(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ｎｉ：１．２％超、２．５％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ａｌ：０．１％以下、Ｃｕ：０〜０．６％、Ｃｒ：０〜０．８％、Ｍｏ：０〜０．６％、Ｖ：０〜０．１％、Ｃａ：０〜０．００６％、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、下記の条件(a)または(b)のいずれかを満たし、当該不可避的不純物のうち、Ｐが０．０１５％以下およびＳが０．００３％以下の引張強さ９００ＭＰａ以上の高張力鋼。
(a)  さらに、Ｂ：０〜０．０００４％の範囲にあり、かつ下記(1)式の炭素当量Ｃeqが０．５３〜０．７％である。
(b)  さらに、Ｂ：０．０００４％超、０．００２５％以下を含み、下記(1)式の炭素当量Ｃeqが０．４〜０．５８％である。
(1)：Ceq＝C＋(Mn/6)＋{(Cu+Ni)/15}＋{(Cr＋Mo＋V)/5}
ここで、元素記号は鋼中の含有率（重量％）を表す。
【請求項２】
金属組織が下記(c)を満たす請求項１の高張力鋼。
(c)  マルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織が金属組織中で９０体積％以上であり、その混合組織のうちで下部ベイナイトが２体積％以上であり、かつ旧オーステナイト粒のアスペクト比が３以上である。
【請求項３】
下記の(2)式で表されるＶｓが０．１０〜０．４２％の範囲にある上記請求項１の高張力鋼。
(2)：Vs＝C＋(Mn/5)＋5P−(Ni/10)−(Mo/15)＋(Cu/10)
ここで、元素記号は鋼中の含有率（重量％）を表す。
【請求項４】
下記の(2)式で表されるＶｓが０．１０〜０．４２％の範囲にある上記請求項２の高張力鋼。
(2)：Vs＝C＋(Mn/5)＋5P−(Ni/10)−(Mo/15)＋(Cu/10)
ここで、元素記号は鋼中の含有率（重量％）を表す。
【請求項５】
鋼鋳片を、１０００〜１２５０℃に加熱後圧延し、γの未再結晶温度域での累積圧下率を５０％以上とし、Ａr３点以上で圧延を終了し、Ａr３点以上から肉厚中心部の冷却速度１０〜４５℃／ｓにて５００℃以下に冷却する上記請求項２、または４の高張力鋼の製造方法。
【請求項６】
さらに、Ａc１点以下での焼戻しを加える上記請求項５の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【発明の属する技術分野】
【０００１】
本発明は、天然ガスや原油の輸送用ラインパイプ、各種圧力容器等に使用される高張力鋼であって、とくに脆性亀裂伝播停止特性と溶接継手部の特性に優れる引張強さ（ＴＳ）９００ＭＰａ以上の高張力鋼に関する。
【従来の技術】
【０００２】
天然ガス、原油等を長距離輸送するパイプラインにおいては、操業圧力の上昇による輸送効率の改善がたえず追求されてきた。操業圧力の上昇に耐えるために、従来の強度グレードのパイプ用鋼材の肉厚を増加させる方法が考えられるが、現地での溶接施工能率を低下させるとともに構造物の重量増加による敷設効率の低下を生じる問題がある。これに対し、パイプ用鋼材を高強度化し肉厚の増大を制限する要求が高まっている。このため、たとえば、近年、米国石油協会（ＡＰＩ）においてＸ８０グレード鋼が規格化され実用に供されている。ここに、符号「Ｘ８０」は、降伏強さ（ＹＳ）が８０ｋｓｉ（約５５１ＭＰａ）以上であることを表示する。
【０００３】
さらに、このＸ８０グレード鋼の製造技術を基にＸ１００またはＸ１２０グレードの高強度鋼まで製造可能であるとの提案がなされている。具体的には、Ｃｕの析出強化を利用したＸ１００〜Ｘ１２０グレード鋼とその製造方法の提案（特開平８−１０４９２２号公報、特開平８−２０９２８７号公報、特開平８−２０９２８８号公報）、およびＭｎの含有率を高めた鋼とその製造方法の提案（特開平８−２０９２９０号公報、特開平８−２０９２９１号公報）がなされている。
【０００４】
前者のＣｕの析出強化を利用する鋼材には、溶接部の硬さ減少による優れた現地溶接性と母材の高強度とが確かに備えられる。しかしながら、マトリックス中に分散したＣｕ析出物のために、脆性亀裂伝播停止特性（以下、「アレスト性」という）を十分な程度にまで備えるには不十分である。このアレスト性は、溶接鋼構造物が脆性破壊により瞬時に倒壊するという大事故を防止する観点から、鋼材に対して要求される特性である。
【０００５】
