JP7244718B2 - 低温靭性と延伸率に優れ降伏比が小さい厚物高強度ラインパイプ用鋼材及びその製造方法 - Google Patents

低温靭性と延伸率に優れ降伏比が小さい厚物高強度ラインパイプ用鋼材及びその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、低温靭性と延伸率に優れ降伏比が小さい厚物高強度ラインパイプ用鋼材及びその製造方法に関するものであり、より詳細には、建築、ラインパイプ及び海洋構造物などの用途に使用可能なラインパイプ用鋼材及びその製造方法に関するものである。
採掘及び輸送環境が厳しくなるにつれ、高強度及び低温靭性に優れたＡＰＩ鋼材に対する要求が徐々に増加している。また、原油やガス輸送用鋼管の使用時における輸送効率向上のために輸送圧力を高めており、最近では、輸送圧力が１２０気圧に達している。特に、気候条件が劣悪なシベリア、アラスカなどの寒冷地域を中心に油田開発が行われ、油田地域の豊富なガス資源をラインパイプを介して消費地域に輸送しようとするプロジェクトが活発に行われている。このようなラインパイププロジェクトでは、高い輸送ガスの圧力だけでなく、極低温と地盤の変形に対する耐久性を考慮して、主に厚物材でありながら低温破壊靭性と低降伏比の特性をともに備える鋼材が適用されている。
特に、厚さ２０ｍｍ以上の厚物鋼材の場合、厚さ中心部の破壊伝播低抗性の保証が非常に重要である。鋼材の厚さが増加するようになると、圧延時の絶対圧下量が不足し、十分な冷却速度を確保し難いため、フェライト結晶粒が粗大化し、また中心部の偏析及び連鋳時の内部クラックに偏析された不純物によって低温靭性が悪くなるという問題が生じる。
従来のラインパイプ用厚物鋼材に対する優れたＤＷＴＴ延性破面率を実現するために多くの研究が行われてきた。一般的に、低温靭性を確保すべく厚物ラインパイプ鋼材は中心部の破壊伝播低抗性の保証のために、初期オーステナイト粒度を微細化したり、フェライト変態開始温度（Ａｒ３）の直上まで低温圧延を行って保証温度－３０℃レベルの中心部の破壊伝播低抗性（ＤＷＴＴ特性）を確保することが可能である。しかし、このような鋼材は、スラブ内に析出或いは晶出されているＮｂ（Ｃ、Ｎ）を十分に固溶させられないため、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）の再析出による析出強化の効果が僅かである。したがって、高価のＭｏやＮｉなどを多量に合金添加して強度と靭性を補償する製造法が一般的に適用されている。これらのうち代表的な技術としては、特許文献１がある。この技術は、スラブ抽出温度を１０００～１１５０℃にしており、圧延はＡｒ３以上で終了した後、冷却開始をＡｒ３以下で行う製造条件を含む。特に、冷却開始温度をＡｒ３－５０℃～Ａｒ３に制限しており、冷却終了は３００～５５０℃に制限している。これらの製造条件を介して、平均粒径が５μｍ以下であるフェライトを５０～８０％有し、アスペクト比が６以下であるベイナイトを有するＤｕａｌ ｐｈａｓｅ（二相）組織を実現してＤＷＴＴ８５％延性破面率の遷移温度－２０～－３０℃を実現している。しかし、このような二相組織としては、顧客会社が要求する最小条件である圧延方向３０度方向における降伏強度が５４０ＭＰａ以上であり、引張強度が６７０ＭＰａ以上であり、－６０℃における衝撃エネルギーが１９０Ｊ以上であり、ＤＷＴＴ延性破面率８５％以上を満たす最低温度が－１８℃以下であり、降伏比が０．８５未満であり、総延伸率が３９％以上である鋼材を製造するには多くの困難がある。
特開２０１０－０７７４９２号公報
本発明の一側面は、低温靭性と延伸率に優れ降伏比が小さい厚物高強度ラインパイプ用鋼材及びその製造方法を提供する。
本発明の一実施形態は、重量％で、Ｃ：０．０３～０．０５５％、Ｓｉ：０．１～０．３５％、Ｍｎ：１．７～２．２％、Ａｌ：０．０１～０．０４％、Ｔｉ：０．００５～０．０２５％、Ｎ：０．００８％以下、Ｎｂ：０．０８～０．１２％、Ｃｒ：０．２～０．４５％、Ｎｉ：０．２～０．３５％、Ｃｕ：０．０５～０．３％、Ｍｏ：０．２～０．４％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃａ：０．０００５～０．００４％、Ｖ：０．０１～０．０４％、Ｂ：０．０００５％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１～４の条件を満たし、微細組織は面積％で、ポリゴナルフェライト：１～５％、アシキュラーフェライト：６０～７５％、ベイニティックフェライト：２０～３０％及び島状マルテンサイト：５％以下を含む低温靭性と延伸率に優れ降伏比が小さい厚物高強度ラインパイプ用鋼材を提供する。
［関係式１］１９≦（Ｍｏ／９６）／（Ｐ／３１）≦３０
［関係式２］１．４２≦Ｃｒ＋２Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎｉ＋１０００Ｂ≦１．７５
［関係式３］４＜｛３Ｃ／１２＋Ｍｎ／５５｝×１００≦４．９
［関係式４］６００≦４００Ｃ＋６８００Ｎｂ＋６００Ｖ＋８００Ｔｉ＋３００Ａｌ≦８２０
（但し、上記関係式１～４に記載された合金元素の含有量は、重量％である。）
