(57)【要約】【課題】  高速延性破壊特性を適正に評価し得る簡便な試験方法を確立し、それにより得た知見に基づいて、高速延性破壊特性に優れた引張強さ８００ＭＰａ以上の超高強度鋼板及び超高強度鋼管並びにそれらの製造方法を提供する。【解決手段】  ミクロ組織が、面積率で１〜５％もしくは５％超〜６０％のフェライト及び残部がベイナイト・マルテンサイトからなり、圧延方向を軸として圧延面から４５°回転させた断面の（１００）の集積度が３以下であることを特徴とする高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼板及び該鋼板を母材とする鋼管。フェライトの平均粒径が５μｍ以下であることが望ましい。【選択図】      図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
ミクロ組織が、面積率で１〜５％のフェライト及び残部かつベイナイト・マルテンサイトからなり、圧延方向を軸として圧延面から４５°回転させた断面の（１００）の集積度が３以下であることを特徴とする高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼板。
【請求項２】
ミクロ組織が、面積率で５％超〜６０％のフェライト及び残部がベイナイト・マルテンサイトからなり、圧延方向を軸として圧延面から４５°回転させた断面の（１００）の集積度が３以下であることを特徴とする高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼板。
【請求項３】
フェライトの平均粒径が５μｍ以下であることを特徴とする請求項２記載の高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼板。
【請求項４】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．６％、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．００３％以下、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．０６％以下
を含有し、更に、
Ｂ  ：０．０００１〜０．００５％、
Ｎ  ：０．０００１〜０．００６％、
Ｖ  ：０．００１〜０．１０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｃｒ：０．０１〜０．８％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．００５％、
Ｔａ：０．０００１〜０．００５％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００６％
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項３または４に記載の高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼板。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかに記載の鋼板の製造方法であって、請求項４記載の成分からなる鋼を溶製、連続鋳造後、鋼片を1100〜1250℃に再加熱することを特徴とする高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
【請求項６】
再加熱後、900℃以上の再結晶域で熱間圧延を行うことを特徴とする請求項５に記載の高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
【請求項７】
再加熱後、またはこれに引き続いた再結晶域圧延の後、８８０℃以下の未再結晶域で、累積圧下量が６０％以上の熱間圧延を行うことを特徴とする請求項５または６に記載の高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
【請求項８】
再加熱後、またはこれに引き続いた再結晶域圧延の後、８８０℃以下で未再結晶域圧延を開始し、６００〜８００℃の未再結晶域で熱間圧延を終了し、鋼板中心部の平均冷速で６００〜３５０℃の範囲を０．５〜１０℃／ｓ以下で冷却することを特徴とする請求項５〜７のいずれかに記載の高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
【請求項９】
母材が請求項１〜４のいずれかに記載の超高強度鋼板からなることを特徴とする高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼管。
【請求項１０】
溶接金属の成分が、質量％で、
Ｃ  ：０．０４〜０．１４％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４％、
Ｍｎ：１．２〜２．２％、
Ｐ  ：０．０１％以下、
Ｓ  ：０．０１０％以下、
Ｎｉ：１．３〜３．２％、
Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：１．０〜２．５％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％、
Ａｌ：０．０２％以下、
Ｂ：０．００５％以下、
Ｏ：０．０１〜０．０３％
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項９に記載の高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼管。
【請求項１１】
