JP5834534B2

JP5834534B2 - 高一様伸び特性を備えた高強度低降伏比鋼、その製造方法、および高強度低降伏比溶接鋼管

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Publication number: JP5834534B2
Application number: JP2011140236A
Authority: JP
Inventors: 岡津　光浩; 光浩岡津; 彰彦谷澤; 三田尾　眞司; 眞司三田尾; 伸夫鹿内
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2010-06-29
Filing date: 2011-06-24
Publication date: 2015-12-24
Anticipated expiration: 2031-06-24
Also published as: JP2012031509A

Description

本発明は、引張強度５５０ＭＰａ以上で、降伏比が８０％以下かつ引張強度と一様伸びとの積が７５００ＭＰａ・％以上となる低降伏比かつ高一様伸びを有する鋼、その製造方法、および前記鋼を母材とする高強度低降伏比溶接鋼管に関し、高強度ラインパイプ用として好適なものに関する。

近年、天然ガスや原油の輸送用ラインパイプは、高圧化による輸送効率の向上や薄肉化による現地溶接施工効率の向上のため、高強度化され、さらに、大地震や凍土地帯における地盤変動により、ラインパイプに大変形が生じても、亀裂を発生しない高変形能の要求もなされるようになってきた。

鋼材の変形能の指標である、降伏比（ＹＲ）：引張強度に対する降伏強度の比は、小さくなるほどパイプ座屈発生の限界歪が向上する。

座屈発生後さらにパイプの変形が進む場合、パイプには局部的な歪集中が生じ、延性破壊発生限界歪に到達すると延性破壊が生じる。延性破壊発生限界歪は、鋼材の一様伸びと相関すると考えられている。

鋼材のミクロ組織を軟質なフェライト相と、硬質なベイナイトやマルテンサイトなどが適度に分散した硬質相とを備えた２相組織とすることで、低ＹＲとなることが知られており、例えば特許文献１には、軟質相中に硬質相が適度に分散した組織を得る製造方法として、焼入れ（Ｑ）と焼戻し（Ｔ）の中間に、フェライトとオーステナイトの２相域からの焼入れ（Ｑ´）を施す熱処理方法が開示されている。

特許文献２には、軟質相である加工フェライトとベイナイトやマルテンサイトの硬質相を混在させた組織により低ＹＲ化が達成されることが開示されている。

また、特許文献３には、ベイナイト中に硬質なＭＡ（島状マルテンサイト）組織を分散させた場合、低ＹＲ化が達成されることが開示されている。

特許文献４および５には、金属組織がフェライトとベイナイトと島状マルテンサイトの３相組織であり、体積分率が３〜１５％の島状マルテンサイトと体積分率が２％以上の残留オーステナイトを含む組織である鋼板あるいは鋼管とその製造方法が開示されている。

また、特許文献６には、母材の粒径２０μｍ以下のフェライトを面積分率で５〜５０％含有する金属組織を母材とした、変形能に優れた鋼管とその製造方法が開示されている。

特開昭５５−９７４２５号公報特開平０８―２０９２９１号公報特開２００６―２６５５７７号公報特開２００８―２４８３２８号公報特開２００８―２４８３３０号公報特開２００３―２９３０７８号公報

上述したように、現在、引張強度５５０ＭＰａ以上の高強度ラインパイプの実用化が進展している。しかしながら、引張強度が５５０ＭＰａ以上の高強度鋼において一様伸びを向上させる製造方法については不明な点が多く、特許文献１〜３にも十分な記載がない。

特許文献４および５の明細書の実施例には、引張強度の最大値がそれぞれ６１１ＭＰａ、６２１ＭＰａの「本発明鋼」の例が記載されているが、さらに高強度でも高い一様伸びを確保したいとの要求には応えられていない。

特に、一様伸びは鋼の引張強度上昇に伴い低下するため、例えば１０００ＭＰａを超える高強度化を行った場合、７％以上の一様伸びを確保することは非常に困難とされている。

特許文献６の技術は、ＡＰＩ５ＬＸ１００級以上の強度を対象として、変形能の向上を図った技術であるが、さらに高い一様伸びが要求される至近の用途には対応できておらず、また、８０％以下という低降伏比を安定して確保することができていないため、変形能の観点からは十分ではなかった。

そこで、本発明は、製管後、地震等の地盤変動に伴う曲げ変形を受けた際の座屈防止に必要なＹＲと、パイプ座屈後の延性破壊を防止するために必要な一様伸びを有する、高一様伸び特性を備えた、引張強度が５５０ＭＰａ以上の高強度低降伏比鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。また、この鋼を母材とした低降伏比高強度溶接鋼管を提供することを目的とする。

本発明者等は、上記課題を解決するため、ミクロ組織を軟質相と硬質相との２相組織として引張特性を低ＹＲ化（低降伏比化）したとき、硬質相分率が低くても高強度化に有効とされる島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔｓ、以降ＭＡと略す）組織に着目して鋭意検討し、ＭＡの形態および母相（第１相）中における分散状態が一様伸びに大きく影響することを見出した。

