WO2016157856A1 - 高強度鋼及びその製造方法、並びに鋼管及びその製造方法 - Google Patents

高強度鋼及びその製造方法、並びに鋼管及びその製造方法 Download PDF

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周作 太田
純二 嶋村
石川　信行
遠藤　茂
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • F16L—PIPES; JOINTS OR FITTINGS FOR PIPES; SUPPORTS FOR PIPES, CABLES OR PROTECTIVE TUBING; MEANS FOR THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16L9/00—Rigid pipes
    • F16L9/17—Rigid pipes obtained by bending a sheet longitudinally and connecting the edges
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel having a yield strength of 550 MPa or more before and after long-term aging in a medium temperature range.
  • the high-strength steel of the present invention can be suitably used as a raw material for high-strength steel pipes for steam piping.
  • the temperature of the steam fed into the oil reservoir is in the temperature range of 300 to 400 ° C. (hereinafter referred to as the intermediate temperature range).
  • the intermediate temperature range the temperature of the steam fed into the oil reservoir is in the temperature range of 300 to 400 ° C.
  • steam having a temperature in the middle temperature range is sent into the oil reservoir at high pressure.
  • a steel pipe is used for feeding the steam.
  • Patent Document 1 There are Patent Document 1 and Patent Document 2 as conventional technologies for steel pipes for vapor transport that can be used in the steam injection method.
  • a seamless pipe equivalent to API X80 grade is reported, and the maximum outer diameter of the steel pipe of this seamless pipe is 16 inches.
  • Patent Documents 3 and 4 disclose a technique for manufacturing a high-strength steel pipe that can be increased in diameter and is manufactured by welding. More specifically, Patent Documents 3 and 4 relate to a technique for manufacturing a high-strength steel pipe made by TMCP (Thermo-mechanical control process) and having an API X80 grade or higher strength.
  • TMCP Thermo-mechanical control process
  • JP 2000-290728 A Japanese Patent No. 4821939 Japanese Patent No. 5055736 Japanese Patent No. 4741528
  • Patent Document 3 the high temperature characteristics in the middle temperature range satisfy the X80 grade. However, Patent Document 3 does not consider strength characteristics when used for a long time.
  • the present invention has been made to solve the above-mentioned problems, and its purpose is a material for a steel pipe that satisfies all of the fact that it has a large diameter and has the strength characteristics required for a high-strength steel pipe for steam transportation.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength steel and a manufacturing method thereof.
  • Another object of the present invention is to provide a steel pipe composed of the high-strength steel and a manufacturing method thereof.
  • the inventors of the present invention diligently studied the characteristics in the middle temperature range of the high-strength steel pipe having a large diameter. As a result, it is possible to obtain a high-strength steel capable of producing a high-strength steel pipe having strength characteristics required for a high-strength steel pipe for steam transport while having a large diameter by appropriately selecting the component composition and the production conditions. I found.
  • the present invention has been made by further studying the above knowledge, that is, the present invention comprises the following.
  • [3] A steel pipe composed of the high-strength steel according to [1] or [2].
  • [4] A method for producing high-strength steel according to [1] or [2], wherein a heating step of heating the steel material to 1100 to 1200 ° C and a steel material heated in the heating step are 900 ° C or less
  • the hot rolling step in which hot rolling is performed under conditions where the cumulative rolling reduction at 50% or more and the rolling end temperature is 850 ° C. or less, and the hot-rolled sheet obtained in the hot rolling step, the cooling rate is 5 ° C. / Sec.
  • an accelerated cooling process in which accelerated cooling is performed under the condition of a cooling stop temperature of 300 to 550 ° C.
  • the high-strength steel of the present invention is, by mass, C: 0.04 to 0.09%, Si: 0.05 to 0.20%, Mn: 1.5 to 2.0%, P: 0.020. %: S: 0.002% or less, Cr: 0.50% or less, Mo: 0.10 to 0.50%, Nb: 0.010 to 0.050%, V: 0.070% or less, Ti : 0.005 to 0.02%, Al: 0.01 to 0.04%, N: 0.006% or less.
  • “%” representing the content of a component means “mass%”.
  • C 0.04 to 0.09%
  • C is an element necessary for securing the strength of steel by solid solution strengthening and precipitation strengthening.
  • the increase in the amount of solute C and the formation of precipitates contribute to securing the strength in the middle temperature range.
  • the C content is set to 0.04% or more in order to ensure a predetermined strength at room temperature and in the middle temperature range.
  • the upper limit of the C content is set to 0.09%.
  • the C content is 0.04 to 0.09%.
  • Si 0.05-0.20% Si is added for deoxidation. If the Si content is less than 0.05%, a sufficient deoxidation effect cannot be obtained. If the Si content exceeds 0.20%, the toughness is deteriorated. Therefore, the Si content is set to 0.05 to 0.20%.
  • Mn 1.5 to 2.0%
  • Mn is an element effective for improving the strength and toughness of steel. If the Mn content is less than 1.5%, the effect is small. Moreover, when Mn content exceeds 2.0%, toughness and weldability will deteriorate remarkably. Therefore, the Mn content is set to 1.5 to 2.0%.
  • P 0.020% or less
  • P is an impurity element and deteriorates toughness. For this reason, it is desirable to reduce P content as much as possible. However, if the P content is excessively reduced, the manufacturing cost increases. Therefore, the P content is set to 0.020% or less as a condition for deterioration of toughness to be within an allowable range.
  • S 0.002% or less S is an impurity element and deteriorates toughness. For this reason, it is desirable to reduce S content as much as possible. Even when Ca is added to control the morphology of MnS to CaS-based inclusions, finely dispersed CaS-based inclusions can cause toughness reduction in the case of X80 grade high-strength materials. Therefore, the S content is set to 0.002% or less.
  • Cr 0.50% or less Cr is one of elements effective in increasing the temper softening resistance and increasing the high temperature strength.
  • the Cr content is preferably 0.05% or more.
  • the Cr content is set to 0.50% or less.
  • Cr may not be included as long as temper softening resistance can be increased and high-temperature strength can be increased due to the fact that formula (1) described below is in a desired range.