本発明の他の実施形態は、重量％で、Ｃ：０．０３～０．０５５％、Ｓｉ：０．１～０．３５％、Ｍｎ：１．７～２．２％、Ａｌ：０．０１～０．０４％、Ｔｉ：０．００５～０．０２５％、Ｎ：０．００８％以下、Ｎｂ：０．０８～０．１２％、Ｃｒ：０．２～０．４５％、Ｎｉ：０．２～０．３５％、Ｃｕ：０．０５～０．３％、Ｍｏ：０．２～０．４％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃａ：０．０００５～０．００４％、Ｖ：０．０１～０．０４％、Ｂ：０．０００５％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記関係式１～４の条件を満たす鋼スラブを１１６０～１３００℃で加熱する段階；上記加熱された鋼スラブを１０７０～１１４０℃で抽出する段階；上記抽出された鋼スラブを９３０～９６０℃で圧延終了して鋼材を得る１次圧延段階；上記鋼材を８９０～９２５℃まで１次水冷する段階；上記１次水冷された鋼材を圧延して８４０～８６０℃で終了する２次圧延段階；上記２次圧延された鋼材を圧延して７７０～８２０℃で終了する３次圧延段階；上記３次圧延された鋼材を７４０～７６０℃で冷却開始し、１０～４０℃／ｓの冷却速度で２次水冷する段階；上記２次水冷された鋼材を４００～５２０℃で巻取る段階；及び上記巻取られた鋼材を１００秒以上３次水冷する段階；を含む低温靭性と延伸率に優れ降伏比が小さい厚物高強度ラインパイプ用鋼材の製造方法を提供する。
［関係式１］１９≦（Ｍｏ／９６）／（Ｐ／３１）≦３０
［関係式２］１．４２≦Ｃｒ＋２Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎｉ＋１０００Ｂ≦１．７５
［関係式３］４＜｛３Ｃ／１２＋Ｍｎ／５５｝×１００≦４．９
［関係式４］６００≦４００Ｃ＋６８００Ｎｂ＋６００Ｖ＋８００Ｔｉ＋３００Ａｌ≦８２０
（但し、上記関係式１～４に記載された合金元素の含有量は、重量％である。）
本発明の一側面によると、低温靭性と延伸率に優れ降伏比が小さい厚物高強度ラインパイプ用鋼材及びその製造方法を提供することができる。
以下、本発明の一実施形態に係る低温靭性と延伸率に優れ降伏比が小さい厚物高強度ラインパイプ用鋼材について説明する。まず、本発明の合金組成について説明する。但し、下記で説明される合金組成の単位は、特に断りのない限り、重量％を意味する。
Ｃ：０．０３～０．０５５％
Ｃは、鋼を強化させるために最も経済的であり、効果的な元素であるが、多量添加される場合、スラブを鋳造するときに厚さ中心部に偏析を助長して溶接性、成形性、及び靭性を低下させる元素である。上記Ｃが０．０３％未満の場合には、本発明が目的とする強度を得るために、他の合金元素を比較的多量に添加する必要があるため、経済的ではなく、０．０５５％を超える場合には、溶接性、成形性及び靭性が低下する可能性がある。したがって、上記Ｃ含有量は、０．０３～０．０５５％の範囲を有することが好ましい。上記Ｃ含有量の下限は、０．０３１％であることがより好ましく、０．０３２％であることがさらに好ましく、０．０３４％であることが最も好ましい。上記Ｃ含有量の上限は、０．０５３％であることがより好ましく、０．０５１％であることがさらに好ましく、０．０４９％であることが一層好ましい。
Ｓｉ：０．１～０．３５％
Ｓｉは、溶鋼を脱酸させるために必要であるだけでなく、固溶強化の効果も示す元素である。上記Ｓｉが０．１未満の場合には、溶鋼の脱酸が十分ではないため、清浄鋼を得ることが難しく、０．３５％を超えると、熱間圧延時にＳｉによる赤スケールが形成されて鋼板表面形状が非常に悪くなり、延性も低下させる欠点がある。したがって、上記Ｓｉ含有量は、０．１～０．３５％の範囲を有することが好ましい。上記Ｓｉ含有量の下限は、０．１３％であることがより好ましく、０．１６％であることがさらに好ましく、０．１８％であることが一層好ましい。上記Ｓｉ含有量の上限は、０．３４％であることがより好ましく、０．３３％であることがさらに好ましく、０．３２％であることが一層好ましい。
Ｍｎ：１．７～２．２％
Ｍｎは、鋼を固溶強化させるための効果的な元素であり、１．７％以上添加されて焼入れ性増加の効果に加え、高強度を発揮することができる。しかし、２．２％を超えると、製鋼工程でスラブを鋳造時に厚さ中心部で偏析部が大きく発達され、最終製品の溶接性を損なうため、好ましくない。したがって、上記Ｍｎ含有量は、１．７～２．２％の範囲を有することが好ましい。上記Ｍｎ含有量の下限は、１．７３％であることがより好ましく、１．７６％であることがさらに好ましく、１．７８％であることが一層好ましい。上記Ｍｎ含有量の上限は、２．１５％であることがより好ましく、２．１％であることがさらに好ましく、２．０５％であることが一層好ましい。
Ａｌ：０．０１～０．０４％
Ａｌは、製鋼時にＳｉと共に脱酸剤として添加され、固溶強化の効果もあるが、０．０４％超過時に低温衝撃靭性を阻害し、０．０１％未満では脱酸効果が不十分であるため、靭性が低下する。したがって、上記Ａｌ含有量は、０．０１～０．０４％の範囲を有することが好ましい。上記Ａｌ含有量の下限は、０．０１５％であることがより好ましく、０．０２％であることがさらに好ましく、０．０２５％であることが一層好ましい。上記Ａｌ含有量の上限は、０．０３８％であることがより好ましく、０．０３６％であることがさらに好ましく、０．０３５％であることが一層好ましい。
Ｔｉ：０．００５～０．０２５％
Ｔｉは、結晶粒を微細化させるための非常に有用な元素であり、鋼中にＴｉＮに存在して熱間圧延のための加熱過程で結晶粒の成長を抑制する効果があり、また、窒素と反応して残ったＴｉが鋼中に固溶され、炭素と結合してＴｉＣの析出物を形成させ、このようなＴｉＣの形成は非常に微細して鋼の強度を大幅に向上させる。このようなＴｉＮ析出によるオーステナイト結晶粒成長の抑制効果及びＴｉＣ形成による強度増加を得るためには、少なくとも０．００５％以上のＴｉが添加される必要があるが、０．０２５％を超える場合には、鋼板を溶接して鋼管に製造する際、溶融点まで急熱されることによってＴｉＮが再固溶されるため、溶接熱影響部の靭性が劣化する欠点がある。したがって、上記Ｔｉ含有量は、０．００５～０．０２５％の範囲を有することが好ましい。上記Ｔｉ含有量の下限は、０．００８％であることがより好ましく、０．０１２％であることがさらに好ましく、０．０１５％であることが一層好ましい。上記Ｔｉ含有量の上限は、０．０２４％であることがより好ましく、０．０２３％であることがさらに好ましく、０．０２１％であることが一層好ましい。
