JP5391542B2 - 変形性能に優れた引張強度が７５０ＭＰａを超える高強度鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、引張強度７５０ＭＰａを超える高強度ラインパイプ用で，降伏比が８５％以下かつ一様伸びが４％以上である，優れた変形能を有する鋼板，およびその製造方法に関する。
近年，天然ガスや原油の輸送用として使用されるラインパイプは，高圧化による輸送効率の向上や薄肉化による現地溶接施工効率の向上のため，年々高強度化されている。
さらに，大地震や凍土地帯における地盤変動を原因として，ラインパイプに大変形が生じても，亀裂を発生しない高変形能の要求もなされるようになってきた。
鋼材の変形能の指標である、降伏比（ＹＲ）：降伏強度と引張強度の比は，小さくなるほどパイプ座屈発生の限界歪が向上する。
座屈発生後さらにパイプの変形が進む場合，パイプには局部的な歪集中が生じ，延性破壊発生限界歪に到達すると延性破壊が生じる。延性破壊発生限界歪は，鋼材の一様伸びと相関すると考えられている。
鋼材のミクロ組織を軟質なフェライト相と，硬質なベイナイトやマルテンサイトなどが適度に分散した硬質相の２相組織とすることで，低ＹＲとなることが知られており，例えば特許文献１には，軟質相中に硬質相が適度に分散した組織を得る製造方法として、焼入れ（Ｑ）と焼戻し（Ｔ）の中間に、フェライトとオーステナイトの２相域からの焼入れ（Ｑ´）を施す熱処理方法が開示されている。
特許文献２には，軟質相である加工フェライトとベイナイトやマルテンサイトの硬質相を混在させた組織により低ＹＲ化が達成されることが開示されている。
また，特許文献３には，ベイナイト中に硬質なＭＡ組織を分散させた場合，低ＹＲ化が達成されることが開示されている。
特開昭５５−９７４２５号公報
特開平０８―２０９２９１号公報
特開２００６―２６５５７７号公報
上述したように、ラインパイプは高強度化され、現在は引張強度７５０ＭＰａ以上の高強度ラインパイプの実用化が進展している。しかしながら、引張強度が７５０ＭＰａを超える高強度鋼における一様伸びを向上させる技術については不明な点が多く、特許文献１〜３にも十分な記載がない。
そこで、本発明は，引張強度が７５０ＭＰａを超える高強度鋼を用いた鋼管が，地震等の地盤変動に伴う曲げ変形を受けた場合の、座屈発生の防止に必要なＹＲ比と，パイプ座屈後の延性破壊発生の防止に必要な一様伸びを明らかとし、これらの特性を備えた鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
本発明者等は，上記課題を解決するため鋭意検討を行い、まず、引張強度が７５０ＭＰａを超える高強度鋼を用いた鋼管において，地震等の地盤変動に伴う曲げ変形を受けた場合に、座屈が発生する限界歪を高めるためにはＹＲ比を８５％以下とすることが必要で、パイプ座屈後の延性破壊発生の限界歪を高めるために４％以上の一様伸びが必要なことを見出した。
また、引張強度が７５０ＭＰａを超える高強度鋼においてＹＲ比：８５％以下、一様伸び：４％以上を満足する鋼のミクロ組織が、連続冷却で変態生成するベイナイト組織において，ベイナイトラス間に第２相として硬質で、アスペクト比が規定された島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓともいう，以降ＭＡと略す）を分散させたものであることを見出した。
本発明は得られた知見をもとに更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．０８％
Ｓｉ：≦０．５％
Ｍｎ：１．５〜４．０％
Ｐ≦０．０１０％
Ｓ≦０．００２％
Ｎ≦０．００６％
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ｃｕ：０．１〜０．７％
Ｎｉ：０．１〜０．７％
Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
を含有し，さらに
Ｍｏ：０．０１〜１％
Ｃｒ：０．０１〜１％
Ｖ：０．０１〜０．０５％
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
の１種または２種以上を含有し
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり，ミクロ組織が平均アスペクト比：３．０以下の島状マルテンサイトとベイナイトで構成され、前記島状マルテンサイトは面積率：５〜１５％であることを特徴とする降伏比が８５％以下かつ一様伸びが４．０％以上の変形性能に優れた引張強度が７５０ＭＰａを超える高強度鋼。
２．更に，質量％で，
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする１記載の変形性能に優れた引張強度が７５０ＭＰａを超える高強度鋼。
３．質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．０８％
Ｓｉ：≦０．５％
Ｍｎ：１．５〜４．０％
Ｐ≦０．０１０％
Ｓ≦０．００２％
Ｎ≦０．００６％
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ｃｕ：０．１〜０．２８％
Ｎｉ：０．１〜０．７％
Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
を含有し，さらに
Ｍｏ：０．０１〜１％
Ｃｒ：０．０１〜１％
Ｖ：０．０１〜０．０５％
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
の１種または２種以上を含有し
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を
