JP4193757B2 - 超高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造方法ならびに溶接鋼管 - Google Patents

Description

本発明は、引張強さが７５０ＭＰａ以上の不安定延性破壊抵抗性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造方法、ならびにその鋼板を素材として成形と溶接により製造された溶接鋼管に係わり、これらの鋼管および鋼板は特に原油および天然ガス輸送用の板厚１０〜４０ｍｍの高圧ラインパイプ用鋼管またはその素材として好適である。なお、本発明において超高強度鋼板とは、従来の６００ＭＰa程度の鋼板に対して７５０ＭＰａ以上の鋼板をいう。

原油や天然ガスを輸送するラインパイプでは、高い圧力で原油やガスを輸送するほど効率的であることから、高圧に耐えるようにより高強度の鋼材が使用される傾向にあり、種々のラインパイプ用超高強度鋼材が提案されている。

例えば、特許文献１には、溶接部靭性に優れたアメリカ石油協会規格ＡＰＩ Ｘ１００級（引張強さ７６０ＭＰａ以上）のラインパイプに適した高強度鋼管が示されている。
また、特許文献２には、低温靭性及の優れた引張強さ９５０ＭＰａ超のラインパイプ用鋼材が開示されている。

これらの文献に開示されている発明では、化学組成および圧延、水冷条件の制御により組織を最適化し、ＡＰＩＸ１００級およびＸ１００超級の高強度鋼の母材と溶接部の靭性の改善を図っている。

高圧ガスを輸送するラインパイプでは、通常の構造用鋼の必要特性として要求される強度、靭性等の材料特性のみでなく、ガスラインパイプ特有の破壊抵抗性に関する材料特性、いわゆる不安定延性破壊抵抗性の確保が必要とされている。

通常の構造用鋼における破壊靭性値は脆性破壊に対する抵抗特性を示し、使用環境で脆性破壊が生じないように設計するために用いられる。一方、高圧ガスラインパイプにおいては大規模破壊の回避に対しては脆性破壊抑制だけでは十分ではなく、さらに不安定延性破壊と呼ばれる延性破壊をも抑制する必要がある。

この不安定延性破壊は、高圧ガスラインパイプにおいて延性破壊が管軸方向に１００ｍ／ｓ以上の速度にて伝播する現象で、これによって数ｋｍにもおよぶ大規模破壊が生ずる可能性がある。そのため、超高強度鋼管については不安定延性破壊を抑制するための措置として、多くの実管ガスバースト試験結果に基づき求められた不安定延性破壊抑制のための必要シャルピー衝撃試験特性値（吸収エネルギー値、破面遷移温度）およびＤＷＴＴ試験特性値（８５％破面遷移温度）が規定されており、これらの対応によって超高強度鋼管の不安定延性破壊の抑制が保たれているが、十分でなかった。

上記特許文献１および２に示されているような従来のＸ１００級やＸ１００超級の超高強度鋼においては、強度およびシャルピー試験により求められる延性および脆性破面遷移温度特性に関しては十分示されているものの、この不安定延性破壊に対する抵抗特性については十分考慮されていなかった。

上記特許文献１および２に示されている超高強度鋼管用鋼板は、熱間圧延後は加速冷却したままの鋼板が製品とされている。一般にラインパイプ用鋼板の製造においては、大量かつできるだけ安価に製造するため、焼きならし、焼き入れ−焼戻し処理などのオフライン（圧延ライン上から外れてバッチで処理する工程）の工程はほとんど使用されず、圧延まま（圧延後、空冷）または加速冷却したまま（圧延後、加速冷却処理を行いその後空冷）の鋼板が製品となる。

従来のＡＰＩ Ｘ７０級までの鋼管の製造工程においても、高強度化や厚肉化のために加速冷却が適用されていたが、特に不安定延性破壊抵抗性の低下は生じていない。しかし、加速冷却したままの鋼板で製造されたＸ１００級やＸ１００超級の超強度鋼管においては、不安定延性破壊抵抗性が十分に確保できていない場合があった。したがって、その使用においてはクラックアレスターなどの利用を考慮する必要があり、こうしたクラックアレスターなどの利用はパイプライン建設コストの増加をもたらすという問題があった。

