WO2010052928A1 - 超高強度ラインパイプ用鋼板および鋼管の製造方法 - Google Patents

超高強度ラインパイプ用鋼板および鋼管の製造方法 Download PDF

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steel plate
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原卓也
藤城泰志
寺田好男
篠原康浩
清水篤史
内田悠
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新日本製鐵株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a steel sheet for an ultra-high strength line pipe excellent in deformability and low-temperature toughness in which the tensile strength (TS) in the circumferential direction of the steel pipe is 915 MPa or more, and for an ultra-high strength line pipe produced from the steel sheet
  • the present invention relates to a method for manufacturing a steel pipe.
  • the steel pipe obtained by the production method of the present invention can be widely used as a natural gas / crude oil transportation line pipe.
  • Patent Document 1 and Patent Document 2 in order to improve the deformability of the steel pipe, both the steel plate is slowly cooled in the former stage up to 500 to 600 ° C., and the latter latter is cooled at a higher cooling rate than the former stage.
  • a method has been proposed. In this method, the microstructure of the steel sheet and the steel pipe can be controlled.
  • Patent Document 3 and Patent Document 4 in order to improve the buckling resistance of the steel pipe, both are cooled at a constant cooling rate of 15 ° C./s or more to manufacture a steel plate having a thickness of 16 mm. .
  • Patent Literature 1 and Patent Literature 2 have a problem in that the variation in the material of the steel plate increases because the variation in the water cooling stop temperature of the steel plate is large.
  • the methods disclosed in Patent Document 3 and Patent Document 4 since the variation in the water cooling stop temperature of the steel plate is large, in addition to the large variation in strength of the steel plate, it is large in terms of ensuring the deformability of the steel plate. It becomes a problem.
  • the present invention provides a method for producing a steel sheet and a steel pipe for an ultra-high-strength line pipe having a tensile strength of 915 MPa or more (API standard X120 or more) that is excellent in strength, low-temperature toughness, and deformability of a base material and that can be easily welded on site.
  • the inventors of the present invention conducted intensive research on the production conditions of steel plates and steel pipes for obtaining ultra-high strength steel plates and steel pipes having a tensile strength of 915 MPa or more and excellent in low temperature toughness. As a result, the inventors have invented a new manufacturing method for steel sheets for ultra high strength line pipes and steel pipes for ultra high strength line pipes.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • M S 545-330 [C] +2 [Al] -14 [Cr] -13 [Cu] -23 [Mn] -5 [Mo] -4 [Nb] -13 [Ni] -7 [Si] +3 [ Ti] +4 [V]
  • [C], [Al], [Cr], [Cu], [Mn], [Mo], [Nb], [Ni], [Si], [Ti], and [V] are C , Al, Cr, Cu, Mn, Mo, Nb, Ni, Si, Ti, V content (%).
  • the steel further contains, in mass%, Mo: 0.01 to 1.0%, Cu: 0.01 to 1 0.5%, Ni: 0.01-5.0%, Cr: 0.01-1.5%, V: 0.01-0.10%, W: 0.01-1.0%, Zr: It may contain at least one of 0.0001 to 0.050% and Ta: 0.0001 to 0.050%.
  • the steel further contains Mg: 0.0001 to 0.010%, Ca: 0.0001 to 0% by mass.
  • the average cooling rate from the first water-cooled until the surface of the steel sheet reached martensitic transformation start temperature (M S point) (° C. / s ) May be V C90 or less.
  • M S 545-330 [C] +2 [Al] -14 [Cr] -13 [Cu] -23 [Mn] -5 [Mo] -4 [Nb] -13 [Ni] -7 [Si] +3 [ Ti] +4 [V]
  • [C], [Al], [Cr], [Cu], [Mn], [Mo], [Nb], [Ni], [Si], [Ti], and [V] are C , Al, Cr, Cu, Mn, Mo, Nb, Ni, Si, Ti, V content (%).
  • the water cooling speed and the final water cooling speed may be VC 90 or more.
  • the reheating temperature of the steel slab is 950 ° C. or more in the hot rolling, and in the non-recrystallization temperature range of the steel slab.
  • the rolling ratio may be 3 or more.
  • cooling may be performed from a cooling start temperature of 850 ° C. or lower.
  • the steel sheet for ultra-high strength line pipe manufactured by the manufacturing method described in (1) is formed into a tubular shape by UO pipe forming; Submerged arc welding is performed on the butted portion of the steel plate from the inner and outer surfaces using a welding wire and a firing die or a melt-type flux;
  • the welded portion may be heat-treated after the submerged arc welding and before the pipe expansion.
  • the weld may be heat-treated at a temperature of 200 ° C. or higher and 500 ° C. or lower.
  • the present invention after hot-rolling a steel plate with a limited chemical composition, it is cooled while repeating water cooling and recuperation, thereby reducing variations in the strength of the steel plate and steel pipe, and the steel plate and steel pipe before and after strain aging. It is possible to improve the deformability. As a result, the safety for the line pipe is greatly improved.
  • the present invention relates to an ultra-high strength line pipe excellent in low temperature toughness having a tensile strength (TS) of 915 MPa or more.
  • the ultra-high-strength line pipe of this strength level can withstand a pressure about 2.0 times that of X65, which has been the mainstream, and can transport more gas with the same size as the conventional one.
  • X65 tensile strength
  • material costs, transportation costs, and local welding costs increase, and pipeline laying costs increase significantly.
  • an ultra-high strength line pipe excellent in low temperature toughness having a tensile strength (TS) of 915 MPa or more is required.
  • TS tensile strength
  • the required strength of the steel pipe increases, it becomes difficult to manufacture the steel pipe rapidly.
  • strain based design it is necessary to obtain not only the balance between the strength and low temperature toughness of the base metal and the toughness of the seam weld, but also the target characteristics including the deformability after strain aging. It is. However, it is very difficult to satisfy all these characteristics.
  • the strength of the weld metal that connects the line pipes is the longitudinal direction of the base material (the part that was the steel plate or steel plate) It must be higher than the strength in the pipe axis direction).
  • frozen soil may thaw in the summer or freeze again in the winter. In such a case, the line pipe is distorted and breaks from the circumferential weld.
  • the strength of the circumferential weld is under-matching than the strength of the base metal, the fracture occurs with a smaller strain.
  • the upper limit of the strength of the base material in the longitudinal direction is set by the strength of the circumferential weld.
  • the upper limit restricts the strength of the base material for manufacturing the line pipe to a narrow range. Therefore, it is required to stably manufacture the base material of the line pipe with suppressed variation in strength.
  • FIG. 1A is a schematic diagram of the hardness distribution in the plate thickness direction of the manufactured steel plate
  • FIG. 1B is a schematic diagram of the temperature distribution in the plate thickness direction of the steel plate being cooled.
  • the dotted line indicates the center of the plate thickness
  • the alternate long and short dash line (a) indicates the result of simple cooling by water cooling (for example, the cooling condition indicated by the broken line (i) in FIG. 2)
  • the solid line (b ) Shows the results under the cooling conditions of the present invention.
  • a hardness distribution is produced in the manufactured steel sheet due to the temperature distribution in the steel sheet being cooled.
  • Such a hardness distribution is not limited to the thickness direction of the plate, and can occur at any location in the steel plate due to non-uniformity such as uneven cooling water amount.
  • Such a variation in strength within the steel sheet is a problem in that it causes surface defects such as wrinkles and cracks during the manufacture of a steel pipe in which stress concentration occurs on the surface of the steel sheet.
  • strength is easy to produce between the manufactured steel plates.
  • the steel sheet surface is not cooled at a time, but is cooled while repeating water cooling and recuperation described later, so that the strength within a single steel sheet and between manufactured steel sheets.
  • Succeeded in reducing the variation of Recuperation is the temperature of the steel sheet surface (low temperature part) than immediately after water cooling by stopping water cooling for a predetermined time and transferring heat from the inside of the steel sheet to the steel sheet surface (heat transfer from the high temperature part to the low temperature part). Is a process to increase By this recuperation, the temperature difference between the inside of the steel sheet and the steel sheet surface is reduced, and the temperature distribution in the steel sheet becomes uniform. Moreover, even in different production lots, the temperature history can be controlled uniformly.
