JP2020066745A - ラインパイプ用鋼材 - Google Patents
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Abstract
【課題】優れた低温靭性を備えるラインパイプ用鋼材を提供する。【解決手段】ラインパイプ用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．０６０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：０．５０〜２．００％、Ｐ：０〜０．０３０％、Ｓ：０〜０．０１００％、Ａｌ：０．０１０〜０．０３５％、Ｎ：０．００１０〜０．００８０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０８０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎｉ：０．００１〜０．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｏ：０〜０．００３０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、実施の形態で規定する式（１）を満たす。フェライト分率６０〜９０％、有効結晶粒径１５μｍ以下、粗大結晶粒率２０％以下である。圧延方向に垂直な面をＲＤ面、圧延面をＮＤ面、ＲＤ面及びＮＤ面に垂直な面をＴＤ面として、ＲＤ面及びＴＤ面とのなす角度が４５°である特定面において、｛１００｝面の集積度が１．５０〜２．５０である。【選択図】図２
Description
本発明は、鋼材に関し、さらに詳しくは、ラインパイプ用鋼材に関する。
海底に敷設されるパイプラインは、高圧流体を内部に通す。パイプラインはさらに、波浪による繰り返し歪みと、海水圧とを受ける。そのため、海底のパイプラインに使用される鋼管には、高い強度と高い低温靭性とが要求される。
パイプラインは、複数のラインパイプで構成される。ラインパイプ用の鋼管として、電気抵抗溶接鋼管（以下、電縫鋼管という）が利用される場合がある。電縫鋼管の肉厚を厚くすれば、高強度が得られる。しかしながら、肉厚が厚くなれば、脆性破壊が生じやすく、靭性が低下する。そのため、厚肉の電縫鋼管では、優れた靭性が求められる。
低温靭性の指標として、ＤＷＴＴ（Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅｓｔ：落重試験）保証温度がある。ＤＷＴＴ保証温度は、ＤＷＴＴ試験において８５％以上の延性破面率を有する温度を意味する。ＤＷＴＴ保証温度が低いほど、低温靭性が高いことを意味する。近年、ラインパイプ用電縫鋼管では、従来よりも優れた低温靭性が要求されている。
国際公開第２０１２／００２４８１号（特許文献１）は、ラインパイプ用熱延鋼板の低温靭性を高める製造方法を提案する。
特許文献１に開示されたラインパイプ用熱延鋼板は、質量％にて、Ｃ＝０．０２〜０．０８％、Ｓｉ＝０．０５〜０．５％、Ｍｎ＝１〜２％、Ｎｂ＝０．０３〜０．１２％、Ｔｉ＝０．００５〜０．０５％、を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物元素からなる。当該鋼板表面から板厚の１／２厚の深さにおけるミクロ組織において初析フェライト分率が３％以上２０％以下で他が低温変態相及び１％以下のパーライトであり、ミクロ組織全体の個数平均結晶粒径が１μｍ以上２．５μｍ以下かつエリア平均粒径が３μｍ以上９μｍ以下であり、エリア平均粒径の標準偏差が０．８μｍ以上２．３μｍ以下であり、また鋼板表面から板厚の１／２厚の深さにおいて鋼板表面に平行な面に対する｛２１１｝方向と｛１１１｝方向の反射Ｘ線強度比｛２１１｝／｛１１１｝が１．１以上である。このラインパイプ用鋼板は、厚さ中央部の初析フェライト分率と、平均粒径と、集合組織とを制御することにより、優れた強度及び低温靭性が得られる、と特許文献１には記載されている。
しかしながら、特許文献１に開示される熱延鋼板は、圧延工程前の加熱温度が高く、オーステナイト粒が粗大化する場合がある。この場合、結晶粒が粗大化し、低温靭性が低下し得る。
本発明の目的は、優れた低温靭性を有するラインパイプ用鋼材を提供することである。
本実施形態によるラインパイプ用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．０６０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：０．５０〜２．００％、Ｐ：０〜０．０３０％、Ｓ：０〜０．０１００％、Ａｌ：０．０１０〜０．０３５％、Ｎ：０．００１０〜０．００８０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０８０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎｉ：０．００１〜０．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｏ：０〜０．００３０％、Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｖ：０〜０．１００％、Ｃｒ：０〜０．３０％、Ｃｕ：０〜０．３０％、Ｍｇ：０〜０．００５０％、及び、希土類元素：０〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。厚さ中央部の組織において、フェライト分率は６０〜９０％であり、有効結晶粒径は１５μｍ以下であり、結晶粒径が２０μｍ以上の結晶粒の面積率である粗大結晶粒率は２０％以下である。圧延方向に垂直な面をＲＤ面、圧延面をＮＤ面、ＲＤ面及びＮＤ面に垂直な面をＴＤ面としたとき、ＲＤ面とのなす角度が４５°であり、かつ、ＴＤ面とのなす角度が４５°である特定面において、｛１００｝面の集積度が１．５０〜２．５０である。
０．３００≦Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３≦０．３８０ （１）
ここで、式（１）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
０．３００≦Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３≦０．３８０ （１）
ここで、式（１）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
ラインパイプ用鋼材はたとえば、ラインパイプ用熱延鋼板、又は、ラインパイプ用電縫鋼管である。
本実施形態において、有効結晶粒径とは、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（商標）（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ−Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ｉｍａｇｅ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）法において、隣り合う測定点の方位差が１５°を超えた位置を粒界として、上記粒界に囲まれた領域を結晶粒として得られる粒径及び表面積から計算されるエリア平均粒径を意味する。
本発明によるラインパイプ用鋼材は、優れた低温靭性を有する。
本発明者らは、ラインパイプ用鋼材の低温靭性について調査及び検討を行い、次の知見を得た。
本発明者らはまず、ラインパイプ用電縫鋼管の低温靭性を高めるために、鋼の集合組織に着目した。
ラインパイプ用鋼等の炭素鋼は、体心立方構造を示し、鋼の集合組織において、｛１００｝面はへき開破面であり、｛１１０｝面や｛１１１｝面等に比べ、｛１００｝面は、｛１００｝面に平行に亀裂が伝播した時に剥離しやすい結晶面である。
ラインパイプは、天然ガスや原油などの気体や液体が高圧で充填されており、最大応力は鋼管の周方向に働いているため、亀裂は鋼管軸に平行に伝播しやすい。ラインパイプ用電縫鋼管においては、通常、管軸方向がラインパイプ用熱延鋼板の熱間圧延時の圧延方向（以下、ＲＤ方向という）であるため、亀裂が伝播しやすいのは、ＲＤ方向である。
したがって、｛１００｝面の法線が、ＲＤ方向と垂直である場合、亀裂が伝播しやすいと本発明者らは考えた。そこで、｛１００｝面の法線を、ＲＤ方向と垂直な方向から４５°傾ければ、亀裂の伝播を抑制できると本発明者らは考えた。これにより、｛１００｝面の法線を、ＲＤ方向と垂直な方向から最も傾けることができるからである。より具体的には、次のとおりである。
図１は、ラインパイプ用鋼材の厚さ中央部の微小領域の模式図である。ラインパイプ用鋼材が鋼板である場合、図示された微小領域は板厚中央部のものである。ラインパイプ用鋼材が鋼管である場合、板厚中央部は、肉厚中央部に相当する。つまり、図示された微小領域は肉厚中央部のものである。図１において、圧延方向に垂直な面をＲＤ面、圧延面をＮＤ面、ＲＤ面及びＮＤ面に垂直な面をＴＤ面とする。ＲＤ面とのなす角度が４５°であり、かつ、ＴＤ面とのなす角度が４５°である面を、特定面とする。なお、ＮＤ方向は、厚さ方向（板厚方向又は肉厚方向）を示す。
なお、鋼管の円周方向は、鋼板の板幅方向と異なり、湾曲している。しかしながら、上述の微小領域では、円周方向はほぼ直線であり、実質的に直線のＴＤ方向に一致する。そのため、図１で示す特定面は、ラインパイプ用電縫鋼管においても、同様に示される。
図１を参照して、圧延方向に垂直な面をＲＤ面、圧延面をＮＤ面、ＲＤ面及びＮＤ面に垂直な面をＴＤ面としたとき、ＲＤ面とのなす角度が４５°であり、かつ、ＴＤ面とのなす角度が４５°である特定面において、｛１００｝面が集積すれば、最も亀裂が進展しやすい面での剥離が抑制されると、本願発明者らは考えた。
以上の考えに基づいて、本発明者らは、特定面における｛１００｝面の集積度（以下、｛１００｝集積度という）と、−３０℃でＤＷＴＴ試験を行った場合の延性破面率（％）との関係について調査を行った。
図２は、｛１００｝集積度と、−３０℃でＤＷＴＴ試験を行った場合の延性破面率（％）との関係を示す図である。図２は次のとおり得られた。
後述の実施例における表１に示す鋼Ａの組成を有するスラブを用いて、ラインパイプ用電縫鋼管を製造した。
具体的にはスラブを、加熱炉で、１０６０〜１２００℃の温度に加熱した。加熱されたスラブに対して粗圧延を実施した。粗圧延の最終スタンド出側の温度Ｔ0は９００〜９８５℃、及び、粗圧延終了直後から仕上げ圧延開始までの時間ｔ0は５０〜２３０秒であった。粗圧延後、７６０〜８００℃で仕上げ圧延を行って、鋼板を製造した。仕上げ圧延後の鋼板に対して、ＲＯＴ（ランアウトテーブル）冷却を実施した。
以上の製造工程により鋼板を製造した。得られたラインパイプ用熱延鋼板を巻取り、ホットコイルの形態のラインパイプ用熱延鋼板を得た。
得られたラインパイプ用熱延鋼板を用いて上述の方法で製管し、外径が３０４．８〜６６０．４ｍｍ、肉厚１２〜２５ｍｍのラインパイプ用電縫鋼管を製造した。
後述の方法に基づいて、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎｓ：後方散乱電子線回折）法を用いて、｛１００｝集積度を測定した。ＥＢＳＤ法での測定条件は倍率：４００倍、視野面積：２００μｍ×５００μｍ、測定ステップ：０．３μｍとした。
得られたラインパイプ用電縫鋼管に対して低温靭性試験を実施した。より具体的には、ＡＰＩ規格の５Ｌ３（Ｒｅｃｏｍｍｅｎｄｅｄ ｐｒａｃｔｉｃｅ ｆｏｒ ｃｏｎｄｕｃｔｉｎｇ ｄｒｏｐ ｗｅｉｇｈｔ ｔｅａｒ ｔｅｓｔ）の規定に準拠して、−３０℃でＤＷＴＴ試験を行い、延性破面率を求めた。