  • Mo 0.10 to 0.50% Mo strengthens solid solution and improves hardenability. Due to the solid solution strengthening and the improvement of hardenability, the effect of increasing the strength is obtained, and in particular, the strength in the middle temperature range due to the increase in the temper softening resistance increases. If the Mo content is less than 0.10%, the effect is small and sufficient strength cannot be obtained. On the other hand, when the Mo content exceeds 0.50%, the effect is saturated, and the toughness and weldability deteriorate. Therefore, the Mo content is set to 0.1 to 0.50%.
  • Nb 0.010 to 0.050%
  • Nb suppresses the growth of crystal grains during slab heating and rolling. By this suppression, the microstructure becomes finer, and sufficient strength and toughness can be imparted to the steel.
  • Nb is also a component that forms carbides and is necessary for securing the strength in the middle temperature range. The effect is remarkable when the Nb content is 0.010% or more. Moreover, when Nb content exceeds 0.050%, not only the effect will be saturated but toughness and weldability will deteriorate. Therefore, the Nb content is set to 0.010 to 0.050%.
  • V 0.070% or less
  • V is added in a small amount to refine crystal grains and contribute to an increase in strength.
  • it is one of the elements that increase the resistance to temper softening and is effective in increasing the strength in the middle temperature range.
  • the V content is preferably 0.01% or more.
  • V content exceeds 0.070%, the toughness of a welding heat affected zone will deteriorate. Therefore, the V content is specified to be 0.070% or less. Note that V may not be included as long as the high-temperature strength can be increased by the fact that X represented by the formula (1) described below is in a desired range.
  • Ti 0.005 to 0.02%
  • Ti has the effect of forming TiN to suppress grain growth at the time of slab heating and welding heat affected zone, and to refine the microstructure and improve toughness.
  • the Ti content needs to be 0.005% or more.
  • the Ti content is set to 0.02% or less.
  • Al 0.01 to 0.04% Al is added as a deoxidizer. In order to obtain this effect, the Al content needs to be 0.01% or more. If the Al content exceeds 0.04%, the toughness deteriorates. Therefore, the Al content is set to 0.01 to 0.04%.
  • N forms TiN together with Ti and is finely dispersed in the high temperature region of the weld heat affected zone reaching 1350 ° C. or higher. This fine dispersion makes the prior austenite grains in the weld heat affected zone finer and greatly contributes to improving the toughness of the weld heat affected zone.
  • the N content is preferably 0.002% or more. When the N content exceeds 0.006%, the coarsening of precipitates and the deterioration of the toughness of the base metal due to the increase of the solid solution N and the deterioration of the toughness of the weld metal in the steel pipe are caused. Therefore, the N content is set to 0.006% or less.
  • X (X 0.35Cr + 0.9Mo + 12.5Nb + 8V (1)): 0.75% or more
  • the Cr content, the Mo content, the Nb content and the V content are set such that X (%) is 0. Adjust to 75% or more.
  • X (%) is an important factor for obtaining a steel having excellent strength after long-term aging in a medium temperature range. It is necessary to suppress X (%) to 0.75% or more so that dislocation recovery during long-term aging is suppressed and the dislocation density is 1.0 ⁇ 10 15 / m 2 after long-term aging.
  • X (%) is preferably 1.00% or less, and more preferably 0.90% or less.
  • the present invention may not include Cr and V. In this case, 0 may be substituted for “Cr” and “V” of “0.35Cr + 0.9Mo + 12.5Nb + 8V”.
  • the high-strength steel of the present invention may contain one or two of Cu and Ni for the purpose of further improving the characteristics.
  • Cu 0.50% or less
  • Cu is one of elements effective for improving toughness and increasing strength.
  • the Cu content is preferably 0.05% or more.
  • Cu content exceeds 0.50%, weldability will fall. Therefore, when Cu is contained, the Cu content is set to 0.50% or less.
  • Ni 0.50% or less
  • Ni is one of elements effective for improving toughness and increasing strength.
  • the Ni content is preferably 0.05% or more.
  • the Ni content exceeds 0.50%, the effect is saturated and the manufacturing cost increases. Therefore, when Ni is contained, the Ni content is set to 0.50% or less.
  • Cu content, Ni content, Cr content and Mo content are adjusted so that Cu + Ni + Cr + Mo (element symbol means content (mass%) of each element) is 0.90% or less. It is preferable to adjust. These element groups contribute to an increase in strength, and the properties of the steel can be enhanced as the amount added increases. However, in order to keep the manufacturing cost low, it is preferable to set Cu + Ni + Cr + Mo to 0.90% or less.
  • the balance other than the above components is Fe and inevitable impurities.
  • Inevitable impurities include B: 0.0002% or less.
  • the bainite fraction is 50% or more in terms of area ratio.
  • a bainite fraction of 50% or more is necessary for increasing the initial dislocation density.
  • the upper limit of a bainite fraction is not specifically limited.
  • ferrite, pearlite, martensite, island-like martensite (MA), retained austenite, and the like may be included in a total area ratio of 50% or less.
  • the dislocation density after aging performed under the condition of Lerson Miller Parameter (LMP) 15000 is 1.0 ⁇ 10 15 / m 2 or more and the yield strength is 550 MPa or more.
  • the yield strength after the above treatment is 550 MPa or more.
  • the yield strength is 550 MPa or more, there is an effect that stable operation as a steel pipe for steam piping is possible.
  • the said yield strength means the yield strength measured by the 350 degreeC high temperature tensile test.
  • test specimens collected from either the steel plate or the steel pipe both have a yield strength of 550 MPa or more before and after the aging treatment.
  • the dislocation density after the treatment is 1.0 ⁇ 10 15 / m 2 or more.
  • the yield strength at 350 ° C. can be ensured to be 550 MPa or more.
  • strain is obtained from the half-value width ⁇ of X-ray diffraction and converted.
  • the K ⁇ 1 line and the K ⁇ 2 line having different wavelengths overlap each other, so that they are separated by the Rachinger method.
  • the Williamson-Hall method shown below is used to calculate the strain.
  • the spread of the half width is affected by the size D of the crystallite and the strain ⁇ , and can be calculated by the following equation as the sum of both factors.
  • this equation can be modified as follows.
