JP3770106B2 - 高強度鋼とその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、天然ガスや原油を輸送するラインパイプや各種圧力容器等に利用して好適な不安定破壊抵抗特性に優れた引張強さ７５０ＭＰａ以上の高張力鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
天然ガスや原油を長距離輸送するパイプラインにおいては、敷設費や輸送費の低減を目指し、パイプ素材そのものを高強度化して肉厚の増大を制限するニーズが高まっている。
【０００３】
現在、米国石油協会（ＡＰＩ）においては、Ｘ８０（引張強さ６２０ＭＰａ以上）グレード鋼が規格化されて実用に供されており、さらに強度の高いＸ１００（引張強さ７５０ＭＰａ以上）およびＸ１００超（たとえば引張強さ９００ＭＰａ以上）の高強度グレード鋼の適用も検討されている。
【０００４】
例えば、特開平８−１９９２９２号公報および特開２０００−１９９０３６号公報には、Ｍｎ含有量を高めに設定したＸ１００超グレードの高強度ラインパイプとその製造方法が提案されている。
【０００５】
ラインパイプでは、構造材料として具備すべき要求特性のうち、強度特性と不安定破壊特性の両者が重要である。特に、後者の不安定破壊特性については、脆性破壊特性と延性的な不安定破壊特性である不安定延性破壊特性の双方のバランスのよい特性確保が必要とされている。
【０００６】
上記の両特性については、シャルピー衝撃試験等の小型破壊試験では把握できず、鋼管全厚の試験片、例えばＡＰＩで規定されているＤＷＴＴ試験において優れた脆性破壊抵抗特性と不安定延性破壊抵抗特性を確保する必要がある。Ｘ１００グレード以上の高強度ラインパイプでは、特に全厚の破壊試験による不安定破壊特性の評価が必要と考えられる。
【０００７】
しかし、上記の両公報に示される技術においては、破壊特性はシャルピー衝撃試験でしか評価されておらず、実管での脆性破壊特性や不安定延性破壊特性については全く検討されていない。すなわち、Ｘ１００グレード以上の高強度鋼において、実管での脆性破壊抵抗特性と不安定延性破壊抵抗特性（以下、両特性を総称して不安定破壊抵抗特性という）を向上させて構造材料としての安全性を高める技術についてはほとんど明らかになっていない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の課題は、上述のような事情を踏まえ、引張強さが７５０ＭＰａ以上（好ましくは９００ＭＰａ以上）で、しかもＡＰＩ規格に規定されるＤＷＴＴ試験における８５％延性破面遷移温度（ＳＡＴＴ８５％ ：℃）が−３０℃以下、−３０℃での吸収エネルギー（ｖＥＤＷＴＴ：Ｊ）が５０００Ｊ以上という、不安定破壊抵抗特性に優れた高張力鋼、具体的には鋼板および溶接管を含めた鋼管とこれらを安定して製造することが可能な製造方法を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、上記の課題を達成するために、実験検討を重ねた結果、以下のことを知見した。
【００１０】
従来の強度グレード鋼では、小型破壊試験による不安定破壊特性と鋼管本体の不安定破壊特性との間の差は比較的小さく、その間の関係も明確であった。
【００１１】
これに対して、Ｘ１００（引張強さ７５０ＭＰａ以上）グレード以上の高強度鋼では、小型破壊試験では鋼管本体の不安定破壊特性を把握することができず、鋼管の全厚試験であるＡＰＩに規定されるＤＷＴＴ試験で評価する必要があることが確認された。すなわち、ＤＷＴＴ試験における８５％延性破面遷移温度（ＳＡＴＴ８５％ ）と吸収エネルギー（ｖＥＤＷＴＴ）により高強度鋼管の不安定破壊特性が把握できることが判明した。
【００１２】
そして、引張強さ７５０ＭＰａ以上の高強度鋼において、溶接施工時の溶接性および溶接部靱性を損なうことなく、優れた不安定破壊抵抗特性を得るには、以下に述べる手段を採ればよいことを知見した。
【００１３】
(a) Ｃ含有量が０．１質量％以下である低Ｃ系の引張強さ７５０ＭＰａ以上の高強度鋼のＳ含有量を０．０００８質量％以下、好ましくは０．０００６質量％、さらに好ましくは０．０００４質量％以下とすると、例えば、引張強さが９３０ＭＰａ以上の鋼管であっても、ＤＷＴＴ試験における８５％延性破面遷移温度（ＳＡＴＴ８５％ ）と吸収エネルギー（ｖＥＤＷＴＴ）が向上し、部分ガスバーストおよびフルガスバースト試験における脆性破壊抵抗特性および不安定延性破壊抵抗特性が飛躍的に向上し、ラインパイプとしての破壊安全性が向上する。
【００１４】
(b) Ｓ含有量の低減と同時に、鋼中に含まれるＰ、ＮおよびＯ（酸素）の含有量を、式「｛２０×Ｓ＋Ｐ＋５×（Ｎ＋Ｏ）｝≦０．０３５」を満たす値に調整すると、脆性亀裂および延性亀裂の発生と停止特性が向上し、ＤＷＴＴ試験における８５％延性破面遷移温度（ＳＡＴＴ85%）と吸収エネルギー（ｖＥDWTT）が向上する。
【００１５】
(c) 表層部と肉厚中心部の金属組織に占めるマルテンサイト相とベイナイト相の合計割合を、それぞれ、９５体積％以上、８０体積％以上にすると、脆性亀裂および延性亀裂の発生と停止特性がさらに向上し、鋼管の不安定破壊抵抗特性が一段と安定する。
【００１６】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたもので、その要旨は、下記（１）の高強度鋼、（２）の鋼板、（３）〜（４）の鋼管、および（５）の高強度鋼の製造方法にある。
【００１７】
（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：１．００〜２．５０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０００８％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００４〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、Ｎ：０．００４０％以下、Ｏ：０．００３％以下、Ｎｉ：０〜２．５％、Ｃｕ：０〜０．６２％、Ｍｏ：０〜０．８％、Ｃｒ：０〜１．０％、Ｖ：０〜０．１％、Ｂ：０〜０．００２％、Ｚｒ：０〜０．０３％、Ｃａ：０〜０．００３％を含み、残部Ｆｅおよび不純物で、かつ下記の(1)式を満たす鋼からなり、引張強さが７５０ＭＰａ以上であり、更に、表層部及び肉厚中央部の金属組織に占めるマルテンサイト相とベイナイト相との合計割合が、それぞれ、９５体積％以上及び８０体積％以上である高強度鋼。
【００１８】
｛２０×Ｓ＋Ｐ＋５×（Ｎ＋Ｏ）｝≦０．０３５・・・・(1)
ここで、(1)式中の元素記号は鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。
【００２０】
（２）上記（１）に記載の高強度鋼よりなる高強度鋼板。
【００２１】
（３）上記（１）に記載の高強度鋼よりなる高強度鋼管。
【００２２】
（４）母材部が上記（１）に記載の高強度鋼よりなる溶接鋼管であり、溶接金属の引張強さが７００ＭＰａ以上で、かつ（母材の引張強さ−５０）ＭＰａ以上、溶接金属中のアシキュラーフェライト組織の割合が１０〜８０体積％である高強度鋼管。
【００２３】
（５）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：１．００〜２．５０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０００８％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００４〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、Ｎ：０．００４０％以下、Ｏ：０．００３％以下、Ｎｉ：０〜２．５％、Ｃｕ：０〜０．６２％、Ｍｏ：０〜０．８％、Ｃｒ：０〜１．０％、Ｖ：０〜０．１％、Ｂ：０〜０．００２％、Ｚｒ：０〜０．０３％、Ｃａ：０〜０．００３％を含み、残部Ｆｅおよび不純物で、下記の(1)式を満たす鋼を、９５０〜１２００℃に加熱後、熱間圧延をおこなって仕上温度９００〜６００℃で圧延を終了し、５００℃を下回らない温度域から３００℃以下の温度にまで４℃／秒以上の冷却速度で加速冷却する高強度鋼の製造方法。
