JP2012017522A

JP2012017522A - ラインパイプ用鋼材

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Publication number: JP2012017522A
Application number: JP2011126007A
Authority: JP
Inventors: Genki Inokari; 玄樹猪狩; Hiroshi Nakamura; 浩史中村; Hideaki Yuki; 英昭幸; Takayuki Kamimura; 隆之上村; Kazuyuki Kajima; 和幸鹿島
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2010-06-08
Filing date: 2011-06-06
Publication date: 2012-01-26
Anticipated expiration: 2031-06-06
Also published as: JP5640899B2

Abstract

【課題】歪時効後においても変形能に優れる引張強度が７６０ＭＰａ以上のラインパイプ用鋼材を提供する。
【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材を用いて、ミクロ組織が５〜３０％のフェライト、３〜２０％の島状マルテンサイトとベイナイトの複合組織とする。
【選択図】図１

Description

本発明は、ラインパイプ用鋼材に関し、特に歪時効後において優れた変形能と、７６０ＭＰａ以上の引張強度とを備える高張力鋼材に関する。

天然ガス、原油等を長距離輸送するときには、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ともに、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耐歪時効特性の向上が要望されている。変形性能は、降伏比（以下「ＹＲ」という。）が低く、かつ高い一様伸び（以下「Ｕ．Ｅｌ」という。）を有する場合などに向上する。変形性能は、製管加工時およびコーティング時の加熱による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、従来、化学組成および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、「耐歪み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で開示された鋼材は耐歪時効特性に優れるとされているが、この鋼材は歪時効に伴うＵ．Ｅｌの低下を抑制しているに過ぎない。変形性能の向上は、低いＹＲと高いＵ．Ｅｌを有している必要がある。したがって、この方法によって得られる鋼材は、歪時効後において良好な変形能を有さない場合がある。

特許文献２で開示された鋼管は、時効処理前後の降伏強度の変化を小さくするものであり、ＹＲの低下など変形能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、良好な変形能を有さない場合がある。また、特許文献２で開示された鋼管のミクロ組織は、ベイナイトまたはベイナイトとマルテンサイトからなる組織であり、フェライト組織の生成を許容していない。

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、変形能に優れるラインパイプ用鋼材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）〜（ｈ）に示す知見を得た。

（ａ）歪時効後の高い変形性能、すなわち低ＹＲおよび高Ｕ．Ｅｌを両立するためには、それぞれの特性に有利なミクロ組織を有する複合組織とすればよい。

（ｂ）ミクロ組織は、実質的にフェライト、島状マルテンサイト（以下、「ＭＡ」という。）およびベイナイトからなる複合組織とする。

（ｃ）フェライトおよびＭＡは、低ＹＲ化および高Ｕ．Ｅｌ化の双方に有効である。これらの占有体積率が大きいほど低ＹＲで、高Ｕ．Ｅｌとなる。

（ｄ）図１に示すように、フェライト占有体積率の増加は、変形性能の向上に有利である。その一方でフェライト占有体積率の増加は強度の向上には不利であることから、一定体積率以下とする必要がある。したがって高い強度および変形性能を両立するためには、フェライト占有体積率の調整が必要不可欠となる。

（ｅ）ＭＡ占有体積率の増加も変形性能の向上に有利であり、さらに強度向上にも有利であるが、ＭＡ占有体積率を過剰に増加させてもこれらの特性向上は飽和し、逆に母材靭性の低下を引き起こす。したがって、ＭＡ占有体積率は、靭性の観点から一定体積率以下とする必要がある。

（ｆ）フェライト占有体積率の増加による強度不足は、組成の調整および組織の一部をベイナイトとすることで補強する。

（ｇ）耐歪時効特性に有害な固溶Ｎを失くすためにはＴｉを添加することが有効である。

（ｈ）歪時効後の高変形能を実現するためには、歪時効前のＹＲを一定の値以下とする必要がある。

本発明は上記の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものであり、その要旨は、次の（１）〜（３）の通りである。

（１）質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．１４％、
Ｓｉ：０．２〜０．９％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．５％、
Ｍｏ：０．０４〜０．５０％、
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材であり、
ミクロ組織が体積％で５〜３０％のフェライトおよび３〜２０％の島状マルテンサイトと残部は主としてベイナイトからなり、
時効前のＹＲが０．７２以下で、かつ引張強度が７６０ＭＰａ以上であることを特徴とするラインパイプ用鋼材。

（２）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、上記（１）に記載のラインパイプ用鋼材。

（３）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、上記（１）または（２）に記載のラインパイプ用鋼材。

（４）さらに質量％で、Ｓｎ：０．５％以下を含有することを特徴とする、上記（１）〜（３）のいずれかに記載のラインパイプ用鋼材。

本発明のラインパイプ用鋼材によれば、歪時効後の変形性能に優れるとともに、引張強度が７６０ＭＰａ以上という高強度であるラインパイプ鋼材を製造することができる。

降伏比（０．５％耐力／引張強度）とフェライト体積率の関係を示す図である。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。

