(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．０２〜０．６％、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．００３％以下、
Ｗ  ：０．２〜１．２％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｎ  ：０．００１〜０．００６％
を含有し、さらに、以下の、
（ａ）Ｎｉ：１．５％以下、Ｖ ：０．１０％以下、Ｍｏ：０．６０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下の１種または２種以上、
（ｂ）Ｂ  ：０．０００３〜０．００２５％、
のいずれか一方または両方を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する鋼板であって、そのミクロ組織がベイナイトまたはベイナイトとマルテンサイトの混合組織であり、幅方向の引張強さＴＳ−Ｔが８８０〜１０８０ＭＰａであることを特徴とする、低温靱性に優れた引張強さ９００ＭＰａ級以上の高強度ラインパイプ用鋼板。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．５（１＋β）Ｗ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋（１＋β）Ｍｏ−１＋β
但し、Ｂ≧０．０００３％ではβ＝１、Ｂ＜０．０００３％ではβ＝０
また、ここでの元素記号は当該元素の含有量（質量％）を表すものとする。
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００６％以下
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に記載の低温靱性に優れた引張強さ９００ＭＰａ級以上の高強度ラインパイプ用鋼板。
【請求項３】
前記ＴｉとＮが、
Ｔｉ−３．４Ｎ＞０
ここでの元素記号は当該元素の含有量（質量％）を表すものとする。
の関係を満足することを特徴とする、請求項１または２に記載の低温靱性に優れた引張強さ９００ＭＰａ級以上の高強度ラインパイプ用鋼板。
【請求項４】
請求項１ないし３のいずれか１項に記載の低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板を用いて造管し、突き合わせ溶接したラインパイプであって、そのミクロ組織がベイナイトまたはベイナイトとマルテンサイトの混合組織であり、円周方向の引張強さＴＳ−Ｃが９００〜１１００ＭＰａであることを特徴とする、低温靱性に優れた引張強さ９００ＭＰａ級以上の高強度ラインパイプ。
【請求項５】
請求項１ないし３のいずれか１項に記載の成分組成を有するスラブを１０００〜１２５０℃に加熱した後、再結晶域での粗圧延に次いで、９００℃以下の未再結晶温度域で、かつ７００℃以上のオーステナイト域で、累積圧下量が７５％以上の未再結晶域圧延を施し、その後、オーステナイト域から、板厚中心部の冷却速度で１〜４０℃／秒となる冷却速度で５００℃以下まで加速冷却することを特徴とする、低温靱性に優れた引張強さ９００ＭＰａ級以上の高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
【請求項６】
請求項５に記載の低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法によって製造した鋼板を用いて、造管することを特徴とする低温靱性に優れた引張強さ９００ＭＰａ級以上の高強度ラインパイプの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、原油、天然ガス等を輸送するためのパイプラインに使用できる、低温靱性の優れた、鋼管周方向の引張強さ（ＴＳ−Ｃ）が９００ＭＰａ級以上の高強度ラインパイプ用鋼板およびそれを用いたラインパイプならびにそれらの製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、原油、天然ガス等の長距離輸送方法としてパイプラインの重要性がますます高まっており、これまでに、長距離輸送用の幹線ラインパイプとして、米国石油協会（ＡＰＩ）規格Ｘ８０以下が規格化されている。しかし、（１）高圧化による輸送効率の向上や、（２）ラインパイプの外径・質量の低減による現地施工能率の向上のため、更に高強度のラインパイプが要望されている。特に、引張強さ９００ＭＰａ級以上のＸ１２０級のラインパイプは、Ｘ６５と較べて約２倍の内圧に耐えるため、同じサイズで約２倍のガスを輸送することが可能になる。また、ラインパイプの肉厚を厚くして耐内圧強度を向上させる場合と比較して、材料費、輸送費、現地溶接施工費を削減できるため、パイプライン敷設費を大幅に節約することができる。
