JP4824142B2

JP4824142B2 - 強度、延性の良好なラインパイプ用鋼およびその製造方法

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Publication number: JP4824142B2
Application number: JP2011501826A
Authority: JP
Inventors: 肇石川; 龍治植森; 義之渡部; 伸彦侭田; 潔海老原; 明彦児島
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2009-10-05
Filing date: 2010-10-04
Publication date: 2011-11-30
Anticipated expiration: 2030-10-04
Also published as: JPWO2011043287A1; BR112012007636B1; BR112012007636A2; WO2011043287A1

Description

本発明は溶接構造用鋼としての十分な強度を有し、かつ延性特性に優れるとともに低温靭性に優れた高靭性、高強度、高延性鋼およびその製造方法に関するものである。特に、寒冷地で低温靭性が要求される伸びに優れた強度、延性を有するラインパイプ用鋼およびその製造方法に関するものである。
本願は、２００９年１０月５日に、日本に出願された特願２００９−２３１７９９号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

近年、安全性の向上や輸送ガスの高圧化等による操業効率の向上、使用鋼材量の削減によるコストの低減のため、ラインパイプ用鋼に対して高強度化が求められている。また、該鋼材の使用される地域は、寒冷地などの自然環境が苛酷な地域へと拡大しつつあり、厳しい靭性特性が必要とされている。特に、地震多発地域などに使用される構造物用鋼では従来の要求特性に加えて塑性変形能や耐延性破壊特性などが求められている。

たとえば、特許文献１では、延性破壊を抑制するために高い一様伸びを得ることを目的とした鋼を提示している。ここでは、焼入、二相処理、焼戻処理（ＱＬＴ処理）によりフェライト内に適量の硬化相を導入した混合組織を混在させ高延性を図っている。また、特許文献２では、鋼成分と焼入れ硬化性（Ｄｉ）の最適化と加速冷却により高延性を図っている。

特許文献３では、耐ＨＩＣ特性の優れた鋼板を提示している。１６ｍｍ以下でＸ５６以下の鋼板を加速冷却せずにフェライト−パーライト−ベイナイトからなる混合組織を製造し耐ＨＩＣ特性を確保している。
特許文献４では、５７０ＭＰａ以上の鋼板を提示している。加速冷却後、誘導加熱により島状マルテンサイト（ＭＡ、Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ−Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）の生成を抑え、表層の硬さを抑えている。板厚方向の硬さのバラツキを抑えることにより高強度高靭性をはかっている。

一般に、高強度鋼では強度を得るために炭素当量や焼入れ指数を上昇させることが必要とされている。しかし、単純に炭素当量を上昇させた場合、延性や靭性の低下を招く。一方、大径ラインパイプ用鋼ではＵＯＥ、ＪＣＯＥなど造管後の延性を管理するために板内での強度や延性などのバラツキの低減が要求されており、ミクロ組織での著しい硬化組織の生成の抑制が必要である。

特開２００３−２５３３３１号公報特開２００３−２８８５１２号公報特開２００１−１５８９３６号公報特開２００８−１２１０３６号公報

本発明者は従来の技術に以下のような問題があることを見出した。
大径ラインパイプ用鋼ではＵＯＥ、ＪＣＯＥなど造管後の延性を管理するために板内での強度や延性などの特性のバラツキの低減が要求されている。そのため、たとえばＱＬＴ（Ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ−Ｌａｍｅｌｌａｒｉｚｉｎｇ−Ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）処理による均一な組織の形成により鋼特性の板内バラツキを小さくする技術が採用されている。しかし、ＱＬＴ処理は少なくとも高温で３回以上の熱処理をするため高コストとなる。また、二相域熱処理に相当する加速冷却によって高強度、高延性をはかることは可能であるが、加速冷却において板内の冷却を均一にすることは極めて困難である。

上記特許文献３のように耐ＨＩＣ特性を確保するためにはＮＡＣＥで規定されているようにビッカーズ硬さで２４８Ｈｖ以下と、鋼全体としての硬さの低減が求められる。このため、高強度化は困難である。また、このような鋼を加速冷却で製造すると硬化組織であるベイナイトやＭＡの生成は避けられない。この場合、伸び（特に局部伸び）の低下は避けられない。

