(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．９％、Ｍｎ：０．５０〜２．５０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｎ：０．００９％以下およびＯ：０．００５％以下を含有するとともに、下記の（１）式で示されるＰｃｍの値が０．１５〜０．２２を満たし、残部はＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、ミクロ組織がビッカース硬さで１９０以下のフェライトと硬質組織との混合組織からなり、引張強度が５９０ＭＰａ以上、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であることを特徴とするラインパイプ用鋼板。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ・・・（１）
ただし、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
【請求項２】
質量％で、さらに、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下およびＢ：０．００３％以下のうちの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板。
【請求項３】
質量％で、さらに、Ｃｒ：１％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のラインパイプ用鋼板。
【請求項４】
質量％で、さらに、Ｔｉ：０．０５％以下を含有することを特徴とする請求項１から３までのいずれかに記載のラインパイプ用鋼板。
【請求項５】
請求項１から４までのいずれかに記載の化学組成を有するスラブを加熱した後、下記の工程１および２によって、圧延および冷却を行うことを特徴とする引張強度が５９０ＭＰａ以上、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上のラインパイプ用鋼板の製造方法。
［工程１］１０００℃以上の温度域における合計圧下率が１０％以上、９００℃以下の温度域における合計圧下率が５０％以上で、しかも、圧延終了温度が７７０〜７００℃を満足するように圧延する工程。
［工程２］冷却開始温度が７７０〜７００℃、冷却停止温度が６５０〜４００℃で、しかも冷却速度が１５℃／ｓ以上を満足するように冷却を行う工程。
【請求項６】
請求項１から４までのいずれかに記載のラインパイプ用鋼板により製造されたラインパイプ。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、天然ガスや原油の輸送用パイプラインなど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な鋼板およびその製造方法、ならびに前記鋼板を素材として製造されたラインパイプに関する。詳しくは、特に、引張強度が５９０ＭＰａ以上で延性にも優れる高強度高靱性ラインパイプ用鋼板およびその製造方法、ならびに前記鋼板を素材として製造された高強度高靱性ラインパイプに関する。
【背景技術】
【０００２】
天然ガスや原油を大量に輸送するパイプラインなど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なる鋼板に対して、特に近年、高強度および高靱性に加えて、良好な延性をも備えていることが要求されている。
【０００３】
これは、近年、高い圧力で輸送して輸送効率を向上させることやラインパイプの厚みを減少させて敷設コストを削減することなどを目的に、高強度高靱性ラインパイプの開発が進められているが、一般に、鋼板を始めとして鋼材は、高強度化するに伴ってその延性が低下してしまうため、素材となる鋼板の延性が十分でなければ、ラインパイプに加工することが困難になるためである。
【０００４】
こうした要求に対して、化学組成やミクロ組織を制御して鋼板の特性を高める技術が開示されている。
【０００５】
例えば、特許文献１に、「変形性能に優れた高強度鋼板、高強度鋼管および製造方法」が、具体的には、ベイナイト相を主体とした低温変態組織中にフェライトが微細分散して面積率で５〜４０％存在し、かつその殆どのフェライト相の粒径が前記ベイナイト相の平均粒径より小さい変形性能に優れた高強度鋼板、また、パイプ状に成形された大径鋼管においては、前述の組織を有し、かつ降伏強度（ＹＳ）と引張強度（ＴＳ）の比である〔ＹＳ／ＴＳ〕が０．９５以下で、しかも、降伏強度（ＹＳ）と一様伸び（ｕＥｌ）の積である〔ＹＳ×ｕＥｌ〕が５０００以上である特性を有する変形性能に優れた高強度鋼管、およびそれらの製造方法に関する技術が開示されている。
【０００６】
また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８％を含有し、金属組織が実質的にフェライト相とベイナイト相との２相組織であり、前記フェライト相と前記ベイナイト相との硬度差をビッカース硬さで７０以下とする「耐ＨＩＣ特性（耐水素誘起割れ特性）に優れた高強度鋼材」が開示されている。
【０００７】
【特許文献１】特開２００３−２９３０８９号公報
【特許文献２】特開２００３−３０１２３６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
特許文献１で開示された技術は、良好な一様伸びに関するものではあるが、高強度鋼板を得るために、３００℃以下の温度まで冷却して製造する必要、具体的には、Ａｒ3点以上の温度から５００〜６００℃の温度まで冷却速度が５〜２０℃／秒の弱加速冷却を行った後、直ちに冷却速度が１５℃／秒以上で、且つ前段の冷却速度よりも速い強加速冷却で３００℃以下の温度まで冷却する必要があり、このため、必ずしも十分な伸びが得られるとは限らない。
【０００９】
特許文献２で開示された技術は、ミクロ組織を構成するフェライト相とベイナイト相との硬度差をビッカース硬さで単に７０以下とするだけであって、フェライト相の硬さについて制限を設けるものではない。このため、特許文献２で開示された技術によって製造された高強度鋼板の場合、フェライトの延性が十分でなく、必ずしも十分な伸びが得られるとは限らない。