【０００３】
既に、特許文献１、２、３に示されているように、Ｘ１２０ラインパイプの製造方法について技術が開示されている。しかし、高価な合金元素であるＭｏを多量添加する必要があるため、Ｍｏを低減する技術、また、肉厚を厚くするためには合金設計の自由度を高める技術が必要であった。
【０００４】
【特許文献１】特許第３２４４９８１号公報
【特許文献２】特許第３４０８３８５号公報
【特許文献３】特許第３５１９９６６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は、上記従来技術の課題を有利に解決できる、低温靭性に優れた、鋼管の周方向の引張強さ（ＴＳ−Ｃ）が９００ＭＰａ級以上（ＡＰＩ規格Ｘ１２０相当）の高強度ラインパイプ用鋼板およびそれを用いたラインパイプならびにそれら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】
【０００６】
本発明者らは、周方向の引張強さが９００ＭＰａ級以上で、低温靭性に優れた高強度ラインパイプを得るため、素材である鋼板が満足すべき条件について鋭意研究を行った。その結果、耐内圧強度、低温靭性および耐破壊特性に優れた高強度ラインパイプを実現するための高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造方法を発明し、更に、その鋼板を用いた高強度ラインパイプおよびその製造方法を発明した。
【０００７】
本発明の要旨は、以下のとおりである。
（１）  質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０７％、Ｓｉ：０．０２〜０．６％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｗ：０．２〜１．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％を含有し、さらに、以下の、
（ａ）Ｎｉ：１．５％以下、Ｖ ：０．１０％以下、Ｍｏ：０．６０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下の１種または２種以上、
（ｂ）Ｂ ：０．０００３〜０．００２５％、
のいずれか一方または両方を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する鋼板であって、そのミクロ組織がベイナイトまたはベイナイトとマルテンサイトの混合組織であり、幅方向の引張強さＴＳ−Ｔが８８０〜１０８０ＭＰａであることを特徴とする、低温靱性に優れた引張強さ９００ＭＰａ級以上の高強度ラインパイプ用鋼板。
【０００８】
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．５（１＋β）Ｗ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋（１＋β）Ｍｏ−１＋β
但し、Ｂ≧０．０００３％ではβ＝１、Ｂ＜０．０００３％ではβ＝０
また、ここでの元素記号は当該元素の含有量（質量％）を表すものとする。
（２）  さらに、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．００６％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の低温靱性に優れた引張強さ９００ＭＰａ級以上の高強度ラインパイプ用鋼板。
（３）  前記ＴｉとＮが、
Ｔｉ−３．４Ｎ＞０
ここでの元素記号は当該元素の含有量（質量％）を表すものとする。
の関係を満足することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の低温靱性に優れた引張強さ９００ＭＰａ級以上の高強度ラインパイプ用鋼板。
