(57)【要約】【課題】現地溶接部の低温靭性及び長手方向の耐破壊特性の両立を可能にする超高強度ラインパイプを提供する。【解決手段】質量％で、C:0.03〜0.07％、Si:0.6％以下、Mn:1.5〜2.5％、P:0.015％以下、S:0.003％以下、Ni:0.1〜1.5％、Mo:0.15〜0.60％、Nb:0.01〜0.10％、Ti:0.005〜0.030％、Al:0.06％以下を含み、更に、所要量のB、N、V、Cu、Cr、Ca、REM、Mgの１種又は２種以上を含有して残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼板を突き合わせて溶接した鋼管であって、2.5≦P≦4.0で、Hv-ave（母材部の肉厚方向の平均ビッカース硬さ）／C量で決まるマルテンサイト硬さHv-M（Hv-M=270+1300C）との比（Hv-ave）／（Hv-M）が0.8〜0.9で、引張強さTS-Cが900〜1100MPaであることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。  P=2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+(1+β)Mo-1+β(B≧3ppmではβ=1、B<3ppmではβ=0)【選択図】図３
2007519819.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．００３％以下、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．１０％以下、
を含み、更に、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｂ  ：３ｐｐｍ未満、
Ｖ  ：０．１０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００６％以下、
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する鋼板であって、板厚方向の平均ビッカース硬さＨv-avepとＣ量で決まるマルテンサイト硬さＨv-Mとの比（Ｈv-avep）／（Ｈv-M）が０．８〜０．９であり、幅方向の引張強さＴＳ−Ｔpが８８０〜１０８０ＭＰａであることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ−１
Ｈv-M＝２７０＋１３００Ｃ
ここで、元素記号は元素の質量％
【請求項２】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．００３％以下、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｂ  ：３ｐｐｍ〜０．００２５％
を含み、更に、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％、
Ｖ  ：０．１０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００６％以下、
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する鋼板であって、板厚方向の平均ビッカース硬さＨv-avepとＣ量で決まるマルテンサイト硬さＨv-Mとの比（Ｈv-avep）／（Ｈv-M）が０．８〜０．９であり、幅方向の引張強さＴＳ−Ｔpが８８０〜１０８０ＭＰａであることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ
Ｈv-M＝２７０＋１３００Ｃ
ここで、元素記号は元素の質量％
【請求項３】
質量％で、
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％、
を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板。
【請求項４】
Ｔｉ−３．４Ｎ＞０（ここで、元素記号は元素の質量％）を満足することを特徴とする請求項３に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板。
【請求項５】
−２０℃でのＶノッチシャルピー値が２００Ｊ以上であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板。
【請求項６】
鋼板の圧延方向の引張強さＴＳ−Ｌpが鋼板の幅方向の引張強さＴＳ−Ｔpの０．９５倍以下であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板。
【請求項７】
鋼板の圧延方向の０．２％オフセット耐力ＹＳ−Ｌpと鋼板の圧延方向の引張強さＴＳ−Ｌpの比である鋼板の圧延方向の降伏比（ＹＳ−Ｌp）／（ＴＳ−Ｌp）が０．８以下であることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板。
【請求項８】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．００３％以下、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．０６％以下、
を含み、更に、
Ｂ  ：０．００２５％以下、
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％、
Ｖ  ：０．１０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００６％以下、
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する鋼板を突き合わせ溶接したラインパイプであって、母材部の肉厚方向の平均ビッカース硬さＨv-aveとＣ量で決まるマルテンサイト硬さＨv-Mとの比（Ｈv-ave）／（Ｈv-M）が０．８〜０．９であり、円周方向の引張強さＴＳ−Ｃが９００〜１１００ＭＰａであることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）
＋（１＋β）Ｍｏ−１＋β
但し、Ｂ≧３ｐｐｍではβ＝１、Ｂ＜３ｐｐｍではβ＝０
Ｈv-M＝２７０＋１３００Ｃ
ここで、元素記号は元素の質量％
【請求項９】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．００３％以下、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．１０％以下、
を含み、更に、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｂ  ：３ｐｐｍ未満、
Ｖ  ：０．１０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００６％以下、
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する鋼板を突き合わせ溶接したラインパイプであって、母材部の肉厚方向の平均ビッカース硬さＨv-aveとＣ量で決まるマルテンサイト硬さＨv-M*との比（Ｈv-ave）／（Ｈv-M*）が０．７５〜０．９であり、円周方向の引張強さＴＳ−Ｃが９００〜１１００ＭＰａであることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ−１
Ｈv-M*＝２９０＋１３００Ｃ
ここで、元素記号は元素の質量％
【請求項１０】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．００３％以下、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｂ  ：３ｐｐｍ〜０．００２５％
