JP2003003233A

JP2003003233A - 高強度鋼とその製造方法

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Publication number: JP2003003233A
Application number: JP2001185998A
Authority: JP
Inventors: Hideji Okaguchi; 秀治岡口
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2001-06-20
Filing date: 2001-06-20
Publication date: 2003-01-08
Anticipated expiration: 2021-06-20
Also published as: JP3770106B2

Abstract

(57)【要約】【課題】API規格のDWTT試験における85％延性破面遷移
温度SATT_８５％が−30℃以下、−30℃での吸収エネル
ギーvE_ＤＷＴＴが5000J以上である不安定破壊抵抗特性
に優れた高張力鋼（鋼板、溶接管を含む鋼管）とその製
造方法の提供。【解決手段】本発明の高強度鋼は、C：0.01〜0.10％、S
i：0.30％以下、Mn：1.00〜2.50％、P：0.010％以下、
S：0.0008％以下、Nb：0.005〜0.06％、Ti：0.004〜0.0
25％、sol.Al：0.05％以下、N：0.0040％以下、O：0.00
3％以下を含み、残部Feおよび不純物で、かつ式「｛20
×S＋P＋5×(N＋O)｝≦0.045」を満たし、TSが750MPa以
上である。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、天然ガスや原油を
輸送するラインパイプや各種圧力容器等に利用して好適
な不安定破壊抵抗特性に優れた引張強さ７５０ＭＰａ以
上の高張力鋼に関する。

【０００２】

【従来の技術】天然ガスや原油を長距離輸送するパイプ
ラインにおいては、敷設費や輸送費の低減を目指し、パ
イプ素材そのものを高強度化して肉厚の増大を制限する
ニーズが高まっている。

【０００３】現在、米国石油協会（ＡＰＩ）において
は、Ｘ８０（引張強さ６２０ＭＰａ以上）グレード鋼が
規格化されて実用に供されており、さらに強度の高いＸ
１００（引張強さ７５０ＭＰａ以上）およびＸ１００超
（たとえば引張強さ９００ＭＰａ以上）の高強度グレー
ド鋼の適用も検討されている。

【０００４】例えば、特開平８−１９９２９２号公報お
よび特開２０００−１９９０３６号公報には、Ｍｎ含有
量を高めに設定したＸ１００超グレードの高強度ライン
パイプとその製造方法が提案されている。

【０００５】ラインパイプでは、構造材料として具備す
べき要求特性のうち、強度特性と不安定破壊特性の両者
が重要である。特に、後者の不安定破壊特性について
は、脆性破壊特性と延性的な不安定破壊特性である不安
定延性破壊特性の双方のバランスのよい特性確保が必要
とされている。

【０００６】上記の両特性については、シャルピー衝撃
試験等の小型破壊試験では把握できず、鋼管全厚の試験
片、例えばＡＰＩで規定されているＤＷＴＴ試験におい
て優れた脆性破壊抵抗特性と不安定延性破壊抵抗特性を
確保する必要がある。Ｘ１００グレード以上の高強度ラ
インパイプでは、特に全厚の破壊試験による不安定破壊
特性の評価が必要と考えられる。

【０００７】しかし、上記の両公報に示される技術にお
いては、破壊特性はシャルピー衝撃試験でしか評価され
ておらず、実管での脆性破壊特性や不安定延性破壊特性
については全く検討されていない。すなわち、Ｘ１００
グレード以上の高強度鋼において、実管での脆性破壊抵
抗特性と不安定延性破壊抵抗特性（以下、両特性を総称
して不安定破壊抵抗特性という）を向上させて構造材料
としての安全性を高める技術についてはほとんど明らか
になっていない。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】本発明の課題は、上述
のような事情を踏まえ、引張強さが７５０ＭＰａ以上
（好ましくは９００ＭＰａ以上）で、しかもＡＰＩ規格
に規定されるＤＷＴＴ試験における８５％延性破面遷移
温度（ＳＡＴＴ_８５％：℃）が−３０℃以下、−３０
℃での吸収エネルギー（ｖＥ_ＤＷＴＴ：Ｊ）が５０００
Ｊ以上という、不安定破壊抵抗特性に優れた高張力鋼、
具体的には鋼板および溶接管を含めた鋼管とこれらを安
定して製造することが可能な製造方法を提供することに
ある。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明者は、上記の課題
を達成するために、実験検討を重ねた結果、以下のこと
を知見した。

【００１０】従来の強度グレード鋼では、小型破壊試験
による不安定破壊特性と鋼管本体の不安定破壊特性との
間の差は比較的小さく、その間の関係も明確であった。

【００１１】これに対して、Ｘ１００（引張強さ７５０
ＭＰａ以上）グレード以上の高強度鋼では、小型破壊試
験では鋼管本体の不安定破壊特性を把握することができ
ず、鋼管の全厚試験であるＡＰＩに規定されるＤＷＴＴ
試験で評価する必要があることが確認された。すなわ
ち、ＤＷＴＴ試験における８５％延性破面遷移温度（Ｓ
ＡＴＴ_８５％）と吸収エネルギー（ｖＥ_ＤＷＴＴ）に
より高強度鋼管の不安定破壊特性が把握できることが判
明した。