請求項９または１０に記載の鋼管の製造方法であって、請求項１〜４のいずれかに記載の超高強度鋼板をＵＯ工程で管状に成形し、端部同士を溶接ワイヤ−及び焼成型フラックス又は溶融型フラックスを使用してサブマージドアーク溶接し、その後、拡管を行うことを特徴とする高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼管の製造方法。
【請求項１２】
端部同士を溶接ワイヤ−及び焼成型フラックス又は溶融型フラックスを使用してサブマージドアーク溶接を行う際に、１．５〜３．５ｋＪ／ｍｍの入熱にて溶接した後、拡管を行うことを特徴とする請求項１１に記載の高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼管の製造方法。
【請求項１３】
質量％で、
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％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１５％、
Ａｌ：０．０２％以下
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる溶接ワイヤーを用いてサブマージドアーク溶接することを特徴とする請求項１１または１２に記載の高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、天然ガス・原油輸送用ラインパイプ等に好適な、８００ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を有する高速延性破壊特性に優れた超高強度ラインパイプに関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、原油・天然ガスのパイプラインにおいて、輸送効率の向上を目的とした高内圧化や現地施工能率の向上を目的としたラインパイプの外径、重量の低減が要求され、Ｘ１００（引張強さ７６０ＭＰａ以上）を超える高強度鋼管の開発が進められている（例えば、特許文献１、２）。
【０００３】
また、パイプラインでは、鋼管の母材に発生した延性亀裂が管軸方向に１００ｍ／ｓ以上もの高速で、１００ｍから数ｋｍにも及ぶ長距離を伝播する可能性があり、耐アレスト性が要求される。耐アレスト性は、亀裂の伝播を停止させる特性であり、脆性亀裂が母材を伝播して停止する特性、即ち耐脆性破壊特性と、延性亀裂が母材を伝播して停止する特性、即ち高速延性破壊特性に分類される。
【０００４】
耐脆性破壊特性は、落重破壊試験（Ｄｒｏｐ  Ｗｅｉｇｈｔ  Ｔｅａｒ  Ｔｅｓｔ、ＤＷＴＴ試験という）を行い、延性破面率が８５％以上になる温度（ＤＷＴＴ遷移温度という）で評価される。脆性亀裂は溶接部から発生することが多く、試験片の中央部に溶接ビードを形成して脆性亀裂を導入し、ＤＷＴＴ試験を行って評価した耐脆性破壊特性に優れた鋼管が提案されている（例えば、特許文献３）。
【０００５】
これに対して、高速延性破壊特性の評価には、鋼管の表面に爆薬を装着後、爆発させて発生した延性亀裂が停止するか否かを判定するフルクラックバーストテストが最適である。しかし、フルクラックバーストテストは、試験に要するコストが非常に高いため、従来、フルクラックバーストテストの結果と比較的よく一致するシャルピー吸収エネルギー又はＤＷＴＴ試験によって求められる吸収エネルギー（ＤＷＴＴ吸収エネルギーという）で評価されていた。
【０００６】
しかし、フルクラックバーストテストとシャルピー吸収エネルギー及びＤＷＴＴ吸収エネルギーに良い相関が認められていたのは、Ｘ６５程度の強度を有する鋼材であり、Ｘ１００超の超高強度鋼では、高速延性破壊特性の評価にシャルピー衝撃試験及びＤＷＴＴ試験が適していないことがわかった。そのため、試験コストが高いフルクラックバーストテストの代替として、高速延性破壊特性を簡便に評価し得る試験方法が必要とされ、その試験によって得られた知見を活用し、高速延性破壊特性に優れた鋼管の開発が要望されていた。
【０００７】
【特許文献１】特開平９−４１０７４号公報
【特許文献２】特開平９−４１０８０号公報
【特許文献３】特開平１１−３６０４２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、高速延性破壊特性を適正に評価し得る簡便な試験方法を確立し、それにより得た知見に基づいて、高速延性破壊特性に優れた引張強さ８００ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００以上）の超高強度鋼管及びその製造方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者は、引張強さが８００ＭＰａ以上の超高強度鋼管の高速延性破壊特性を適正に評価し得る簡便な試験方法について検討を行い、更に高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼管を得るための母材の成分及びミクロ組織について検討を行い、ミクロ組織、集合組織を最適化することが有効であるという知見を得、更に製造条件について検討を行い、高速延性超高強度鋼板及び鋼管並びにそれらの製造方法を発明するに至った。本発明の要旨は以下のとおりである。
【００１０】
（１）ミクロ組織が、面積率で１〜５％のフェライト及び残部がベイナイト・マルテンサイトからなり、圧延方向を軸として圧延面から４５°回転させた断面の（１００）の集積度が３以下であることを特徴とする高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼板。
【００１１】
