(57)【要約】【課題】ＡＰＩ Ｘ６５グレード以上のラインパイプ用鋼板であって、シャルピーの吸収エネルギーが高く、優れた高速延性破壊伝播停止性能を示す、耐高速延性破壊特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法を提供すること。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ａｌ：０．０７％以下、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量の比であるＣ／（Ｍｏ+Ｔｉ）が０．５〜２であり、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトの２相組織であり、Ｔｉと、Ｍｏとを含む析出物が分散析出していることを特徴とする、耐高速延性破壊特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板を用いる。【選択図】図１
2005194607.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ａｌ：０．０７％以下、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量の比であるＣ／（Ｍｏ+Ｔｉ）が０．５〜２であり、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトの２相組織であり、Ｔｉと、Ｍｏとを含む析出物が分散析出していることを特徴とする、耐高速延性破壊特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
【請求項２】
さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％および／またはＶ：０．００５〜０．１％を含有し、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量の比であるＣ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）が０．５〜２であり、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトの２相組織であり、Ｔｉと、Ｍｏと、Ｎｂおよび／またはＶとを含む複合析出物が分散析出していることを特徴とする、請求項１に記載の耐高速延性破壊特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
【請求項３】
さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％の中から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の耐高速延性破壊特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
【請求項４】
請求項１ないし請求項３のいずれかに記載の化学成分を含有する鋼を、加熱温度：１０００〜１３００℃、圧延終了温度：Ａｒ３温度以上の条件で熱間圧延した後、冷却速度：５℃／ｓ以上で４００〜６００℃まで加速冷却を行い、冷却後直ちに昇温速度：０．５℃／ｓ以上で６００〜７００℃の温度まで再加熱を行うことを特徴とする、耐高速延性破壊特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
【請求項５】
請求項１ないし請求項３のいずれかに記載の鋼板を用いて製造されたことを特徴とする、耐高速延性破壊特性に優れた高強度鋼管。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ラインパイプ等の製造に好適なAPI規格X65グレード以上の強度を有する高強度鋼板に関し、特に耐高速延性破壊特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板とその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、天然ガスの長距離輸送に用いられるラインパイプの重要性が高まっており、また、高圧化による輸送効率の向上や薄肉化による材料コスト削減の観点からラインパイプの高強度化が要求されている。しかし、高圧化と薄肉化は不安定脆性破壊の駆動力を高める要因であり、高強度ラインパイプでは脆性破壊に加え高速延性破壊についても考慮する必要がある。
【０００３】