上記特許文献４でのように加速冷却後、誘導加熱によって表層の硬さを低減させることによって、局部伸びは向上できる。しかしながら、加速冷却により製造され、ベイナイトとフェライトの混合組織と称されている組織には、該公報の図２に示されるように、バンド組織が形成されず、一般的なフェライトは認められない。このような組織では局部伸びはよくなるが、一様伸びは著しく低下させ、かえって全伸びは低下する。また、製造ラインに誘導加熱設備を設置することはコストがかかるとともに誘導加熱による熱処理は電磁波での表皮の深さの関係から制御が著しく難しい。

そこで、本発明ではラインパイプ用鋼において靭性、延性特性の良好な廉価な高強度厚鋼板とその製造方法、およびその品質管理方法を提供するものである。

本発明者らは、延性におよぼすＭＡなどの硬化組織の影響やＭＡの生成を助長する偏析について調査した結果、強度、延性バランスの観点から、鋼の組織をフェライトとパーライトの二相組織とし、かつ、ＭＡの生成を抑制することにより、局部伸びの低下を防止することを見出した。

本発明の要旨は、次のとおりである。
（１）本発明の一態様にかかる強度および延性の良好なラインパイプ用鋼は、質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．６０％、Ｍｎ：０．８０〜１．８０％、Ｐ：０．０１０以下、Ｓ：０．００７％以下、Ｖ：０．０５〜０．１２％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７０％、Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％、Ｎ：０．００２０〜０．００６０％、Ｏ：０．００３０％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織がフェライトとパーライトの二相組織であり、島状マルテンサイトの面積分率が１．５％未満であり、板厚が１８ｍｍ以上であり、降伏強度が４５０ＭＰａ以上である。
（２）上記（１）のラインパイプ用鋼は、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．７０％、Ｎｉ：０．０５〜０．７０％、Ｃｒ：０．８０％以下、Ｍｏ：０．３０％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００３０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５０％の一種または二種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）のラインパイプ用鋼において、光学顕微鏡下でベイナイト組織が検出されなくてもよい。
（４）上記（１）または（２）のラインパイプ用鋼において、Ｍｎの偏析度が１．７以下であってもよい。
（５）上記（４）のラインパイプ用鋼において、Ｓｉ，Ｐの偏析度がそれぞれ１．５以下、８．０以下であってもよい。
（６）本発明の別の一態様にかかる強度および延性の良好なラインパイプ用鋼の製造方法は、上記（１）または（２）のラインパイプ用鋼の化学成分を持つスラブを１２５０℃以下の温度に加熱後、８５０℃以上の温度域において累積圧下率で４０％以上の熱間圧延をし、７００〜８００℃の温度領域で熱間圧延を終了させた後、空冷する。
（７）上記（６）の製造方法において、前記空冷後、鋼板に５００〜３００℃の温度領域で焼戻し処理を施してもよい。
（８）本発明の別の一態様にかかる強度および延性の良好なラインパイプ用鋼の品質管理方法は、上記（１）または（２）に記載のラインパイプ用鋼の品質管理方法であって、熱間圧延によって製造された鋼板中の島状マルテンサイト量を測定し、島状マルテンサイトの面積分率が１．５％未満になるように製造条件を制御することによって延性を改善させる。
（９）上記（８）の品質管理方法では、熱間圧延後の冷却方法を空冷とすることによって延性を改善させてもよい。
（１０）上記（８）または（９）の品質管理方法では、鋼板段階のＭｎの偏析度を１．７以下とすることによって延性を改善させてもよい。
（１１）上記（８）または（９）の品質管理方法では、鋼板段階のベイナイト組織分率を１％以下にすることによって延性を改善させてもよい。

以上述べたように、本発明によれば強度、延性の良好なラインパイプ用鋼が得られるため、産業上極めて有用なものである。

ＭＡと、一様伸び（Ｕ．Ｅｌ）、局部伸び（Ｌ．Ｅｌ）および全伸び（Ｔ．Ｅｌ）の関係を示すグラフである。

一般に、高強度化には多量の合金添加や加速冷却は有効であるが、焼入れ性の高い組織となるためにかえって延性を劣化させる。また、高強度化した場合、局部的にＭＡや焼きの入ったベイナイトなどが生成する場合があるが、これらと伸びとの関係は不明確な点が多い。

