JP5068645B2

JP5068645B2 - 延性破壊特性に優れた高強度鋼板及び高強度溶接鋼管並びにそれらの製造方法

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Publication number: JP5068645B2
Application number: JP2007512405A
Authority: JP
Inventors: 卓也原; 康浩篠原; 均朝日; 好男寺田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2005-04-04
Filing date: 2005-04-19
Publication date: 2012-11-07
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Description

本発明は、天然ガス、原油を輸送するラインパイプ等に好適な、７６０ＭＰａ以上９００ＭＰａ未満の引張強度（ＴＳ）を有する延性破壊特性に優れた高強度鋼板及び高強度溶接鋼管に関する。

近年、原油及び天然ガスのパイプラインにおいて、輸送効率の向上を目的とした高内圧化や現地施工能率の向上を目的としたラインパイプの外径、重量の低減が要求され、円周方向の引張強度がＡＰＩ規格のＸ１００級に相当する、７６０ＭＰａ以上９００ＭＰａ未満である高強度鋼管の開発が進められている（例えば、特開平１１−１４０５８０号公報、特開２００３−２９３０７８号公報）。

また、パイプラインでは、鋼管の母材に発生した延性き裂が管軸方向に１００ｍ／ｓ以上の高速で１００ｍから数ｋｍにも及ぶ長距離を伝播する可能性があり、耐アレスト性が要求される。耐アレスト性は、き裂の伝播を停止させる特性であり、脆性き裂が母材を伝播して停止する特性、即ち耐脆性破壊特性と、延性き裂が母材を伝播して停止する特性、即ち延性破壊特性に分類される。このうち、脆性破壊特性については、圧延面に（２１１）面を集積させて脆性き裂伝播停止特性を向上させた構造用鋼材が提案示されている（例えば、特開２００２−２４８９１号公報）。

耐脆性破壊特性は、落重破壊試験（ＤｒｏｐＷｅｉｇｈｔＴｅａｒＴｅｓｔ、ＤＷＴＴ試験という）を行い、延性破面率が８５％以上になる温度（ＤＷＴＴ遷移温度という）で評価される。特に、脆性き裂は溶接部から発生することが多いため、試験片の中央部に溶接ビードを形成して脆性き裂を導入し、ＤＷＴＴ試験を行って評価することができ、このような耐脆性破壊特性に優れた鋼管が提案されている（例えば、特開平１１−３６０４２号公報）。

一方、延性破壊特性の評価には、鋼管の表面に爆薬を装着して爆発させ、発生した延性き裂が停止するか否かを判定するフルクラックバーストテストが最適である。しかし、フルクラックバーストテストは試験に要するコストが非常に高いため、シャルピー衝撃試験又はＤＷＴＴ試験によって代用されていた。これは、フルクラックバーストテストの結果とシャルピー吸収エネルギー又はＤＷＴＴ試験によって求められる吸収エネルギー（ＤＷＴＴ吸収エネルギーという）が、引張強度がＸ７０級程度までの鋼については、比較的良く一致するためである。

しかし、引張強度がＸ１００級以上の高強度鋼板と高強度溶接鋼管では、鋼管のフルクラックバーストテストと素材である鋼板のシャルピー吸収エネルギー及びＤＷＴＴ吸収エネルギーとの間には相関が認められないことが判明し、シャルピー衝撃試験及びＤＷＴＴ試験が高強度鋼板の延性破壊特性の評価に適していないことがわかった。そのため、試験コストが高い鋼管のフルクラックバーストテストの代替として、延性破壊特性を簡便に評価し得る試験方法が必要とされ、更にはその試験によって得られた知見を活用し、延性破壊特性に優れた高強度鋼板及び高強度溶接鋼管の開発が要望されていた。

また、Ｘ１００級に相当する高強度鋼板及び高強度溶接鋼管では、板面平行割れと呼ばれる欠陥が発生すること合がある。本発明において、板面平行割れとは、特に鋼板の板厚中心部の近傍に発生し易い、板面に平行な割れであり、水素に起因した欠陥である。この板面平行割れは超音波探傷法によって検出することができる。高強度鋼板及び高強度溶接鋼管は水素による割れ感受性が高いため、板面平行割れが存在し、延性破壊特性が劣化することがあった。

特開平１１−１４０５８０号公報特開２００３−２９３０７８号公報特開２００２−２４８９１号公報特開平１１−３６０４２号公報

本発明は、引張強度がＡＰＩ規格のＸ１００級に相当する、延性破壊特性に優れた高強度鋼板及び高強度溶接鋼管並びにそれらの製造方法を提供するものである。なお、引張強度がＡＰＩ規格のＸ１００級に相当する鋼板又は鋼管とは、鋼板の幅方向又は鋼管の円周方向の引張強度が７６０ＭＰａ以上９００ＭＰａ未満の範囲のものである。

本発明者は、円周方向の引張強度が７６０ＭＰａ以上９００ＭＰａ未満の高強度溶接鋼管の延性破壊特性を適正に評価し得る簡便な試験方法について検討を行い、得られた知見に基づいて更に延性破壊特性に優れた高強度溶接鋼管を得るための母材の成分、ミクロ組織及び集合組織について検討を行った。その結果、母材、即ち鋼板のミクロ組織、集合組織を最適化することが有効であるという知見を得、更に製造条件について検討を行い、延性破壊特性に優れた高強度鋼板及び高強度溶接鋼管並びにそれらの製造方法を発明するに至った。本発明の要旨は以下のとおりである。

