(57)【要約】【課題】曲げ座屈発生限界歪が高く、十分な安全性能を有するＸ１５０グレード相当超高強度溶接鋼管用鋼板および溶接鋼管ならびにその製造方法を提供する。【解決手段】鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．１１〜０．１５％、Ｓｉ：０．２０〜０．５０％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｃｕ：２．０〜４．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％を含有し、さらに、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％の中から選ばれる一種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、金属組織がベイナイトと島状マルテンサイトとの２相組織からなり、該島状マルテンサイトの面積分率が１０〜２５％であり、さらに圧延方向の引張強度（ＭＰａ）と一様伸び（％）との積が８０００以上、かつ、１．５％耐力と０．５％耐力との比が１．１以上であることを特徴とする変形性能に優れた超高強度溶接鋼管用鋼板。【選択図】図１
2012193447.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．１１〜０．１５％、Ｓｉ：０．２０〜０．５０％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｃｕ：２．０〜４．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％を含有し、さらに、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％の中から選ばれる一種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、金属組織がベイナイトと島状マルテンサイトとの２相組織からなり、該島状マルテンサイトの面積分率が１０〜２５％であり、さらに圧延方向の引張強度（ＭＰａ）と一様伸び（％）との積が８０００以上、かつ、１．５％耐力と０．５％耐力との比が１．１以上であることを特徴とする変形性能に優れた超高強度溶接鋼管用鋼板。
【請求項２】
金属組織のベイナイト中に析出するCｕ析出物の平均粒子径が１０ｎｍ以上４０ｎｍ以下、かつ、その鋼板断面単位面積当りのCｕ析出物粒子数が１．０×１０３個／μｍ２以上であることを特徴とする請求項１に記載の変形性能に優れた超高強度溶接鋼管用鋼板。
【請求項３】
鋼組成が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％の中から選ばれる一種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の変形性能に優れた超高強度溶接鋼管用鋼板。
【請求項４】
鋼組成が、さらに、質量％で、Ｎｉ：１．０〜４．０％を含有することを特徴とする請求項１乃至３の何れかに記載の変形性能に優れた超高強度溶接鋼管用鋼板。
【請求項５】
請求項１乃至４の何れかに記載の鋼板を用いて製造され、管長手方向の引張強度（ＭＰａ）と一様伸び（％）との積が８０００以上、かつ、１．５％耐力と０．５％耐力との比が１．１以上であることを特徴とする変形性能に優れた超高強度溶接鋼管。
【請求項６】
請求項１乃至４の何れかに記載の鋼組成を有する鋼片を、１０００〜１１００℃に加熱した後に熱間圧延を開始し、９５０℃以下での累積圧下率を５０％以上とし、Ａｒ３変態点以上で圧延を終了し、続いて、冷却速度４０〜８０℃／ｓ、冷却停止温度５００〜６００℃とする加速冷却を行い、さらに、冷却停止温度〜（冷却停止温度−５０℃）の温度域から、５℃／s以上の昇温速度で、６５０〜７００℃に急速再加熱した後に、空冷することを特徴とする変形性能に優れた超高強度溶接鋼管用鋼板の製造方法。
【請求項７】
請求項１乃至４の何れかに記載の鋼板を冷間で筒状に成形し、対向する端面同士を突合せ溶接した後に、拡管もしくは縮径成形を行うことを特徴とする変形性能に優れた超高強度溶接鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、引張強度１１５０ＭＰａを超える超高強度ラインパイプにおいて、特に地盤変動による曲げ変形を受けた際の限界座屈歪が高くなるように、一様伸びが大きく、かつ、１．５％耐力と０．５％耐力との比（０．５％耐力に対する１．５％耐力の比）が高い溶接鋼管用鋼板および溶接鋼管ならびにその製造方法に関するものである。なお、本ラインパイプは天然ガスや原油の輸送用として用いられる。
【背景技術】
【０００２】
近年、天然ガスや原油の輸送用として使用されるラインパイプは、高圧化による輸送効率の向上や薄肉化による現地溶接施工能率の向上のため、年々高強度化している。これまでに、ＡＰＩ規格でＸ１００グレードのラインパイプが実用化され、さらに、引張強度９００ＭＰａを超えるＸ１２０グレードまで開発されているが、さらなる高強度化が望まれている。
【０００３】
このような高強度ラインパイプ用溶接鋼管およびその素材となる高強度厚鋼板の製造方法に関し、例えば特許文献１には、耐震性を考慮し、ミクロ組織をフェライト＋ベイナイト、あるいはフェライト＋マルテンサイト、またはフェライト＋ベイナイト＋マルテンサイトとすることで高強度かつ低降伏比を達成し、溶接鋼管の変形性能を向上させる技術が開示されている。また、特許文献２には、引張強度１１５０ＭＰａを満足する超高強度厚鋼板に関する技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００６−３０７３３４号公報
