JP2012126925A - ラインパイプ用鋼材 - Google Patents

Abstract

【課題】Ｘ６０〜７０グレードを満足する鋼材でありながら、優れた変形性能を有するラインパイプ用鋼材の提供
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．６０％、Ｍｎ：１．３〜１．９％、Ｃｒ：０．０１〜０．６０％、Ｖ：０．０１〜０．０９％、Ｎｂ：０．００１〜０．０９％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％およびｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０６０％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：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し、面積率で、平均結晶粒径が１０μｍ以下のフェライト：４０〜８０％、ベイナイト：２０〜６０％、島状マルテンサイト：１．０〜５．０％で構成されるミクロ組織を有するラインパイプ用鋼材。
【選択図】 なし

Description

本発明は、ＡＰＩ ５Ｌ Ｘ６０〜７０グレード（引張強度が５２０ＭＰａ以上７６０ＭＰａ以下、降伏強度が４１５ＭＰａ以上６３５ＭＰａ以下）に相当するラインパイプ用鋼材に関し、特に歪時効後においても優れた変形性能を備えたラインパイプ用鋼材に関する。

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、高い強度および靭性が求められるとともに、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防止のため、歪に基づいた設計（Ｓｔｒａｉｎ−Ｂａｓｅｄ Ｄｅｓｉｇｎ）がされたもの、すなわち、高い変形性能を有するものであることが求められている。

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、製管加工による歪とコーティング時の加熱を受けて、鋼管が歪時効硬化し劣化する。また、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、化学組成および組織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および２には、フェライト、ベイナイトおよび島状マルテンサイトの３相組織からなる鋼が開示されている。

特開２００８−２４８３２８号公報 特開２００８−２４８３３０号公報

一般に低降伏比で、かつ高一様伸びを有する鋼を得るには軟質相と硬質相を含んだ組織にするのが有効であることが知られている。特許文献１および２では、フェライトと３％以上の島状マルテンサイトを含むことで低い降伏比が得られるとされているが、その実施例では、降伏比８０％以下を基準としており、実際、特許文献１および２の発明例における降伏比は７５％以上である。

ここで、歪時効を受けた後の高変形性能を実現するためには歪時効前の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、歪時効前、すなわちラインパイプ製管前の鋼板の状態でＹＲを０．７５未満とすることが重要である。歪時効前のＹＲを０．７５未満とすることによって安定的に歪時効後の高い変形性能を確保できる。一方、歪時効前のＹＲが０．７５以上の場合、成分・製造条件・ミクロ組織によっては、歪時効後の高い変形性能を達成することができなくなる。

さらに、特許文献１および２で開示された技術では、最大で８７％のフェライトを含むことができるとされている。しかし、フェライトの増加は、強度確保に不利であり、必ずしもＡＰＩ ５Ｌ Ｘ６０〜７０グレードに相当する強度を満足できるとは限らない。

よって、本発明は、ラインパイプの素材としてＸ６０〜７０グレードを満足する鋼材、すなわち、降伏強度が４１５〜６３５ＭＰａで、引張強度が５２０〜７６０ＭＰａである鋼材において優れた変形性能（具体的には、降伏比が０．７５未満）を備えたラインパイプ用鋼材を提供することを課題とする。

なお、ラインパイプ材の強度を規定したＡＰＩ ５Ｌ／ＩＳＯ ３１８３ によれば、Ｘ６０とは降伏強度：４１５〜５６５ＭＰａ、引張強度：５２０〜７６０ＭＰａのもの、Ｘ７０とは降伏強度：４８５〜６３５ＭＰａ、引張強度：５７０〜７６０ＭＰａのものである。

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結果、次の（ａ）〜（ｅ）に示す知見を得た。

（ａ）歪時効後に高い変形性能を得る、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る必要がある。実質的にフェライト、ベイナイトおよび島状マルテンサイト（以下、「ＭＡ」という。）からなる複合組織とする。

