(57)【要約】【課題】焼き入れ性元素を添加して高強度化を図った鋼の低温靭性の信頼性を向上させるとともに、２層以上の溶接を行った際の熱影響部の靭性を改善し、現地溶接性に優れた超高強度鋼管および製造方法を提供する。【解決手段】所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎを含有し、必要に応じてＢ、Ｖ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇの１種以上を含有し、さらに焼き入れ性元素であるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｍｏを関係式によって規定し、組織をベイナイトおよび／またはマルテンサイトからなる組織にする。旧オーステナイト粒径を所定の範囲としても良い。鋳片をＡＣ３以上に加熱し、熱間圧延を施した後、所定の冷却速度で冷却する製造方法。【選択図】　　　なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ　：０．０２〜０．１０％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ　：０．０１５％以下、
Ｓ　：０．００３％以下、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｏ：０．２〜０．６％、
Ｎｂ：０．０１０％未満、
Ｔｉ：０．０３０％以下、
Ａｌ：０．０７０％以下、
Ｎ　：０．００６０％以下、
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記の式で定義されるＰ値が１．９〜３．５の範囲にあり、さらに鋼のミクロ組織としてマルテンサイトとベイナイト主体からなることを特徴とする低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｖ＋Ｍｏ−０．５
【請求項２】
質量％で、
Ｃ　：０．０２〜０．１０％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ　：０．０１５％以下、
Ｓ　：０．００３％以下、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｏ：０．１〜０．６％、
Ｎｂ：０．０１０％未満、
Ｔｉ：０．０３０％以下、
Ｂ　：０．０００３〜０．００３０％、
Ａｌ：０．０７０％以下　、
Ｎ：０．００６０％以下、かつＴｉ−３．４Ｎ≧０
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記の式で定義されるＰ値が２．５〜４．０の範囲にあり、さらに鋼のミクロ組織としてマルテンサイトとベイナイトからなることを特徴とする低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｖ＋１．５Ｍｏ
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ｖ　：０．００１〜０．１０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼。
【請求項４】
さらに、質量％で、
Ｃａ　：０．０００１〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２％
Ｍｇ　：０．０００１〜０．００６％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれか１項に記載の鋼であって、旧オーステナイト粒径の平均値が１０μｍ以下であることを特徴とする低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼。
【請求項６】
質量％で、
Ｃ　：０．０２〜０．０５％未満、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ　：０．０１５％以下、
Ｓ　：０．００１％以下、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｏ：０．１〜０．６％、
Ｎｂ：０．０１０％未満、
Ｔｉ：０．０３０％以下、
Ｂ　：０．０００３〜０．００３０％、
Ａｌ：０．０７０％以下、
Ｎ：０．００６０％以下、かつＴｉ−３．４Ｎ≧０
を含有し、さらに、
Ｖ　：０．００１〜０．１０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記の式で定義されるＰ値が２．５〜４．０の範囲にあり、さらに鋼のミクロ組織としてマルテンサイトとベイナイトからなり、旧オーステナイト粒径の平均値が１０μｍ以下であることを特徴とする低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｖ＋１．５Ｍｏ
【請求項７】
質量％で、
Ｃ　：０．０２〜０．０５％未満、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ　：０．０１５％以下、
Ｓ　：０．００３％以下、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｏ：０．１〜０．６％、
Ｎｂ：０．０１０％未満、
Ｔｉ：０．０３０％以下、
Ｂ　：０．０００３〜０．００３０％、
Ａｌ：０．０７０％以下、
Ｎ：０．００６０％以下、かつＴｉ−３．４Ｎ≧０
を含有し、さらに、
Ｖ　：０．００１〜０．１０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｃａ　：０．０００１〜０．０１％、
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記の式で定義されるＰ値が２．５〜４．０の範囲にあり、さらに鋼のミクロ組織としてマルテンサイトとベイナイトからなり、旧オーステナイト粒径の平均値が１０μｍ以下であることを特徴とする低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｖ＋１．５Ｍｏ
【請求項８】
請求項１〜４、６、７のいずれか１項に記載の成分からなる鋳片を用いて鋼板を製造する方法であって、ＡＣ３点以上に再加熱し、熱間圧延を施した後に１℃／ｓ以上の冷却速度で５５０℃以下まで冷却することを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【請求項９】
冷却した鋼板を管状に冷間成形後、突き合わせ部にシーム溶接を行うことを特徴とする請求項８に記載の低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼管の製造方法。
【請求項１０】
シーム溶接部を有する筒状の鋼管において、母材の化学成分が、質量％で、
Ｃ　：０．０２〜０．１％、
Ｓｉ：０．８％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ　：０．０１５％以下、
Ｓ　：０．００３％以下、
Ｎｉ：０．０１〜２％、
Ｍｏ：０．２〜０．８％、
Ｎｂ：０．０１０％未満、
Ｔｉ：０．０３％以下、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｎ：０．００８％以下、
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記の式で定義されるＰ値が１．９〜４．０の範囲にあり、さらにミクロ組織がマルテンサイトとベイナイトを主体とする組織からなることを特徴とする低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼管。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｖ＋Ｍｏ−０．５
【請求項１１】
シーム溶接部を有する筒状の鋼管において、母材の化学成分が、質量％で、
Ｃ　：０．０２〜０．１０％、
Ｓｉ：０．８％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ　：０．０１５％以下、
Ｓ　：０．００３％以下、
Ｎｉ：０．０１〜２％、
Ｍｏ：０．１〜０．８％、
Ｎｂ：０．０１０％未満、
Ｔｉ：０．０３０％以下で且つＴｉ−３．４Ｎ≧０
Ｂ：０．０００３〜０．００３％
Ａｌ：０．１％以下、
Ｎ：０．００８％以下、
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記の式で定義されるＰ値が２．５〜４．０の範囲にあり、さらにミクロ組織がマルテンサイトとベイナイトを主体とする組織からなることを特徴とする低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼管。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｖ＋１．５Ｍｏ
【請求項１２】
さらに、質量％で、
Ｖ　：０．００１〜０．３％、
Ｃｕ：０．０１〜１％、
Ｃｒ：０．０１〜１％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１０または１１に記載の低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼管。
【請求項１３】
さらに、質量％で、