また、従来の超高強度ラインパイプ用鋼管に用いる鋼板においては、鋼板が硬くなり、鋼管への曲げ成型が困難になり、特に表面が硬化していると、曲げ加工が困難になる。具体的には、加工中に割れを生じる確率が上昇する。割れを防止するためにゆっくり曲げると加工能率が落ちる。また、曲げ加工の精度が悪くなり、シーム溶接の開先精度が確保できなくなり、製管溶接の能率が低下するなどの問題がある。
特開２０００−３１３９３５号公報 特開平１１−０４１０７４号公報

本発明は上記問題に鑑みなされたもので、その課題は不安定延性破壊抵抗性の優れた引張強さが７６０ＭＰａ以上の超高強度ラインパイプ用鋼板および鋼管、ならびにその鋼板の製造方法を提供することにある。

本発明者らは上記課題を解決するため、鋼の化学組成および製造方法について実験を重ねた結果、下記の知見を得るに至った。
１）７６０ＭＰａ以上の超高強度鋼板は、シャルピー吸収エネルギー値やDWTT延性破面率が良好であっても、不安定延性破壊抵抗性に欠けている原因は、加速冷却処理を施したままで使用されていたために鋼板表層部の組織が適切でなく亀裂近傍の延性領域の広がりが制限されるからである。

２）従来のシャルピー試験では鋼板表層部の影響を見ることができず、またDWTT試験においても、鋼板表層部の破面に占める割合が小さいことから破面率による判断では表面硬化層の不安定延性破壊抵抗性に与える悪影響が過少評価されていた。

３）そこでDWTTの吸収エネルギーを用いて評価する必要があり、３００Ｊ／ｃｍ^２以上のDWTTの吸収エネルギーを確保することにより不安定延性破壊抵抗性を改善することができる。

４）高強度を低下させることなく、製管工程の曲げ加工性を向上させるために、また加工割れ防止のために延性特性を改善するには、および不安定延性破壊抵抗性を改善するには、ＴＭＣＰ工程の加速冷却後に特殊熱処理をおこない、鋼板表面および裏面の表層部のみを焼き戻しして、表層部の組織を改善すると共に硬度を低下させればよい。

５）不安定延性破壊抵抗性は、平均旧オーステナイト粒径を１８μｍ以下の細粒組織にすることにより改善される。
本発明は上記の知見に基づきなされたもので、その要旨は以下の通りである。

（１）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１〜２．５％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００４〜０．０１５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００１〜０．００５％を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、下記（１）式で表されるＰcm１値が０．１６〜０．３％の範囲にあり、板厚中心部の平均旧オーステナイト粒径が18μm以下であり、かつベイナイト、マルテンサイト、又はその両者の混合組織からなる鋼板であって、かつ焼き戻しマルテンサイト組織を８０％以上含む組織が、鋼板表裏面部に合計で板厚割合で少なくとも５％以上３０％以下の部分を占めることを特徴とする引張強さが７５０ＭＰａ以上である、超高強度ラインパイプ用鋼板。。

Pcm1＝C＋Si/30＋Mn/20＋Ni/60＋Mo/15 (1)
（２）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１〜２．５％、Ｐ：０．０１％以下、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００４〜０．０１５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００１〜０．００５％を含み、さらにＮｉ：０．１〜２．５％、Ｃｕ：１．５％以下、Ｃｒ：０．１〜１％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００２％のうちの１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、下記（２）式で表されるＰcm２値が０．１６〜０．３０％の範囲にあり、板厚中心部の平均旧オーステナイト粒径が18μm以下であり、かつベイナイト、マルテンサイト、又はその両者の混合組織からなる鋼板であって、かつ焼き戻しマルテンサイト組織を８０％以上含む組織が、鋼板表裏面部に合計で板厚割合で少なくとも５％以上３０％以下の部分を占めることを特徴とする引張強さが７５０ＭＰａ以上である、超高強度ラインパイプ用鋼板。

Pcm2＝C＋Si/30＋Mn/20＋Ni/60＋Mo/15＋Cu/20＋Cr/20＋V/10＋5B (2)
（３）Ｆｅの一部に代えて、質量％でＺｒ：０．０３％以下およびＣａ：０．００３％以下の１種または２種を含有する上記（１）または（２）に記載の超高強度ラインパイプ用鋼板。