（ｂ）軟質相と硬質相の強度差が大きいほど、低ＹＲおよび高Ｕ．Ｅｌの両立に有効であり、そのためには、ＭＡ量を増加させる必要がある。

（ｃ）フェライト占有面積率の増加は、変形性能の向上に有利であるが、強度の向上には不利である。よって、フェライト占有面積率は、これらの性能のバランスから設定する必要がある。また、フェライトの結晶粒径は、微細であるほど強度確保に有利であるため、一定値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、フェライト組織の占有面積率および平均結晶粒径の調整が必要不可欠となる。

（ｄ）ベイナイト占有面積率の増加は、強度確保には有利であるが、変形性能の低下を招く。よって、フェライト占有面積率についても、強度および変形性能のバランスから設定する必要がある。

（ｅ）ＭＡ占有面積率の増加は、変形性能の向上、強度の上昇に有利であるが、ＭＡ占有面積率の過剰な増加は、変形特性が飽和する一方、母材靭性の低下を引き起こす。さらに、目標とする強度を超える場合がある。したがって、ＭＡ占有面積率は、変形性能と、強度および靭性とのバランスから設定する必要がある。

本発明者らは、上記の知見に基づき、鋭意研究を重ね、本発明を完成した。本発明は、下記の（１）〜（３）に示すラインパイプ用鋼材を要旨とする。

（１）５２０〜７６０ＭＰａの引張強度と、４１５〜６３５ＭＰａの降伏強度と、０．７５未満の降伏比を有するラインパイプ用鋼材であって、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．６０％、Ｍｎ：１．３〜１．９％、Ｃｒ：０．０１〜０．６０％、Ｖ：０．０１〜０．０９％、Ｎｂ：０．００１〜０．０９％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％およびｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０６０％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し、かつ面積率で、平均結晶粒径が１０μｍ以下のフェライト：４０〜８０％、ベイナイト：２０〜６０％、島状マルテンサイト：１．０〜５．０％からなるミクロ組織を有するラインパイプ用鋼材。

（２）Ｆｅの一部に代えて、さらに質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｍｏ：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。

（３）Ｆｅの一部に代えて、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。

本発明によれば、Ｘ６０〜７０グレードを満足する鋼材でありながら、優れた変形性能を有するラインパイプ用鋼材を提供することができる。

以下、本発明の実施形態を説明する。以下の説明において、各元素の含有量についての「％」は「質量％」を意味し、ミクロ組織についての「％」は「面積率（面積％）」を意味する。

（Ａ）化学組成について
Ｃ：０．０４〜０．１０％
Ｃは、鋼材の強度を高めるために必要な元素である。５２０〜７６０ＭＰａの引張強度を安定して得るために、Ｃは０．０４％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０．０４〜０．１０％とした。Ｃは０．０５％を超えて含有させるのが好ましく、０．０６％を超えて含有させるのがより好ましい。また、Ｃ含有量の好ましい上限は０．０８％である。

Ｓｉ：０．０５〜０．６０％
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。これらの効果を得るために、Ｓｉを０．０５％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０．０５〜０．６０％とした。Ｓｉは０．２０％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０．５０％である。

Ｍｎ：１．３〜１．９％
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１．３％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含有量が過剰な場合には、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１．３〜１．９％とした。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．４％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１．８％であり、より好ましい上限１．７％である。

Ｃｒ：０．０１〜０．６０％
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る。この効果を得るにはＣｒを０．０１％以上含有する必要である。一方、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含有量は０．０１〜０．６０％とする。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０４％であり、より好ましい下限は０．０８％である。一方、Ｃｒの含有量の好ましい上限は０．５０％である。

Ｖ：０．０１〜０．０９％
Ｖは、鋼材の強度を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るにはＶを０．０１％以上含有させる必要がある。一方、Ｖ含有量が過剰な場合、延性および靱性が悪化する。したがって、Ｖ含有量は０．０１〜０．０９％とした。Ｖの含有量の好ましい下限は０．０２％であり、より好ましい下限は０．０３％である。一方、Ｖの含有量の好ましい上限は０．０８％である。