そこで、本発明者らは延性におよぼす組織の影響について詳細な研究を実施し、延性におよぼすＭＡなどの硬化組織の影響やＭＡの生成を助長する偏析について調査し、以下のことが必要であることを明らかにした。
１．強度、延性バランスの観点からフェライトとパーライトの二相組織とする必要がある。
２．ＭＡの生成は一様伸びに及ぼす影響は少ないが、ＭＡ分率が上がると局部伸びが著しく劣化する。また、約４００Ｈｖ以上のベイナイトもＭＡと同様の挙動を示し、その生成は局部伸びを低下させる。
３．ＭＡ生成を抑制するためには、製造プロセスを制御することも重要であるが、偏析の低減も重要である。特に偏析については偏析度が高くなるとバンド状のＭＡを形成し著しく局部伸びを低下させる。

前述のように一般にラインパイプ用として高強度化をはかった材料の延性は低値となる。たとえば、加速冷却を用いてベイナイト単相組織とした場合、ＹＳ（降伏強度）で４５０ＭＰａ級程度の強度確保は容易である。しかし、強度の上昇により延性（一様伸び）は低下する。また、単相組織とした場合、延性に関しては特に局部伸びが著しく低下し、強度・延性バランスの確保は困難である。また、フェライト単相とした場合、高延性化することは可能となるが強度の確保は難しい。また、フェライトと加速冷却によって生ずる硬化したべイナイト組織とがあると局部伸びを低下させる。
このため、高延性化をはかるためのフェライトと強度を確保するためのパーライトの二相組織が必要となる。

また、強度化した場合、パーライトまたはベイナイトの一部にＭＡが生成することは避けられない。このＭＡと一様伸び（Ｕ．Ｅｌ）、局部伸び（Ｌ．Ｅｌ）および全伸び（Ｔ．Ｅｌ）の関係を示した一例を図１に示す。この図１に示すにように、ＭＡの増加により、一様伸びはほとんど低下しないが局部伸びが低下する。ＭＡの増加による局部伸びの低下の結果、全伸びが低下することが判る。一様伸びの低下を避けるため、本発明では、ＭＡを１．５％以下に制限している。ＭＡを１．０％以下または０．５％以下に制限することがより好ましい。

よって、本発明では廉価にしつつ、フェライトとパーライトの二相組織の制御とＭＡおよび偏析の制御により高強度鋼にも関わらず延性の確保をはかったものである。

以下に本発明の構成について詳細に説明する。まず、本発明の鋼材の組成限定理由について説明する。なお、本明細書においては、含有率％は、全て質量％を意味する。

Ｃ：０．０７〜０．１５％
Ｃは強度を確保するために必要な元素であり、０．０７％以上の添加が必要である。多量の添加は延性や低温靭性の低下を招くおそれがあるために、その上限値を０．１５％とする。望ましくは０．１２％以下が良い。

Ｓｉ：０．０５〜０．６０％
Ｓｉは脱酸元素として、また固溶強化により鋼の強度を増加させるのに有効な元素であるが、０．０５％未満の添加ではそれらの効果が認められない。また、０．６０％を超えて添加すると、組織内にＭＡが多量に生成するため靭性を劣化させる。このため、Ｓｉの添加量は０．２０〜０．６０％とした。なお、０．４５％以上になるとＭＡ（または残留オーステナイト）が増加し始めるため、望ましくは０．４５％未満が良い。

Ｍｎ：０．８０〜１．８０％
Ｍｎは、鋼の強度を増加するため高強度化には有効な元素である。そのためには、０．８０％以上の添加が必要である。しかし、１．８０％を超えると、中心偏析やミクロ偏析等の偏析度が増加するためＭＡの生成を助長するため局部伸びを低下させる。このため、Ｍｎの添加量の適正範囲を０．８０〜１．８０％とした。高強度化のため、Ｍｎの下限を１．０％、１．２％または１．３％とすることが望ましい。

Ｐ：０．０１０％以下
Ｐは、０．０１０％超となると粒界に偏析して鋼の靱性を著しく劣化させる。また、偏析帯のＰの濃度が増加しＭＡの生成を助長する。このため添加量の上限を０．０１０％とした。なお、延性や靭性値の低下を抑制する観点からはできるだけ低減することが望ましい。