一般に、溶接鋼構造物においては、溶接継手部にある程度の欠陥が存在することを当初から見込んでいる。その溶接継手部の欠陥から脆性亀裂が発生しても、母材がその脆性亀裂の伝播を停止できれば大事故にいたることはない。このため、重要な溶接鋼構造物では、溶接継手部に対し脆性破壊発生特性（以下、「発生特性」という）が、また、母材に対しアレスト性が要求される。母材について発生特性が問題とされる場合ももちろんある。発生特性とアレスト性の２つの特性は全く独立の、無関係な性質ではなく、たとえば析出物が整合析出して硬化する場合には両方の性質はともに劣化する。しかし、別の因子、たとえば金属組織の微細化は、発生特性を改善する効果は大きいものの、アレスト性の改善の程度は小さい（ゼロではないが）といった差異がある。この２つの性質を論じる場合、衝撃試験方法によっては、両方の性質を含んだ結果を出す方法があることに注意する必要がある。シャルピー衝撃試験は両方の性質を含んだ結果をもたらすが、発生特性の性質をより多く含むといわれている。アレスト性のみの結果を出すには、後記する実施例で説明するＤＷＴＴや、または２重引張試験等の、脆性亀裂の発生部分と脆性亀裂を停止させる部分とが分離した比較的大型の試験片を用いる必要がある。歴史的にはこの２つの性質を区別しないでシャルピー試験等によって得られた性質をもって、「靭性」と呼んでいた。現在でも、通常は、アレスト性および発生特性を含めて靭性と呼ぶ。本明細書においても、とくに断らないかぎり靭性というとき、両方の性質をさす。
【０００６】
特開平８−２０９２９０号公報等に開示された高Ｍｎ鋼では、低コストのＭｎを多量に含有させることにより焼入性を確保できるため、ＮｉやＭｏといった高価な合金元素を削減できるメリットがある。しかし、Ｍｎを上昇させ、Ｎｉを下げた場合には溶接継手部の発生特性および母材のアレスト性が確保できない場合が生じる。母材のアレスト性が低くい鋼材は、重要な溶接構造物には使用できず、その用途は限定されたものとなる。
【０００７】
なお、「溶接継手部特性」というとき、溶接継手部の靭性、とくに“発生特性”と“強度”の両方を含むものとする。「溶接継手部」とは溶接熱影響部（Heat Affected Zone：いわゆる「ボンド」も含む。以下、ＨＡＺと記す）および溶接金属の両方をさすのが普通であるが、以後の説明ではとくにことわらないかぎりＨＡＺのみをさす。
【０００８】
上記のラインパイプにおいては、近い将来高圧力操業が予定されており、それに備えてアレスト性等も備えたＸ１２０グレードの鋼材が要望されている。Ｘ１２０グレード鋼の場合、ＹＳは８５０ＭＰａ以上必要であるが、このときＴＳは９００ＭＰａ以上となる。このような高強度のグレードで十分なアレスト性を備えたラインパイプ用鋼材は、これまで実用に供されたことはない。
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、アレスト性および溶接継手部の発生特性に優れるＴＳ９００ＭＰａ以上の高張力鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。具体的な目標性能を下記に示す。各試験項目の内容および試験の性格、とくにアレスト性を評価するＤＷＴＴ（Drop Weight Tear Test）の説明は実施例において行う。
【００１０】
１．母材性能
ＴＳ：900MPa以上（上限はとくに限定しないが 1050MPa程度を上限の目安とする）
アレスト性：DWTT試験で85%FATT (Fibrous Appearance Transition Temperature)が-30℃以下
発生特性：2mmVノッチシャルピー衝撃試験で vＥ-40≧150J
２．溶接性能
溶接継手部のＴＳ：900MPa以上
発生特性：HAZの2mmVノッチシャルピー衝撃試験で vＥ-20≧150J
現地溶接性：ｙ開先溶接割れ試験で割れ防止温度が常温以上
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らはＴＳ９００ＭＰａ以上で、アレスト性に優れ、かつ比較的大きな入熱（３〜１０ｋＪ／ｍｍ）による溶接継手部特性が優れたＴＳ９００ＭＰａ以上の高張力鋼を得るために、種々の組成、組織を有する鋼材について鋭意検討を行った結果、下記の事項を確認することができた。
【００１２】
ａ）Ｎｉを１．２重量％を超える含有率とすることにより、ＴＳ９００ＭＰａ以上の高張力鋼でありながら優れたアレスト性とＨＡＺ靭性を確保できる。
【００１３】
ｂ）化学組成としては、さらに下記の制限が必要である。
【００１４】
比較的薄い肉厚の鋼材を対象とするために、焼きの入りすぎ、すなわちマルテンサイトの体積率過大、たとえばマルテンサイト１００％を避けるため、Ｂの有無に応じて炭素当量の上限を設ける。また、強度確保の観点から、Ｂの有無に応じて炭素当量の下限を設ける。