脆性破壊は使用鋼材の遷移温度以下の領域で生じることから、ラインパイプの使用温度を遷移温度以上とすることにより脆性破壊伝播を防止することが可能であり、また、制御圧延、制御冷却技術の発達により低温靭性に優れた鋼材も開発されている。一方、高速延性破壊は使用鋼材の遷移温度以上の領域で発生、伝播し、伝播を防止するためにはパイプラインの設計応力に応じて、材料がある一定以上のシャルピー吸収エネルギー（ｓｈｅｌｆ ｅｎｅｒｇｙ）を有することが必要とされている。リッチガス、高圧下では、高速延性破壊の伝播を防止するために３００Ｊ以上の高いシャルピー吸収エネルギーが必要であるという報告もなされている（例えば、非特許文献１参照。）。
【０００４】
一般に鋼材の靭性を向上させる方法としてＮｉ添加や結晶粒微細化が有効であることが知られている。しかし、Ｎｉは高価な元素であり、Ｎｉ添加による靭性向上は素材コストの上昇を招く。そのため、様々な結晶粒微細化による靭性向上方法が検討されている。Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭを含む酸化物や硫化物を微細分散させ、そのピンニング効果でスラブ加熱時のオーステナイト粒径を微細化し、最終組織を細粒化する事により母材靭性を向上させる方法が知られている（例えば、特許文献１参照。）。また、オーステナイト未再結晶域で圧延後、室温まで加速冷却することで微細フェライト組織とし、靭性を向上させる方法も知られている（例えば、特許文献２参照。）。しかし、上述の方法はいずれも低温靭性を改善し耐脆性破壊特性を向上させるものであり、高速延性破壊伝播停止性能を改善するには至らない。
【０００５】
一方で、高速延性破壊伝播停止性能を向上させるために、制御圧延、加速冷却により微細ベイナイト組織とすることで鋼板のシャルピー吸収エネルギーを向上させる方法が知られている（例えば、特許文献３参照。）。
【特許文献１】特開２００３−４９２３７号公報
【特許文献２】特開昭５９−１１０７２９号公報
【特許文献３】特開昭６２−４８２６号公報
【非特許文献１】ＩＳＩＪ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ、ｖｏｌ４１、２００２年、Ｎｏ．４、ｐｐ．３８１−３８８
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかし、特許文献３に記載の鋼板は、その実施例が示すように、吸収エネルギー値は２００Ｊ前後であり、薄肉、高圧下の環境では高速延性破壊伝播を停止するには十分とは言えないものである。
【０００７】
従って本発明の目的は、上記のような従来技術の課題を解決し、ＡＰＩ Ｘ６５グレード以上のラインパイプ用鋼板であって、シャルピーの吸収エネルギーが高く、優れた高速延性破壊伝播停止性能を示す、耐高速延性破壊特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
このような課題を解決するための本発明の特徴は以下の通りである。
【０００９】
（１）、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ａｌ：０．０７％以下、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％を含有し、残部が実質的にＦｅからなり、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉの合計量の比であるＣ／（Ｍｏ+Ｔｉ）が０．５〜２であり、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトの２相組織であり、Ｔｉと、Ｍｏとを含む析出物が分散析出していることを特徴とする、耐高速延性破壊特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
【００１０】
（２）、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％および／またはＶ：０．００５〜０．１％を含有し、原子％でのＣ量とＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量の比であるＣ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）が０．５〜２であり、金属組織が実質的にフェライトとベイナイトの２相組織であり、Ｔｉと、Ｍｏと、Ｎｂおよび／またはＶとを含む複合析出物が分散析出していることを特徴とする、（１）に記載の耐高速延性破壊特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
