JP5157387B2

JP5157387B2 - 高変形能を備えた厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法

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Publication number: JP5157387B2
Application number: JP2007301778A
Authority: JP
Inventors: 光浩岡津; 智之横田; 謙次林; 伸夫鹿内
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2007-11-21
Filing date: 2007-11-21
Publication date: 2013-03-06
Anticipated expiration: 2027-11-21
Also published as: JP2009127072A

Description

本発明は、高変形能を備え靭性に優れた鋼材の製造方法に関し、特に、強度レベルがＡＰＩＸ７０以上で、板厚２０ｍｍ以上のＵＯＥまたはプレスベンド法によって製造されるラインパイプ用鋼管用素材の製造方法として好適なものに関する。

天然ガス供給地の遠隔化に伴い、天然ガス輸送用パイプラインの長距離化が進み、輸送効率のための操業圧増加を考慮し、ラインパイプの管厚を増大したり、高強度グレードを採用する設計が進められ、厚肉高強度ラインパイプの需要が高まっている。

天然ガス輸送用パイプラインの場合は、脆性亀裂伝播防止の観点から、ＤＷＴＴ（ＤｒｏｐＷｅｉｇｈｔＴｅａｒＴｅｓｔ）と呼ばれる試験における延性破面率（ＳＡ（％））の値が高いことが望まれている。

一般に、鋼板の強度や板厚が増加すると、靭性は低下する傾向にあるため、厚鋼板の靭性を向上させる技術として、制御圧延や制御冷却、さらには、直接焼入れ−焼戻し技術などＴＭＣＰ技術、また圧延後に行うオンラインの熱処理技術が開発されてきた。

靭性の向上には、結晶粒の微細化が有効であることが従来から知られており、様々な検討がなされている。合金設計や圧延時の加熱温度や圧延温度などの調整による細粒化の場合、現状、圧延−冷却で得られる厚鋼板のγ粒径は２０〜３０μｍ程度が限界である。

上記粒径は、圧延後の再加熱焼入れなどで得られる結晶粒径に比べても大きく、圧延−冷却ままあるいは、圧延−冷却−焼戻しプロセスでの靭性の向上には限界があり、特に２０ｍｍを超える厚肉材の場合、ＤＷＴＴ試験時のＳＡ値を満足させることは難しい。

さらに、天然ガス輸送用パイプラインの場合、大地震や凍土地帯における地盤変動により、大変形が生じても、亀裂の発生防止が可能な高変形能を備えることも要求されるようになってきた。

鋼材の高変形能の指標として、降伏強度を引張強度で割った降伏比（ＹＲ（％））が使われ、低ＹＲ化されるほどパイプ座屈発生の限界歪が向上する。

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の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、上記のような軟質相の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相域からの焼き入れ（Ｑ´）を施す熱処理方法が開示されている。

また、特許文献２には、軟質相を加工フェライトとしたフェライト＋ベイナイト＋マルテンサイト組織により低ＹＲ化が達成されることが開示されている。
特開昭５５−９７４２５号公報特開平０８―２０９２９１号公報

しかしながら、特許文献１記載のＱ−Ｑ´−Ｔプロセスは圧延能率が著しく低下するので、ラインパイプ材などの量産材の生産には適用できず、大量生産には適しない。また、特許文献２のような圧延後の冷却制御によりフェライトを導入することは、２０ｍｍを超える厚肉材においては難しい。

上述したように、２０ｍｍを超える厚肉材を対象とした場合、生産性を損なわずに、靭性向上と低ＹＲ化の達成には限界があり、新たな製造プロセスが望まれている。

そこで、本発明は、圧延−加速冷却ままプロセスにおいて、γ粒を著しく微細化してＤＷＴＴ特性を改善し、その後、γからの変態を制御して靭性に悪影響を及ぼすことなく低ＹＲ化を達成する厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法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、γ粒径に及ぼす圧延時の加熱・冷却・圧下パターンに着目して鋭意検討し、再結晶温度域圧延後、未再結晶域圧延を行い、再度、再結晶温度域へ急速加熱した場合、微細なγが得られ、その後の圧延・冷却条件の組合せにより、優れた靭性、高強度および低ＹＲ特性が得られることを見いだした。