【００１０】
そこで、本発明は、高強度高靱性ラインパイプの素材として好適な、延性としての全伸びに優れ、しかも、引張強度が５９０ＭＰａ以上、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であるラインパイプ用鋼板を提供することを目的とする。さらに、上記ラインパイプ用鋼板の製造方法を提供することおよびその鋼板を素材として製造されたラインパイプを提供することも本発明の目的とするところである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、上記の課題を解決するために、種々の検討と実験を行った。その結果、先ず、（ａ）に示す知見を得た。
【００１２】
（ａ）鋼の化学組成を適正化することに加えてミクロ組織をフェライトと硬質組織との混合組織からなるものとすれば、５９０ＭＰａ以上という高い引張強度と大きな全伸びを兼備させることが可能である。
【００１３】
そこでさらに検討を行った結果、次の（ｂ）〜（ｆ）に示す知見を得た。
【００１４】
（ｂ）上記フェライトとともに混合組織を形成する硬質組織は、特に限定されるものではなく、パーライト、ベイナイトやマルテンサイトの各単一組織やその混合組織でよい。なお、ベイナイトには、いわゆる「Ｍ−Ａ相（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ  ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）」も含む。
【００１５】
（ｃ）フェライトの硬さをビッカース硬さ（以下、「Ｈｖ硬さ」ともいう。）で１９０以下に抑えることによって「局部伸び」が大きくなり、これによって、「一様伸び」と「局部伸び」の和で表される「全伸び」を大きくすることができる。
【００１６】
（ｄ）５９０ＭＰａ以上という高い引張強度と大きな全伸びを確保し、しかも、良好な「強度−伸びバランス」を安定して得るためには、前記混合組織を形成する硬質組織のＨｖ硬さとフェライトのＨｖ硬さの差が７５以上あることが好ましい。
【００１７】
（ｅ）硬質組織の硬さが大きすぎると「局部伸び」に対する悪影響が顕著になる。このため、「局部伸び」への悪影響を抑えて「全伸び」を大きくするために、硬質組織の硬さも抑えることが好ましい。
【００１８】
（ｆ）スラブを加熱した後の圧延および冷却の条件を適正化することによって、鋼板のミクロ組織を比較的容易に、ビッカース硬さで１９０以下のフェライトと硬質組織との混合組織からなるものとすることができる。
【００１９】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）〜（４）に示す引張強度が５９０ＭＰａ以上、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であるラインパイプ用鋼板、（５）に示す引張強度が５９０ＭＰａ以上、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上のラインパイプ用鋼板の製造方法および（６）に示すラインパイプにある。
【００２０】
（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．９％、Ｍｎ：０．５０〜２．５０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｎ：０．００９％以下およびＯ：０．００５％以下を含有するとともに、下記の（１）式で示されるＰｃｍの値が０．１５〜０．２２を満たし、残部はＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、ミクロ組織がビッカース硬さで１９０以下のフェライトと硬質組織との混合組織からなり、引張強度が５９０ＭＰａ以上、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であるラインパイプ用鋼板。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ・・・（１）
ただし、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
【００２１】
（２）質量％で、さらに、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下およびＢ：０．００３％以下のうちの１種以上を含有する上記（１）に記載のラインパイプ用鋼板。
【００２２】
（３）質量％で、さらに、Ｃｒ：１％以下を含有する上記（１）または（２）に記載のラインパイプ用鋼板。
【００２３】
（４）質量％で、さらに、Ｔｉ：０．０５％以下を含有する上記（１）〜（３）に記載のラインパイプ用鋼板。
【００２４】
（５）上記（１）〜（４）に記載の化学組成を有するスラブを加熱した後、下記の工程１および２によって、圧延および冷却を行うことを特徴とする引張強度が５９０ＭＰａ以上、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上のラインパイプ用鋼板の製造方法。
［工程１］１０００℃以上の温度域における合計圧下率が１０％以上、９００℃以下の温度域における合計圧下率が５０％以上で、しかも、圧延終了温度が７７０〜７００℃を満足するように圧延する工程。
［工程２］冷却開始温度が７７０〜７００℃、冷却停止温度が６５０〜４００℃で、しかも冷却速度が１５℃／ｓ以上を満足するように冷却を行う工程。
【００２５】
（６）上記（１）〜（４）に記載のラインパイプ用鋼板により製造されたラインパイプ。
【００２６】
なお、「硬質組織」とは、パーライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの各単一組織あるいはそれらの混合組織を指し、ベイナイトには、いわゆる「Ｍ−Ａ」も含む。
【００２７】