を含み、更に、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％、
Ｖ  ：０．１０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００６％以下、
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する鋼板を突き合わせ溶接したラインパイプであって、母材部の肉厚方向の平均ビッカース硬さＨv-aveとＣ量で決まるマルテンサイト硬さＨv-M*との比（Ｈv-ave）／（Ｈv-M*）が０．７５〜０．９であり、円周方向の引張強さＴＳ−Ｃが９００〜１１００ＭＰａであることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ
Ｈv-M*＝２９０＋１３００Ｃ
ここで、元素記号は元素の質量％
【請求項１１】
質量％で、
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％、
を含有することを特徴とする請求項９又は１０に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
【請求項１２】
Ｔｉ−３．４Ｎ＞０（ここで、元素記号は元素の質量％）を満足することを特徴とする請求項１１に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
【請求項１３】
母材部の−２０℃でのＶノッチシャルピー値が２００Ｊ以上であることを特徴とする請求項８〜１２のいずれか１項に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
【請求項１４】
鋼管の長手方向の引張強さが鋼管の円周方向の引張強さの０．９５倍以下であることを特徴とする請求項８〜１３のいずれか１項に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
【請求項１５】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．００３％以下、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．１０％以下、
を含み、更に、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｂ  ：３ｐｐｍ未満、
Ｖ  ：０．１０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００６％以下、
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する化学成分を有するスラブを１０００〜１２５０℃に加熱した後、再結晶域での粗圧延に次いで、９００℃以下の未再結晶オーステナイト域で累積圧下量が７５％以上の未再結晶域圧延を施し、その後、オーステナイト域から、板厚中心部を１〜１０℃／秒の冷却速度で５００℃以下まで加速冷却することを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ−１
ここで、元素記号は元素の質量％
【請求項１６】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．００３％以下、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｂ  ：３ｐｐｍ〜０．００２５％
を含み、更に、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％、
Ｖ  ：０．１０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００６％以下、
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する化学成分を有するスラブを１０００〜１２５０℃に加熱した後、再結晶域での粗圧延に次いで、９００℃以下の未再結晶オーステナイト域で累積圧下量が７５％以上の未再結晶域圧延を施し、その後、オーステナイト域から、板厚中心部を１〜１０℃／秒の冷却速度で５００℃以下まで加速冷却することを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ
ここで、元素記号は元素の質量％
【請求項１７】
スラブが、更に、質量％で、
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％、
を含有することを特徴とする請求項１５又は１６に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
【請求項１８】
Ｔｉ−３．４Ｎ＞０（ここで、元素記号は元素の質量％）を満足することを特徴とする請求項１７に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
【請求項１９】
請求項１５〜１８のいずれか１項に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法によって製造した鋼板を、鋼板の圧延方向と鋼管の長手方向が一致するように管状に成形し、突き合わせ部を溶接して鋼管とすることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプの製造方法。
【請求項２０】
請求項１５〜１８のいずれか１項に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法によって製造した鋼板を、ＵＯ工程で鋼板の圧延方向と鋼管の長手方向が一致するように管状に成形し、その突き合わせ部を内外面からサブマージアーク溶接で接合した後、拡管することを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプの製造方法。
【請求項２１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．００３％以下、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．０６％以下、
を含み、更に、
Ｂ  ：０．００２５％以下、
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％、
Ｖ  ：０．１０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００６％以下、
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する化学成分を有するスラブを１０００〜１２５０℃に加熱した後、再結晶域での粗圧延に次いで、９００℃以下の未再結晶オーステナイト域で累積圧下量が７５％以上の未再結晶域圧延を施し、その後、オーステナイト域から、板厚中心部を１〜１０℃／秒の冷却速度で５００℃以下まで加速冷却して鋼板を製造し、この鋼板を、鋼板の圧延方向と鋼管の長手方向が一致するように管状に成形し、突き合わせ部を溶接して鋼管とすることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプの製造方法。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）
＋（１＋β）Ｍｏ−１＋β
但し、Ｂ≧３ｐｐｍではβ＝１、Ｂ＜３ｐｐｍではβ＝０
ここで、元素記号は元素の質量％
【請求項２２】
