(57)【要約】【課題】高吸収エネルギーを満足しつつ高強度に達し、溶接熱影響を受けても硬化しない、溶接性に優れた高強度高靭性鋼管素材およびその製造方法を提供する。【解決手段】Ｃ：０．００５　〜０．０２０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．０　〜４．０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％　、Ｎｂ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％　、Ｔｉ：０．００５　〜０．１０ｍａｓｓ％　、Ｂ：０．００１０〜０．０１０ｍａｓｓ％を含有し、Ｓ：０．００３ｍａｓｓ％以下とし、あるいはさらに、所定量のＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの１種または２種以上、および／または、所定量のＣａ、ＲＥＭ　の１種または２種を含有し、かつ、４００　≦９７０−１３０＊Ｍｎ−５５＊Ｃｕ−３０＊Ｎｉ−７０＊Ｃｒ−９０＊Ｍｏ−１４５０＊Ｎｂ≦６５０　であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を、１０００〜１２５０℃に加熱後熱間圧延して鋼板となし、該圧延では、９００　℃以下の低温オーステナイト温度域での累積圧下率を５０％以上、圧延終了温度を７００　〜８５０　℃とし、次いで前記鋼板を前記圧延終了温度−５０　℃以上の温度から冷却速度５℃／ｓ以上で４００　℃以下の温度まで水冷することにより、α°Ｂ　形態のベイナイト相を７０ｖｏｌ．％　以上含むミクロ組織の鋼板とする。【選択図】　なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．００５　〜０．０２０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．０　〜４．０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％　、Ｎｂ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％　、Ｔｉ：０．００５　〜０．１０ｍａｓｓ％　、Ｂ：０．００１０〜０．０１０ｍａｓｓ％を含有し、Ｓ：０．００３ｍａｓｓ％以下とし、さらに、下式（１）　で定義されるＸ１が４００　〜６５０　であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼管素材としての鋼板であって、該鋼板のミクロ組織がα°Ｂ　の形態のベイナイト相を７０ｖｏｌ．％　以上含むことを特徴とする溶接性に優れた高強度高靭性鋼管素材。
Ｘ１＝９７０−１３０＊Ｍｎ−１４５０＊Ｎｂ　　　‥‥（１）
【請求項２】
Ｃ：０．００５　〜０．０２０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．０　〜４．０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％　、Ｎｂ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％　、Ｔｉ：０．００５　〜０．１０ｍａｓｓ％　、Ｂ：０．００１０〜０．０１０ｍａｓｓ％を含有し、Ｓ：０．００３ｍａｓｓ％以下とし、さらに、Ｃｕ：０．５　〜３．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．２　〜３．０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．２　〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．１　〜１．０ｍａｓｓ％のうちの１種または２種以上、および／または、Ｃａ：０．００１　〜０．０２０ｍａｓｓ％、ＲＥＭ　：０．００５　〜０．０２０ｍａｓｓ％のうちの１種または２種を含有し、かつ、下式（２）　で定義されるＸ２が４００　〜６５０　であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼管素材としての鋼板であって、該鋼板のミクロ組織がα°Ｂ　の形態のベイナイト相を７０ｖｏｌ．％　以上含むことを特徴とする溶接性に優れた高強度高靭性鋼管素材。
Ｘ２＝９７０−１３０＊Ｍｎ−５５＊Ｃｕ−３０＊Ｎｉ−７０＊Ｃｒ−９０＊Ｍｏ−１４５０＊Ｎｂ　　‥‥（２）
【請求項３】
