(57)【要約】【課題】溶接部靱性および高温多湿環境における溶接性に優れ、予熱フリーで溶接しても溶接割れを生じない水圧鉄管用高張力鋼板を提供する。【解決手段】Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ｎｂ：０．００５％未満、Ａｌ：０．００３％以下、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｏ：０．０００５〜０．００５０％を含有し、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含む水圧鉄管用高張力鋼板である。複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率が１０％以上９０％未満である。複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合が１０％以上である。粒径０．５〜５．０μｍの複合介在物の個数密度が１０〜１００個／ｍｍ２である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．０９％、
Ｓｉ：０．０５〜０．６％、
Ｍｎ：１．０〜２．５％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００１〜０．０１％、
Ｎｂ：０．００５％未満、
Ａｌ：０．００３％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｏ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｃｕ：０〜２．０％、
Ｎｉ：０〜４．０％、
Ｃｒ：０〜２．０％、
Ｍｏ：０〜１．０％、
Ｖ：０〜０．５％、
Ｃａ：０〜０．０２％、
Ｍｇ：０〜０．０２％、
ＲＥＭ：０〜０．０２％、
を含有し、残部がＦｅおよび不純物であり、
鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、
前記複合介在物の断面における前記ＭｎＳの面積率が１０％以上９０％未満であり、
前記複合介在物の周長に占める前記ＭｎＳの割合が１０％以上であり、
粒径０．５〜５．０μｍの前記複合介在物の個数密度が１０〜１００個／ｍｍ２である、水圧鉄管用高張力鋼材。
【請求項２】
Ｃｕ：０．０２〜２．０％、
Ｎｉ：０．０３〜４．０％、
Ｃｒ：０．０５〜２．０％、
Ｍｏ：０．０５〜１．０％、および
Ｖ：０．００５〜０．５％以下
のうちの１種以上を含有する、請求項１に記載の水圧鉄管用高張力鋼材。
【請求項３】
Ｃａ：０．００１０〜０．０２％、
Ｍｇ：０．００２〜０．０２％、および
ＲＥＭ：０．００２〜０．０２％
のうちの１種以上を含有する、請求項１または２に記載の水圧鉄管用高張力鋼材。
【請求項４】
ＲＨ真空脱ガス処理前において、溶鋼中の酸素ポテンシャルを１０〜６０ｐｐｍとし、ＲＨ真空脱ガス処理において化学組成を調整して溶鋼を製造し、
当該溶鋼を用いて連続鋳造法により作製したスラブを１０００℃以上１２５０℃未満の温度に加熱し、熱間加工を施して（Ａｒ３点−３０℃）以上の温度で終了した後、
７００℃以上の温度から、５〜８０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で冷却を開始し、５００℃以下の温度で冷却を停止する、請求項１〜３のいずれかに記載の水圧鉄管用高張力鋼材の製造方法。
【請求項５】
５００℃以下の温度で冷却を停止した後、さらに、３００〜７００℃の温度で焼戻しする、請求項４に記載の水圧鉄管用高張力鋼材の製造方法。
【請求項６】
請求項１〜３のいずれかに記載の水圧鉄管用高張力鋼材を素材とする水圧鉄管。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、水圧鉄管用高張力鋼材およびその製造方法、ならびに水圧鉄管に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、揚水発電所の水圧鉄管は大型化しており、これに伴い巨大な力を支えるために鋼板などの使用鋼材が厚肉高強度化の傾向にある。これらの厚肉高強度鋼は、一旦、破壊が発生すれば大事故に発展することから、より安全性の確保が重要な課題となっている。なお、本発明に係る水圧鉄管用高張力鋼材は、板厚１０ｍｍを超える板状のもの、つまり、「厚鋼板」を主たる対象とする。このため、以下の説明においては「鋼材」の例として「厚鋼板」と記載することがある。
【０００３】
この破壊は、溶接部で起こることが多いため、高張力厚鋼板には優れた「溶接部靱性」が必要とされる。また、揚水型水力発電所の水圧鉄管に用いられる厚鋼板の場合には、優れた溶接部靱性に加えて、高温多湿環境での良好な「溶接性（耐溶接割れ性）」が求められる。
【０００４】
すなわち、水圧鉄管の現地溶接は、高温多湿という溶接割れが発生し易い環境で行われるため、通常に比べて高い予熱温度での溶接施工が必要となる。しかし、高温での予熱は、溶接施工コストが嵩むばかりか工期が長くなることが避けられないし、現場の作業者への負担も大きくなる。
【０００５】
このため、水圧鉄管用として優れた溶接部靱性を有し、しかも、高温多湿環境において予熱フリーで溶接しても溶接割れを生じずに現地溶接が可能な耐溶接割れ性にも優れる高張力厚鋼板を供給できる技術に対する要望が大きくなっている。
【０００６】
高温多湿環境において予熱フリーで溶接しても溶接割れを生じない高張力鋼板の製造方法が、例えば特許文献１〜３に開示されている。
【０００７】
即ち、特許文献１，２には、特定の化学組成を有する鋼を９５０〜１２５０℃に加熱し、特定の条件で圧延し、７２０℃以上Ａｒ３点以下から加速冷却することにより、溶接性に優れた６０キロ級高張力鋼板を製造する発明が開示されている。
【０００８】