【００２４】
｛２０×Ｓ＋Ｐ＋５×（Ｎ＋Ｏ）｝≦０．０３５・・・・(1)
ここで、(1)式中の元素記号は鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。
【００２５】
なお、上記（１）〜（５）に記載の本発明においては、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｂ、ＺｒおよびＣａの各元素は、必ずしも積極的に添加含有させる必要はない。
【００２６】
また、上記（１）における表層部とは表面から肉厚の１／１０位置までの範囲内をいい、肉厚中心部とは肉厚中心からそれぞれ肉厚の１／４位置までの範囲内をいう。
【００２７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の高張力鋼（鋼板、鋼管）とその製造方法および溶接鋼管を上記のように規定した理由について詳細に説明する。なお。以下において、「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。
【００２８】
まず、鋼の化学組成について述べる。
【００２９】
Ｃ：０．０１〜０．１０％
Ｃは、強度を確保する目的で含有させるが、０．０１％未満の含有量では焼入性が不足で７５０ＭＰａ以上の引張強さを確保することが難しく、また靭性も十分ではない。逆に、０．１０％を超えて含有させると、鋼およびその溶接部、特に溶接熱影響部の靭性が低下するだけでなく、不安定破壊抵抗特性も低下する。また、溶接施工時における溶接性も低下する。このため、Ｃ含有量は０．０１〜０．１０％とした。好ましい範囲は０．０２〜０．０８％、より好ましい範囲は０．０３〜０．０５％である。
【００３０】
Ｓｉ：０．３０％以下
Ｓｉは、脱酸剤として通常添加されるが、その含有量が０．３０％を超えると、鋼およびその溶接部の靭性が低下するだけでなく、不安定破壊抵抗特性も低下する。このため、Ｓｉ含有量は０．３０以下とした。好ましい上限は０．１５％、より好ましい上限は０．１０％である。なお、下限は特に定めないが、十分な脱酸効果を得るためはＳｉ含有量を０．０２％以上とするのが望ましい。
【００３１】
Ｍｎ：１．００〜２．５０％
Ｍｎは、焼入性を向上させて強度を高めるために含有させるが、１．００％未満の含有量では７５０ＭＰａ以上の引張強さを確保することが困難である。逆に２．５０％を超えて含有させると、鋼およびその溶接部の靭性が低下する。このため、Ｍｎ含有量は１．００〜２．５０％とした。好ましい範囲は１．２〜１．９％、より好ましい範囲は１．２〜１．７％である。
【００３２】
Ｐ：０．０１０％以下
Ｐは、不純物元素で、鋼およびその溶接部、なかでも溶接熱影響部の低温靭性を低下させるだけでなく、溶接性も低下させ、さらに不安定破壊抵抗特性をも低下させる。したがって、Ｐ含有量は低ければ低いほど好ましいが、不可避的な混入は避けられず、過度な低減はコスト上昇を招くので、実害を生じさせない限度として、その上限を０．０１０％とした。好ましい上限は０．００８％、より好ましい上限は０．００５％である。なお、Ｐ含有量は後述する(1) 式を満たす必要がある。
【００３３】
Ｓ：０．０００８％以下
Ｓは、上記のＰと同様の不純物元素で、鋼およびその溶接部、なかでも溶接熱影響部の低温靭性を低下させるだけでなく、溶接性をも低下させる。さらに、Ｓは、上記のＰとは異なり、微量にて高強度鋼の不安定破壊抵抗特性を著しく劣化させるため、本発明においてはその含有量の低減が必須の元素である。すなわち、引張強さ７５０ＭＰａ以上、なかでも９００ＭＰａ以上の高強度鋼に十分な不安定破壊抵抗特性を付与するためにはＳ含有量をできるだけ低くするのが好ましいが、不可避的な混入は避けられず、過度な低減はコスト上昇を招くので、実害を生じさせない限度として、０．０００８％以下とした。好ましい上限は０．０００６％、より好ましい上限は０．０００４％である。なお、Ｓ含有量は後述する(1) 式を満たす必要がある。
【００３４】
Ｎｂ：０．００５〜０．０６％
Ｎｂは、鋼の組織を微細化させ、高強度鋼の靭性を大幅に向上させる他、脆性亀裂および延性亀裂の発生抑制と停止促進させて不安定破壊抵抗特性を向上させる元素であるが、０．００５％未満の含有量では前記の効果が得られない。一方、０．０６％を超えて含有させると、溶接性を損なうだけでなく、不安定破壊抵抗特性がかえって低下する。このため、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．０６％とした。好ましい範囲は０．００５〜０．０３％、より好ましい範囲は０．００５〜０．０２％である。
【００３５】
Ｔｉ：０．００４〜０．０２５％
Ｔｉは、鋼およびその溶接熱影響部の組織を微細化し、鋼およびその溶接熱影響部の低温靭性を向上させる元素であるが、０．００４％未満の含有量では前記の効果が得られない。一方、０．０１５％を超えて含有させると、鋼およびその溶接部、なかでも溶接熱影響部の低温靭性を損なうだけでなく、溶接性をも低下し、さらに不安定破壊抵抗特性も低下する。このため、Ｔｉ含有量は０．００４〜０．０２５％とした。好ましい範囲は０．００４〜０．０１５％、より好ましい範囲は０．００４〜０．０１０％である。
【００３６】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１５〜０．０５％
Ａｌは、脱酸剤として通常添加される元素で、その含有量がｓｏｌ．Ａｌ含有量で０．０１５％以上で、鋼中に不純物として含まれる次に述べるＮをＡｌＮとして固定して安定化し、不安定破壊抵抗特性を向上させる作用を有する。一方、その含有量がｓｏｌ．Ａｌ含有量で０．０５％を超えると、溶接部の特性が劣化するだけでなく、溶接性もかえって低下する。このため、Ａｌの含有量はｓｏｌ．Ａｌ含有量で０．０１５〜０．０５％とした。好ましい上限は０．０３５％、より好ましい上限は０．０２５％である。
【００３７】
Ｎ：０．００４０％以下
Ｎは、不純物元素で、鋼の靭性を低下させ、延性破壊抵抗性も低下させることから不安定破壊抵抗特性の向上に極めて有害であり、その含有量が０．００４０％を超えると、所望の不安定破壊抵抗特性が確保できなくなる。このため、Ｎ含有量は０．００４０％以下とした。好ましい上限は０．００２５％、より好ましい上限は０．００２０％であるが、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。なお、Ｎ含有量は後述する(1) 式を満たす必要がある。
【００３８】
Ｏ（酸素）：０．００３％以下
Ｏは、上記のＮと同様の不純物元素で、鋼の靭性を低下させ、延性破壊抵抗性も低下させることから不安定破壊抵抗特性の向上に極めて有害な元素であり、その含有量が０．００３％を超えると、所望の不安定破壊抵抗特性が確保できなくなる。このため、Ｏ含有量は０．００３％以下とした。好ましい上限は０．００１８％、より好ましい上限は０．００１２％であるが、Ｏ含有量は低ければ低いほどよい。なお、Ｏ含有量は後述する(1) 式を満たす必要がある。
【００３９】
Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯの関係：
これら元素の含有量は、それぞれ、前述した範囲内において下記の(1)式を満たす含有量にする必要がある。すなわち、Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯの含有量が下記の(1)式を満たさない場合には、鋼の脆性亀裂および延性亀裂の発生、伝播停止特性が著しく低下し、所望の不安定破壊抵抗特性が確保できない。このことは、後述する実施例からも明らかである。
【００４０】
｛２０×Ｓ＋Ｐ＋５×（Ｎ＋Ｏ）｝≦０．０３５・・・・(1)
ここで、(1)式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。