【００１２】そして、引張強さ７５０ＭＰａ以上の高強
度鋼において、溶接施工時の溶接性および溶接部靱性を
損なうことなく、優れた不安定破壊抵抗特性を得るに
は、以下に述べる手段を採ればよいことを知見した。

【００１３】(a) Ｃ含有量が０．１質量％以下である低
Ｃ系の引張強さ７５０ＭＰａ以上の高強度鋼のＳ含有量
を０．０００８質量％以下、好ましくは０．０００６質
量％、さらに好ましくは０．０００４質量％以下とする
と、例えば、引張強さが９３０ＭＰａ以上の鋼管であっ
ても、ＤＷＴＴ試験における８５％延性破面遷移温度
（ＳＡＴＴ_８５％）と吸収エネルギー（ｖ
Ｅ_ＤＷＴＴ）が向上し、部分ガスバーストおよびフルガ
スバースト試験における脆性破壊抵抗特性および不安定
延性破壊抵抗特性が飛躍的に向上し、ラインパイプとし
ての破壊安全性が向上する。

【００１４】(b) Ｓ含有量の低減と同時に、鋼中に含ま
れるＰ、ＮおよびＯ（酸素）の含有量を、式「｛２０×
Ｓ＋Ｐ＋５×（Ｎ＋Ｏ）｝≦０．０４５」、好ましくは
式「｛２０×Ｓ＋Ｐ＋５×（Ｎ＋Ｏ）｝≦０．０３５」
を満たす値に調整すると、脆性亀裂および延性亀裂の発
生と停止特性が向上し、ＤＷＴＴ試験における８５％延
性破面遷移温度（ＳＡＴＴ_８５％）と吸収エネルギー
（ｖＥ_ＤＷＴＴ）がさらに向上する。

【００１５】(c) 表層部と肉厚中心部の金属組織に占め
るマルテンサイト相とベイナイト相の合計割合を、それ
ぞれ、９５体積％以上、８０体積％以上にすると、脆性
亀裂および延性亀裂の発生と停止特性がさらに向上し、
鋼管の不安定破壊抵抗特性が一段と安定する。

【００１６】本発明は、上記の知見に基づいて完成され
たもので、その要旨は、下記（１）、（２）の高強度
鋼、（３）の鋼板、（４）〜（５）の鋼管、および
（６）の高強度鋼の製造方法にある。

【００１７】（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０
％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：１．００〜２．５０
％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０００８％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００４〜
０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：
０．００４０％以下、Ｏ：０．００３％以下、Ｎｉ：
２．５％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｍｏ：０．８％以
下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｂ：０．
００２％以下、Ｚｒ：０．０３％以下、Ｃａ：０．００
３％以下を含み、残部Ｆｅおよび不純物で、下記の(1)
式を満たす鋼からなり、引張強さが７５０ＭＰａ以上で
ある高強度鋼。

【００１８】｛２０×Ｓ＋Ｐ＋５×（Ｎ＋Ｏ）｝≦０．０４５・・・・ (1) ここで、(1) 式中の元素記号は鋼中に含まれる各元素の
含有量（質量％）を意味する。

【００１９】（２）表層部と肉厚中央部の金属組織に占
めるマルテンサイト相とベイナイト相との合計割合が、
それぞれ、９５体積％以上、８０体積％以上である上記
（１）に記載の高強度鋼。

【００２０】（３）上記（１）または（２）に記載の高
強度鋼よりなる高強度鋼板。

【００２１】（４）上記（１）または（２）に記載の高
強度鋼よりなる高強度鋼管。

【００２２】（５）母材部が上記（１）または（２）に
記載の高強度鋼よりなる溶接鋼管であり、溶接金属の引
張強さが７００ＭＰａ以上で、かつ（母材の引張強さ−
５０）ＭＰａ以上、溶接金属中のアシキュラーフェライ
ト組織の割合が１０〜８０体積％である高強度鋼管。

【００２３】（６）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０
％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：１．００〜２．５０
％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０００８％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００４〜
０．０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：
０．００４０％以下、Ｏ：０．００３％以下、Ｎｉ：
２．５％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｍｏ：０．８０％
以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｂ：
０．００２％以下、Ｚｒ：０．０３％以下、Ｃａ：０．
００３０％以下を含み、残部Ｆｅおよび不純物で、下記
の(1) 式を満たす鋼を、９５０〜１２００℃に加熱後、
熱間圧延をおこなって仕上温度９００〜６００℃で圧延
を終了し、５００℃を下回らない温度域から３００℃以
下の温度にまで４℃／秒以上の冷却速度で加速冷却する
高強度鋼の製造方法。