特許文献３には、特定の化学組成を有する鋼を８５０℃以上１０００℃未満に加熱した後に熱間加工することにより、水圧鉄管用高張力鋼材を製造する発明が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開２００１−６４７２５号公報
【特許文献２】特開２００１−６４７２８号公報
【特許文献３】特開２０１０−２０９３７３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
しかし、特許文献１〜３には、溶接部靭性については詳細な記載は無く、化学組成のコントロールのみであり、十分な低温靭性を得られない可能性が高い。
【００１１】
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、その目的は、揚水型発電所の水圧鉄管用高張力鋼材であって、引張強度ＴＳが６１０ＭＰａ級であり、高温多湿環境において予熱フリー（予熱なし）で溶接しても溶接割れを生じずに「耐溶接割れ性」に優れるとともに、溶接部靭性に優れる高張力鋼材（例えば高張力鋼板）およびその製造方法、ならびに水圧鉄管を提供することである。
【００１２】
本発明に係る水圧鉄管用高張力鋼材の具体的な目標は、
〈１〉母材の引張特性：
引張強さ：６１０〜７５０ＭＰａ
降伏強度：４９０ＭＰａ以上
【００１３】
〈２〉溶接部靱性：
−２０℃での吸収エネルギー（ｖＥ−２０）：４７Ｊ以上
〈３〉耐溶接割れ性：
予熱フリーで溶接しても溶接割れを生じないこと
である。
【００１４】
ただし、上記の靱性は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２（２００５）に規定される、幅１０ｍｍでノッチ角度４５゜、ノッチ深さ２ｍｍおよびノッチ底半径０．２５ｍｍのＶノッチ試験片（以下、「２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片」という。）を用いたシャルピー衝撃試験による値を指す。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明者らは、溶接部靭性に優れた厚肉高強度鋼板を開発することを目的に、鋼の化学組成およびその製造方法について種々の実験を行った結果、以下に列記の知見Ａ〜Ｃを得た。
【００１６】
（Ａ）ＨＡＺ靭性を確保する手段として、結晶粒を細粒化させることにより破壊単位を減少させることが有効である。結晶粒を微細化させる手法として、これまで、（ａ）旧オーステナイト粒界成長をＴｉＮなどで抑制するピン止め効果を活用する方法、（ｂ）旧オーステナイト粒内に存在する介在物を起点に微細な粒内フェライトを成長させ、結晶粒微細化を図る方法が知られている。本発明者らは、（ｂ）の手法に着目した。
【００１７】
溶接時に旧オーステナイト粒内にて粒内フェライトを効果的に成長させるためには、粒内フェライト生成核となる介在物の制御が必須である。特に、板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼板では、表面および内部での冷却速度の差異により、板厚方向での介在物の組成および個数の制御が困難であるため、粒内フェライト生成核となる介在物を制御する必要がある。
【００１８】
（Ｂ）粒内フェライトの成長のメカニズムは、下記［Ｉ］〜［ＩＩＩ］である。
［Ｉ］製鋼段階でＴｉ系酸化物の周辺にＭｎＳが析出することによりＴｉ系酸化物とＭｎＳとを含有する複合介在物を生成させれば、ＭｎＳと母材のマトリクス界面にＭｎが欠乏した領域が形成される。このＭｎ欠乏領域（以下、「初期Ｍｎ欠乏領域」という。）では、フェライト成長開始温度が大きく上昇する。そのため、母材を溶接した場合、その冷却過程において、このＭｎ欠乏領域から粒内フェライトが優先的に成長する。
【００１９】
［ＩＩ］母材の溶接を行うと、Ｔｉ系酸化物の近傍に存在する母材のマトリクス中のＭｎが拡散してＴｉ系酸化物の内部に存在する原子空孔に吸収される。この結果、溶接により熱履歴を受けた母材のＨＡＺとＴｉ系酸化物の界面にＭｎが欠乏した領域が形成される。このＭｎ欠乏領域（以下、「溶接Ｍｎ欠乏領域」という。）も粒内フェライトの優先成長の起点になる。
【００２０】
［ＩＩＩ］上記［Ｉ］および［ＩＩ］の両作用によりＨＡＺの組織を微細化できるため、ＨＡＺの必要な低温靭性を得ることができる。
以上のメカニズム［Ｉ］〜［ＩＩＩ］に基づき、介在物に複合するＭｎＳ量および個数密度を制御することにより、効果的に粒内フェライトを析出させることができる。
【００２１】
（Ｃ）上記結晶粒微細化効果を得るためには、鋼中の介在物が以下に列記の要件［ｉ］〜［ｉｉｉ］を満たす必要がある。
【００２２】
［ｉ］鋼中にＴｉ酸化物の周囲にＭｎＳを複合する複合介在物であり、複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率が１０％以上９０％未満である。
［ｉｉ］複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合が１０％以上である。
［ｉｉｉ］粒径０．５〜５．０μｍの複合介在物の個数密度が１０〜１００個／ｍｍ２である。
【００２３】
本発明は、上記の知見Ａ〜Ｃに基づいてなされたものであり、以下に列記の通りである。
（１）化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：０．０５〜０．６％、Ｍｎ：１．０〜２．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ｎｂ：０．００５％未満、Ａｌ：０．００３％以下、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｏ：０．０００５〜０．００５０％、Ｃｕ：０〜２．０％、Ｎｉ：０〜４．０％、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜１．０％、Ｖ：０〜０．５％、Ｃａ：０〜０．０２％、Ｍｇ：０〜０．０２％、ＲＥＭ：０〜０．０２％を含有し、残部がＦｅおよび不純物であり、
鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含み、
前記複合介在物の断面における前記ＭｎＳの面積率が１０％以上９０％未満であり、
前記複合介在物の周長に占める前記ＭｎＳの割合が１０％以上であり、
粒径０．５〜５．０μｍの前記複合介在物の個数密度が１０〜１００個／ｍｍ２である、水圧鉄管用高張力鋼材。
【００２４】
（２）Ｃｕ：０．０２〜２．０％、Ｎｉ：０．０３〜４．０％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、およびＶ：０．００５〜０．５％以下のうちの１種以上を含有する、１項に記載の水圧鉄管用高張力鋼材。
【００２５】
（３）Ｃａ：０．００１０〜０．０２％、Ｍｇ：０．００２〜０．０２％、および
ＲＥＭ：０．００２〜０．０２％のうちの１種以上を含有する、１または２項に記載の水圧鉄管用高張力鋼材。
【００２６】
（４）ＲＨ真空脱ガス処理前において、溶鋼中の酸素ポテンシャルを１０〜６０ｐｐｍとし、ＲＨ真空脱ガス処理において化学組成を調整して溶鋼を製造し、
当該溶鋼を用いて連続鋳造法により作製したスラブを１０００℃以上１２５０℃未満の温度に加熱し、熱間加工を施して（Ａｒ３点−３０℃）以上の温度で終了した後、
７００℃以上の温度から、５〜８０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で冷却を開始し、５００℃以下の温度で冷却を停止する、１〜３項のいずれかに記載の水圧鉄管用高張力鋼材の製造方法。
【００２７】
（５）５００℃以下の温度で冷却を停止した後、さらに、３００〜７００℃の温度で焼戻しする、４項に記載の水圧鉄管用高張力鋼材の製造方法。
（６）１〜３項のいずれかに記載の水圧鉄管用高張力鋼材を素材とする水圧鉄管。
【発明の効果】
【００２８】
本発明に係る水圧鉄管用高張力鋼材は、溶接部靱性に優れるとともに高温多湿環境における溶接性にも優れており、予熱フリーで溶接しても溶接割れを生じないので、溶接施工コストの低減、工期の短縮、さらには、現場の作業者への負担軽減を図ることができる。
【００２９】
このため、本発明に係る水圧鉄管用高張力鋼材は、揚水型水力発電所の水圧鉄管の素材として極めて好適に用いることができる。この水圧鉄管用高張力鋼材は、本発明の方法によって製造することができる。
【発明を実施するための形態】
【００３０】
以下、本発明を説明する。なお、以降の説明における化学組成に関する「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。
１．化学組成
はじめに必須元素を説明する。
【００３１】
（１−１）Ｃ：０．０４〜０．０９％
Ｃは、水圧鉄管用高張力鋼板の強度を確保するために含有する。Ｃ含有量が０．０４％未満では焼入性が不足し、６１０ＭＰａ以上の引張強さを確保することが難しく、また靱性も十分ではない。したがって、Ｃ含有量は、０．０４％以上であり、好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．０６％以上である。
【００３２】
一方、Ｃ含有量が０．０９％を超えると母材の靱性が低下するだけでなく、ＨＡＺの硬さが上昇し、溶接割れ感受性が高くなる。したがって、Ｃ含有量は、０．０９％以下であり、好ましくは０．０７％以下である。
【００３３】
（１−２）Ｓｉ：Ｓｉ：０．０５〜０．６％
Ｓｉは、脱酸作用および強度向上作用を奏する。Ｓｉ含有量が０．０５％未満ではこれらの作用を確保し難い。したがって、Ｓｉ含有量は、０．０５％以上であり、好ましくは０．１％以上である。
【００３４】
一方、Ｓｉ含有量が０．６％を超えると、母材およびＨＡＺの靱性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．６％以下であり、好ましくは０．４５％以下である。
【００３５】
（１−３）Ｍｎ：１．０〜２．５％
Ｍｎは、強度の確保に有効な元素であるとともに、ＨＡＺにおいて粒界における粗大なフェライトの成長を抑制する。したがって、Ｍｎ含有量は、１．０％以上であり、好ましくは１．２％以上である。
【００３６】
一方、Ｍｎ含有量が過剰であると、焼入れ性を過剰に増加させ、溶接性およびＨＡＺ靭性を劣化させる。また、Ｍｎは中心偏析を助長する元素としても知られているので、中心偏析抑制の観点からは、Ｍｎ含有量は２．５％を超えるべきではない。したがって、Ｍｎ含有量は、２．５％以下であり、好ましくは２．１％以下である。
【００３７】
（１−４）Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に存在する。Ｐ含有量が０．０２％を超えると、粒界に偏析して靱性を低下させるのみならず、溶接時に割れを招く。したがって、Ｐの含有量は、０．０２％以下であり、好ましくは０．０１５％以下である。
【００３８】
（１−５）Ｓ：０．００１〜０．０１％
Ｓは、ＭｎＳを複合偏析させるために必要な元素である。したがって、Ｓ含有量は、０．００１％以上であり、ＨＡＺの低温靭性を確保する観点から好ましくは０．００２％以上である。
【００３９】
一方、Ｓ含有量が高過ぎると中心偏析を助長したり、延伸したＭｎＳが多量に生成したりするため、母材およびＨＡＺの機械的性質が劣化する。したがって、Ｓ含有量は、０．０１％以下であり、ＨＡＺの低温靭性を確保する観点から好ましくは０．００５％以下である。
【００４０】
（１−６）Ｎｂ：０．００５％未満
Ｎｂは、母材の強度上昇および組織の細粒化に寄与するものの、溶接施工の際に、溶融線部にＮｂ炭化物として析出し、それを起点としたノッチ効果により溶接部の靱性が低下する。したがって、溶接施工時のＮｂ炭化物の析出を防止し、溶接部の靱性低下を抑止するために、不純物として含有していたとしてもＮｂ含有量は、０．００５％未満であり、好ましくは０．００３％未満である。
