JP2006257499A - 高張力鋼板、溶接鋼管及びそれらの製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】５５１ＭＰａ以上の降伏強度と６２０ＭＰａ以上の引張強度を有し、かつ、優れた靭性、高速延性破壊特性及び溶接性を有する高張力鋼板を提供する。
【解決手段】高張力鋼板は、式（１）で示される炭素当量Ｐｃｍが０．１８０〜０．２２０％であり、表面硬さはビッカースで２８５以下であり、表層部における島状マルテンサイトの比率は１０％以下であり、表層部よりも内部におけるフェライト及びベイナイトの混合組織の比率は９０％以上であり、かつ、混合組織中のベイナイトの比率は１０％以上であり、ベイナイトのラスの厚さは１μｍ以下であり、ラスの長さは２０μｍ以下であり、表面から板厚の１／４の深さの部分のＭｎ濃度に対する中心偏析部のＭｎ濃度の比である偏析度が１．３以下である。 Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ （１） 式（１）中の記号は各元素の質量％を示す。
【選択図】なし

Description

本発明は、高張力鋼板、溶接鋼管及びそれらの製造方法に関し、さらに詳しくは、天然ガスや原油を輸送するためのラインパイプや各種圧力容器等に使用される高張力鋼板、溶接鋼管及びそれらの製造方法に関する。

天然ガスや原油等を長距離輸送するためのパイプラインでは、輸送効率の向上が求められる。輸送効率を向上するためには、パイプラインの操業圧力を上昇する必要があるが、操業圧力の上昇に対応してラインパイプの強度も高める必要がある。

ラインパイプの肉厚を増加すればラインパイプの強度は上がるが、肉厚の増加により現地での溶接施工効率が低下する。さらに、肉厚の増加によりラインパイプの重量も増加するため、パイプライン建設時の施工効率が下がる。そのため、ラインパイプの強度を高める方法として、肉厚を増加するのではなく、ラインパイプの素材自体の強度を増加する対策が実施され、現在、米国石油協会（ＡＰＩ）で規格化されているＸ８０グレード鋼に代表される、降伏強度が５５１ＭＰａ以上であり、かつ、引張強度が６２０ＭＰａ以上のラインパイプが実用化されている。

ところで、近年、カナダ等の寒冷地でパイプライン建設が進められているが、このような寒冷地で使用されるラインパイプには、優れた靭性及び優れた高速延性破壊停止特性が求められる。高速延性破壊停止特性とは、溶接部に不可避的に発生した欠陥から脆性破壊が万一発生しても、脆性破壊によるき裂の進展を抑制する性能をいう。

さらに、溶接施工能率の観点から、ラインパイプには優れた溶接性が求められる。

したがって、ラインパイプには、高い強度とともに、優れた靭性、高速延性破壊停止特性及び溶接性が求められる。

特開２００３−３２８０８０号公報（特許文献１）、特開２００４−１２４１６７号公報（特許文献２）及び特開２００４−１２４１６８号公報（特許文献３）は、鋼管母材にＭｇとＡｌからなる酸化物を内包する微細な炭窒化物、酸化物及び硫化物からなる複合物を含有することにより、靭性及び変形能に優れた高強度の鋼管を開示する。しかし、酸化物及び硫化物からなる複合物を含有すれば、鋼の高速延性破壊特性が低下すると考えられる。

特開２００４−４３９１１号公報（特許文献４）は、母材のＳｉ、Ａｌ含有量を低減することにより低温靭性が向上するラインパイプを開示する。しかし、特許文献２に開示されたラインパイプは、製造方法を規定していないため、偏析や結晶粒の粗大化が生じる場合があると考えられる。このような場合、高速延性破壊停止特性は低下する。
特開２００３−３２８０８０号公報 特開２００４−１２４１６７号公報 特開２００４−１２４１６８号公報 特開２００４−４３９１１号公報 特開２００２−２２０６３４号公報

本発明の目的は、５５１ＭＰａ以上の降伏強度と６２０ＭＰａ以上の引張強度を有し、かつ、優れた靭性、高速延性破壊特性及び溶接性を有する高張力鋼板及びそれを用いて製造される溶接鋼管を提供することである。

課題を解決するための手段及び発明の効果

本発明者らは、上述の課題を解決するために、以下の事項を見出した。

（Ａ）高強度及び高靭性を得るために、金属組織を実質的にフェライト及びベイナイトの混合組織にすることが有効である。さらに、５５１ＭＰａ以上の降伏強度及び６２０ＭＰａ以上の引張強度を得るためには、混合組織内のベイナイト比率を１０％以上にすることが有効である。

（Ｂ）降伏強度を５５１ＭＰａ以上、かつ、引張強度を６２０ＭＰａ以上とし、かつ、優れた靭性及び溶接性を得るためには、式（１）で示す炭素当量Ｐｃｍを０．１８０〜０．２２０とするのが有効である。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ （１）

ここで、式（１）中の元素記号は各元素の質量％を示す。

（Ｃ）高靭性及び優れた高速延性破壊停止特性を得るためにはさらに、ベイナイトのパケットの微細化及び／又はベイナイト内のセメンタイト粒子の微細化が有効である。具体的には、パケットを構成するラスの厚さを１μｍ以下とし、ラスの長さを２０μｍ以下にすることが有効である。

（Ｄ）表層部の島状マルテンサイト（Martensite Austenite constituent：以下、ＭＡと称する）の比率を１０％以下に低減し、かつ、表面硬さをビッカースで２８５以下にすれば、靭性をさらに向上できる。

（Ｅ）鋼中のＭｎ含有量を増加すれば、引張強度を向上できる。しかし、Ｍｎは偏析を生じやすい元素であるため、Ｍｎ含有量が高ければ、中心偏析が生じ、良好な高速延性破壊停止特性を得ることができない。連続鋳造中の鋳片内の未凝固溶鋼に対して電磁攪拌を実施し、かつ、鋳片の中心部が最終凝固する前に鋳片を圧下することにより、Ｍｎ含有量が高くても、中心偏析を低減できる。そのため、高強度及び優れた高速延性破壊停止特性を得ることができる。

以上の知見に基づいて、本発明者らは以下の発明を完成させた。

本発明による高張力鋼板は、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｎｉ：０．１〜０．７％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｂ：０〜０．００２５、Ｃｕ：０〜０．６％、Ｃｒ：０〜０．８％、Ｍｏ：０〜０．６％、Ｖ：０〜０．１％、Ｃａ：０〜０．００６％、Ｍｇ：０〜０．００６％、希土類元素：０〜０．０３％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）で示される炭素当量Ｐｃｍが０．１８０〜０．２２０％であり、表面硬さはビッカースで２８５以下であり、表層部における島状マルテンサイトの比率は１０％以下であり、表層部よりも内部におけるフェライト及びベイナイトの混合組織の比率は９０％以上であり、かつ、混合組織中のベイナイトの比率は１０％以上であり、ベイナイトのラスの厚さは１μｍ以下であり、ラスの長さは２０μｍ以下であり、表面から板厚の１／４の深さの部分のＭｎ濃度に対する中心偏析部のＭｎ濃度の比である偏析度が１．３以下である。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ （１）