（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．５％、Ｓｉ：０．０１〜３％、Ｍｎ：０．１〜５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎｂ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．０００１〜０．００６％を含有し、更に、Ｂ：０．０００１〜０．００５％、Ｖ：０．００１〜０．１％、Ｃｕ：０．０１〜１％、Ｃｒ：０．０１〜０．８％、Ｚｒ：０．０００１〜０．００５％、Ｔａ：０．０００１〜０．００５％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００６％の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、面積率で１〜６０％のフェライトを含み残部がベイナイト及びマルテンサイトからなり、前記フェライトの平均粒径が５μｍ以下であるミクロ組織を有し、圧延方向を軸として板厚断面から２０〜５０°回転させた断面の｛１００｝の集積度の最大値が３以下であり、圧延面の｛１００｝の集積度が１．６〜７であり、超音波探傷法で測定された板厚平行割れが１ｍｍ未満であり、引張強度ＴＳが７６０〜９００ＭＰａ未満であり、−２０℃におけるプリクラックＤＷＴＴエネルギーＥが３０００〜９０００Ｊであり、ＴＳとＥが下記（１）式を満足することを特徴とする延性破壊特性に優れた高強度鋼板。
２００００≦２０ＴＳ＋Ｅ≦２５０００・・・（１）
（２）質量％で、更に、Ｎｉ：０．１〜２％、Ｍｏ：０．１５〜０．６％を含有することを特徴とする上記（１）記載の延性破壊特性に優れた高強度鋼板。
（３）母材が上記（１）又は（２）に記載の延性破壊特性に優れた高強度鋼板からなることを特徴とする延性破壊特性に優れた高強度溶接鋼管。
（４）シーム溶接金属の成分が、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１４％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：１．２〜２．２％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：１．３〜３．２％、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：１〜２．５％、Ｏ：０．０１〜０．０６％を含有し、更に、Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、Ａｌ：０．０２％以下、Ｂ：０．００５％以下の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする上記（３）に記載の延性破壊特性に優れた高強度溶接鋼管。
（５）上記（１）又は（２）に記載の成分からなる鋼を溶製、連続鋳造して鋼片とし、該鋼片を再加熱し、再結晶圧延及び未再結晶圧延後、水冷する工程からなる上記（１）又は（２）に記載の鋼板の製造方法であって、鋼片の再加熱温度が１１００〜１２５０℃であり、再結晶圧延における９００℃以上での各圧延パスの圧下率の平均値が５％以上であり、最終パスの圧下率が１０％以上であり、未再結晶圧延の終了温度が６００〜８００℃であり、前記未再結晶圧延における８８０℃以下での累積圧下率が６０％以上であり、かつ、８００℃以下での累積圧下率が１０％以上であり、水冷時の鋼板中心部の６００℃から４５０℃までの平均冷速が０．５〜１０℃／ｓであり、水冷停止温度が３５０℃超であることを特徴とする延性破壊特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（６）上記（３）に記載の延性破壊特性に優れた高強度溶接鋼管を製造する方法であって、上記（１）又は（２）に記載の延性破壊特性に優れた高強度鋼板をＵＯ工程で管状に成形し、端部同士を溶接ワイヤー及び焼成型フラックス又は溶融型フラックスを使用してサブマージドアーク溶接し、その後、拡管を行うことを特徴とする延性破壊特性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。
（７）上記（４）に記載の延性破壊特性に優れた高強度溶接鋼管を製造する方法であって、溶接ワイヤーの成分が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１．２〜２．４％、Ｎｉ：４〜８．５％、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：３〜５％を含有し、更に、Ｔｉ：０．００５〜０．１５％、Ａｌ：０．０２％以下の１種又は２種を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする上記（６）に記載の延性破壊特性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。
（８）サブマージドアーク溶接の板厚１ｍｍ当たりの比入熱が０．１３〜０．２５ｋＪ／ｍｍ²であることを特徴とする上記（６）又は（７）に記載の延性破壊特性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。

まず、本発明者は、高強度溶接鋼管のフルクラックバーストの代替となり得る、高強度鋼板の延性破壊特性の評価方法について検討を行った。延性破壊特性は、伝播するき裂が停止する特性であるから、き裂の伝播のエネルギーと相関があると考えられる。そこで、種々の鋼材を用いて、シャルピー衝撃試験における荷重−変位曲線を求め、き裂の発生のエネルギーと伝播のエネルギーを分離して評価した。その結果、引張強度が７６０ＭＰａ以上である高強度鋼ではき裂の発生のエネルギーが伝播のエネルギーよりも非常に大きいことがわかった。即ち、シャルピー衝撃試験で測定した吸収エネルギーは、き裂の発生と伝播のエネルギーを同時に評価する試験であり、き裂の伝播のエネルギーとの相関が大きい延性破壊特性の評価には適さないことがわかった。なお、本発明者はＤＷＴＴ試験でもシャルピー衝撃試験と同様の知見を得た。

次に、本発明者は、き裂の伝播のエネルギーを適正に評価するための試験方法について検討を行った。本発明者は、フルクラックバーストテストで発生したき裂が、鋼管の長手方向を軸として肉厚断面から２０〜５０°回転した断面に沿って、鋼管の長手方向に進展していることに注目した。即ち、鋼板では、き裂が鋼板の圧延方向を軸として板厚断面から２０〜５０°回転した断面に沿って進展することになる。なお、鋼管の長手方向を軸として肉厚断面から２０〜５０°回転した断面及び鋼板の圧延方向を軸として板厚断面から２０〜５０°回転した断面を総称して４５°面という。上記の知見から、本発明者は、鋼板のき裂の伝播のエネルギーの評価には、４５°面に沿って進展し易い試験片、即ち、板厚方向に対する板幅方向の比が大きいＤＷＴＴ試験片を用いることが最適であると考えた。更に、ノッチの先端を鋭くして、き裂の発生のエネルギーを低下させるために、楔状の治具に圧力を加えるプレスノッチを導入し、更に３点曲げによって延性き裂を導入する方法を検討した。

その結果、プレスノッチを試験片の中央に導入し、プレスノッチの反対側の中央部とプレスノッチ側の両端と荷重を加える３点曲げを行う際に、最大荷重に達した後、最大荷重の５％までの範囲で荷重が低下した時点で停止し、延性き裂を導入した試験片を用いて、ＤＷＴＴ試験（以下、プリクラックＤＷＴＴ試験という）を行えば、得られた吸収エネルギー（プリクラックＤＷＴＴエネルギーという）によって、き裂の伝播のエネルギーを適正に評価できることがわかった。

この知見に基づき、本発明者は種々の鋼板についてプリクラックＤＷＴＴ試験を行い、鋼板の延性破壊特性が向上する要因について検討を行った。まず、０．０６Ｃ−２Ｍｎ−Ｎｉ−Ｃｕ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｔｉ系の鋼板のプリクラックＤＷＴＴエネルギーとミクロ組織との関係を明確にするために、鋼板のフェライトの面積率と、−２０℃でのプリクラックＤＷＴＴエネルギーとの関係を調査した。その結果、図１に示すように、ミクロ組織のフェライトの面積率が１〜６０％であると、−２０℃でのプリクラックＤＷＴＴエネルギーが３０００Ｊ以上に向上することがわかった。なお、鋼板のフェライトの面積率は、鋼板の板厚断面の光学顕微鏡組織写真を画像解析して求めた。

更に、本発明者は、鋼板の圧延方向を軸として板厚断面から２０〜５０°回転した断面の集合組織を調査し、その最大値とプリクラックＤＷＴＴエネルギーとの関係を検討した。その結果、図２に示すように、圧延方向を軸として板厚断面から２０〜５０°回転した断面の｛１００｝の集積度の最大値（４５°面の｛１００｝の集積度という）が３以上になるとプリクラックＤＷＴＴエネルギーが著しく低下することがわかった。なお、｛１００｝の集積度は、試料のＸ線回折による強度の測定値を、ランダムな方位を有する標準試料のＸ線回折による強度の測定値で除して評価する。即ち、｛１００｝の集積度が３であることは、｛１００｝のＸ線回折の強度の測定値がランダムな方位を有する標準試料の測定値の３倍であることを意味する。なお、｛１００｝は、等価な（１００）の結晶面をまとめて示すものである。

鋼板の４５°面に｛１００｝が集積するとプリクラックＤＷＴＴエネルギーが著しく低下する理由は次のように考えられる。延性破壊のき裂は、理論的には、鋼板の圧延方向を軸として板厚断面から４５°回転した面に沿って、即ち、板厚方向から４５°傾斜して圧延方向に進展する。したがって鋼板の４５°面に鋼の劈開面に相当する｛１００｝が集積していると、き裂が進展する面と劈開面が一致するため、ひとたび鋼板の４５°面にて脆性破壊が発生するとき裂が一気に伝播すると考えられる。なお、理論的には圧延方向を軸として板厚断面から４５°回転した面での｛１００｝の集積度が最大となるが、実際に測定を行うと、４０°回転した面の近傍での｛１００｝の集積度が最大であることが多い。

