(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成が、質量％で
Ｃ：０．０４５〜０．０７１％
Ｓｉ：０．０３％以下
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｐ：０．００６％以下
Ｓ：０．００５％以下
Ａｌ：０．０２〜０．０５％
Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｎｉ：０．２２〜０．２８％
Ｖ：０．００５％以下
Ｎ：０．００１〜０．０１０％
さらに
Ｃｕ：０．１０〜０．６０％
Ｃｒ：０．０５〜０．４０％
Ｍｏ：０．０５〜０．４０％
の１種または２種以上を含有し、
０．３０≦Ｃｅｑ≦０．４５
残部Ｆｅおよび不可避的不純物で、溶接入熱４〜１０ｋＪ／ｍｍで溶接した際の溶接熱影響部組織（溶融線から５００μｍの範囲のミクロ組織）に占める上部ベイナイト組織が９０％以上、当該上部ベイナイト組織に含まれる島状マルテンサイトが３％以下であることを特徴とする高靭性ラインパイプ用鋼板。
但し、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５          ・・・（１）
【請求項２】
成分組成にさらに、質量％で、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３００％
Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２００％
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記載の高靭性ラインパイプ用鋼板。
【請求項３】
請求項１または２記載の成分組成の鋼を、１０００〜１２００℃に再加熱後、熱間圧延を開始し、未再結晶温度域で累積圧下率が５０％以上、二相域で累積圧下率が１０〜５０％で圧延終了温度が６６０℃以上となる熱間圧延を行った後、ただちに冷却速度１０〜８０℃／ｓで加速冷却を開始し、３００〜６００℃の温度域で冷却を停止することを特徴とする高靭性ラインパイプ用鋼板の製造方法。
【請求項４】
３００〜６００℃の温度域で冷却を停止後、ただちに２℃／ｓ以上の昇温速度で鋼板表層温度を冷却停止時の鋼板表層温度よりも高く、且つ４５０〜７００℃に再加熱することを特徴とする請求項３記載の高靭性ラインパイプ用鋼板の製造方法。
【請求項５】
加速冷却停止後の再加熱を誘導加熱により行うことを特徴とする請求項４記載の高靭性ラインパイプ用鋼板の製造方法。
【請求項６】
請求項３乃至５の何れか一つに記載の製造方法で得られた鋼板を、筒状に成型し、突合せ部を溶接入熱４〜１０ｋＪ／ｍｍで溶接したことを特徴とする高靱性ラインパイプ用鋼管。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高靭性ラインパイプ用鋼板およびその製造方法に関し、特に母材靭性、母材の材質均一性およびＨＡＺ靭性に優れた引張強度５６５ＭＰａ以上の高靭性ラインパイプ用鋼板に好適なものに関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、天然ガスや原油の輸送に使用されるラインパイプは、高圧により輸送効率を向上させたり、高深海で使用するため、厚肉、高強度化が要求されている。
【０００３】
ラインパイプの厚肉、高強度化を達成するためには、鋼材に強化元素を添加することが必要であるが、ＨＡＺ靭性やＤＷＴＴ性能を劣化させる。また、ラインパイプの厚肉化に伴い、シーム溶接の溶接入熱が増大し、溶接熱影響部組織が粗大化し靭性を、さらに劣化させる。
【０００４】
ラインパイプの厚肉、高強度化の要求を満足させるため、強度、ＨＡＺ靭性及びＤＷＴＴ性能のバランスを向上させた鋼板が求められる。特に、ＨＡＺ靭性は、（１）結晶粒径、（２）島状マルテンサイトなどの硬質相の分散状態、（３）母相そのものの靱性などの冶金学的要因に支配させることが知られ、これらを制御してＨＡＺ靭性を改善する様々な手法が提案されている。
【０００５】