加速冷却した後の鋼板をＵＯ工程で管状に成形し、その突き合わせ部を内外面からサブマージアーク溶接で接合した後、拡管することを特徴とする請求項２１に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、原油、天然ガス等を輸送するためのパイプラインに使用できる、９００ＭＰａ以上の鋼管周方向の引張強さ（ＴＳ−Ｃ）を有する低温靱性の優れた超高強度ラインパイプに関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、原油、天然ガス等の長距離輸送方法として、パイプラインの重要性がますます高まっている。これまで、長距離輸送用の幹線ラインパイプとして、米国石油協会（ＡＰＩ）規格Ｘ８０以下が規格化されている。しかし、（１）高圧化による輸送効率の向上や、（２）ラインパイプの外径・重量の低減による現地施工能率の向上のため、更に高強度のラインパイプが要望されている。
【０００３】
特に、９００ＭＰａ以上の引張強さを有するＸ１２０級のラインパイプは、Ｘ６５と較べて約２倍の内圧に耐えるため、同じサイズで約２倍のガスを輸送することが可能になる。また、ラインパイプの肉厚を厚くして耐内圧強度を向上させる場合と比較して、材料費、輸送費、現地溶接施工費を削減できるので、パイプライン敷設費を大幅に節約することができる。
【０００４】
既に、特許文献１に開示されているように、母材のミクロ組織がマルテンサイト／ベイナイト混合組織（下部ベイナイト組織）を主体とするＸ１２０ラインパイプの開発が進められている。しかし、このラインパイプを製造するためには、非常に厳密な組織制御が必要であり、製造条件の制約が厳しくなる。
【０００５】
また、ラインパイプの強度を高めると、パイプラインを敷設する際に、現地で溶接される鋼管同士の接合部（現地溶接部という。）の溶接金属強度も高めることが必要になる。
【０００６】
一般に、溶接継手の溶接金属の低温靭性は母材よりも低く、強度の上昇によって更に低下する。そのため、ライパイプの強度を高めると、現地溶接部の溶接金属の高強度化が必要になり、低温靭性が低下するという問題がある。
【０００７】
一方、現地溶接部の溶接金属の強度がラインパイプの長手方向の強度よりも低いと、パイプラインの長手方向に応力が発生した場合、歪が現地溶接部に集中し、溶接熱影響のために靭性が低下している部分での破壊が起こり易くなる。
【０００８】
通常のパイプラインには、内圧による周方向の応力は作用するが、長手方向の応力は発生しない。しかし、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、長手方向の応力が発生する。
【０００９】
即ち、パイプラインの現地溶接部の溶接金属は、鋼管の長手方向の強度よりも高いことが必要であるが、本発明が対象とする超高強度ラインパイプの現地溶接部の溶接金属は既に高強度であり、更なる高強度化は急激な靭性の低下を招く。
【００１０】
したがって、鋼管円周方向の強度を維持し、耐内圧強度に関係しない鋼管長手方向の強度を低減させることができれば、このような問題が緩和される。
【００１１】
なお、本出願人が特許文献２によって提案した高強度鋼管は、本発明とはミクロ組織が異なる。この組織の差異は、未再結晶領域の加工量等、製造条件の差異に基づく。
【００１２】
【特許文献１】特開２０００−１９９０５６号公報
【特許文献２】特開２００４−０５２１０４号公報
【発明の開示】
【００１３】
本発明は、不連続凍土地帯のように季節によって地盤が動く地域に敷設されるパイプラインにも適用することが可能な、現地溶接部の低温靭性及び長手方向の耐破壊特性の両立を可能にする超高強度ラインパイプを提供するものである。
【００１４】
即ち、鋼管の耐内圧強度を維持するために、鋼管の周方向の引張強さ（ＴＳ−Ｃ）を９００ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１２０相当）とし、鋼管の長手方向の引張強さのみを低下させた超高強度ラインパイプとその製造方法、更には、超高強度ラインパイプの製造に用いられる鋼板とその製造方法を提供するものである。
【００１５】
本発明者は、周方向の引張強さが９００ＭＰａ以上で、長手方向の引張強さを抑制した超高強度ラインパイプを得るため、素材である鋼板が満足すべき条件について鋭意研究を行った。
【００１６】
その結果、耐内圧強度、低温靭性及び耐破壊特性に優れた超高強度ラインパイプを実現するための超高強度ラインパイプ用鋼板及びその製造方法を発明し、更に、その鋼板を用いた超高強度ラインパイプ及びその製造方法を発明した。
【００１７】
本発明の要旨は、以下のとおりである。
【００１８】
（１）  質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．００３％以下、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．１０％以下、
を含み、更に、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｂ  ：３ｐｐｍ未満、
Ｖ  ：０．１０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００６％以下、
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する鋼板であって、板厚方向の平均ビッカース硬さＨv-avepとＣ量で決まるマルテンサイト硬さＨv-Mとの比（Ｈv-avep）／（Ｈv-M）が０．８〜０．９であり、幅方向の引張強さＴＳ−Ｔpが８８０〜１０８０ＭＰａであることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ−１
Ｈv-M＝２７０＋１３００Ｃ
ここで、元素記号は元素の質量％
【００１９】
（２）  質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．００３％以下、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｂ  ：３ｐｐｍ〜０．００２５％
を含み、更に、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％、
Ｖ  ：０．１０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００６％以下、
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する鋼板であって、板厚方向の平均ビッカース硬さＨv-avepとＣ量で決まるマルテンサイト硬さＨv-Mとの比（Ｈv-avep）／（Ｈv-M）が０．８〜０．９であり、幅方向の引張強さＴＳ−Ｔpが８８０〜１０８０ＭＰａであることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ
Ｈv-M＝２７０＋１３００Ｃ
ここで、元素記号は元素の質量％
【００２０】
（３）  質量％で、
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％、
を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板。
【００２１】
（４）  Ｔｉ−３．４Ｎ＞０（ここで、元素記号は元素の質量％）を満足することを特徴とする上記（３）に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板。
【００２２】