【００４１】
（１−７）Ａｌ：０．００３％以下
Ａｌは、不純物元素である。Ａｌ含有量が増加することにより、Ｔｉ系酸化物の生成が抑制される。そのため、Ａｌ含有量は、０．００３％以下であり、好ましくは０．００２％以下である。
【００４２】
（１−８）Ｎ：０．００１〜０．００５％
Ｎは、窒化物を形成することにより組織の細粒化に寄与する。したがって、Ｎ含有量は、０．００１％以上であり、好ましくは０．００１６％以上である。
一方、Ｎ含有量が０．００５％を越えると、窒化物の凝集を通じて靭性を劣化させる。したがって、Ｎ含有量は、０．００５％以下であり、好ましくは０．００４％以下である。
【００４３】
（１−９）Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは、窒化物を形成して結晶粒の粗大化を抑制するとともに、粒内変態核となる介在物の生成に有効である。Ｔｉ含有量が０．００５％未満ではこの作用が奏されない。したがって、Ｔｉ含有量は、０．００５％以上であり、好ましくは０．００９％以上である。
【００４４】
一方、Ｔｉ含有量が０．０３％を超えると、母材靭性および溶接部靭性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｔｉ含有量は、０．０３％以下であり、好ましくは０．０２７％以下であり、さらに好ましくは０．０２０％以下である。
【００４５】
（１−１０）Ｏ：０．０００５〜０．００５０％
Ｏ（酸素）は、フェライト生成核となる酸化物の生成に有効である。したがって、Ｏ含有量は、０．０００５％以上であり、好ましくは０．０００８％以上である。
【００４６】
一方、Ｏ含有量が０．００５０％を越えると、鋼の清浄度の劣化が著しくなるため、母材、溶接金属部およびＨＡＺともに実用的な靭性確保が困難になる。したがって、Ｏの含有量は、０．００５０％以下であり、好ましくは０．００３５％以下である。
【００４７】
次に、任意元素を説明する。本発明に係る水圧鉄管用高張力鋼材は、上記の必須元素に加えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの１種以上と、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種以上を、任意元素として含有してもよい。これらの任意元素の作用効果と、各元素の含有量の限定理由を説明する。
【００４８】
（１−１１）Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの１種以上
これらの元素は、焼入れ性を高める作用を有する。このため、より大きな焼入性を確保したい場合には、これらの元素を含有してもよい。
【００４９】
（１−１１−１）Ｃｕ：０〜２．０％
Ｃｕは、焼入性を向上させる作用を有する。このため、Ｃｕを含有してもよい。しかし、Ｃｕ含有量が２．０％を超えると、母材およびＨＡＺの靱性を損なうだけでなく、熱間延性も大きく低下させる。したがって、Ｃｕ含有量は、２．０％以下であり、好ましくは０．７％未満であり、さらに好ましくは０．５％未満である。
【００５０】
一方、Ｃｕによる焼入性の向上効果を確実に得るためには、Ｃｕ含有量は、好ましくは０．０２％以上であり、さらに好ましくは０．０５％以上である。
【００５１】
（１−１１−２）Ｎｉ：０〜４．０％
Ｎｉは、焼入性を高める。さらに、Ｎｉは、水圧鉄管用高張力鋼板の靱性および溶接性も高める。このため、これらの効果を得るためにＮｉを含有してもよい。しかし、Ｎｉ含有量が４．０％を超えると、コスト上昇の割に効果の向上代が小さくなって不経済である。したがって、Ｎｉ含有量は、４．０％以下であり、好ましくは３．２％未満であり、さらに好ましくは２．５％未満である。
【００５２】
一方、Ｎｉによる焼入性の向上効果を確実に得るためには、Ｎｉ含有量は、好ましくは０．０３％以上であり、さらに好ましくは０．０５％以上である。
【００５３】
（１−１１−３）Ｃｒ：０〜２．０％
Ｃｒは、焼入性を高め、また、焼戻しの際に析出して、強度と靱性を向上させる。このため、これらの効果を得るためにＣｒを含有してもよい。しかし、Ｃｒ含有量が２．０％を超えると、強度を過度に高めて母材とＨＡＺの靱性を損なう。したがって、Ｃｒ含有量は、２．０％以下であり、好ましくは１．０％以下であり、さらに好ましくは０．５％以下である。
【００５４】
一方、Ｃｒによる焼入れ性の向上効果を確実に得るためには、Ｃｒ含有量は、好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。
【００５５】
（１−１１−４）Ｍｏ：０〜１．０％
Ｍｏは、焼入性を高め、また、焼戻しの際に析出して、強度と靱性を向上させる。このため、これらの効果を得るためにＭｏを含有してもよい。なお、Ｍｏは、同じ含有量で比較して、Ｃｒよりも焼入性の向上効果および析出硬化作用が大きく、特に、Ｂと共存すると焼入性の向上効果が顕著に大きくなる。しかし、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、焼きが入り過ぎて表層部が大きく硬化し、表層部の靱性が劣化する。したがって、Ｍｏ含有量は、１．０％以下であり、好ましくは０．７％以下であり、さらに好ましくは０．５％以下である。
【００５６】
一方、Ｍｏによる焼入れ性の向上効果を確実に得るためには、Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．０７％以上である。
【００５７】
（１−１１−５）Ｖ：０〜０．５％