次に、鋼板の４５°面で｛１００｝が集積した部位のミクロ組織を観察した結果、主にベイナイト及びマルテンサイトであることがわかった。一般的に、未再結晶温度域での熱間圧延（未再結晶圧延という。）を行う場合、オーステナイトは、冷却時にベイナイト及びマルテンサイトに変態し、鋼板の４５°面には｛１００｝が集積し易い。一方、未再結晶圧延されたフェライトは、鋼板の表面に平行な面である圧延面に｛１００｝が集積し易い。そのため、未再結晶圧延時のフェライト分率が増加すると鋼板の４５°面の｛１００｝の集積度が低下する傾向がある。また、鋼板の圧延面の｛１００｝の集積度が増加すると、き裂が伝播し易い劈開面が圧延面に沿った方向にも増加するため、セパレーションが発生し易くなる。一般的にはセパレーションの発生は靭性を損なうものであるが、セパレーションが発生しない場合と比較すると、セパレーションの発生によってプリクラックＤ
ＷＴＴエネルギーの低下が著しく抑制されることがわかった。

更に、本発明者は鋼板の４５°面の｛１００｝の集積度が３以下であり、Ｘ１００級の引張強度を有する種々の鋼板について、鋼板の圧延面における｛１００｝の集積をＸ線回折によって調査し、鋼板の４５°面及び圧延面の｛１００｝の集積度とセパレーションの発生との関係を図３に示した。鋼板の圧延面の｛１００｝の集積度は、測定面が鋼板の表面と平行になるように板厚中心部から採取した試験片を用いて、Ｘ線回折によって測定した。図３は、鋼板の４５°面の（１００）の集積度と鋼板の圧延面の｛１００｝の集積度と破壊の形態の関係を示したものである。なお、４５°面の（１００）の集積度は、圧延方向を軸として板厚断面から２０〜５０°回転した面を測定面としてＸ線回折を行い、最大値を採用した。なお、圧延方向を軸として板厚断面から４０°回転した面の｛１００｝の集積度が最大であった。また、図３において、○はセパレーションの発生が顕著であること、△はセパレーションの発生がほとんど認められないことを意味する。

図３において、△は圧延面の｛１００｝の集積度が１．６未満であり、セパレーションの発生が顕著ではない。一方、□は圧延面の｛１００｝の集積度が１．６以上であり、セパレーションの発生が顕著である。したがって、圧延面の｛１００｝の集積度が１．６以上になるとセパレーションの発生が顕著になることがわかる。

本発明者は更に検討を進め、引張強度ＴＳと−２０℃におけるプリクラックＤＷＴＴエネルギーＥとの相関関係に及ぼすミクロ組織の影響について検討を行った。結果を図４に結果を示す。なお、図４において、引張強度は鋼管の円周方向に相当する、鋼板の幅方向のものである。図４から、引張強度が７６０ＭＰａ〜９００ＭＰａ未満の範囲では、フェライトとベイナイト・マルテンサイトの２相からなるミクロ組織を有する鋼は、同程度の引張強度で比較すると、ミクロ組織がグラニュラーベイナイト単相である鋼よりも、プリクラックＤＷＴＴエネルギーが高いことがわかる。図４において、実線はＥが３０００〜９０００Ｊであり、かつ２００００≦２０ＴＳ＋Ｅ≦２５０００を満足する範囲を示す。なお、破線は２１０００≦２０ＴＳ＋Ｅ≦２３０００の範囲である。

また、高強度溶接鋼管の素材である高強度鋼板には、板表面に平行な板面平行割れが板厚中心部近傍に生じることがある。板面平行割れは水素に起因しており、プリクラックＤＷＴＴエネルギーを低下させ、延性破壊特性を損なう。この板面平行割れの発生は、水冷停止温度と相関があり、水冷停止温度を３５０℃超にすると実質的に板面平行割れの発生を防止できることがわかった。なお、板面平行割れの発生は、圧延後の鋼板から３００ｍｍ角の試験片を採取し、ＪＩＳＺ２３４４に準拠して、周波数を５ＭＰａとして垂直探傷による超音波探傷検査を行って確認することができる。即ち、超音波探傷検査の結果、板面平行割れが１ｍｍ未満であれば、欠陥の大きさが検出限界未満であり、実質的に板面平行割れの発生が防止できていることを確認することができる。

なお、本発明者は、鋼管を切断して平板状にプレスし、採取した試験片を用いて、鋼板と同様にして鋼管の母材の集合組織およびミクロ組織を調査し、引張強度及び−２０℃におけるプリクラックＤＷＴＴエネルギーを測定した。鋼管の製造は、通常、鋼板の圧延方向が鋼管の長手方向になるようにして行ったため、鋼管の円周方向は鋼板の幅方向に、鋼管の肉厚断面は鋼板の板厚断面に対応している。その結果、平板状にプレスした鋼管の母材の諸特性は、素材である鋼板とほぼ同等であり、鋼管についても鋼板の知見がそのまま適用できることを確認した。

以下、本発明の高強度鋼板及び高強度溶接鋼管について詳細に説明する。

フェライトの面積率は、１％未満ではプリクラックＤＷＴＴエネルギーが低下し、６０％を超えると、引張強度が低下する。引張強度と延性破壊特性のバランスを考慮すると、フェライトの面積率は、５％超〜２０％以下であることが好ましい。なお、フェライト以外のミクロ組織はベイナイト及びマルテンサイトの混合組織（ベイナイト・マルテンサイトという。）である。ミクロ組織のフェライトとベイナイト・マルテンサイトは、光学顕微鏡又は走査電子顕微鏡を用いた組織観察によって判別することが可能である。また、フェライトの面積率は、光学顕微鏡又は走査電子顕微鏡で撮影した組織写真の画像解析によって測定することができる。

鋼板の圧延方向を軸として板厚断面から２０〜５０°回転した面での｛１００｝の集積度の最大値（４５°面の｛１００｝の集積度）は、３を超えると延性破壊特性が著しく低下するため、３以下とし、下限はランダムな方位に相当する１とする。なお、４５°面の｛１００｝の集積度は、圧延方向を軸として板厚断面から２０〜５０°回転した面を測定面としてＸ線回折を行い、最大値を求めるが、板厚断面から２０〜５０°の範囲を５°間隔で回転させた面の｛１００｝の集積度を測定し、最大値を求めてもよい。

鋼板の圧延面に平行な欠陥である板面平行割れはプリクラックＤＷＴＴエネルギーを低下させるため、超音波探傷法で測定した板面平行割れが１ｍｍ未満であることが必要である。超音波探傷法による検査はＪＩＳＺ２３４４に準拠して行えば良い。なお、超音波探傷法による板面平行割れの検出限界は１ｍｍ未満であるため、測定値が１ｍｍ未満であれば、実質的に鋼板に板面平行割れが存在しない。

フェライトの平均粒径は、５μｍを超えて粗大化すると、破壊の破面単位が大きくなって伝播エネルギーが低下することがあるため、５μｍ以下であることが好ましい。また、フェライトの平均粒径が５μｍ以下であれば、微細なフェライトが分散することになり、層状にはならない。フェライトの平均粒径は、光学顕微鏡又は走査型電子顕微鏡によって撮影した組織写真を用いて、切断法によって測定することができる。フェライトの平均粒径は小さいほど好ましいが、１μｍ未満にするには製造コストが高くなる。したがって、現状ではフェライト平均粒径の下限は１μｍである。