（５）  −２０℃でのＶノッチシャルピー値が２００Ｊ以上であることを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれかに記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板。
【００２３】
（６）  鋼板の圧延方向の引張強さＴＳ−Ｌpが鋼板の幅方向の引張強さＴＳ−Ｔpの０．９５倍以下であることを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれかに記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板。
【００２４】
（７）  鋼板の圧延方向の０．２％オフセット耐力ＹＳ−Ｌpと鋼板の圧延方向の引張強さＴＳ−Ｌpの比である鋼板の圧延方向の降伏比（ＹＳ−Ｌp）／（ＴＳ−Ｌp）が０．８以下であることを特徴とする上記（１）〜（６）のいずれかに記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板。
【００２５】
（８）  質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．００３％以下、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．０６％以下、
を含み、更に、
Ｂ  ：０．００２５％以下、
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％、
Ｖ  ：０．１０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００６％以下、
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する鋼板を突き合わせ溶接したラインパイプであって、母材部の肉厚方向の平均ビッカース硬さＨv-aveとＣ量で決まるマルテンサイト硬さＨv-Mとの比（Ｈv-ave）／（Ｈv-M）が０．８〜０．９であり、円周方向の引張強さＴＳ−Ｃが９００〜１１００ＭＰａであることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）
＋（１＋β）Ｍｏ−１＋β
但し、Ｂ≧３ｐｐｍではβ＝１、Ｂ＜３ｐｐｍではβ＝０
Ｈv-M＝２７０＋１３００Ｃ
ここで、元素記号は元素の質量％
【００２６】
（９）  質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．００３％以下、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．１０％以下、
を含み、更に、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｂ  ：３ｐｐｍ未満、
Ｖ  ：０．１０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００６％以下、
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する鋼板を突き合わせ溶接したラインパイプであって、母材部の肉厚方向の平均ビッカース硬さＨv-aveとＣ量で決まるマルテンサイト硬さＨv-M*との比（Ｈv-ave）／（Ｈv-M*）が０．７５〜０．９であり、円周方向の引張強さＴＳ−Ｃが９００〜１１００ＭＰａであることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ−１
Ｈv-M*＝２９０＋１３００Ｃ
ここで、元素記号は元素の質量％
【００２７】
（１０）  質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．００３％以下、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｂ  ：３ｐｐｍ〜０．００２５％
を含み、更に、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％、
Ｖ  ：０．１０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００６％以下、
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する鋼板を突き合わせ溶接したラインパイプであって、母材部の肉厚方向の平均ビッカース硬さＨv-aveとＣ量で決まるマルテンサイト硬さＨv-M*との比（Ｈv-ave）／（Ｈv-M*）が０．７５〜０．９であり、円周方向の引張強さＴＳ−Ｃが９００〜１１００ＭＰａであることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ
Ｈv-M*＝２９０＋１３００Ｃ
ここで、元素記号は元素の質量％
【００２８】
（１１）  質量％で、
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％、
を含有することを特徴とする上記（９）又は（１０）に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
【００２９】
（１２）  Ｔｉ−３．４Ｎ＞０（ここで、元素記号は元素の質量％）を満足することを特徴とする上記（１１）に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
【００３０】
（１３）  母材部の−２０℃でのＶノッチシャルピー値が２００Ｊ以上であることを特徴とする上記（８）〜（１２）のいずれかに記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
【００３１】
（１４）  鋼管の長手方向の引張強さが鋼管の円周方向の引張強さ０．９５倍以下であることを特徴とする上記（８）〜（１３）のいずれかに記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
【００３２】
（１５）  質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．００３％以下、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．１０％以下、
を含み、更に、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｂ  ：３ｐｐｍ未満、
Ｖ  ：０．１０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００６％以下、
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する化学成分を有するスラブを１０００〜１２５０℃に加熱した後、再結晶域での粗圧延に次いで、９００℃以下の未再結晶オーステナイト域で累積圧下量が７５％以上の未再結晶域圧延を施し、その後、オーステナイト域から、板厚中心部を１〜１０℃／秒の冷却速度で５００℃以下まで加速冷却することを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ−１
ここで、元素記号は元素の質量％
【００３３】
（１６）  質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．００３％以下、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｂ  ：３ｐｐｍ〜０．００２５％
を含み、更に、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％、
Ｖ  ：０．１０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００６％以下、