Ｎ：０．００８％以下
Ｎ成分の限定理由は、上記Ｔｉ添加に起因したものである。一般的に、Ｎは、鋼中に固溶されて析出され、鋼の強度を増加させる役割を果たし、このような能力は炭素よりも遥かに大きい。しかし、鋼中に窒素が存在するほど靭性は大きく低下すると知られており、なるべく窒素含有量を減少させようとするのが一般的な傾向である。しかし、本発明では、適量の窒素を存在させてＴｉと反応させてＴｉＮを形成することにより、再加熱過程での結晶粒成長を抑制させようとする。しかし、Ｔｉの一部はＮと反応せずに残こり、後工程で炭素と反応する必要があるため、上記Ｎ含有量は０．００８％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｎ含有量の上限は、０．００７％であることがより好ましく、０．００６％であることがさらに好ましく、０．００５％であることが一層好ましい。一方、上記Ｎ含有量の下限は、０．００１％であることがより好ましく、０．００２％であることがさらに好ましく、０．００３％であることが一層好ましい。
Ｎｂ：０．０８～０．１２％
Ｎｂは、結晶粒を微細化させるために非常に有用な元素であり、さらに鋼の強度も大きく向上させる役割を果たす元素である。上記効果を得るためには、上記Ｎｂを少なくとも０．０８％以上添加することが好ましいが、０．１２％を超える場合には、過度のＮｂ炭窒化物が析出して鋼材の靭性に有害であるため、上記Ｎｂ含有量は、０．０８～０．１２％の範囲を有することが好ましい。上記Ｎｂ含有量の下限は、０．０８０３％であることがより好ましく、０．０８０６％であることがさらに好ましく、０．０８１％であることが一層好ましい。上記Ｎｂ含有量の上限は、０．１１７％であることがより好ましく、０．１１４％であることがさらに好ましく、０．１１２％であることが一層好ましい。
Ｃｒ：０．２～０．４５％
Ｃｒは、一般的に、直接急冷時の鋼の硬化能を増加させる。また、Ｃｒは、一般的に耐腐食性及び耐水素亀裂性を向上させる。さらに、セメンタイトと炭化物が集積されており、劣化した衝撃特性を見せ、造管後の降伏強度の低下に影響を及ぼすパーライト組織の生成を抑制して良好な衝撃靭性を得ることができ、造管後の降伏強度の低下を減少させることができる。このため、Ｃｒは０．２％以上を添加することが好ましいが、０．４５％を超える場合には、現場溶接後の冷却亀裂をもたらす傾向にあり、鋼材及びＨＡＺ靭性を悪化させる傾向にある。したがって、上記Ｃｒ含有量は、０．２～０．４５％の範囲を有することが好ましい。上記Ｃｒ含有量の下限は、０．２１％であることがより好ましく、０．２１５％であることがさらに好ましく、０．２２％であることが一層好ましい。上記Ｃｒ含有量の上限は、０．４３％であることがより好ましく、０．４１％であることがさらに好ましく、０．３９％であることが一層好ましい。
Ｎｉ：０．２～０．３５％
Ｎｉは、オーステナイト安定化の元素としてパーライト形成を抑制し、低温変態組織である針状（ａｃｉｃｕｌａｒ）フェライトの形成を容易にする元素であって、０．２％以上添加することが好ましい。但し、０．３５％を超える場合には、高価の元素であるため、費用的に不利であり、溶接部の靭性を阻害する欠点がある。したがって、上記Ｎｉ含有量は、０．２～０．３５％の範囲を有することが好ましい。上記Ｎｉ含有量の下限は、０．２３％であることがより好ましく、０．２５％であることがさらに好ましく、０．２７％であることが一層好ましい。上記Ｎｉ含有量の上限は、０．３４％であることがより好ましく、０．３３％であることがさらに好ましく、０．３１％であることが一層好ましい。
Ｃｕ：０．０５～０．３％
Ｃｕは、鋼中に固溶されて強度を増加させるために必要な元素である。上記効果を十分に得るためには０．０５％以上添加することが好ましいが、０．３％を超える場合には、スラブにクラックが発生し易くなるという欠点がある。したがって、上記Ｃｕ含有量は、０．０５～０．３％の範囲を有することが好ましい。上記Ｃｕ含有量の下限は、０．０８％であることがより好ましく、０．１２％であることがさらに好ましく、０．１５％であることが一層好ましい。上記Ｃｕ含有量の上限は、０．２８％であることがより好ましく、０．２５％であることがさらに好ましく、０．２３％であることが一層好ましい。
Ｍｏ：０．２～０．４％
Ｍｏは、素材の強度を上昇させるために非常に有効であり、低温変態組織である針状（ａｃｉｃｕｌａｒ）フェライトの生成を助長することにより、降伏比を下げる役割を果たす。また、セメンタイトと炭化物が集積されており、劣化した衝撃特性を見せ、造管後の降伏強度の低下に影響を及ぼすパーライト組織の生成を抑制して良好な衝撃靭性を得ることができ、造管後の降伏強度の低下を減少させることができる。上記効果を得るために上記Ｍｏは０．２％以上添加することが好ましい。但し、０．４％を超える場合には、高価の元素であるため、費用的に不利であり、溶接低温亀裂を抑制し、母材に低温変態相が生成されて靭性が低下する欠点がある。したがって、上記Ｍｏは０．２～０．４％の範囲を有することが好ましい。上記Ｍｏ含有量の下限は、０．２３％であることがより好ましく、０．２５％であることがさらに好ましく、０．２７％であることが一層好ましい。上記Ｍｏ含有量の上限は、０．３９５％であることがより好ましく、０．３９％であることがさらに好ましく、０．３８５％であることが一層好ましい。