（２）ミクロ組織が、面積率で５％超〜６０％のフェライト及び残部がベイナイト・マルテンサイトからなり、圧延方向を軸として圧延面から４５°回転させた断面の（１００）の集積度が３以下であることを特徴とする高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼板。
【００１２】
（３）フェライトの平均粒径が５μｍ以下であることを特徴とする（２）に記載の高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼板。
【００１３】
（４）質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．１０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．６％、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．００３％以下、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．０６％以下
を含有し、更に、
Ｂ  ：０．０００１〜０．００５％、
Ｎ  ：０．０００１〜０．００６％、
Ｖ  ：０．００１〜０．１０％、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｃｒ：０．０１〜０．８％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．００５％、
Ｔａ：０．０００１〜０．００５％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００６％
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする（２）または（３）に記載の高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼板。
【００１４】
（５）（１）〜（４）のいずれかに記載の鋼板の製造方法であって、（４）の成分からなる鋼を溶製、連続鋳造後、鋼片を1100〜1250℃に再加熱することを特徴とする高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
【００１５】
（６）再加熱後、900℃以上の再結晶域で熱間圧延を行うことを特徴とする（５）に記載の高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
【００１６】
（７）再加熱後、またはこれに引き続いた再結晶域圧延の後、８８０℃以下の未再結晶域で、累積圧下量が６０％以上の熱間圧延を行うことを特徴とする（５）または（６）に記載の高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
【００１７】
（８）再加熱後、またはこれに引き続いた再結晶域圧延の後、８８０℃以下で未再結晶域圧延を開始し、６００〜８００℃の未再結晶域で熱間圧延を終了し、鋼板中心部の平均冷速で６００〜３５０℃の範囲を０．５〜１０℃／ｓ以下で冷却することを特徴とする（５）〜（７）のいずれかに記載の高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼板の製造方法。
【００１８】
（９）母材が（１）〜（４）のいずれかに記載の超高強度鋼板からなることを特徴とする高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼管。
【００１９】
（１０）溶接金属の成分が、質量％で、
Ｃ  ：０．０４〜０．１４％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４％、
Ｍｎ：１．２〜２．２％、
Ｐ  ：０．０１％以下、
Ｓ  ：０．０１０％以下、
Ｎｉ：１．３〜３．２％、
Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：１．０〜２．５％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％、
Ａｌ：０．０２％以下、
Ｂ：０．００５％以下、
Ｏ：０．０１〜０．０３％
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする（９）に記載の高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼管。
【００２０】
（１１）（９）または（１０）に記載の鋼管の製造方法であって、（１）〜（４）のいずれかに記載の超高強度鋼板をＵＯ工程で管状に成形し、端部同士を溶接ワイヤ−及び焼成型フラックス又は溶融型フラックスを使用してサブマージドアーク溶接し、その後、拡管を行うことを特徴とする高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼管の製造方法。
【００２１】
（１２）端部同士を溶接ワイヤ−及び焼成型フラックス又は溶融型フラックスを使用してサブマージドアーク溶接を行う際に、１．５〜３．５ｋＪ／ｍｍの入熱にて溶接した後、拡管を行うことを特徴とする（１１）に記載の高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼管の製造方法。
【００２２】
（１３）質量％で、
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％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１５％、
Ａｌ：０．０２％以下
