CN108603266A

CN108603266A - 高强度高韧性钢管用钢板及其制造方法

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Publication number: CN108603266A
Application number: CN201780008699.8A
Authority: CN
Inventors: 木村英之; 长尾亮; 石川信行; 长谷和邦
Original assignee: NKK Corp
Current assignee: JFE Steel Corp; JFE Engineering Corp
Priority date: 2016-01-29
Filing date: 2017-01-23
Publication date: 2018-09-28
Anticipated expiration: 2037-01-23
Also published as: KR20180096784A; WO2017130885A1; US20190040488A1; CA3009905A1; US11236405B2; JP6299935B2; EP3409804A4; EP3409804B1; JPWO2017130885A1; RU2698036C1; CN108603266B; KR102138989B1; EP3409804A1; CA3009905C

Abstract

本发明提供C方向的拉伸强度为625MPa以上、‑55℃下的DWTT中得到的延性断口率为85％以上的高强度高韧性钢管用钢板及其制造方法。一种高强度高韧性钢管用钢板及其制造方法，所述钢板具有以质量％计含有C：0.03％以上且0.08％以下、Si：大于0.05％且在0.50％以下、Mn：1.5％以上且2.5％以下、P：0.001％以上且0.010％以下、S：0.0030％以下、Al：0.01％以上且0.08％以下、Nb：0.010％以上且0.080％以下、Ti：0.005％以上且0.025％以下、N：0.001％以上且0.006％以下、进一步含有选自Cu：0.01％以上且1.00％以下、Ni：0.01％以上且1.00％以下、Cr：0.01％以上且1.00％以下、Mo：0.01％以上且1.00％以下、V：0.01％以上且0.10％以下、B：0.0005％以上且0.0030％以下中的一种以上且余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，具有板厚方向的1/2位置处的铁素体的面积率为20％以上且80％以下、该铁素体中的加工铁素体的比例为50％以上且100％以下的组织，在‑55℃的试验温度下进行DWTT试验时的试验片断口处生成的分离以分离指数(SI_‑55℃)计为0.10mm^‑1以上。

Description

高强度高韧性钢管用钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及高强度高韧性钢管用钢板及其制造方法。特别是涉及适合于具有优良的脆性裂纹传播停止性能的管线管用钢管的原材料的高强度高韧性钢板及其制造方法。

背景技术

对于作为天然气、原油等的输送用途使用的管线管而言，为了通过高压化而提高输送效率、通过薄壁化而提高现场焊接施工效率，高强度化的期望非常强烈。

特别是，对于输送高压气体的管线管(以下也记为高压气体管线管)，从避免大规模破坏的观点考虑，脆性破坏的抑制是非常重要的，对根据过去的实管气体爆破试验结果求出的用于抑制脆性破坏所需的DWTT试验(Drop Weight Tear Test，落锤撕裂试验)的试验值(延性断口率达到85％的断口转变温度)进行了规定，要求优良的DWTT特性。

另外，近年来的气田和油田的开发具有扩大至俄罗斯、阿拉斯加等极寒地区、北海等寒冷地区的倾向。对于在极寒地区、寒冷地区铺设的管线管要求母材的耐脆性裂纹传播特性优良，并且要求母材的低温韧性优良。

针对这样的要求，在专利文献1中公开了如下技术：在将碳当量(Ceq)控制为0.30～0.45的成分体系中，在未再结晶温度范围内累积压下率为50％以上、在两相区中累积压下率为10～50％的条件下进行热轧后，立即再加热至450～700℃。基于该技术，提出了拉伸强度为565MPa以上的高韧性管线管用钢板及其制造方法，该钢板的母材韧性优良，并且将以4～10kJ/mm的焊接线能量进行焊接时的焊接热影响部(HAZ；Heat Affected Zone)组织中所占有的上贝氏体组织以面积率计控制为90％以上、将该上贝氏体组织中含有的岛状马氏体以面积率计控制为3％以下，从而改善了HAZ韧性。

在专利文献2中提出了一种脆性裂纹传播停止性能和焊接热影响部韧性优良的高屈服强度高韧性厚钢板的制造方法，其特征在于，在使Si降低至实质上不含有的水平、将碳当量(Ceq)控制为0.30～0.45的成分体系的条件下，在900℃以下的未再结晶温度范围内累积压下率为50％以上、在两相区累积压下率为10～50％的条件下进行热轧后，以10～80℃/s的冷却速度冷却至400℃以下的冷却停止温度，立即再加热至超过冷却停止温度并且150℃以上且低于450℃的温度范围。

在专利文献3中提出了一种低温韧性优良的超高张力钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.05～0.10％、Mn：1.8～2.5％、Mo：0.30～0.60％、Nb：0.01～0.10％、V：0.03～0.10％、Ti：0.005～0.030％，P值(＝2.7C+0.4Si+Mn+Mo+V)满足1.9～2.8，其显微组织包含由马氏体/贝氏体与20～90％的铁素体形成的两相组织，并且在铁素体中含有50～100％的加工铁素体，铁素体的平均粒径为5μm以下。

