JP2010202949A

JP2010202949A - ラインパイプ用鋼材の製造方法

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Publication number: JP2010202949A
Application number: JP2009051989A
Authority: JP
Inventors: Hiroshi Nakamura; 浩史中村; Genki Inokari; 玄樹猪狩; Hideji Okaguchi; 秀治岡口
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2009-03-05
Filing date: 2009-03-05
Publication date: 2010-09-16
Anticipated expiration: 2029-03-05
Also published as: JP5245921B2

Abstract

【課題】歪時効後において引張強度が７６０ＭＰａ以上で、かつ一様伸びに優れるラインパイプ用鋼材を製造する方法を提供する。
【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、ＴｉおよびＡｌを所定量含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、Ｓ、ＮおよびＯが所定量以下である化学組成を有する鋼片または鋼塊を用いて、（１）式から求められるＰ値が５．９以上で、かつ加速冷却停止温度が４００℃以下となる条件で、加熱、圧延および加速冷却を行う。
Ｐ＝24＋66Ｃ＋2Ｓｉ−2Ｍｏ−0.005T_ｈ−0.02Ｔ_ｒ−0.002Ｔ_ｃ（１）
但し、（１）式中の元素記号（Ｃ、ＳｉおよびＭｏ）は、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）、Ｔ_ｈは、圧延前の加熱温度（℃）、Ｔ_ｒは、圧延仕上温度（℃）、Ｔ_ｃは、加速冷却停止温度（℃）をそれぞれ意味する。
【選択図】図１

Description

本発明は、ラインパイプ用鋼材の製造方法に関し、特に、引張強度が７６０ＭＰａ以上で耐歪時効特性に優れるラインパイプ用鋼材の製造方法に関する。

天然ガスまたは原油を大量に輸送する時には、大径のラインパイプが用いられる。ラインパイプ用鋼材には、高い強度と靭性が要求されると共に、地震時、凍土融解／凍結時などの地盤移動によるパイプラインの破壊を防止するため、高い変形性能を有するＳＢＤ（Ｓｔｒａｉｎ−ＢａｓｅｄＤｅｓｉｇｎ）対応鋼が望まれている。特に、母材に対しては局部座屈を防止するために変形性能および歪時効特性の向上が要望されている。変形性能は、低ＹＲ（降伏比）で、かつ高Ｕ．Ｅｌ（一様伸び）である場合などに向上する。変形性能は、製管加工およびコーティング時の加熱によって歪時効を受けて劣化する。ところで、一般に、高強度になるほど、歪時効後に高い変形性能を確保することが困難であると言われている。

こうした要求に対して、化学組成または製造条件を制御して鋼材の耐歪時効特性を高める技術が開示されている。例えば、特許文献１には、「耐歪時効特性に優れた高強度鋼材とその製造方法」が開示されている。また、特許文献２には、「耐歪時効性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及び高強度ラインパイプ用鋼板並びにそれらの製造方法」が開示されている。

特開２００２−２２０６３４号公報特開２００７−３１４８２８号公報

特許文献１で開示された製造方法によれば、良好な耐歪時効特性が得られるとされているが、この方法は、引張強さが６００ＭＰａ以上の鋼材を対象としているに過ぎない。従って、この方法によって得られる鋼材が、歪時効後において、７６０ＭＰａ以上の強度と良好な一様伸びを有さない場合がある。

特許文献２で開示された製造方法は、歪時効の前後における降伏強度の変化を小さくするものであり、一様伸びの改善を狙ったものではない。このため、特許文献２で開示された製造方法によって得られた鋼板が、歪時効後において、良好な一様伸びを有さない場合がある。

そこで、本発明は、ラインパイプの素材として好適な、特に歪時効後において引張強度が７６０ＭＰａ以上で、かつ一様伸びに優れるラインパイプ用鋼材を製造する方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記の課題を解決するために、種々の検討を行った。その結果、次の（ａ）〜（ｅ）に示す知見を得た。

（ａ）歪時効前後で良好な変形性能、すなわち低ＹＲおよび高Ｕ．Ｅｌを得るためには、鋼の化学組成において、Ｃ量とＳｉ量は大きい方が良く、Ｍｏ量は小さい方が良い。

（ｂ）歪時効前後で良好な変形性能、すなわち低ＹＲや高Ｕ．Ｅｌを得るためには、圧延前の加熱温度Ｔ_ｈ、圧延仕上温度Ｔ_ｒおよび加速冷却停止温度Ｔ_ｃは、いずれも低い方が良い。