Ｓ：０．００７％以下
Ｓは、ＭｎＳを形成して鋼中に存在し、圧延冷却後の組織を微細にする作用を有するが、０．００７％を超えると母材および溶接部の靭性を劣化させる。このため、Ｓは０．００７％以下とした。

Ｎｂ：０．００５〜０．０７０％
本発明では組織制御のため冷却を空冷としたため、強度を確保するためにＮｂが重要な元素である。また、Ｎｂ添加によって、スラブ再加熱時や焼入れ時の加熱オーステナイトが細粒化し、鋼の高強度化がはかれる。そのためには０．００５％以上添加する必要がある。しかしながら、過量なＮｂ添加は母材の延性を低下させるため、Ｎｂ添加量の上限値を０．０７０％とした。母材の靭性向上のために、Ｎｂの上限を０．０５０％または０．３５％に制限してもよい。

Ｖ：０．０５〜０．１２％
Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の作用を有するが、Ｎｂに比べてその効果は小さい。Ｎｂと同様の効果は０．０５％未満では効果が少ない。しかし、０．１２％を超えると延性が劣化する。このため、Ｖの添加量の適正範囲を０．０５〜０．１２％とした。

Ａｌ：０．００５〜０．０８％
脱酸の目的で、Ａｌは０．００５％以上添加する必要がある。０．００５％未満とするとＭＡの生成は抑制されるが、弱脱酸となり粗大な酸化物の発生確率が高くなるため局部伸びを低下させる。一方、０．０８％を超える過度の添加は溶接性を低下させる。この問題は、特にフラックスを使用するＳＡＷ（ＳｕｂｍｅｒｇｅｄＡｒｃＷｅｌｄｉｎｇ）等で顕著であり、溶接金属の靭性を劣化させ、ＨＡＺ（ＨｅａｒｔＡｆｆｅｃｔｅｄＺｏｎｅ）靱性も低下する。このため、Ａｌの上限を０．０８％とした。溶接性の向上のために、Ａｌの上限を０．０６または０．０４％に制限することが好ましい。

Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｔｉは、Ｎと結合して鋼中に高強度、高延性化に有効なＴｉＮを形成させるために、０．００５％以上の添加が望まれる。ただし、０．０３０％を超えてＴｉを添加すると、ＴｉＮを粗大化させ、母材の延性を低下させるおそれがある。このため、Ｔｉは０．００５〜０．０３０％の範囲とした。
Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％、
Ｃａは、０．０００５％以上添加した場合、硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、シャルピーの吸収エネルギーを増大させ低温靭性を向上させる効果がある。ただし、０．００３５％を超えると粗大なＣａＯやＣａＳが多量に発生するため鋼の延性や靱性に悪影響を及ぼす。このため、ため、０．００３５％をＣａ量の上限と限定した。

Ｎ：０．００２０〜０．００６０％
Ｎは、Ｔｉと結合して鋼中に高強度、高延性化に有効なＴｉＮを形成させるために、０．００２０％以上の添加が必要である。ただし、Ｎは固溶強化元素としても非常に大きな効果があるため、多量に添加すると延性を劣化するおそれが考えられる。そのため、延性に大きな影響を与えずＴｉＮの効果を最大限に得られるように、Ｎの上限を０．００６０％とした。

Ｏ：０．００３０％以下
高強度鋼の場合、Ｏが０．００３０％を超えると鋼の清浄度、靱性劣化を招く。このため上限値を０．００３０％とした。

本発明での基本成分は以上の通りであり、十分に目標値を達成できるが、さらに特性を高めるために、必要に応じて以下の元素のうち一種または二種以上を選択元素として添加してもよい。

Ｃｕ：０．０５〜０．７０％
Ｃｕは高強度化をはかるために有利な元素である。Ｃｕによる析出効果を確保するためには０．０５％以上の添加が望ましい。しかし過剰な添加は母材の硬さを上昇させ延性を低下させるためその上限を０．７０％とした。延性向上のため、Ｃｕを０．５０％以下、０．３０％以下または０．２０％以下に制限することが好ましい。