すなわち、１．圧延時の加熱温度と再結晶域圧延により初期γ粒径の粗大化を防止して均一なγ粒を得、その後の未再結晶域での圧延（一次圧延）を所定の累積圧下率で行い、Ａｒ_３変態点以上の温度から再度、再結晶温度域に短時間で加熱することにより微細な再結晶γ粒が得られる。

２．得られた微細な再結晶γ粒を、冷却過程における未再結晶温度域で圧延（二次圧延）すると一層の組織の微細化が図られ、３．その後、Ａｒ_３変態点以上から開始する加速冷却によってベイナイト変態を促進し、ベイナイト変態途中で加速冷却を停止した後、ただちに再加熱することで未変態オーステナイトから硬質なＭＡ（島状マルテンサイト）が生成し、低ＹＲ特性が得られるベイナイト＋ＭＡの２相組織が得られることを見出した。

本発明は得られた知見をもとに更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００３〜０．１００％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
を含有し、さらに、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｖ：０．００３〜０．１％
Ｂ：０．０００４〜０．００３％、
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有し、
さらに、下記（１）式で計算されるＣｅｑ値が０．３６〜０．６０であり、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、
１０００℃以上１２５０℃以下に加熱し、再結晶温度域において圧延後、未再結晶温度域において累積圧下率４０％以上の圧延を行う一次圧延を実施し、その後、Ａｒ_３変態点以上の温度から再結晶温度以上に２℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で加熱後冷却し、再度、オーステナイト未再結晶温度域において累積圧下率４０％以上の圧延を行う二次圧延を実施し、Ａｒ_３変態点以上の温度から冷却速度１０℃／ｓ以上８０℃／ｓ未満で４００〜６００℃に加速冷却後、直ちに６００℃以上７００℃未満に再加熱することを特徴とする高変形能を備えた厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法。
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５（１）
各元素は質量％での値とする。
２．前記鋼素材は、さらに、質量％で
Ｃａ：０．０００１〜０．００６０％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００６０％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２００％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０１００％
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする、１記載の高変形能を備えた厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法。
３．一次圧延において、未再結晶温度域で累積圧下率４０％以上の圧延を行う前に、再結晶温度域圧延中または圧延後に水冷を実施して、前記未再結晶温度域まで冷却することを特徴とする、１または２に記載の高変形能を備えた厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法。
４．一次圧延後、Ａｒ_３変態点以上の温度から再結晶温度域に加熱後に得られる再結晶後平均γ粒径が１５μｍ以下であることを特徴とする、１乃至３の何れか一つに記載の高変形能を備えた厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法。
５．１乃至４の何れか一つに記載の方法により製造され、再結晶後平均γ粒径が１５μｍ以下、強度レベルが降伏強度４８５ＭＰａ以上および引張強度５６５ＭＰａ以上で、降伏比が８０％以下で、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが３００Ｊ以上かつＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率ＳＡ値が８０％以上、板厚２０ｍｍ以上であることを特徴とするラインパイプ用鋼管用素材。

本発明によれば、圧延−加速冷却ままプロセスを用いて、従来材と比較して、ＤＷＴＴ試験における７５％ＳＡが得られる温度（ＳＡＴＴ）が２０℃以上低温となる優れた靭性と降伏比８０％以下の低降伏比特性を備えた、板厚２０ｍｍ以上の高変形能を備えた厚肉高強度高靭性鋼管素材が生産性を損なわずに得られ、産業上極めて有用である。