【００１５】
ｃ）さらに母材のアレスト性を向上させるのに下部ベイナイトおよびマルテンサイトの一定比率の混合組織とすることが望ましい。かつ、この混合組織を微細なものとするために、下部ベイナイトの核発生密度が増大するように、加工によって累積される転位密度を高める。そこで、転位密度と良好な対応関係にある旧オーステナイト（以後、「オーステナイト」を「γ」と記す場合がある）粒のアスペクト比を３以上とする。
【００１６】
ｄ）中心偏析を軽減し、中心部の靭性を著しく改善するために、下記の(2)式で表されるＶｓを０．１０〜０．４２％とする。
【００１７】
本発明の要旨は、上記事項を組み合わせ、製造現場での試験を経て完成されたもので下記の高張力鋼およびその製造方法にある。
【００１８】
（１）質量％にて、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．２〜２．５％、Ｎｉ：１．２％超、２．５％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ａｌ：０．１％以下、Ｃｕ：０〜０．６％、Ｃｒ：０〜０．８％、Ｍｏ：０〜０．６％、Ｖ：０〜０．１％、Ｃａ：０〜０．００６％、残部Ｆｅと不可避的不純物からなり、下記条件(a)または(b)のいずれかを満たし、不可避的不純物のうち、Ｐが０．０１５％以下、Ｓが０．００３％以下の引張強さ９００ＭＰａ以上の高張力鋼。
【００１９】
(a)  さらに、Ｂ：０〜０．０００４％の範囲にあり、かつ下記(1)式の炭素当量Ｃeqが０．５３〜０．７％である。
【００２０】
(b)  さらに、Ｂ：０．０００４％超、０．００２５％以下を含み、下記(1)式の炭素当量Ｃeqが０．４〜０．５８％である。
【００２１】
(1)：Ceq＝C＋(Mn/6)＋{(Cu+Ni)/15}＋{(Cr＋Mo＋V)/5}
ここで、元素記号は鋼中の含有率（重量％）を表す。
【００２２】
（２）金属組織が下記(c)を満たす上記（１）の高張力鋼。
【００２３】
(c)  マルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織が金属組織中で９０体積％以上であり、その混合組織のうちで下部ベイナイトが２体積％以上であり、かつ旧γ粒のアスペクト比が３以上である。
【００２４】
（３）下記の(2)式で表されるＶｓが０．１０〜０．４２％の範囲にある上記（１）の高張力鋼。
【００２５】
(2)：Vs＝C＋(Mn/5)＋5P−(Ni/10)−(Mo/15)＋(Cu/10)
ここで、元素記号は鋼中の含有率（重量％）を表す。
【００２６】
（４）上記の(2)式で表されるＶｓが０．１０〜０．４２％の範囲にある上記（２）の高張力鋼。
【００２７】
（５）鋼鋳片を、１０００〜１２５０℃に加熱後圧延し、γの未再結晶温度域での累積圧下率を５０％以上とし、Ａr３点以上で圧延を終了し、Ａr３点以上から肉厚中心部の冷却速度１０〜４５℃／ｓにて５００℃以下に冷却する（２）、または（４）の高張力鋼の製造方法。
【００２８】
（６）さらに、Ａc１点以下での焼戻しを加える上記（５）の製造方法。
【００２９】
上記の高張力鋼は主に厚鋼板をさすが、厚鋼板に限定されず熱延鋼板や棒鋼であってもよい。また、上記の高張力鋼は、合金元素を上記の範囲に含むものは全て対象になるばかりでなく、その他に鋼の性能を大きく変化させない性格の周知の元素を微量含む鋼も対象となる。
【００３０】
金属組織(c) は、肉厚の表層部、１／４ｔ部および１／２ｔ部のそれぞれの位置での平均値において満足されなければならない。
【００３１】
マルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織以外の残余の相は、残留γ、上部ベイナイト、その他の相である。残留γが金属組織のうちに含まれる場合には、Ｘ線回折プロフィールを解析し、定量化して求めるが、その比率は通常は無視できる程度である。
【００３２】
上記のマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織の体積率を求めるには電子顕微鏡による薄膜透過観察または抽出レプリカ観察を行う。とくに抽出レプリカは、マルテンサイト中または下部ベイナイト中での炭化物（セメンタイト）の析出形態の差異が明瞭に識別でき、かつ局所にかぎらず比較的広い領域にわたって観察できるので有用である。
【００３３】
この抽出レプリカを用いて全金属組織中のマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織の比率の平均値を求めるには、２０００倍程度の１０〜３０視野についての平均をとることが望ましい。薄膜透過観察によれば精密な測定が可能であるが、倍率を高くせざるをえない。このため、１視野の領域が狭いので、平均値をとる視野数は５０〜１００とすることが望ましい。