図２を参照して、｛１００｝集積度の増加に伴い、延性破面率は高まる。そして、｛１００｝集積度が１．５０を超えれば、延性破面率が８５％以上となる。｛１００｝集積度が１．５０を超えた場合さらに、｛１００｝集積度が高くなっても、延性破面率はそれほど大きく変化しない。つまり、｛１００｝集積度に対する延性破面率は、｛１００｝集積度１．５０付近で変曲点を有する。このように、｛１００｝集積度１．５０付近の変曲点を境に、延性破面率が８５％以上となり、低温靭性に優れたラインパイプ用電縫鋼管が得られることを、本発明者らは初めて知見した。
本発明者らは、ラインパイプ用鋼材の低温靭性についてさらに調査及び検討を行い、次の知見を得た。
（Ａ）鋼の組織がフェライト主体であれば、微細な結晶粒を得ることができ、鋼の低温靭性が高まる。圧延時の加熱温度を１２００℃以下として、結晶粒の粗大化を抑制する。さらに、圧延後の未再結晶組織に多数の核生成サイトを生成して、多数の新たなフェライト粒が生成するよう冷却を制御する。この場合、最終的なフェライト粒が微細になり、その結果、鋼の低温靭性が高まる。
一方、鋼の組織がベイナイト主体であれば、旧オーステナイト粒をそのまま受け継いだ結晶粒の中にラス（細長い組織）が生成するものの、それらの方位はブロックごとに揃い、各ブロックが実質的に一つの結晶粒となる。そのため、ベイナイトにおける結晶粒の大きさは、旧オーステナイト粒の大きさで決まる。そのため、結晶粒が粗大化しやすく、その結果、鋼の低温靭性が低下しやすい。したがって、本実施形態のラインパイプ用鋼材では、組織をフェライト主体とする。
（Ｂ）Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＮｂはいずれも、ラインパイプ用鋼材の連続冷却変態図（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｃｏｏｌｉｎｇ Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｄｉａｇｒａｍ：ＣＣＴ線図）のＳ曲線（フェライト領域、パーライト領域、及び、ベイナイト領域）に影響を与える。
Ｆ１＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３と定義する。Ｆ１が低すぎれば、ＣＣＴ線図のＳ曲線は左側にシフトし過ぎる。この場合、鋼の低温靭性が低下する。この理由は次のとおりである。
オーステナイトからフェライトに変態する際の駆動力（相変態の駆動力）の大きさは、鋼材温度に相関する。鋼材温度が高い場合、相変態の駆動力は小さい。そのため、フェライト変態核は生成されにくい。さらに、鋼材温度が高いため、フェライト粒の成長は早い。その結果、フェライト粒が粗大化する。一方、鋼材温度が低い場合、相変態の駆動力は大きい。そのため、フェライト変態核が生成されやすい。さらに、鋼材温度が低いため、フェライト粒の成長は遅い。その結果、フェライト粒が微細化する。
ＣＣＴ線図のＳ曲線は左側にシフトし過ぎた場合、鋼材温度が高い状態でフェライト領域に入る。そのため、上記のとおり、フェライト粒が粗大化して、有効結晶粒径が大きくなる。さらに、混粒組織になりやすいため、粗大結晶粒率が大きくなる。この場合、鋼の低温靭性が低下する。Ｆ１が低すぎればさらに、焼入れ性が低下して十分な強度が得られない。
一方、Ｆ１が高すぎれば、Ｓ曲線が右側にシフトし過ぎる。この場合、冷却曲線がフェライトノーズにかかりにくくなる。その結果、ベイナイト、マルテンサイト等の硬質組織の生成量が多くなり、組織中のフェライト分率が低下する。その結果、鋼の低温靭性が低下する。
図３は、本実施の形態によるラインパイプ用鋼材の連続冷却変態図（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｃｏｏｌｉｎｇ Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ Ｄｉａｇｒａｍ：ＣＣＴ線図）の一例である。図３中、Ｆはフェライトノーズ、Ｐはパーライトノーズ、及びＢはベイナイトノーズを示す。Ｆ１が０．３００〜０．３８０であれば、各相のＳ曲線（フェライト、パーライト、ベイナイト）がＣＣＴ線図において適度な位置に配置される。この場合、図３中の冷却曲線Ｃ１のように、主としてフェライト領域を通って冷却することができる。そのため、フェライト主体の組織を生成でき、高い強度及び低温靭性を得ることができる。
以上の知見に基づいて完成した本実施形態によるラインパイプ用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．０６０％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：０．５０〜２．００％、Ｐ：０〜０．０３０％、Ｓ：０〜０．０１００％、Ａｌ：０．０１０〜０．０３５％、Ｎ：０．００１０〜０．００８０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０８０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎｉ：０．００１〜０．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｏ：０〜０．００３０％、Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｖ：０〜０．１００％、Ｃｒ：０〜０．３０％、Ｃｕ：０〜０．３０％、Ｍｇ：０〜０．００５０％、及び、希土類元素：０〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。厚さ中央部の組織において、フェライト分率は６０〜９０％であり、有効結晶粒径は１５μｍ以下であり、結晶粒径が２０μｍ以上の結晶粒の面積率である粗大結晶粒率は２０％以下である。圧延方向に垂直な面をＲＤ面、圧延面をＮＤ面、ＲＤ面及びＮＤ面に垂直な面をＴＤ面としたとき、ＲＤ面とのなす角度が４５°であり、かつ、ＴＤ面とのなす角度が４５°である特定面において、｛１００｝面の集積度が１．５０〜２．５０である。
０．３００≦Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３≦０．３８０ （１）
ここで、式（１）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
０．３００≦Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３≦０．３８０ （１）
ここで、式（１）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
上記化学組成は、Ｃａ：０超〜０．００５０％を含有してもよい。上記化学組成は、Ｖ：０超〜０．１００％、Ｃｒ：０超〜０．３０％、及び、Ｃｕ：０超〜０．３０％、からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。上記化学組成は、Ｍｇ：０超〜０．００５０％、及び、希土類元素：０超〜０．０１００％、からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
上記ラインパイプ用鋼材は、たとえば、ラインパイプ用熱延鋼板、及びラインパイプ用電縫鋼管である。
上記ラインパイプ用電縫鋼管は、管軸方向の降伏強度が４５０〜５４０ＭＰａであり、管軸方向の引張強度が５１０〜６２５ＭＰａである。
上記ラインパイプ用電縫鋼管は、肉厚が１２〜２５ｍｍであり、外径が３０４．８〜６６０．４ｍｍであってもよい。
以下、本実施形態のラインパイプ用鋼材について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
［化学組成］
本実施形態のラインパイプ用鋼材は、ラインパイプ用熱延鋼板、又は、ラインパイプ用電縫鋼管である。ラインパイプ用鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。
本実施形態のラインパイプ用鋼材は、ラインパイプ用熱延鋼板、又は、ラインパイプ用電縫鋼管である。ラインパイプ用鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．０１０〜０．０６０％
炭素（Ｃ）は、鋼の強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、炭化物が生成し、鋼の低温靭性及び延性が低下する。Ｃ含有量が高すぎればさらに、溶接性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０１０〜０．０６０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。Ｃ含有量の好ましい上限は、０．０５８％である。
炭素（Ｃ）は、鋼の強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、炭化物が生成し、鋼の低温靭性及び延性が低下する。Ｃ含有量が高すぎればさらに、溶接性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０１０〜０．０６０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。Ｃ含有量の好ましい上限は、０．０５８％である。
Ｓｉ：０．０５〜０．３０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５〜０．３０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は、０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２１％である。
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５〜０．３０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は、０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２１％である。
Ｍｎ：０．５０〜２．００％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼の強度が高くなりすぎ、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．５０〜２．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は、０．８０％であり、さらに好ましくは１．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．８０％であり、さらに好ましくは１．５０％である。
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼の強度が高くなりすぎ、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．５０〜２．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は、０．８０％であり、さらに好ましくは１．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．８０％であり、さらに好ましくは１．５０％である。
Ｐ：０〜０．０３０％
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、鋼の低温靭性を低下する。したがって、Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。具体的には、Ｐ含有量は０〜０．０３０％である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。一方、Ｐ含有量は、０％であってもよい。ただし、脱燐コスト低減の観点から、Ｐ含有量は０％超であってもよく、０．００１％以上であってもよく、０．００５％以上であってもよい。