  • ⁇ cos ⁇ / ⁇ 0.9 / D + 2 ⁇ ⁇ sin ⁇ / ⁇
  • the strain ⁇ is calculated from the slope of the straight line.
  • the diffraction lines used for calculation are (110), (211), and (220).
  • ⁇ 14.4 ⁇ 2 / b 2
  • ⁇ dislocation density
  • ⁇ means the peak angle calculated by the ⁇ -2 ⁇ method of X-ray diffraction
  • ⁇ means the wavelength of X-rays used in X-ray diffraction.
  • the steel pipe of this invention is comprised from said high strength steel. Since the steel pipe of the present invention is composed of the high-strength steel of the present invention, it has the strength characteristics required for a high-strength welded steel pipe for steam transportation even with a large diameter.
  • the large diameter means that the outer diameter (diameter) of the steel pipe is 500 mm or more.
  • the thickness of the steel pipe is not particularly limited, but is 12 to 30 mm for steam transportation.
  • LMP Lerson Miller Parameter
  • the manufacturing method of the present invention includes a heating step, a hot rolling step, and an accelerated cooling step.
  • the temperature is an average temperature in the thickness direction unless otherwise specified.
  • the average temperature in the plate thickness direction is obtained by simulation calculation or the like from the plate thickness, surface temperature, cooling conditions, and the like.
  • the average temperature in the plate thickness direction is obtained by calculating the temperature distribution in the plate thickness direction using the difference method.
  • the heating step is a step of heating the steel material to 1100 to 1200 ° C.
  • the steel material is a slab obtained by casting molten steel, for example. Since the component composition of the steel material becomes the component composition of the high-strength steel, the component composition of the high-strength steel may be adjusted at the stage of adjusting the component composition of the molten steel. In addition, it does not specifically limit about the steel manufacturing method of a steel raw material. From the economical point of view, it is desirable to cast steel pieces by a steelmaking process by a converter method and a continuous casting process.
  • the heating temperature of the steel material needs to be 1100 ° C. or higher. is there.
  • the heating temperature exceeds 1200 ° C., austenite grain growth is remarkable and the base material toughness deteriorates. Therefore, the heating temperature was set to 1100 to 1200 ° C.
  • the hot rolling process is a process in which the steel material heated in the heating process is heated under conditions where the cumulative rolling reduction at 900 ° C. or less is 50% or more and the rolling end temperature is 850 ° C. or less. This is a step of hot rolling.
  • the upper limit of the austenite non-recrystallization temperature range rises to about 900 ° C. by adding Nb.
  • austenite grains are extended and become fine grains in the plate thickness and width directions, and the dislocation density in the grains introduced by rolling increases.
  • the cumulative rolling reduction at 900 ° C. or less is 50% or more and the rolling end temperature is 850 ° C. or less, this effect is remarkably exhibited.
  • the upper limit of the cumulative rolling reduction is not particularly limited. However, if the cumulative rolling reduction is excessively increased, an excessive load may be applied to the rolling mill. Therefore, the cumulative rolling reduction is preferably 90% or less.
  • the cumulative rolling reduction at 900 ° C. or less is less than 50% or the rolling end temperature exceeds 850 ° C., the austenite grains are not sufficiently refined, and the dislocation density in the grains is small. Strength deteriorates. Accordingly, the cumulative rolling reduction at 900 ° C. or less is 50% or more and the rolling end temperature is 850 ° C. or less.
  • the lower limit of the rolling end temperature is not particularly limited, but Ar 3 ° C. or higher is preferable because the uniformity of the structure is ensured by cooling from the state in which the entire steel is austenite.
  • the accelerated cooling process refers to the hot rolled sheet obtained in the hot rolling process, the cooling rate (the difference between the cooling start temperature and the cooling stop temperature is the time required from the start of cooling to the stop of cooling. Is the process of accelerated cooling under conditions of 5 ° C./second or more and a cooling stop temperature of 300 to 550 ° C.
  • the strength of high-strength steel tends to increase with increasing cooling rate in accelerated cooling.
  • the cooling rate during accelerated cooling is less than 5 ° C./s, transformation starts at a high temperature, so that ferrite and pearlite are generated in addition to bainite, and dislocation recovery also proceeds during cooling.
  • the cooling rate during accelerated cooling is set to 5 ° C./s or more.
  • the upper limit of a cooling rate is not specifically limited, In order to avoid the excessive raise of a martensite fraction, it is preferable that a cooling rate is 50 degrees C / s or less.
  • the manufacturing method of the steel pipe of this invention has a cold forming process and a welding process.
  • the cold forming step is a step of cold forming a steel plate made of the high strength steel of the present invention into a tubular shape.
  • the thickness of the steel sheet is preferably 12 to 30 mm.
  • the method for forming the steel sheet into a tubular shape while it is cold is not particularly limited.
  • Examples of the molding method include UOE molding, press bend molding, and roll molding.
  • the welding process is a process of welding the butt portion of the steel sheet formed into a tubular shape in the cold forming process.
  • the welding method is not particularly limited, but may be welded by submerged arc welding or the like. Note that it is preferable to perform pipe expansion on the welded steel pipe because the roundness of the pipe cross section is improved.
  • the heat treatment after the production of the steel pipe may be performed according to the desired characteristics and is not particularly defined.
  • steel sheets (plate thickness 15 to 25 mm) produced under the manufacturing conditions shown in Table 2 were subjected to seam welding after cold forming, and an outer diameter of 610 mm ⁇ tube thickness 15 A steel pipe of ⁇ 25 mm was produced.
  • the “rolling rate” is the cumulative rolling rate at 900 ° C. or less
  • “FT” is the rolling end temperature
  • “cold speed” is the cooling rate
  • “cold stop” is the cooling stop temperature
  • heat treatment "Means long-term aging treatment.
  • a sample for steel structure observation was collected from the central part of the sheet width of the steel sheet produced as described above, and after a plate thickness section parallel to the rolling longitudinal direction was mirror-polished, a microstructure was developed by Nital corrosion. Thereafter, using an optical microscope, steel structure photographs were randomly taken for 5 fields of view at a magnification of 400 times, and the bainite fraction in the photographs was measured with an image analyzer.
  • tensile test pieces were collected in a direction perpendicular to the rolling direction of the steel sheet, and the yield strength (unit MPa) at 350 ° C. was determined.