在专利文献4中提出了一种高韧性且高变形高强度钢管用钢板及其制造方法，其特征在于，所述钢板以质量％计含有C：0.04～0.08％、Si：0.05～0.5％、Mn：1.8～3.0％、P：0.08％以下、S：0.0006％以下、Ni：0.1～1.0％、Cr：0.01～0.5％、Nb：0.01～0.05％、Ti：0.005～0.020％，其显微组织中的贝氏体的面积率为85％以上，上述贝氏体中的岛状马氏体以面积率计为5～15％且均匀分散，存在于原奥氏体晶界的铁素体的面积率为5％以下，在-30℃的试验温度下进行夏比冲击试验时的断口处，由“断口上的长度1mm以上的分离长度的总和除以断口的受试面面积而得到的值”定义的分离指数(SI)为0.05mm^-1以下。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2009-127069号公报

专利文献2：日本特开2009-161824号公报

专利文献3：日本特开平9-41074号公报

专利文献4：日本特开2012-72472号公报

发明内容

发明所要解决的问题

近年来的高压气体管线管等中应用的钢板进一步要求为高强度且高韧性。具体而言，要求在从钢板向钢管的加工后，钢管母材的拉伸强度为625MPa以上、并且钢管母材的-45℃下的DWTT试验中得到的延性断口率为85％以上。

在专利文献1中，关于作为用于抑制脆性破坏的评价指标的DWTT特性，使用从板厚为33mm的钢板的1/2t(以下，t是指厚度)位置裁取的厚度减少至19mm的试验片，利用试验温度为-47℃下的延性断口率进行评价。将试验片减小厚度时，可确认到延性断口率提高的倾向，除此以外，实际铺设的管线管可能因造管时的加工而发生特性劣化，考虑到上述情况，专利文献1中记载的发明存在改善的余地。

在专利文献2中，在轧制和快速冷却后，必须立即进行再加热处理，需要在线的加热装置。因此，担心因制造工序的增加而使制造成本升高。另外，关于DWTT特性，使用从板厚为33mm的钢板的1/2t位置裁取的厚度减少至19mm的试验片，利用试验温度为-47℃下的延性断口率进行评价。将试验片减小厚度时，可确认到延性断口率提高的倾向，除此以外，实际铺设的管线管可能因造管时的加工而发生特性劣化，考虑到上述情况，专利文献2中记载的发明存在改善的余地。

专利文献3公开了涉及TS≥950MPa的低温韧性优良的超高强度钢板的技术，该钢板具有含有20～90％的铁素体并在平均粒径为5μm以下的铁素体中含有50～100％的加工铁素体的组织。但是，母材的低温韧性在基于夏比试验的50％断口转变温度(vTrs)下实施，并没有记载与实管气体爆破试验的相关性高的全厚DWTT试验。因此，对于专利文献3中记载的发明，担心在包含冷却速度快、硬质相的百分率容易增加的表层部的全厚上的脆性破坏的传播停止性能差。

在专利文献4中，通过将分离的生成量控制为适当而实现高吸收能与低温韧性的兼顾。但是，虽然通过抑制分离而使夏比冲击吸收能提高，但实施例中的DWTT试验中，利用-20℃下的延性断口率进行评价，在-45℃这样更加低温下的使用环境中存在改善的余地。

对于这样的专利文献1～4中记载的技术而言，无法实现稳定地制造即使在更严苛的铺设环境和使用环境下也能够应用的作为高强度高韧性钢管的原材料的钢板。

因此，鉴于上述情况，本发明的目的在于提供具有625MPa以上的拉伸强度、-45℃下的DWTT试验中得到的延性断口率为85％以上的能够作为钢管的原材料应用的钢板及其制造方法。在此认为，DWTT特性在造管时会产生相当于10℃的试验温度差的特性降低。考虑到这一点，本发明的目的在于提供拉伸强度为625MPa以上、-55℃下的DWTT试验中得到的延性断口率(SA_-55℃)为85％以上的高强度高韧性钢管用钢板及其制造方法。

对于本发明的高强度高韧性钢管用钢板而言，高强度是指由后述的实施例中记载的拉伸试验求出的C方向(与轧制方向成直角的方向)的拉伸强度(TS)为625MPa以上。另外，高韧性是指由后述的实施例中记载的DWTT试验求出的延性断口率(SA_-55℃)为85％以上。

用于解决问题的方法

作为评价指标，本发明人在参考延性断口率(SA_-55℃)的同时，对用于得到目标脆性裂纹传播停止性能的分离产生量进行了定量化。图1所示的概略图是用于对分离指数(SI_-55℃)的测定方法进行说明的图。对于实施DWTT试验时在DWTT试验片的断口上生成的分离，在从压制缺口侧和落锤的冲击侧分别减去试验片厚度t(板厚t＜19mm时)或19mm(板厚t≥19mm时)而得到的评价区域中，对试验片断口处生成的分离进行目视观察，测定长度为1mm以上的全部分离的长度，将它们的总和除以评价区域面积而计算出SI。对于用于具有625MPa以上的拉伸强度的钢管原材料的各种钢板，对该分离指数(SI_-55℃)与DWTT试验的延性断口率(SA_-55℃)的关系进行了整理，结果发现，为了得到以SA_-55℃评价的目标脆性裂纹传播停止性能，需要SI_-55℃≥0.10mm^-1。即，至少在SI_-55℃值偏离时，得不到目标SA_-55℃值。