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、鋼の低温靭性を低下する。したがって、Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。具体的には、Ｐ含有量は０〜０．０３０％である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。一方、Ｐ含有量は、０％であってもよい。ただし、脱燐コスト低減の観点から、Ｐ含有量は０％超であってもよく、０．００１％以上であってもよく、０．００５％以上であってもよい。
Ｓ：０〜０．０１００％
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎ系硫化物を形成する。そのため、鋼の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。具体的には、Ｓ含有量は０〜０．０１００％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。一方、Ｓ含有量は、０％であってもよい。ただし、脱硫コスト低減の観点から、Ｓ含有量は０％超であってもよく、０．０００１％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよく、０．００２０％以上であってもよい。
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎ系硫化物を形成する。そのため、鋼の低温靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。具体的には、Ｓ含有量は０〜０．０１００％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。一方、Ｓ含有量は、０％であってもよい。ただし、脱硫コスト低減の観点から、Ｓ含有量は０％超であってもよく、０．０００１％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよく、０．００２０％以上であってもよい。
Ａｌ：０．０１０〜０．０３５％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、Ａｌ窒化物が粗大化し、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は、０．０１０〜０．０３５％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０３０％である。本明細書において、Ａｌ含有量は鋼中の全Ａｌ含有量を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、Ａｌ窒化物が粗大化し、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は、０．０１０〜０．０３５％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０３０％である。本明細書において、Ａｌ含有量は鋼中の全Ａｌ含有量を意味する。
Ｎ：０．００１０〜０．００８０％
窒素（Ｎ）は、窒化物を形成して、加熱工程中のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。この場合、圧延工程においてオーステナイト粒が微細化し、変態後の結晶粒が微細になる。その結果、鋼の低温靭性が高まる。Ｎはさらに、固溶強化により鋼の強度を高める。Ｎ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、炭窒化物を粗大化し、鋼の低温靭性を低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００１０〜０．００８０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は、０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。
窒素（Ｎ）は、窒化物を形成して、加熱工程中のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。この場合、圧延工程においてオーステナイト粒が微細化し、変態後の結晶粒が微細になる。その結果、鋼の低温靭性が高まる。Ｎはさらに、固溶強化により鋼の強度を高める。Ｎ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、炭窒化物を粗大化し、鋼の低温靭性を低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００１０〜０．００８０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は、０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。
Ｎｂ：０．０１０〜０．０８０％
ニオブ（Ｎｂ）は、鋼中のＣやＮと結合して微細なＮｂ炭窒化物を形成する。Ｎｂ炭窒化物により、結晶粒の粗大化が抑制され有効結晶粒径が小さくなる。そのため、鋼の低温靭性を高める。さらに、微細なＮｂ炭窒化物は、分散強化により鋼の強度を高める。Ｎｂ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、Ｎｂ炭窒化物が粗大化し、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１０〜０．０８０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は、０．０１５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
ニオブ（Ｎｂ）は、鋼中のＣやＮと結合して微細なＮｂ炭窒化物を形成する。Ｎｂ炭窒化物により、結晶粒の粗大化が抑制され有効結晶粒径が小さくなる。そのため、鋼の低温靭性を高める。さらに、微細なＮｂ炭窒化物は、分散強化により鋼の強度を高める。Ｎｂ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、Ｎｂ炭窒化物が粗大化し、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１０〜０．０８０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は、０．０１５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
チタン（Ｔｉ）は、鋼中のＮと結合してＴｉＮを形成し、固溶したＮによる鋼の低温靭性の低下を抑制する。さらに、微細なＴｉＮが分散析出することにより、結晶粒の粗大化を抑制する。これにより、鋼の低温靭性が高まる。Ｔｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、ＴｉＮが粗大化したり、粗大なＴｉＣが生成する。この場合、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０３０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は、０．００７％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１７％である。
チタン（Ｔｉ）は、鋼中のＮと結合してＴｉＮを形成し、固溶したＮによる鋼の低温靭性の低下を抑制する。さらに、微細なＴｉＮが分散析出することにより、結晶粒の粗大化を抑制する。これにより、鋼の低温靭性が高まる。Ｔｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、ＴｉＮが粗大化したり、粗大なＴｉＣが生成する。この場合、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０３０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は、０．００７％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１７％である。
Ｎｉ：０．００１〜０．５０％
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、この効果が飽和する。したがって、Ｎｉ含有量は０．００１〜０．５０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は、０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．２０％である。
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、この効果が飽和する。したがって、Ｎｉ含有量は０．００１〜０．５０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は、０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．２０％である。
Ｍｏ：０．０５〜０．３０％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｍｏはさらに、オーステナイト粒を微細化し、鋼の低温靭性を高める。Ｍｏ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、鋼の現地溶接性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．０５〜０．３０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は、０．１５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．１８％である。
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｍｏはさらに、オーステナイト粒を微細化し、鋼の低温靭性を高める。Ｍｏ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、鋼の現地溶接性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．０５〜０．３０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は、０．１５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．１８％である。
Ｏ：０〜０．００３０％
酸素（Ｏ）は不純物である。Ｏは酸化物を形成して、鋼の耐水素誘起割れ性を低下する。Ｏはさらに、鋼の低温靭性を低下する。したがって、Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。具体的には、Ｏ含有量は０〜０．００３０％である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００２５％である。一方、Ｏ含有量は、０％であってもよい。ただし、脱酸コスト低減の観点から、Ｏ含有量は０％超であってもよく、０．０００１％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよく、０．００１５％以上であってもよく、０．００２０％以上であってもよい。
