JPH11172330A - 低温靭性の優れた高強度鋼板の製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 低温靭性、現地溶接性などの諸特性を同時に
達成できるＡＰＩ規格Ｘ１００超の高強度鋼板を提供す
る。 【解決手段】 (1) 低Ｃ−高Ｍｎ−Ｎｉ−Ｍｏ−微量Ｔ
ｉ系で（１）式のＰ₁ 値を限定した成分の鋼片を、また
(2) 低Ｃ−高Ｍｎ−Ｎｉ−Ｍｏ−微量Ｂ−微量Ｔｉ系で
（２）式のＰ₂ 値を限定した成分の鋼片を制御圧延・加
速冷却した後、７５０〜８５０℃の温度域に再加熱し
て、その後１０℃／秒以上の冷却速度で冷却することに
より高強度と優れた低温靭性、現地溶接性を同時に達成
する。 【効果】 低温靭性、現地溶接性が優れた高強度ライン
パイプ（Ｘ１００超）の製造が可能となった。その結
果、パイプラインの安全性が著しく向上するとともに、
パイプライン施工能率の向上および輸送効率の向上が可
能となった。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は９５０ＭＰａ以上の
引張強さ（ＴＳ）を有する低温靭性・溶接性の優れた高
強度鋼に関するもので、天然ガス・原油輸送用ラインパ
イプをはじめ、各種圧力容器、産業機械などの溶接用鋼
材として広く使用できる。

【０００２】

【従来の技術】原油や天然ガスを長距離輸送するための
パイプラインに使用されるラインパイプは、(1) 高圧化
による輸送効率の向上や、(2) 薄肉化による現地での溶
接能率向上のため、ますます高張力化する傾向にある。
これまでに米国石油協会（ＡＰＩ）規格でＸ８０（降伏
強さ５５１ＭＰａ以上、引張強さ６２０ＭＰａ以上）ま
でのラインパイプの実用化が進行中であるが、さらに高
強度のラインパイプに対するニーズが強くなってきた。

【０００３】現在、高強度ラインパイプ製造法の研究
は、従来のＸ８０ラインパイプの製造技術（たとえばＮ
ＫＫ技報 No.138(1992)，pp24-31 およびThe 7th Offs
hore Mechanics and Arctic Engineering (1988)，Volu
me V，pp179-185)を基本に検討されているが、これでは
せいぜい、Ｘ１００（降伏強さ６８９ＭＰａ以上、引張
強さ７６０ＭＰａ以上）ラインパイプの製造が限界と考
えられる。

【０００４】従来より、低炭素−高Ｍｎ−Ｎｂ−Ｍｏ鋼
は微細なアシキュラーフェライト組織を有するラインパ
イプ用鋼としてよく知られている。例えば、特開平５−
２５５７４４号公報では、低炭素−Ｍｎ−０．０５〜
０．３５％Ｍｏ−Ｎｂ鋼を９００℃〜１０００℃に再加
熱後、圧延することを特徴とする低温靭性の優れた高張
力鋼板の製造法が開示されているが、その引張強さの上
限はせいぜい７５０ＭＰａが限界であった。また極低炭
素−高Ｍｎ−Ｎｂ−（Ｍｏ）−（Ｎｉ）−微量Ｂ−微量
Ｔｉ鋼は、微細なベイナイト組織を有するラインパイプ
用鋼としてよく知られているが、その引張強さの上限も
せいぜい７５０ＭＰａが限界であった。

【０００５】さらに高強度化をはかるためには、Ｃ量や
合金元素量を増加させることが必要であるが、合金元素
の増加によりスラブ再加熱時のオーステナイト粒が混粒
化し、制御圧延を施しても変態前のオーステナイト粒を
均一に微細化することが困難となり、変態後の組織は一
部粗大化した組織となって低温靭性が劣化する。