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、鋼製造時に不可避に含有される元素であり、本発明ではＰ含有量を最大に低く制御する必要がある。Ｐが添加されると、鋼板の中心部に偏析されて亀裂開始点または進展経路として利用されることがある。理論上、Ｐ含有量を０％に制限することが有利であるが、製造工程上、必然的に不純物として添加される。したがって、上限を管理することが重要であるため、本発明では上記Ｐ含有量を０．０２重量％以下に制御することが好ましい。上記Ｐ含有量は０．０１７％以下であることがより好ましく、０．０１３％以下であることがさらに好ましく、０．０１％以下であることが一層好ましい。
Ｓ：０．００２％以下
Ｓも鋼中に存在する不純物元素であり、Ｍｎなどと結合して非金属介在物を形成し、これに応じて鋼の靭性及び強度を大きく損傷させるため、なるべく減少させることが好ましく、本発明では上記Ｓ含有量を０．０２％以下に制御することが好ましい。上記Ｓ含有量は０．００１９％以下であることがより好ましく、０．００１７％以下であることがさらに好ましく、０．００１５％以下であることが一層好ましい。
Ｃａ：０．０００５～０．００４％
Ｃａは、ＭｎＳ非金属介在物を球状化するために有用な元素であり、上記ＭｎＳ介在物の周囲での亀裂生成を抑制することができる。上記Ｃａ含有量が０．０００５％未満の場合、ＭｎＳ介在物の球状化の効果が奏されない。これに対し、その含有量が０．００４％を超える場合には、却ってＣａＯ系介在物が多量に生成されて衝撃靭性を低下させる。したがって、上記Ｃａ含有量は、０．０００５～０．００４％の範囲を有することが好ましい。上記Ｃａ含有量の下限は、０．００１％であることがより好ましく、０．００１５％であることがさらに好ましく、０．００１８％であることが一層好ましい。上記Ｃａ含有量の上限は、０．００３７％であることがより好ましく、０．００３３％であることがさらに好ましく、０．００３％であることが一層好ましい。
Ｖ：０．０１～０．０４％
Ｖは、Ｎｂと類似であるが、これよりは少ない効果を有する。しかし、ＶをＮｂと共に添加する場合、著しく優れた効果を発揮し、鋼の強度をさらに増加させる。上記効果のためには、少なくとも０．０１％以上を添加する必要があるが、０．０４％を超える場合には、過度のＶ炭窒化物が析出して鋼材の靭性に有害であり、特に溶接熱影響部の靭性及びこれに伴う現場溶接性を低下させる。したがって、上記Ｖ含有量は、０．０１～０．０４％の範囲を有することが好ましい。上記Ｖ含有量の下限は、０．０１５％であることがより好ましく、０．０２％であることがさらに好ましく、０．０２２％であることが一層好ましい。上記Ｖ含有量の上限は、０．０３９％であることがより好ましく、０．０３８％であることがさらに好ましく、０．０３７％であることが一層好ましい。
Ｂ：０．０００５％以下
上記Ｂは、低炭素鋼で硬化能を非常に向上させて低温変態相の形成を容易にする。特に、Ｍｏ及びＮｂの硬化能の向上効果を増大させる役割を果たし、結晶粒界の強度を増加させて粒内の亀裂を抑制する。しかし、過度のＢの添加は、Ｆｅ２３（Ｃ、Ｂ）６析出による脆化の原因となる。したがって、Ｂ含有量は、他の硬化能元素の含有量を考慮して決定する必要があり、上記Ｂ含有量は、０．０００５％以下の範囲を有することが好ましい。上記Ｂ含有量の上限は、０．０００４５％であることがより好ましく、０．０００４％であることがさらに好ましく、０．０００３５％であることが一層好ましい。一方、上記Ｂ含有量の下限は、０．００００３％であることがより好ましく、０．００００６％であることがさらに好ましく、０．００００９％であることが一層好ましい。
本発明の他の成分は、鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料や周囲環境からの意図されない不純物が不可避に混入されることがあるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の製造過程の技術者であれば、誰でも分かるものであるため、そのすべての内容を特に本明細書に記載しない。
一方、本発明では、上述した合金組成だけでなく、下記関係式１～４を満たすことが好ましい。下記関係式１～４に記載された合金元素の含有量は重量％である。
［関係式１］１９≦（Ｍｏ／９６）／（Ｐ／３１）≦３０
関係式１は、Ｐの粒界偏析を防ぐためのものである。関係式１の値が１９未満の場合、Ｆｅ－Ｍｏ－Ｐ化合物の形成によるＰ粒界偏析の効果が十分でなく、関係式１の値が３０を超える場合には、硬化能の増加による低温変態相の形成によって衝撃エネルギーが減少するようになる。
［関係式２］１．４２≦Ｃｒ＋２Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎｉ＋１０００Ｂ≦１．７５
関係式２は、微細な針状フェライトを得るためのものである。関係式２の値が１．４２未満であると、強度の確保が困難になり、１．７５を超えると、衝撃靭性に有害なセパレーションが発生する可能性が高くなる。
［関係式３］４＜｛３Ｃ／１２＋Ｍｎ／５５｝×１００≦４．９
関係式３は、軽い第２相組織である島状マルテンサイト（ＭＡ）相の形成を抑制するためのものである。ＣとＭｎの増加は、スラブの凝固温度を下げてスラブ中心の偏析を助長し、デルタフェライトの形成区間を狭くして連鋳中のスラブの均質化を難しくする。また、Ｍｎは、スラブの中心部に偏析される代表的な元素であって、パイプの延性を損なう第２相の形成を助長し、Ｃの増加は、連鋳時に固相及び液相の共存区間を広げて偏析を深化させるようになる。したがって、関係式３の値が４．９を超える場合には、強度は増加するが、上記理由からスラブの非均質性が増加し、スラブに軽い第２相が形成されるようになって鋼材及びパイプの低温靭性を低下するようになる。一方、上記関係式３の値が４以下の場合には、鋼材の衝撃靭性確保には有利であるが、強度の確保が難しいという欠点がある。