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する化学成分を有するスラブを１０００〜１２５０℃に加熱した後、再結晶域での粗圧延に次いで、９００℃以下の未再結晶オーステナイト域で累積圧下量が７５％以上の未再結晶域圧延を施し、その後、オーステナイト域から、板厚中心部を１〜１０℃／秒の冷却速度で５００℃以下まで加速冷却することを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ
ここで、元素記号は元素の質量％
【００３４】
（１７）  スラブが、更に、質量％で、
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％、
を含有することを特徴とする上記（１５）又は（１６）に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
【００３５】
（１８）  Ｔｉ−３．４Ｎ＞０（ここで、元素記号は元素の質量％）を満足することを特徴とする上記（１７）に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
【００３６】
（１９）  上記（１５）〜（１８）のいずれかに記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法によって製造した鋼板を、圧延方向と鋼管長手方向が一致するように管状に成形し、突き合わせ部を溶接して鋼管とすることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプの製造方法。
【００３７】
（２０）  上記（１５）〜（１８）のいずれかに記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法によって製造した鋼板を、ＵＯ工程で圧延方向と鋼管長手方向が一致するように管状に成形し、その突き合わせ部を内外面からサブマージアーク溶接で接合した後、拡管することを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプの製造方法。
【００３８】
（２１）  質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．００３％以下、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．０６％以下、
を含み、更に、
Ｂ  ：０．００２５％以下、
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％、
Ｖ  ：０．１０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００６％以下、
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する化学成分を有するスラブを１０００〜１２５０℃に加熱した後、再結晶域での粗圧延に次いで、９００℃以下の未再結晶オーステナイト域で累積圧下量が７５％以上の未再結晶域圧延を施し、その後、オーステナイト域から、板厚中心部を１〜１０℃／秒の冷却速度で５００℃以下まで加速冷却して鋼板を製造し、この鋼板を、圧延方向と鋼管長手方向が一致するように管状に成形し、突き合わせ部を溶接して鋼管とすることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプの製造方法。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）
＋（１＋β）Ｍｏ−１＋β
但し、Ｂ≧３ｐｐｍではβ＝１、Ｂ＜３ｐｐｍではβ＝０
ここで、元素記号は元素の質量％
【００３９】
（２２）  加速冷却した後の鋼板をＵＯ工程で管状に成形し、その突き合わせ部を内外面からサブマージアーク溶接で接合した後、拡管することを特徴とする上記（２１）に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプの製造方法。
【発明を実施するための最良の形態】
【００４０】
パイプラインの長手方向に発生する応力に対する耐破壊性を確保するためには、現地溶接部の強度がラインパイプの長手方向の強度と同等以上であることが必要である。
【００４１】
即ち、ラインパイプの長手方向の強度が現地溶接部の強度よりも低いと、現地溶接部が局部的に変形し、破壊する可能性が高くなる。一方、ラインパイプの長手方向の強度が高すぎる場合、現地溶接部の強度を更に高めると、低温靱性が低下する。
【００４２】
このような課題を解決するために、本発明者は、円周方向の引張強さ（ＴＳ−Ｃ）を９００ＭＰａ以上とし、長手方向の引張り強さ（ＴＳ−Ｌ）を低くした超高強度ラインパイプの開発を指向した。
【００４３】
本発明者は、超高強度ラインパイプ用鋼板のミクロ組織と、鋼板の圧延方向及び幅方向の強度との関係を調査し、鋼板の長手方向の引張り強さを低下させるためには、鋼板のミクロ組織を擬似上部ベイナイト組織にすることが有効であることを見出した。
【００４４】
ここで、擬似上部ベイナイトとは、低温変態組織の特徴であるラス組織の形態を有し、生成する第２相である炭化物やＭＡ（Martensite-Austenite）が下部ベイナイトと較べて粗大である組織をいう。
【００４５】
図１に、ミクロ組織が擬似上部ベイナイトからなる本発明の超高強度ラインパイプ用鋼板の走査型電子顕微鏡組織写真を示す。比較のため、図２に、ミクロ組織がマルテンサイトとベイナイトの混合組織（下部ベイナイト組織という）からなる従来のＸ１２０級ラインパイプ用鋼板の走査型電子顕微鏡組織写真を示す。
【００４６】
図１と図２を比較しても、擬似上部ベイナイトと下部ベイナイト組織とのミクロ組織の差異は走査型電子顕微鏡組織写真では明瞭でないので、図３に模式図を示す。
【００４７】
図３の（ｂ）に示すように、擬似上部ベイナイトは、下部ベイナイト（図３（ａ）、参照）よりもラスの幅が広く、また、下部ベイナイトとは異なり、ラス内には微細なセメンタイトが存在せず、ラス間にＭＡを有する。
【００４８】
また、擬似上部ベイナイトとグラニュラーベイナイト（図３（ｃ）、参照）を比較すると、グラニュラーベイナイトは、擬似上部ベイナイトよりも粗大なＭＡを有し、また、擬似上部ベイナイトとは異なり、グラニュラーフェライトが存在する。
【００４９】
擬似上部ベイナイトは、透過型電子顕微鏡によって下部ベイナイトと区別することができるが、両者の定量的な割合を組織写真から求めることは困難である。そのため、本発明では、擬似上部ベイナイト組織の硬さは下部ベイナイト組織の硬さよりも低いことを利用して、ビッカース硬度の比較により両者を区別する。
【００５０】
本発明鋼の化学成分では、下部ベイナイト組織の硬さは、Ｃ量で決まるマルテンサイトの硬さＨv-Mと同等である。
【００５１】
鋼板の場合、Ｈv-Mは下記式により求めることができる。
Ｈv-M＝２７０＋１３００Ｃ
鋼板のミクロ組織において擬似上部ベイナイトが全体の約７０％以上になると、鋼板の硬度Ｈv-avepはＨv-Mよりも低くなり、その比（Ｈv-avep）／（Ｈv-M）が０．８〜０．９の範囲となる。
【００５２】
なお、鋼板の硬度Ｈv-avepは、ビッカース試験機を用いて、鋼板の圧延方向の断面において、荷重１０ｋｇｆで板厚方向に１ｍｍピッチで測定し、その平均を取った測定値である。
【００５３】
また、鋼板の硬さの比（Ｈv-avep）／（Ｈv-M）が０．８〜０．９の範囲になると、鋼板の幅方向の引張強さ（ＴＳ−Ｔp）が８８０〜１０８０ＭＰａの範囲になる。この鋼板から製造したラインパイプは、円周方向の引張強さ（ＴＳ−Ｃ）が９００ＭＰａ以上になり、Ｘ１２０級ラインパイプに要求される耐内圧強度を確保することができる。