  • a round bar test piece having a diameter of 6 mm was used, and a yield strength (unit: MPa) at 350 ° C. of 550 MPa or more was considered good.
  • tensile test pieces were taken in a direction perpendicular to the rolling direction of the steel sheet, and the yield strength (unit MPa) at 350 ° C. was obtained.
  • a round bar test piece having a diameter of 6 mm was used, and a yield strength (unit: MPa) at 350 ° C. of 550 MPa or more was considered good.
  • E + number means “10 to the power of (number)”.
  • E + 15 means 10 15 .
  • Table 2 shows the manufacturing conditions of the steel sheet and the obtained characteristics.
  • the steels of the present invention (Nos. 1 to 9) that are within the scope of the present invention in terms of chemical composition and steel plate production conditions have a yield strength (unit MPa) at 350 ° C. of the steel plate and steel pipe of 550 MPa or more, and the steel plate has a long time.
  • the yield strength at 350 ° C. after aging is also 550 MPa or more.
  • the dislocation density after aging for a long time is 1.0 ⁇ 10 15 / m 2 or more in the present invention example, which is good. Met.
  • comparative steels (Nos. 10 to 19) whose chemical composition or steel plate production conditions are outside the scope of the present invention have a strength at 350 ° C. and / or a strength at 350 ° C. before and after long-term aging. It was inferior.

Abstract

　大径であること、蒸気輸送用の高強度鋼管に要求される強度特性を有することの全てを満たす鋼管の素材となる高強度鋼及びその製造方法を提供する。　特定の成分組成からなり、式（１）で表されるＸが０．７５％以上であり、ベイナイト分率が５０％以上の組織を有する鋼であり、Ｌｅｒｓｏｎ　Ｍｉｌｌｅｒ　Ｐａｒａｍｅｔｅｒ　（ＬＭＰ）＝１５０００の条件で行った時効後の、転位密度が１．０×１０１５／ｍ２以上かつ上記時効前後の降伏強度５５０ＭＰａ以上である高強度鋼。 Ｘ＝０．３５Ｃｒ＋０．９Ｍｏ＋１２．５Ｎｂ＋８Ｖ　（１）　式（１）中における元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。また、含有しない元素については０を代入する。

Description

高強度鋼及びその製造方法、並びに鋼管及びその製造方法
　本発明は、中温度域での長時間時効前後における降伏強度が５５０ＭＰａ以上の高強度鋼に関する。特に、本発明の高強度鋼は、蒸気配管用の高強度鋼管の素材として好適に使用可能である。
　カナダ等に埋蔵されている油層からオイルサンドを回収する方法として、露天堀による方法と高温・高圧の蒸気を鋼管により油層に挿入するスチームインジェクション法がある。露天掘りが適用可能な地域が少ないため、多くの地域ではスチームインジェクション法が用いられる。
　スチームインジェクション法において、油層内へ送入される蒸気の温度は、３００～４００℃の温度域（以下、中温度域という）にある。スチームインジェクション法では、中温度域の温度を有する蒸気が、高圧にて油層内に送り込まれる。この蒸気の送り込みには、上記の通り、鋼管が使用される。
　近年、エネルギー需要の増加に伴う重質油の回収率の向上ならびに敷設コストの低減を目的として、上記鋼管の大径化ならびに高強度化が要望されている。
　スチームインジェクション法に使用可能な蒸気輸送用の鋼管の従来技術として、特許文献１及び特許文献２がある。これらの特許文献では、ＡＰＩ　Ｘ８０グレード相当の継目無管が報告されており、この継目無管の鋼管外径が最大で１６インチである。
　継目無鋼管においては、更なる大径化が困難である。また、継目無鋼管においては、ＡＰＩ　Ｘ８０グレード以上の強度を得るには合金元素の多量添加が求められる。
　ところで、特許文献３、４には、大径化が可能であり、溶接によって製造された高強度鋼管の製造技術が開示されている。より具体的には、特許文献３、４は、ＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ－ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　ｃｏｎｔｒｏｌ　ｐｒｏｃｅｓｓ）により作製され、ＡＰＩ　Ｘ８０グレード以上の強度を有する高強度鋼管の製造技術に関する。
特開２０００－２９０７２８号公報 特許第４８２１９３９号公報 特許第５０５５７３６号公報 特許第４７４１５２８号公報
　特許文献３では、中温度域における高温特性はＸ８０グレードを満足する。しかし、特許文献３では、長時間使用した際の強度特性については考慮されていない。
　特許文献４では長期間時効後のクリープ特性が記載されており、開発鋼は破断強度の改善が見られるものの、安全の判断基準が明確にされていない。また、破断強度もＸ８０グレードにおける降伏応力の規格下限値の８０％（＝４４０ＭＰａ）を下回る値も散見され、十分な強度とは言いがたい。
　このように、従来技術では、大径であること、蒸気輸送用の高強度鋼管に要求される強度特性を有することの全てを満たす蒸気配管用の高強度鋼管を得ることができない。
