JP2006291349A

JP2006291349A - 高変形性能を有するラインパイプ用鋼板およびその製造方法。

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Publication number: JP2006291349A
Application number: JP2006026544A
Authority: JP
Inventors: Junji Shimamura; 純二嶋村; Shigeru Endo; 茂遠藤; Mitsuhiro Okatsu; 光浩岡津; Ryuji Muraoka; 隆二村岡
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2005-03-17
Filing date: 2006-02-03
Publication date: 2006-10-26
Anticipated expiration: 2026-02-03
Also published as: JP5055774B2

Abstract

【課題】成形性能に優れた高強度・高靭性ラインパイプ用鋼の製造方法の提供。
【解決手段】質量％で，Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：１．８０〜２．５０％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｃｕ：０．０１〜０．８％、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．８％、Ｍｏ：０．０１〜０．８％、Ｎｂ：０．０１〜０．０８％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｎ：０．００１〜０．００６％，残部Ｆｅおよび不可避的不純物の、ＭｎＳ生成を防止した鋼を１０００〜１２００℃に加熱後、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上Ａｒ３＋１００℃以下とし、Ａｒ３−５０℃以上Ａｒ３以下からマルテンサイト生成臨界冷却速度以上の冷却速度でマルテンサイト変態開始温度以下３００℃以上まで冷却し、冷却停止温度±５０℃以内に６０ｓ〜３００ｓ保持後、室温まで空冷する。
【選択図】なし

Description

本発明は、ラインパイプ用鋼板およびその製造方法に関し、特に変形性能に優れるものに関する。

近年，天然ガスや原油の輸送用として使用されるラインパイプは，高圧化による輸送効率の向上や薄肉化による現地溶接施工能率の向上のため，年々高強度化されている。

現在，ＡＰＩ規格でＸ１００グレードのラインパイプが実用化され，更に，引張強さ９００ＭＰａを超えるＸ１２０グレードに対する要求が具体化しつつある。

このような高強度ラインパイプ用溶接鋼管およびその素材となる高強度厚鋼板の製造方法に関し，例えば特許文献１においては，高価な合金元素添加量を削減しつつ，高強度・高靱性を得るための加速冷却および焼戻し条件に関する技術が開示されている。

また，特許文献２においては，母材については同様に合金元素添加量を削減し，さらに縦シーム溶接部の溶接金属において高強度・高靱性を得るための成分設計に関する技術が開示されている。
特開２００２−１７３７１０号公報特開２０００−３５５７２９号公報

しかしながら，母材の合金元素量を低く抑えたまま加速冷却等の手段によって高強度化を進めた場合、主に縦シームの溶接条件に依存する溶接熱影響部（ＨｅａｔＡｆｆｅｃｔｅｄＺｏｎｅ，以降ＨＡＺと略す）の強度との乖離が生じ、たとえば水圧試験のような実管試験を行った場合には強度の低いＨＡＺ部で破壊が生じる。

従って、加速冷却等の手段によって母材を高強度化する場合は靭性も向上させ、ＨＡＺ部を起点とする破壊（亀裂伝播）を阻止することが要求される。

また，パイプラインとして使用するためには鋼板を成形し，管とする必要があるが，高強度化するほど成形が困難となるので，鋼板の低ＹＲ化や高い一様伸びの確保が重要となる。

高強度・高靭性を得る場合、ミクロ組織形態として下部ベイナイト組織を利用することは広く知られているが，この組織を得るための最適な製造方法についてはこれまで明確ではなかった。

本発明は，下部ベイナイト組織の活用により、高強度・高靭性でＤＷＴＴ特性、ＣＴＯＤ特性に優れ，高変形性能を有するラインパイプ用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，上記課題を達成するために，引張強さ９００ＭＰａ以上の強度レベルにおいて，低温靭性やＤＷＴＴ特性，ＣＴＯＤ特性、ＹＲ，一様伸びに及ぼす各種要因について鋭意検討した。