を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる溶接ワイヤーを用いてサブマージドアーク溶接することを特徴とする（１１）または（１２）に記載の高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼管の製造方法。
【発明の効果】
【００２３】
本発明により、高速延性破壊特性に優れた引張強さ８００ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００以上）の超高強度鋼管及びその製造方法の提供が可能になり、産業上の貢献が極めて顕著である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２４】
本発明者は、鋼板の高速延性破壊特性を評価する方法について検討を行った。高速延性破壊特性は、伝播する亀裂が停止する特性であるから、亀裂の伝播のエネルギーと相関があると考えられる。そこで、種々の鋼材を用いて、シャルピー衝撃試験における荷重−変位曲線を求め、亀裂の発生のエネルギーと伝播のエネルギーを分離して評価した。その結果、８００ＭＰａ以上の超高強度鋼では亀裂の発生のエネルギーが、伝播のエネルギーよりも非常に大きいことがわかった。即ち、シャルピー衝撃試験で測定した吸収エネルギーは、亀裂の発生と伝播のエネルギーを同時に評価する試験であり、亀裂の伝播のエネルギーとの相関が大きい高速延性破壊特性の評価には適さないことがわかった。これは、ＤＷＴＴ試験でも同様である。
【００２５】
本発明者は、次に、亀裂の伝播のエネルギーを適正に評価するための試験方法について検討を行った。板厚方向に対する板幅方向の比が大きいほど亀裂は４５°方向に進展するため、ＤＷＴＴ試験片を用いた(フルクラックバーストテストでは亀裂は４５°方向に進展している)。更に、ノッチの先端を鋭くして、亀裂の発生のエネルギーを低下させる方法として、楔状の治具に圧力を加えるプレスノッチを導入し、更に３点曲げによって延性亀裂を導入する方法を検討した。
【００２６】
その結果、プレスノッチを試験片の中央に導入し、プレスノッチの反対側の中央部とプレスノッチ側の両端と荷重を加える３点曲げを行う際に、最大荷重に達した後、最大荷重の５％までの範囲で荷重が低下した時点で停止し、延性亀裂を導入した試験片を用いて、ＤＷＴＴ試験（以下、プリクラックＤＷＴＴ試験という）を行えば、得られた吸収エネルギー（プリクラックＤＷＴＴエネルギーという）によって、亀裂の伝播のエネルギーを適正に評価できることがわかった。
【００２７】
更に、プリクラックＤＷＴＴ試験によって、鋼板の高速延性破壊特性が向上する要因について検討を行った。まず、０．０５Ｃ−２Ｍｎ−Ｎｉ−Ｃｕ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｔｉ−Ｂ系の鋼板のプリクラックＤＷＴＴエネルギーとミクロ組織との関係を明確にするために検討を行った。光学顕微鏡を用いて鋼板のミクロ組織を観察し、フェライトの面積率を測定し、プリクラックＤＷＴＴエネルギーとフェライトの面積率との関係を調査した。その結果、図１に示すように、プリクラックＤＷＴＴエネルギーは、ミクロ組織のフェライトの面積率と相関があることがわかった。
【００２８】
更に、本発明者は、プリクラックＤＷＴＴエネルギーと集合組織の関係を詳細に調査した。その結果、図２に示すように、圧延方向から４５°方向の板厚断面での（１００）面の集積が３以上になるとプリクラックＤＷＴＴエネルギーが著しく低下することがわかった。なお、（１００）面の集積は、Ｘ線回折による強度の測定値が、ランダムな方位を有する標準試料の何倍であるかによって評価する。即ち、（１００）面の集積が３とは、ランダムな方位を有する標準試料に比べて、（１００）面の強度が３倍であることを意味する。
【００２９】
圧延方向を軸として圧延面から４５°回転した面の断面（この面の法線方向をＤ方向という）の（１００）面の集積とプリクラックＤＷＴＴエネルギーに相関が認められる理由は、延性破壊の亀裂が圧延方向から４５°の方向に進展し、この方向に鋼の劈開面に相当する（１００）面が集積すると、亀裂が一気に伝播するためであると考えられる。また、Ｄ方向の板厚断面で、（１００）面が集積した部位のミクロ組織を観察した結果、主にベイナイト・マルテンサイトであることがわかった。即ち、熱間圧延後のオーステナイトはＤ方向の板厚断面に(１００)が集積している。一方、熱間圧延後のフェライトは圧延方向の板厚断面に(１００)が集積している。したがって、熱間圧延後のフェライト分率を増加させれば、Ｄ方向の板厚断面への(１００)の集積度が低下し、延性亀裂の伝播を抑制できる。
【００３０】
また、このような鋼板を製造する方法について詳細に検討を行った。ミクロ組織がフェライトとベイナイト・マルテンサイトの２相からなる８００ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度鋼を製造する際に、熱間圧延の仕上げ温度をＡｒ3点以下とし、水冷するとフェライトが生成する。本発明者は、０．０５Ｃ−２Ｍｎ−Ｎｉ−Ｃｕ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｔｉ−Ｂ系の鋼板を種々の条件で製造し、熱間圧延の仕上温度とフェライトの面積率の関係を調査した。その結果、図３に示したように、熱間圧延の仕上温度とフェライトの面積率には相関があることがわかった。
【００３１】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００３２】