（ｃ）鋼の化学組成を適正化することに加えて、圧延前の加熱温度Ｔ_ｈ、圧延仕上温度Ｔ_ｒ、加速冷却停止温度Ｔ_ｃなどを適正に制御すれば、７６０ＭＰａ以上という高い引張強度と大きな一様伸びを兼備させることが可能である。

（ｄ）図１に示すように、歪時効後のＴＳ×Ｕ．Ｅｌ（強度と一様伸びの積）は下記の（１）式に示すＰ値と相関がある。
Ｐ＝24＋66Ｃ＋2Ｓｉ−2Ｍｏ−0.005Ｔ_ｈ−0.02Ｔ_ｒ−0.002Ｔ_ｃ（１）
但し、（１）式中の元素記号（Ｃ、ＳｉおよびＭｏ）は、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）、Ｔ_ｈは、圧延前の加熱温度（℃）、Ｔ_ｒは、圧延仕上温度（℃）、Ｔ_ｃは、加速冷却停止温度（℃）をそれぞれ意味する。

（ｅ）Ｐ値が５．９以上で、かつ加速冷却停止温度が４００℃以下となるように、化学組成および製造条件を調整することによって、ＴＳ×Ｕ．Ｅｌの値を６０００以上とすることができる。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）〜（３）に示す引張強度が７６０ＭＰａ以上のラインパイプ用鋼材の製造方法にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．０７超〜０．１４％、Ｓｉ：０．２〜０．９％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．５％、Ｍｏ：０．０４〜０．２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％およびｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１００％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＰ、Ｓ、ＮおよびＯがそれぞれＰ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．０１０％以下およびＯ：０．００５％以下である化学組成を有する鋼片または鋼塊を用いて、（１）式から求められるＰ値が５．９以上で、かつ加速冷却停止温度が４００℃以下となる条件で、加熱、圧延および加速冷却を行う、引張強度が７６０ＭＰａ以上であるラインパイプ用鋼材の製造方法。
Ｐ＝24＋66Ｃ＋2Ｓｉ−2Ｍｏ−0.005Ｔ_ｈ−0.02Ｔ_ｒ−0.002Ｔ_ｃ（１）
但し、（１）式中の元素記号（Ｃ、ＳｉおよびＭｏ）は、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）、Ｔ_ｈは、圧延前の加熱温度（℃）、Ｔ_ｒは、圧延仕上温度（℃）、Ｔ_ｃは、加速冷却停止温度（℃）をそれぞれ意味する。

（２）鋼片または鋼塊が、さらに質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｖ：０．５％以下およびＢ：０．０１％以下から選択される１種以上を含有する上記（１）のラインパイプ用鋼材の製造方法。

（３）鋼片または鋼塊が、さらに質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下およびＭｇ：０．００８％以下から選択される１種以上を含有する、上記（１）または（２）のラインパイプ用鋼材の製造方法。

圧延前の加熱温度とは、加熱炉出側での被圧延材の温度を指す。圧延仕上温度とは、圧延最終パスのロールへの咬みこみ時における被圧延材の温度を指す。また、加速冷却停止温度とは、被圧延材の復熱後の最大到達温度を意味する。これらの被圧延材の温度は、いずれも表面部における平均温度を意味する。

本発明のラインパイプ用鋼材の製造方法によれば、歪時効前後で引張強度が７６０ＭＰａ以上という高強度に加えて、歪時効後の変形性能に優れるラインパイプの素材を製造することができる。

成分・製造条件パラメータＰ値と歪時効後のＴＳ×Ｕ．Ｅｌとの関係を示す図

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学組成における各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

（Ａ）化学組成について
Ｃ：０．０７％を超え０．１４％以下
Ｃは、鋼の強度を高めるために必要な元素である。７６０ＭＰａ以上の引張強度を安定して得るために、Ｃは０．０７％を超える含有量とする必要がある。一方、Ｃの含有量が大きくなり過ぎると溶接割れが起こり易い。従って、Ｃの含有量を０．０７％を超え０．１４％以下とした。Ｃの含有量は、０．０８％を超えて含有させるのが好ましい。また、Ｃの好ましい上限は０．１２％である。