　本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、その目的は、大径であること、蒸気輸送用の高強度鋼管に要求される強度特性を有することの全てを満たす鋼管の素材となる高強度鋼及びその製造方法を提供することにある。また、本発明は、上記高強度鋼から構成される鋼管及びその製造方法を提供することも目的とする。
　本発明者等は、大径化された高強度鋼管における中温度域での特性について鋭意検討した。その結果、成分組成と製造条件を適宜選定することにより、大径でありながら、蒸気輸送用の高強度鋼管に要求される強度特性を有する高強度鋼管を製造可能な高強度鋼が得られることを見出した。
　本発明は上記知見に更に検討を加えてなされたものであり、すなわち、本発明は以下で構成される。
　［１］質量％で、Ｃ：０．０４～０．０９％、Ｓｉ：０．０５～０．２０％、Ｍｎ：１．５～２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．１０～０．５０％、Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％、Ｖ：０．０７０％以下、Ｔｉ：０．００５～０．０２％、Ａｌ：０．０１～０．０４％、Ｎ：０．００６％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、式（１）で表されるＸ（％）が０．７５％以上であり、ベイナイト分率が５０％以上の組織を有する鋼であり、Ｌｅｒｓｏｎ　Ｍｉｌｌｅｒ　Ｐａｒａｍｅｔｅｒ　（ＬＭＰ）＝１５０００の条件で行った時効後の、転位密度が１．０×１０１５/ｍ２以上かつ、前記時効前後の降伏強度５５０ＭＰａ以上である高強度鋼。
Ｘ（％）＝０．３５Ｃｒ＋０．９Ｍｏ＋１２．５Ｎｂ＋８Ｖ　　　（１）
　式（１）中における元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。また、含有しない元素については０を代入する。
　［２］質量％で、更に、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下のうち１種または２種を含有する［１］に記載の高強度鋼。
　［３］［１］又は［２］に記載の高強度鋼から構成される鋼管。
　［４］［１］または［２］記載の高強度鋼の製造方法であって、鋼素材を１１００～１２００℃に加熱する加熱工程と、前記加熱工程で加熱された鋼素材を、９００℃以下での累積圧下率が５０％以上、かつ圧延終了温度が８５０℃以下の条件で熱間圧延する熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程で得られた熱延板を、冷却速度が５℃／秒以上、冷却停止温度が３００～５５０℃の条件で加速冷却する加速冷却工程と、を有する高強度鋼の製造方法。
　［５］［１］又は［２］に記載の高強度鋼から構成される鋼板を管状に冷間成形する冷間成形工程と、前記冷間成形工程で管状に成形された鋼板の突合せ部を溶接する溶接工程と、を有する鋼管の製造方法。
　本発明によれば、大径でありながら、蒸気輸送用の高強度鋼管に要求される強度特性を有する高強度鋼管が得られる。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　＜高強度鋼＞
　本発明の高強度鋼は、質量％で、Ｃ：０．０４～０．０９％、Ｓｉ：０．０５～０．２０％、Ｍｎ：１．５～２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．１０～０．５０％、Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％、Ｖ：０．０７０％以下、Ｔｉ：０．００５～０．０２％、Ａｌ：０．０１～０．０４％、Ｎ：０．００６％以下を含有する。以下の説明において、成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０４～０．０９％
　Ｃは固溶強化ならびに析出強化により鋼の強度を確保するために必要な元素である。特に、固溶Ｃ量の増加と析出物の形成は中温度域での強度確保に寄与する。室温ならびに中温度域において所定の強度を確保するために、本発明では、Ｃ含有量を０．０４％以上とする。また、Ｃ含有量が０．０９％を超えると、靭性ならびに溶接性の劣化を招く。このため、Ｃ含有量の上限を０．０９％とする。以上の通り、本発明において、Ｃ含有量は０．０４～０．０９％とした。
　Ｓｉ：０．０５～０．２０％
　Ｓｉは脱酸のために添加される。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では充分な脱酸効果が得られない。Ｓｉ含有量が０．２０％を超えると靭性の劣化を招く。そこで、Ｓｉ含有量は０．０５～０．２０％とした。
　Ｍｎ：１．５～２．０％
　Ｍｎは鋼の強度および靱性の向上に有効な元素である。Ｍｎ含有量が１．５％未満ではその効果が小さい。また、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると靭性ならびに溶接性が著しく劣化する。そこで、Ｍｎ含有量は１．５～２．０％とした。
　Ｐ：０．０２０％以下
　Ｐは不純物元素であり、靱性を劣化させる。このため、Ｐ含有量は極力低減することが望ましい。しかし、Ｐ含有量を過度に低減すると、製造コストが上昇する。そこで、靭性劣化が許容範囲内に収まる条件として、Ｐ含有量を０．０２０％以下とした。
　Ｓ：０．００２％以下
　Ｓは不純物元素であり靭性を劣化させる。このため、Ｓ含有量は極力低減することが望ましい。また、Ｃａを添加してＭｎＳからＣａＳ系の介在物に形態制御を行ったとしても、Ｘ８０グレードの高強度材の場合には微細に分散したＣａＳ系介在物も靱性低下の要因となり得る。そこで、Ｓ含有量を０．００２％以下とした。
　Ｃｒ：０．５０％以下
　Ｃｒは焼き戻し軟化抵抗を高め、高温強度の上昇に有効な元素の一つである。この効果を得るためには、Ｃｒ含有量は０．０５％以上であることが好ましい。しかし、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えると溶接性に悪影響を与える。そこで、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とした。なお、後述する式（１）が所望の範囲にあること等によって、焼き戻し軟化抵抗を高め、高温強度の上昇させることができるのであれば、Ｃｒを含まなくてもよい。
　Ｍｏ：０．１０～０．５０％