たとえば、特許文献１は、実質的にＡｌを含有しない鋼にＴｉ、Ｍｇを添加することにより、高温で安定な酸化物を鋼中に分散させ、溶接熱影響部組織の粗粒化を抑制する方法でＨＡＺ靭性の優れた鋼板を提案している。
【０００６】
また、特許文献２は、Ｓｉ低減による島状マルテンサイトの低減、Ａｌ低減によるフェライト生成の促進およびＮ量を通常よりも高くし、ＴｉＮによるピンニング力を強化して、溶接熱影響部組織を微細なフェライト組織にした高強度高靭性大径溶接鋼管の製造方法を提案している。
【特許文献１】特許第３３７８４３３号公報
【特許文献２】特許第２９１０５６６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、特許文献１記載の鋼板のように鋼中にＡｌを実質的に含有させないと、安価かつ強脱酸元素であるＡｌを用いた脱酸を行うことができず、製鋼コストが増大するだけでなく、酸化物系不純物元素の増大が懸念される。
【０００８】
酸化物系不純物元素の増大は、シャルピー衝撃試験における上部棚エネルギを低下させ、ラインパイプとして用いた際のバースト特性を劣化させる。更に、ＤＷＴＴ特性や伸び特性も劣化する場合がある。
【０００９】
Ｍｇ系酸化物は、高温で安定であるため溶接熱影響部組織の粒成長を抑制するピンニング効果が期待されるが、十分なピンニング効果を得るための量を均一かつ微細に分散させることが難しく、溶接熱影響部組織の粗粒化を十分に抑制することができない。
【００１０】
特許文献２記載の鋼板は、溶接熱影響部組織を細粒フェライト組織とし、靱性を確保しているが、軟質なフェライトを利用するため継手強度の低下が懸念される。
【００１１】
また、通常の製鋼プロセスで得られるＮ量より高くなおかつ狭い範囲に管理することが必要となり、所望の成分のスラブを作製することが困難になる。
【００１２】
さらに、Ｎ量を高くすることは、ラインパイプとして用いた際にシーム溶接金属の靱性を劣化させることが懸念される。
【００１３】
そこで、本発明は、ラインパイプのシーム溶接における溶接熱影響部に生成する上部ベイナイトを最適な組織形態とし靭性を向上させた、強度とＨＡＺ靭性のバランスに優れるラインパイプ用鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明者等は、上記課題を達成するため、溶接熱影響部で生成する上部ベイナイトを靭性向上の観点から最適な組織形態に制御するため、鋼材の成分組成について種々検討し、以下の知見を得た。
【００１５】
１）溶接熱影響部が上部ベイナイトの場合、靭性劣化の主たる因子は、島状マルテンサイトの存在で、上部ベイナイト中で占める割合を３％以下にすることで、靭性は大幅に向上する。
【００１６】
２）島状マルテンサイトを低減するためには、鋼材のＳｉ、Ｎｂ、Ｖを低減することが有効で、特にＳｉを実質的に含有しないレベルまで低減すると、溶接後の冷却中にベイナイトラス間に濃縮するＣの炭化物への変態を促進して、島状マルテンサイトの生成を抑制することができる。
【００１７】
更に、ＨＡＺ靭性を向上させる場合、
３）鋼中のＰ含有量を低減することでＴＭＣＰにより製造される鋼板の母材強度を下げることなく、溶接熱影響部の固溶強化による硬化を低減させることが可能で、０．００６％以下とすることで著しくＨＡＺ靭性を向上させる。
【００１８】
本発明は、得られた知見を基にさらに検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．成分組成が、質量％で
Ｃ：０．０４５〜０．０７１％
Ｓｉ：０．０３％以下
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｐ：０．００６％以下
Ｓ：０．００５％以下
Ａｌ：０．０２〜０．０５％
Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｎｉ：０．２２〜０．２８％
Ｖ：０．００５％以下
Ｎ：０．００１〜０．０１０％
さらに
Ｃｕ：０．１０〜０．６０％
Ｃｒ：０．０５〜０．４０％
Ｍｏ：０．０５〜０．４０％
の１種または２種以上を含有し、
０．３０≦Ｃｅｑ≦０．４５