【００３４】
また、旧γ粒界とは上記混合組織に変態する直前の未再結晶γ粒の粒界をさし、混合組織が主相として生成する場合には（初析フェライトが生成しないかぎり）変態後も明瞭に識別される。同様に、旧γ粒界のアスペクト比も平均値とする。アスペクト比とは、（圧延方向の旧γ粒の長さ(長径)）／（板厚方向の旧γ粒の長さ(短径)）、をさす。
【００３５】
上記（５）における「未再結晶温度域」とは、圧延加工により変形した結晶の再結晶が明瞭に生じない温度域をいう。ＴＳ９００ＭＰａ以上を有する本願発明に係るＮｂ含有鋼の場合、９５０℃以下の温度域をさす。したがって「未再結晶温度域の累積圧下率」とは、（９５０℃での板厚−仕上げ板厚）／（９５０℃での板厚）、をさす。
【発明の実施の形態】
【００３６】
つぎに、本発明を上記のように限定した理由について詳述する。以後の説明において高張力鋼は厚鋼板または熱延鋼板を想定しているものとする。
【００３７】
１．合金元素
合金元素の含有率を表示する「％」は「質量％」を表示するものとする。
【００３８】
Ｃ：０．０２〜０．１％
Ｃは強度上昇に有効な元素であり、本発明の範囲の鋼においてＴＳ９００ＭＰａ以上の強度を得るために０．０２％以上とする。一方、０．１％を超えると母材のアレスト性や発生特性を劣化させるだけでなく、現地での溶接施工性を著しく劣化させるため、上限を０．１％とする。強度とアレスト性の両方ともにさらに良好にするには０．０４〜０．０８５％とすることが望ましい。
【００３９】
Ｓｉ：０．６％以下
Ｓｉは高い脱酸効果を有する。Ｓｉを０にすると脱酸時にＡｌの損失が大きくなるので、通常は脱酸をおこなって残存する程度、例えば０．０１％程度を下限とすることが望ましい。しかし、０．６％を超えるとＨＡＺの靭性を低下させるだけでなく、加工性を劣化させるため上限を０．６％とする。ＨＡＺの靭性をさらに良好にするためには、０．３％以下とすることが望ましい。ＴＳを他の元素により十分確保することができれば、０．１％以下にすることが望ましい。
【００４０】
Ｍｎ：
Ｍｎは強度上昇に有効なので強度を確保するために、０．２％以上とする。一方、２．５％を超えると母材のアレスト性やＨＡＺの発生特性が劣化するため、ＴＳ９００ＭＰａ以上の高強度鋼の場合には、Ｍｎを２．５％以下に制限する。また、過剰なＭｎは鋳造時の中心偏析を助長し、とくに本願発明が対象とする高強度鋼の場合には、溶接割れや水素性欠陥の原因になるので、２．５％を超えるＭｎは避けなければならない。
【００４１】
また、Ｍｎが１．７％未満に制限されると中心偏析はいちじるしく軽減されるので、中心偏析部に選択的に発生する水素誘起割れ等のおそれが強い環境で使用する場合には、１．７％未満とすることが望ましい。ラインパイプに使用する鋼の場合には、Ｍｎ１．７％未満とするほうが、むしろ普通である。それ以外の構造物に使用する場合には、Ｍｎ１．７〜２．５％とするほうが経済性の点で有利である。
【００４２】
Ｎｉ：１．２％超、２．５％以下
Ｎｉは強度上昇に有効であると同時に、靱性とくにアレスト性を改善するのに必要である。また、ＨＡＺの炭化物の析出形態を制御し、ＨＡＺの靭性を向上させるのに特に顕著な効果を発揮する。このためにＮｉは１．２％を超える範囲とする。一方、２．５％を超えるとラインパイプに用いられる板厚では焼きが入りすぎ下部ベイナイトが生成せず、下部ベイナイトによる金属組織の分割効果が得られなくなる。このため母材靭性が改善されないので２．５％以下とする。
【００４３】
Ｎｂ：０．０１〜０．１％
Ｎｂは加工熱処理におけるγ粒の微細化に有効であり、０．０１％以上とする。一方、０．１％を超えるとＨＡＺの靭性が劣化するばかりか現地での溶接施工性を著しく劣化させるため、上限を０．１％とする。母材の金属組織の微細化とＨＡＺ靭性の両方をより良好にするには０．０２〜０．０５％とするのが望ましい。
【００４４】
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉはスラブ加熱時のγ粒の成長阻止に有効であり、０．００５％以上とする。特にＮｂ含有鋼においては、Ｎｂによって助長される連続鋳造スラブ表面のひび割れを抑制するのに０．００５％以上の微量Ｔｉが有効である。一方、０．０３％を超えると、ＴｉＮが粗大化しγ粒の微細化効果が消滅するので０．０３％以下とする。
【００４５】
Ｎ：０．００１〜０．００６％