【０００６】パイプラインの超高強度化は、強度・低温
靭性バランスをはじめとして、溶接熱影響部（ＨＡＺ）
靭性、現地溶接性、継手軟化など多くの問題を抱えてお
り、これらを克服した画期的な高強度ラインパイプ（Ｘ
１００超）の早期開発が要望されている。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明は溶接部および
母材の低温靭性、現地溶接性などの諸特性を同時に達成
できる引張強さ９５０Ｎ／mm² 以上（ＡＰＩ規格Ｘ１０
０超）の高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法を提供す
ることを目的とする。

【０００８】

【課題を解決するための手段】上記目的を達成する本発
明の第１発明法は、重量％にて、Ｃ：０．０３〜０．１
０％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．８〜２．５％、
Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ｎｉ：
０．２０〜１．０％、Ｍｏ：０．２５〜０．６０％、Ｎ
ｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
３０％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００１〜０．
００６％、Ｏ：０．００５％以下を含有し、残部がＦｅ
および不可避的不純物からなり、下記（１）式で定義さ
れるＰ₁値が３．１〜４．０の範囲にある鋼片を１００
０〜１２００℃の温度に再加熱後、９００℃以下の累積
圧下量が７０％以上で、圧延終了温度が６５０〜８００
℃となるように圧延した後、１０℃／秒以上の冷却速度
で５００℃以下任意の温度まで冷却した鋼板を７５０〜
８５０℃の温度域に再加熱して、その後１０℃／秒以上
の冷却速度で冷却することを特徴とする引張強さが９５
０ＭＰａ以上の低温靭性の優れた高強度鋼板の製造法で
ある。 Ｐ₁ ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ ・・・・・（１）

【０００９】また第２発明法は、重量％にて、Ｃ：０．
０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．７
〜２．２％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％
以下、Ｎｉ：０．１０〜１．０％、Ｍｏ：０．１５〜
０．５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．
００５〜０．０３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２
０％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００１〜０．０
０６％、Ｏ：０．００５％以下を含有し、残部がＦｅお
よび不可避的不純物からなり、下記（２）式で定義され
るＰ₂ 値が２．５〜４．０の範囲にある鋼片を１０００
〜１２００℃の温度に再加熱後、９００℃以下の累積圧
下量が７０％以上で、圧延終了温度が６５０〜８００℃
となるように圧延した後、１０℃／秒以上の冷却速度で
５００℃以下任意の温度まで冷却した鋼板を７５０〜８
５０℃の温度域に再加熱して、その後１０℃／秒以上の
冷却速度で冷却することを特徴とする引張強さが９５０
ＭＰａ以上の低温靭性の優れた高強度鋼板の製造法であ
る。 Ｐ₂ ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ ・・・・・（２）

【００１０】そして、第１発明法および第２発明法にお
いて、前記鋼片が、重量％にてさらに、Ｃｕ：０．１〜
１．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜
０．１０％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％のうち１
種または２種以上を含有することが好ましい。

【００１１】

【発明の実施の形態】第１発明法の特徴は、(1) 低Ｃ−
高Ｍｎ−Ｎｂ−Ｎｉ−Ｍｏ−微量Ｔｉ系の鋼片を制御圧
延・加速冷却して鋼板とした後、(2) ７５０〜８５０℃
の温度域に再加熱して、その後空冷または１０℃／秒以
上の冷却速度で冷却することにより、微細なベイナイト
主体組織とするところにあり、これによって高強度と優
れた低温靭性、現地溶接性を同時に達成している。

【００１２】本発明者らはＮｂ−Ｎｉ−Ｍｏ鋼におい
て、化学成分、圧延条件およびその後の熱処理条件を厳
密に制御することにより、高強度と優れた低温靭性が達
成できることを見いだした。第１発明法による鋼板の特
徴は、焼入れ・焼戻し処理による鋼板に比較して降伏比
が低く、低温靭性に著しく優れることである。

【００１３】引張強さ９５０ＭＰａ以上の高強度と優れ
た低温靭性を達成するためには、組織を徹底的に微細化
する必要がある。特に多量のＮｂとＭｏを含有する鋼で
は、スラブ再加熱時に一部粗大な結晶粒を含んだ混粒と
なりやすく、この粗大粒をその後の制御圧延で微細化す
ることは困難である。そこで、圧延・加速冷却した鋼板
を７５０〜８５０℃の温度域に再加熱することにより結
晶粒を著しく微細化でき、高強度と優れた低温靭性を達
成することに成功した。