残部Ｆｅおよび不可避的不純物で、溶接入熱４〜１０ｋＪ／ｍｍで溶接した際の溶接熱影響部組織（溶融線から５００μｍの範囲のミクロ組織）に占める上部ベイナイト組織が９０％以上、当該上部ベイナイト組織に含まれる島状マルテンサイトが３％以下であることを特徴とする高靭性ラインパイプ用鋼板。
但し、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５                            ・・・（１）
２．成分組成にさらに、質量％で、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３００％
Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２００％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする１記載の高靭性ラインパイプ用鋼板。
３．１または２記載の成分組成の鋼を、１０００〜１２００℃に再加熱後、熱間圧延を開始し、未再結晶温度域で累積圧下率が５０％以上、二相域で累積圧下率が１０〜５０％で圧延終了温度が６６０℃以上となる熱間圧延を行った後、ただちに冷却速度１０〜８０℃／ｓで加速冷却を開始し、３００〜６００℃の温度域で冷却を停止することを特徴とする高靭性ラインパイプ用鋼板の製造方法。
４．３００〜６００℃の温度域で冷却を停止後、ただちに２℃／ｓ以上の昇温速度で鋼板表層温度を冷却停止時の鋼板表層温度よりも高く、且つ４５０〜７００℃に再加熱することを特徴とする請求項３記載の高靭性ラインパイプ用鋼板の製造方法。
５．加速冷却停止後の再加熱を誘導加熱により行うことを特徴とする４記載の高靭性ラインパイプ用鋼板の製造方法。
６．３乃至５の何れか一つに記載の製造方法で得られた鋼板を、筒状に成型し、突合せ部を溶接入熱４〜１０ｋＪ／ｍｍで溶接したことを特徴とする高靱性ラインパイプ用鋼管。
【発明の効果】
【００１９】
本発明によれば、母材靭性、母材の材質均一性およびＨＡＺ靭性に優れた引張強度５６５ＭＰａ以上の高靭性ラインパイプ用鋼板を製造することが可能で、産業上格段の効果を発揮する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２０】
本発明は、鋼の化学成分、溶接条件、溶接熱影響部のミクロ組織を規定する。化学成分における％は質量％である。
１．化学成分
Ｃ：０．０３〜０．０８％
Ｃは低温変態組織においては、過飽和に固溶することで強度上昇に寄与する。この効果を得るためには、０．０３％以上の添加が必要であるが、０．０８％を超えて添加すると大入熱の溶接熱影響部の硬度を上昇させたり、溶接熱影響部の組織中に島状マルテンサイトを生成し靭性を劣化させるため、上限を０．０８％とする。
【００２１】
Ｓｉ：０．０５％以下
Ｓｉは脱酸材として作用し、さらに固溶強化により鋼材の強度を増加させる元素であるが、溶接熱影響部の組織が上部ベイナイトの場合は、島状マルテンサイトの生成を助長し、ＨＡＺ靭性を著しく劣化させる。従って、化学成分においてＳｉをできるだけ低減することが望ましいが、本発明では、製鋼プロセス上の制約から０．０５％までは許容する。
【００２２】
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは焼入れ性向上元素として作用し、１．０％以上の添加によりその効果が得られるが、連続鋳造プロセスを適用する場合、中心偏析部の濃度上昇が著しく、２．０％を超える添加を行うと偏析部の靭性が劣化するため、上限を２．０％とする。
【００２３】
Ｐ：０．００６％以下
Ｐは鋼中に不可避的不純物として存在し、固溶強化により強度を増加させる元素であるが、母材靭性およびＨＡＺ靭性、溶接性を劣化させるため、一般的にその含有量を低減することが望まれる。本発明では、ＴＭＣＰで製造される鋼板の強度を下げることなく溶接熱影響部の硬さを低減させ、ＨＡＺ靭性を向上させるため、Ｐの含有量を０．００６％以下とする。
【００２４】