Ｃ：０．００５　〜０．０２０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．０　〜４．０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％　、Ｎｂ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％　、Ｔｉ：０．００５　〜０．１０ｍａｓｓ％　、Ｂ：０．００１０〜０．０１０ｍａｓｓ％を含有し、Ｓ：０．００３ｍａｓｓ％以下とし、
あるいはさらに、Ｃｕ：０．５　〜３．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．２　〜３．０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．２　〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．１　〜１．０ｍａｓｓ％のうちの１種または２種以上、および／または、Ｃａ：０．００１　〜０．０２０ｍａｓｓ％、ＲＥＭ　：０．００５　〜０．０２０ｍａｓｓ％のうちの１種または２種を含有し、
かつ、下式（２）　で定義されるＸ２が４００　〜６５０　であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を、１０００〜１２５０℃に加熱後熱間圧延して鋼板となし、該圧延では、９００　℃以下の低温オーステナイト温度域での累積圧下率を５０％以上、圧延終了温度を７００　〜８５０　℃とし、次いで前記鋼板を前記圧延終了温度−５０　℃以上の温度から冷却速度５℃／ｓ以上で４００　℃以下の温度まで水冷することを特徴とする溶接性に優れた高強度高靭性鋼管素材の製造方法。
Ｘ２＝９７０−１３０＊Ｍｎ−５５＊Ｃｕ−３０＊Ｎｉ−７０＊Ｃｒ−９０＊Ｍｏ−１４５０＊Ｎｂ　　‥‥（２）
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、パイプラインあるいは建築構造物に使用される大径溶接鋼管素材、特に強度がＡＰＩ−５ＬＸ８０級を超える、溶接性に優れた高強度高靭性鋼管素材およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
石油のパイプライン敷設コストの低減のため、鋼管を高強度化して管厚を薄くすることで、素材コストを削減する試みがなされている。厚鋼板を素材としてＵＯＥ　プロセスあるいはロールベンダープロセスで成形される大径溶接鋼管においては、従来、特開平０８−３５０１１号公報に示されるように、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖといった元素を多量に添加した鋼を熱間圧延し、圧延後加速冷却を施すことで素材厚鋼板の高強度化が図られている。また、特開平０８−２６９５４４　号公報においては、Ａｒ１〜Ａｒ３温度間のいわゆる２相域で圧延をし、フェライトの加工強化を付与した後に同様に加速冷却を行ってさらなる高強度化を図っている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
近年このような高強度鋼管の安全性評価の研究がさかんに行われており、使用環境温度で脆性破壊を起こさないようにすると同時に、突発的な外力の作用によって鋼管に延性亀裂が発生しても、パイプライン全体にその亀裂が伝播しないよう、その亀裂がある長さで止まることが要求されるようになった。この亀裂伝播停止特性は、鋼管母材のシャルピー吸収エネルギーが高いほど向上することが調査の結果知られており、ＡＰＩ−５ＬＸ８０　級を超えるような高強度鋼管において、３００Ｊを超えるような高吸収エネルギーが必要であると見積もられている。
【０００４】
しかしながら、特開平０８−３５０１１号公報に示されるような合金元素と加速冷却の組み合わせによる高強度化手法は、必ずしも母材のシャルピー高吸収エネルギー化を安定して達成することはできず、また、特開平０８−２６９５４４　号公報によるようなフェライトの加工強化を付与した場合には、フェライトに形成された集合組織に起因してシャルピー試験時に試験片にセパレーション（破面が圧延面にほぼ平行になる脆性破壊）が発生することによりむしろ吸収エネルギーは下がってしまう。このように、高吸収エネルギーを満足しつつ高強度化を達成する手段は明確にされていなかった。
【０００５】
また、パイプライン建設においては、パイプとパイプの接合手段は現地での被覆ガスアーク溶接（ＳＭＡＷ）が一般的であるが、この溶接法では環境からの水分を溶接金属に巻き込みやすく、結果として溶接金属から母材の方へ拡散してくる水素が、溶接の熱影響を受けて硬化した領域に集まって、いわゆる遅れ割れを起こしやすい。そのため、水素の拡散を促進させて鋼板の外に逃がしてやるための、いわゆる予熱処理が必要となるが、このような予熱処理は溶接作業時間の増大、および溶接作業者の作業環境の悪化を招くため、高強度パイプといえど、予熱フリーでの施工が可能となることが望まれる。すなわち、鋼板側の対策としては、溶接熱影響を受けても硬化しないことが望まれる。