また、上述の各温度は、被圧延材の表面部における温度を指し、「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加速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。また、加速冷却時間とは、例えば水槽で冷却を行う場合は、浸漬時間を意味する。
【００２８】
以下、上記（１）〜（４）に示す引張強度が５９０ＭＰａ以上、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であるラインパイプ用鋼板に係る発明、（５）に示す引張強度が５９０ＭＰａ以上、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上のラインパイプ用鋼板の製造方法に係る発明および（６）に示すラインパイプに係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」〜「本発明（６）」という。また、総称して「本発明」ということがある。
【発明の効果】
【００２９】
本発明の引張強度が５９０ＭＰａ以上、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であるラインパイプ用鋼板は、強度と靱性に加えて延性に優れるので、天然ガスや原油を大量に輸送するパイプラインなど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用いることができる。そして、この引張強度が５９０ＭＰａ以上、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上のラインパイプ用鋼板は、例えば、本発明の方法によって製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３０】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学組成における各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
【００３１】
（Ａ）化学組成について：
Ｃ：０．０３〜０．１２％
Ｃは、鋼の強度を高めるために必要な元素であり、５９０ＭＰａ以上という所定の引張強度を得るために、０．０３％以上の含有量とする必要がある。一方、その含有量が０．１２％を超えると、前記本発明（５）の製造方法で得られるラインパイプ用鋼板や本発明（６）のラインパイプにおいて溶接割れが起こりやすくなる。したがって、Ｃの含有量を０．０３〜０．１２％とした。Ｃの含有量は下限を０．０５％とし、上限を０．０９％とすることがより好ましい。
【００３２】
Ｓｉ：０．０５〜０．９％
Ｓｉは、脱酸作用を有する元素であり、この効果を得るために０．０５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｓｉの含有量が高くなると靱性を悪化させ、特に０．９％を超えると、靱性の悪化が著しくなる。したがって、Ｓｉの含有量を０．０５〜０．９％とした。Ｓｉの含有量は下限を０．２％とし、上限を０．５％とすることがより好ましい。
【００３３】
Ｍｎ：０．５０〜２．５０％
Ｍｎは、鋼の強度を高める作用を有する。この効果を得るためにＭｎを０．５０％以上含有させる。一方、その含有量が２．５０％を超えると全伸びが低下し、また、本発明（５）の製造方法で得られるラインパイプ用鋼板や本発明（６）のラインパイプにおいて溶接割れが起こりやすくなる。したがって、Ｍｎの含有量を０．５０〜２．５０％とした。Ｍｎの含有量は下限を１．００％とし、上限を１．８０％とすることがより好ましい。
【００３４】
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る。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、０．０１５％以下とすることが望ましい。
【００３５】
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、含有量が多くなると延性や靱性に有害な介在物を多く生成し、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％以下とすることが望ましい。
【００３６】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１００％
Ａｌは、脱酸作用を有する元素であり、この効果を得るために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としてのＡｌの含有量が０．１００％を超えると全伸びの低下をきたし、また、溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」という。）の靱性を悪化させる。したがって、ｓｏｌ．Ａｌの含有量を０．００５〜０．１００％とした。なお、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は下限を０．０１０％とし、上限を０．０６０％とすることがより好ましい。
【００３７】
Ｎ：０．００９％以下
Ｎは、含有量が多くなるとＨＡＺの靱性を悪化させ、特に、０．００９％を超えるとＨＡＺの靱性悪化が著しくなる。したがって、Ｎの含有量を０．００９％以下とした。なお、Ｎの含有量は０．００５％以下とすることがより好ましい。
【００３８】
Ｏ：０．００５％以下
Ｏ（酸素）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、含有量が多くなると母材靱性ならびに全伸びおよび絞りといった延性に悪影響を及ぼし、特に、０．００５％を超えると、母材靱性の悪化および延性の低下が著しくなる。したがって、Ｏの含有量を０．００５％以下とした。なお、Ｏの含有量は０．００２％以下とすることがより好ましい。
【００３９】
本発明（１）の残部の主成分はＦｅで構成されるが、製造工程の種々の要因により他の不純物が含まれる。
【００４０】