ＮはＴｉと結合してＴｉＮを形成しスラブ再加熱時および溶接時のγ粒の成長を抑制する作用を有する。このような効果を得るために、下限値は０．００１％とする。一方、Ｎ量の増加はスラブ品質の劣化および固溶Ｎの増加によるＨＡＺ靱性の劣化を生じるため上限値を０．００６％とする。
【００４６】
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは、脱酸材として溶鋼に添加される。凝固した鋼に含まれるＡｌは酸化物中のＡｌ以外は、ｓｏｌＡｌとして固溶Ａｌ、ＡｌＮ等を形成する。このうちＡｌＮは組織の微細化に有効に作用するので、母材靭性を向上させるため０．００５％以上含むことが望ましい。しかし、過剰なＡｌは酸化物等の介在物の粗大化を招き鋼の清浄度を害し、かつＨＡＺの靭性を劣化させるので、その上限を０．１％とする。ＨＡＺの良好な発生特性を確保するために好ましい上限値は０．０６％、さらに好ましくは０．０５％である。
【００４７】
Ｃｕ：０〜０．６％
Ｃｕは含まなくてもよい。しかし、Ｃｕは強度上昇に有効なので溶接割れの生じ易い環境用にＣを低くして強度を確保する鋼の場合には含ませる。０．２％未満では強度上昇の効果が小さいので含ませる場合には０．２％以上とすることが望ましい。一方、０．６％を超えると靭性が劣化するため、上限を０．６％とする。さらに靭性向上を指向する場合には０．４％以下とすることが望ましい。
【００４８】
Ｃｒ：０〜０．８％
Ｃｒは含まなくてもよい。しかし、Ｃｒは強度上昇に有効なので溶接性向上のためＣを低くしなければならない場合等には含ませる。０．１５％未満では効果が十分表れないので含ませる場合には０．１５％以上とすることが望ましい。一方、０．８％を超えると靭性が劣化するため、上限を０．８％とする。靭性と強度を均衡させてさらに向上させるためには０．３〜０．７％とすることが望ましい。
【００４９】
Ｍｏ：０〜０．６％
Ｍｏは含まなくてもよい。しかし、強度上昇に有効なので低Ｃとする場合等には含ませる。０．１％未満では効果が小さいので含ませる場合には０．１％以上とすることが望ましい。一方、０．６％を超えると靭性が劣化するので、上限を０．６％とする。強度と靭性の両方を良好な範囲におさめるには、０．３〜０．５％とすることが望ましい。
【００５０】
Ｖ：０〜０．１％
Ｖは含まなくてもよい。しかし、Ｖは焼入性を大きく高めることなく強度を上昇させるので焼入性を高めずに強度を確保する場合等には含ませる。０．０１％未満では効果が小さいので含ませる場合には０．０１％以上とすることが望ましい。一方、０．１％を超えると靭性が劣化するので上限を０．１％とする。良好な靭性と強度の両方を備えるためには、０．０１〜０．０６％とするのが望ましい。
【００５１】
Ｃａ：０〜０．００６％
Ｃａは含まなくてもよい。しかし、ＣａはＭｎ、Ｓ、Ｏ等と硫酸化物を形成しＨＡＺの結晶粒を微細化するので、とくに溶接部の発生特性を向上させる場合には含ませることが望ましい。０．００１％未満では効果が小さいので含ませる場合には０．００１％以上とすることが望ましい。一方、０．００６％を超えると鋼中の非金属介在物が増加し内部欠陥の原因となるので０．００６％以下とする。
【００５２】
ＢおよびＣeq（焼入性）
肉厚の表層部から中心部にいたる部位で、金属組織(c) を満たすためには焼入性を調整する必要がある。Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの焼入性に及ぼす効果は、炭素当量Ｃeqに取り入れられ炭素当量Ｃeqによって評価される。また、本願発明では、ＢはＣeqに取り入れられていないが、微量で焼入性に大きく寄与するので考慮する。その他の元素のうちではＮｂが固溶状態で焼入性を向上させるが、通常の加工熱処理により製造する場合、熱間圧延中にＮｂ（ＣＮ）の析出が生じＮｂ含有率０．０１〜０．１％の範囲で固溶Ｎｂ濃度が大きく変動することはない。本発明では全ての鋼が上記の範囲のＮｂを含むので、本発明のなかで焼入性の変動因子としてＮｂを別に取り出して考慮する必要はない。また、Ｓｉについても焼入性への寄与は小さく、同様なことが言える。
【００５３】
Ｂは０．０００４％以下では焼入性を向上させる効果を発揮しないので、Ｂの焼入性向上効果を確保する場合には、Ｂは０．０００４％を超える含有率とする。一方、０．００２５％を超えるとＨＡＺの靭性が著しく劣化するので０．００２５％を上限とする。ＨＡＺの靭性と焼入性を両方とも十分確保するには０．０００５〜０．００２％とするのが望ましい。Ｂ：０．０００４％超、０．００２５％以下の場合、焼入性が過大となり焼きの入りすぎた金属組織となることを避けるために、Ｂの効果を発現させない鋼（「Ｂフリー鋼」と記す。ただし、Ｂ：０〜０．０００４％の範囲内にある）よりも、炭素当量を下げる。すなわち、炭素当量Ｃeqの範囲は０．４〜０．５８％とする。Ｃeqが０．４％未満の場合には、Ｂの焼入性向上効果が十分に得られたとしても、ＴＳ９００ＭＰａを確保することができないので、Ｃeqは０．４％以上とする。一方、Ｃeqが０．５８％を超えるとＢの効果と共に焼入性が過大となり、靭性が劣化するので、０．５８％以下とする。上記のＢとＣeqについての条件が、発明（１）における条件(b)である。
