｝の面積率が１０％超えの場合、き裂の進展が容易になるため、破壊靱性が劣化する。このため、板厚中央位置のＴＤ／／｛００１｝の面積率は１０％以下である。板厚中央位置のＴＤ／／｛００１｝の面積率は、好ましくは９％以下である。板厚中央位置のＴＤ／／｛００１｝の面積率は、より好ましくは８％以下である。板厚中央位置のＴＤ／／｛００１｝の面積率は、さらに好ましくは７％以下である。一方、板厚中央位置のＴＤ／／｛００１｝の面積率は１％以上であることが好ましい。板厚中央位置のＴＤ／／｛００１｝の面積率は、より好ましくは２％以上である。
本発明の鋼板のミクロ組織について、主要な組織はベイナイト単相、あるいはベイナイトとフェライトの２相組織であり、いずれも残部組織としてはＭＡが挙げられる。ベイナイト単相組織の場合には、ベイナイト相が９５％以上であることが好ましい。ベイナイト相が９６％以上であることがより好ましい。ベイナイト相が９７％以上であることがさらに好ましい。また、ベイナイト相は１００％であってよい。ベイナイトとフェライトの２相組織の場合には、ベイナイト相が３０％以上、フェライト相が３０％以上であることが好ましい。また、ベイナイト相が３２％以上、フェライト相が３２％以上であることがより好ましい。また、ベイナイト相が７０％以下、フェライト相が７０％以下であることが好ましい。ミクロ組織はいずれの場合であっても板厚中央のＴＤ／／｛００１｝結晶面の面積率を１０％以下に制御することが重要である。
［板厚中央位置のＭＡが面積率で５％以下］
本発明においては、ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ；島状マルテンサイト）の形成を抑制することが肝要である。板厚中央位置のＲＤ（Ｒｏｌｌｉｎｇ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ；圧延時の圧延方向）面のＭＡが面積率で５％超えの場合、水素が鋼板内のＭＡに局所的に集積することにより、破壊靱性の劣化が生じる。このため、板厚中央位置のＲＤ（Ｒｏｌｌｉｎｇ Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ；圧延時の圧延方向）面のＭＡは面積率で５％以下とする。前記ＭＡは面積率で、好ましくは４％以下とする。前記ＭＡは面積率で、より好ましくは３％以下とする。上記のＭＡの分率は、実施例で記載の方法にしたがい測定することができ、面積分率である。
板厚中央位置のＭＡ分率の下限については特に限定されるものではなく、０％であってもよい。なお、後述しているように、本発明では、冷却停止温度以下の冷却速度については特に限定されないため、本発明のＭＡは、通常の水焼き入れ材と同等レベルの転位密度を有するマルテンサイト、また通常の水焼入れ材に比べて転位密度が小さいマルテンサイトのいずれも含まれる。
［引張強さ］
本発明の高強度鋼板は、主にＡＰＩ ５ＬのＸ８０グレード以上の強度を有する鋼管用の鋼板に向けられたものであることから、６２５ＭＰａ以上の引張強さを有するものとする。好ましくは、引張強さは６５０ＭＰａ以上であることが好ましい。引張強さは６７５ＭＰａ以上であることがより好ましい。上限については特に限定されるものではないが、溶接熱影響部の破壊靱性が劣化する恐れがあるという理由から引張強さは７６０ＭＰａ以下であることが好ましい。引張強さは７５０ＭＰａ以下であることがより好ましい。
［高強度鋼板の板厚］
本発明の高強度鋼板の板厚は、特に限定されないが、１２ｍｍ以上であることが好ましい。板厚は、１５ｍｍ以上であることがより好ましい。また、本発明の高強度鋼板の板厚は、特に限定されないが、３９ｍｍ以下であることが好ましい。板厚は、３５ｍｍ以下であることがより好ましい。
［製造方法］
以下、本発明の高強度鋼板を製造するための製造方法および製造条件について、具体的に説明する。