【００２４】｛２０×Ｓ＋Ｐ＋５×（Ｎ＋Ｏ）｝≦０．０４５・・・・ (1) ここで、(1) 式中の元素記号は鋼中に含まれる各元素の
含有量（質量％）を意味する。

【００２５】なお、上記（１）〜（６）に記載の本発明
においては、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｂ、Ｚｒお
よびＣａの各元素は、必ずしも積極的に添加含有させる
必要はなく、その含有量はいずれも不純物量レベルであ
ってもよい。

【００２６】また、上記（５）における表層部とは表面
から肉厚の１／１０位置までの範囲内をいい、肉厚中心
部とは肉厚中心からそれぞれ肉厚の１／４位置までの範
囲内をいう。

【００２７】

【発明の実施の形態】以下、本発明の高張力鋼（鋼板、
鋼管）とその製造方法および溶接鋼管を上記のように規
定した理由について詳細に説明する。なお。以下におい
て、「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。

【００２８】まず、鋼の化学組成について述べる。

【００２９】Ｃ：０．０１〜０．１０％Ｃは、強度を確保する目的で含有させるが、０．０１％
未満の含有量では焼入性が不足で７５０ＭＰａ以上の引
張強さを確保することが難しく、また靭性も十分ではな
い。逆に、０．１０％を超えて含有させると、鋼および
その溶接部、特に溶接熱影響部の靭性が低下するだけで
なく、不安定破壊抵抗特性も低下する。また、溶接施工
時における溶接性も低下する。このため、Ｃ含有量は
０．０１〜０．１０％とした。好ましい範囲は０．０２
〜０．０８％、より好ましい範囲は０．０３〜０．０５
％である。

【００３０】Ｓｉ：０．３０％以下Ｓｉは、脱酸剤として通常添加されるが、その含有量が
０．３０％を超えると、鋼およびその溶接部の靭性が低
下するだけでなく、不安定破壊抵抗特性も低下する。こ
のため、Ｓｉ含有量は０．３０以下とした。好ましい上
限は０．１５％、より好ましい上限は０．１０％であ
る。なお、下限は特に定めないが、十分な脱酸効果を得
るためはＳｉ含有量を０．０２％以上とするのが望まし
い。

【００３１】Ｍｎ：１．００〜２．５０％Ｍｎは、焼入性を向上させて強度を高めるために含有さ
せるが、１．００％未満の含有量では７５０ＭＰａ以上
の引張強さを確保することが困難である。逆に２．５０
％を超えて含有させると、鋼およびその溶接部の靭性が
低下する。このため、Ｍｎ含有量は１．００〜２．５０
％とした。好ましい範囲は１．２〜１．９％、より好ま
しい範囲は１．２〜１．７％である。

【００３２】Ｐ：０．０１０％以下Ｐは、不純物元素で、鋼およびその溶接部、なかでも溶
接熱影響部の低温靭性を低下させるだけでなく、溶接性
も低下させ、さらに不安定破壊抵抗特性をも低下させ
る。したがって、Ｐ含有量は低ければ低いほど好ましい
が、不可避的な混入は避けられず、過度な低減はコスト
上昇を招くので、実害を生じさせない限度として、その
上限を０．０１０％とした。好ましい上限は０．００８
％、より好ましい上限は０．００５％である。なお、Ｐ
含有量は後述する(1) 式を満たす必要がある。

【００３３】Ｓ：０．０００８％以下Ｓは、上記のＰと同様の不純物元素で、鋼およびその溶
接部、なかでも溶接熱影響部の低温靭性を低下させるだ
けでなく、溶接性をも低下させる。さらに、Ｓは、上記
のＰとは異なり、微量にて高強度鋼の不安定破壊抵抗特
性を著しく劣化させるため、本発明においてはその含有
量の低減が必須の元素である。すなわち、引張強さ７５
０ＭＰａ以上、なかでも９００ＭＰａ以上の高強度鋼に
十分な不安定破壊抵抗特性を付与するためにはＳ含有量
をできるだけ低くするのが好ましいが、不可避的な混入
は避けられず、過度な低減はコスト上昇を招くので、実
害を生じさせない限度として、０．０００８％以下とし
た。好ましい上限は０．０００６％、より好ましい上限
は０．０００４％である。なお、Ｓ含有量は後述する
(1) 式を満たす必要がある。

【００３４】Ｎｂ：０．００５〜０．０６％Ｎｂは、鋼の組織を微細化させ、高強度鋼の靭性を大幅
に向上させる他、脆性亀裂および延性亀裂の発生抑制と
停止促進させて不安定破壊抵抗特性を向上させる元素で
あるが、０．００５％未満の含有量では前記の効果が得
られない。一方、０．０６％を超えて含有させると、溶
接性を損なうだけでなく、不安定破壊抵抗特性がかえっ
て低下する。このため、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．
０６％とした。好ましい範囲は０．００５〜０．０３
％、より好ましい範囲は０．００５〜０．０２％であ
る。