进而，本发明人对于给DWTT特性带来影响的各种因素，以钢管用钢板为对象进行了深入研究。结果，本发明人发现，对于含有C、Mn、Nb、Ti等的钢板，有效利用通过控制两相区的累积压下率而使分离生成从而带来的低温韧性的改善效果和通过控制奥氏体未再结晶温度范围的低温侧的累积压下率而使组织微细化从而带来的低温韧性的改善效果，由此，可以得到即使在更严苛的低温下的使用环境中也能够应用的具有优良的DWTT特性的高强度高韧性钢管用钢板。

本发明人基于以上的见解进一步反复进行了研究，从而完成了本发明。本发明的主旨如下所述。

[1]一种高强度高韧性钢管用钢板，具有以质量％计含有C：0.03％以上且0.08％以下、Si：大于0.05％且在0.50％以下、Mn：1.5％以上且2.5％以下、P：0.001％以上且0.010％以下、S：0.0030％以下、Al：0.01％以上且0.08％以下、Nb：0.010％以上且0.080％以下、Ti：0.005％以上且0.025％以下、N：0.001％以上且0.006％以下、进一步含有选自Cu：0.01％以上且1.00％以下、Ni：0.01％以上且1.00％以下、Cr：0.01％以上且1.00％以下、Mo：0.01％以上且1.00％以下、V：0.01％以上且0.10％以下、B：0.0005％以上且0.0030％以下中的一种以上且余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，具有板厚方向的1/2位置处的铁素体的面积率为20％以上且80％以下、该铁素体中的加工铁素体的比例为50％以上且100％以下的组织，在-55℃的试验温度下进行DWTT试验(落锤撕裂试验)时的试验片断口处生成的分离以由(1)式定义的分离指数(SI_-55℃)计为0.10mm^-1以上。

SI_-55℃(mm^-1)＝ΣLi/A…(1)

ΣLi：存在于DWTT试验片的评价区域(A)中的长度1mm以上的分离的合计长度(mm)

A：从DWTT试验片的压制缺口侧和落锤的冲击侧分别减去试验片厚度t(板厚t＜19mm时)或19mm(板厚t≥19mm时)而得到的评价区域面积(mm²)

[2]如[1]所述的高强度高韧性钢管用钢板，其中，在上述成分组成的基础上，以质量％计还含有选自Ca：0.0005％以上且0.0100％以下、REM：0.0005％以上且0.0200％以下、Zr：0.0005％以上且0.0300％以下、Mg：0.0005％以上且0.0100％以下中的一种以上。

[3]一种高强度高韧性钢管用钢板的制造方法，其为[1]或[2]所述的高强度高韧性钢管用钢板的制造方法，其具有：

热轧工序，将钢坯加热至1000℃以上且1250℃以下，在奥氏体再结晶温度范围进行轧制后，进行Ar₃点以上且(Ar₃点+150℃)以下的累积压下率为50％以上的轧制，接着进行(Ar₃点-50℃)以上且低于Ar₃点的累积压下率大于50％的轧制；和

冷却工序，在上述热轧工序后，立即以10℃/s以上且80℃/s以下的冷却速度加速冷却至250℃以上且450℃以下的冷却停止温度，然后进行空气冷却直至100℃以下的温度范围。

发明效果

根据本发明的制造方法，通过将轧制条件和轧制后的冷却条件控制为适当，能够得到板厚方向的1/2位置处的铁素体的面积率为20％以上且80％以下、该铁素体中的加工铁素体的比例为50％以上且100％以下的组织。另外，所制造的钢板能够实现高强度高韧性。

本发明的钢板是有效利用了分离、拉伸强度(C方向)为625MPa以上、-55℃下的DWTT试验中得到的延性断口率(SA_-55℃)为85％以上的高强度高韧性钢管用钢板。本发明的钢板可期待应用于甚至在冬季周围环境的气温达到-40℃以下的寒冷地区和/或极寒地区也预料到设施的扩大的管线管中。另外，作为该管线管，被期待应用于例如10MPa以上的高压气体管线管。

附图说明

图1是用于说明分离指数(SI_-55℃)的测定方法的概略图。

具体实施方式

以下，对本发明详细地进行说明。

本发明的高强度高韧性钢管用钢板是具有以质量％计含有C：0.03％以上且0.08％以下、Si：大于0.05％且在0.50％以下、Mn：1.5％以上且2.5％以下、P：0.001％以上且0.010％以下、S：0.0030％以下、Al：0.01％以上且0.08％以下、Nb：0.010％以上且0.080％以下、Ti：0.005％以上且0.025％以下、N：0.001％以上且0.006％以下、进一步含有选自Cu：0.01％以上且1.00％以下、Ni：0.01％以上且1.00％以下、Cr：0.01％以上且1.00％以下、Mo：0.01％以上且1.00％以下、V：0.01％以上且0.10％以下、B：0.0005％以上且0.0030％以下中的一种以上且余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成的钢板，具有该钢板的板厚方向的1/2位置处的铁素体的面积率为20％以上且80％以下、该铁素体中的加工铁素体的比例为50％以上且100％以下的组织。

首先，对本发明的成分组成的限定理由进行说明。需要说明的是，关于成分组成的“％”表示是指质量％。

C：0.03％以上且0.08％以下

C对于基于相变强化的高强度化有效地发挥作用。但是，C量低于0.03％时，有时得不到期望的拉伸强度(TS≥625MPa)。另外，在冷却中容易发生铁素体相变、珠光体相变，因此，贝氏体量容易减少。另一方面，C量超过0.08％时，在加速冷却后容易生成硬质的马氏体，母材的夏比冲击吸收能、DWTT特性(SA_-55℃)有时变差。另外，在加速冷却后表层硬度有时升高，在钢管制造时有时导致褶皱、表面缺陷。因此，C量设定为0.03％以上且0.08％以下，优选设定为0.03％以上且0.07％以下。