  • recuperation may be performed by adjusting the amount of cooling water (for example, by reducing the amount of water). Moreover, you may reheat after performing final water cooling. In this case, the water cooling stop temperature may exceed the MS point.
  • % means mass%.
  • C is indispensable as a basic element for improving the strength of the base material. Therefore, it is necessary to add 0.03% or more of C. When C is added excessively exceeding 0.06%, the weldability and toughness of the steel material are lowered. Therefore, the upper limit of the addition amount of C is set to 0.06%.
  • Si is required as a deoxidizing element during steelmaking. For deoxidation, it is necessary to add 0.01% or more of Si to the steel. However, when Si is added exceeding 0.50%, the HAZ toughness of the steel material decreases. Therefore, the upper limit of the amount of Si is 0.50%.
  • Mn is an element necessary for ensuring the strength and toughness of the base material. However, if the amount of Mn exceeds 2.5%, the HAZ toughness of the base material is significantly lowered. If the amount of Mn is less than 1.5%, it becomes difficult to ensure the strength of the base material. Therefore, the range of the amount of Mn is set to 1.5 to 2.5%.
  • P is an element that affects the toughness of steel. If the amount of P exceeds 0.01%, not only the base material but also the toughness of the HAZ is significantly reduced. Therefore, the upper limit of the amount of P is set to 0.01%.
  • Nb is an element having the effect of improving the strength by forming carbides and nitrides. However, the addition of Nb of 0.0001% or less has no effect. Further, when Nb exceeds 0.20%, toughness is reduced. Therefore, the range of the amount of Nb is set to 0.0001 to 0.20%.
  • Al is usually added as a deoxidizer.
  • the upper limit of the amount of Al is set to 0.03%.
  • the lower limit of the amount of Al is set to 0.0005%.
  • Ti is an element that exerts an effect on the refinement of crystal grains as a deoxidizing material and further as a nitride-forming element.
  • the addition of a large amount of Ti causes a significant decrease in toughness due to the formation of carbides, so the upper limit of the amount of Ti needs to be 0.030%.
  • the range of the amount of Ti is set to 0.003 to 0.030%.
  • B is an element that generally increases the hardenability by dissolving in steel.
  • the effect can be obtained by adding 0.0003% or more of B.
  • excessive addition of B causes a decrease in toughness, so the upper limit of the amount of B is made 0.0030%.
  • N is necessary for finely depositing TiN and reducing the austenite grain size. If the amount of N is 0.0010%, refinement is not sufficient, so the lower limit of the amount of N is set to 0.0010%. Further, if the amount of N exceeds 0.0050%, the amount of solute N increases and the low temperature toughness of the base material deteriorates. Therefore, the upper limit of the amount of N is set to 0.0050%.
  • the upper limit of the amount of O is set to 0.0050%.
  • Steel containing the above elements and the balance being iron (Fe) and inevitable impurities is a preferable basic composition used for the steel plate and steel pipe of the present invention.
  • At least one element selected from Mo, Cu, Ni, Cr, V, Zr, and Ta can be added as needed to improve the strength and toughness.
  • Mo is an element that improves hardenability and at the same time forms carbides and nitrides to improve strength. In order to obtain the effect, it is necessary to add 0.01% or more of Mo. However, the addition of a large amount of Mo exceeding 1.0% increases the strength of the base material more than necessary and significantly reduces the toughness. Therefore, the range of the amount of Mo is set to 0.01 to 1.0%.
  • Cu is an effective element for increasing strength without reducing toughness. However, if the amount of Cu is less than 0.01%, the effect is not obtained. If the amount of Cu exceeds 1.5%, cracks are likely to occur during heating of the steel slab or during welding. Therefore, the content of Cu is set to 0.01 to 1.5%.
  • Ni is an element effective for improving toughness and strength. In order to obtain the effect, it is necessary to add 0.01% or more of Ni. However, when Ni is added over 5.0%, the weldability is lowered. Therefore, the upper limit of the amount of Ni is set to 5.0%.
  • Cr is an element that improves the strength of steel by precipitation strengthening. Therefore, it is necessary to add 0.01% or more of Cr. However, when Cr is added in a large amount, the hardenability is increased, so that a martensite structure is formed and the toughness is lowered. Therefore, the upper limit of the Cr content is 1.5%.
  • V is an element that has the effect of improving the strength by forming carbides and nitrides. However, the addition of 0.01% or less V has no effect. Further, when V exceeds 0.10%, toughness is reduced. Therefore, the range of the amount of V is set to 0.01 to 0.10%.
  • W is an element that improves hardenability and at the same time forms carbides and nitrides to improve strength. In order to acquire the effect, it is necessary to add 0.01% or more of W. However, the addition of a large amount of W exceeding 1.0% increases the strength of the base material more than necessary and significantly reduces the toughness. Therefore, the range of the amount of W is set to 0.01 to 1.0%.
  • Zr and Ta are elements that have the effect of improving the strength by forming carbides and nitrides similarly to Nb. However, the addition of 0.0001% or less has no effect. In addition, addition of Zr or Ta exceeding 0.050% causes a decrease in toughness. Therefore, the range of the amount of Zr or Ta is set to 0.0001 to 0.050%.
  • At least one element selected from Mg, Ca, REM, Y, Hf, and Re is added in order to improve the pinning effect due to the oxide or the lamellar resistance. Can do.
  • Mg is mainly added as a deoxidizer. However, if Mg is added over 0.010%, a coarse oxide is likely to be formed, and the base material and the HAZ toughness are lowered. Further, when Mg is added in an amount of less than 0.0001%, it is not possible to sufficiently expect intragranular transformation and generation of oxides necessary as pinning particles. Therefore, the addition range of Mg is set to 0.0001 to 0.010%.
  • Ca, REM, Y, Hf, and Re suppress the generation of MnS that tends to extend in the rolling direction by generating sulfides, and improve the properties in the plate thickness direction of the steel material, particularly the lamellar resistance. If Ca and REM, Y, Hf, and Re are all less than 0.0001%, this effect cannot be obtained. Therefore, the lower limit of the amount of Ca and REM, Y, Hf, Re is set to 0.0001%. Conversely, when Ca and REM, Y, Hf, and Re all exceed 0.0050%, the number of Ca and REM, Y, Hf, and Re oxides increases, and the ultrafine Mg-containing oxides. The number decreases. Therefore, the upper limit of the amount of Ca and REM, Y, Hf, Re is set to 0.0050%.
  • Steel containing the above components is melted in a steel making process, and then cast by continuous casting or the like to obtain a steel piece (slab).
  • the steel slab is subjected to hot rolling (rolling after heating the steel slab) to obtain a steel plate.
  • the steel slab is heated to a temperature equal to or higher than the AC3 point (reheating temperature) and rolled so that the reduction ratio in the recrystallization temperature range is 2 or more and the reduction ratio in the non-recrystallization temperature range is 3 or more.
  • the average prior austenite grain size of the obtained steel sheet is 20 ⁇ m or less.
  • the reheating temperature of the steel slab (slab) is preferably 950 ° C. or higher. In addition, if the reheating temperature becomes too high, the ⁇ grains become coarse during heating, so the reheating temperature is preferably 1250 ° C. or lower.
  • the reduction ratio in the recrystallization temperature range if the reduction ratio is less than 2, recrystallization does not occur sufficiently, so the reduction ratio is preferably 2 or more.
  • the average prior austenite grain size of the steel sheet will be 20 ⁇ m or less. Therefore, it is preferable that the rolling ratio in the non-recrystallization temperature region is 3 or more. More preferably, the rolling ratio in the non-recrystallization temperature region is 4 or more. In this case, the average prior austenite grain size of the steel sheet can be made 10 ⁇ m or less.
  • water cooling start temperature about the temperature (water cooling start temperature) which starts water cooling, it is preferable to cool a steel plate from the water cooling start temperature of 850 degrees C or less. That is, cooling of the steel sheet is started from Ae3 or less. In this case, ferrite transformation occurs and the yield ratio of the steel sheet decreases, so that the deformability of the steel sheet becomes good.