Ｖは、焼入性を高める。さらに、Ｖは、焼戻し時に析出して、析出硬化により焼戻し軟化抵抗を増加させ、高温での焼戻しを可能として、強度と靱性のバランスを向上させる。このため、これらの効果を得るためにＶを含有してもよい。しかし、Ｖ含有量が０．５％を超えると、母材とＨＡＺの靱性が著しく劣化する。したがって、Ｖ含有量は、０．５％以下であり、好ましくは０．４％以下であり、さらに好ましくは０．３％以下である。
【００５８】
一方、Ｖによる焼入れ性の向上効果を確実に得るためには、Ｖ含有量は、好ましくは０．００５％以上であり、さらに好ましくは０．０１％以上である。
なお、上記のＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、そのうちのいずれか１種を単独で含有してもよいし、あるいは２種以上を複合して含有してもよい。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの合計含有量は、好ましくは５．０％以下であり、さらに好ましくは３．０％以下である。
【００５９】
（１−１２）Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの１種以上
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、熱間加工性を高める。このため、より大きな熱間加工性を確保したい場合には、これらの元素を含有してもよい。
【００６０】
（１−１２−１）Ｃａ：０〜０．０２％
Ｃａは、熱間加工性を高める。なお、Ｃａが鋼中のＳと反応して溶鋼中で形成する酸・硫化物（オキシサルファイド）は、ＭｎＳなどとは異なり、熱間加工の一形態である圧延加工で圧延方向に伸びることがなく圧延後も球状であるため、延伸した介在物の先端などを割れの起点とする溶接割れや水素誘起割れを抑制する。したがって、これらの効果を得るためにＣａを含有してもよい。しかし、Ｃａ含有量が０．０２％を超えると、靱性が劣化することがある。したがって、Ｃａ含有量は、０．０２％以下であり、好ましくは０．０１％以下であり、さらに好ましくは０．００８％以下である。
【００６１】
一方、Ｃａによる熱間加工性の向上効果を確実に得るためには、Ｃａ含有量は、好ましくは０．００１０％以上であり、さらに好ましくは０．００２０％以上である。
【００６２】
（１−１２−２）Ｍｇ：０〜０．０２％
Ｍｇは、熱間加工性を高める。さらに、Ｍｇは、Ｍｇ含有酸化物を生成してＴｉＮの発生核となり、ＴｉＮを微細分散させる。したがって、これらの効果を得るためにＭｇを含有してもよい。しかし、Ｍｇ含有量が０．０２％を超えると、酸化物が多くなり過ぎて延性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は、０．０２％以下であり、好ましくは０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１％以下である。
【００６３】
一方、Ｍｇによる熱間加工性の向上効果を確実に得るためには、Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００２％以上であり、さらに好ましくは０．００３％以上である。
【００６４】
（１−１２−３）ＲＥＭ：０〜０．０２％
ＲＥＭは熱間加工性を高める。さらに、ＲＥＭはＨＡＺ組織を微細化する。したがって、これらの効果を得るためにＲＥＭを含有してもよい。しかし、ＲＥＭ含有量が多くなると、介在物となって清浄性を低下させるが、ＲＥＭの含有により形成される介在物は、靱性劣化への影響が比較的小さい。ＲＥＭ含有量が０．０２％以下であれば、母材の靱性の低下は許容される。したがって、ＲＥＭ含有量は、０．０２％以下であり、好ましくは０．０１％以下であり、さらに好ましくは０．００９％以下である。
【００６５】
一方、ＲＥＭによる熱間加工性の向上効果を確実に得るためには、ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．００２％以上であり、さらに好ましくは０．００３％以上である。
【００６６】
本発明における「ＲＥＭ」は、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭ含有量は、ＲＥＭのうちの１種または２種以上の元素の合計含有量を意味する。Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、そのうちのいずれか１種を単独で含有してもよいし、または２種以上を複合して含有してもよい。Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの合計含有量は、好ましくは０．０５％以下であり、さらに好ましくは０．０３％以下である。
【００６７】
（１−１３）残部
上記以外の残部は、Ｆｅおよび不純物である。不純物とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、鉱石あるいはスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入するものを指す。
【００６８】
２．複合介在物について
本発明に係る水圧鉄管用高張力鋼材は、鋼中に、Ｔｉ酸化物の周囲にＭｎＳが存在する複合介在物を含む。この複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率、複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合、および粒径０．５〜５．０μｍの複合介在物の個数密度を特定の範囲に限定する。以下、これらを説明する。
【００６９】
（２−１）複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率：１０％以上９０％未満
本発明では、任意の切断面に現出した複合介在物を分析し、その複合介在物の断面積におけるＭｎＳの面積率を測定することにより、複合介在物中のＭｎＳ量を規定する。