Si：大于0.05％且在0.50％以下

Si是脱氧所需的元素，并且具有通过固溶强化使钢材的强度提高的效果。为了得到这样的效果，需要含有大于0.05％的Si。Si量优选为0.10％以上，更优选为0.15％以上。另一方面，Si量超过0.50％时，焊接性、母材的夏比冲击吸收能降低，因此，Si量设定为0.50％以下。需要说明的是，从防止HAZ部的韧性劣化的观点考虑，Si量优选设定为0.20％以下。

Mn：1.5％以上且2.5％以下

Mn与C同样地在加速冷却后形成贝氏体，对基于相变强化的高强度化有效地发挥作用。但是，Mn量低于1.5％时，有时得不到期望的拉伸强度(TS≥625MPa)。另外，在冷却中容易发生铁素体相变、珠光体相变，因此，贝氏体量容易减少。另一方面，含有大于2.5％的Mn时，Mn富集于铸造时不可避免地形成的偏析部，导致在该部分夏比冲击吸收能降低、或者DWTT特性(SA_-55℃)变差。因此，Mn量设定为1.5％以上且2.5％以下。需要说明的是，从韧性提高的观点考虑，Mn量优选设定为1.5％以上且2.0％以下。

P：0.001％以上且0.010％以下

P是对基于固溶强化的钢板的高强度化有效的元素。但是，P量低于0.001％时，不仅表现不出该效果，有时还会在炼钢工序中导致脱磷成本的升高，因此，P量设定为0.001％以上。另一方面，P量超过0.010％时，韧性、焊接性有时显著差。因此，P量设定为0.001％以上且0.010％以下。

S：0.0030％以下

S是除了成为引起热脆性的原因以外、还在钢中以硫化物系夹杂物的形式存在而使韧性、延展性劣化的有害元素。因此，优选尽可能地降低S，在本发明中，S量的上限设定为0.0030％，优选将S量设定为0.0015％以下。下限没有特别限定，但极低S化会使炼钢成本升高，因此，优选将S量设定为0.0001％以上。

Al：0.01％以上且0.08％以下

Al是作为脱氧剂而含有的元素。另外，Al具有固溶强化能力，因此，对于钢板的高强度化有效地发挥作用。但是，Al量低于0.01％时，得不到上述效果。另一方面，Al量超过0.08％时，有时会导致原料成本的升高并且使韧性劣化。因此，Al量设定为0.01％以上且0.08％以下，优选设定为0.01％以上且0.05％以下。

Nb：0.010％以上且0.080％以下

Nb通过析出强化、淬透性增大效果而对钢板的高强度化有效。另外，Nb具有扩大热轧时的奥氏体的未再结晶温度范围的效果，通过该未再结晶温度范围内的轧制所带来的组织微细化效果而对钢板的韧性的提高有效。为了得到这些效果，含有0.010％以上的Nb。另一方面，Nb量超过0.080％时，在加速冷却后容易生成硬质的马氏体，有时母材的夏比冲击吸收能降低、或者DWTT特性(SA_-55℃)变差。另外，HAZ部的韧性显著变差。因此，Nb量设定为0.010％以上且0.080％以下，优选设定为0.010％以上且0.040％以下。

Ti：0.005％以上且0.025％以下

Ti在钢中形成氮化物，特别是含有0.005％以上时，具有利用氮化物的钉扎效应使奥氏体晶粒微细化的效果，有助于母材的韧性确保、HAZ部的韧性确保。另外，Ti是通过析出强化而对钢板的高强度化有效的元素。为了得到这些效果，含有0.005％以上的Ti。优选Ti量为0.008％以上。另一方面，含有大于0.025％的Ti时，TiN粗大化，无助于奥氏体晶粒的微细化，得不到韧性提高效果。不仅如此，粗大的TiN还会成为延性裂纹、脆性裂纹的产生起点，因此，夏比冲击吸收能显著降低，DWTT特性(SA_-55℃)也显著变差。因此，Ti量设定为0.025％以下，优选设定为0.018％以下。

N：0.001％以上且0.006％以下

N与Ti形成氮化物，抑制奥氏体的粗大化，有助于韧性的提高。为了得到这样的钉扎效应，含有0.001％以上的N。另一方面，N量超过0.006％时，在焊接部、特别是在熔融线附近被加热至1450℃以上的HAZ部发生TiN分解的情况下，有时会因固溶N导致HAZ部的韧性变差。因此，N量设定为0.001％以上且0.006％以下，在对HAZ部的韧性的要求水平高的情况下，N量优选设定为0.001％以上且0.004％以下。

在本发明中，除了上述必需元素以外，进一步含有选自Cu、Ni、Cr、Mo、V、B中的一种以上。

Cu：0.01％以上且1.00％以下、Cr：0.01％以上且1.00％以下、Mo：0.01％以上且1.00％以下

Cu、Cr、Mo均是淬透性提高元素，有助于母材、HAZ部的高强度化。为了得到该效果，在含有Cu、Cr、Mo中的任一元素的情况下，对于所含有的各元素，都需要含有0.01％以上。另一方面，Cu、Cr、Mo量分别超过1.00％时，高强度化的效果饱和。因此，在含有Cu、Cr、Mo的情况下，分别设定为0.01％以上且1.00％以下。