【００４１】
なお、上記の(1) 式は、本発明者が次に述べる実験をおこない、得られた結果から、各元素が鋼の不安定破壊抵抗特性、具体的にはＡＰＩ規格に規定されるＤＷＴＴ試験における８５％延性破面遷移温度（ＳＡＴＴ８５％ ）と吸収エネルギー（ｖＥＤＷＴＴ）に及ぼす影響を調査するとともに、多重解析して初めて定めた式である。
【００４２】
実験内容：
化学組成が異なる多くの鋼を対象に、仕上げ温度１０００〜８００℃の熱間圧延後、７５０〜６００℃から冷却速度１８〜３５℃／秒で３００℃以下に冷却する加速冷却処理をおこなって板厚２０ｍｍの鋼板を得る。次いで、得られた鋼板の圧延方向と直交する方向から試験片を採取し、ＡＰＩに規定されるＤＷっＴ試験をおこない、８５％延性破面遷移温度（ＳＡＴＴ８５％ ）と吸収エネルギー（ｖＥＤＷＴＴ）を調べる。
【００４３】
また、上記の(1) 式は、次のことを表す。すなわち、Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物を形成し、その一部が圧延によって伸展して微細な硫化物となり、これが脆性亀裂の発生と伝播を著しく促進し、さらに延性進展亀裂抵抗をも劣化させるため、係数が２０であるように影響度が最も大きいこと。ＮとＯは、それぞれ、窒化物と酸化物を形成して延性進展亀裂抵抗を劣化させる他、固溶状態でも、脆性亀裂の発生と伝播および延性進展亀裂の伝播を促進するが、係数が５であるように、Ｓに比べると影響度が小さこと。Ｐはミクロまたはマクロに偏析して脆性亀裂および延性亀裂の発生を容易にするが、係数が１であるように、Ｓ、ＮおよびＯに比べると影響度が遙かに小さいこと。
【００４４】
本発明の高強度鋼の化学組成は、以上に述べたものであれば十分であるが、必要に応じてＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、ＣａおよびＺｒのいずれか１種以上を積極的に添加含有させてもよい。この場合は、鋼およびその溶接部、なかでも溶接熱影響部の低温靱性、溶接性を損なうことなく、高強度、耐食性および不安定破壊抵抗特性が一段と向上し、より厚肉の鋼板や鋼管等を得ることができる。
【００４５】
Ｎｉ：０〜２．５％（添加時の望ましい下限は０．２％）
Ｎｉの添加は任意である。Ｎｉは、添加すれば、低温靭性、脆性亀裂伝播停止性能を改善して不安定破壊抵抗特性を向上させる他、溶接性をも向上させる作用を有する。これらの効果は０．２％以上の含有量で顕著になる。しかし、２．５％を超えて含有させても、コスト上昇の割に前記の効果の向上代が小さくなるだけでなく、焼入れ−焼戻し処理によって過度の残留オーステナイトが生成し、降伏強度が低下してしまう場合がある。このため、Ｎｉの含有量を０〜２．５％とした。積極的に添加含有させる場合のＮｉ含有量は０．２〜２．５％とするのがよい。
【００４６】
Ｃｕ：０〜０．６２％（添加時の望ましい下限は０．１％）
Ｃｒ：０〜１．０％（添加時の望ましい下限は０．１％）
Ｍｏ：０〜０．８％（添加時の望ましい下限は０．１％）
Ｖ：０〜０．１％（添加時の望ましい下限は０．００５％）
Ｂ：０〜０．００３％（添加時の望ましい下限は０．０００３％）
これらの元素の添加は任意である。これらの元素は、添加すれば、いずれも、焼入性を向上させて鋼を強靱化する作用を有する。この効果は、Ｃｕ、ＣｒおよびＭｏでは０．１％以上、Ｖでは０．００５％以上、Ｂでは０．０００３％以上の含有量で顕著になる。しかし、Ｃｕは、０．６２％を超えて含有させると、鋼およびその溶接部の靭性が損なわれる他、熱間延性が著しく低下することがある。また、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢは、それぞれ、１．０％、０．８％、０．１％、０．００３％を超えて含有させると、いずれも、強度上昇が過度となり、鋼およびその溶接部の靭性が損なわれることがある。このため、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの含有量を、それぞれ、０〜０．６２％、０〜１．０％、０〜０．８％、０〜０．１％および０〜０．００３％とした。積極的に添加含有させる場合のＣｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの含有量は、それぞれ、０．１〜０．６２％、０．１〜１．０％、０．１〜０．８％、０．００５〜０．１％、０．０００３〜０．００３％とするのがよい。
【００４７】
なお、上記各元素のうち、Ｃｒは焼戻し処理時の析出強化作用、Ｍｏは固溶強化作用によって強度と靭性を高める効果もあり、Ｍｏについては、必須成分のＮｂとの複合効果によって組織の微細化を促進すると同時に、適量（０．５〜５体積％）の残留オーステナイトを鋼中に分散させ、不安定破壊抵抗特性を向上させる効果もある。また、Ｖは耐歪み時効特性に有害な元素（Ｎ、Ｃ、Ｏ）を安定化し、耐歪み時効特性を向上させる効果もある。
【００４８】
Ｃａ：０〜０．００３％（添加時の望ましい下限は０．０００５％）
Ｚｒ：０〜０．０３％（添加時の望ましい下限は０．００５％）
これらの元素の添加は任意である。これらの元素は、添加すれば、いずれも、鋼中の介在物の形態を制御し、鋼およびその溶接部の靱性および耐食性を向上させる他、脆性破壊に有害な元素（Ｎ、Ｃ、Ｏ）を安定化し、不安定破壊抵抗特性を向上させる作用を有する。これらの効果は、Ｃａでは０．０００５％以上、Ｚｒは０．００５％以上の含有量で顕著になる。しかし、Ｃａは０．００３％、Ｚｒは０．０３％を超えて含有させると、鋼の清浄度が低下し、鋼およびその溶接部の靭性が低下するだけでなく、不安定延性亀裂破壊抵抗特性も低下する。このため、ＣａとＺｒの含有量を、それぞれ、０〜０．００３％、０〜０．０３％とした。積極的に添加含有させる場合のＣａとＺｒの含有量は、それぞれ、０．０００５〜０．００３％、０．００５〜０．０３％とするのがよい。
【００４９】
金属組織について：
本発明の高強度鋼は、鋼板や鋼管として用いられるが、その金属組織は、表層部の金属組織に占めるマルテンサイト相とベイナイト相との合計割合が９５体積％以上であり、肉厚中央部の金属組織に占めるマルテンサイト相とベイナイト相との合計割合が８０体積％以上の金属組織である。この場合に不安定破壊抵抗特性が向上する。
【００５０】
以上に詳述した本発明の高強度鋼（鋼板および継目無鋼管を含む）は、鋼の化学組成および金属組織が本発明で規定する条件を満たす限り、通常の熱間圧延後に再加熱焼入れして焼戻す方法や、同じく通常の熱間圧延後に直接焼入れして焼戻す方法、さらには同じく通常の熱間圧延後に加速冷却処理する方法などにより製造することも可能であるが、確実かつ安定して製造するには下記の条件による熱間圧延後に加速冷却処理する方法で製造するのが好ましい。
【００５１】
加熱温度：
加熱温度が９５０℃未満であると、７５０ＭＰａ以上の引張強さが確保できない場合がある。また、加熱温度が１２００℃を超えると、その後の熱間圧延後に脆性破壊の発生および延性破壊停止に有害な元素（Ｎ、Ｃ、Ｏ）の安定化が不十分となり、所望の不安定破壊抵抗特性を確保することができない場合がある。このため、加熱温度は９５０〜１２００℃とするのが望ましい。
【００５２】
熱間圧延の仕上温度：
熱間圧延の仕上温度が６００℃未満であると、７５０ＭＰａ以上の引張強さが確保できない場合がある。また、熱間圧延の仕上温度が９００℃を超えると、圧延およびその後の加速冷却による組織の微細化が十分でなく、脆性破壊の発生および延性破壊停止に有害な元素（Ｎ、Ｃ）の安定化が不十分となり、所望の不安定破壊抵抗特性を確保することができない場合がある。このため、熱間圧延の仕上温度は６００〜９００℃とするのが望ましい。
【００５３】
水冷開始温度：
加速冷却時の水冷開始温度が５００℃未満であると、７５０ＭＰａ以上の引張強さが確保できないことがある。このため、加速冷却時の水冷開始温度は５００℃以上とするのがよい。
【００５４】
冷却速度：