【００５４】
更に、幅方向の強度が１０８０ＭＰａ以下である鋼板は、鋼板を管状に成形する際の反力が低減されるため、加工性にも優れる。
【００５５】
更に、擬似上部ベイナイト組織を主体とする本発明の鋼板は衝撃特性にも優れている。
【００５６】
ラインパイプは、破壊による亀裂の進展を防止するために、高速延性破壊停止機能が要求され、このためには、ラインパイプ用鋼板の−２０℃でのＶノッチシャルピー衝撃値が２００Ｊ以上であることが必要である。
【００５７】
本発明の成分系で、擬似上部ベイナイト組織が全体の約７０％以上となる組織、即ち、鋼板の硬さの比（Ｈv-avep）／（Ｈv-M）が０．８〜０．９の範囲であれば、鋼板の−２０℃におけるＶノッチシャルピー衝撃値が２００Ｊ以上となる。
【００５８】
また、本発明の擬似上部ベイナイトを主体とする鋼板では、鋼板の圧延方向の引張強さ（ＴＳ−Ｌp）が鋼板の幅方向の引張強さ（ＴＳ−Ｔp）よりも小さくなり、（ＴＳ−Ｌp）を（ＴＳ−Ｔp）の０．９５倍以下にすることができる。
【００５９】
一方、下部ベイナイトを主体とする従来の超高強度鋼板の圧延方向の引張強さは幅方向の引張強さとほぼ同等である。
【００６０】
本発明の擬似上部ベイナイトを主体とする鋼板の圧延方向を長手方向として管状に成形し、製造したラインパイプは、円周方向の強度を保持したまま長手方向の強度を低くすることができる。
【００６１】
そのため、パイプラインを敷設する際に、現地接合部の溶接金属の強度をラインパイプの長手方向の強度より高くし、かつ、現地溶接部の低温靭性を確保することが容易になる。
【００６２】
なお、鋼板の圧延方向の引張強さ（ＴＳ−Ｌp）は、鋼板の幅方向の引張強さ（ＴＳ−Ｔp）よりも可能な限り低いことが望ましいが、実際には（ＴＳ−Ｌp）を（ＴＳ−Ｔp）の０．９０倍より低くすることは困難である。
【００６３】
また、鋼板の０．２％オフセット耐力ＹＳと引張強さＴＳの比、即ち、降伏比ＹＳ／ＴＳが低いと、鋼板をラインパイプに加工する際の成形性が向上する。
【００６４】
また、鋼板の圧延方向の０．２％オフセット耐力（ＹＳ−Ｌp）と引張強さ（ＴＳ−Ｌp）の比、即ち鋼板の圧延方向の降伏比（ＹＳ−Ｌp）／（ＴＳ−Ｌp）が低いと、ラインパイプの長手方向の降伏比も低くなる。
【００６５】
そのため、パイプラインの現地溶接部の近傍において、現地溶接部の溶接金属よりもラインパイプの母材を変形し易くすることができる。
【００６６】
これにより、地震、地殻変動等によってパイプラインの長手方向に変形が発生した際に、ラインパイプの母材が変形し、パイプラインの破壊の発生を抑制することができる。この効果を得るには、鋼板の圧延方向の降伏比（ＹＳ−Ｌp）／（ＴＳ−Ｌp）を０．８０以下とすることが好ましい。
【００６７】
次に、本発明の擬似上部ベイナイトを主体とする超高強度ラインパイプ用鋼板を用いて製造されたラインパイプについて説明する。
【００６８】
Ｘ１２０級ラインパイプに要求される耐内圧強度を確保するためには、ラインパイプの円周方向の引張強さ（ＴＳ−Ｃ）を９００ＭＰａ以上とすることが必要である。
【００６９】
一方、ラインパイプの円周方向の引張強さが１１００ＭＰａよりも高くなると、急激に鋼管の製造が困難になる。工業的制御の困難さを考慮すると、ラインパイプの円周方向の引張強さの上限を、１０００ＭＰａとすることが好ましい。
【００７０】
鋼板をラインパイプに加工する際、塑性歪によって鋼板が加工硬化するので、ラインパイプの硬度Ｈv-aveは、鋼板よりも高くなる。本発明の超高強度ラインパイプの硬度Ｈv-aveは、加工硬化によって鋼板の硬さよりも２０程度増加することがある。
【００７１】
この場合、ラインパイプのミクロ組織において擬似上部ベイナイトの量を硬度Ｈv-aveによって定量化する際、Ｃ量で決まるマルテンサイトの硬さＨv-Mを基準にすると、Ｈv-Mは加工硬化を考慮していないので、擬似上部ベイナイトの量を過小評価することになる。
【００７２】
したがって、本発明の超高強度ラインパイプの場合、加工硬化した下部ベイナイト組織の硬さを、Ｃ量で決まるマルテンサイトの硬さＨv-Mに２０を加えた下記式“Ｈv-M*”により算出し、Ｈv-ave／Ｈv-M*によって、擬似上部ベイナイトの量を定量化してもよい。
Ｈv-M*＝２９０＋１３００Ｃ
Ｈv-ave／Ｈv-M*は０．７５〜０．９０の範囲であればよいが、好ましい下限は０．８０である。
【００７３】
なお、ラインパイプの硬度Ｈv-aveは、ビッカース試験機を用いて、ラインパイプの長手方向の断面において、荷重１０ｋｇｆで肉厚方向に１ｍｍピッチで測定し、その平均を取った測定値である。
【００７４】
本発明の擬似上部ベイナイトを主体とする鋼板を加工した超高強度ラインパイプも、鋼板と同様に低温靭性に優れており、−２０℃でのＶノッチシャルピー衝撃値は、２００Ｊ以上となる。
【００７５】
更に、圧延方向の引張強さ（ＴＳ−Ｌp）が幅方向の引張強さ（ＴＳ−Ｃp）の０．９５倍よりも小さい鋼板を用いて、鋼板の圧延方向を長手方向として製造した本発明の超高強度ラインパイプは、長手方向の引張強さ（ＴＳ−Ｌ）を、鋼板と同様に円周方向の引張強さ（ＴＳ−Ｃ）の０．９５倍以下にすることができる。
【００７６】
なお、ＴＳ−Ｌは、ＴＳ−Ｃよりも可能な限り低いことが望ましいが、実際には、ＴＳ−ＬをＴＳ−Ｃの０．９０倍より低くすることは困難である。
【００７７】
次に、本発明の超高強度ラインパイプ用鋼板及び超高強度ラインパイプの成分元素の限定理由を説明する。なお、％は質量％を意味する。
【００７８】
Ｃは、０．０３〜０．０７％に限定する。Ｃは鋼の強度向上に極めて有効であり、鋼板及びラインパイプの強度を本発明の目標とする範囲内とするためには、最低０．０３％は必要である。
【００７９】
しかし、Ｃ量が多すぎると、母材、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性や現地溶接性の著しい劣化を招くので、その上限を０．０７％とした。Ｃ量の好ましい上限は０．０６％である。
【００８０】
Ｓｉは、脱酸や強度向上のために添加する元素であるが、過剰に添加すると、ＨＡＺ靱性、現地溶接性を著しく劣化させるので、上限を０．６％とした。鋼の脱酸は、Ａｌ、Ｔｉの添加によって十分可能であり、Ｓｉは必ずしも添加する必要はない。
【００８１】
Ｍｎは、本発明鋼のミクロ組織を擬似上部ベイナイト主体の組織とし、優れた強度・低温靱性のバランスを確保する上で不可欠な元素であり、１．５％以上の添加が必要である。
【００８２】
しかし、Ｍｎの添加量が多すぎると、鋼の焼入れ性が増してＨＡＺ靱性、現地溶接性を劣化させるだけでなく、連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、母材の低温靱性をも劣化させるので、上限を２．５％とした。
【００８３】
更に、本発明では、不純物元素であるＰ及びＳを、それぞれ、０．０１５％及び０．００３％以下とする。この主たる理由は、母材及びＨＡＺの低温靱性をより一層向上させるためである。
【００８４】
Ｐ量の低減は、連続鋳造スラブの中心偏析を軽減するとともに、粒界破壊を防止して低温靱性を向上させる。また、Ｓ量の低減は、熱間圧延で延伸化するＭｎＳを低減して延靱性を向上させる。
【００８５】
Ｍｏを添加する理由は、鋼の焼入れ性を向上させ、目的とする擬似上部ベイナイト主体の組織を得るためである。Ｍｏの添加は、Ｂの添加による鋼の焼入れ性の向上効果を、更に高める。
【００８６】
また、ＭｏをＮｂと共に添加すると、制御圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制し、オーステナイト組織を微細化する。このような効果を得るために、Ｍｏは、最低でも０．１５％添加する必要がある。