フェライトの面積率は、１％未満ではＤ方向の板厚断面に（１００）面が集積したベイナイト・マルテンサイトが多くなり、耐高速延性破壊特性が低下する。一方、フェライトの面積率が６０％超では、強度が低下する。強度と耐高速延性破壊特性のバランスを考慮すると、フェライトの面積率は、好ましくは５％超〜２０％以下である。残部はベイナイト・マルテンサイトである。しかし、フェライトの面積率が１〜５％の範囲であっても必要な強度と耐高速延性破壊特性は確保できる。
【００３３】
ミクロ組織において、フェライトとベイナイト・マルテンサイトは、光学顕微鏡あるいは走査電子顕微鏡を用いた組織観察によって判別することが可能であり、光学顕微鏡あるいは走査電子顕微鏡で撮影した組織写真を画像解析することにより、フェライトの面積率を測定することができる。
【００３４】
Ｄ方向の板厚断面での（１００）面の集積は、３を超えると高速延性破壊特性が低下するため、３以下とした。なお、Ｄ方向の板厚断面での（１００）面の集積は、ランダムな方位を有する標準試料のＸ線回折による強度の測定値を基準とするものであるから、下限は１である。
【００３５】
また、フェライトの平均粒径が５μｍを超えて粗大化すると、劈開の破面単位が大きくなって伝播エネルギーが低下することがあるため、フェライトの平均粒径は、５μm以下であることが好ましい。フェライトの平均粒径は、光学顕微鏡又は走査型電子顕微鏡によって撮影した組織写真を用いて、切断法によって測定することができる。
【００３６】
次に母材の化学成分の限定理由について説明する。
【００３７】
Ｃは鋼の強度向上に極めて有効な元素であり、０．０３％以上のＣを含有することが好ましい。しかし、Ｃ含有量が０．１０％よりも多すぎると母材及び溶接熱影響部（ＨＡＺという）の低温靱性がやや劣化し、現地溶接性を損なうことがあるため、Ｃ含有量の上限を０．１０％以下とすることが好ましく、０．０７％以下とすることが更に好ましい。
【００３８】
Ｓｉは、脱酸に有効な元素であり、０．０１％以上を含有することが好ましいが、０．６％よりも多く添加するとＨＡＺの低温靱性がやや劣化し、現地溶接性を損なうことがあるため、Ｓｉ含有量の上限を０．６％以下とすることが好ましい。
【００３９】
Ｍｎは、鋼の強度と低温靱性とのバランスを良好にするために有効な元素であり、Ｍｎ含有量の下限を１．５％以上とすることが好ましい。しかし、Ｍｎを２．５％よりも過剰に含有すると鋼の焼き入れ性が増してＨＡＺの低温靱性を劣化させ、また、現地溶接性を損なうことがある。したがって、Ｍｎ含有量の上限を２．５％以下とすることが好ましい。
【００４０】
Ｐ、Ｓは不純物元素であり、母材及びＨＡＺの低温靱性をより一層向上させるために、Ｐの含有量及びＳの含有量の上限をそれぞれ０．０１５％以下及び０．００３％以下とすることが好ましい。Ｐの含有量及びＳの含有量の下限は低いほど好ましいため規定しないが、通常、それぞれ０．００１％以上及び０．０００１％以上を含有する。
【００４１】
Ｎｉは、低温靱性及び強度を向上させる元素であり、その効果を得るために、Ｎｉ含有量の下限を０．１％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｉの含有量が２．０％を超えると、溶接性を損なうことがあるため、Ｎｉ含有量の上限を２．０％とすることが好ましい。
【００４２】
Ｍｏは、鋼の焼き入れ性を向上させ、炭窒化物を形成して強度を向上させる元素であり、その効果を得るには、Ｍｏ含有量を０．１５％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏを０．６０％超含有すると、強度が高くなり過ぎてＨＡＺの低温靱性を損なうことがあるため、Ｍｏ含有量の上限を０．６０％とすることが好ましい。
【００４３】
Ｎｂは炭化物、窒化物を形成し、鋼の強度を向上させる元素であり、この効果を得るには、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．１０％よりも多すぎると、母材及びＨＡＺの低温靱性を損なうことがあるため、Ｎｂ含有量の上限を０．１０％とすることが好ましい。
【００４４】
Ｔｉは、脱酸に有効であり、窒化物を形成して結晶粒径の微細化に寄与する元素であり、その効果を得るには、０．００５％以上を添加することが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．０３０％よりも多すぎると、粗大な炭化物を生じて、低温靱性を劣化させることがあるため、Ｔｉ含有量の上限を０．０３０％以下とすることが好ましい。
【００４５】
Ａｌは脱酸材として有効な元素であるが、Ａｌ含有量が０．０６％を超えるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を阻害することがあるため、Ａｌ含有量の上限を０．０６％以下とした。また、脱酸はＴｉ及び／又はＳｉでも可能であるため、Ａｌを必ずしも含有する必要はなく、下限は０％でも良い。
【００４６】
なお、本発明においては、強度および靱性を改善する元素として、Ｂ、Ｎ、Ｖ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｃａ，ＲＥＭ、Ｍｇの１種または２種以上の元素を添加することができる。
【００４７】
Ｂは、焼入れ性を高め、溶接熱影響部の靱性を向上させる元素である。この効果は、０．０００１％以上の添加で顕著になるが、０．００５％よりも過剰の添加は、靱性の低下を招くことがある。したがって、Ｂの添加量を０．０００１〜０．００５％の範囲とすることが好ましい。
【００４８】
Ｎは、Ｔｉ、Ａｌ等と窒化物を形成し、溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を防止する。この効果は、０．０００１％以上の添加で顕著になるが、０．００６％よりも過剰の添加は、靱性の低下を招くことがある。したがって、Ｎの添加量を０．０００１〜０．００６％の範囲とすることが好ましい。