【００１１】
（３）、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％の中から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の耐高速延性破壊特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板。
【００１２】
（４）、（１）ないし（３）のいずれかに記載の化学成分を含有する鋼を、加熱温度：１０００〜１３００℃、圧延終了温度：Ａｒ３温度以上の条件で熱間圧延した後、冷却速度：５℃/s以上で４００〜６００℃まで加速冷却を行い、冷却後直ちに昇温速度：０．５℃/s以上で６００〜７００℃の温度まで再加熱を行うことを特徴とする、耐高速延性破壊特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板の製造方法。
【００１３】
（５）、（１）ないし（３）のいずれかに記載の鋼板を用いて製造されたことを特徴とする、耐高速延性破壊特性に優れた高強度鋼管。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、API X65グレード以上の高強度を有し、かつ高速延性破壊伝播停止特性の優れた鋼板を製造することができる。このため優れた特性を有する電縫鋼管、スパイラル鋼管、ＵＯＥ鋼管等の鋼管を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】
【００１５】
本発明者らは、良好な耐高速延性破壊特性を有する高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造方法を鋭意検討した。その結果、耐高速延性破壊特性の向上には、延性破壊の原因であるミクロボイド発生の起点となるアルミナクラスターを微細分散させ、且つ、ミクロ組織を細粒で転位の少ない組織とすることが効果的であり、Ｍｇを適量添加することでアルミナクラスターがＡｌ、Ｍｇを含む酸化物として微細分散し、熱間圧延後の加速冷却とその後の再加熱という製造プロセスを行うことで、細粒で且つ転位密度の低いフェライトとベイナイトとの２相組織を得ることが可能であるという知見を得た。さらに、Ｃに対するＭｏ、Ｔｉ添加量を適正化することで、炭化物による析出強化を最大限に活用できるという知見を得た。また、Ｎｂおよび／またはＶを複合添加すれば、Ｔｉと、Ｍｏと、Ｎｂおよび／またはＶとを含む析出物を分散析出させることによって高強度化が達成できること、Ｃに対するＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの添加量を適正化することで、炭化物による析出強化を最大限に活用することができるという知見を得た。
【００１６】
本発明は上記のような組織を有する高速延性破壊伝播停止特性に優れたラインパイプ用鋼板およびその製造方法に関するものであり、この様にして製造した鋼板は、延性破壊発生起点である介在物が微細であり、且つ、組織が細粒で転位密度が小さいためシャルピーの吸収エネルギーが高いことから、高速延性破壊の伝播を最小限に抑制することが可能であり、更に析出強化による高強度化が可能である。
【００１７】
以下、本発明のラインパイプ用高強度鋼板について詳しく説明する。まず、本発明のラインパイプ用高強度鋼板の組織について説明する。
【００１８】
本発明の鋼板の金属組織は実質的にフェライトとベイナイトとの２相組織（フェライト＋ベイナイト２相組織）とする。
【００１９】
本発明では、制御圧延、加速冷却によるベイナイト変態と、加速冷却後の再加熱による未変態オーステナイトからのフェライト変態との、２度の変態をさせることにより組織を微細化し、さらに再加熱によるベイナイト中の転位密度を低減させ延性を高めることにより優れた高速延性破壊伝播停止特性を得ることが出来る。フェライト＋ベイナイト２相組織に、マルテンサイトやパーライトなどの異なる金属組織が1種または2種以上混在する場合は、異相界面からミクロボイドが発生するため、フェライト相とベイナイト相以外の組織分率は少ない程好ましい。しかし、フェライト相とベイナイト相以外の組織の体積分率が低い場合は影響が無視できるため、トータルの体積分率で５％以下の他の金属組織を、すなわちマルテンサイト、パーライト等を1種または2種以上含有してもよい。また、ベイナイト分率（フェライト＋ベイナイト２相組織中のベイナイト組織の体積分率）は特に規定しないが、母材の強度確保の観点から１０％以上、高速延性破壊伝播停止性能の観点から８０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、２０〜６０％である。
