(57)【要約】    【課題】引張強さが７５０ＭＰａ以上で、−４６℃の極低温環境下でも優れた低温靱性を有し、溶接部低温靭性にも優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供する。    【解決手段】本発明の高強度鋼板は、Ｃ：0.01〜0.10％、Si：0.30％以下、Mn：1.20〜2.50％、Ｐ：0.010％以下、Ｓ：0.002％以下、Ni：0.2〜1.5％、Mo：0.1〜0.8％、Nb：0.005〜0.06％、Ti：0.004〜0.025％、sol.Al：0.05％以下、Ｎ：0.0050％以下およびＯ(酸素)：0.003％以下、または、さらに、Cr、Cu、Ｖ、Ｂ、Ca、Mg、ZrおよびREMのうちの１種以上を所定量含み、残部がFeおよび不純物で、下記の(1)式（式中の元素記号はいずれも鋼中に含まれる各元素の含有量）で表されるＡ値が0.5％以下の鋼からなり、かつ(110)面からのＸ線回折強度の半価幅が0.18度以上、または、さらに所定の金属組織を有し、引張強さが750MPa以上である。  Ａ＝12Ｐ＋45Ｓ＋67(Ｎ＋Ｏ)・・・(1)【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：１．２０〜２．５０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｉ：０．２〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００４〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００５０％以下およびＯ（酸素）：０．００３％以下を含み、残部がＦｅおよび不純物で、下記の(1)式で表されるＡ値が０．５％以下の鋼からなり、かつ（１１０）面からのＸ線回折強度の半価幅が０．１８度以上で、引張強さが７５０ＭＰａ以上である高強度鋼板。
Ａ＝１２Ｐ＋４５Ｓ＋６７（Ｎ＋Ｏ）      ・・・(1)
ここで、(1)式中の元素記号はいずれも鋼中に含まれる各元素の
含有量（質量％）を意味する。
【請求項２】
請求項１に記載の成分に加え、さらに、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｃｕ：０．１〜１．５％、Ｖ：０．１％以下およびＢ：０．００３０％以下のうちの１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物で、下記(1)式で表されるＡ値が０．５％以下の鋼からなり、かつ（１１０）面からのＸ線回折強度の半価幅が０．１８度以上で、引張強さが７５０ＭＰａ以上である高強度鋼板。
Ａ＝１２Ｐ＋４５Ｓ＋６７（Ｎ＋Ｏ）      ・・・(1)
ここで、(1)式中の元素記号はいずれも鋼中に含まれる各元素の
含有量（質量％）を意味する。
【請求項３】
請求項１または２に記載の成分に加え、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０１％以下およびＲＥＭ：０．０５％以下のうちの１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物で、下記(1)式で表されるＡ値が０．５％以下の鋼からなり、かつ（１１０）面からのＸ線回折強度の半価幅が０．１８度以上で、引張強さが７５０ＭＰａ以上である高強度鋼板。
Ａ＝１２Ｐ＋４５Ｓ＋６７（Ｎ＋Ｏ）      ・・・(1)
ここで、(1)式中の元素記号はいずれも鋼中に含まれる各元素の
含有量（質量％）を意味する。
【請求項４】
表層部と肉厚中央部の金属組織に占めるマルテンサイト相とベイナイト相との合計割合が、それぞれ、９５体積％以上、８０体積％以上である請求項１〜３のいずれかに記載の高強度鋼板。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかに記載の高強度鋼板を加工して得られる高強度溶接鋼管。
【請求項６】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：１．２０〜２．５０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｉ：０．２〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００４〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００５０％以下およびＯ（酸素）：０．００３％以下を含み、または、前記の成分に加えて、さらに、下記第１群または／および第２群の成分を含み、
第１群の成分・・質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｃｕ：０．１〜１．５％、Ｖ：０                    ．１％以下およびＢ：０．００３０％以下のうちの１種以上
第２群の成分・・Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０１％                    以下およびＲＥＭ：０．０５％以下のうちの１種以上
残部がＦｅおよび不純物で、下記(1)式で表されるＡ値が０．５％以下の鋼を、９５０〜１２００℃に加熱後、熱間圧延を行って仕上温度９００〜６００℃で圧延を終了し、６００℃を下回らない温度域から５５０℃以下の温度にまで４℃／秒以上の冷却速度で加速冷却した後、復熱温度幅が７０℃以下となるようにして冷却を終了することを特徴とする高強度鋼の製造方法。