１０００〜１２００℃に再加熱後、９５０℃以下の温度域で累積圧下量≧８０％，８００℃以下の温度域での累積圧下量≧５０％とする圧延を行い，Ａｒ３以上の温度域から冷却速度２０〜８０℃／ｓで加速冷却を開始し，３００〜６００℃で冷却停止後ただちに６３０〜７００℃に再加熱し，室温まで空冷することを特徴とする、ミクロ組織が平均アスペクト比：３．０以下の島状マルテンサイトとベイナイトで構成され、前記島状マルテンサイトは面積率：５〜１５％であり、降伏比が８５％以下かつ一様伸びが４．０％以上の変形性能に優れた引張強度が７５０ＭＰａを超える高強度鋼の製造方法。
４．成分組成にさらに，質量％で，
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
の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３記載の、ミクロ組織が平均アスペクト比：３．０以下の島状マルテンサイトとベイナイトで構成され、前記島状マルテンサイトは面積率：５〜１５％であり、降伏比が８５％以下かつ一様伸びが４．０％以上の変形性能に優れた引張強度が７５０ＭＰａを超える高強度鋼の製造方法。
５．３または４記載の製造方法による鋼板を冷間加工により鋼管とすることを特徴とする変形性能に優れた高強度鋼管の製造方法。
１．質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．０８％
Ｓｉ：≦０．５％
Ｍｎ：１．５〜４．０％
Ｐ≦０．０１０％
Ｓ≦０．００２％
Ｎ≦０．００６％
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ｃｕ：０．１〜０．７％
Ｎｉ：０．１〜０．７％
Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
を含有し，さらに
Ｍｏ：０．０１〜１％
Ｃｒ：０．０１〜１％
Ｖ：０．０１〜０．０５％
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
の１種または２種以上を含有し
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり，ミクロ組織が平均アスペクト比：３．０以下の島状マルテンサイトとベイナイトで構成され、前記島状マルテンサイトは面積率：５〜１５％であることを特徴とする降伏比が８５％以下かつ一様伸びが４．０％以上の変形性能に優れた引張強度が７５０ＭＰａを超える高強度鋼。
２．更に，質量％で，
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする１記載の変形性能に優れた引張強度が７５０ＭＰａを超える高強度鋼。
３．質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．０８％
Ｓｉ：≦０．５％
Ｍｎ：１．５〜４．０％
Ｐ≦０．０１０％
Ｓ≦０．００２％
Ｎ≦０．００６％
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ｃｕ：０．１〜０．２８％
Ｎｉ：０．１〜０．７％
Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
を含有し，さらに
Ｍｏ：０．０１〜１％
Ｃｒ：０．０１〜１％
Ｖ：０．０１〜０．０５％
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
の１種または２種以上を含有し
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を
１０００〜１２００℃に再加熱後、９５０℃以下の温度域で累積圧下量≧８０％，８００℃以下の温度域での累積圧下量≧５０％とする圧延を行い，Ａｒ３以上の温度域から冷却速度２０〜８０℃／ｓで加速冷却を開始し，３００〜６００℃で冷却停止後ただちに６３０〜７００℃に再加熱し，室温まで空冷することを特徴とする、ミクロ組織が平均アスペクト比：３．０以下の島状マルテンサイトとベイナイトで構成され、前記島状マルテンサイトは面積率：５〜１５％であり、降伏比が８５％以下かつ一様伸びが４．０％以上の変形性能に優れた引張強度が７５０ＭＰａを超える高強度鋼の製造方法。
４．成分組成にさらに，質量％で，
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
の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３記載の、ミクロ組織が平均アスペクト比：３．０以下の島状マルテンサイトとベイナイトで構成され、前記島状マルテンサイトは面積率：５〜１５％であり、降伏比が８５％以下かつ一様伸びが４．０％以上の変形性能に優れた引張強度が７５０ＭＰａを超える高強度鋼の製造方法。
５．３または４記載の製造方法による鋼板を冷間加工により鋼管とすることを特徴とする変形性能に優れた高強度鋼管の製造方法。
本発明によれば，地震等の地盤変動によってもパイプの座屈およびその後の延性破壊それぞれを生じにくくする，降伏比が８５％以下かつ一様伸び４％以上を両立した引張強度７５０ＭＰａ以上の高強度鋼を提供することが可能で，産業上極めて有用である。
まず、本発明ではミクロ組織は、ベイナイトを第１相とする、ベイナイトと島状マルテンサイトの２相組織とする。島状マルテンサイトは、平均アスペクト比：３．０以下で、面積率：５〜１５％とする。
加速冷却の冷却速度不足等でフェライト主体の組織となった場合，７５０ＭＰａ以上の引張強度の達成が困難となる。一方，マルテンサイト組織化すると，強度は十分確保できるものの，靱性が低下するためミクロ組織はベイナイト組織を第１相とする。
島状マルテンサイトは，第２相として，面積率で５〜１５％分散させる。第１相であるベイナイト中に、より硬い相を分散させることで，低降伏比を達成させるためで、面積率５％未満では，十分降伏比が低くならず、一方、面積率が１５％を超えた場合，後述するＭＡのアスペクト比が規定を満足していても，一様伸び低下が著しくなることから上限を１５％とする。