Ni：0.01％以上且1.00％以下

Ni也是淬透性提高元素，即使含有也不会使韧性劣化，因此是有用的元素。为了得到该效果，需要含有0.01％以上的Ni。另一方面，Ni量超过1.00％时，其效果饱和，另外，Ni非常昂贵，因此，在含有Ni的情况下，设定为0.01％以上且1.00％以下。

V：0.01％以上且0.10％以下

V是通过析出强化对钢板的高强度化有效的元素，为了得到该效果，需要含有0.01％以上的V。另一方面，V量超过0.10％时，碳化物量变得过量，韧性有时较差。因此，在含有V的情况下，设定为0.01％以上且0.10％以下。

B：0.0005％以上且0.0030％以下

B是淬透性提高元素，偏析于奥氏体晶界而抑制铁素体相变，由此，有助于母材的高强度化、防止HAZ部的强度降低。为了得到该效果，需要含有0.0005％以上的B。另一方面，B量超过0.0030％时，其效果饱和，因此，在含有B的情况下，设定为0.0005％以上且0.0030％以下。

上述成分以外的余量由Fe和不可避免的杂质构成。

但是，可以根据需要进一步含有选自Ca：0.0005％以上且0.0100％以下、REM：0.0005％以上且0.0200％以下、Zr：0.0005％以上且0.0300％以下、Mg：0.0005％以上且0.0100％以下中的一种以上。

Ca、REM、Zr、Mg具有将钢中的S固定而提高钢板的韧性的作用，在含有任意元素的情况下，对于所含有的各元素，都通过含有0.0005％以上而发挥效果。另一方面，Ca大于0.0100％、REM大于0.0200％、Zr大于0.0300％、Mg大于0.0100％而含有时，钢中的夹杂物增加，有时使韧性劣化。因此，在含有这些元素的情况下，优选设定为Ca：0.0005％以上且0.0100％以下、REM：0.0005％以上且0.0200％以下、Zr：0.0005％以上且0.0300％以下、Mg：0.0005％以上且0.0100％以下。

接着，对组织进行说明。

对于本发明的高强度高韧性钢管用钢板而言，为了稳定地得到母材的拉伸强度(C方向)为625MPa以上、-55℃下的DWTT试验中得到的延性断口率(SA_-55℃)为85％以上、分离指数(SI_-55℃)为0.10mm^-1以上的特性，需要使板厚方向的1/2位置的组织中铁素体以面积率计为20％以上且80％以下、并且使铁素体中的加工铁素体的比例为50％以上且100％以下。在此，包含加工铁素体的铁素体以外的组织优选主要为贝氏体。作为其他的余量组织，可以包含岛状马氏体、珠光体、马氏体等，这些余量组织优选以合计的面积率计为10％以下。

板厚方向的1/2位置处的铁素体的面积率：20％以上且80％以下

在本发明中，铁素体的面积率是重要的，特别是后述的铁素体中的加工铁素体量是重要的。即，在两相区轧制后的钢板发生被称为由加工铁素体的织构引起的分离的与DWTT试验时的裂纹进展方向垂直的破裂，裂纹前端的应力被缓和，由此改善低温韧性。为了得到由该分离带来的脆性裂纹传播停止性能的改善效果，需要使铁素体以面积率计为20％以上。铁素体的面积率小于20％时，担心由加工铁素体量的降低而引起DWTT特性(SA_-55℃)的降低。铁素体的面积率小于20％时，不仅如此，加工铁素体量降低时，屈服比(YR)升高、钢管的变形能力降低，因此，对地基变动等地形的变形的安全性有时降低。另一方面，铁素体以面积率计大于80％时，有时得不到期望的拉伸强度。另外，贝氏体的面积率容易减小。因此，板厚方向的1/2位置处的铁素体的面积率设定为20％以上且80％以下，从强度和低温韧性的稳定确保的观点考虑，铁素体的面积率优选设定为50％以上且80％以下。铁素体的面积率更优选为50％以上且70％以下。

铁素体中的加工铁素体的比例：50％以上且100％以下

如上所述，加工铁素体通过由织构引起的分离的发生而改善低温韧性。铁素体中的加工铁素体的比例小于50％时，有时得不到期望的分离量，脆性裂纹传播停止性能有时变差。因此，铁素体中的加工铁素体的比例设定为50％以上且100％以下，从更稳定地得到良好的脆性裂纹传播停止性能和优良的夏比冲击吸收能的观点考虑，优选将铁素体中的加工铁素体的比例设定为80％以上且100％以下。

板厚方向的1/2位置处的贝氏体的面积率：20％以上且80％以下(优选条件)

为了稳定地确保期望的拉伸强度(TS≥625MPa)，贝氏体的面积率优选设定为20％以上。更优选贝氏体的面积率为30％以上。另外，贝氏体的面积率大于80％时，担心由加工铁素体量的降低而引起DWTT特性(SA_-55℃)的降低。贝氏体的面积率大于80％时，不仅如此，由于YR的升高引起钢管的变形能力降低，由此，对地基变动等地形的变形的安全性有时降低。因此，贝氏体的面积率优选设定为80％以下。更优选贝氏体的面积率为50％以下。