  • the cooling method it is most important to cool the steel plate surface by repeating water cooling and recuperation until the steel plate surface reaches the martensitic transformation start temperature.
  • the above-described variation in strength of the steel sheet can be suppressed.
  • cooling of the critical water cooling start average cooling rate of the steel sheet surface from (the first water cooling) until the surface of the steel sheet reached martensitic transformation start temperature (M S point) (° C. / s) 90% martensite is obtained When the speed is V C90 (° C./s ) or less, the variation in strength is further suppressed.
  • (1) and (2) and (3) shows a calculation formula for the M S point and V C90, respectively.
  • recuperation of the present invention when cooling the steel sheet after cooling once by water cooling the surface of the steel sheet to a predetermined temperature higher than M S point, stops for a predetermined time water cooling, water cooling temperature of the steel sheet surface than immediately This is an operation to raise the height. That is, after performing water cooling until reaching a predetermined temperature higher than the MS point, the process of performing recuperation is repeated at least once to cool the surface of the steel sheet. Then, the last water cooling (final water cooling) is performed and the surface of a steel plate is cooled to the temperature below MS point. You may reheat again after this final water cooling. When this recuperation is performed, the final cooling temperature is the temperature after the last recuperation.
  • count of reheating of the steel plate before final water cooling is 2 times or more.
  • the speed of water cooling and final water cooling is VC90 or more.
  • the cooling device of the present invention has several places (called zones) where nozzles that can be controlled to have the same water density are gathered. In the present invention, for example, these zones are assigned to a water cooling zone that performs water cooling and a recuperation zone that does not perform water cooling.
  • the surface temperature of the steel sheet is the temperature at the outlet of the second zone. Higher than the temperature at the outlet. Furthermore, when water cooling is performed in the third zone (water cooling zone), the surface temperature of the steel sheet decreases. In this way, the surface temperature of the steel sheet is lowered by repeating the water cooling zone and the recuperation zone.
  • the zone where no water cooling is performed can be arbitrarily determined in consideration of the cooling state of the steel sheet. Finally, the steel sheet surface is cooled to a temperature below the MS point in the last water cooling zone.
  • FIG. 2 is an example of the relationship between the cooling pattern of the steel sheet surface and the steel transformation diagram.
  • a broken line (i) in FIG. 2 shows a cooling pattern when the steel plate is cooled at the cooling rate VC90 . In this cooling pattern, about 90% of the steel sheet has a martensite structure.
  • the dotted line (ii) in FIG. 2 when the average cooling rate on the steel sheet surface is higher than the cooling rate VC90 , the steel sheet surface has a substantially martensitic structure.
  • the lower limit of the cooling stop temperature is preferably 200 ° C.
  • a heat treatment is performed on the welded portion (seam welded portion).
  • a welding part at the temperature of 200 degreeC or more and 500 degrees C or less as heat treatment conditions of this steel pipe.
  • MA mixed structure of austenite and martensite
  • the weld is heated to a temperature of 200 ° C. or higher and 500 ° C.
  • the coarse MA generated along the prior austenite grain boundaries decomposes into fine cementite.
  • the lower limit of the heat treatment temperature of the weld zone is 200 ° C.
  • the upper limit of the heat treatment temperature of the weld is 500 ° C.
  • these full-thickness test pieces were collected so that the longitudinal direction of the full-thickness test pieces coincided with the width direction of the steel sheet. Further, the sampling position of the full thickness test piece is a position 1 m away from the steel plate front end and the steel plate end in the longitudinal direction of the steel plate. Two full-thickness test pieces were collected on both sides from the center of the plate width of the steel plate at these positions.
  • an API test piece was collected from each steel pipe and subjected to a tensile test.
  • these API specimens were collected such that the longitudinal direction of the API specimen coincided with the pipe axis direction of the steel pipe.
  • two API test pieces were sampled on both sides of the cut surface perpendicular to the pipe axis, centered on a position one quarter turn away from the seam welded portion of each steel pipe.
  • these steel pipes were heat-treated at 210 ° C. (held for 5 minutes and then air-cooled), and two API test pieces were collected from the same position as above and pulled.
  • a test was conducted.
  • the tensile test is based on API standard 2000.
  • a Charpy test and a DWT test at ⁇ 30 ° C. were performed.
  • the Charpy test and the DWT test are also compliant with the API standard 2000.
  • Charpy specimen and DWT specimen are sampled from a position 1/2 turn away from the seam weld of the steel pipe at the cutting plane perpendicular to the pipe axis so that the longitudinal direction of the specimen coincides with the circumferential direction of the steel pipe It was done.
  • Two DWT specimens were taken from each steel pipe, and three Charpy specimens were taken from the thickness center of each steel pipe.
  • the HAZ toughness of each manufactured steel pipe was evaluated.
  • a specimen for evaluating HAZ toughness is taken from the weld heat affected zone (HAZ) in the vicinity of the seam welded portion of the steel pipe, and is FL + 1 mm (1 mm from the boundary between the HAZ portion and the seam welded portion to the HAZ portion side). A notch was made. Three of these specimens were taken from each steel pipe. Each of these test pieces was evaluated by a Charpy test at ⁇ 30 ° C. These test results are shown in Table 3. In Table 3, not only the tensile strength but also the yield strength and the yield ratio are shown for reference.
  • Steels 1 to 22 represent examples of the present invention. As is apparent from Table 3, these steel pipes had a tensile strength of X120 or higher, and variations in strength within the steel sheet and the steel pipe were also suppressed to 60 MPa or lower. Moreover, the Charpy energy of the steel pipe was 200 J or more, the DWTT ductile fracture surface ratio was 85% or more, and the Charpy absorbed energy (HAZ toughness) of the weld heat affected zone exceeded 50 J. Thus, the steel pipe in the Example of this invention had high toughness. Steels 23 to 35 represent comparative examples that do not satisfy the production conditions of the present invention. That is, in Steel 23, since the amount of C in the steel is smaller than the range of the present invention, the tensile strength was not sufficient.