ＭＡの面積率は、倍率１０００〜３０００倍程度で鋼の断面ＳＥＭ写真を４視野以上撮影し，それぞれの写真中に見えるＭＡ粒子の個々の面積を画像解析によって測定，積算し，測定視野面積で除することによって算出する。
ＭＡのアスペクト比は３．０以下とする。ＭＡ粒子の形状は，細長い状態であるほどＭＡとベイナイトの界面から微視的な破壊が生じやすくなり，その結果，一様伸びが低下する。
ＭＡの平均アスペクト比を１．４〜４．７の間で変化させたベイナイトとＭＡの２相組織鋼の引張試験を行い，一様伸びへの影響を調査した。
図１にベイナイトとＭＡの２相組織鋼におけるＭＡの平均アスペクト比と、一様伸びの関係を示す。ＭＡの平均アスペクト比が３．０を超えた場合，一様伸びの値が４．０％を下回ることから、ＭＡの平均アスペクト比の上限を３．０とする。
ＭＡのアスペクト比は，１０００〜３０００倍程度の倍率で鋼の断面ＳＥＭ写真を４視野以上撮影し，各視野毎に、個々のＭＡ粒子について、長径および短径を画像解析により計測してアスペクト比を求めた後、平均値を算出し、更に全視野での平均値を求める。
尚、ベイナイトとＭＡの２相組織を有する鋼の引張変形の２次元数値解析を行うと，ベイナイト−ＭＡ界面における歪集中はＭＡのアスペクト比が大きいほど増大し，界面での破壊が生じやすくなることが認められる。
なお、本発明では、不可避的に生成するパーライトあるいはセメンタイトといった組織は、５％以下の面積率であれば、強度、あるいは一様伸びに対する影響が小さいため、本発明範囲内とする。
上述したミクロ組織を備えた鋼の製造に、好適な成分組成、製造条件について以下に述べる。
［成分組成］％は質量％とする。
Ｃ：０．０４〜０．０８％
Ｃは十分なＭＡ面積率を確保するために０．０４％以上の添加が必要である。一方，０．０８％を超えて添加すると，板製造時の加速冷却後の再加熱時に主としてＮｂの合金炭化物析出し，その析出硬化によって一様伸びが低下するため，上限を０．０８％とした。さらに、ＨＡＺ靱性劣化防止の観点から、好ましくは０．０４〜０．０６％とする。
Ｃ：０．０４〜０．０８％
Ｃは十分なＭＡ面積率を確保するために０．０４％以上の添加が必要である。一方，０．０８％を超えて添加すると，板製造時の加速冷却後の再加熱時に主としてＮｂの合金炭化物析出し，その析出硬化によって一様伸びが低下するため，上限を０．０８％とした。さらに、ＨＡＺ靱性劣化防止の観点から、好ましくは０．０４〜０．０６％とする。
Ｓｉ：≦０．５％
Ｓｉは変態強化によらず固溶強化するため，母材，ＨＡＺの強度上昇に有効である。しかし，０．５％を超えて添加すると靱性が著しく低下するため上限を０．５％とする。ＨＡＺ靱性劣化防止の観点から、好ましくは０．１５％以下とする。
Ｓｉは変態強化によらず固溶強化するため，母材，ＨＡＺの強度上昇に有効である。しかし，０．５％を超えて添加すると靱性が著しく低下するため上限を０．５％とする。ＨＡＺ靱性劣化防止の観点から、好ましくは０．１５％以下とする。
Ｍｎ：１．５〜４．０％
Ｍｎは焼入性向上元素として作用する。さらに，多量に添加することで，フェライト相に固溶できるＣ量を低減する効果があり，鋼のオーステナイト域から加速冷却でベイナイト変態させる際，未変態オーステナイト領域へのＣ濃化を大きくするので，ＭＡの生成量を増加させる。
Ｍｎは焼入性向上元素として作用する。さらに，多量に添加することで，フェライト相に固溶できるＣ量を低減する効果があり，鋼のオーステナイト域から加速冷却でベイナイト変態させる際，未変態オーステナイト領域へのＣ濃化を大きくするので，ＭＡの生成量を増加させる。
ＭＡの面積率を５％以上とするためには，少なくとも１．５％以上の添加が必要である。一方，連続鋳造プロセスでは中心偏析部の濃度上昇が著しく，４．０％を超える添加を行うと，偏析部での遅れ破壊の原因となるため，上限を４．０％とする．好ましくは、１．７〜２．５％とする。
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ａｌは脱酸元素として作用する。０．０１％以上の添加で十分な脱酸効果が得られるが，０．０８％を超えて添加すると鋼中の清浄度が低下し，靱性劣化の原因となるため，上限を０．０８％とする。好ましくは、０．０２〜０．０５％とする。
Ａｌは脱酸元素として作用する。０．０１％以上の添加で十分な脱酸効果が得られるが，０．０８％を超えて添加すると鋼中の清浄度が低下し，靱性劣化の原因となるため，上限を０．０８％とする。好ましくは、０．０２〜０．０５％とする。
Ｃｕ：０．１〜０．７％
Ｃｕは０．１％以上の添加によって焼入性向上元素として作用し，多量のＭｎ添加の代替とすることができる。しかし，０．７％を超えて添加すると，過飽和に固溶したＣｕが加速冷却後の再加熱時に析出し，特に鋼の降伏強度が析出硬化によって上昇する結果，低ＹＲとすることが困難となるため，上限を０．７％とする。
Ｃｕは０．１％以上の添加によって焼入性向上元素として作用し，多量のＭｎ添加の代替とすることができる。しかし，０．７％を超えて添加すると，過飽和に固溶したＣｕが加速冷却後の再加熱時に析出し，特に鋼の降伏強度が析出硬化によって上昇する結果，低ＹＲとすることが困難となるため，上限を０．７％とする。
Ｎｉ：０．１〜０．７％
Ｎｉもまた，焼入性向上元素として作用するほか，添加しても靱性劣化を起こさないため，有用な元素である。この効果を得るために，０．１％以上の添加が必要であるが，高価な元素であるため，上限を０．７％とする。
Ｎｉもまた，焼入性向上元素として作用するほか，添加しても靱性劣化を起こさないため，有用な元素である。この効果を得るために，０．１％以上の添加が必要であるが，高価な元素であるため，上限を０．７％とする。
Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％