鋼板の圧延面における｛１００｝の集積度は、セパレーションの発生によってプリクラックＤＷＴＴエネルギーの低下を抑制させるために、１．６以上とすることが好ましい。更にプリクラックＤＷＴＴエネルギーの低下を抑制するには、鋼板の圧延面における｛１００｝の集積度を１．８以上とすることが好ましく、２以上が最適である。しかし、鋼板の圧延面における｛１００｝の集積度が７を超えるとセパレーションによるプリクラックＤＷＴＴエネルギーの低下が顕著になる。なお、鋼板の圧延面における｛１００｝の集積度の上限は、セパレーションによる低温靭性の低下を考慮すれば３．５以下とすることが好ましい。

上記のミクロ組織、集合組織を有する本発明の高強度鋼板は、引張強度及び延性破壊特性に優れ、引張強度が７６０ＭＰａ以上９００ＭＰａ未満であり、プリクラックＤＷＴＴエネルギーは３０００Ｊ以上である。また、本発明の高強度鋼は引張強度ＴＳとプリクラックＤＷＴＴエネルギーＥのバランスが優れており、Ｅが３０００〜９０００Ｊであり、かつ２００００≦２０ＴＳ＋Ｅ≦２５０００を満足する。なお、ＴＳとＥの関係は、２１０００≦２０ＴＳ＋Ｅを満足することが好ましい。

次に母材の化学成分の限定理由について説明する。

Ｃは鋼の強度向上に極めて有効な元素であり、０．０１％以上の添加が必要であり、０．０２％以上のＣを含有することが好ましい。しかし、Ｃ含有量が０．５％よりも多すぎると母材及び溶接熱影響部（ＨＡＺという）の低温靱性が劣化し、現地溶接性を損なうため、Ｃ含有量の上限を０．５以下とすることが必要である。なお、低温靭性を良好にするにはＣ含有量の上限を０．１４％以下とすることが好ましく、更に好ましい上限は０．１％以下である。

Ｓｉは、脱酸に有効な元素であり、０．０１％以上を含有することが必要である。しかし、３％超のＳｉを添加するとＨＡＺの低温靱性が劣化し、現地溶接性を損なうため、添加量の上限を３％とすることが必要であり、好ましいＳｉ含有量の上限は０．６％以下である。

Ｍｎは、鋼の強度と低温靱性とのバランスを良好にするために有効な元素であり、０．１％以上添加することが必要であり、１．５％以上添加することが好ましい。一方、Ｍｎを過剰に含有すると鋼の焼き入れ性が増してＨＡＺの低温靱性を劣化させ、また、現地溶接性を損なう。したがって、Ｍｎの添加量の上限を５％以下とすることが必要であり、好ましい上限は２．５％以下である。

Ｐ、Ｓは不純物元素であり、母材及びＨＡＺの低温靱性をより一層向上させるために、Ｐの含有量及びＳの含有量の上限をそれぞれ０．０３％以下及び０．０３％以下とすることが必要であり、更に、それぞれ０．０１５％以下及び０．００３％以下にすることが好ましい。Ｐの含有量及びＳの含有量の下限は低いほど好ましいため規定しないが、通常、それぞれ０．００１％以上及び０．０００１％以上を含有する。

更に、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉを含有しても良い。

Ｎｉは、低温靱性及び強度を向上させる元素であり、Ｎｉ含有量の下限を０．１％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｉの含有量が２％を超えると、溶接性を損なうことがあるため、Ｎｉ含有量の上限を２％とすることが好ましい。

Ｍｏは、鋼の焼き入れ性を向上させ、炭窒化物を形成して強度を向上させる元素であり、その効果を得るには、Ｍｏ含有量を０．１５％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｏを０．６％超含有すると、強度が高くなり過ぎてＨＡＺの低温靱性を損なうことがあるため、Ｍｏ含有量の上限を０．６％とすることが好ましい。

Ｎｂは炭化物、窒化物を形成し、鋼の強度を向上させる元素であり、この効果を得るには、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｎｂ含有量が０．１％よりも多すぎると、母材及びＨＡＺの低温靱性を損なうことがあるため、Ｎｂ含有量の上限を０．１％とすることが好ましい。

Ｔｉは、脱酸に有効であり、窒化物を形成して結晶粒径の微細化に寄与する元素であり、その効果を得るには、０．００５％以上を添加することが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．０３％よりも多すぎると、粗大な炭化物を生じて、低温靱性を劣化させることがあるため、Ｔｉ含有量の上限を０．０３％以下とすることが好ましい。

更に、Ａｌ、Ｂ、Ｎ、Ｖ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇの１種又は２種以上を添加しても良い。

Ａｌは脱酸材として有効な元素であるが、Ａｌ含有量が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阻害することがあるため、Ａｌ含有量の上限を０．０６％以下とすることが好ましい。

Ｂは、焼入れ性を高め、溶接熱影響部の靱性を向上させる元素である。この効果を得るには、Ｂを０．０００１％以上添加することが好ましく、一方、０．００５％よりも過剰に添加すると、靱性が低下することがある。したがって、Ｂの添加量を０．０００１〜０．００５％の範囲とすることが好ましい。

Ｎは、Ｔｉ、Ａｌ等と窒化物を形成し、溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を防止する。この効果を得るには０．０００１％以上Ｎを添加することが好ましいが、０．００６％よりも過剰にＮを添加すると、靱性の低下を招くことがある。したがって、Ｎの添加量を０．０００１〜０．００６％の範囲とすることが好ましい。

Ｖは、Ｎｂと同様に炭化物、窒化物を形成し、鋼の強度を向上させる元素であり、効果を得るには０．００１％以上の添加が好ましい。一方、Ｖを０．１％超添加すると、靱性の低下を招くことがあるため、上限を０．１％以下とすることが好ましい。

Ｃｕは、強度を上昇させる元素であり、０．０１％以上添加することが好ましい。一方、１％超を添加すると鋼片加熱時や溶接時に割れを生じ易くするため、上限を１％以下とすることが好ましい。

Ｃｒは、析出強化によって鋼の強度を向上させる元素であり、０．０１％以上を添加することが好ましい。一方、Ｃｒを０．８％よりも過剰に添加すると靱性を低下させることがあるため、上限を０．８％以下とすることが好ましい。

Ｚｒ及びＴａは、Ｎｂと同様に炭化物、窒化物を形成し、鋼の強度を向上させる元素であり、それぞれ、０．０００１％以上の添加が好ましい。一方、Ｚｒ及びＴａを、それぞれ、０．００５％超添加すると、靱性の低下を招くことがあるため、Ｚｒ及びＴａの添加量の上限をそれぞれ、０．００５％以下とすることが好ましい。

Ｃａ及びＲＥＭは硫化物を生成して、圧延方向に伸長したＭｎＳの生成を抑制し、鋼材の板厚方向の特性、特に耐ラメラティアー性を改善する。この効果を得るには、Ｃａ及びＲＥＭを、それぞれ、０．０００１％以上添加することが好ましい。一方、Ｃａ及びＲＥＭを、それぞれ、０．０１％超添加すると、Ｃａ及びＲＥＭの酸化物が増加するため、Ｃａ及びＲＥＭの添加量の上限を、それぞれ、０．０１％以下とすることが好ましい。