酸素（Ｏ）は不純物である。Ｏは酸化物を形成して、鋼の耐水素誘起割れ性を低下する。Ｏはさらに、鋼の低温靭性を低下する。したがって、Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。具体的には、Ｏ含有量は０〜０．００３０％である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００２５％である。一方、Ｏ含有量は、０％であってもよい。ただし、脱酸コスト低減の観点から、Ｏ含有量は０％超であってもよく、０．０００１％以上であってもよく、０．００１０％以上であってもよく、０．００１５％以上であってもよく、０．００２０％以上であってもよい。
本実施の形態によるラインパイプ用鋼材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、ラインパイプ用鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態のラインパイプ用鋼材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
［任意元素について］
上述のラインパイプ用鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａを含有してもよい。
上述のラインパイプ用鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａを含有してもよい。
Ｃａ：０〜０．００５０％、
カルシウム（Ｃａ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａは、ＭｎＳの形態を制御して、球状化する。この場合、鋼の低温靭性が高まる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、粗大な酸化物系介在物が形成される。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．００５０％である。Ｃａ含有量は０％であってもよい。Ｃａ含有量の好ましい下限は、０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４５％である。
カルシウム（Ｃａ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａは、ＭｎＳの形態を制御して、球状化する。この場合、鋼の低温靭性が高まる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、粗大な酸化物系介在物が形成される。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．００５０％である。Ｃａ含有量は０％であってもよい。Ｃａ含有量の好ましい下限は、０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４５％である。
上述のラインパイプ用鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ、Ｃｒ及びＣｕからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素は鋼の強度を高める。
Ｖ：０〜０．１００％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖは巻取り工程において鋼中のＣやＮと結合して微細な炭窒化物を形成し、鋼の強度を高める。微細なＶ炭窒化物はさらに、結晶粒の粗大化を抑制して鋼の低温靭性を高める。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、Ｖ炭窒化物が粗大化し、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は、０〜０．１００％である。Ｖ含有量は０％であってもよい。Ｖ含有量の好ましい下限は、０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％である。
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖは巻取り工程において鋼中のＣやＮと結合して微細な炭窒化物を形成し、鋼の強度を高める。微細なＶ炭窒化物はさらに、結晶粒の粗大化を抑制して鋼の低温靭性を高める。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、Ｖ炭窒化物が粗大化し、鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は、０〜０．１００％である。Ｖ含有量は０％であってもよい。Ｖ含有量の好ましい下限は、０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％である。
Ｃｒ：０〜０．３０％
クロム（Ｃｒ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｒは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。しかしながら、Ｃｒ含有量が高すぎれば、焼入れ性が高くなりすぎて鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０〜０．３０％である。Ｃｒ含有量は０％であってもよい。Ｃｒ含有量の好ましい下限は、０％超であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
クロム（Ｃｒ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｒは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。しかしながら、Ｃｒ含有量が高すぎれば、焼入れ性が高くなりすぎて鋼の低温靭性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０〜０．３０％である。Ｃｒ含有量は０％であってもよい。Ｃｒ含有量の好ましい下限は、０％超であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
Ｃｕ：０〜０．３０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、焼入れ性が高くなりすぎて鋼の低温靭性が低下する。Ｃｕ含有量が高すぎればさらに、液体金属脆化により、鋳造時や熱間圧延時に表面の割れを引き起こす。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．３０％である。Ｃｕ含有量は０％であってもよい。Ｃｕ含有量の好ましい下限は、０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、焼入れ性が高くなりすぎて鋼の低温靭性が低下する。Ｃｕ含有量が高すぎればさらに、液体金属脆化により、鋳造時や熱間圧延時に表面の割れを引き起こす。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．３０％である。Ｃｕ含有量は０％であってもよい。Ｃｕ含有量の好ましい下限は、０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
上述のラインパイプ用鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｇ及び希土類元素からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素は脱酸剤及び脱硫剤として機能する。
Ｍｇ：０〜０．００５０％
マグネシウム（Ｍｇ）は、任意の元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｇは、脱酸剤及び脱硫剤として機能する。また、微細な酸化物を生じて、ＨＡＺの靭性の向上にも寄与する。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、酸化物が凝集又は粗大化し易くなる。その結果、耐ＨＩＣ性の低下、又は、母材部又はＨＡＺの靱性の低下が起こる恐れがある。したがって、Ｍｇ含有量は０〜０．００５０％である。Ｍｇ含有量は０％であってもよい。Ｍｇ含有量の好ましい下限は、０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００３０％である。
マグネシウム（Ｍｇ）は、任意の元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｇは、脱酸剤及び脱硫剤として機能する。また、微細な酸化物を生じて、ＨＡＺの靭性の向上にも寄与する。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、酸化物が凝集又は粗大化し易くなる。その結果、耐ＨＩＣ性の低下、又は、母材部又はＨＡＺの靱性の低下が起こる恐れがある。したがって、Ｍｇ含有量は０〜０．００５０％である。Ｍｇ含有量は０％であってもよい。Ｍｇ含有量の好ましい下限は、０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００３０％である。
希土類元素：０〜０．０１００％
希土類元素（ＲＥＭ）は、任意の元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＲＥＭは、脱酸剤及び脱硫剤として機能する。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、粗大な酸化物が生成される。その結果、耐ＨＩＣ性の低下、又は、母材部又はＨＡＺの靱性の低下が起こる恐れがある。したがって、ＲＥＭ含有量は０〜０．０１００％である。ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は、０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。
希土類元素（ＲＥＭ）は、任意の元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＲＥＭは、脱酸剤及び脱硫剤として機能する。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、粗大な酸化物が生成される。その結果、耐ＨＩＣ性の低下、又は、母材部又はＨＡＺの靱性の低下が起こる恐れがある。したがって、ＲＥＭ含有量は０〜０．０１００％である。ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は、０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。
ここで、ＲＥＭとは、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）〜原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）及び、アクチノイドである原子番号８９番のアクチニウム（Ａｃ）〜１０３番のローレンシウム（Ｌｒ）からなる群から選択される１種以上の元素である。
［式（１）について］
上記化学組成はさらに、式（１）を満たす。
０．３００≦Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３≦０．３８０ （１）
ここで、式（１）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。また、式（１）中の元素記号に対応する元素が含有されていない場合、式（１）中の対応する元素記号には「０」が代入される。