Ｎｉ：０．０５〜０．７０％
Ｎｉは溶接性等に悪影響をおよぼすことなく、強度、靭性を向上させるほか、Ｃｕ割れの防止にも効果がある。これらの効果を得るためには０．０５％以上の添加が必要である。しかし、Ｎｉは高価であるため０．７０％以上とすると廉価に鋼を製造できなくなるため添加量を０．７０％以下に制限する。延性向上のためにはＮｉ添加は少ない方が望ましく、０．５０％以下、０．３０％以下または０．２０％以下に制限してもよい。

Ｃｒ：０．８０％以下
Ｃｒは母材の強度を高める元素である。しかし、０．８０％を超えると母材の硬さを上昇させ延性を劣化させる。そのため上限値を０．８０％とした。延性向上のため、Ｃｒを０．５０％以下、０．３０％以下または０．１０％以下に制限することが好ましい。

Ｍｏ：０．３０％以下
ＣｒもＭｏと同様、母材の強度を高める元素である。しかし、０．３０％を超えると母材の硬さを上昇させ延性を劣化させる。そのため上限値を０．３０％とした。延性向上のため、Ｍｏを０．２０％以下または０．１０％以下に制限することが好ましい。

Ｂ：０．０００３〜０．００３０％
Ｂは鋼中に固溶して焼入れ性を高め強度を上昇させる元素である。この効果を得るためには０．０００３％以上の添加が必要である。しかし、Ｂを過多に添加すると母材靭性を低下させる。このためその上限値を０．００３０％とした。

Ｍｇ：０．０００３〜０．００３０％
Ｍｇは、オーステナイト粒の成長をも抑制し、細粒に保つ作用があり、靭性を向上させる。この効果を享受するためには、少なくとも０．０００３％以上の添加が必須であり、この量を下限とした。一方、必要以上に添加量が増えても添加量に対する効果代が小さくなるばかりでなく、Ｍｇは製鋼歩留まりが必ずしも高くないため、経済性も失することになる。これらを鑑み、本願発明においては上限を０．００３０％に限定した。

ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５０％
ＲＥＭもＭｇと同様、オーステナイト粒の成長をも抑制し、細粒に保つ作用があり、靭性を向上させる。この効果を享受するためには、少なくとも０．０００５％以上の添加が必須であり、この量を下限とした。一方、必要以上に添加量が増えても添加量に対する効果代が小さくなるばかりでなく、Ｍｇは製鋼歩留まりが必ずしも高くないため、経済性も失することになる。これらを鑑み、本願発明においては上限を０．００５０％に限定した。

本発明では主としてラインパイプ溶接用鋼材として高強度、高延性のＵＯＥやＪＣＯＥ鋼管の製造を可能とする。本発明鋼ではラインパイプに要求される強度、靭性、延性の複合特性を主としてフェライト（フェライトバンド組織を有する）とパーライトの二相組織により確保したことに一つの特徴がある。本発明におけるフェライト組織は、組織内に熱間圧延方向に沿った、いわゆるフェライトバンド組織を有する。

更に、この時、ＭＡ分率が１．５％以上となると引張試験時にＭＡ近傍に多量のボイドが発生し、塑性流動によりせん断的な破壊を助長し局部伸びを著しく低下させる。局部伸びを劣化させる偏析起因のＭＡを抑制し、１．５％以下のＭＡにするためには急速な冷却をしないことが重要である。より詳細には、ビッカーズ硬さ４００〜７００ＨｖのＭＡがボイドの発生を特に頻繁に引き起こし、局部伸びを著しく劣化させる要因となる。このため、４００〜７００ＨｖのＭＡを抑制すれば、局部伸びの劣化を避けることができる。ＭＡ分率が上記の範囲である限り、本発明では鋼板中の各元素の偏析度については必ずしも規制しない。しかし、望ましくはＭｎの鋼板の偏析度を１．７以下にするとよい。さらに望ましくはＳｉ，Ｐの鋼板の偏析度をそれぞれ１．５、８．０以下にするとよい。
鋼板のＭｎ偏析度が１．７超、またはＳｉ偏析度が１．５超、またはＰ偏析度が８．０超になるとＭＡの生成が顕著となる。本発明では圧延後の鋼板の元素偏析度のみを規定するが、板とした時にＭｎの偏析度が１．７以下を確保するためには、スラブ段階のＭｎ偏析度は１．１以下にする必要がある。また、本発明では最終的な鋼板のＭｎ偏析を制御するためスラブの製造方法については限定しない。ただし、ＭＡの分布を制御するためには中心偏析などのマクロ偏析だけではなくミクロ偏析も低減する必要がある。