【００３５】Ｔｉ：０．００４〜０．０２５％Ｔｉは、鋼およびその溶接熱影響部の組織を微細化し、
鋼およびその溶接熱影響部の低温靭性を向上させる元素
であるが、０．００４％未満の含有量では前記の効果が
得られない。一方、０．０１５％を超えて含有させる
と、鋼およびその溶接部、なかでも溶接熱影響部の低温
靭性を損なうだけでなく、溶接性をも低下し、さらに不
安定破壊抵抗特性も低下する。このため、Ｔｉ含有量は
０．００４〜０．０２５％とした。好ましい範囲は０．
００４〜０．０１５％、より好ましい範囲は０．００４
〜０．０１０％である。

【００３６】ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下Ａｌは、脱酸剤として通常添加される元素で、鋼中に不
純物として含まれる次に述べるＮをＡｌＮとして固定し
て安定化し、不安定破壊抵抗特性を向上させる作用を有
するが、その含有量がｓｏｌ．Ａｌ含有量で０．０５％
を超えると、溶接部の特性が劣化するだけでなく、溶接
性もかえって低下する。このため、Ａｌの含有量はｓｏ
ｌ．Ａｌ含有量で０．０５％以下とした。好ましい上限
は０．０３５％、より好ましい上限は０．０２５％であ
る。なお、下限は特に定める必要はないが、前記の効果
を十分に得るためにはｓｏｌ．Ａｌ含有量を０．０００
５％以上とするのが望ましい。

【００３７】Ｎ：０．００４０％以下Ｎは、不純物元素で、鋼の靭性を低下させ、延性破壊抵
抗性も低下させることから不安定破壊抵抗特性の向上に
極めて有害であり、その含有量が０．００４０％を超え
ると、所望の不安定破壊抵抗特性が確保できなくなる。
このため、Ｎ含有量は０．００４０％以下とした。好ま
しい上限は０．００２５％、より好ましい上限は０．０
０２０％であるが、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。
なお、Ｎ含有量は後述する(1) 式を満たす必要がある。

【００３８】Ｏ（酸素）：０．００３％以下Ｏは、上記のＮと同様の不純物元素で、鋼の靭性を低下
させ、延性破壊抵抗性も低下させることから不安定破壊
抵抗特性の向上に極めて有害な元素であり、その含有量
が０．００３％を超えると、所望の不安定破壊抵抗特性
が確保できなくなる。このため、Ｏ含有量は０．００３
％以下とした。好ましい上限は０．００１８％、より好
ましい上限は０．００１２％であるが、Ｏ含有量は低け
れば低いほどよい。なお、Ｏ含有量は後述する(1) 式を
満たす必要がある。

【００３９】Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯの関係：これら元素の
含有量は、それぞれ、前述した範囲内において下記の
(1) 式を満たす含有量にする必要がある。すなわち、
Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯの含有量が下記の(1) 式を満たさな
い場合には、鋼の脆性亀裂および延性亀裂の発生、伝播
停止特性が著しく低下し、所望の不安定破壊抵抗特性が
確保できない。下記(1) 式中の左辺で求められる好まし
い上限値は０．０３５である。この場合は、不安定破壊
抵抗特性が一段と向上する。これらのことは、後述する
実施例からも明らかである。

【００４０】｛２０×Ｓ＋Ｐ＋５×（Ｎ＋Ｏ）｝≦０．０４５・・・・ (1) ここで、(1) 式中の元素記号は、鋼中に含まれる各元素
の含有量（質量％）を意味する。

【００４１】なお、上記の(1) 式は、本発明者が次に述
べる実験をおこない、得られた結果から、各元素が鋼の
不安定破壊抵抗特性、具体的にはＡＰＩ規格に規定され
るＤＷＴＴ試験における８５％延性破面遷移温度（ＳＡ
ＴＴ_８５％）と吸収エネルギー（ｖＥ_ＤＷＴＴ）に及
ぼす影響を調査するとともに、多重解析して初めて定め
た式である。

【００４２】実験内容：化学組成が異なる多くの鋼を対
象に、仕上げ温度１０００〜８００℃の熱間圧延後、７
５０〜６００℃から冷却速度１８〜３５℃／秒で３００
℃以下に冷却する加速冷却処理をおこなって板厚２０ｍ
ｍの鋼板を得る。次いで、得られた鋼板の圧延方向と直
交する方向から試験片を採取し、ＡＰＩに規定されるＤ
ＷっＴ試験をおこない、８５％延性破面遷移温度（ＳＡ
ＴＴ_８５％）と吸収エネルギー（ｖＥ_ＤＷＴＴ）を調
べる。