　Ｍｏは、固溶強化させ、また、焼入れ性を向上させる。固溶強化及び焼入れ性向上により、強度上昇の効果が得られ、特に焼戻し軟化抵抗の増大による中温度域での強度が上昇する。Ｍｏ含有量が０．１０％未満ではその効果が小さく十分な強度が得られない。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると効果が飽和すると共に、靭性ならびに溶接性が劣化する。そこで、Ｍｏ含有量は０．１～０．５０％とした。
　Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％
　Ｎｂはスラブ加熱時と圧延時の結晶粒の成長を抑制する。この抑制により、ミクロ組織が微細化し、充分な強度と靱性を鋼に付与できる。また、Ｎｂは、炭化物を形成し中温度域での強度確保に必要な成分でもある。その効果はＮｂ含有量が０．０１０％以上で顕著である。また、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えるとその効果がほぼ飽和するだけでなく、靭性ならびに溶接性が劣化する。そこで、Ｎｂの含有量は０．０１０～０．０５０％とした。
　Ｖ：０．０７０％以下
　Ｖは少量添加で結晶粒を微細化し、強度上昇に寄与する。また、焼戻し軟化抵抗を高め、中温度域での強度上昇に有効な元素の１つである。これらの効果を得るためにはＶ含有量は０．０１％以上であることが好ましい。また、Ｖ含有量が０．０７０％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化する。そこで、Ｖ含有量は０．０７０％以下に規定する。なお、後述する式（１）で表されるＸが所望の範囲にあること等によって、高温強度を上昇させることができるのであれば、Ｖを含まなくてもよい。
　Ｔｉ：０．００５～０．０２％
　Ｔｉは、ＴｉＮを形成してスラブ加熱時や溶接熱影響部の粒成長を抑制し、ミクロ組織の微細化をもたらして靱性を改善する効果がある。この効果を得るためには、Ｔｉ含有量を０．００５％以上にする必要がある。また、Ｔｉ含有量が０．０２％を超えると、靱性が劣化する。そこで、Ｔｉ含有量は０．０２％以下とした。
　Ａｌ：０．０１～０．０４％
　Ａｌは脱酸剤として添加される。この効果を得るためにはＡｌ含有量を０．０１％以上にする必要がある。Ａｌ含有量が０．０４％を超えると靱性が劣化する。そこで、Ａｌ含有量は０．０１～０．０４％とする。
　Ｎ：０．００６％以下
　ＮはＴｉと共にＴｉＮを形成し、１３５０℃以上に達する溶接熱影響部の高温域において微細分散する。この微細分散は、溶接熱影響部の旧オーステナイト粒を細粒化し、溶接熱影響部の靭性向上に大きく寄与する。この効果を得るためにはＮ含有量が０．００２％以上であることが好ましい。Ｎ含有量が０．００６％を超えると、析出物の粗大化ならびに固溶Ｎの増加による母材靭性の劣化と、鋼管での溶接金属の靭性劣化を招く。そこで、Ｎ含有量は０．００６％以下とした。
　Ｘ（Ｘ＝０．３５Ｃｒ＋０．９Ｍｏ＋１２．５Ｎｂ＋８Ｖ　　（１））：０．７５％以上
　また、本発明では、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ｎｂ含有量及びＶ含有量を、Ｘ（％）が０．７５％以上になるように調整する。Ｘ（％）は、中温度域での長時間時効後の優れた強度を有する鋼とするための重要な因子である。長時間時効時の転位回復を抑制し、長時間時効後に転位密度が１．０×１０１５／ｍ２になるように、Ｘ（％）を０．７５％以上とする必要がある。本発明の高強度鋼を安価に製造するためには、Ｘ（％）は１．００％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは０．９０％以下である。なお、本発明にはＣｒ、Ｖを含まない場合があるが、この場合、「０．３５Ｃｒ＋０．９Ｍｏ＋１２．５Ｎｂ＋８Ｖ」の「Ｃｒ」や「Ｖ」には０を代入すればよい。
　また、本発明の高強度鋼は、更に特性を向上させる目的で、Ｃｕ、Ｎｉの１種または２種を含有してもよい。
　Ｃｕ：０．５０％以下
　Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素の１つである。これらの効果を得るためにはＣｕ含有量を０．０５％以上にすることが好ましい。Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると、溶接性が低下する。そこで、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とした。
　Ｎｉ：０．５０％以下
　Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素の１つである。これらの効果を得るためにはＮｉ含有量を０．０５％以上にすることが好ましい。Ｎｉ含有量が０．５０％を超えると効果が飽和し製造コストの上昇を招く。そこで、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量を０．５０％以下とした。
　本発明では、Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ（元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する）が、０．９０％以下になるように、Ｃｕ含有量、Ｎｉ含有量、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量が調整されることが好ましい。これらの元素群は強度上昇に寄与し、多量に添加するほど鋼の特性を高められる。しかし、製造コストを安価に抑えるためには、Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏを０．９０％以下とすることが好ましい。
　上記成分以外の残部はＦｅ及び不可避的不純物である。不可避的不純物としてはＢ：０．０００２％以下が挙げられる。
　次いで、本発明の高強度鋼の組織について説明する。本発明の高強度鋼の組織において、ベイナイト分率は面積率で５０％以上である。ベイナイト分率が５０％以上であることは初期転位密度を高めるという理由で必要である。また、ベイナイト分率の上限は特に限定されない。なお、ベイナイト以外の相として、フェライト、パーライト、マルテンサイト、島状マルテンサイト（ＭＡ）、残留オーステナイト、などが、面積率の合計で５０％以下含まれてもよい。
　次いで、本発明の高強度鋼の強度特性について説明する。Ｌｅｒｓｏｎ　Ｍｉｌｌｅｒ　Ｐａｒａｍｅｔｅｒ　（ＬＭＰ）＝１５０００の条件で行った時効後の、転位密度が１．０×１０１５／ｍ２以上かつ降伏強度５５０ＭＰａ以上である。
　ＬＭＰ＝１５０００の時効処理とは、下記式（２）で表されるＬＭＰが１５０００になる熱処理温度、熱処理時間の条件で行う時効処理である。「ＬＭＰ＝１５０００」は熱処理温度が４００℃、熱処理時間が８時間の処理であり、中温度域である３５０℃で１年間熱処理した値に相当する。