本発明において、偏析度とは、板厚方向１／２の１ｍｍ^２の領域における成分分析を行い、これらの位置におけるＭｎ、ＳｉまたはＰのピークの濃度を各元素の平均濃度で割ったものをいう。成分分析は、例えば、ＥＰＭＡ（ＥｌｅｃｔｒｏｎＰｒｏｂｅＭｉｃｒｏＡｎａｌｙｚｅｒ）またはＣＭＡ（Ｃｏｍｐｕｔｅｒ−ａｉｄｅｄＭｉｃｒｏＡｎａｌｙｚｅｒ）を使用することができる。

次に、本発明鋼材の製造条件限定の理由について説明する。

スラブのＭｎ偏析度を１．１以上とするのが好ましい。このようなスラブから鋼板を製造すれば、鋼板のＭｎの偏析度を確実に１．７以下にできる。前述のように１．７超となるとＭＡの生成が顕著となりやすい。なお、本発明ではスラブに対してＭｎの偏析度のみを規定する。Ｓｉ，Ｐの偏析も重要ではあるが、Ｍｎと比較すると製造プロセスの影響が大きいため規定しない。製造プロセス上許容される場合は、Ｓｉ，Ｐの偏析は１．５、８．０以下が望ましい。スラブのＭｎ偏析度を制御する方法として、例えば、軽圧下（ソフトリダクション）、連続鋳造時の電磁攪拌、スラブへの高温熱処理による偏析元素の拡散熱処理、など、広く知られている方法を用いることができる。本発明に用いたスラブの製造工程では、軽圧下を行った。

加熱温度が１２５０℃を超えると、結晶粒径の粗大化が著しく、また、加熱によるスケールが鋼表面に多量に発生し表面の品質が著しく低下する。このため再加熱温度の上限を１２５０℃とした。
８５０℃以上の温度域において累積圧下率で４０％以上の熱間圧延を行う必要がある。この温度域における圧下量の増加は、圧延中のオーステナイト粒の微細化に寄与し、結果としてフェライト粒を微細化し機械的性質を向上させる効果がある。このような効果を得るためには、８５０℃以上の温度域において累積圧下率が４０％以上必要である。

未再結晶温度域において累積圧下率で４０％以上の熱間圧延を行う必要がある。未再結晶温度域における圧下量の増加は、圧延中のオーステナイト粒の微細化に寄与し、結果としてフェライト粒を微細化し機械的性質を向上させる効果がある。このような効果を得るためには、未再結晶域での累積圧下率が４０％以上必要である。このため、未再結晶域での累積圧下量を４０％以上に限定した。

鋼片は８００〜７００℃の温度領域で熱間圧延を完了させた後、空冷する必要がある。この場合、冷却速度５℃／ｓ未満で緩冷却するのが望ましい。本発明では８００〜７００℃の二相域温度で圧延を完了し、フェライトとパーライトの混合した組織を生成する。これによって、ＤＷＴＴなどの母材靭性と高強度、高延性がはかれる。なお、化学成分にもよるが強度、延性、靭性のバランス確保の観点から、熱間圧延が７８０〜７２０℃の温度領域であるとさらに望ましい。

圧延終了温度が８００℃を超えるとバンド状のパーライト組織が形成されず延性や母材靭性が低下する。また、７００℃未満となると加工フェライト量が増加し延性（一様伸び）を著しく低下させる。
本発明では冷却方法を空冷とのみ規定し、冷却速度は板厚との関係において定める。一般的な板厚では、冷却速度５℃／ｓを越すとＭＡやベイナイトが生成しやすくなり、靭性や延性を低下させる。このため、冷却速度５℃／ｓ未満での緩冷却が望ましい。更に望ましくは２℃／ｓ以下がよい。空冷を行うことによって容易に上記のような冷却速度を得る事ができる。

冷却後に、５００〜３００℃の温度領域で温焼戻し処理を施すことは有効である。５００℃超の焼戻温度では強度の低下をまねき、３００℃未満ではＭＡが分解しないため延性の低下をまねく。また、５００〜３００℃の温度領域で温焼戻し処理は脱水素の観点からも局部伸びを向上させる。