Ｃａ　：０．０００１〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２％
Ｍｇ　：０．０００１〜０．００６％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１０〜１２のいずれか１項に記載の低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼管。
【請求項１４】
請求項１０〜１３のいずれか１項に記載の鋼管であって、平均オーステナイト粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼管。
【請求項１５】
シーム溶接部を有する筒状の鋼管において、母材の化学成分が、質量％で、
Ｃ　：０．０２〜０．０５％未満、
Ｓｉ：０．８％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ　：０．０１５％以下、
Ｓ　：０．００１％以下、
Ｎｉ：０．０１〜２％、
Ｍｏ：０．１〜０．８％、
Ｎｂ：０．０１０％未満、
Ｔｉ：０．０３０％以下で且つＴｉ−３．４Ｎ≧０
Ｂ：０．０００３〜０．００３％
Ａｌ：０．１％以下、
Ｎ：０．００８％以下、
を含有し、さらに、
Ｖ　：０．００１〜０．３％、
Ｃｕ：０．０１〜１％、
Ｃｒ：０．０１〜１％、
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記の式で定義されるＰ値が２．５〜４．０の範囲にあり、さらにミクロ組織がマルテンサイトとベイナイトを主体とする組織からなり、平均オーステナイト粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼管。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｖ＋１．５Ｍｏ
【請求項１６】
シーム溶接部を有する筒状の鋼管において、母材の化学成分が、質量％で、
Ｃ　：０．０２〜０．０５％未満、
Ｓｉ：０．８％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ　：０．０１５％以下、
Ｓ　：０．００３％以下、
Ｎｉ：０．０１〜２％、
Ｍｏ：０．１〜０．８％、
Ｎｂ：０．０１０％未満、
Ｔｉ：０．０３０％以下で且つＴｉ−３．４Ｎ≧０
Ｂ：０．０００３〜０．００３％
Ａｌ：０．１％以下、
Ｎ：０．００８％以下、
を含有し、さらに、
Ｖ　：０．００１〜０．３％、
Ｃｕ：０．０１〜１％、
Ｃｒ：０．０１〜１％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記の式で定義されるＰ値が２．５〜４．０の範囲にあり、さらにミクロ組織がマルテンサイトとベイナイトを主体とする組織からなり、平均オーステナイト粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼管。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｖ＋１．５Ｍｏ
【請求項１７】
請求項１０〜１３、１５、１６のいずれか１項に記載の成分からなる鋳片を、ＡＣ３点以上に再加熱し、熱間圧延を施した後に１℃／ｓ以上の冷却速度で５５０℃以下まで冷却し、冷却後の鋼板を管状に冷間成形後、突き合わせ部に内外面からサブマージドアーク溶接を行い、その後、拡管することを特徴とする請求項１０〜１６のいずれか１項に記載の低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼管の製造方法。
【請求項１８】
請求項１７に記載の鋼管のシーム溶接部を拡管前に３００〜５００℃に加熱することを特徴とする請求項１０〜１６のいずれか１項に記載の低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼管の製造方法。
【請求項１９】
請求項１７または１８に記載の鋼管のシーム溶接部を拡管後に３００〜５００℃に加熱することを特徴とする請求項１０〜１６のいずれか１項に記載の低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、８００ＭＰａ以上の、特に９００ＭＰａ以上の引張強度を有し、母材および溶接熱影響部の−６０〜０℃における靭性（以下、低温靱性および溶接熱影響部靭性）に優れた超高強度熱間圧延鋼板並びにその鋼板および鋼管の製造方法に関するものである。
このような超高強度熱間圧延鋼は、さらに、加工、溶接されて、天然ガス・原油輸送用のラインパイプ、圧力容器、溶接構造物などの溶接性鋼材として広く用いられる。
【０００２】
【従来の技術】
近年、ラインパイプ用鋼板、揚水用鋼板（例えばペンストック）または圧力容器用鋼板では、高強度化および低温靱性化の向上が要求されている。例えば、ラインパイプ用鋼板では、引張強度が８００ＭＰａ（ＡＰＩ規格でＸ１００以上）以上の超高強度鋼板の製造に関して、既に多くの研究が行われており、低温靭性、溶接熱影響部靭性および溶接性に優れた高強度鋼が特許文献１および２に開示されている。さらに、引張強度９００ＭＰａ以上の超高強度ラインパイプおよびその製造法が特許文献３に開示されている。
【０００３】
しかしながら、特許文献１および２に開示されたラインパイプ用鋼板では、１層溶接による熱影響部の−２０℃におけるシャルピー吸収エネルギーは１００Ｊ以上と極めて良好であるが、２層以上の溶接が施された際の熱影響部では溶接条件によっては溶接熱影響部靭性が低下することがあった。
さらに、特許文献１および２に開示されたラインパイプ用鋼板ならびに特許文献３に開示された超高強度ラインパイプは、母材の−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーは、同一材料を同一試験条件により試験した数（以下、ｎ数）を３とすると、平均値では２００Ｊ以上と極めて良好であるものの、一部の試験片のシャルピー吸収エネルギーは２００Ｊ未満に低下することがあり、ばらつきが見られるという問題があった。
このような低温靭性のばらつきという問題について詳細に検討した結果、−４０℃においてｎ数を増加させてシャルピー衝撃試験を行うと、約２０％の確率で約２００Ｊ未満にシャルピー吸収エネルギーが低下し、さらに−６０℃〜−４０℃未満の温度範囲では、一部の試験片はシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以下に低下し、試験片の破断面に脆性破面が見られる、ということがわかった。
また、本発明者は、溶接方法を工夫して低温靭性を向上させる方法を、特許文献４に提案したが、大量生産に適さず、設備導入も必要であるため、直ちには適用できないことがわかった。そこで、大規模な設備を要しない方法で、母材、溶接部共に低温靭性に優れた高強度ラインパイプの開発が要望されている。
【特許文献１】
特許第３２４４９８６号公報
【特許文献２】
特許第３２６２９７２号公報
【特許文献３】
特開２０００−１９９０３６号公報
【特許文献４】
特願２００１−３３６６７０号
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は溶接熱影響部靱性、特に多層溶接を施した際の溶接熱影響部のシェルフエネルギーが優れ、母材の−４０℃の温度範囲におけるシャルピー吸収エネルギーのばらつきが小さく、平均値が２００Ｊ以上であり、優れた低温靭性を有し、さらには現地溶接が容易な、引張強度８００ＭＰａ以上の超高強度鋼および鋼管を提供するものである。なお、シェルフエネルギーとは、低温で脆性破壊する材料のシャルピー衝撃試験を種々の温度で行った際に、１００％延性破壊する温度域において測定されたシャルピー吸収エネルギーである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、引張強度が８００ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００以上）で、かつ多層溶接を施した際の、溶接熱影響部のシェルフエネルギーが１００Ｊ以上であり、−４０℃以下の温度範囲における母材のシャルピー吸収エネルギーのばらつきが小さく、平均値が２００Ｊ以上であり、かつ現地溶接性の優れた高強度鋼を得るために、鋼材の化学成分とそのミクロ組織について鋭意研究を行った。
【０００６】
その結果、まず、２層の溶接による低温靭性の低下原因が、２度の溶接熱影響により粗大化したＮｂ炭窒化物であることを明らかにし、これに対してＮｂの低減が極めて効果的であることを確認した。次に、母材については、試験条件によってシャルピー吸収エネルギーが低いものが見られることがあるが、この原因が部分的に存在する粗大結晶粒であることを明らかにし、対策としてＮｂの低減が極めて有効であることを見出した。
【０００７】
さらに、Ｎｂの低減により低下した強度を向上させるために、焼き入れ性の指標であるＰ値を適正な範囲とすることにより、低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼を発明するに至った。
【０００８】
本発明は上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は次のとおりである。
（１）　質量％で、