（Ａ）ミクロ組織について
本発明に係るラインパイプ用鋼材は、ミクロ組織をフェライト、ＭＡおよびベイナイトの複合組織とし、しかも組織の構成比を最適化することで、高強度で歪時効後の高い変形性能、すなわち低ＹＲで、かつ高Ｕ．Ｅｌの鋼板を製造することが可能となる。

フェライト組織：５〜３０体積％
フェライト占有体積率の増加は、低ＹＲ化および高Ｕ．Ｅｌ化に有効である。しかし、フェライト占有体積率の増加は、強度の低下を招くため、フェライト占有体積率は３０％以下とした。一方、フェライト占有体積率が、５％未満では上記の特性を達成するには不十分である。よってフェライト占有体積率は、５〜３０％とした。好ましい下限は、１０％である。

ＭＡ組織：３〜２０体積％
ＭＡ占有体積率の増加は、引張強度を増加させ、低ＹＲおよび高Ｕ．Ｅｌ化に有効である。ＭＡの占有体積率が３％未満では上記の特性を達成するには不十分である。また２０％を超えると変形性能の向上は飽和し、さらに母材靱性を劣化させる。よってＭＡ占有体積率は、３〜２０％とした。好ましい下限は５％であり、好ましい上限は１５％である。

ベイナイト組織：主たる残部
ベイナイトは、フェライト占有体積率の増加による強度低下を補償するものである。よって、残部組織は主にベイナイトとする。その占有体積率は、５０％以上が好ましい。

本発明に係るラインパイプ用鋼材には、フェライト、ＭＡおよびベイナイトのほかに、パーライトおよび／またはセメンタイトなどの異なるミクロ組織が存在していてもよい。フェライト、ＭＡおよびベイナイト以外の組織が存在する場合は、強度と変形能の両立が困難になる。このため、フェライト、ＭＡおよびベイナイト以外の組織の占有体積率は、少ないほど好ましく、それらの占有体積率の上限は、３％とするのが好ましい。

（Ｂ）化学組成について
化学組成における各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

Ｃ：０．０６％〜０．１４％
Ｃは、鋼材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０．０６％以上の含有量とする必要がある。またＣはＳｉとの相互作用によりＭＡ生成を促進させる効果がある。一方、Ｃの含有量が大きくなり過ぎると、母材の靭性および溶接性、さらにはその溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」という。）の靭性が低下するだけでなく、耐歪時効特性の劣化が生ずる。したがって、Ｃの含有量を０．０６％以上０．１４％以下とした。Ｃは０．０７％を超えて含有させるのが好ましい。また、Ｃ含有量の好ましい上限は０．１２％である。

Ｓｉ：０．２〜０．９％
Ｓｉは、セメンタイトの析出を抑制し、ＭＡの生成を促進させる効果があり、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、母材およびＨＡＺ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は０．３％を超えて含有させるのが好ましく、さらに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、鋼材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および高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：０．０４〜０．５０％
Ｍｏは、鋼材の強度を向上させる効果を有し、さらにＭＡ生成を促進するので、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、歪時効による降伏強度の増加が大きくなり、変形特性が損なわれる。また、ＨＡＺの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０．０４〜０．５０％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０．２０％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、耐歪時効特性に有害な元素のＮと共に析出物（ＴｉＮ）を形成し、Ｎ原子を安定化させ、耐歪時効特性を大幅に向上させるだけでなく、母材およびＨＡＺの組織を微細化させて高強度鋼の母材とＨＡＺの低温靭性を向上させる効果がある。しかし、その含有量が０．００５％未満では前記の効果が得られず、逆に０．０４％を超えて含有させると母材およびＨＡＺの靭性が悪化する。よって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０４％とした。好ましい下限は０．０１％であり、好ましい上限は０．０３％である。さらに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％とすることが好ましい。

また、本発明に係る鋼材の残部の主成分は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、鋼材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、耐歪時効特性に極めて有害な不純物元素であり、その含有量が０．０１０％を超えると、母材およびその溶接部の靭性低下が著しくなるだけでなく、他の耐歪時効特性向上対策を講じても良好な耐歪時効特性が得られなくなる。よって、Ｎ含有量は０．０１０％以下とした。なお、Ｎ含有量は低ければ低いほど望ましく、好ましい上限は０．００５％である。

Ｏ：０．００５％以下
Ｏ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、上記のＮと同様に、耐歪時効特性に極めて有害な不純物元素であり、その含有量が多くなると母材およびその溶接部の靭性低下が著しくなるだけでなく、他の耐歪時効特性向上対策を講じても良好な耐歪時効特性が得られなくなる。したがって、Ｏの含有量を０．００５％以下とした。なお、Ｏ含有量は低ければ低いほど望ましく、好ましい上限は０．００２０％、より好ましい上限は０．００１５％である。

本発明に係る鋼材には、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０．０４％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０．０８％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、０．００４％以上含有させた場合である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．００８％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％以下とするのが好ましい。上記の効果が顕著となるのは、Ｂを０．０００４％以上含有させた場合である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００８％である。

Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下
Ｃａおよび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および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、鋼材の清浄度を害し、溶接性にも悪影響を及ぼすことがある。このため、ＣａおよびＲＥＭの１種以上を含有させる場合には、その含有量をそれぞれ、０．０１％以下および０．０２％以下とする。特に溶接性の観点よりＣａの含有量の上限は０．００６％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。

Ｓｎ：０．５０％以下
Ｓｎは、Ｓｎ^２＋となって溶解し、酸性塩化物溶液中でのインヒビター作用により腐食を抑制する作用を有する。また、Ｓｎは、Ｆｅ^３＋を速やかに還元させ、酸化剤としてのＦｅ^３＋濃度を低減する作用を有することにより、Ｆｅ^３＋の腐食促進作用を抑制するので、高飛来塩分環境における耐候性を向上させる。さらに、Ｓｎには鋼のアノード溶解反応を抑制し耐食性を向上させる作用がある。この効果を得るためにＳｎを含有させてもよい。ただし、Ｓｎを０．５０％を超えて含有させても、上記の効果は飽和する。このため、Ｓｎを含有させる場合には、その含有量を０．５０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｓｎを０．０３％以上含有させることが好ましい。Ｓｎの含有量の好ましい下限は０．０５％であり、好ましい上限は０．３０％である。

なお、鋼中にＳｎとＣｕを同時に含有する場合、鋼板製造する際に圧延割れが発生しやすくなる。これを防止するために、Ｓｎを含有させる場合には、Ｃｕ含有量を０．２％未満に、かつＣｕ含有量の比（Ｃｕ／Ｓｎ比）を
１．０以下とすることが好ましい。

（Ｃ）ＹＲについて
歪時効後の高変形能を実現するためには時効前のＹＲを低くする必要がある。歪時効によるＹＲの上昇はミクロ組織に大きく依存し、低ＹＲ化は特に耐座屈性能の向上に効果を発揮する。歪時効後のＹＲは歪時効前のＹＲが低いほど低くなるため、歪時効前の低ＹＲ化を実現することが必要である。具体的には、時効前のＹＲを０．７２以下とする。時効前のＹＲを０．７２以下とすることによって安定的に時効後の高い変形能を確保できる。一方、時効前のＹＲが０．７２を超える場合、成分・製造条件・ミクロ組織によっては、時効後の高い変形能を達成することができなくなる。

（Ｄ）製造条件について
本発明に係るラインパイプ用鋼材の製造方法には制約はないが、例えば下記の方法を採用できる。

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、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歪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。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（単に「冷却」ともいう。）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℃とするのがより好ましい。下限は、７５０℃とするのがより好ましい。

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。

圧延後の加速冷却は、良好な変形能を確保するため、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。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。

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、拡管およ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、圧延および加速冷却（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、５パス目、１１パス目および１３パス目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、いずれも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、全伸びおよび絞りを求め、これらの結果から、ＹＲ（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、破面遷移温度および−８０℃での吸収エネルギーを求めた。

フェライト占有体積率は、圧延方向に平行な板厚断面のミクロ組織をナイタールで現出し、光学顕微鏡を用いて５００倍で板厚中央部を観察し、画像解析を行った。ＭＡ占有体積率は、圧延方向に平行な板厚断面をレペラ腐食によりＭＡを現出し、光学顕微鏡を用いて１０００倍で板厚中央部を観察し、画像解析を行った。

上記の各試験結果を表３に示す。得られた各鋼板の歪時効前後における変形能は、ＹＲおよびＵ．Ｅｌを基準として評価した。

表３に示すように、本発明の規定を満たすＮｏ．１〜１０および１５〜２２は、フェライト占有体積率が５〜３０％、ＭＡ占有体積率が３〜２０％であるため、時効前のＹＲが０．７２以下、Ｕ．Ｅｌが９％以上、および時効後のＹＲが０．８８以下、Ｕ．Ｅｌが７％以上の高変形能を備えており、引張強度が歪時効前後で７６０ＭＰａ以上の強度を有する。Ｎｏ．１３および１４は、本発明で規定される成分の条件を満たしていないため、高い変形能が得られていない。Ｎｏ．１１は冷却停止温度が４００℃以上となっており、ミクロ組織において本発明で規定するフェライトおよびＭＡの占有体積率を満たしていないため、高い強度および変形能が得られていない。Ｎｏ．１２は、加速冷却を使用していておらず冷却速度が非常に遅いため、フェライト占有体積率が上限を超え、また硬質のベイナイト組織が得られていない。そのため、降伏比は低いが、７６０ＭＰａ以上の高い引張強度が得られていない。

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：０．０６％〜０．１４％、
Ｓｉ：０．２〜０．９％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．５％、
Ｍｏ：０．０４〜０．５０％、
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材であり、
ミクロ組織が体積％で５〜３０％のフェライトおよび３〜２０％の島状マルテンサイトと残部は主としてベイナイトからなり、
時効前の降伏比が０．７２以下で、かつ引張強度が７６０ＭＰａ以上であることを特徴とするラインパイプ用鋼材。
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。
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。
さらに質量％で、Ｓｎ：０．５％以下を含有することを特徴とする、請求項１から３までのいずれかに記載のラインパイプ用鋼材。