　ＬＭＰ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ））　　　（２）
Ｔ：熱処理温度（℃）
ｔ：熱処理時間（秒）
　上記処理後の降伏強度が５５０ＭＰａ以上である。上記降伏強度が５５０ＭＰａ以上であることで蒸気配管用鋼管として安定した操業が可能であるという効果がある。ここで、上記降伏強度は、３５０℃の高温引張試験で測定された降伏強度を意味する。
　なお、実施例に記載の通り、本発明では、鋼板及び鋼管のいずれから採取した試験片も、上記時効処理前後の降伏強度がともに５５０ＭＰａ以上になる。
　上記処理後の転位密度は、１．０×１０１５／ｍ２以上である。上記転位密度が１．０×１０１５／ｍ２以上であることで、３５０℃における降伏強度が５５０ＭＰａ以上を確保できるという効果がある。
　次に転位密度の測定方法について説明する。
　転位密度はＸ線回折の半価幅βよりひずみを求め、換算する手法を用いる。通常のＸ線回折により得られる回折強度曲線では、波長の異なるＫα１線とＫα２線の２つが重なっているため、Ｒａｃｈｉｎｇｅｒの方法により分離する。
　ひずみの算出には以下に示すＷｉｌｌｉａｍｓｓｏｎ－Ｈａｌｌ法を用いる。半価幅の広がりは結晶子のサイズＤとひずみεが影響し、両因子の和として次式で計算できる。β＝β１＋β２＝（０．９λ／（Ｄ×ｃｏｓθ））＋２ε×ｔａｎθ
さらにこの式は以下に変形できる。
βｃｏｓθ／λ＝０．９／Ｄ＋２ε×ｓｉｎθ／λ
ｓｉｎθ／λに対してβｃｏｓθ／λをプロットすることにより、直線の傾きからひずみεが算出される。なお、算出に用いる回折線は（１１０）、（２１１）、（２２０）とする。ひずみεから転位密度の換算は以下の式を用いた。
ρ＝１４．４ε２／ｂ２
この時ρは転位密度を、ｂはバーガースベクトル（＝０．２５ｎｍ）を意味する。なお、θはＸ線回折のθ‐２θ法より算出されるピーク角度を意味し、λはＸ線回折で使用するＸ線の波長を意味する。
　＜鋼管＞
　本発明の鋼管は、上記の高強度鋼から構成される。本発明の鋼管は、本発明の高強度鋼から構成されるため、大径としても、蒸気輸送用の高強度溶接鋼管に要求される強度特性を有する。
　大径とは、鋼管の外径（直径）が５００ｍｍ以上であることを意味する。特に、本発明によれば、蒸気輸送用の高強度溶接鋼管に要求される強度特性を維持しつつ、上記外径８５０ｍｍまでは十分に大径化できる。
　また、鋼管の厚みは、特に限定されないが、蒸気輸送用の場合、１２～３０ｍｍである。
　蒸気輸送用の高強度溶接鋼管に要求される強度特性とは、上記高強度鋼と同様に、Ｌｅｒｓｏｎ　Ｍｉｌｌｅｒ　Ｐａｒａｍｅｔｅｒ　（ＬＭＰ）＝１５０００の条件で行った時効後の、転位密度が１．０×１０１５／ｍ２以上かつ上記時効前後の３５０℃における降伏強度５５０ＭＰａ以上である。
　＜高強度鋼の製造方法＞
　次に、本発明の高強度鋼の製造方法について説明する。本発明の製造方法は、加熱工程と、熱間圧延工程と、加速冷却工程と、を有する。以下、各工程について説明する。なお、以下の説明において、特に断らない限り、温度は板厚方向の平均温度とする。板厚方向の平均温度は、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められる。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより、板厚方向の平均温度が求められる。
　加熱工程
　本発明において、加熱工程とは、鋼素材を１１００～１２００℃に加熱する工程である。ここで鋼素材とは、例えば溶鋼を鋳造して得られるスラブである。鋼素材の成分組成が、高強度鋼の成分組成となるため、高強度鋼の成分組成の調整は、溶鋼の成分組成の調整の段階で行えばよい。なお、鋼素材の製鋼方法については特に限定しない。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。
　後述する熱間圧延工程に際し、オーステナイト化ならびに炭化物の固溶を十分に進行させ、室温ならびに中温度域での十分な強度を得るためには、鋼素材の加熱温度を１１００℃以上とする必要がある。一方、加熱温度が１２００℃を超えると、オーステナイト粒成長が著しく、母材靱性が劣化する。そこで、加熱温度は１１００～１２００℃とした。
　熱間圧延工程
　本発明において、熱間圧延工程とは、加熱工程で加熱された鋼素材を、９００℃以下での累積圧下率が５０％以上、かつ圧延終了温度が８５０℃以下の条件で熱間圧延する工程である。
　オーステナイト未再結晶温度域の上限は、Ｎｂ添加により９００℃程度まで上昇する。９００℃以下での温度域において圧延を行うことにより、オーステナイト粒が伸展し、板厚、板幅方向で細粒となると共に、圧延により導入される粒内の転位密度が増加する。９００℃以下での累積圧下率が５０％以上で圧延終了温度を８５０℃以下とすることにより、この効果が顕著に発揮され、熱間圧延および後述する冷却後の高強度鋼において、またその高強度鋼からなる鋼管の状態において、強度、特に中温度域での強度が向上する。なお、上記累積圧下率の上限は特に限定されないが、累積圧下率を過度に大きくすると圧延機に過大な負荷がかかるおそれがあるため、累積圧下率は９０％以下とすることが好ましい。
　９００℃以下での累積圧下率が５０％未満あるいは圧延終了温度が８５０℃を超える場合には、オーステナイト粒の細粒化が十分でなく、粒内の転位密度が小さいため、中温度域での強度が劣化する。これより、９００℃以下での累積圧下率は５０％以上、かつ圧延終了温度は８５０℃以下とする。
　なお、上記圧延終了温度の下限は特に限定されないが、鋼全体がオーステナイトである状態から冷却することにより組織の均一性が確保されるという理由でＡｒ３℃以上が好ましい。
　加速冷却工程
　本発明において、加速冷却工程とは、熱間圧延工程で得られた熱延板を、冷却速度（冷却開始温度と冷却停止温度との差を冷却開始から冷却停止までの所要時間で除した平均冷却速度を意味する。）が５℃／秒以上、冷却停止温度が３００～５５０℃の条件で加速冷却する工程である。
　高強度鋼の強度は加速冷却での冷却速度の増加に伴い上昇する傾向を示す。加速冷却時の冷却速度が５℃／ｓ未満の場合、高温で変態が開始するため、ベイナイト以外にフェライトやパーライトが生成するほか、冷却中に転位の回復も進行する。このため、冷却速度が５℃／ｓ未満の場合、室温ならびに中温度域にて十分な強度を得ることができない。そこで、加速冷却時の冷却速度を５℃／ｓ以上とする。なお、冷却速度の上限は特に限定されないが、マルテンサイト分率の過度な上昇をさけるために、冷却速度は５０℃／ｓ以下であることが好ましい。