（４）  上記（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板を用いて造管し、突き合わせ溶接したラインパイプであって、そのミクロ組織がベイナイトまたはベイナイトとマルテンサイトの混合組織であり、円周方向の引張強さＴＳ−Ｃが９００〜１１００ＭＰａであることを特徴とする、低温靱性に優れた引張強さ９００ＭＰａ級以上の高強度ラインパイプ。
（５）  上記（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の成分組成を有するスラブを１０００〜１２５０℃に加熱した後、再結晶域での粗圧延に次いで、９００℃以下の未再結晶温度域で、かつ７００℃以上のオーステナイト域で、累積圧下量が７５％以上の未再結晶域圧延を施し、その後、オーステナイト域から、板厚中心部の冷却速度で１〜４０℃／秒となる冷却速度で５００℃以下まで加速冷却することを特徴とする、低温靱性に優れた引張強さ９００ＭＰａ級以上の高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
（６）  上記（５）に記載の低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法によって製造した鋼板を用いて、造管することを特徴とする低温靱性に優れた引張強さ９００ＭＰａ級以上の高強度ラインパイプの製造方法。
【発明の効果】
【０００９】
本発明によれば、上記従来技術の課題を有利に解決できる、低温靭性に優れた鋼管の周方向の引張強さ（ＴＳ−Ｃ）が９００ＭＰａ級以上（ＡＰＩ規格Ｘ１２０相当）の高強度ラインパイプ用鋼板およびそれを用いたラインパイプならびにそれらを鋼板圧延まで経済的に製造する方法を提供することが可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１０】
高強度で且つ高靭性の鋼板を、経済合理性を重視して厚板圧延ままで製造する方法を鋭意研究した結果、オーステナイト粒径を細かくしたうえでベイナイト組織とすることが現実的であるとの結論に至った。このためには、所望の板厚の鋼板を加速冷却して達成できる鋼板内の冷却速度でベイナイト組織が得られるに十分な焼入れ性を有していなければならない。従って、鋼の焼入れ性を高めるために合金元素の添加が必要である。さらに望ましくは低温靭性をより高めるために炭化物を形成しにくい合金元素であることが望ましい。従来添加されているＭｏはこのような特性を兼ね備えており、さらにＢと複合添加された場合はＢによる焼入れ性効果を大幅に高める利点を有する。従来発明で使用されておらず、このような条件を満足する合金元素について探したところＷは鋼の焼入れ性を大幅に高め、鋼中では炭化物を形成し難く、さらにＢによる焼入れ性向上効果を高める性質を有することが分かった。従って、本発明は、Ｗを含有してベイナイト組織となる焼入れ性、ベイナイト組織で目的とする強度と低温靭性が得られる鋼組成および製造方法を開示したものである。ここで、目的とするミクロ組織をベイナイト組織またはベイナイトとマルテンサイト組織としている。ベイナイト組織の範囲は広く、この単語で組織を明示することはできないが、ここでは下部ベイナイトと擬似上部ベイナイトの単独または混合した組織を示す。擬似上部ベイナイトとは、低温変態組織の特徴であるラス組織の形態を有し、生成する第２相である炭化物やＭＡ（Martensite-Austenite）が下部ベイナイトと較べて粗大である組織をいう。また、組織的に判別が難しい場合は、鋼の硬さＨv-aveが鋼組成のＣ量から計算されるマルテンサイト硬さＨv-Mの比（Ｈv-ave）／（Ｈv-M）で０．８５以上になることを判断の目安にすることも可能である（但し、Ｈv-M＝２７０＋１３００Ｃ）。なお、鋼板の硬度Ｈv-aveは、ビッカース試験機を用いて、鋼板の圧延方向の断面において、荷重１０ｋｇｆで板厚方向に１ｍｍピッチで測定し、その平均を取った測定値である。
【００１１】
次に、本発明の擬似上部ベイナイトを主体とする高強度ラインパイプ用鋼板を用いて製造されたラインパイプについて説明する。
【００１２】