［関係式４］６００≦４００Ｃ＋６８００Ｎｂ＋６００Ｖ＋８００Ｔｉ＋３００Ａｌ≦８２０
関係式４は、微細な固溶強化及び析出強化を介した強度を確保するためのものである。関係式４の値が６００未満であると、強度の確保が困難になり、８２０を超えると、組織の強度が過度に増加して延伸率及び衝撃靭性が減少する欠点がある。
本発明のラインパイプ用鋼材は、微細組織が面積％で、ポリゴナルフェライト：１～５％、アシキュラーフェライト：６０～７５％、ベイニティックフェライト：２０～３０％及び島状マルテンサイト：５％以下を含むことが好ましい。上記ポリゴナルフェライトは靭性及び延伸率を増加させる役割を果たす。上記ポリゴナルフェライトの分率が１面積％未満の場合には、靭性及び延伸率が減少する欠点があり、５面積％を超過する場合には、強度が低下する欠点がある。上記アシキュラーフェライトは強度を確保する役割を果たす。上記アシキュラーフェライトの分率が６０面積％未満の場合には、強度が低下する欠点があり、７５面積％を超える場合には、低温靭性が減少する欠点がある。上記ベイニティックフェライトは強度を確保する役割を果たす。上記ベイニティックフェライトの分率が２０面積％未満である場合には、強度が低下する欠点があり、３０面積％を超える場合には、低温靭性が減少する欠点がある。一方、本発明で島状マルテンサイトは、低温靭性に影響を及ぼす不純組織である。但し、製造工程上、不可避に形成されることを考慮して、本発明では、上記島状マルテンサイト分率の上限を５面積％に制御する。
上記ポリゴナルフェライトは、平均有効結晶粒大きさが１３μｍ以下であることが好ましい。このように制御することにより、低温靭性を増加させる効果を得ることができる。
上記アシキュラーフェライトは、平均有効結晶粒大きさが１１μｍ以下であることが好ましい。このように制御することにより、強度を確保し、低温靭性の劣化を抑制する効果を得ることができる。
上記ベイニティックフェライトは、平均有効結晶粒大きさが１４μｍ以下であることが好ましい。このように制御することにより、強度を確保し、低温靭性の劣化を抑制する効果を得ることができる。
上記島状マルテンサイトは、平均有効結晶粒大きさが０．８μｍ以下であることが好ましい。このように制御することにより、低温靭性が減少することを最小化する効果を得ることができる。
一方、上述した上記平均有効結晶粒とは、結晶粒を球状に仮定した後、ＥＢＳＤを用い、平均して求めた値である。
上述したように、提供される本発明のラインパイプ用鋼材は、上記鋼材は圧延方向に対して３０度方向における降伏強度が５５０ＭＰａ以上であり、引張強度が６６０ＭＰａ以上であり、降伏比が０．８３以下であり、－１０℃におけるセパレーション長さが５ｍｍ未満であり、－１０℃における衝撃エネルギーが３２０Ｊ以上であり、総延伸率が４２％以上であり、ＤＷＴＴ延性破面率８５％以上を満たす最低温度が－３０℃以下として、低降伏比を有しながらも優れた強度、低温靭性及び延伸率を確保することができる。一方、当該技術分野で通常的に鋼材の圧延方向に対して３０度方向における降伏強度は、鋼材の降伏強度のうち最も低い値を有すると知られており、本発明では上記のように高い降伏強度を確保することができる。また、本発明の鋼材は厚さが２０ｍｍ以上である厚物材であることができる。
以下、本発明の一実施形態に係る低温靭性と延伸率に優れ降伏比が小さい厚物高強度ラインパイプ用鋼材の製造方法について説明する。
まず、上述した合金組成と関係式１～４を満たす鋼スラブを１１６０～１３００℃で加熱する。もし、上記鋼スラブの加熱温度が連鋳過程で析出された添加合金元素が十分に再固溶される温度である１１６０℃未満の場合には、熱間圧延後の工程で（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃ、ＮｂＣなどの析出物が減少するようになる。したがって、上記鋼スラブの加熱温度を１１６０℃以上に維持することで析出物の再固溶を助長し、適当な大きさのオーステナイト結晶粒度を維持することで素材の強度も向上させながら、コイルの長さ方向に均一な微細組織を得ることができる。一方、上記鋼スラブの加熱温度が１３００℃を超える場合には、オーステナイト結晶粒の二相粒成長によって強度が低下し、靭性が劣化する欠点がある。したがって、上記鋼スラブの加熱温度は１１６０～１３００℃であることが好ましい。上記加熱温度の下限は１１６５℃であることがより好ましく、１１７０℃であることがさらに好ましく、１１８０℃であることが一層好ましい。上記加熱温度の上限は、１２８０℃であることがより好ましく、１２６０℃であることがさらに好ましく、１２４０℃であることが一層好ましい。
上記鋼スラブの加熱時の加熱時間は５５分以上であることが好ましい。上記加熱時間が５５分未満の場合には、連鋳過程で析出された合金元素を十分に固溶させ難く、スラブ厚さと長さ方向の亀裂度が低くて圧延性が劣化し、最終鋼板の物性偏差を引き起こすことがある。したがって、上記鋼スラブの加熱時の加熱時間は５５分以上であることが好ましく、可能な限り多くの時間行われることが好ましいが、生産性を考慮して９０分以下で行われることが好ましい。
この後、上記加熱された鋼スラブを１０７０～１１４０℃で抽出する。上記抽出温度が１０７０℃未満の場合には、圧延荷重が増加して設備に負荷がかかる欠点があり、１１４０℃を超える場合には、再結晶オーステナイトの大きさが粗大になる欠点がある。したがって、上記抽出温度は、１０７０～１１４０℃の範囲を有することが好ましい。上記抽出温度の下限は１０８０℃であることがより好ましく、１０９０℃であることがさらに好ましく、１１００℃であることが一層好ましい。上記抽出温度の上限は、１１３８℃であることがより好ましく、１１３６℃であることがさらに好ましく、１１３４℃であることが一層好ましい。