ここで、式（１）中の元素記号は各元素の質量％を示す。

本発明による高張力鋼板は、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｎｉ：０．１〜０．７％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｂ：０〜０．００２５、Ｃｕ：０〜０．６％、Ｃｒ：０〜０．８％、Ｍｏ：０〜０．６％、Ｖ：０〜０．１％、Ｃａ：０〜０．００６％、Ｍｇ：０〜０．００６％、希土類元素：０〜０．０３％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、上述の式（１）で示される炭素当量Ｐｃｍが０．１８０〜０．２２０％であり、表面硬さはビッカースで２８５以下であり、表層部における島状マルテンサイトの比率は１０％以下であり、表層部よりも内部におけるフェライト及びベイナイトの混合組織の比率は９０％以上であり、かつ、混合組織中のベイナイトの比率は１０％以上であり、ベイナイトのラス内のセメンタイト析出粒子の長径は０．５μｍ以下であり、表面から板厚の１／４の深さの部分のＭｎ濃度に対する中心偏析部のＭｎ濃度の比である偏析度が１．３以下である。

好ましくは、高張力鋼板はさらに、ラスの厚さが１μｍ以下であり、ラスの長さが２０μｍ以下である。

本発明による溶接鋼管は上述の高張力鋼板を用いて製造される。

本発明による高張力鋼管の製造方法は、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｎｉ：０．１〜０．７％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｂ：０〜０．００２５、Ｃｕ：０〜０．６％、Ｃｒ：０〜０．８％、Ｍｏ：０〜０．６％、Ｖ：０〜０．１％、Ｃａ：０〜０．００６％、Ｍｇ：０〜０．００６％、希土類元素：０〜０．０３％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、上述の式（１）で示される炭素当量Ｐｃｍが０．１８０〜０．２２０％である溶鋼を連続鋳造法により鋳片にする連続鋳造工程と、鋳片を圧延して高張力鋼板にする圧延工程とを備える。連続鋳造工程は、溶鋼を冷却された鋳型に注入し、凝固シェルを表面に有し、未凝固溶鋼を内部に有する鋳片を形成する工程と、鋳片を鋳型よりも下方に引き抜く工程と、鋳片の最終凝固位置よりも上流であって、鋳片の中心固溶率が０よりも大きく０．２未満の位置で、鋳片を厚さ方向に３０ｍｍ以上圧下する工程と、圧下する位置よりも２ｍ以上上流の位置で、未凝固溶鋼が鋳片の幅方向に流動するように鋳片に対して電磁攪拌を実施する工程とを含む。圧延工程は、連続鋳造工程により製造された鋳片を９００〜１２００℃に加熱する工程と、加熱した鋳片を、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率が５０〜９０％となるように圧延して鋼板にする工程と、鋼板をＡ_ｒ３−５０℃以上の温度から１０〜４５℃／秒の冷却速度で冷却する工程とを含む。

好ましくは、記載の高張力鋼板の製造方法はさらに、冷却後の鋼板をＡ_ｃ１点未満で焼き戻しする工程を備える。

本発明による高張力鋼板用鋳片の製造方法は、連続鋳造装置を用いた高張力鋼板用鋳片の製造方法であって、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｎｉ：０．１〜０．７％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｂ：０〜０．００２５、Ｃｕ：０〜０．６％、Ｃｒ：０〜０．８％、Ｍｏ：０〜０．６％、Ｖ：０〜０．１％、Ｃａ：０〜０．００６％、Ｍｇ：０〜０．００６％、希土類元素：０〜０．０３％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、上述した式（１）で示される炭素当量Ｐｃｍが０．１８０〜０．２２０％である溶鋼を冷却された鋳型に注入し、凝固シェルを表面に有し、未凝固溶鋼を内部に有する鋳片を形成する工程と、鋳片を鋳型よりも下方に引き抜く工程と、鋳片の最終凝固位置よりも上流であって、鋳片の中心固溶率が０よりも大きく０．２未満の位置で、鋳片を厚さ方向に３０ｍｍ以上圧下する工程と、圧下する位置よりも２ｍ以上上流の位置で、未凝固溶鋼が鋳片の幅方向に流動するように鋳片に対して電磁攪拌を実施する工程とを備える。

以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。

１．化学組成
本発明の実施の形態による高張力鋼材（高張力鋼板及び溶接鋼管）は、以下の組成を有する。以降、合金元素に関する％は質量％を意味する。

Ｃ：０．０２〜０．１％
Ｃは鋼の強度の増加に有効である。しかし、Ｃ含有量が過剰であれば、鋼の靭性及び高速延性破壊停止特性が低下し、さらに現地での溶接性が低下する。そのため、Ｃ含有量を
０．０２〜０．１％にする。好ましいＣ含有量は０．０４〜０．０９％である。

Ｓｉ：０．６％以下
Ｓｉは鋼の脱酸に有効である。しかし、Ｓｉ含有量が過剰であれば、ＨＡＺ（Heat Affected Zone：溶接熱影響部）の靭性を劣化するだけでなく、加工性も劣化する。そのため、Ｓｉ含有量を０．６％以下にする。好ましいＳｉ含有量は０．０１〜０．６％である。

Ｍｎ：１．５〜２．５％
Ｍｎは鋼の強度の増加に有効な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が過剰であれば、鋼の高速延性破壊停止特性及び溶接部の靭性が低下する。過剰なＭｎはさらに、鋳造時の中心偏析を助長する。中心偏析を抑制し、かつ、高速延性破壊停止特性及び靭性の低下を抑制するためにＭｎ含有量の上限は２．５％とすることが望ましい。したがって、Ｍｎ含有量は１．５〜２．５％にする。好ましいＭｎ含有量は１．６〜２．５％である。

Ｎｉ：０．１〜０．７％
Ｎｉは鋼の強度の増加に有効であり、さらに、靭性及び高速延性破壊停止特性を改善する。しかし、Ｎｉを過剰に含有すれば、これらの効果は飽和する。そのため、Ｎｉ含有量は０．１〜０．７％にする。好ましいＮｉ含有量は０．１〜０．６％である。

Ｎｂ：０．０１〜０．１％
Ｎｂは炭窒化物を形成し、圧延時におけるオーステナイト結晶粒の微細化に寄与する。しかし、Ｎｂ含有量が過剰であれば、靭性が低下するだけでなく、現地での溶接性が低下する。そのため、Ｎｂ含有量は０．０１〜０．１％にする。好ましいＮｂ含有量は０．０１〜０．０６％である。

Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｔｉは、Ｎと結合しＴｉＮを形成し、スラブ加熱時及び溶接時におけるオーステナイト結晶粒の微細化に寄与する。Ｔｉはさらに、Ｎｂにより助長されるスラブ表面のひび割れを抑制する。しかし、Ｔｉ含有量が過剰であれば、ＴｉＮが粗大化するため、オーステナイト結晶粒の微細化に寄与しなくなる。そのため、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０３％にする。好ましいＴｉ含有量は０．００５〜０．０２５％である。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは、鋼の脱酸に有効である。Ａｌはさらに、組織を微細化し、鋼の靭性を向上する。しかし、Ａｌ含有量が過剰であれば、介在物が粗大化し、鋼の清浄度を低下する。そのため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．１％以下にする。好ましいｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０６％以下であり、さらに好ましいｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０５％以下である。

Ｎ：０．００１〜０．００６％
Ｎは、Ｔｉと結合しＴｉＮを形成し、スラブ加熱時及び溶接時におけるオーステナイト結晶粒の微細化に寄与する。しかし、Ｎ含有量が過剰であれば、スラブ品質が劣化する。さらに、固溶したＮ含有量が過剰であれば、ＨＡＺの靭性が劣化する。そのため、Ｎ含有量は０．００１〜０．００６％にする。好ましいＮ含有量は０．００２〜０．００６％である。

Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは不純物であり、鋼の靭性を低下するだけでなく、スラブの中心偏析を助長し、さらに粒界での脆性破壊を引き起こす。そのため、Ｐ含有量は０．０１５％にする。好ましいＰ含有量は０．０１２％以下である。

Ｓ：０．００３％以下
Ｓは不純物であり、鋼の靭性を低下する。具体的には、ＳがＭｎと結合してＭｎＳを形成し、このＭｎＳが圧延により延伸することにより、鋼の靭性が低下する。そのため、Ｓ含有量は０．００３％以下にする。好ましいＳ含有量は０．００２４％以下である。

なお、残部はＦｅで構成されるが、ＰやＳ以外の他の不純物が含まれることもあり得る。

本実施の形態による高張力鋼材はさらに、必要に応じてＢ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶのうち１種以上を含有する。すなわち、Ｂ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶは選択元素である。

Ｂ：０〜０．００２５％
Ｃｕ：０〜０．６％
Ｃｒ：０〜０．８％
Ｍｏ：０〜０．６％
Ｖ：０〜０．１％
Ｂ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶは、いずれも鋼の強度を増加するのに有効な元素である。しかしながら、いずれの元素も過剰に含有すれば、鋼の靭性が劣化する。そのため、Ｂ含有量は０〜０．００２５％、Ｃｕ含有量は０〜０．６％、Ｃｒ含有量は０〜０．８％、Ｍｏ含有量は０〜０．６％、Ｖ含有量は０〜０．１％にする。好ましいＢ含有量は０．０００５〜０．００２５％、好ましいＣｕ含有量は０．２〜０．６％であり、好ましいＣｒ含有量は０．３〜０．８％である。また、好ましいＭｏ含有量は０．１〜０．６％であり、好ましいＶ含有量は０．０１〜０．１％である。

本実施の形態による高張力鋼材はさらに、必要に応じてＣａ、Ｍｇ及び希土類元素（ＲＥＭ）のうち１種以上を含有する。すなわち、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭは選択元素である。Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭはいずれも鋼の靭性を向上するのに有効な元素である。

Ｃａ：０〜０．００６％
ＣａはＭｎＳの形態を制御し、鋼の圧延方向に垂直な方向の靭性を向上する。しかし、Ｃａ含有量が過剰であれば、内部欠陥の原因となる非金属介在物が増加し、内部欠陥の要因となる。そのため、Ｃａ含有量を０〜０．００６％にする。好ましいＣａ含有量は０．００１〜０．００６％である。

Ｍｇ：０〜０．００６％
Ｍｇは、ＴｉＮの形態を制御し粗大なＴｉＮの生成を抑制することにより、鋼及びＨＡＺの靭性を向上する。しかし、Ｍｇ含有量が過剰であれば、非金属介在物が増加し、内部欠陥の要因となる。そのため、Ｍｇ含有量は０〜０．００６％にする。好ましいＭｇ含有量は０．００１〜０．００６％である。

ＲＥＭ：０〜０．０３％
ＲＥＭは、酸化物や硫化物を形成し、ＯやＳの固溶量を低減することにより、鋼の靭性を向上する。しかしながら、ＲＥＭ含有量が過剰であれば、非金属介在物が増加し、内部欠陥の要因となる。そのため、ＲＥＭ含有量は０〜０．０３％である。好ましいＲＥＭ含有量は０．００１〜０．０３％である。なお、ＲＥＭはＬａやＣｅを主成分とする工業用ＲＥＭ原料であってもよい。

なお、上述したＣａ、Ｍｇ及びＲＥＭのうちの２以上の元素を含有する場合、それらの元素の含有量の合計は０．００１〜０．０３％とするのが好ましい。

本実施の形態による高張力鋼はさらに、以下の式（１）に示す炭素当量Ｐｃｍが０．１８０〜０．２２０％である。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ （１）

ここで、式（１）中の元素記号は各元素の質量％を示す。

炭素当量Ｐｃｍを０．１８０〜０．２２０％とすれば、金属組織がフェライト及びベイナイトの混合組織となる。そのため、強度及び靭性を向上でき、かつ、良好な溶接性を得ることができる。

炭素当量Ｐｃｍが０．１８０％よりも低ければ、焼入性が不足し、５５１ＭＰａ以上の降伏強度及び６２０ＭＰａ以上の引張強度を得るのが困難になる。一方、炭素当量Ｐｃｍが０．２２０％よりも高ければ、焼入性が過剰に上昇し、靭性及び溶接性が低下する。

２．金属組織
２．１．表層部を除く部分の組織
本実施の形態の高張力鋼材の表層部より内部では、実質的にフェライト及びベイナイトの混合組織からなる。具体的には、表層部より内部におけるフェライト及びベイナイトの混合組織の比率は９０％以上である。ここで、ベイナイトとは、ラス状のベイニティックフェライトであって、その内部にセメンタイト粒子が析出した組織をいう。

フェライト及びベイナイトの混合組織は高強度及び高靭性を有する。フェライトよりも先に生成するベイナイトがオーステナイト粒を分断する壁となり、次いで生成するフェライトの成長を抑制するためである。

高強度化のためにはさらに、フェライト及びベイナイトの混合組織中のベイナイト比率が高い方が好ましい。ベイナイトの方がフェライトよりも強度が高いためである。降伏強度を５５１ＭＰａ以上とし、かつ、引張強度を６２０ＭＰａ以上にするためには、フェライト及びベイナイトの混合組織中のベイナイト比率を１０％以上にするのが好ましい。