【００４９】
Ｖは、Ｎｂと同様に炭化物、窒化物を形成し、鋼の強度を向上させる元素であるが、顕著な効果を得るには０．０１％以上の添加が好ましい。一方、Ｖを０．１０％超添加すると、靱性の低下を招くことがあるため、上限を０．１０％以下とすることが好ましい。
【００５０】
Ｃｕは、強度を上昇させる元素であり、０．０１％以上添加することが好ましい。一方、１．０％超を添加すると鋼片加熱時や溶接時に割れを生じやすくするため、上限を１．０％以下とすることが好ましい。
【００５１】
Ｃｒは、析出強化によって鋼の強度を向上させる元素であり、０．０１％以上の添加が有効である。一方、０．８％よりも多量に添加すると、鋼の焼入れ性を上昇させて、靱性を低下させることがあるため、上限を０．８％以下とすることが好ましい。
【００５２】
Ｚｒ及びＴａは、Ｎｂと同様に炭化物、窒化物を形成し、鋼の強度を向上させる元素であり、それぞれ、０．０００１％以上の添加が好ましい。一方、Ｚｒ及びＴａを、それぞれ、０．００５０％超添加すると、靱性の低下を招くことがある。そのため、Ｚｒ及びＴａの添加量の上限をそれぞれ、０．００５％以下とすることが好ましい。
【００５３】
Ｃａ及びＲＥＭは硫化物を生成することにより、伸長したＭｎＳの生成を抑制し、鋼材の板厚方向の特性、特に耐ラメラティアー性を改善する。この効果を得るには、Ｃａ及びＲＥＭを、それぞれ、０．０００１％以上添加することが好ましい。一方、Ｃａ及びＲＥＭを、それぞれ、０．０１％超添加すると、Ｃａ及びＲＥＭの酸化物が増加する。そのため、Ｃａ及びＲＥＭの添加量の上限を、それぞれ、０．０１％以下とすることが好ましい。
【００５４】
Ｍｇは、ＭｇＯ、ＭｇＳ等の超微細なＭｇ含有酸化物又は硫化物を生成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靱性を向上させる元素である。この効果を得るには、Ｍｇを０．０００１％以上添加することが好ましい。一方、Ｍｇを０．００６％超添加するとＭｇ含有酸化物、硫化物が粗大化するため、その上限を０．００６％以下とすることが好ましい。
【００５５】
上記の鋼板を鋼管とする場合の、溶接金属の成分の限定理由について述べる。
【００５６】
Ｃは、鋼の強度向上に極めて有効であり、マルテンサイト組織において目標とする強度を得るためには、Ｃ含有量を０．０４％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．１４％を超えると溶接低温割れが発生しやすくなり、現地溶接部とシーム溶接が交わる、いわゆるＴクロス部のＨＡＺ最高硬さの上昇を招くので、Ｃ含有量の上限を０．１４％以下とすることが好ましい。更に好ましいＣ含有量の上限値は０．１０％以下である。
【００５７】
Ｓｉは、ブローホールの発生を防止するために、０．０５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｓｉ含有量が０．４％よりも多いと、低温靱性を劣化させることがあり、特に、内外面溶接や多層溶接を行う場合、再熱部の低温靱性を劣化させることがあるため、上限を０．４％以下とすることが好ましい。
【００５８】
Ｍｎは、強度、低温靱性のバランスを良好にし、粒内ベイナイトの生成核となる介在物を形成する元素である。この効果を得るには、Ｍｎ含有量を１．２％以上にすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が２．２％よりも多すぎると偏析が助長され、低温靱性が劣化することがあり、溶接材料の製造が困難になるので、Ｍｎ含有量の上限を２．２％以下とすることが好ましい。
【００５９】
Ｐ、Ｓは不可避的不純物であり、低温靱性の劣化を抑制し、低温割れ感受性を低減するためには、少ないほど好ましく、Ｐ、Ｓの含有量を、それぞれ、０．００１％以下、０．００１％以下とすることが好ましい。
【００６０】
Ｎｉは、焼き入れ性を高めて強度を向上させ、低温靱性を向上させる元素であり、この効果を得るためには、１．３％以上のＮｉを含有させることが好ましい。一方、Ｎｉ含有量が３．２％よりも多すぎると高温割れを生じることがあるため、Ｎｉ含有量の上限を３．２％以下とすることが好ましい。
【００６１】
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、何れも焼き入れ性を高め、強度を向上させる元素であり、効果を得るには、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖを１．０％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖを２．５％よりも多量に添加すると低温割れを生じることがあるため、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ含有量の上限を２．５％以下とすることが好ましい。
【００６２】
Ｔｉは、粒内ベイナイトの生成核となるＴｉの窒化物及び酸化物等を形成する元素であり、０．００３％以上を含有させることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．０５％よりも多すぎると、Ｔｉの炭化物が多く生成し、低温靱性を劣化させることがあるため、Ｔｉ含有量の上限を０．０５％とすることが好ましい。
【００６３】
Ａｌは、粒内ベイナイトの生成核となるＴｉの酸化物の生成を阻害することがあるため、Ａｌ含有量は少ない方が好ましい。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０２％以下であり、更に好ましくは０．０１５％以下が良い。
【００６４】