【０００６】
本発明は、上記従来技術の現状に鑑み、高吸収エネルギーを満足しつつ高強度に達し、溶接熱影響を受けても硬化しない、溶接性に優れた高強度高靭性鋼管素材およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、ミクロ組織制御による高強度化について鋭意研究を重ね、素材鋼板のミクロ組織をベイナイトとすることで、フェライト‐ベイナイトやフェライト‐マルテンサイトといった組織制御を行った場合に較べ、強度とシャルピー吸収エネルギーのバランスが良好になることを見いだした。さらに、ベイナイト組織の第２相に注目し、これらの第２相組織を低減してやることで、ベイナイトの引張強度は低下するものの、−４６　℃で３００Ｊを超える高いシャルピー吸収エネルギーが達成されることを見いだした。このベイナイト中の第２相の低減は、鋼の炭素量をｂｃｃ鉄の固溶限である０．０２ｍａｓｓ％　以下として、オーステナイトからベイナイトへの変態時にＣの拡散移動と濃化が起こらないようにすることにより達成できる。
【０００８】
次に、これら第２相組織を極力減らしたベイナイト組織の高強度化手法の確立について、研究を続けた結果、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂといった焼入れ性向上元素の組み合わせと、圧延後の冷却との組み合わせによってベイニティックフェライト（ｂａｉｎｉｔｉｃ　ｆｅｒｒｉｔｅ：記号α°Ｂ　）　と呼ばれる形態のベイナイト組織の体積率を増加させてやることで、強度が増加することを見いだした。さらにこのα°Ｂ　形態を呈するベイナイト組織の相分率を７０ｖｏｌ．％　以上に増量すると、変態前のオーステナイトを低温域で強加工することでオーステナイトに導入された歪を受け継ぐため、熱間圧延時の制御圧延条件によっても強度を上昇させうることもわかった。これら、オーステナイトの強加工によるα°Ｂ　形態のベイナイトの高強度化は、オーステナイト加工温度域が低くなりすぎて変態後のベイナイトにセパレーションが発生するような場合を除き、第２相組織を排除したベイナイトの持つシャルピー高吸収エネルギー特性を維持する。
【０００９】
以上の合金元素調整と熱間圧延および熱間圧延後の加速冷却制御により、高強度かつシャルピー高吸収エネルギーという課題が解決された。
次に、このような手段で高強度化した場合の溶接時の溶接遅れ割れ性について種々評価を行ったところ、溶接時の熱履歴でマルテンサイト変態を起こさずにα°Ｂ　形態になるようなベイナイト変態が起きた場合は溶接熱影響部の硬さの上昇が抑えられ、１０℃といった低い予熱条件でも、遅れ割れを起こさないことを見出した。具体的にはＭｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ添加量（添加による含有量の意、以下同じ）の組み合わせにおいて、熱間圧延とそれに次ぐ加速冷却後の変態組織がα°Ｂ　の形態のベイナイト相を７０ｖｏｌ．％　以上含むものとなり、かつ、溶接時の熱履歴ではマルテンサイト組織にならないような範囲を決めてやればよいと考え、実験結果を回帰分析した結果、かかる範囲は次式（２）　で定義される指標Ｘ２でよく記述することができ、
Ｘ２＝９７０−１３０＊Ｍｎ−５５＊Ｃｕ−３０＊Ｎｉ−７０＊Ｃｒ−９０＊Ｍｏ−１４５０＊Ｎｂ　　‥‥（２）
マルテンサイト変態の抑制のためには、Ｘ２≧４００　とし、α°Ｂ　の形態のベイナイト変態を７０ｖｏｌ．％　以上起こさせるためには、Ｘ２≦６５０　としてやればよいことがわかった。
【００１０】
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１）Ｃ：０．００５　〜０．０２０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．０　〜４．０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％　、Ｎｂ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％　、Ｔｉ：０．００５　〜０．１０ｍａｓｓ％　、Ｂ：０．００１０〜０．０１０ｍａｓｓ％を含有し、Ｓ：０．００３ｍａｓｓ％以下とし、さらに、下式（１）　で定義されるＸ１が４００　〜６５０　であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼管素材としての鋼板であって、該鋼板のミクロ組織がα°Ｂ　の形態のベイナイト相を７０ｖｏｌ．％　以上含むことを特徴とする溶接性に優れた高強度高靭性鋼管素材。
【００１１】
Ｘ１＝９７０−１３０＊Ｍｎ−１４５０＊Ｎｂ　　　‥‥（１）