Ｘ１２０級ラインパイプに要求される耐内圧強度を確保するためには、ラインパイプの円周方向の引張強さ（ＴＳ−Ｃ）を９００ＭＰａ以上とすることが必要である。一方、ラインパイプの円周方向の引張強さが１１００ＭＰａよりも高くなると、急激に鋼管の製造が困難になる。工業的制御の困難さを考慮すると、ラインパイプの円周方向の引張強さの上限を、１０００ＭＰａとすることが好ましい。
【００１３】
鋼板をラインパイプに加工する際、塑性歪によって鋼板が加工硬化するため、ラインパイプのＴＳは鋼板よりも高くなる。本発明の高強度ラインパイプのＴＳ−Ｃは加工硬化によって鋼板のＴＳ−Ｔよりも２０ＭＰａ程度増加する。
【００１４】
本発明のベイナイトまたはベイナイトとマルテンサイトの混合組織である鋼板を加工した高強度ラインパイプも、鋼板と同様に低温靭性に優れており、−２０℃でのＶノッチシャルピー衝撃値は、２００Ｊ以上となる。
【００１５】
次に、本発明の高強度ラインパイプ用鋼板および高強度ラインパイプの成分元素の限定理由を説明する。なお、％は質量％を意味する。
【００１６】
Ｃは、０．０３〜０．０７％に限定する。Ｃは鋼の強度向上に極めて有効であり、鋼板およびラインパイプの強度を本発明の目標とする範囲内とするためには、最低０．０３％は必要である。しかし、Ｃ量が多すぎると、母材、ＨＡＺの低温靱性や現地溶接性の著しい劣化を招くので、その上限を０．０７％とした。Ｃ量の好ましい上限は０．０６％である。
【００１７】
Ｓｉは、脱酸や強度向上のために添加する元素であり、そのためには最低０．０２％は必要である。しかし、過剰に添加すると、ＨＡＺ靱性、現地溶接性を著しく劣化させるので、上限を０．６％とした。なお、鋼の脱酸は、Ａｌ、Ｔｉの添加によっても可能であり、Ｓｉは必ずしも添加する必要はない。
【００１８】
Ｍｎは、本発明鋼のミクロ組織を擬似上部ベイナイト主体の組織とし、優れた強度・低温靱性のバランスを確保する上で不可欠な元素であり、１．５％以上の添加が必要である。しかし、Ｍｎの添加量が多すぎると、鋼の焼入れ性が増してＨＡＺ靱性、現地溶接性を劣化させるだけでなく、連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、母材の低温靱性をも劣化させるので、上限を２．５％とした。
【００１９】
更に、本発明では、不純物元素であるＰおよびＳを、それぞれ、０．０１５％および０．００３％以下とする。この主たる理由は、母材およびＨＡＺの低温靱性をより一層向上させるためである。Ｐ量の低減は、連続鋳造スラブの中心偏析を軽減するとともに、粒界破壊を防止して低温靱性を向上させる。また、Ｓ量の低減は、熱間圧延で延伸化するＭｎＳを低減して延性および靱性を向上させる効果がある。
【００２０】
Ｗを添加する理由は、鋼の焼入れ性を向上させ、目的とするベイナイト主体の組織を得るためである。Ｗの添加は、Ｂの添加による鋼の焼入れ性の向上効果を更に高める。また、ＷをＮｂと共に添加すると、制御圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制し、オーステナイト組織を微細化する。このような効果を得るために、Ｗは最低でも０．２％添加する必要がある。しかし、過剰なＷ添加はＨＡＺ靱性、現地溶接性を劣化させ、更にＢの焼入れ性向上効果を損なうことがあるので、その上限を１．２％とした。
【００２１】
Ｎｂは、Ｗ、Ｍｏと共に添加することにより、制御圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制して、擬似上部ベイナイト組織を微細化および安定化するだけでなく、析出硬化や焼入れ性増大にも寄与し、鋼を強靱化する。また、ＮｂをＢと共に添加すると、焼入れ性向上効果が相乗的に高まる。更に、Ｎｂを０．０１％以上添加することで、溶接熱影響部の過剰な軟化が抑制できる。しかし、Ｎｂ添加量が多すぎると、ＨＡＺ靱性や現地溶接性に悪影響を及ぼすので、その上限を０．１０％とした。
【００２２】
Ｔｉは、Ｂの焼入れ性向上効果に有害な固溶ＮをＴｉＮとして固定する元素であり、脱酸元素としても有用である。特に、Ａｌ量が少なく、０．００５％以上である場合、Ｔｉは酸化物を形成し、ＨＡＺにおいて粒内フェライト生成核として作用し、ＨＡＺ組織を微細化する効果も有する。これらの効果を得るためには、０．００５％以上のＴｉの添加が必要である。また、ＴｉＮが微細に析出すると、スラブ再加熱時およびＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、母材およびＨＡＺの低温靱性を改善する。この効果を得るには、Ｔｉを３．４Ｎ（各々質量％）より過剰に添加することが好ましい。しかし、Ｔｉ量が多すぎると、ＴｉＣによる析出硬化やＴｉＮの粗大化により低温靱性を劣化させるので、その上限を０．０３０％に限定した。