Ｎｂは炭化物を形成することで，特に２回以上の熱サイクルを受ける溶接熱影響部（ＨＡＺ）の焼戻し軟化を防止して，必要なＨＡＺ強度を得るために必要な元素である。また，熱間圧延時のオーステナイト未再結晶領域を拡大する効果もあり，特に９５０℃まで未再結晶領域とするためには０．０１０％以上の添加が必要である。
Ｎｂは炭化物を形成することで，特に２回以上の熱サイクルを受ける溶接熱影響部（ＨＡＺ）の焼戻し軟化を防止して，必要なＨＡＺ強度を得るために必要な元素である。また，熱間圧延時のオーステナイト未再結晶領域を拡大する効果もあり，特に９５０℃まで未再結晶領域とするためには０．０１０％以上の添加が必要である。
一方，０．０５０％を超えて添加すると，板製造時の加速冷却後の再加熱時に主としてＮｂの合金炭化物析出し，その析出硬化によって一様伸びが低下する。また，多数回の溶接熱サイクルを受けたＨＡＺのうちＩＣＣＧＨＡＺ（Ｉｎｔｅｒ ｃｒｉｔｉｃａｌ ｃｏａｒｓｅ ｇｒａｉｎ ＨＡＺ）での伸長したＭＡ形成が著しくなりＨＡＺ靭性を損なうので，これら一様伸び低下防止およびＨＡＺ靭性劣化防止の観点から，上限を０．０５０％とする。特に、ＨＡＺ靱性の観点から、好ましくは０．０１０〜０．０３５％とする。
Ｍｏ，Ｃｒ，Ｖ，Ｂ
Ｍｏ，Ｃｒ，Ｖ，Ｂは母材あるいは溶接熱影響部の強度上昇の目的で１種または２種以上の添加を行う。
Ｍｏ，Ｃｒ，Ｖ，Ｂは母材あるいは溶接熱影響部の強度上昇の目的で１種または２種以上の添加を行う。
Ｍｏ：０．０１〜１％
Ｍｏは０．０１％以上の添加によって焼入性向上元素として作用し，多量のＭｎ添加の代替とすることができる。しかし，高価な元素であり，かつ１％を超えて添加しても強度上昇は飽和するため，添加する場合は、上限を１％とする．好ましくは、０．１０〜０．４０％とする。
Ｍｏは０．０１％以上の添加によって焼入性向上元素として作用し，多量のＭｎ添加の代替とすることができる。しかし，高価な元素であり，かつ１％を超えて添加しても強度上昇は飽和するため，添加する場合は、上限を１％とする．好ましくは、０．１０〜０．４０％とする。
Ｃｒ：０．０１〜１％
Ｃｒもまた０．０１％以上の添加によって焼入性向上元素として作用し，多量のＭｎ添加の代替とすることができる。しかし，１％を超えて添加するとＨＡＺ靱性が著しく劣化するため，添加する場合は、上限を１％とする．好ましくは０．１０〜０．４０％とする。
Ｃｒもまた０．０１％以上の添加によって焼入性向上元素として作用し，多量のＭｎ添加の代替とすることができる。しかし，１％を超えて添加するとＨＡＺ靱性が著しく劣化するため，添加する場合は、上限を１％とする．好ましくは０．１０〜０．４０％とする。
Ｖ：０．０１〜０．０５％
ＶはＮｂとの複合添加により，多重溶接熱サイクル時に析出硬化し，溶接熱影響部の強度低下防止に寄与する。０．０１％以上添加することで，軟化防止効果が発現するが，０．０５％を超えて添加すると析出硬化が著しくＨＡＺ靱性の劣化につながるため，添加する場合は、上限を０．０５％とする。好ましくは、０．０２〜０．０４％とする。
ＶはＮｂとの複合添加により，多重溶接熱サイクル時に析出硬化し，溶接熱影響部の強度低下防止に寄与する。０．０１％以上添加することで，軟化防止効果が発現するが，０．０５％を超えて添加すると析出硬化が著しくＨＡＺ靱性の劣化につながるため，添加する場合は、上限を０．０５％とする。好ましくは、０．０２〜０．０４％とする。
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
Ｂはオーステナイト粒界に偏析し，フェライト変態を抑制することで，特に溶接熱影響部の強度低下の防止に寄与する。この効果を得るために，０．０００５％以上の添加を必要とするが，０．００５％を超えて添加してもその効果は飽和するため，添加する場合は、上限を０．００５％とする。好ましくは、０．００２〜０．００４％とする。
Ｂはオーステナイト粒界に偏析し，フェライト変態を抑制することで，特に溶接熱影響部の強度低下の防止に寄与する。この効果を得るために，０．０００５％以上の添加を必要とするが，０．００５％を超えて添加してもその効果は飽和するため，添加する場合は、上限を０．００５％とする。好ましくは、０．００２〜０．００４％とする。
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは窒化物を形成し，鋼中の固溶Ｎ量低減に有効であるほか，析出したＴｉＮがピンニング効果でオーステナイト粒の粗大化を抑制、防止をすることで，母材，ＨＡＺの靱性向上に寄与する。
Ｔｉは窒化物を形成し，鋼中の固溶Ｎ量低減に有効であるほか，析出したＴｉＮがピンニング効果でオーステナイト粒の粗大化を抑制、防止をすることで，母材，ＨＡＺの靱性向上に寄与する。
必要なピンニング効果を得るためには０．００５％以上の添加が必要であるが，０．０２５％を超えて添加すると炭化物を形成するようになり，その析出硬化で靱性が著しく劣化するため，上限を０．０２５％とする。好ましくは、０．００５〜０．０１５％とする。
Ｐ：≦０．０１０％，Ｓ：≦０．００２％
Ｐ，Ｓはいずれも鋼中に不可避不純物として存在する。特に中心偏析部での偏析が著しい元素であり，母材の偏析部起因の靱性低下を抑制するために，それぞれ上限を０．０１０％，０．００２％とする。
Ｐ，Ｓはいずれも鋼中に不可避不純物として存在する。特に中心偏析部での偏析が著しい元素であり，母材の偏析部起因の靱性低下を抑制するために，それぞれ上限を０．０１０％，０．００２％とする。
Ｎ：≦０．００６％
Ｎは鋼中に不可避不純物として存在する。上述のようにＴｉ添加時に窒化物を形成し，そのピンニング効果により靱性向上に寄与するが，０．００６％を超えて存在すると余ったＮが固溶してかえって靱性低下の原因となるため，上限を０．００６％とする。
Ｎは鋼中に不可避不純物として存在する。上述のようにＴｉ添加時に窒化物を形成し，そのピンニング効果により靱性向上に寄与するが，０．００６％を超えて存在すると余ったＮが固溶してかえって靱性低下の原因となるため，上限を０．００６％とする。