【特許文献２】特開２００６−４５６４４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、例えば、Ｘ１５０グレードといった引張強度が１１５０ＭＰａを超える超高強度鋼管を実用化しようとした場合、特許文献１に記載の、軟質なフェライトと硬質なベイナイトおよび／またはマルテンサイトとの組合せで高変形能を付与できるのは引張強度がせいぜい１０００ＭＰａ程度までである。一方、特許文献２では、１１５０ＭＰａ以上の高強度化を得るために、ほぼ１００％マルテンサイト組織を得ることを必要としているが、単相組織であるため延性に乏しく、かつ地盤変動によりパイプ曲げ変形を受けた場合の座屈を防止するために必要な管長手方向の応力−歪曲線において高い耐力比が得られず、パイプラインの安全性を確保することが難しい。
【０００６】
本発明は、地震、凍土地帯のような地盤変動が生じる場所にパイプラインを敷設した際に、曲げ座屈発生限界歪が高く、十分な安全性能を有するＸ１５０グレード相当超高強度溶接鋼管用鋼板および溶接鋼管ならびに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】
【０００７】
発明者らは、埋設パイプが地盤変動によって曲げ変形を受けた際の曲げ座屈発生限界歪を１％にまで高めることを目標として、鋼の引張特性を如何に制御すべきか鋭意研究を重ねた。
【０００８】
その結果、応力−歪曲線の１％歪前後における硬化勾配が高くなるほど座屈の発生を抑制できることを見出し、さらに実管曲げ試験の結果から、使用パイプの応力−歪曲線における１．５％耐力値と０．５％耐力値との比（０．５％耐力に対する１．５％耐力の比）が１．１以上となる場合に座屈が発生しなくなることを知見した。
【０００９】
次に、このような高い耐力比を得るための鋼のミクロ組織制御について鋭意研究し、ベイナイト組織中に硬質な島状マルテンサイト（以下、ＭＡとも称する）を分散させることによって、高い耐力比が得られることがわかった。しかし、このようなベイナイトと島状マルテンサイトとの２相組織を維持しつつ高強度化を行うために鋼のＣ量を増加させていくと、一様伸びが大きく減少してしまう。
【００１０】
そこで、延性を劣化させることなく高強度化するため、さらなる検討をおこなった結果、多量なＣｕを過飽和固溶させた後、ベイナイト中に微細かつ多量に分散析出させることで、転位運動を阻害して加工硬化率を上昇させ、さらに析出した金属Ｃｕ自身が延性を持つため、一様伸びが著しく向上することが判明した。
【００１１】
そこで、最適なＣｕ析出形態を明らかとすべく、発明者らは、鋼の基本化学組成を質量％で０．１１％Ｃ、０．２０％Ｓｉ、１．５％Ｍｎ、０．０２％Ａｌ、０．０５％Ｎｂ、０．０２０％Ｔｉとして、さらにＣｕを１．５％から５．０％まで種々変化させた小型鋼塊を熱間圧延と加速冷却を施してそのミクロ組織をベイナイトとした１５ｍｍ厚鋼板を比較材とし、同じく、熱間圧延と加速冷却を施した後、加速冷却に引き続き、ベイナイトの焼戻し軟化を最小限とする急速加熱焼戻しを実施した１５ｍｍ厚鋼板を準備した。なお、急速加熱焼戻しでは加熱温度を種々変化させてベイナイト中へのＣｕ析出状態を変化させた。
【００１２】
これらの鋼板よりＡＰＩ−５Ｌに準拠した全厚引張試験片を圧延長手方向に平行に採取し、引張試験を行い、得られた引張強度、１．５％耐力値、０．５％耐力値および一様伸びの値について、Ｃｕ析出のための急速加熱処理を行った鋼板の値と、加速冷却ままとした比較材鋼板の値との差を計算し、Ｃｕ析出による引張強度、１．５％耐力値、０．５％耐力値および一様伸びの上昇量を算出した。
【００１３】
次に、Ｃｕ析出のための急速加熱処理を行った鋼板の圧延長手方向断面より板厚方向に平行に、０．３ｍｍ厚の透過電子顕微鏡用の薄膜試料を各３つずつ採取し、透過電子顕微鏡にて１０００００倍の倍率でベイナイトラス中のＣｕ析出物の観察を行った。薄膜試料ごとに３視野、計９視野について撮影したＣｕ析出物の写真を画像解析し、単位観察面積（１μｍ２）当りの析出物個数と、各析出物径の平均値を画像解析装置にて定量化した。そして、鋼板のベイナイト中のＣｕ析出物数および析出物サイズにより、上述の引張強度、１．５％耐力、０．５％耐力および一様伸びの上昇量との関係を導き出した。
【００１４】
その結果、図１に示すようにＣｕを析出させた場合の引張強度上昇量は、単位観察面積当りの析出粒子数（個／μｍ２）が１．０×１０３（図中では１．Ｅ＋０３と表記、図２〜４も同じ）以上の場合、特に粒子径が４０ｎｍ以下の小さいＣｕ析出粒子の数が１．０×１０３以上の場合、１００ＭＰａ以上の強度上昇が得られること知見した。
【００１５】
同様に、図２に示すように、１．５％耐力値についても粒子径が４０ｎｍ以下のＣｕ析出粒子の数が１．０×１０３以上の場合においてほぼ同様の析出強化による応力値の上昇が得られた。
【００１６】
一方、図３に示す、０．５％耐力値の場合、より少ない析出粒子数から強度上昇が得られ、特に粒子径が１０ｎｍ未満の細かいときに同様な析出粒子数のところで、１．５％耐力値に較べはるかに高い上昇量を示すため、鋼管にした後の曲げ発生座屈歪に影響する、０．５％耐力に対する１．５％耐力の比が相対的に劣化することも見出された。
【００１７】
一様伸びについては、図４に示すように、Ｃｕ析出が生じることで増加が認められ、特にＣｕ析出粒子の平均粒径が大きいほど一様伸びの増加が大きいことがわかった。本発明は上記知見にさらに検討を加えたもので、その要旨は次のとおりである。
【００１８】
