JP4997805B2 - 高強度厚鋼板およびその製造方法、ならびに高強度鋼管 - Google Patents

Description

本発明は、天然ガスや原油の輸送用として用いられる高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造方法に関し、特に、せん断加工での切断の際、切断面での耐切断割れ性に優れ、高靱性で、特にＤＷＴＴ特性に優れ、かつ降伏比（降伏強度を引張強度で除した値）が０．８５以下で、引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造方法、ならびにそれを用いて製造した高強度鋼管に関する。

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、近年、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能率の向上のため、年々高強度化されるとともに大地震や凍土地帯における地盤変動によりラインパイプに大変形が生じても局部座屈による亀裂発生に至らないために高変形能を有するという、ＡＰＩ規格でＸ１００グレードのラインパイプが既に実用化されているが、さらに、引張強度９００ＭＰａを超えるＸ１２０グレードに対する要求が具体化されつつある。

このような高強度ラインパイプ用溶接鋼管に適用される厚鋼板の製造方法に関し、例えば特許文献１には、熱間圧延後２段冷却を行い、２段目の冷却停止温度を３００℃以下とすることで、高強度化を達成する技術が開示されている。また、特許文献２には、Ｃｕ析出強化を利用した高強度化のための加速冷却＋時効熱処理条件に関する技術が開示されている。さらに、特許文献３には、管厚と外径との比に応じて、適切な第２相組織の面積分率を持たせることによって低降伏比を示す、耐圧縮局部座屈性に優れた鋼管が開示されている。

しかしながら、特許文献１に記載された技術のように、冷却停止温度を低くして、低温変態生成する硬質なベイナイトまたはマルテンサイト組織を導入することで高強度化を達成した場合、冷却ままの鋼板を必要なサイズにせん断加工する際、鋼中に残存する拡散性水素が原因で切断した端面に割れ（以下、切断割れと称する）が発生する。また、ＡＰＩ規格Ｘ６０〜Ｘ１００級において高変形能を求めているが降伏比が０．８５以下のものは得られていない。

一方、特許文献２に記載された技術のように、加速冷却後に熱処理を行った場合、鋼中の水素は十分拡散されるので、切断割れを抑制することはできるものの、熱処理過程でベイナイトまたはマルテンサイト中にセメンタイトが析出・粗大化し、靱性が低下し、特に脆性亀裂伝播停止特性の評価を行うためのＤＷＴＴ（Drop Weight Tear Test）特性が劣化する。また、特許文献２は、高変形能を有することを指向していないので、降伏比が０．８５以下のものは得られていない。

さらに、特許文献３に記載されている技術は、当該文献に記載されているように大地震や凍土地帯における地盤変動によりラインパイプに大変形が生じても亀裂発生に至らないために高変形能を有するという要求に対応して、降伏強度を引張強度で除した降伏比（ＹＲ）を低くすることを指向するものであるが、この技術においては鋼管の母材は第２相を有することからシャルピー吸収エネルギーが低くなり、外因性の事故により発生する延性破壊の亀裂伝播停止特性に優れているとは言えないし、第１相がフェライト組織であるので引っ張り強度が９００ＭＰａ以上のものは得られない。
特開２００３−２９３０８９号公報 特開平０８−３１１５４８号公報 特開平０９−１８４０１５号公報

本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、切断割れを起こさずにせん断加工することができる高強度厚鋼板であってラインパイプとして使用する際に大地震などの地盤変動による大変形が生じても局部座屈による亀裂が発生しないように降伏比が低い特性を持たせることを第１の目的とし、さらに靱性にも優れる高強度鋼板、つまり耐切断割れ性が良好であり、優れたシャルピー吸収エネルギーおよびＤＷＴＴ特性を有するとともに０．８５以下の低降伏比を示す、引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度厚鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、以下の知見を得た。
１）加速冷却ままの高強度厚鋼板の耐切断割れ性が劣るのは、鋼中の拡散性水素がトラップサイトにトラップされることに起因しており、これを阻止するために、水素量を２ｐｐｍ未満とする必要があり、そのために少なくとも３００℃以上での脱水素熱処理が必要である。具体的には、加速冷却停止後、ただちに再加熱を開始し、鋼板温度を３００℃以上で昇温することで水素の拡散が促進され、その結果、鋼中に残留する水素の量が切断割れ発生限界量である２ｐｐｍを下回る。