关于板厚方向的1/2位置处的组织的余量

作为铁素体和贝氏体以外的余量，可以包含选自马氏体(包含岛状马氏体(martensite-austenite constituent，马氏体-奥氏体组元))、珠光体、残余奥氏体等中的一种以上。作为余量组织，它们可以以合计的面积百分率计为10％以下来存在。

在此，关于上述的铁素体的面积率，例如，可以从板厚方向的1/2位置起对L断面(与轧制方向平行的垂直断面)进行镜面研磨后，利用硝酸乙醇溶液进行腐蚀，使用光学显微镜以400～1000倍的范围的倍率随机地观察5个视野，通过图像分析处理由拍摄的组织照片算出铁素体的面积率。面积率为5个视野的平均值。另外，将以轧制方向的铁素体晶粒长度相对于板厚方向的铁素体晶粒长度的比计算的长径比为3以上的铁素体定义为加工铁素体，算出全部铁素体中的加工铁素体的比例。

另外，例如，可以使用扫描电子显微镜(SEM)，以2000倍的倍率随机地观察5个视野，利用拍摄的组织照片对组织进行鉴定，通过图像分析求出贝氏体、马氏体、岛状马氏体、铁素体(加工铁素体)、珠光体等各相的面积率。面积率为5个视野的平均值。

需要说明的是，一般应用加速冷却而制造的钢板的组织在钢板的板厚方向上不同，因此，从稳定地满足目标强度和脆性裂纹传播停止性能的观点考虑，在本发明中对冷却速度慢、难以实现上述特性的板厚方向的1/2位置(板厚t的1/2t位置)的组织进行了规定。

本发明的高强度高韧性钢管用钢板具有以下的特性。

(1)C方向的拉伸强度为625MPa以上：对于作为天然气、原油等的输送用途使用的管线管而言，为了通过高压化而提高输送效率、通过薄壁化而提高现场焊接施工效率，高强度化的期望非常强烈。为了应对这些要求，在本发明中，将C方向的拉伸强度设定为625MPa以上。

L方向的屈服比(YR)为93％以下(优选条件)：近年来的气田和油田的开发具有扩大至地震地带、永久冻土地带的倾向。因此，对于铺设的管线管，有时要求用于确保地基变动所引起的地形的大变形时的安全性的低屈服比。为了应对该要求，在本发明中，将屈服比设定为93％以下，优选设定为90％以下。

在此，拉伸强度和由屈服强度相对于拉伸强度的比表示的屈服比可以通过裁取依据ASTM A370的拉伸方向为C方向(与轧制方向成直角的方向)和L方向(与轧制方向平行的方向)的全厚拉伸试验片并实施拉伸试验来测定。

(2)-55℃下的DWTT试验中得到的延性断口率(SA_-55℃)为85％以上、分离指数(SI_-55℃)为0.10mm^-1以上：对于作为天然气等的输送用途使用的管线管而言，从脆性裂纹传播停止的观点考虑，期望DWTT试验中的延性断口率的值高，在本发明中，将-55℃下的DWTT试验中得到的延性断口率(SA值)设定为85％以上。另外，将分离指数(SI_-55℃)设定为0.10mm^-1以上。在此，关于-55℃下的DWTT试验中得到的延性断口率(SA_-55℃)，裁取依据API-5L3的长度方向为C方向的压制缺口型全厚DWTT试验片，在-55℃下利用落锤施加冲击弯曲载荷，从压制缺口侧(裂纹产生区域)和落锤的冲击侧(压应变区域)分别减去试验片厚度t(板厚t＜19mm时)或19mm(板厚t≥19mm时)而得到评价区域，从该区域求出延性断口率。另外，在与上述的DWTT试验后的延性断口率测定同等的评价区域、即从压制缺口侧(裂纹产生区域)和落锤(dropweight)的冲击侧(压应变区域)分别减去试验片厚度t(板厚t＜19mm时)或19mm(板厚t≥19mm时)而得到的评价区域中，对试验片断口处生成的分离进行目视观察，测定长度为1mm以上的全部分离的长度，将它们的总和除以评价区域面积而算出分离指数(SI_-55℃)。

(3)-55℃下的夏比冲击吸收能为160J以上(优选条件)：在高压气体管线管中，已知会发生由于外因性事故产生的延性裂纹在管轴方向上以100m/s以上的速度传播的高速延性破坏(不稳定延性破坏)，由此，可能在数km范围内产生大规模破坏。为了防止这样的高速延性破坏，高吸收能化是有效的，因此，在本发明中，优选-55℃下的夏比冲击吸收能为160J以上。在此，-55℃下的夏比冲击吸收能可以通过在-55℃下实施依据ASTM A370的夏比冲击试验来测定。