【００１４】以下に第１発明法の製造条件の限定理由に
ついて説明する。まず上記成分からなる鋼片を１０００
〜１２００℃の温度に再加熱後、９００℃以下の累積圧
下量が７０％以上で、圧延終了温度が６５０〜８００℃
となるように圧延を行い、その後１０℃／秒以上の冷却
速度で５００℃以下任意の温度まで冷却する。つぎに７
５０〜８５０℃の温度域に再加熱して、その後１０℃／
秒以上の冷却速度で冷却する。

【００１５】鋼片（スラブ）の再加熱温度を１０００℃
以上とする理由は、粗大な鋳造組織である鋼片をオース
テナイト域で十分に溶体化させて、できるだけ均一なオ
ーステナイト粒を形成させるとともに、圧延終了温度を
確保するためである。しかし、加熱温度が１２００℃を
超えると、再加熱時のオーステナイトが著しく成長し、
圧延後の結晶粒も大きくなって低温靭性の劣化を招く。
このために鋼片の再加熱温度の上限を１２００℃とし
た。

【００１６】再加熱した鋼片は、９００℃以下の累積圧
下量が７０％以上、かつ圧延終了温度が６５０〜８００
℃となるように圧延しなければならない。９００℃以下
の累積圧下量を７０％以上とする理由は、オーステナイ
ト未再結晶域での圧延を強化し、変態前のオーステナイ
ト組織の微細化をはかり、低温靭性を向上させるためで
ある。

【００１７】さらに、圧延終了温度を６５０〜８００℃
とする必要がある。これは、オーステナイト未再結晶域
で細粒化したオーステナイト組織を、一層微細化するた
めである。累積圧下量が適切であっても、その圧延温度
が不適切であると、優れた低温靭性は達成できない。圧
延終了温度が６５０℃より低いと、加工によるフェライ
トの脆化が顕著となるので、圧延終了温度の下限を６５
０℃とした。しかし圧延終了温度が８００℃より高い
と、オーステナイト組織の微細化が十分でないため、圧
延終了温度の上限を８００℃に限定した。

【００１８】圧延終了後、鋼板は１０℃／秒以上の冷却
速度で５００℃以下任意の温度まで冷却する必要があ
る。冷却速度が１０℃／秒より小であったり、水冷停止
温度が５００℃より高いと、変態強化による強度・低温
靭性バランスの向上が十分に期待できない。冷却速度は
大きいほど変態強化に有効であり、特に上限は限定しな
い。実用上可能な冷却速度は板厚にも依存するが、４０
℃／秒程度である。

【００１９】つぎに圧延・冷却後の鋼板は、７５０〜８
５０℃の温度に再加熱する必要がある。加熱温度が７５
０℃未満では、オーステナイト化が不十分で強度の向上
や降伏比の低下が得られないばかりか、旧オーステナイ
ト粒界に粗大かつ列状に生成したＭＡ(Martensite-Aust
enite Constituent)いわゆるマルテンサイトとオーステ
ナイトが共存した組織などの硬化組織が生成し、低温靭
性が劣化する。また８５０℃を超えるとオーステナイト
が成長し、組織が微細化できない。このため加熱温度の
上限を８５０℃とした。

【００２０】加熱後、鋼板は１０℃／秒以上の冷却速度
で冷却する必要がある。１０℃／秒以上の冷却速度で冷
却する理由は、変態強化、組織の微細化をはかるためで
ある。１０℃／秒未満であると変態強化による強度・低
温靭性バランスの向上が十分に期待できない。

【００２１】つぎに第１発明法における成分元素の限定
理由について説明する。Ｃは０．０３〜０．１０％に限
定する。Ｃは母材および溶接部の強度向上に有効な元素
であり、ベイナイトを主体とする組織において目的の強
度を得るためには、最低０．０３％は必要である。また
この量はＮｂ，Ｖ添加による析出硬化、結晶粒の微細化
効果の発現のための最小量でもある。しかしＣ量が多す
ぎると母材、ＨＡＺ（溶接熱影響部）の低温靭性、現地
溶接性の著しい劣化を招くので、その上限を０．１０％
とした。