Ｓｉ：０．２〜０．９％
Ｓｉは、歪時効前後で良好な変形性能、すなわち低ＹＲおよび高Ｕ．Ｅｌを得るのに効果がある。これらの効果を確実に得るために、Ｓｉを０．２％以上含有させる。しかしながら、Ｓｉの含有量が大きくなりすぎると、母材及び溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」という。）の靱性の悪化が著しくなる。したがって、Ｓｉの含有量を０．２〜０．９％とした。Ｓｉの含有量は０．３％を超えて含有させるのが好ましく、更に０．５％を超えて含有させるのが好ましい。また、Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８％であり、より好ましい上限は０．７５％である。

Ｍｎ：１．０〜３．０％
Ｍｎは、鋼の強度を高める作用を有する。この効果を充分に得るためにＭｎを１．０％以上含有させる。一方、その含有量が過大となると溶接割れが起こりやすくなる。また、Ｍｎ含有量が大きい場合には本発明が狙いとする良好な変形特性、すなわち、低ＹＲ、高Ｕ．Ｅｌを得ることが難しくなる。したがって、Ｍｎの含有量を１．０〜３．０％とした。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．２％であり、より好ましい下限は１．５％である。また、Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．５％であり、より好ましい上限は２．０％である。

Ｃｕ：０．０５〜１．０％
Ｃｕは、鋼材の強度を向上させる効果を有するので、０．０５％以上含有させる。しかしながら、その含有量が大きいと、鋼材の表面性状や靱性が顕著に悪化する。このため、Ｃｕの含有量を０．０５〜１．０％とした。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．１％である。また、好ましい上限は０．６％である。さらにＣｕの含有量は下限を０．２％とするのが好ましく、上限を０．５％とすることがより好ましい。

Ｎｉ：０．０５〜１．５％
Ｎｉは、鋼材の強度を向上させる作用があり、また、靱性を改善する作用もある。これらの効果を発揮させるために、Ｎｉを０．０５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｎｉの含有量が１．５％を超えると、コストアップに見合う効果が得られない。このため、Ｎｉの含有量を０．０５〜１．５％とした。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．１％である。また、好ましい上限は１．０％である。さらにＮｉの含有量は下限を０．２％とするのが好ましく、上限を０．６％とすることがより好ましい。

Ｍｏ：０．０４〜０．２０％
Ｍｏは、鋼材の強度を向上させる効果を有するので、０．０４％以上含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が過大であると、歪時効によるＹＳの増加が大きくなり、変形特性が損なわれる。また、ＨＡＺ靱性悪化および溶接割れが発生し易くなる。そのため、Ｍｏの含有量を０．０４〜０．２０％とした。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０５％である。また、好ましい上限は０．１５％である。さらにＭｏの含有量は下限を０．０７％とするのが好ましく、上限を０．１３％とすることがより好ましい。

Ｎｂ：０．００５〜０．０８％
Ｎｂは、鋼材の強度を向上させる効果を有するとともに、適切な圧延条件と組合せることにより、母材靱性を高める作用もある。このため、Ｎｂは、０．００５％以上含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が大き過ぎると、母材とＨＡＺの靱性が悪化する。したがって、Ｎｂの含有量を０．００５〜０．０８％とした。好ましい下限は０．０１％である。また、好ましい上限は０．０６％である。さらにＮｂの含有量は下限を０．０２％とするのが好ましく、上限を０．０５％とすることがより好ましい。

Ｔｉ：０．００５〜０．０４％
Ｔｉは、Ｎと共に析出物（ＴｉＮ）を形成してＨＡＺの靱性を改善するので、０．００５％以上含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が０．０４％を超えると、母材及びＨＡＺ靱性が悪化する。したがって、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．０４％とした。好ましい下限は０．０１％である。好ましい上限は０．０３％である。また、歪時効後のＹＲの増加やＵ．Ｅｌの低下を抑制するため、ＴｉとＮの含有量の比（Ｔｉ／Ｎ）を４．０以上とすることが好ましい。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１００％
Ａｌは、脱酸作用を有する元素であり、またＵ．Ｅｌの改善にも効果があるため、ｓｏｌ．Ａｌ（「酸可溶Ａｌ」）として０．００５％以上含有させる。しかしながら、ｓｏｌ．Ａｌの含有量が大きくなり過ぎると、ＨＡＺの靱性が悪化する。したがって、ｓｏｌ．Ａｌの含有量を０．００５〜０．１００％とした。なお、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は下限を０．０１０％とし、上限を０．０６０％とすることがより好ましい。

また、本発明の製造方法に供される鋼片または鋼塊の残部の主成分はＦｅであるが、製造工程の種々の要因により他の成分が含まれることにより、鋼の特性が悪化する可能性がある。そこで、目標とする良好な性能を確保するため、特に不純物中に含まれる下記の成分の含有量を制御する。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料その他の要因により混入する成分を意味する。

Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、靱性悪化の原因となる元素で、その含有量が多くなり、特に、０．０２％を超えると、靱性の悪化が著しくなり易い。したがって、Ｐの含有量を０．０２％以下とした。なお、Ｐの含有量は少ないほうがよく、０．０１％以下とすることが好ましい。

Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、含有量が多くなると延性または靱性に有害な介在物を多く生成する。特に、０．００５％を超えると、介在物が多くなって延性の低下や靱性の悪化が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．００５％以下とした。なお、Ｓの含有量は少ないほうがよく、０．００３％以下とすることが好ましい。

Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、含有量が多くなるとＨＡＺの靱性を悪化させる。特に、０．０１０％を超えるとＨＡＺの靱性悪化が著しくなる。したがって、Ｎの含有量を０．０１０％以下とした。なお、Ｎの含有量は０．００９％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００５％以下である。

Ｏ：０．００５％以下
Ｏ（酸素）は、含有量が微量であればフェライト生成核となる酸化物の生成に有効である場合があるものの、含有量が多くなると母材靱性ならびに延性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｏの含有量を０．００５％以下とした。なお、Ｏの含有量は０．００２％以下とすることがより好ましい。

本発明の製造方法に供される鋼片または鋼塊には、必要に応じて、下記の元素から選択される１種以上を含有させても良い。

Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは、鋼材の強度を向上させるのに有効な元素であるので、含有させてもよい。ただし、Ｃｒ含有量が過剰な場合、溶接割れが起こりやすくなる。したがって、Ｃｒを含有させる場合には、その含有量を１．０％以下とする。Ｃｒの含有量は０．５％以下とするのが好ましい。上記の効果が顕著となるのは、Ｃｒを０．０１％以上含有させた場合である。Ｃｒの含有量の好ましい下限は０．０２％である。

Ｖ：０．５％以下
Ｖは、鋼材の強度を向上させるのに有効な元素であるので、含有させてもよい。ただし、その含有量が過剰な場合、延性および靱性が悪化するおそれがある。したがって、Ｖを含有させる場合には、その含有量を０．５％以下とする。上記の効果が顕著となるのは、０．００１％以上含有させた場合である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．００５％である。

Ｂ：０．０１％以下
Ｂは、鋼材の強度を向上させるのに有効な元素であるので、含有させてもよい。ただし、その含有量が過剰な場合、延性および靱性が悪化するおそれがある。したがって、Ｂを含有させる場合には、その含有量を０．０１％以下とする。Ｂ含有量は０．００２％未満とするのが好ましい。上記の効果が顕著となるのは、Ｂを０．０００１％以上含有させた場合である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００４％である。

Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下
Ｃａ及びＲＥＭは、硫化物（特にＭｎＳ）の形態を制御し、低温靱性を向上させるのに有効な元素であるので、含有させてもよい。ただし、含有量が過剰な場合、Ｃａ及びＲＥＭを含む介在物が粗大化し、クラスター化することがあり、鋼の清浄度を害し、溶接性にも悪影響を及ぼすことがある。このため、Ｃａ量及びＲＥＭ量の上限は、それぞれ、０．０１％以下及び０．０２％以下とすることが好ましい。特に溶接性の観点よりＣａの含有量の上限は０．００６％以下にすることが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｃａは０．０００５％以上、ＲＥＭは０．００１％以上含有させるのが好ましい。なお、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、これらの元素から選択される１種以上を含有させることができる。ＲＥＭの含有量は上記元素の合計量を意味する。

Ｍｇ：０．００８％以下
Ｍｇは、微細に分散した酸化物を形成し、ＨＡＺの粒径の粗大化を抑制して低温靭性を向上させる効果を発揮する。この効果を得るためにＭｇを含有させてもよい。ただし、Ｍｇを０．００８％を超えて含有させると、粗大な酸化物を生成し靭性を劣化させることがある。このため、Ｍｇを含有させる場合には、その含有量を０．００８％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｍｇを０．０００５％以上含有させるのが好ましい。

（Ｂ）製造条件について
化学組成が上述したものであっても、歪時効後の引張強度および一様伸びを確保することができない場合がある。したがって、下記（１）式から求められるＰの値が５．９以上になる条件を満たす必要がある。
Ｐ＝24＋66Ｃ＋2Ｓｉ−2Ｍｏ−0.005Ｔ_ｈ−0.02Ｔ_ｒ−0.002Ｔ_ｃ（１）
但し、（１）式中の元素記号（Ｃ、ＳｉおよびＭｏ）は、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）、Ｔ_ｈは、圧延前の加熱温度（℃）、Ｔ_ｒは、圧延仕上温度（℃）、Ｔ_ｃは、加速冷却停止温度（℃）をそれぞれ意味する。