本発明の高強度鋼板の製造方法は、上記成分組成を有する鋼片（スラブ）を加熱したのち、当該鋼片に熱間圧延を施して鋼板とし（熱間圧延工程）、その後、当該鋼板に対して所定条件下での水冷を行う（水冷工程）。
［鋼片の加熱温度］
鋼片の加熱温度：１０００～１２５０℃
鋼片（スラブ）の加熱温度が１０００℃未満では、炭化物の固溶が不十分となり、固溶Ｃ等による固溶強化量が少なくなるため、必要な強度が得られない。そのため、鋼片（スラブ）の加熱温度が１０００℃以上とする。鋼片の加熱温度は、好ましくは、１０３０℃以上である。鋼片の加熱温度は、より好ましくは、１０４０℃以上である。鋼片の加熱温度は、さらに好ましくは、１０５０℃以上である。一方、鋼片の加熱温度が１２５０℃を超えると、結晶粒が極端に粗大化し、必要な強度が得られないため、鋼片の加熱温度は１２５０℃以下とする。鋼片の加熱温度は、好ましくは、１２２０℃以下とする。鋼片の加熱温度は、より好ましくは、１２００℃以下とする。鋼片の加熱温度は、さらに好ましくは、１１７０℃以下とする。なお、鋼片（スラブ）は中心部までこの温度に加熱される。
［再結晶温度域での総圧下率：７５％以下］
板厚中央位置のＴＤ／／｛００１｝の面積率を１０％以下にするためには、再結晶温度域での熱間圧延で、ＴＤ／／｛００１｝の形成を抑制する必要がある。再結晶温度域圧延から得られる変態集合組織の主方位は（００１）＜０１１＞方位であり、再結晶温度域での総圧下率が７５％を超えると、ＴＤ／／｛００１｝の面積率が１０％を超える。よって、再結晶温度域での総圧下率は７５％以下とする。好ましくは７２％以下とする。より好ましくは７０％以下とする。ここで、再結晶温度域の下限温度Ｔｎｒ（℃）は、例えば、鋼の成分から以下の式（１）で求めることができる。なお、熱間圧延における温度は、被圧延材（鋼片ないし鋼板）の表面温度とし、前記表面温度は放射温度計等で測定することができる。一方、下限については、再結晶を促進させるという理由から再結晶温度域での総圧下率は５２％以上であることが好ましい。再結晶温度域での総圧下率は５５％以上であることがより好ましい。
Ｔｎｒ（℃）＝１７４×ｌｏｇ［％Ｎｂ］［％Ｃ＋（１２／１４）％Ｎ］＋１４４４ （１）
ただし、上記式中の［％Ｘ］は、Ｘ元素の鋼中含有量（質量％）を示す。
［１パスあたりの圧下率が２０％以上の圧延パス数：５パス以下］
再結晶温度域での総圧下率を７５％以下にするのに加えて、圧延１パスあたりの圧下率を制御する必要がある。圧延１パスあたりの圧下率が２０％以上の場合、せん断ひずみが入りにくくなるため、（００１）面集積度が増加することから、圧延１パスあたりの圧下率が２０％以上の圧延が５パスを超えると、ＴＤ／／｛００１｝の面積率が１０％を超える。逆に、圧延１パスあたりの圧下率が２０％以上の圧延パス数を５パス以下におさえていると、ＴＤ／／｛００１｝の面積率が１０％を超えることはない。よって、１パスあたりの圧下率が２０％以上の圧延パス数を５パス以下とする。好ましくは４パス以下とする。より好ましくは３パス以下とする。さらに好ましくは２パス以下とする。１パスあたりの圧下率が２０％以上の圧延パス数は小さいほど望ましく、下限は０パスである。なお、圧延１パスあたりの圧下率は再結晶温度域だけでなく、トータルの圧延において制御する必要がある。
［圧延終了温度］
圧延終了温度は特に限定されないが、鋼全体がオーステナイトである状態から水冷することにより組織の均一性が確保されるという理由でＡｒ３変態点以上が好ましい。ここで、Ａｒ３変態点とは、水冷中におけるフェライト変態開始温度を意味し、例えば、鋼の成分から以下の式（２）で求めることができる。なお、鋼板の表面温度は放射温度計等で測定することができる。
Ａｒ３変態点（℃）＝９１０－３１０［％Ｃ］－８０［％Ｍｎ］－２０［％Ｃｕ］－１５［％Ｃｒ］－５５［％Ｎｉ］－８０［％Ｍｏ］ ・・・（２）
ただし、上記式中、［％Ｘ]は、Ｘ元素の鋼中含有量（質量％）を示し、含有しない元素は０とする。