Ａ＝１２Ｐ＋４５Ｓ＋６７（Ｎ＋Ｏ）      ・・・(1)
ここで、(1)式中の元素記号はいずれも鋼中に含まれる各元素の
含有量（質量％）を意味する。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、極低温靭性に優れ、引張強さ７５０ＭＰａ以上で、天然ガスや原油を輸送するラインパイプや各種圧力容器等に利用して好適な高強度鋼板とその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
天然ガスや原油を長距離輸送するパイプラインにおいては、敷設費や輸送費の低減を目指し、パイプ素材そのものを高強度化して肉厚の増大を制限することに対するニーズが高まっている。現在、米国石油協会（ＡＰＩ）においては、Ｘ８０グレード（引張強さ６２０ＭＰａ以上）鋼が規格化され、実用に供されており、さらに強度の高いＸ１００（引張強さ７５０ＭＰａ以上）およびＸ１００超（例えば、引張強さ９００ＭＰａ以上）の高強度グレード鋼の適用も検討されている。
【０００３】
一方、ラインパイプでは、構造材料として具備すべき要求特性のうちでも、強度特性と母材低温靭性の両方を兼ね備えることが重要である。特に、極寒冷地に敷設する場合は、母材の低温靭性が極めて重要であり、この低温靭性が十分でなければパイプラインが破壊する恐れがある。しかし一般的には、強度特性を上げると靭性が悪化し、逆に靭性を上げようとすると強度が不足するというように、これら両特性を満足させるには困難が伴い、鋼材が微細結晶粒を有するものであることが必要とされている。
【０００４】
このような高強度ならびに優れた低温靱性に対する要請に応えるべく、例えば、特許文献１および特許文献２には、Ｍｎ含有量を高めに設定したＸ１００超グレードの低温靱性に優れた高強度鋼および高強度ラインパイプとその製造方法が提案されている。
【０００５】
また、特許文献３には耐歪時効特性に優れた引張強さが６００ＭＰａ以上の、しかも所望の低温靱性が確保された高強度鋼材とその製造方法が、さらに、特許文献４には、Ｘ１００グレード以上の高強度ラインパイプでは特に鋼管全厚の試験片を用いた破壊試験による評価が必要であるという認識の下に、ＡＰＩで規定されるＤＷＴＴ試験による実管での破壊特性の評価に基づく不安定破壊抵抗特性に優れた高強度鋼が開示されている。
【０００６】
しかし、前記の特許文献１〜３に示された技術においては、低温靱性はシャルピー衝撃試験でしか評価されていない。また、特許文献４に記載されるＤＷＴＴ試験についても、−３０℃でしか実施されておらず、極寒冷地で予想される−４０℃〜−５０℃のような極低温環境での靭性ついては検討されていない。
【０００７】
【特許文献１】特開平８−１９９２９２号公報
【０００８】
【特許文献２】特開２０００−１９９０３６号公報
【特許文献３】特開２００２−２２０６３４号公報
【特許文献４】特開２００３−３２３３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は上記のような実情に鑑みてなされたもので、その目的は、引張強さが７５０ＭＰａ以上で、−４６℃(−５０Ｆ)の極低温環境下でも優れた低温靱性を有し、しかも、溶接継手部の吸収エネルギーが同環境下で８０Ｊ以上という、溶接部低温靭性にも優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供することにある。
【００１０】
具体的には、下記の性能をすべて備える高強度鋼板とその製造方法を提供することを目的としている。
【００１１】
母材強度：引張強さ（ＴＳ）≧７５０ＭＰａ
母材靭性：衝撃吸収エネルギー（vＥ-46℃）≧２００Ｊ
母材靭性：ＤＷＴＴ試験による延性面破面率（ＳＡ-46℃）≧７５％
溶接継手部靭性：衝撃吸収エネルギー（vＥ-46℃）≧８０Ｊ
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者は、上記の課題を達成するために、実験検討を重ねた結果、以下のことを知見した。
【００１３】
一般に、高強度と高靭性を両立させるために、鋼材の組織をベイナイト、マルテンサイトあるいはそれらの混合組織とすることが有効であることはよく知られているが、低温での使用に際しては、これらの組織自身が有する微細組織では十分でない。しかしながら、熱間加工中に形成される発達した転位下部組織を微細化し、かつ、これらをベイナイト、マルテンサイト組織に受け継がせることによって、低温における破壊発生を抑制し、破壊伝播を停止させる性能（これらの性能を、ここでは特に「破壊発生抑制特性」、「破壊伝播停止特性」という）が格段に向上することが判明した。
【００１４】
さらに、転位下部組織の微細化には、母材中のＰ、Ｓ、ＮおよびＯ（酸素）の総量を制限することが極めて効果的で、適切な熱間圧延と圧延後の処理（冷却条件等）の組み合わせによって微細な発達した転位下部組織を有するベイナイト、マルテンサイトあるいはそれらの混合組織が得られること、高強度と低温靭性を両立させるには、後述する本発明の高強度鋼板が有する化学組成の鋼で、（１１０）面からのＸ線回折強度の半価幅を制御することにより可能になることが判明した。また、Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯの総量の制限は、当該高強度鋼の溶接熱影響部の微細化にも有効であることが確認された。