【００４３】また、上記の(1) 式は、次のことを表す。
すなわち、Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物を形成し、その一部
が圧延によって伸展して微細な硫化物となり、これが脆
性亀裂の発生と伝播を著しく促進し、さらに延性進展亀
裂抵抗をも劣化させるため、係数が２０であるように影
響度が最も大きいこと。ＮとＯは、それぞれ、窒化物と
酸化物を形成して延性進展亀裂抵抗を劣化させる他、固
溶状態でも、脆性亀裂の発生と伝播および延性進展亀裂
の伝播を促進するが、係数が５であるように、Ｓに比べ
ると影響度が小さこと。Ｐはミクロまたはマクロに偏析
して脆性亀裂および延性亀裂の発生を容易にするが、係
数が１であるように、Ｓ、ＮおよびＯに比べると影響度
が遙かに小さいこと。

【００４４】本発明の高強度鋼は、以上に述べた化学組
成を有すれば十分であるが、必要に応じてＮｉ、Ｃｕ、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、ＣａおよびＺｒのいずれか１種以
上を積極的に添加含有させてもよい。この場合は、鋼お
よびその溶接部、なかでも溶接熱影響部の低温靱性、溶
接性を損なうことなく、高強度、耐食性および不安定破
壊抵抗特性が一段と向上し、より厚肉の鋼板や鋼管等を
得ることができる。

【００４５】Ｎｉ：２．５％以下（添加時の望ましい下
限は０．２％）Ｎｉは、鋼の低温靭性、脆性亀裂伝播停止性能を改善し
て不安定破壊抵抗特性を向上させる他、溶接性をも向上
させる作用を有する。これらの効果は不純物量レベルで
も得られるが、０．２％以上の含有量で顕著になる。し
かし、２．５％を超えて含有させても、コスト上昇の割
に前記の効果の向上代が小さくなるだけでなく、焼入れ
−焼戻し処理によって過度の残留オーステナイトが生成
し、降伏強度が低下してしまう場合がある。このため、
積極的に添加含有させる場合のＮｉ含有量は０．２〜
２．５％とするのがよい。

【００４６】Ｃｕ：１．５％以下（添加時の望ましい下
限は０．１％）Ｃｒ：１．０％以下（添加時の望ましい下限は０．１
％）Ｍｏ：０．８％以下（添加時の望ましい下限は０．１
％）Ｖ：０．１％以下（添加時の望ましい下限は０．００５
％）Ｂ：０．００３％以下（添加時の望ましい下限は０．０
００３％）これらの元素は、いずれも、焼入性を向上させて鋼を強
靱化する作用を有する。この効果は、いずれの元素も、
不純物量レベルでも得られるが、Ｃｕ、ＣｒおよびＭｏ
では０．１％以上、Ｖでは０．００５％以上、Ｂでは
０．０００３％以上の含有量で顕著になる。しかし、Ｃ
ｕは、１．５％を超えて含有させると、鋼およびその溶
接部の靭性が損なわれる他、熱間延性が著しく低下する
ことがある。また、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢは、それぞ
れ、１．０％、０．８％、０．１％、０．００３％を超
えて含有させると、いずれも、強度上昇が過度となり、
鋼およびその溶接部の靭性が損なわれることがある。こ
のため、積極的に添加含有させる場合のＣｕ、Ｃｒ、Ｍ
ｏ、ＶおよびＢの含有量は、それぞれ、０．１〜１．５
％、０．１〜１．０％、０．１〜０．８％、０．００５
〜０．１％、０．０００３〜０．００３％とするのがよ
い。

【００４７】なお、上記各元素のうち、Ｃｒは焼戻し処
理時の析出強化作用、Ｍｏは固溶強化作用によって強度
と靭性を高める効果もあり、Ｍｏについては、必須成分
のＮｂとの複合効果によって組織の微細化を促進すると
同時に、適量（０．５〜５体積％）の残留オーステナイ
トを鋼中に分散させ、不安定破壊抵抗特性を向上させる
効果もある。また、Ｖは耐歪み時効特性に有害な元素
（Ｎ、Ｃ、Ｏ）を安定化し、耐歪み時効特性を向上させ
る効果もある。

【００４８】Ｃａ：０．００３％以下（添加時の望まし
い下限は０．０００５％）Ｚｒ：０．０３％以下（添加時の望ましい下限は０．０
０５％）これらの元素は、いずれも、鋼中の介在物の形態を制御
し、鋼およびその溶接部の靱性および耐食性を向上させ
る他、脆性破壊に有害な元素（Ｎ、Ｃ、Ｏ）を安定化
し、不安定破壊抵抗特性を向上させる作用を有する。こ
れらの効果は不純物量レベルでも得られるが、Ｃａでは
０．０００５％以上、Ｚｒは０．００５％以上の含有量
で顕著になる。しかし、Ｃａは０．００３％、Ｚｒは
０．０３％を超えて含有させると、鋼の清浄度が低下
し、鋼およびその溶接部の靭性が低下するだけでなく、
不安定延性亀裂破壊抵抗特性も低下する。このため、積
極的に添加含有させる場合のＣａとＺｒの含有量は、そ
れぞれ、０．０００５〜０．００３％、０．００５〜
０．０３％とするのがよい。