Ｍｇは、ＭｇＯ、ＭｇＳ等の超微細なＭｇ含有酸化物又は硫化物を生成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靱性を向上させる元素である。この効果を得るには、Ｍｇを０．０００１％以上添加することが好ましい。一方、Ｍｇを０．００６％超添加するとＭｇ含有酸化物、硫化物が粗大化するため、その上限を０．００６％以下とすることが好ましい。

本発明の高強度溶接鋼管は、上記の鋼板を筒状に成形し、端部同士を突き合わせて溶接して製造する。なお、鋼管のＵＯ工程による成形は、通常、鋼板の圧延方向が鋼管の長手方向になるようにして行う。鋼管の母材の集合組織、ミクロ組織、引張強度及び−２０℃におけるプリクラックＤＷＴＴエネルギーは、鋼板を平板状にプレスして採取した試験片を用いて測定すれば良く、結果が上記の範囲内であれば、本発明の高強度鋼板を母材とする鋼管であると判断することができる。

本発明の高強度溶接鋼管の溶接金属の成分は以下の範囲とすることが好ましい。

Ｃは、鋼の強度向上に極めて有効であり、マルテンサイト組織において目標とする強度を得るためには、Ｃ含有量を０．０４％以上とすることが好ましい。一方、Ｃ含有量が０．１４％を超えると溶接低温割れが発生しやすくなり、現地溶接部とシーム溶接が交わる、いわゆるＴクロス部のＨＡＺ最高硬さの上昇を招くので、Ｃ含有量の上限を０．１４％以下とすることが好ましい。更に好ましいＣ含有量の上限値は０．１％以下である。

Ｓｉは、ブローホールの発生を防止するために、０．０５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｓｉ含有量が０．４％よりも多いと、低温靱性を劣化させることがあり、特に、内外面溶接や多層溶接を行う場合、再熱部の低温靱性を劣化させることがあるため、上限を０．４％以下とすることが好ましい。

Ｍｎは、強度、低温靱性のバランスを良好にし、粒内ベイナイトの生成核となる介在物を形成する元素である。この効果を得るには、Ｍｎ含有量を１．２％以上にすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が２．２％よりも多すぎると偏析が助長され、低温靱性が劣化することがあり、溶接材料の製造が困難になるので、Ｍｎ含有量の上限を２．２％以下とすることが好ましい。

Ｐ、Ｓは不可避的不純物であり、低温靱性の劣化を抑制し、低温割れ感受性を低減するためには、Ｐ、Ｓの含有量を、それぞれ０．０１％以下とすることが好ましい。

Ｎｉは、焼き入れ性を高めて強度を向上させ、低温靱性を向上させる元素であり、この効果を得るためには、１．３％以上のＮｉを含有させることが好ましい。一方、Ｎｉ含有量が３．２％よりも多すぎると高温割れを生じることがあるため、Ｎｉ含有量の上限を３．２％以下とすることが好ましい。

Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、何れも焼き入れ性を高め、強度を向上させる元素であり、効果を得るには、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖを１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖを２．５％よりも多量に添加すると低温割れを生じることがあるため、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ含有量の上限を２．５％以下とすることが好ましい。

Ｏは、焼入れ性を下げ、溶接金属の低温靭性を劣化させる元素であり、Ｏ量を０．０６％に制限することが好ましい。一方、Ｏ量が低いと低温割れが発生し易くなると同時に現地溶接部の硬さが高くなることがあるため、０．０１％以上とすることが好ましい。

また、Ｔｉ、Ａｌ、Ｂの１種又は２種以上を含有しても良い。

Ｔｉは、粒内ベイナイトの生成核となるＴｉの窒化物及び酸化物等を形成する元素であり、０．００３％以上を含有させることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．０５％よりも多すぎると、Ｔｉの炭化物が多く生成し、低温靱性を劣化させることがあるため、Ｔｉ含有量の上限を０．０５％とすることが好ましい。

Ａｌは、粒内ベイナイトの生成核となるＴｉの酸化物の生成を阻害することがあるため、Ａｌ含有量は少ない方が好ましい。Ａｌ含有量は０．０２％以下を上限とすることが好ましく、更に好ましい上限は０．０１５％以下である。

Ｂは、焼き入れ性を高め、溶接金属の低温靱性を向上させる元素であるが、Ｂ含有量が０．００５％よりも多すぎると低温靱性を劣化させることがあるため、Ｂ含有量の上限を０．００５％以下とすることが好ましい。なお、焼入性及び低温靭性の向上という効果を得るには、Ｂを０．０００３％以上含有することが好ましい。

その他、溶接金属は、溶接時の精錬及び凝固を良好に行わせるために添加させたＺｒ、Ｎｂ、Ｍｇ等の元素を含有する場合がある。

溶接金属の組織は、主にベイナイト・マルテンサイト、粒内ベイナイトからなり、残部はフェライト及び／又は残留オーステナイトである。溶接金属の引張強度は母材よりも高いことが好ましく、引張強度を７７０ＭＰａ以上にするためには、ベイナイト・マルテンサイトの面積率を５０％以上にすることが好ましい。更に溶接金属の低温靱性を良好にするには粒内ベイナイトの面積率を１０％以上にすることが好ましい。ベイナイト・マルテンサイトと粒内ベイナイトは、光学顕微鏡又は走査型電子顕微鏡による組織観察によって判別することができ、ベイナイト・マルテンサイト、粒内ベイナイトの面積率の測定は、光学顕微鏡又は走査型電子顕微鏡によって撮影した組織写真の画像解析によって行うことができる。

次に、本発明の延性破壊特性に優れた高強度鋼板の製造方法について説明する。本発明の範囲内の成分からなる鋼を製鋼工程で溶製後、連続鋳造し、得られた鋼片を再加熱し、熱間圧延を施し、冷却して鋼板を製造する。熱間圧延は、再結晶温度域で行う再結晶圧延と、更に引き続いて未再結晶温度域で行う未再結晶圧延からなる。

本発明者の延性破壊特性の優れた鋼板を得るには鋼板の｛１００｝の集積を制御することが必要であり、熱間圧延時の組織と圧下率、特に未再結晶圧延の温度と圧下率を適正な範囲内とする必要がある。ベイナイト及びマルテンサイトが主体である高強度鋼板の場合、オーステナイトを未再結晶圧延すると、冷却によって変態し、鋼板の４５°面に｛１００｝が集積したベイナイト及びマルテンサイトが得られ易くなる。したがって、オーステナイト相が多い温度域での累積圧下率が高いと、鋼板の４５°面の｛１００｝の集積度が高くなる。一方、未再結晶圧延及び冷却によってフェライトが生成するとベイナイト・マルテンサイトが減少し、鋼板の４５°面の｛１００｝の集積度は低下する。更に、未再結晶圧延によって加工を受けたフェライト（加工フェライトという）は圧延面に｛１００｝が集積するため、圧延面の｛１００｝の集積は加工フェライトの生成量に大きく依存する。以上のことから、鋼板の４５°面への｛１００｝の集積を抑制するには、フェライトが生成しない高温度域での圧下量を低くし、更に、圧延面での｛１００｝の集積を大きくするには温度が低下してフェライトが生成してから圧下率を高くすれば良いと考えられる。即ち、鋼板の集合組織を最適化するには、未再結晶圧延の条件を適正な範囲とすることが重要ではあるが、鋼板のミクロ組織及び集合組織は、鋼の成分、再結晶圧延などの条件にも影響される。