【００１５】
ここでいう「転位下部組織」とは、熱間加工などで組織中に導入された転位などによる組織をいい、「微細な発達した転位下部組織」とは、微細なサブグレインまたはセル状組織で、隣り合うサブグレインの角度が０．５度以上ある組織をいう。すなわち、熱間加工によってオーステナイト中に多量の転位が導入されるが、適切な母材成分と熱間加工および圧延後の処理により、導入された多量の転位は微細なサブグレインなどを形成し、このサブグレインなどが冷却による変態後も組織に残存し、鋼材の靭性向上に寄与する。
【００１６】
このように高強度鋼の靭性の向上に寄与する微細な発達した転位下部組織は、通常の材料を通常の方法で製造するだけでは得られない。この組織を得るためには、下記（ａ）、（ｂ）および（ｃ）の条件を同時に満たす必要がある。
【００１７】
（ａ）表層部と肉厚中心部の金属組織に占めるマルテンサイト相とベイナイト相との合計割合を、それぞれ、９５体積％以上および８０体積％以上にする。
【００１８】
（ｂ）母材中のＰ、Ｓ、ＮおよびＯの総量を制限する。すなわち、下記(1)式のＡ値を０．５％以下に制限する。なお、(1)式中の元素記号はいずれも鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。
【００１９】
Ａ＝１２Ｐ＋４５Ｓ＋６７（Ｎ＋Ｏ）      ・・・(1)
（ｃ）さらに、（１１０）面からのＸ線回折強度の半価幅を０．１８度以上、望ましくは０．２２度以上、さらに望ましくは０．２５度以上とする。
【００２０】
これらの条件を満たすことにより、母材において、７５０ＭＰａ以上の高強度と、−４６℃における優れたシャルピー衝撃特性およびＤＷＴＴ特性とを両立させることができる。
【００２１】
本発明は、上記の知見に基づいてなされたもので、その要旨は、下記（１）、（２）の高強度鋼板、（３）の高強度溶接鋼管、および（４）の高強度鋼の製造方法にある。
【００２２】
（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：１．２０〜２．５０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｉ：０．２〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００４〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００５０％以下およびＯ（酸素）：０．００３％以下を含み、または、さらに、下記第１群または／および第２群の成分を含み、
第１群の成分・・Ｃｒ：１．０％以下、Ｃｕ：０．１〜１．５％、Ｖ：０．１％以下                    およびＢ：０．００３０％以下のうちの１種以上
第２群の成分・・Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０１％                    以下およびＲＥＭ：０．０５％以下のうちの１種以上
残部がＦｅおよび不純物で、下記の(1)式で表されるＡ値が０．５％以下の鋼からなり、かつ（１１０）面からのＸ線回折強度の半価幅が０．１８度以上で、引張強さが７５０ＭＰａ以上である高強度鋼板。
【００２３】
Ａ＝１２Ｐ＋４５Ｓ＋６７（Ｎ＋Ｏ）      ・・・(1)
ここで、(1)式中の元素記号はいずれも鋼中に含まれる各元素の
含有量（質量％）を意味する。
【００２４】
（２）表層部と肉厚中央部の金属組織に占めるマルテンサイト相とベイナイト相との合計割合が、それぞれ、９５体積％以上、８０体積％以上である前記（１）に記載の高強度鋼板。
【００２５】
（３）前記（１）または（２）に記載の高強度鋼板を加工して得られる高強度溶接鋼管。
【００２６】
（４）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：１．２０〜２．５０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｉ：０．２〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００４〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００５０％以下およびＯ（酸素）：０．００３％以下を含み、または、前記の成分に加えて、さらに、下記第１群または／および第２群の成分を含み、
第１群の成分・・質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｃｕ：０．１〜１．５％、Ｖ：０                    ．１％以下およびＢ：０．００３０％以下のうちの１種以上
第２群の成分・・Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｚｒ：０．０１％                    以下およびＲＥＭ：０．０５％以下のうちの１種以上
残部がＦｅおよび不純物で、下記(1)式で表されるＡ値が０．５％以下の鋼を、９５０〜１２００℃に加熱後、熱間圧延を行って仕上温度９００〜６００℃で圧延を終了し、６００℃を下回らない温度域から５５０℃以下の温度にまで４℃／秒以上の冷却速度で加速冷却した後、復熱温度幅が７０℃以下となるようにして冷却を終了することを特徴とする高強度鋼の製造方法。