【００４９】金属組織について：本発明の高強度鋼は、
鋼板や鋼管として用いられるが、その金属組織は、表層
部の金属組織に占めるマルテンサイト相とベイナイト相
との合計割合が９５体積％以上であり、肉厚中央部の金
属組織に占めるマルテンサイト相とベイナイト相との合
計割合が８０体積％以上の金属組織であることが望まし
く、この場合には不安定破壊抵抗特性が一段と向上す
る。

【００５０】以上に詳述した本発明の高強度鋼（鋼板お
よび継目無鋼管を含む）は、鋼の化学組成が本発明で規
定する条件を満たす限り、通常の熱間圧延後に再加熱焼
入れして焼戻す方法や、同じく通常の熱間圧延後に直接
焼入れして焼戻す方法、さらには同じく通常の熱間圧延
後に加速冷却処理する方法などにより製造することも可
能であるが、確実かつ安定して製造するには下記の条件
による熱間圧延後に加速冷却処理する方法で製造するの
が好ましい。

【００５１】加熱温度：加熱温度が９５０℃未満である
と、７５０ＭＰａ以上の引張強さが確保できない場合が
ある。また、加熱温度が１２００℃を超えると、その後
の熱間圧延後に脆性破壊の発生および延性破壊停止に有
害な元素（Ｎ、Ｃ、Ｏ）の安定化が不十分となり、所望
の不安定破壊抵抗特性を確保することができない場合が
ある。このため、加熱温度は９５０〜１２００℃とする
のが望ましい。

【００５２】熱間圧延の仕上温度：熱間圧延の仕上温度
が６００℃未満であると、７５０ＭＰａ以上の引張強さ
が確保できない場合がある。また、熱間圧延の仕上温度
が９００℃を超えると、圧延およびその後の加速冷却に
よる組織の微細化が十分でなく、脆性破壊の発生および
延性破壊停止に有害な元素（Ｎ、Ｃ）の安定化が不十分
となり、所望の不安定破壊抵抗特性を確保することがで
きない場合がある。このため、熱間圧延の仕上温度は６
００〜９００℃とするのが望ましい。

【００５３】水冷開始温度：加速冷却時の水冷開始温度
が５００℃未満であると、７５０ＭＰａ以上の引張強さ
が確保できないことがある。このため、加速冷却時の水
冷開始温度は５００℃以上とするのがよい。

【００５４】冷却速度：加速冷却時の冷却速度が４℃／
秒未満であると、組織中に粗大な上部ベイナイトが混入
し、良好な低温靭性、不安定破壊抵抗特性が確保できな
いことがある。このため、加速冷却時の冷却速度は４℃
／秒とするのがよい。なお、冷却速度は４℃／秒以上で
あればよく、特にその上限を規定する必要はない。

【００５５】水冷停止温度：加速冷却時の水冷停止温度
が３００℃を超えると、７５０ＭＰａ以上の引張強さが
確保できないだけでなく、鋼中に存在する適量（０．５
〜５体積％）の残留オーステナイトが分解し、所望の不
安定破壊抵抗特性が確保できないことがある。このた
め、加速冷却時の水冷停止温度は３００℃以下とするの
がよい。

【００５６】次に、本発明の溶接鋼管について説明す
る。

【００５７】本発明の溶接鋼管は、本発明の高強度鋼よ
りなる鋼板を母材とするものであれば、周知の如何なる
製管法で製造されたものであってもよい。具体的には、
鍛接鋼管、電縫溶接鋼管、レーザー溶接鋼管、電子ビー
ム溶接鋼管、プラズマアーク溶接鋼管、ＴＩＧ溶接鋼
管、ＵＯＥ鋼管やスパイラル鋼管に代表されるＳＡＷ溶
接鋼管、ＭＡＧ溶接鋼管、ＭＩＧ溶接鋼管等を挙げるこ
とができる。

【００５８】しかし、その溶接鋼管は、溶接金属の引張
強さが７００ＭＰａ以上で、かつ（母材の引張強さ−５
０）ＭＰａ以上、溶接金属中のアシキュラーフェライト
組織の割合が１０〜８０体積％である必要がある。