【００２０】
次に、本発明において分散析出する析出物について説明する。
【００２１】
本発明の鋼板では、加速冷却後の再加熱時にＭｏとＴｉとを基本として含有する析出物が分散析出することにより高強度化が可能である。この析出物は極めて微細であるのでミクロボイドの発生の起点となることはない。Ｍｏ及びＴｉは鋼中で炭化物を形成する元素であり、ＭｏＣ、ＴｉＣの析出により鋼を強化することは従来行われているが、本発明ではＭｏとＴｉを複合添加して、ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合炭化物を鋼中に微細析出させることにより、ＭｏＣおよび／またはＴｉＣの析出強化の場合に比べて、より大きな強度向上効果が得られることが特徴である。この従来にない大きな強度向上効果は、ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合炭化物が安定でかつ成長速度が遅いので、粒径が１０ｎｍ未満の極めて微細な析出物が得られることによるものである。
【００２２】
ＭｏとＴｉとを基本として含有する複合炭化物は、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｃのみで構成される場合は、ＭｏとＴｉの合計量とＣ量とが原子比で１：１の付近で化合しているものであり、高強度化に非常に効果がある。また、本発明では、Ｎｂおよび／またはＶを複合添加することにより、析出物がＭｏとＴｉとＮｂおよび／またはＶとを含んだ複合炭化物となり、同様の析出強化が得られることを見出した。溶接熱影響部の靭性を問題とする場合は、Ｔｉの一部をＮｂおよび／またはＶで置換することにより、高強度化の効果を損なわずに溶接熱影響部の靭性を向上させることが可能である。
【００２３】
これら１０ｎｍ未満の析出物の個数は、降伏強度が４４８ＭＰａ以上（ＡＰＩＸ６５グレード以上）の高強度鋼板とするためには、２×１０3個/μｍ3以上析出させることが好ましい。析出形態としては、ランダムでも列状でも良く、特に規定されない。また、ＭｏとＴｉとを主体とする複合炭化物以外の析出物を含有する場合は、ＭｏとＴｉの複合炭化物による高強度化の効果を損なわず耐高速延性破壊特性を劣化させない程度とするが、１０ｎｍ未満の析出物の個数はＴｉＮを除いた全析出物の個数の９５％以上であることが好ましい。
【００２４】
本発明において鋼板内に分散析出する析出物である、ＭｏとＴｉとを主体とする複合炭化物は、以下に述べる成分の鋼に本発明の製造方法を用いて鋼板を製造することにより得ることができる。
【００２５】
次に、本発明で用いるラインパイプ用高強度鋼板の化学成分について説明する。以下の説明において特に記載がない場合は、％で示す単位は全て質量％である。
【００２６】
Ｃ：０．０２〜０．０８％とする。Ｃは炭化物として析出強化に寄与する元素であるが、０．０２％未満では十分な強度が確保できず、０．０８％を超えると靭性や溶接性を劣化させるため、Ｃ含有量を０．０２〜０．０８％に規定する。
【００２７】
Ｓｉ：０．０１〜０．５％とする。Ｓｉは脱酸のため添加するが、０．０１％未満では脱酸効果が十分でなく、０．５％を超えると靭性や溶接性を劣化させるため、Ｓｉ含有量を０．０１〜０．５％に規定する。
【００２８】
Ｍｎ：０．５〜１．８％とする。Ｍｎは強度、靭性のため添加するが、０．５％未満ではその効果が十分でなく、１．８％を超えると溶接性が劣化するため、Ｍｎ含有量を０．５〜１．８％に規定する。好ましくは、０．５〜１．５％である。
【００２９】
Ｐ：０．０１％以下とする。Ｐは溶接性を劣化させる不可避不純物元素であるため、Ｐ含有量の上限を０．０１％に規定する。
【００３０】
Ｓ：０．００２％以下とする。Ｓは一般的には鋼中においてはＭｎＳ介在物となり、ＭｎＳの界面はミクロボイドの発生起点となり延性破壊が発生しやすくなるため少ないほどよい。しかし、０．００２％以下であれば問題ないため、Ｓ含有量の上限を０．００２％に規定する。好ましくは０．００１％以下である。
【００３１】
Ｍｏ：０．０５〜０．５％とする。Ｍｏは本発明において重要な元素であり、０．０５％以上含有させることで、熱間圧延後冷却時のパーライト変態を抑制しつつ、Ｔｉとの微細な複合析出物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、０．５％を超えて添加するとＨＡＺ靭性や現地溶接性が劣化するため、Ｍｏ含有量を０．０５〜０．５％に規定する。好ましくは、０．０５〜０．３％未満である。