(4)在板厚方向上距钢板表面1mm位置的维氏硬度为260以下(优选条件)：钢板表层部的温度比钢板中央部低，因此，在两相温度范围内进行轧制的情况下，在表层部和中央部，组织构成和特性有时不同。另外，在轧制后的冷却速度快的钢板表层部，容易生成硬质的马氏体、岛状马氏体，表面硬度有时升高。这样的表面硬度的升高在钢板表面容易产生应力集中的钢管制造时有时导致褶皱、破裂等表面缺陷，不仅如此，有时还成为脆性裂纹的产生起点。因此，优选将表层部的硬度控制为适当，在本发明中，将在板厚方向上距钢板表面1mm位置的维氏硬度设定为260以下。在此，关于维氏硬度，对从钢板裁取的硬度测定用试验片的L断面(与轧制方向平行且与板面垂直的断面)进行机械研磨后，在从钢板表面起在板厚方向上距离1mm的位置处，在测定载荷为10kgf的条件下，测定各10点的依据JIS Z 2244的维氏硬度，求出其平均值。

接着，对本发明的高强度高韧性钢管用钢板的制造方法进行说明。

本发明的高强度高韧性钢管用钢板优选通过如下制造方法得到，该制造方法具有：将包含前述的成分组成的钢坯加热至1000℃以上且1250℃以下，在奥氏体再结晶温度范围内进行轧制后，进行Ar₃点以上且(Ar₃点+150℃)以下的累积压下率为50％以上的轧制，接着进行(Ar₃点-50℃)以上且低于Ar₃点的累积压下率大于50％的轧制的热轧工序；和在上述热轧工序后，立即以10℃/s以上且80℃/s以下的冷却速度加速冷却至250℃以上且450℃以下的冷却停止温度，然后进行空气冷却直至100℃以下的温度范围的冷却工序。另外，从进一步提高由组织微细化带来的低温韧性的改善效果的观点考虑，优选将Ar₃点以上且(Ar₃点+150℃)以下的累积压下率中Ar₃点以上且(Ar₃点+50℃)以下的温度范围内的累积压下率设定为20％以上。

需要说明的是，在以下的说明中，只要没有特别说明，则温度设定为钢板的板厚方向的平均温度。钢板的板厚方向的平均温度由板厚、表面温度和冷却条件等通过模拟计算等求出。例如，使用差分法，计算板厚方向的温度分布，由此求出钢板的板厚方向的平均温度。

-热轧工序-

钢坯加热温度：1000℃以上且1250℃以下

为了防止成分的宏观偏析，本发明的钢坯可以通过连铸法来制造，也可以通过铸锭法来制造。另外，除了在制造钢坯后、先冷却至室温、然后再次加热的现有方法以外，也可以没有问题地应用不进行冷却而以温片的状态装入到加热炉中进行热轧的直送轧制、或者稍微进行保热后立即进行热轧的直送轧制/直接轧制、以高温状态装入到加热炉中并省略一部分再加热的方法(温片装入)等节能工艺。

加热温度低于1000℃时，钢坯中的Nb、V等的碳化物未充分固溶，有时得不到基于析出强化的强度升高效果。另一方面，加热温度超过1250℃时，初期的奥氏体晶粒粗大化，因此，夏比冲击吸收能、DWTT特性(SA_-55℃)有时降低。因此，钢坯加热温度设定为1000℃以上且1250℃以下，优选设定为1000℃以上且1150℃以下。

在本发明中，对钢坯进行加热后，首先在奥氏体再结晶温度范围内进行轧制。通过在奥氏体再结晶温度范围内实施轧制，钢坯加热时粗大化后的组织微细化并且还形成整粒，因此，在后述的各温度范围内的轧制和冷却后得到的最终组织也微细化。结果，所得到的钢板的DWTT特性(SA_-55℃)、夏比冲击吸收能也提高。奥氏体再结晶温度范围内的累积压下率没有特别限定，优选设定为30％以上。需要说明的是，在本发明的钢的成分范围内，奥氏体再结晶的下限温度为约930℃。

Ar₃点以上且(Ar₃点+150℃)以下的累积压下率：50％以上

Ar₃点以上且(Ar₃点+150℃)以下的温度范围相当于奥氏体未再结晶温度范围的低温侧。通过在Ar₃点以上且(Ar₃点+150℃)以下的奥氏体的未再结晶温度范围内进行累积压下率为50％以上的压下，奥氏体晶粒伸长，特别是在板厚方向上形成细粒。因此，随后进行两相区轧制和加速冷却而得到的钢的构成组织的铁素体和贝氏体也微细化，结果，DWTT特性(SA_-55℃)提高。另一方面，累积压下率小于50％时，细粒化效果变得不充分，有时得不到良好的DWTT特性(SA_-55℃)。因此，Ar₃点以上且(Ar₃点+150℃)以下的奥氏体未再结晶温度范围内的累积压下率设定为50％以上。累积压下率的上限没有特别限定，但累积压下率大于90％时，所需的钢坯的厚度变得非常厚，因此，会导致加热效率等的降低，担心能源成本大幅升高。因此，Ar₃点以上且(Ar₃点+150℃)以下的奥氏体未再结晶温度范围的累积压下率的上限优选为90％。

需要说明的是，在本发明中，Ar₃点使用利用基于各钢原材料中的各元素的含量的下式计算而得到的值。各式中的元素符号表示钢中的各元素的含量(质量％)。不含有的元素设定为0。

(式)：Ar₃(℃)＝910-310C-80Mn-20Cu-15Cr-55Ni-80Mo

Ar₃点以上且(Ar₃点+50℃)以下的温度范围内的累积压下率：20％以上(优选条件)