（４）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法であって、上記（１）〜（３）に記載の化学組成を有する鋼片を、９５０〜１２００℃の温度範囲に加熱し、熱間圧延を施した後、８５０〜６５０℃の範囲内の温度から少なくとも４５０℃の温度まで加速冷却処理を施し、その後、焼き戻しマルテンサイト組織を８０％以上含む組織が、鋼板表裏面部に合計で板厚割合で少なくとも５％以上３０％以下の部分を占めるように、３℃／ｓ以上の昇温速度にて鋼板表層部のみを４００〜７００℃までの温度に昇温し、その温度で６０ｓ以下の保持をおこなう昇温と保持の処理を１回以上することを特徴とする、超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。

（５）加速冷却処理後の昇温を誘導加熱装置により実施する上記（４）に記載の不安定延性破壊抵抗性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
（６）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の鋼板からなる引張強さが７５０ＭＰａ以上である超高強度ラインパイプ用溶接鋼管。

本発明によれば、引張強さが７６０ＭＰａ以上の超高強度である不安定延性破壊抵抗性に優れたラインパイプ用鋼管、およびその素材の成形性の良好な鋼板を経済的に供給することができる。

以下、本発明を実施する最良の形態について詳細に説明する。
(1) 金属組織
平均旧オーステナイト粒径：
平均旧オーステナイト粒径（Ｄ）を１８μｍ以下としたのは、粒径が１８μｍを超えると、超高強度の不安定延性破壊抵抗性優れた鋼板は得られないからである。
粒径が小さいほど変態後の組織も細かくなり、変態後の組織が細かいことが、不安定延性破壊抵抗性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板を得るためには必要不可欠である。望ましくは１５μｍ以下である。

旧オーステナイト粒界については、本発明のような超高強度のベイナイト組織、マルテンサイト組織、またはその両者の混合組織からなる鋼板の組織では、比較的明瞭に判別できる。もし、不明瞭な場合は、界面活性剤などを加えた腐食液を用いるなどの工夫をすればよい。

粒径の測定法としては、JIS G0501（1998） 「鋼のオーステナイト結晶粒度試験方法」を準用するものや画像解析による方法などがあるが、本発明では、旧オーステナイト粒には未再結晶オーステナイトから焼き入れられた扁平粒も含むため、板厚貫通亀裂の抵抗となる板厚方向のオーステナイト粒界の平均間隔を旧オーステナイト粒径の平均粒径とみなした。即ち、圧延方向に平行でかつ板面に垂直な鋼材面について、板厚中心部近傍を５００倍の倍率で観察し、板厚方向に１００ｍｍ（実寸：０．２ｍｍ）の直線を５本引き、直線の交点数をカウントし、平均切片長さを求める。同様の作業を５回以上繰り返し実施し、求めた平均切片長さを平均粒径と定義した。

焼戻しマルテンサイト組織：
鋼板の表裏面の表層部を適切に加熱処理して焼戻しマルテンサイト組織にすることにより不安定延性破壊抵抗を高めることができると共に、鋼板をパイプに成形するときに、超高強度鋼板のために生ずる割れや曲がりにくさを緩和することができ、製管能率を上げることができる。

焼戻しマルテンサイト組織を８０％以上としたのは、不安定延性破壊抵抗の高い超高強度を実現するためには、焼戻しマルテンサイト組織を主体とする組織にする必要があり、その割合が８０％未満であると、不安定延性破壊抵抗が不足してしまうからである。すなわち、鋼板表面部に焼き戻されないマルテンサイト組織や他のベイナイト、フェライト組織などを多く含んだ鋼板では超高強度と高い延性破壊抵抗性は両立し得ないのである。

次に、焼戻しマルテンサイト組織を生成させる部位を鋼板の表面および裏面から深さの合計が板厚の５〜３０％に相当するそれぞれの表層部に限定したのは以下の理由による。
板厚の３０％超に亘ってマルテンサイト組織にすると、強度の低下をもたらし、また熱処理コストや熱処理に掛かる時間が長くなり、経済性を損なうと同時に、強度低下や溶接性、溶接HAZ靭性の低下をもたらすからである。一方、５％未満では、板厚全体に占める割合が小さすぎ、焼戻しマルテンサイト組織の十分な効果が得られないから下限は５％とした。なお、全て焼戻しマルテンサイト組織にして超高強度を得るためには高合金化する方法も考えられるが、高合金化すれば溶接性や溶接HAZ靭性の劣化をもたらす可能性があるのでこの方法は採用できない。