その結果，Ｂを添加しない成分系とし、初析フェライトを一定量以上有する組織とした場合、高強度鋼においても低ＹＲ化や高一様伸びの確保が可能で、具体的にはＢを添加しない成分系の鋼を、Ａｒ_３−５０℃以上Ａｒ_３変態点以下の温度域から特定冷却速度で焼入れ冷却し，Ｍｓ点以下の温度域で焼入れ冷却を停止し，該温度域で特定時間保持することにより，表層部，中心部などの板厚位置によらず初析フェライト，焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの混合組織主体の組織となり，高強度・高靭性で、かつＤＷＴＴ特性，ＣＴＯＤ特性、ＹＲ特性および一様伸びが向上するという知見を得た。

尚，本発明で高強度・高靭性とは、引張強さ９００ＭＰａ以上で−３０℃でのシャルピー衝撃試験において２００Ｊを超える靭性、−２０℃でのＣＴＯＤ試験において限界開口変位量が０．１５ｍｍを示すことを指し、高変形性能とは、ＹＲ８５％以下かつ一様伸び５％以上であることを指す。

本発明は，得られた知見に基づき，さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち，本発明の要旨はつぎのとおりである。
１．質量％で，
Ｃ：０．０４〜０．１２％
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｍｎ：１．８０〜２．５０％
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ｐ：≦０．０１０％
Ｓ：≦０．００１％
Ｃｕ：０．０１〜０．８％
Ｎｉ：０．１〜１．０％
Ｃｒ：０．０１〜０．８％
Ｍｏ：０．０１〜０．８％
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％
Ｖ：０．０１〜０．１０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
Ｎ：０．００１〜０．００６％
を含有し，
下記式（１）で定義されるＡＣＲが０≦ＡＣＲ≦２の範囲を満たし，
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を，
１０００〜１２００℃に加熱した後，熱間圧延を開始し，圧延終了温度をＡｒ_３変態点以上Ａｒ_３＋１００℃以下の温度域となるよう圧延を行い，次いで，Ａｒ_３−５０℃以上Ａｒ_３変態点以下の温度域から，下記式（２）で定義されるマルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖｃｒｍ以上の冷却速度で下記式（３）で定義されるマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以下３００℃以上の温度域の冷却停止温度まで冷却した後、冷却停止温度±５０℃以内に６０ｓ〜３００ｓの間保持し、その後室温まで空冷することを特徴とする高変形性能を有するラインパイプ用鋼板の製造方法。
ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）・・・（１）
ｌｏｇＶｃｒｍ＝２．９４−０．７５×（β−１）
（β（％）＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ）・・・（２）
ここで、Ｖｃｒｍ：マルテンサイト生成臨界冷却速度（℃／ｓ）
Ｍｓ＝５１７−３００Ｃ−１１Ｓｉ−３３Ｍｎ−２２Ｃｒ−１７Ｎｉ−１１Ｍｏ・・・（３）
２．１において冷却停止温度±５０℃以内に６０ｓ〜３００ｓの間保持した後，直ちに該温度から４５０℃以上Ａｃ_１変態点以下の温度域へ１℃／ｓ以上の昇温速度で急速加熱して焼戻しを行うことを特徴とする高変形性能を有するラインパイプ用鋼板の製造方法。
３．熱間圧延において、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率を５０％以上とすることを特徴とする１または２記載の高変形性能を有するラインパイプ用鋼板の製造方法。
４．１記載の成分組成を有し、鋼板のミクロ組織が、フェライト，焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの混合組織を主体とし，該混合組織の体積率は９０％以上で、該混合組織において下部ベイナイトの体積率は５０％以上で、残余をフェライトと焼き戻し
マルテンサイトとし、フェライトの体積率は１０％以上５０％未満、焼き戻しマルテンサイトの体積率は２％以上、４０％以下であることを特徴とする高変形性能を有するラインパイプ用鋼板。