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Abstract

　この超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法では、質量％で、Ｃ：０．０３～０．０６％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：１．５～２．５％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ｎｂ：０．０００１～０．２０％、Ａｌ：０．０００５～０．０３％、Ｔｉ：０．００３～０．０３０％、Ｂ：０．０００３～０．００３０％、Ｎ：０．００１０～０．００５０％、Ｏ：０．００５０％以下を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を溶製し；この鋼を鋳造して鋼片とし；この鋼片に熱間圧延を施して鋼板とし；ＭＳ点より高い所定の温度になるまで水冷を行った後、復熱を行う処理を少なくとも１回以上繰り返して、前記鋼板の表面を冷却し；最終水冷を行って、前記鋼板の表面をＭＳ点以下の温度まで冷却する。

Description

超高強度ラインパイプ用鋼板および鋼管の製造方法
　本発明は、鋼管の周方向の引張強度（ＴＳ）が９１５ＭＰａ以上になる変形能および低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法およびこの鋼板により製造された超高強度ラインパイプ用鋼管の製造方法に関する。特に、本発明の製造方法によって得られた鋼管は、天然ガス・原油輸送用ラインパイプとして広く使用できる。
　本願は、２００８年１１月７日に、日本に出願された特願２００８－２８７０５４号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、原油・天然ガスの長距離輸送方法としてパイプラインの重要性がますます高まっている。現在、長距離輸送用の幹線ラインパイプとしては米国石油協会（ＡＰＩ）規格Ｘ６５が設計の基本になっており、Ｘ６５のラインパイプの実際の使用量も圧倒的に多い。しかし、（１）高圧化による輸送効率の向上や（２）ラインパイプの外径・重量の低減による現地施工能率向上のため、より高強度のラインパイプが要望されている。これまでにＸ１２０（引張強度９１５ＭＰａ以上）までのラインパイプが実用化されている。
　一方、近年、ラインパイプの設計の考え方が変化している。従来は、応力を一定にしたパイプラインの設計（「ｓｔｒｅｓｓ　ｂａｓｅｄ　ｄｅｓｉｇｎ」）であった。しかしながら、最近は、パイプラインにひずみが加わっても鋼管の円周溶接部が破壊しないような、あるいは鋼管自体が座屈しないような設計（「ｓｔｒａｉｎ　ｂａｓｅｄ　ｄｅｓｉｇｎ」）を取り入れている。これまで、Ｘ８０以上の高強度ラインパイプについては、母材の低温靭性や溶接熱影響部の靱性を確保するような化学成分や製造条件が検討されていた。しかしながら、「ｓｔｒａｉｎ　ｂａｓｅｄ　ｄｅｓｉｇｎ」の場合には、母材の変形能あるいは、鋼管の塗装後の変形能も要求される。これらの靭性や変形能に関する課題を解決しなければ、「ｓｔｒａｉｎ　ｂａｓｅｄ　ｄｅｓｉｇｎ」用のＸ８０以上のラインパイプ用鋼管の製造は不可能である。パイプラインの超高強度化には、母材の強度と低温靱性とのバランス、溶接金属靭性および溶接熱影響部（ＨＡＺ）靱性、現地溶接性、耐継手軟化性、バースト試験による耐管体破断性などを確保しながら、母材の変形能に優れた鋼管を製造するための製造条件が必要とされる。そのため、これらの鋼管特性を満たすＸ８０以上、特に、Ｘ１２０以上の超高強度厚肉ラインパイプの開発が要望されている。
　これまで、ラインパイプ用鋼管の製造方法に関して、上記鋼管特性を改善するために、例えば、次のような方法が提案されている。特許文献１及び特許文献２には、鋼管の変形能を向上させるために、いずれも５００～６００℃までの前段では、鋼板を緩冷却し、その後の後段では、前段よりも速い冷却速度で冷却する方法が提案されている。この方法では、鋼板および鋼管のミクロ組織を制御することができる。さらに、特許文献３及び特許文献４には、鋼管の耐座屈性を改善するために、いずれも１５℃／ｓ以上の一定の冷却速度で冷却して、１６ｍｍ厚の鋼板を製造している。
特開２００４－１３１７９９号公報 特開２００３－２９３０８９号公報 特開平１１－２７９７００号公報 特開２０００－１７８６８９号公報
　しかしながら、特許文献１及び特許文献２に開示されている方法では、鋼板の水冷停止温度のばらつきが大きいため、鋼板の材質のばらつきが大きくなるという問題がある。また、特許文献３及び特許文献４に開示されている方法においても、鋼板の水冷停止温度のばらつきが大きいため、鋼板の強度のばらつきが大きいことに加え、鋼板の変形能を確保する点で大きな問題となる。
　本発明は、母材の強度、低温靱性および変形能に優れ、かつ現地溶接が容易な引張強度９１５ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１２０以上）の超高強度ラインパイプ用鋼板および鋼管の製造方法を提供する。
　本発明者らは、引張強度が９１５ＭＰａ以上であり、かつ低温靱性に優れた超高強度鋼板および鋼管を得るための鋼板および鋼管の製造条件について鋭意研究を行った。その結果、超高強度ラインパイプ用鋼板および超高強度ラインパイプ用鋼管の新しい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）超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法では、質量％で、Ｃ：０．０３～０．０６％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：１．５～２．５％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ｎｂ：０．０００１～０．２０％、Ａｌ：０．０００５～０．０３％、Ｔｉ：０．００３～０．０３０％、Ｂ：０．０００３～０．００３０％、Ｎ：０．００１０～０．００５０％、Ｏ：０．００５０％以下を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を溶製し；この鋼を鋳造して鋼片とし；この鋼片に熱間圧延を施して鋼板とし；ＭＳ点より高い所定の温度になるまで水冷を行った後、復熱を行う処理を少なくとも１回以上繰り返して、前記鋼板の表面を冷却し；最終水冷を行って、前記鋼板の表面をＭＳ点以下の温度まで冷却する。
　ここで、
ＭＳ＝５４５－３３０［Ｃ］＋２［Ａｌ］－１４［Ｃｒ］－１３［Ｃｕ］－２３［Ｍｎ］－５［Ｍｏ］－４［Ｎｂ］－１３［Ｎｉ］－７［Ｓｉ］＋３［Ｔｉ］＋４［Ｖ］
　但し、［Ｃ］、［Ａｌ］、［Ｃｒ］、［Ｃｕ］、［Ｍｎ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｎｉ］、［Ｓｉ］、［Ｔｉ］、［Ｖ］は、それぞれ、Ｃ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖの含有量（％）である。
（２）上記（１）に記載の超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法では、前記鋼が、更に、質量％で、Ｍｏ：０．０１～１．０％、Ｃｕ：０．０１～１．５％、Ｎｉ：０．０１～５．０％、Ｃｒ：０．０１～１．５％、Ｖ：０．０１～０．１０％、Ｗ：０．０１～１．０％、Ｚｒ：０．０００１～０．０５０％、Ｔａ：０．０００１～０．０５０％のうち少なくとも１種を含有してもよい。
（３）上記（１）に記載の超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法では、前記鋼が、更に、質量％で、Ｍｇ：０．０００１～０．０１０％、Ｃａ：０．０００１～０．００５％、ＲＥＭ：０．０００１～０．００５％、Ｙ：０．０００１～０．００５％、Ｈｆ：０．０００１～０．００５％、Ｒｅ：０．０００１～０．００５％のうち少なくとも１種を含有してもよい。
（４）上記（１）に記載の超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法では、最初の水冷から鋼板表面がマルテンサイト変態開始温度（ＭＳ点）に達するまでの平均冷却速度（℃／ｓ）がＶＣ９０以下であってもよい。
　ここで、
ＭＳ＝５４５－３３０［Ｃ］＋２［Ａｌ］－１４［Ｃｒ］－１３［Ｃｕ］－２３［Ｍｎ］－５［Ｍｏ］－４［Ｎｂ］－１３［Ｎｉ］－７［Ｓｉ］＋３［Ｔｉ］＋４［Ｖ］
ＶＣ９０＝１０（２．９４－０．７５β）