なお、本発明では組織としては前述のようにフェライトとパーライトの二相組織とする必要がある。組織分率については必ずしも規定しないが、望ましくは、フェライト分率は６０〜９５％程度が良い。

上記でも記載したように硬化した組織が多量に入ると局部伸びを低下させる。このため本発明では、ベイナイトの生成を回避する。本発明の条件で製造した鋼板は、光学顕微鏡で測定したときに、ベイナイトが検出されない。この結果、本願の発明鋼はフェライトとパーライトの二相組織を有する。しかしながら、工業的には完全にベイナイトを除去することは困難であり、本発明でも電子顕微鏡レベルではベイナイト組織が確認されている。組織分率としては、望ましくは、ベイナイトを１％以下にするとよい。

本発明では板厚を１８ｍｍ以上、降伏強度を４５０ＭＰａ以上とした。板厚１８ｍｍ未満では降伏強度の確保は容易であるが、空冷でも冷却速度が速くなるためベイナイトなどの硬化組織が多量に生成し伸びの確保が困難である。また、一般的には降伏強度の低下に伴い伸びが向上することが知られている。５４０ＭＰａ未満では化学成分、組織や製造方法などを制御しなくても、全伸びをＧＯＳＴ引張試験で２０％以上、ＡＰＩ引張試験で４０％以上の成績を容易に得られる。このため本発明は、降伏強度が４５０ＭＰａ以上の鋼板において特に好適な作用効果を発揮する。さらに好ましくは、降伏強度が５４０ＭＰａ以上の鋼板であってもよい。鋼板の靱性はＤＷＴＴ試験による−２０℃の延性破面率で７０％以上が好ましい。

次に、本発明の実施例について述べる。

表１の化学成分を有する溶鋼を鋳造したスラブを、表２に示す条件にて熱間圧延を行い鋼板とした。なお、表２において、「累積圧下量」の欄は８５０℃以上の温度域における累積圧下率を示す。
この後、機械的性質を評価するために試験を実施した。表２の冷却方法欄において、比較鋼ｒ、ｓでは括弧に示す速度（℃／ｓ）で加速冷却した。上記以外の鋼板は空冷で冷却された。

引張試験片のために、各サンプル鋼板からロシア規格のＧＯＳＴ試験片を採取し、ＹＳ（降伏強度：０．５％アンダーロード）、ＴＳ（引張強度）および全伸び（ＴｏｔａｌＥｌｏｎｇａｔｉｏｎ：Ｔ．Ｅｌ）、一様伸び（ＵｎｉｆｏｒｍＥｌｏｎｇａｔｉｏｎ：Ｕ．Ｅｌ）、局部伸び（ＬｏｃａｌＥｌｏｎｇａｔｉｏｎ：Ｌ．Ｅｌ）を評価した。母材靱性についてはＤＷＴＴ試験にて−２０℃の延性破面率を評価し、７０％以上を合格と判定した。

表３は、各鋼における機械的性質をまとめたものを示す。鋼ａ〜ｏは本発明の実施例である。表１および表２から明らかなようにこれらの鋼板は化学成分と製造条件の各要件を満足しており、表３に示すように、母材強度、延性や靭性は良好である。なお、鋼組織は全てフェライト＋パーライトの二相組織であり（光学顕微鏡下）、ＭＡも１．５％以下であった。

これに対し、鋼ｐ〜ａｄは本願発明の範囲を逸脱する比較鋼である。鋼ｐ〜ｖ、ａｂ〜ａｄまでは製造条件が本願発明と異なり、鋼ｗ〜ａａは化学成分が本発明の範囲外である。この結果、鋼ｐ〜ａｄでは、母材の機械的性質の一つまたは複数の点で本願発明鋼に劣っていた。