本発明は得られた知見をもとにさらに検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は
１．鋼組成が質量％で、
Ｃ：０．０３％超、０．１４％以下、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：１．０〜４．０％、
Ａｌ：０．００３〜０．０８％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
を含有し、さらに
Ｃｕ：０．１〜２．０％、
Ｎｉ：０．１〜３．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．００３〜０．１０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％
の１種または２種以上を含有し
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、フェライト主体あるいはベイナイト主体の母相と、前記母相中に分散して存在する第２相とを有し、該第２相は平均アスペクト比が２．０以下の島状マルテンサイトであり、前記第２相の島状マルテンサイトの面積率が５〜２０％であり、さらに、前記島状マルテンサイトの９０％以上は、母相がフェライト主体である場合にはフェライト粒界に、あるいは、母相がベイナイト主体である場合には旧オーステナイト粒界に存在していることを特徴とする、高一様伸び特性を備えた高強度低降伏比鋼。
２．鋼組成が、
さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする１記載の高一様伸び特性を備えた高強度低降伏比鋼。
３．鋼組成が、
質量％で、
Ｃ：０．０３％超、０．１４％以下、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：１．０〜４．０％、
Ａｌ：０．００３〜０．０８％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
を含有し、さらに
Ｃｕ：０．１〜２．０％、
Ｎｉ：０．１〜３．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．００３〜０．１０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％
の１種または２種以上を含有し
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を、
Ａｃ_３以上の温度に加熱し、仕上げ圧延温度Ａｒ_３以上の熱間圧延を行った後、冷却停止温度５００℃未満の空冷あるいは加速冷却を行い、その後、ただちにＡｃ_１以上Ａｃ_３以下の温度に再加熱することを特徴とする、高一様伸び特性を備えた高強度低降伏比鋼の製造方法。
４．鋼組成が、
さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする３記載の高一様伸び特性を備えた高強度低降伏比鋼の製造方法。
５．ミクロ組織が、フェライト主体あるいはベイナイト主体の母相と、前記母相中に分散して存在する第２相とを有し、該第２相は平均アスペクト比が２．０以下の島状マルテンサイトであり、前記第２相の島状マルテンサイトの面積率が５〜２０％であり、さらに、前記島状マルテンサイトの９０％以上は、母相がフェライト主体である場合にはフェライト粒界に、あるいは、母相がベイナイト主体である場合には旧オーステナイト粒界に存在していることを特徴とする、３または４記載の、高一様伸び特性を備えた高強度低降伏比鋼の製造方法。
６．１または２記載の鋼が母材部で、溶接金属部の組成が、
質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．１０％、
Ｓｉ：０．２〜０．５％、
Ｍｎ：１．６〜２．０％、
Ａｌ：０．０３％以下、
Ｂ：０．００１〜０．００３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０２０％、
Ｔｉ：０．０１５〜０．０４０％、
Ｏ：０．０１５〜０．０４％、
Ｎ：０．０１％以下、
を含有し、さらに
Ｃｕ：０．１〜０．３％、
Ｎｉ：０．１〜３．５％、
Ｍｏ：０．０５〜１．５％、
Ｃｒ：０．１〜０．４％、
Ｖ：０．０２５〜０．１％、
の１種または２種以上を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする高強度低降伏比溶接鋼管。

本発明によれば、製管後、地震等の地盤変動によりパイプの座屈やその後の延性破壊が生じにくい、降伏比が８０％以下かつ引張強度と一様伸びの積が７５００ＭＰａ・％以上となる高一様伸び特性を備えた引張強度５５０ＭＰａ以上の高強度低降伏比鋼およびその製造方法、さらに低降伏比高強度溶接鋼管を提供することが可能で、産業上極めて有用である。

本発明では、成分組成とミクロ組織を規定する。
［成分組成］以下の説明において％は質量％とする。
Ｃ：０．０３％超、０．１４％以下
Ｃは十分なＭＡ面積率を確保するために０．０３％を超える添加が必要である。一方、０．１４％を超えて添加すると、セメンタイト、あるいは合金炭化物が生成しやすくなり、一様伸びに悪影響を及ぼすため上限を０．１４％とする。

Ｓｉ：０．０１〜０．５％
Ｓｉは脱酸元素であり０．０１％以上の添加でその効果が得られる。一方、０．５％以上の添加をしてもその効果が飽和するため、上限を０．５％とする。

Ｍｎ：１．０〜４．０％
Ｍｎは焼入性向上元素として作用する。さらに、多量に添加することで、フェライト相に固溶できるＣ量を低減する効果があり、未変態オーステナイト領域へのＣ濃化を大きくするので、ＭＡの生成量を増加させる。

後述するようにミクロ組織において、ＭＡの面積率を５％以上とするためには、少なくとも１．０％以上の添加が必要である。一方、４．０％を超える添加を行うと、ミクロ組織がマルテンサイト主体となりやすく、低ＹＲが得られ難くなるため、上限を４．０％とする。

Ａｌ：０．００３〜０．０８％
Ａｌは脱酸元素として作用する。Ｓｉと同時添加で十分な脱酸効果を得るためには０．００３％以上の添加で十分な脱酸効果が得られる。一方、０．０８％を超えて添加すると鋼中の清浄度が低下し、一様伸び低下の原因となるため、上限を０．０８％とする。

Ｎｂ：０．０１〜０．０８％
Ｎｂは熱間圧延中のオーステナイト未再結晶域を拡大し、鋼の焼入れ性向上元素としても作用する。また、Ｍｎと同様に未変態オーステナイト領域へのＣ濃化を大きくするので、ＭＡの生成量を増加させる。後述するようにミクロ組織において、ＭＡの面積率を５％以上とするためには、少なくとも０．０１％以上の添加が必要である。一方、０．０８％を超えて添加するとＮｂＣが析出しやすくなり、析出硬化でＹＲが上昇しやすくなることから、上限を０．０８％とする。

Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは窒化物を形成し、靭性に悪影響を与える、鋼中の固溶Ｎ量の低減に有効であるほか、析出したＴｉＮがピンニング効果でオーステナイト粒の粗大化を抑制して、ミクロ組織の粗大化を抑制する。そのような効果を得るため、０．００５％以上添加する。

一方、０．０２５％を超えて添加するとＴｉＣを形成するようになり、その析出硬化でＹＲが上昇しやすくなることから、上限を０．０２５％とする。

さらに、本発明では、母材の強度として引張強度５５０ＭＰａ以上を確保し、溶接熱影響部の強度上昇を目的として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｂの１種または２種以上を含有させることができる。
Ｃｕ：０．１〜２．０％
Ｃｕは０．１％以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、多量のＭｎ添加の代替とすることができる。しかし、２．０％を超えて含有すると、Ｃｕが析出し、その析出硬化でＹＲが上昇しやすくなることから、含有する場合には上限を２．０％とすることが好ましく、０．５％以下であることがさらに好ましい。