フェライト及びベイナイトの混合組織の靭性をさらに改善するには、ベイナイトを分散して生成させる方が好ましい。熱間圧延により、未再結晶状態のオーステナイト粒のアスペクト比を３以上にすれば、オーステナイト粒界及び粒内の多数の核生成サイトからベイナイトを生成でき、混合組織中のベイナイトを分散できる。ここで、アスペクト比とは、圧延方向に延伸したオーステナイト粒の長径を短径で除した値である。後述する圧延方法により、ベイナイトを分散して生成させることができる。

上述したフェライト及びベイナイトの混合組織の比率（％）は以下の方法により求めることができる。高張力鋼板又は高張力溶接鋼管の横断面において、表面から板厚の１／４の深さの部分（以下、板厚１／４部分と称する）をナイタール等でエッチングし、エッチングした板厚１／４部分内の任意の１０〜３０視野（各視野８〜２４ｍｍ^２）を観察する。観察には２００倍の光学顕微鏡を使用する。エッチングにより、フェライト及びベイナイトの混合組織を認識できるので、各視野中のフェライト及びベイナイトの混合組織の面積分率を測定する。

全ての視野（１０〜３０視野）で求めたフェライト及びベイナイトの混合組織の面積分率を平均化したものを本発明におけるフェライト及びベイナイトの混合組織の比率とする。混合組織中のベイナイトの比率も同じ方法により求めることができる。

なお、鋼中に生成する炭化物の形態は、各組織（フェライト、ベイナイト、オーステナイト等）で異なる。そのため、板厚１／４部分の上記各視野において炭化物を抽出したレプリカを２０００倍の倍率で電子顕微鏡観察することにより、フェライト及びベイナイトの混合組織の比率と、混合組織中のベイナイト比率とを求めてもよい。

フェライト及びベイナイトの混合組織中のベイナイトはさらに、以下の（Ｉ）及び／又は（ＩＩ）を満足する。

（Ｉ）ベイナイトのラスの厚さは１μｍ以下であり、かつ、ラスの長さは２０μｍ以下である。

同じ結晶方位を有するベイナイトの集合単位であるパケットは、微細である方が好ましい。脆性破壊におけるき裂長さは、パケットの大きさに依存するためである。したがって、パケットを小さくすれば、き裂長さを短くでき、靭性及び高速延性破壊停止特性を向上できる。

パケットは、図１に示す複数のラス１１で構成される。したがって、ラス１１の長さが２０μｍ以下であれば、高靭性及び高い高速延性破壊停止特性を得ることができる。微細なパケット、具体的には、２０μｍ以下の長さのラス１１で構成されるベイナイトを得るためには、旧オーステナイト粒度の調整が必要であり、後述するように、所定範囲の累積圧下率で素材を圧延する必要がある。

さらに、ラス１１の厚さは１μｍ以下である。ベイナイトのラス１１の厚さは変態温度によって変化し、高温で生成したベイナイトのラス１１ほどその厚さが大きい。変態温度の高いベイナイトは高靭性を得られないため、ラス１１の厚さは小さい方が好ましい。したがって、ラスの厚さは１μｍ以下にする。

（ＩＩ）ベイナイトのラス内のセメンタイト粒子の長径が０．５μｍ以下である。
図１に示すように、ラス１１は複数のセメンタイト粒子１２を含む。圧延後の再結晶状態のオーステナイトから緩やかに冷却すれば、セメンタイト粒子１２が粗大化し、高い高速延性破壊停止特性を得ることができない。よって、セメンタイト粒子１２は微細である方が好ましい。セメンタイト粒子１２の長径が０．５μｍ以下であれば、高い高速延性破壊停止特性を得ることができる。

ベイナイトのラスの長さは以下の方法により求めることができる。上述した板厚１／４部分の１０〜３０視野の各々で、図１に示した複数のラス１１の長さＬＬを測定し、その平均を求める。すべての視野（１０〜３０視野）で求めたラス１１の長さの平均値を本発明にいうラスの長さとする。抽出レプリカを用いた電子顕微鏡観察によりラス長さを測定してもよい。また、各視野の組織を写真撮影し、写真上でラス長さを測定してもよい。

ベイナイトのラスの厚さは以下の方法で求めることができる。上述した各視野のベイナイト組織の薄膜試料を作製し、作製した薄膜試料を用いて透過電子顕微鏡観察を実施する。透過電子顕微鏡観察により複数のラスの厚さを測定し、その平均を求める。すべての視野で求めたラスの厚さの平均値を本発明にいうラス厚さとする。

セメンタイト粒子の長径は以下の方法で求めることができる。上述した薄膜試料を用いた透過電子顕微鏡観察により各視野で図１に示した複数のセメンタイト粒子１２の長径ＬＤを測定し、その平均を求める。すべての視野で求めた長径を平均し、本発明にいうセメンタイトの長径とする。なお、上述した抽出レプリカを用いた電子顕微鏡観察によっても図１に示したセメンタイト粒子１２の長径ＬＤを測定できる。

２．２．表層部の組織
本実施の形態の高張力鋼材の表層部では、組織中の島状マルテンサイト（Martensite Austenite constituent：以下、ＭＡと称する）の比率が１０％以下である。ここで、表層部とは、スケールを除いた表面から０．５ｍｍ〜２ｍｍの深さの部分をいう。

ＭＡは以下の工程により生成されると考えられる。製造工程中の冷却過程において、オーステナイトからベイナイト及びフェライトが生成される。このとき、炭素元素や合金元素が残部のオーステナイトに濃縮する。このような炭素及び合金元素を過剰に含有するオーステナイトが室温まで冷却され、ＭＡになる。

ＭＡは硬度が高く、脆性き裂の発生起点となるため、靭性及びＳＳＣＣ特性を低下する。ＭＡ比率を１０％以下にすれば、靭性及びＳＳＣＣ特性を向上できる。

ＭＡの比率は以下の方法で求めることができる。表層部の任意の１０〜３０視野（各視野８〜２４ｍｍ^２）で電子顕微鏡観察によりＭＡの面積分率を求め、すべての視野で求めたＭＡの面積分率の平均を本発明にいうＭＡの比率とする。

また、本発明による高張力鋼材の表面の硬さはビッカースで２８５以下である。表面の硬さがビッカースで２８５よりも高ければ、靭性が低下するだけでなく、耐ＳＣＣ性も低下するためである。なお、溶接鋼管では、母材（ＢＭ）、溶接部（ＷＭ）及びＨＡＺのいずれの表面硬さもビッカースで２８５以下になり、高い靭性及び耐ＳＣＣ性を得ることができる。