【００２３】
Ａｌは、通常、脱酸材として鋼に含まれる元素で、組織の微細化にも効果を有する。しかし、Ａｌ量が０．１０％を超えると、Ａｌ系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害するので、上限を０．１０％とした。Ａｌの添加量の好ましい上限は、０．０６％である。なお、Ｔｉ、Ｓｉの添加により脱酸を十分に行う場合には、Ａｌを添加する必要はない。
【００２４】
Ｎは、ＴｉＮを形成しスラブ再加熱時およびＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制して、母材、ＨＡＺの低温靱性を向上させる。この効果を得るためには、Ｎを０．００１％以上添加する必要がある。しかし、Ｎ量が多すぎるとスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靱性の劣化の原因となり、Ｂの添加による焼入れ性向上効果を損なうことがあるので、その上限を０．００６％とする。
【００２５】
次に、Ｎｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｂの１種または２種以上を添加する目的について説明する。基本となる成分に、更に、上記元素の１種または２種以上を添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度・靱性の一層の向上や、製造可能な鋼材サイズの拡大を図るためである。
【００２６】
Ｎｉを添加する目的は、現地溶接性を劣化させることなく、低炭素の本発明鋼の低温靱性、強度等の特性を向上させることである。Ｎｉ添加は、ＭｎやＣｒ、Ｍｏ添加に比較して、圧延組織中、特に、連続鋳造鋼片の中心偏析帯中に低温靱性に有害な硬化組織を形成することが少ない。また、ＨＡＺ靱性の改善には、０．１％以上の微量のＮｉ添加が有効であることが判明した。なお、ＨＡＺ靱性の向上に極めて有効であるＮｉ添加量は、０．３％以上である。しかし、Ｎｉの添加量が多すぎると、経済性だけでなく、ＨＡＺ靱性や現地溶接性を劣化させるので、その上限を１．５％とした。また、Ｎｉ添加は連続鋳造時、熱間圧延時におけるＣｕ割れの防止にも有効である。この場合、ＮｉはＣｕ量の１／３以上添加することが好ましい。
【００２７】
Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の効果を有するが、その効果は、Ｎｂに比較して弱い。しかし、高強度鋼へのＶ添加は効果的であり、ＮｂとＶの複合添加は本発明鋼の優れた特徴を更に顕著なものとする。上限は、ＨＡＺ靱性、現地溶接性の点から０．１０％まで許容できるが、特に０．０３〜０．０８％の添加が好ましい範囲である。
【００２８】
Ｍｏを添加する理由は、鋼の焼入れ性を向上させ、目的とするベイナイト主体の組織を得るためである。Ｍｏの添加は、Ｂの添加による鋼の焼入れ性の向上効果を更に高める。また、ＭｏをＮｂと共に添加すると、制御圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制し、オーステナイト組織を微細化する。これらの効果を期待する場合はＭｏを０．１０％以上添加するのが好ましい。しかし、過剰なＭｏ添加はＨＡＺ靱性、現地溶接性を劣化させ、更にＢの焼入れ性向上効果を損なうことがあるので、その上限は０．６０％までとするのが好ましい。
【００２９】
ＣｕおよびＣｒは、母材および溶接部の強度を増加させる元素であり必要に応じて添加することができる。しかし、多すぎるとＨＡＺ靱性や現地溶接性を著しく劣化させる。このためＣｕ量およびＣｒ量の上限は、それぞれ１．０％とすることが好ましい。
【００３０】