【００３２】
Ｔｉ：０．００５〜０．０４％とする。ＴｉはＭｏと同様に本発明において重要な元素である。０．００５％以上添加することで、Ｍｏと複合析出物を形成し、強度上昇に大きく寄与する。しかし、０．０４％を超えて添加すると、溶接熱影響部靭性の劣化を招くため、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０４％に規定する。さらに、０．０２％未満にするとより優れた靭性を示す。このため、Ｎｂおよび／またはＶを添加する場合は、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．０２％未満とすることが好ましい。
【００３３】
Ａｌ：０．０７％以下とする。Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０．０７％を超えるとＭｇを添加してもアルミナクラスターが生成し延性破壊発生の起点となるため、Ａｌ含有量は０．０７％以下に規定する。好ましくは、０．０１〜０．０４％とする。
【００３４】
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％とする。Ｍｇは本発明において重要な元素である。その効果は延性破壊につながるミクロボイドの発生起点となるアルミナクラスター（Ａｌ2Ｏ3）を、Ａｌ、Ｍｇ系酸化物として微細分散させることで耐高速延性破壊特性を向上させることである。０．０００５％未満ではその効果が十分ではなく、０．００５％を超える添加では酸化物の増加により吸収エネルギーの低下が起こるため、Ｍｇ含有量を０．０００５〜０．００５％と規定する。
【００３５】
Ｃ量とＭｏ、Ｔｉの合計量の比である、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ）：は０．５〜２とする。本発明による高強度化はＴｉ、Ｍｏを含む析出物（主に炭化物）によるものである。この複合析出物による析出強化を有効に利用するためには、Ｃ量と炭化物形成元素であるＭｏ、Ｔｉ量との関係が重要であり、これらの元素を適正なバランスのもとで添加することによって、熱的に安定かつ非常に微細な複合析出物を得ることが出来る。このとき各元素の原子％の含有量で表される、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ）の値が０．５未満または２を超える場合はいずれかの元素量が過剰であり、硬化組織が形成され、硬化組織の粒界がミクロボイド発生の起点となり高速延性破壊停止性能が劣化するため、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ）の値を０．５〜２に規定する。ただし、各元素記号は原子％での各元素の含有量である。なお、質量％の含有量を用いる場合には(Ｃ／１２．０１)／(Ｍｏ／９５．９+Ｔｉ／４７．９)の値を０．５〜２に規定する。Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ）の値を０．７〜２とすると、粒径５ｎｍ以下のより微細な析出物が得られるためより好ましい。
【００３６】
本発明では鋼板の強度及び溶接部靭性をさらに改善する目的で、以下に示すＮｂ、Ｖの１種又は２種を含有してもよい。
【００３７】
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％とする。Ｎｂは組織の微細粒化により靭性を向上させるが、Ｔｉ及びＭｏと共に複合析出物を形成し強度上昇に寄与する。しかし、０．００５％未満では効果がなく、０．０５％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．０５％に規定する。
【００３８】
Ｖ：０．００５〜０．１％とする。ＶもＮｂと同様にＴｉおよびＭｏと共に複合析出物を形成し強度上昇に寄与する。しかし、０．００５％未満では効果がなく、０．１％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｖ含有量は０．００５〜０．１％に規定する。
【００３９】