（２）Ｃ：０．００５　〜０．０２０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．０　〜４．０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％　、Ｎｂ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％　、Ｔｉ：０．００５　〜０．１０ｍａｓｓ％　、Ｂ：０．００１０〜０．０１０ｍａｓｓ％を含有し、Ｓ：０．００３ｍａｓｓ％以下とし、さらに、Ｃｕ：０．５　〜３．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．２　〜３．０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．２　〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．１　〜１．０ｍａｓｓ％のうちの１種または２種以上、および／または、Ｃａ：０．００１　〜０．０２０ｍａｓｓ％、ＲＥＭ　：０．００５　〜０．０２０ｍａｓｓ％のうちの１種または２種を含有し、かつ、下式（２）　で定義されるＸ２が４００　〜６５０　であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼管素材としての鋼板であって、該鋼板のミクロ組織がα°Ｂ　の形態のベイナイト相を７０ｖｏｌ．％　以上含むことを特徴とする溶接性に優れた高強度高靭性鋼管素材。
【００１２】
Ｘ２＝９７０−１３０＊Ｍｎ−５５＊Ｃｕ−３０＊Ｎｉ−７０＊Ｃｒ−９０＊Ｍｏ−１４５０＊Ｎｂ　　‥‥（２）
（３）Ｃ：０．００５　〜０．０２０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．０　〜４．０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％　、Ｎｂ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％　、Ｔｉ：０．００５　〜０．１０ｍａｓｓ％　、Ｂ：０．００１０〜０．０１０ｍａｓｓ％を含有し、Ｓ：０．００３ｍａｓｓ％以下とし、
あるいはさらに、Ｃｕ：０．５　〜３．０ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．２　〜３．０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．２　〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．１　〜１．０ｍａｓｓ％のうちの１種または２種以上、および／または、Ｃａ：０．００１　〜０．０２０ｍａｓｓ％、ＲＥＭ　：０．００５　〜０．０２０ｍａｓｓ％のうちの１種または２種を含有し、
かつ、下式（２）　で定義されるＸ２が４００　〜６５０　であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を、１０００〜１２５０℃に加熱後熱間圧延して鋼板となし、該圧延では、９００　℃以下の低温オーステナイト温度域での累積圧下率を５０％以上、圧延終了温度を７００　〜８５０　℃とし、次いで前記鋼板を前記圧延終了温度−５０　℃以上の温度から冷却速度５℃／ｓ以上で４００　℃以下の温度まで水冷することを特徴とする溶接性に優れた高強度高靭性鋼管素材の製造方法。
【００１３】
Ｘ２＝９７０−１３０＊Ｍｎ−５５＊Ｃｕ−３０＊Ｎｉ−７０＊Ｃｒ−９０＊Ｍｏ−１４５０＊Ｎｂ　　‥‥（２）
なお、式（１）　、（２）　において、各元素記号は当該元素の鋼中含有量（ｍａｓｓ％　）、「＊　」は積の演算子、「−　」は差の演算子を意味する。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明において化学組成（化学成分含有量）、ミクロ組織、および製造プロセス（加熱、熱間圧延、加速冷却）を上記のように限定した理由について説明する。
まず、化学組成の限定理由について述べる。
【００１５】
Ｃ：０．００５　〜０．０２０ｍａｓｓ％
Ｃ量はベイナイト組織化した鋼板のシャルピー吸収エネルギーを低下させる第２相の生成に影響する。Ｃ量を０．０２０ｍａｓｓ％以下とすることにより、この第２相の生成をほぼ抑制でき、３００Ｊを超えるような高吸収エネルギーを達成できることから、上限を０．０２０ｍａｓｓ％とした。一方、０．００５ｍａｓｓ％を下回るような極低Ｃ化を行ってもこれ以上のシャルピー吸収エネルギーの向上は見込まれず、かつ製鋼時のコストが増大するだけなので、下限を０．００５ｍａｓｓ％とした。
【００１６】
Ｓｉ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％