ここに、「マルテンサイト」とは、組織構造に関するものではなくて、むしろマルテンサイト変態によって生じた変態生成物を指す一般的な用語であり、この変態は原子の協同運動によって生じる固体の相変態を意味する［「レスリー鉄鋼材料学」(S60.5.31. 丸善)ｐ６７参照］。

すなわち、鋼を、オーステナイト状態から十分な速さで冷却したときに、マルテンサイト変態をして、いわゆる焼きが入った状態になる。このときに生じる組織がマルテンサイトである。

本発明に係る超高強度ラインパイプ用鋼板にあっては、焼入れ状態のマルテンサイト組織に焼戻しを施して、マルテンサイト相の特性を改善して使用する。
本発明の焼戻しについては、主として加熱による焼戻し処理が好ましいが、Ms点から室温までの過程を利用する「自己焼戻しあるいは自動焼戻し」も可能である［「レスリー鉄鋼材料学」(同)ｐ242参照］。この場合、「自己焼戻しあるいは自動焼戻し」については、マルテンサイト変態後の温度およびその後の冷却過程を制御する必要がある。加熱による焼戻し処理の場合、このような制御の困難さがなく、品質管理が容易におこなえる利点がある。

ベイナイト組織：
「ベイナイト」は、パーライトとマルテンサイトとの中間で生じる組織であり、等温変態によって生じる組織として研究されてきた［「第３版 鉄鋼便覧 I 基礎」（S56.6.20 丸善）P461参照］。その後、本発明に関係する制御圧延、加速冷却の加工オーステナイトからの変態組織が研究され、その組織形態の類似性から、加工オーステナイトからの変態組織についても、ベイナイトの名称が使われている［「鉄鋼の変態挙動 ―実用材料の変態と性質―」（H1.10.2 日本鉄鋼協会）P11,P58など参照］。

ここに、「ベイナイト」は、一般に、上部ベイナイトと下部ベイナイトに分類される。
上部ベイナイトは、比較的高温で生じるベイナイトでラス状フェライトとラス状フェライト境界の棒状ないし針状の炭化物が特徴である。

下部ベイナイトは、比較的低温で生じるベイナイトでレンズ状または板状のフェライト相からなり、電子顕微鏡で観察すると、そのフェライト相の内部に炭化物を析出している組織が特徴である［「第３版 鉄鋼便覧 I 基礎」（同）P462参照］。

本発明においては、下部ベイナイトと上部ベイナイトを厳密に区別する必要はないが、本発明に係るベイナイトは、マルテンサイト８０％以上生成する製造条件下で生じるベイナイトであり、その形態及び特性から下部ベイナイトに分類される。

ベイナイト組織については、光学顕微鏡観察あるいは必要により電子顕微鏡観察、CCT図などを併用して同定することができる。
加工CCT図は、「鉄鋼の変態挙動 ―実用材料の変態と性質―」（同）の３章「加工オーステナイトからのCCT図解説」P139にあるように、測定装置の開発により、加工CCT図が容易に得られるようになっており、また、「加工オーステナイトからのCCT図集」が４章に収められているので、類似の組成の鋼については、これを利用することができる。また、通常のCCT図集は、金属データブック（S49.7.20. 丸善）などを利用することができる。

なお、本発明に係るマルテンサイト及びベイナイトについては、加工オーステナイトからの変態組織と無加工のオーステナイトからの変態組織（通常の熱処理による）のどちらでもよいものとする。

しかしながら、組織の微細化という意味で、加工オーステナイトからの変態組織がより微細で好ましいが、所有設備などによって選択することができる。
（２）化学組成
鋼板の化学組成を限定した理由について説明する。なお、各元素の含有量を示す％は「質量％」である。

Ｃ：０．０２〜０．１％
Ｃは鋼板の強度を確保するために必要な元素であり、０．０２％未満では十分な強度を確保することができず、０．１％を超えると靭性および不安定延性破壊抵抗性を劣化させる。したがって、Ｃ含有量は０．０２〜０．１％とした。

Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは脱酸のために添加するが、０．５％を超えて含有させると靭性や溶接性を劣化させる。したがって、Ｓｉ含有量は０．５％以下とした。

Ｍｎ：１〜２．５％
Ｍｎは鋼の強度および靭性を向上させる効果があり、１％未満ではその効果が十分ではなく、一方２．５％を超えると溶接性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は１〜２．５％とした。

Ｐ：０．０１％以下
Ｐは不可避不純物元素で溶接性を劣化させる。この傾向は０．０１％を超えると顕著となので、Ｐ含有量は０．０１％以下とした。

Ｓ：０．００５％以下
Ｓは鋼中においては一般にＭｎＳ系の介在物となり、不安定延性破壊抵抗性を劣化させる。また、Ｃａ添加によりＭｎＳ系からＣａＳ系介在物に形態制御されるが、Ｓの含有量が多いとＣａＳ系介在物の量も多くなり、不安定延性破壊抵抗性を劣化させる。この傾向は、Ｓ量が０．００５％を超えると顕著となる。したがって、Ｓ含有量は０．００５％以下とした。

Ｍｏ：０．１〜０．８％
Ｍｏは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、０．８％を超えて含有させると溶接性や不安定延性破壊抵抗性を劣化させる。したがって、Ｍｏ含有量の上限は０．８％とした。一方、０．１％以上含有させないと靭性の改善と強度の上昇効果が小さいので、下限を０．１０とした。

Ｎｂ：０．００５〜０．０６％
Ｎｂは圧延時や焼入れ時の粒成長を抑制し、微細粒化により靭性を向上させる効果がある。しかし、Ｎｂ含有量が０．００５％未満ではその効果がなく、０．０６％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化する。したがって、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．０６％とした。

Ｔｉ：０．００４〜０．０１５％
ＴｉはＴｉＮを形成して溶接ＨＡＺ部の靭性を改善する効果がある。しかし、Ｔｉ含有量が０．００４％未満ではその効果がなく、０．０１５％を超えると靭性が劣化する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００４〜０．０１５％、好ましくは０．００５〜０．０１５％とした。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下
Ａｌは脱酸剤として添加するが、０．０５％を超えて含有させると清浄度の低下により不安定延性破壊抵抗性を劣化させる。したがって、Ａｌ含有量は０．０５％以下とした。

Ｎ：０．００１〜０．００５％
ＮはＴｉＮを形成して溶接ＨＡＺ部の靭性を改善する効果がある。しかし、Ｎ含有量が０．００１％未満ではその効果がなく、０．００５０％を超えると靭性が劣化する。したがって、Ｎ含有量は０．００１〜０．００５％とした。
以下の元素は必要により含有させることができる。

Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、ＶおよびＢの１種以上：
これらの元素は、強度を高める効果があるので必要により１種以上含有させてもよい。
Ｎｉは強度を高める効果がある他に靱性改善効果もある。しかし、高価な元素であり２．５％を超えて含有させてもコスト上昇の割りには効果が小さい。したがって、Ｎｉを含有させる場合は２．５％以下とした。一方、０．１％以上含有させないと靭性改善と強度向上効果が小さいので、下限は０．１％とした。

Ｃｕも強度を高める他に靭性を改善する元素であるが、１．５％を超えて含有させると溶接性が劣化する。従って、Ｃｕを含有させる場合の上限は１．５％とした。なお、Ｃｕは微量含有させても上記効果が得られるので、下限は特に限定しない。

Ｃｒは、Ｍｎと同様に低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素であるが、１％を超えて含有させると溶接性が劣化する。したがって、Ｃｒを含有させる場合の上限は１％とした。一方、０．１％以上含有させないと靭性の改善と強度の上昇効果が小さいので下限は０．１％とした。

Ｖは靭性、溶接性を劣化させずに強度を上昇させる効果があるが、０．１％を超えて含有させると溶接性を著しく損なう。したがって、Ｖを含有させる場合の上限は０．１％以下とした。一方、０．００５％以上含有させないと靭性の改善と強度の上昇効果が小さいので、下限は０．１％とした。