　鋼板強度は加速冷却の冷却停止温度が低下するに従い上昇する傾向を示す。しかし、加速冷却の冷却停止温度が５５０℃を超える場合、炭化物の成長が促進され固溶炭素量が低減するため、冷却後の高強度鋼において、またその高強度鋼からなる鋼管の状態において、十分な強度、特に中温度域での十分な強度が得られない。一方、冷却停止温度が３００℃未満の場合には、可動転位の多いマルテンサイトなどの低温変態生成物の形成が顕著になる。その結果、中温度域での長時間時効により転位の回復が促進されて強度が著しく低下する。そこで、加速冷却の冷却停止温度は３００～５５０℃とする。
　＜鋼管の製造方法＞
　本発明の鋼管の製造方法は、冷間成形工程と、溶接工程とを有する。
　冷間成形工程
　冷間成形工程とは、本発明の高強度鋼から構成される鋼板を管状に冷間成形する工程である。
　蒸気輸送用の鋼管を製造する場合には、上記鋼板の厚みは１２～３０ｍｍであることが好ましい。
　冷間にて、鋼板を管状に成形する方法は特に限定されない。成形方法としては、ＵＯＥ成形、プレスベンド成形、ロール成形などを例示できる。
　溶接工程
　溶接工程とは、冷間成形工程で管状に成形された鋼板の突合せ部を溶接する工程である。溶接方法は、特に限定されないが、サブマージドアーク溶接等により溶接接合すればよい。なお、溶接後の鋼管に対して、拡管を実施すると、管断面の真円度が改善されるため、好ましい。鋼管製造後の熱処理は所望する特性に応じて実施すればよく、特に規定しない。
　表１に示す化学成分を有する鋼Ａ～Ｍを用いて、表２に示す製造条件にて作製した鋼板（板厚１５～２５ｍｍ）を冷間成形後シーム溶接により、外径６１０ｍｍ×管厚１５～２５ｍｍの鋼管を作製した。なお、表２に示す製造条件において「圧下率」は９００℃以下での累積圧下率、「ＦＴ」は圧延終了温度、「冷速」は冷却速度、「冷停」は冷却停止温度、「熱処理」は長時間時効処理を意味する。
　上記のように製造した鋼板の板幅中央部より鋼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後、ナイタール腐食することによりミクロ組織を出現させた。その後、光学顕微鏡を用い、４００倍の倍率で無作為に５視野について鋼組織写真を撮影し、写真中のベイナイト分率を画像解析装置にて測定した。
　鋼板特性として、鋼板圧延方向と直角方向に引張試験片を採取し、３５０℃での降伏強度（単位ＭＰａ）を求めた。引張試験では直径６ｍｍの丸棒試験片を用い、３５０℃での降伏強度（単位ＭＰａ）が５５０ＭＰａ以上を良好とした。
　長時間時効後（４００℃で８時間の熱処理）の特性として、鋼板圧延方向と直角方向に引張試験片を採取し、３５０℃での降伏強度（単位ＭＰａ）を求めた。引張試験では直径６ｍｍの丸棒試験片を用い、３５０℃での降伏強度（単位ＭＰａ）が５５０ＭＰａ以上を良好とした。
　また、長時間時効後（４００℃で８時間の熱処理）の特性として、鋼管についても、管周方向の直径６ｍｍの丸棒試験片を採取し、鋼板と同様に降伏強度の測定を行った。３５０℃での降伏強度（単位ＭＰａ）が５５０ＭＰａ以上を良好とした。
　長時間時効後（４００℃で８時間の熱処理）の転位密度の測定には、鋼板板厚中心より厚さ１ｍｍ、２０ｍｍ角の試験片を採取し、Ｘ線回折により半価幅を求め、転位密度に換算した。Ｘ線回折の解析方法はθ－２θ法とし、転位密度が１．０×１０１５／ｍ２以上を良好とした。なお、表中の「Ｅ＋数字」は「１０の（数字）乗」であることを意味する。例えば、「Ｅ＋１５」は１０１５を意味する。
　表２に鋼板の製造条件、得られた特性を示す。化学成分、鋼板製造条件とも本発明範囲内である本発明鋼（Ｎｏ．１～９）は鋼板、鋼管の３５０℃での降伏強度（単位ＭＰａ）が５５０ＭＰａ以上を有し、かつ鋼板の長時間時効後の３５０℃での降伏強度についても５５０ＭＰａ以上が得られている。なお、表に結果を示していないが、鋼管についても長時間時効後（４００℃で８時間の熱処理）の転位密度が、本発明例では１．０×１０１５／ｍ２以上であり、良好であった。
　一方、化学成分あるいは鋼板製造条件が本発明範囲外である比較鋼（Ｎｏ．１０～１９）は、３５０℃での強度および／または長時間時効前後の３５０℃での強度が本発明鋼に対して劣っていた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  

Claims (5)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０４～０．０９％、Ｓｉ：０．０５～０．２０％、Ｍｎ：１．５～２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．１０～０．５０％、Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％、Ｖ：０．０７０％以下、Ｔｉ：０．００５～０．０２％、Ａｌ：０．０１～０．０４％、Ｎ：０．００６％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
    　式（１）で表されるＸ（％）が０．７５％以上であり、
    　ベイナイト分率が５０％以上の組織を有する鋼であり、
    　Ｌｅｒｓｏｎ　Ｍｉｌｌｅｒ　Ｐａｒａｍｅｔｅｒ　（ＬＭＰ）＝１５０００の条件で行った時効後の転位密度が１．０×１０１５／ｍ２以上、かつ前記時効前後の降伏強度５５０ＭＰａ以上である高強度鋼。
    Ｘ（％）＝０．３５Ｃｒ＋０．９Ｍｏ＋１２．５Ｎｂ＋８Ｖ　　　（１）
    　式（１）中における元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。また、含有しない元素については０を代入する。
  2. 　質量％で、更に、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下のうち１種または２種を含有する請求項１に記載の高強度鋼。
  3. 　請求項１又は２に記載の高強度鋼から構成される鋼管。
  4. 　請求項１または２記載の高強度鋼の製造方法であって、
    　鋼素材を１１００～１２００℃に加熱する加熱工程と、
    　前記加熱工程で加熱された鋼素材を、９００℃以下での累積圧下率が５０％以上、かつ圧延終了温度が８５０℃以下の条件で熱間圧延する熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程で得られた熱延板を、冷却速度が５℃／秒以上、冷却停止温度が３００～５５０℃の条件で加速冷却する加速冷却工程と、を有する高強度鋼の製造方法。
  5. 　請求項１又は２に記載の高強度鋼から構成される鋼板を管状に冷間成形する冷間成形工程と、
    　前記冷間成形工程で管状に成形された鋼板の突合せ部を溶接する溶接工程と、を有する鋼管の製造方法。
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