ここで、化学組成が上述したＣ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．９％、Ｍｎ：０．５０〜２．５０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｎ：０．００９％以下およびＯ：０．００５％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなるものであっても、強度確保ができない場合や、全伸びの低下あるいは溶接割れが起こる場合がある。したがって、下記（１）式で示されるＰｃｍの値が０．１５〜０．２２を満たす必要がある。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ・・・（１）
ただし、上記（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
【００４１】
すなわち、Ｐｃｍの値が０．１５を下回る場合には、５９０ＭＰａ以上という所定の引張強度を得ることが難しくなる。一方、Ｐｃｍの値が大きくなって、特に０．２２を超えると、全伸びの低下あるいは溶接割れが起こりやすくなる。なお、（１）式で示されるＰｃｍの値は、より高い強度を得るためには下限を０．１８％とすることが好ましい。また、上限は、全伸びのさらなる向上あるいは溶接割れの低減のためには、０．２０とすることが好ましい。
【００４２】
上記の理由から、本発明（１）に係る引張強度が５９０ＭＰａ以上、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であるラインパイプ用鋼板の化学組成について、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．９％、Ｍｎ：０．５０〜２．５０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｎ：０．００９％以下およびＯ：０．００５％以下を含有するとともに、前記の（１）式で示されるＰｃｍの値が０．１５〜０．２２を満たし、残部はＦｅおよび不純物からなることと規定した。
【００４３】
なお、本発明の引張強度が５９０ＭＰａ以上、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であるラインパイプ用鋼板には、必要に応じてさらに、下記第１群から第３群までの中から選ばれた１種以上の元素を含有させることができる。
【００４４】
第１群：Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下およびＢ：０．００３％以下のうちの１種以上、
第２群：Ｃｒ：１％以下、
第３群：Ｔｉ：０．０５％以下。
【００４５】
すなわち、前記第１群から第３群のグループのうちの元素の１種以上を任意元素として含有させてもよい。
【００４６】
以下、上記の任意元素に関して説明する。
【００４７】
第１群：Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下およびＢ：０．００３％以下のうちの１種以上
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、ＮｂおよびＢは、強度を高める作用を有するので、この効果を得るために上記の元素を含有させてもよい。以下、上記のＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、ＮｂおよびＢについて詳しく説明する。
【００４８】
Ｃｕ：１％以下
Ｃｕを含有させると、鋼板の強度を向上させることができる。しかしながら、その含有量が１％を超えると、靱性が悪化する。このため、含有させる場合のＣｕの含有量を１％以下とした。なお、Ｃｕによる強度向上効果を得るためには、Ｃｕを０．０１％以上含有させることが好ましい。したがって、含有させる場合のＣｕの好ましい含有量は０．０１〜１％である。なお、含有させる場合のＣｕ含有量のより好ましい下限は０．２％である。また、より好ましい上限は０．５％である。
【００４９】
Ｎｉ：１％以下
Ｎｉを含有させると、鋼板の強度を向上させることができる。Ｎｉには、靱性およびアレスト性を改善する作用もある。しかしながら、Ｎｉを１％を超えて含有させてもコストアップに見合うだけの効果が得られないことが多い。このため、含有させる場合のＮｉの含有量を１％以下とした。なお、Ｎｉによる強度向上効果ならびに靱性およびアレスト性の改善効果を得るためには、Ｎｉを０．０１％以上含有させることが好ましい。したがって、含有させる場合のＮｉの好ましい含有量は０．０１〜１％である。なお、含有させる場合のＮｉ含有量のより好ましい下限は０．１％である。また、より好ましい上限は０．４％である。
【００５０】
Ｍｏ：１％以下
Ｍｏを含有させると、鋼板の強度を向上させることができる。しかしながら、その含有量が多くなり、特に、１％を超えると、溶接割れが発生しやすくなる。したがって、含有させる場合のＭｏの含有量を１％以下とした。なお、Ｍｏによる強度向上効果を得るためには、Ｍｏを０．０１％以上含有させることが好ましい。このため、含有させる場合のＭｏの好ましい含有量は０．０１〜１％である。なお、含有させる場合のＭｏ含有量のより好ましい下限は０．１％である。また、より好ましい上限は０．４％である。
【００５１】
Ｖ：０．１％以下
Ｖを含有させると、鋼板の強度を向上させることができる。しかしながら、その含有量が多くなり、特に、０．１％を超えると、靱性の著しい悪化をきたす。このため、含有させる場合のＶの含有量を０．１％以下とした。なお、Ｖによる強度向上効果を得るためには、Ｖを０．００１％以上含有させることが好ましい。したがって、含有させる場合のＶの好ましい含有量は０．００１〜０．１％である。なお、含有させる場合のＶ含有量のより好ましい下限は０．０２％である。また、より好ましい上限は０．０６％である。
【００５２】
Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂを含有させると、鋼板の強度を向上させることができる。Ｎｂには、靱性を高める作用もある。しかしながら、その含有量が０．１％を超えると、Ｎｂの炭窒化物が過剰に析出し、却って靱性が悪化する。したがって、含有させる場合のＮｂの含有量を０．１％以下とした。なお、Ｎｂによる強度向上効果および靱性を高める効果を得るためには、Ｎｂを０．００１％以上含有させることが好ましい。このため、含有させる場合のＮｂの好ましい含有量は０．００１〜０．１％である。なお、含有させる場合のＮｂ含有量のより好ましい下限は０．０２％である。また、より好ましい上限は０．０６％である。