ＣａおよびＲＥＭは、硫化物、特にＭｎＳの形態を制御し、低温靱性を向上させる元素であり必要に応じて添加することができる。しかし、Ｃａ量を０．０１％またはＲＥＭを０．０２％を超えて添加すると、ＣａＯ−ＣａＳまたはＲＥＭ−ＣａＳが大量に生成して、大型クラスター、大型介在物となり、鋼の清浄度を害するだけでなく、現地溶接性にも悪影響を及ぼす。このため、Ｃａ量の上限を０．０１％、好ましくは、０．００６％に制限し、ＲＥＭ量の上限を０．０２％に制限した。なお、高強度ラインパイプでは、Ｓ量およびＯ量を、それぞれ、０．００１％以下および０．００２％以下に低減し、かつ、ＥＳＳＰ＝（Ｃａ）〔１−１２４（Ｏ）〕／１．２５Ｓを、０．５≦ＥＳＳＰ≦１０．０とすることが特に有効である。
【００３１】
Ｍｇは、微細分散した酸化物を形成し、溶接熱影響部の粒粗大化を抑制して低温靭性を向上させる元素であり、必要に応じて添加することができる。しかし、０．００６％超では粗大酸化物を生成し逆に靭性を劣化させるため、０．００６％以下とするのが好ましい。
【００３２】
Ｂは、極微量で鋼の焼入れ性を飛躍的に高め、鋼のミクロ組織を擬似上部ベイナイト主体とするために、非常に有効な元素である。更に、Ｂは、Ｗ、Ｍｏの焼入れ性向上効果を高めると共に、Ｎｂと共存して相乗的に焼入れ性を増す。一方、過剰に添加すると、低温靱性を劣化させるだけでなく、かえってＢの焼入れ性向上効果を消失せしめることもあるので、その上限を０．００２５％とした。
【００３３】
以上の個々の添加元素の組成限定に加えて、更に焼入れ性の指標であるＰ値を２．５≦Ｐ≦４．０の範囲にすることが必要である。これは、本発明の高強度ラインパイプ用鋼板および高強度ラインパイプが目標とする強度と低温靱性のバランスを達成するためである。Ｐ値の下限を２．５としたのは、ラインパイプの周方向の引張強さを９００ＭＰａ以上とし、優れた低温靱性を得るためである。また、Ｐ値の上限を４．０としたのは、優れたＨＡＺ靱性、現地溶接性を維持するためである。Ｐ値は、元素記号で示される各元素の添加量（質量％）により、下記式で計算される。
【００３４】
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．５（１＋β）Ｗ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋（１＋β）Ｍｏ−１＋β
但し、Ｂ≧０．０００３％ではβ＝１、Ｂ＜０．０００３％ではβ＝０である。すなわち、Ｂを０．０００３％未満添加する場合、Ｐ値は、
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．５Ｗ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ−１
によって計算され、Ｂを０．０００３％以上添加する場合、Ｐ値は、
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｗ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ
によって計算される。
【００３５】
微細なベイナイトが主体であるミクロ組織を有する鋼板を製造するためには、鋼の成分だけでなく、製造条件を適正範囲とすることが必要である。まず、鋳造によって得られたスラブを再結晶温度域で熱間加工し、更に再結晶粒を未再結晶域圧延によって、板厚方向に偏平したオーステナイト粒とする。未再結晶域圧延とは、再結晶温度未満であり、かつ冷却時にフェライト変態が開始する温度超で、即ち未再結晶温度域であり、かつオーステナイト温度域である温度範囲で行う熱間圧延をいう。次に、鋼板をオーステナイト域から適正な冷却速度で、即ち、粗大なグラニュラーベイナイトが生成する冷却速度以上、下部ベイナイトおよびマルテンサイトが生成する冷却速度以下で、冷却する。
【００３６】
連続鋳造または分塊で製造したスラブを、１０００〜１２５０℃に加熱する。１０００℃未満では添加元素の十分な固溶、鋳造組織の整粒化が達成できない。一方、１２５０℃超では結晶粒が粗大化する。この加熱されたスラブを加熱温度以下から９００℃超までの再結晶温度域で粗圧延する。粗圧延の目的は、次の未再結晶圧延前の結晶粒径をできるだけ微細にすることである。
【００３７】
粗圧延に続いて、９００℃以下の未再結晶温度域、かつ７００℃以上のオーステナイト域で、累積圧下率が７５％以上の未再結晶域圧延を行う。本発明鋼は、Ｎｂ等の合金量が多いため、９００℃以下では未再結晶温度域である。また、未再結晶域圧延の圧延終了温度はオーステナイト域である７００℃以上とすることが必要である。