すなわち、Ｐ値が５．９を下回る場合には、ＴＳ×Ｕ．Ｅｌの値が６０００以上という良好な特性を得ることが難しくなる。また、ＴＳ×Ｕ．Ｅｌの値のさらなる向上（６８００以上）のためには、Ｐ値を８．５以上とすることが好ましい。

圧延後の加速冷却（単に「冷却」ともいう。）は、良好なＴＳ×Ｕ．Ｅｌの値を確保するため、冷却停止温度は４００℃以下とする必要がある。また、冷却停止温度を４００℃以下とすることによって、低ＹＲを得ることも容易になる。

製造条件については、上記の条件を満足すればよいが、それぞれの工程におけるより好ましい条件を以下に説明する。

圧延前の加熱温度は、８５０℃以上とするのが好ましい。このような温度にスラブを加熱することによって、鋼材の熱間圧延が容易となる。圧延前の加熱温度は、９５０℃以上とするのがより好ましい。但し、スラブの加熱温度が高すぎると、（１）式に示すＰ値が小さくなり、変形性能が低下する。さらに、オーステナイト結晶粒が粗大化して低温靱性が劣化することがある。したがって、加熱温度は１２００℃以下とするのが望ましい。また、加熱温度は１１００℃以下とするのがより望ましい。

圧延は、９００℃以下の温度域における合計圧下率が５０％以上となる条件で行うことが好ましい。また、圧延仕上温度は、８５０〜７００℃とすることが望ましい。

９００℃以下の温度域における合計圧下率を５０％以上とすることによって、オーステナイトに残留ひずみを確実に与えることができ、良好な靱性を確保することが容易になる。９００℃以下の温度域における合計圧下率は７５％以上であればより好ましい。ここで、「９００℃以下の温度域における合計圧下率」とは、｛（９００℃に達した時点の厚さ）−（最終厚さ）｝／（９００℃に達した時点の厚さ）×１００（％）を意味する。

さらに、圧延仕上温度を８５０〜７００℃とすることによって、良好な強度および靱性がより確実に得られる。すなわち、圧延仕上温度が７００℃未満の場合には、鋼板の強度が不足することがあり、一方、８５０℃を超える場合には良好な靱性の確保が難しくなることがある。圧延仕上温度は、７３０℃以上であることがより好ましい。また、圧延仕上温度は８００℃以下であることがより好ましい。

圧延後の加速冷却は、冷却開始温度を８５０〜７００℃とすることが好ましい。

圧延後の加速冷却は、所定の引張強度を得るために行うものである。冷却開始温度が７００℃未満では、この効果が小さくなることがある。また、冷却開始温度が８５０℃を超えると、良好な靱性が得られない場合がある。冷却開始温度の上限は、８００℃とするのが好ましい。下限は、７５０℃とするのが好ましい。

なお、水素割れの発生を抑止するためには、冷却停止温度は２００℃以上とするのが好ましい。また、冷却停止後は、放冷または徐冷することが好ましい。

圧延後の加速冷却は、冷却速度を１０℃／ｓ以上とすることが好ましい。冷却速度が１０℃／ｓ未満では、所定の引張強度を確保するのが難しい場合がある。所定の引張強度をより確実に得るためには、冷却速度を２０℃／ｓ以上とするのが好ましい。鋼板の良好な延性を確保するためには、冷却速度を７０℃／ｓ以下とするのが好ましい。

なお、上述の各温度は、被圧延材の表面部における平均温度を指し、「冷却速度」は、冷却の開始時と停止時における当該材の表面部の温度差を冷却時間で除した値を指す。ここで、冷却停止時における温度とは、復熱後の最大到達温度を意味する。ただし、冷却停止温度が２００℃未満の場合には、当該材の板厚方向１／４（巾方向１／２、かつ長さ方向１／２）の位置における温度を用いて、冷却の開始から２００℃までの冷却速度を算出するものとする。また、加速冷却時間とは、例えば水槽で冷却を行う場合は、浸漬時間を意味する。