【００５９】その理由は次のとおりである。すなわち、
溶接金属の引張強さが７００ＭＰａ未満であると溶接継
手部の引張強さが７５０ＭＰａ以上とならず、また、溶
接金属の引張強さが（母材の引張強さ−５０）ＭＰａ未
満であると、変形時の歪みが溶接金属および溶接熱影響
部に集中し、所望の不安定破壊抵抗特性が確保できなく
なる。さらに、溶接金属中のアシキュラーフェライト組
織の割合が１０体積％未満であると、溶接金属の低温靭
性と変形能が不足で、所望の不安定破壊抵抗特性が確保
できなくなるためであり、逆に８０体積％を超えると所
望の強度が確保できなくなるからである。

【００６０】ここで、上記の条件を満たす溶接鋼管は、
その鋼管が鍛接鋼管、電縫鋼管、レーザー溶接鋼管、電
子ビーム溶接鋼管、プラズマアーク溶接鋼管の場合に
は、本発明の高強度鋼からなる鋼板を用い、常法に従っ
て溶接製管することにより得られる。

【００６１】また、ＴＩＧ溶接鋼管、ＵＯＥ鋼管やスパ
イラル鋼管に代表されるＳＡＷ溶接鋼管、ＭＡＧ溶接鋼
管、ＭＩＧ溶接鋼管の場合には、本発明の高強度鋼から
なる鋼板を母材とし、化学組成が本発明の高強度鋼と同
様で、かつ下記の(2) 式により定義されるＰｃｍ値が
０．２０〜０．３２の範囲内の溶接ワイヤを用い、その
溶接部位をＡｒ、Ｈｅ、Ｎ_２、ＣＯ_２等のガスでシール
ドして溶接するか、または焼成型もしくは溶融型のフラ
ックスを使用して溶接することによって得られる。

【００６２】 Pcm＝C＋Si/30＋(Mn＋Cu＋Cr)/20＋Ni/60＋Mo/15＋V/10＋5B ・・・ (2) ここで、式中の元素記号は鋼中に含まれる各元素の含有
量（質量％）である。

【００６３】

【実施例】表１に示す化学組成を有する１０種類の鋼
を、表２に示す種々の条件で板厚２０ｍｍの鋼板とし、
得られた鋼板を母材とする外径１０１４ｍｍ、長さ１２
ｍのＵＯＥ溶接鋼管を製造した。

【００６４】その際、溶接は、４電極のＳＡＷ溶接機を
用い、入熱量３〜４ｋＪ／ｍｍの条件で、内外面各１パ
スの溶接をおこなった。また、溶接ワイヤとしては、化
学組成が各鋼とほぼ同様で、前述した(2) 式で定義され
るＰｃｍ値が０．２７〜０．３０のもの用いた。なお、
溶接後の拡管率は０．８〜１．２％とした。

【００６５】そして、得られた各鋼管について、母材部
の強度（降伏強さＹＳ（ＭＰａ）、引張強さＴＳ（ＭＰ
ａ））、靭性（破面遷移温度ｖＴｓ：℃）、表層部と中
心部の金属組織に占めるマルテンサイト（Ｍ）＋ベイナ
イト（Ｂ）の体積割合（ｖｏｌ．％）、溶接金属中に含
まれるアシキュラーフェライト（ＡＦ）の体積割合（ｖ
ｏｌ．％）、溶接金属の引張強さＴＳ（ＭＰａ）と靭性
（試験温度−３０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖＥ
_−３０℃（Ｊ）を調べる一方、ＡＰＩ規格に規定される
ＤＷＴＴ試験に供し、８５％延性破面遷移温度（ＳＡＴ
Ｔ_８５％：℃）と吸収エネルギー（ｖＥ_ＤＷＴＴ：
Ｊ）を調べ、これらの結果を表２に併せて示した。

【００６６】なお、溶接金属の引張強さと靭性は、溶接
金属部分から試験片を切り出して調べた。

【００６７】表２から明らかなように、本発明で規定す
る条件を満たす試番１〜９のＵＯＥ溶接鋼管は、いずれ
も、母材の引張強さＴＳが７６５ＭＰａ以上、溶接金属
の引張強さＴＳが８２２ＭＰａ以上と高く、靭性も母材
の破面遷移温度が−８６℃以下、溶接金属のシャルピー
吸収エネルギーが１０５Ｊ以上と良好であり、しかもＤ
ＷＴＴ試験の８５％延性破面遷移温度ＳＡＴＴ_８５％
が−４１℃以下、−３０℃でのＤＷＴＴ吸収エネルギー
ｖＥ_{ＤＷＴＴ−３０℃}が６８８７Ｊ以上と、いずれも目
標の−３０℃以下、５０００Ｊ以上を大幅に上回ってい
る。