Ｎｉ：０．１〜３．０％
Ｎｉは、焼入性向上元素として作用し、添加しても靱性劣化を起こさないため、本発明において有用な元素である。この効果を得るために、０．１％以上含有することが必要であるが、３．０％を超えて含有しても焼入性向上効果が飽和するため、含有する場合には上限を３．０％とすることが好ましく、０．７％以下であることがさらに好ましい。

Ｍｏ：０．１〜１．０％
Ｍｏは母材あるいは溶接熱影響部の強度を向上させるため含有させることができる。０．１％以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、多量のＭｎ添加の代替とすることができる。しかし、高価な元素であり、かつ１．０％を超えて含有しても強度上昇は飽和するため、含有する場合は、上限を１．０％とすることが好ましく、０．５％以下であることがさらに好ましい。

Ｃｒ：０．１〜１．０％
Ｃｒは母材あるいは溶接熱影響部の強度を向上させるため含有させることができる。０．１％以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、多量のＭｎ添加の代替とすることができる。しかし、１．０％を超えて含有するとＨＡＺ靱性が著しく劣化するため、含有する場合は、上限を１．０％とすることが好ましく、０．５％以下であることがさらに好ましい。

Ｖ：０．００３〜０．１０％
Ｖは母材あるいは溶接熱影響部の強度を向上させるため添加することができる。０．００３％以上含有することによって、鋼中で炭化物を形成して析出強化により鋼の強度を高めることができる。一方、０．１０％を超えて含有すると析出強化が著しく、ＹＲが上昇しやすくなることから、含有する場合には上限を０．１０％とすることが好ましく、０．０６％以下であることがさらに好ましい。

Ｂ：０．０００５〜０．００３０％
Ｂは母材あるいは溶接熱影響部の強度を向上させるため含有させることができる。Ｂはオーステナイト粒界に偏析してフェライト変態を抑制して、母相（第１相と言うこともある。）組織をベイナイト主体として、引張強度７００ＭＰａ以上の高強度化を可能とする。フェライト変態抑制効果を得るためには、０．０００５％以上含有することが必要であるが、０．００３０％を超えて含有しても効果が飽和するため、含有する場合には上限を０．００３０％とすることが好ましい。

以上が本発明鋼の基本成分組成であるが、一様伸び特性をさらに向上させる場合、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｍｇの一種または二種以上を含有させることができる。Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｍｇは鋼中の非金属介在物であるＭｎＳの形態制御、あるいは酸化物あるいは窒化物を形成し、清浄度を向上させて一様伸びを向上させる。

Ｃａ：０．０００５〜０．０１％
Ｃａは鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、０．０００５％以上含有することで延性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。一方、０．０１％を超えて含有すると、ＣａＯ−ＣａＳのクラスターを形成し、かえって延性を劣化させるので、含有する場合は、上限を０．０１％とすることが好ましい。

ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％
ＲＥＭは鋼中の硫化物の形態制御に有効な元素であり、０．０００５％以上含有することで延性に有害なＭｎＳの生成を抑制する。一方、高価な元素であり、かつ０．０２％を超えて含有しても効果が飽和するため、含有する場合は、上限を０．０２％とすることが好ましい。

Ｚｒ：０．０００５〜０．０１％
Ｚｒは鋼中で炭窒化物を形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング効果をもたらす。十分なピンニング効果を得るためには、０．０００５％以上含有することが必要であるが、０．０１％を超えて含有すると、鋼中の清浄度が著しく低下し、かえって延性の低下につながるため、含有する場合は、上限を０．０１％とすることが好ましい。

Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
Ｍｇは製鋼過程で酸化物を微細化する効果があり、延性低下の原因となる粗大酸化物の抑制に有効である。十分な、酸化物の微細化効果を得るためには０．０００５％以上含有することが必要であるが、０．０１％を超えて含有しても効果が飽和することから、含有する場合には、上限を０．０１％とすることが好ましい。

本発明の鋼材において、上記以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の効果を損なわない範囲内であれば、上記以外の成分を含有することができる。なお、本発明においてＰおよびＳは不可避的不純物で、過度のＰ含有は鋳造時に中心偏析して鋼の延性を低下させるため、また、過度のＳ含有は延性に有害なＭｎＳの生成を助長するため、いずれも、経済性を考慮して可能な範囲で低減することが好ましく、Ｐ量は０．０１％以下、Ｓ量は０．００３％以下であることが好ましい。
［ミクロ組織］
本発明では、ミクロ組織を、フェライト主体あるいはベイナイト主体の母相と、前記母相中に分散して存在する第２相とを有し、該第２相は平均アスペクト比が２．０以下の島状マルテンサイトであり、前記第２相の島状マルテンサイトの面積率が５〜２０％であり、さらに、前記島状マルテンサイトの９０％以上は、母相がフェライト主体である場合にはフェライト粒界に、あるいは、母相がベイナイト主体である場合には旧オーステナイト粒界に存在している組織に規定する。

ミクロ組織において母相は所望する強度に応じて、引張強度が５５０ＭＰａ〜７００ＭＰａまではフェライト主体、引張強度７００ＭＰａ超えとする場合はベイナイト主体とすることが望ましい。

低降伏比を得るためにＭＡを第２相として、面積率で５〜２０％分散させる。面積率５％未満では、ＹＲが８０％以下の低ＹＲとならず、一方、面積率が２０％を超えた場合、後述するＭＡの平均アスペクト比が規定を満足していても、一様伸び低下が著しくなることから上限を２０％とする。