β＝２．７［Ｃ］＋０．４［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋０．４５（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）＋０．８［Ｃｒ］＋２［Ｍｏ］
　但し、［Ｃ］、［Ａｌ］、［Ｃｒ］、［Ｃｕ］、［Ｍｎ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｎｉ］、［Ｓｉ］、［Ｔｉ］、［Ｖ］は、それぞれ、Ｃ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖの含有量（％）である。
（５）上記（１）に記載の超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法では、前記水冷及び前記最終水冷の速度がＶＣ９０以上であってもよい。
（６）上記（１）に記載の超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法では、前記熱間圧延で、前記鋼片の再加熱温度が９５０℃以上、前記鋼片の未再結晶温度域での圧下比が３以上であってもよい。
（７）上記（１）に記載の超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法では、８５０℃以下の冷却開始温度から冷却してもよい。
（８）超高強度ラインパイプ用鋼管の製造方法では、（１）に記載の製造方法で製造した超高強度ラインパイプ用鋼板を、ＵＯ造管によって管状に成形し；前記超高強度ラインパイプ用鋼板の突き合わせ部を内外面から溶接ワイヤ－と焼成型もしくは溶融型フラックスとを使用してサブマージドアーク溶接を行い；その後、拡管を行う。
（９）上記（８）に記載の超高強度ラインパイプ用鋼管の製造方法では、前記サブマージドアーク溶接を行った後でかつ前記拡管を行う前に、溶接部を熱処理してもよい。
（１０）上記（８）に記載の超高強度ラインパイプ用鋼管の製造方法では、前記溶接部を２００℃以上５００℃以下の温度で熱処理してもよい。
　本発明によれば、化学成分を限定した鋼板を熱間圧延後、水冷と復熱とを繰り返しながら冷却することにより、鋼板及び鋼管の強度のばらつきを少なくし、ひずみ時効前後の鋼板及び鋼管の変形能を良好にすることが可能である。その結果、ラインパイプに対する安全性が大幅に向上する。
製造された鋼板の板厚方向の硬度分布の概略図である。 冷却中の鋼板の板厚方向の温度分布の概略図である。 鋼板表面の冷却パターンと鋼の変態線図との関係の一例を示す概略図である。
　以下、本発明の内容について詳細に説明する。
　本発明は、９１５ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有する低温靱性に優れた超高強度ラインパイプに関する発明である。この強度水準の超高強度ラインパイプは、従来から主流であるＸ６５と較べて約２．０倍の圧力に耐えるため、従来と同じサイズでより多くのガスを輸送することが可能になる。より高い圧力でＸ６５を使用する場合は、ラインパイプの肉厚を厚くする必要がある。そのため、材料費、輸送費、現地溶接施工費が高くなり、パイプライン敷設費が大幅に上昇する。したがって、パイプライン敷設費を削減するために、９１５ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有する低温靱性に優れた超高強度ラインパイプが必要とされる。一方、要求される鋼管の強度が増加するとともに、急激に鋼管の製造が困難になる。特に、「ｓｔｒａｉｎ　ｂａｓｅｄ　ｄｅｓｉｇｎ」を要求された時は、母材の強度と低温靭性とのバランスおよびシーム溶接部の靭性だけでなく、ひずみ時効後の変形能も含めた目標特性を得ることが必要である。しかしながら、これらのすべての特性を満足させることは、非常に困難である。
　「ｓｔｒａｉｎ　ｂａｓｅｄ　ｄｅｓｉｇｎ」を要求されたラインパイプでは、ラインパイプ間を接続する溶接金属の強度（円周溶接部の強度）が母材（鋼板または鋼管の鋼板であった部分）の長手方向（ラインパイプの管軸方向）の強度よりも高くなければならない。ラインパイプを使用する環境では、夏に凍土が融解したり、冬に再度凍土が生じたりすることがある。このような場合には、ラインパイプにひずみが生じ、円周溶接部より破断する。特に、円周溶接部の強度が母材の強度よりもアンダーマッチングとなる場合には、より小さなひずみで破断する。そのため、母材の長手方向の強度を円周溶接部の強度よりも下げる必要があり、母材の長手方向の強度は、円周溶接部の強度によって、上限が設定される。特に、ラインパイプの各グレードには強度範囲があるので、この上限によって、ラインパイプを製造するための母材の強度は、狭い範囲に制限される。従って、強度のばらつきを抑えたラインパイプの母材を安定して製造することが要求される。
　ラインパイプの母材の引張り強度を９１５ＭＰａ以上、かつ、狭い範囲に制限するために、発明者らは、鋭意研究を行った。その結果、鋼板に低Ｃ、Ｂ添加鋼を用い、鋼板の熱間圧延時の冷却条件を適正にすることが極めて重要であることが明らかになった。例えば、Ｃ量が０．０６％を超えると、焼入れ性が高すぎるため、鋼板の中心部と表面とで強度が大きく変化する。そのため、鋼板には、低Ｃ、Ｂ添加鋼を用いる。また、例えば、Ｃ量が０．０６％以下であっても、鋼板表面の冷却条件を全く制限せずに冷却すると、鋼板表面の冷却方法によっては、マルテンサイトが生成したり、しなかったりする。その場合、鋼板表面と鋼板の板厚方向中心部（鋼板内部）との間に硬度の差が生じたり、一枚の鋼板内や製造された鋼板間で強度にばらつきが生じたりするため、狭いレンジの強度を有するラインパイプが製造できなくなる。
　図１Ａ及び図１Ｂを用いて、上記強度のばらつきについて説明する。図１Ａは、製造された鋼板の板厚方向の硬度分布の概略図であり、図１Ｂは、冷却中の鋼板の板厚方向の温度分布の概略図である。図１Ａおよび図１Ｂにおいて、点線は、板厚の中心を、一点鎖線（ａ）は、水冷による単純冷却（例えば、図２中の破線（ｉ）で示す冷却条件）による結果を、実線（ｂ）は、本発明の冷却条件による結果を示す。図１Ａの一点鎖線（ａ）で示すように、鋼板表面の冷却条件を全く制限せずに冷却（単純冷却）を行った場合には、鋼板表面と鋼板の板厚方向中心部（鋼板内部）との間に硬度の差が生じる。この硬度の差は、図１Ｂに示すような冷却中の鋼板の板厚方向の温度分布に起因している。水冷時に鋼板表面は、直接水と接触するため、冷却されやすい。しかしながら、鋼板内部では、冷却速度が伝熱により支配されるため、鋼板内部は、鋼板表面よりも冷却されにくい。そのため、鋼板表面と鋼板内部とでは、それぞれ硬度が異なる組織が得られる。したがって、単純冷却では、冷却中の鋼板内の温度分布により、製造された鋼板内に硬度分布が生じる。このような硬度分布は、板厚方向に限られず、冷却の水量のむら等の不均一性によって、鋼板内の任意の場所に生じうる。このような鋼板内の強度のばらつきは、鋼板表面に応力集中が生じる鋼管製造時にしわや割れ等の表面欠陥の原因となる点で問題である。また、単純冷却では、鋼板の水冷を停止する温度が製造ロット毎で変化することがあるため、製造された鋼板間において、強度のばらつきが生じやすい。
　このような強度のばらつきを抑制するために、鋼板表面を、一度に冷却せず、水冷と後述する復熱とを繰り返しながら冷却することにより、一枚の鋼板内および製造された鋼板間の強度のばらつきを抑えることに成功した。復熱とは、所定の時間水冷を停止して、鋼板内部から鋼板表面へと熱を伝えること（高温部から低温部への伝熱）により、水冷直後よりも鋼板表面（低温部）の温度を高くする処理をいう。この復熱により、鋼板内部と鋼板表面との温度差が減少し、鋼板内の温度分布が均一になる。また、異なる製造ロットであっても、温度履歴を均一に制御することができる。しかしながら、本発明では、ベイナイト組織もしくはベイナイト／フェライト混合組織を得るため、鋼板の表面をマルテンサイト変態開始温度（ＭＳ点）より高い所定の温度に水冷を行った後、復熱を行う処理を少なくとも一回以上繰り返して、冷却することが最も重要である。さらに、水冷開始（最初の水冷）から鋼板表面がマルテンサイト変態開始温度（ＭＳ点）に達するまでの鋼板表面の平均冷却速度を９０％マルテンサイト組織が得られる臨界の冷却速度以下にすると、強度のばらつきは、さらに抑制される。なお、冷却の水量を調整すること（例えば、水量を減らすこと）によって、復熱を行ってもよい。また、最終水冷を行った後に復熱してもよい。この場合、水冷停止温度がＭＳ点を超えることもある。
　以下、本発明の鋼板（母材）成分を限定した理由について述べる。なお、本発明の化学成分について、％は、質量％を意味する。