【００７０】
複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率が１０％未満であると、複合介在物中のＭｎＳ量が少なく、ＭｎＳとマトリクスの界面に初期Ｍｎ欠乏層が十分に形成されない。その結果、溶接した際に粒内フェライトの生成が困難になる。
【００７１】
一方、複合介在物の断面におけるＭｎＳの割合が９０％以上であると、複合介在物がＭｎＳ主体となる。この場合、Ｔｉ系酸化物中の原子空孔に吸収されるＭｎが少なく、溶接Ｍｎ欠乏層が形成されず、粒内フェライトの生成が困難になる。
したがって、複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率は１０％以上９０％未満である。
【００７２】
（２−２）複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合：１０％以上
複合介在物中のＭｎＳは、Ｔｉ系酸化物の周囲に形成される。複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合が１０％未満であれば、ＭｎＳとマトリクスの界面に形成される初期Ｍｎ欠乏領域が小さく、溶接しても粒内フェライトの形成量が十分でないため、良好な低温ＨＡＺ靭性を得ることができない。したがって、複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合は１０％以上である。このＭｎＳの割合が大きいほど初期Ｍｎ欠乏層が大きくなり、粒内フェライトが生成し易くなる。このため、ＭｎＳの割合の上限は定めないが、通常８０％以下となる。
【００７３】
（２−３）複合介在物の個数密度（粒径０．５〜５．０μｍの複合介在物の個数密度）：１０〜１００個／ｍｍ２
複合介在物の個数密度とは、規定する粒径を有する複合介在物の単位面積当たりの個数をいう。複合介在物の粒径が０．５μｍ未満では、複合介在物の周囲から吸収できるＭｎ量が少なく、その結果、粒内フェライトの生成量が低下する。一方、複合介在物の粒径が５．０μｍより大きいと、複合介在物が破壊の起点になる。したがって、対象とする複合介在物の粒径は０．５〜５．０μｍである。
【００７４】
そして、０．５〜５．０μｍの粒径を有する複合介在物の個数密度は、Ｍｎ吸収量に関わる。安定した粒内フェライトを生成させるためには、各複合介在物が旧オーステナイト内に少なくとも１つ程度含まれる必要がある。したがって、複合介在物の個数密度は、１０個／ｍｍ２以上とする。
【００７５】
一方、複合介在物が過剰に多いと、複合介在物が破壊の起点になり易い。したがって、複合介在物の個数密度は、１００個／ｍｍ２以下とする。
【００７６】
本発明に係る水圧鉄管用高張力鋼板は、以上のような複合介在物を有するため、板厚が５０ｍｍ以上であっても、ＨＡＺにおける低温靱性に優れる。すなわち、板厚が５０ｍｍ以上の厚鋼板を低パス回数で溶接するには、溶接時の入熱量を増加させる必要があるため、低温ＨＡＺ靭性が低下し易い。これに対し、本発明に係る水圧鉄管用高張力鋼板は、大入熱溶接を行ったときでも優れた低温ＨＡＺ靭性を有する。
【００７７】
このように、本発明に係る水圧鉄管用高張力鋼板は、板厚が大きくても優れた低温ＨＡＺ靭性を有するが、板厚が大きくなると複合介在物の制御が困難になり、上記複合介在物を有する厚鋼板を製造することが困難になる。したがって、本発明に係る水圧鉄管用高張力鋼板の板厚は１００ｍｍ以下であることが好ましい。
【００７８】
３．製造方法
本発明に係る水圧鉄管用高張力鋼材の製造方法を説明する。
【００７９】
（３−１）スラブ作製
まず、上述した化学組成を有する被熱間加工材（スラブ）を作製する。スラブの製造では鋼中介在物の制御のため、ＲＨ真空脱ガス処理前にＡｒガスを上部より溶鋼内に吹き込み、溶鋼の表面のスラグと溶鋼とを反応させる。これにより、スラグ内のトータルＦｅ量を調整し、溶鋼内の酸素ポテンシャルＯｘｐを１０〜６０ｐｐｍの範囲に制御する。酸素ポテンシャルＯｘｐは１０〜３０ｐｐｍの範囲にすることが好ましい。
【００８０】
ここで、Ａｒガスの流量を１００〜２００Ｌ／分の間で調節し、Ａｒガスの吹き込み時間を５〜１５分間の間で調節することが好ましい。その後、ＲＨ真空脱ガス処理槽で各元素を添加して化学組成を調整して、溶鋼を連続鋳造法により被熱間加工材（スラブ）を作製する。
【００８１】
（３−２）加熱工程
熱間加工工程前にスラブの加熱を行う。加熱によるスラブの軟化作用により熱間加工工程を容易にする。スラブの加熱温度が１０００℃未満であると、オーステナイト変態が不十分となり均一な組織が得られず、また軟化作用が不十分で所望の板厚まで圧延が困難になる。したがって、スラブの加熱温度は１０００℃以上である。
【００８２】
一方、スラブの加熱温度が１２５０℃以上であると、オーステナイトが粗大化し、水圧鉄管用高張力鋼板の靭性が低下する。したがって、スラブの加熱温度は、１２５０℃未満であり、好ましくは１２００℃未満、より好ましくは１１８０℃未満である。
【００８３】
スラブの加熱温度は、スラブの厚み方向中央部（厚みｔの（１／２）部）における温度を指す。厚み方向中央部の温度を直接測定する手段はないので、伝熱計算を基にした計算温度管理を行い、計算温度を厚み方向中央部の温度、すなわち加熱温度として用いればよい。
【００８４】
なお、スラブの厚み方向中央部まで温度を均一化するために、上記温度域での加熱時間は、好ましくは２時間以上である。ただし、長時間の加熱は燃料使用量が増加するため、燃料コストおよび環境負荷の観点から加熱時間は、好ましくは９時間程度である。
【００８５】
（３−３）熱間加工工程
出発材料としての被熱間加工材（スラブ）は、上記加熱条件で加熱した後に熱間加工を施されて所望の形状に仕上げられる。その際の熱間加工は、未再結晶領域での圧下を行い、組織を細粒化するために、（Ａｒ３点−３０℃）以上の温度、好ましくはＡｒ３点以上の温度で、終了する。