Ｓｉは製鋼上０．０５ｍａｓｓ％　以上が必要であり、かつ添加量の増加に伴い固溶強化で鋼の強度を上昇させる。しかし、１．０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、母材が低温で脆性破壊を起こしやすくなるため、上限は１．０ｍａｓｓ％とした。なお、好適な範囲は０．１　〜０．５ｍａｓｓ％である。
【００１７】
Ｍｎ：１．０　〜４．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは焼入れ性を高める元素であり、後述する式（１）　または式（２）　に従って添加することで、ベイナイトの形態をα°Ｂ　とすることができる。また他と較べて安価であるため、下限を１．０ｍａｓｓ％とすることで、コスト増加を抑えて高強度化が可能となる。しかし、４．０ｍａｓｓ％を超えて添加すると溶接部のマルテンサイト変態を引き起こして溶接部の遅れ割れを助長するため、上限は４．０ｍａｓｓ％とした。なお、好適な範囲は１．５　〜２．５ｍａｓｓ％である。
【００１８】
Ａｌ：０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％
Ａｌは製鋼時に脱酸剤として添加されるが、鋼板での含有量が０．０１ｍａｓｓ％　未満になるような少量の添加では脱酸不足になりやすいので、下限を０．０１ｍａｓｓ％　とした。一方、４．０ｍａｓｓ％を超えて添加すると母材の清浄度が劣化し、シャルピーの吸収エネルギーが低下するため、上限を０．１０ｍａｓｓ％　とした。
【００１９】
Ｎｂ：０．０１〜０．５０ｍａｓｓ％
Ｎｂはオーステナイトの未再結晶温度範囲を高温側に拡大するために０．０１ｍａｓｓ％　以上は必要である。また、後述する式（１）　または式（２）　に従って添加することで、ベイナイトの形態をα°Ｂ　とすることができる。このＮｂ添加の効果（：９００　℃以下の圧延で導入された加工歪の受け継ぎ）により変態後のα°Ｂ　形態を呈するベイナイトがさらに高強度化される。一方、０．５０ｍａｓｓ％　を超えて添加すると、母材が低温で脆性破壊を起こしやすくなるので、上限は０．５０ｍａｓｓ％　とした。なお、好適な範囲は０．０１５　〜０．０６ｍａｓｓ％　である。
【００２０】
Ｔｉ：０．００５　〜０．１０ｍａｓｓ％
Ｔｉは、不可避的に存在する鋼中のフリーＮをＴｉＮ　として固定するために０．００５ｍａｓｓ％以上必要である。また、このＴｉＮ　は溶接熱影響部のオーステナイト粒成長抑制にも寄与する。一方、０．１０ｍａｓｓ％　を超えて添加すると、余剰Ｔｉが炭化物を形成し、鋼の強度が著しく上昇するとともに脆性破壊を起こしやすくなるので、上限を０．１０ｍａｓｓ％　とした。なお、好適な範囲は０．００５　〜０．０２０ｍａｓｓ％である。
【００２１】
Ｂ：０．００１０〜０．０１０ｍａｓｓ％
Ｂは熱間圧延後の冷却過程で起こる変態に際し、オーステナイト粒界からのフェライト変態を抑制してベイナイト変態を起こりやすくさせる作用がある。特に、本発明ではＣ量を低減しているので、フェライト変態を抑制するためには０．００１０ｍａｓｓ％　以上必要である。一方、０．０１０ｍａｓｓ％を超えて添加しても効果が飽和するため、上限は０．０１０ｍａｓｓ％とした。なお、好適な範囲は０．００１５〜０．００３０ｍａｓｓ％　である。
【００２２】
Ｓ：０．００３ｍａｓｓ％以下
Ｓは不純物元素として、鋼中に不可避的に混入するが、特に形態制御等を行っていない場合、ＭｎＳ　として鋼中に存在する。ＭｎＳ　はフェライトの変態核となりやすく、ベイナイト変態に先立ってフェライトを生成する原因となるため、Ｓ量を低減してＭｎＳ　の量を減らす必要があるため、Ｓ量の上限は０．００３ｍａｓｓ％とした。ＣａやＲＥＭ　添加による形態制御を行わない場合、０．００１０ｍａｓｓ％　未満まで低減することが好ましい。
【００２３】
Ｘ１：４００　〜６５０
本発明では、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏを添加しない場合、前記式（１）　（前記式（２）　からＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの項を削除したもの）で定義されるＸ１が、４００　≦Ｘ１≦６５０　となるようにＭｎ、Ｎｂ量を調整する。Ｘ１≧４００　とすることにより、溶接時の熱履歴下でのマルテンサイト変態を抑制できて、下限予熱温度１０℃でも遅れ割れ発生を抑制できる。一方、Ｘ１≦６５０　とすることにより、熱延‐冷却条件の実用的制御範囲内でα°Ｂ　形態のベイナイト相を７０ｖｏｌ．％　以上含むミクロ組織の鋼板を得ることができ、鋼板の高強度化が達成される。
【００２４】
Ｘ２：４００　〜６５０