【００３８】
その後、７００℃以上のオーステナイト域から、板厚中心部の冷却速度を１〜４０℃／秒として、５００℃以下まで冷却する。板厚中心部の冷却速度が４０℃／秒超になると、マルテンサイトになり、鋼の延性が低下する。一方、冷却速度が１℃／秒未満では、強度が不足したり、ミクロ組織がグラニュラーベイナイトになり靭性が低下する。
【００３９】
更に、冷却速度を制御する温度範囲の下限は、オーステナイトから擬似上部ベイナイトへの変態が終了する５００℃以下にする必要があり、好ましくは３００〜４５０℃である。
【００４０】
このようにして得られた鋼板を、圧延方向と鋼管の長手方向が一致するように管状に成形し、突き合わせ部を接合して鋼管とする。
【００４１】
本発明のラインパイプは、通常、直径が４５０〜１５００ｍｍ、肉厚が１０〜４０ｍｍ程度のサイズである。このようなサイズの鋼管を効率良く製造する方法としては、鋼板をＵ形、次いでＯ形に成形する、ＵＯ工程で製管し、突き合わせ部を仮付け溶接した後に、内外面からサブマージアーク溶接を行い、その後、拡管して真円度を高める製造方法が確立されている。
【００４２】
ラインパイプを拡管する場合、真円度を高めるためには塑性域まで変形させる必要があり、本発明の高強度ラインパイプの場合は０．７％程度以上とすることが好ましい。拡管率は、拡管率＝（拡管後円周−拡管前円周）／拡管前円周で定義される。拡管率を２％超に大きくすると、母材、溶接部とも塑性変形による靭性劣化が大きくなる。したがって、拡管率は０．７〜２％とすることが好ましい。
【実施例】
【００４３】
表１に示す化学成分の鋼を３００トン転炉で溶製した後、連続鋳造鋼片とし、その後、１１００℃に再加熱し、再結晶域で圧延し、次いで、９００〜７５０℃の累積圧下量が８０％となる制御圧延を２０ｍｍまで行い、その後、板厚中心部の冷却速度が１〜４０℃／秒、水冷停止温度が３００〜５００℃になるように水冷して鋼板を製造した。この鋼板を、ＵＯ工程で管状に成形して、突合せ部を仮付け溶接後、サブマージアーク溶接し、拡管率１％の拡管を行った。外径が９６５ｍｍの鋼管を製造した。サブマージアーク溶接は、３電極、１．５ｍ／分、入熱３．０ｋＪ／ｍｍの溶接条件で、内外面から各１パスづつ行った。
【００４４】
【表１】
0004523908.tif 000002
【００４５】
これらの鋼板および鋼管から試験片を採取し、引張試験およびシャルピー衝撃試験を行った。引張り試験は、ＡＰＩ  ５Ｌに準拠して実施した。鋼板の幅方向ならびに鋼管の周方向から全厚試験片を採取して引張り試験を行った。鋼管の円周方向については、鋼管から全厚の円弧状短冊を切り出してプレス加工により扁平し、円周方向を長手とする全厚試験片を作成して引張り試験を実施した。降伏強度は０．２％オフセット耐力を測定した。シャルピー衝撃試験は、鋼板の幅方向および鋼管の円周方向を長手とし、フルサイズの２ｍｍＶノッチ試験片を用いて、−３０℃で行った。−３０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー値が２００Ｊ以上であれば、−２０℃でも２００Ｊ以上のシャルピー衝撃吸収エネルギー値を確保できる。製造条件と鋼板および鋼管の特性を表２に示す。
【００４６】
本発明範囲の化学成分の鋼Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、ＥおよびＦを用い、本発明の範囲内の条件で製造した、実施例Ｎｏ．１〜８の鋼板および鋼管は、強度が目標範囲にあり低温靭性も高い。本発明範囲の化学成分の鋼Ｃであっても、冷却速度が本発明の範囲よりも遅い比較例Ｎｏ．１０の鋼板においては、ミクロ組織（またはＨv-ave／Ｈv-M）が本発明の範囲外である。本発明範囲の化学成分の鋼Ｄであっても、冷却停止温度が本発明の範囲よりも高い比較例Ｎｏ．９の鋼管においては、ミクロ組織、ＴＳ−ＴおよびＴＳ−Ｃが本発明の範囲外である。一方、Ｃ量が高くＮｉが添加されていない鋼Ｇを用いた比較例Ｎｏ．１１は、ミクロ組織が本発明の範囲外であると共に低温靭性が低い。Ｗが添加されていない鋼Ｈを用いた比較例Ｎｏ．１２はミクロ組織が本発明の範囲外であると共に低温靭性が低い。
【００４７】
【表２】
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