Ｂは、微量で鋼の焼き入れ性を高めて強度を向上させる元素として有用である。Ｂ含有量が０．０００３％未満ではその効果がなく、０．００２％を超えるとかえって焼き入れ性が低下するので上限を０．００２％とした。したがって、Ｂ量を含有させる場合の含有量を０．０００３〜０．００２％とした。

Ｚｒ、Ｃａの１種または２種：
ＺｒおよびＣａは溶接ＨＡＺ部の靭性改善に効果を発揮する元素であり、必要により少なくとも１種含有させてもよい。

Ｚｒは、窒化物、酸化物や硫化物などを形成することを通じて溶接ＨＡＺ部靭性改善に役立つ。しかし、Ｚｒ量が０．０３％を超えると靭性を劣化させるため、Ｚｒ含有量の上限を０．０３％とした。Ｚｒは微量でも上記効果があるので下限は限定しないが、その効果を十分なものとするには０．００３％以上の添加が望ましい。

Ｃａは硫化物系介在物の形態制御に有効な元素であり、微量でも効果があるので、下限は特に限定しない。一方、０．００３％を超えて含有させても効果が飽和し、むしろ清浄度の低下により耐ＨＩＣ性を劣化させる。したがって、Ｃａ含有量の上限は０．００３％とした。また、酸化物制御によりＨＡＺ部靭性の改善効果もあるが、靭性を積極的に改善したい場合は０．０００４％以上含有させるのが望ましい。

溶接割れ感受性組成：Ｐｃｍ ０．１６〜０．３％
溶接割れ感受性組成Ｐｃｍは、Ｘ６５級以上の強度を確保するためには０．１６％以上が必要であので、下限を０．１６％とした。一方、０．３％を超えると、溶接性が悪くなるんで、上限を０．３％とした。ただし、溶接性を重視する場合、上限を０．２５％とすることが好ましい。Ｐｃｍは化学組成により次の２つの式を使い分ける必要がある。

Pcm1=C+Si/30+Mn/20+Ni/60+Mo/15
Pcm2=C+Si/30+Mn/20+Ni/60+Mo/15+Cu/20+Cr/20+V/10+5B
なお、本発明の鋼の残部は実質的に鉄であり、上記以外の元素及び不可避不純物については、本発明の効果を損なわない限り含有することができる。

（３）鋼板の製造方法
加熱温度：
鋼片の加熱温度が、９５０℃未満では鋼の変形抵抗が大きく、所定の圧延仕上げ温度を確保することができないだけでなく、目標の強度が得られなくなる場合も生ずるため下限を９５０℃とした。一方、１２００℃を超える温度では、鋼のオーステナイト粒径が粗大化して圧延後の鋼の靭性を劣化させるだけでなく、エネルギー効率が悪くなるうえスラブの表面酸化による圧延スケールも著しいので、上限を１２００℃とした。

なお、仕上げ温度については、特に規定しないが８８０℃〜６８０℃が望ましい。その理由は、８８０℃を超える仕上げ温度では、十分な微細組織が得られず十分な不安定延性破壊抵抗が得られない場合があるので、上限は８８０℃が望ましい。また、６８０℃を下回る温度では、圧延の影響が強くなりすぎ圧延集合組織などが残り十分な不安定延性破壊抵抗が得られない場合があるので、下限を６８０℃とするのが望ましい。

加速冷却：
圧延後、焼入れ組織とするために加速冷却処理を施すが、加速冷却とは水などの冷却媒体を用いて空冷より早い速度で鋼板を冷却することをいう。

加速冷却開始温度が８５０℃を超えると、冷却後の板厚中心と表面の組織差が拡大し、水冷後に表層の組織を変える処理を実施しても十分な不安定延性破壊抵抗が得られない場合が生ずるので、加速冷却の開始温度の上限は８５０℃とした。また、６５０℃を下回る温度から加速冷却をおこなうと、十分な焼き入れ性が確保できず所望の強度が得られないだけでなく、靭性および不安定延性破壊抵抗性が損なわれるため、加速冷却開始温度の下限を５０℃とした。

加速冷却停止温度が４５０℃を超える場合は、マルテンサイト変態あるいは下部ベイナイト変態を十分完了させることができず、所定の組織割合が得られなくなるので、その上限を４５０℃とした。下限については特に限定する必要はないが、エネルギー効率の観点からは２００℃以上とするのが望ましい。