Ｂは、焼き入れ性を高め、溶接金属の低温靱性を向上させる元素であり、０．０００３％以上を含有することが好ましいが、Ｂ含有量が０．００５％よりも多すぎると低温靱性を劣化させることがあるため、Ｂ含有量を０．００５％以下とすることが好ましい。
【００６５】
Ｏは、焼入れ性を下げ、溶接金属の低温靭性を劣化させる元素であり、Ｏ量が０．０３％を超えると低温靭性を著しく劣化させる。一方、Ｏ量が低いと低温割れが発生しやすくなると同時に現地溶接性の硬さが高くなるので０．０１０％以上とした。
【００６６】
溶接金属には、その他に溶接時の精錬・凝固を良好に行わせるために添加させたＺｒ、Ｎｂ、Ｍｇ等の元素を含有する場合がある。
【００６７】
溶接金属の組織は、主にベイナイト・マルテンサイト、粒内ベイナイトからなり、残部はフェライト及び／又は残留オーステナイトである。引張強度を８００ＭＰａ以上にするために、ベイナイト・マルテンサイトの面積率を５０％以上にすることが好ましい。
【００６８】
更に溶接金属の低温靱性を良好にするには粒内ベイナイトの面積率が多ければ多い方が好ましく、１０％以上にした方がよい。ベイナイト・マルテンサイトと粒内ベイナイトは、光学顕微鏡又は走査型電子顕微鏡による組織観察によって判別することができ、ベイナイト・マルテンサイト、粒内ベイナイトの面積率は、光学顕微鏡又は走査型電子顕微鏡によって撮影した組織写真を用いて画像解析によって測定することができる。
【００６９】
次に高速延性破壊特性を良好にする鋼板の製造方法について説明する。上記に示した成分を含有する鋼を製鋼工程で溶製後、連続鋳造し、その後、加熱し、熱間圧延を施す。鋼片の加熱温度は１１００〜１２５０℃に規定する。１１００℃未満では粗大なγ粒が存在し、鋼板までその粗大粒がのこる。このため加熱温度を１１００℃以上とした。一方１２５０℃を越えると粒成長が起こるためこれまた粗大粒が生成しやすくなり、低温靭性を劣化させるので１２５０℃以下にした。
次に再結晶域圧延について述べる。再結晶域圧延の圧延温度が９００℃以上とした。再結晶域圧延の圧延温度が９００℃未満になると、オーステナイトの十分な再結晶化が図れず、結晶粒が細粒化しないため再結晶域圧延の圧延温度を９００℃以上とした。
【００７０】
次に、未再結晶域圧延の条件について説明する。
本発明の未再結晶域での圧延条件は、圧延温度を８８０℃以下とし、かつ、累積圧下率を６０％以上とする。８８０℃を超えると板厚中心部では一部再結晶域圧延になってしまうために粒の細粒化がはかれないので圧下温度を８８０℃以下とした。また、累積圧下量を６０％未満では結晶粒径が微細化しないため６０％以上とした。
【００７１】
一方、フェライトの面積率を上げるには、未再結晶域での熱間圧延の終了温度を低下させると増加する。フェライトの面積率を１〜６０％とするには、未再結晶域での熱間圧延の終了温度を８００℃以下にすることが必要であり、８００℃以下とした。好ましい範囲は、６００〜７８０℃である。
【００７２】
さらに、熱間圧延の終了後、６００〜３５０℃の範囲を０．１〜１０℃／ｓで冷却する。この冷却は制御しやすい水冷が望ましい。冷却速度が０．１℃／ｓ未満では、未再結晶域圧延の終了時には微細であったオーステナイト粒が成長し、平均旧オーステナイト粒径が５μｍ超となり、低温靭性が低下する。この冷却速度はオーステナイト粒成長を避けるために１℃／ｓ以上であることが好ましい。また、１０℃／ｓ超では鋼板表面近傍のフェライトの面積率が１％未満となる場合があり、１０℃／ｓ以下である必要がある。
【００７３】
更に、鋼板を筒状にプレス成形し、端部同士をサブマージアーク溶接して鋼管とする。
【００７４】
サブマージアーク溶接は母材の希釈が大きい溶接であり、所望の特性すなわち溶接金属組成を得るためには、母材の希釈を考慮した溶接材料の選択が必要である。以下、溶接ワイヤーの化学組成の限定理由を述べるが、基本的には超高強度ラインパイプを実現できる製造方法である。
【００７５】
Ｃは、溶接金属で必要とされる範囲のＣ含有量を得るために、母材成分による希釈及び雰囲気からＣの混入を考慮して０．０１〜０．１２％とした。
【００７６】
Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖは、溶接金属で必要とされる範囲のＳｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖの含有量を得るために、母材成分による希釈を考慮して、それぞれ、０．３％以下、１．２〜２．４％、４．０〜８．５％、３．０〜５．０％とした。
【００７７】
Ｔｉは、粒内ベイナイトの生成核となるＴｉの窒化物及び酸化物等を形成する元素であり、０．００５％以上を含有させることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．１５％よりも多すぎると、Ｔｉの炭化物が多く生成し、低温靱性を劣化させることがあるため、Ｔｉ含有量の上限を０．１５％とすることが好ましい。
【００７８】
Ａｌは、粒内ベイナイトの生成核となるＴｉの酸化物の生成を阻害することがあるため、Ａｌ含有量は少ない方が好ましい。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０２％以下である。
【００７９】
その他Ｐ，Ｓの不純物は極力少ない方が望ましく、Ｂは強度確保に添加することも可能である。また、Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｇ等が脱酸を目的として使用される。
【００８０】
なお、溶接は単極だけでなく、複数電極での溶接も可能である。複数電極で溶接の場合は各種ワイヤーの組み合わせが可能であり、個々のワイヤーが上記成分範囲にある必要はなく、それぞれのワイヤー成分と消費量からの平均組成が上記成分範囲にあれば良い。