　Ｃは、母材の強度を向上させる基本的な元素として欠かせない。そのため、０．０３％以上のＣを添加する必要がある。０．０６％を越えて過剰にＣを添加すると、鋼材の溶接性や靱性が低下する。そのため、Ｃの添加量の上限を０．０６％とする。
　Ｓｉは、製鋼時の脱酸元素として必要とされる。脱酸のために、鋼中に０．０１％以上のＳｉを添加する必要がある。しかしながら、０．５０％を越えてＳｉを添加すると、鋼材のＨＡＺ靱性が低下する。そのため、Ｓｉの添加量の上限を０．５０％とする。
　Ｍｎは、母材の強度および靱性を確保するために必要な元素である。しかしながら、Ｍｎの量が２．５％を越えると、母材のＨＡＺ靱性が著しく低下する。Ｍｎの量が１．５％未満では、母材の強度確保が困難になるため、Ｍｎの量の範囲を１．５～２．５％とする。
　Ｐは、鋼の靱性に影響を与える元素である。Ｐの量が０．０１％を越えると、母材だけでなくＨＡＺの靱性も著しく低下する。そのため、Ｐの量の上限を０．０１％とする。
　Ｓは、０．００３０％を越えて過剰に添加されると、粗大な硫化物を生成させる。この粗大な硫化物が靱性を低下させるので、Ｓの量の上限を０．００３０％とする。
　Ｎｂは、炭化物、窒化物を形成して強度を向上させる効果を有する元素である。しかしながら、０．０００１％以下のＮｂの添加では、その効果がない。また、０．２０％を越えるＮｂの添加では、靱性の低下を招く。そのため、Ｎｂの量の範囲を０．０００１～０．２０％とする。
　Ａｌは、通常脱酸材として添加される。本発明においては、０．０３％を越えてＡｌを添加すると、Ｔｉ主体の酸化物が生成しない。そのため、Ａｌの量の上限を０．０３％とする。また、溶鋼中の酸素量を低減するために、Ａｌを０．０００５％以上添加する必要がある。そのため、Ａｌの量の下限を０．０００５％とする。
　Ｔｉは、脱酸材として、さらには窒化物形成元素として、結晶粒の細粒化に効果を発揮する元素である。しかしながら、多量のＴｉの添加は、炭化物の形成による著しい靱性の低下をもたらすため、Ｔｉの量の上限を０．０３０％にする必要がある。しかしながら、所定の効果を得るためには、０．００３％以上のＴｉを添加する必要がある。したがって、Ｔｉの量の範囲を０．００３～０．０３０％とする。
　Ｂは、一般に、鋼中に固溶して焼入れ性を増加させる元素である。特に、０．０００３％以上のＢを添加することによって、その効果を得ることができる。しかしながら、過剰のＢの添加は、靱性の低下を招くため、Ｂの量の上限を０．００３０％とする。
　Ｎは、ＴｉＮを微細に析出させて、オーステナイト粒径を微細化するために必要である。Ｎの量が０．００１０％では、微細化が十分でないため、Ｎの量の下限を０．００１０％とする。また、Ｎの量が０．００５０％を超えると、固溶Ｎの量が増加し、母材の低温靭性が劣化するので、Ｎの量の上限を０．００５０％とする。
　Ｏは、０．００５０％を越えて過剰に添加されると、粗大な酸化物が生成し、母材の靱性を低下させる。そのため、Ｏの量の上限を０．００５０％とする。
　以上のような元素を含有し、残部が鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からなる鋼が、本発明の鋼板および鋼管に用いる好ましい基本組成である。
　なお、本発明においては、必要に応じて、強度および靱性を改善する元素として、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、Ｔａの中から、少なくとも１種の元素を添加することができる。
　Ｍｏは、焼入れ性を向上させると同時に、炭化物及び窒化物を形成し強度を改善する元素である。その効果を得るために、Ｍｏを０．０１％以上添加する必要がある。しかしながら、１．０％を越えた多量のＭｏの添加は、必要以上に母材の強度を増加させるとともに、靱性を著しく低下させる。したがって、Ｍｏの量の範囲を０．０１～１．０％とする。
　Ｃｕは、靱性を低下させずに強度を増加させるために有効な元素である。しかしながら、Ｃｕの量が０．０１％未満ではその効果がなく、Ｃｕの量が１．５％を越えると鋼片加熱時や溶接時に割れを生じやすくなる。従って、Ｃｕの量の含有量を０．０１～１．５％とする。
　Ｎｉは、靱性および強度の改善に有効な元素である。その効果を得るためにＮｉを０．０１％以上添加する必要がある。しかしながら、５．０％を超えてＮｉを添加した場合には、溶接性が低下する。そのため、Ｎｉの量の上限を５．０％とする。
　Ｃｒは、析出強化によって鋼の強度を向上させる元素である。そのため、Ｃｒを０．０１％以上添加する必要がある。しかしながら、多量にＣｒを添加すると、焼入れ性が増加するため、マルテンサイト組織が生じ、靱性が低下する。従って、Ｃｒの量の上限を１．５％とする。
　Ｖは、炭化物及び窒化物を形成して強度を向上させる効果を有する元素である。しかしながら、０．０１％以下のＶの添加では、その効果がない。また、０．１０％を越えるＶの添加では、靱性の低下を招く。そのため、Ｖの量の範囲を０．０１～０．１０％とする。
　Ｗは、焼入れ性を向上させると同時に、炭化物及び窒化物を形成し強度を改善する元素である。その効果を得るために、Ｗを０．０１％以上添加する必要がある。しかしながら、１．０％を越えた多量のＷの添加は、必要以上に母材の強度を増加させるとともに、靱性を著しく低下させる。したがって、Ｗの量の範囲を０．０１～１．０％とする。
　Ｚｒ及びＴａもＮｂと同様に炭化物、窒化物を形成して強度を向上させる効果を有する元素である。しかしながら、０．０００１％以下の添加では、その効果がない。また、０．０５０％を越えるＺｒもしくはＴａの添加では、靱性の低下を招く。そのため、ＺｒもしくはＴａの量の範囲を０．０００１～０．０５０％とする。
　また、本発明においては、必要に応じて、酸化物によるピニング効果あるいは耐ラメラテアー性を向上させるために、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅの中から少なくとも１種の元素を添加することができる。
　Ｍｇは、主に脱酸材として添加される。しかしながら、０．０１０％を越えてＭｇを添加すると、粗大な酸化物が生成し易くなり、母材およびＨＡＺ靱性が低下する。また、０．０００１％未満のＭｇの添加では、粒内変態とピニング粒子として必要な酸化物の生成とを十分に期待できない。そのため、Ｍｇの添加範囲を０．０００１～０．０１０％とする。
　ＣａおよびＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅは、硫化物を生成することにより圧延方向に伸長しやすいＭｎＳの生成を抑制し、鋼材の板厚方向の特性、特に耐ラメラテアー性を改善する。ＣａおよびＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅは、いずれも０．０００１％未満では、この効果が得られない。そのため、ＣａおよびＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅの量の下限を０．０００１％とする。逆に、ＣａおよびＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅは、いずれも０．００５０％を越えると、Ｃａ及びＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅの酸化物の個数が増加し、超微細なＭｇ含有酸化物の個数が低下する。そのため、ＣａおよびＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅの量の上限を０．００５０％とする。
　上記の成分を含有する鋼を製鋼工程で溶製後、連続鋳造などにより鋳造して鋼片（鋳片）とする。この鋼片に熱間圧延（鋼片の加熱後、圧延）を施して、鋼板にする。この場合、鋼片をＡＣ３点以上の温度（再加熱温度）に加熱し、再結晶温度域での圧下比が２以上、未再結晶温度域での圧下比が３以上となるように圧延する。その結果、得られた鋼板の平均旧オーステナイト粒径は、２０μｍ以下になる。
　上記の鋼片（鋳片）の再加熱温度は、９５０℃以上であることが好ましい。また、再加熱温度が高くなりすぎると、加熱時にγ粒が粗大化するので、再加熱温度を１２５０℃以下にすることが好ましい。
　再結晶温度域での圧下比については、圧下比が２未満であると再結晶が十分に生じないので圧下比を２以上とすることが好ましい。
　未再結晶温度域での圧下比を３以上にすれば、鋼板の平均旧オーステナイト粒径は、２０μｍ以下になる。そのため、未再結晶温度域での圧下比を３以上とすることが好ましい。より好ましくは、未再結晶温度域での圧下比が４以上である。この場合、鋼板の平均旧オーステナイト粒径を１０μｍ以下にすることができる。