この後、上記抽出された鋼スラブを９３０～９６０℃で圧延終了して鋼材を得る１次圧延を行う。上記１次圧延終了温度が９３０℃未満の場合には、圧延荷重が増加する欠点があり、９６０℃を超える場合には、オーステナイト結晶粒が粗大になる欠点がある。したがって、上記１次圧延終了温度は９３０～９６０℃の範囲を有することが好ましい。上記１次圧延終了温度の下限は９３４℃であることがより好ましく、９３７℃であることがさらに好ましく、９４０℃であることが一層好ましい。上記１次圧延終了温度の上限は、９５７℃であることがより好ましく、９５３℃であることがさらに好ましく、９５０℃であることが一層好ましい。
上記１次圧延では鋼スラブをパス当たり１２％以上の圧下率で３回以上圧延することが好ましい。パス当たり１２％以上の圧下率で３回以上圧延しない場合には、再結晶が１００％発生しない可能性があり、再結晶組織を微細化することが困難になることがある。
この後、上記鋼材を８９０～９２５℃まで１次水冷する。上記１次冷却停止温度が８９０℃未満の場合には、圧延荷重が増加する欠点があり、９２５℃を超える場合には、オーステナイト結晶が粗大になる欠点がある。したがって、上記１次冷却停止温度は８９０～９２５℃の範囲を有することが好ましい。上記１次冷却停止温度の下限は８９５℃であることがより好ましく、９００℃であることがさらに好ましく、９１０℃であることが一層好ましい。上記１次冷却停止温度の上限は、９２３℃であることがより好ましく、９２１℃であることがさらに好ましく、９２０℃であることが一層好ましい。
上記１次冷却の冷却速度は、２０～４０℃／ｓの範囲を有することが好ましい。上記１次冷却速度が２０℃／ｓ未満の場合には、スラブの厚さ方向に亀裂度が低く、最終鋼板の物性偏差を引き起こすことがある。特に、スラブの中心部の温度減少が僅かであり、再結晶域の低温圧延の効果を期待することができない。これにより、最終鋼板の厚さ中心部に粗大ベイナイトが形成されてＤＷＴＴ特性が劣化する可能性がある。一方、上記冷却速度は、設備の特性上、４０℃／ｓを超過することが難しい。したがって、上記１次水冷の冷却速度は、２０～４０℃／ｓの範囲を有することが好ましい。上記１次水冷の冷却速度の下限は、２２℃／ｓであることがより好ましく、２３℃／ｓであることがさらに好ましく、２５℃／ｓであることが一層好ましい。上記１次水冷の冷却速度の上限は、３８℃／ｓであることがより好ましく、３６℃／ｓであることがさらに好ましく、３５℃／ｓであることが一層好ましい。
この後、上記１次水冷された鋼材を圧延して８４０～８６０℃で終了する２次圧延を行う。上記２次圧延終了温度が８６０℃を超える場合には、圧延中に形成された変形帯が消滅されて圧延の効果が消えるようになり、８４０℃未満の場合には、３次圧延時の圧延荷重が増加するようになって圧延が困難になる問題点がある。上記２次圧延終了温度の下限は８４２℃であることがより好ましく、８４４℃であることがさらに好ましく、８４６℃であることが一層好ましい。上記２次圧延終了温度の上限は、８５８℃であることがより好ましく、８５６℃であることがさらに好ましく、８５４℃であることが一層好ましい。
上記２次圧延では鋼材をパス当たり２０％以上の圧下率で３回以上圧延することが好ましい。厚物材の場合、スラブ中心部の組織を均一に微細化することが重要であり、中心部まで圧下量を十分に加えるためには、パス当たり２０％以上の圧下率で３回以上圧延することが好ましい。
この後、上記２次圧延された鋼材を圧延して７７０～８２０℃で終了する３次圧延を行う。上記３次圧延終了温度が８２０℃を超える場合には、最終微細組織が粗大になって所望の強度及び衝撃靭性が得られず、７７０℃未満の場合には、降伏比が劣化する可能性があり、仕上げ圧延機の設備負荷の問題が発生することがある。上記３次圧延終了温度の下限は７７５℃であることがより好ましく、７７８℃であることがさらに好ましく、７９０℃であることが一層好ましい。上記３次圧延終了温度の上限は、８１７℃であることがより好ましく、８１３℃であることがさらに好ましく、８１０℃であることが一層好ましい。
一方、本発明では、上記２次及び３次圧延が未再結晶域の圧延に該当する。未再結晶域の圧延に該当する上記２次圧延及び３次圧延の累積圧下率は８０％超過であることが好ましい。上記累積圧下率が８０％以下である場合には、オーステナイトが十分に潰れられず、微細な変態組織を得ることが困難である可能性がある。したがって、上記２次圧延及び３次圧延の累積圧下率は、８０％超過であることが好ましい。上記２次圧延及び３次圧延の累積圧下率は、８２％以上であることがより好ましく、８４％以上であることがさらに好ましく、８５％以上であることが一層好ましい。
この後、上記３次圧延された鋼材を７４０～７６０℃で冷却開始し、１０～４０℃／ｓの冷却速度で２次水冷する。上記２次水冷開始温度が７４０℃未満であるか、７６０℃を超える場合には、本発明で得ようとするアシキュラーフェライト及びベイニティックフェライト分率を確保することが困難である。また、微細な析出物を得るために合金組成及びその他の製造条件を制御しても上記２次水冷の冷却速度が１０℃／ｓ未満であると、析出物の平均大きさが粗大になることがある。これは、冷却速度が速くなるほど、多い数の核が生成して析出物が微細になるためである。冷却速度が速くなるほど、析出物の大きさが微細になるため、冷却速度の上限を制限する必要はないが、冷却速度が４０℃／ｓより速くても析出物の微細化の効果がさらに大きくはならないため、上記水冷の２次冷却速度は１０～４０℃／ｓの範囲を有することが好ましい。上記２次水冷開始温度の下限は７４２℃であることがより好ましく、７４４℃であることがさらに好ましく、７４６℃であることが一層好ましい。上記２次水冷開始温度の上限は、７５８℃であることがより好ましく、７５６℃であることがさらに好ましく、７５４℃であることが一層好ましい。上記２次水冷の冷却速度の下限は、１２℃／ｓであることがより好ましく、１４℃／ｓであることがさらに好ましく、１６℃／ｓであることが一層好ましい。上記２次水冷の冷却速度の上限は、３８℃／ｓであることがより好ましく、３６℃／ｓであることがさらに好ましく、３５℃／ｓであることが一層好ましい。