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは鋼中に不可避的不純物として存在する。特に、中心偏析部での偏析が著しい元素であり、母材の偏析部起因の靱性劣化を助長する。従って、Ｓはできるだけ低減することが望ましいが、製鋼プロセス上の制約から０．００５％までは許容する。
【００２５】
Ａｌ：０．０２〜０．０５％
Ａｌは脱酸元素として作用する。０．０２％以上の添加で十分な脱酸効果が得られるが、０．０５％を超えて添加すると鋼中の清浄度が低下し、靭性劣化の原因となるため上限を０．０５％とする。
【００２６】
Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％
Ｎｂは、熱間圧延時のオーステナイト未再結晶領域を拡大する効果があり、特に９００℃まで未再結晶領域とするためには、０．００５％以上の添加が必要である。一方で、Ｎｂの添加量を増大させると大入熱溶接熱影響部組織に島状マルテンサイトを生成し、さらに多層溶接時の再熱溶接熱影響部では析出脆化を引き起こすことにより靭性が著しく劣化するため、上限を０．０２５％とする。Ｎｂの添加量は、ＨＡＺ靭性の観点からは低いほど好ましい。
【００２７】
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｔｉは窒化物を形成し、鋼中の固溶Ｎ量の低減に有効である。析出したＴｉＮはピンニング効果で熱間圧延前のスラブ加熱時の母材および大入熱溶接時の溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、母材および溶接熱影響部の靭性の向上に寄与する。この効果を得るためには、０．００５％以上の添加が必要であるが、０．０３０％を超えて添加すると、粗大化したＴｉＮや炭化物の析出により母材およびＨＡＺ靭性が劣化するため上限を０．０３０％とする。
【００２８】
Ｎ：０．００１〜０．０１０％
Ｎは通常、鋼中に不可避的不純物として存在するが、前述の通りＴｉ添加により、オーステナイト粗大化を抑制するＴｉＮを形成するためその含有量を規定する。必要とするピンニング効果を得るため、０．００１％以上鋼中に存在することが必要であるが、０．０１０％を超える場合は、固溶Ｎの増大による母材および溶接熱影響部の靭性劣化が著しいため、上限を０．０１０％とする。
【００２９】
本発明では、さらに、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂの１種または２種以上を添加する。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂはいずれも焼入れ性向上元素として作用し、これらの元素を１種または２種以上の添加することで板厚６ｍｍ以上の厚鋼板において高強度化が達成される。
【００３０】
Ｃｕ：０．１０〜０．６０％
Ｃｕは、０．１０％以上添加することで鋼の焼入れ性向上に寄与する。一方で、過剰に添加すると母材および溶接熱影響部の靭性を劣化させるため、添加する場合は、０．１０〜０．６０％とする。
【００３１】
Ｎｉ：０．１０〜１．２０％
Ｎｉは、０．１０％以上添加することで鋼の焼入れ性向上に寄与する。特に多量に添加しても他の元素に比べ靭性劣化が小さいため、強靭化には有効な元素であるが、高価な元素であり、１．２０％を超えて添加すると過剰な焼入れ性の増加によりＨＡＺ靭性が劣化するので、添加する場合は、０．１０〜１．２０％とする。
【００３２】
Ｃｒ：０．０５〜０．４０％
Ｃｒは、０．０５％以上添加することで鋼の焼入れ性向上に寄与する。一方で、過剰に添加すると母材および溶接熱影響部の靭性を劣化させるため、添加する場合は、０．０５〜０．４０％とする。
【００３３】
Ｍｏ：０．０５〜０．４０％
Ｍｏは、０．０５％以上添加することで鋼の焼入れ性向上に寄与する。一方で、Ｍｏの添加量を増大させると大入熱溶接部、特に多層溶接時に再熱された溶接熱影響部で析出脆化を引き起こし靭性が劣化させるため、添加する場合は、０．０５〜０．４０％とする。尚、Ｍｏの添加量は、ＨＡＺ靭性の観点からは低いほど好ましい。
【００３４】