本発明によれば，引張強さ９００ＭＰａ以上の高強度を有し，かつ−３０℃でのシャルピー衝撃試験において２００Ｊを超える靭性を有し、ＤＷＴＴ特性、ＣＴＯＤ特性に優れ，さらにＹＲ８５％以下かつ一様伸び５％以上の高変形性能を有するラインパイプ用鋼板を，高能率かつ安価に製造することができ，産業上格段の効果を奏する。

本発明では、成分組成、製造条件およびミクロ組織を規定する。

［成分組成］以下，組成における質量％は，単に％で記す。
Ｃ：０．０４〜０．１２％
Ｃは，鋼の強度を増加する元素であり，所望の組織を得て，所望の強度，靭性とするた
めには，０．０４％以上の含有を必要とする。一方，０．１２％を超えて含有すると溶接性が劣化し，溶接割れが生じやすくなるとともに，母材靭性およびＨＡＺ靭性が低下する。このため，Ｃは０．０４〜０．１２％の範囲に限定する。尚，好ましくは０．０４〜０．０６％である。

Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｓｉは，脱酸材として作用し，更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、０．０１％以下ではその効果がなく０．５０％を超える含有は，ＨＡＺ靭性を著しく劣化させる。このため，Ｓｉは０．０１〜０．５０％とする。尚，好ましくは０．０５〜０．２０％である。

Ｍｎ：１．８０〜２．５０％
Ｍｎは，鋼の焼入れ性を高めるとともに，靭性を向上させる作用を有する元素であり，１．８０％以上の含有を必要とするが，２．５０％を超える含有は、溶接性を劣化させる恐れがある。このため，Ｍｎは１．８０〜２．５０％の範囲に限定する。尚，好ましくは，１．８０％〜２．２０％である。

Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ａｌは，製鋼時の脱酸材として作用し，０．０１％以上の含有を必要とするが，０．０８％を超える含有は，靭性の低下を招く。このため，Ａｌは０．０１〜０．０８％の範囲に限定する。尚，好ましくは，０．０１〜０．０５％である。

Ｃｕ：０．０１〜０．８％，Ｃｒ：０．０１〜０．８％，Ｍｏ：０．０１〜０．８％
Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏはいずれも焼入性向上元素として作用し、０．０１％以下ではその効果が得られない。これらはＭｎ添加の代替として使用する。Ｍｎ添加の場合と，同様に低温変態組織を得て母材・ＨＡＺの高強度化に寄与するが，高価な元素であり，かつそれぞれ０．８％以上添加しても高強度化の効果は飽和するため，上限を０．８％とする。

Ｎｉ：０．１〜１．０％
Ｎｉもまた，焼入性向上元素として作用するほか，添加しても靱性劣化を起こさないため，有用な元素である。この効果を得るために，０．１％以上の添加が必要であるが，高価な元素であるため，上限を１．０％とする。

Ｎｂ：０．０１〜０．０８％，Ｖ：０．０１〜０．１０％
Ｎｂ，Ｖは炭化物を形成することで，特に２回以上の熱サイクルを受けるＨＡＺにおいて焼戻し軟化を防止して，ＨＡＺ強度を確保するために必要な元素である。この効果を得るためには０．０１％以上の添加が必要である。

また，Ｎｂについては，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もあり，特に９５０℃まで未再結晶領域とするためには０．０１％以上の添加が必要である。一方，０．０８％を超えて添加すると，ＨＡＺの靱性を著しく損ねることから上限を０．０８％とする。

また，Ｖについても同様に，０．１０％を超えて添加すると，ＨＡＺの靱性を著しく損ねることから上限を０．１０％とする。

Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは窒化物を形成し，鋼中の固溶Ｎ量低減に有効であるほか，析出したＴｉＮがピンニング効果でオーステナイト粒の粗大化を抑制、防止をすることで，母材，ＨＡＺの靱性向上に寄与する。

ピンニング効果を得るためには０．００５％以上の添加が必要であるが，０．０２５％を超えて添加すると炭化物を形成するようになり，その析出硬化で靱性が著しく劣化するため，上限を０．０２５％とする。

Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
Ｃａは鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり，添加することで靱性に有害なＭｎＳの生成を抑制するが０．０００５％未満ではその効果が得られない。しかし，０．０１％を超えて添加すると，ＣａＯ−ＣａＳのクラスターを形成し，靱性を劣化させるようになるので，上限を０．０１％とする。

Ｎ：０．００１〜０．００６％
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，オーステナイト粗大化を抑制するＴｉＮを形成する。ピンニング効果を得るためには０．００１％以上鋼中に存在することが必要であるが，０．００６％を超える場合，溶接部，特に溶融線近傍で１４５０℃以上に加熱されたＨＡＺでＴｉＮが分解した場合，固溶Ｎの悪影響が著しいため，上限を０．００６％とする。

Ｐ：０．０１０％以下
Ｐは、固溶強化により強度を増加させる元素であるが、靭性、溶接性を劣化させるため
、０．０１０％を上限とする。本発明ではできるだけ低減することが好ましく、製造コスト上、許容できる含有量を下限とする。

Ｓ：０．００１０％以下
Ｓは、鋼中では硫化物として存在し、延性や靭性を低下させるため、０．００１０％を上限とする。本発明ではできるだけ低減することが好ましく、製造コスト上、許容できる含有量を下限とする。

ＡＣＲ：０〜２
ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０＊Ｃａ）＊Ｏ）／（１．２５＊Ｓ）・・・（１）
上記（１）式で定義されるＡＣＲは、ＭｎＳに関するパラメータであり、０〜２の範囲とした場合，ＣａＳを生成させて，靭性に有害なＭｎＳを低減させることが可能となる。ＡＣＲが２より大きい値となると，このような効果が得られないため，ＡＣＲを０〜２の範囲に限定する。上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。

［製造条件］
上記した組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉等の通常の溶製手段で溶製し、連続鋳造法または造塊−分塊法等の通常の鋳造法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。鋼の製
鋼方法については特に限定しないが，経済性の観点から，転炉法による製鋼プロセスと，連続鋳造プロセスによる鋼片の鋳造を行うことが望ましい。尚、溶製方法、鋳造法については上記した方法に限定されるものではない。次に，素材鋼板の圧延、熱処理の限定理由について説明する。

１スラブ加熱ー圧延
鋼素材は、オーステナイト単相組織となる温度に加熱される。鋼素材の加熱温度は、鋼素材をオーステナイト化するため、好ましくは１０００〜１２００℃とする。鋼素材の加熱温度が１０００℃未満では、熱間変形抵抗が高すぎて１回あたりの圧下率を高く採れず、生産性が低下する。

また、Ｖ、Ｎｂ等の析出物形成元素を含有する場合には，これら元素が十分にオーステナイト中に固溶せず，これら元素の効果を十分に発揮することが困難となる。一方，加熱温度が１２００℃を超えると、結晶粒が粗大化するとともに，スケールロス量の増加や炉の改修頻度の増加を招く。このため，鋼素材の加熱温度は１０００〜１２００℃の範囲に限定した。

加熱された鋼素材は，圧延終了温度をＡｒ_３変態点以上Ａｒ_３＋１００℃以下の温度域とする熱間圧延を施す。熱間圧延では、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率を５０％以上とすることが好ましい。オーステナイト未再結晶域での累積圧下率が５０％未満では、組織の細粒化が十分でなく、ＣＴＯＤ特性が劣化するため、累積圧下率は５０％以上に限定する。

２熱処理
圧延終了後，Ａｒ_３−５０℃以上Ａｒ_３変態点以下の温度域から、Ｍｓ点以下３００℃以上の温度域まで、マルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖｃｒｍ以上の冷却速度で冷却し、冷却停止温度±５０℃以内に６０ｓ〜３００ｓの間保持後、室温まで空冷する。