加速冷却時の冷却速度が４℃／秒未満であると、組織中に粗大な上部ベイナイトが混入し、良好な低温靭性、不安定破壊抵抗特性が確保できないことがある。このため、加速冷却時の冷却速度は４℃／秒とするのがよい。なお、冷却速度は４℃／秒以上であればよく、特にその上限を規定する必要はない。
【００５５】
水冷停止温度：
加速冷却時の水冷停止温度が３００℃を超えると、７５０ＭＰａ以上の引張強さが確保できないだけでなく、鋼中に存在する適量（０．５〜５体積％）の残留オーステナイトが分解し、所望の不安定破壊抵抗特性が確保できないことがある。このため、加速冷却時の水冷停止温度は３００℃以下とするのがよい。
【００５６】
次に、本発明の溶接鋼管について説明する。
【００５７】
本発明の溶接鋼管は、本発明の高強度鋼よりなる鋼板を母材とするものであれば、周知の如何なる製管法で製造されたものであってもよい。具体的には、鍛接鋼管、電縫溶接鋼管、レーザー溶接鋼管、電子ビーム溶接鋼管、プラズマアーク溶接鋼管、ＴＩＧ溶接鋼管、ＵＯＥ鋼管やスパイラル鋼管に代表されるＳＡＷ溶接鋼管、ＭＡＧ溶接鋼管、ＭＩＧ溶接鋼管等を挙げることができる。
【００５８】
しかし、その溶接鋼管は、溶接金属の引張強さが７００ＭＰａ以上で、かつ（母材の引張強さ−５０）ＭＰａ以上、溶接金属中のアシキュラーフェライト組織の割合が１０〜８０体積％である必要がある。
【００５９】
その理由は次のとおりである。すなわち、溶接金属の引張強さが７００ＭＰａ未満であると溶接継手部の引張強さが７５０ＭＰａ以上とならず、また、溶接金属の引張強さが（母材の引張強さ−５０）ＭＰａ未満であると、変形時の歪みが溶接金属および溶接熱影響部に集中し、所望の不安定破壊抵抗特性が確保できなくなる。さらに、溶接金属中のアシキュラーフェライト組織の割合が１０体積％未満であると、溶接金属の低温靭性と変形能が不足で、所望の不安定破壊抵抗特性が確保できなくなるためであり、逆に８０体積％を超えると所望の強度が確保できなくなるからである。
【００６０】
ここで、上記の条件を満たす溶接鋼管は、その鋼管が鍛接鋼管、電縫鋼管、レーザー溶接鋼管、電子ビーム溶接鋼管、プラズマアーク溶接鋼管の場合には、本発明の高強度鋼からなる鋼板を用い、常法に従って溶接製管することにより得られる。
【００６１】
また、ＴＩＧ溶接鋼管、ＵＯＥ鋼管やスパイラル鋼管に代表されるＳＡＷ溶接鋼管、ＭＡＧ溶接鋼管、ＭＩＧ溶接鋼管の場合には、本発明の高強度鋼からなる鋼板を母材とし、化学組成が本発明の高強度鋼と同様で、かつ下記の(2) 式により定義されるＰｃｍ値が０．２０〜０．３２の範囲内の溶接ワイヤを用い、その溶接部位をＡｒ、Ｈｅ、Ｎ２、ＣＯ２等のガスでシールドして溶接するか、または焼成型もしくは溶融型のフラックスを使用して溶接することによって得られる。
【００６２】
Pcm＝C＋Si/30＋(Mn＋Cu＋Cr)/20＋Ni/60＋Mo/15＋V/10＋5B ・・・ (2)
ここで、式中の元素記号は鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）である。
【００６３】
【実施例】
表１に示す化学組成を有する１０種類の鋼を、表２に示す種々の条件で板厚２０ｍｍの鋼板とし、得られた鋼板を母材とする外径１０１４ｍｍ、長さ１２ｍのＵＯＥ溶接鋼管を製造した。
【００６４】
その際、溶接は、４電極のＳＡＷ溶接機を用い、入熱量３〜４ｋＪ／ｍｍの条件で、内外面各１パスの溶接をおこなった。また、溶接ワイヤとしては、化学組成が各鋼とほぼ同様で、前述した(2) 式で定義されるＰｃｍ値が０．２７〜０．３０のもの用いた。なお、溶接後の拡管率は０．８〜１．２％とした。
【００６５】
そして、得られた各鋼管について、母材部の強度（降伏強さＹＳ（ＭＰａ）、引張強さＴＳ（ＭＰａ））、靭性（破面遷移温度ｖＴｓ：℃）、表層部と中心部の金属組織に占めるマルテンサイト（Ｍ）＋ベイナイト（Ｂ）の体積割合（ｖｏｌ．％）、溶接金属中に含まれるアシキュラーフェライト（ＡＦ）の体積割合（ｖｏｌ．％）、溶接金属の引張強さＴＳ（ＭＰａ）と靭性（試験温度−３０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖＥ−３０℃（Ｊ）を調べる一方、ＡＰＩ規格に規定されるＤＷＴＴ試験に供し、８５％延性破面遷移温度（ＳＡＴＴ８５％ ：℃）と吸収エネルギー（ｖＥＤＷＴＴ：Ｊ）を調べ、これらの結果を表２に併せて示した。
【００６６】
なお、溶接金属の引張強さと靭性は、溶接金属部分から試験片を切り出して調べた。
【００６７】
表２から明らかなように、本発明で規定する条件を満たす試番１〜９のＵＯＥ溶接鋼管は、いずれも、母材の引張強さＴＳが７６５ＭＰａ以上、溶接金属の引張強さＴＳが８２２ＭＰａ以上と高く、靭性も母材の破面遷移温度が−８６℃以下、溶接金属のシャルピー吸収エネルギーが１０５Ｊ以上と良好であり、しかもＤＷＴＴ試験の８５％延性破面遷移温度ＳＡＴＴ８５％ が−４１℃以下、−３０℃でのＤＷＴＴ吸収エネルギーｖＥＤＷＴＴ−３０℃が６８８７Ｊ以上と、いずれも目標の−３０℃以下、５０００Ｊ以上を大幅に上回っている。
【００６８】
これに対し、本発明で規定する(1)式を満たさず、しかも、Ｓ含有量が本発明で規定する上限値の０．０００８％を超える代符Ｈの鋼からなる試番１０のＵＯＥ溶接鋼管は、母材および溶接金属の強度と靭性は良好なものの、ＳＡＴＴ85%が−１８℃、ｖＥDWTT-30 ℃が２７７５Ｊと、いずれも目標の−３０℃以下、５０００Ｊ以上を大幅に下回っている。
【００６９】
また、各元素の含有量は本発明で規定する範囲内であるが、本発明で規定する(1) 式を満たさない代符Ｉの鋼からなる試番１１のＵＯＥ溶接鋼管は、母材の強度と靭性は良好なものの、溶接金属中にアシキュラーフェライト組織が含まれないために溶接金属の靭性が劣り、ＳＡＴＴ８５％ が−２２℃、ｖＥＤＷＴＴ−３０℃が３１２５Ｊと、いずれも目標の−３０℃以下、５０００Ｊ以上を大幅に下回っている。
【００７０】
さらに、本発明で規定する(1)式を満たさず、しかも、ＣとＮの含有量が本発明で規定する上限値を超える代符Ｊの鋼からなる試番１２のＵＯＥ溶接鋼管は、母材の強度と靭性は良好なものの、溶接金属の引張強さが母材の引張強さから５０ＭＰａを減じた値の９３８ＭＰａより低い９０２ＭＰａであるために、ＷＡＴＴ85%が−１５℃、ｖＥDWTT-30 ℃が３１１２Ｊと、いずれも目標の−３０℃以下、５０００Ｊ以上を大幅に下回っている。
【００７１】
なお、以上の結果は、本発明の高強度鋼、この高強度鋼からなる鋼板および継目無鋼管およびＵＯＥ溶接鋼管以外の溶接鋼管でも、同様の結果が得られることを意味していることはいうまでもない。
【００７２】
【表１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、天然ガスや原油を輸送するラインパイプや各種圧力容器等に利用して好適な不安定破壊抵抗特性に優れた引張強さ７５０ＭＰａ以上の高張力鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
天然ガスや原油を長距離輸送するパイプラインにおいては、敷設費や輸送費の低減を目指し、パイプ素材そのものを高強度化して肉厚の増大を制限するニーズが高まっている。
【０００３】
現在、米国石油協会（ＡＰＩ）においては、Ｘ８０（引張強さ６２０ＭＰａ以上）グレード鋼が規格化されて実用に供されており、さらに強度の高いＸ１００（引張強さ７５０ＭＰａ以上）およびＸ１００超（たとえば引張強さ９００ＭＰａ以上）の高強度グレード鋼の適用も検討されている。
【０００４】
例えば、特開平８−１９９２９２号公報および特開２０００−１９９０３６号公報には、Ｍｎ含有量を高めに設定したＸ１００超グレードの高強度ラインパイプとその製造方法が提案されている。
【０００５】
ラインパイプでは、構造材料として具備すべき要求特性のうち、強度特性と不安定破壊特性の両者が重要である。特に、後者の不安定破壊特性については、脆性破壊特性と延性的な不安定破壊特性である不安定延性破壊特性の双方のバランスのよい特性確保が必要とされている。
【０００６】