表面硬さは以下の方法で求めることができる。スケールを除いた表面から深さ１ｍｍの任意の３点でＪＩＳＺ２２４４に準拠してビッカース硬度を測定する。測定時の試験力は９８．０７Ｎ（硬さ記号ＨＶ１０）とする。測定した値の平均を本発明にいう表面硬さとする。

２．３．中心偏析
本実施の形態による高張力鋼材の偏析度Ｒは１．３以下である。ここで、偏析度Ｒは、実質的に偏析がない部分のＭｎ濃度に対する中心偏析部のＭｎ濃度の比であり、以下の式（２）で示される。

ここで、Ｍｎ_{（ｔ／２）}は、中心偏析部のＭｎ濃度であって、鋼板の板厚（又は鋼管の肉厚）の中心部（以下、板厚１／２部分と称する）のＭｎ濃度である。Ｍｎ_{（ｔ／４）}は実質的に偏析がない部分におけるＭｎ濃度であって、実質的に偏析がない部分の代表として板厚１／４部分におけるＭｎ濃度とする。

連続鋳造法により圧延素材である鋳片を製造する場合、横断面中央部に偏析（すなわち中心偏析）が生じる。中心偏析部は脆性破壊しやすいため、高速延性破壊停止特性を低下する。偏析度Ｒが１．３以下であれば、優れた高速延性破壊特性を得ることができる。

Ｍｎ_{（ｔ／２）}及びＭｎ_{（ｔ／４）}は以下の方法により求める。鋼板の横断面においてマクロエッチを実施し、板厚中心部の偏析線を確認する。偏析線内の任意の５箇所でＥＰＭＡによる線分析を実施し、５箇所の偏析ピーク値の算術平均値をＭｎ_{（ｔ／２）}とする。また、鋼板の板厚１／４部分からサンプルを採取し、採取したサンプルに対してＪＩＳ Ｇ０３２１に準拠した製品分析を実施して求めたＭｎ濃度をＭｎ_{（ｔ／４）}とする。製品分析は発光分光分析法でもよいし化学分析法でもよい。

なお、偏析度Ｒは原理的には１未満にはならないが、測定誤差等により実際には１未満となる場合もあり得る。ただし、０．９未満となることはない。

２．４．板厚
板厚が薄すぎれば、後述する圧延工程において、圧延後の冷却速度の調整が困難になる。また、板厚が厚すぎれば、降伏強度を５５１ＭＰａ以上、引張強度を６２０ＭＰａ以上とし、かつ、表面硬さをビッカースで２８５以下にするのが困難になる。さらに、製管が困難になる。したがって、本発明による高張力鋼板の板厚は１０〜５０ｍｍとするのが好ましい。

３．製造方法
本実施の形態による高張力鋼材の製造方法について説明する。上述した化学組成の溶鋼を連続鋳造法により鋳片にし（連続鋳造工程）、製造した鋳片を圧延して高張力鋼板にする（圧延工程）。さらに高張力鋼板を製管して高張力溶接鋼管にする（製管工程）。以下、それぞれの工程について詳細に説明する。

３．１．連続鋳造工程
周知の方法により精錬された溶鋼を連続鋳造法により鋳片にする。このとき、連続鋳造中の鋳片内の未凝固溶鋼を電磁攪拌し、かつ、最終凝固位置近傍で鋳片を圧下することにより、偏析度Ｒを１．３以下にする。

図２を参照して、連続鋳造工程で使用される連続鋳造装置５０は、浸漬ノズル１と、鋳型３と、連続鋳造中の鋳片を支持するサポートロール６と、圧下ロール７と、電磁攪拌装置９と、ピンチロール２０とを備える。

精錬された溶鋼を、浸漬ノズル１を介して鋳型３に注入する。鋳型３は冷却されているため、鋳型３内の溶鋼４は鋳型３の内壁で冷やされ、その表面に凝固シェル５を形成する。

凝固シェル５を形成後、凝固シェル５を表面に有し、未凝固溶鋼１０を内部に有する鋳片８を、鋳型３の下方に所定の鋳込み速度で、ピンチロール２０により引き抜く。このとき、複数のサポートロール６は引き抜き中の鋳片８を支持する。引き抜き中、Ｂ１〜Ｂ２のゾーンでは溶鋼静圧により鋳片が膨れる（バルジング）が、サポートロール６は過度のバルジングを防止する役割を有する。

電磁攪拌装置９は、圧下ロール７により鋳片８を圧下する位置よりも少なくとも２ｍ以上上流の位置に設置される。電磁攪拌装置９は、鋳片８内部の未凝固溶鋼１０を電磁攪拌することにより、溶鋼中のＭｎ濃度を均一にし、中心偏析の発生を抑制する。

電磁攪拌装置９を圧下位置よりも２ｍ以上上流の位置に配置するのは、圧下ロール７から上流に２ｍ未満の位置では、鋳片８内の中心偏析部の凝固が既に進行しているため、その位置で電磁攪拌を実施しても、Ｍｎ濃度を均一にするのが困難となるためである。

電磁攪拌装置９は、未凝固溶鋼１０を鋳片８の幅方向に流動させる。このとき、印加電流を制御等することにより、未凝固溶鋼１０の流れを定期的に反転させる。未凝固溶鋼の流動方向を鋳片の幅方向にすることにより、中心偏析をより抑制できる。

なお、鋳片の幅方向だけでなく厚さ方向にも未凝固溶鋼１０を流動させるように電磁攪拌を実施してもよい。要するに、少なくとも鋳片の幅方向の流れを生じるように、電磁攪拌を実施すればよい。

なお、上述の電磁攪拌装置９は、電磁石を利用する方式でも、永久磁石を利用する方式でもよい。

電磁攪拌後、最終凝固位置よりも上流側に配置された圧下ロール７により、鋳片８を厚さ方向に圧下する。具体的には、鋳片８の横断面中心部の固相の体積分率である中心固相率が０よりも大きく０．２未満となる位置で、圧下ロール７により厚さ方向に３０ｍｍ以上圧下する。これにより、凝固シェル５の内壁同士を圧着し、鋳片８内部のＭｎが濃化した未凝固溶鋼（以下、濃化溶鋼と称する）２１を上流側に排出する。そのため、中心偏析を抑制できる。

鋳片８の中心固相率が０を超えれば、中心偏析を引き起こす濃化溶鋼２１が鋳片８の中心部に集積し始める。そのため、この中心固相率が０を超える位置で圧下すれば、濃化溶鋼２１を上流側に有効に排出できる。また、中心固相率が０．２以上となれば、未凝固溶鋼の流動抵抗が過剰に大きくなるため、圧下しても濃化溶鋼２１を排出できない。したがって、中心固相率が０よりも大きく０．２未満の位置で鋳片８を圧下すれば、濃化溶鋼２１を有効に排除でき、中心偏析を有効に抑制できる。