Ｎｂ：０．００１〜０．０９％
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、０．００１％以上含有させる必要がある。しかしながら、その含有量が多すぎると、母材とＨＡＺの靱性が悪化する。したがって、Ｎｂの含有量を０．００1〜０．０９％とした。好ましい下限は０．０１％であり、より好ましい下限はである。また、好ましい上限は０．０８％であり、より好ましい上限は０．０７％である。

Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％
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０．０４０％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０．００５〜０．０４０％とした。好ましい下限は０．０１０％であり、好ましい上限は０．０３０％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：０．００５〜０．０６０％
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ので、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０．００５〜０．０６０％とした。なお、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は下限を０．０１０％とするのが好ましく、上限を０．０５０％とすることが好ましい。

本発明に係るラインパイプ用鋼材の化学組成は、上記の各元素を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなるものである。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。不純物としてのＰ、Ｓ、ＮおよびＯは、それぞれ下記の範囲まで許容できる。

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含有量は少ないほうがよく、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含有量は少ないほうがよく、好ましい上限は０．００２０％、より好ましい上限は０．００１５％である。

本発明に係るラインパイプ用鋼材には、Ｆｅの一部に代えて、下記の元素を含有させてもよい。

Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、鋼材の強度を向上させる効果を有するので、必要に応じて含有させてもよいが、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。したがって、Ｃｕを含有させる場合の含有量を１．０％以下とした。上記の効果は０．０５％以上含有させた場合に顕著となる。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．１％であり、より好ましい下限は０．２％である。また、好ましい上限は０．６％であり、より好ましい上限は０．５％である。

Ｎｉ：１．０％以下
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ので、必要に応じて含有させてもよいが、Ｎｉの含有量が１．０％を超えると、コストアップに見合う効果が得られない。よって、Ｎｉを含有させる場合の含有量を１．５％以下とした。上記の効果は０．０５％以上含有させた場合に顕著となる。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．１％であり、より好ましい下限は０．２％である。また、好ましい上限は０．８％であり、より好ましい上限は０．６％である。

Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは、鋼材の強度を向上させる効果を有し、さらにＭＡ生成を促進する効果があるので、必要に応じて含有させてもよいが、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を含有させる場合の含有量を０．５０％以下とした。この効果が顕著となるのは０．０４％以上含有させた場合である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、より好ましい下限は０．０７％である。また、好ましい上限は０．４％であり、より好ましい上限は０．３％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、必要に応じて含有させてもよいが、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。上記の効果が顕著となるのは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。また、好ましい上限は０．００２％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、必要に応じて含有させてもよいが、Ｃａが０．０１％を超える場合、または、ＲＥＭが０．０２％を超える場合には、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を含有させる場合の含有量をそれぞれ０．０１％以下および０．０２％以下とする。。上記の効果が顕著となるのは、Ｃａは０．０００５％以上、ＲＥＭは０．００１％以上含有させた場合である。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。なお、ＲＥＭとは、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ので、必要に応じて含有させてもよいが、その含有量が過大であると、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。上記の効果が顕著となるのはＭｇを０．０００５％以上含有させた場合である。

（Ｂ）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、ベイナイトおよびＭＡ（島状マルテンサイト）で構成される複合組織とし、しかも組織の構成比を最適化することで、高強度で高い変形性能、すなわち低ＹＲで、かつ高Ｕ．Ｅｌを有するものである。本発明のラインパイプ用鋼材（鋼板）を使用し、鋼管を製造した場合には、予めの鋼板が高い変形性能を有することから、製管の製造の際、時効処理を行ったとしても、ＹＲおよびＵ．Ｅｌが悪化することが少ない。

平均結晶粒径が１０μｍ以下のフェライト：４０〜８０％
フェライトは、低ＹＲおよび高Ｕ．Ｅｌを実現するために有効であるが、フェライト組織の増加は鋼材の強度を低下させる。よって、上記複合組織におけるフェライト占有面積率を４０〜８０％とした。フェライト占有面積率の好ましい上限は７０％である。また、フェライト占有面積率の好ましい下限は５０％である。