【００２２】Ｓｉは脱酸や強度向上のため添加する元素
であるが、多く添加するとＨＡＺ靭性、現地溶接性を著
しく劣化させるので、上限を０．６％とした。鋼の脱酸
はＴｉあるいはＡｌでも十分可能であり、Ｓｉは必ずし
も添加する必要はない。Ｍｎは強度、低温靭性を確保す
る上で不可欠な元素であり、その下限は１．８％であ
る。しかしＭｎが多すぎると鋼の焼入性が増加してＨＡ
Ｚ靭性、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、母材の低温靭性をも劣化させ
るのでその上限を２．５％とした。

【００２３】Ｎｉを添加する目的は、本発明における低
炭素成分系の強度を低温靭性や現地溶接性を劣化させる
ことなく向上させるためである。Ｎｉ添加は、ＭｎやＣ
ｒ，Ｍｏ添加に比較して圧延組織（特にスラブの中心偏
析帯）中に低温靭性に有害な硬化組織を形成することが
少なく、微量のＮｉ添加がＨＡＺ靭性の改善にも有効で
あることが判明した。この効果を発揮させるためには、
０．２％以上の添加が必要である。しかし、添加量が多
すぎると経済性だけでなく、ＨＡＺ靭性や現地溶接性を
劣化させるので、その上限を１．０％とした。

【００２４】Ｍｏを添加する理由は、鋼の焼入性を向上
させ、目的とするベイナイトイ主体の組織を得るためで
ある。このような効果を得るためには、Ｍｏは最低０．
２５％必要である。しかし過剰なＭｏ添加はＨＡＺ靭
性、現地溶接性を劣化させるので、その上限を０．６０
％とした。

【００２５】また本発明では、必須の元素としてＮｂ：
０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０
％を含有する。ＮｂはＭｏと共存して結晶粒の微細化や
析出硬化に寄与し、鋼を強靭化する作用を有する。この
効果を発揮させるための最小量として、その下限を０．
０１％とした。しかしＮｂを０．１０％超添加すると、
ＨＡＺ靭性や現地溶接性に悪影響をもたらすので、その
上限を０．１０％とした。

【００２６】一方、Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、
加熱時および溶接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
温靭性を改善する。またＡｌ量が少ないとき（たとえば
０．００５％以下）、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。このようなＴｉ添加効果を
発現させるためには、最低０．００５％のＴｉ添加が必
要である。しかしＴｉ量が多すぎると、ＴｉＮの粗大化
やＴｉＣによる析出硬化が生じ、低温靭性が劣化するの
で、その上限は０．０３０％に限定した。

【００２７】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．
０６％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０．０６％とした。脱酸はＴ
ｉあるいはＳｉでも可能であり、Ａｌは必ずしも添加す
る必要はない。

【００２８】Ｎは、ＴｉＮを形成して加熱時および溶接
ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制して母材、Ｈ
ＡＺの低温靭性を向上させる。このために必要な最小量
は０．００１％である。しかし多すぎるとスラブ表面疵
や固溶ＮによるＨＡＺ靭性の劣化の原因となるので、そ
の上限は０．００６％に抑える必要がある。

【００２９】さらに本発明では、不純物元素であるＰ，
Ｓ，Ｏ量をそれぞれ、０．０１５％以下、０．００３％
以下、０．００５％以下とする。この主たる理由は母
材、ＨＡＺ靭性の低温靭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低減
し、粒界破壊を防止し低温靭性を向上させる。またＳ量
の低減は延伸化したＭｎＳを低減して延靭性を向上させ
る効果がある。Ｏ量の低減は鋼中の酸化物を少なくし
て、低温靭性の改善に効果がある。