２）軟質なフェライトと硬質なベイナイトおよび／またはマルテンサイトを組み合わせた２相組織を基本とすることで高強度でかつ低降伏比を達成することが可能であるが、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖの炭化物が形成されると析出強化により降伏強度が上昇して所望の低降伏比を得難くなるため、これら炭化物の析出物を極力抑えることが必要である。

３）上記２相組織は、高強度かつ低降伏比を達成できるものの、延性破壊の亀裂伝播停止性能を評価する指標であるシャルピー吸収エネルギーについては、同じ強度レベルのベイナイトやマルテンサイト単相組織鋼よりも低くなる傾向にあるが、鋼中のＯ、Ｃａ、Ｓを適切に制御して鋼中の介在物の形態を制御し、特に粗大なＭｎＳを低減させることによりシャルピー吸収エネルギーを所望のレベルにすることが可能である。

４）第２相組織である硬質なベイナイトおよび／またはマルテンサイトに存在するセメンタイトの平均粒径が０．５μｍ以下であれば脆性亀裂伝播停止性能の指標であるＤＷＴＴ特性が優れる。そして、再加熱時の加熱速度を速くすることで、加速冷却後に３００℃以上の温度域に加熱してもセメンタイトをこのような微細な状態に保持することができ、ＤＷＴＴ特性を良好なものとすることができる。

本発明は以上のような知見に基づいてさらに検討を加えて完成されたものであり、以下の（１）〜（５）を提供する。

（１）質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：１．５〜３％、
Ａｌ：０．０１〜０．０８％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎ：０．００１〜０．０１％
Ｏ：０．００３％以下、
Ｓ：０．００１％以下、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
を含有し、さらに、
Ｃｕ：０．０１〜２％、
Ｎｉ：０．０１〜３％、
Ｃｒ：０．０１〜１％、
Ｍｏ：０．０１〜１％、
Ｖ：０．０１〜０．１％
の一種または二種以上を含有し、Ｃａ、Ｏ、Ｓの含有量が下記の（１）式を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
ミクロ組織において、フェライト＋ベイナイト、フェライト＋マルテンサイト、およびフェライト＋ベイナイト＋マルテンサイトのいずれかが面積分率で９０％以上であり、フェライトが面積分率で１０〜５０％であり、ベイナイトおよび／またはマルテンサイト中のセメンタイトの平均粒径が０．５μｍ以下であり、鋼中に存在するＮｂ、Ｔｉ、ＭｏおよびＶのいずれか１種を含む単独炭化物またはこれらの二種以上を含む複合炭化物に含まれるＮｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖ量の総和が、添加したＮｂ、Ｔｉ、ＭｏおよびＶの総和の１０％以下であることを特徴とする高強度厚鋼板。
１≦（１−１３０×［Ｏ］）×［Ｃａ］／（１．２５×［Ｓ］）≦３…（１）
ただし、［Ｏ］、［Ｃａ］、［Ｓ］は各元素の鋼中含有量（質量％）である。

（２）さらに、質量％で、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
の一種または二種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の高強度厚鋼板。

（３）ベイナイトおよび／またはマルテンサイト中に存在するセメンタイトの平均粒径が０．２μｍ以下であることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の高強度厚鋼板。

（４）上記（１）または（２）に記載の成分組成を有する鋼を、
１０００〜１２００℃に加熱後、圧延を開始し、
９５０℃以下の温度域での累積圧下量≧６７％以上となるように圧延を行い、
Ａｒ_３点以上、Ａｒ_３点＋１００℃以下の温度で圧延を終了し、
引き続き、Ａｒ_３点−５０℃以上、Ａｒ_３点未満の温度から、冷却速度２０〜８０℃／ｓの加速冷却を開始し、
２５０℃以下の温度域で冷却を停止し、
冷却後ただちに、昇温速度を５℃／ｓ以上として３００℃以上４５０℃以下の温度に再加熱することを特徴とする高強度厚鋼板の製造方法。

（５）上記（１）から（３）のいずれかに記載の高強度厚鋼板からなる高強度鋼管。

なお、本発明において、高強度とは引張強度９００ＭＰａ以上であり、高靱性とは、試験温度−３０℃でのシャルピー吸収エネルギー２００Ｊ以上で、かつ試験温度−３０℃でのＤＷＴＴにおける脆性破面率７５％以上であり、低降伏比とは０．８５以下である。また、本発明で対象とする厚鋼板とは、板厚１０ｍｍ以上の鋼板である。