［水冷による冷却開始温度］
水冷による冷却開始温度は特に限定されないが、水冷による冷却開始時の鋼板表面温度がＡｒ３変態点（℃）未満の場合、水冷前にフェライトが生成して、強度低下が大きくなる。このため、水冷による冷却開始時の鋼板表面温度はＡｒ３変態点（℃）以上が好ましい。冷却開始時の鋼板表面温度はＡｒ３変態点＋５（℃）以上がより好ましい。冷却開始時の鋼板表面温度はＡｒ３変態点＋１０（℃）以上がさらに好ましい。また、冷却開始時の鋼板表面温度はＡｒ３変態点＋５０（℃）以下が好ましい。冷却開始時の鋼板表面温度はＡｒ３変態点＋４０（℃）以下がより好ましい。冷却開始時の鋼板表面温度はＡｒ３変態点＋３０（℃）以下がさらに好ましい。なお、水冷による冷却開始時の鋼板表面温度は、水冷による冷却開始温度が最も低くなる鋼板尾端部の温度である。
［水冷時の平均冷却速度］
板厚中央における水冷時の冷却速度は特に限定されないが、水冷開始から水冷終了までにおける平均冷却速度が５℃／ｓ未満の場合、フェライトやパーライトが生成して、強度低下が大きくなる。このため、平均冷却速度は５℃／ｓ以上が好ましい。平均冷却速度は１０℃／ｓ以上がより好ましい。平均冷却速度は１５℃／ｓ以上がさらに好ましい。一方、平均冷却速度が５０℃／ｓ超の場合、ミクロ組織のばらつきが大きくなる。このため、平均冷却速度は５０℃／ｓ以下が好ましい。平均冷却速度は４５℃／ｓ以下がより好ましい。平均冷却速度は４０℃／ｓ以下がさらに好ましい。
［水冷時の冷却停止温度］
水冷時の冷却停止温度：板厚中央における鋼板温度で２５０～５５０℃
板厚中央における鋼板温度で水冷時の冷却停止温度が５５０℃を超えると、ベイナイト変態が不完全になり、ＭＡの生成量が増加する。このため、前記水冷時の冷却停止温度は５５０℃以下とする。水冷時の冷却停止温度は５２０℃以下とすることが好ましい。水冷時の冷却停止温度は５００℃以下とすることがより好ましい。水冷時の冷却停止温度は４７０℃以下とすることがさらに好ましい。水冷時の冷却停止温度は４５０℃以下とすることがもっとも好ましい。また、前記水冷時の冷却停止温度が２５０℃未満では、鋼板が歪んでしまい、生産性が低下する。このため、前記水冷時の冷却停止温度は２５０℃以上とする。水冷時の冷却停止温度は２７０℃以上とすることが好ましい。水冷時の冷却停止温度は３００℃以上とすることがより好ましい。水冷時の冷却停止温度は３２０℃以上とすることがさらに好ましい。水冷時の冷却停止温度は３５０℃以上とすることがもっとも好ましい。
以上のようにして得られた本発明の高強度鋼板は、鋼板の板厚中央位置において圧延時の鋼板の側面法線方向であるＴＤ／／｛００１｝結晶面の面積率が１０％以下であり、ＭＡが面積率で５％以下であり、引張強さが６２５ＭＰａ以上であり、また、オーステナイト系合金を素材とした場合に比べて低コストで製造できる。
［水素輸送鋼管］
本発明の高強度鋼板を、プレスベンド成形、ロール成形、ＵＯＥ成形等で管状に成形した後、突き合わせ部を溶接することにより、高圧水素ガスの輸送に好適な水素輸送鋼管（ＵＯＥ鋼管、電縫鋼管、スパイラル鋼管等）を製造することができる。また、本発明の高強度鋼板を用いて鋼管を製造することにより、溶接熱影響部においても、破壊靱性に優れる鋼管を製造することができる。なお、本発明において、高圧水素とは、一例として、１５ＭＰａ以上の水素ガス環境を意味する。上限は特に限定されるものではないが、２５ＭＰａ以下の水素ガス環境であることが好ましい。
例えば、ＵＯＥ鋼管は、鋼板の端部を開先加工し、Ｃプレス、Ｕプレス、Ｏプレスで鋼管形状に成形した後、内面側および外面側から突き合わせ部をシーム溶接し、さらに必要に応じて拡管工程を経て製造される。また、溶接方法は十分な継手強度と継手靭性が得られる方法であれば、いずれの方法でも良いが、優れた溶接品質と製造能率の観点から、サブマージアーク溶接を用いることが好ましい。また、プレスベンド成形により管状に成形した後、突き合せ部をシーム溶接した鋼管に対しても、拡管を実施することができる。