第１の発明は、鋼組成が、質量％で、Ｃ：０．１１〜０．１５％、Ｓｉ：０．２０〜０．５０％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｃｕ：２．０〜４．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％を含有し、さらに、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％の中から選ばれる一種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、金属組織がベイナイトと島状マルテンサイトとの２相組織からなり、該島状マルテンサイトの面積分率が１０〜２５％であり、さらに圧延方向の引張強度（ＭＰａ）と一様伸び（％）との積が８０００以上、かつ、１．５％耐力と０．５％耐力との比が１．１以上であることを特徴とする変形性能に優れた超高強度溶接鋼管用鋼板である。
【００１９】
第２の発明は、金属組織のベイナイト中に析出するＣｕ析出物の平均粒子径が１０ｎｍ以上４０ｎｍ以下、かつ、その鋼板断面単位面積当りのＣｕ析出物粒子数が１．０×１０３個／μｍ２以上であることを特徴とする第１の発明に記載の変形性能に優れた超高強度溶接鋼管用鋼板である。
【００２０】
第３の発明は、鋼組成が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％の中から選ばれる一種以上を含有することを特徴とする第１または第２の発明に記載の変形性能に優れた超高強度溶接鋼管用鋼板である。
【００２１】
第４の発明は、鋼組成が、さらに、質量％で、Ｎｉ：１．０〜４．０％を含有することを特徴とする第１乃至第３の発明の何れかに記載の変形性能に優れた超高強度溶接鋼管用鋼板である。
【００２２】
第５の発明は、第１乃至第４の発明の何れかに記載の鋼板を用いて製造され、管長手方向の引張強度（ＭＰａ）と一様伸び（％）との積が８０００以上、かつ、１．５％耐力と０．５％耐力との比が１．１以上であることを特徴とする変形性能に優れた超高強度溶接鋼管である。
【００２３】
第６の発明は、第１乃至第４の発明の何れかに記載の鋼組成を有する鋼片を、１０００〜１１００℃に加熱した後に熱間圧延を開始し、９５０℃以下での累積圧下率を５０％以上とし、Ａｒ３変態点以上で圧延を終了し、続いて、冷却速度４０〜８０℃／ｓ、冷却停止温度５００〜６００℃とする加速冷却を行い、さらに、冷却停止温度〜（冷却停止温度−５０℃）の温度域から、５℃／ｓ以上の昇温速度で、６５０〜７００℃に急速再加熱した後に、空冷することを特徴とする変形性能に優れた超高強度溶接鋼管用鋼板の製造方法である。
【００２４】
第７の発明は、第１乃至第４の発明の何れかに記載の鋼板を冷間で筒状に成形し、対向する端面同士を突合せ溶接した後に、拡管もしくは縮径成形を行うことを特徴とする変形性能に優れた超高強度溶接鋼管の製造方法。
【発明の効果】
【００２５】
本発明により、地震、凍土地帯のような地盤変動が生じる場所にパイプラインを敷設した際に、曲げ座屈発生限界歪が高く、十分な安全性能を有するＸ１５０グレード相当の超高強度溶接鋼管用鋼板および鋼管ならびにその製造方法を提供することが可能となった。
【図面の簡単な説明】
【００２６】
【図１】Ｃｕ析出粒子数および平均粒子径とＴＳ上昇量との関係を説明する図である。
【図２】Ｃｕ析出粒子数および平均粒子径と１．５％耐力上昇量との関係を説明する図である。
【図３】Ｃｕ析出粒子数および平均粒子径と０．５％耐力上昇量との関係を説明する図である。
【図４】Ｃｕ析出粒子数および平均粒子径と一様伸び増加量との関係を説明する図である。
【発明を実施するための形態】
【００２７】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００２８】
１．成分組成について
以下に、本発明の成分組成について説明する。なお、成分組成における％は、全て質量％とする。
【００２９】
Ｃ：０．１１〜０．１５％
Ｃはベイナイト中に島状マルテンサイトを分散させた場合、島状マルテンサイトの方に濃化し硬度上昇を引き起こし、鋼の引張強度を大きく上昇させる。後述する高耐力比を得るための島状マルテンサイト面積分率を得て、さらに引張強度が１１５０ＭＰａを超える高強度を得るためには０．１１％以上含有することが必要であるが、０．１５％を超えて含有すると、鋼の一様伸びが大きく劣化することからＣ量は、０．１１〜０．１５％の範囲とする。
【００３０】
Ｓｉ：０．２０〜０．５０％
Ｓｉは０．２０％以上含有することにより、ベイナイト中の固溶Ｃを島状マルテンサイトへ拡散させ、島状マルテンサイトの硬さ上昇を通じて高強度化に寄与することから０．２０％以上含有する。一方、０．５０％を超えて含有すると、島状マルテンサイトが脆くなり靱性低下を引き起こすことから、Ｓｉ量は、０．２０〜０．５０％の範囲とする。
【００３１】
Ｍｎ：１．５〜２．５％
Ｍｎは焼入性向上元素として作用する。フェライト変態を抑制してベイナイト組織とし、さらに島状マルテンサイトを生成させるため、１．５％以上含有することが必要である。一方、２．５％を超えて含有しても効果が飽和するため、Ｍｎ量は、１．５〜２．５％の範囲とする。
【００３２】
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ａｌは脱酸元素として作用する。０．０１％以上含有することにより十分な脱酸効果が得られるが、０．０８％を超えて含有すると鋼中の清浄度が低下し靱性劣化の原因となるため、Ａｌ量は、０．０１〜０．０８％の範囲とする。
【００３３】
Ｃｕ：２．０〜４．０％
Ｃｕはベイナイト中に金属Ｃｕとして多量微細析出することにより強化に寄与するので、延性を低下させずに析出強化で、鋼の強度−延性バランスを向上させることができる。ベイナイト＋島状マルテンサイト組織にＣｕを析出させて、引張強度を１１５０ＭＰａ超えとするためには、２．０％以上のＣｕ含有が必要であるが、４．０％を超えて含有するとスラブ割れ等が顕著となり、精整工程での負荷が高くなるため、Ｃｕ量は、２．０〜４．０％の範囲とする。好ましくは、２．０〜３．５％の範囲である。
【００３４】
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％