この後、上記２次水冷された鋼材を４００～５２０℃で巻取る。上記巻取温度が５２０℃を超える場合には、アシキュラーフェライト及びベイニティックフェライト分率が減り、島状マルテンサイト分率が増加し、析出物が過度に粗大に成長して強度と低温靭性の確保が困難であるが、これに対し、４００℃未満の場合には、マルテンサイトなどが形成されて衝撃特性が悪くなる。したがって、上記巻取温度は４００～５２０℃の範囲を有することが好ましい。上記巻取温度の下限は４１５℃であることがより好ましく、４３０℃であることがさらに好ましく、４４０℃であることが一層好ましい。上記巻取温度の上限は、５１０℃であることがより好ましく、５００℃であることがさらに好ましく、４９０℃であることが一層好ましい。
この後、上記巻取られた鋼材を１００秒以上３次水冷する。上記３次水冷を１００秒以上で実施することにより、巻取後のコイルの復熱を防止して、内巻部が追加析出によって靭性が低下することを防ぐことができる。上記３次水冷時間は１０５秒以上であることがより好ましく、１１０秒以上であることがさらに好ましく、１１５秒以上であることが一層好ましい。上記３次水冷時間の上限については、特に限定しない。
上記３次水冷の冷却速度は１０～４０℃／ｓの範囲を有することが好ましい。上記３次水冷の冷却速度が１０℃／ｓ未満の場合には、コイル内部の潜熱を効率的に冷却させられない欠点があり、４０℃／ｓを超える場合には、コイルの外巻部に島状マルテンサイト分率が増加する欠点がある。したがって、上記３次水冷の冷却速度は１０～４０℃／ｓの範囲を有することが好ましい。上記３次水冷の冷却速度の下限は１２℃／ｓであることがより好ましく、１４℃／ｓであることがさらに好ましく、１６℃／ｓであることが一層好ましい。上記３次水冷の冷却速度の上限は、３８℃／ｓであることがより好ましく、３６℃／ｓであることがさらに好ましく、３４℃／ｓであることが一層好ましい。
以下、実施例を挙げて本発明をより詳細に説明する。但し、下記実施例は、本発明を例示して、より詳細に説明するためのものにすぎず、本発明の権利範囲を限定するためのものではない点に留意する必要がある。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載された事項と、それから合理的に類推される事項によって決定されるものであるためである。
（実施例）
下記表１及び２に記載された合金組成を有する溶鋼を連続鋳造法により鋼スラブに製造した後、上記鋼スラブを１１６０～１３００℃で加熱してから下記表３及び４に記載された条件で抽出した後、圧延、巻取、及び冷却して厚さ２１．６ｍｍの熱延鋼材を製造した。このとき、１次圧延、すなわち、再結晶域の圧延終了温度は９３０～９６０℃であった。このように製造された熱延鋼材について微細組織の種類及び分率と有効結晶粒大きさ、そして機械的物性を測定した後、下記表５及び６に示した。このとき、降伏強度は圧延方向について３０度方向における降伏強度を測定した。
一方、セパレーションの長さ及びＤＷＴＴ延性破面率は、熱延鋼材の破断面を撮影した後、イメージ分析器を用いて測定した。
Figure 0007244718000001
Figure 0007244718000002
Figure 0007244718000003
Figure 0007244718000004
Figure 0007244718000005
Figure 0007244718000006
上記表１～６により分かるとおり、本発明が提案する合金組成と製造条件を満たす発明例１～５の場合には、微細な有効結晶粒大きさを有するポリゴナルフェライト、アシキュラーフェライト、ベイニティックフェライト及び島状マルテンサイトを適正分率で確保するによって降伏強度が５５０ＭＰａ以上であり、引張強度が６６０ＭＰａ以上であり、降伏比が０．８３以下であり、－１０℃におけるセパレーション長さが５ｍｍ未満であり、－１０℃における衝撃エネルギーが３２０Ｊ以上であり、総延伸率が４２％以上であり、ＤＷＴＴ延性破面率８５％以上を満たす最低温度が－３０℃以下であって、優れた強度、低温靭性及び延伸率はもちろん低降伏比の特性を有していることが分かる。
しかし、比較例１～５の場合には、本発明が提案する合金組成及び製造条件を満たしておらず、本発明の微細組織の種類及び分率が確保できなかったため、これにより、機械的物性も良好でないことが分かる。
比較例６～８の場合には、本発明が提案する合金組成は満たすものの、製造条件を満たしておらず、本発明の微細組織の種類及び分率が確保できなかったため、これにより、機械的物性も良好でないことが分かる。

Claims (13)

  1. 質量％で、Ｃ：０．０３～０．０５５％、Ｓｉ：０．１～０．３５％、Ｍｎ：１．７～２．２％、Ａｌ：０．０１～０．０４％、Ｔｉ：０．００５～０．０２５％、Ｎ：０．００８％以下、Ｎｂ：０．０８～０．１２％、Ｃｒ：０．２～０．４５％、Ｎｉ：０．２～０．３５％、Ｃｕ：０．０５～０．３％、Ｍｏ：０．２～０．４％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃａ：０．０００５～０．００４％、Ｖ：０．０１～０．０４％、Ｂ：０．０００５％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、