ＭＡの面積率は倍率１０００〜３０００倍程度で鋼の断面ＳＥＭ写真を４視野以上撮影し、それぞれの視野中で観察されるＭＡ粒子の個々の面積を画像解析によって測定して、積算した後、測定視野面積で除することによって算出する。

ＭＡの平均アスペクト比は２．０以下とする。母相がベイナイト主体組織の場合は、ＭＡが細長い形状となるほど母相との界面から微視的なクラックが生じて、一様伸びが低下する。また、母相がフェライト主体組織の場合であっても、ＭＡ内にクラックが発生しやすくなるため、平均アスペクト比を２．０以下とする。

ＭＡの平均アスペクト比は、１０００〜３０００倍程度の倍率で鋼の断面ＳＥＭ写真を４視野以上撮影し、撮影した全視野について、個々のＭＡ粒子のアスペクト比の平均値を求めて平均アスペクト比とする。アスペクト比は長径および短径を画像解析により計測して求める。

面積率５〜２０％のＭＡのうち、母相がベイナイト主体組織の場合は、旧オーステナイト粒界に、母相がフェライト主体組織の場合は、フェライト粒界に存在するものを９０％以上とする。

ＭＡが旧オーステナイト粒内あるいはフェライト粒内に存在する場合、低ＹＲは得られるものの、強度が上昇したときの一様伸びの低下が著しいため、ＭＡが旧オーステナイト粒界あるいはフェライト粒界など母相の結晶粒界面に存在することが必要で、旧オーステナイト粒界あるいはフェライト粒界上に存在するＭＡを、全ＭＡの９０％以上とする。本発明では母相がベイナイト主体組織の場合は、旧オーステナイト粒界に、母相がフェライト主体組織の場合はフェライト粒界に存在するＭＡを全ＭＡの９０％以上とする。

旧オーステナイト粒界あるいはフェライト粒界上に存在するＭＡの分率は、上述の面積率測定で計測した全てのＭＡ粒子についてＳＥＭ写真で粒界との位置関係を確認し、粒界上に存在している粒子数を、全てのＭＡ粒子数で除して算出する。

なお、フェライト粒界は例えばナイタール腐食によって、また、旧オーステナイト粒界は例えばピクリン酸腐食によって、それぞれ現出することができるので、観察されたＭＡがこれらの粒界上にあるかないかを確認することが可能である。

本発明においては、母相の主体であるフェライトあるいはベイナイト、および第２相である島状マルテンサイト（ＭＡ）以外のミクロ組織の面積率は小さいほどよい。しかし、フェライトまたはベイナイト、および島状マルテンサイト（ＭＡとも言う）以外のミクロ組織の面積率が小さい場合には、その影響が小さいため、トータルの面積率で５％以下の他の金属組織、すなわち、パーライトやセメンタイトなどを１種または２種以上を含有してもよい。なお、フェライトまたはベイナイト、および島状マルテンサイト（ＭＡ）以外のミクロ組織として、残留オーステナイトが存在する場合、加工誘起変態に伴う伸び向上効果が期待できるものの、一旦塑性加工した後は硬質なマルテンサイト化して、むしろ延性低下の原因になることから、その面積率は２％未満であることが好ましく、１％未満であることがさらに好ましい。

以下、上記成分組成と上記ミクロ組織を備えた鋼の、好適な製造方法について述べる。
本発明において規定される鋼の温度条件は、鋼片あるいは鋼板板厚方向平均温度を指すものとする。

鋼片加熱温度：Ａｃ_３以上
熱間圧延の素材であるスラブやインゴットなどの鋼片をオーステナイト化するため、Ａｃ_３以上、好ましくは１０００℃以上に加熱する。鋼片加熱温度がＡｃ_３未満の場合、未変態フェライト等が残存し、熱間圧延・冷却・再加熱後に所定のミクロ組織が得られない。鋼片加熱温度の上限は、母材靱性の観点からは１２００℃以下とすることが好ましい。Ａｃ_３温度は式（１）で求めることができる。なお、溶鋼から鋼片製造までは常法による。
Ａｃ_３＝９６１．６−３１１．９Ｃ＋４９．５Ｓｉ−３６．４Ｍｎ＋１２．７Ａｌ−５１Ｃｕ−２９Ｎｉ−８．７Ｃｒ＋１３．５Ｍｏ＋３０８．１Ｎｂ−１４０Ｖ＋３１８．９Ｔｉ＋６１１．２Ｂ・・・（１）ただし、各元素記号は含有量（質量％）とする。

熱間圧延
鋼片加熱後、所定の板厚・板幅に成形するため、仕上げ圧延温度：Ａｒ_３以上の熱間圧延を行う。仕上げ圧延温度がＡｒ_３未満まで低下した場合、圧延中に変態生成したフェライトが加工を受けた、加工フェライトが形成される。

加工フェライト量の増加に伴い、降伏強度が上昇して、ＹＲが高くなるため、仕上げ圧延温度をＡｒ_３以上、好ましくは、８００℃以上とする。Ａｒ_３温度は式（２）で求めることができる。
Ａｒ_３＝９１０−２７３Ｃ−７４Ｍｎ−５６Ｎｉ−１６Ｃｒ−９Ｍｏ−５Ｃｕ・・・（２）
ただし、各元素記号は含有量（質量％）とする。

熱間圧延後の冷却条件
熱間圧延後、空冷または加速冷却を実施する。引張強度を７００ＭＰａ以下とする場合は、ミクロ組織における母相をフェライトとするために空冷を実施する。一方、７００ＭＰａを超える引張強度とする場合は、ミクロ組織における母相をベイナイトとするため、加速冷却を実施する。