本発明によれば、耐切断割れ性が良好であり、優れたシャルピー吸収エネルギーおよびＤＷＴＴ特性を有するとともに０．８５以下の低降伏比を示し、引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度厚鋼板を得ることができ、産業上極めて有用である。

以下、本発明について、成分組成、組織、製造方法に分けて具体的に説明する。
［成分組成］
まず、本発明の高強度厚鋼板の成分組成について説明する。なお、以下において％は質量％を意味する。

Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｃは低温変態組織においては過飽和固溶することで強度上昇に寄与する。この効果を得るためには０．０３％以上含有することが必要であるが、その量が０．１２％を超えると、パイプに加工した時に、パイプの円周溶接部の硬度上昇が著しくなり、溶接低温割れが発生しやすくなる。このため、Ｃ含有量を０．０３〜０．１２％とする。

Ｓｉ：０．０１〜０．５％以下
Ｓｉは脱酸材として作用し、さらに固溶強化により鋼材の強度を増加させる元素であるが、その量が０．０１％未満ではその効果が得られず、０．５％を超えると靱性が著しく低下する。このため、Ｓｉ含有量を０．０１〜０．５％とする。

Ｍｎ：１．５〜３％
Ｍｎは焼入性向上元素として作用する。その効果はその量が１．５％以上で発揮されるが、連続鋳造プロセスでは中心偏析部の濃度上昇が著しく、３％を超えると偏析部での遅れ破壊の原因となる。このため、Ｍｎ含有量を１．５〜３％の範囲とする。

Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ａｌは脱酸元素として作用する。その含有量が０．０１％以上で十分な脱酸効果が得られるが、０．０８％を超えると鋼中の清浄度が低下し、靱性劣化の原因となる。このため、Ａｌ含有量を０．０１〜０．０８％とする。

Ｎｂ：０．０１〜０．０８％
Ｎｂは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があり、特に９５０℃以下を未再結晶領域とするため、０．０１％以上含有させる。しかし、その量が０．０８％を超えると、溶接した際のＨＡＺの靱性を著しく損ねる。このため、Ｎｂの含有量を０．０１〜０．０８％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他、析出したＴｉＮのピンニング効果によりオーステナイト粒の粗大化を抑制することで、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その含有量を０．００５％以上とすることが必要であるが、０．０２５％を超えると炭化物を形成するようになり、それによる析出硬化によって靱性が著しく劣化してしまう。このため、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．０２５％とする。

Ｎ：０．００１〜０．０１％
Ｎは通常鋼中の不可避不純物として存在するが、前述の通りＴｉ添加を行うことで、オーステナイト粒の粗大化を抑制するＴｉＮを形成する。必要とするピンニング効果を得るためには、その含有量が０．００１％以上であることが必要であるが、０．０１％を超えると、溶接部、特に溶融線近傍で１４５０℃以上に加熱されたＨＡＺでＴｉＮが分解し、固溶Ｎの悪影響が著しくなる。このため、Ｎ含有量を０．００１〜０．０１％とする。

Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの一種または二種以上
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖはいずれも焼入性向上元素として作用するため、高強度化を目的に、これらの元素の一種または二種以上を以下に示す範囲で含有させる。

Ｃｕ：０．０１〜２％
Ｃｕは０．０１％以上で鋼の焼入性向上に寄与する。しかし、２％を超えて含有させると靱性の劣化が生じる。このため、Ｃｕを添加する場合には、その含有量を０．０１〜２％とする。なお、０．８％以上含有させることにより、シーム溶接時の加熱による析出強化が著しくなり、溶接熱影響部の軟化防止にも寄与するため、好ましくは０．８〜２％である。

Ｎｉ：０．０１〜３％
Ｎｉは０．０１％以上添加することで鋼の焼入性向上に寄与する。特に、多量に添加しても靱性劣化を生じないため、強靱化に有効であるが、高価な元素であり、かつ３％を超えても効果が飽和する。このため、Ｎｉを添加する場合には、その含有量を０．０１〜３％とする。

Ｃｒ：０．０１〜１％
Ｃｒもまた０．０１％以上含有することで鋼の焼入性向上に寄与するが、１％を超えると靱性が劣化する。このため、Ｃｒを添加する場合には、その含有量を０．０１〜１％とする。

Ｍｏ：０．０１〜１％
Ｍｏもまた０．０１％以上含有することで鋼の焼入性向上に寄与するが、１％を超えると靱性が劣化する。このため、Ｍｏを添加する場合には、その含有量を０．０１〜１％とする。