以下、本発明の高強度鋼板を得る製造条件について説明する。

未再結晶圧延の終了温度は、延性破壊特性の向上に有効であるフェライトを生成させ、フェライトの面積率を１〜６０％とするために、８００℃以下にすることが必要である。一方、６００℃未満で未再結晶圧延を行うと鋼板の形状が悪くなるため、６００℃以上で未再結晶圧延を終了することが必要である。なお、未再結晶圧延の終了温度の好ましい上限は７８０℃以下である。

未再結晶圧延において８００℃以下での累積圧下率が１０％末満であるとフェライトが生成しにくくなるため、下限を１０％以上にすることが必要である。未再結晶圧延を８００℃で終了する場合には、８００℃での１パスの圧下率を１０％以上とする。また、未再結晶圧延の累積圧下率は、８００℃での板厚と未再結晶圧延終了時の板厚との差を８００℃での板厚で除した値を百分率で示したものと定義され、通常、上限は９０％以下である。なお、未再結晶圧延で生成するフェライトは６５０℃以上にて変態する粒界フェライト、即ちポリゴナルフェライトである。

未再結晶圧延の終了後、３５０℃超まで水冷して冷却するが、この際に６００℃から４５０℃までの範囲の冷却速度を０．５℃／ｓ以上にすることが必要である。これは、冷却速度が０．５℃／ｓ未満では、未再結晶域圧延の終了時には微細であったオーステナイト粒が成長し、平均旧オーステナイト粒径が５μｍ超となり、低温靭性が低下するためである。また、オーステナイト粒成長を避けるために冷却速度を１℃／ｓ以上とすることが好ましい。一方、冷却速度の上限は、鋼板表面近傍のフェライトの面積率を１％以上にするために、１０℃／ｓ以下とする。冷却を水冷によって行うのは冷却速度を制御し易いためである。また、水冷停止温度を３５０℃超とするのは、板面平行割れの発生を防止するためである。なお、水冷停止温度の上限は４５０℃以下とすることが好ましい。

鋼片の再加熱温度が１１００℃未満であると、凝固組織に存在する粗大なオーステナイトの結晶粒の存在によって加熱後も同じような粗大粒が存在するので、微細化が不十分になり、鋼板の一部に粗大なベイナイト・マルテンサイトの結晶粒が生じることがある。一方、再加熱温度が１２５０℃を超えると粒成長によってオーステナイトの結晶粒が粗大化し易くなるため、鋼板全体の結晶粒径の微細化が不十分になって低温靭性を劣化させることがある。したがって、鋼片の再加熱温度は１１００〜１２５０℃とすることが好ましい。

再結晶圧延は、圧延温度が９００℃未満になるとオーステナイトの十分な再結晶化が図れず、結晶粒が細粒化しにくいため、９００℃以上で行うことが好ましい。また、再結晶圧延の各パスの圧下率の平均値が５％未満であると十分に再結晶しないことがある。そのため、再結晶圧延の各パスの圧下率の平均値を５％以上とすることが好ましく、上限は通常２０％程度である。

再結晶圧延の最終パスの圧下率は、１０％以上とすることが好ましい。これは、圧延温度が低下するにしたがって再結晶しにくくなるため、１パス当たりの圧下率を大きくして再結晶を促進するためである。なお、再結晶圧延の最終パスの圧下率の上限は高いほど好ましいが、４０％超とすることは困難である。

なお、各パスの圧下率は１パスの圧延前後の板厚の差を圧延前の板厚で除した値を百分率で示した値であり、最終パスの圧下率も同様である。また、各パスの圧下率の平均値は、各パスの圧下率を単純に合計し、パス数で除した値である。

再結晶圧延に引き続いて、結晶粒を更に扁平させて細粒化させるために未再結晶圧延を行う。

未再結晶圧延の温度は、８８０℃を超えると、板厚中心近傍の温度が圧延によって上昇し、再結晶温度を超えると粒成長が生じて、結晶粒の細粒化が不十分になることがある。また、未再結晶圧延の累積圧下量が６０％未満では結晶粒径が微細化しにくくなる。そのため未再結晶圧延の温度範囲は８８０℃以下とすることが好ましく、累積圧下率は６０％以上とすることが好ましい。なお、未再結晶圧延の累積圧下率は、未再結晶圧延前即ち再結晶圧延終了後の板厚と未再結晶圧延終了後の板厚の差を未再結晶圧延前の板厚で除した値を百分率で表したものである。また、４５°面の｛１００｝の集積度を抑制するには、未再結晶圧延の累積圧下率のうち、８００℃以下での累積圧下率をより大きくすることが好ましい。

上記の製造条件によって得られた高強度鋼板を筒状にプレス成形し、端部同士を突き合わせてサブマージアーク溶接し、高強度溶接鋼管とする。サブマージアーク溶接は母材の希釈が大きい溶接であり、所望の特性すなわち溶接金属組成を得るためには、母材の希釈を考慮した溶接材料の選択が必要である。以下、溶接ワイヤーの化学組成の限定理由を述べるが、基本的には高強度ラインパイプを実現できる製造方法である。

Ｃは、溶接金属で必要とされる範囲のＣ含有量を得るために、母材成分による希釈及び雰囲気からＣの混入を考慮して０．０１〜０．１２％とした。

Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖは、溶接金属で必要とされる範囲のＳｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖの含有量を得るために、母材成分による希釈を考慮して、それぞれ、０．３％以下、１．２〜２．４％、４〜８．５％、３〜５％とした。

Ｔｉは、粒内ベイナイトの生成核となるＴｉの窒化物及び酸化物等を形成する元素であり、０．００５％以上を含有させることが好ましい。一方、Ｔｉ含有量が０．１５％よりも多すぎると、Ｔｉの炭化物が多く生成し、低温靱性を劣化させることがあるため、Ｔｉ含有量の上限を０．１５％とすることが好ましい。

Ａｌは、粒内ベイナイトの生成核となるＴｉの酸化物の生成を阻害することがあるため、Ａｌ含有量は少ない方が好ましい。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０２％以下である。

Ｂは、強度を確保するために、０．０００３〜０．００５％程度添加しても良い。その他Ｐ、Ｓの不純物は極力少ない方が望ましく、また、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｍｇ等が脱酸を目的として使用される。

なお、溶接は単極だけでなく、複数電極での溶接も可能である。複数電極で溶接の場合は各種ワイヤーの組み合わせが可能であり、個々のワイヤーが上記成分範囲にある必要はなく、それぞれのワイヤー成分と消費量からの平均組成が上記成分範囲にあれば良い。

サブマージドアーク溶接に使用されるフラックスは大別すると焼成型フラックスと溶融型フラックスがある。焼成型フラックスは合金材添加が可能で拡散性水素量が低いという利点があるが、粉化しやすく繰り返し使用が難しいという欠点がある。一方、溶融型フラックスはガラス粉状で、粒強度が高く、吸湿しにくいという利点があるが、拡散性水素がやや高いという欠点がある。本発明の高強度鋼管を製造する場合には、溶接低温割れが起こりやすく、この点からは焼成型が望ましいが、一方、回収して繰り返し使用が可能な溶融型は大量生産に向きコストが低い利点がある。焼成型ではコストが高いことが、溶融型では厳密な品質管理の必要性が問題であるが、工業的に対処可能な範囲であり、どちらでも本質的には使用可能である。