本発明で製造された鋼板を管状に成形し、突合せ部を接合し、必要に応じて、拡管及び防食のためのコーティングを施すことによって、ラインパイプを製造することができる。

以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

表１に示す化学組成を有する厚さが１４０ｍｍの鋼片を用いて、表２に示す製造条件で加熱、圧延及び加速冷却（水冷）を行い、厚さ１９ｍｍの鋼板を得た。なお、表２に示した各温度は、放射温度計を用いて測定した各パスの入側における被圧延材の表面温度である。また、各パス出側の鋼板の厚さは、１パス目：１３０ｍｍ、２パス目：１１０ｍｍ、３パス目：９２ｍｍ、４パス目：７６ｍｍ、５パス目：６４ｍｍ、６パス目：５４ｍｍ、７パス目：４５ｍｍ、８パス目：３８ｍｍ、９パス目：３２ｍｍ、１０パス目：２７ｍｍ、１１パス目：２３ｍｍ、１２パス目：２１ｍｍ、１３パス目：１９ｍｍとした。

得られた各鋼板について、引張特性および衝撃特性を調査した。

引張特性は、平行部の直径が８．５ｍｍ、標点距離４２．５ｍｍの丸棒引張試験片を、板厚中央部から圧延方向に対して平行に採取し、室温で引張試験を実施して調査した。具体的には、０．５％耐力、引張強度、一様伸び、全伸び及び絞りを求め、これらの結果から、降伏比（０．５％耐力／引張強度）を算出した。

引張試験片に０．５％の引張予歪（公称歪）を与えた後、ソルトバスにて２５０℃で５分間の熱処理を行い、時効後の引張特性を同様に調査した。本条件は、通常の製管、コーティングによる歪時効条件よりも厳しい（すなわち、歪時効の程度が大きく、変形性能が損なわれやすい）条件である。

衝撃特性は、ＪＩＳＺ２２４２（２００５）に記載のＶノッチ試験片を板厚中央部から圧延方向に対して垂直に採取して、シャルピー衝撃試験を行い、破面遷移温度及び−８０℃での吸収エネルギーを求めた。

上記の各試験結果をＰ値とともに表３に示す。

表３に示すように、本発明で規定する条件を満たすＮｏ．２〜５、８〜１０、１２〜２１は、ＴＳ×Ｕ．Ｅｌが６０００以上であり、引張強度と一様伸びのバランスに優れている。一方、Ｎｏ．１およびＮｏ．７は、化学組成が本発明で規定される条件を満たしていない。Ｎｏ．１１は、水冷停止温度が４４０℃と高く、本発明で規定される条件から外れる。Ｎｏ．６は、化学組成が本発明で規定される条件を満たしておらず、パラメータＰ値が５．８と小さい。Ｎｏ．２２は、化学組成および水冷停止温度は本発明で規定される範囲内にあるが、Ｐ値が５．６と小さい。このため、これらの鋼板はＴＳ×Ｕ．Ｅｌが低い。

以上のとおり、耐歪時効特性に優れる、引張強度が７６０ＭＰａ以上のラインパイプ用鋼材を本発明の方法によって製造することが可能である。この鋼材は、天然ガスや原油を大量に輸送するパイプラインに使用される大径の高強度高靱性ラインパイプの素材として好適である。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０７％を超え０．１４％以下、Ｓｉ：０．２〜０．９％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．５％、Ｍｏ：０．０４〜０．２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％およびｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１００％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＰ、Ｓ、ＮおよびＯがそれぞれＰ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．０１０％以下およびＯ：０．００５％以下である化学組成を有する鋼片または鋼塊を用いて、（１）式から求められるＰ値が５．９以上で、かつ加速冷却停止温度が４００℃以下となる条件で、加熱、圧延および加速冷却を行うことを特徴とする引張強度が７６０ＭＰａ以上であるラインパイプ用鋼材の製造方法。
Ｐ＝24＋66Ｃ＋2Ｓｉ−2Ｍｏ−0.005Ｔ_ｈ−0.02Ｔ_ｒ−0.002Ｔ_ｃ（１）
但し、（１）式中の元素記号（Ｃ、ＳｉおよびＭｏ）は、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）、Ｔ_ｈは、圧延前の加熱温度（℃）、Ｔ_ｒは、圧延仕上温度（℃）、Ｔ_ｃは、加速冷却停止温度（℃）をそれぞれ意味する。
鋼片または鋼塊が、さらに質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｖ：０．５％以下およびＢ：０．０１％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のラインパイプ用鋼材の製造方法。
鋼片または鋼塊が、さらに質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下およびＭｇ：０．００８％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載のラインパイプ用鋼材の製造方法。