　水冷を開始する温度（水冷開始温度）については、鋼板を８５０℃以下の水冷開始温度から冷却することが好ましい。すなわち、Ａｅ３点以下から鋼板の冷却を開始する。この場合、フェライト変態が生じて、鋼板の降伏比が低下するので、鋼板の変形能が良好になる。
　冷却方法については、鋼板表面がマルテンサイト変態開始温度に達するまで、水冷と復熱とを繰り返すことによって、鋼板表面を冷却することが最も重要である。この冷却方法によって、上述した鋼板の強度のばらつきを抑えることができる。さらに、水冷開始（最初の水冷）から鋼板表面がマルテンサイト変態開始温度（ＭＳ点）に達するまでの鋼板表面の平均冷却速度（℃／ｓ）を９０％マルテンサイト組織が得られる臨界の冷却速度ＶＣ９０（℃／ｓ）以下にすると、強度のばらつきは、さらに抑制される。なお、下記（１）と（２）および（３）式とに、それぞれＭＳ点とＶＣ９０との計算式を示す。
ＭＳ＝５４５－３３０［Ｃ］＋２［Ａｌ］－１４［Ｃｒ］－１３［Ｃｕ］－２３［Ｍｎ］－５［Ｍｏ］－４［Ｎｂ］－１３［Ｎｉ］－７［Ｓｉ］＋３［Ｔｉ］＋４［Ｖ］　・・・（１）
ＶＣ９０＝１０（２．９４－０．７５β）　・・・（２）
β＝２．７［Ｃ］＋０．４［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋０．４５（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）＋０．８［Ｃｒ］＋２［Ｍｏ］　・・・（３）
　但し、上記（１）～（３）式における［Ｃ］、［Ａｌ］、［Ｃｒ］、［Ｃｕ］、［Ｍｎ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｎｉ］、［Ｓｉ］、［Ｔｉ］、［Ｖ］は、それぞれＣ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖの含有量（％）である。
　なお、鋼板表面の温度は、鋼板の幅方向中央部を測定している。
　本発明における復熱について説明する。本発明における復熱は、鋼板を冷却する際、ＭＳ点より高い所定の温度になるまで鋼板の表面を一度水冷により冷却した後、一定時間水冷を停止し、水冷直後よりも鋼板表面の温度を高くする操作である。すなわち、ＭＳ点より高い所定の温度になるまで水冷を行った後、復熱を行う処理を少なくとも１回以上繰り返して、鋼板の表面を冷却する。その後、最後の水冷（最終水冷）を行って、鋼板の表面をＭＳ点以下の温度まで冷却する。この最終水冷の後、再度復熱してもよい。この復熱が行われた場合、最終冷却温度は、最後の復熱後の温度とする。なお、鋼板内の強度のばらつきを防ぐために、最終水冷前の鋼板の復熱回数は、２回以上であることが好ましい。また、生産性を確保するために、水冷及び最終水冷の速度は、ＶＣ９０以上であることが好ましい。本発明の冷却装置には、水量密度が同じになるように制御できるノズルが集まった場所（ゾーンとよぶ）がいくつかある。本発明では、例えば、これらのゾーンを、水冷を行う水冷ゾーンと水冷を行わない復熱ゾーンとに割り当てる。すなわち、第一のゾーン（水冷ゾーン）で水冷を行い、第二のゾーン（復熱ゾーン）で水冷を行わない時、鋼板の表面温度について、第二のゾーンの出口における温度が第一のゾーンの出口における温度よりも高くなる。さらに、第三のゾーン（水冷ゾーン）で水冷を行うと、鋼板の表面温度が下がる。このように、水冷ゾーンと復熱ゾーンとを繰り返すことによって鋼板の表面温度を下げていく。水冷を行わないゾーン（復熱ゾーン）は、鋼板の冷却状況等を勘案して任意に決めることができる。最終的に、鋼板表面は、最後の水冷ゾーンでＭＳ点以下の温度まで冷却される。
　上記冷却条件で、冷却を行う理由について、図２を参照して以下に具体的に説明する。図２は、鋼板表面の冷却パターンと鋼の変態線図との関係の一例である。図２の破線（ｉ）は、鋼板を冷却速度ＶＣ９０で冷却した場合の冷却パターンを示している。この冷却パターンでは、鋼板の約９０％がマルテンサイト組織となる。図２の点線（ｉｉ）で示すように、冷却速度ＶＣ９０よりも、鋼板表面の平均冷却速度が大きい場合には、鋼板表面は、ほぼマルテンサイト組織となる。そのため、鋼板表面の復熱を行った場合であっても、鋼板表面の靭性が著しく低下し、鋼管製造時に鋼板に表面割れ等の表面欠陥が生じることがある。一方、図２の実線（ｉｉｉ）および（ｉｖ）で示すように、冷却速度ＶＣ９０よりも、鋼板表面の平均冷却速度が小さい場合には、鋼板は、本発明のベイナイト組織もしくはベイナイト／フェライト混合組織となる。加えて、鋼板表面を復熱することにより、鋼板内部の組織が均一となり、強度のばらつきが少ない鋼板を製造することができる。
　冷却停止温度については、２００℃以下で最後の水冷（最終水冷）を停止させると、鋼板の板厚中心部に水素に起因すると考えられる欠陥が生成する。そのため、冷却停止温度の下限を２００℃とすることが好ましい。
　次に、上述した製造方法によって製造された超高強度ラインパイプ用鋼板を用いて、ＵＯプロセス（ＵＯ造管）によりラインパイプを製造する方法について述べる。板厚が１２～２５ｍｍの鋼板を製造後、ＵＯ造管（Ｃプレス、Ｕプレス、Ｏプレス）によって管状に成形する。その後、管状に成形された鋼板の端部をそれぞれつき合わせて、仮付け溶接を行う。この仮付け溶接には、ＭＡＧ溶接あるいはＭＩＧ溶接を用いる。仮付け溶接後、管状に成形された鋼板の突き合わせ部を内外面からサブマージドアーク溶接を行う。このサブマージドアーク溶接には、溶接ワイヤーと焼成型もしくは溶融型フラックスとを用いる。最後に、拡管を行い、鋼管を製造する。
　本発明の超高強度ラインパイプ用鋼管の製造方法においては、上記の内外面のサブマージドアーク溶接を行った後、かつ、拡管を行う前に溶接部（シーム溶接部）に熱処理を施すことが好ましい。また、この鋼管の熱処理条件として、溶接部を２００℃以上５００℃以下の温度で熱処理することが好ましい。この熱処理により、溶接部（溶接金属）に生じる靭性に有害なＭＡ（オーステナイトとマルテンサイトとの混合組織）を低減することができる。溶接部を２００℃以上５００℃以下の温度に加熱すると、旧オーステナイト粒界に沿って生成した粗大なＭＡが微細なセメンタイトに分解する。しかしながら、２００℃未満で溶接部を熱処理した場合には、粗大なＭＡがセメンタイトに分解しない。そのため、溶接部の熱処理温度の下限は、２００℃である。また、５００℃を超えて溶接部を熱処理すると、溶接部の靭性が劣化する。そのため、溶接部の熱処理温度の上限は、５００℃である。
　次に、本発明の実施例について述べる。
　表１の化学成分を有する厚さ２４０ｍｍの鋼片を１０００～１２１０℃に加熱した後、鋼片の厚さ（移送厚）が７０～１００ｍｍになるまで９５０℃以上の再結晶温度域で熱間圧延を行った。さらに、鋼片の厚さ（板厚）が１２～２５ｍｍになるまで８８０～７５０℃の範囲の未再結晶温度域で熱間圧延を行った。その後、６５０～８１０℃の温度から鋼板の冷却（最初の水冷）を開始し、ＭＳ点より高い所定の温度に水冷を行った後、復熱を行う処理を少なくとも１回以上繰り返して冷却を行った。その後、２５０～４５０℃までの温度で冷却（最終水冷）を停止した。なお、表１中には、参考のため、炭素当量Ｃｅｑ及び溶接割れ感受性指標Ｐｃｍも示している。
　製造されたそれぞれの鋼板の降伏強度と引張強度とを評価するために、それぞれの鋼板からＡＰＩ５Ｌ規格に準拠した全厚試験片を採取して、常温で引張試験を行った。採取方向について、これらの全厚試験片は、全厚試験片の長手方向が鋼板の幅方向と一致するように採取された。また、全厚試験片の採取位置は、鋼板先端部および鋼板末端部から鋼板の長手方向に１ｍ離れた位置である。これらの位置における鋼板の板幅中心部から両側に２本の全厚試験片が採取された。
　次に、この鋼板をＵＯ造管により成形した後、鋼板の突き合わせ部を炭酸ガスアーク溶接によって仮付け溶接を行った。その後、溶接ワイヤーと溶融フラックスとを用いて鋼板の突き合わせ部の内外面からサブマージドアーク溶接によるシーム溶接を行い、鋼管とした。シーム溶接の平均入熱量は、２．０～４．０ｋＪ／ｍｍとした。なお、一部の鋼管については、シーム溶接部に２５０～４５０℃の熱処理を実施した。鋼板および鋼管の製造条件を表２に示す。