Ｎｂは熱間圧延時のオーステナイト未再結晶領域を高温側に拡大する効果があり、特に９５０℃まで未再結晶領域とするためには、０．００５％以上含有することが必要である。一方、０．０５％を超えて含有すると、島状マルテンサイトが脆くなり、靱性低下の原因となるため、Ｎｂ量は、０．００５〜０．０５％の範囲とする。
【００３５】
Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％
Ｔｉは窒化物を形成し、鋼中の固溶Ｎ量低減に有効であるほか、析出したＴｉＮがピンニング効果を有してオーステナイト粒の粗大化を抑制することで、母材の靱性向上に寄与する。必要なピンニング効果を得るためには、０．００５％以上含有することが必要であるが、０．０１５％を超えて含有すると炭化物を形成するようになり、その析出硬化が靱性低下の原因となるため、Ｔｉ量は、０．００５〜０．０１５％の範囲とする。
【００３６】
本発明では、高強度化を目的として、さらに、焼入性向上元素である、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの一種以上を選択元素として含有する。
【００３７】
Ｃｒ：０．０５〜１．０％
Ｃｒは０．０５％以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、多量のＭｎ添加の代替とすることができる。しかし、１．０％を超えて含有すると溶接熱影響部（以下、ＨＡＺとも称する）の靱性が著しく劣化するため、Ｃｒを含有する場合は、その量は０．０５〜１．０％の範囲とする。
【００３８】
Ｍｏ：０．０５〜１．０％
Ｍｏもまた０．０５％以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、多量のＭｎ添加の代替とすることができる。しかし、高価な元素であり、かつ１．０％を超えて含有しても強度上昇は飽和するため、Ｍｏを含有する場合は、その量は０．０５〜１．０％の範囲とする。
【００３９】
Ｖ：０．０１〜０．１％
ＶはＮｂとの複合添加により、多重溶接熱サイクル時に析出硬化し、ＨＡＺ軟化防止に寄与する。０．０１％以上含有することで、軟化防止効果が発現するが、０．１％を超えて含有すると析出硬化が著しくＨＡＺ靱性を劣化させるため、Ｖを含有する場合は、その量は０．０１〜０．１％の範囲とする。
【００４０】
Ｂ：０．０００５〜０．００３％
Ｂはオーステナイト粒界に偏析し、フェライト変態を抑制することで、特にＨＡＺの強度低下防止に寄与する。この効果を得るために、０．０００５％以上含有することを必要とするが、０．００３％を超えて含有してもその効果は飽和するため、Ｂを含有する場合は、その量は０．０００５〜０．００３％の範囲とする。
【００４１】
本発明の基本成分組成は、以上であるが、更に、母材あるいは溶接部靭性の向上を目的とする場合は、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｍｇの一種以上を選択元素として含有することができる。
【００４２】
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
Ｃａは鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、０．０００５％以上含有することで靱性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。しかし，０．０１％を超えて含有すると、ＣａＯ−ＣａＳのクラスターを形成し、かえって靱性を劣化させるので、Ｃａを含有する場合は、その量は０．０００５〜０．０１％の範囲とすることが好ましい。
【００４３】
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
ＲＥＭもまた鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、０．０００５％以上含有することで靱性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。しかし、高価な元素であり、かつ０．０２％を超えて含有しても効果が飽和するため、ＲＥＭを含有する場合は、その量は０．０００５〜０．０２％の範囲とすることが好ましい。
【００４４】
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％
Ｚｒは鋼中で炭窒化物を形成し、とく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％以上含有することが必要であるが、０．０３％を超えて含有すると、鋼中の清浄度が著しく低下し、靱性が低下するようになるので、Ｚｒを含有する場合は、その量は０．０００５〜０．０３％の範囲とすることが好ましい。
【００４５】
Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％
Ｍｇは製鋼過程で鋼中に微細な酸化物を生成し、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％以上含有することが必要であるが、０．０２％を超えて含有すると、鋼中の清浄度が低下し、靱性を低下させるようになるので、Ｍｇを含有する場合は、その量は０．０００５〜０．０２％の範囲とすることが好ましい。
【００４６】
更に、Ｎｉを熱間圧延時のスラブ加熱によるＣｕ割れを抑制することを目的に含有することができる。
【００４７】
Ｎｉ：１．０〜４．０％
Ｃｕ含有鋼を熱間圧延する場合、スラブ加熱温度がＣｕの融点を超えると液相が生成し、これを起点とするＣｕ割れが発生する、これがいわゆるＣｕ割れである。このＣｕ割れを抑制するためには、Ｃｕ含有量の半分以上の量のＮｉを含有することが有効であるが、Ｃｕ量を超えて含有しても効果は飽和するため、Ｎｉを含有する場合は、その量を１．０〜４．０％の範囲とすることが好ましい。さらに、Ｎｉ含有量はＣｕ含有量の１／２以上でかつ、Ｃｕ含有量以下であることが、より好ましい。