【００５４】
ＢはＨＡＺでは焼入性を向上させる効果を有しないので、Ｃeqが低下した分だけ硬化せず、溶接割れ感受性を低下させる。しかしながら、Ｂは、マルテンサイトと下部ベイナイトの成長方向の平均長さを大きくし、靭性を低下させる傾向にあるので、溶接割れ感受性を多少高くしてもよいときであって、靭性をきわめて良好なものとする場合にはＢフリー鋼とする。すなわち、Ｂ：０〜０．０００４％の範囲とする。Ｂフリー鋼の場合には、母材の焼入性を確保するためにＣeqは０．５３〜０．７％の範囲とする。Ｃeqが０．５３％未満では、焼入性が不足して９００ＭＰａ以上のＴＳを確保できず、一方、０．７を超えると焼きが入りすぎアレスト性が劣化するので０．７％を上限とする。Ｂフリー鋼における、このＢとＣeqに関する条件が、発明（１）における条件(a) である。
【００５５】
Ｖｓ：０．１０〜０．４２％
寒冷地で使用する場合等、きわめて良好な停止特性を得るためには、上記の個々の合金元素の制限に加えて、本発明では中心偏析を軽減する。そのためには、上記(2)式で定義されるＶｓを０．１０〜０．４２％の範囲内とする。Ｖｓが０．４２％を超えると連続鋳造スラブの中心部に強度の中心偏析が生成する。Ｖｓが０．４２％を超えた場合、連続鋳造法で製造されると、ＴＳ９００ＭＰａ以上の高張力鋼は中心偏析のために中心部靭性は良好になりにくい。一方、Ｖｓが０．１０％未満の場合には、中心偏析は小さいものの、ＴＳ９００ＭＰａ以上を確保しにくくなるので、Ｖｓの下限は０．１０％とする。
【００５６】
Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下
不可避的不純物元素のうち、ＰやＳの含有率は鋼の靱性に著しい影響を及ぼすため、含有率の低減を図る必要がある。Ｐの低減はスラブの中心偏析を軽減するとともに、粒界が脆いことに起因する脆性破壊が抑制される。ＳはＭｎＳとなって鋼中に析出し、圧延により延伸し靱性に悪影響を及ぼす。これらの悪影響を抑制するためには、Ｐは０．０１５％以下、またＳは０．００３％以下とする。その他の不可避的不純物は低いことが望ましいが、あまり低下させることはコストの増大を招くので通常のレベルであってもよい。
【００５７】
その他の元素：
上記以外に、稀土類元素（Ｌａ、Ｃｅ、Ｙ、Ｎｄ等）、Ｚｒ、Ｗ等が微量含まれてもよい。
【００５８】
２．金属組織
上記の化学組成を含む鋼に、前記したように通常の加工熱処理または熱処理を施せば目標性能を備えたＴＳ９００ＭＰａ以上の高張力鋼が得られる。さらに良好な性能とするために、化学組成の限定だけでなく前記(c)の金属組織を備える高張力鋼とする。
【００５９】
２−１）マルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織：
母材の強度と靱性をともに優れた性能とするために、金属組織は“マルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織”（以下、“混合組織”という）とする。この混合組織は体積率で９０％以上とする。ここでいう「下部ベイナイト」とは、ラス状ベイニティックフェライト内部に同フェライトの端面（γ中に一定角を保って成長するラス状ベイニティックフェライトの先端部の面）と６０度の角度をなして微細セメンタイトが分散析出した組織をいう。１つのベイニティックフェライト内部の微細セメンタイトの析出面は１つのみである。焼戻マルテンサイトもマルテンサイトラス内部にセメンタイトが析出する組織であるが、４つのバリアントが存在する点で相違する。
【００６０】
混合組織を体積率で９０％以上とするのは、目標とするアレスト性、すなわちＤＷＴＴの８５％ＦＡＴＴを−３０℃以下とするためである。混合組織の靱性が優れる理由は、焼入れ途中マルテンサイトに先んじて高温側で生成する下部ベイナイトが“壁”となってγ粒を細分し、マルテンサイトのパケット（脆性破壊の破面単位に一致する）の成長を抑制することにある。
【００６１】
本発明が対象とする低炭素鋼では脆性破面は塑性変形を伴わないへき開破面とそれを薄く取り囲む塑性変形を伴った延性破面からなり、擬へき開破面と呼ばれる。周囲の延性破面を境界とみてへき開破面の平均的な大きさを「破面単位」といい、破面単位が小さいほど発生特性およびアレスト性は良好である。