上記の両特性については、シャルピー衝撃試験等の小型破壊試験では把握できず、鋼管全厚の試験片、例えばＡＰＩで規定されているＤＷＴＴ試験において優れた脆性破壊抵抗特性と不安定延性破壊抵抗特性を確保する必要がある。Ｘ１００グレード以上の高強度ラインパイプでは、特に全厚の破壊試験による不安定破壊特性の評価が必要と考えられる。
【０００７】
しかし、上記の両公報に示される技術においては、破壊特性はシャルピー衝撃試験でしか評価されておらず、実管での脆性破壊特性や不安定延性破壊特性については全く検討されていない。すなわち、Ｘ１００グレード以上の高強度鋼において、実管での脆性破壊抵抗特性と不安定延性破壊抵抗特性（以下、両特性を総称して不安定破壊抵抗特性という）を向上させて構造材料としての安全性を高める技術についてはほとんど明らかになっていない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の課題は、上述のような事情を踏まえ、引張強さが７５０ＭＰａ以上（好ましくは９００ＭＰａ以上）で、しかもＡＰＩ規格に規定されるＤＷＴＴ試験における８５％延性破面遷移温度（ＳＡＴＴ８５％ ：℃）が−３０℃以下、−３０℃での吸収エネルギー（ｖＥＤＷＴＴ：Ｊ）が５０００Ｊ以上という、不安定破壊抵抗特性に優れた高張力鋼、具体的には鋼板および溶接管を含めた鋼管とこれらを安定して製造することが可能な製造方法を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、上記の課題を達成するために、実験検討を重ねた結果、以下のことを知見した。
【００１０】
従来の強度グレード鋼では、小型破壊試験による不安定破壊特性と鋼管本体の不安定破壊特性との間の差は比較的小さく、その間の関係も明確であった。
【００１１】
これに対して、Ｘ１００（引張強さ７５０ＭＰａ以上）グレード以上の高強度鋼では、小型破壊試験では鋼管本体の不安定破壊特性を把握することができず、鋼管の全厚試験であるＡＰＩに規定されるＤＷＴＴ試験で評価する必要があることが確認された。すなわち、ＤＷＴＴ試験における８５％延性破面遷移温度（ＳＡＴＴ８５％ ）と吸収エネルギー（ｖＥＤＷＴＴ）により高強度鋼管の不安定破壊特性が把握できることが判明した。
【００１２】
そして、引張強さ７５０ＭＰａ以上の高強度鋼において、溶接施工時の溶接性および溶接部靱性を損なうことなく、優れた不安定破壊抵抗特性を得るには、以下に述べる手段を採ればよいことを知見した。
【００１３】
(a) Ｃ含有量が０．１質量％以下である低Ｃ系の引張強さ７５０ＭＰａ以上の高強度鋼のＳ含有量を０．０００８質量％以下、好ましくは０．０００６質量％、さらに好ましくは０．０００４質量％以下とすると、例えば、引張強さが９３０ＭＰａ以上の鋼管であっても、ＤＷＴＴ試験における８５％延性破面遷移温度（ＳＡＴＴ８５％ ）と吸収エネルギー（ｖＥＤＷＴＴ）が向上し、部分ガスバーストおよびフルガスバースト試験における脆性破壊抵抗特性および不安定延性破壊抵抗特性が飛躍的に向上し、ラインパイプとしての破壊安全性が向上する。
【００１４】
(b) Ｓ含有量の低減と同時に、鋼中に含まれるＰ、ＮおよびＯ（酸素）の含有量を、式「｛２０×Ｓ＋Ｐ＋５×（Ｎ＋Ｏ）｝≦０．０３５」を満たす値に調整すると、脆性亀裂および延性亀裂の発生と停止特性が向上し、ＤＷＴＴ試験における８５％延性破面遷移温度（ＳＡＴＴ85%）と吸収エネルギー（ｖＥDWTT）が向上する。
【００１５】
(c) 表層部と肉厚中心部の金属組織に占めるマルテンサイト相とベイナイト相の合計割合を、それぞれ、９５体積％以上、８０体積％以上にすると、脆性亀裂および延性亀裂の発生と停止特性がさらに向上し、鋼管の不安定破壊抵抗特性が一段と安定する。
【００１６】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたもので、その要旨は、下記（１）の高強度鋼、（２）の鋼板、（３）〜（４）の鋼管、および（５）の高強度鋼の製造方法にある。
【００１７】
（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：１．００〜２．５０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０００８％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００４〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、Ｎ：０．００４０％以下、Ｏ：０．００３％以下、Ｎｉ：０〜２．５％、Ｃｕ：０〜０．６２％、Ｍｏ：０〜０．８％、Ｃｒ：０〜１．０％、Ｖ：０〜０．１％、Ｂ：０〜０．００２％、Ｚｒ：０〜０．０３％、Ｃａ：０〜０．００３％を含み、残部Ｆｅおよび不純物で、かつ下記の(1)式を満たす鋼からなり、引張強さが７５０ＭＰａ以上であり、更に、表層部及び肉厚中央部の金属組織に占めるマルテンサイト相とベイナイト相との合計割合が、それぞれ、９５体積％以上及び８０体積％以上である高強度鋼。
【００１８】
｛２０×Ｓ＋Ｐ＋５×（Ｎ＋Ｏ）｝≦０．０３５・・・・(1)
ここで、(1)式中の元素記号は鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。
【００２０】
（２）上記（１）に記載の高強度鋼よりなる高強度鋼板。
【００２１】
（３）上記（１）に記載の高強度鋼よりなる高強度鋼管。
【００２２】
（４）母材部が上記（１）に記載の高強度鋼よりなる溶接鋼管であり、溶接金属の引張強さが７００ＭＰａ以上で、かつ（母材の引張強さ−５０）ＭＰａ以上、溶接金属中のアシキュラーフェライト組織の割合が１０〜８０体積％である高強度鋼管。
【００２３】
（５）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：１．００〜２．５０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０００８％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００４〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、Ｎ：０．００４０％以下、Ｏ：０．００３％以下、Ｎｉ：０〜２．５％、Ｃｕ：０〜０．６２％、Ｍｏ：０〜０．８％、Ｃｒ：０〜１．０％、Ｖ：０〜０．１％、Ｂ：０〜０．００２％、Ｚｒ：０〜０．０３％、Ｃａ：０〜０．００３％を含み、残部Ｆｅおよび不純物で、下記の(1)式を満たす鋼を、９５０〜１２００℃に加熱後、熱間圧延をおこなって仕上温度９００〜６００℃で圧延を終了し、５００℃を下回らない温度域から３００℃以下の温度にまで４℃／秒以上の冷却速度で加速冷却する高強度鋼の製造方法。
【００２４】
｛２０×Ｓ＋Ｐ＋５×（Ｎ＋Ｏ）｝≦０．０３５・・・・(1)
ここで、(1)式中の元素記号は鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。
【００２５】
なお、上記（１）〜（５）に記載の本発明においては、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｂ、ＺｒおよびＣａの各元素は、必ずしも積極的に添加含有させる必要はない。
【００２６】
また、上記（１）における表層部とは表面から肉厚の１／１０位置までの範囲内をいい、肉厚中心部とは肉厚中心からそれぞれ肉厚の１／４位置までの範囲内をいう。
【００２７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の高張力鋼（鋼板、鋼管）とその製造方法および溶接鋼管を上記のように規定した理由について詳細に説明する。なお。以下において、「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。
【００２８】
まず、鋼の化学組成について述べる。
【００２９】
Ｃ：０．０１〜０．１０％