Ｃ　：０．０２〜０．１０％、　　　Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、　　　　　Ｐ　：０．０１５％以下、
Ｓ　：０．００３％以下、　　　　　Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｏ：０．２〜０．６％、　　　　　Ｎｂ：０．０１０％未満、
Ｔｉ：０．０３０％以下、　　　　　Ａｌ：０．０７０％以下　、
Ｎ　：０．００６０％以下、
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記の式で定義されるＰ値が１．９〜３．５の範囲にあり、さらに鋼のミクロ組織としてマルテンサイトとベイナイト主体からなることを特徴とする低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｖ＋Ｍｏ−０．５
（２）　質量％で、
Ｃ　：０．０２〜０．１０％、　　　　Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、　　　　　　Ｐ　：０．０１５％以下、
Ｓ　：０．００３％以下、　　　　　　Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｏ：０．１〜０．６％、　　　　　　Ｎｂ：０．０１０％未満、
Ｔｉ：０．０３０％以下、　　　　　　Ｂ　：０．０００３〜０．００３０％、
Ａｌ：０．０７０％以下、　　　　　　Ｎ　：０．００６０％以下、
かつＴｉ−３．４Ｎ≧０
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記の式で定義されるＰ値が２．５〜４．０の範囲にあり、さらに鋼のミクロ組織としてマルテンサイトとベイナイトからなることを特徴とする低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｖ＋１．５Ｍｏ
（３）　さらに、質量％で、
Ｖ　：０．００１〜０．１０％、　　　Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼。
（４）　さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、　　ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００６％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれか１項に記載の低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた溶接性高強度鋼。
（５）　（１）〜（４）のいずれか１項に記載の鋼であって、旧オーステナイト粒径の平均値が１０μｍ以下であることを特徴とする低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼。
（６）　質量％で、
Ｃ　：０．０２〜０．０５％未満、　　Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、　　　　　　Ｐ　：０．０１５％以下、
Ｓ　：０．００１％以下、　　　　　　Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｏ：０．１〜０．６％、　　　　　　Ｎｂ：０．０１０％未満、
Ｔｉ：０．０３０％以下、　　　　　　Ｂ　：０．０００３〜０．００３０％、
Ａｌ：０．０７０％以下、　　　　　　Ｎ　：０．００６０％以下、
かつＴｉ−３．４Ｎ≧０
を含有し、さらに、
Ｖ　：０．００１〜０．１０％、　　　Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記の式で定義されるＰ値が２．５〜４．０の範囲にあり、さらに鋼のミクロ組織としてマルテンサイトとベイナイトからなり、旧オーステナイト粒径の平均値が１０μｍ以下であることを特徴とする低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｖ＋１．５Ｍｏ
（７）　質量％で、
Ｃ　：０．０２〜０．０５％未満、　　Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、　　　　　　Ｐ　：０．０１５％以下、
Ｓ　：０．００１％以下、　　　　　　Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｏ：０．１〜０．６％、　　　　　　Ｎｂ：０．０１０％未満、
Ｔｉ：０．０３０％以下、　　　　　　Ｂ　：０．０００３〜０．００３０％、
Ａｌ：０．０７０％以下、　　　　　　Ｎ　：０．００６０％以下、
かつＴｉ−３．４Ｎ≧０
を含有し、さらに、
Ｖ　：０．００１〜０．１０％、　　　Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、　　　　　Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記の式で定義されるＰ値が２．５〜４．０の範囲にあり、さらに鋼のミクロ組織としてマルテンサイトとベイナイトからなり、旧オーステナイト粒径の平均値が１０μｍ以下であることを特徴とする低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｖ＋１．５Ｍｏ
（８）　（１）〜（４）、（６）、（７）のいずれか１項に記載の成分からなる鋳片を用いて鋼板を製造する方法であって、ＡＣ３点以上に再加熱し、熱間圧延を施した後に１℃／ｓ以上の冷却速度で５５０℃以下まで冷却することを特徴とする（１）〜（７）のいずれか１項に記載の低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（９）　冷却した鋼板を管状に冷間成形後、突き合わせ部にシーム溶接を行うことを特徴とする（８）に記載の低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼管の製造方法。
（１０）　シーム溶接部を有する筒状の鋼管において、母材の化学成分が、質量％で、
Ｃ　：０．０２〜０．１％、　　　　　Ｓｉ：０．８％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、　　　　　　Ｐ　：０．０１５％以下、
Ｓ　：０．００３％以下、　　　　　　Ｎｉ：０．０１〜２％、
Ｍｏ：０．２〜０．８％、　　　　　　Ｎｂ：０．０１０％未満、
Ｔｉ：０．０３％以下、　　　　　　　Ａｌ：０．１％以下、
Ｎ：０．００８％以下、
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記の式で定義されるＰ値が１．９〜４．０の範囲にあり、さらにミクロ組織がマルテンサイトとベイナイトを主体とする組織からなることを特徴とする低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼管。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｖ＋Ｍｏ−０．５
（１１）　シーム溶接部を有する筒状の鋼管において、母材の化学成分が、質量％で、
Ｃ　：０．０２〜０．１０％、　　　　Ｓｉ：０．８％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、　　　　　　Ｐ　：０．０１５％以下、
Ｓ　：０．００３％以下、　　　　　　Ｎｉ：０．０１〜２％、
Ｍｏ：０．１〜０．８％、　　　　　　Ｎｂ：０．０１０％未満、
Ｔｉ：０．０３０％以下　　　　　　　Ｂ　：０．０００３〜０．００３％
Ａｌ：０．１％以下、　　　　　　　　Ｎ　：０．００８％以下、
かつＴｉ−３．４Ｎ≧０
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記の式で定義されるＰ値が２．５〜４．０の範囲にあり、さらにミクロ組織がマルテンサイトとベイナイトを主体とする組織からなることを特徴とする低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼管。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｖ＋１．５Ｍｏ
（１２）　さらに、質量％で、
Ｖ　：０．００１〜０．３％、　　　　　Ｃｕ：０．０１〜１％、
Ｃｒ：０．０１〜１％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１０）または（１１）に記載の低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼管。
（１３）　さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、　　ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２％
Ｍｇ：０．０００１〜０．００６％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１０）〜（１２）のいずれか１項に記載の低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼管。
（１４）　（１０）〜（１３）のいずれか１項に記載の鋼管であって、平均オーステナイト粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼管。