上記化学組成はさらに、式（１）を満たす。
０．３００≦Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３≦０．３８０ （１）
ここで、式（１）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。また、式（１）中の元素記号に対応する元素が含有されていない場合、式（１）中の対応する元素記号には「０」が代入される。
上述のとおり、本実施の形態の化学組成において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、及びＮｂ含有量は鋼の焼入れ性を高める。
Ｆ１＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３と定義する。Ｆ１が低すぎれば、ＣＣＴ線図のＳ曲線は左側にシフトし過ぎる。この場合、鋼の低温靭性が低下する。この理由は次のとおりである。
オーステナイトからフェライトに変態する際の駆動力（相変態の駆動力）の大きさは、鋼材温度に相関する。鋼材温度が高い場合、相変態の駆動力は小さい。そのため、フェライト変態核は生成されにくい。しかしながら鋼材温度が高いため、フェライト粒の成長は早い。その結果、フェライト粒が粗大化する。一方、鋼材温度が低い場合、相変態の駆動力は大きい。そのため、フェライト変態核が生成されやすい。しかしながら鋼材温度が低いため、フェライト粒の成長は遅い。その結果、フェライト粒が微細化する。
ＣＣＴ線図のＳ曲線が左側にシフトし過ぎた場合、鋼材温度が高い状態でフェライト領域に入る。そのため、上記のとおり、フェライト粒が粗大化して、有効結晶粒径が大きくなる。さらに、混粒組織になりやすいため、粗大結晶粒率が大きくなる。この場合、鋼の低温靭性が低下する。Ｆ１が低すぎればさらに、焼入れ性が低下して十分な強度が得られない。
一方、Ｆ１が高すぎれば、ＣＣＴ線図のＳ曲線が右側（長時間側）にシフトする。この場合、ベイナイトやマルテンサイトといった硬質組織が生成しやすくなり、組織中のフェライト分率が低下する。その結果、鋼の低温靭性が低下する。Ｆ１が高すぎればさらに、鋼の焼入れ性が高くなりすぎ、鋼の低温靭性を低下する。
Ｆ１が０．３００〜０．３８０であれば、図３に示す冷却曲線Ｃ１を実施した場合、鋼の温度をフェライト領域に保持しやすい。そのため、鋼材の厚さ中央部のフェライト分率を６０〜９０％にすることができ、鋼の低温靭性を高めることができる。Ｆ１の好ましい上限は、０．３５である。
［フェライト分率について］
本実施形態によるラインパイプ用鋼材の厚さ中央部の組織は、フェライト、ベイニティックフェライト、及びパーライトからなり、残部は、析出物及び／又は介在物である。ここで、厚さ中央部とは、板厚又は肉厚をｔｍｍとした場合、板厚中央又は肉厚中央から、板厚方向又は肉厚方向に±２０％ｔの範囲（つまり、表面から板厚方向又は肉厚方向に４０〜６０％ｔの範囲）を意味する。
本実施形態によるラインパイプ用鋼材の厚さ中央部の組織は、フェライト、ベイニティックフェライト、及びパーライトからなり、残部は、析出物及び／又は介在物である。ここで、厚さ中央部とは、板厚又は肉厚をｔｍｍとした場合、板厚中央又は肉厚中央から、板厚方向又は肉厚方向に±２０％ｔの範囲（つまり、表面から板厚方向又は肉厚方向に４０〜６０％ｔの範囲）を意味する。
上述のとおり、鋼の厚さ中央部の組織のフェライト分率が６０％以上であり、フェライト粒が微細であれば、鋼の低温靭性が高まる。なお、本明細書において、フェライト分率は、フェライトの面積率を意味する。
フェライト分率が６０％未満の場合、有効結晶粒径及び／又は粗大結晶粒率が大きくなりすぎる。その結果、低温靭性が低下する。
一方、Ｃを含有する本実施形態における化学組成においては、フェライト分率が９０％以下の金属組織が形成されやすい。
したがって、本実施形態によるラインパイプ用鋼材の厚さ中央部の組織において、フェライト分率は６０〜９０％である。フェライト分率の好ましい下限は６５％であり、さらに好ましくは７０％であり、さらに好ましくは７５％である。
フェライト分率とは、フェライト面積率を意味し、次の方法で測定される。ラインパイプ用鋼材の厚さ中央部から試料を採取する。ラインパイプ用鋼材がラインパイプ用電縫鋼管である場合は、電縫溶接部から管周方向に９０°ずれた位置の肉厚中央部から試料を採取する。
採取された試料をコロイダルシリカ研磨剤で３０〜６０分研磨する。研磨された試料をＥＢＳＰ−ＯＩＭ（商標）を用いて解析し、フェライト分率を求める。視野範囲は、肉厚中央部を中心として、２００μｍ（圧延方向）×５００μｍ（厚さ方向）とする。観察倍率は４００倍とし、測定ステップは０．３μｍとする。
具体的には、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（商標）に装備されているＫＡＭ（Ｋｅｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）法にてフェライト分率を求める。
ＫＡＭ法では、測定データのうち、任意のひとつの正六角形のピクセルを中心のピクセルとする。この中心のピクセルに隣り合う６個のピクセルを用いた第一近似（全７ピクセル）、又はこれらの６個のピクセルのさらにその外側の１２個のピクセルも用いた第二近似（全１９ピクセル）、又はこれら１２個のピクセルのさらに外側の１８個のピクセルも用いた第三近似（全３７ピクセル）について、各ピクセル間の方位差を求める。求めた方位差を平均し、得られた平均値をその中心のピクセルの値とする。この操作をピクセル全体に対して行う。本実施の形態では、第三近似により隣接するピクセル間の方位差５°以下となるものを表示させる。本実施の形態では、視野範囲の全面積に対する、方位差第三近似１°以下と算出されたピクセルの面積分率をフェライト分率と定義する。方位差第三近似１°を超えるものは、ベイナイト等のフェライト以外の組織とする。
［有効結晶粒径について］
本実施形態のラインパイプ用鋼材ではさらに、ラインパイプ用鋼材の厚さ中央部での有効結晶粒径が１５μｍ以下である。有効結晶粒径が大きすぎれば、鋼の低温靭性が低下する。本実施形態では、上述の有効結晶粒径が１５μｍ以下であるため、優れた低温靭性が得られる。有効結晶粒径の好ましい上限は、１３μｍであり、さらに好ましくは１０μｍである。
本実施形態のラインパイプ用鋼材ではさらに、ラインパイプ用鋼材の厚さ中央部での有効結晶粒径が１５μｍ以下である。有効結晶粒径が大きすぎれば、鋼の低温靭性が低下する。本実施形態では、上述の有効結晶粒径が１５μｍ以下であるため、優れた低温靭性が得られる。有効結晶粒径の好ましい上限は、１３μｍであり、さらに好ましくは１０μｍである。
有効結晶粒径は、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（商標）を用いて測定する。具体的には、フェライト分率の測定と同様に試料を採取及び研磨する。研磨された試料をＥＢＳＰ−ＯＩＭ（商標）を用いて解析する。より具体的には、一定測定ステップごとの方位測定で、隣り合う測定点の方位差が、１５°を超えた位置を粒界とする。１５°は大傾角粒界の閾値であり、一般的に結晶粒界として認識されている。粒界に囲まれた領域を結晶粒として、その粒径及び結晶粒の表面積を求める。得られた粒径及び表面積からエリア平均粒径を求める。本明細書中において、求めたエリア平均粒径を有効結晶粒径とする。なお、視野範囲は、肉厚中央部を中心として、２００μｍ（圧延方向）×５００μｍ（厚さ方向）とする。観察倍率は４００倍とし、測定ステップは０．３μｍとする。
［粗大結晶粒率について］
上述のＥＢＳＰ−ＯＩＭ（商標）を用いた測定において、ラインパイプ用鋼材の厚さ中央部での結晶粒径が２０μｍ以上の結晶粒の面積率を「粗大結晶粒率」と定義する。結晶粒が粗大である場合、鋼の低温靭性が低下する。粗大結晶粒率が２０％以下であれば、優れた低温靭性が得られる。粗大結晶粒率の好ましい上限は、１８％であり、さらに好ましくは１５％である。粗大結晶粒率は低い程好ましい。
上述のＥＢＳＰ−ＯＩＭ（商標）を用いた測定において、ラインパイプ用鋼材の厚さ中央部での結晶粒径が２０μｍ以上の結晶粒の面積率を「粗大結晶粒率」と定義する。結晶粒が粗大である場合、鋼の低温靭性が低下する。粗大結晶粒率が２０％以下であれば、優れた低温靭性が得られる。粗大結晶粒率の好ましい上限は、１８％であり、さらに好ましくは１５％である。粗大結晶粒率は低い程好ましい。
粗大結晶粒率は、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（商標）を用いて測定する。フェライト分率の測定と同様に試料を採取及び研磨する。研磨された試料をＥＢＳＰ−ＯＩＭ（商標）を用いて解析する。視野範囲は、肉厚中央部を中心として、２００μｍ（圧延方向）×５００μｍ（厚さ方向）とする。観察倍率は４００倍とし、測定ステップは０．３μｍとする。ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（商標）測定において観察した測定対象の面積をＮ、粗大結晶粒の面積をｎとして、式（２）に代入することで求めることができる。
粗大結晶粒率（％）＝（ｎ／Ｎ）×１００ （２）
粗大結晶粒率（％）＝（ｎ／Ｎ）×１００ （２）
［特定面における｛１００｝面の集積度：１．５０〜２．５０］
本実施形態によるラインパイプ用鋼材において、圧延方向に垂直な面をＲＤ面、圧延面をＮＤ面、ＲＤ面及びＮＤ面に垂直な面をＴＤ面としたとき、ＲＤ面とのなす角度が４５°であり、かつ、ＴＤ面とのなす角度が４５°である特定面において、｛１００｝面の集積度が１．５０〜２．５０である。これにより、最も亀裂が進展しやすい面での剥離が抑制される。その結果、亀裂の伝播を抑制でき、鋼の低温靭性が高まる。
本実施形態によるラインパイプ用鋼材において、圧延方向に垂直な面をＲＤ面、圧延面をＮＤ面、ＲＤ面及びＮＤ面に垂直な面をＴＤ面としたとき、ＲＤ面とのなす角度が４５°であり、かつ、ＴＤ面とのなす角度が４５°である特定面において、｛１００｝面の集積度が１．５０〜２．５０である。これにより、最も亀裂が進展しやすい面での剥離が抑制される。その結果、亀裂の伝播を抑制でき、鋼の低温靭性が高まる。
｛１００｝集積度が１．５０未満の場合、低温靭性が低下する。｛１００｝集積度の上限は特に限定されないが、−３０℃のＤＷＴＴ保証温度において、２．５０であれば十分である。したがって、｛１００｝集積度は１．５０〜２．５０である。｛１００｝集積度の好ましい下限は１．６０であり、さらに好ましくは１．７０であり、さらに好ましくは１．８０であり、さらに好ましくは２．００である。｛１００｝集積度の好ましい上限は２．４０である。
［｛１００｝集積度の測定方法］
｛１００｝集積度は、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（商標）を用いて測定する。具体的には、ラインパイプ用鋼材の厚さ中央部から試料を採取する。ラインパイプ用鋼材がラインパイプ用電縫鋼管である場合は、電縫溶接部から管周方向に９０°ずれた位置の肉厚中央部から試料を採取する。
｛１００｝集積度は、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（商標）を用いて測定する。具体的には、ラインパイプ用鋼材の厚さ中央部から試料を採取する。ラインパイプ用鋼材がラインパイプ用電縫鋼管である場合は、電縫溶接部から管周方向に９０°ずれた位置の肉厚中央部から試料を採取する。
採取された試料をコロイダルシリカ研磨剤で３０〜６０分研磨する。研磨された試料について、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（商標）のＥＢＳＤ法を用いて解析する。ＥＢＳＤ法での測定条件は、倍率：４００倍、視野面積：２００μｍ×５００μｍ、測定ステップ：０．３μｍとする。ＥＢＳＤ測定により、球面調和関数法を用いて、特定面に垂直な方向に対する逆極点図のＴｅｘｔｕｒｅ解析により、｛１００｝集積度を求める。