    下記関係式１～４の条件を満たし、
    微細組織は、面積％で、ポリゴナルフェライト：１～５％、アシキュラーフェライト：６０～７５％、ベイニティックフェライト：２０～３０％及び島状マルテンサイト：５％以下を含む、低温靭性と延伸率に優れ降伏比が小さい厚物高強度ラインパイプ用鋼材。
    ［関係式１］１９≦（Ｍｏ／９６）／（Ｐ／３１）≦３０
    ［関係式２］１．４２≦Ｃｒ＋２Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎｉ＋１０００Ｂ≦１．７５
    ［関係式３］４＜｛３Ｃ／１２＋Ｍｎ／５５｝×１００≦４．９
    ［関係式４］６００≦４００Ｃ＋６８００Ｎｂ＋６００Ｖ＋８００Ｔｉ＋３００Ａｌ≦８２０
    （但し、前記関係式１～４に記載された合金元素の含有量は、質量％である。）
  2. 前記ポリゴナルフェライトは、平均有効結晶粒大きさが１３μｍ以下である、請求項１に記載の低温靭性と延伸率に優れ降伏比が小さい厚物高強度ラインパイプ用鋼材。
  3. 前記アシキュラーフェライトは、平均有効結晶粒大きさが１１μｍ以下である、請求項１に記載の低温靭性と延伸率に優れ降伏比が小さい厚物高強度ラインパイプ用鋼材。
  4. 前記ベイニティックフェライトは、平均有効結晶粒大きさが１４μｍ以下である、請求項１に記載の低温靭性と延伸率に優れ降伏比が小さい厚物高強度ラインパイプ用鋼材。
  5. 前記島状マルテンサイトは、平均有効結晶粒大きさが０．８μｍ以下である、請求項１に記載の低温靭性と延伸率に優れ降伏比が小さい厚物高強度ラインパイプ用鋼材。
  6. 前記鋼材は、圧延方向に対して３０度方向における降伏強度が５５０ＭＰａ以上であり、引張強度が６６０ＭＰａ以上であり、降伏比が０．８３以下であり、－１０℃におけるセパレーション長さが５ｍｍ未満であり、－１０℃における衝撃エネルギーが３２０Ｊ以上であり、総延伸率が４２％以上であり、ＤＷＴＴ延性破面率８５％以上を満たす最低温度が－３０℃以下である、請求項１に記載の低温靭性と延伸率に優れ降伏比が小さい厚物高強度ラインパイプ用鋼材。
  7. 請求項１から６のいずれか１項に記載の鋼材の製造方法であって、
    質量％で、Ｃ：０．０３～０．０５５％、Ｓｉ：０．１～０．３５％、Ｍｎ：１．７～２．２％、Ａｌ：０．０１～０．０４％、Ｔｉ：０．００５～０．０２５％、Ｎ：０．００８％以下、Ｎｂ：０．０８～０．１２％、Ｃｒ：０．２～０．４５％、Ｎｉ：０．２～０．３５％、Ｃｕ：０．０５～０．３％、Ｍｏ：０．２～０．４％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃａ：０．０００５～０．００４％、Ｖ：０．０１～０．０４％、Ｂ：０．０００５％以下、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、下記関係式１～４の条件を満たす鋼スラブを１１６０～１３００℃で加熱する段階；
    前記加熱された鋼スラブを１０７０～１１４０℃で抽出する段階；
    前記抽出された鋼スラブを９３０～９６０℃で圧延終了して鋼材を得る１次圧延段階；
    前記鋼材を８９０～９２５℃まで１次水冷する段階；
    前記１次水冷された鋼材を圧延して８４０～８６０℃で終了する２次圧延段階；
    前記２次圧延された鋼材を圧延して７７０～８２０℃で終了する３次圧延段階；
    前記３次圧延された鋼材を７４０～７６０℃で冷却開始し、１０～４０℃／ｓの冷却速度で２次水冷する段階；
    前記２次水冷された鋼材を４００～５２０℃で巻取る段階；及び
    前記巻取られた鋼材を１００秒以上３次水冷する段階；を含む、低温靭性と延伸率に優れ降伏比が小さい厚物高強度ラインパイプ用鋼材の製造方法。
    ［関係式１］１９≦（Ｍｏ／９６）／（Ｐ／３１）≦３０
    ［関係式２］１．４２≦Ｃｒ＋２Ｍｏ＋Ｃｕ＋Ｎｉ＋１０００Ｂ≦１．７５
    ［関係式３］４＜｛３Ｃ／１２＋Ｍｎ／５５｝×１００≦４．９
    ［関係式４］６００≦４００Ｃ＋６８００Ｎｂ＋６００Ｖ＋８００Ｔｉ＋３００Ａｌ≦８２０
    （但し、前記関係式１～４に記載された合金元素の含有量は、質量％である。）
  8. 前記鋼スラブの加熱時間は、５５分以上である、請求項７に記載の低温靭性と延伸率に優れ降伏比が小さい厚物高強度ラインパイプ用鋼材の製造方法。
  9. 前記１次圧延では鋼スラブをパス当たり１２％以上の圧下率で３回以上圧延する、請求項７に記載の低温靭性と延伸率に優れ降伏比が小さい厚物高強度ラインパイプ用鋼材の製造方法。
  10. 前記１次水冷の冷却速度は２０～４０℃／ｓである、請求項７に記載の低温靭性と延伸率に優れ降伏比が小さい厚物高強度ラインパイプ用鋼材の製造方法。
  11. 前記２次圧延では鋼材をパス当たり２０％以上の圧下率で３回以上圧延する、請求項７に記載の低温靭性と延伸率に優れ降伏比が小さい厚物高強度ラインパイプ用鋼材の製造方法。
  12. 前記２次圧延及び前記３次圧延の累積圧下率は、８０％超過である、請求項７に記載の低温靭性と延伸率に優れ降伏比が小さい厚物高強度ラインパイプ用鋼材の製造方法。
  13. 前記３次水冷の冷却速度は１０～４０℃／ｓである、請求項７に記載の低温靭性と延伸率に優れ降伏比が小さい厚物高強度ラインパイプ用鋼材の製造方法。
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