次に溶接条件について以下に説明する。

最初に行う仮付け溶接は、ＭＡＧアーク溶接、ＭＩＧアーク溶接、ＴＩＧアーク溶接の何れでもよい。通常はＭＡＧアーク溶接である。特に、内外面の溶接をサブマージドアーク溶接とすることが好ましいが、ＴＩＧアーク溶接、ＭＩＧアーク溶接又はＭＡＧアーク溶接でも良い。内外面の溶接はそれぞれ１パスづつでも良いが、複数パス行っても良い。

サブマージアーク溶接の板厚１ｍｍあたりの内外面の比入熱は０．１３〜０．２５ｋＪ／ｍｍ²とすることが好ましく、この範囲は、板厚が１５ｍｍ厚の内外面の溶接入熱が２〜３．８ｋＪ／ｍｍであることに相当する。サブマージアーク溶接の板厚１ｍｍあたりの内外面の比入熱は０．１３ｋＪ／ｍｍ²未満では、入熱が小さすぎて溶け込みが不十分になり、溶接回数が多くなり、作業効率が悪くなることがある。一方、サブマージアーク溶接の板厚１ｍｍあたりの内外面の比入熱が０．２５ｋＪ／ｍｍ²よりも大きいと、熱影響部が軟化し、溶接部の靭性が低下することがある。なお、仮付け溶接と内外面の溶接の溶接部が重複する場合には、溶接入熱は出来る限り低い方が好ましい。

内外面をサブマージドアーク溶接する場合、溶接速度を１ｍ／分未満とするとラインパイプのシーム溶接としては非効率であり、３ｍ／分を超えるとビード形状が不安定になることがある。したがって、サブマージドアーク溶接の溶接速度は、１〜３ｍ／分の範囲内であることが好ましい。

シーム溶接後、拡管により真円度を向上させることが好ましい。真円度を高めるには塑性域まで変形させる必要があり、本発明の高強度鋼管の場合は、拡管後円周と拡管前円周の差を拡管前円周で除した値を百分率で表した拡管率が、０．５％以上であることが好ましい。一方、拡管率が２％を超えると、母材、溶接部とも塑性変形により靭性が劣化することがある。したがって、拡管率は０．５〜２％の範囲とすることが好ましい。

（参考例）
Ｃ：０．１１％、Ｓｉ；０．２５％、Ｍｎ：１．５％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００２％を含有する鋼を溶製し、鋳造して鋼片とし、鋼片を再加熱して再結晶圧延及び未再結晶圧延を行い、水冷し、板厚が２０ｍｍの鋼板を製造した。本発明の鋼板の製造は以下の条件で行った。即ち、未再結晶圧延は、終了温度を６００〜８００℃の範囲内とし、８００℃以下での累積圧下率を１０％以上として行い、水冷は、６００℃から４５０℃までの平均の冷却速度が０．５〜１０℃／ｓになるようにして行い、３５０℃超から４５０℃未満の温度範囲内で停止した。一方、比較例の鋼板は未再結晶圧延の終了温度を８００℃超とした。

鋼板から３００ｍｍ角の試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２３４に準拠して、周波数を５ＭＰａとして垂直探傷で超音波探傷を行い、何れの鋼板も測定値が１ｍｍ未満であり、板面平行割れが生じていないことを確認した。鋼板の圧延方向の板厚断面が観察面となるように試験片を採取し、研磨及びエッチングを行い、ミクロ組織を光学顕微鏡で観察した。板厚中心部の近傍で撮影した組織写真を画像解析し、フェライトの面積率及びフェライト粒径を求めた。また、鋼板から圧延方向を軸として板厚断面から２０〜５０°の範囲を５°間隔で回転させた断面をそれぞれ測定面とした試験片を採取してＸ線回折を行い、最大値を４５°面の｛１００｝の集積度とした。Ｘ線回析の試料は、測定点が板厚中心部の近傍となるように、厚みを２ｍｍ、最大径を３０ｍｍとして採取した。更に、鋼板の幅方向を長手方向として試験片を採取して−２０℃でプリクラックＤＷＴＴ試験を行い、プリクラックＤＷＴＴエネルギーを求めた。

結果を表１に示す。表１において、フェライト分率はフェライトの面積率、Ｅは−２０℃におけるプリクラックＤＷＴＴエネルギー、４５°面｛１００｝は鋼板の４５°面の｛１００｝の集積度である。参考例の鋼板は、フェライトの面積率が１〜６０％の範囲であり、何れも４５°面の｛１００｝の集積度が３未満であり、−２０℃でのプリクラックＤＷＴＴエネルギーは３０００Ｊ以上と延性破壊特性に優れていた。しかし、比較例の鋼板はフェライトが生成しておらず、４５°面の｛１００｝の集積度が３を超え、母材のプリクラックＤＷＴＴエネルギーが３０００Ｊ未満であり、延性破壊特性は良好でなかった。

（実施例２）
表２に示す成分を含有する鋼を溶製して鋳造し、厚みが２４０ｍｍの鋼片とした。これらの鋼片を表３に示す条件で板厚が１４〜２５ｍｍの鋼板とした。得られた鋼板を筒状にプレス成形し、仮付け溶接を行った後、表４に示す成分を含有する鋼からなる溶接ワイヤーを用いて、表４に示す条件で内外面をサブマージドアーク溶接し、拡管率２％以下の拡管を行い、３６インチ（９１３ｍｍ径）の鋼管を製造した。シーム溶接部から試料を採取して溶接金属の成分分析を行った。表５に溶接金属に含まれる成分を示す。

得られた鋼管を切断し、平板状になるようにプレスし、試料を採取してミクロ組織及び集合組織の調査を行った。研磨及びエッチングを行い、光学顕微鏡による組織観察を行った。ミクロ組織の観察は光学顕微鏡によって行い、試料は、鋼管の長手方向の肉厚断面が観察面となるように採取し、観察面を研磨し、エッチングした。光学顕微鏡組織写真を画像解析してフェライトの面積率及び粒径を測定した。また、集合組織の調査はＸ線回折によって行った。４５°面の｛１００｝の集積度を測定するための試料は、鋼管の長手方向を軸として母材の肉厚断面から２０〜５０°の範囲を５°間隔で回転させた面がそれぞれ測定面となるようにして採取した。また、圧延面の｛１００｝の集積度を測定するための試料は、平板状にプレスした鋼管の母材の表面と平行な肉厚中心部近傍の面が測定面となるように採取した。Ｘ線回析の試料は、測定点が板厚中心部の近傍となるように、厚み２ｍｍ、最大径を３０ｍｍとして採取した。更に、平板状にプレスした鋼管の母材から３００ｍｍ角の試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２３４に準拠して、周波数を５ＭＰａとして垂直探傷で超音波探傷検査を行った。超音波探傷検査の結果、欠陥の長径の測定値が全て１ｍｍ未満であるものを板面平行割れ無、測定値が１ｍｍ以上の欠陥を有するものを板面平行割れ有と評価した。

更に、鋼管の母材から円周方向を長手方向として、板厚中央部付近が試験片の平行部となるように、ＪＩＳＺ２２４０に準拠して２号引張試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して引張試験を行った。溶接金属の引張試験はＪＩＳＺ３１１１に準拠してＡ２号引張試験片を用いて行った。