本発明は、特定成分の鋼を再結晶温度域で圧延後、未再結晶温度域で圧延する一次圧延を行った後、再度、再結晶温度域へ急速加熱を行い、その後の冷却過程における未再結晶域で圧延する二次圧延後、加速冷却を開始し、ベイナイト変態途中で冷却を停止後、再加熱し、ベイナイト組織中にＭＡが分散した微細組織とすることを特徴とする。以下、本発明を詳細に説明する。尚、成分組成における％は質量％とする。
［成分組成］
Ｃ：０．０３〜０．０９％
ＣはＡＰＩＸ７０以上の強度を確保するため、少なくとも０．０３％は必要である。一方、０．０９％を越えて添加すると加速冷却後に形成される硬質相がマルテンサイトとなり、母材シャルピー吸収エネルギーが低下するため、０．０３％以上、０．０９％以下（以下、０．０３〜０．０９％）とする。降伏比を十分さげるためにＭＡを必要なだけ生成させ、且つ優れた母材吸収エネルギーを得るためには０．０５〜０．０７％以上とすることが好ましい。

Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｓｉは脱酸に必要な元素であるが、０．０１％未満ではその効果は少なく、０．５０％を越えて添加すると溶接性および母材部のシャルピー吸収エネルギーを著しく低下させるため、０．０１〜０．５０％とする。母材部のシャルピー吸収エネルギーを向上させる場合、０．０１〜０．１０％とすることが好ましい。

Ｍｎ：１．０〜３．０％
ＭｎはＣと同様に鋼板の強度を確保するために必要であり、特にＡＰＩＸ７０以上の強度を確保するためには１．０％以上は必要である。一方、３．０％を超えて添加すると鋳造時に不可避的に形成される偏析部に特に濃化し、当該偏析部がＤＷＴＴ特性劣化の原因となるため、１．０〜３．０％とする。高強度と優れたＤＷＴＴ特性を確保する場合は、１．５〜２．０％とすることが好ましい。

Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下
Ｐ、Ｓは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、鋼母材や、溶接熱影響部の靭性を劣化させるため、経済性を考慮して可能な範囲で低減する事が好ましく、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下とする。特に母材の中心偏析部の靭性を向上させる場合は、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．００１％以下とすることが好ましい。

Ａｌ：０．００３〜０．１００％
Ａｌは脱酸元素であり、０．００３％未満ではその効果は十分ではなく、過剰に添加すると靭性の劣化をもたらすため、０．００３〜０．１００％以下とする。特に、母材において優れたシャルピー吸収エネルギーを確保ためには、０．０１〜０．０４％とすることが好ましい。尚、Ａｌはｓｏｌ．Ａｌとする。

Ｎｂ：０．００５〜０．１％
Ｎｂはオーステナイト未再結晶温度域を高温側に拡大する働きをするため、後述するオーステナイト未再結晶温度域での４０％以上の累計圧下率を十分確保するために、少なくとも０．００５％添加する必要がある。また、同時に焼入れ性向上効果があり、加速冷却後の組織を変態強化するが、０．１％以上の添加は組織を過剰に硬化して、母材のシャルピー吸収エネルギーの低下をもたらすため、０．００５〜０．１％とする。母材の、高強度と優れたシャルピー吸収エネルギーを両立させる場合、０．０１０〜０．０４％とすることが好ましい。

Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉは鋼中で窒化物を形成し、特に０．００５％以上添加されていると、窒化物のピンニング効果でγ粒の粗大化を防ぐ働きをするため母材の靭性確保や溶接熱影響部での靭性確保の観点で有効である。０．０５％を超えて添加するとＴｉＣの析出強化により靭性の著しい低下をもたらすため、０．００５〜０．０５％とする。γ粒を微細化し、析出硬化を抑制するためには、０．００８〜０．０１６％とすることが好ましい。

本発明では、強度調整の観点からＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ、Ｂの１種または２種以上を選択元素として添加することを必須とする。

Ｃｕ：０．０１〜１．０％
Ｃｕは強度を増加させるための元素で０．０１％以上でその効果を発揮し、１．０％を超えて添加すると熱間脆性により鋼板表面の性状を劣化するため、添加する場合は、０．０１〜１．０％とする。