【００５３】
Ｂ：０．００３％以下
Ｂを含有させると、鋼板の強度を向上させることができる。すなわち、Ｂには、焼入れ性を高めて強度を向上させる作用がある。しかしながら、その含有量が０．００３％を超えると、焼入れ性上昇に基づく強度向上効果が飽和するばかりか、靱性悪化の傾向が著しくなる。したがって、含有させる場合のＢの含有量を０．００３％以下とした。なお、Ｂの焼入れ性上昇に基づく強度向上効果を得るためには、Ｂを０．０００１％以上含有させることが好ましい。このため、含有させる場合のＢの好ましい含有量は０．０００１〜０．００３％である。なお、含有させる場合のＢ含有量のより好ましい下限は０．０００５％である。また、より好ましい上限は０．００２０％である。
【００５４】
なお、上記のＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、ＮｂおよびＢは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種以上の複合で含有させることができるが、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＶおよびＢを含有させる場合においても、上述の範囲において、前記（１）式で示されるＰｃｍの値が０．１５〜０．２２を満たすようにする必要がある。
【００５５】
これは、既に述べたように、Ｐｃｍの値が０．１５を下回る場合には、５９０ＭＰａ以上という所定の引張強度を得ることが難しくなり、一方、Ｐｃｍの値が大きくなって、特に０．２２を超える場合には、全伸びの低下あるいは溶接割れが起こりやすくなるからである。
【００５６】
第２群：Ｃｒ：１％以下
Ｃｒを含有させると、耐炭酸ガス腐食性を高めることができる。Ｃｒには、強度を高める作用もある。しかしながら、その含有量が多くなって１％を超えると、溶接割れが起こりやすくなる。したがって、含有させる場合のＣｒの含有量を１％以下とした。なお、Ｃｒによる耐炭酸ガス腐食性向上効果および強度を高める効果を得るためには、Ｃｒを０．０１％以上含有させることが好ましい。このため、含有させる場合のＣｒの好ましい含有量は０．０１〜１％である。なお、含有させる場合のＣｒ含有量のより好ましい下限は０．１％である。また、より好ましい上限は０．３％である。
【００５７】
なお、前記（１）式で示されるＰｃｍの値が０．１５を下回る場合には、５９０ＭＰａ以上という所定の引張強度を得ることが難しくなり、一方、Ｐｃｍの値が大きくなって、特に０．２２を超えると、全伸びの低下あるいは溶接割れが起こりやすくなるため、Ｃｒを含有させる場合においても、上記の範囲において、前記（１）式で示されるＰｃｍの値が０．１５〜０．２２を満たすようにする必要がある。
【００５８】
第３群：Ｔｉ：０．０５％以下
Ｔｉを含有させると、ＮとともにＴｉＮを形成してＨＡＺの靱性を改善することができる。しかしながら、その含有量が多くなって０．０５％を超えると、ＴｉＣが多量に析出して靱性の悪化が顕著になり、さらに、溶接割れも起こりやすくなる。したがって、含有させる場合のＴｉの含有量を０．０５％以下とした。なお、ＴｉによるＨＡＺ靱性改善効果を得るためには、Ｔｉを０．００１％以上含有させることが好ましい。このため、含有させる場合のＴｉの好ましい含有量は０．００１〜０．０５％である。なお、含有させる場合のＴｉ含有量のより好ましい下限は０．００５％である。また、より好ましい上限は０．０２％である。
【００５９】
上記の理由から、本発明（２）に係るラインパイプ用鋼板の化学組成については、本発明（１）の引張強度が５９０ＭＰａ以上、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であるラインパイプ用鋼板に、さらに、Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下およびＢ：０．００３％以下のうちの１種以上を含有するものと規定した。
【００６０】
同様に、本発明（３）に係るラインパイプ用鋼板の化学組成については、本発明（１）または（２）のラインパイプ用鋼板に、さらに、Ｃｒ：１％以下を含有するものと規定した。
【００６１】
また、本発明（４）に係るラインパイプ用鋼板の化学組成については、本発明（１）から（３）までのいずれかのラインパイプ用鋼板に、さらに、Ｔｉ：０．０５％以下を含有するものと規定した。
【００６２】
そして、本発明（５）に係る引張強度が５９０ＭＰａ以上、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上のラインパイプ用鋼板の製造方法においては、前述の本発明（１）から本発明（４）までのいずれかに記載の化学組成を有するスラブを用いることとした。
【００６３】
（Ｂ）ミクロ組織について：
鋼の化学組成を前記（Ａ）項で述べたものとしたうえで、ミクロ組織をＨｖ硬さで１９０以下のフェライトと硬質組織との混合組織からなるものとすれば、５９０ＭＰａ以上という高い引張強度と大きな全伸びを兼備させることができる。
【００６４】
すなわち、フェライト単一組織の場合、５９０ＭＰａ以上という所定の高い引張強度を確保することができないので、前記の強度を確保させるためには、ミクロ組織をフェライトと硬質組織との混合組織にする必要がある。
【００６５】
なお、延性としての大きな「全伸び」は、「局部伸び」を大きくすることで確保することができる。すなわち、軟質組織であるフェライトの変形で「局部伸び」を稼ぐことによって、「一様伸び」と「局部伸び」の和で表される「全伸び」を大きくすることが可能となる。しかしながら、フェライトのＨｖ硬さが大きくなって、特に１９０を超えると、十分な「局部伸び」向上効果が得られないので、大きな全伸びを確保することができない。したがって、ミクロ組織におけるフェライトのＨｖ硬さは１９０以下とする必要がある。
【００６６】
上記の理由で、本発明の引張強度が５９０ＭＰａ以上のラインパイプ用鋼板におけるミクロ組織は、ビッカース硬さで１９０以下のフェライトと硬質組織との混合組織からなるものとした。