【００２７】
Ａ＝１２Ｐ＋４５Ｓ＋６７（Ｎ＋Ｏ）      ・・・(1)
ここで、(1)式中の元素記号はいずれも鋼中に含まれる各元素の
含有量（質量％）を意味する。
【００２８】
前記の「Ｘ線回折強度の半価幅」とは、Ｘ線回折強度のデータ（「回折強度−角度」データ）において、回折強度が最も高い強度値の１／２のところでの分布の幅を角度で表したものである。なお、「半価幅」については、後に詳述する。
【００２９】
また、「ＲＥＭ」とは、希土類元素で、スカンジウム（Ｓｃ）、イットリウム（Ｙ）およびランタノイド（１５元素）を指す。ＲＥＭの含有量は、含まれている希土類元素の合計の含有量である。
【発明の効果】
【００３０】
本発明の高強度鋼板およびこの鋼板を加工して得られる溶接鋼管は、高強度で、しかも、溶接部を含め、極低温での靱性にも優れている。ＤＷＴＴ試験による評価に基づく不安定破壊抵抗特性に優れているので、例えば、本発明の鋼管を極低温環境下でラインパイプとして使用したときの安全性が飛躍的に向上する等の効果が得られる。
この鋼板は、本発明の方法で確実にかつ安定して製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３１】
以下、本発明の高張力鋼板とその製造方法および溶接鋼管を上記のように規定した理由について詳細に説明する。なお、以下において、合金元素の「％」は、「質量％」を意味する。
【００３２】
まず、鋼の化学組成について述べる。
【００３３】
Ｃ：０．０１〜０．１０％
Ｃは、強度を確保する目的で含有させるが、０．０１％未満の含有量では焼入性が不足で７５０ＭＰａ以上の引張強さを確保することが難しく、また靭性も十分ではない。逆に、０．１０％を超えて含有させると、鋼（母材）および溶接部、特に溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性が低下する。また、溶接施工時における溶接性も低下する。このため、Ｃ含有量は０．０１〜０．１０％とした。好ましい範囲は０．０２〜０．０８％、より好ましい範囲は０．０３〜０．０８％である。
【００３４】
Ｓｉ：０．３０％以下
Ｓｉは、脱酸剤として通常添加されるが、その含有量が０．３０％を超えると、鋼およびその溶接部の靭性が低下する。このため、Ｓｉ含有量は０．３０以下とした。好ましい上限は０．２０％、より好ましい上限は０．１５％である。なお、下限は特に定めないが、十分な脱酸効果を得るためはＳｉ含有量を０．０１％以上とするのが好ましい。
【００３５】
Ｍｎ：１．２０〜２．５０％
Ｍｎは、焼入性を向上させて強度を高めるために含有させるが、１．２０％未満の含有量では７５０ＭＰａ以上の引張強さを確保することが困難である。逆に２．５０％を超えて含有させると、鋼およびその溶接部の靭性が低下する。このため、Ｍｎ含有量は１．２０〜２．５０％とした。好ましい範囲は１．２〜２．２％、より好ましい範囲は１．２〜１．７％である。
【００３６】
Ｐ：０．０１０％以下
Ｐは、不純物元素で、鋼およびその溶接部、なかでも溶接熱影響部の低温靭性を低下させるだけでなく、溶接性も低下させる。したがって、Ｐ含有量は低ければ低いほど好ましいが、不可避的な混入は避けられず、過度な低減はコスト上昇を招くので、実害を生じさせない限度として、その上限を０．０１０％とした。好ましい上限は０．００８％、より好ましい上限は０．００５％である。なお、Ｐ含有量は後述する(1)式を満たす必要がある。
【００３７】
Ｓ：０．００２％以下
Ｓは、前記のＰと同様の不純物元素で、鋼およびその溶接部、なかでも溶接熱影響部の低温靭性を低下させるだけでなく、溶接性をも低下させる。本発明においてはその含有量の低減が必須の元素である。すなわち、引張強さ７５０ＭＰａ以上の高強度鋼板に十分な極低温靭性を確保するためにはＳ含有量をできるだけ低くするのが好ましいが、不可避的な混入は避けられず、過度な低減はコスト上昇を招くので、実害を生じさせない限度として、０．００２％以下とした。好ましい上限は０．０００８％、より好ましい上限は０．０００５％である。なお、Ｓ含有量は後述する(1)式を満たす必要がある。
【００３８】
Ｎｉ：０．２〜１．５％
Ｎｉは、鋼の低温靭性、脆性亀裂伝播停止性能を改善させる他、溶接性をも向上させる作用を有する。これらの効果は不純物量レベルでも得られるが、０．２％以上の含有量で顕著になる。しかし、１．５％を超えて含有させても、コスト上昇の割に前記の効果の向上代が小さくなるだけでなく、焼入れ−焼戻し処理によって過度の残留オーステナイトが生成し、降伏強度が低下してしまう場合がある。このため、積極的に添加含有させる場合のＮｉ含有量は０．２〜１．５％とするのがよい。
【００３９】
Ｍｏ：０．１〜０．８％
Ｍｏは、焼入性を向上させるとともに、固溶強化によって鋼の強度および靭性を向上させる。また、Ｎｂとの複合添加時には組織の微細化を促進すると同時に、適度な残留オーステナイトを鋼中に分散させて母材および溶接部靭性を向上させる作用を有する。これらの効果は０．１％以上の含有量で顕著になる。しかし、０．８％を超えて含有させると、強度を過度に高め、母材およびその溶接部の靭性を損なう。このため、Ｍｏ含有量は０．１〜０．８％とした。
【００４０】
Ｎｂ：０．００５〜０．０６％