Ｃは、強度を確保する目的で含有させるが、０．０１％未満の含有量では焼入性が不足で７５０ＭＰａ以上の引張強さを確保することが難しく、また靭性も十分ではない。逆に、０．１０％を超えて含有させると、鋼およびその溶接部、特に溶接熱影響部の靭性が低下するだけでなく、不安定破壊抵抗特性も低下する。また、溶接施工時における溶接性も低下する。このため、Ｃ含有量は０．０１〜０．１０％とした。好ましい範囲は０．０２〜０．０８％、より好ましい範囲は０．０３〜０．０５％である。
【００３０】
Ｓｉ：０．３０％以下
Ｓｉは、脱酸剤として通常添加されるが、その含有量が０．３０％を超えると、鋼およびその溶接部の靭性が低下するだけでなく、不安定破壊抵抗特性も低下する。このため、Ｓｉ含有量は０．３０以下とした。好ましい上限は０．１５％、より好ましい上限は０．１０％である。なお、下限は特に定めないが、十分な脱酸効果を得るためはＳｉ含有量を０．０２％以上とするのが望ましい。
【００３１】
Ｍｎ：１．００〜２．５０％
Ｍｎは、焼入性を向上させて強度を高めるために含有させるが、１．００％未満の含有量では７５０ＭＰａ以上の引張強さを確保することが困難である。逆に２．５０％を超えて含有させると、鋼およびその溶接部の靭性が低下する。このため、Ｍｎ含有量は１．００〜２．５０％とした。好ましい範囲は１．２〜１．９％、より好ましい範囲は１．２〜１．７％である。
【００３２】
Ｐ：０．０１０％以下
Ｐは、不純物元素で、鋼およびその溶接部、なかでも溶接熱影響部の低温靭性を低下させるだけでなく、溶接性も低下させ、さらに不安定破壊抵抗特性をも低下させる。したがって、Ｐ含有量は低ければ低いほど好ましいが、不可避的な混入は避けられず、過度な低減はコスト上昇を招くので、実害を生じさせない限度として、その上限を０．０１０％とした。好ましい上限は０．００８％、より好ましい上限は０．００５％である。なお、Ｐ含有量は後述する(1) 式を満たす必要がある。
【００３３】
Ｓ：０．０００８％以下
Ｓは、上記のＰと同様の不純物元素で、鋼およびその溶接部、なかでも溶接熱影響部の低温靭性を低下させるだけでなく、溶接性をも低下させる。さらに、Ｓは、上記のＰとは異なり、微量にて高強度鋼の不安定破壊抵抗特性を著しく劣化させるため、本発明においてはその含有量の低減が必須の元素である。すなわち、引張強さ７５０ＭＰａ以上、なかでも９００ＭＰａ以上の高強度鋼に十分な不安定破壊抵抗特性を付与するためにはＳ含有量をできるだけ低くするのが好ましいが、不可避的な混入は避けられず、過度な低減はコスト上昇を招くので、実害を生じさせない限度として、０．０００８％以下とした。好ましい上限は０．０００６％、より好ましい上限は０．０００４％である。なお、Ｓ含有量は後述する(1) 式を満たす必要がある。
【００３４】
Ｎｂ：０．００５〜０．０６％
Ｎｂは、鋼の組織を微細化させ、高強度鋼の靭性を大幅に向上させる他、脆性亀裂および延性亀裂の発生抑制と停止促進させて不安定破壊抵抗特性を向上させる元素であるが、０．００５％未満の含有量では前記の効果が得られない。一方、０．０６％を超えて含有させると、溶接性を損なうだけでなく、不安定破壊抵抗特性がかえって低下する。このため、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．０６％とした。好ましい範囲は０．００５〜０．０３％、より好ましい範囲は０．００５〜０．０２％である。
【００３５】
Ｔｉ：０．００４〜０．０２５％
Ｔｉは、鋼およびその溶接熱影響部の組織を微細化し、鋼およびその溶接熱影響部の低温靭性を向上させる元素であるが、０．００４％未満の含有量では前記の効果が得られない。一方、０．０１５％を超えて含有させると、鋼およびその溶接部、なかでも溶接熱影響部の低温靭性を損なうだけでなく、溶接性をも低下し、さらに不安定破壊抵抗特性も低下する。このため、Ｔｉ含有量は０．００４〜０．０２５％とした。好ましい範囲は０．００４〜０．０１５％、より好ましい範囲は０．００４〜０．０１０％である。
【００３６】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１５〜０．０５％
Ａｌは、脱酸剤として通常添加される元素で、その含有量がｓｏｌ．Ａｌ含有量で０．０１５％以上で、鋼中に不純物として含まれる次に述べるＮをＡｌＮとして固定して安定化し、不安定破壊抵抗特性を向上させる作用を有する。一方、その含有量がｓｏｌ．Ａｌ含有量で０．０５％を超えると、溶接部の特性が劣化するだけでなく、溶接性もかえって低下する。このため、Ａｌの含有量はｓｏｌ．Ａｌ含有量で０．０１５〜０．０５％とした。好ましい上限は０．０３５％、より好ましい上限は０．０２５％である。
【００３７】
Ｎ：０．００４０％以下
Ｎは、不純物元素で、鋼の靭性を低下させ、延性破壊抵抗性も低下させることから不安定破壊抵抗特性の向上に極めて有害であり、その含有量が０．００４０％を超えると、所望の不安定破壊抵抗特性が確保できなくなる。このため、Ｎ含有量は０．００４０％以下とした。好ましい上限は０．００２５％、より好ましい上限は０．００２０％であるが、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。なお、Ｎ含有量は後述する(1) 式を満たす必要がある。
【００３８】
Ｏ（酸素）：０．００３％以下
Ｏは、上記のＮと同様の不純物元素で、鋼の靭性を低下させ、延性破壊抵抗性も低下させることから不安定破壊抵抗特性の向上に極めて有害な元素であり、その含有量が０．００３％を超えると、所望の不安定破壊抵抗特性が確保できなくなる。このため、Ｏ含有量は０．００３％以下とした。好ましい上限は０．００１８％、より好ましい上限は０．００１２％であるが、Ｏ含有量は低ければ低いほどよい。なお、Ｏ含有量は後述する(1) 式を満たす必要がある。
【００３９】
Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯの関係：
これら元素の含有量は、それぞれ、前述した範囲内において下記の(1)式を満たす含有量にする必要がある。すなわち、Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯの含有量が下記の(1)式を満たさない場合には、鋼の脆性亀裂および延性亀裂の発生、伝播停止特性が著しく低下し、所望の不安定破壊抵抗特性が確保できない。このことは、後述する実施例からも明らかである。
【００４０】
｛２０×Ｓ＋Ｐ＋５×（Ｎ＋Ｏ）｝≦０．０３５・・・・(1)
ここで、(1)式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。
【００４１】
なお、上記の(1) 式は、本発明者が次に述べる実験をおこない、得られた結果から、各元素が鋼の不安定破壊抵抗特性、具体的にはＡＰＩ規格に規定されるＤＷＴＴ試験における８５％延性破面遷移温度（ＳＡＴＴ８５％ ）と吸収エネルギー（ｖＥＤＷＴＴ）に及ぼす影響を調査するとともに、多重解析して初めて定めた式である。
【００４２】
実験内容：
化学組成が異なる多くの鋼を対象に、仕上げ温度１０００〜８００℃の熱間圧延後、７５０〜６００℃から冷却速度１８〜３５℃／秒で３００℃以下に冷却する加速冷却処理をおこなって板厚２０ｍｍの鋼板を得る。次いで、得られた鋼板の圧延方向と直交する方向から試験片を採取し、ＡＰＩに規定されるＤＷっＴ試験をおこない、８５％延性破面遷移温度（ＳＡＴＴ８５％ ）と吸収エネルギー（ｖＥＤＷＴＴ）を調べる。
【００４３】
また、上記の(1) 式は、次のことを表す。すなわち、Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物を形成し、その一部が圧延によって伸展して微細な硫化物となり、これが脆性亀裂の発生と伝播を著しく促進し、さらに延性進展亀裂抵抗をも劣化させるため、係数が２０であるように影響度が最も大きいこと。ＮとＯは、それぞれ、窒化物と酸化物を形成して延性進展亀裂抵抗を劣化させる他、固溶状態でも、脆性亀裂の発生と伝播および延性進展亀裂の伝播を促進するが、係数が５であるように、Ｓに比べると影響度が小さこと。Ｐはミクロまたはマクロに偏析して脆性亀裂および延性亀裂の発生を容易にするが、係数が１であるように、Ｓ、ＮおよびＯに比べると影響度が遙かに小さいこと。