【００３０】つぎに好ましい条件としてＣｕ，Ｃｒ，
Ｖ，Ｃａを添加する理由について説明する。基本となる
成分に加えて、さらにこれらの元素を添加する主たる目
的は本発明の優れた特長を損なうことなく、製造可能な
板厚の拡大や母材の強度・靭性などの特性の向上をはか
るためである。したがって、その添加量は自ら制限され
るべき性質のものである。

【００３１】ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果を持つととも
に、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上にも効果があ
る。またＣｕ析出硬化によって強度を大幅に増加させ
る。この効果を発揮させるためには０．１％以上の添加
が必要である。しかし過剰に添加すると析出硬化により
母材、ＨＡＺの靭性低下や熱間圧延時にＣｕクラックが
生じるので、その上限を１．０％とした。

【００３２】Ｃｒは母材、溶接部の強度を増加させる効
果があり、この効果を発揮させるためには０．１％以上
の添加が必要である。しかし、多すぎるとＨＡＺ靭性や
現地溶接性を著しく劣化させる。このためＣｒ量の上限
を１．０％とした。ＶはほぼＮｂと同様の効果を有する
が、その効果はＮｂに比較して弱い。しかし超高強度鋼
におけるＶ添加の効果は大きい。この効果を発揮させる
ためには０．０１％以上の添加が必要である。その上限
はＨＡＺ靭性や現地溶接性の点から０．１０％まで許容
できる。

【００３３】Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、
低温靭性を向上（シャルピー試験における吸収エネルギ
ーの増加など）させる。しかしＣａ量が０．００１％未
満では実用上効果がなく、また０．００５％を超えて添
加するとＣａＯ−ＣａＳが大量に生成してクラスター、
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およぼす。このためＣａ添加量を
０．００１〜０．００５％に制限した。

【００３４】以上の個々の添加元素の限定に加えて本発
明法では、さらに（１）式で定義されるＰ₁ 値を３．１
≦Ｐ₁ ≦４．０の範囲に制限する。これはＨＡＺ靭性、
現地溶接性を損なうことなく、目的とする強度・低温靭
性バランスを達成すためである。Ｐ₁ 値の下限を３．１
としたのは９５０Ｎ／mm² 以上の強度と優れた低温靭性
を得るためである。またＰ₁ 値の上限を４．０としたの
は優れたＨＡＺ靭性、現地溶接性を維持するためであ
る。

【００３５】つぎに第２発明法の特徴は、低Ｃ−高Ｍｎ
−Ｎｂ−Ｎｉ−Ｍｏ−微量Ｂ−微量Ｔｉ系の鋼片を対象
とし、第１発明法と同様の条件で制御圧延・加速冷却し
て鋼板とした後、第１発明法と同様の条件で再加熱し冷
却することにより、微細なベイナイト主体組織とすると
ころにあり、これによって高強度と優れた低温靭性、現
地溶接性を同時に達成している。

【００３６】本発明者らはＮｂ−Ｎｉ−Ｍｏ−微量Ｂ鋼
において、化学成分、圧延条件およびその後の熱処理条
件を厳密に制御することにより、高強度と優れた低温靭
性が達成できることを見いだした。第２発明法による鋼
板の特徴も、焼入れ・焼戻し処理による鋼板に比較して
降伏比が低く、低温靭性に著しく優れることである。上
記微量Ｂ添加鋼においても、スラブ再加熱時に一部粗大
な結晶粒を含んだ混粒となりやすく、この粗大粒をその
後の制御圧延で微細化することは困難である。そこで、
圧延・加速冷却した鋼板を７５０〜８５０℃の温度域に
再加熱することにより結晶粒を著しく微細化でき、高強
度と優れた低温靭性を達成することに成功した。第２発
明法における製造条件およびその限定理由は、上記第１
発明法におけると同様である。

【００３７】そして第２発明法においては、添加元素と
してＢを含有している。Ｂは極微量で鋼の焼入性を飛躍
的に高め、目的とするベイナイト主体の組織を得るため
に、第２発明法の成分系において必要不可欠の元素であ
る。後述のＰ₂値において１に相当する、すなわち１％
Ｍｎに相当する効果がある。さらにＢはＭｏの焼入性向
上効果を高めるとともに、Ｎｂと共存して相乗的に焼入
性を増す。このような効果を得るためには、Ｂは最低で
も０．０００３％必要である。一方、過剰に添加する
と、低温靭性を劣化させるだけでなく、かえってＢの焼
入性向上効果を消失せしめることもあるので、その上限
を０．００２０％とした。