（１５）　シーム溶接部を有する筒状の鋼管において、母材の化学成分が、質量％で、
Ｃ　：０．０２〜０．０５％未満、　　Ｓｉ：０．８％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、　　　　　　Ｐ　：０．０１５％以下、
Ｓ　：０．００１％以下、　　　　　　Ｎｉ：０．０１〜２％、
Ｍｏ：０．１〜０．８％、　　　　　　Ｎｂ：０．０１０％未満、
Ｔｉ：０．０３０％以下　　　　　　　Ｂ　：０．０００３〜０．００３％
Ａｌ：０．１％以下、　　　　　　　　Ｎ　：０．００８％以下、
かつＴｉ−３．４Ｎ≧０
を含有し、さらに、
Ｖ　：０．００１〜０．３％、　　　　Ｃｕ：０．０１〜１％、
Ｃｒ：０．０１〜１％、
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記の式で定義されるＰ値が２．５〜４．０の範囲にあり、さらにミクロ組織がマルテンサイトとベイナイトを主体とする組織からなり、平均オーステナイト粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼管。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｖ＋１．５Ｍｏ
（１６）　シーム溶接部を有する筒状の鋼管において、母材の化学成分が、質量％で、
Ｃ　：０．０２〜０．０５％未満、　　Ｓｉ：０．８％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、　　　　　　Ｐ　：０．０１５％以下、
Ｓ　：０．００３％以下、　　　　　　Ｎｉ：０．０１〜２％、
Ｍｏ：０．１〜０．８％、　　　　　　Ｎｂ：０．０１０％未満、
Ｔｉ：０．０３０％以下　　　　　　　Ｂ　：０．０００３〜０．００３％
Ａｌ：０．１％以下、　　　　　　　　Ｎ　：０．００８％以下、
かつＴｉ−３．４Ｎ≧０
を含有し、さらに、
Ｖ　：０．００１〜０．３％、　　　　Ｃｕ：０．０１〜１％、
Ｃｒ：０．０１〜１％、　　　　　　　Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記の式で定義されるＰ値が２．５〜４．０の範囲にあり、さらにミクロ組織がマルテンサイトとベイナイトを主体とする組織からなり、平均オーステナイト粒径が１０μｍ以下であることを特徴とする低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼管。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｖ＋１．５Ｍｏ
（１７）　（１０）〜（１３）、（１５）、（１６）のいずれか１項に記載の成分からなる鋳片を、ＡＣ３点以上に再加熱し、熱間圧延を施した後に１℃／ｓ以上の冷却速度で５５０℃以下まで冷却し、冷却後の鋼板を管状に冷間成形後、突き合わせ部に内外面からサブマージドアーク溶接を行い、その後、拡管することを特徴とする（１０）〜（１６）のいずれか１項に記載の低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼管の製造方法。
（１８）　（１７）に記載の鋼管のシーム溶接部を拡管前に３００〜５００℃に加熱することを特徴とする（１０）〜（１６）のいずれか１項に記載の低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼管の製造方法。
（２１）　（１７）または（１８）に記載の鋼管のシーム溶接部を拡管後に３００〜５００℃に加熱することを特徴とする（１０）〜（１６）のいずれか１項に記載の低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼管の製造方法。
である。
【０００９】
【発明の実施の形態】
まず、溶接熱影響部靭性について述べる。種々の超高強度鋼に２パスの溶接を施し、溶接部および溶接熱影響部の−２０℃における靱性を、ノッチ位置を会合部あるいは会合部＋１ｍｍとしてシャルピー衝撃試験によって評価した。会合部とは、溶接方向に直角な板厚断面における、２層の溶接ビードの交点である。その結果、破面はほぼ全面１００％脆性破面でかつ、シャルピー吸収エネルギーは５０Ｊ以下といった低値が発生することがあった。
【００１０】
この試験後の破面を詳細に調査した結果、脆性破壊の発生点は以下の場所であることが判明した。（１）融点直下に１度加熱され、さらにＡＣ３点直上に２度加熱された溶接熱影響部の会合部から１ｍｍまでの領域、（２）融点直下に２度加熱された領域、（３）融点直下に１度加熱された領域である。さらに、これらが発生点となる確率は（１）が約６０％、（２）が約３０％で、（３）は約１０％であった。
【００１１】
これは、２度熱影響を受けて粗粒化した再熱部での靱性を改善しなければならないことを意味している。そこで、本発明者は、さらなる詳細な破面観察により、脆性破面の発生点にＮｂの複合炭窒化物の存在を確認し、Ｎｂの低減により溶接熱影響部の、特に２度以上の熱影響を受けた粗粒再熱部の靱性を向上させる可能性を見出した。
【００１２】
以上の知見を基に、溶接再現熱サイクル試験によって２層の溶接による熱影響を模擬し、溶接熱影響部靭性に及ぼすＮｂの影響を検討した。Ｎｂ以外の元素の添加量を請求項１または２の範囲とし、Ｎｂ量を質量％で０．００１〜０．０４％の範囲で変化させた鋼板を製造し、試験片を採取した。熱サイクル条件は、入熱２．５ｋＪ／ｍｍ相当とした。すなわち、１回目の熱処理を、加熱速度１００℃／ｓで温度１４００℃に加熱して１秒保持した後、５００〜８００の範囲に冷却速度１５℃／ｓで冷却するという条件で行い、これに加えて２回目の熱処理を、加熱速度、保持時間、冷却温度および冷却速度を１回目と同条件として、加熱温度１４００℃または９００℃という条件で行った。さらに、ＪＩＳ　Ｚ　２２０２に準拠して、標準寸法のＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、シャルピー衝撃試験をＪＩＳ　Ｚ　２２４２に準拠して、−４０℃で行った。
【００１３】
結果を図１に示す。Ｎｂを０．０１％以上添加している鋼では、シャルピー吸収エネルギーに５０Ｊ以下の低値が発生したが、Ｎｂを０．０１％未満にするとシャルピー吸収エネルギーに５０Ｊ以下のものが存在しなくなり、これら粗粒再熱部の靱性が著しく向上することが明らかとなった。Ｎｂを添加した鋼でのシャルピー吸収エネルギーが５０Ｊ以下であった試験片の破面を観察するとほぼ全面が脆性破面でその脆性破面の発生点にＮｂの複合炭窒化物が存在していた。これに対して、Ｎｂを０．０１％未満にした鋼のシャルピー衝撃試験後の破面を観察すると脆性破面の発生点にはＮｂの炭窒化物が存在していなかった。このように、Ｎｂを０．０１％未満に低減して、上記に示した脆化する領域の靱性を向上させることに成功した。
【００１４】
次に、母材の低温靭性について述べる。引張強度が８００ＭＰａ以上、特に９００ＭＰａ以上の超高強度鋼管で高い低温靭性を確保するためには、細粒の未再結晶オーステナイトから変態したベイナイトおよびマルテンサイトを主体とした組織にする必要がある。粗大粒が混在したり、ベイナイト・マルテンサイト分率が十分に高くないと高速延性破壊停止特性を代表するシャルピー吸収エネルギーに低値が発生する。本発明者は、母材の−６０℃におけるシャルピー衝撃試験を実施し、２００Ｊ以上のシャルピー吸収エネルギーを得ることができなかった試験片の破断部近傍の組織を詳細に調査した。その結果、組織に粒径が５０〜１００μｍの粗大な結晶粒が存在しており、これがシャルピー吸収エネルギーを低下させる原因であることがわかった。
通常、引張強度が８００ＭＰａ以下の合金元素の含有量が比較的少ない連続鋳造鋳片の鋳造組織は、フェライトとベイナイトあるいはフェライトとパーライトの混合組織である。この鋳片を熱間圧延のために再加熱した場合には、主にフェライト粒界から新たなオーステナイトが多く生成し、加熱温度がＡＣ３点直上の９５０℃付近では平均結晶粒径が２０μｍ程度の整粒オーステナイトになる。その後熱間圧延により鋼板を製造する場合には、再結晶によって、さらに細粒化されて平均オーステナイト粒径が５μｍ程度のほぼ均一な整粒組織になる。しかし、引張強度が８００ＭＰａ以上の高強度鋼のように、高強度化するために焼き入れ性元素を添加した鋼を熱間圧延すると、部分的に粗大な結晶粒が残存し、低温靭性が低下すると考えられる。
【００１５】
そこで、本発明者は、組織におよぼす成分の影響を詳細に調査し、Ｎｂを０．０１％未満に低減した場合には熱延後の結晶粒が細粒になり、部分的に粗大粒が見られることがなくなることを見出した。このＮｂの低減の効果は以下のように説明できる。
【００１６】
まず、Ｎｂ量が多い場合に部分的に粗大な結晶粒が残存する原因について説明する。一般に、引張強度が８００ＭＰａ以上、特に９００ＭＰａ以上の超高強度鋼では、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ等の焼入れ性が高い合金元素量を比較的多く添加している。このような鋼を連続鋳造などで製造する場合には、室温まで冷却後の鋳造組織は、結晶粒径が旧オーステナイト粒径で１ｍｍ以上の粗大なベイナイトの単相（以下、ベイナイト）若しくはマルテンサイトの単相（以下、マルテンサイト）またはベイナイトおよびマルテンサイトを主体とする組織（以下、ベイナイト・マルテンサイト主体組織）となる。これらの組織は粒内に微細な残留オーステナイトを含有している。なお、ベイナイトおよびマルテンサイトは何れもラス構造の組織であり、光学顕微鏡では区別が困難であるが、硬度測定によって識別できる。