加速冷却後の昇温：
昇温速度が３℃／ｓ未満の速度では、昇温に時間が掛かりすぎ、昇温途中で鋼材の特性が影響を受けてしまい、安定して所定の特性を確保できなくなるので、昇温速度の下限を３℃／ｓ以上とした。上限は特に限定しないが、加熱手段の能力により上限は必然的に制限されることになる。

鋼板表層部の温度とは、放射温度計または鋼板表面部に溶着させた熱電対にて測定された鋼板表面部近傍の温度をいう。鋼板の表裏面の両方を計測することが好ましいが、鋼板の表裏面がほぼ対称な温度分布になることが推定される場合は、片面側だけの計測でもよい。

昇温温度については、４００℃未満では焼戻しが不十分となり十分な不安定延性破壊抵抗性を確保することができなくなるため下限を４００℃とした。一方、７００℃を超えると強度低下が大きくなり、目標とする引張強さの７６０ＭＰａ以上を確保することができなくなるのみでなく、加熱エネルギーが多くなるため、上限を７００℃とした。

昇温した温度で保持する時間が、６０ｓを超えると７６０ＭＰａ以上の引張さを確保することができなくなるのみならず、昇温時間が長くなることによる生産性の低下をきたすため、上限を６０ｓとした。また、下限は特に限定しないが鋼板が瞬時でも目標の昇温温度になれば効果が得られるので１秒以下であってもよい。

昇温と保持の処理を１回以上するのは、１回未満では鋼板表面組織を所定の焼戻し組織とすることが出来ず、所望の不安定延性破壊抵抗が得られないためである。また処理回数増えるほど、不安定延性破壊抵抗が増大する傾向があるが、コストの観点から昇温・保持処理は１〜３回の回数が望ましい。

圧延後の昇温方法については誘導加熱装置や直接または反射式加熱バーナを用いた加熱炉を用いるなどの方法があるが、この内誘導加熱が、本発明の加速冷却によって硬化した鋼板表面組織の焼戻し処理に対し好適である。

（３）ラインパイプ用溶接鋼管
超高強度ラインパイプ用溶接鋼管は、本発明で規定した鋼板を冷間加工または温間加工によって、鋼管の形状に成形した鋼板の端部同士を溶接によって接合することにより製造した鋼管である。通常は、室温での冷間成形がおこなわれる。しかし、冬期などでは冷間成形時に鋼板に割れを生じることがあり、室温以上のそれほど高くない温度に鋼板を熱して加工をおこなうことがある。これを温間加工という。

鋼板端部を接合する溶接は通常の方法でよく、円筒状になった鋼板の開先部をまず炭酸ガス溶接などで仮付け溶接し、その後サブマージドアーク溶接で本溶接をおこなうことが多い。

鋼板の曲げ成形性が悪いと開先精度が悪くなり、溶接欠陥を生じることが多いので鋼板の成形性は、超高強度ラインパイプ用鋼管用としては重要な特性である。本発明によれば十分な曲げ加工精度を確保できる。

表１に示す記号Ａ〜Ｌのそれぞれの化学組成を有する鋼を溶製した後鍛造によりスラブとし、表２に示す製造条件で熱間圧延をおこない、次いで表２に示すように条件を種々変えて水冷による加速冷却処理を施した後、誘導加熱装置を用いて再加熱処理を施し、板厚２０ｍｍの熱間圧延鋼板を製造した。

これらの鋼板から、顕微鏡組織観察用の試料、ＡＰＩ（アメリカ石油協会） ５Ｌに規定の板状引張り試験片、ＪＩＳ（日本工業規格） Ｚ２２０２に規定の２ｍｍＶノッチのシャルピー衝撃試験片、およびＡＰＩ ＲＰ５Ｌ３に規定のＤＷＴＴ試験片を採取した。

金属組織は光学顕微鏡にて、表層部の焼戻し組織の占める割合と、その組織の占める鋼板表面からの深さを調べ、また表層部以外の組織の状態を調べた。
平均旧オーステナイト粒径の計測は、圧延方向に平行でかつ板面に垂直な鋼材面について、板厚中心部近傍を５００倍の倍率で観察し、板厚方向に１００ｍｍ（実寸：０．２ｍｍ）の直線を５本引き、直線の交点数をカウントし、平均切片長さを求め、同様の作業を５回以上繰り返し実施し、求めた平均切片長さを平均旧オーステナイト粒径とした。金属組織の調査結果は表２に示す通りであった。