Ｎｉ：０．０１〜２．０％
Ｎｉは母材の強度を増加させつつ靭性も向上させることが可能であり、０．０１％以上で効果を発揮するが、２．０％を超えると効果が飽和し経済的を損なうため、添加する場合は、０．０１〜２．０％とする。

Ｃｒ：０．０１〜１．０％
Ｃｒは強度を増加するのに有効であり、０．０１％以上でその効果を発揮し、１．０％を越えて添加すると靭性を劣化させるため、添加する場合は、０．０１〜１．０％とする。

Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは強度を増加するのに有効であり、０．０１％以上でその効果を発揮し、１．０％を越えて添加すると著しく靭性を劣化させるとともに経済性を損なうため、添加する場合は、０．０１〜１．０％とする。

Ｖ：０．００３〜０．１％
Ｖは炭化物形成により強度を増加するのに有効であり、０．００３％以上の添加で効果を発揮する。ただし、０．１％を越えると過剰な炭化物量となり靭性の低下を招くおそれがあるため、添加する場合は、０．００３〜０．１％とする。

Ｂ：０．０００４〜０．００３％
Ｂは０．０００４％以上添加すると、γ粒界に偏析して粒界フェライトの変態生成を抑制し、高強度化に有効である。０．００３％を超えて添加してもその効果は飽和するので、添加する場合は０．０００４〜０．００３％とする。

Ｃｅｑ（％）：０．３６〜０．６０
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５）、各元素は含有量（質量％）とし、板厚２５ｍｍの鋼板でＡＰＩＸ７０以上の強度を達成するため、０．３６以上とする。一方、Ｃｅｑ（％）が０．６０を超えるような添加を行った場合、溶接性が劣化し特にパイプの円周溶接時の低温割れを防止できなくなるため、上限を０．６０とする。尚、添加しない元素は０とする。

本発明の基本成分組成は以上であるが、必要に応じて、Ｃａ：０．０００１〜０．００６０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００６０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２００％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０１００％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することができる。

Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭ，Ｚｒは鋼中のＳを固定して鋼板の靭性を向上させる働きがあり、０．０００１％以上の添加で効果がある。一方、それぞれ０．００６０％、０．００６０％、０．０２００％、０．０１００％を越えて添加すると鋼中の介在物量が増加し靭性を劣化させるようになる。従って、添加する場合は、Ｃａ：０．０００１〜０．００６０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００６０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２００％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０１００％とする。

上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。

［製造条件］
上記組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉等の溶製手段で常法により溶製し、連続鋳造法または造塊〜分塊法等で常法によりスラブ等の鋼素材とする。なお、溶製方法、鋳造法については上記した方法に限定されるものではない。その後、所望の形状に特定の条件で圧延し、圧延中または圧延後に、特定の条件で冷却および加熱を行う。

１．スラブ加熱
鋳造後、スラブ温度が室温まで低下してからあるいは高温の状態で、加熱炉に挿入して１０００℃以上に加熱する。

加熱温度は、靭性確保の観点からはより低温が好ましいが、１０００℃未満ではスラブ厚中央の未厚着ザクが残存して１／２ｔ性能を劣化させる可能性があり、また、Ｎｂ，Ｖなどを十分に固溶させるため、１０００℃以上とする。

一方、１２５０℃を超える温度に加熱すると初期γ粒が粗大化し、靭性が劣化するので、上限を１２５０℃とする。

２．１次圧延
１次圧延は、スラブ等の鋼素材を、所望の形状とするために行い、再結晶域温度で１パス以上の圧下を行い、引き続き、未再結晶温度域で累積圧下率４０％以上の圧延を行う。

再結晶域圧延は加熱時のγ粒をある程度まで均一微細化するのに必要であり、１パス以上、好ましくは累積で２０％以上の圧下を行う。

未再結晶域圧延は、圧下率が小さいと、その後に再結晶域まで再加熱する急速加熱後のミクロ組織微細化効果が発揮できないため、４０％以上確保する。圧下率は高い方が好ましいが、工業的には８０％程度が上限となる。