また、本発明では、Ｖを不可避的不純物として扱い、積極的に添加することはしないものとする。Ｖは、Ｎｂと同様に添加量を増大させると大入熱溶接熱影響部組織に島状マルテンサイトを生成し、さらに多層溶接時の再熱溶接熱影響部では析出脆化を生じ、靭性を著しく劣化させることによる。
【００３５】
一方で、熱間圧延時のオーステナイト未再結晶領域を拡大する効果を有するが、その効果はＮｂに比べて小さく、Ｎｂを０．００５％以上含有する場合には、Ｖを添加する必要はない。本発明では、Ｖの不可避的不純物として許容される上限を、０．００５％とする。
【００３６】
Ｃｅｑ：０．３０〜０．４５％
本発明に係る鋼は、上述した元素をＣｅｑ（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５、各元素は含有量で質量％）が、０．３０〜０．４５％を満足するように含有する。Ｃｅｑ（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５、各元素は含有量で質量％）は、Ｃ、Ｍｎなどの焼入れ性元素の効果を表す指標で、強度確保の観点から０．３０％以上に制御することが望ましい。一方で、０．４５％を超えると靭性や溶接性を損なうこととなるのでＣｅｑ：０．３０〜０．４５％とする。
【００３７】
本発明の基本成分組成は以上であるが、さらに靭性を向上させる場合、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を添加することができる。
【００３８】
Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭは、いずれも鋼中の非金属介在物であるＭｎＳの形態制御、あるいは酸化物あるいは窒化物を形成し、主に溶接熱影響部におけるオーステナイト粒の粗大化をピンニング効果で抑制する。
【００３９】
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３００％
Ｚｒは、鋼中で炭窒化物を形成し、特に溶接熱影響部においてオーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果をもたらす。十分なピンニング効果を得るためには０．０００５％以上の添加が必要であるが、０．０３００％を超えて添加すると鋼中の清浄度が著しく低下し、靭性が低下するようになるので、添加する場合は、０．０００５〜０．０３００％とする。
【００４０】
Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％
Ｃａは、鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、０．０００５％以上添加することで靭性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。しかし、０．０１００％を超えて添加するとＣａＯ−ＣａＳのクラスタを形成し、靭性を劣化させるようになるので、添加する場合は、０．０００５〜０．０１００％とする。
【００４１】
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１００％
Ｍｇは、製鋼過程で鋼中に微細な酸化物として生成し、特に溶接熱影響部においてオーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果をもたらす。十分なピンニング効果を得るためには、０．０００５％以上の添加が必要であるが、０．０１００％を超えて添加すると鋼中の清浄度が低下し、靭性が低下するようになるため、添加する場合は、０．０００５〜０．０１００％とする。
【００４２】
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２００％
ＲＥＭは、鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、０．０００５％以上添加することで靭性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。しかし、高価な元素であり、かつ０．０２００％を超えて添加しても効果が飽和するため、添加する場合は、０．０００５〜０．０２００％とする。