【００４８】
なお、上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
【００４９】
２．金属組織について
母材部の金属組織（ミクロ組織）はベイナイト相と島状マルテンサイト相の２相組織とする。尚、ミクロ組織中にセメンタイトおよび／または残留オーステナイトを、強度、靭性を損なわない範囲で含むことができる。セメンタイトと残留オーステナイトの量は両者合計の面積分率で１０％未満であることが望ましい。
【００５０】
加速冷却の冷却速度不足等でフェライト主体の組織となった場合、１１５０ＭＰａを超える引張強度の達成が困難となる。一方、マルテンサイト主体の組織とすると、強度は十分確保できるものの、延性が著しく低下する。このため、１．５％耐力と０．５％耐力との比を１．１以上とし、パイプ曲げ変形時の限界座屈歪１％超を達成するためには、ベイナイト相中に母相となるベイナイト相より硬い相（第２相）として、島状マルテンサイト相を均一に分散させる必要がある。島状マルテンサイト相の面積率が１０％未満では、耐力比（１．５％耐力と０．５％耐力との比、すなわち、０．５％耐力に対する１．５％耐力の比）が十分低くならないため、島状マルテンサイト相の面積分率の下限は１０％とする。一方、面積分率が２５％を超えた場合は、一様伸びや母材靱性が著しく劣化するため、島状マルテンサイト相の面積分率は、１０〜２５％の範囲とする。
【００５１】
ここで、組織全体に占める島状マルテンサイト相の面積分率は、鋼板の圧延長手方向と平行な板厚断面を鏡面研磨したあと、２段エッチング法を用いて島状マルテンサイトを現出させ、その後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い２０００倍の倍率で無作為に５視野のミクロ組織写真を撮影し、画像解析することによって計測・算出した。
【００５２】
さらに、上述するベイナイト中にＣｕを析出させ、かつその析出物の平均粒子径を１０ｎｍ以上４０ｎｍ以下とし、その鋼板あるいは鋼管断面単位面積当りのＣｕ析出物粒子数が１．０×１０３個／μｍ２以上とする。Ｃｕ析出物は微細分散させることにより転位運動を阻害して加工硬化率を上昇させることからベイナイト組織の高強度化に極めて効果的であり、かつ、自身も延性を持つため、引張強度が上昇するにも関わらず一様伸びも向上する。
【００５３】
そこで、その効果を確認するため、鋼の基本化学組成を質量％で０．１１％Ｃ、０．２０％Ｓｉ、１．５％Ｍｎ、０．０２％Ａｌ、０．０５％Ｎｂ、０．０２０％Ｔｉとして、さらにＣｕを１．５％から５．０％まで種々変化させた小型鋼塊を熱間圧延と加速冷却を施してそのミクロ組織をベイナイトとした１５ｍｍ厚鋼板を比較材とし、同じく、熱間圧延と加速冷却を施した後、加速冷却に引き続き、ベイナイトの焼戻し軟化を最小限とする急速加熱焼戻しを実施した１５ｍｍ厚鋼板を準備した。なお、急速加熱焼戻しでは加熱温度を種々変化させてベイナイト中へのＣｕ析出状態を変化させた。
【００５４】
これらの鋼板よりＡＰＩ−５Ｌに準拠した全厚引張試験片を圧延長手方向に平行に採取し、引張試験を行い、得られた引張強度、１．５％耐力値、０．５％耐力値および一様伸びの値について、Ｃｕ析出のための急速加熱処理を行った鋼板の値と、加速冷却ままとした比較材鋼板の値との差を計算し、Ｃｕ析出による引張強度、１．５％耐力値、０．５％耐力値および一様伸びの上昇量を算出した。
【００５５】
次に、Ｃｕ析出のための急速加熱処理を行った鋼板の圧延長手方向断面より板厚方向に平行に、０．３ｍｍ厚の透過電子顕微鏡用の薄膜試料を各３つずつ採取し、透過電子顕微鏡にて１０００００倍の倍率でベイナイトラス中のＣｕ析出物の観察を行った。薄膜試料ごとに３視野、計９視野について撮影したＣｕ析出物の写真を画像解析し、単位観察面積（１μｍ２）当りの析出物個数と、各析出物径の平均値を画像解析装置にて定量化した。そして、鋼板のベイナイト中のＣｕ析出物数および析出物サイズにより、上述の引張強度、１．５％耐力、０．５％耐力および一様伸びの上昇量との関係を導き出した。
【００５６】
Ｃｕを析出させた場合の引張強度上昇量は図１に示すように、平均粒子径が４０ｎｍ以下の析出物が１．０×１０３個／μｍ２以上ある場合に、１００ＭＰａ以上の引張強度の上昇が得られることから、平均粒子径を４０ｎｍ以下、粒子数を１．０×１０３個／μｍ２以上とする。平均粒子径が４０ｎｍを超える場合、１．０×１０３個／μｍ２以上の粒子数であっても、あまり引張強度の上昇が得られず、また、粒子数が１．０×１０３個／μｍ２未満の場合は平均粒子径によらず、引張強度の上昇が得られなかった。
【００５７】
１．５％耐力値については図２に示すように、粒子径が４０ｎｍ以下のＣｕ析出粒子の数が１．０×１０３以上の場合において１００ＭＰａ以上の１．５％耐力値の上昇が得られた。
【００５８】
０．５％耐力値については図３に示すように、Ｃｕ析出物の平均粒子径が２０ｎｍ以下、特に１０ｎｍ以下の場合に０．５％耐力値の上昇量が１．５％耐力値の上昇量に比べて、遥かに高いことから、０．５％耐力に対する１．５％耐力の比を１．１以上とすることが困難となり、鋼管の曲げ座屈限界歪が低下してしまうため、Ｃｕ析出物の平均粒子径は１０ｎｍ以上とする。好ましくは、２０ｎｍ以上である。
【００５９】
一様伸びについては図４に示すように、Ｃｕ析出が生じることで一様伸びの増加が認められ、一様伸びの向上は粒子数よりも平均粒子径に依存し、平均粒子径１０ｎｍ以上の場合著しい向上が見られることから、Ｃｕ析出物の平均粒子径は１０ｎｍ以上とすることが、好ましい。
【００６０】