【００１７】
このような鋳造組織を有する鋳片を９００〜１０００℃に加熱した場合には、旧オーステナイト粒界から変態によって新たなオーステナイト粒を生じる反応（以下、通常フェライト・オーステナイト変態）と、上述の残留オーステナイトが容易に成長、合体して１ｍｍ以上の粗大なオーステナイト粒を生じる反応（以下、異常フェライト・オーステナイト変態）が生じる。
【００１８】
このような鋼にさらにＮｂを添加した場合には、微細なＮｂ炭化物が生成しているため、加熱時に結晶粒の成長が抑制される。したがって、例えば、ＡＣ３直上から１１００℃までの温度範囲内に加熱した際には、通常オーステナイト変態により生じたオーステナイト粒の成長、いわゆる２次再結晶が抑制される。その結果、部分的に異常フェライト・オーステナイト変態によって、鋳片の旧オーステナイト粒径とほぼ同じ１ｍｍ以上のオーステナイト粒を生じる。加熱時にこのような粗大なオーステナイト粒が鋼中に生成すると、熱間圧延時後の再結晶が生じ難いため、部分的に５０μｍ以上の結晶粒として残存し、これが低温靱性を低下させる原因となる。
【００１９】
また、１１５０℃以上の温度範囲に加熱するとピニング粒子であるＮｂ複合炭化物が溶解し、旧オーステナイト粒界より通常オーステナイト変態によって生じた結晶粒の成長、すなわち、２次再結晶が促進されるため、オーステナイト結晶粒が整粒化する。このような組織を有する鋳片を熱間圧延すると、平均粒径は若干大きくなるが、約５０μｍという粗大な結晶粒が見られることはない。しかしながら依然として約２０μｍ未満の粗大粒は残存する。
【００２０】
これに対して、Ｎｂを０．０１％未満に低減した鋼の鋳片にはＮｂ炭化物が少ないため、２次再結晶を抑制する効果が弱い。したがって、９５０〜１１００℃の範囲に加熱すると２次再結晶が促進されるために、通常オーステナイト変態による結晶粒が異常フェライト・オーステナイト変態による粗大な結晶粒を侵食し、均一な組織になる。このような組織を有する鋳片を熱間圧延すると、平均粒径１０μｍ程度の均一な組織になり、２０μｍ以上という粗大な結晶粒は残存しなくなる。なお、加熱温度が低いほど２次再結晶後のオーステナイト粒の粗大化は抑制されるため、熱延後の結晶粒は細粒化する。
【００２１】
以上のようにして、本発明者は、高強度化のために焼入れ性が高い合金元素量を比較的多く添加し、加熱時に異常フェライト・オーステナイト変態によって部分的に粗大なオーステナイト結晶粒を生じやすいベイナイト単相、マルテンサイト単相またはベイナイト・マルテンサイト主体組織を有する鋳片においても、Ｎｂ量を０．０１％未満に低減することにより、粗大な結晶粒の発生を著しく抑制できることを見出した。この知見を基に、母材については−６０〜−４０℃未満で実施した場合に、シャルピー吸収エネルギーが２００Ｊ以上であるという優れた低温靭性を有する高強度鋼の開発に成功した。
【００２２】
しかしながら、Ｎｂを低減すると再結晶温度が低くなり、未再結晶圧延が十分でなくなることが懸念される。本発明者は質量％で、０．０５Ｃ−０．２５Ｓｉ−２Ｍｎ−０．０１Ｐ−０．００１Ｓ−０．５Ｎｉ−０．１Ｍｏ−０．０１５Ｔｉ−０．００１０Ｂ−０．０１５Ａｌ−０．００２５Ｎ−０．５Ｃｕ−０．５Ｃｒを含有し、さらに０．００５Ｎｂを添加した鋼と０．０１２Ｎｂを添加した鋼でのオーステナイト再結晶挙動について調査した。その結果、Ｎｂ添加に依らず再結晶温度はいずれも９００〜９５０℃であり、Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏを多く添加している鋼ではＮｂの添加の有無に関わらず再結晶温度が変わらないことがわかった。従って、オーステナイト再結晶の観点からもＮｂをあえて添加する必然性はないことが実証された。
【００２３】
また、Ｎｂ添加量を低減すると強度が低下するため焼き入れ性元素の添加量について検討し、焼き入れ性の指標であるＰ値を適正な範囲とすることにより強度と低温靭性の両立を図った。Ｎｂ添加量を０．０１％未満に低減した鋼の焼き入れ性に及ぼす合金元素の影響を詳細に調査した結果、Ｂを含有しない鋼ではＰ値をＰ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｖ＋Ｍｏ−０．５とすることにより焼き入れ性を適正に評価でき、適正範囲は１．９≦Ｐ≦３．５であることがわかった。一方、Ｂ添加鋼では、Ｐ値はＰ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｖ＋１．５Ｍｏとなり、その適正範囲は２．５≦Ｐ≦４．０であることがわかった。これにより、溶接熱影響部靱性、現地溶接性を損なうことなく、目標とした強度・低温靱性バランスを達成することに成功した。
さらに、溶接熱影響部を３００℃以上に加熱すると、微細なマルテンサイトが焼戻されるために、高いシャルピー吸収エネルギーが安定して得られるようになる。Ｎｂを０．０１％以上添加した鋼の溶接熱影響部を３００℃以上に加熱しても、微細なマルテンサイトは焼き戻されるが、同時にＮｂの析出による脆化も起こるため、本発明のような顕著な効果は見られなかった。
【００２４】
次に本発明の鋼板成分および鋼管の母材成分の限定理由を説明する。
【００２５】
Ｃは、鋼中で固溶または炭窒化物の析出により鋼の強度向上および焼き入れ性を向上させるために極めて有効であり、組織をベイナイト、マルテンサイト、またはベイナイト・マルテンサイト主体組織として目標強度を得るために、その含有量の下限を０．０２％とした。一方、Ｃ含有量が多すぎると、鋼材および溶接熱影響部の低温靱性が低下し、溶接後の低温割れ発生などの現地溶接性が著しく劣化するため、その含有量の上限を０．１０％とした。更に低温靱性向上のためには、Ｃ含有量の上限を０．０７％とするのが好ましい。なお、強度向上のためには、Ｃ含有量を０．０３％以上とすることが好ましい。一方、強度が高すぎると拡管後の鋼管の形状が悪くなり、真円度が低下する可能性があるため、Ｃ含有量を０．０５％未満とすることが好ましい。なお、真円度は、鋼管の直径を複数の箇所、例えば、シーム溶接部から４５°ごとに鋼管の中心を通る４つの直径を測定し、平均値を求め、直径の最大値から最初値を減じ、平均値で除することにより求めることができる。
【００２６】
Ｓｉは、脱酸や強度向上の作用効果を有するが、多く添加し過ぎると、溶接熱影響部靭性や現地溶接性を著しく劣化させるので、その含有量の上限を０．８％とした。より好ましいＳｉ量の上限は、０．６％である。なお、本発明鋼におけるＡｌおよびＴｉもＳｉと同様に脱酸作用を有するため、Ｓｉ含有量は、ＡｌおよびＴｉの含有量により調整するのが好ましい。下限は規定しないが、通常、不純物として０．０１％程度以上含有している。
【００２７】
Ｍｎは、本発明鋼のミクロ組織をベイナイトおよびマルテンサイト主体の組織とし、強度および低温靱性の良好なバランスを確保するために不可欠な元素であり、その含有量の下限を１．５％とする。一方、Ｍｎを多く添加し過ぎると、焼き入れ性が増加して溶接熱影響部靭性や現地溶接性を劣化させるだけでなく、中心偏析を助長して鋼材の低温靱性を劣化させるためその含有量の上限を２．５％とした。なお、中心偏析とは鋳造時に鋳片の中央部付近に生じる凝固起因の成分偏析が、その後の製造工程を経た後にも解消せず、鋼板の板厚中央部近傍に残存している状態を意味する。
【００２８】
Ｐ、Ｓは、不可避的不純物元素であり、Ｐは中心偏析を助長するとともに、粒界破壊により低温靱性を向上させ、Ｓは熱間圧延で延伸化する鋼中のＭｎＳにより延性および靱性を低下させる。従って、本発明では、低温靭性および溶接熱影響部靱性をより一層向上させるために、ＰおよびＳの含有量の上限をそれぞれ０．０１５％および０．００３％として制限する。なお、ＰおよびＳ量は不純物であり、現状の技術ではそれぞれ０．００３％および０．０００１％程度が下限である。また、Ｓ量の含有量を０．００１％以下にすることにより、ＭｎＳ等の鋼中の硫化物の析出を抑制することが可能である。そのため、Ｃａを添加することなく、延性および靭性の低下を抑制するには、Ｓ量の含有量を０．００１％以下にすることが好ましい。
【００２９】
Ｎｉは、ＭｎやＣｒ、Ｍｏと比較して熱間圧延の組織、特に中心偏析帯において低温靱性に有害な硬化組織の形成を比較的少なくできるとともに、溶接熱影響部靭性の向上に有効である。この効果は０．０１％未満では不十分であるため、Ｎｉ含有量の下限を０．０１％とした。さらに、溶接熱影響部靭性の向上のためには、Ｎｉ含有量の下限を０．３％とするのが好ましい。一方、Ｎｉ含有量が多すぎると、Ｎｉが高価であることによる経済性の悪化だけでなく、溶接熱影響部靭性や現地溶接性を劣化させるため、その含有量の上限を２．０％とした。なお、Ｎｉの添加は、連続鋳造および熱間圧延におけるＣｕ起因の表面割れの防止にも有効である。この目的に添加する場合は、Ｎｉ含有量をＣｕ含有量の１／３以上添加するのが好ましい。
【００３０】