以上が本発明の基本成分組成であるが、更に特性を向上させる場合、Ｃａ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｍｇの一種または二種以上を添加することが可能である。
Ｃａ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｍｇ
Ｃａ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｍｇは鋼中の非金属介在物であるＭｎＳの形態制御，あるいは酸化物あるいは窒化物を形成し，主に溶接熱影響部におけるオーステナイト粒粗大化をピンニング効果で抑制するなど，鋼の靱性向上の目的で添加する。
Ｃａ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｍｇは鋼中の非金属介在物であるＭｎＳの形態制御，あるいは酸化物あるいは窒化物を形成し，主に溶接熱影響部におけるオーステナイト粒粗大化をピンニング効果で抑制するなど，鋼の靱性向上の目的で添加する。
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
Ｃａは鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり，０．０００５％以上添加することで靱性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。しかし，０．０１％を超えて添加すると，ＣａＯ−ＣａＳのクラスターを形成し，かえって靱性を劣化させるので，添加する場合は、上限を０．０１％とする。
Ｃａは鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり，０．０００５％以上添加することで靱性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。しかし，０．０１％を超えて添加すると，ＣａＯ−ＣａＳのクラスターを形成し，かえって靱性を劣化させるので，添加する場合は、上限を０．０１％とする。
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
ＲＥＭもまた鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり，０．０００５％以上添加することで靱性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。しかし，高価な元素であり，かつ０．０２％を超えて添加しても効果が飽和するため，添加する場合は、上限を０．０２％とする。
ＲＥＭもまた鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり，０．０００５％以上添加することで靱性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。しかし，高価な元素であり，かつ０．０２％を超えて添加しても効果が飽和するため，添加する場合は、上限を０．０２％とする。
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％
Ｚｒは鋼中で炭窒化物を形成し，とくに溶接熱影響部においてオーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果をもたらす。十分なピンニング効果をえるためには，０．０００５％以上の添加が必要であるが，０．０３％を超えて添加すると，鋼中の清浄度が著しく低下し，かえって靱性の低下につながるため，添加する場合は、上限を０．０３％とする。
Ｚｒは鋼中で炭窒化物を形成し，とくに溶接熱影響部においてオーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果をもたらす。十分なピンニング効果をえるためには，０．０００５％以上の添加が必要であるが，０．０３％を超えて添加すると，鋼中の清浄度が著しく低下し，かえって靱性の低下につながるため，添加する場合は、上限を０．０３％とする。
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
Ｍｇは製鋼過程で鋼中に微細な酸化物として生成し，特に，溶接熱影響部においてオーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果をもたらす。十分なピンニング効果を得るためには，０．０００５％以上の添加が必要であるが，０．０１％を超えて添加すると，鋼中の清浄度が低下し，かえって靱性を低下させるので，添加する場合は、上限を０．０１％とする。
Ｍｇは製鋼過程で鋼中に微細な酸化物として生成し，特に，溶接熱影響部においてオーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果をもたらす。十分なピンニング効果を得るためには，０．０００５％以上の添加が必要であるが，０．０１％を超えて添加すると，鋼中の清浄度が低下し，かえって靱性を低下させるので，添加する場合は、上限を０．０１％とする。
［製造条件］
加熱温度：１０００〜１２００℃
熱間圧延を行う際，鋼片をオーステナイト化するため１０００℃以上に加熱する。一方，１２００℃を超える温度まで鋼片を加熱すると，ＴｉＮでピンニングを行っていても，オーステナイト粒成長が著しく，母材靱性が劣化するため，上限を１２００℃とする。好ましくは、１１００〜１２００℃とする。
加熱温度：１０００〜１２００℃
熱間圧延を行う際，鋼片をオーステナイト化するため１０００℃以上に加熱する。一方，１２００℃を超える温度まで鋼片を加熱すると，ＴｉＮでピンニングを行っていても，オーステナイト粒成長が著しく，母材靱性が劣化するため，上限を１２００℃とする。好ましくは、１１００〜１２００℃とする。