次に、鋼板圧延方向の引張強度（ＭＰａ）と一様伸び（％）との積を８０００以上とした理由を説明する。従来の鋼板の強化手法では引張強度の上昇に伴い、一様伸びは逆に低下する。特に引張強度１１５０ＭＰａを超えるような高強度化をすると、一様伸び低下は著しい。その結果、溶接鋼管に成形後は、鋼管長手方向の一様伸びも著しく低い値となり、パイプ敷設後、なんらかの引張変形が発生した際に、容易に局部破壊が生じて安全上問題となる。
【００６１】
そのため、引張強度と一様伸びの両立を示す指標として引張強度（ＭＰａ）と一様伸び（％）との積を選び、その値を、実用化されている最高強度グレードのＸ１００級（引張強度８００ＭＰａ程度）でもっとも高延性と考えられるもの（一様伸び１０％程度）と同等となる８０００以上とした。
【００６２】
鋼管長手方向の引張強度（ＭＰａ）と一様伸び（％）との積を８０００以上とした理由も上述の通りである。なお、安定して鋼管長手方向の引張強度（ＭＰａ）と一様伸び（％）との積を８０００以上とするためには、鋼板圧延方向の引張強度（ＭＰａ）と一様伸び（％）との積は８２００以上が望ましい。
【００６３】
３．製造条件について
上記した組成を有する鋼を、転炉、電気炉等の溶製手段で常法により溶製し、連続鋳造法または造塊〜分塊法等で常法によりスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、溶製方法、鋳造法については上記した方法に限定されるものではないが、経済性の観点から転炉法による製鋼プロセスと連続鋳造プロセスによる鋼片の鋳造を行うことが望ましい。その後、性能所望の形状に圧延し、圧延後に、冷却および再加熱を行う。以下、本発明の製造条件を示す。
【００６４】
本発明において規定される鋼の温度条件は、鋼片あるいは鋼板板厚方向の平均温度を指すものとする。板厚方向の平均温度は、板厚、表面温度および冷却条件などから、シミュレーション計算などにより求められる。たとえば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより、板厚方向の平均温度を求めることができる。
【００６５】
（１）加熱温度：１０００〜１１００℃
熱間圧延を行うにあたり、鋼片を完全にオーステナイト化する必要があるため、加熱温度を１０００℃以上とする。一方、１１００℃を超える温度まで鋼片を加熱すると、オーステナイト粒の粗大化がはじまり、靱性に悪影響することから、加熱温度は、１０００〜１１００℃の範囲とする。
【００６６】
（２）９５０℃以下での累積圧下率：５０％以上
本発明では、Ｎｂ添加によって熱間圧延時のオーステナイト未再結晶領域は９５０℃まで拡大している。この温度域にて累積圧下率が５０％以上の圧延を行うことにより、オーステナイト粒が伸展しその後の加速冷却で変態生成するベイナイトが微細化し靱性が向上することから、累積圧下率は５０％以上とする。
【００６７】
（３）圧延終了温度：Ａｒ３変態点以上
熱間圧延温度がフェライト変態開始温度を下回った場合、圧延中にフェライトを生成して強度が低下するため、熱間圧延終了温度は少なくともＡｒ３変態点以上とする。
【００６８】
なおＡｒ３変態点は、成分から算出する下記式（１）により求めることができる。
Ａｒ３＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ・・（１）
ここで、各元素記号は、含有量（質量％）を意味し、含有しない場合は０とする。
【００６９】
（４）冷却速度：４０〜８０℃／ｓ
ベイナイトを変態生成させるため、熱間圧延に引き続き加速冷却を実施する。冷却速度が４０℃／ｓ未満の場合、冷却中にＣｕが一部析出してしまうため、ベイナイト中に過飽和固溶状態からＣｕを析出するという本発明の基本思想が実現できなくなることから、Ｃｕの過飽和固溶状態を得るため下限を４０℃／ｓとする。一方、８０℃／ｓを超えた冷却速度の場合、後述の冷却停止温度に制御することが難しく、特に表面近傍でマルテンサイト変態が生じ、靱性が著しく低下するため、冷却速度の範囲は４０〜８０℃／ｓとする。
好ましくは５０〜６５℃／ｓである。
【００７０】
なお、加速冷却は、組織全体がオーステナイトである状態から開始するのが好ましいので、加速冷却開始温度はＡｒ３変態点以上であることが好ましい。
【００７１】
（５）冷却停止温度：５００〜６００℃
加速冷却の冷却停止温度が５００℃未満の場合、加速冷却中ほとんどのオーステナイトがベイナイト変態してしまい、未変態のオーステナイトを島状マルテンサイトにすることができず、所望の島状マルテンサイトの面積分率が得られなくなることから、下限を５００℃とする。一方、冷却停止温度が６００℃を超えるとベイナイト変態が完了しないまま加速冷却を停止することになり、引き続き行う再加熱時にパーライト等が生成して強度低下の原因となるため、冷却停止温度は５００〜６００℃の範囲とする。好ましくは、５２０〜５８０℃である。
【００７２】
（６）再加熱開始温度：冷却停止温度〜（冷却停止温度−５０℃）
鋼中に過飽和固溶しているＣｕをベイナイト組織中に微細分散析出させると同時に、ベイナイト中のＣを未変態オーステナイトに拡散させ、島状マルテンサイトに変態させるため、加速冷却後ただちに再加熱を行う。再加熱を開始する温度が、加速冷却停止温度より５０℃を超えて低くなると、Ｃｕの微細分散を行いにくく、十分な析出強化が得られずに目標強度を下回るため、再加熱の開始温度は、（冷却停止温度−５０℃）以上とする。好ましくは、（冷却停止温度−３０℃）以上である。
【００７３】
（７）昇温速度：５℃／ｓ以上
再加熱時の昇温速度は５℃／ｓ以上とする。加熱時の昇温速度が不足すると、昇温中にＣｕが析出を始め、目標加熱温度に達したときには凝集粗大化してしまいＣｕの微細分散を行いにくく、十分な析出強化が得られずに目標強度を下回るため、再加熱時の昇温速度は５℃／ｓ以上とする。
【００７４】
（８）再加熱温度：６５０〜７００℃