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させ、強度と低温靭性のバランスの優れたベイナイト、マルテンサイトまたはベイナイト・マルテンサイト主体組織を得るために添加する。この効果はＢとの複合添加により顕著になる。また、ＭｏがＢと共存することにより、制御圧延時にオーステナイトの再結晶化を抑制し、オーステナイト組織を微細化する効果がある。これらのＭｏ添加による効果を得るために、Ｂ無添加鋼の場合にはその含有量の下限を０．２％とし、Ｂ添加鋼の場合にはその含有量の下限を０．１％とした。一方、Ｍｏを０．８を超えて過剰に添加すると、Ｂ添加の有無に関係なく製造コストが高くなるとともに、溶接熱影響部靭性や現地溶接性が劣化するためにその含有量の上限を０．８とした。なおＭｏ含有量の好ましい上限は、０．６％である。
【００３１】
Ｎｂは、制御圧延時にオーステナイトの再結晶化を抑制するとともに、炭窒化物の析出によりオーステナイト組織を微細化し、また、焼入れ性向上に寄与する。特に、Ｎｂ添加による焼入れ性向上効果は、Ｂと共存する場合に相乗的に高まる。しかしながら、０．０１％以上添加すると、部分的に粗大な結晶粒を生じて衝撃試験の破面率を低下させ、２層以上の溶接を施した際に、溶接熱影響部靭性を低下させる。また現地溶接性が劣化するためにその含有量の上限を０．０１％未満とした。好ましくは０．００５％以下がよい。また、Ｂを含有しない鋼では、Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｖ＋Ｍｏ−０．５で定義されるＰ値が、１．９≦Ｐ≦４．０、好ましくは、１．９≦Ｐ≦３．５を満足し、Ｂ添加鋼では、Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｖ＋１．５Ｍｏで定義されるＰ値が、２．５≦Ｐ≦４．０を満足すれば、Ｎｂを添加する必要はないが、通常、不純物として０．００１％以上を含有する。
【００３２】
Ｔｉは、鋼中で微細な窒化物を形成し、再加熱時にオーステナイトの粗大化を抑制する。またＢ添加鋼の場合、焼入れ性向上に対して有害な固溶Ｎを窒化物として固定することにより低減し、焼入れ性をより向上させる。また、Ａｌ含有量が０．００５％以下である場合には、Ｔｉは鋼中で酸化物を形成する。このＴｉ酸化物は、溶接熱影響部において粒内変態生成核として作用し、溶接熱影響部の組織を微細化する。以上のようなＴｉ添加の効果を得るには、Ｔｉ含有量の下限を０．００１％とすることが好ましい。なお、窒化物の形成および固溶Ｎの固定による効果を安定して得るためには、Ｔｉ含有量の下限を、３．４Ｎ以上とすることが好ましい。一方、Ｔｉの添加量が多過ぎると窒化物が粗大化し、微細な炭化物を生じて析出硬化し、溶接熱影響部靱性が劣化する。さらに、０．０１％以上のＮｂを添加した場合と同様に、部分的に粗大な結晶粒を生じて低温靭性を損なうためにその含有量の上限を０．０３０％とした。
【００３３】
Ａｌは、脱酸材として添加するとともに、組織の微細化の作用も有する。しかし、Ａｌ含有量が０．１％を越えると、酸化Ａｌ系の非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害し鋼材および溶接熱影響部靭性を劣化するため、その含有量の上限を０．１％とした。より好ましいＡｌ量の上限は、０．０７％であり、０．０６％以下が最適である。なお、本発明鋼におけるＳｉおよびＴｉもＡｌと同様に脱酸作用を有するため、Ａｌ含有量は、ＳｉおよびＴｉの含有量により調整するのが好ましい。Ａｌ含有量の下限は規定しないが、通常、０．００５％以上を含有する。
【００３４】
Ｎは、０．００８％より多く添加すると、鋳片の表面疵が発生し、また固溶ＮおよびＮｂ窒化物による溶接熱影響部靭性の劣化の原因となるため、その含有量の上限を０．００８％とした。なお、より好ましいＮ量の上限は、０．００６％である。Ｎ量は低いほど良いため下限を規定しないが、不純物として通常０．００３％程度を含有している。
【００３５】
本発明鋼は、以上説明した成分を基本成分として含有するが、さらに、強度および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に、Ｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｃａ、ＲＥＭおよびＭｇのうちの１種または２種以上を以下の含有量で添加しても良い。
【００３６】
Ｂは、極微量の添加により鋼の焼入れ性を高めるため、本発明鋼の目的とするベイナイトおよび／またはマルテンサイト主体の組織を得るために、有効な元素である。また、Ｂは、本発明鋼のＭｏの焼入れ性向上効果を顕著にすると共に、Ｎｂとの共存によって相乗的に焼入れ性の向上効果を促進する。これらの効果はその含有量が０．０００３％未満では得られないため、Ｂ含有量の下限を０．０００３％とした。一方、Ｂを過剰に添加すると、Ｆｅ２３（Ｃ，Ｂ）６等の脆性粒子の形成を促進し、低温靱性を劣化させるだけでなく、Ｂの焼入れ性向上効果を損なうので、その含有量の上限を０．００３０％とした。
【００３７】
Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の作用を有し、単独で添加すると効果がＮｂと比較して弱いがＮｂとの共存により、低温靭性および溶接熱影響部靭性を向上させる効果をさらに顕著なものとする。その効果は、Ｖ含有量が０．００１％未満では不十分であるため、下限を０．００１％とすることが好ましい。一方、添加量が０．３％よりも多過ぎると、溶接熱影響部靭性、特に２層以上の溶接を施した際の溶接熱影響部靭性を低下させ、また熱延加熱時の異常フェライト・オーステナイト変態に寄因する粗大な結晶粒を生じて低温靭性を低下させ、さらに現地溶接性が劣化するためにその含有量の上限を０．３％とすることが好ましい。なお、より好ましいＶ含有量の上限は、０．１％である。
【００３８】
ＣｕおよびＣｒは、母材および溶接熱影響部の強度を向上させる元素であり、その効果を得るために、それぞれ０．０１％以上含有させることが必要である。
一方、その含有量が多すぎると、溶接熱影響部靭性や現地溶接性を著しく劣化させるため、ＣｕおよびＣｒの含有量の上限を１．０％とした。
【００３９】
ＣａおよびＲＥＭは、ＭｎＳ等の鋼中の硫化物の形態を制御し、鋼の低温靱性を向上させる作用を有し、その効果を得るためにＣａおよびＲＥＭの含有量の下限を０．０００１％とすることが好ましい。一方、Ｃａ量が０．０１％、ＲＥＭが０．０２％を越えて添加するとＣａＯ−ＣａＳまたは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、鋼の清浄度を害し、現地溶接性を劣化させるため、ＣａおよびＲＥＭの含有量の上限をそれぞれ０．０１％および０．０２％とすることが好ましい。なお、より好ましいＣａ含有量の上限は０．００６％である。
【００４０】
なお、強度を９５０ＭＰａ以上とする場合には、鋼中のＳおよびＯの含有量をそれぞれ０．００１％および０．００２％以下にさらに制限することが好ましい。さらに、硫化系混在物の形状制御に関するインデックスであるＥＳＳＰ（関係式：ＥＳＳＰ＝（Ｃａ）〔１−１２４（Ｏ）〕／１．２５Ｓ）を０．５〜１０．０の範囲内とするのが好ましい。
【００４１】
Ｍｇは、微細分散した酸化物を形成し、溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制して低温靭性を向上させる作用を有し、その効果を得るために含有量の下限を０．０００１％とする。一方、０．００６％を超えると粗大酸化物を生成し、低温靭性を劣化させるため、上限を０．００６％とした。
【００４２】
以上の個々の添加元素の限定に加えて本発明では、優れた強度・低温靱性バランスを得るために焼き入れ性の指標であるＰ値を適正な範囲に制限する。Ｐ値はＢの有無によって異なり、Ｂを含有しない鋼では、Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｖ＋Ｍｏ−０．５、Ｂ添加鋼では、Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｖ＋１．５Ｍｏである。Ｐ値がＢ無添加鋼では１．９、Ｂ添加鋼では２．５よりも小さいと、８００ＭＰａ以上の引張強度が得られないため下限とする。また、Ｐ値が４．０を超えると熱影響部靭性および現地溶接性が低下するため、上限とする。なお、Ｂ無添加鋼ではＰ値の上限を３．５とすることが好ましい。すなわち、Ｐ値の適正な範囲を、Ｂ無添加鋼では１．９≦Ｐ≦４．０、好ましくは、１．９≦Ｐ≦３．５とし、Ｂ添加鋼では２．５≦Ｐ≦４．０とした。
【００４３】
次にミクロ組織について説明する。
【００４４】
引張強度が８００ＭＰａ以上という高強度を達成し、かつ良好な低温靭性を確保するためには、鋼材のベイナイト、マルテンサイト、またはベイナイト・マルテンサイト主体組織の量をベイナイト・マルテンサイト分率で９０〜１００％の範囲とする必要がある。なお、残部は残留オーステナイトであると考えられるが、光学顕微鏡では確認することが困難である。ここでベイナイト・マルテンサイト分率が９０〜１００％であることは、以下の２つの条件を満たすことを意味する。まず、（１）光学顕微鏡写真、走査電子顕微鏡写真または過電子顕微鏡写真により、ポリゴナルフェライトが生成していないことを確認する。さらに（２）硬さによって以下のように定義する。１００％マルテンサイト硬さをＣ量からＨｖ＝２７０＋１３００Ｃによって算出する。ここでのＣは質量％で表されるＣ量である。この１００％マルテンサイト硬さの７０〜１００％の硬さを有していることが、ベイナイト・マルテンサイト分率が９０〜１００％であると定義される。