９５０℃以下での累積圧下量≧８０％
本発明では，Ｎｂ添加によって９５０℃以下はオーステナイト未再結晶域で、該温度域にて累積で大圧下を行うことにより，オーステナイト粒が伸展し特に板厚方向のオーステナイト粒界間隔が狭まり，加速冷却を行うことにより変態生成するベイナイトラスの伸長が抑制され，その結果ベイナイトラス間に生成するＭＡのアスペクト比が小さくなる。累積圧下量が８０％未満の場合，オーステナイト粒界間隔が十分狭くならないため，ＭＡアスペクト比３．０以下を達成できないため，下限を８０％とする。なお、本発明でいう累積圧下量とは、規定した温度のときの板厚から製品厚（最終厚）となるまでに圧下する量と定義する。すなわち、ここでは、９５０℃のときの板厚に対し、製品厚（最終厚）とするまでに８０％以上の圧下量を加えることを意味する。
本発明では，Ｎｂ添加によって９５０℃以下はオーステナイト未再結晶域で、該温度域にて累積で大圧下を行うことにより，オーステナイト粒が伸展し特に板厚方向のオーステナイト粒界間隔が狭まり，加速冷却を行うことにより変態生成するベイナイトラスの伸長が抑制され，その結果ベイナイトラス間に生成するＭＡのアスペクト比が小さくなる。累積圧下量が８０％未満の場合，オーステナイト粒界間隔が十分狭くならないため，ＭＡアスペクト比３．０以下を達成できないため，下限を８０％とする。なお、本発明でいう累積圧下量とは、規定した温度のときの板厚から製品厚（最終厚）となるまでに圧下する量と定義する。すなわち、ここでは、９５０℃のときの板厚に対し、製品厚（最終厚）とするまでに８０％以上の圧下量を加えることを意味する。
８００℃以下での累積圧下量≧５０％
９５０℃以下のオーステナイト未再結晶域における累積圧下量を８０％以上とすることで，加速冷却前のオーステナイトが圧延方向に伸長し，板厚方向には逆にオーステナイト粒界間隔が狭くなり，その後の加速冷却で変態したベイナイトの特に板厚方向に形成されるベイナイトラスの長さが著しく短くなるが，ＭＡの平均アスペクト比を３．０以下とするにはまだ不十分である。
９５０℃以下のオーステナイト未再結晶域における累積圧下量を８０％以上とすることで，加速冷却前のオーステナイトが圧延方向に伸長し，板厚方向には逆にオーステナイト粒界間隔が狭くなり，その後の加速冷却で変態したベイナイトの特に板厚方向に形成されるベイナイトラスの長さが著しく短くなるが，ＭＡの平均アスペクト比を３．０以下とするにはまだ不十分である。
累積圧下量は同じでも圧延パスが８００℃以下に集中するような圧延パターンとしたとき，加速冷却で変態したベイナイトラスのうち，旧オーステナイト粒界に属さないベイナイトラスの数が増加し，それに応じてアスペクト比の少ないＭＡ粒子の数が飛躍的に増加する。
特にオーステナイト未再結晶域の低温域で繰り返し熱間圧延をすることでオーステナイト粒の圧延方向への展伸が生じるのと同時に，オーステナイト粒内に変形双晶が多数形成され，その後の加速冷却時にこれら粒内の双晶境界からもベイナイトラスが形成し，上述した板厚方向のオーステナイト粒界間隔が狭くなることとの重畳効果で，伸長ベイナイトラスの形成が阻止され，その後生成するＭＡのアスペクト比が小さくなり，３．０以下を達成できる。この効果は，８００℃以下での累積圧下量を５０％以上とすることで得られるため，８００℃以下での累積圧下量を５０％以上とする。
加速冷却の冷却開始温度≧Ａｒ３
熱間圧延後，加速冷却を開始する温度が低いと，その空冷過程においてオーステナイト粒界から初析フェライトが生成し，母材強度低下の原因となるため、加速冷却を開始する温度の下限温度をＡｒ３温度以上とする。なお，Ａｒ３温度は鋼の化学組成より，下記（１）式を用いて簡易的に計算することができる．
Ａｒ３＝９１０−２７３Ｃ−７４Ｍｎ−５６Ｎｉ−１６Ｃｒ−９Ｍｏ−５Ｃｕ （１）
加速冷却の冷却速度：２０〜８０℃／ｓ
引張強度７５０ＭＰａ以上の高強度を達成するため，ミクロ組織をベイナイト主体の組織とする。加速冷却の冷却速度が２０℃／ｓ未満の場合，比較的高温で変態するので，十分な強度を得ることができない。
熱間圧延後，加速冷却を開始する温度が低いと，その空冷過程においてオーステナイト粒界から初析フェライトが生成し，母材強度低下の原因となるため、加速冷却を開始する温度の下限温度をＡｒ３温度以上とする。なお，Ａｒ３温度は鋼の化学組成より，下記（１）式を用いて簡易的に計算することができる．
Ａｒ３＝９１０−２７３Ｃ−７４Ｍｎ−５６Ｎｉ−１６Ｃｒ−９Ｍｏ−５Ｃｕ （１）
加速冷却の冷却速度：２０〜８０℃／ｓ
引張強度７５０ＭＰａ以上の高強度を達成するため，ミクロ組織をベイナイト主体の組織とする。加速冷却の冷却速度が２０℃／ｓ未満の場合，比較的高温で変態するので，十分な強度を得ることができない。
一方，８０℃／ｓを超えた冷却速度の場合，後述の冷却停止温度に制御することが難しく，特に表面近傍でマルテンサイト変態が生じ，母材靱性が著しく低下するため，上限を８０℃／ｓとする。好ましくは、３０〜６０℃／ｓとする。
加速冷却の冷却停止温度：３００〜６００℃
本発明において，加速冷却の冷却停止温度管理は重要な製造条件である。本発明では再加熱後に存在する、Ｃの濃縮した未変態オーステナイトをその後の空冷時にＭＡへと変態させるため，ベイナイト変態途中の未変態オーステナイトが存在する温度域で冷却を停止する。
本発明において，加速冷却の冷却停止温度管理は重要な製造条件である。本発明では再加熱後に存在する、Ｃの濃縮した未変態オーステナイトをその後の空冷時にＭＡへと変態させるため，ベイナイト変態途中の未変態オーステナイトが存在する温度域で冷却を停止する。
冷却停止温度が３００℃未満では、ベイナイト変態が完了するため空冷時にＭＡが生成せず低降伏比化が達成できない。一方，６００℃を超えると冷却中に析出するパーライトにＣが消費されＭＡが生成しないため，上限を６００℃とする。好ましくは、４５０〜５５０℃とする。