焼入れ冷却の開始温度が，Ａｒ_３−５０℃未満では、焼入れ冷却開始時の組織においてフェライトが著しく増加するため，焼入れ処理を施しても所望のミクロ組織が得られず，所望の高強度・高靭性を確保することができない。

また，焼入れ冷却の開始温度が，Ａｒ_３変態点より高くなると，初析フェライトが得られず，ＹＲ８５％以下かつ一様伸び５％以上という変形性能が得られない。このため，冷却開始温度をＡｒ_３−５０℃以上Ａｒ_３変態点以下の範囲に限定する。

また，焼入れ冷却の冷却速度は，マルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖｃｒｍ以上の冷却速度とする。なお，本発明でマルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖｃｒｍは以下の（２）式で定義される冷却速度をいう。
ｌｏｇＶｃｒｍ＝２．９４−０．７５＊（β−１）
（β（％）＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ）・・・（２）
（ここで，Ｖｃｒｍ：マルテンサイト生成臨界冷却速度（℃／ｓ））
ここで「マルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖｃｒｍ」とは、全組織中の９０％以上の分率でマルテンサイト組織を含有するような冷却速度を意味する。

マルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖｃｒｍ以上の冷却速度で，マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以下３００℃以上の温度域の焼入れ冷却停止温度まで冷却する焼入れ処理を施すことにより，板厚方向各位置で部分的にマルテンサイトがまず生成する。

部分的にマルテンサイトを生成させることにより，生成したマルテンサイトと未変態のオーステナイトとの界面にマルテンサイト変態時の膨張を利用した歪が生成される。

この歪エネルギーにより未変態のオーステナイトが下部ベイナイトへ変態しやすくなるとともに，下部ベイナイト相を従来に比べて微細でかつ多量に生成することが可能となる。

焼入れ冷却の冷却速度がマルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖｃｒｍ未満では，マルテンサイト変態前に粗大なベイナイトの生成量が増加し，上記したマルテンサイト変態による歪の生成が不十分となり，所期の効果が得られない。

また，焼入れ冷却停止温度が，Ｍｓ点を超える温度では，マルテンサイトの生成による歪生成効果が期待できず，下部ベイナイト相への変態促進が不十分となり、更に等温保持中あるいは空冷中に生成する靭性に有害な島状マルテンサイト量が増加する。

一方，焼入れ冷却停止温度が３００℃未満では，Ｃの拡散が不十分となり，亀裂伝播抵抗に有効な炭化物がベイニティックフェライト内部に析出しない。このようなことから，焼入れ冷却停止温度はＭｓ点以下３００℃以上の温度域の温度とする。尚，好ましくは、Ｍｓ点以下３５０℃以上の温度範囲である。

次いで，上記した範囲の焼入れ冷却停止温度で冷却停止した後６０ｓ〜３００ｓの間，鋼の温度を冷却停止温度±５０℃以内に保持し，その後室温まで空冷する。

焼入れ冷却停止温度±５０℃以内で６０ｓ〜３００ｓ保持することにより，マルテンサイトが自己焼鈍される一方，未変態オーステナイトの下部ベイナイトへの変態が促進され，焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織を得ることができる。

また、マルテンサイトのラス間に形成される、靭性に有害な針状の島状マルテンサイト量を減少させることが可能となる。

６０ｓ以内の等温変態では下部ベイナイト変態は完了せず高強度・高靭性が得られず、３００ｓを超えて長く保持すると，組織の粗大化が起こるため強度が低下する。このため、該温度域での保持時間を６０ｓ〜３００ｓ、好ましくは６０ｓ〜１００ｓの範囲とする。

また，靭性を特に向上させる場合は、厚鋼板を冷却停止温度±５０℃以内に６０〜３００ｓの間保持した後，（直ちに）該温度から４５０℃以上Ａｃ_１変態点以下の温度域へ１℃／ｓ以上の昇温速度で急速加熱して焼戻しを行う。