なお、微視的には、ラインパイプ用電縫鋼管の円周方向は、ラインパイプ用熱延鋼板のＴＤ方向と一致する。そのため、図１で示す特定面は、ラインパイプ用電縫鋼管においても、同様に示される。したがって、ラインパイプ用鋼材がラインパイプ用電縫鋼管又はラインパイプ用熱延鋼板であるかに関わらず、｛１００｝集積度は同様に測定される。
後述の製造工程を実施することにより、厚さ中央部の組織において、フェライト分率を６０〜９０％以上、有効結晶粒径を１５μｍ以下、及び粗大結晶粒率を２０％以下とすることができる。さらに、｛１００｝集積度を１．５０〜２．５０とすることができる。その結果、ＤＷＴＴ保証温度を−３０℃以下として低温靭性を高めることができる。
［管軸方向の降伏強度ＹＳ］
本実施形態のラインパイプ用鋼材がラインパイプ用電縫鋼管である場合、管軸方向の降伏強度ＹＳは４５０〜５４０ＭＰａであることが好ましい。降伏強度ＹＳが４５０ＭＰａ以上であれば、ラインパイプ用電縫鋼管として要求される強度をより満足しやすい。降伏強度ＹＳが５４０ＭＰａ以下であれば、ラインパイプ用電縫鋼管を用いて形成されたパイプラインを敷設する際の、曲げ変形又は座屈抑制の点で有利である。降伏強度ＹＳのさらに好ましい下限は４６０ＭＰａであり、さらに好ましくは４８０ＭＰａである。降伏強度ＹＳのさらに好ましい上限は５３０ＭＰａであり、さらに好ましくは５２０ＭＰａである。
本実施形態のラインパイプ用鋼材がラインパイプ用電縫鋼管である場合、管軸方向の降伏強度ＹＳは４５０〜５４０ＭＰａであることが好ましい。降伏強度ＹＳが４５０ＭＰａ以上であれば、ラインパイプ用電縫鋼管として要求される強度をより満足しやすい。降伏強度ＹＳが５４０ＭＰａ以下であれば、ラインパイプ用電縫鋼管を用いて形成されたパイプラインを敷設する際の、曲げ変形又は座屈抑制の点で有利である。降伏強度ＹＳのさらに好ましい下限は４６０ＭＰａであり、さらに好ましくは４８０ＭＰａである。降伏強度ＹＳのさらに好ましい上限は５３０ＭＰａであり、さらに好ましくは５２０ＭＰａである。
［管軸方向の引張強度ＴＳ］
本実施形態のラインパイプ用鋼材がラインパイプ用電縫鋼管である場合、管軸方向の引張強度ＴＳは５１０〜６２５ＭＰａであることが好ましい。引張強度ＴＳが５１０ＭＰａ以上であれば、ラインパイプ用電縫鋼管として要求される強度をより満足しやすい。引張強度ＴＳが６２５ＭＰａ以下であれば、ラインパイプ用電縫鋼管を用いて形成されたパイプラインを敷設する際の、曲げ変形又は座屈抑制の点で有利である。引張強度ＴＳのさらに好ましい下限は５３０ＭＰａであり、さらに好ましくは５４０ＭＰａであり、さらに好ましくは５４５ＭＰａである。引張強度ＴＳのさらに好ましい上限は６２０ＭＰａであり、さらに好ましくは６００ＭＰａである。
本実施形態のラインパイプ用鋼材がラインパイプ用電縫鋼管である場合、管軸方向の引張強度ＴＳは５１０〜６２５ＭＰａであることが好ましい。引張強度ＴＳが５１０ＭＰａ以上であれば、ラインパイプ用電縫鋼管として要求される強度をより満足しやすい。引張強度ＴＳが６２５ＭＰａ以下であれば、ラインパイプ用電縫鋼管を用いて形成されたパイプラインを敷設する際の、曲げ変形又は座屈抑制の点で有利である。引張強度ＴＳのさらに好ましい下限は５３０ＭＰａであり、さらに好ましくは５４０ＭＰａであり、さらに好ましくは５４５ＭＰａである。引張強度ＴＳのさらに好ましい上限は６２０ＭＰａであり、さらに好ましくは６００ＭＰａである。
降伏強度ＹＳ及び引張強度ＴＳは、以下の方法で測定できる。ラインパイプ用電縫鋼管の電縫溶接部から管周方向に９０°ずれた位置から全厚の引張試験片を採取する。引張試験片は、引張試験片の長手方向がラインパイプ用電縫鋼管の管軸方向に対して平行となる。引張試験片の横断面（引張試験片の幅方向及び肉厚方向に対して平行な断面）の形状は円弧状である。引張試験片の平行部の長さは５０．８ｍｍとし、平行部の幅は３８．１ｍｍとする。本実施形態においては、上記の引張試験片を用いて、ＡＰＩ規格の５ＣＴの規定に準拠して、常温にて引張試験を実施する。常温とはたとえば２４℃である。引張試験の結果に基づいて、降伏強度ＹＳ及び引張強度ＴＳを求める。
［製造方法］
上述のラインパイプ用鋼材の製造方法の一例を説明する。図４は、ラインパイプ用鋼材製造工程の一例を示すフロー図である。
上述のラインパイプ用鋼材の製造方法の一例を説明する。図４は、ラインパイプ用鋼材製造工程の一例を示すフロー図である。
図４を参照して、本製造方法では、上述した化学組成を満たす溶鋼を用いて、素材であるスラブを製造する（素材準備工程：Ｓ０）。製造されたスラブを加熱炉で加熱する（加熱工程：Ｓ１）。加熱したスラブを粗圧延機及び仕上げ圧延機で圧延して鋼板を製造する（圧延工程：Ｓ２）。圧延工程（Ｓ２）では、スラブに対して粗圧延を実施して、粗圧延板を製造する（粗圧延工程：Ｓ２１）。粗圧延板に対して、仕上げ圧延機により仕上げ圧延を実施して、鋼板を製造する（仕上げ圧延工程：Ｓ２２）。製造された鋼板をＲＯＴ（ランアウトテーブル）で冷却する（ＲＯＴ冷却工程：Ｓ３）。ＲＯＴ冷却工程（Ｓ３）では、初めに、水冷装置で鋼板を強冷却する（強冷却工程Ｓ３１）。強冷却後、鋼板に対して徐冷却を実施する（徐冷却工程：Ｓ３２）。ＲＯＴ冷却後の鋼板を巻き取る（巻取り工程：Ｓ４）。以上の製造工程により、ラインパイプ用熱延鋼板が製造される。
さらに、ラインパイプ用熱延鋼板を成形及び溶接して製管し、ラインパイプ用電縫鋼管を製造する（製管工程：Ｓ５）。以下、それぞれの工程について詳しく説明する。
［素材準備工程（Ｓ０）］
上述の化学組成を有する素材を準備する。具体的には、上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼を用いて、素材（スラブ）を製造する。連続鋳造法により鋳片（スラブ）を製造してもよい。溶鋼を用いてインゴットを製造し、インゴットを分塊圧延して素材（スラブ）を製造してもよい。
上述の化学組成を有する素材を準備する。具体的には、上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼を用いて、素材（スラブ）を製造する。連続鋳造法により鋳片（スラブ）を製造してもよい。溶鋼を用いてインゴットを製造し、インゴットを分塊圧延して素材（スラブ）を製造してもよい。
［加熱工程（Ｓ１）］
加熱工程（Ｓ１）では、製造されたスラブを加熱炉で加熱する。加熱炉でのスラブの加熱温度は１０６０〜１２００℃であるのが好ましい。加熱温度が１０６０℃以上であれば、圧延後の析出強化が得られ、適切な強度が得られる。加熱温度が１２００℃以下であれば、結晶粒（オーステナイト粒）の粗大化を抑制できる。加熱温度が１２００℃以下であればさらに、次工程の粗圧延の最終スタンド出側の温度Ｔ0を適度に保つことができる。したがって、加熱温度は１０６０〜１２００℃である。好ましい加熱温度の下限は１１００℃である。好ましい加熱温度の上限は１１６０℃である。
加熱工程（Ｓ１）では、製造されたスラブを加熱炉で加熱する。加熱炉でのスラブの加熱温度は１０６０〜１２００℃であるのが好ましい。加熱温度が１０６０℃以上であれば、圧延後の析出強化が得られ、適切な強度が得られる。加熱温度が１２００℃以下であれば、結晶粒（オーステナイト粒）の粗大化を抑制できる。加熱温度が１２００℃以下であればさらに、次工程の粗圧延の最終スタンド出側の温度Ｔ0を適度に保つことができる。したがって、加熱温度は１０６０〜１２００℃である。好ましい加熱温度の下限は１１００℃である。好ましい加熱温度の上限は１１６０℃である。
［圧延工程（Ｓ２）］
圧延工程（Ｓ２）では、加熱工程（Ｓ１）で加熱されたスラブを、粗圧延機及び仕上げ圧延機を用いて熱間圧延して、鋼板にする。圧延工程（Ｓ２）は、粗圧延工程（Ｓ２１）及び仕上げ圧延工程（Ｓ２２）を備える。粗圧延機及び仕上げ圧延機ともに、一列に並んだ複数の圧延スタンドを備え、各圧延スタンドはロール対を備える。
圧延工程（Ｓ２）では、加熱工程（Ｓ１）で加熱されたスラブを、粗圧延機及び仕上げ圧延機を用いて熱間圧延して、鋼板にする。圧延工程（Ｓ２）は、粗圧延工程（Ｓ２１）及び仕上げ圧延工程（Ｓ２２）を備える。粗圧延機及び仕上げ圧延機ともに、一列に並んだ複数の圧延スタンドを備え、各圧延スタンドはロール対を備える。
［粗圧延工程（Ｓ２１）］
粗圧延工程（Ｓ２１）では、準備されたスラブに対して粗圧延を実施して、粗圧延板を製造する。
粗圧延工程（Ｓ２１）では、準備されたスラブに対して粗圧延を実施して、粗圧延板を製造する。
粗熱延機としては、たとえば複数のスタンドを備える多段式の熱延機が用いられる。たとえば、１〜３スタンドの２段式又は４段式熱延機によって往復又は一方向の圧延を行う方法が挙げられる。
粗圧延のトータル圧下率は、本実施形態の作用効果を得ることができれば特に限定されるものではないが、好ましくは、６０〜７５％である。
粗圧延終了直後から、次工程の仕上げ圧延開始までの時間は、粗圧延の最終スタンド出側の温度に応じて制御する。なお、粗圧延終了直後とは、粗圧延の最終スタンド出側から５ｍ以内のことを意味する。
粗圧延終了直後から仕上げ圧延開始までの時間は短いほうが好ましい。粗圧延終了直後から仕上げ圧延開始までの時間が短ければ、粗圧延後、仕上げ圧延前の鋼材中において、再結晶しにくくなる。この場合、粗圧延で扁平化した結晶粒の形及び粒内に導入した加工歪を保持したまま、仕上げ圧延を実施できる。その結果、仕上げ圧延及び冷却後の組織において、平均結晶粒径の微細化と｛１００｝面の特定面への集積がさらに促進しやすくなる。
粗圧延終了直後から仕上げ圧延開始までの時間は、粗圧延の最終スタンド出側の温度に応じて変えることができる。より具体的には、粗圧延の最終スタンド出側の温度が低ければ、扁平化した結晶粒の形を保持しやすくなる。この場合、粗圧延終了直後から仕上げ圧延開始までの時間を長くできる。粗圧延の最終スタンド出側の温度が高ければ、扁平化した結晶粒の形を保持しにくくなる。この場合、粗圧延終了直後から仕上げ圧延開始までの時間は短くする必要がある。
粗圧延の最終スタンド出側の温度Ｔ0（℃）と、粗圧延終了直後から仕上げ圧延開始までの時間ｔ0（ｓ）とは、以下の式（３）を満たす。
ｔ0（ｓ）≦−３．７Ｔ0＋３６８６ （３）
Ｆ２＝−３．７Ｔ0＋３６８６と定義する。加熱温度が上記範囲内であり、ｔ0（ｓ）がＦ２以下であれば、再結晶せず、粗圧延で扁平化した結晶粒の形を保持しやすくなる。その結果、さらに、｛１００｝面が特定面に集積しやすくなる。一方、ｔ0（ｓ）がＦ２を超えれば、再結晶するため、粗圧延で扁平化した結晶粒の形を保持できない。その結果、｛１００｝面が特定面に集積しにくくなる。
ｔ0（ｓ）≦−３．７Ｔ0＋３６８６ （３）
Ｆ２＝−３．７Ｔ0＋３６８６と定義する。加熱温度が上記範囲内であり、ｔ0（ｓ）がＦ２以下であれば、再結晶せず、粗圧延で扁平化した結晶粒の形を保持しやすくなる。その結果、さらに、｛１００｝面が特定面に集積しやすくなる。一方、ｔ0（ｓ）がＦ２を超えれば、再結晶するため、粗圧延で扁平化した結晶粒の形を保持できない。その結果、｛１００｝面が特定面に集積しにくくなる。
［仕上げ圧延工程（Ｓ２２）］
仕上げ圧延工程では、得られた粗圧延板に対して、仕上げ圧延機により仕上げ圧延を実施して、鋼板を製造する。
仕上げ圧延工程では、得られた粗圧延板に対して、仕上げ圧延機により仕上げ圧延を実施して、鋼板を製造する。
仕上げ圧延工程では、一列に並んだ複数の圧延スタンド（各圧延スタンドは一対のワークロールを有する）を含むタンデム圧延機を用いてタンデム圧延を実施して、複数のパスを実施してもよいし、一対のワークロールを有するゼンジミア圧延機等によるリバース圧延を実施して、複数のパスを実施してもよい。