また、再結晶域圧延後、未再結晶域圧延開始温度まで、自然放冷（空冷）で待ってもよいが、再結晶域圧延中あるいは圧延後に水冷し、未再結晶域圧延開始までの待ち時間を短縮することが、効率的にも、また、再結晶γの成長を抑制する効果の点からも好ましく、微細化により有効である。

３．１次圧延後急速加熱
未再結晶域圧延の後、Ａｒ_３変態点以上の温度域から、再結晶温度域までを２℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で加熱する。加熱方法は特に限定しないが、高周波加熱装置が好ましい。加熱後、特に保持などは行う必要はない。

加熱開始温度がＡｒ_３変態点を下回ると、フェライト変態が起こり、再加熱時に逆変態によりγは微細化される。しかし、その後の再加熱温度域までの加熱温度代が大きくなり効率および経済性が損なわれるとともに、Ｎｂ炭化物などの析出・粗大化が促進され、混粒組織となりやすく靭性低下の原因となる。

従って、Ａｒ_３変態点以上の温度から昇温を開始する。加熱温度は再結晶温度以上が必要で、再結晶温度＋１００℃以下の低温が好ましい。温度が高くなるとγ粒が成長し、γ粒の微細化効果が得られないためである。

昇温速度は、２℃／ｓｅｃ以上とする。２℃／ｓｅｃ未満では、再結晶の前に加工組織の回復や、ＮｂやＴｉなどの炭化物の加工誘起析出が起こり、靭性が劣化する。加熱後の保持は行ってもよいが、再結晶が完了するとその後粒成長が起こるため、必要以上の保持は行うべきではなく、短時間が好ましい。

スラブ加熱温度で初期γ粒を制御した上で未再結晶域圧延の累積圧延率を確保し、再結晶温度域に急速に再加熱することにより、γの微細化が達成されるため、再結晶後のγ粒として平均粒径１５μｍ以下や１０μｍ以下のγ粒が得られる。本発明では再結晶後のγ粒の平均粒径を再結晶後平均γ粒径と称する。

４．２次圧延
急速加熱によって１５μｍ以下までγ粒が再結晶細粒化した鋼板を、γ未再結晶域に空冷または水冷し、以降、２次圧延として累計で少なくとも４０％以上の圧下率の圧延を行う。さらにγ粒が微細化され、ＤＷＴＴ特性が向上する。板厚中央にわたりγ粒の微細化効果を得るため、６０％以上の累計圧下率とすることが好ましい。

５．加速冷却
加速冷却は、ＡＰＩＸ７０以上の強度を確保するために、母相をベイナイト組織化する目的で、Ａｒ３変態点以上の温度から冷却速度１０℃／ｓ以上８０℃／ｓ未満で、４００℃以上６００℃以下の温度まで行う。

Ａｒ３変態点未満の温度から加速冷却を行った場合、圧延終了から加速冷却開始までの間に、フェライトが変態生成し、これらのフェライトは十分細粒化されないことからＤＷＴＴ特性の劣化を引き起こす。

加速冷却の冷却速度はベイナイト主体の組織にするために１０℃／ｓ以上とする。１０℃／ｓ未満の場合、板厚中央部でフェライト変態が生じて強度が低下する。一方、冷却速度が８０℃／ｓ以上でも効果が飽和するため、加速冷却の冷却速度は、１０℃／ｓ以上８０℃／ｓ未満とする。

加速冷却停止温度が４００℃未満の場合、ベイナイト変態がほとんど終了するため、後述する加速冷却後の再加熱時に第２相としてＭＡが生成しない。一方、６００℃を超える場合、第２相がパーライトとなり、ベイナイト主体の組織とすることが難しくなることから、加速冷却の停止温度は４００〜６００℃とする。