【００４３】
２．溶接条件
溶接入熱：４〜１０ｋＪ／ｍｍ
本発明に係る鋼は、溶接入熱：４〜１０ｋＪ／ｍｍで得られる溶接熱影響部において優れた靭性が得られることを特徴とする。溶接入熱４ｋＪ／ｍｍは一般的なラインパイプの管厚である２０ｍｍの場合のシーム溶接を内外面１層ずつで溶接する場合の溶接能率の低下による弊害が生じない施工限界である。
【００４４】
一方、溶接入熱：１０ｋＪ／ｍｍは、溶接熱影響部幅を拡大したり、粗大な粒界フェライトの生成によるＨＡＺ靭性や継手強度の劣化が比較的小さい溶接入熱の上限である。尚、溶接入熱：４〜１０ｋＪ／ｍｍとなる溶接は内外面一層のシーム溶接を想定している。
【００４５】
３．溶接影響部組織
溶接影響部組織を、溶接熱影響部組織に占める上部ベイナイトが９０％以上、当該上部ベイナイト組織に含まれる島状マルテンサイトが３％以下の組織に規定する。尚、本発明で溶接影響部組織は溶融線から５００μｍの範囲のミクロ組織とする。
上部ベイナイト組織に含まれる島状マルテンサイトの割合が３％以下
一般的に上部ベイナイトはＨＡＺ靭性の観点からは不利とされる。しかしながら、溶接熱影響部組織にフェライトを混入させて、靭性を改善した場合、軟質なフェライトの導入により継手強度の確保が困難になる。
【００４６】
一方、溶接熱影響部組織を下部ベイナイトとした場合、靭性は向上するが、鋼材の成分組成における合金元素の添加量を大幅に上昇させる必要があり、合金コストの上昇や低温割れ感受性の増大を招くこととなる。
【００４７】
そこで、本発明では、溶接熱影響部組織を上部ベイナイトを９０％以上含む、上部ベイナイトが主体の組織とし、当該組織に含まれる島状マルテンサイトを３％以下とする。島状マルテンサイトを３％以下とすることで上部ベイナイト主体の組織であってもＨＡＺ靭性を大幅に改善させることが可能である。
【００４８】
島状マルテンサイトの低減に伴い、ＨＡＺ靭性は改善するが、３％以下ではその効果は飽和するので上限を３％とした。
【００４９】
本発明に係る成分組成の鋼を、上述した溶接入熱で溶接した場合、溶接熱影響部には、溶接熱影響部組織に占める上部ベイナイトが９０％以上、当該上部ベイナイト組織に含まれる島状マルテンサイトが３％以下の組織が生成する。
【００５０】
尚、上部ベイナイトを９０％以上含む組織とは、上部ベイナイトを面積率で９０％以上含む組織を指し、島状マルテンサイトが３％以下の組織とは島状マルテンサイトを面積率で３％以下含む組織を指す。
【００５１】
溶接熱影響部組織の同定は、仮付け溶接後、多電極サブマージアーク溶接により内面溶接、外面溶接の順に各１層ずつシーム溶接を行って作成した溶接継手から溶接部断面サンプルを切り出し、鏡面研磨、ナイタールエッチを行い光学顕微鏡により観察して行う。
【００５２】
島状マルテンサイトの分率の測定は、同サンプルを鏡面研磨後、２段エッチングを行いＳＥＭで撮影した写真について画像解析により平均面積分率を求め、溶接熱影響部中に均一に第２相が分散していると仮定して体積分率とする。
【００５３】
以下に本発明に係る鋼の好ましい製造条件について説明する。
【００５４】
スラブ加熱温度：１０００〜１２００℃
スラブをオーステナイト化し、Ｎｂを固溶させるため加熱温度は１０００℃以上とする。一方、１２００℃を超える温度までスラブを加熱すると、オーステナイト粒成長が著しく、母材靭性が劣化するため、１０００〜１２００℃とする。
【００５５】
熱間圧延条件
熱間圧延条件は、未再結晶温度域での累積圧下率≧５０％以上、且つ、Ａｒ３点〜Ａｒ１点での累積圧下率：１０〜５０％で、圧延終了温度：６８０℃以上とする。
【００５６】
オーステナイト未再結晶温度域で累積圧下率≧５０％以上となる大圧下を行い、オーステナイト粒を伸展させ、特に板厚方向で細粒とし母材靭性を向上させる。尚、Ｎｂ添加によってオーステナイト未再結晶温度領域はＡｒ３点以上９００℃以下である。
【００５７】
次に、二相域で累積圧下率：１０〜５０％の圧延を行う。フェライト−オーステイナイトの二相域で熱間圧延を行い、オーステナイト未再結晶域圧延で細粒化したオーステナイトをさらに微細化し、フェライトに加工を加えてフェライト強化を行う。