また、ベイナイト・マルテンサイト分率が９０〜１００％である場合、引張強度とＣ量は以下の式を満足する。ここでＴＳは得られた鋼の引張強度［ＭＰａ］、ＣはＣ量［質量％］である。
０．７（３７２０Ｃ＋８６９）＜ＴＳ
【００４５】
ラインパイプ用鋼管のようにＣ断面方向での優れた低温靱性を得るためには、冷却時においてオーステナイト相がフェライト相に変態する前のオーステナイト相、いわゆる旧オーステナイトの組織を最適化し、鋼材の最終組織を効果的に微細化する必要がある。このため旧オーステナイトを未再結晶オーステナイトとし、かつその平均粒径を１０μｍ以下に限定した。これにより、極めて優れた強度・低温靱性バランスが得られる。ここで、旧オーステナイト粒径は、オーステナイト粒界と同様の作用をもつ変形帯や双晶境界も含めた結晶粒の粒径を意味する。旧オーステナイト粒径は、例えば、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１に準拠して、光学顕微鏡写真を用いて鋼板厚さ方向に引いた直線の全長を、該直線上に存在する旧オーステナイト粒界の交点の数で除して求められる。旧オーステナイト粒径の平均値の下限は規定しないが、光学顕微鏡写真を用いた試験による検出限界は１μｍ程度である。なお、好ましい範囲は３〜５μｍである。
【００４６】
本発明による低温靱性の優れた高強度鋼の製造に際しては、以下に述べるような条件で熱間圧延を行うことが望ましい。再加熱温度は鋳片の組織がほぼオーステナイト単相となる温度範囲、すなわち、ＡＣ３点を下限とする。また、再加熱温度が１３００℃を超えると結晶粒径が粗大化するため、１３００℃以下とすることが好ましい。加熱後の圧延は、まず、再結晶圧延を行い、次いで、未再結晶圧延を行うことが好ましい。なお、再結晶温度は鋼成分によって変化するが、９００〜９５０℃の範囲であるため、再結晶圧延の好ましい温度範囲は９００〜１０００℃であり、未再結晶圧延の好ましい温度範囲は７５０〜８８０℃である。さらに１℃／ｓ以上の冷却速度で５５０℃以下の任意の温度まで冷却する。冷却速度の上限は特に規定しないが、好ましい範囲は１０〜４０℃／ｓである。また、冷却終了温度の下限も特に規定しないが、好ましい範囲は２００〜４５０℃の範囲である。
【００４７】
以上説明した鋼成分、加熱条件および圧延条件で熱間圧延をすることにより低温靱性に優れた超高強度鋼板を得ることができるが、この熱延鋼板を、さらに管状に冷間成形後、突き合わせ部を２層以上のシーム溶接しても低温靭性および溶接熱影響部靱性に優れた超高強度鋼管を製造することができる。すなわち、本発明によれば、２層以上の溶接を必要とする板厚を有する鋼管の製造において、溶接条件を緩和することが可能になる。シーム溶接にはアーク溶接、特にサブマージドアーク溶接を適用することが好ましい。
また、本発明の高強度鋼管をラインパイプに適用する際、サイズは、通常、直径が４５０〜１５００ｍｍ、肉厚が１０〜４０ｍｍ程度である。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ドアーク溶接を行い、その後、拡管して真円度を高める製造方法が好ましい。
サブマージドアーク溶接は、溶接金属の母材による希釈が大きい溶接であり、溶接金属の化学成分を所望の特性が得られる範囲内にするためには、母材による希釈を考慮した溶接材料の選択が必要である。一例として、Ｆｅを主成分とし、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１．２〜２．４％、Ｎｉ：４．０〜８．５％、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：３．０％〜５．０％を含む溶接ワイヤーと焼成型または溶融型フラックスを使用して溶接できる。
溶接条件、特に溶接入熱により母材による希釈率は変化し、一般に入熱が高くなると母材による希釈率は高くなる。しかし、速度が遅い条件では入熱を高くしても母材希釈率は高くならない。突合せ部の内面および外面の溶接をそれぞれ１パスとして、十分な溶け込みを確保するためには、入熱および溶接速度を以下の範囲とすることが好ましい。
入熱は、２．５ｋＪ／ｍｍよりも小さいと溶け込みが少なくなり、５．０ｋＪ／ｍｍよりも大きいと溶接熱影響部が軟化し、溶接熱影響部靭性が若干低下する。そのため、入熱を２．５〜５．０ｋＪ／ｍｍとすることが好ましい。
溶接速度は、１ｍ／分未満では、ラインパイプのシーム溶接としては、やや非効率であり、３ｍ／分を超える溶接速度ではビード形状が安定し難い。したがって、溶接速度を、１〜３ｍ／分の範囲とすることが好ましい。
シーム溶接後、拡管により真円度を向上させることができる。拡管率は、塑性変形させて真円度を向上させるために、０．７％以上とすることが好ましい。一方、拡管率が２％を超えると、母材、溶接部とも塑性変形により、靭性が若干低下する。したがって、拡管率は０．７〜２％の範囲とすることが好ましい。なお、拡管率とは、拡管後円周から拡管前円周を減じて、拡管前円周で除した百分率である。
シーム溶接後、拡管前および／または拡管後にシーム溶接部を３００℃以上に加熱すると、溶接熱影響部に生じた塊状のマルテンサイトとオーステナイトの混成物（ＭＡという）をベイナイトとマルテンサイトを主体とする組織と硬質の微細なセメンタイトに分解することができるため、さらに溶接熱影響部靭性が向上する。一方、加熱温度が５００℃を超えると、母材の軟化が生じる。したがって、加熱温度を３００〜５００℃の範囲とすることが好ましい。時間の影響は大きくないが、２〜６０分程度であることが好ましい。さらに好ましい範囲は、５〜５０分程度である。また、加熱を拡管後に行うと、拡管時に溶接止端部に集中した加工歪みが回復し、溶接熱影響部靭性が向上する。
なお、溶接熱影響部に生じたＭＡは、溶接熱影響部より試験片を切り出して鏡面研磨してエッチングし、走査型電子顕微鏡にて観察すると、全体が白い塊状のものである。このＭＡは、３００〜５００℃に加熱すると、粒内に微細な析出物を有するベイナイトとマルテンサイトを主体とする組織とセメンタイトに分解し、ＭＡとの判別が可能である。また、試験片を鏡面研磨後、レペラーエッチングまたはナイタールエッチングして、これを光学顕微鏡により観察した際にも、ＭＡとベイナイト・マルテンサイト主体組織とセメンタイトに分解したＭＡとは、粒内の微細析出物の有無によって判別することができる。
なお、シーム溶接部の加熱は、溶接金属と母材の溶接熱影響部に行うことが好ましい。溶接熱影響部は、溶接金属と母材の会合部から３ｍｍ程度の範囲であるので、少なくとも溶接金属および会合部から３ｍｍまでの母材を含む範囲を加熱することが好ましい。しかし、このような狭い範囲を加熱することは技術的に難しいため、溶接金属および会合部から５０ｍｍ程度の範囲に熱処理を施すこと現実的である。また、３００〜５００℃に加熱することによる母材の特性が劣化するなどの不都合はない。シーム溶接部の加熱は、輻射型のガスバーナーや誘導加熱によって行うことができる。
【００４８】
【実施例】
〔実施例１〕
次に、本発明の実施例について述べる。
【００４９】
表１および表２（表１のつづき）の化学成分を含有する鋼を溶解して連続鋳造し、厚みが２４０ｍｍの鋳片とした。この鋳片を１１００℃に再加熱後、９００〜１０００℃の温度範囲で再結晶温度域圧延し、さらに７５０〜８８０℃の温度範囲で未再結晶域圧延を行った後、水冷により４２０℃以下の温度まで５〜５０℃／ｓで冷却し板厚１０〜２０ｍｍの鋼板を製造した。
【００５０】
旧オーステナイト粒径の平均値はＪＩＳ　Ｇ　０５５１に準拠して直線交差線分法によって求めた。ベイナイト・マルテンサイト分率は、以下のようにして求めた。まず、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１に準拠して光学顕微鏡組織を観察し、ポリゴナルフェライトが生成していないことを確認した。次にＪＩＳ　Ｚ　２２４４に準拠して荷重１００ｇとしてビッカース硬さを測定し、これをＨｖＢＭとした。これと、Ｈｖ＝２７０＋１３００Ｃによって計算される１００％マルテンサイト硬さとの比αＢＭ、すなわちＨｖＢＭ／Ｈｖ＝αＢＭを求めた。ベイナイト・マルテンサイト分率はαＢＭ＝０．７のときが９０％であり、αＢＭ＝１のときが１００％であるという定義から、ベイナイト・マルテンサイト分率をＦＢＭとして、ＦＢＭ＝１００×（１／３×αＢＭ　＋２／３）により計算した。
【００５１】
鋼板の圧延方向（以下、Ｌ方向）および圧延方向に直角な方向（以下、Ｃ方向）の降伏強さおよび引張強度はＡＰＩ全厚引張り試験によって評価した。シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２０２に準拠して、ＬおよびＣ方向長手の標準寸法のＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２に従って、−４０℃でｎ数を３として行った。シャルピー吸収エネルギーは、ｎ数３の平均値として評価した。また、−６０〜−４０℃未満の範囲内でシャルピー衝撃試験をｎ数を３〜３０として行い、シャルピー吸収エネルギーが２００Ｊ以上である確率（以下、低温靭性信頼度）を百分率で評価した。
【００５２】