再加熱温度が６５０℃未満の場合、Ｃｕの析出および未変態オーステナイトへのＣ濃化が不十分となり、目標とする引張強度、および島状マルテンサイト面積率を得ることができなくなるため、再加熱温度の下限を６５０℃とする。一方、再加熱温度が７００℃を上回ると、Ｃｕが過時効状態となり引張強度が低下するため、上限を７００℃とする。
【００７５】
なお、再加熱の保持時間は、特に限定はしないが好ましくは、１秒から１００秒程度である。
【００７６】
なお、再加熱において、加熱保持時間を設定する必要はなく、上記再加熱温度域において過剰な時間にわたって保持すると析出したＣｕが粗大化するおそれがあるため、保持する場合でも、上記再加熱温度域における滞留時間は２００秒以下であることが好ましい。
【００７７】
また、再加熱後の冷却過程においては、析出したＣｕが急速に粗大化するようなことはないので、再加熱後の冷却条件は特に規定しないが、基本的には空冷とすることが好ましい。
【００７８】
加速冷却後の再加熱を行うための設備として、加速冷却を行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ことが好ましい。
【００７９】
上記の方法で製造された鋼板の鋼管への成形方法は、従来から用いられているＵＯＥ成形、プレスベンド成形、ロール成形のいずれの成形方法も使用することができる。たとえば、鋼板の圧延方向が鋼管の長手方向となるように、鋼板を冷間で筒状に成形し、対向する端面同士を突合せ溶接することにより、または溶接後に拡管もしくは縮径の成形を行うことにより、本発明の高延性超高強度溶接鋼管を製造することができる。
【実施例１】
【００８０】
表１に示す化学組成の鋼を用いて、表２に示す熱間圧延、加速冷却、再加熱条件で１５〜２５ｍｍの鋼板を作製した。そして、これらの鋼板を素材として、鋼板の圧延方向が鋼管の長手方向となるように、ＵＯＥプロセスにて溶接鋼管を製造した。鋼管の溶接はサブマージアーク溶接機による内外面１層溶接とし、いずれの溶接も溶接入熱を５５ｋＪ／ｃｍ以下で実施した。（また、溶接ワイヤは、Ｃ含有量が０．１１％以下となる低Ｃ溶接ワイヤを使用した。）
【００８１】
【表１】
2012193447.tif 000003
【００８２】
【表２】
2012193447.tif 000004
【００８３】
それぞれの鋼管より、ＡＰＩ−５Ｌに準拠した全厚引張試験片（管長手方向を試験片長手方向とする）とＤＷＴＴ試験片、および管厚中央位置からＪＩＳＺ２２０２に記載のＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、鋼管の引張試験とＤＷＴＴ試験（試験温度：０℃）およびシャルピー衝撃試験（試験温度：０℃）を実施して、強度、一様伸び、および靱性を評価した。靱性として、シャルピー衝撃試験については、０℃における吸収エネルギーｖＥ０を、また、ＤＷＴＴ試験では、０℃における延性破面率ＳＡ０を評価した。また、管厚中央位置から金属組織（ミクロ組織）観察用サンプルを採取し、管長手方向と平行な板厚断面を鏡面研磨したあと、２段エッチング法を用いてＭＡを現出させた。その後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い２０００倍の倍率で無作為に５視野のミクロ組織写真を撮影し、写真中のＭＡの面積分率を画像解析によって計測・算出した。さらに、同じ試料を再度鏡面研磨した後、３％硝酸アルコール腐食液にてエッチングを行い、光学顕微鏡にて４００倍の倍率で観察を行い、ミクロ組織の第１相の種類を確認した。
母材のミクロ組織、強度、一様伸び、靱性などの調査結果をまとめて表３に示す。
【００８４】
【表３】
2012193447.tif 000005
【００８５】
発明例であるＮｏ．１〜Ｎｏ．６は成分組成、ミクロ組織、製造条件が発明の範囲内であり、良好な強度、変形性能、および靱性が得られた。Ｎｏ．７〜１４は比較例であり、Ｎｏ．７は冷却停止温度が６００℃を超えたのでパーライトが晶出し引張強度が低くなり、引張強度×一様伸びが不足した。Ｎｏ．８は冷却停止温度が５００℃未満となり、島状マルテンサイトの面積分率が小さく、１．５％耐力と０．５％耐力との比が１．１未満となった。Ｎｏ．９は再加熱を行わなかったので島状マルテンサイトの面積分率が少なく、１．５％耐力と０．５％耐力との比が１．１未満となった。Ｎｏ．１０は再加熱温度が７００℃を超えたので、Ｃｕが過時効状態となって析出物粒子の平均径が本発明範囲の４０ｎｍを超えるほど粗大化した結果、引張強度が低くなり、引張強度×一様伸びが不足した。Ｎｏ．１１はＣ量が本発明範囲を下回ったため、島状マルテンサイトの生成が十分でなく、耐力比も低かった。Ｎｏ．１２はＣ量が本発明範囲を超えたため、一様伸びが劣化した。Ｎｏ．１３はＣｕ量が本発明範囲を下回ったため、析出強化が不十分で引張強度が低くなり、引張強度×一様伸びが不足した。Ｎｏ．１４はＭｎ量が本発明範囲を下回ったため、島状マルテンサイトの生成が十分でなく、耐力比が低かった。
【実施例２】
【００８６】
実施例２では、実施例１の表１に示す化学組成の鋼を用いて、表４に示す熱間圧延、加速冷却、再加熱条件で１５〜２５ｍｍの鋼板を作製した。そして、これらの鋼板を素材として、鋼板の圧延方向が鋼管の長手方向となるように、ＵＯＥプロセスにて溶接鋼管を製造した。鋼管の溶接はサブマージアーク溶接機による内外面１層溶接とし、いずれの溶接も溶接入熱を５５ｋＪ／ｃｍ以下で実施した。（また、溶接ワイヤは、Ｃ含有量が０．１１％以下となる低Ｃ溶接ワイヤを使用した。）
【００８７】
【表４】
2012193447.tif 000006
【００８８】
それぞれの鋼管より、ＡＰＩ−５Ｌに準拠した全厚引張試験片（管長手方向を試験片長手方向とする）とＤＷＴＴ試験片、および管厚中央位置からＪＩＳＺ２２０２に記載のＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、鋼管の引張試験とＤＷＴＴ試験（試験温度：０℃）およびシャルピー衝撃試験（試験温度：０℃）を実施して、強度、一様伸び、および靱性を評価した。靱性として、シャルピー衝撃試験については、０℃における吸収エネルギーｖＥ０を、また、ＤＷＴＴ試験では、０℃における延性破面率ＳＡ０を評価した。