【００４４】
本発明の高強度鋼の化学組成は、以上に述べたものであれば十分であるが、必要に応じてＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、ＣａおよびＺｒのいずれか１種以上を積極的に添加含有させてもよい。この場合は、鋼およびその溶接部、なかでも溶接熱影響部の低温靱性、溶接性を損なうことなく、高強度、耐食性および不安定破壊抵抗特性が一段と向上し、より厚肉の鋼板や鋼管等を得ることができる。
【００４５】
Ｎｉ：０〜２．５％（添加時の望ましい下限は０．２％）
Ｎｉの添加は任意である。Ｎｉは、添加すれば、低温靭性、脆性亀裂伝播停止性能を改善して不安定破壊抵抗特性を向上させる他、溶接性をも向上させる作用を有する。これらの効果は０．２％以上の含有量で顕著になる。しかし、２．５％を超えて含有させても、コスト上昇の割に前記の効果の向上代が小さくなるだけでなく、焼入れ−焼戻し処理によって過度の残留オーステナイトが生成し、降伏強度が低下してしまう場合がある。このため、Ｎｉの含有量を０〜２．５％とした。積極的に添加含有させる場合のＮｉ含有量は０．２〜２．５％とするのがよい。
【００４６】
Ｃｕ：０〜０．６２％（添加時の望ましい下限は０．１％）
Ｃｒ：０〜１．０％（添加時の望ましい下限は０．１％）
Ｍｏ：０〜０．８％（添加時の望ましい下限は０．１％）
Ｖ：０〜０．１％（添加時の望ましい下限は０．００５％）
Ｂ：０〜０．００３％（添加時の望ましい下限は０．０００３％）
これらの元素の添加は任意である。これらの元素は、添加すれば、いずれも、焼入性を向上させて鋼を強靱化する作用を有する。この効果は、Ｃｕ、ＣｒおよびＭｏでは０．１％以上、Ｖでは０．００５％以上、Ｂでは０．０００３％以上の含有量で顕著になる。しかし、Ｃｕは、０．６２％を超えて含有させると、鋼およびその溶接部の靭性が損なわれる他、熱間延性が著しく低下することがある。また、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢは、それぞれ、１．０％、０．８％、０．１％、０．００３％を超えて含有させると、いずれも、強度上昇が過度となり、鋼およびその溶接部の靭性が損なわれることがある。このため、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの含有量を、それぞれ、０〜０．６２％、０〜１．０％、０〜０．８％、０〜０．１％および０〜０．００３％とした。積極的に添加含有させる場合のＣｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの含有量は、それぞれ、０．１〜０．６２％、０．１〜１．０％、０．１〜０．８％、０．００５〜０．１％、０．０００３〜０．００３％とするのがよい。
【００４７】
なお、上記各元素のうち、Ｃｒは焼戻し処理時の析出強化作用、Ｍｏは固溶強化作用によって強度と靭性を高める効果もあり、Ｍｏについては、必須成分のＮｂとの複合効果によって組織の微細化を促進すると同時に、適量（０．５〜５体積％）の残留オーステナイトを鋼中に分散させ、不安定破壊抵抗特性を向上させる効果もある。また、Ｖは耐歪み時効特性に有害な元素（Ｎ、Ｃ、Ｏ）を安定化し、耐歪み時効特性を向上させる効果もある。
【００４８】
Ｃａ：０〜０．００３％（添加時の望ましい下限は０．０００５％）
Ｚｒ：０〜０．０３％（添加時の望ましい下限は０．００５％）
これらの元素の添加は任意である。これらの元素は、添加すれば、いずれも、鋼中の介在物の形態を制御し、鋼およびその溶接部の靱性および耐食性を向上させる他、脆性破壊に有害な元素（Ｎ、Ｃ、Ｏ）を安定化し、不安定破壊抵抗特性を向上させる作用を有する。これらの効果は、Ｃａでは０．０００５％以上、Ｚｒは０．００５％以上の含有量で顕著になる。しかし、Ｃａは０．００３％、Ｚｒは０．０３％を超えて含有させると、鋼の清浄度が低下し、鋼およびその溶接部の靭性が低下するだけでなく、不安定延性亀裂破壊抵抗特性も低下する。このため、ＣａとＺｒの含有量を、それぞれ、０〜０．００３％、０〜０．０３％とした。積極的に添加含有させる場合のＣａとＺｒの含有量は、それぞれ、０．０００５〜０．００３％、０．００５〜０．０３％とするのがよい。
【００４９】
金属組織について：
本発明の高強度鋼は、鋼板や鋼管として用いられるが、その金属組織は、表層部の金属組織に占めるマルテンサイト相とベイナイト相との合計割合が９５体積％以上であり、肉厚中央部の金属組織に占めるマルテンサイト相とベイナイト相との合計割合が８０体積％以上の金属組織である。この場合に不安定破壊抵抗特性が向上する。
【００５０】
以上に詳述した本発明の高強度鋼（鋼板および継目無鋼管を含む）は、鋼の化学組成および金属組織が本発明で規定する条件を満たす限り、通常の熱間圧延後に再加熱焼入れして焼戻す方法や、同じく通常の熱間圧延後に直接焼入れして焼戻す方法、さらには同じく通常の熱間圧延後に加速冷却処理する方法などにより製造することも可能であるが、確実かつ安定して製造するには下記の条件による熱間圧延後に加速冷却処理する方法で製造するのが好ましい。
【００５１】
加熱温度：
加熱温度が９５０℃未満であると、７５０ＭＰａ以上の引張強さが確保できない場合がある。また、加熱温度が１２００℃を超えると、その後の熱間圧延後に脆性破壊の発生および延性破壊停止に有害な元素（Ｎ、Ｃ、Ｏ）の安定化が不十分となり、所望の不安定破壊抵抗特性を確保することができない場合がある。このため、加熱温度は９５０〜１２００℃とするのが望ましい。
【００５２】
熱間圧延の仕上温度：
熱間圧延の仕上温度が６００℃未満であると、７５０ＭＰａ以上の引張強さが確保できない場合がある。また、熱間圧延の仕上温度が９００℃を超えると、圧延およびその後の加速冷却による組織の微細化が十分でなく、脆性破壊の発生および延性破壊停止に有害な元素（Ｎ、Ｃ）の安定化が不十分となり、所望の不安定破壊抵抗特性を確保することができない場合がある。このため、熱間圧延の仕上温度は６００〜９００℃とするのが望ましい。
【００５３】
水冷開始温度：
加速冷却時の水冷開始温度が５００℃未満であると、７５０ＭＰａ以上の引張強さが確保できないことがある。このため、加速冷却時の水冷開始温度は５００℃以上とするのがよい。
【００５４】
冷却速度：
加速冷却時の冷却速度が４℃／秒未満であると、組織中に粗大な上部ベイナイトが混入し、良好な低温靭性、不安定破壊抵抗特性が確保できないことがある。このため、加速冷却時の冷却速度は４℃／秒とするのがよい。なお、冷却速度は４℃／秒以上であればよく、特にその上限を規定する必要はない。
【００５５】
水冷停止温度：
加速冷却時の水冷停止温度が３００℃を超えると、７５０ＭＰａ以上の引張強さが確保できないだけでなく、鋼中に存在する適量（０．５〜５体積％）の残留オーステナイトが分解し、所望の不安定破壊抵抗特性が確保できないことがある。このため、加速冷却時の水冷停止温度は３００℃以下とするのがよい。
【００５６】
次に、本発明の溶接鋼管について説明する。
【００５７】
本発明の溶接鋼管は、本発明の高強度鋼よりなる鋼板を母材とするものであれば、周知の如何なる製管法で製造されたものであってもよい。具体的には、鍛接鋼管、電縫溶接鋼管、レーザー溶接鋼管、電子ビーム溶接鋼管、プラズマアーク溶接鋼管、ＴＩＧ溶接鋼管、ＵＯＥ鋼管やスパイラル鋼管に代表されるＳＡＷ溶接鋼管、ＭＡＧ溶接鋼管、ＭＩＧ溶接鋼管等を挙げることができる。
【００５８】
しかし、その溶接鋼管は、溶接金属の引張強さが７００ＭＰａ以上で、かつ（母材の引張強さ−５０）ＭＰａ以上、溶接金属中のアシキュラーフェライト組織の割合が１０〜８０体積％である必要がある。
【００５９】
その理由は次のとおりである。すなわち、溶接金属の引張強さが７００ＭＰａ未満であると溶接継手部の引張強さが７５０ＭＰａ以上とならず、また、溶接金属の引張強さが（母材の引張強さ−５０）ＭＰａ未満であると、変形時の歪みが溶接金属および溶接熱影響部に集中し、所望の不安定破壊抵抗特性が確保できなくなる。さらに、溶接金属中のアシキュラーフェライト組織の割合が１０体積％未満であると、溶接金属の低温靭性と変形能が不足で、所望の不安定破壊抵抗特性が確保できなくなるためであり、逆に８０体積％を超えると所望の強度が確保できなくなるからである。