冷却停止後の再加熱温度：６３０〜７００℃
加速冷却後ただちに再加熱し，未変態オーステナイトにＣを濃縮させその後の空冷過程でＭＡを生成させる。再加熱開始までの時間が長い場合，その間の温度低下によって未変態オーステナイトが減少し，加熱後の空冷過程で生成するＭＡ量が少なくなる。尚、本発明でただちにとは３００秒以内で再加熱を行うものとする。
加速冷却後ただちに再加熱し，未変態オーステナイトにＣを濃縮させその後の空冷過程でＭＡを生成させる。再加熱開始までの時間が長い場合，その間の温度低下によって未変態オーステナイトが減少し，加熱後の空冷過程で生成するＭＡ量が少なくなる。尚、本発明でただちにとは３００秒以内で再加熱を行うものとする。
さらに，再加熱温度が６３０℃未満では，十分にオーステナイトへのＣ濃化が起こらず，必要とするＭＡ量を確保することができない。
一方、再加熱温度が７００℃を超えると，加速冷却で変態させたベイナイトが再びオーステナイト化し、強度が低下するため、再加熱温度を６３０℃以上、７００℃以下に規定する。好ましくは、６４０〜６７０℃とする。
再加熱温度域において，特に温度保持時間を設定する必要はない。また、再加熱後の冷却過程においては、冷却速度によらずＭＡが生成するため，再加熱後の冷却は特に規定しないが、基本的には空冷とすることが好ましい。
従来の知見において，特に鋼の熱影響部等に生成するＭＡは靭性低下の原因となると考えられていたが，このような冷却・加熱サイクルではＭＡが微細かつ均一に分散するため，靱性は低下せず，母相が焼き戻されているため、むしろ向上する。
なお，鋼の製鋼方法については特に限定しないが，経済性の観点から，転炉法による製鋼プロセスと，連続鋳造プロセスによる鋼片の鋳造を行うことが望ましい。
また、上述する製造方法で得られた鋼板を、ＵＯＥプロセス、ベンディング・ロールプロセス、あるいはＪＣＯプロセス等の、冷間加工にてパイプ形状への成形の後、サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）により突合せ部を溶接し、さらに拡管あるいは縮管加工を経て所定の外径とすることで、変形性能に優れた高強度鋼管が得られる。鋼板のミクロ組織変化が生じないよう、加工は室温で行う冷間加工とすることが好ましい。
表１に示す化学組成Ａ〜Ｈの鋼を用い，表２に示す熱間圧延・加速冷却・再加熱条件で鋼板Ａ〜Ｈを作製した。
得られた鋼板の板幅中央部よりミクロ組織観察用サンプルを採取し、圧延長手方向と平行な板厚断面を鏡面研磨したあと、２段エッチング法を用いてＭＡを現出させた。その後、面走査型顕微鏡（ＳＥＭ）を用い２０００倍の倍率で無作為に５視野ミクロ組織写真を撮影し，写真中のＭＡの面積率および平均アスペクト比を画像解析装置にて計測・算出した。
次に，サンプルを再研磨後，ナイタールエッチング法を用い，ミクロ組織を現出させ，ＭＡと同様の方法でベイナイトの面積率の測定，およびその他の相の有無を確認した。
それぞれの鋼板よりＡＰＩ−５Ｌに準拠した全厚引張試験片および板厚中央位置からＪＩＳ Ｚ２２０２（１９８０改訂版）のＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し，鋼板の引張試験，および―３０℃の試験温度でシャルピー衝撃試験を実施して，鋼板母材強度と靱性を評価した。
鋼板母材のミクロ組織の画像解析結果および強度・靱性調査結果をまとめて表３に示す。
Ｎｏ．１〜５は鋼板化学組成，圧延・加速冷却・再加熱条件が本発明範囲内であり，かつミクロ組織も本発明範囲内となる発明例で、いずれも７５０ＭＰａを超える鋼板母材引張強度、８０％以下の低降伏比，４．０％以上の高一様伸びを備える。
また、ー３０℃でのシャルピー衝撃試験において２００Ｊを超える高いシャルピー吸収エネルギー（シャルピー衝撃値）を示した。
一方，Ｎｏ．６は，鋼板化学組成は本発明の範囲内であるものの， 熱間圧延時の９５０℃以下の累積圧下量が８０％を下回ったため，ＭＡの平均アスペクト比が本願の範囲である３．０を上回った結果，一様伸びが目標を満足しなかった．
同様に，Ｎｏ．７は，９５０℃以下の累積圧下量が８０％以上であったものの，８００℃以下の累積圧下量が５０％を下回った結果同じくＭＡの平均アスペクト比が本願の範囲である３．０を上回っており，一様伸びの目標を満足しなかった。
同様に，Ｎｏ．７は，９５０℃以下の累積圧下量が８０％以上であったものの，８００℃以下の累積圧下量が５０％を下回った結果同じくＭＡの平均アスペクト比が本願の範囲である３．０を上回っており，一様伸びの目標を満足しなかった。
熱間圧延時の加速冷却停止温度が上限を超えたＮｏ．８は，ＭＡ面積率が本願の下限５％を下回った結果，降伏比の目標を満足しなかった。逆に加速冷却停止温度が下限を下回ったＮｏ．９もＭＡ面積率が本発明の下限５％以下となり，同様に降伏比の目標を満足しなかった。
加速冷却後の再加熱処理を実施しなかったＮｏ．１０は，ＭＡがほとんど生成していないため，同様に降伏比の目標を満足しなかった。一方，再加熱処理温度が上限の７００℃を超えたＮｏ．１１は，再加熱時にベイナイトの一部がオーステナイト化し，その後の空冷過程でフェライト＋パーライト組織が生成したため，引張強度が著しく低下した。
鋼のＣ量が下限を下回ったＮｏ．１２は，熱間圧延条件は本発明の範囲内であったものの，ＭＡの生成量が足りず，引張強度および降伏比の目標を満足しなかった。
鋼のＣ量が上限を上回ったＮｏ．１３は，ＭＡ面積率，平均アスペクト比ともに本願の範囲内であったものの，再加熱時に析出したＮｂ炭化物量が多く，析出硬化の影響で一様伸びの目標を満足できなかった。
鋼のＮｂ量が下限を下回ったＮｏ．１４は，熱間圧延時のオーステナイト未再結晶温度域が低くなり，制御圧延の効果が十分得られずＭＡの平均アスペクト比が目標の３．０を上回った結果，一様伸びの目標を満足できなかった。母相のベイナイトも粗い組織であったため，母材シャルピー吸収エネルギーの値が低かった。