加速冷却後ただちに鋼板を再加熱する。加速冷却のベイナイト変態途中で再加熱する際、再加熱温度６００℃以上とすると、未変態オーステナイトにＣが濃化しＭＡが生成する。

一方、７００℃以上の温度に加熱すると、一部α→γ逆変態が生じ、再変態部がその後の空冷過程でフェライトとなり、強度低下の原因となるため、再加熱温度は６００℃以上７００℃未満とする。

以上の説明において、鋼材温度は、鋼材の表面と中心部の平均温度とする。再結晶温度やＡｒ_３変態点は成分によって異なり、本願で規定する鋼の化学組成の範囲内では、再結晶温度（再結晶を起こす限界温度）は概ね８００〜９５０℃の範囲に、Ａｒ_３変態点は概ね７００〜８００℃の範囲にある。

表１に示す組成の鋳片を、表２に示す熱間圧延条件により２０〜３８ｍｍ厚の厚鋼板とした。

表１において、鋼種Ｎｏ．Ｇ，Ｈ，Ｉ，Ｊ，Ｋ、Ｌの供試鋼は成分組成のいずれかが本発明範囲外となっている。

得られた厚鋼板について、ＡＰＩ−５Ｌに準拠した全厚引張試験片を採取し、引張試験を実施し、降伏強度、引張強度および降伏比（降伏強度と引張強度の比）を求めた。

シャルピ−衝撃試験は、板厚方向１／４の位置からＪＩＳＺ２２０２（１９９８改訂版）に準拠したＶノッチ標準寸法のシャルピ−衝撃試験片を採取して、ＪＩＳＺ２２４２（１９９８改訂版）に準拠して−４０℃でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギーを求めた。

また、ＡＰＩ−５Ｌに準拠したＤＷＴＴ試験片を採取し、−４０℃で試験を行い、ＳＡ値を求めた。

未再結晶域圧延後、再加熱後の再結晶後平均γ粒径は、表２の圧延条件のうち、再加熱までの工程は同一で、再加熱後１０秒の保持時間経過後、水焼入した鋼板の一部からγ粒径測定用小型圧延試料を採取した。

当該試料の板厚１／４位置よりミクロ組織観察用試料を採取し、試料の板厚方向断面を鏡面研磨ののちピクリン酸エッチング処理を行ってから、光学顕微鏡を用いて４００〜１０００倍の範囲でγ粒界が見える写真を撮影し、画像解析にてその平均粒径を算出した。

表３に、調査した厚鋼板の再結晶後平均γ粒径および機械的性質を示す。

本実施例において、本発明範囲は、再結晶後平均γ粒径が１５μｍ以下、ＡＰＩＸ７０の下限降伏強度４８５ＭＰａおよび下限引張強度５６５ＭＰａ以上、降伏比８０％以下、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２５０Ｊ以上かつＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率ＳＡ値が８０％以上とする。

本発明に適合した発明例Ｎｏ．１〜９は、いずれも再結晶後平均γ粒径が１５μｍ以下となっており、かつ、ＡＰＩＸ７０の下限降伏強度４８５ＭＰａおよび下限引張強度５６５ＭＰａを上回る高強度を達成しており、さらに、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが３００Ｊ以上かつＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率ＳＡ値が８０％以上と優れた靭性が認められた。ＡＰＩＸ７０はＡＰＩ−５ＬＸ７０を指すものとする。

一方、比較例１０は、鋼の化学組成は適合しているものの、未再結晶域圧延後の再加熱を行わずそのまま加速冷却と加速冷却後の再加熱を実施したので、再結晶後平均γ粒径が上限とする１５μｍを超えており、シャルピー吸収エネルギーおよびＤＷＴＴの破面率が低下した。

比較例１１は、未再結晶域圧延後の再加熱において、昇温速度が下限を下回ったので、加熱時のオーステナイト粒の回復が起きて、再結晶細粒化が起こらず、再結晶後平均γ粒径が上限とする１５μｍを超え、シャルピー吸収エネルギーおよびＤＷＴＴの破面率が低下した。