【００８６】
熱間加工を終了する温度は、被熱間加工材の表面における温度を指す。冷却を開始する温度および停止する温度もまた、熱間加工を完了した鋼材の表面における温度を指す。そして、本発明で規定する平均冷却速度とは、熱間加工を完了した鋼材の表面温度から求めた値を指す。
【００８７】
さらに、Ａｒ３点とは、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏを、それぞれの元素の質量％での含有量とし、ｔを鋼材のｍｍ単位での熱間加工終了後の厚み（以下、「仕上厚さ」という。）として、Ａｒ３点=〔910-310×C-80×Mn-20×Cu-15×Cr-55×Ni-80×Mo+0.35×(t-8)〕の式によって求めた値を指す。
【００８８】
（３−４）冷却工程
上記熱間加工工程を終了した後は、７００℃以上の温度から５〜８０℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で冷却を開始し、５００℃以下の温度で冷却を停止する。
冷却を開始する温度が７００℃を下回ると、引張特性の目標値は得られるもののその値は低めなものとなってしまう。したがって、冷却を開始する温度は７００℃以上である。
【００８９】
５℃／ｓｅｃ未満の平均冷却速度で冷却すると、熱間加工終了後の結晶粒の成長を抑えることができず、鋼材の粒径が大きくなり、強度低下の要因となる。したがって、平均冷却速度は５℃／ｓｅｃ以上である。
【００９０】
一方、８０℃／ｓｅｃを超える平均冷却速度で冷却すると、焼きが入り過ぎて、鋼材中の硬質相の量が多くなり、靱性劣化の要因となる。したがって、平均冷却速度は８０℃／ｓｅｃ以下である。
【００９１】
この冷却は、５００℃以下の温度で停止する。冷却を停止すると鋼材には復熱が見られるが、以上の条件を満足する冷却を行えば、復熱が起こっても結晶粒の成長を促すような温度まで上昇することはない。このため、水圧鉄管用の鋼材として十分な靱性が確保される。
【００９２】
上記した冷却の停止温度が５００℃を超えると、靱性の目標値は得られるもののその値は低くなる。したがって、冷却の停止温度は５００℃以下である。
冷却の停止後は、例えば、室温まで大気中で放冷するなど適宜の手段を講じればよい。もちろん、上記の平均冷却速度で室温まで冷却してもよい。また、その冷却停止温度から直接に、後述する温度に昇温させて焼戻しを行ってもよい。
【００９３】
７００℃以上の温度から５〜８０℃／ｓｅｃの平均冷却速度で冷却するための方法としては、水冷やミスト冷却等が例示される。
なお、上記熱間加工工程の後であってこの冷却工程の前に、脱スケール、歪矯正、温度均一化加熱などの処理を行ってもよい。
【００９４】
（３−５）焼戻し工程
上記冷却工程を終了した後は、必要に応じて、冷却によって生じた歪を取り除き、微細な炭化物を析出させることによって強度と靱性のバランスを改善するために、３００〜７００℃の温度で焼戻しを行ってもよい。
【００９５】
焼戻し温度が３００℃未満であると、十分な焼戻し効果が得られないことがある。したがって、焼戻し温度は３００℃以上である。一方、焼戻し温度が７００℃を超えると、強度低下を生じることがある。したがって、焼戻し温度は７００℃以下である。
【００９６】
焼戻しの保持時間は、強度と靱性のバランスを考慮して適宜決定すればよい。焼戻し時間の目安として、保持時間（分）≧板厚（ｍｍ）／２を満たすことが例示される。
なお、上記冷却工程における冷却停止温度が３００℃未満の場合には、その温度から直接３００〜７００℃の温度に再加熱して焼戻しを行ってもよいし、冷却停止後、適宜の手段を講じて室温まで冷却してから、３００〜７００℃の温度に再加熱して焼戻しを行ってもよい。
【００９７】
一方、上記冷却工程における冷却停止温度が３００℃以上の場合には、冷却停止後、適宜の手段を講じて３００℃から室温に至る温度まで冷却してから、３００〜７００℃の温度に再加熱して焼戻しを行ってもよいし、冷却停止後に、例えば、「パイリング」、「カバー掛け」、「保温炉に装入」等の処置を講じて、「５００〜３００℃」の温度域でいわゆる自己焼戻しを行ってもよい。
【実施例】
【００９８】
本発明を、実施例を参照しながらさらに具体的に説明する。
表１に示す化学組成を有するスラブを連続鋳造法により製造した。表１における鋼番号１〜３２は、化学組成が本発明で規定する範囲を満足する鋼である。一方、表１における鋼番号Ｘ１〜Ｘ８は、化学組成が本発明で規定する範囲を満足しない比較例の鋼である。なお、表１には、Ａｒ３点の値を併記する。
【００９９】
これらの鋼番号１〜３２，Ｘ１〜Ｘ８のスラブを用い、表２に示す製造条件に基づいて熱間圧延して仕上厚さ３０〜１００ｍｍの各種鋼板を製造した。圧延完了後の冷却は水冷によって行い、表２に示す「冷却停止温度」で水冷を停止し、その後は、室温まで大気中で放冷した。焼戻しは、室温から再加熱して行った。なお、表２には、「Ａｒ３点−３０℃」の値を併記した。
【０１００】
【表１】
2019056146.tif 000002
【０１０１】
【表２】
2019056146.tif 000003
【０１０２】
次に、得られた各鋼板の母材としての特性を調べるために、Ｌ方向の機械的特性としての引張特性の調査を行った。引張特性は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１（２０１１）に準じた引張試験片を、（１／４）ｔ部を中心として採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１（２０１１）に記載の方法に準じて室温で引張試験を行って降伏強度（以下、「ＹＳ」という。）と引張強さ（以下、「ＴＳ」という。）を測定した。なお、ＹＳは、１０Ｎ／（ｍｍ・ｓ）の引張試験速度で引張試験を行った際の下降伏点から求め、明確な降伏点が現れない場合は０．２％耐力をもってＹＳとした。