本発明では、上記のように限定される成分元素のほか、必要に応じてＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうちから選ばれた１種または２種以上を添加することができる。その場合、前記式（２）　で定義されるＸ２が、４００　≦Ｘ２≦６５０　となるようにＭｎ、Ｎｂ量、さらにはＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ量を調整する。Ｘ２≧４００　とすることにより、溶接時の熱履歴下でのマルテンサイト変態を抑制できて、下限予熱温度１０℃でも遅れ割れ発生を抑制できる。一方、Ｘ２≦６５０　とすることにより、熱延‐冷却条件の実用的制御範囲内でα°Ｂ　形態のベイナイト相を７０ｖｏｌ．％　以上含むミクロ組織の鋼板を得ることができ、鋼板の高強度化が達成される。
【００２５】
ただし、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏを添加する場合には、各成分含有量は次の範囲とすることが好ましい。
Ｃｕ：０．５　〜３．０ｍａｓｓ％
Ｃｕは０．５ｍａｓｓ％以上の添加でα°Ｂ　形態化に寄与するが、３．０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、析出物分散効果により、母材の脆性破壊が起こりやすくなるため、上限を３．０ｍａｓｓ％とした。なお、好適な範囲は０．０５〜１．５０ｍａｓｓ％　である。
【００２６】
Ｎｉ：０．２　〜３．０ｍａｓｓ％
Ｎｉは０．２ｍａｓｓ％以上の添加でα°Ｂ　化促進に寄与する。一方、３．０ｍａｓｓ％を超えて添加してもその効果が飽和するため、上限を３．０ｍａｓｓ％とした。なお、好適な範囲は０．２５〜１．０ｍａｓｓ％である。
Ｃｒ：０．２　〜１．０ｍａｓｓ％
Ｃｒは０．２ｍａｓｓ％以上の添加でα°Ｂ　化促進に寄与する。一方、１．０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、母材の脆性破壊が起こりやすくなるので、上限を１．０ｍａｓｓ％とした。なお、好適な範囲は０．２５〜０．６０ｍａｓｓ％　である。
【００２７】
Ｍｏ：０．１　〜１．０ｍａｓｓ％
Ｍｏは０．１ｍａｓｓ％以上の添加でα°Ｂ　化促進に寄与する。一方、１．０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、Ｍｏ炭化物の析出物分散強化が過剰となって脆性破壊が起こりやすくなるため、上限は１．０ｍａｓｓ％とした。なお、好適な範囲は０．１　〜０．６ｍａｓｓ％である。また、本発明では、介在物形態制御の目的で、Ｃａ、ＲＥＭ　のうちから選ばれた１種または２種を、以下の成分含有量範囲で添加することができる。
【００２８】
Ｃａ：０．００１　〜０．０２０ｍａｓｓ％
Ｃａは、鋼中に不可避的に存在する非金属介在物ＭｎＳ　がＨＡＺ　靭性等で問題となる場合、０．００１ｍａｓｓ％以上添加することで、より高温で生成するＣａＳ　に介在物形態を制御して、その影響をなくすことができる。しかし、０．０２０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、ＣａＳ　がクラスター状に生成するためむしろ悪影響を及ぼすので、上限を０．０２０ｍａｓｓ％とした。
【００２９】
ＲＥＭ　：０．００５　〜０．０２０ｍａｓｓ％
ＲＥＭ　は、鋼中に不可避的に存在する非金属介在物ＭｎＳ　がＨＡＺ　靭性等で問題となる場合、０．００５ｍａｓｓ％以上添加することで、より高温で生成するＲＥＭ　硫化物に介在物形態を制御して、その影響をなくすことができる。しかし、０．０２０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、鋼の清浄度を劣化させるため、上限を０．０２０ｍａｓｓ％とした。
【００３０】
次に、鋼板のミクロ組織の限定理由を述べる。
α°Ｂ　（ｂａｉｎｉｔｉｃ　ｆｅｒｒｉｔｅ）形態のベイナイト相≧７０ｖｏｌ．％
炭素量が少ない鋼のベイナイト組織は、その形態がαＢ　（ｇｕｒａｎｕｌａｒ　ｂａｉｎｉｔｉｃｆｅｒｒｉｔｅ）およびα°Ｂ　に区分される（αＢ　、α°Ｂ　の形態については、「日本鉄鋼協会・基礎研究会ベイナイト調査研究部会編：鋼のベイナイト写真集−１、−−−　低炭素鋼の連続冷却（中間段階）変態組織−−−　、１９９２年６月、第２４頁」参照）。このうち、α°Ｂ　形態を呈するベイナイト組織は、その分率が７０ｖｏｌ．％　以上であると、変態前のオーステナイトを低温域で強加工することでオーステナイトに導入された歪を受け継ぐため、熱間圧延時の制御圧延条件によっても強度を上昇させうるほか、このようなオーステナイトの強加工による高強度化を行っても、−４６　℃で３００Ｊを超える高いシャルピー吸収エネルギーを達成することができるため、ミクロ組織の限定として、α°Ｂ　形態のベイナイト組織が７０ｖｏｌ．％　以上の分率で存在するものとした。なお、本発明で得られる鋼のベイナイト組織以外の相として生成するマルテンサイトあるいはセメンタイトは、２ｖｏｌ．％　以下と少なくなっており、このマルテンサイトあるいはセメンタイトが少ないことが、シャルピー吸収エネルギーの向上につながっているものと考えられる。