ＤＷＴＴ試験は、元板厚ｘ３インチ幅ｘ１２インチ長さの試験片中央部に０．２インチ深さのＶ字状のプレスノッチを施した試験片に所定の温度で衝撃荷重を与え、その破壊に際するエネルギー値と試験片破面の延性／脆性破面率を測定する試験で、鋼材の不安定延性破壊抵抗を評価する試験である。従来強度グレード鋼では試験温度における延性破面率が８５％であれば、その温度において十分な不安定延性破壊抵抗を有すると求められていたが、引張強さ７５０MPa以上の超高強度鋼においては延性破面率の確保に加え、３００Ｊ／ｃｍ^２の吸収エネルギー値の確保が必要である。

各試験結果を表３に示す。

表３から明らかなように本発明例で示す各鋼板は、本発明で規定する金属組織になっていない比較例に比べ、ＤＷＴＴ試験での吸収エネルギーが極めて大きく、引張り強さが７５０ＭＰａ以上と超高強度でありながら不安定延性破壊抵抗性に優れていることが分かる。

Claims (6)

1. 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１〜２．５％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００４〜０．０１５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００１〜０．００５％を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、下記（１）式で表されるＰcm１値が０．１６〜０．３％の範囲にあり、
   板厚中心部の平均旧オーステナイト粒径が18μm以下であり、かつベイナイト、マルテンサイト、又はその両者の混合組織からなる鋼板であって、かつ焼き戻しマルテンサイト組織を８０％以上含む組織が、鋼板表裏面部に合計で板厚割合で少なくとも５％以上３０％以下の部分を占めることを特徴とする引張強さが７５０ＭＰａ以上である、超高強度ラインパイプ用鋼板。
   Pcm1＝C＋Si/30＋Mn/20＋Ni/60＋Mo/15 (1)
2. 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１〜２．５％、Ｐ：０．０１％以下、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００４〜０．０１５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００１〜０．００５％を含み、さらにＮｉ：０．１〜２．５％、Ｃｕ：１．５％以下、Ｃｒ：０．１〜１％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００２％のうちの１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、下記（２）式で表されるＰcm２値が０．１６〜０．３０％の範囲にあり、
   板厚中心部の平均旧オーステナイト粒径が18μm以下であり、かつベイナイト、マルテンサイト、又はその両者の混合組織からなる鋼板であって、かつ焼き戻しマルテンサイト組織を８０％以上含む組織が、鋼板表裏面部に合計で板厚割合で少なくとも５％以上３０％以下の部分を占めることを特徴とする引張強さが７５０ＭＰａ以上である、超高強度ラインパイプ用鋼板。
   Pcm2＝C＋Si/30＋Mn/20＋Ni/60＋Mo/15＋Cu/20＋Cr/20＋V/10＋5B (2)
3. Ｆｅの一部に代えて、質量％でＺｒ：０．０３％以下およびＣａ：０．００３％以下の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の超高強度ラインパイプ用鋼板。
4. 請求項１〜３のいずれかに記載の超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法であって、
   請求項１〜３のいずれかに記載の化学組成を有する鋼片を、９５０〜１２００℃の温度範囲に加熱し、熱間圧延を施した後、８５０〜６５０℃の範囲内の温度から少なくとも４５０℃の温度まで加速冷却処理を施し、その後、焼き戻しマルテンサイト組織を８０％以上含む組織が、鋼板表裏面部に合計で板厚割合で少なくとも５％以上３０％以下の部分を占めるように、３℃／ｓ以上の昇温速度にて鋼板表層部のみを４００〜７００℃までの温度に昇温し、その温度で６０ｓ以下の保持をおこなう昇温と保持の処理を１回以上することを特徴とする、超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
5. 加速冷却処理後の昇温を誘導加熱装置により実施することを特徴とする、請求項４に記載の超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
6. 請求項１〜３のいずれかに記載の鋼板からなる引張強さが７５０ＭＰａ以上である超高強度ラインパイプ用溶接鋼管。