【００３８】このようにＢを添加した結果、Ｍｎは１．
７％以上２．２％以下、Ｎｉは０．１０％以上１．０％
以下、Ｍｏは０．１５％以上０．５０％以下とし、その
他の元素Ｃ，Ｓｉ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｎ，Ｐ，Ｓおよ
びＯの量は第１発明法におけると同様である。そしてこ
れら各元素量の限定理由も、第１発明法におけると同様
である。

【００３９】また好ましい条件として、Ｃｕ，Ｃｒ，
Ｖ，Ｃａの１種または２種以上を添加する理由、および
その添加量の限定理由も第１発明法におけると同様であ
る。さらに第２発明法においては、上記（２）式で定義
されるＰ₂ 値を２．５以上かつ４．０以下に制限する必
要があり、その理由も第１発明法におけると同様であ
る。

【００４０】

【実施例】［実施例１］：転炉−連続鋳造法により製造
した、表１に示す種々の鋼成分の鋼片から、表２に示す
種々の製造法により鋼板を製造して、諸性質を調査した
結果を表２に示す。鋼板の機械的性質は圧延と直角方向
で調査した。ＨＡＺ靭性は入熱５kJ/mm 相当の再現熱サ
イクルを付与して調査した（最高加熱温度：１４００
℃、８００〜５００℃の冷却時間：２８秒）。

【００４１】本発明例No．１〜No．４は、本発明の第１
発明法にしたがって製造したものであり、いずれもＸ１
００超の高強度および優れた低温靭性、ＨＡＺ靭性を有
する。これに対して比較例のNo．５〜No．２２は、化学
成分または鋼板製造条件が適切でなく、いずれかの特性
が劣る。

【００４２】No．５はＣ量が多すぎるため低温靭性およ
びＨＡＺ靭性が悪い。No．６はＭｎ量が少ないため低温
靭性が悪い。No．７はＭｎ量が多すぎるためＨＡＺ靭性
が悪い。No．８はＮｉ量が少ないためＨＡＺ靭性が悪
い。No．９はＭｏ量が少ないため強度が低い。No．１０
はＭｏ量が多すぎるためＨＡＺ靭性が悪い。No．１１は
Ｐ₁ 値が低いため強度および低温靭性を満足しない。N
o．１２はＰ₁ 値が高いためＨＡＺ靭性が劣る。

【００４３】No．１３はスラブ再加熱温度が低いため低
温靭性が悪い。No．１４はスラブ再加熱温度が高いため
低温靭性が悪い。No．１５は９００℃以下での累積圧下
量が少ないため低温靭性が劣る。No．１６は圧延終了温
度が低すぎるため、低温靭性が劣る。No．１７は圧延終
了温度が高すぎるため、低温靭性が劣る。No．１８は圧
延後の鋼板の冷却速度が遅いため低温靭性が悪い。No．
１９は鋼板の冷却停止温度が高いため低温靭性が悪い。
No．２０は鋼板の再加熱温度が低いため低温靭性が悪
い。No．２１は鋼板の再加熱温度が高いため低温靭性が
悪い。No．２２は鋼板の冷却速度が遅いため低温靭性が
悪い。

【００４４】

【表１】

【００４５】

【表２】

【００４６】［実施例２］：転炉−連続鋳造法により製
造した、表３に示す種々の鋼成分の鋼片から、表４に示
す種々の製造法により鋼板を製造して、諸性質を調査し
た結果を表４に示す。調査方法は上記実施例１の場合と
同様である。本発明例No．３１〜No．３４は、本発明の
第２発明法にしたがって製造したものであり、いずれも
Ｘ１００超の高強度および優れた低温靭性、ＨＡＺ靭性
を有する。これに対して比較例のNo．３５〜No．５４
は、化学成分または鋼板製造条件が適切でなく、いずれ
かの特性が劣る。