【００６８】これに対し、本発明で規定する(1) 式は満
たすが、Ｓ含有量が本発明で規定する上限値の０．００
０８％を超える代符Ｈの鋼からなる試番１０のＵＯＥ溶
接鋼管は、母材および溶接金属の強度と靭性は良好なも
のの、ＳＡＴＴ_８５％が−１８℃、ｖＥ
_{ＤＷＴＴ−３０℃}が２７７５Ｊと、いずれも目標の−３
０℃以下、５０００Ｊ以上を大幅に下回っている。

【００６９】また、各元素の含有量は本発明で規定する
範囲内であるが、本発明で規定する(1) 式を満たさない
代符Ｉの鋼からなる試番１１のＵＯＥ溶接鋼管は、母材
の強度と靭性は良好なものの、溶接金属中にアシキュラ
ーフェライト組織が含まれないために溶接金属の靭性が
劣り、ＳＡＴＴ_８５％が−２２℃、ｖＥ_{ＤＷＴＴ−}
_３０℃が３１２５Ｊと、いずれも目標の−３０℃以下、
５０００Ｊ以上を大幅に下回っている。

【００７０】さらに、本発明で規定する(1) 式は満たす
が、ＣとＮの含有量が本発明で規定する上限値を超える
代符Ｊの鋼からなる試番１２のＵＯＥ溶接鋼管は、母材
の強度と靭性は良好なものの、溶接金属の引張強さが母
材の引張強さから５０ＭＰａを減じた値の９３８ＭＰａ
より低い９０２ＭＰａであるために、ＷＡＴＴ_８５％が
−１５℃、ｖＥ_{ＤＷＴＴ−３０℃}が３１１２Ｊと、いず
れも目標の−３０℃以下、５０００Ｊ以上を大幅に下回
っている。

【００７１】なお、以上の結果は、本発明の高強度鋼、
この高強度鋼からなる鋼板および継目無鋼管およびＵＯ
Ｅ溶接鋼管以外の溶接鋼管でも、同様の結果が得られる
ことを意味していることはいうまでもない。

【００７２】

【表１】

【表２】

【発明の効果】本発明の高強度鋼、この鋼からなる鋼板
および溶接管を含む鋼管は、高強度であるにもかかわら
ず不安定破壊抵抗特性に優れている。このため、例え
ば、本発明の鋼管をラインパイプとしてパイプラインを
構築すれば、その安全性が飛躍的に向上する等の効果が
得られ、産業上に寄与するところ多大である。

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Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓ
ｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：１．００〜２．５０％、
Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０００８％以下、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００４〜０．
０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０
０４０％以下、Ｏ：０．００３％以下、Ｎｉ：２．５％
以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｍｏ：０．８％以下、Ｃ
ｒ：１．０％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｂ：０．００２
％以下、Ｚｒ：０．０３％以下、Ｃａ：０．００３％以
下を含み、残部Ｆｅおよび不純物で、かつ下記の(1) 式
を満たす鋼からなり、引張強さが７５０ＭＰａ以上であ
る高強度鋼。｛２０×Ｓ＋Ｐ＋５×（Ｎ＋Ｏ）｝≦０．０４５・・・・ (1) ここで、(1) 式中の元素記号は鋼中に含まれる各元素の
含有量（質量％）を意味する。
【請求項２】表層部と肉厚中央部の金属組織に占めるマ
ルテンサイト相とベイナイト相との合計割合が、それぞ
れ、９５体積％以上、８０体積％以上である請求項１に
記載の高強度鋼。
【請求項３】請求項１または２に記載の高強度鋼よりな
る高強度鋼板。
【請求項４】請求項１または２に記載の高強度鋼よりな
る高強度鋼管。
【請求項５】母材部が請求項１または２に記載の高強度
鋼よりなる溶接鋼管であり、溶接金属の引張強さが７０
０ＭＰａ以上で、かつ（母材の引張強さ−５０）ＭＰａ
以上、溶接金属中のアシキュラーフェライト組織の割合
が１０〜８０体積％である高強度鋼管。
【請求項６】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓ
ｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：１．００〜２．５０％、
Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０００８％以下、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．０６％、Ｔｉ：０．００４〜０．
０２５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０
０４０％以下、Ｏ：０．００３％以下、Ｎｉ：２．５％
以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｍｏ：０．８０％以下、Ｃ
ｒ：１．０％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｂ：０．００２
％以下、Ｚｒ：０．０３％以下、Ｃａ：０．００３０％
以下を含み、残部Ｆｅおよび不純物で、かつ下記の(1)
式を満たす鋼を、９５０〜１２００℃に加熱後、熱間圧
延をおこなって仕上温度９００〜６００℃で圧延を終了
し、５００℃を下回らない温度域から３００℃以下の温
度にまで４℃／秒以上の冷却速度で加速冷却する高強度
鋼の製造方法。｛２０×Ｓ＋Ｐ＋５×（Ｎ＋Ｏ）｝≦０．０４５・・・・ (1) ここで、(1) 式中の元素記号は鋼中に含まれる各元素の
含有量（質量％）を意味する。