Ｎｂは、鋼の組織を微細化させ、高強度鋼の靭性を大幅に向上させる元素であるが、０．００５％未満の含有量では前記の効果が得られない。一方、０．０６％を超えて含有させると、溶接性が損なわれる。このため、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．０６％とした。好ましい範囲は０．００５〜０．０３％、より好ましい範囲は０．００５〜０．０２％である。
【００４１】
Ｔｉ：０．００４〜０．０２５％
Ｔｉは、鋼およびその溶接熱影響部の組織を微細化し、母材およびその溶接熱影響部の低温靭性を向上させる元素であるが、０．００４％未満の含有量では前記の効果が得られない。一方、０．０２５％を超えて含有させると、鋼およびその溶接部、なかでも溶接熱影響部の低温靭性を損うだけでなく、溶接性をも低下させる。このため、Ｔｉ含有量は０．００４〜０．０２５％とした。好ましい範囲は０．００４〜０．０１５％、より好ましい範囲は０．００４〜０．０１０％である。
【００４２】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下
Ａｌは、脱酸剤として通常添加される元素で、鋼中に不純物として含まれるＮをＡｌＮとして固定する作用を有するが、その含有量がｓｏｌ．Ａｌ含有量で０．０５％を超えると、溶接部の特性が劣化するだけでなく、溶接性もかえって低下するとともに、Ｍ−Ａ比率 (島状マルテンサイト組織の存在比率) が増加し、靱性が劣化する。このため、Ａｌの含有量はｓｏｌ．Ａｌ含有量で０．０５％以下とした。好ましい上限は０．０３５％、より好ましい上限は０．０２５％である。なお、下限は特に定める必要はないが、前記の効果を十分に得るためにはｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．０００５％以上とするのが好ましい。
【００４３】
Ｎ：０．００５０％以下
Ｎは、不純物元素で、鋼の靭性を低下させる有害な元素であり、その含有量が０．００５０％を超えると、所望の低温靭性が確保できなくなる。このため、Ｎ含有量は０．００５０％以下とした。好ましい上限は０．００２５％、より好ましい上限は０．００２０％であるが、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。なお、Ｎ含有量は後述する(1)式を満たす必要がある。
【００４４】
Ｏ（酸素）：０．００３％以下
Ｏは、上記のＮと同様の不純物元素で、鋼の靭性を低下させる極めて有害な元素であり、その含有量が０．００３％を超えると、所望の低温靭性が確保できなくなる。このため、Ｏ含有量は０．００３％以下とした。好ましい上限は０．００１８％、より好ましい上限は０．００１２％であるが、Ｏ含有量は低ければ低いほどよい。なお、Ｏ含有量は次に述べる(1)式を満たす必要がある。
【００４５】
Ａ値：０．５％以下
Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯの各元素は、それぞれ前述した範囲内の含有量に抑えるとともに、下記(1)式（式中の元素記号は鋼中に含まれる各元素の含有量（％）を意味する）で表されるＡ値が０．５％以下であることが必要である。
【００４６】
Ａ＝１２Ｐ＋４５Ｓ＋６７（Ｎ＋Ｏ）      ・・・(1)
すなわち、Ａ値が０．５％を超える鋼材においては、適切な熱間圧延および圧延後の処理（後述する加速冷却）を施しても鋼組織中に微細な転位下部組織が十分に導入されず、また溶接部も十分に微細化せず、目的とする高強度、高靭性を得ることができない。このため、Ａ値は０．５％以下とした。Ａ値の好ましい上限は０．４％である。
【００４７】
本発明の高強度鋼板は、鋼の化学組成については、以上に述べた成分と残部Ｆｅおよび不純物からなるものであれば十分であるが、必要に応じてＣｒ、Ｃｕ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭのうちのいずれか１種以上を積極的に添加含有させてもよい。この場合は、鋼およびその溶接部、なかでも溶接熱影響部の低温靱性、溶接性を損なうことなく高強度が得られ、より厚肉の鋼板や鋼管等を得ることができる。
【００４８】
Ｃｕ：０．１〜１．５％
Ｃｕは、焼入性を向上させ、溶接性をあまり損なうことなく鋼（母材）を強靭化する作用を有し、その効果は０．１％以上の含有量で顕著になる。しかし、１．５％を超えて含有させると、母材およびその溶接部の靭性が損なわれるだけでなく、熱間延性を大きく低下させる場合がある。このため、添加する場合のＣｕ含有量は０．１〜１．５％とするのがよい。
【００４９】
Ｃｒ：１．０％以下
Ｖ：０．１％以下
Ｂ：０．００３０％以下
これらの元素は、いずれも、焼入性を向上させて鋼を強靱化する作用を有する。しかし、Ｃｒ、ＶおよびＢは、それぞれ、１．０％、０．１％、０．００３０％を超えて含有させると、いずれも強度上昇が過度となり、鋼およびその溶接部の靭性が損なわれることがある。このため、Ｃｒ、ＶおよびＢの含有量は、それぞれ、１．０％以下、０．１％以下および０．００３０％以下とした。前記の効果は、いずれの元素についても、不純物量レベルでも得られる。したがって、下限は特に定めないが、Ｃｒでは０．０１％以上、Ｖでは０．００５％以上、Ｂでは０．０００３％以上の含有量で顕著な効果がみられるので、積極的に添加含有させる場合のＣｒ、ＶおよびＢの含有量は、それぞれ、０．０１〜１．０％、０．００５〜０．１％、０．０００３〜０．００３０％とするのが好ましい。
【００５０】
Ｃａ：０．０１％以下
Ｍｇ：０．０１％以下
Ｚｒ：０．０１％以下
ＲＥＭ（希土類元素）：０．０５％以下