【００６７】
なお、フェライトのＨｖ硬さが１８０以下であれば、より安定かつ確実に「局部伸び」の向上効果が得られる。このため、前記混合組織におけるフェライトのＨｖ硬さは１８０以下であることが好ましい。
【００６８】
また、「局部伸び」向上のためにはフェライトのＨｖ硬さは小さければ小さいほど好ましいが、上記のように各種元素を含有するため、それらの元素による強化作用が生じるため、フェライトのＨｖ硬さの下限は、１２０程度となる。さらに、各種元素の含有量を好ましい範囲にした場合には、フェライトのＨｖ硬さの下限は、１４０程度となる。
【００６９】
既に述べたように、前記混合組織における「硬質組織」とは、パーライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの各単一組織あるいはそれらの混合組織を指し、ベイナイトには、いわゆる「Ｍ−Ａ」も含む。
【００７０】
なお、硬質組織のＨｖ硬さが大きすぎて、特に３４０を超える場合には、局部伸びに対する悪影響が顕著になる。このため、硬質組織のＨｖ硬さは３４０以下であることが好ましく、３１０以下であれば一層好ましい。
【００７１】
また、いわゆる「強度−伸びバランス」を良好にするために、フェライトと硬質組織とのＨｖ硬さの差は７５以上あることが望ましい。
【００７２】
なお、上記硬質組織におけるＨｖ硬さの値は、引張強度を確保するため、１８０以上であることが好ましく、２３０以上であることがさらに好ましい。
【００７３】
さらに、前記した５９０ＭＰａ以上という所定の高い引張強度を確保するためには、前記混合組織における硬質組織の面積率は５％以上であることが望ましく、３０％以上であればさらに望ましい。そして、良好な全伸びと衝撃特性を確保するためには、前記混合組織におけるフェライトの面積率は１０％以上であることが望ましく、２０％以上であればさらに望ましい。
【００７４】
なお、前記した本発明（１）〜（４）に係るラインパイプ用鋼板は、例えば、本発明（５）の製造方法によって製造することができる。
【００７５】
（Ｃ）製造条件について：
以下に詳述する製造条件は、前述の引張強度が５９０ＭＰａ以上、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であるラインパイプ用鋼板を経済的に要領よく実現するための方法の一つであり、ラインパイプ用鋼板自体の技術的範囲はこの製造条件によって規定されるものではない。
【００７６】
ラインパイプ用鋼板の素材であるスラブの圧延前の加熱条件は特に規定されるものではない。しかしながら、スラブの化学組成にＮｂあるいはＶが含まれる場合、スラブの加熱によってマトリックス中で固溶Ｎｂあるいは固溶Ｖとして存在させておけば、炭窒化物による強度向上効果を安定かつ確実に得ることができるので、この場合には、例えば、１０５０℃以上に加熱することが望ましい。
【００７７】
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。
【００７８】
ここで、上記「スラブの加熱温度」とは加熱のためにスラブを装入する炉の設定温度を指す。
【００７９】
スラブを加熱した後の圧延工程は、１０００℃以上の温度域における合計圧下率が１０％以上、９００℃以下の温度域における合計圧下率が５０％以上で、しかも、圧延終了温度が８５０〜７００℃を満足するように行う。
【００８０】
すなわち、１０００℃以上の温度域における合計圧下率が１０％以上である圧延によって、再結晶によるオーステナイト粒の微細化効果が安定して得られ、良好な靱性を確保することが容易になる。１０００℃以上の温度域における合計圧下率は３０％以上であればより好ましく、５０％以上であればさらに一層好ましい。
【００８１】
なお、上記の１０００℃以上の温度域における合計圧下率は、圧延に供するスラブの厚さを抑制して圧延能率を良くするため、７０％以下とすることが好ましい。
【００８２】
また、９００℃以下の温度域における合計圧下率が５０％以上である圧延によって、オーステナイトに残留ひずみを確実かつ安定して与えることができ、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。
【００８３】
なお、上記の９００℃以下の温度域における合計圧下率は、圧延能率を良くするため、９０％以下とすることが好ましい。
【００８４】
さらに、圧延終了温度が８５０〜７００℃である圧延によって、容易に、鋼板の異方性、つまり、圧延方向と幅方向との機械的性質の差が小さく抑えられ、また、良好な靱性が付与される。すなわち、圧延終了温度が７００℃未満の場合には、鋼板の異方性が大きくなりすぎることがあり、一方、８５０℃を超える場合には良好な靱性の確保が難しくなることがある。なお、オーステナイトとフェライトとの２相域での圧延によるフェライトの加工硬化を抑制して特に伸びを良くするために、圧延終了温度は７３０℃以上であることがより望ましい。また、良好な靱性を確保するために、圧延終了温度は８００℃以下であることがより望ましい。
【００８５】
圧延後の冷却工程は、冷却開始温度が８５０〜７００℃、冷却停止温度が６５０〜４００℃で、しかも冷却速度が１０℃／ｓ以上を満足するように行う。
【００８６】
すなわち、５９０ＭＰａ以上という所定の引張強度を得るために、圧延後に冷却（加速冷却）を行うが、冷却開始温度が低すぎると効果が小さくなることがあるので、冷却開始温度は８５０〜７００℃とする。なお、良好な「強度−伸びバランス」を得るために、冷却開始温度は７７０℃以下であることがより望ましい。
【００８７】
また、６５０〜４００℃の冷却停止温度によって、強度確保とともに大きな局部伸び、したがって大きな全伸びの確保が容易になる。これは、冷却停止温度が高く６５０℃を超える場合には強度増加の効果が小さくなることがあり、また、冷却停止温度が低くなって４００℃を下回ると特に局部伸びが小さくなることがあるためである。なお、良好な「強度−伸びバランス」を得るために、冷却停止温度は５５０〜４７０℃であることがより望ましい。
【００８８】