さらに、圧下ロール７による圧下量が大きいほど、凝固シェル５の内壁同士をより完全に圧着できる。換言すれば、圧下量が少なければ、凝固シェル５の圧着が不十分となり、濃化溶鋼２１が残存する。圧下量を３０ｍｍ以上とすれば、濃化溶鋼２１を有効に排出でき、中心偏析度Ｒを１．３以下にすることができる。

以上説明した連続鋳造方法により、偏析度Ｒが１．３以下である鋳片を製造できる。そのため、以下に説明する圧延工程を実施して製造された鋼板の偏析度Ｒも１．３以下になる。この連続鋳造方法は、Ｍｎ含有量が１．６％を超える高張力鋼で特に有効である。

なお、上述の連続鋳造工程では、圧下ロール７により圧下したが、鍛圧等の他の方法により圧下してもよい。また、中心固相率は、たとえば、周知の非定常伝熱計算により算出する。鋳造中の鋳片の表面温度の測定結果や打鋲による凝固シェルの厚さの測定結果等により非定常伝熱計算の精度を調整する。

３．２．圧延工程
連続鋳造工程で製造された鋳片（スラブ）を加熱炉で加熱し、加熱した鋳片を圧延機で圧延して鋼板にし、圧延後の鋼板を冷却する。冷却後、必要に応じて焼き戻しを実施する。以下に示す加熱条件、圧延条件、冷却条件及び焼き戻し条件に基づいて圧延工程を実施すれば、高張力鋼板を２．１．及び２．２．で説明した組織にすることができる。以下、各条件について説明する。

３．２．１．加熱条件
加熱炉での鋳片（スラブ）の加熱温度は９００〜１２００℃にする。加熱温度が高すぎれば、オーステナイト粒が粗大化するため、結晶粒を微細化できない。一方、加熱温度が低すぎれば、圧延中の結晶粒の微細化及び圧延後の析出強化に寄与するＮｂを固溶できない。加熱温度を９００〜１２００℃にすることで、オーステナイト粒の粗大化を抑制し、かつ、Ｎｂを固溶させることができる。

３．２．２．圧延条件
圧延中の素材温度はオーステナイト未再結晶温度域とし、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率（％）は５０〜９０％とする。ここで、オーステナイト未再結晶温度域とは、圧延等の加工により導入された高密度の転位が界面の移動を伴いながら急激に消失する温度域であり、具体的には、９７５℃〜Ａ_ｒ３点の温度域である。

累積圧下率（％）は以下の式（３）で算出する。

オーステナイト粒内からベイナイトを核生成してベイナイトを分散させ、かつ、生成したベイナイトの成長を抑制するためには高密度の転位が必要である。オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率が５０％以上であれば、未再結晶状態のオーステナイト粒のアスペクト比が３以上となり、高密度の転位が得られる。そのため、ベイナイトを分散生成でき、かつ、ベイナイト粒を微細化できる。しかし、累積圧下率が９０％を超えると鋼の機械的性質の異方性が顕著になる。したがって、累積圧下率は５０〜９０％にする。なお、仕上げ温度はＡ_ｒ３点以上とするのが好ましい。

３．２．３．冷却条件
冷却開始時の鋼板温度はＡ_ｒ３点−５０℃以上とし、冷却速度は１０〜４５℃／秒とする。冷却開始時の鋼板温度がＡ_ｒ３点−５０℃よりも低ければ、粗大なベイナイトが生成し、鋼の強度及び靭性が低下する。そのため、冷却開始温度はＡ_ｒ３点−５０℃以上にする。

冷却速度が遅すぎれば、フェライト及びベイナイトの混合組織を十分に生成できない。また、混合組織中のベイナイト比率が低下し、セメンタイト粒子も粗大化する。したがって、冷却速度を１０℃／秒以上にする。一方、冷却速度が速すぎれば、鋼板の表面層におけるＭＡ比率が上昇し、かつ、表面硬さが過剰に高くなる。そのため、冷却速度は４５℃／秒以下にする。冷却方法はたとえば水冷である。

鋼板温度が３００〜５００℃になったときに上記冷却速度での冷却を停止し、その後は放冷するのが好ましい。放冷時の焼き戻し効果により靭性がより向上し、水素性欠陥の発生を抑制できるからである。

３．２．４．焼き戻し条件
冷却後、必要に応じてＡ_ｃ１点未満で焼き戻しを実施する。たとえば、表面硬さや靭性を調整する必要がある場合、焼き戻しを実施する。なお、焼き戻しは必須の処理ではないため、焼き戻し処理を実施しなくてもよい。

３．３．製管工程
上述の圧延工程により製造された高張力鋼板をＵプレス、Ｏプレス等により成形しオープンパイプにする。続いて、オープンパイプの長手方向の両端面をサブマージアーク溶接法等の周知の溶接法により周知の溶接材料を用いて溶接し、溶接鋼管とする。溶接後の溶接鋼管に対して焼き入れを実施し、必要に応じて焼き戻しを実施する。

表１に示す化学組成の溶鋼を溶製した。

表１中のＰｃｍ欄は、式（１）により求めた各鋼のＰｃｍを示す。鋼１〜５は化学組成及びＰｃｍが本発明の範囲内であった。一方、鋼６〜１０は、化学組成又はＰｃｍのいずれかが本発明の範囲外となった。具体的には、鋼６のＭｎ含有量は本発明の下限値未満であった。鋼７及び鋼９は、その化学組成が本発明の範囲内であるものの、Ｐｃｍが本発明の上限を超えた。鋼８及び鋼１０は、その化学組成が本発明の範囲内であるものの、Ｐｃｍが本発明の下限未満となった。

表１に示す溶鋼を表２に示す鋳造条件で連続鋳造して鋳片とし、製造した鋳片を表３に示す圧延条件で圧延して、板厚２０ｍｍの鋼板とした。具体的には、表４に示す製造条件（鋼、鋳造条件及び圧延条件の組合せ）で試験番号１〜２４の鋼板を製造した。

連続鋳造工程では、図２に記載の構成を有する連続鋳造装置を使用した。なお、電磁攪拌装置９の設置位置は、ロール圧下位置よりも２ｍ以上上流であった。また、未凝固溶鋼が鋳片の幅方向に流動するように電磁攪拌を実施した。なお、表２中の「中心固相率」は、ロール圧下時の鋳片の中心固相率を示し、「未凝固圧下量」はロール圧下時の圧下量（ｍｍ）を示す。

また、表３中の「加熱温度」は、鋳片の加熱温度（℃）を示し、「累積圧下率」は、式（３）により求めた累積圧下率（％）を示す。「仕上げ温度」は圧延の仕上げ温度（℃）を示し、「水冷開始温度」及び「冷却速度」は、圧延後、冷却を開始したときの鋼板の温度（℃）及び冷却時の冷却速度（℃／秒）を示す。本実施例では、水冷により鋼板を冷却した。なお、表４中の試験番号１１は、冷却後に表３に示す焼き戻し温度で焼き戻しを実施した。