比較例１２は、１次圧延時の未再結晶域での累積圧下量が４０％未満で、圧下量が不足しているため再加熱後の再結晶細粒化が不十分であり、再結晶後平均γ粒径が上限とする１５μｍを超えており、シャルピー吸収エネルギーとＤＷＴＴの破面率が低下した。

一方、比較例１３は、オーステナイト再結晶を促進する再加熱を行った後の、２次圧延時の未再結晶域での累積圧下量が４０％未満であったため、再結晶後平均γ粒径は９μｍまで細粒化したものの、未再結晶域圧延による加工γからの変態組織が十分微細でなくシャルピー吸収エネルギーとＤＷＴＴの破面率が低下した。

比較例１４は、加速冷却の冷却停止温度が下限を下回ったため、加速冷却直後の段階で未変態オーステナイトがほとんど残らず、再加熱後に生成するＭＡの量が足りず、降伏比が８０％を超えた。

比較例１５は、加速冷却直後の再加熱温度が下限を下回ったため、再加熱時の未変態オーステナイトへの炭素の濃化が不十分で、その後に生成するＭＡの量が足りず、降伏比が８０％を超えた。

比較例１６は、鋼の化学組成においてＣ量が下限を下回ったため、ＭＡ生成量が少なく、引張強度および降伏比が目標を下回った。

比較例１７は、Ｓｉ量が上限を上回ったため、母材シャルピー吸収エネルギーが目標を下回った。比較例１８は、Ｍｎ量が上限を上回ったため、ＤＷＴＴの破面率が目標を下回った。

比較例１９は、Ｎｂ量が下限を下回ったため、比較例２０は、Ｔｉ量が下限を下回ったため、母材シャルピー、ＤＷＴＴ両方とも目標を下回った。

Ｃｅｑ値が下限を下回った比較例２１は、目標とする降伏強度、引張強度いずれも目標を満足できなかった。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００３〜０．１００％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
を含有し、さらに、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｖ：０．００３〜０．１％
Ｂ：０．０００４〜０．００３％、
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有し、
さらに、下記（１）式で計算されるＣｅｑ値が０．３６〜０．６０であり、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、
１０００℃以上１２５０℃以下に加熱し、再結晶温度域において圧延後、未再結晶温度域において累積圧下率４０％以上の圧延を行う一次圧延を実施し、その後、Ａｒ_３変態点以上の温度から再結晶温度以上に２℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で加熱後冷却し、再度、オーステナイト未再結晶温度域において累積圧下率４０％以上の圧延を行う二次圧延を実施し、Ａｒ_３変態点以上の温度から冷却速度１０℃／ｓ以上８０℃／ｓ未満で４００〜６００℃に加速冷却後、直ちに６００℃以上７００℃未満に再加熱することを特徴とする高変形能を備えた厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法。
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５（１）
各元素は質量％での値とする。
前記鋼素材は、さらに、質量％で
Ｃａ：０．０００１〜０．００６０％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００６０％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２００％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０１００％
のうちから選ばれる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記載の高変形能を備えた厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法。
一次圧延において、未再結晶温度域で累積圧下率４０％以上の圧延を行う前に、再結晶温度域圧延中または圧延後に水冷を実施して、前記未再結晶温度域まで冷却することを特徴とする、請求項１または請求項２に記載の高変形能を備えた厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法。
一次圧延後、Ａｒ_３変態点以上の温度から再結晶温度域に加熱後に得られる再結晶後平均γ粒径が１５μｍ以下であることを特徴とする、請求項１乃至３の何れか一つに記載の高変形能を備えた厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法。
請求項１乃至４の何れか一つに記載の方法により製造され、再結晶後平均γ粒径が１５μｍ以下、強度レベルが降伏強度４８５ＭＰａ以上および引張強度５６５ＭＰａ以上で、降伏比が８０％以下で、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが３００Ｊ以上かつＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率ＳＡ値が８０％以上、板厚２０ｍｍ以上であることを特徴とするラインパイプ用鋼管用素材。