表１に示す成分組成からなる鋼（鋼種Ａ～ＡＥ）を、連続鋳造法により鋼片（スラブ）とし、表２に示す加熱温度に加熱したのち、表２に示す条件で熱間圧延と水冷を施し、表２に示す最終板厚の鋼板とした。その後、鋼板の端部を開先加工し、Ｃプレス、Ｕプレス、Ｏプレスで鋼管形状に成形した後、内面および外面の突き合わせ部をサブマージアーク溶接でシーム溶接し、拡管工程を経て鋼管にした。なお、表１中のＡｒ３変態点、再結晶温度域の下限温度Ｔｎｒは、それぞれ上述した式から求めた。
［ＴＤ／／｛００１｝の面積率の測定］
上記に従って得られた鋼板の板厚方向と圧延方向に平行な断面から金属組織観察用サンプルを採取し、鏡面研磨したあと、コロイダルシリカでエッチングを行ってから、板厚中央位置において、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）内で電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）パターンの測定を行った。測定面積は１ｍｍ×１ｍｍ、加速電圧は１７ｋＶ、分解能は０．８μｍとした。測定したＥＢＳＤデータはＯＩＭ－Ａｎａｌｙｓｉｓを用いて解析した。ＴＤ／／｛００１｝の面積率を表３に示す。
［ＭＡ分率の算出］
上記に従って得られた鋼板の板厚方向と圧延方向に平行な断面から金属組織観察用サンプルを採取し、鏡面研磨したあと、２段エッチング処理を施し、ＳＥＭを用いて加速電圧１５ｋＶで０．９ｍｍ×１．３ｍｍの範囲を２０００倍率で観察を行ない、ＭＡ分率を測定した。ＭＡ分率は面積率として求めている。ＳＥＭ撮影写真における白い島状箇所をＭＡとみなし、画像解析ソフト（例えば、Ｉｍａｇｅ Ｊ）によってＭＡ分率を測定した。上記の２段エッチング処理とは、最初に３％ナイタール液で腐食し、その後１００ｍｌ蒸留水、２５ｇ水酸化ナトリウム、５ｇピクリン酸からなる液で腐食する方法である。その結果を表３に示す。
［引張強さおよび降伏強さの測定］
圧延方向に垂直な方向から全厚試験片を採取し、それを引張試験片として、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１年）およびＪＩＳ Ｚ２２０１の規定に準拠した引張試験を行い、引張強さおよび降伏強さを測定した。その結果を表３に示す。
［破壊靱性値の評価］
上記に従って得られた鋼板から、荷重負荷方向が圧延方向と平行になるようＡＳＴＭ Ｅ ６４７に準拠したＣＴ試験片を板厚中央位置から採取した。２１ＭＰａ高圧水素ガス中にてＡＳＴＭ Ｅ １８２０に準拠した破壊靱性試験を行ない、き裂進展の評価には除荷コンプライアンス法を適用し、破壊靱性値を導出した。破壊靱性値ＫＩHが８０（ＭＰａ・ｍ１／２）以上となった場合を○、８０（ＭＰａ・ｍ１／２）未満の場合を×とした。その結果を表３に示す。
本発明は、上述している所定の成分組成を含有し、水素輸送鋼管用高強度鋼板として板厚中央位置におけるＴＤ／／｛００１｝の面積率：１０％以下、ＭＡ分率：５％以下であり、目標範囲は引張強さが６２５ＭＰａ以上、破壊靱性値ＫＩH：８０（ＭＰａ・ｍ１／２）以上であることとした。
Figure 0007541651000001
Figure 0007541651000002
Figure 0007541651000003
表２に示したように、Ｎｏ．１～Ｎｏ．１０およびＮｏ．２９～Ｎｏ．３６は、成分組成および製造条件が本発明の適正範囲を満足する発明例である。表３に示したように、Ｎｏ．１～Ｎｏ．１０およびＮｏ．２９～Ｎｏ．３６は、いずれも、高強度鋼板として板厚中央位置のＴＤ／／｛００１｝の面積率が１０％以下、板厚中央の組織におけるＭＡ分率が５％以下、引張強さ：６２５ＭＰａ以上、２１ＭＰａの高圧水素ガス中破壊靱性も良好（〇）であった。