【００３１】
次に、製造プロセスについて説明する。
本発明に係る製造プロセスでは、上記限定範囲の組成になる鋼片（スラブ）を、加熱‐熱間圧延‐加速冷却の順次工程からなる製造プロセスにより製品鋼板となし、その際、以下の諸条件を満たすものとする。
加熱温度：１０００〜１２５０℃
スラブの加熱温度を１０００℃以上とすることで、均一なオーステナイトとなることから、加熱温度の下限を１０００℃とする。一方、１２５０℃超に加熱すると、オーステナイト粒が著しく粗大化し、そのまま熱間圧延すると鋼板の靭性劣化が著しいので、上限を１２５０℃とした。なお、より好ましくは、１０５０〜１１５０℃である。
【００３２】
９００　℃以下の低温オーステナイト域での累積圧下率≧５０％
加熱されたスラブはただちに熱間圧延に供するが、特に９００　℃以下のいわゆるオーステナイト未再結晶域での累積圧下率が５０％以上になるような圧下スケジュールで圧延することにより、累積圧下率の増加とともにα°Ｂ　形態のベイナイトの強度が上昇し、所望の高強度化を達成しうる。よって、熱間圧延における９００　℃以下での累積圧下率を５０％以上とした。
【００３３】
熱間圧延終了温度：７００　〜８５０　℃
オーステナイトが再結晶しない低温域での圧延は、その圧延温度が低いほど歪蓄積効果が大きくなるが、７００　℃を下回る温度まで継続すると、オーステナイトに圧延集合組織が形成され、それに起因して変態後のベイナイト組織がセパレーション発生性向の強いものとなり、シャルピー吸収エネルギーが著しく低下する。そのため、圧延終了温度の下限を７００　℃とした。一方、圧延終了温度が８５０　℃より高い場合、実操業において上述の９００　℃以下での累積圧下率５０％以上を確保するのが困難となるため、圧延終了温度の上限は８５０　℃とした。
【００３４】
冷却（水冷）開始温度≧圧延終了温度−５０　℃
熱間圧延成品（鋼板）は、これをベイナイト変態させるために、圧延終了後可及的速やかに（水冷までの空冷の時間をできるだけ短くして）水冷する必要がある。特に、鋼板温度が圧延終了温度−５０　℃を下回ってからの水冷開始では、圧延終了から水冷開始までの間でフェライト変態が起きてフェライト生成によるＹＳおよびＴＳの低下を招くので、水冷開始温度は圧延終了温度−５０　℃以上とした。
【００３５】
冷却速度≧５℃／ｓ
Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ量の最適化により、製造プロセス条件に係る上記限定範囲内での熱間圧延後の水冷において、５℃／ｓ以上の冷却速度が確保されれば、フェライト変態を起こさせずベイナイト変態を起こさせ、狙いとするα°Ｂ　形態のベイナイト組織が得られるため、熱間圧延後の水冷における冷却速度の下限は５℃／ｓとした。なお、冷却速度の上限は特に設けないが、実操業上可能な最大冷却速度は５０℃／ｓであるため、好ましくは５〜５０℃／ｓとする。
【００３６】
冷却停止温度≦４００　℃
本発明における合金元素設計では連続冷却変態での変態終了温度は４００　℃以上と考えられる。よって、オーステナイトが完全にベイナイト組織化するのは低くとも４００　℃であり、この４００　℃を上回らない温度まで水冷を続ければ十分であることから、冷却停止温度の上限は４００　℃とする。
【００３７】
なお、本発明に係る製造プロセスに供するスラブについては、その製造方法は特に限定されず、常法に従い、平炉法、転炉法あるいは電炉法で鋼を溶製して成分調整を行った後、連続鋳造法、造塊法の何れで鋳造してもよい。また、製造した鋼板を鋼管に成形するにあたり、ＵＯＥ　プロセス、ロールベンダープロセスの何れを用いたとしても、本発明の目的とした高強度かつ高吸収エネルギー、および高い耐溶接遅れ割れ性が達成される。
【００３８】
【実施例】
表１に示す化学組成になる鋼片を用い、表２に示す加熱‐熱間圧延‐冷却条件で板厚１５〜３０ｍｍの厚鋼板を製造した。
【００３９】
【表１】
2004076101.tif 000002
【００４０】
【表２】
2004076101.tif 000003
【００４１】
得られた鋼板からミクロ組織観察用の全厚×２０ｍｍ幅×１０ｍｍ高さのブロック試料をＬ断面（圧延方向に平行な板厚方向断面）が被検面となるように採取し、その被検面を３％ナイタール腐食液で処理してミクロ組織を現出させ、そのミクロ組織を走査型電子顕微鏡にて８００　〜２０００倍の適当な倍率で無作為に４視野以上写真撮影し、それぞれの写真中に観察されたα°Ｂ　形態のベイナイトの領域をトレース後、画像解析処理により前記トレース領域の全視野面積に対する面積率を計算し、ベイナイト組織が等方的形状であると仮定して（この仮定と実際との誤差は無視できる程度に小さいと考えられる。）、この計算値をα°Ｂ　形態のベイナイト相の体積率とした。この体積率を表２に示す。なお、フェライト、マルテンサイト、セメンタイトについても同様の方法で体積率を求めた。その値を表３に示す。なお、表３にはα°Ｂ　形態のベイナイト相の体積率も再掲した。