冷却速度が１０℃／ｓを下回ると、５９０ＭＰａ以上という所定の引張強度の確保が難しい場合があるので、強度確保のために１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する。なお、５９０ＭＰａ以上という所定の引張強度をより安定して確実に得るために、冷却速度は１５℃／ｓ以上であることがより望ましい。
【００８９】
なお、上記の冷却速度は、鋼板の良好な全伸びを確保するため、７０℃／ｓ以下とすることが好ましく、５０℃／ｓ以下とすることがより好ましい。
【００９０】
なお、前記８５０〜７００℃の温度域から１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却を開始し、前記６５０〜４００℃の温度域で冷却を停止した後については、その冷却停止温度から少なくとも２００℃に温度降下するまでは、脱水素を効率よく行って水素割れが発生することを抑止するために、放冷することが好ましい。
【００９１】
既に述べたように、上述の各温度は、被圧延材の表面部における温度を指し、「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加速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。また、加速冷却時間とは、例えば水槽で冷却を行う場合は、浸漬時間を意味する。
【００９２】
上記の理由から、本発明（５）に係る引張強度が５９０ＭＰａ以上、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上のラインパイプ用鋼板の製造方法は、前記（Ａ）項に記載の本発明（１）から（４）までのいずれかに記載の化学組成を有するスラブを、下記の工程１および２によって、圧延および冷却を行うことと規定した。
【００９３】
［工程１］１０００℃以上の温度域における合計圧下率が１０％以上、９００℃以下の温度域における合計圧下率が５０％以上で、しかも、圧延終了温度が８５０〜７００℃を満足するように圧延する工程。
【００９４】
［工程２］冷却開始温度が８５０〜７００℃、冷却停止温度が６５０〜４００℃で、しかも冷却速度が１０℃／ｓ以上を満足するように冷却を行う工程。
【００９５】
なお、圧延終了後に温度降下させない手段として、誘導加熱やガスバーナーによる加熱を用いることによって、圧延終了温度と同じ温度から冷却を開始、すなわち圧延終了後に温度降下させることなく冷却することができる。
【００９６】
前記した本発明（１）〜（４）に係るラインパイプ用鋼板は、これを管状に成形し、突合せ部を接合することによって、ラインパイプを製造することができる。
【００９７】
すなわち、上記のラインパイプ用鋼板は異方性が小さいものではあるが、特に、圧延方向に対して垂直な方向、つまり「板幅方向」の全伸びに優れているので、プレスベンドなどで容易に管状に成形することができる。しかも、上記の鋼板は溶接性にも優れているので、サブマージアーク溶接などによって容易に接合することもできる。
【００９８】
上記の理由から、本発明（６）に係るラインパイプは、本発明（１）から（４）までのいずれかに記載のラインパイプ用鋼板によって製造されたものと規定した。
【００９９】
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。
【実施例】
【０１００】
（実施例１）
表１に示す化学組成を有する厚さが１４０ｍｍのスラブを炉温を１１２０℃に設定した炉中に装入して加熱し、表２に示す製造条件で圧延と冷却を行い、厚さ２２ｍｍの鋼板を得た。
【０１０１】
なお、表１に示した鋼Ｎｏ．０は、化学組成が本発明で規定する範囲内にあるスラブである。また、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。
【０１０２】
【表１】
0005124854.tif 000002
【０１０３】
【表２】
0005124854.tif 000003
【０１０４】
得られた各鋼板について、ミクロ組織、Ｈｖ硬さ、引張特性および衝撃特性を調査した。
【０１０５】
ミクロ組織観察用の試料は、圧延方向と板厚方向を含む面を鏡面研磨し、ナイタールで腐食した後、光学顕微鏡を用いて、板厚方向中央部を倍率を５００倍として５視野観察した。
【０１０６】
また、上記のミクロ組織観察用の試料を用いて、フェライトと硬質組織のそれぞれについて、０．０９８０７Ｎの試験力でＨｖ硬さを５箇所測定し、算術平均して各相のＨｖ硬さとした。なお、硬質組織が複数の種類からなることがあるが、それぞれの硬質組織は交じり合い、硬度測定の圧痕内に複数の硬質組織が含まれる。このため、硬質組織のＨｖ硬さ測定は、特に複数の種類の硬質組織があることを意識せず測定が可能である。
【０１０７】
引張特性は、平行部の厚さが７．４ｍｍ、平行部の幅が１０．３ｍｍで標点距離が５０．０ｍｍの板状引張試験片を、板厚中央部から圧延方向に対して垂直な方向つまり「板幅方向」に採取し、室温で引張試験を実施して調査した。具体的には、０．５％耐力、引張強度、一様伸びおよび局部伸びを求め、また、これらの結果から、降伏比（０．５％耐力／引張強度）および全伸び（一様伸＋局部伸び）を算出した。
【０１０８】
なお、引張特性のうち伸びについては、８％以上の局部伸びおよび１８％以上の全伸びを有することを目標とした。
【０１０９】
衝撃特性は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）に記載のＶノッチ試験片を板厚中央部から圧延方向に対して垂直に採取して、シャルピー衝撃試験を行い、−２０℃での吸収エネルギー（以下、「vＥ-20」という。）を求めた。
【０１１０】
表３に、上記の各試験結果をまとめて示す。なお、表３における「ΔＨｖ」はフェライトと硬質組織とのＨｖ硬さの差を意味する。
【０１１１】
【表３】
0005124854.tif 000004
【０１１２】
表３から、製造条件番号１〜４の方法で製造した鋼板は、本発明で規定する条件を満たすため、８％以上という目標を超える１２．７〜１３．６％の大きな局部伸びおよび１８％以上という目標を超える２１．６〜２９．２％の全伸びを有しており、延性に優れていることが明らかである。
【０１１３】