Ｎｂおよび／またはＶを含有する場合には、Ｃ量とＭｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの合計量の比である、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）：は０．５〜２とする。本発明による高強度化はＴｉ、Ｍｏを含む析出物によるが、Ｎｂおよび／またはＶを含有する場合はそれらを含んだ複合析出物（主に炭化物）となる。このとき各元素の原子％の含有量で表される、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値が０．５未満または２超える場合はいずれかの元素量が過剰であり、硬化組織を形成し、硬化組織の粒界がミクロボイド発生の起点となり高速延性破壊停止性能が劣化するため、Ｃ／（Ｍｏ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）の値を０．５〜２に規定する。ただし、各元素記号は原子％での含有量である。なお、質量％の含有量を用いる場合には(Ｃ/１２．０１)/(Ｍｏ/９５．９＋Ｔｉ/４７．９＋Ｎｂ/９２．９１＋Ｖ/５０．９４)の値を０．５〜２に規定する。より好ましくは、０．７〜２であり、粒径５ｎｍ以下のさらに微細な析出物が得られる。
【００４０】
本発明では鋼板の強度や靭性をさらに改善する目的で、以下に示すＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃａの１種または２種以上を含有してもよい。
【００４１】
Ｃｕ：０．５％以下とする。Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、多く添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合は０．５％を上限とする。
【００４２】
Ｎｉ：０．５％以下とする。Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、Ｎｉは高価な元素でありコスト上昇を招くため、添加する場合は０．５％を上限とする。
【００４３】
Ｃｒ：０．５％以下とする。ＣｒはＭｎと同様に低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素であるが、多く添加すると溶接性を劣化するため、添加する場合は０．５％を上限とする。
【００４４】
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％とする。Ｃａは硫化物系介在物の形態制御によるミクロボイド発生抑制に有効な元素であるが、０．０００５％未満ではその効果が十分でなく、０．００５％を超えて添加しても効果が飽和し、むしろ、ＣａＳが粗大化しミクロボイド発生の起点となるので、添加する場合はＣａ含有量を０．０００５〜０．００５％に規定する。
【００４５】
また、溶接性の観点から、強度レベルに応じて下記の（１）式で定義されるＣｅｑの上限を規定することが好ましい。降伏強度が４４８ＭＰａ以上の場合には、Ｃｅｑを０．２８以下、降伏強度が４８２ＭＰａ以上の場合には、Ｃｅｑを０．３２以下、降伏強度が５５１ＭＰａ以上の場合には、Ｃｅｑを０．３６以下にすることで良好な溶接性を確保することが出来る。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ/６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）/１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）/５・・・（１）
但し、（１）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
【００４６】
なお、本発明の鋼材については、板厚１０ｍｍから３０ｍｍ程度の範囲でＣｅｑの板厚依存性はなく、３０ｍｍ程度まで同じＣｅｑで設計することができる。
【００４７】
上記以外の残部は実質的にＦeからなる。残部が実質的にＦeからなるとは、本発明の作用効果を無くさない限り、不可避不純物をはじめ、他の微量元素を含有するものが本発明の範囲に含まれ得ることを意味する。
【００４８】
次に、本発明のラインパイプ用高強度鋼板の製造方法について説明する。
【００４９】
本発明のラインパイプ用高強度鋼板は上記の成分組成を有する鋼を用い、加熱温度：１０００〜１３００℃、圧延終了温度：Ａｒ３温度以上で熱間圧延を行い、その後５℃/s以上の冷却速度で４００〜６００℃まで冷却し、冷却後直ちに０．５℃/s以上の昇温速度で６００〜７００℃の温度まで再加熱を行うことで、ＭｏとＴｉとを主体とする微細な複合炭化物を分散析出させ、ベイナイト相を軟化させた複合組織として製造できる。ここで、温度は鋼板の平均温度とする。以下、各製造条件について詳しく説明する。