これらの元素は、いずれも、鋼中の介在物の形態を制御し、鋼およびその溶接部の靱性および耐食性を向上させる他、低温靭性に有害な元素（Ｎ、Ｃ、Ｏ）を安定化させる作用を有する。しかし、Ｃａ、ＭｇおよびＺｒは、いずれも、０．０１％を超えて含有させると、またＲＥＭについては０．０５％を超えて含有させると、鋼の清浄度が低下し、鋼およびその溶接部の靭性が低下する。このため、Ｃａ、ＭｇおよびＺｒの含有量は、いずれも０．０１％以下、ＲＥＭの含有量は０．０５％以下とした。
【００５１】
前記の効果は、いずれの元素についても、不純物量レベルでも得られる。したがって、下限は特に定めないが、いずれも０．０００５％以上の含有量で顕著な効果がみられるので、積極的に添加含有させる場合のＣａ、ＭｇおよびＺｒの含有量は、いずれも０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭの含有量は０．０００５〜０．０５％とするのが好ましい。
【００５２】
なお、溶接性や鋼の清浄度を考慮し、以下に示す炭素当量ＣeqおよびＶsをそれぞれ０．４０〜０．５８および０．２８〜０．４２％の範囲内にすることが好ましい。
【００５３】
Ｃeq（％）＝Ｃ＋（Ｍｎ／６）＋｛（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５｝
＋｛（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５｝
Ｖs（％）＝Ｃ＋（Ｍｎ／５）＋５Ｐ−（Ｎｉ／１０）
−（Ｍｏ／１５）＋（Ｃｕ／１０）
ここで、元素記号はいずれもその元素の含有量（％）を意味する。
【００５４】
Ｃeqを０．４０〜０．５８％とするのが好ましい理由は、母材のみならず溶接熱影響部においてもベイナイトとマルテンサイトの混合組織とすることにより、靱性の劣化を伴うことなく広い製造条件で所望の組織を有する鋼を得ることが可能となるからである。炭素当量が下限値に満たない場合には焼入性の不足から母材の引張強さを７５０ＭＰａ以上に維持することが困難となる。また、炭素当量が上限値を超える場合には、焼入性の過度な上昇から溶接熱影響部での靱性および鋼板表面での靱性が劣化する。
【００５５】
Ｖsを０．２８〜０．４２％とするのは、連続鋳造鋳片の中心偏析を軽減するためである。Ｖs値が０．４２％を超えると、中心偏析が強く生じ、引張強さが７５０ＭＰａ以上の高強度鋼の場合、中心部の靭性の劣化が生じる。一方、０．２８％未満では、中心偏析は生じないものの引張強さ７５０ＭＰａ以上を確保することができない。
【００５６】
前記（１）に記載の高強度鋼板は、以上に述べた化学組成を有する鋼からなり、かつ（１１０）面からのＸ線回折強度の半価幅が０．１８度以上の鋼板である。前記Ｘ線回折強度の半価幅を０．１８度以上とするのは、以下の理由による。
【００５７】
図1は、鋼の（１１０）面におけるＸ線回折強度のデータを模式的に示す図で、Ｘ線回折強度の半価幅を説明するための図である。図１の（イ）はピークが一つの場合、（ロ）はピークが二つに分かれている場合である。図１に示すように、半価幅は、この回折強度のピークにおいて、回折強度が最も高い強度値（ピーク値）の１／２の強度値のところにおける分布の幅を角度で表したものである。図１（ｂ）に示すように、ピークが二つに分かれている場合には、高い方のピーク強度値の１／２の値をとる。
【００５８】
Ｘ線回折強度の半価幅は、金属組織等における格子欠陥密度の評価パラメータの一つであるが、本発明の高強度鋼板では、この半価幅を用い、低温域での高靭性を達成するための指標となる格子欠陥密度を限定した。すなわち、ベイナイト相やマルテンサイト相の（１１０）面でのＸ線回折強度の半価幅が０．１８度以上という条件を満足すれば、微細なサブグレインの形成に関連した格子欠陥密度が大きく、低温域で優れた高靭性が発揮される。なお、前記Ｘ線回折強度の半価幅は、０．２２度以上が望ましく、０．２５度以上であればさらに望ましい。
【００５９】
Ｘ線回折をおこなう結晶面を（１１０）面としたのは、この結晶面がＸ線回折において最も一般的に用いられるからである。本発明の高強度鋼板では、良好な低温靱性を得るために、「（１１０）面でのＸ線回折強度の半価幅が０．１８度以上」と規定するが、引張強さで７５０ＭＰａ級以上の強度を有する鋼板の場合は、強度等のバランスの観点から、半価幅を０．２０〜０．３０度とするのが好ましい。
【００６０】
前記半価幅は、回折パターンでＫα１とＫα２のピークが独立して現れる時は、Ｋα1のピークの１／２強度値のところでの値を採り、Ｋα１とＫα２のピークの１／２強度値のところでの値が一部重なって現れる時は合計の幅で測定する。なお、前記半価幅の測定は、厚さ方向で鋼板表面から1ｍｍ内部に入った部位において、圧延面と平行な面で行うものとする。
【００６１】
（１）に記載の高強度鋼板は、前記のように化学組成（Ａ値が０．５以下という条件も含む）とＸ線回折強度の半価幅を規定した鋼板である。半価幅を０．１８度以上とすることは、後述するように、熱間圧延と圧延後の処理を適切に行うことによって可能であり、これにより微細な発達した転位下部組織を有するベイナイト、マルテンサイトあるいはそれらの混合組織が得られる。この金属組織を定量的に規定した鋼板が次に述べる（２）に記載の鋼板である。
【００６２】
前記（２）に記載の高強度鋼板は、（１）の高強度鋼板において、さらに、金属組織が、表層部の金属組織に占めるマルテンサイト相とベイナイト相との合計割合が９５体積％以上であり、肉厚中央部の金属組織に占めるマルテンサイト相とベイナイト相との合計割合が８０体積％以上の鋼板である。