溶接熱影響部靭性は再現熱サイクル装置で入熱２．５ｋＪ／ｍｍの溶接を２回実施することに相当する熱処理を行って評価した。すなわち、１回目の熱処理を、加熱速度１００℃／ｓで温度１４００℃に加熱して１秒保持した後、５００〜８００℃の温度範囲に冷却速度１５℃／ｓで冷却するという条件で行い、これに加えて２回目の熱処理を、加熱速度、保持時間、冷却温度および冷却速度を１回目と同条件として、加熱温度１４００℃または９００℃という条件で行った。さらに、ＪＩＳ　Ｚ　２２０２に準拠して標準寸法のＶノッチ試験片を採取して、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２に従ってｎ数を３として−３０℃でシャルピー衝撃試験を行い、シャルピー吸収エネルギーの平均値を評価した。
【００５３】
結果を表３に示す。鋼Ａ〜Ｅは、成分含有量が本発明の範囲を満たした鋼であり、目標とした強度、低温靱性、溶接熱影響部靱性を満足する。一方、鋼ＦはＣ量が、鋼ＩはＭｎ量が本発明の範囲よりも少ないため強度が低く、鋼ＧはＣ量が、鋼ＨはＳｉ量が、鋼ＪはＭｎ量が、鋼ＫはＭｏ量が、本発明の範囲よりも多いため、低温靭性、低温靭性信頼度および溶接熱影響部靭性が低下している。鋼Ｌは本発明の成分よりもＮｂ量が多く、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーは良好であるものの、低温靭性信頼度および溶接熱影響部靭性が低下している。鋼ＭはＮｂ量が鋼Ｌよりもさらに多いため、低温靭性、低温靭性信頼度および溶接熱影響部靭性が低下している。鋼Ｎ、Ｏ、ＰおよびＲは、Ｔｉ量、Ｖ量、Ｎ量およびＳ量が本発明の範囲よりも多いため、低温靭性、低温靭性信頼度および溶接熱影響部靭性が低下している。鋼ＱはＡｌ量が本発明の範囲よりも多いため、溶接熱影響部靭性が低下している。
【００５４】
【表１】
2004052104.tif 000002
【００５５】
【表２】
2004052104.tif 000003
【００５６】
【表３】
2004052104.tif 000004
【００５７】
〔実施例２〕
表１、表２のＡ〜Ｅに示した化学成分を含有する板厚１０〜２０ｍｍの鋼板を、実施例１と同様の条件で製造した。その後、冷間成形、さらに内面の入熱が２．０〜３．０ｋＪ／ｍｍ、外面の入熱が２．０〜３．０ｋＪ／ｍｍのサブマージドアーク溶接を行った後、拡管して外径７００〜９２０ｍｍの鋼管とした。実施例１と同様にして母材の旧オーステナイト粒径の平均値およびベイナイト・マルテンサイト分率を求めた。さらに、ＡＰＩ全厚引張り試験によって引張り特性を評価した。低温靱性は、実施例１と同様にして、Ｃ方向長手のシャルピー衝撃試験片を採取し、吸収エネルギーの平均値および低温靭性信頼度として評価した。
熱影響部靱性は会合部あるいは、会合部から１ｍｍ離れた位置にノッチを入れて−３０℃でのシャルピー衝撃試験を実施した。
【００５８】
結果を表４に示す。いずれも母材の引張強度が８００ＭＰａ以上で、かつ母材の靱性については−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが２００Ｊ以上、低温靭性信頼度が８５％以上と極めて良好である。溶接熱影響部については−３０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であり、溶接熱影響部靱性も優れている。
【００５９】
【表４】
2004052104.tif 000005
【００６０】
〔実施例３〕
実施例１と同様にして表１、表２のＡに示した化学成分の鋼の鋳片を製造した後、表５に示す条件で熱間圧延を行い、冷却して板厚１０〜２０ｍｍの鋼板とした。実施例１と同様に旧オーステナイト粒径の平均値およびベイナイト・マルテンサイト分率を求め、ＡＰＩ全厚引張り試験によって引張り特性を評価した。低温靱性は、実施例１と同様にして、Ｃ方向長手のシャルピー衝撃試験片を採取し、吸収エネルギーの平均値および低温靭性信頼度として評価した。溶接熱影響部靱性は実施例１と同様にして再現熱サイクル試験を行った後、−３０℃でのシャルピー衝撃試験により評価した。
【００６１】
結果を表６に示す。いずれも母材の引張強度が８００ＭＰａ以上で、かつ母材の靱性については−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが２００Ｊ以上、低温靭性信頼度が８５％以上、かつ溶接熱影響部については−３０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上の溶接熱影響部靱性に優れた超高強度鋼板が得られている。さらに、請求項６の範囲の条件で製造した２７および２８の鋼はそれ以外の条件で製造した２４から２６の鋼よりも優れた低温靭性信頼度を有している。
【００６２】
【表５】
2004052104.tif 000006
【００６３】
【表６】
2004052104.tif 000007
〔実施例４〕
表７の化学成分を含有する鋼を溶解して連続鋳造し、鋳片とした。この鋳片を１１００℃に再加熱後、９００〜１０００℃の温度範囲で再結晶温度域圧延し、さらに７５０〜８８０℃の温度範囲で未再結晶域で圧下比が５の圧延を行った後、水冷して４２０℃以下の温度まで５〜５０℃／ｓで冷却し、板厚１６ｍｍの鋼板を製造した。旧オーステナイト粒径の平均値はＪＩＳ　Ｇ　０５５１に準拠して直線交差線分法によって求めた。
鋼板のＣ方向の降伏強さおよび引張強度はＡＰＩ全厚引張り試験によって評価した。シャルピー衝撃試験はＣ方向長手のＪＩＳ　Ｚ　２２０２に準拠した標準寸法のＶノッチ試験片を採取してＪＩＳ　Ｚ　２２４２に従って行い、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーをｎ数を３として調査した。溶接熱影響部靱性は、実施例１と同様にして評価した。また、２回の熱処理を行った後、さらに、３５０℃に加熱して５分間保持し、突合せ溶接部の加熱をシミュレートした。
また、引張強度とＣ量から、ＴＳ／０．７（３７２０Ｃ＋８６９）を算出した。ベイナイト・マルテンサイト分率が９０〜１００％である場合、次式の関係を満たす。ここでＴＳは得られた鋼の引張強度［ＭＰａ］、ＣはＣ量［質量％］である。
ＴＳ／（３７２０Ｃ＋８６９）＞０．７
表８において、鋼ＡＡ〜ＡＦ，ＡＨ，ＡＪ，ＡＫ，ＡＰ〜ＡＲは、成分含有量が本発明の範囲を満たした鋼であり、目標とした強度、低温靱性、溶接熱影響部靱性を満足する。一方、鋼ＡＧはＣ量が本発明の範囲よりも多いため、母材の低温靭性および溶接熱影響部靭性が低下している。また、鋼ＡＩは、Ｍｎ量が、本発明鋼の範囲よりも少ないため、ミクロ組織がベイナイトおよびマルテンサイト主体の組織とならず、強度および低温靱性が低下している。鋼ＡＬおよび鋼ＡＭはＮｂ量が、鋼ＡＮはＴｉが、本発明の範囲よりも多いため、部分的に粗大な結晶粒を生じ、母材のシャルピー吸収エネルギーが低下した試験片が見られ、また溶接熱影響部靭性が低下している。鋼ＡＯは、Ｐ値が本発明の範囲よりも小さいため、引張強度が低下している。
【表７】
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【表８】
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〔実施例５〕
表７に示したＡＡ〜ＡＥの化学成分を含有する鋼板を、実施例４と同様にして製造し、ＵＯ工程で製管し、内面の入熱が２．０〜３．０ｋＪ／ｍｍ、外面の入熱が２．０〜３．０ｋＪ／ｍｍのサブマージドアーク溶接を行った。その後、一部の鋼管は、シーム溶接部を誘導加熱により３５０℃に加熱して５分間保持した後、室温に冷却して拡管し、一部の鋼管はシーム溶接部を加熱せずに拡管した。
それらの鋼管の母材の機械的性質を調査するため、実施例４と同様に、ＡＰＩ全厚引張り試験およびＣ方向長手のシャルピー衝撃試験を−４０℃で行った。シャルピー吸収エネルギーは、ｎ数を３として測定し、その平均値として求めた。さらに、溶接熱影響部靱性は会合部あるいは、会合部から１ｍｍ離れた位置にノッチを入れて−３０℃でのシャルピー衝撃試験を、ｎ数を３として行い、シャルピー吸収エネルギーの平均値を求めた。
結果を表９に示すが、表９において、溶接熱影響部靭性の溶接ままは、シーム溶接部を加熱せずに拡管した鋼管の溶接熱影響部靭性であり、熱処理はシーム溶接部を誘導加熱して拡管した鋼管の溶接熱影響部靭性である。鋼ＡＡ〜ＡＥは、いずれも母材の引張強度が９００ＭＰａ以上で、かつ母材の靱性は−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが２００Ｊ以上、溶接熱影響部の靱性は−３０℃でのシャルピー吸収エネルギ−が１００Ｊ以上であり、母材の低温靭性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼管が得られている。
【表９】
2004052104.tif 000010
【００６４】
【発明の効果】
本発明は引張強度が８００ＭＰａ以上で、２層以上の溶接を施した際の溶接熱影響部靭性が優れ、−４０℃以下の温度範囲における母材のシャルピー吸収エネルギーのばらつきが小さく、平均値が２００Ｊ以上の優れた低温靭性を有し、さらには現地溶接性に優れた超高強度鋼板および鋼管を製造することが可能となる。よって、過酷な環境において使用される天然ガス・原油輸送用のラインパイプ、揚水用鋼板、圧力容器、溶接構造物などに適用することが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】粗粒再熱部の靱性に及ぼすＮｂ量の影響を示す図。
【図１】
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