【００５８】
その結果、高強度化され、また、ＤＷＴＴなどの脆性き裂伝播停止性能評価試験での破面にセパレーションが発生し、脆性き裂伝播停止性能が向上する。
【００５９】
二相域の累積圧下量が１０％未満では、セパレーションの発生が十分でなく優れた脆性き裂の伝播停止特性が得られない。一方、累積圧下率が５０％を超えると、フェライトへの過剰な加工によりフェライトが脆化し、母材靭性が劣化するため、１０〜５０％とする。
【００６０】
熱間圧延の圧延終了温度は６６０℃以上とする。圧延終了温度が６６０℃よりも低いと、フェライト変態が進行して加速冷却の効果が小さくなり、フェライトが粗大化することにより母材靭性が劣化するため、下限を６６０℃とする。
【００６１】
加速冷却条件
熱間圧延終了後、直ちに、冷却速度：１０〜８０℃／ｓ、冷却停止温度：３００〜６００℃の加速冷却を行う。
【００６２】
圧延終了後に生成するフェライトは加工されていないため、強度、靭性確保の観点から好ましくない。圧延終了後ただちに１０℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却を行い、未変態オーステナイトをベイナイト組織に変態させ、母材靭性を損なわずに強度を向上させる。
【００６３】
一方、８０℃／ｓを超える冷却速度では、鋼板表面近傍でマルテンサイト変態が生じ、鋼板の強度は上昇するものの靭性が劣化し、シャルピー吸収エネルギが著しく低下するため、冷却速度は１０〜８０℃／ｓとする。
【００６４】
鋼板のミクロ組織をベイナイトやマルテンサイト組織化して、高強度化するために冷却停止温度を３００℃〜６００℃とする。冷却停止温度が６００℃を超えると加速冷却の効果が十分に得られず、強度を向上させることができないため、上限を６００℃とする。
【００６５】
一方、冷却停止温度が低くなると、加速冷却前に生成した軟質なフェライトと加速冷却により生成した硬質なベイナイトおよびマルテンサイトの硬度差が大きくなり、降伏強度が低下する。冷却停止温度が３００℃を下回ると、その影響が顕著となり鋼板の降伏強度を確保することが困難となるため、冷却停止温度は３００〜６００℃とする。
【００６６】
加速冷却停止後は、空冷または再加熱処理を行う。再加熱処理は、加速冷却により、著しく、鋼板表層が硬化し、板厚方向の材質均一性が損なわれ、伸びや鋼管に成形する際の成形性が悪化した場合に行う。
【００６７】
再加熱処理は、強度の低下を最小限に抑えつつ、表層硬度を低下させるため、冷却停止後ただちに表層を急速加熱することが望ましい。急速加熱は省力化、生産性の面でも有利である。
【００６８】
再加熱手段として、炉加熱を用いた場合は、鋼板表層と中心で温度上昇差をつけて均一に加熱することが難しく、バーナーによる加熱は、大面積の鋼板を均等に加熱することが難しい。
【００６９】
再加熱処理は誘導加熱により加熱を行い、昇温速度は２℃／ｓ以上とすることが望ましい。鋼板を表層から再加熱する際、昇温速度が速くなるほど、表層と板厚中央の温度上昇量に差が生じ、強度低下を抑えつつ、表層硬化部を焼戻すことが可能となる。
【００７０】
表層近傍のみを効果的に焼戻し、板厚方向の材質均一性を確保するため、昇温速度は２℃／ｓ以上とする。
【００７１】
再加熱処理では鋼板表層の再加熱温度を、加速冷却停止時の鋼板表層温度よりも高い温度でかつ４５０〜７００℃とする。
【００７２】
表層硬度を低減するため、鋼板表層が焼戻されるように、加速冷却停止時の鋼板表層温度よりも高い温度で、かつ４５０℃以上まで再加熱する。一方、７００℃を超える温度まで再加熱するとＮｂＣなどによる析出脆化が顕著になるため、再加熱処理は４５０〜７００℃とする。以下、実施例を用いて本発明の作用効果を説明する。
【実施例】
【００７３】
表１に示す化学成分の溶鋼を真空溶解炉で溶製し、連続鋳造法により２５０ｍｍ厚のスラブとし、再加熱後、熱間圧延し、直ちに加速冷却を行って厚鋼板（板厚３３〜４２ｍｍ）とした。表２に製造条件を示す。
【００７４】
【表１】
0005217385.tif 000002
【００７５】