【００５０】
加熱温度：１０００〜１３００℃とする。加熱温度が１０００℃未満では炭化物の固溶が不十分で必要な強度が得られず、１３００℃を超えると靭性が劣化するため、１０００〜１３００℃とする。好ましくは、１０５０〜１２５０℃である。
【００５１】
圧延終了温度：Ａｒ３温度以上とする。Ａｒ３温度とは、冷却中におけるフェライト変態開始温度を意味し、以下の（２）式で求めることができる。圧延終了温度がＡｒ３温度以下になると、その後のフェライト変態速度が低下するため、再加熱によるフェライト変態時に十分な微細析出物の分散析出が得られず、強度が低下するため、圧延終了温度をＡｒ３温度以上とする。
Ａｒ３＝９１０-３１０Ｃ-８０Ｍｎ-２０Ｃｕ-１５Ｃｒ-５５Ｎｉ-８０Ｍｏ・・・（２）
但し、（２）式の元素記号は各含有元素の質量％を示す。
【００５２】
圧延終了後、直ちに５℃／s以上の冷却速度で冷却する。圧延終了後に放冷または徐冷を行うと高温域から析出物が析出してしまい、析出物が容易に粗大化し十分な強化が得られない。よって、析出強化に最適な温度まで急冷（加速冷却）を行い、高温域からの析出を防止することが本発明における重要な製造条件である。冷却速度が５℃／s未満では高温域での析出防止効果が十分ではなく強度が低下するため、圧延終了後の冷却速度を５℃／s以上に規定する。このときの冷却方法については製造プロセスによって任意の冷却設備を用いることが可能である。
【００５３】
冷却停止温度：４００〜６００℃とする。圧延終了後加速冷却でベイナイト変態域である４００〜６００℃まで急冷することにより、ベイナイト相を生成させ、かつ、再加熱時のフェライト変態の駆動力を大きくする。駆動力が大きくなることで、再加熱過程でのフェライト変態を促進し、短時間の再加熱でフェライト変態を完了させることが可能となる。冷却停止温度が４００℃未満では、ベイナイトやマルテンサイト単相組織となるか、フェライト＋ベイナイト２相組織となっても硬化組織である島状マルテンサイト（ＭＡ）が生成するために高速延性破壊停止特性が劣化し、また６００℃を超えると再加熱時のフェライト変態が完了せずパーライトが析出し高速延性破壊停止特性が劣化するため、加速冷却停止温度を４００〜６００℃に規定する。確実にＭＡの生成を抑制するためには、冷却停止温度を４５０℃以上とすることが好ましい。
【００５４】
加速冷却後直ちに０．５℃/s以上の昇温速度で６００〜７００℃の温度まで再加熱を行う。このプロセスは本発明における重要な製造条件である。強化に寄与する微細析出物は、再加熱時のフェライト変態界面およびベイナイト相中に析出する。微細析出物による析出強化を得るためには、加速冷却後直ちに６００〜７００℃の温度域まで再加熱することが必要である。また、再加熱の際には、冷却後の温度より少なくとも５０℃以上昇温することが望ましい。再加熱時の昇温速度が０．５℃/s未満では、目的の再加熱温度に達するまでに長時間を要するため製造効率が悪化し、またパーライト変態が生じるため、微細析出物の分散析出が得られず十分な強度を得る事ができない。再加熱温度が６００℃未満ではフェライト変態が完了せずその後の冷却時に未変態オーステナイトがパーライトやＭＡに変態するため高速延性破壊伝播停止特性が劣化し、７００℃を超えると析出物が粗大化し十分な強度が得られないため、再加熱温度域を６００〜７００℃に規定する。再加熱温度において、特に温度保持時間を設定する必要はない。本発明の製造方法を用いれば再加熱後直ちに冷却しても、フェライト変態が十分に進行するため、微細析出による高い強度が得られる。確実にフェライト変態を終了させるために、３０分以内の温度保持を行うこともできるが、３０分を超えて温度保持を行うと、析出物の粗大化を生じ強度低下を招く場合がある。再加熱後の冷却速度は適宜設定すれば良いが、再加熱後の冷却過程でもフェライト変態が進行するので、空冷が好ましい。フェライト変態を阻害しない程度であれば、空冷よりも早い冷却速度で冷却を行うことも可能である。
【００５５】
６００〜７００℃の温度まで再加熱を行うための設備として、加速冷却を行なうための冷却設備の下流側に加熱装置を設置することができる。加熱装置としては、鋼板の急速加熱が可能であるガス燃焼炉や誘導加熱装置を用いる事が好ましい。誘導加熱装置は均熱炉等に比べて温度制御が容易でありコストも比較的低く、冷却後の鋼板を迅速に加熱できるので特に好ましい。また複数の誘導加熱装置を直列に連続して配置することにより、ライン速度や鋼板の種類・寸法が異なる場合にも、通電する誘導加熱装置の数や供給電力を任意に設定するだけで、昇温速度、再加熱温度を自在に操作することが可能である。なお、再加熱後の冷却速度は任意の速度で構わないので、加熱装置の下流側には特別な設備を設置する必要はない。