なお、組織の粗大化による強度低下を抑制するため少なくとも冷却停止後３００ｓ以内に焼戻す必要がある。

加熱温度が４５０℃未満の時，靭性向上の効果はほとんど得られず，Ａｃ_１変態点以上の温度とすると強度の低下が起こるため，加熱温度は４５０℃以上Ａｃ_１変態点以下とする。また，昇温速度を１℃／ｓ未満とすると，靭性は向上するが強度の低下が著しくなるため，昇温速度は１℃／ｓ以上とした。

マルテンサイトが自己焼鈍される一方，未変態オーステナイトの下部ベイナイトへの変態が促進され，焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトの混合組織が得られる。これにより，強度をほとんど劣化させることなく靭性を向上することが可能となる。

［ミクロ組織］
上記した製造条件で得られる厚鋼板は，板厚方向位置に拠らず，フェライトと焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの混合組織を主体とする組織：フェライトと焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトからなる組織分率が，体積率で９０％以上となる組織を有する。

フェライトと焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイト以外の相としては，体積率で１０％以下の上部ベイナイト、残留オーステナイト、島状マルテンサイトなどが混在してもよい。

尚、該混合組織は、下部ベイナイトの体積率は５０％以上とし、残余をフェライト、焼き戻しマルテンサイトとし、フェライトの体積率は１０％以上５０％未満，焼戻しマルテンサイトの体積率は２％以上４０％以下となることが好ましい。

フェライトの体積率が１０％未満の場合、変形性能が劣化し、５０％以上では下部ベイナイトの体積率が５０％未満になるのでシャルピー吸収エネルギーおよびＤＷＴＴ特性が低下する。

焼戻しマルテンサイトの体積率が２％未満の場合、強度が低下し、４０％を超えると下部ベイナイトの体積率が５０％未満になるのでシャルピー吸収エネルギーおよびＤＷＴＴ特性が低下する。

ここで「焼戻しマルテンサイト」とは，炭化物が析出あるいは球状化したマルテンサイトをいうものとする。また，「下部ベイナイト」は，炭化物が析出あるいは球状化した焼戻し下部ベイナイトをも含むものとする。

本発明で「温度」は鋼板全体の平均温度，「冷却速度」は鋼板全体の平均冷却速度，「昇温速度」は鋼板全体の平均昇温速度を意味するものとする。実操業においては，鋼板の温度管理は，鋼板表面温度により行われ，リアルタイムで鋼板全体の平均温度を計算し，この平均温度に基づいて温度制御や速度制御を行うのが一般的である。

また，本発明では，Ａｒ_３，Ａｃ_１の各変態点は、各鋼素材（厚鋼板）中の各元素の含有量に基づく次式（３），（４）
Ａｒ_３＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ・・・（３）
Ａｃ_１＝７５１−２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ−１１．６Ｍｎ−１６９Ａｌ−２３Ｃｕ−２３Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ−３９．７Ｖ＋２３３Ｎｂ−５．７Ｔｉ−８９５Ｂ
・・・（４）
を用いて計算して得られる値を用いるものとする。

本発明は製造装置を特に限定するものでないが、冷却装置の下流側となる搬送ライン上に、誘導加熱装置を配置すると冷却停止温度±５０℃以内に保持することが容易で、冷却停止温度±５０℃以内に６０〜３００ｓの間保持した後の急速加熱処理も容易となり好ましい。

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・オンライン加熱条件で鋼板１−１〜９を作製した．表１に示す鋼種Ａ〜Ｆは成分組成が本発明範囲内、鋼種Ｇ〜Ｉは成分組成が本発明範囲外の鋼である。

得られた鋼板より，ＡＰＩ−５Ｌに準拠した全厚引張試験片と，ＤＷＴＴ試験片，および板厚中央位置からＪＩＳＺ２２０２のＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し，鋼板の引張試験，ＤＷＴＴ試験およびシャルピー衝撃試験を実施して，強度と靱性を評価した。

また，得られた鋼板から，組織観察用試験片を採取し，走査型電子顕微鏡および透過型電子顕微鏡により板厚方向１／２の位置の組織観察を行い，組織の同定，および各組織の組織分率を求めた。