【００４７】No．３５はＣ量が多すぎるため低温靭性お
よびＨＡＺ靭性が悪い。No．３６はＭｎ量が少ないため
低温靭性が悪い。No．３７はＭｎ量が多すぎるためＨＡ
Ｚ靭性が悪い。No．３８はＮｉ量が少ないためＨＡＺ靭
性が悪い。No．３９はＭｏ量が少ないため強度が低い。
No．４０はＭｏ量が多すぎるためＨＡＺ靭性が悪い。N
o．４１はＢ量が少ないため十分な強度が得られない。N
o．４２はＢ量が多すぎるため低温靭性およびＨＡＺ靭
性が悪い。No．４３はＰ₂ 値が低いため強度および低温
靭性を満足しない。No．４４はＰ₂ 値が高いためＨＡＺ
靭性が劣る。

【００４８】No．４５はスラブ再加熱温度が低いため低
温靭性が悪い。No．４６はスラブ再加熱温度が高いため
低温靭性が悪い。No．４７は９００℃以下での累積圧下
量が少ないため低温靭性が劣る。No．４８は圧延終了温
度が低すぎるため、低温靭性が劣る。No．４９は圧延終
了温度が高すぎるため、低温靭性が劣る。No．５０は圧
延後の鋼板の冷却速度が遅いため低温靭性が悪い。No．
５１は鋼板の冷却停止温度が高いため低温靭性が悪い。
No．５２は鋼板の再加熱温度が低いため低温靭性が悪
い。No．５３は鋼板の再加熱温度が高いため低温靭性が
悪い。No．５４は鋼板の冷却速度が遅いため低温靭性が
悪い。

【００４９】

【表３】

【００５０】

【表４】

【００５１】

【発明の効果】本発明法により低温靭性、現地溶接性が
優れた高強度の鋼板が安定して製造できるようになっ
た。その結果、パイプラインの安全性が著しく向上する
とともに、パイプラインの施工能率、輸送効率の飛躍的
な向上が可能となった。

フロントページの続き (72)発明者 朝日 均 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％にて、 Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００３％以下、 Ｎｉ：０．２０〜１．０％、 Ｍｏ：０．２５〜０．６０％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％、 Ｏ ：０．００５％以下 を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
   下記（１）式で定義されるＰ₁ 値が３．１〜４．０の範
   囲にある鋼片を１０００〜１２００℃の温度に再加熱
   後、９００℃以下の累積圧下量が７０％以上で、圧延終
   了温度が６５０〜８００℃となるように圧延した後、１
   ０℃／秒以上の冷却速度で５００℃以下任意の温度まで
   冷却した鋼板を７５０〜８５０℃の温度域に再加熱し
   て、その後１０℃／秒以上の冷却速度で冷却することを
   特徴とする引張強さが９５０ＭＰａ以上の低温靭性の優
   れた高強度鋼板の製造法。 Ｐ₁ ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ ・・・・・（１）
2. 【請求項２】 重量％にて、 Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．７〜２．２％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００３％以下、 Ｎｉ：０．１０〜１．０％、 Ｍｏ：０．１５〜０．５０％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％、 Ｏ ：０．００５％以下 を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
   下記（２）式で定義されるＰ₂ 値が２．５〜４．０の範
   囲にある鋼片を１０００〜１２００℃の温度に再加熱
   後、９００℃以下の累積圧下量が７０％以上で、圧延終
   了温度が６５０〜８００℃となるように圧延した後、１
   ０℃／秒以上の冷却速度で５００℃以下任意の温度まで
   冷却した鋼板を７５０〜８５０℃の温度域に再加熱し
   て、その後１０℃／秒以上の冷却速度で冷却することを
   特徴とする引張強さが９５０ＭＰａ以上の低温靭性の優
   れた高強度鋼板の製造法。 Ｐ₂ ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ ・・・・・（２）
3. 【請求項３】 前記鋼片が、重量％にてさらに、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｖ ：０．０１〜０．１０％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％ のうち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または２記載の低温靭性の優れた高強度鋼板の
   製造法。