Ｖ：０．０１〜０．１％
Ｖは炭窒化物を形成することで析出強化し、特に溶接熱影響部の軟化防止に寄与する。この効果は０．０１％以上で得られるが、０．１％を超えると析出強化が著しく靱性が低下してしまう。このため、Ｖを添加する場合には、その含有量を０．０１〜０．１％とする。

Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
製鋼プロセスにおいて、Ｃａ含有量が０．０００５％未満の場合、脱酸反応支配でＣａＳの確保が難しく靱性改善効果が得られず、一方、Ｃａ含有量が０．０１％を超えた場合、粗大ＣａＯが生成しやすくなり、母材を含めて靱性が低下する上に、取鍋のノズル閉塞の原因となり、生産性を阻害する。このため、Ｃａ含有量を０．０００５〜０．０１％とする。

Ｏ：０．００３％以下、Ｓ：０．００１％以下
本発明において、Ｏ、Ｓは不可避的不純物であり含有量の上限を規定する。Ｏの含有量は、粗大で靱性に悪影響を及ぼす介在物の生成を抑制する観点から０．００３％以下とする。
また、Ｃａを添加することでＭｎＳの生成が抑制されるが、Ｓの含有量が多いとＣａによる形態制御でもＭｎＳを抑制しきれないため、０．００１％以下とする。

１≦（１−１３０×［Ｏ］）×［Ｃａ］／（１．２５×［Ｓ］）≦３
本パラメータ式は、優れた靱性を得るために、鋼中Ｏ、Ｓ含有量とＣａ含有量との関係を規定したものであり、この範囲を満たすことにより、粗大で靱性に悪影響を及ぼす介在物生成を抑制するとともに、過剰なＣａ添加により生成するＣａＯ・ＣａＳの粗大化を抑制し、シャルピー吸収エネルギーの低下を防止する。

以下、具体的に説明する。
Ｃａは硫化物形成能を持ち、添加されると製鋼時の溶鋼中でシャルピー吸収エネルギーを低下させるＭｎＳの生成を抑制し、代わりに比較的靱性に無害なＣａＳを形成する。ただし、Ｃａは酸化物形成元素でもあるため、まず酸化物として消費される分を見込んだ量を添加する必要がある。すなわち、粗大で靱性に悪影響を及ぼす介在物生成抑制の観点から、Ｏ≦０．００３％、Ｓ≦０．００１％とした上で、ＣａＯ生成分を除いた有効ＣａＯ量（Ｃａ＊）を実験結果の回帰による下記（ａ）式のように規定し、さらに下記（ｂ）式に示すように、ＣａとＳの化学量論比１．２５で有効Ｃａ＊を割った値が鋼中Ｓ量になるようにＣａを添加した場合、鋼中Ｓが全てＣａＳの生成に費やされる。
Ｃａ＊＝（１−１３０×［Ｏ］）×［Ｃａ］ ……（ａ）
［Ｓ］≦Ｃａ＊／１．２５ ……（ｂ）

一方、Ｃａ含有量が過剰になると、生成するＣａＯ・ＣａＳの粗大化が生じ、シャルピー吸収エネルギーが低下することも判明した。実験室的な検討結果より、このＣａ粗大化を抑制するには、以下の（ｃ）式を満たすことが求められる。
３・［Ｓ］≧Ｃａ＊／１．２５ ……（ｃ）

以上の検討結果により、上記（ｂ）式と（ｃ）式で挟まれる範囲として以下の（１）式を規定する。
１≦（１−１３０×［Ｏ］）×［Ｃａ］／（１．２５×［Ｓ］）≦３ …（１）
ただし、上記（１）式、（ａ）〜（ｃ）式の［Ｏ］、［Ｃａ］、［Ｓ］は各元素の鋼中含有量（質量％）である。

ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｍｇの一種または二種以上
これらは、溶接部の靱性をさらに向上させる観点から、上記基本成分に加え、必要に応じて添加する。

ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
ＲＥＭは鋼中で酸硫化物を形成し、０．０００５％以上含有させることで溶接熱影響部の粗大化を防止するピンニング効果をもたらす。しかし、高価な元素であり、かつ０．０２％を超えても効果が飽和する。このため、ＲＥＭを添加する場合には、その含有量を０．０００５〜０．０２％とする。

Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％
Ｚｒは鋼中で炭窒化物を形成し、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、０．０３％を超えると鋼中の清浄度が著しく低下し、靱性が低下するようになる。このため、Ｚｒを添加する場合には、その含有量を０．０００５〜０．０３％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％を超えると鋼中の清浄度が著しく低下し、靱性が低下するようになる。このため、Ｍｇを添加する場合には、その含有量を０．０００５〜０．０１％とする。

［ミクロ組織］
次に、ミクロ組織について説明する。
・フェライト＋ベイナイト、フェライト＋マルテンサイト、フェライト＋ベイナイト＋マルテンサイトのいずれかが面積分率で９０％以上
軟質なフェライトと硬質相の２相組織とすることで引張強度が高く、降伏強度が低くなり、高強度と低降伏比とを両立させることができる。そして、９００ＭＰａ以上の強度を得るためには、硬質相をベイナイトまたはマルテンサイトまたはこれらの混合組織とする。すなわち、フェライト＋ベイナイト、フェライト＋マルテンサイト、およびフェライト＋ベイナイト＋マルテンサイトのいずれかとする。これらフェライトと硬質相の合計の面積分率が９０％以上であれば、所望の強度および降伏比を得ることができる。望ましくは、９５％以上である。すなわち、１０％未満の残留γ、島状マルテンサイト、パーライト等の存在は許容される。靱性の観点から、硬質相を構成するベイナイトおよび／またはマルテンサイトは、板厚方向厚さが３０μｍ以下の細粒オーステナイトから変態した組織であることが望ましい。

・フェライトの面積分率が１０〜５０％
フェライトが１０％未満の場合、ほとんどベイナイトあるいはマルテンサイト単相組織と挙動が変わらず、降伏強度が高いままとなり、所望の低降伏比を達成することが困難となる。一方、フェライトが５０％を超えると、軟質なフェライトが主体となり引張強度が大きく低下し、９００ＭＰａを超える高強度を達成することが困難となる。好ましくは１０〜３０％である。３０％以下とすることで安定して高い引張強度を得ることができる。さらに、靱性向上の観点からフェライトの平均粒径が２０μｍの細粒であることが好ましい。

・ベイナイトおよび／またはマルテンサイト中のセメンタイトの平均粒径が０．５μｍ以下
切断割れ防止のために焼戻しを行うことで、硬質相中、すなわちベイナイトおよび／またはマルテンサイト中にセメンタイトが析出する。焼戻し条件でこのセメンタイトが０．５μｍを超える大きさに粗大化してしまうと、ＤＷＴＴ特性の劣化およびシャルピー吸収エネルギーの低下を生じる。このため、ベイナイトおよび／またはマルテンサイト中のセメンタイトの平均粒径を０．５μｍ以下とする。特にセメンタイトの平均粒径を０．２μｍ未満として一層粗大化を抑制することにより、シャルピー吸収エネルギーをより上昇させることができるので、セメンタイトの平均粒径は０．２μｍ未満が好ましい。なお、セメンタイトの平均粒径は以下の手法を用いて測定される。まず、板圧延方向断面に平行にミクロ組織観察用サンプルを採取し、鏡面研磨後、スピードエッチング処理を行ってから走査型電子顕微鏡にて観察を行い、無作為１０視野で顕微鏡写真を撮影する。この顕微鏡写真から個々のセメンタイト粒子の円相当直径を画像解析にて算出し、その平均値を計算で求める。

・鋼中に存在するＮｂ、Ｔｉ、ＭｏおよびＶのいずれか１種を含む単独炭化物またはこれらの二種以上を含む複合炭化物に含まれるＮｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖ量の総和が、鋼中に含有されるＮｂ、Ｔｉ、ＭｏおよびＶの総和の１０％以下
せん断割れ防止のために焼戻しを行うことで、セメンタイト以外にもＮｂ、Ｔｉ、ＭｏおよびＶの炭化物が鋼中に析出する。これらの元素の炭化物として析出した量の総和がこれらの鋼中含有量の１０％を超えると析出強化が生じ、特に降伏強度が上昇することにより低降伏比の目標値を達成し難くなる。このため、これら炭化物形成元素の炭化物を形成する量を１０％以下とする。

［製造条件］
次に、製造条件について説明する。
（１）熱間圧延
加熱温度：１０００〜１２００℃
熱間圧延する際、鋼片全体をオーステナイト化するため、１０００℃以上に加熱する必要がある。一方、１２００℃を超える温度まで鋼片を加熱すると、ＴｉＮピンニングによっ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。このため、加熱温度を１０００〜１２００℃とする。