【００６３】
この鋼板では前記の（ａ）〜（ｃ）の条件が明確に満たされており、十分に微細で発達した転位下部組織を有するベイナイト、マルテンサイトあるいはそれらの混合組織が得られる。したがって、低温における破壊発生抑制特性、破壊伝播停止特性が格段に優れるので、不安定破壊抵抗特性が一段と向上し、７５０ＭＰａ以上の高強度と、−４６℃におけるシャルピー衝撃特性およびＤＷＴＴ特性を両立させることができる。
【００６４】
前記の半価幅が０．１８度未満の鋼板では、転位下部組織の発達が十分でなく、また微細でないため、金属組織が前記の条件を満たしていても、十分なシャルピー衝撃特性やＤＷＴＴ特性を得ることができない。
【００６５】
また、逆に、鋼の化学組成が本発明で規定する範囲から外れたり、鋼の組織が本発明で規定する組織でない場合には、（１１０）面ピークの半価幅が０．１８度以上であっても、微細な転位下部組織とはならず、高強度と高靭性の両方を兼ね備えた鋼板は得られない。
【００６６】
次に、前述した本発明の高強度鋼の製造方法（前記（４）の方法）について説明する。
【００６７】
本発明の高強度鋼板は、鋼の化学組成が本発明で規定する条件を満たす限り、通常の熱間圧延後に再加熱焼入れして焼戻す方法や、同じく通常の熱間圧延後に直接焼入れして焼戻す方法、さらには同じく通常の熱間圧延後に加速冷却処理する方法などにより製造することも可能である。しかし、確実に、かつ安定して製造するには下記の条件により熱間圧延を施した後、加速冷却処理する方法で製造するのが望ましい。
【００６８】
加熱温度：９５０〜１２００℃
加熱温度が９５０℃未満であると、７５０ＭＰａ以上の引張強さが確保できない場合がある。また、加熱温度が１２００℃を超えると、その後の熱間圧延後に脆性破壊の発生および低温靭性に有害な元素（Ｎ、Ｃ、Ｏ）の安定化が不十分となり、所望の低温靭性を確保することができない場合がある。このため、加熱温度は９５０〜１２００℃とするのが望ましい。
【００６９】
熱間圧延の仕上温度：９００〜６００℃
熱間圧延の仕上温度が６００℃未満であると、７５０ＭＰａ以上の引張強さが確保できない場合がある。また、熱間圧延の仕上温度が９００℃を超えると、圧延およびその後の加速冷却による組織の微細化が十分でなく、脆性破壊の発生および低温靭性に有害な元素（Ｎ、Ｃ）の安定化が不十分となり、所望の低温靭性を確保することができない場合がある。このため、熱間圧延の仕上温度は９００〜６００℃とする。
【００７０】
なお、（１１０）面のＸ線半価幅を０．１８度以上とするには、低温オーステナイト域で十分に圧下を加えた後、オーステナイト粒内から下部ベイナイトを核生成させ、かつ下部ベイナイトの成長を抑えることが必要である。このため高密度の転位が必要であり、そのためにはオーステナイトの未再結晶温度域（９７５℃以下Ａr3変態点以上）で５０％以上の圧延を行うことが望ましい。一方、オーステナイトの未再結晶温度域での圧下率が９０％を超えると機械的性質の異方性が著しくなるため、未再結晶温度域での圧下率は９０％以下とするのが望ましい。
【００７１】
水冷開始温度：６００℃以上
加速冷却時の水冷開始温度が６００℃未満であると、７５０ＭＰａ以上の引張強さが確保できないことがある。このため、加速冷却時の水冷開始温度は６００℃以上とするのがよい。
【００７２】
冷却速度：４℃／秒以上
加速冷却時の冷却速度が４℃／秒未満であると、組織中に粗大なベイナイトが混入し、良好な低温靭性が確保できない。また、圧延加工で導入された発達した転位下部組織が変態後の組織に残存せず、最終製品にもたらされなくなることがある。このため、加速冷却時の冷却速度は４℃／秒以上とするのがよい。なお、冷却速度の上限は特に規定されない。
【００７３】
水冷停止温度：５５０℃以下
加速冷却時の水冷停止温度が５５０℃を超えると、７５０ＭＰａ以上の引張強さが確保できず、また組織の微細化が十分でないだけではなく、圧延加工で導入された発達した転位下部組織が変態後の最終製品にもたらされなくなり、所望の不安定破壊抵抗特性が確保できないことがある。このため、加速冷却時の水冷停止温度は５５０℃以下とするのがよい。
【００７４】
なお、焼戻し効果による靭性向上および水素性欠陥防止の観点からは、冷却を室温まで行わずに、５００〜３００℃で停止してその後は徐冷することが望ましい。前記水冷停止温度は５００〜３００℃の温度域が限度で、それより高温での水冷停止は焼入れ不足に直結する。前記の焼戻し効果をより一層高めたい場合には、Ａc1変態点未満で焼戻しを行う。
【００７５】
復熱温度幅：７０℃以下
復熱温度幅が７０℃以下となるようにして冷却を終了する。ここで、「復熱温度幅」とは、冷却を停止した時の鋼板の到達温度と、冷却停止後、鋼板内部の熱で表面の温度が上昇し、安定した時の鋼板の温度との差を意味する。具体的には、水冷装置を出た直後に測定した鋼板温度と、その後、２０〜５０秒（板厚によって異なる）経過したときに測定した鋼板温度との差である。      
加速冷却停止後、冷却終了までの間の復熱温度幅が７０℃を超える場合には、圧延加工で導入され発達した転位下部組織が変態後の最終製品にもたらされなくなり、破壊伝播停止特性が劣化する。復熱温度幅を小さくするには、冷却中の鋼板表層と中心部の温度差を小さくするとともに、冷却終了時において少なくとも表層部の相変態を終了させておくことが望ましい。
【００７６】