加速冷却は、フェライトの生成を抑制するため、冷却開始温度をＡｒ_３以上とすることが好ましい。また、冷却速度は、加速冷却の途中でフェライトが生成することを避けるため、１０℃／ｓ以上とすることが好ましい。加速冷却の冷却停止温度はベイナイト変態を完了させるため５００℃未満とする。冷却停止温度が５００℃以上でベイナイト変態が完了していない場合、ベイナイト中に残る未変態γがその後の再加熱処理を経てＭＡとなるが、アスペクト比が大きい細長いＭＡとなりやすく、かつ旧オーステナイト粒内に存在するため、一様伸びが低下する。

冷却後の再加熱処理
空冷または加速冷却後、ただちに、開始温度を５００℃未満、最高加熱温度をＡｃ_１〜Ａｃ_３とする再加熱処理を行う。再加熱処理の開始温度はミクロ組織の母相（第１相）を空冷の場合はフェライト主体組織、加速冷却の場合はベイナイト主体組織とするため、５００℃を超えないこととする。ここで、空冷または加速冷却後、ただちに、再加熱処理を実施するとは、空冷あるいは加速冷却により鋼板温度が５００℃を下回ってから２分以内に後述の再加熱処理を実施することを指すものとする。

再加熱開始温度が５００℃を超えるとミクロ組織の母相として十分なフェライトあるいはベイナイト組織が得られず、未変態のオーステナイト相が残ったまま加熱されて、形成する粗大な硬質相により一様伸びが低下する。

なお、５００℃未満におけるなるべく高い温度域から再加熱を開始することにより、加熱コスト低減が可能となるので、空冷後または加速冷却後、オンラインで再加熱する設備を用いて、３００℃以上の温度から再加熱を開始することが望ましい。

最高加熱温度は、ミクロ組織の母相（空冷の場合はフェライト主体組織、加速冷却の場合はベイナイト主体組織）中にＭＡを分散析出させるため、Ａｃ_１〜Ａｃ_３（Ａｃ_１以上Ａｃ_３以下）とする。

Ａｃ_１〜Ａｃ_３の温度域に加熱することにより、母相の一部をオーステナイトに逆変態させる。逆変態オーステナイトはフェライト粒界３重点、あるいはベイナイトの旧γ粒界３重点よりまず生成し、かつ、拡散的に変態することから、後の冷却過程でさらに変態生成するＭＡはこれら粒界３重点に生成することとなり、ＭＡがフェライト粒内あるいはベイナイト粒内に生成することが抑制される。また、逆変態オーステナイトからはアスペクト比が小さい、一様伸び劣化が少ない形状のＭＡを生成させることができる。

再加熱温度がＡｃ_１未満の場合、オーステナイトに逆変態しないため硬質第２相としてのＭＡを生成させることができない。一方、再加熱温度がＡｃ_３を超えると、全面的にオーステナイトに逆変態してしまい、硬質相を所定の面積率で分散させた状態を得ることが極めて困難となる。このため、再加熱温度をＡｃ_１〜Ａｃ_３の温度域とする。

再加熱温度を７８０℃以上８２０℃以下とすると、上述した範囲のＭＡ面積率を達成するために好ましい。再加熱時の逆変態オーステナイトをミクロ組織の母相（空冷の場合はフェライト主体組織、加速冷却の場合はベイナイト主体組織）の粒内から生成することを抑制するために、再加熱時の昇温速度を２℃／ｓ以上とすることが好ましい。なお、Ａｃ_１温度は式（３）で求めることができる。
Ａｃ_１＝７５１−２６．６Ｃ＋１７．６Ｓｉ−１１．６Ｍｎ−１６９Ａｌ−２３Ｃｕ−２３Ｎｉ＋２４．１Ｃｒ＋２２．５Ｍｏ＋２３３Ｎｂ−３９．７Ｖ−５．７Ｔｉ−８９５Ｂ・・・（３）ただし、各元素記号は含有量（質量％）とする。

再加熱時に、最高到達温度にて必ずしも保持する必要はないが、この温度域において過剰に保持した場合には、逆変態していない母相の焼き戻し効果が著しく、降伏強度が過度に低下する可能性がある。

再加熱後の冷却条件は本発明では特に規定せず、空冷でも水冷でもかまわない。なお、再加熱後に１０℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで水冷すると、硬質相であるＭＡの硬さが高くなるので、より安定的に低降伏比を達成することが可能となる。

本発明によれば、高強度ラインパイプ用鋼板として要求される５５０ＭＰａ以上の引張強度と、製管後に地震等の地盤変動に伴う曲げ変形を受けた際の座屈限界を著しく改善するために必要な、８０％以下の降伏比を確保した鋼を得ることができる。さらに、本発明に係る鋼は、パイプが限界を超えた変形を受けて座屈した場合においても、座屈部の延性破壊を防止するために必要な延性として、７％以上の一様伸びを有する。一般に、高強度化と高一様伸び化とは相反する特性であるところ、本発明においては、引張強度と一様伸びとの積が７５００ＭＰａ・％以上と大きな強度と一様伸びとが高位に両立した鋼を得ることができるので、高強度ラインパイプ用として好適である。

次に、本発明に係る鋼を用いた溶接鋼管について説明する。溶接鋼管は一般的な製造方法を適用して製造可能である。冷間加工法によって筒状に成形するが、成形方法はＵＯＥ法、ロールベンド法等のいずれでもかまわない。筒状に成形し、端部を溶接した後、拡管あるいは縮径工程を経て所定の外径に調整する。

端部の溶接（シーム溶接と言う場合がある）はサブマージアーク溶接、ガスメタルアーク溶接、レーザー溶接およびレーザー・アークハイブリッド溶接のいずれであってもよく、限定されるものではない。

溶接材料、溶接条件は、オーバーマッチングの溶接部（溶接金属の降伏強度および引張強度が、それぞれ、母材部の降伏強度および引張強度の１．１倍以上）となるように選定し、以下に説明する溶接金属部が得られることが望ましい。