仕上げ圧延工程において、仕上げ圧延機の最終スタンドの出側での鋼板の表面温度を、仕上げ圧延温度（℃）と定義する。仕上げ圧延温度（℃）は、低温であるのが好ましい。低温とは、具体的には、８００℃以下である。仕上げ圧延温度が８００℃以下であれば、圧延集合素組織及びその変態集合組織が発達する。これにより、｛１００｝集積度を高めることができる。
ただし、仕上げ圧延温度（℃）は、Ａｒ3変態温度以上であるのが好ましい。仕上げ圧延温度がＡｒ3変態温度以上であれば、鋼板の圧延抵抗を低減させることができ、生産性が高まる。仕上げ圧延温度がＡｒ3変態温度以上であればさらに、フェライト及びオーステナイトの二相域で鋼板が圧延されることを防ぐことができる。この場合、鋼板のミクロ組織が層状組織を形成するのを抑制することができ、機械的性質が高まる。したがって、仕上げ圧延温度はＡｒ3変態温度以上であるのが好ましい。上述の化学組成を有する本実施形態のラインパイプ用鋼材において、Ａｒ3変態温度は、７００〜７５０℃である。
仕上げ圧延でのトータル圧下率は６０〜８０％とするのが好ましい。この場合、｛１００｝集積度がさらに高まる。
以上より、粗圧延終了直後から仕上げ圧延開始までの時間ｔ0（ｓ）がＦ２以下であり、仕上げ圧延温度が低温であれば、｛１００｝集積度が１．５０以上となる。
仕上げ圧延後の鋼板の板厚は、１２〜２５ｍｍである。本実施形態の製造方法を用いれば、板厚を１２ｍｍ以上としても、優れた靭性が得られる。
［ＲＯＴ冷却工程（Ｓ３）］
ＲＯＴ（ランアウトテーブル）冷却工程（Ｓ３）では、圧延工程（Ｓ２）で製造された鋼板を冷却する。ＲＯＴ冷却工程（Ｓ３）は、強冷却工程（Ｓ３１）と徐冷却工程（Ｓ３２）とを備えるのが好ましい。これにより、ラインパイプ用鋼材の厚さ中央部の組織において、フェライト分率が高まり、鋼の低温靭性が高まる。以下、この点について詳述する。
ＲＯＴ（ランアウトテーブル）冷却工程（Ｓ３）では、圧延工程（Ｓ２）で製造された鋼板を冷却する。ＲＯＴ冷却工程（Ｓ３）は、強冷却工程（Ｓ３１）と徐冷却工程（Ｓ３２）とを備えるのが好ましい。これにより、ラインパイプ用鋼材の厚さ中央部の組織において、フェライト分率が高まり、鋼の低温靭性が高まる。以下、この点について詳述する。
図３は、本実施の形態によるラインパイプ用鋼材のＣＣＴ線図の一例である。図３中、Ｆはフェライトノーズ、Ｐはパーライトノーズ、及びＢはベイナイトノーズを示す。
図３に示すとおり、フェライトノーズはパーライトノーズ及びベイナイトノーズよりも高い位置に存在する。図３中の破線Ｃ２は従来の冷却工程による冷却曲線（冷却曲線Ｃ２）を示す。冷却曲線Ｃ２はパーライトノーズを経由してもよい。従来の冷却方法では、冷却過程において、フェライトノーズ、パーライトノーズ及び／又はベイナイトノーズのすべてを均一の速度で経由する。そのため、組織中にパーライト及び／又はベイナイトが多く生成し、組織中のフェライト分率が低下する。
そこで、本実施形態では、たとえば破線Ｃ１の冷却曲線（冷却曲線Ｃ１）に沿って冷却を行う。具体的には、冷却初期では、フェライトノーズ近傍まで強冷却を実施する（Ｓ３１）。強冷却により鋼が急速に冷却されると、鋼内に多数の歪みが生じ、その結果、未再結晶組織に多数の核生成サイトが生じる。強冷却後、徐冷却を実施する（Ｓ３２）。このとき、鋼の温度を図３中のフェライト領域内に保持する。これにより、強冷却時に生成した多数の核生成サイトから微細なフェライトが生成される。その結果、組織中のフェライト分率が高まり、かつ、結晶粒が微細化される。そのため、鋼の低温靭性が高まる。冷却曲線Ｃ１は、パーライトノーズを通過してもよい。
［強冷却工程（Ｓ３１）］
初めに、鋼板を強冷却する。強冷却はたとえば、水冷装置による水冷である。水冷直前の鋼板の表面温度は特に限定しないが、Ａｒ3変態温度以上であるのが好ましい。水冷直前の鋼板の表面温度がＡｒ3変態温度以上であれば、粒成長により結晶粒が粗大化することによる強度の低下を防止できる。
初めに、鋼板を強冷却する。強冷却はたとえば、水冷装置による水冷である。水冷直前の鋼板の表面温度は特に限定しないが、Ａｒ3変態温度以上であるのが好ましい。水冷直前の鋼板の表面温度がＡｒ3変態温度以上であれば、粒成長により結晶粒が粗大化することによる強度の低下を防止できる。
強冷却工程（Ｓ３１）での冷却速度をＶ１（℃／ｓ）とする。Ｖ１は、熱伝導により計算される。Ｖ１は、板厚中央部で５℃／ｓ以上であるのが好ましい。冷却速度Ｖ１が５℃／ｓ未満の場合、冷却による過冷度が不足するため、フェライトの核生成サイトを十分に得ることができない。この場合、フェライト粒の生成量が少なくなるため、フェライト粒が粗大化し、鋼の低温靭性が低下する。したがって、冷却速度Ｖ１は５℃／ｓ以上である。冷却速度Ｖ１の好ましい下限は７℃／ｓであり、さらに好ましくは８℃／ｓである。
強冷却工程（Ｓ３１）では、鋼板の表面温度が５８０〜６８０℃になるまで、鋼板を冷却する。換言すれば、強冷却停止温度Ｔ１は５８０〜６８０℃である。強冷却停止温度Ｔ１が低すぎれば、ＣＣＴ線図において、鋼板温度がフェライト領域を通過してパーライト領域及び／又はベイナイト領域に到達する。この場合、フェライト分率が低下し、鋼の低温靭性が低下する。一方、強冷却停止温度Ｔ１が高すぎれば、初析フェライトを強化するＮｂの析出が過時効となり、鋼の強度が低下する。強冷却停止温度Ｔ１を５８０〜６８０℃にすれば、後工程の徐冷却工程（Ｓ４）で徐冷却することにより、フェライト分率を６０％以上とすることができ、鋼の低温靭性が高まる。好ましい強冷却停止温度Ｔ１は６００〜６７０℃であり、さらに好ましくは６１０〜６７０℃である。
［徐冷却工程（Ｓ３２）］
強冷却工程（Ｓ３１）で強冷却した鋼板に対して、徐冷却を実施する。
強冷却工程（Ｓ３１）で強冷却した鋼板に対して、徐冷却を実施する。
徐冷却工程（Ｓ３２）での冷却速度をＶ２（℃／ｓ）とする。冷却速度Ｖ２は、板厚中央部で２．０〜４．０℃／ｓであるのが好ましい。冷却速度Ｖ２が遅すぎれば、次工程以降での、徐冷却停止温度Ｔ２及び巻取り温度Ｔ３が高くなりすぎる。この場合、結晶粒が粗大化し、鋼の低温靭性が低下する。冷却速度Ｖ２が速すぎれば、ＣＣＴ線図において、鋼板温度がフェライト領域を通過して、パーライト領域及び／又はベイナイト領域に到達する。この場合、フェライト分率が低下し、鋼の低温靭性が低下する。したがって、冷却速度Ｖ２は２．０〜４．０℃／ｓである。
徐冷却工程（Ｓ３２）では、鋼板の表面温度が５００〜６７０℃になるまで、鋼板を冷却する。換言すれば、徐冷却停止温度Ｔ２は５００〜６７０℃である。徐冷却停止温度Ｔ２が低すぎれば、ＣＣＴ線図において、鋼板温度がフェライト領域を通過して、パーライト領域及び／又はベイナイト領域に到達する。この場合、フェライト分率が低下し、鋼の低温靭性が低下する。徐冷却停止温度Ｔ２が高すぎれば、鋼の強度が低下する。したがって、徐冷却停止温度Ｔ２は５００〜６７０℃である。徐冷却停止温度Ｔ２の好ましい下限は５８０℃であり、さらに好ましくは５９０℃である。徐冷却停止温度Ｔ２の好ましい上限は６５０℃であり、さらに好ましくは６３５℃であり、さらに好ましくは６２０℃である。
［巻取り工程（Ｓ４）］
巻取り工程（Ｓ４）では、ＲＯＴ冷却工程（Ｓ３）により冷却された鋼板を巻取り、コイル状のラインパイプ用熱延鋼板にする。
巻取り工程（Ｓ４）では、ＲＯＴ冷却工程（Ｓ３）により冷却された鋼板を巻取り、コイル状のラインパイプ用熱延鋼板にする。
コイル状のラインパイプ用熱延鋼板は徐冷却工程終了後、空冷された後、巻取り処理される。巻取り時の鋼板の表面温度（以下、巻取り温度という）Ｔ３は、５００〜６５０℃である。巻取り温度Ｔ３が低すぎれば、粗大結晶粒率が高くなり、鋼の低温靭性が低下する。一方、巻取り温度Ｔ３が高すぎれば、結晶粒が粗大化して、鋼の低温靭性が低下する。したがって、巻取り温度Ｔ３は、５００〜６５０℃である。好ましいＴ３は５１０〜６００℃であり、さらに好ましくは５２０〜５６０℃である。
以上の製造工程により、本実施形態のラインパイプ用熱延鋼板が製造される。
［製管工程（Ｓ５）］
コイル状のラインパイプ用熱延鋼板を巻き戻しながら、周知の方法により、ラインパイプ用電縫鋼管を製造する。具体的には、ラインパイプ用熱延鋼板を連続した成形ロールによる曲げ加工により筒状（オープンパイプ）にする。続いて、オープンパイプの継ぎ目部、つまりラインパイプ用熱延鋼板の長手方向の両端面を電縫溶接法により溶接する。以上の工程により、ラインパイプ用電縫鋼管を製造する。
コイル状のラインパイプ用熱延鋼板を巻き戻しながら、周知の方法により、ラインパイプ用電縫鋼管を製造する。具体的には、ラインパイプ用熱延鋼板を連続した成形ロールによる曲げ加工により筒状（オープンパイプ）にする。続いて、オープンパイプの継ぎ目部、つまりラインパイプ用熱延鋼板の長手方向の両端面を電縫溶接法により溶接する。以上の工程により、ラインパイプ用電縫鋼管を製造する。
以上の製造工程により製造されたラインパイプ用鋼材（ラインパイプ用熱延鋼板及びラインパイプ用電縫鋼管）では、厚さ中央部の組織において、フェライト分率を６０〜９０％以上、有効結晶粒径を１５μｍ以下、及び粗大結晶粒率を２０％以下とすることができる。さらに、｛１００｝集積度を１．５０〜２．５０とすることができる。その結果、ＤＷＴＴ保証温度を−３０℃以下として低温靭性を高めることができる。さらに、ラインパイプ用電縫鋼管における管軸方向において４５０〜５４０ＭＰａの降伏応力、及び、５１０〜６２５ＭＰａの引張強度を得ることができる。
表１に示す鋼Ａ〜鋼Ｍの溶鋼を連続鋳造してスラブを製造した。
鋼Ａ〜鋼Ｍの複数のスラブを用いて、表２に示す試験番号１〜試験番号２１のラインパイプ用電縫鋼管を製造した。
具体的にはスラブを、加熱炉で、表２に示す加熱温度に加熱した。加熱されたスラブに対して粗圧延を実施した。粗圧延の最終スタンド出側での温度Ｔ0（℃）、粗圧延終了直後から仕上げ圧延開始までの時間ｔ0（秒）及びＦ２は表２に示すとおりであった。粗圧延後、表２に示す仕上げ圧延温度で仕上げ圧延を行って、鋼板を製造した。未再結晶温度域での圧下率は、いずれの試験番号も６０〜８０％であった。仕上げ圧延温度は、試験番号１９以外は、Ａｒ3変態温度以上であった。
仕上げ圧延後の鋼板に対して、ＲＯＴ冷却を実施した。仕上げ圧延終了から強冷却開始までの時間は２０秒以内とした。ＲＯＴ冷却工程においては、試験番号２０以外は、５℃／ｓ以上の冷却速度Ｖ１にて、５８０〜６８０℃である強冷却停止温度Ｔ１となるまで強冷却した。次いで、２．０〜４．０℃／ｓの冷却速度Ｖ２にて、５００〜６７０℃である徐冷却停止温度Ｔ２（但し、Ｔ１＞Ｔ２を満足する）となるまで徐冷却した。
以上の製造工程により鋼板を製造した。得られた鋼板を、５００〜６５０℃の巻取り温度Ｔ３（但し、Ｔ２＞Ｔ３を満足する）にて巻取り、ホットコイルの形態のラインパイプ用熱延鋼板を得た。
得られたラインパイプ用熱延鋼板を用いて上述の方法で製管し、外径が３０４．８〜６６０．４ｍｍ、肉厚１２ｍｍ以上のラインパイプ用電縫鋼管を製造した。
［試験方法］
［強度試験］
各試験番号のラインパイプ用電縫鋼管から引張試験片を採取した。具体的には、ラインパイプ用電縫鋼管を軸方向に見てラインパイプ用電縫鋼管の溶接部から９０°の位置（電縫鋼管から管周方向に９０°ずれた位置）から全厚の管軸方向の引張試験片を採取した。引張試験片の横断面は弧状であり、引張試験片の長手方向は、鋼管の長手方向と平行であった。引張試験片のサイズは図５に示すとおりであり、平行部の長さは５０．８ｍｍ、平行部の幅は３８．１ｍｍであった。図５中の数値は、試験片の対応する部位の寸法（単位はｍｍ）を示す。引張試験片を用いて、ＡＰＩ規格の５ＣＴの規定に準拠して、常温にて引張試験を実施した。試験結果に基づいて、ラインパイプ用電縫鋼管の降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）及び引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を求めた。
［強度試験］