なお、Ｎｏ．１、３～５、７～８、２９、３１～３２、３４～３６はベイナイトとＭＡからなる組織であり、Ｎｏ．２、６、９～１０、３０、３３はベイナイトとフェライトとＭＡからなる組織であった。
これに対し、Ｎｏ．１１～Ｎｏ．２３は、鋼板の成分組成が本発明の範囲外である。Ｎｏ．１１、Ｎｏ．１４およびＮｏ．２２は引張強さが不足した。Ｎｏ．１２～Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１５～Ｎｏ．２１およびＮｏ．２３は、破壊靱性が劣っていた（破壊靭性が×）。
Ｎｏ．２４～Ｎｏ．２８は、成分組成は本発明の範囲内であるが、製造条件が本発明の範囲外の比較例である。Ｎｏ．２４およびＮｏ．２５は引張強さが不足した。Ｎｏ．２６およびＮｏ．２７はＴＤ／／｛００１｝の面積率が１０％を超えたため、破壊靱性が劣化した。Ｎｏ．２８は、ＭＡ分率が５％を超えたため、破壊靱性が劣化した。
なお、Ｎｏ．１２、１５～１７、２０、２３、２５～２８はベイナイトとＭＡからなる組織であり、Ｎｏ．１１、１３、１４、１８、１９、２１、２２、２４はベイナイトとフェライトとＭＡからなる組織であった。

Claims (4)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０４０～０．０８０％、
    Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
    Ｍｎ：１．５０～２．３０％、
    Ｐ：０．００２～０．０１５％、
    Ｓ：０．０００２～０．００２０％、
    Ａｌ：０．０１０～０．０８０％、
    Ｎｂ：０．００９～０．０７０％、
    Ｔｉ：０．００６～０．０４０％、
    Ｎ：０．００２０～０．００８０％、
    を含有し、
    あるいはさらに、
    Ｃｕ：０．５０％以下、
    Ｎｉ：０．５０％以下、
    Ｃｒ：０．５０％以下、
    Ｍｏ：０．５０％以下、
    Ｖ：０．０５０％以下、
    Ｃａ：０．００５０％以下、
    Ｍｇ：０．００５０％以下、
    のうちから選んだ１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物元素である成分組成を有し、
    鋼板の板厚中央位置において圧延時の鋼板の側面法線方向であるＴＤ／／｛００１｝結晶面の面積率が１０％以下であり、ＭＡが面積率で５％以下であり、
    引張強さが６２５ＭＰａ以上である水素輸送鋼管用高強度鋼板。
  2. 前記成分組成が、質量％で、
    Ｃｕ：０．０１～０．５０％、
    Ｎｉ：０．０１～０．５０％、
    Ｃｒ：０．０１～０．５０％、
    Ｍｏ：０．０１～０．５０％、
    Ｖ：０．００５～０．０５０％、
    Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
    Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、
    のうちから選んだ１種以上を含有する、請求項１に記載の水素輸送鋼管用高強度鋼板。
  3. 請求項１または２に記載の水素輸送鋼管用高強度鋼板であって、前記成分組成を有する鋼片を１０００～１２５０℃の温度に加熱したのち、
    再結晶温度域での総圧下率が７５％以下、かつ１パスあたりの圧下率が２０％以上の圧延パス数が５パス以下、となる条件で熱間圧延を施して鋼板とし、
    その後、前記鋼板の板厚中央における鋼板温度で冷却停止温度が２５０～５５０℃となる条件で水冷を施す、水素輸送鋼管用高強度鋼板の製造方法。
  4. 水素輸送鋼管であって、
    管状に成形された請求項１または２に記載の水素輸送鋼管用高強度鋼板と溶接した突き合わせ部とを有する水素輸送鋼管。
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