［溶接金属成分組成］
以下の説明において％は質量％とする。
Ｃ：０．０６〜０．１０％
溶接金属においてＣは溶接金属高温割れを防止するために０．０６％以上必要である。一方、０．１０％を超えると、溶接金属のミクロ組織がマルテンサイト主体となり靱性が著しく低下するため、上限を０．１０％とする。

Ｓｉ：０．２〜０．５％
Ｓｉは溶接金属中では脱酸元素として働き、溶接金属中の酸素量を制御するために必要な元素である。溶接金属中のＳｉが０．２％未満の場合、脱酸が不十分となり溶接金属中の酸素量が増加し靱性の低下をもたらすため０．２％以上必要である。一方、０．５％を超えると溶接金属靱性にとっては有害なＭＡの生成が著しくなるため、上限を０．５％とする。

Ｍｎ：１．６〜２．０％
Ｍｎは溶接金属においても焼入性向上元素として作用する。溶接金属の引張強度を母材部と同等かそれ以上（７００ＭＰa以上）とするためにはアシキュラフェライトとベイナイトの混合組織にする必要があり、１．６％以上のＭｎが必要である。一方、２．０％を超えると溶接金属のミクロ組織がマルテンサイト主体となり、靱性が著しく低下するため、上限を２．０％とする。

Ａｌ：０．０３％以下
Ａｌは母材部からの希釈で不可避的不純物として溶接金属中に存在するが、０．０３％を超えると後述するＴｉＯの生成を阻害し、溶接金属のアシキュラフェライトの微細化が抑制され優れた低温靱性を得ることができないため、上限を０．０３％とする。

Ｂ：０．００１〜０．００３％
Ｂは溶接金属のオーステナイト粒界からのポリゴナルフェライト生成を抑制し、アシキュラフェライト主体組織とする効果がある。粒界からのポリゴナルフェライト生成を完全に抑制するためには少なくとも０．００１％以上必要であるが、０．００３％を超えても効果が飽和するため、上限を０．００３％とする。

Ｎｂ：０．００５〜０．０２０％
Ｎｂは溶接金属中の固溶ＮをＢより先に窒化物形成することにより、オーステナイト粒界に固溶Ｂとして存在させるため、少なくとも０．００５％以上必要である。一方、０．０２０％を超えると炭化物を形成し、溶接金属を析出硬化させ靱性の低下をもたらすため、上限を０．０２０％とする。

Ｔｉ：０．０１５〜０．０４０％
Ｔｉは溶接金属中の酸素と反応してＴｉＯを形成し、溶接金属オーステナイト粒内からのアシキュラフェライト変態核として機能する。微細なアシキュラフェライト組織とするためには多数のＴｉＯの生成が必要であり、Ｔｉは少なくとも０．０１５％以上必要である。一方、０．０４０％を超えると溶接金属中のＴｉＯが凝集・粗大化してシャルピー衝撃値の低下をもたらすため、上限を０．０４０％とする。

Ｏ：０．０１５〜０．０４％
Ｏは上述のＴｉと反応してＴｉＯを形成し、溶接金属オーステナイト粒内からのアシキュラフェライト変態核として機能する。微細なアシキュラフェライト組織とするためには多数のＴｉＯの生成が必要であり、Ｏは０．０１５％以上必要である。一方、０．０４％を超えると溶接金属中のＴｉＯが凝集・粗大化してシャルピー衝撃値の低下をもたらすため、上限を０．０４％とする。

Ｎ：０．０１％以下
溶接金属中のＮは不可避的不純物として存在するが、０．０１％を超えて含む場合、固溶して溶接金属靱性を著しく劣化させるため、上限を０．０１％とする。

溶接金属の強度を上昇させる場合、更に、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖの１種または２種以上を含有させることができる。

Ｃｕ：０．１〜０．３％
Ｃｕは０．１％以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、Ｍｎ添加の代替とすることができる。しかし、０．３％を超えるとＣｕ液化割れが著しく溶接欠陥の原因となるため、含有させる場合には上限を０．３％とすることが好ましい。

Ｎｉ：０．１〜３．５％
Ｎｉは、焼入性向上元素として作用し、添加しても靱性劣化を起こさないため、溶接金属においても有用な元素である。この効果を得るために、０．１％以上含有することが好ましいが、３．５％を超えると溶接金属の高温割れ感受性が高まり溶接欠陥の原因となるため、含有させる場合には上限を３．５％とすることが好ましく、０．５％以下であることがさらに好ましい。

Ｍｏ：０．０５〜１．５％
Ｍｏは０．０５％以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、Ｍｎ添加の代替とすることができる。しかし、１．５％を超えて添加すると溶接金属ミクロ組織がマルテンサイト主体となり、著しく靱性が低下するため、含有させる場合には上限を１．５％とすることが好ましく、０．６％以下であることがさらに好ましい。

Ｃｒ：０．１〜０．４％
Ｃｒもまた０．１％以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、Ｍｎ添加の代替とすることができる。しかし、高価な元素であり、かつ０．４％を超えて添加しても強度上昇の効果が飽和するため、含有させる場合には上限を０．４％とすることが好ましい。

V：０．０２５〜０．１％
Vもまた０．０２５％以上含有することによって焼入性向上元素として作用し、Ｍｎ添加の代替とすることができる。しかし、０．１％を超えて添加すると析出硬化を生じ溶接金属の靱性が低下するため、含有させる場合には上限を０．１％とする。
上記以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物とすることが好ましい。

なお、上記溶接金属中の成分組成を上記範囲に制御するには、鋼材（母材）の成分組成および溶接条件に応じて、溶接に用いる溶接材料（溶接ワイヤ）を適宜選択するのが好ましい。例えば、各元素について、溶接金属中の成分元素の目標組成を母材希釈率で割り戻して求めた組成を有する溶接ワイヤを作製し、これを用いて溶接する方法である。