【００６０】
ここで、上記の条件を満たす溶接鋼管は、その鋼管が鍛接鋼管、電縫鋼管、レーザー溶接鋼管、電子ビーム溶接鋼管、プラズマアーク溶接鋼管の場合には、本発明の高強度鋼からなる鋼板を用い、常法に従って溶接製管することにより得られる。
【００６１】
また、ＴＩＧ溶接鋼管、ＵＯＥ鋼管やスパイラル鋼管に代表されるＳＡＷ溶接鋼管、ＭＡＧ溶接鋼管、ＭＩＧ溶接鋼管の場合には、本発明の高強度鋼からなる鋼板を母材とし、化学組成が本発明の高強度鋼と同様で、かつ下記の(2) 式により定義されるＰｃｍ値が０．２０〜０．３２の範囲内の溶接ワイヤを用い、その溶接部位をＡｒ、Ｈｅ、Ｎ２、ＣＯ２等のガスでシールドして溶接するか、または焼成型もしくは溶融型のフラックスを使用して溶接することによって得られる。
【００６２】
Pcm＝C＋Si/30＋(Mn＋Cu＋Cr)/20＋Ni/60＋Mo/15＋V/10＋5B ・・・ (2)
ここで、式中の元素記号は鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）である。
【００６３】
【実施例】
表１に示す化学組成を有する１０種類の鋼を、表２に示す種々の条件で板厚２０ｍｍの鋼板とし、得られた鋼板を母材とする外径１０１４ｍｍ、長さ１２ｍのＵＯＥ溶接鋼管を製造した。
【００６４】
その際、溶接は、４電極のＳＡＷ溶接機を用い、入熱量３〜４ｋＪ／ｍｍの条件で、内外面各１パスの溶接をおこなった。また、溶接ワイヤとしては、化学組成が各鋼とほぼ同様で、前述した(2) 式で定義されるＰｃｍ値が０．２７〜０．３０のもの用いた。なお、溶接後の拡管率は０．８〜１．２％とした。
【００６５】
そして、得られた各鋼管について、母材部の強度（降伏強さＹＳ（ＭＰａ）、引張強さＴＳ（ＭＰａ））、靭性（破面遷移温度ｖＴｓ：℃）、表層部と中心部の金属組織に占めるマルテンサイト（Ｍ）＋ベイナイト（Ｂ）の体積割合（ｖｏｌ．％）、溶接金属中に含まれるアシキュラーフェライト（ＡＦ）の体積割合（ｖｏｌ．％）、溶接金属の引張強さＴＳ（ＭＰａ）と靭性（試験温度−３０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖＥ−３０℃（Ｊ）を調べる一方、ＡＰＩ規格に規定されるＤＷＴＴ試験に供し、８５％延性破面遷移温度（ＳＡＴＴ８５％ ：℃）と吸収エネルギー（ｖＥＤＷＴＴ：Ｊ）を調べ、これらの結果を表２に併せて示した。
【００６６】
なお、溶接金属の引張強さと靭性は、溶接金属部分から試験片を切り出して調べた。
【００６７】
表２から明らかなように、本発明で規定する条件を満たす試番１〜９のＵＯＥ溶接鋼管は、いずれも、母材の引張強さＴＳが７６５ＭＰａ以上、溶接金属の引張強さＴＳが８２２ＭＰａ以上と高く、靭性も母材の破面遷移温度が−８６℃以下、溶接金属のシャルピー吸収エネルギーが１０５Ｊ以上と良好であり、しかもＤＷＴＴ試験の８５％延性破面遷移温度ＳＡＴＴ８５％ が−４１℃以下、−３０℃でのＤＷＴＴ吸収エネルギーｖＥＤＷＴＴ−３０℃が６８８７Ｊ以上と、いずれも目標の−３０℃以下、５０００Ｊ以上を大幅に上回っている。
【００６８】
これに対し、本発明で規定する(1)式を満たさず、しかも、Ｓ含有量が本発明で規定する上限値の０．０００８％を超える代符Ｈの鋼からなる試番１０のＵＯＥ溶接鋼管は、母材および溶接金属の強度と靭性は良好なものの、ＳＡＴＴ85%が−１８℃、ｖＥDWTT-30 ℃が２７７５Ｊと、いずれも目標の−３０℃以下、５０００Ｊ以上を大幅に下回っている。
【００６９】
また、各元素の含有量は本発明で規定する範囲内であるが、本発明で規定する(1) 式を満たさない代符Ｉの鋼からなる試番１１のＵＯＥ溶接鋼管は、母材の強度と靭性は良好なものの、溶接金属中にアシキュラーフェライト組織が含まれないために溶接金属の靭性が劣り、ＳＡＴＴ８５％ が−２２℃、ｖＥＤＷＴＴ−３０℃が３１２５Ｊと、いずれも目標の−３０℃以下、５０００Ｊ以上を大幅に下回っている。
【００７０】
さらに、本発明で規定する(1)式を満たさず、しかも、ＣとＮの含有量が本発明で規定する上限値を超える代符Ｊの鋼からなる試番１２のＵＯＥ溶接鋼管は、母材の強度と靭性は良好なものの、溶接金属の引張強さが母材の引張強さから５０ＭＰａを減じた値の９３８ＭＰａより低い９０２ＭＰａであるために、ＷＡＴＴ85%が−１５℃、ｖＥDWTT-30 ℃が３１１２Ｊと、いずれも目標の−３０℃以下、５０００Ｊ以上を大幅に下回っている。
【００７１】
なお、以上の結果は、本発明の高強度鋼、この高強度鋼からなる鋼板および継目無鋼管およびＵＯＥ溶接鋼管以外の溶接鋼管でも、同様の結果が得られることを意味していることはいうまでもない。
【００７２】
【表１】
Claims (5)
- 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：１．００〜２．５０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０００８％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００４〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、Ｎ：０．００４０％以下、Ｏ：０．００３％以下、Ｎｉ：０〜２．５％、Ｃｕ：０〜０．６２％、Ｍｏ：０〜０．８％、Ｃｒ：０〜１．０％、Ｖ：０〜０．１％、Ｂ：０〜０．００２％、Ｚｒ：０〜０．０３％、Ｃａ：０〜０．００３％を含み、残部Ｆｅおよび不純物で、かつ下記の(1)式を満たす鋼からなり、引張強さが７５０ＭＰａ以上であり、更に、表層部及び肉厚中央部の金属組織に占めるマルテンサイト相とベイナイト相との合計割合が、それぞれ、９５体積％以上及び８０体積％以上である高強度鋼。
｛２０×Ｓ＋Ｐ＋５×（Ｎ＋Ｏ）｝≦０．０３５・・・・(1)
ここで、(1)式中の元素記号は鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。 - 請求項１に記載の高強度鋼よりなる高強度鋼板。
- 請求項１に記載の高強度鋼よりなる高強度鋼管。
- 母材部が請求項１に記載の高強度鋼よりなる溶接鋼管であり、溶接金属の引張強さが７００ＭＰａ以上で、かつ（母材の引張強さ−５０）ＭＰａ以上、溶接金属中のアシキュラーフェライト組織の割合が１０〜８０体積％である高強度鋼管。
- 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：１．００〜２．５０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０００８％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００４〜０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、Ｎ：０．００４０％以下、Ｏ：０．００３％以下、Ｎｉ：０〜２．５％、Ｃｕ：０〜０．６２％、Ｍｏ：０〜０．８％、Ｃｒ：０〜１．０％、Ｖ：０〜０．１％、Ｂ：０〜０．００２％、Ｚｒ：０〜０．０３％、Ｃａ：０〜０．００３％を含み、残部Ｆｅおよび不純物で、かつ下記の(1)式を満たす鋼を、９５０〜１２００℃に加熱後、熱間圧延をおこなって仕上温度９００〜６００℃で圧延を終了し、５００℃を下回らない温度域から３００℃以下の温度にまで４℃／秒以上の冷却速度で加速冷却する高強度鋼の製造方法。
｛２０×Ｓ＋Ｐ＋５×（Ｎ＋Ｏ）｝≦０．０３５・・・・(1)
ここで、(1)式中の元素記号は鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を意味する。
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