上記のように、フェライト組織を増加させると鋼材の強度が低下するが、フェライト組織を微細化すると強度低下を抑制できる。よって、フェライト組織の平均結晶粒径を１０μｍ以下とした。フェライト平均結晶粒径は、小さいほど強度向上に有効であるため、特に下限は定めない。ただし、後述の製造方法によれば、フェライトの平均結晶粒径は小さくても５．０μｍとなる。

ベイナイト：２０〜６０％
上記のように、フェライト組織を増加させると鋼材の強度が低下するし、ＡＰＩ ５Ｌ Ｘ６０〜７０グレードの鋼材が得られにくくなるが、ベイナイトはこの強度低下を補償する作用を有する。この効果を得るためには、ベイナイト占有面積率を２０％以上とする必要がある。しかし、ベイナイト占有面積率が６０％を超えると、Ｘ７０グレードを超えるほど強度が過剰に上昇する場合がある。よって、上記複合組織におけるベイナイト占有面積率を２０〜６０％とした。ベイナイト占有面積率は５０％未満とするのが好ましい。

ＭＡ：１．０〜５．０％
ＭＡ占有面積率の増加は、引張強度を増加させるとともに、低ＹＲおよび高Ｕ．Ｅｌを得るのに有効である。この効果は、ＭＡ占有面積率が１．０％以上の場合に発揮される。一方、ＭＡ占有面積率が５．０％を超えると変形性能の向上効果はやや飽和し、母材靱性を劣化させる。また、引張強度が増加して、Ｘ７０グレードを超えるほど強度が過剰に上昇する場合がある。よって、ＭＡ占有面積率は、１．０〜５．０％とした。ＭＡ占有面積率の好ましい下限は１．５％である。ＭＡ占有面積率は３．０％未満とするのが好ましい。

本発明に係るラインパイプ用鋼材は、上記のフェライト、ベイナイトおよびＭＡで構成されるミクロ組織を有するものであるが、一部に、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。ただし、フェライト、ベイナイトおよびＭＡ以外の組織が存在する場合は、強度と変形性能の両立が困難になるため、フェライト、ベイナイトおよびＭＡ以外の組織の占有面積率は、少ないほど好ましく、それらの占有面積率の上限は、３％とするのが好ましい。

（Ｃ）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、１１００℃以上とするのが好ましい。スラブの化学組成にＮｂが含まれているので、スラブの加熱によってマトリックス中で固溶Ｎｂとして存在させておけば、Ｎｂの効果を確実に得ることができるためである。また、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。なお、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ので、加熱温度は１２００℃以下であることが望ましい。

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、８００〜６５０℃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７５０〜６５０℃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６５０℃未満の場合には、鋼板の強度が不足することや加工フェライトが生成し著しく靭性が劣化する。

圧延後の加速冷却（単に「冷却」ともいう。）は、冷却開始温度を７００〜６３０℃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６３０℃未満では、この効果が小さくなることがある。冷却開始温度の下限は６５０℃とするのがより好ましい。一方、冷却開始温度の上限は６８０℃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。

圧延後の加速冷却は、良好な変形性能を確保するため、冷却停止温度は５００〜３００℃とする必要がある。冷却停止温度を５００℃以下とすることによって、低ＹＲを得ることも容易になる。冷却停止温度を３００℃以下とすると強度を適正に確保することが難しくなる。なお、水素割れの発生を抑止するためには、加速冷却を途中で止めることが有効であり、冷却停止温度は３００℃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。

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。

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２６ｍｍの鋼板を得た。圧延は、いずれの供試片も、各パス出側の鋼板の厚さを、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：２８ｍｍ、１１パス目：２６ｍｍとした。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被圧延材の表面温度である。

得られた各鋼板については、組織観察をすると共に、引張特性の調査を行った。

組織観察において、フェライト（α）およびベイナイト（Ｂ）の占有面積率は、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占有面積率は、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。その結果を表２に併記した。

引張試験は、時効処理前後の鋼板の板厚中央部から、平行部の直径が８．５ｍｍ、標点距離４２．５ｍｍの丸棒引張試験片を採取し、室温で実施した。本引張試験では、圧延方向に対して垂直方向（Ｃ方向）から採取した引張試験片では、０．５％耐力、引張強度を求めた。圧延方向に対して平行方向（Ｌ方向）から採取した引張試験片では、鋼板ままと時効後の０．５％耐力、引張強度、一様伸びおよび全伸び、ＹＲ（０．５％耐力／引張強度）を求めた。その結果を表３に示す。