表１に示す成分組成の鋼片（鋼種Ａ〜Ｉ）から、表２に示す種々の製造条件で、板厚１２〜３０ｍｍの鋼板を作製し、ミクロ組織観察、引張試験を行った。なお、表１に表示していないが、不可避的不純物であるＰおよびＳの含有量は、いずれも、Ｐ量：０．０１％以下、Ｓ量：０．００３％以下、であった。

得られた鋼板の板幅中央部よりミクロ組織観察用サンプルを採取し、圧延長手方向と平行な板厚断面を鏡面研磨したあと、２段エッチング法を用いてＭＡを現出させた。その後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い２０００倍の倍率で無作為に選んだ５視野のミクロ組織写真を撮影し、写真中のＭＡの面積率、平均アスペクト比、および旧オーステナイト粒界あるいはフェライト粒界に属するＭＡの割合を画像解析によって計測・算出した。

次に、それぞれの鋼板よりＪＩＳＺ２２０１に従って１４Ａ号引張試験片を採取し、引張試験を行った。引張試験はＪＩＳＺ２２４１に従い、降伏強度、引張強度、一様伸びを計測した。

鋼板母材のミクロ組織の画像解析結果および引張特性調査結果をまとめて表３に示す。なお、引張強度が５５０ＭＰａ以上を、一様伸び特性は７％以上を、降伏比は８０％以下を、また、引張強度と一様伸びとの積が７５００ＭＰａ・％以上を、それぞれ、本発明の引張特性の目標範囲とする。

表３の中で、鋼板Ｎｏ．１〜７は鋼板化学組成およびミクロ組織も本発明範囲内となる発明例で、いずれも５５０ＭＰａを超える鋼板母材引張強度、８０％以下の低降伏比、および引張強度と一様伸びとの積が７５００ＭＰａ・％を超える値を示した。

比較例Ｎｏ．８は、鋼のＣ量が本発明範囲外でＭＡの面積率が本発明範囲を下回り、目標とする低ＹＲが得られなかった。比較例Ｎｏ．９は、鋼のＣ量が本発明範囲を上回り、セメンタイトが多量に生成したため、一様伸びが低く、引張強度と一様伸びとの積が目標とする７５００ＭＰａ・％を下回った。

比較例Ｎｏ．１０は、鋼のＭｎ量が本発明範囲を上回り、母相がマルテンサイト主体となったため、第２相のＭＡとの強度差が小さく、目標とする低降伏比が得られなかった。

比較例Ｎｏ．１１は、鋼のＮｂ量が本発明範囲を上回ったため、ＮｂＣの析出が著しく、降伏強度が高く、目標とする低降伏比が得られなかった。

比較例Ｎｏ．１２は、化学組成は発明範囲内であるが、鋼片加熱温度が本発明範囲よりも低く、ＭＡのアスペクト比が本発明範囲よりも高かったため、引張強度と一様伸びとの積が目標とする７５００ＭＰａ・％を下回った。

比較例Ｎｏ．１３は、化学組成は発明範囲内であるが、圧延仕上温度が本発明範囲を下回り、加工フェライトが生成し、かつＭＡのアスペクト比が本発明範囲外で高くなり、目標とする低ＹＲが得られず、引張強度と一様伸びとの積も目標とする７５００を下回った。

比較例Ｎｏ．１４は、化学組成は発明範囲内であるが、加速冷却停止温度およびそれに続く再加熱の開始温度がいずれも本発明範囲よりも高かったため、再加熱開始温度がＭＡの面積率は本発明範囲内であったにも関わらず、粒界上に存在するＭＡの割合が本発明範囲の下限を下回り、引張強度と一様伸びとの積が目標とする７５００ＭＰａ・％を下回った。

比較例Ｎｏ．１５および１６は、化学組成は発明範囲内であるが、再加熱温度がそれぞれ本発明範囲より低かったり高かったりしたため、ＭＡの面積率が本発明範囲よりも低く、目標とする低降伏比が得られなかった。

板厚１８〜２５ｍｍの鋼板を表４に示す成分組成の鋼片（鋼種Ｊ〜Ｍ）から、表５に示す種々の製造条件で作製し、圧延長手方向が鋼管長手方向となるようＵプレス、Ｏプレスを経て筒状に成形した後、内外面各１層サブマージアーク溶接を実施し、最後に拡管率が１．１％の拡管を行い外径９１４．４ｍｍの溶接鋼管を作製した。なお、表４に表示していないが、不可避的不純物であるＰおよびＳの含有量は、いずれも、Ｐ量：０．０１％以下、Ｓ量：０．００３％以下であった。

得られた鋼管の、溶接部から１８０°位置の鋼管板厚中央部よりミクロ組織観察用サンプルを採取し、鋼管長手方向と平行な管厚断面を鏡面研磨したあと、２段エッチング法を用いてＭＡを現出させた。その後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い２０００倍の倍率で無作為に選んだ５視野のミクロ組織写真を撮影し、写真中のＭＡの面積率、平均アスペクト比、および旧オーステナイト粒界あるいはフェライト粒界に属するＭＡの割合を画像解析によって計測・算出した。

各鋼管の溶接部から１８０°位置よりＡＰＩ５Ｌに従って鋼管長手方向に全厚引張試験片を採取し、引張試験を行った。引張試験はＡＰＩ５Ｌに従い、降伏強度、引張強度、一様伸びを計測した。

各鋼管の溶接部から溶接金属の化学成分分析試料を採取し、溶接金属の化学成分を分析した。表６に測定結果を示す。また、溶接部から鋼管長手方向にＪＩＳＺ２２０１に従って１４Ａ号引張試験片を採取し、溶接金属の引張試験を行った。引張試験はＪＩＳＺ２２４１に従い、降伏強度、引張強度を計測した。