製造後の鋼板に対して、表層部のＭＡ比率と、フェライト及びベイナイトの混合組織の比率と、その混合組織中のベイナイト比率と、ベイナイトのラスの厚さ及び長さと、ベイナイト内のセメンタイト粒子の長径とを２．１．及び２．２．で述べた方法により求めた。さらに、２．３．で述べた方法により、偏析度Ｒを求めた。表４にこれらの結果を示す。

さらに、各鋼板に対して、機械的性質（引張強度、靭性、高速延性破壊停止特性、表面硬さ）及び溶接性を以下の方法により調査した。

引張強度は、ＡＰＩ規格に準拠した板状試験片を用いた引張試験により求めた。また、靭性及び高速延性破壊停止特性は、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験及びＤＷＴＴ（Drop Weight Tear Test）試験により求めた。シャルピー衝撃試験では、各試験番号の鋼板からＪＩＳ Ｚ２２０２ ４号試験片を作製し、ＪＩＳ Ｚ２２４２に準拠して試験を実施し、−２０℃における衝撃吸収エネルギを測定した。

ＤＷＴＴ試験では、ＡＰＩ規格に準じて試験片を加工した。このとき、試験片の厚さは原厚（つまり厚さ２０ｍｍ）とし、プレスノッチタイプのノッチを加工した。各試験温度で、振り子式の落垂により試験片に衝撃荷重を与え、衝撃荷重により破断した試験片の破面を観察した。観察した破面のうち、延性破面が破面全体の８５％以上となる試験温度を遷移温度（ＦＡＴＴ：Fracture Appearance Transition Temperature）として求めた。なお、ＤＷＴＴ試験では、いずれの試験片もノッチ底から脆性き裂が発生した。表面硬さについては、２．２．で述べた方法により求めた。

溶接性については、ＪＩＳ Ｚ ３１５８に準拠してｙ形溶接割れ試験を実施し、割れの有無により評価した。なお、試験では、予熱無しで入熱１７ｋＪ／ｃｍのアーク溶接法により溶接を実施した。

［調査結果］
調査結果を表４に示す。表中のＴＳ（ＭＰａ）は引張強度であり、ｖＥ−２０（Ｊ）は−２０℃における衝撃吸収エネルギであり、８５％ＦＡＴＴ（℃）は、ＤＷＴＴ試験により求めた遷移温度であり、硬度（Ｈｖ）は各鋼板の表面のビッカース硬度である。また、表中の「溶接性」欄の「○」印はｙ形溶接割れ試験で割れが無かったことを示し、「×」印は割れが発生したことを示す。

表４を参照して、試験番号１〜１１は、化学組成及び製造条件が本発明の範囲であったため、組織が本発明の範囲内となった。そのため、降伏強度はいずれも５５１ＭＰａ以上であり、引張強度はいずれも６２０ＭＰａ以上であった。また、いずれの試験番号の鋼板も衝撃吸収エネルギ（ｖＥ−２０）が１６０Ｊ以上、ＦＡＴＴが−２０℃以下となり、高靭性および高い高速延性破壊停止特性を示した。また、いずれの試験番号の鋼板も表面硬さがビッカース硬度で２８５以下であり、高い耐ＳＣＣ性を有することを示唆した。さらに、溶接割れが発生せず、高い溶接性を示した。

なお、試験番号１０及び試験番号１１の鋼板は、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ及びＢを含有するため、引張強度が他の試験番号１〜９の鋼板よりも高かった。また、試験番号１１はＣａ、Ｍｇ及びＲＥＭを含有するため、靭性及び高速延性破壊停止特性が他の試験番号１〜１０の鋼板よりも優れていた。具体的には、試験番号１〜１０の鋼板と比較して、試験番号１１の鋼板の衝撃吸収エネルギは高く、かつ、ＦＡＴＴは低かった。

一方、試験番号１２〜２４では、強度、靭性、高速延性破壊停止特性、表面硬さ及び溶接性のうち少なくとも１つが劣っていた。

試験番号１２〜１４は、化学組成及びＰｃｍが本発明の範囲内であったものの、鋳造条件が本発明の範囲外であったため靭性及び／又は高速延性破壊停止特性が低かった。具体的には、試験番号１２は、連続鋳造における未凝固圧下時の中心固相率が本発明の上限値である０．２０を超えたため、偏析度Ｒが１．３を超えた。そのため、衝撃吸収エネルギが１６０Ｊ未満となり、ＦＡＴＴが−２０℃よりも高くなった。試験番号１３は、未凝固圧下時の中心固相率が０であったため、中心偏析度Ｒが１．３を超えた。そのため、衝撃吸収エネルギが１６０Ｊ未満となり、ＦＡＴＴが−２０℃よりも高くなった。試験番号１４は未凝固圧下時の圧下量が少なかったため、中心偏析度Ｒが１．３を超え、ＦＡＴＴが−２０℃よりも高くなった。

試験番号１５〜１９は、化学組成、Ｐｃｍ及び鋳造条件は本発明の範囲内であったものの、圧延条件が本発明の範囲外であったために所望の機械的性質が得られなかった。具体的には、試験番号１５は、冷却開始温度がＡ_ｒ３点−５０℃よりも低かったため、粗大なベイナイト及びセメンタイトが生成した。そのため、降伏強度が５５１ＭＰａ未満となった。試験番号１６は、冷却速度が４５℃／秒を超えたため、ＭＡ比率が１０％を超え、フェライト及びベイナイトの混合組織の比率も９０％未満となった。また、表面硬さが２８５Ｈｖを超えた。そのため、衝撃吸収エネルギは１６０Ｊ未満となり、ＦＡＴＴは−２０℃よりも高くなった。

試験番号１７は、冷却速度が１０℃／秒未満であったため、混合組織中のベイナイト比率が１０％未満となり、セメンタイト粒子の長径が０．５μｍを超えた。そのため、降伏強度が５５１ＭＰａ未満となった。

試験番号１８は累積圧下率が５０％未満であったため、混合組織中のベイナイト比率が小さくなった。そのため、降伏応力が５５１ＭＰａ未満となった。

試験番号１９は圧延の仕上げ温度が低く、水冷開始温度が低かったため、粗大なベイナイト及びセメンタイトが生成した。そのため、降伏強度が５５１ＭＰａ未満となった。

試験番号２０は、Ｍｎ含有量が低かったため、引張強度が６２０ＭＰａ未満になった。試験番号２１及び２３は、Ｐｃｍが０．２２０％を超えたため、表面硬さが２８５Ｈｖを超え、ｙ形溶接割れ試験で割れが発生した。試験番号２２及び２４は、Ｐｃｍが０．１８０％未満であったため、引張強度が６２０ＭＰａ未満となった。