【０１０３】
引張特性の目標値は、ＴＳ：６１０〜７５０ＭＰａ、ＹＳ：４９０ＭＰａ以上とした。
溶接性（溶接割れ性）および溶接部靱性の評価のために、（１／４）ｔ部を中心とする鋼板を切り出し、レ型開先にて入熱４５ｋＪ／ｃｍにて片面３〜８層のサブマージアーク溶接を行った試験片を作製し、これから２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取して−２０℃でシャルピー衝撃試験を行い、吸収エネルギーを測定した。
【０１０４】
なお、上記の２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片は、ノッチ底を溶接金属とＨＡＺの界面であるいわゆる「ボンド部」に入れた場合と、ボンド部から母材側に３ｍｍ入った「ＨＡＺ」に入れた場合の両方を採取した。
【０１０５】
シャルピー衝撃特性の目標は、上記いずれの試験片についても−２０℃での吸収エネルギーである「ｖＥ−２０」が４７Ｊ以上とし、これを満たす場合に、溶接部靱性に優れるとした。
【０１０６】
また、ＪＩＳ  Ｚ  ３１５８（２０１６）に規定された「ｙ開先拘束割れ試験方法」に準じて約５９８ＭＰａ級の溶接棒を用いた手溶接を行って耐溶接割れ性を評価した。具体的には、現地での溶接を考慮して、予熱フリーにて溶接ビードを置き、所定時間経過後に断面を切り出し割れの有無を調査した。なお、上記の溶接ビード置きは、溶接棒を気温３０℃、湿度８０％の環境下で１時間放置し、加湿させた後、気温３０℃、湿度８０％の環境下で行った。
【０１０７】
複合介在物の断面におけるＭｎＳ面積率およびＭｎＳ割合の算出は、供試材の板厚１／４ｔ部より採取した複合介在物を面分析したマッピング画像から、ＭｎＳ面積率および複合介在物の周長に占めるＭｎＳの割合を測定した。ＭｎＳ面積率および複合介在物の界面におけるＭｎＳの割合は、各供試材につき２０個ずつＥＰＭＡによる分析を行い、平均値を算出することにより求めた。
【０１０８】
さらに、複合介在物の個数密度は、ＳＥＭ−ＥＤＸを組み合わせた自動介在物分析装置から得た複合介在物の形状測定データから、粒径が０．５〜５．０μｍの範囲である複合介在物の個数を算出することにより、個数密度を算出した。
【０１０９】
表３に、上記のようにして求めた引張特性、シャルピー衝撃特性、耐溶接割れ性および鋼中介在物の調査結果を示す。
【０１１０】
【表３】
2019056146.tif 000004
【０１１１】
表１〜３における鋼番号１〜２７は、本発明で規定する条件を全て満足する本発明例であり、鋼番号２８〜３２は、表２に示す製造条件が本発明で規定する条件を満足しない比較例であり、さらに、鋼番号Ｘ１〜Ｘ８は、表１に示す化学組成が本発明で規定する条件を満足しない比較例である。
【０１１２】
鋼番号１〜２７は、引張強さ：６１０〜７５０ＭＰａ，降伏強度：４９０ＭＰａ以上の母材の引張特性と、−２０℃での吸収エネルギー（ｖＥ−２０）：４７Ｊ以上の溶接部靱性と、予熱フリーで溶接しても溶接割れを生じない耐溶接割れ性とを兼ね備えており、揚水型水力発電所の水圧鉄管の素材として極めて好適に用いることができる。
【０１１３】
これに対し、鋼番号２８は、化学組成は本発明で規定する範囲を満足するものの、圧延終了後の冷却開始温度が本発明で規定する範囲の下限を下回るため、ＹＳ、ＴＳが低下した。
【０１１４】
鋼番号２９は、化学組成は本発明で規定する範囲を満足するものの、圧延終了後の冷却停止温度が本発明で規定する範囲の上限を上回るため、溶接部靭性が低下した。
【０１１５】
鋼番号３０は、化学組成は本発明で規定する範囲を満足するものの、ＲＨ真空脱ガス処理前における溶鋼中の酸素ポテンシャルが本発明で規定する範囲の下限を下回るため、複合介在物の個数密度が本発明で規定する範囲の下限を下回り、溶接部靭性が低下した。
【０１１６】
さらに、鋼番号３１，３２は、化学組成は本発明で規定する範囲を満足するものの、ＲＨ真空脱ガス処理前における溶鋼中の酸素ポテンシャルが本発明で規定する範囲の上限を上回るため、複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率が本発明で規定する範囲の上限を上回り、溶接部靭性が低下した。
【０１１７】
鋼番号２８〜３２から理解されるように、化学組成が本発明で規定する範囲を満足しても、製造条件が本発明で規定する条件を満足しなければ、水圧鉄管用高張力鋼板としての目標特性のうちの少なくとも１つの特性を得られない。
【０１１８】
鋼番号Ｘ１は、Ｃ含有量が本発明で規定する範囲の上限を上回るため、溶接部靭性が低下するとともに耐溶接割れ性が低下した。
鋼番号Ｘ２は、Ｓｉ含有量が本発明で規定する範囲の上限を上回るため、溶接部靭性が低下した。
【０１１９】
鋼番号Ｘ３は、Ｍｎ含有量が本発明で規定する範囲の上限を上回るため、複合介在物の断面におけるＭｎＳの面積率が本発明で規定する範囲の上限を上回り、溶接部靭性が低下した。
【０１２０】
鋼番号Ｘ４は、Ｎｂ含有量が本発明で規定する範囲の上限を上回るため、溶接部靭性が低下した。
鋼番号Ｘ５は、Ｔｉ含有量が本発明で規定する範囲の上限を上回るため、溶接部靭性が低下した。
【０１２１】
鋼番号Ｘ６は、Ａｌ含有量が本発明で規定する範囲の上限を上回るため、複合介在物の個数密度が本発明で規定する範囲の下限を下回り、溶接部靭性が低下した。
鋼番号Ｘ７は、Ｎ含有量が本発明で規定する範囲の上限を上回るため、溶接部靭性が低下した。
【０１２２】
さらに、鋼番号Ｘ８は、Ｏ含有量が本発明で規定する範囲の上限を上回るため、複合介在物の個数密度が本発明で規定する範囲の上限を上回り、溶接部靭性が低下した。
鋼番号Ｘ１〜Ｘ８から理解されるように、製造条件が本発明で規定する条件を満足しても、化学組成が本発明で規定する範囲を満足しなければ、水圧鉄管用高張力鋼板としての目標特性のうちの少なくとも１つの特性を得られない。