９５０℃以下の温度域での累積圧下量：６７％以上
前述の通り、Ｎｂ添加によって９５０℃以下はオーステナイト未再結晶域である。この温度域にて累積大圧下を行うことにより、オーステナイト粒が伸展し、特に板厚方向では細粒となり、この状態で加速冷却して得られる鋼の靱性は良好となる。しかし、累積圧下量が６７％未満では、細粒化効果は不十分であり、鋼の靱性向上効果が得難いため、累積圧下量を６７％以上とする。靱性向上効果を一層高めるための好適な範囲は７５％以上である。

圧延終了温度：Ａｒ_３点以上、Ａｒ_３点＋１００℃以下
圧延終了温度がＡｒ_３点より低い場合、フェライト変態温度域で圧延することとなり、変態生成したフェライトが大きく加工され、シャルピー吸収エネルギーが低下する。一方、Ａｒ_３点＋１００℃を超える高い温度で圧延を終了した場合、オーステナイト未再結晶域圧延による細粒化効果が不十分となる。これに対して、Ａｒ_３点以上、Ａｒ_３点＋１００℃以下の範囲で圧延を終了することにより、オーステナイト未再結晶域圧延によるオーステナイト細粒化効果を十分確保することができる。このため、圧延終了温度をＡｒ_３点以上、Ａｒ_３点＋１００℃以下とする。

（２）加速冷却
加速冷却の冷却開始温度：Ａｒ_３点−５０℃以上、Ａｒ_３点未満
低降伏比化を実現するため軟質なフェライト組織を変態生成させる必要があるが、加速冷却を行うとフェライト変態は抑制されるため、熱間圧延後加速冷却を開始するまでの間の空冷過程でフェライトを変態させる。このため、加速冷却の冷却開始温度をＡｒ_３点未満とする。一方、冷却開始温度をＡｒ_３点−５０℃未満とすると、フェライト組織の面積率が５０％を超え、必要な引張強度を確保することができなくなるので、下限をＡｒ_３点−５０℃とする。

加速冷却の冷却速度：２０〜８０℃／ｓ
ベイナイトおよび／またはマルテンサイトからなる硬質相を得るために２０℃／ｓ以上で加速冷却を行う。一方、冷却速度が８０℃／ｓを超えても得られる組織が変わらず材質が飽和することから上限を８０℃／ｓとする。なお、ここでの冷却速度は、板厚中心部の平均冷却速度（冷却開始温度と冷却停止温度の差を所要時間で除した値）のことを指す。

加速冷却の冷却停止温度：２５０℃以下
鋼板の高強度化のため、加速冷却の停止温度を下げて、低温で変態するベイナイトやマルテンサイト組織を生成させる。冷却停止温度が２５０℃を超えると、変態が不十分なまま加速冷却を止めることとなり、残った未変態組織が粗く靱性低下の原因となるので、冷却停止温度は２５０℃以下とする。

（３）再加熱処理
加速冷却で低温変態させて高強度化させた鋼板は、加速冷却後、空冷させても鋼中の拡散性水素が残留し、切断割れが生じることがある。そこで、冷却停止後、速やかに再加熱処理を行う。再加熱処理の方法は、炉加熱、誘導加熱などのいずれでもかまわない。この再加熱処理条件は本発明鋼板の特性を得るために重要な条件である。

加熱温度：３００〜４５０℃
再加熱温度が３００℃未満の場合、十分水素が拡散せず、切断割れを防止することができないため、再加熱温度は３００℃以上とする。一方、降伏比０．８５以下を得るために降伏強度の上昇を抑える必要があるので、再加熱時に、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖの炭化物の析出量が増加して析出強化が増加しないように上限温度を４５０℃とする。

昇温速度：５℃／ｓ以上
加速冷却を停止した鋼をただちに再加熱することで、加速冷却によって変態生成したベイナイトあるいはマルテンサイト中に過飽和固溶している炭素がセメンタイトとして均質・微細に析出する。そして、３００℃を超える温度域からセメンタイトは凝集・粗大化する傾向にある。高強度鋼板の靱性の評価として特に脆性亀裂伝播停止性能を評価するＤＷＴＴ特性があるが、特にこの特性に関する本発明者らの研究の結果、加熱時の昇温速度を速くして前記凝集過程を抑制し、セメンタイトの粗大化を阻止することが優れたＤＷＴＴ特性を得るのに効果があり、そのためには昇温速度を５℃／ｓ以上とすれば、セメンタイトをほぼ析出直後の微細な状態に維持して優れたＤＷＴＴ特性を得ることができることを見出した。このため、昇温速度を５℃／ｓ以上とする。なお、ここでの昇温速度は、板厚中心部の平均昇温速度（再加熱開始温度と再加熱温度の差を所要時間で除した値）のことを指す。