以上述べた方法によれば、高強度と優れた極低温靱性を兼ね備えた前記（１）または（２）に記載の高強度鋼板を確実に、かつ安定して製造することができる。
【００７７】
さらに、本発明の高強度溶接鋼管（前記（３）の溶接鋼管）について説明する。
【００７８】
本発明の高強度溶接鋼管は、前述した本発明の高強度鋼板を加工して得られる溶接鋼管である。この溶接鋼管は、本発明の高強度鋼板を母材するものであれば、周知の如何なる溶接による製管方法で加工して得られたものであってもよい。
【００７９】
例えば、高強度鋼板をＵ字形に加工し、次いでＯ字形に加工し、通常の方法で溶接し拡管する方法（ＵＯプレス方式）により鋼管を製造し、焼入れし、必要に応じて焼戻す方法が適用できる。前記のＵＯプレス、溶接および拡管は、通常の製管工場に備えられている装置を用いることにより実施できる。溶接は、市販の溶接材料を用いてサブマージアーク溶接法等により行えばよい。
【実施例】
【００８０】
表１に示す化学組成を有する鋼を実験室的に真空溶解し、厚さ１００〜１６０ｍｍのスラブとし、種々の条件で熱間圧延を施した後、種々の条件で冷却して厚さが１４〜３５ｍｍの厚鋼板とした。熱間圧延条件と冷却条件を表２に示す。
【００８１】
【表１】
2005232513.tif 000002
【００８２】
【表２】
2005232513.tif 000003
【００８３】
得られた鋼板について、鋼の組織、Ｘ線回折強度の半価幅、引張特性および靭性を以下の方法で調査した。また、溶接継手部についても靭性の調査を行った。
【００８４】
鋼の組織の調査では、板厚の１／４に相当する部分から採取した試料の断面を研磨し、２％ナイタール腐食液によりエッチングを施した面について、光学顕微鏡観察によりマルテンサイトとベイナイトの合計面積率（合計比率）を測定した。１試料について１０視野測定し、１０個の測定値の平均を当該鋼板の合計比率とした。
【００８５】
Ｘ線回折強度の半価幅の測定は、厚さ方向で鋼板表面から１ｍｍ内部に入った部位の圧延面と平行な面を含む２５ｍｍ角の試験片を採取し、その面を電解研磨して、そのうちの直径２０ｍｍの範囲を測定面として行った。なお、測定には、理学電機（社）製ＲＵ−２００を使用し、コバルト線源を用いた。出力は３０ＫＶ、１００ｍＡであった。
【００８６】
引張特性については、板厚の中心部からＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に規定される１４Ａ号引張試験片を圧延方向に平行に採取して引張試験に供し、降伏強さＹＳ（ＭＰａ）、引張強さＴＳ（ＭＰａ）を求めた。
【００８７】
靭性については、ＪＩＳ  Ｚ  ２２０２に規定される４号のシャルピー衝撃試験片を板厚中心部から圧延方向に垂直に採取してシャルピー衝撃試験を行い、衝撃吸収エネルギーvＥ-46℃（Ｊ）および延性−脆性破面遷移温度vＴs（℃）を求めた。さらに、ＡＰＩ  ５Ｌに規定されるＤＷＴＴ試験片を圧延方向に垂直に採取し、ＤＷＴＴ試験に供して、−４６℃における延性破面率ＳＡ-46℃（面積％）と７５％延性−脆性破面遷移温度ＳＡＴＴ75%（℃）を測定した。
【００８８】
また、表裏面各１パスのサブマージアーク溶接（入熱３．２〜７．６ｋＪ／ｍｍ）により溶接継手を作製し、シャルピー試験片を、そのノッチ部が溶接ＦＬ部（溶接金属と母材の境界線）に位置するように、溶接線に垂直に、表面から１ｍｍ内部に入った部位から採取してシャルピー衝撃試験を行い、同部位の衝撃吸収エネルギーvＥ-46℃（Ｊ）を測定した。
【００８９】
鋼の組織（マルテンサイトとベイナイトの合計比率）およびＸ線回折強度の半価幅を前記表２に併せて示す。また、表３に、母材の引張特性（ＹＳ、ＴＳ）、ならびに母材の靱性（vＥ-46℃、vＴsおよびＳＡ-46℃、ＳＡＴＴ75%）と溶接ＦＬ部の靭性（vＥ-46℃）を示す。
【００９０】
【表３】
2005232513.tif 000004
【００９１】
表３から明らかなように、本発明例では、母材の引張強さ（ＴＳ）が７５０ＭＰａ以上であり、−４６℃で２００Ｊ以上のシャルピー吸収エネルギー（vＥ-46℃）および７５％以上のＤＷＴＴ延性破面率（ＳＡ-46℃）を示し、継手シャルピー試験でも８０Ｊを大きく上回る高いシャルピー吸収エネルギー（vＥ-46℃）を示した。すなわち、前記「発明が解決しようとする課題」の欄に示した目標性能を全て達成しており、高強度と優れた極低温靱性を兼ね備え、不安定破壊抵抗特性に優れた鋼板であることがわかる。
【００９２】
これに対し、鋼板の化学組成が本発明で規定する範囲から外れたり、規定の化学組成は満たしても半価幅や金属組織が本発明の規定から外れる比較例では、特にＤＷＴＴ延性破面率が目標の７５％を大きく下回り、７５０ＭＰａの高強度と、−４６℃におけるシャルピー衝撃特性およびＤＷＴＴ特性、ならびに溶接ＦＬ部シャルピー特性を同時に満足することはできなかった。
【産業上の利用可能性】
【００９３】
本発明の高強度鋼板およびこの鋼板を加工して得られる溶接管は、高強度で、しかも、溶接部を含め、極低温での靱性にも優れており、また、不安定破壊抵抗特性に優れている。したがって、極低温環境下においても、天然ガスや原油を輸送するラインパイプ、各種圧力容器等に安全に利用することができる。
【図面の簡単な説明】
【００９４】
【図１】鋼のＸ線回折強度のデータ（回折パターン）を模式的に示す図で、（イ）はピークが一つの場合、（ロ）はピークが二つに分かれている場合である。
【図１】
2005232513.tif 000005