しかも、これらの鋼板は６１３〜６７８ＭＰａの引張強度および１６７〜２５８ＪのvＥ-20を有しており、強度と靱性に優れていることが明らかである。
【０１１４】
なお、表２における製造条件番号４と５は、冷却工程における冷却停止温度のみが異なるものであるが、冷却停止温度が３７２℃である製造条件番号５の方法で製造した鋼板は、フェライトのＨｖ硬さが１９２と大きく、本発明で規定する条件から外れている。このため、局部伸びおよび全伸びはそれぞれ、５．９％および１４．０％であって、延性が低い。しかも、本発明で規定する基本特性を衝撃特性の点で得られていない。
【０１１５】
（実施例２）
表４に示す化学組成を有する厚さが３００ｍｍのスラブを炉温を１１２０℃に設定した炉中に装入して加熱し、表５に示す製造条件で圧延と冷却を行い、厚さ２６ｍｍの鋼板を得た。
【０１１６】
なお、表４に示した鋼Ｎｏ．１〜３０は、化学組成が本発明で規定する範囲内にあるスラブであり、鋼Ｎｏ．３１〜３５は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例のスラブである。
【０１１７】
また、表５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。
【０１１８】
得られた各鋼板について、前記実施例１の場合と同様の方法で、ミクロ組織、Ｈｖ硬さ、引張特性および衝撃特性を調査した。
【０１１９】
なお、引張特性のうち伸びについて、前記実施例１の場合と同様に、８％以上の局部伸びおよび１８％以上の全伸びを有することを目標とした。
【０１２０】
表６および表７に、上記の各試験結果をまとめて示す。表６および表７における「ΔＨｖ」もフェライトと硬質組織とのＨｖ硬さの差を意味する。
【０１２１】
なお、試験番号２８の鋼板の場合には、ミクロ組織がベイナイトの単一組織でフェライトが存在しなかったので、表７のＨｖ硬さ欄の「フェライト」と「ΔＨｖ」の項はいずれも「−」と表記した。
【０１２２】
【表４】
0005124854.tif 000005
【０１２３】
【表５】
0005124854.tif 000006
【０１２４】
【表６】
0005124854.tif 000007
【０１２５】
【表７】
0005124854.tif 000008
【０１２６】
表６および表７から、本発明で規定する条件を満たす本発明例の試験番号１〜２５の鋼板は、８％以上という目標を達成する８．１〜１４．２％の局部伸びおよび１８％以上という目標を達成する１８．６〜２６．２％の全伸びを有しており、延性に優れていることが明らかである。
【０１２７】
しかも、これらの鋼板のvＥ-20は１９３〜２６７Ｊであり、本発明の１００Ｊ以上という規定を達成しており、靱性にも優れていることが明らかである。
【０１２８】
これに対して、化学組成が本発明で規定する範囲内にあるスラブを用いた場合であっても、圧延または冷却の条件から外れた比較例の試験番号２６〜３０の鋼板の場合、その特性は劣っている。
【０１２９】
すなわち、試験番号２６の鋼板は、圧延工程における１０００℃以上での圧下率が８％と低く、再結晶によるオーステナイト粒の微細化効果が安定して得られないので、本発明で規定する基本特性を衝撃特性の点で得られない。
【０１３０】
試験番号２７の鋼板は、圧延工程における９００℃以下での圧下率が４１％と低く、オーステナイトの残留ひずみが比較的小さいので、本発明で規定する基本特性を衝撃特性の点で得られない。
【０１３１】
試験番号２８の鋼板は、圧延工程における圧延終了温度が８６０℃と高く、ミクロ組織はベイナイト単一組織であってフェライトを含んでいないので本発明で規定する条件から外れる。このため、全伸びと衝撃特性で劣っている。
【０１３２】
試験番号２９の鋼板は、冷却工程における冷却開始温度が６７０℃と低く、本発明で規定する基本特性を引張強度の点で得られない。
【０１３３】
試験番号３０の鋼板は、冷却工程における冷却速度が８℃／ｓと遅く、本発明で規定する基本特性を引張強度の点で得られない。
【０１３４】
なお、化学組成が本発明で規定する条件から外れたスラブを用いた場合には、鋼板がビッカース硬さで１９０以下のフェライトと硬質組織との混合組織からなるという本発明のミクロ組織規定を満たしていても、その特性は劣っている。
【０１３５】
すなわち、試験番号３１の鋼板は、Ｃの含有量が０．０２％で、しかも、Ｐｃｍの値が０．１２２の本発明で規定する条件から外れた鋼Ｎｏ．３１のスラブを用いているので、引張強度は５５６ＭＰａと低く、強度特性に劣っている。
【０１３６】
試験番号３２の鋼板は、Ｓｉの含有量が１．０１％の本発明で規定する条件から外れた鋼Ｎｏ．３２のスラブを用いているので、衝撃特性で劣っている。
【０１３７】
試験番号３３の鋼板は、Ｍｎの含有量が２．５３％で、しかも、Ｐｃｍの値が０．２２９の本発明で規定する条件から外れた鋼Ｎｏ．３３のスラブを用いているので、局部伸びと全伸びはそれぞれ、６．８％および１４．２％と低く、延性に劣り、また、衝撃特性にも劣っている。
【０１３８】
試験番号３４の鋼板は、ｓｏｌ．Ａｌの含有量が０．１０５％の本発明で規定する条件から外れた鋼Ｎｏ．３４のスラブを用いているので、局部伸びと全伸びはそれぞれ、７．２％および１５．６％と低く、延性に劣り、また、衝撃特性にも劣っている。
【０１３９】
試験番号３５の鋼板は、Ｖの含有量が０．３５１％の本発明で規定する条件から外れた鋼Ｎｏ．３５のスラブを用いているので、全伸びや衝撃特性に劣っている。
【産業上の利用可能性】
【０１４０】
以上のとおり、本発明の引張強度が５９０ＭＰａ以上、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であるラインパイプ用鋼板は、工業的な規模での生産が容易であり、強度および靱性に優れ、しかも延性にも優れるので、天然ガスや原油を大量に輸送するパイプラインなど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用いることができる。そして、この引張強度が５９０ＭＰａ以上、−２０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上のラインパイプ用鋼板は、本発明の方法によって製造することができる。