再加熱開始時期：加速冷却停止後ただちに
再加熱までの時間が長いと、その間の空冷過程での温度低下によって水素が拡散しにくくなり１００℃まで低下してしまうと水素はほとんど拡散されなくなるため加速冷却停止後ただちに再加熱を開始する。加熱開始時期は、加速冷却停止後３００秒以内が好ましく、１００秒以内がさらに好ましい。

なお、本発明においてＡｒ_３点は、鋼板圧延後の冷却過程においてフェライト変態が開始する温度であり、各元素の鋼中含有量（質量％）からＡｒ_３＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−５５Ｎｉ−１５Ｃｒ−８０Ｍｏを用いて計算することが望ましいが、特に規定しない。

以上のような本発明の高強度厚鋼板は、定法に従ってパイプに成形し、端部を溶接することによってラインパイプ等に用いられる高強度鋼管とすることができる。

表１に示す化学組成の鋼を用い、表２に示す熱間圧延・加速冷却・再加熱条件で鋼板Ａ〜Ｋを作製した。なお、再加熱は、加速冷却設備と同一ライン上に設置した誘導加熱型の加熱装置を用いて行った。

得られた鋼板をせん断機により２０箇所切断し、その後、鋼板切断面を磁粉探傷により調査し、切断割れが認められた切断端面の数を求めた。ここで、１つの端面内に複数の割れが確認できた場合でも、端面としては１つなので、切断割れの発生数は１とした。全ての切断箇所において切断割れが認められない場合（切断割れ発生数０）を良好とした。

次に、得られた鋼板の強度と靱性を評価するために、ＡＰＩ−５Ｌに準拠した全厚引張試験片およびＤＷＴＴ試験片を採取し、板厚中央位置からＪＩＳ Ｚ２２０２（１９８０）のＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取して、鋼板の引張試験、ＤＷＴＴ試験およびシャルピー衝撃試験を実施した。また、板圧延方向断面に平行にミクロ組織観察用サンプルを採取し、鏡面研磨後、硝酸アルコールエッチング処理を行ってから光学顕微鏡にて組織観察を行い、鋼のミクロ組織の種類を調査した。次に、再度鏡面研磨後、スピードエッチング処理を行ってから走査型電子顕微鏡にて観察を行い、無作為１０視野で顕微鏡写真を撮影する。この顕微鏡写真から個々のセメンタイト粒子の円相当直径を画像解析にて算出し、その平均値を計算した。鋼板のせん断加工試験結果、母材の強度・靱性試験結果をまとめて表３に示す。