以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。

本発明による高張力鋼板及び溶接鋼管は、ラインパイプや圧力容器に利用可能であり、特に、寒冷地で天然ガスや原油を輸送するラインパイプとして有用である。

本発明による高張力鋼のベイナイト組織の概略図である。 本発明による高張力鋼の鋳片を製造するための連続鋳造装置の概略図である。

符号の説明

３ 鋳型
４ 溶鋼
５ 凝固シェル
７ 圧下ロール
８ 鋳片
９ 電磁攪拌装置
１０ 未凝固溶鋼
５０ 連続鋳造装置
１１ ラス
１２ セメンタイト粒子
２０ ピンチロール

Claims (7)

1. Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｎｉ：０．１〜０．７％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｂ：０〜０．００２５、Ｃｕ：０〜０．６％、Ｃｒ：０〜０．８％、Ｍｏ：０〜０．６％、Ｖ：０〜０．１％、Ｃａ：０〜０．００６％、Ｍｇ：０〜０．００６％、希土類元素：０〜０．０３％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）で示される炭素当量Ｐｃｍが０．１８０〜０．２２０％であり、
   表面硬さはビッカースで２８５以下であり、
   表層部における島状マルテンサイト（Martensite Austenite constituent）の比率は１０％以下であり、
   前記表層部よりも内部におけるフェライト及びベイナイトの混合組織の比率は９０％以上であり、かつ、前記混合組織中のベイナイトの比率は１０％以上であり、
   前記ベイナイトのラスの厚さは１μｍ以下であり、前記ラスの長さは２０μｍ以下であり、
   表面から板厚の１／４の深さの部分のＭｎ濃度に対する中心偏析部のＭｎ濃度の比である偏析度が１．３以下であることを特徴とする高張力鋼板。
   Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ （１）
   ここで、式（１）中の元素記号は各元素の質量％を示す。
2. Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｎｉ：０．１〜０．７％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｂ：０〜０．００２５、Ｃｕ：０〜０．６％、Ｃｒ：０〜０．８％、Ｍｏ：０〜０．６％、Ｖ：０〜０．１％、Ｃａ：０〜０．００６％、Ｍｇ：０〜０．００６％、希土類元素：０〜０．０３％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）で示される炭素当量Ｐｃｍが０．１８０〜０．２２０％であり、
   表面硬さはビッカースで２８５以下であり、
   表層部における島状マルテンサイト（Martensite Austenite constituent）の比率は１０％以下であり、
   前記表層部よりも内部におけるフェライト及びベイナイトの混合組織の比率は９０％以上であり、かつ、前記混合組織中のベイナイトの比率は１０％以上であり、
   前記ベイナイトのラス内のセメンタイト析出粒子の長径は０．５μｍ以下であり、
   表面から板厚の１／４の深さの部分のＭｎ濃度に対する中心偏析部のＭｎ濃度の比である偏析度が１．３以下であることを特徴とする高張力鋼板。
   Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ （１）
   ここで、式（１）中の元素記号は各元素の質量％を示す。
3. 請求項２に記載の高張力鋼板であってさらに、
   前記ラスの厚さは１μｍ以下であり、前記ラスの長さは２０μｍ以下であることを特徴とする高張力鋼板。
4. 請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の高張力鋼板を用いて製造される溶接鋼管。
5. Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｎｉ：０．１〜０．７％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｂ：０〜０．００２５、Ｃｕ：０〜０．６％、Ｃｒ：０〜０．８％、Ｍｏ：０〜０．６％、Ｖ：０〜０．１％、Ｃａ：０〜０．００６％、Ｍｇ：０〜０．００６％、希土類元素：０〜０．０３％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）で示される炭素当量Ｐｃｍが０．１８０〜０．２２０％である溶鋼を連続鋳造法により鋳片にする連続鋳造工程と、
   前記鋳片を圧延して高張力鋼板にする圧延工程とを備え、
   前記連続鋳造工程は、
   前記溶鋼を冷却された鋳型に注入し、凝固シェルを表面に有し、未凝固溶鋼を内部に有する鋳片を形成する工程と、
   前記鋳片を前記鋳型よりも下方に引き抜く工程と、
   前記鋳片の最終凝固位置よりも上流であって、前記鋳片の中心固溶率が０よりも大きく０．２未満の位置で、前記鋳片を厚さ方向に３０ｍｍ以上圧下する工程と、
   前記圧下する位置よりも２ｍ以上上流の位置で、前記未凝固溶鋼が前記鋳片の幅方向に流動するように前記鋳片に対して電磁攪拌を実施する工程とを含み、
   前記圧延工程は、
   前記連続鋳造工程により製造された鋳片を９００〜１２００℃に加熱する工程と、
   前記加熱した鋳片を、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率が５０〜９０％となるように圧延して鋼板にする工程と、
   前記鋼板をＡ_ｒ３−５０℃以上の温度から１０〜４５℃／秒の冷却速度で冷却する工程とを含むことを特徴とする高張力鋼板の製造方法。
   Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ （１）
   ここで、式（１）中の元素記号は各元素の質量％を示す。
6. 請求項５に記載の高張力鋼板の製造方法であってさらに、
   前記冷却後の鋼板をＡ_ｃ１点未満で焼き戻しする工程を備えることを特徴とする高張力鋼板の製造方法。
7. 連続鋳造装置を用いた高張力鋼板用鋳片の製造方法であって、
   Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｎｉ：０．１〜０．７％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｂ：０〜０．００２５、Ｃｕ：０〜０．６％、Ｃｒ：０〜０．８％、Ｍｏ：０〜０．６％、Ｖ：０〜０．１％、Ｃａ：０〜０．００６％、Ｍｇ：０〜０．００６％、希土類元素：０〜０．０３％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）で示される炭素当量Ｐｃｍが０．１８０〜０．２２０％である溶鋼を冷却された鋳型に注入し、凝固シェルを表面に有し、未凝固溶鋼を内部に有する鋳片を形成する工程と、
   前記鋳片を前記鋳型よりも下方に引き抜く工程と、
   前記鋳片の最終凝固位置よりも上流であって、前記鋳片の中心固溶率が０よりも大きく０．２未満の位置で、前記鋳片を厚さ方向に３０ｍｍ以上圧下する工程と、
   前記圧下する位置よりも２ｍ以上上流の位置で、前記未凝固溶鋼が前記鋳片の幅方向に流動するように前記鋳片に対して電磁攪拌を実施する工程とを備えることを特徴とする高張力鋼板用鋳片の製造方法。
   Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ （１）
   ここで、式（１）中の元素記号は各元素の質量％を示す。
   
   

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