【００８１】
サブマージドアーク溶接に使用されるフラックスは大別すると焼成型フラックスと溶融型フラックスがある。焼成型フラックスは合金材添加が可能で拡散性水素量が低い利点があるが、粉化しやすく繰り返し使用が難しい欠点がある。一方、溶融型フラックスはガラス粉状で、粒強度が高く、吸湿しにくい利点があり、拡散性水素がやや高い欠点がある。本発明の超高強度鋼管を製造する場合には、溶接低温割れが起こりやすく、この点からは焼成型が望ましいが、一方、回収して繰り返し使用が可能な溶融型は大量生産に向きコストが低い利点がある。焼成型ではコストが高いことが、溶融型では厳密な品質管理の必要性が問題であるが、工業的に対処可能な範囲であり、どちらでも本質的には使用可能である。
【００８２】
次に溶接条件について以下に説明する。
【００８３】
最初に行う仮付け溶接は、ＭＡＧアーク溶接、ＭＩＧアーク溶接、ＴＩＧアーク溶接の何れでもよい。通常はＭＡＧアーク溶接である。次に内外面の溶接を、サブマージドアーク溶接とすることが好ましいが、ＴＩＧアーク溶接、ＭＩＧアーク溶接、ＭＡＧアーク溶接でも良い。内外面の溶接はそれぞれ１パスづつでも良いが、複数パス行っても良い。
【００８４】
内外面をサブマージドアーク溶接する場合、溶接速度を１ｍ／分未満とするとラインパイプのシーム溶接としては非効率であり、３ｍ／分を超えるとビード形状が不安定になることがある。したがって、サブマージドアーク溶接の溶接速度は、１〜３ｍ／分の範囲内であることが好ましい。
【００８５】
なお、仮付け溶接と内外面の溶接の溶接部が重複する場合には、溶接入熱は出来る限り低い方が好ましい。また、溶接入熱は板厚によって異なるが、入熱が小さすぎると溶け込みが不十分になり、溶接回数が多くなり、作業効率が悪くなり、溶接入熱が大きすぎると熱影響部の軟化が大きく、溶接部の靭性も低下するので、内外面の溶接入熱は１．０〜３．５ｋＪ／ｍｍとした。
【００８６】
シーム溶接後、拡管により真円度を向上させる。真円にするためには塑性域まで変形させる必要がある。本発明の超高強度鋼管の場合は、拡管後円周と拡管前円周の差を拡管前円周で除した値を百分率で表した拡管率が、０．７％以上であることが好ましい。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劣化することがある。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。
【実施例】
【００８７】
表１の化学成分からなる鋼を溶製して鋳造し、厚みが２４０ｍｍの鋼塊とした。これらの鋼塊を１１５０℃に加熱し、９００℃以上で５９〜８０ｍｍ厚さまで再結晶温度域で熱間圧延し、そのまま１４〜２０ｍｍ厚さまで未再結晶域の熱間圧延を６００〜８８０℃で行った。なお、９００℃以上は再結晶温度域であり、８８０℃以下は未再結晶温度域である。熱間圧延後、６００〜３５０℃の範囲を平均冷速で１℃／ｓ以上１０℃／ｓ以下で３５０℃以下まで水冷した。得られた鋼板を筒状にプレス成形し、仮付け溶接を行った後、溶接入熱を２．４ｋＪ／ｍｍとして内外面をサブマージドアーク溶接し、拡管して、３６インチ（９１３ｍｍ径）、１６ｍｍ厚の鋼管とした。表４、表５（表４のつづき）にはこのときの製造条件、母材の特性、試験結果等を示しておく。
【００８８】
得られた鋼管の母材から試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して引張試験を行った。また、円周方向を長手としたＤＷＴＴ試験片を採取し、板厚方向にプレスノッチを導入して、更に３点曲げで延性亀裂を導入し、プリクラックＤＷＴＴ試験を０℃で実施した。
【００８９】
鋼１〜８は本発明の例を示す。表４、表５（表４のつづき）から明らかなように、これらの鋼は何れも母材の１０℃でのプリクラックＤＷＴＴエネルギーが３０００Ｊ以上である。しかもこれらの鋼管は部分ガスバースト試験で亀裂が停止している。すなわち、不安定延性破壊特性が優れている。それに対し、鋼９〜１９は本発明方法から逸脱した比較例を示す。すなわち、鋼９〜１３および１５は母材の化学成分を逸脱しているかあるいは熱間圧延条件を逸脱しているかによってフェライト／マルテンサイトの２相混合組織になっていない。その結果、Ｄ方向の(１００)の集積度が３を超えるために母材のプリクラックＤＷＴＴエネルギーが３０００Ｊ未満である。しかも、これらの特性が悪いために部分ガスバースト試験も貫通し、不安定延性破壊特性も劣っている。鋼１４は母材のＣが逸脱しているので、母材の硬度が満足していない。また、鋼１６、１７、１９は溶接金属の化学成分あるいは入熱条件が逸脱しているために溶接金属強度を満たしていないかあるいは溶接金属靭性を満足していない。鋼１８はサブマージドアーク溶接の入熱が低いために溶接欠陥が多発した。
【００９０】
表２、表３（表２のつづき）には参考に本発明および比較例の溶接金属および溶接ワイヤーの成分を示した。
【００９１】
【表１】
2005146407.tif 000003
【００９２】
【表２】
2005146407.tif 000004
【００９３】
【表３】
2005146407.tif 000005
【００９４】
【表４】
2005146407.tif 000006
【００９５】
【表５】
2005146407.tif 000007
【図面の簡単な説明】
【００９６】
【図１】フェライト分率（％）とプリラックエネルギー（Ｊ）との関係を示す図。
【図２】（１００）集積度とプリラックエネルギー（Ｊ）との関係を示す図。
【図１】
2005146407.tif 000008
【図２】
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