各試験番号のラインパイプ用電縫鋼管から引張試験片を採取した。具体的には、ラインパイプ用電縫鋼管を軸方向に見てラインパイプ用電縫鋼管の溶接部から９０°の位置（電縫鋼管から管周方向に９０°ずれた位置）から全厚の管軸方向の引張試験片を採取した。引張試験片の横断面は弧状であり、引張試験片の長手方向は、鋼管の長手方向と平行であった。引張試験片のサイズは図５に示すとおりであり、平行部の長さは５０．８ｍｍ、平行部の幅は３８．１ｍｍであった。図５中の数値は、試験片の対応する部位の寸法（単位はｍｍ）を示す。引張試験片を用いて、ＡＰＩ規格の５ＣＴの規定に準拠して、常温にて引張試験を実施した。試験結果に基づいて、ラインパイプ用電縫鋼管の降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）及び引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を求めた。
［ミクロ組織］
ラインパイプ用電縫鋼管について、上述の方法に基づいて、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（商標）を用いて、厚さ中央部のフェライト分率、有効結晶粒径、及び粗大結晶粒率を測定した。有効結晶粒径測定でのＥＢＳＰ−ＯＩＭ（商標）の測定条件は倍率：４００倍、視野面積：２００μｍ×５００μｍ、測定ステップ：０．３μｍとした。
ラインパイプ用電縫鋼管について、上述の方法に基づいて、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（商標）を用いて、厚さ中央部のフェライト分率、有効結晶粒径、及び粗大結晶粒率を測定した。有効結晶粒径測定でのＥＢＳＰ−ＯＩＭ（商標）の測定条件は倍率：４００倍、視野面積：２００μｍ×５００μｍ、測定ステップ：０．３μｍとした。
ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（商標）における解析ソフトとして、ＴＳＬソリューションズ社製の「ＴＳＬ ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓ ７（商標）」を用いた。
また、上記フェライト分率の測定において、母材部の肉厚中央部の金属組織における残部（つまり、フェライト以外の組織）の種類も確認した。
［｛１００｝集積度］
ラインパイプ用電縫鋼管について、上述の方法に基づいて、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（商標）を用いて、｛１００｝集積度を測定した。ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（商標）での測定条件は倍率：４００倍、視野面積：２００μｍ×５００μｍ、測定ステップ：０．３μｍとした。
ラインパイプ用電縫鋼管について、上述の方法に基づいて、ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（商標）を用いて、｛１００｝集積度を測定した。ＥＢＳＰ−ＯＩＭ（商標）での測定条件は倍率：４００倍、視野面積：２００μｍ×５００μｍ、測定ステップ：０．３μｍとした。
［低温靭性試験］
各試験番号のラインパイプ用電縫鋼管からＤＷＴＴ試験片を採取した。採取位置は引張り試験片と同じ溶接部から９０°の位置であった。採取位置から管周方向に採取された円弧状の部材を展開して平板状とし、９０°位置にノッチを加工した。ＤＷＴＴ試験片のサイズは図６に示すとおりであった。図６中の数値は、試験片の対応する部位の寸法（単位はｍｍ）を示す。ｔは肉厚（単位はｍｍ）を示す。ＤＷＴＴ試験片の長手方向は、ラインパイプ用電縫鋼管の円周方向に相当した。ＤＷＴＴ試験片に対して、ＡＳＴＭ Ｅ ４３６の規定に準拠して、ＤＷＴＴ試験を行った。延性破面率が８５％となる最低温度（ＤＷＴＴ保証温度）を求めた。ＤＷＴＴ保証温度が、−３０℃以下の場合、低温靭性が高いと評価した。
各試験番号のラインパイプ用電縫鋼管からＤＷＴＴ試験片を採取した。採取位置は引張り試験片と同じ溶接部から９０°の位置であった。採取位置から管周方向に採取された円弧状の部材を展開して平板状とし、９０°位置にノッチを加工した。ＤＷＴＴ試験片のサイズは図６に示すとおりであった。図６中の数値は、試験片の対応する部位の寸法（単位はｍｍ）を示す。ｔは肉厚（単位はｍｍ）を示す。ＤＷＴＴ試験片の長手方向は、ラインパイプ用電縫鋼管の円周方向に相当した。ＤＷＴＴ試験片に対して、ＡＳＴＭ Ｅ ４３６の規定に準拠して、ＤＷＴＴ試験を行った。延性破面率が８５％となる最低温度（ＤＷＴＴ保証温度）を求めた。ＤＷＴＴ保証温度が、−３０℃以下の場合、低温靭性が高いと評価した。
［試験結果］
表３に試験結果を示す。表３中、「Ｐ，Ｂ」の表記は、パーライト及びベイナイトの少なくとも一方であることを意味する。
表３に試験結果を示す。表３中、「Ｐ，Ｂ」の表記は、パーライト及びベイナイトの少なくとも一方であることを意味する。
表１〜表３を参照して、試験番号１〜試験番号１３の鋼の化学組成は適切であり、式（１）を満たした。さらに、いずれの試験番号の製造条件も適切であった。そのため、試験番号１〜試験番号１３のフェライト分率は６０〜９０％であり、有効結晶粒径は１５μｍ以下であり、粗大結晶粒率は２０％以下であった。さらに、｛１００｝集積度は１．５０〜２．５０であった。その結果、ＤＷＴＴ保証温度は−３０℃以下であり、優れた低温靭性を示した。さらに、ラインパイプ用電縫鋼管の管軸方向の降伏強度ＹＳはいずれも４５０〜５４０ＭＰａであり、引張強度ＴＳはいずれも５１０〜６２５ＭＰａであった。
一方、試験番号１４では、製造条件は適切であったものの、Ｆ１が式（１）下限未満であった。そのため、結晶粒が粗大化し、有効結晶粒径が１５μｍを超えた。さらに、｛１００｝集積度が１．５０未満であった。そのため、ＤＷＴＴ保証温度が−３０℃よりも高く、低温靭性が低かった。
試験番号１５では、製造条件は適切であったものの、Ｆ１が式（１）の上限を超えた。そのため、フェライト分率が６０％未満となり、ベイナイト主体組織となった。ベイナイト主体組織であるため、｛１００｝集積度は１．５０以上であったものの、有効結晶粒径が１５μｍを超え、粗大結晶粒率も２０％を超えた。そのため、ＤＷＴＴ保証温度が−３０℃より高く、低温靭性が低かった。さらに、ラインパイプ用電縫鋼管の降伏強度ＹＳが５４０ＭＰａを超え、引張強度ＴＳが６２５ＭＰａを超え、高すぎた。
試験番号１６では、加熱温度が１２００℃を超えた。そのため、粗圧延の最終スタンド出側での温度Ｔ0が高くなりすぎ、粗圧延終了直後から仕上げ圧延開始までの時間ｔ0がＦ２を超えた。そのため、結晶粒が粗大化し、有効結晶粒径が１５μｍを超え、粗大結晶粒率も２０％を超えた。さらに、｛１００｝集積度が１．５０未満であった。その結果、ＤＷＴＴ保証温度が−３０℃よりも高くなり、低温靭性が低かった。
試験番号１７では、加熱温度が１０６０℃未満であった。そのため、結晶粒が粗大化し、有効結晶粒径が１５μｍを超え、粗大結晶粒率も２０％を超えた。さらに、｛１００｝集積度が１．５０未満であった。その結果、ＤＷＴＴ保証温度が−３０℃よりも高くなり、低温靭性が低かった。
試験番号１８では、仕上げ圧延温度が高すぎた。そのため、｛１００｝集積度が１．５０未満であった。その結果、ＤＷＴＴ保証温度が−３０℃よりも高くなり、低温靭性が低かった。
試験番号１９では、仕上げ圧延温度が低すぎた。そのため、粗大結晶粒率が２０％を超えた。さらに、｛１００｝集積度が１．５０未満であった。その結果、ＤＷＴＴ保証温度が−３０℃よりも高くなり、低温靭性が低かった。
試験番号２０では、Ｖ１が５℃／ｓ未満であった。そのため、結晶粒が粗大化し、有効結晶粒径が１５μｍを超え、粗大結晶粒率も２０％を超えた。そのため、｛１００｝集積度が１．５０未満であった。その結果、ＤＷＴＴ保証温度が−３０℃よりも高くなり、低温靭性が低かった。
試験番号２１では、粗圧延終了直後から仕上げ圧延開始までの時間ｔ0がＦ２を超えた。そのため、｛１００｝集積度が１．５０未満であった。その結果、ＤＷＴＴ保証温度が−３０℃よりも高くなり、低温靭性が低かった。
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
Claims (8)
- 質量％で、
Ｃ：０．０１０〜０．０６０％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、
Ｍｎ：０．５０〜２．００％、
Ｐ：０〜０．０３０％、
Ｓ：０〜０．０１００％、
Ａｌ：０．０１０〜０．０３５％、
Ｎ：０．００１０〜０．００８０％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．０８０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｎｉ：０．００１〜０．５０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、
Ｏ：０〜０．００３０％、
Ｃａ：０〜０．００５０％、
Ｖ：０〜０．１００％、
Ｃｒ：０〜０．３０％、
Ｃｕ：０〜０．３０％、
Ｍｇ：０〜０．００５０％、及び、
希土類元素：０〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有し、
厚さ中央部の組織において、フェライト分率が６０〜９０％であり、有効結晶粒径が１５μｍ以下であり、結晶粒径が２０μｍ以上の結晶粒の面積率である粗大結晶粒率が２０％以下であり、
圧延方向に垂直な面をＲＤ面、圧延面をＮＤ面、前記ＲＤ面及び前記ＮＤ面に垂直な面をＴＤ面としたとき、前記ＲＤ面とのなす角度が４５°であり、かつ、前記ＴＤ面とのなす角度が４５°である特定面において、｛１００｝面の集積度が１．５０〜２．５０である、ラインパイプ用鋼材。
０．３００≦Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／３＋Ｎｂ／３≦０．３８０ （１）
ここで、式（１）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 - 請求項１に記載のラインパイプ用鋼材であって、
前記化学組成は、質量％で、
Ｃａ：０超〜０．００５０％、を含有する、ラインパイプ用鋼材。 - 請求項１又は請求項２に記載のラインパイプ用鋼材であって、
前記化学組成は、質量％で、
Ｖ：０超〜０．１００％、
Ｃｒ：０超〜０．３０％、及び、
Ｃｕ：０超〜０．３０％、からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、ラインパイプ用鋼材。 - 請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載のラインパイプ用鋼材であって、
前記化学組成は、質量％で、
Ｍｇ：０超〜０．００５０％、及び、
希土類元素：０超〜０．０１００％、からなる群から選択される１種以上を含有する、ラインパイプ用鋼材。 - 請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載のラインパイプ用鋼材であって、
前記ラインパイプ用鋼材は、ラインパイプ用熱延鋼板である、ラインパイプ用鋼材。 - 請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載のラインパイプ用鋼材であって、
前記ラインパイプ用鋼材は、ラインパイプ用電縫鋼管である、ラインパイプ用鋼材。 - 請求項６に記載のラインパイプ用電縫鋼管であって、
管軸方向の降伏強度が４５０〜５４０ＭＰａであり、管軸方向の引張強度が５１０〜６２５ＭＰａである、ラインパイプ用電縫鋼管。 - 請求項７に記載のラインパイプ用電縫鋼管であって、
肉厚が１２〜２５ｍｍであり、外径が３０４．８〜６６０．４ｍｍである、ラインパイプ用電縫鋼管。
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