化学組成および圧延・冷却・再加熱条件が本発明の範囲内である、本発明例１〜８は切断割れが発生することなく、かつ高強度・高靱性・低降伏比を示した。

これに対して、本発明の範囲を外れる比較例はこれらのいずれかの特性が劣っていた。具体的には、圧延終了温度が本発明の範囲よりも低い比較例Ｎｏ．９は、フェライト組織の分率が高くなったために強度が低下した。また、冷却開始温度が本発明の範囲よりも高い比較例Ｎｏ．１０は、Ａｒ_３点以下のフェライト変態が起こらなかったため降伏比が高く、シャルピー吸収エネルギーおよびＤＷＴＴ特性が低下した。冷却停止温度が本発明の範囲よりも高くかつ再加熱温度が上限を超えた比較例Ｎｏ．１１は、ベイナイト組織は得られたものの低い温度で変態できず、粗い組織となったため、シャルピー吸収エネルギーが低下し、さらに、再加熱時に炭化物の析出が生じたために降伏比が高くなった。再加熱昇温速度が本発明の範囲よりも低い比較例Ｎｏ．１２は、セメンタイトの粗大化が起こったために、シャルピー吸収エネルギーおよびＤＷＴＴ特性が低下した。再加熱開始までの時間が３００秒を超えた比較例Ｎｏ．１３は切断割れを起こした。再加熱温度が本発明の範囲よりも低い比較例Ｎｏ．１４は、加熱温度が低すぎて十分な脱水素が起こらなかったため、切断割れが多数発生した。再加熱温度が本発明の範囲よりも高い比較例Ｎｏ．１５は、炭化物の析出量が増加し、析出強化が起きたことで降伏比が高くなった。鋼板のＣ含有量が本発明の範囲よりも高い鋼種Ｇを用いた比較例Ｎｏ．１６は、高い強度を示したものの、セメンタイトの密度が高くなりすぎて切断割れを起こした。また、シャルピー吸収エネルギーも低かった。鋼板のＭｎ含有量が本発明の範囲よりも低い鋼種Ｈを用いた比較例Ｎｏ．１７は、強度が低かった。鋼板のＳ量が上限を超え、かつ（１）式で規定される関係を満たさない鋼種Ｊを用いた比較例Ｎｏ．１８は、ＭｎＳ系介在物が存在し、清浄度が低いため、シャルピー吸収エネルギーが低かった。さらに、個々の化学成分は本発明の範囲内であるものの、やはり（１）式で規定される関係を満たさない鋼種Ｋを用いた比較例Ｎｏ．１９は、ＭｎＳ介在物は抑制されたもののＣａが過剰となりＣａ系介在物による清浄度低下の結果、シャルピー吸収エネルギーが低下した。

本発明は、耐切断割れ性が良好であり、優れたシャルピー吸収エネルギーおよびＤＷＴＴ特性を有するとともに０．８５以下の低降伏比を示す、引張強度が９００ＭＰａ以上の高強度厚鋼板を提供するので、天然ガスや原油の輸送用のラインパイプに好適である。

Claims (5)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０３〜０．１２％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
   Ｍｎ：１．５〜３％、
   Ａｌ：０．０１〜０．０８％、
   Ｎｂ：０．０１〜０．０８％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
   Ｎ：０．００１〜０．０１％、
   Ｏ：０．００３％以下、
   Ｓ：０．００１％以下、
   Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
   を含有し、さらに、
   Ｃｕ：０．０１〜２％、
   Ｎｉ：０．０１〜３％、
   Ｃｒ：０．０１〜１％、
   Ｍｏ：０．０１〜１％、
   Ｖ：０．０１〜０．１％
   の一種または二種以上を含有し、Ｃａ、Ｏ、Ｓの含有量が下記の（１）式を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
   ミクロ組織において、フェライト＋ベイナイト、フェライト＋マルテンサイト、およびフェライト＋ベイナイト＋マルテンサイトのいずれかが面積分率で９０％以上であり、フェライトが面積分率で１０〜５０％であり、ベイナイトおよび／またはマルテンサイト中のセメンタイトの平均粒径が０．５μｍ以下であり、鋼中に存在するＮｂ、Ｔｉ、ＭｏおよびＶのいずれか１種を含む単独炭化物またはこれらの二種以上を含む複合炭化物に含まれるＮｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｖ量の総和が、鋼中に含有されるＮｂ、Ｔｉ、ＭｏおよびＶの総和の１０％以下であることを特徴とする高強度厚鋼板。
   １≦（１−１３０×［Ｏ］）×［Ｃａ］／（１．２５×［Ｓ］）≦３…（１）
   ただし、［Ｏ］、［Ｃａ］、［Ｓ］は各元素の鋼中含有量（質量％）である。
2. さらに、質量％で、
   ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、
   Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％、
   Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
   の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度厚鋼板。
3. ベイナイトおよび／またはマルテンサイト中に存在するセメンタイトの平均粒径が０．２μｍ以下であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の高強度厚鋼板。
4. 請求項１または請求項２に記載の成分組成を有する鋼を、
   １０００〜１２００℃に加熱後、圧延を開始し、
   ９５０℃以下の温度域での累積圧下量が６７％以上となるように圧延を行い、
   Ａｒ_３点以上、Ａｒ_３点＋１００℃以下の温度で圧延を終了し、
   引き続き、Ａｒ_３点−５０℃以上、Ａｒ_３点未満の温度から、冷却速度２０〜８０℃／ｓの加速冷却を開始し、
   ２５０℃以下の温度域で冷却を停止し、
   冷却後ただちに、昇温速度を５℃／ｓ以上として３００℃以上４５０℃以下の温度に再加熱することを特徴とする高強度厚鋼板の製造方法。
5. 請求項１から請求項３のいずれかに記載の高強度厚鋼板からなる高強度鋼管。