鋼管の母材部ミクロ組織解析結果および引張試験結果、ならびに溶接金属の引張試験結果を表７にまとめて示す。鋼管母材部引張強度が５５０ＭＰａ以上、一様伸び特性は７％以上、降伏比は８０％以下、また、引張強度と一様伸びとの積が７５００ＭＰａ・％以上を、それぞれ、本発明の引張特性の目標範囲とした。

また、溶接金属部については降伏強度、引張強度とも母材部の実降伏強度、引張強度のそれぞれ１．１０倍以上のオーバーマッチングとなっていることを目標とした。

表７の中で、鋼管Ｎｏ．１〜４は鋼管母材化学組成およびミクロ組織、および溶接金属化学組成が本発明範囲内となる発明例で、いずれも５５０ＭＰａを超える鋼管母材引張強度、８０％以下の低降伏比、および引張強度と一様伸びとの積が７５００ＭＰａ・％を超える値を示し、かつ、溶接金属の降伏強度および引張強度いずれも母材部に較べて１．１０倍以上のオーバーマッチングを達成した。

一方、比較例５、６、７、８はいずれも鋼管母材化学組成、ミクロ組織は本発明範囲に適合しているが、溶接金属化学組成が本発明範囲外のため、溶接金属の降伏強度あるいは引張強度が母材部に較べ十分に大きな値とはならず、鋼管溶接部におけるオーバーマッチングが達成されなかった。

比較例９は、鋼管母材化学組成、溶接金属化学組成は本発明範囲に適合しているが、鋼板製造時の加速冷却停止温度が高すぎたことから、鋼管母材部のミクロ組織において、粒界上に存在するＭＡの割合が本発明範囲の下限を下回ったため、引張強度と一様伸びとの積が目標とする７５００ＭＰａ・％を下回った。

比較例１０は、鋼管母材化学組成、溶接金属化学組成は本発明範囲に適合しているが、鋼板製造時の圧延終了温度が低すぎたことから、鋼管母材部のミクロ組織において、ＭＡのアスペクト比が本発明範囲外で高くなり、引張強度と一様伸びとの積が目標とする７５００ＭＰａ・％を下回った。

比較例１１は、鋼管母材化学組成、溶接金属化学組成は本発明範囲に適合しているが、鋼板製造時の加速冷却後の再加熱温度が低すぎたことから、逆変態オーステナイトが生成せず、硬質第２相としてのＭＡを生成させることができなかったため、鋼管母材部のミクロ組織において、ＭＡの面積率が本発明範囲よりも低く、目標とする低降伏比が得られなかった。

Claims

鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３％超、０．１４％以下、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：１．０〜４．０％、
Ａｌ：０．００３〜０．０８％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
を含有し、さらに
Ｃｕ：０．１〜２．０％、
Ｎｉ：０．１〜３．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．００３〜０．１０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％
の１種または２種以上を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、フェライト主体あるいはベイナイト主体の母相と、前記母相中に分散して存在する第２相とを有し、該第２相は平均アスペクト比が２．０以下の島状マルテンサイトであり、前記第２相の島状マルテンサイトの面積率が５〜２０％であり、さらに、前記島状マルテンサイトの９０％以上は、母相がフェライト主体である場合にはフェライト粒界に、あるいは、母相がベイナイト主体である場合には旧オーステナイト粒界に存在していることを特徴とする、高一様伸び特性を備えた高強度低降伏比鋼。
鋼組成が、
さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の高一様伸び特性を備えた高強度低降伏比鋼。
鋼組成が、
質量％で、
Ｃ：０．０３％超、０．１４％以下、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：１．０〜４．０％、
Ａｌ：０．００３〜０．０８％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０８％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
を含有し、さらに
Ｃｕ：０．１〜２．０％、
Ｎｉ：０．１〜３．０％、
Ｍｏ：０．１〜１．０％、
Ｃｒ：０．１〜１．０％、
Ｖ：０．００３〜０．１０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％
の１種または２種以上を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼片を、
Ａｃ_３以上の温度に加熱し、仕上げ圧延温度Ａｒ_３以上の熱間圧延を行った後、冷却停止温度５００℃未満の空冷あるいは加速冷却を行い、その後、鋼板温度が５００℃を下回ってから２分以内にＡｃ_１以上Ａｃ_３以下の温度に再加熱することを特徴とする、ミクロ組織が、フェライト主体あるいはベイナイト主体の母相と、前記母相中に分散して存在する第２相とを有し、該第２相は平均アスペクト比が２．０以下の島状マルテンサイトであり、前記第２相の島状マルテンサイトの面積率が５〜２０％であり、さらに、前記島状マルテンサイトの９０％以上は、母相がフェライト主体である場合にはフェライト粒界に、あるいは、母相がベイナイト主体である場合には旧オーステナイト粒界に存在している、高一様伸び特性を備えた高強度低降伏比鋼の製造方法。
鋼組成が、
さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項３記載の高一様伸び特性を備えた高強度低降伏比鋼の製造方法。
請求項１または２記載の鋼が母材部で、溶接金属部の組成が
質量％で、
Ｃ：０．０６〜０．１０％、
Ｓｉ：０．２〜０．５％、
Ｍｎ：１．６〜２．０％、
Ａｌ：０．０３％以下、
Ｂ：０．００１〜０．００３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０２０％、
Ｔｉ：０．０１５〜０．０４０％、
Ｏ：０．０１５〜０．０４％、
Ｎ：０．０１％以下、
を含有し、さらに
Ｃｕ：０．１〜０．３％、
Ｎｉ：０．１〜３．５％、
Ｍｏ：０．０５〜１．５％、
Ｃｒ：０．１〜０．４％、
Ｖ：０．０２５〜０．１％、
の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする高強度低降伏比溶接鋼管。