表３中の「組織」欄は鋼板中の組織を示し、Ｆがフェライト、Ｐがパーライト、Ｂがベイナイトを表す。

表１〜３を参照してわかるように、鋼ｐは累積圧下量が低いため靭性が低下した。鋼ｑは圧延終了温度が高く、組織制御ができないため靭性が低下した。鋼ｒ、鋼ｓは加速冷却のため、その過程でベイナイトやＭＡが多量に生成したために延性が低下した。鋼ｒは焼戻しによりＭＡが分解しているがベイナイトがあるため、靭性は回復するが伸びの回復は不十分である。鋼ｔ、ａｂ〜ａｄは、スラブ製造段階の軽圧下処理を省略することによって板の偏析度を上げて故意にＭＡを多く生成させた。そのために伸びが低下した例である。鋼ｕでは板厚が薄く冷却速度が高いため焼戻し前ではそもそもＭＡの生成が多い。鋼ｕはその後焼き戻しをするが温度が低いためＭＡが分解されず伸びと靭性が得られない。鋼ｖは焼戻し処理温度が高く、ＭＡ量は低減されたが、降伏強度が低い。
鋼ｗはＣ量が低いため母材強度が低下した。また、鋼ｘはＳｉ量が高いためＭＡが増加し延性が低下した。鋼ｙはＭｎ量が高いため、ＭＡの増加とＭＡそのものが硬化するため所定の伸び特性、靭性が得られない。鋼ｚはＡｌ量が少ないため弱脱酸である。また鋼ａａはＣａ量が高い。このため、鋼ｚ、ａａでは比較的粗大な酸化物が生成し、十分な伸びが得られない。

また、比較鋼ｐ〜ｖでは、本発明の組成を満足する鋳片１〜７を使用しているが、製造条件が本発明と異なるため、伸びおよび／または靭性が劣っている。

以上述べたように、本発明によれば強度、延性の良好なラインパイプ用鋼が得られるため、産業上極めて有用である。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０７〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．６０％、
Ｍｎ：０．８０〜１．８０％、
Ｐ：０．０１０以下、
Ｓ：０．００７％以下、
Ｖ：０．０５〜０．１２％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０７０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０８％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３５％、
Ｎ：０．００２０〜０．００６０％、
Ｏ：０．００３０％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
組織がフェライトとパーライトの二相組織であり、
島状マルテンサイトの面積分率が１．５％未満であり、
板厚が１８ｍｍ以上であり、降伏強度が４５０ＭＰａ以上である
ことを特徴とする、強度および延性の良好なラインパイプ用鋼。
更に、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．７０％、
Ｎｉ：０．０５〜０．７０％、
Ｃｒ：０．８０％以下、
Ｍｏ：０．３０％以下、
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００３０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５０％の一種または二種以上を含有したことを特徴とする請求項１に記載の強度および延性の良好なラインパイプ用鋼。
光学顕微鏡下でベイナイト組織が検出されないことを特徴とする請求項１または２に記載の強度および延性の良好なラインパイプ用鋼。
Ｍｎの偏析度が１．７以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の強度および延性の良好なラインパイプ用鋼。
Ｓｉ，Ｐの偏析度がそれぞれ１．５以下、８．０以下であることを特徴とする請求項４に記載の強度および延性の良好なラインパイプ用鋼。
請求項１または２に記載の化学成分の鋳片を１２５０℃以下の温度に加熱後、８５０℃以上の温度域において累積圧下率で４０％以上の熱間圧延をし、７００〜８００℃の温度領域で熱間圧延を終了させた後、空冷することを特徴とする強度および延性の良好なラインパイプ用鋼の製造方法。
前記空冷後、鋼板に５００〜３００℃の温度領域で焼戻し処理を施すことを特徴とする請求項６に記載の強度および延性の良好なラインパイプ用鋼の製造方法。
請求項１または２に記載のラインパイプ用鋼の品質管理方法であって、
熱間圧延によって製造された鋼板中の島状マルテンサイト量を測定し、
島状マルテンサイトの面積分率が１．５％未満になるように製造条件を制御することによって延性を改善させることを特徴とする強度および延性の良好なラインパイプ用鋼の品質管理方法。
熱間圧延後の冷却方法を空冷とすることによって延性を改善させることを特徴とする請求項８に記載の強度および延性の良好なラインパイプ用鋼の品質管理方法。
鋼板段階のＭｎの偏析度を１．７以下とすることによって延性を改善させることを特徴とする請求項８または９に記載の強度および延性の良好なラインパイプ用鋼の品質管理方法。
鋼板段階のベイナイト組織分率を１％以下にすることによって延性を改善させることを特徴とする請求項８または９に記載の強度および延性の良好なラインパイプ用鋼の品質管理方法。