【００４２】
次に、上記の各鋼板から、ＪＩＳ　Ｚ　２２０１に規定されている４号引張試験片をＬ方向（圧延方向に平行な方向）が引張方向となるように採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に規定されている引張試験を行い、０．２％耐力および引張強度を評価した。また、同鋼板からＪＩＳ　Ｚ　２２０２に規定されている４号シャルピー試験片をＣ方向（圧延幅方向に平行な方向）が試験片長手方向となるように採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２に規定されているシャルピー衝撃試験を行い、−４６　℃における吸収エネルギー（略号：ｖＥ−４６　）、および、脆性破面率の遷移曲線から５０％破面遷移温度（略号：ｖＴｒｓ）を評価した。
【００４３】
最後に、上記の各鋼板から、ＪＩＳ　Ｚ　３１５８に従ってｙ型溶接割れ試験（ｙスリット割れ試験）用試験体を採取・組立加工した後、環境温度１０℃、相対湿度８０％に設定した環境室内で１時間放置したＪＩＳ　Ｚ　３２１２に規定される低水素系溶接棒を乾燥処理せずに用いて、予熱温度１０℃とした試験体に試験ビードを溶接した。４８時間経過後、試験体の溶接部の５箇所から断面割れ観察用試料を切り出し、研削・研磨加工後に溶接部の割れを５倍の拡大投影機を用いて観察し、割れ長さを測定して断面割れ率を計算した。
【００４４】
上記の引張、衝撃試験結果およびｙスリット割れ試験結果を表３に示す。
【００４５】
【表３】
2004076101.tif 000004
【００４６】
化学組成およびミクロ組織が本発明要件を満たし、該ミクロ組織が満たすべき本発明要件（：α°Ｂ　形態のベイナイト相≧７０ｖｏｌ．％　）が本発明に係る製造プロセスにより具現した発明例Ａ１〜Ｇ１、Ｓ１では、いずれも引張強度が７００Ｎ／ｍｍ２を超える高強度でｖＥ−４６　も３００Ｊを超えるような高い吸収エネルギーを示した。また、ｙ型溶接割れ試験においても溶接部断面に割れは発生しなかった。
【００４７】
また、圧延終了温度が下限を下回った比較例Ｇ２および冷却開始温度が下限を下回った比較例Ｇ３は、いずれもミクロ組織観察でフェライト相が認められ、α°Ｂ　の体積率が低下した結果、強度が低く、さらには同程度のｖＴｒｓであってもｖＥ−４６　も低い。特に、フェライト変態温度域で圧延していたＧ２では、セパレーションの発生で著しく吸収エネルギーが低下した。
【００４８】
また、冷却速度が下限を下回った比較例Ｇ４、および冷却停止温度が上限を上回った比較例Ｇ５は、ともにミクロ組織観察でαＢ　組織が多く、α°Ｂ　の体積率が低下した結果、強度、ｖＥ−４６　ともＧ１に較べて低い。
一方、Ｘ２が６００　を上回った比較例Ｈ１も同様にα°Ｂ　の体積率が低下し、強度、ｖＥ−４６　とも低い値となった。逆に、Ｘ２が４００　を下回った比較例Ｊ１は、強度は高いものの、ｙ型溶接割れ試験において、断面割れ率が８５％となり、実溶接施工では予熱が必須となる。これは、溶接部のミクロ組織がマルテンサイトとなり、非常に溶接割れを起こしやすくなったからである。
【００４９】
さらに、Ｃの上限を超えた比較例Ｋ１、Ｍｎの上限を超えた比較例Ｌ１も同様に、ｙ型溶接割れ試験で割れが発生した。また、比較例Ｋ１はα°Ｂ　中に第２相として島状マルテンサイトが多数観察され、この第２相の増加に伴いｖＥ−４６　が低下した。また、Ｎｂの上限を超えた比較例Ｍ１およびＴｉの上限を超えた比較例Ｑ１はいずれも析出に伴う硬化から脆性破壊が起こりやすくなり、ｖＴｒｓが上昇した結果、ｖＥ−４６　は低下した。また、Ｓの上限を超えた比較例Ｎ１とＢの下限を下回った比較例Ｒ１はいずれもα°Ｂ　の体積率が７０％を下回っており、目標とする強度とｖＥ−４６　が得られなかった。
【００５０】
このように、本発明の鋼板では、従来なしえなかった高強度・高靭性と溶接時の低予熱温度でも割れが発生しないという優れた溶接性との両方を兼ね備えることができるようになった。
【００５１】
【発明の効果】
本発明によれば、炭素量の低減と、適切な合金元素添加と、適切な加熱‐熱間圧延‐加速冷却条件の組み合わせにより、α°Ｂ　形態のベイナイト体積率を７０％以上にすることにより、高強度かつ高シャルピー吸収エネルギーの鋼板特性と、溶接時の低予熱温度条件を許容する優れた溶接性とを具備する高強度鋼管素材が実現するという効果を奏する。