【００８９】
また、管厚中央位置から金属組織（ミクロ組織）観察用サンプルを採取し、管長手方向と平行な板厚断面を鏡面研磨したあと、２段エッチング法を用いてＭＡを現出させた。その後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い２０００倍の倍率で無作為に５視野のミクロ組織写真を撮影し、写真中のＭＡの面積分率を画像解析によって計測・算出した。さらに、同じ試料を再度鏡面研磨した後、３％硝酸アルコール腐食液にてエッチングを行い、光学顕微鏡にて４００倍の倍率で観察を行い、ミクロ組織の第１相の種類を確認した。
【００９０】
さらに、管長手方向と平行な板厚断面から３つずつ透過型電子顕微鏡用薄膜サンプルを採取し、透過型電子顕微鏡にて１０００００倍の倍率でそれぞれ３視野づつ、計９視野でＣｕ析出物の写真を撮影し、画像解析にて各Ｃｕ析出物粒子の平均径と単位面積当りの粒子数を算出した。
【００９１】
母材のミクロ組織、強度、一様伸び、靱性などの調査結果をまとめて表５に示す。
【００９２】
【表５】
2012193447.tif 000007
【００９３】
発明例であるＮｏ．１５〜１７は、成分組成、ミクロ組織、製造条件が発明の範囲内であり、良好な強度、変形性能、および靱性が得られた。
【００９４】
Ｎｏ．１８〜２０は比較例であり、Ｎｏ．１８は、加速冷却終了後、再加熱温度が本発明範囲を下回ったため、再加熱時にＣｕが微細分散析出されず、単位断面積当りの析出物粒子数が本発明範囲の１．０×１０３個／μｍ２未満となり、析出強化が不十分で引張強度が低くなり、引張強度×一様伸びが不足した。Ｎｏ．１９は、再加熱時の昇温速度が遅く、加熱中Ｃｕ析出物の凝集粗大化が起こり、析出物粒子の平均径が本発明範囲の４０ｎｍを超え、かつ、単位断面積当りの析出物粒子数が本発明範囲の１．０×１０３個／μｍ２未満となった結果、析出強化が不十分で引張強度が低くなり、引張強度×一様伸びが不足した。Ｎｏ．２０は、再加熱温度が低く、未変態オーステナイトへのＣ濃化が不十分で島状マルテンサイトの面積分率が小さく、かつ、Ｃｕ析出物の析出物粒子の平均径が本発明範囲の１０ｎｍより微細となったため、０．５％耐力が著しく増加した結果、１．５％耐力と０．５％耐力との比が１．１未満となった。
【実施例３】
【００９５】
表６に示す化学組成の鋼を用いて、表７に示す熱間圧延、加速冷却、再加熱条件で１５〜２０ｍｍの鋼板を作製した。
【００９６】
【表６】
2012193447.tif 000008
【００９７】
【表７】
2012193447.tif 000009
【００９８】
それぞれの鋼板より、ＡＰＩ−５Ｌに準拠した全厚引張試験片（鋼板圧延方向を試験片長手方向とする）とＤＷＴＴ試験片、および板厚中央位置からＪＩＳＺ２２０２に記載のＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、鋼板の引張試験とＤＷＴＴ試験（試験温度：０℃）およびシャルピー衝撃試験（試験温度：０℃）を実施して、強度、一様伸び、および靱性を評価した。靱性として、シャルピー衝撃試験については、０℃における吸収エネルギーｖＥ０を、また、ＤＷＴＴ試験では、０℃における延性破面率ＳＡ０を評価した。
【００９９】
また、板厚中央位置から金属組織（ミクロ組織）観察用サンプルを採取し、鋼板圧延方向と平行な板厚断面を鏡面研磨したあと、２段エッチング法を用いてＭＡを現出させた。その後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い２０００倍の倍率で無作為に５視野のミクロ組織写真を撮影し、写真中のＭＡの面積分率を画像解析によって計測・算出した。さらに、同じ試料を再度鏡面研磨した後、３％硝酸アルコール腐食液にてエッチングを行い、光学顕微鏡にて４００倍の倍率で観察を行い、ミクロ組織の第１相の種類を確認した。
【０１００】
さらに、鋼板圧延方向と平行な板厚断面から３つずつ透過型電子顕微鏡用薄膜サンプルを採取し、透過型電子顕微鏡にて１０００００倍の倍率でそれぞれ３視野ずつ、計９視野でＣｕ析出物の写真を撮影し、画像解析にて各Ｃｕ析出物粒子の平均径と単位面積当りの粒子数を算出した。
【０１０１】
母材のミクロ組織、強度、一様伸び、靱性などの調査結果をまとめて表８に示す。
【０１０２】
【表８】
2012193447.tif 000010
【０１０３】
発明例であるＮｏ．２１〜Ｎｏ．２３は成分組成、ミクロ組織、製造条件が発明の範囲内であり、良好な強度、変形性能、および靱性が得られた。Ｎｏ．２４および２５は比較例であり、Ｎｏ．２４は再加熱を行わなかったので島状マルテンサイトの面積分率が少なく、１．５％耐力と０．５％耐力との比が１．１未満となり、さらにＣｕ析出が十分でなく、単位断面積当りのＣｕ析出物粒子数が本発明範囲の１．０×１０３個／μｍ２未満となった結果、析出強化が不十分で引張強度が低くなり、引張強度×一様伸びが不足した。Ｎｏ．２５は、Ｃｕ量が本発明範囲を下回ったため、単位断面積当りのＣｕ析出物粒子数が本発明範囲の１．０×１０３個／μｍ２未満となった結果、析出強化が不十分で引張強度が低くなり、引張強度×一様伸びが不足した。
【図１】
2012193447.tif 000011
【図２】
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【図３】
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【図４】
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