　製造されたそれぞれの鋼管の降伏強度と引張強度とを評価するために、それぞれの鋼管からＡＰＩ試験片を採取して、引張試験を行った。採取方向について、これらのＡＰＩ試験片は、ＡＰＩ試験片の長手方向が鋼管の管軸方向と一致するように採取された。また、採取位置について、これらのＡＰＩ試験片は、管軸に垂直な切断面においてそれぞれの鋼管のシーム溶接部から１／４周離れた位置を中心としてその両側に２本ずつ採取された。また、参考として、ひずみ時効後の変形能を評価するためにこれらの鋼管を２１０℃で熱処理（５分間保持後空冷）し、上記と同様の位置から２本ずつＡＰＩ試験片を採取し、引張り試験を行った。引張り試験は、ＡＰＩ規格２０００に準拠している。また、鋼管の靭性を評価するために、－３０℃におけるシャルピー試験とＤＷＴ試験とを実施した。シャルピー試験及びＤＷＴ試験も、ＡＰＩ規格２０００に準拠している。シャルピー試験片とＤＷＴ試験片とは、試験片の長手方向が鋼管の円周方向と一致するように、管軸に垂直な切断面において鋼管のシーム溶接部から１／２周離れた位置から採取された。ＤＷＴ試験片は、それぞれの鋼管から２本ずつ採取され、シャルピー試験片は、それぞれの鋼管の肉厚中心部から３本ずつ採取された。
　さらに、製造されたそれぞれの鋼管のＨＡＺ靭性を評価した。ＨＡＺ靭性を評価するための試験片は、鋼管のシーム溶接部近傍の溶接熱影響部（ＨＡＺ）から採取し、ＦＬ＋１ｍｍ（ＨＡＺ部とシーム溶接部との境界からＨＡＺ部側に１ｍｍの位置）にノッチが入れられた。これらの試験片は、それぞれの鋼管から３本ずつ採取された。これらの試験片は、いずれも－３０℃におけるシャルピー試験により評価された。
　これらの試験結果を表３に示す。なお、表３中には、参考のため、引張強度だけでなく、降伏強度および降伏比についても示している。
　鋼１～２２は、本発明の実施例を示す。表３から明らかなように、これらの鋼管は、Ｘ１２０以上の引張強度を有しており、かつ鋼板及び鋼管内の強度のばらつきも６０ＭＰａ以下に抑えられていた。また、鋼管のシャルピーエネルギーは、２００Ｊ以上、ＤＷＴＴ延性破面率は、８５％以上であり、溶接熱影響部のシャルピー吸収エネルギー（ＨＡＺ靭性）は、５０Ｊを超えていた。このように、本発明の実施例における鋼管は、高い靭性を有していた。鋼２３～３５は、本発明の製造条件を満たさない比較例を示す。すなわち、鋼２３では、本発明の範囲より鋼中のＣ量が少ないため、引張強度が十分でなかった。鋼２４～２９では、基本成分及び選択元素の内少なくとも１種の元素が、本発明の範囲を越えて鋼中に添加されているため、ＨＡＺ靱性が十分でなかった。一方、鋼３０～３５では、鋼板表面を復熱することなく冷却したため、鋼板及び鋼管の強度のばらつきが、１００ＭＰａ以上と大きかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　母材の強度、低温靱性および変形能が優れ、かつ現地溶接が容易な引張強度９１５ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１２０以上）の超高強度ラインパイプ用鋼板および鋼管の製造方法を提供することができる。

Claims (10)

  1. 　質量％で、
           Ｃ：０．０３～０．０６％
           Ｓｉ：０．０１～０．５０％
           Ｍｎ：１．５～２．５％
           Ｐ：０．０１％以下
           Ｓ：０．００３０％以下
           Ｎｂ：０．０００１～０．２０％
           Ａｌ：０．０００５～０．０３％
           Ｔｉ：０．００３～０．０３０％
           Ｂ：０．０００３～０．００３０％
           Ｎ：０．００１０～０．００５０％
           Ｏ：０．００５０％以下
    を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を溶製し；
    　この鋼を鋳造して鋼片とし；
    　この鋼片に熱間圧延を施して鋼板とし；
    　ＭＳ点より高い所定の温度になるまで水冷を行った後、復熱を行う処理を少なくとも１回以上繰り返して、前記鋼板の表面を冷却し；
    　最終水冷を行って、前記鋼板の表面をＭＳ点以下の温度まで冷却する；
    ことを特徴とする超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
    ＭＳ＝５４５－３３０［Ｃ］＋２［Ａｌ］－１４［Ｃｒ］－１３［Ｃｕ］－２３［Ｍｎ］－５［Ｍｏ］－４［Ｎｂ］－１３［Ｎｉ］－７［Ｓｉ］＋３［Ｔｉ］＋４［Ｖ］
    　但し、［Ｃ］、［Ａｌ］、［Ｃｒ］、［Ｃｕ］、［Ｍｎ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｎｉ］、［Ｓｉ］、［Ｔｉ］、［Ｖ］は、それぞれ、Ｃ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖの含有量（％）
  2. 　前記鋼が、更に、質量％で、
           Ｍｏ：０．０１～１．０％
           Ｃｕ：０．０１～１．５％
           Ｎｉ：０．０１～５．０％
           Ｃｒ：０．０１～１．５％
           Ｖ：０．０１～０．１０％
           Ｗ：０．０１～１．０％
           Ｚｒ：０．０００１～０．０５０％
           Ｔａ：０．０００１～０．０５０％
    のうち少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１に記載の超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
  3. 　前記鋼が、更に、質量％で、
           Ｍｇ：０．０００１～０．０１０％
           Ｃａ：０．０００１～０．００５％
           ＲＥＭ：０．０００１～０．００５％
           Ｙ：０．０００１～０．００５％
           Ｈｆ：０．０００１～０．００５％
           Ｒｅ：０．０００１～０．００５％
    のうち少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１に記載の超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
  4. 　最初の水冷から鋼板表面がマルテンサイト変態開始温度（ＭＳ点）に達するまでの平均冷却速度（℃／ｓ）がＶＣ９０以下であることを特徴とする請求項１に記載の超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
    ＭＳ＝５４５－３３０［Ｃ］＋２［Ａｌ］－１４［Ｃｒ］－１３［Ｃｕ］－２３［Ｍｎ］－５［Ｍｏ］－４［Ｎｂ］－１３［Ｎｉ］－７［Ｓｉ］＋３［Ｔｉ］＋４［Ｖ］
    ＶＣ９０＝１０（２．９４－０．７５β）
    β＝２．７［Ｃ］＋０．４［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］＋０．４５（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）＋０．８［Ｃｒ］＋２［Ｍｏ］
    　　但し、［Ｃ］、［Ａｌ］、［Ｃｒ］、［Ｃｕ］、［Ｍｎ］、［Ｍｏ］、［Ｎｂ］、［Ｎｉ］、［Ｓｉ］、［Ｔｉ］、［Ｖ］は、それぞれ、Ｃ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖの含有量（％）
  5. 　前記水冷及び前記最終水冷の速度がＶＣ９０以上であることを特徴とする請求項１に記載の超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
  6. 　前記熱間圧延で、前記鋼片の再加熱温度が９５０℃以上、前記鋼片の未再結晶温度域での圧下比が３以上であることを特徴とする請求項１に記載の超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
  7. 　８５０℃以下の冷却開始温度から冷却することを特徴とする請求項１に記載の超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
  8. 　請求項１に記載の製造方法で製造した超高強度ラインパイプ用鋼板を、ＵＯ造管によって管状に成形し；
    　前記超高強度ラインパイプ用鋼板の突き合わせ部を内外面から溶接ワイヤ－と焼成型もしくは溶融型フラックスとを使用してサブマージドアーク溶接を行い；
    　その後、拡管を行う；
    ことを特徴とする超高強度ラインパイプ用鋼管の製造方法。
  9. 　前記サブマージドアーク溶接を行った後でかつ前記拡管を行う前に、溶接部を熱処理することを特徴とする請求項８に記載の超高強度ラインパイプ用鋼管の製造方法。
  10. 　前記溶接部を２００℃以上５００℃以下の温度で熱処理することを特徴とする請求項９に記載の超高強度ラインパイプ用鋼管の製造方法。
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