【００６２】
下部ベイナイトの体積率が２％未満になると、上記した下部ベイナイトの組織の分割効果が得られず、したがって混合組織にともなう組織の微細化が不十分となり、靭性が低下するので２体積％以上とする。一方、マルテンサイトよりも強度が低い下部ベイナイトの比率が高くなりすぎると鋼全体の強度が低下するので、ＴＳ９００ＭＰａ以上の強度を満足するためには下部ベイナイトは７５体積％以下とすることが望ましい。
【００６３】
２−２）旧γ粒のアスペクト比
さらに、強度を満足する混合組織としたうえで靱性をより一層改善するためには、下部ベイナイトを分散させることが望ましい。このためにはγの未再結晶状態、すなわち圧下により累積した転位が高密度で存在する状態から変態させる。この状態は下部ベイナイトの核生成サイトが高密度で存在する状態である。このため、γ粒界および粒内の多くのサイトから下部ベイナイトを生成させることができる。こうした効果を確実に出現させるために、未再結晶γ（旧γ粒）のアスペクト比（扁平度）を３以上とする。
【００６４】
３．製造方法
つぎに製造方法について詳説する。本発明の製造方法は上記の発明（１）または（３）に金属組織(c)を付与する製造方法と位置づけることができる。
【００６５】
本製造方法において最も肝要なのは、旧γ粒界のみならず熱間圧延によって導入された集積転位を保存したγの粒内からも下部ベイナイトとマルテンサイトを核生成させることである。
【００６６】
（ａ）熱間圧延
鋳片加熱温度は、加熱時のγ結晶粒の粗大化を防止するために１２５０℃以下とし、一方、圧延中の結晶粒の微細化および圧延後の析出強化に有効なＮｂを固溶させるために１０００℃以上とする。γ粒内からの下部ベイナイトを核生成させ、かつ下部ベイナイトの成長を抑えるためには高密度の転位が必要であり、そのためにはγの未再結晶温度域で５０％以上の圧延を行うことが必須である。一方、γの未再結晶温度域での圧下率が９０％を超えると機械的性質の異方性が著しくなるので、未再結晶温度域での圧下率は９０％以下とすることが望ましい。
【００６７】
圧延仕上げ温度がＡr３点未満になると、強い圧延集合組織が残り機械的性質に異方性を生じるので、Ａr３以上の圧延仕上げ温度とする。
【００６８】
（ｂ）冷却
靭性を劣化させる上部ベイナイトの生成を抑制するためにはＡr３点以上から一定の冷却速度で冷却されなければならない。この圧延後の冷却速度は、各組織の比率を適切なものとするために必要であり、鋼板の場合は板厚中心部で、また一般的な鋼材の場合には肉厚中心部で１０〜４５℃／ｓの範囲とする。冷却速度が１０℃／ｓ未満の場合は上部ベイナイトが生成するか、または下部ベイナイトの比率が７５％を超え、強度および靱性、とくにアレスト性が劣化する。一方４５℃／ｓを超えると下部ベイナイトが生成せずマルテンサイトのみの組織となり、靱性、とくにアレスト性が劣化する。
【００６９】
冷却停止温度は５００℃以下とする。冷却停止温度が５００℃を超えると上部ベイナイトが生成し、上記(c) の混合組織が得られないからである。冷却は室温まで行ってもよいが、製鋼段階で水素濃度が高く水素性欠陥の発生の可能性が高い場合は、２００℃程度まで冷却し、その後は脱水素のために除冷することが望ましい。または、２００℃程度まで冷却し、２００℃未満にすることなく脱水素焼鈍炉に挿入するか、または後記する焼戻処理をすることが望ましい。圧延後冷却するプロセスでの水素性欠陥は２００℃未満で発生する場合がほとんどだからである。
【００７０】
（ｃ）焼戻し
上記の製造方法で製造した鋼をそのまま用いてもよいし、きわめて高いアレスト性が要求される場合にはＡc１点以下で焼戻しを行う。
【実施例】
【００７１】
つぎに実施例により、本発明の効果を説明する。
【００７２】
表１および表２は、実験に供した鋼の化学組成を示す。供試鋼は、同表の化学組成の鋼を常法により溶製、鋳造し得られた鋳片を種々の条件で加工熱処理した板厚１２〜３５ｍｍの厚鋼板である。また、表３にそれぞれの鋼のＣeqを示す。
【００７３】
【表１】
0003817887.tif 000002
【００７４】
【表２】
0003817887.tif 000003
【００７５】
【表３】
0003817887.tif 000004
【００７６】
表４は、加工熱処理（熱間圧延、冷却および焼戻し）の条件を示す一覧表である。前記したように、上記の鋼の未再結晶温度域は９５０℃以下である。また、Ａr３点は、５００〜６００℃の範囲にある。
【００７７】
【表４】
0003817887.tif 000005
【００７８】
また、表５はこれらの条件によって製造された厚鋼板の板厚中心部の金属組織をしめす。
【００７９】
【表５】
0003817887.tif 000006