なお、時効条件は、０．３％のＬ方向引張予歪（公称歪）を与えた後、ソルトバスにて２５０℃で５分間の熱処理を行った。本条件は、通常の製管、コーティングにより生じる歪時効硬化現象よりも厳しい（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。

得られた各鋼板の歪時効前後における変形性能は、ＹＲおよびＵ．Ｅｌを基準として評価した。また、製管前（歪時効前）のＣ方向の強度がＡＰＩグレードの判断基準となることから、Ｘ６０〜Ｘ７０グレードに相当するかの評価は鋼板ままの試験片の引張強度、降伏強度で評価した。

表３に示すように、本発明で規定される条件を満足するＮｏ．３〜１０は、Ｌ方向のＹＲが、模擬時効処理（以下、単に「時効」という。）前で０．７５未満、時効後でも０．８０以下という優れた変形性能を有していた。また、これらは、Ｘ６０〜７０グレードの引張強度、降伏強度を有している。さらに、Ｕ．Ｅｌも時効処理前後で１１．０％以上と大きな値であり、高変形性能を備える。

本発明で規定される化学組成を満足しないＮｏ．１では、Ｘ６０〜７０グレードの引張強度、降伏強度を有しているものの、島状マルテンサイトの生成量が少なく、時効前Ｌ方向ＹＲが大きくなり、結果として時効後のＹＲも０．８２と大きくなった。また、Ｕ．Ｅｌも比較的小さい値となったため、高い変形性能が得られていない。

本発明で規定される化学組成を満足しないＮｏ．２では、成分だけでなく、冷却停止温度も低いため、島状マルテンサイトの生成量が多く、Ｃ方向時効前の引張強度が規定のグレード強度を超えている。

Ｎｏ．１１は、本発明で規定される化学組成を満足するが、冷却開始温度が低く、フェライトおよびベイナイトの占有面積率が本発明で規定される範囲を外れており、またフェライト粒成長が進んでフェライト平均結晶粒径が１０μｍを超えた。このため、Ｃ方向時効前の降伏強度が規定のグレード強度を下回った。

Ｎｏ．１２も本発明で規定される化学組成を満足するが、仕上温度、冷却開始温度が高いく、フェライトおよびベイナイトの占有面積率が本発明で規定される範囲を外れており、Ｃ方向時効前の引張強度が規定のグレード強度を超えた。ＭＡ生成量は、本発明で規定される範囲内であるため、ＹＲは満足するが、強度の増加によりＵ．Ｅｌは低く、伸びバランスに優れた変形性能を有していない。

Ｎｏ．１３も本発明で規定される化学組成を満足するが、冷却停止温度が高いため、島状マルテンサイトの生成量が少なかった。このため、低いＹＲを得ることができなかった。

本発明によれば、耐歪時効特性に優れれ、引張強度が５２０〜７６０ＭＰａ、降伏強度が４１５〜６３５ＭＰａ、降伏比が０．７５未満のラインパイプ用鋼材を提供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 (3)

1. ５２０〜７６０ＭＰａの引張強度と、４１５〜６３５ＭＰａの降伏強度と、０．７５未満の降伏比を有するラインパイプ用鋼材であって、
   質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．６０％、Ｍｎ：１．３〜１．９％、Ｃｒ：０．０１〜０．６０％、Ｖ：０．０１〜０．０９％、Ｎｂ：０．００１〜０．０９％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％およびｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０６０％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し、かつ
   面積率で、平均結晶粒径が１０μｍ以下のフェライト：４０〜８０％、ベイナイト：２０〜６０％、島状マルテンサイト：１．０〜５．０％で構成されるミクロ組織を有することを特徴とするラインパイプ用鋼材。
2. Ｆｅの一部に代えて、さらに質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｍｏ：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。
3. Ｆｅの一部に代えて、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。