【００５６】
図１に、本発明の製造方法を実施するための製造ラインの一例の概略図を示す。図１に示すように、圧延ライン１には上流から下流側に向かって熱間圧延機３、加速冷却装置４、インライン型誘導加熱装置５、ホットレベラー６が配置されている。インライン型誘導加熱装置５あるいは他の熱処理装置を、圧延設備である熱間圧延機３およびそれに引き続く冷却設備である加速冷却装置４と同一ライン上に設置する事によって、圧延、冷却終了後迅速に再加熱処理が行えるので、圧延して加速冷却した後の鋼板を、直ちに６００℃以上に加熱することができる。
【００５７】
上記の製造方法により製造された本発明の鋼板は、プレスベンド成形、ロール成形、ＵＯＥ成形等で鋼管に成形して、原油や天然ガスを輸送する鋼管（電縫鋼管、スパイラル鋼管、ＵＯＥ鋼管）等に利用することができる。本発明の鋼板を用いて製造された鋼管は、高強度でかつ高速延性破壊伝播停止特性に優れているので、硫化水素を含む原油や天然ガスの輸送にも好適である。
【実施例１】
【００５８】
表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ〜Ｋ）を連続鋳造法によりスラブとし、これを用いて板厚１８、２６ｍｍの厚鋼板（Ｎｏ.１〜１４）を製造した。
【００５９】
【表１】
2005194607.tif 000003
【００６０】
加熱したスラブを熱間圧延により圧延した後、直ちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却を行い、誘導加熱炉またはガス燃焼炉を用いて再加熱を行った。冷却設備及び誘導加熱炉はインライン型とした。各鋼板（Ｎｏ.１〜１４）の製造条件を表２に示す。
【００６１】
以上のようにして製造した鋼板のミクロ組織を、光学顕微鏡、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により観察した。析出物の成分はエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）により分析した。また各鋼板の引張特性、シャルピー吸収エネルギーを測定した。測定結果を表２に併せて示す。引張特性は、圧延垂直方向の全厚試験片を引張試験片として引張試験を行い、降伏強度、引張強度を測定した。そして、製造上のばらつきを考慮して、降伏強度４８０ＭＰａ以上、引張強度５８０ＭＰａ以上であるものをAPI X65グレード以上の高強度鋼板として評価した。また、Ｖノッチシャルピー試験により、シャルピー吸収エネルギー（Ｓｈｅｌｆ ｅｎｅｒｇｙ）を測定し、３５０Ｊ以上のものを耐高速延性破壊特性が良好と判断した。
【００６２】
【表２】
2005194607.tif 000004
【００６３】
表２において、本発明例であるＮｏ.１〜７はいずれも、化学成分および製造方法が本発明の範囲内であり、降伏強度４８０ＭＰａ以上、引張強度５８０ＭＰａ以上の高強度で、かつ靭性に優れていた。ＴｉとＭｏと、一部の鋼板についてはさらにＮｂおよび／またはＶとを含む粒径が１０ｎｍ未満の微細な炭化物の析出物が分散析出していた。また、鋼板の組織は、実質的にフェライト＋ベイナイト２相組織であり、ベイナイト相の分率は、いずれも１０〜８０％の範囲であった。
【００６４】
Ｎｏ.８〜９は、化学成分は本発明の範囲内であるが、製造方法が本発明の範囲外であるため、組織がフェライト＋ベイナイト２相組織になっていないことや、微細炭化物が分散析出していないため、強度不足やシャルピー吸収エネルギー不足であった。Ｎｏ.１０〜１４は化学成分が本発明の範囲外であるので、粗大な介在物の生成や、ＭＡなどの硬化組織が生成しているため、シャルピー吸収エネルギーが不足であった。
【００６５】
なお、再加熱をガス燃焼炉で行った場合よりも、誘導加熱炉で行った場合の方がシャルピー吸収エネルギーが大きかった。これは、誘導加熱炉とガス燃焼炉の昇温速度の違いにより、析出物の形態が異なるためと推測される。
【図面の簡単な説明】
【００６６】
【図１】本発明の製造方法を実施するための製造ラインの一例を示す概略図。
【符号の説明】
【００６７】
１    圧延ライン
２    鋼板
３    熱間圧延機
４    加速冷却装置
５    インライン型誘導加熱装置
６    ホットレベラー
【図１】
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