【００８７】
しかし、過剰なＭｏ添加は、ＨＡＺ靱性、現地溶接性を劣化させ、更にＢの焼入れ性向上効果を損なうことがあるので、その上限を０．６０％とした。
【００８８】
Ｎｂは、Ｍｏと共に添加することにより、制御圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制して、擬似上部ベイナイト組織を微細化及び安定化するだけでなく、析出硬化や焼入れ性増大にも寄与し、鋼を強靱化する。
【００８９】
また、ＮｂをＢと共に添加すると、焼入れ性向上効果が相乗的に高まる。更に、Ｎｂを０．０１％以上添加することで、溶接熱影響部の過剰な軟化が抑制できる。しかし、Ｎｂ添加量が多すぎると、ＨＡＺ靱性や現地溶接性に悪影響を及ぼすので、その上限を０．１０％とした。
【００９０】
Ｔｉは、Ｂの焼入れ性向上効果に有害な固溶ＮをＴｉＮとして固定する元素であり、脱酸元素としても有用である。特に、Ａｌ量が少なく、０．００５％以下の場合、Ｔｉは酸化物を形成し、ＨＡＺにおいて粒内フェライト生成核として作用し、ＨＡＺ組織を微細化する効果も有する。これらの効果を得るためには、０．００５％以上のＴｉの添加が必要である。
【００９１】
また、ＴｉＮが微細に析出すると、スラブ再加熱時及びＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、母材及びＨＡＺの低温靱性を改善する。この効果を得るには、Ｔｉを３．４Ｎ（各々質量％）より過剰に添加することが好ましい。
【００９２】
しかし、Ｔｉ量が多すぎると、ＴｉＣによる析出硬化やＴｉＮの粗大化により低温靱性を劣化させるので、その上限を０．０３０％に限定した。
【００９３】
Ａｌは、通常、脱酸材として鋼に含まれる元素で、組織の微細化にも効果を有する。しかし、Ａｌ量が０．１０％を越えると、Ａｌ系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害するので、上限を０．１０％とした。
【００９４】
Ａｌの添加量の好ましい上限は、０．０６％である。しかし、Ｔｉ、Ｓｉの添加により脱酸を十分に行う場合には、Ａｌを添加する必要はない。
【００９５】
Ｎｉを添加する目的は、現地溶接性を劣化させることなく、低炭素の本発明鋼の低温靱性、強度等の特性を向上させることである。
【００９６】
Ｎｉ添加は、ＭｎやＣｒ、Ｍｏ添加に比較して、圧延組織中、特に、連続鋳造鋼片の中心偏析帯中に低温靱性に有害な硬化組織を形成することが少ない。また、ＨＡＺ靱性の改善には、０．１％以上の微量のＮｉ添加が有効であることが判明した。
【００９７】
なお、ＨＡＺ靱性の向上に極めて有効であるＮｉ添加量は、０．３％以上である。しかし、Ｎｉの添加量が多すぎると、経済性だけでなく、ＨＡＺ靱性や現地溶接性を劣化させるので、その上限を１．５％とした。
【００９８】
また、Ｎｉ添加は連続鋳造時、熱間圧延時におけるＣｕ割れの防止にも有効である。この場合、ＮｉはＣｕ量の１／３以上添加することが好ましい。
【００９９】
次に、Ｂ、Ｎ、Ｖ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇの１種又は２種以上を添加する目的について説明する。基本となる成分に、更に、上記元素の１種又は２種以上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、強度・靱性の一層の向上や、製造可能な鋼材サイズの拡大を図るためである。
【０１００】
Ｂは、極微量で鋼の焼入れ性を飛躍的に高め、鋼のミクロ組織を擬似上部ベイナイト主体とするために、非常に有効な元素である。
【０１０１】
更に、Ｂは、Ｍｏの焼入れ性向上効果を高めると共に、Ｎｂと共存して相乗的に焼入れ性を増す。一方、過剰に添加すると、低温靱性を劣化させるだけでなく、かえってＢの焼入れ性向上効果を消失せしめることもあるので、その上限を０．００２５％とした。
【０１０２】
Ｎは、ＴｉＮを形成しスラブ再加熱時及びＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制して、母材、ＨＡＺの低温靱性を向上させる。この効果を得るためには、Ｎを０．００１％以上添加することが好ましい。
【０１０３】
しかし、Ｎ量が多すぎるとスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靱性の劣化の原因となり、Ｂの添加による焼入れ性向上効果を損なうことがあるので、その上限を、０．００６％に抑えることが好ましい。
【０１０４】
Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の効果を有するが、その効果は、Ｎｂに比較して弱い。しかし、超高強度鋼へのＶ添加は効果的であり、ＮｂとＶの複合添加は本発明鋼の優れた特徴を更に顕著なものとする。
【０１０５】
上限は、ＨＡＺ靱性、現地溶接性の点から、０．１０％まで許容できるが、特に、０．０３〜０．０８％の添加が好ましい範囲である。
【０１０６】
Ｃｕ及びＣｒは、母材及び溶接部の強度を増加させる元素であるが、多すぎるとＨＡＺ靱性や現地溶接性が著しく劣化する。このため、Ｃｕ量及びＣｒ量の上限は、それぞれ、１．０％とすることが好ましい。
【０１０７】
Ｃａ及びＲＥＭは、硫化物、特にＭｎＳの形態を制御し、低温靱性を向上させる。Ｃａを、０．０１％を超えて添加し、又は、ＲＥＭを、０．０２％を超えて添加すると、ＣａＯ−ＣａＳ又はＲＥＭ−ＣａＳが大量に生成して、大型クラスター、大型介在物となり、鋼の清浄度を害するだけでなく、現地溶接性にも悪影響を及ぼす。
【０１０８】
このため、Ｃａ量の上限を０．０１％、好ましくは、０．００６％に制限し、ＲＥＭ量の上限を０．０２％に制限した。
【０１０９】
なお、超高強度ラインパイプでは、Ｓ量及びＯ量を、それぞれ、０．００１％及び０．００２％以下に低減し、かつ、ＥＳＳＰ＝（Ｃａ）〔１−１２４（Ｏ）〕／１．２５Ｓを、０．５≦ＥＳＳＰ≦１０．０とすることが、特に有効である。
【０１１０】
Ｍｇは、微細分散した酸化物を形成し、溶接熱影響部の粒粗大化を抑制して低温靭性を向上させる。０．００６％超では粗大酸化物を生成し逆に靭性を劣化させる。
【０１１１】
以上の個々の添加元素の組成限定に加えて、更に、焼入れ性の指標であるＰ値を、２．５≦Ｐ≦４．０の範囲にすることが必要である。これは、本発明の超高強度ラインパイプ用鋼板及び超高強度ラインパイプが目標とする強度と低温靱性のバランスを達成するためである。
【０１１２】
Ｐ値の下限を２．５としたのは、ラインパイプの周方向の引張強さを９００ＭＰａ以上とし、優れた低温靱性を得るためである。また、Ｐ値の上限を４．０としたのは、優れたＨＡＺ靱性、現地溶接性を維持するためである。
【０１１３】
Ｐ値は、元素記号で示される各元素の添加量（質量％）により、下記式で計算される。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）
＋（１＋β）Ｍｏ−１＋β
但し、Ｂ≧３ｐｐｍではβ＝１、Ｂ＜３ｐｐｍではβ＝０である。なお、Ｂを３ｐｐｍ未満添加する場合、Ｐ値は、
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ−１
によって計算され、Ｂを３ｐｐｍ以上添加する場合、Ｐ値は、
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ
によって計算される。
【０１１４】
微細な擬似上部ベイナイトが主体であるミクロ組織を有する鋼板を製造するためには、鋼の成分だけでなく、製造条件を適正範囲とすることが必要である。
【０１１５】