尚、焼戻しマルテンサイトと下部ベイナイトは炭化物の析出形態により判別した。各組織の組織分率は、走査型電子顕微鏡を用いて線分法により平均オーステナイト（γ）粒径を測定し、その平均的なγ粒径の粒をランダムに１０個選び，そのγ粒内の各組織の領域をそれぞれ断面面積率として求め，１０個の断面面積率の平均値をその鋼板各位置の組織分率とした。なお，表２中の鋼板温度，冷却速度は，平均温度，平均冷却速度を用いて表示している。

母材の強度・靱性の評価結果をまとめて表３に示す。本発明範囲は、強度は引張強さで
９００ＭＰａ以上、靭性は−３０℃でのシャルピー衝撃試験において２００Ｊ超え、変形性能は、ＹＲ８５％以下かつ一様伸び５％以上とした。また、ＤＷＴＴ特性は、−２０℃での延性破面率が８５％以上を本発明範囲内とした。

本発明範囲の鋼板化学組成，圧延条件となっている本発明例は，９００ＭＰａを超える母材強度，かつ−３０℃でのシャルピー衝撃試験において，２００Ｊを超える高い靭性を示した。ＹＲがいずれも８５％以下，一様伸びが５．０％以上という高い変形性能を示し，ＤＷＴＴ試験において−２０℃での延性破面率がいずれも８５％以上となっている。

一方，圧延終了温度が本発明の上限を上回った比較例Ｎｏ．１−３は，オーステナイト粒の微細化が不十分となった結果，シャルピー吸収エネルギー，ＤＷＴＴ特性ともに低靭性となった。

冷却開始温度が本発明の上限を上回った比較例Ｎｏ．１−４は，Ａｒ_３変態点以下のフェライト変態が起こらなかったためＹＲが高く，また一様伸びが５％未満となり，変形性能が劣化した。

圧延後の冷却停止温度が本発明の上限を上回った比較例Ｎｏ．２−３は，マルテンサイト変態が起こらず，ベイナイト主体組織となり，また，より高温での冷却停止のためにベイナイト下部組織が粗大化し，強度が低下した。

圧延後の冷却停止温度が本発明の下限を下回った比較例Ｎｏ．３−２は，下部ベイナイト主体組織ではなく，焼戻しマルテンサイト主体組織となったために，強度は高い値を示したが，シャルピー吸収エネルギーおよびＤＷＴＴ特性が低下した。

圧延後の冷却速度が本発明の下限を下回った比較例Ｎｏ．４−３は，著しく強度が低下した。

冷却停止温度±５０℃での保持時間が本発明の下限を下回った比較例Ｎｏ．２−４は，下部ベイナイト組織の分率が充分でなく強度が低下した。

同じく，冷却停止温度±５０℃での保持時間が本発明の下限を下回った比較例Ｎｏ．４−４は，マルテンサイト組織の増加により強度は上昇したものの，下部ベイナイト組織の体積率が充分ではなく，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±５０℃での保持時間が本発明の上限を上回った比較例Ｎｏ．５−３は，母材強度およびＤＷＴＴ特性が低下した。また，冷却停止後の加熱温度が本発明の上限を上回った比較例Ｎｏ．４−５は，鋼板のＡｃ_１変態点を超えた結果，α−γ逆変態が起きて，島状マルテンサイトが多量に生成し，下部ベイナイト組織の体積率が減少した結果，強度が低下した。

冷却停止後オンライン加熱時の昇温速度が本発明の下限を下回った比較例Ｎｏ．６−２は，母材強度は高い値を示したが，シャルピー吸収エネルギーおよびＤＷＴＴ特性が低下した。