一方，鋼のＮｂ量が上限を上回ったＮｏ．１５は，Ｎｏ．１３のように，加速冷却後の再加熱時に析出したＮｂ炭化物量が多く，析出硬化によって一様伸びが低下した。
次に，作製した一部の鋼板を用い，ＵＯＥプロセスにて鋼管の製造を行った。製造した鋼管の母材部より，ＡＰＩ−５Ｌに準拠した全厚引張試験片および管厚中央位置からＪＩＳ Ｚ２２０２（１９８０改訂版）のＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し，引張試験およびー３０℃の試験温度でシャルピー衝撃試験を実施し，強度および靭性を評価した。
また，パイプの溶接部から溶接部引張試験片およびノッチ位置がＨＡＺとなるようにシャルピー衝撃試験片を採取し，引張試験および−３０℃の試験温度でシャルピー衝撃試験を実施し，溶接部の引張強度およびＨＡＺ靭性を評価した。
鋼管母材の強度・靱性調査結果，溶接部の強度・靭性調査結果をまとめて表４に示す。
本発明に係る鋼板を用いて製造された鋼管は，母材部において７５０ＭＰａを超える引張強度を満足し，かつ８５％以下の低降伏比，および４．０％以上の一様伸びを示した。また，溶接部引張強度においても，母材部と同等以上の強度を示した。
また，母材部の−３０℃シャルピー試験においては２００Ｊ以上の，溶接部ＨＡＺの−３０℃シャルピー試験においては１００Ｊ以上の高いシャルピー吸収エネルギーを満足した。
一方，鋼のＣ量が下限を下回っていたＮｏ．Ｐ１２は，鋼板の結果と同様母材強度および降伏比が目標を満足しなかったほか，ＨＡＺの軟化が著しく，溶接部引張強度も低い値となった。
鋼のＣ量が上限を上回っていたＮｏ．Ｐ１３は，鋼板の結果と同様一様伸びの目標を満足しなかったほか，ＨＡＺ靭性が著しく劣化していた。鋼のＮｂ量が下限を下回っていたＮｏ．１４は，Ｎｏ．１２と同じくＨＡＺの軟化が起こり，溶接部引張強度が低かった。一方，鋼のＮｂ量が上限を上回ったＮｏ．１５は，ＩＣＣＧＨＡＺの靭性劣化が著しく，ＨＡＺシャルピー吸収エネルギーが低かった。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．０８％
Ｓｉ：≦０．５％
Ｍｎ：１．５〜４．０％
Ｐ≦０．０１０％
Ｓ≦０．００２％
Ｎ≦０．００６％
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ｃｕ：０．１〜０．２８％
Ｎｉ：０．１〜０．７％
Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
を含有し，さらに
Ｍｏ：０．０１〜１％
Ｃｒ：０．０１〜１％
Ｖ：０．０１〜０．０５％
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
の１種または２種以上を含有し
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり，ミクロ組織が平均アスペクト比：３．０以下の島状マルテンサイトとベイナイトで構成され、前記島状マルテンサイトは面積率：５〜１５％であることを特徴とする降伏比が８５％以下かつ一様伸びが４．０％以上の変形性能に優れた引張強度が７５０ＭＰａを超える高強度鋼。 - 更に，質量％で，
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
の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記載の変形性能に優れた引張強度が７５０ＭＰａを超える高強度鋼。 - 質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．０８％
Ｓｉ：≦０．５％
Ｍｎ：１．５〜４．０％
Ｐ≦０．０１０％
Ｓ≦０．００２％
Ｎ≦０．００６％
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ｃｕ：０．１〜０．２８％
Ｎｉ：０．１〜０．７％
Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
を含有し，さらに
Ｍｏ：０．０１〜１％
Ｃｒ：０．０１〜１％
Ｖ：０．０１〜０．０５％
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
の１種または２種以上を含有し
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を
１０００〜１２００℃に再加熱後、９５０℃以下の温度域で累積圧下量≧８０％，８００℃以下の温度域での累積圧下量≧５０％とする圧延を行い，Ａｒ３以上の温度域から冷却速度２０〜８０℃／ｓで加速冷却を開始し，３００〜６００℃で冷却停止後ただちに６３０〜７００℃に再加熱し，室温まで空冷することを特徴とする、ミクロ組織が平均アスペクト比：３．０以下の島状マルテンサイトとベイナイトで構成され、前記島状マルテンサイトは面積率：５〜１５％であり、降伏比が８５％以下かつ一様伸びが４．０％以上の変形性能に優れた引張強度が７５０ＭＰａを超える高強度鋼の製造方法。 - 成分組成にさらに，質量％で，
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
の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３記載の、ミクロ組織が平均アスペクト比：３．０以下の島状マルテンサイトとベイナイトで構成され、前記島状マルテンサイトは面積率：５〜１５％であり、降伏比が８５％以下かつ一様伸びが４．０％以上の変形性能に優れた引張強度が７５０ＭＰａを超える高強度鋼の製造方法。 - 請求項３または４記載の製造方法による鋼板を冷間加工により鋼管とすることを特徴とする変形性能に優れた高強度鋼管の製造方法。
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