まず、鋳造によって得られたスラブを再結晶温度域で熱間加工し、更に再結晶粒を未再結晶域圧延によって、板厚方向に偏平したオーステナイト粒とする。未再結晶域圧延とは、再結晶温度未満であり、かつ冷却時にフェライト変態が開始する温度超で、即ち未再結晶温度域であり、かつ、オーステナイト温度域である温度範囲で行う熱間圧延をいう。
【０１１６】
次に、鋼板をオーステナイト域から適正な冷却速度で、即ち、粗大なグラニュラーベイナイトが生成する冷却速度以上、下部ベイナイト及びマルテンサイトが生成する冷却速度以下で、冷却する。
【０１１７】
連続鋳造又は分塊で製造したスラブを、１０００〜１２５０℃に加熱する。１０００℃未満では添加元素の十分な固溶、鋳造組織の整粒化が達成できない。一方、１２５０℃超では結晶粒が粗大化する。
【０１１８】
この加熱されたスラブを、加熱温度以下から９００℃超までの再結晶温度域で粗圧延する。粗圧延の目的は、次の未再結晶圧延前の結晶粒径をできるだけ微細にすることである。
【０１１９】
粗圧延に続いて、９００℃以下の未再結晶温度域、かつ、７００℃以上のオーステナイト域で、累積圧下率が７５％以上の未再結晶域圧延を行う。本発明鋼は、Ｎｂ等の合金量が多いため、９００℃以下では未再結晶温度域である。また、未再結晶域圧延の圧延終了温度はオーステナイト域である７００℃以上とすることが必要である。
【０１２０】
鋼板の幅方向の引張強さＴＳ−Ｔpを、圧延方向の引張強さＴＳ−Ｌpよりも高くし、最終的に、ラインパイプの周方向の引張強さＴＳ−Ｃを、長手方向のＴＳ−Ｌより高くするためには、圧延方向への結晶粒の延伸率を高くする必要がある。
【０１２１】
鋼板のＴＳ−ＬpをＴＳ−Ｔpの０．９５倍以下とし、ラインパイプのＴＳ−ＬをＴＳ−Ｃの０．９５倍以下とするためには、累積圧下量を８０％以上とすることが好ましい。
【０１２２】
その後、７００℃以上のオーステナイト域から、板厚中心部の冷却速度を１〜１０℃／秒として、５００℃以下まで冷却する。板厚中心部の冷却速度が１０℃／秒超になると、まず、鋼板の表層部が下部ベイナイトになり、２０℃／秒以上になると鋼板の全断面が下部ベイナイトになる。
【０１２３】
一方、冷却速度が１℃／秒未満では、グラニュラーベイナイトになり靭性が低下する。このとき、冷冷却速度が速すぎても遅すぎても、鋼板のＴＳ−ＬpはＴＳ−Ｔpの０．９５倍以下にはならず、ラインパイプのＴＳ−ＬはＴＳ−Ｃの０．９５倍以下とならない。
【０１２４】
また、鋼板においてＴＳ−ＬpとＴＳ−Ｔpの差、即ち、ラインパイプにおいてＴＳ−ＬとＴＳ−Ｃとの差が生じる原因は、主に、未再結晶域圧延にあると考えられ、鋼板のＴＳ−Ｌpを、ＴＳ−Ｔpの０．９０倍未満、ラインパイプのＴＳ−Ｌを、ＴＳ−Ｃの０．９０倍未満とすることは困難である。
【０１２５】
更に、冷却速度を制御する温度範囲の下限は、オーステナイトから擬似上部ベイナイトへの変態が終了する５００℃以下にする必要があり、好ましくは３００〜４５０℃である。
【０１２６】
このようにして得られた鋼板を、圧延方向と鋼管の長手方向が一致するように管状に成形し、突き合わせ部を接合して鋼管とする。
【０１２７】
本発明のラインパイプは、通常、直径が４５０〜１５００ｍｍ、肉厚が１０〜４０ｍｍ程度のサイズである。このようなサイズの鋼管を効率良く製造する方法としては、鋼板をＵ形に、次いで、Ｏ形に成形するＵＯ工程で製管し、突き合わせ部を仮付け溶接した後に、内外面からサブマージアーク溶接を行い、その後、拡管して真円度を高める製造方法が確立されている。
【０１２８】
ラインパイプを拡管する場合、真円度を高めるためには、塑性域まで変形させる必要があり、本発明の高強度ラインパイプの場合は拡管率を０．７％程度以上とすることが好ましい。
【０１２９】
拡管率は、拡管率＝（拡管後円周−拡管前円周）／拡管前円周）で定義される。
【０１３０】
拡管率を２％超に大きくすると、母材、溶接部とも塑性変形による靭性劣化が大きくなる。したがって、拡管率は０．７〜２％とすることが好ましい。
【実施例】
【０１３１】
表１に示す化学成分の鋼を３００トン転炉で溶製した後、連続鋳造鋼片とし、その後、１１００℃に再加熱し、再結晶域で圧延し、次いで、９００〜７５０℃の累積圧下量が８０％となる制御圧延を１８ｍｍまで行い、その後、板厚中心部の冷却速度が１〜１０℃／秒、水冷停止温度が３００〜５００℃になるように水冷して、鋼板を製造した。
【０１３２】
この鋼板を、ＵＯ工程で管状に成形して、突合せ部を仮付け溶接後、サブマージアーク溶接し、拡管率１％の拡管を行い、外径が９６５ｍｍの鋼管を製造した。サブマージアーク溶接は、３電極、１．５ｍ／分、入熱２．８ｋＪ／ｍｍの溶接条件で、内外面から各１パスずつ行った。
【０１３３】
これらの鋼板及び鋼管から試験片を採取し、引張試験及びシャルピー衝撃試験を行った。引張り試験は、ＡＰＩ  ５Ｌに準拠して実施した。鋼板の長手方向及び幅方向並びに鋼管の長手方向については、鋼板及び鋼管から全厚試験片を採取して引張り試験を行った。
【０１３４】
鋼管の円周方向については、鋼管から全厚の円弧状短冊を切り出してプレス加工により扁平し、円周方向を長手とする全厚試験片を作成して引張り試験を実施した。降伏強度は０．２％オフセット耐力を測定した。
【０１３５】
シャルピー衝撃試験は、鋼板の幅方向及び鋼管の円周方向を長手とし、フルサイズの２ｍｍＶノッチ試験片を用いて、−３０℃で行った。−３０℃でのシャルピー値が２００Ｊ以上であれば、−２０℃でも２００Ｊ以上のシャルピー値を確保できる。
【０１３６】
製造条件と鋼板の特性を、表２に示し、鋼管の特性を、表３に示す。
【０１３７】
本発明範囲の化学成分の鋼Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ及びＦを用い、本発明の範囲内の条件で製造した実施例Ｎｏ．１〜８の鋼板及び鋼管は、強度が目標範囲にあり低温靭性も高い。
【０１３８】
本発明範囲の化学成分の鋼Ｃであっても、冷却速度が本発明の範囲よりも速い比較例Ｎｏ．９の鋼板及び鋼管においては、Ｈv-ave／Ｈv-M及びＨv-ave／Ｈv-M*が、本発明の範囲外である。本発明範囲の化学成分の鋼Ｄであっても、冷却速度が本発明範囲よりも遅い比較例Ｎｏ．１０の鋼管においては、ＴＳ−Ｔp及びＴＳ−Ｃが本発明の範囲外である。
【０１３９】
一方、Ｃ量が高くＮｉが添加されていない鋼Ｇを用いた比較例Ｎｏ．１１は、低温靭性が低い。
【０１４０】
【表１】
2007519819.tif 000003
【０１４１】
【表２】
2007519819.tif 000004
【０１４２】
【表３】
2007519819.tif 000005
【産業上の利用可能性】
【０１４３】
本発明により、不連続凍土地帯のように季節によって地盤が動く地域に敷設されるパイプラインにも適用し得る、現地溶接部の低温靭性及び長手方向の耐破壊特性に優れた超高強度ラインパイプ及びその製造方法を提供することが可能になった。したがって、本発明は、産業上の貢献が極めて顕著な発明である。
【図面の簡単な説明】
【０１４４】
【図１】擬似上部ベイナイト組織を示す図である。
【図２】マルテンサイト／ベイナイト混合組織（下部ベイナイト組織）を示す図である。
【図３】下部ベイナイト、擬似上部ベイナイト、及び、グラニュラーベイナイトの組織を模式的に示す図である。（ａ）が下部ベイナイトを示し、（ｂ）が擬似上部ベイナイトを示し、（ｃ）がグラニュラーベイナイトを示す。
【図１】
2007519819.tif 000006
【図２】
2007519819.tif 000007
【図３】
2007519819.tif 000008
【国際調査報告】
2007519819.tif 000009
2007519819.tif 000010
2007519819.tif 000011
2007519819.tif 000012
2007519819.tif 000013