【００８０】
これらの鋼板の板厚中心部より試験片を採取し、つぎの試験に供した。
【００８１】
母材強度については、引張試験（試験片：JIS Z 2204 4号、試験法：JIS Z 2241）によりＹＳとＴＳを求めた。母材の靭性は、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験（試験片：JIS Z 2202 4号、試験法：JIS Z 2242）およびＤＷＴＴ試験により行った。
【００８２】
ＤＷＴＴ試験はラインパイプの業界ではきわめて一般的に知られているアレスト性評価試験である。ナイフエッジで原厚の試験片にプレスノッチを入れ、落錘または大型ハンマにより衝撃加重を加え、ノッチから脆性亀裂を発生させ破断後の破面を観察し、延性破面から脆性破面に破壊様式が遷移する温度のみで評価する。有効な試験においては、プレスノッチ底から脆性破面が発生するが、その後、延性破面（延性亀裂の伝播には多大のエネルギを要する）に変化し、延性破面が破面全体の８５％以上の比率の場合（８５％ＦＡＴＴ）に、アレスト性がその試験温度においてあると判断する。ノッチ底から脆性亀裂が発生していない場合は有効な試験とされない。このような場合にはノッチ底に浸炭処理等を施し、さらに脆化させノッチ底から脆性亀裂が発生するようにする。本実施例においては、いずれの鋼の場合もプレスノッチしたままのノッチ底から脆性破面が発生していた。
【００８３】
一方、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験は、発生特性を主に評価するがアレスト性も一部に含んだ靭性評価試験といわれている。母材の２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験では、試験温度−４０℃における吸収エネルギーを求めた。
【００８４】
溶接継手部の靭性試験は、溶接熱サイクル再現試験機により最高加熱温度１３５０℃、入熱４万Ｊ／ｃｍ相当の冷却速度で８００〜５００℃を冷却した試験片から２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取して試験に供し、−２０℃の吸収エネルギーによって評価した。上記のとおり、この評価は主に発生特性の評価である。
【００８５】
現地溶接性はｙ開先溶接割れ試験（JIS Z 3158）により評価した。これら溶接割れは化学組成によってほとんど決まり母材の金属組織は影響しないので、加熱温度１１５０℃、仕上げ温度９００℃にて板厚２５ｍｍの厚鋼板を表１〜２の鋼について製造した。これら厚鋼板から原厚のｙ開先溶接割れ試験片を採取して試験に供した。溶接材料は市販の１００キロハイテン用手溶接棒とし、１．５ｃｃ／１００ｇ程度の水素となるよう、温度２０℃、湿度７５％の大気中に２時間放置した後、入熱１．７ｋＪ／ｍｍの条件でビードを置き、室温に冷却した後、JIS Z 3158にしたがって割れの有無を調査した。
【００８６】
表６は、これらの試験結果を示す一覧表である。
【００８７】
【表６】
0003817887.tif 000007
【００８８】
比較例である試験番号Ｘ１〜Ｘ１０は、それぞれ鋼の合金元素、Ｃ過剰（Ｘ１）、Ｓｉ過剰（Ｘ２）、Ｍｎ過剰（Ｘ３）、Ｃｕ過剰（Ｘ４）、Ｎｉ過少（Ｘ５）、Ｃｒ過剰（Ｘ６）、Ｍｏ過剰（Ｘ７）、Ｖ過剰（Ｘ８）、Ｔｉ過剰（Ｘ９）、Ａｌ過剰（Ｘ１０）であるため、Ｘ１０を除いて母材の靭性、とくにアレスト性が目標に届かなかった。Ｘ１０は、靭性は確かに目標値に達しているが、強度が９００ＭＰａを満足しなかった。
【００８９】
比較例のＸ１１およびＸ１２は、それぞれＣeqが過大および過小であるが、Ｘ１１は靭性が低くかつ溶接割れを生じ、Ｘ１２は焼入性の不足に起因して強度、靭性ともに低かった。
【００９０】
鋼の化学組成は本発明の範囲に入るが、熱間圧延または冷却条件が適切な常法の範囲を外れ、金属組織(c)の範囲を大きく外れる比較例Ｙ１、Ｙ２、Ｙ６およびＹ１０の母材靭性はきわめて不満足な結果となった。
【００９１】
これに対して、本発明例ではＴＳ９００ＭＰａ以上の強度と−４０℃でのシャルピー衝撃試験において２００Ｊ以上の吸収エネルギーが得られた。最大の関心であった、ＤＷＴＴにおいては８５％ＦＡＴＴが−４０℃以下となり、きわめて満足すべきアレスト性を示した。さらに、溶接部性能および現地溶接性も良好であった。
【発明の効果】
【００９２】
本発明によれば、引張り強さ９００ＭＰａ以上を具備し、靭性、とくにアレスト性の良好な高張力鋼を得ることができる。その結果、十分な安全性を確保したうえでパイプライン敷設時の施工能率および操業時の輸送効率を飛躍的に改善することが可能となった。