得られた厚鋼板について鋼板の一部から板厚中央Ｌ方向採取の丸棒引張試験を行い、引張強度が５６５ＭＰａ以上であることを確認した。また、鋼板の端部に開先加工を施し、仮付け溶接後、多電極サブマージアーク溶接により内面溶接、外面溶接の順番に各１層ずつシーム溶接を行って溶接継手を作成した。
【００７６】
溶接熱影響部の組織は、溶接継手から溶接部断面サンプルを切り出し、鏡面研磨、ナイタールエッチを行い光学顕微鏡により観察して同定した。同サンプルを鏡面研磨、２段エッチングを行いＳＥＭで写真を撮影し、島状マルテンサイトの分率を測定した。硬さは、同サンプルの溶融線に沿って荷重９．８Ｎで測定し、その平均値を採用した。
【００７７】
また、溶接継手の外面溶接側からＪＩＳ  Ｚ  ２２０２の規格に準拠した、Ｖノッチシャルピー試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２の規格に準拠したシャルピー試験を実施し、ＨＡＺ靭性を求めた。
【００７８】
シャルピー試験は、試験温度−３０℃で吸収エネルギを各継手について３本ずつ測定し、その平均値および最低値を求めた。切欠き位置は、シャルピー試験片のノッチ底中央に溶融線があり、ノッチ底に溶接金属と母材（含溶接熱影響部）が１：１となる位置とした。
【００７９】
【表３】
0005217385.tif 000003
【００８０】
表３に、溶接継手の鋼Ｎｏ．、板厚、外面溶接入熱とＨＡＺ組織、溶融線近傍硬さ試験結果、ＨＡＺ靭性を示す。
【００８１】
本発明例（継手Ｎｏ．１，４，６〜１０）は、いずれもシャルピー試験の吸収エネルギーの最低値が８０Ｊ以上であるのに対し、本発明の範囲を外れる比較例（継手Ｎｏ．２，３，５，７〜９、１１〜１５）は、いずれも８０Ｊを下回っている。
【００８２】
継手Ｎｏ．２、３、５では、溶接入熱が過大であるため、溶接熱影響部の粒径が粗大化し低い吸収エネルギを呈している。継手Ｎｏ．１２、１３、１４、１５では、鋼材の化学成分が本発明範囲を外れ、溶接熱影響部での島状マルテンサイトの生成を防ぐことができず、本発明例と比較して低い吸収エネルギを呈している。
【００８３】
また、継手Ｎｏ．１１では、鋼材の化学成分がＳｉ  ｆｒｅｅ−０．０１Ｎｂ−Ｖ  ｆｒｅｅのため、溶接熱影響部の島状マルテンサイトの生成は抑制されているが、Ｐの含有量が本発明範囲を外れるため、吸収エネルギーが５４Ｊと本発明例と比較して劣る。
【００８４】
次に、成分組成が本発明範囲内である鋼材Ｎｏ．２のスラブを用いて、表４に示す条件で再加熱、熱間圧延、加速冷却および再加熱を行い３３ｍｍの鋼板を作製した。
【００８５】
【表４】
0005217385.tif 000004
【００８６】
得られた鋼板から、Ｃ方向の全厚引張試験片を採取し引張強度を求めた。また、１／２ｔ位置から１９ｍｍに減圧したＤＷＴＴ試験片を採取し、−４７℃での延性破面率を求めた。さらに、鋼板断面の１／２ｔ位置と表層から５ｍｍの位置の硬さを荷重９．８Ｎでそれぞれ１０点ずつ測定し、それらの平均値の差を求めた。
【００８７】
本発明例（鋼板Ｎｏ．２，３，５）は、いずれも６００ＭＰａ以上の引張強度と−４７℃でのＤＷＴＴ試験で１００％延性破面が得られている。鋼板Ｎｏ．５では、本発明範囲内で再加熱を行うことで、高い引張強度、ＤＷＴＴ性能を確保しつつ、板厚方向の硬さの差が小さく、材質均一性に優れる。一方、本発明範囲を外れる比較例（鋼板Ｎｏ．１、４、６，７）は、引張強度もしくはＤＷＴＴ性能のいずれかの特性が本発明例と比較して劣る。
【００８８】
鋼板Ｎｏ．１では二相域圧延を実施していないため、強度、ＤＷＴＴ性能ともに本発明例と比較して低い値になっている。鋼材Ｎｏ．４は、二相域で累積圧下率が６０％以上の圧延を行ったため、組織が粗大化し、ＤＷＴＴ性能が劣化している。
【００８９】
加速冷却後の再加熱を炉加熱で行った鋼板Ｎｏ．６は、昇温速度が遅く、焼戻し軟化が顕著であり引張強度低下が著しい。また、鋼板Ｎｏ．７は、到達温度が高すぎるために、析出脆化によりＤＷＴＴ性能が劣化している。尚、鋼板Ｎｏ．１，４は請求項３、４記載の発明範囲外の比較例、鋼板Ｎｏ．６，７は、請求項４記載の発明範囲外の比較例である。