ＡＣＲ値が本発明の請求範囲を外れた比較例Ｎｏ．７は，ＭｎＳ系硫化物が増加した結果，ＤＷＴＴ特性が劣化した。

鋼板のＭｎ添加量が本発明の下限を下回った比較例Ｎｏ．８においても，強度が低下した。

一方，鋼板のＣ添加量が本発明の上限を上回った比較例Ｎｏ．９は，高い強度を示したもの，シャルピー吸収エネルギーおよびＤＷＴＴ特性が低下した。

また、表１中の鋼種Ｃを用いて、熱間圧延における未変態オーステナイト域での累積圧下率を変えて鋼板３−１、３−３、３−４を製造し、上述した試験項目の他に、ＢＳ７７４８に準拠したＢ（板厚）×２Ｂサイズの３点曲げＣＴＯＤ試験片を採取し、ＣＴＯＤ試験を実施した。

表４に製造条件を、表５に試験結果を示す。請求項３記載の本発明例であるＮｏ．３−１では、ＣＴＯＤ試験において試験温度ー２０℃での限界開口変位量が０．１５ｍｍ以上が得られた。

一方、オーステナイト未再結晶域の累積圧下率が請求項３記載の本発明の下限を下回った比較例Ｎｏ．３−３，３−４はオーステナイト粒の細粒化が十分でなく、ＣＴＯＤ特性が本発明例と比較して劣る。

Claims

質量％で，
Ｃ：０．０４〜０．１２％
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｍｎ：１．８０〜２．５０％
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ｐ：≦０．０１０％
Ｓ：≦０．００１％
Ｃｕ：０．０１〜０．８％
Ｎｉ：０．１〜１．０％
Ｃｒ：０．０１〜０．８％
Ｍｏ：０．０１〜０．８％
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％
Ｖ：０．０１〜０．１０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
Ｎ：０．００１〜０．００６％
を含有し，
下記式（１）で定義されるＡＣＲが０≦ＡＣＲ≦２の範囲を満たし，
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を，
１０００〜１２００℃に加熱した後，熱間圧延を開始し，圧延終了温度をＡｒ_３変態点以上Ａｒ_３＋１００℃以下の温度域となるよう圧延を行い，次いで，Ａｒ_３−５０℃以上Ａｒ_３変態点以下の温度域から，下記式（２）で定義されるマルテンサイト生成臨界冷却速度Ｖｃｒｍ以上の冷却速度で下記式（３）で定義されるマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以下３００℃以上の温度域の冷却停止温度まで冷却した後、冷却停止温度±５０℃以内に６０ｓ〜３００ｓの間保持し、その後室温まで空冷することを特徴とする高変形性能を有するラインパイプ用鋼板の製造方法。
ＡＣＲ＝（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／（１．２５×Ｓ）・・・（１）
ｌｏｇＶｃｒｍ＝２．９４−０．７５×（β−１）
（β（％）＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ）・・・（２）
ここで、Ｖｃｒｍ：マルテンサイト生成臨界冷却速度（℃／ｓ）
Ｍｓ＝５１７−３００Ｃ−１１Ｓｉ−３３Ｍｎ−２２Ｃｒ−１７Ｎｉ−１１Ｍｏ・・・（３）
請求項１において冷却停止温度±５０℃以内に６０ｓ〜３００ｓの間保持した後，直ちに該温度から４５０℃以上Ａｃ_１変態点以下の温度域へ１℃／ｓ以上の昇温速度で急速加熱して焼戻しを行うことを特徴とする高変形性能を有するラインパイプ用鋼板の製造方法。
熱間圧延において、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率を５０％以上とすることを特徴とする請求項１または２記載の高変形性能を有するラインパイプ用鋼板の製造方法。
請求項１記載の成分組成を有し、鋼板のミクロ組織が、フェライト，焼戻しマルテンサイトおよび下部ベイナイトの混合組織を主体とし，該混合組織の体積率は９０％以上で、該混合組織において下部ベイナイトの体積率は５０％以上で、残余をフェライトと焼き戻しマルテンサイトとし、フェライトの体積率は１０％以上５０％未満、焼き戻しマルテンサイトの体積率は２％以上、４０％以下であることを特徴とする高変形性能を有するラインパイプ用鋼板。