また、鋼管を平板状にプレスし、円周方向が長手方向になるようにＤＷＴＴ試験片を採取し、肉厚方向にプレスノッチを導入して、更に３点曲げで延性き裂を導入し、プリクラックＤＷＴＴ試験を−２０℃で実施した。更に、鋼管を平板状にプレスし、円周方向が長手方向になるように試験片を採取してＪＩＳＺ２２４２に準拠してシャルピー衝撃試験を行い、母材の−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーを測定した。溶接金属の衝撃試験はＪＩＳＺ３１１１に準拠して−３０℃で行った。溶接熱影響部のシャルピー衝撃試験片は、鋼管の円周方向がシャルピー衝撃試験片の長手方向となるように採取した。試験片の肉厚断面を研磨して外面の溶接金属と内面の溶接金属の交点を確認し、その交点から溶接熱影響部側に２ｍｍ離した位置にＶノッチを機械加工した。溶接熱影響部のシャルピー衝撃試験はＪＩＳＺ２２４２に準拠して−３０℃で行った。

更に、鋼管の内部に水とガスを充填し、爆発させて、発生したき裂が停止するか、鋼管の長手方向に伝播して貫通するかを見極める部分バースト試験を行った。

表６に試験結果を示す。表６のフェライト分率はフェライトの面積率であり、ＴＳは引張強度、Ｅは−２０℃でのプリクラックＤＷＴＴエネルギー、ＹＳは降伏強度、ＹＲは降伏比、ｖＥはシャルピー吸収エネルギーであり、添え字は測定温度を示し、ＨＡＺは溶接熱影響部を意味する。表６において実施Ｎｏ．１〜１１は本発明の例であり、これらの鋼管は何れも母材の−２０℃でのプリクラックＤＷＴＴエネルギーが３０００Ｊ以上である。また、部分ガスバースト試験でき裂が停止しており、延性破壊特性が優れている。

一方、実施Ｎｏ．１２〜２０は比較例であり、フェライトが生成していない。その結果、４５°面の｛１００｝の集積度が３を超え、母材のプリクラックＤＷＴＴエネルギーが３０００Ｊ未満である。しかも、これらの特性が悪いために部分ガスバースト試験も貫通し、延性破壊特性も劣っている。更に、実施Ｎｏ．１９及び２０は水冷停止温度が３５０℃以下であるため、板面平行割れが発生し、プリクラックＤＷＴＴエネルギーが低下している。

本発明により、引張強度がＡＰＩ規格のＸ１００級に相当する、延性破壊特性に優れた
高強度鋼板及び高強度溶接鋼管並びにそれらの製造方法の提供を可能にするものである。

鋼板のフェライトの面積率とプリクラックＤＷＴＴエネルギーとの関係を示す図である。鋼板の４５°面の｛１００｝の集積度とプリクラックＤＷＴＴエネルギーとの関係を示す図である。鋼板の４５°面及び圧延面の｛１００｝の集積度と破断形態との関係を示す図である。鋼板のミクロ組織と引張強度及びプリクラックＤＷＴＴエネルギーとの関係を示す図である。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．５％、
Ｓｉ：０．０１〜３％、
Ｍｎ：０．１〜５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ｎｂ：０．００１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．０６％以下、
Ｎ：０．０００１〜０．００６％
を含有し、更に、
Ｂ：０．０００１〜０．００５％、
Ｖ：０．００１〜０．１％、
Ｃｕ：０．０１〜１％、
Ｃｒ：０．０１〜０．８％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．００５％、
Ｔａ：０．０００１〜０．００５％、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００６％
の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、面積率で１〜６０％のフェライトを含み残部がベイナイト及びマルテンサイトからなり、前記フェライトの平均粒径が５μｍ以下であるミクロ組織を有し、圧延方向を軸として板厚断面から２０〜５０°回転させた断面の｛１００｝の集積度の最大値が３以下であり、圧延面の｛１００｝の集積度が１．６〜７であり、超音波探傷法で測定された板厚平行割れが１ｍｍ未満であり、引張強度ＴＳが７６０〜９００ＭＰａ未満であり、−２０℃におけるプリクラックＤＷＴＴエネルギーＥが３０００〜９０００Ｊであり、ＴＳとＥが下記（１）式を満足することを特徴とする延性破壊特性に優れた高強度鋼板。
２００００≦２０ＴＳ＋Ｅ≦２５０００・・・（１）
質量％で、更に、
Ｎｉ：０．１〜２％、
Ｍｏ：０．１５〜０．６％
を含有することを特徴とする請求項１記載の延性破壊特性に優れた高強度鋼板。
母材が請求項１又は２に記載の延性破壊特性に優れた高強度鋼板からなることを特徴とする延性破壊特性に優れた高強度溶接鋼管。
シーム溶接金属の成分が、質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１４％、
Ｓｉ：０．０５〜０．４％、
Ｍｎ：１．２〜２．２％、
Ｐ：０．０１％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎｉ：１．３〜３．２％、
Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：１〜２．５％、
Ｏ：０．０１〜０．０６％
を含有し、更に、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、
Ａｌ：０．０２％以下、
Ｂ：０．００５％以下
の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項３に記載の延性破壊特性に優れた高強度溶接鋼管。
請求項１又は２に記載の成分からなる鋼を溶製、連続鋳造して鋼片とし、該鋼片を再加熱し、再結晶圧延及び未再結晶圧延後、水冷する工程からなる請求項１〜３の何れか１項に記載の鋼板の製造方法であって、鋼片の再加熱温度が１１００〜１２５０℃であり、再結晶圧延における９００℃以上での各圧延パスの圧下率の平均値が５％以上であり、最終パスの圧下率が１０％以上であり、未再結晶圧延の終了温度が６００〜８００℃であり、前記未再結晶圧延における８８０℃以下での累積圧下率が６０％以上であり、かつ、８００℃以下での累積圧下率が１０％以上であり、水冷時の鋼板中心部の６００℃から４５０℃までの平均冷速が０．５〜１０℃／ｓであり、水冷停止温度が３５０℃超であることを特徴とする延性破壊特性に優れた高強度鋼板の製造方法。
請求項３に記載の延性破壊特性に優れた高強度溶接鋼管を製造する方法であって、請求項１又は２に記載の延性破壊特性に優れた高強度鋼板をＵＯ工程で管状に成形し、端部同士を溶接ワイヤー及び焼成型フラックス又は溶融型フラックスを使用してサブマージドアーク溶接し、その後、拡管を行うことを特徴とする延性破壊特性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。
請求項４に記載の延性破壊特性に優れた高強度溶接鋼管を製造する方法であって、溶接ワイヤーの成分が、質量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１２％、
Ｓｉ：０．３％以下、
Ｍｎ：１．２〜２．４％、
Ｎｉ：４〜８．５％、
Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：３〜５％
を含有し、更に、
Ｔｉ：０．００５〜０．１５％、
Ａｌ：０．０２％以下
の１種又は２種を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項６に記載の延性破壊特性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。
サブマージドアーク溶接の板厚１ｍｍ当たりの比入熱が０．１３〜０．２５ｋＪ／ｍｍ²であることを特徴とする請求項６又は７に記載の延性破壊特性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法。