通过将(Ar₃点+150℃)以下的奥氏体未再结晶温度范围内的累积压下率中Ar₃点以上且(Ar₃点+50℃)以下的温度范围内的累积压下率设定为20％以上，奥氏体晶粒变得更加细粒，进行两相区轧制和加速冷却而得到的钢的构成组织的铁素体、贝氏体更加微细化，结果，DWTT特性(SA_-55℃)提高。因此，Ar₃点以上且(Ar₃点+50℃)的温度范围内的累积压下率优选设定为20％以上。

(Ar₃点-50℃)以上且低于Ar₃点的累积压下率：大于50％

在低于Ar₃点的铁素体-奥氏体的两相温度范围内进行热轧。由此，对铁素体施加加工，生成加工铁素体。结果，在高强度化的同时，在DWTT试验等脆性裂纹传播停止性能评价试验中，在试验片的断口处产生分离，可以得到优良的耐脆性裂纹传播性能。另外，轧制温度低于(Ar₃点-50℃)时，铁素体相变进行，铁素体的面积率增大，因此，有时得不到期望的强度。因此，两相温度范围的轧制温度范围设定为(Ar₃点-50℃)以上且低于Ar₃点。

(Ar₃点-50℃)以上且低于Ar₃点的累积压下率为50％以下时，有时得不到期望量的由长径比3以上定义的加工铁素体。由此，虽然确认到分离的产生，但其产生量不充分，有时得不到优良的脆性裂纹传播停止性能。因此，(Ar₃点-50℃)以上且低于Ar₃点的累积压下率设定为大于50％，优选为53％以上。另一方面，(Ar₃点-50℃)以上且低于Ar₃点的累积压下率的上限没有特别规定，但累积压下率大于80％时，分离的产生量饱和，并且还担心铁素体的脆化所引起的母材韧性的降低。因此，优选将该温度范围的累积压下率设定为80％以下。(Ar₃点-50℃)以上且低于Ar₃点的累积压下率更优选为70％以下。

轧制结束温度：(Ar₃点-50℃)以上且低于Ar₃点(优选条件)

(Ar₃点-50℃)以上且低于Ar₃点的累积大压下在高强度化的同时，在DWTT试验等脆性裂纹传播停止性能评价试验中，在试验片的断口处产生分离，可以得到优良的耐脆性裂纹传播性能。但是，低于(Ar₃点-50℃)的低温范围内的轧制会使铁素体的面积率增大，因此，有时得不到期望的强度。另一方面，在Ar₃点以上结束轧制时，有时得不到期望量的加工铁素体。由此，虽然确认到分离的产生，但其产生量不充分，有时得不到优良的脆性裂纹传播停止性能。因此，轧制结束温度优选设定为(Ar₃点-50℃)以上且低于Ar₃点。

-冷却工序-

加速冷却的冷却开始温度：(Ar₃点-80℃)以上(优选条件)

在本发明中，在热轧工序后立即开始加速冷却。需要说明的是，加速冷却的冷却开始温度低于(Ar₃点-80℃)时，在热轧后至加速冷却开始为止的空气冷却过程中，生成多边形铁素体，母材强度有时降低。因此，加速冷却的冷却开始温度优选为(Ar₃点-80℃)以上。另一方面，加速冷却的开始温度的上限只要低于Ar₃点则没有特别规定。

加速冷却的冷却速度：10℃/s以上且80℃/s以下

轧制结束后生成的铁素体不会被加工，因此，从强度确保的观点考虑是有害的。因此，优选在轧制结束后立即进行加速冷却，使未相变奥氏体相变为贝氏体，抑制铁素体的生成，在不损害母材韧性的情况下提高强度。加速冷却的冷却速度小于10℃/s时，在冷却中过度发生铁素体相变，母材强度有时降低。因此，加速冷却的冷却速度设定为10℃/s以上，优选为20℃/s以上。另一方面，大于80℃/s时，特别是在钢板表层附近容易发生马氏体相变，硬质相增加，因此，表面硬度变得过高，在钢管制造时有时导致褶皱、破裂等表面缺陷。此外，表面缺陷有时会成为延性裂纹、脆性裂纹的产生起点，担心夏比冲击吸收能、DWTT特性(SA_-55℃)降低。因此，加速冷却的冷却速度设定为80℃/s以下，优选设定为60℃/s以下。需要说明的是，冷却速度是指用冷却开始温度与冷却停止温度之差除以所需时间而得到的平均冷却速度。

加速冷却的冷却停止温度：250℃以上且450℃以下

为了得到625MPa以上的拉伸强度，将冷却停止温度设定为450℃以下，使钢板的未相变奥氏体形成微细的贝氏体、马氏体。冷却停止温度超过450℃时，形成粗大的贝氏体组织，有时得不到充分的高强度。另一方面，冷却停止温度低于250℃时，有时过量产生马氏体，虽然母材强度升高，但母材的夏比冲击吸收能、DWTT特性(SA_-55℃)有时显著降低，特别是在钢板表层附近，该倾向变得显著。另外，在冷却速度快的表层部，硬度容易变得过高，结果，在钢管制造时有时导致褶皱、破裂等表面缺陷。因此，加速冷却的冷却停止温度设定为250℃以上且450℃以下。

进行空气冷却直至100℃以下的温度范围

结束上述加速冷却后，进行空气冷却直至100℃以下的温度范围。

本发明的制造方法中，除了上述的热轧工序和冷却工序以外，还可以包含任意的工序。例如，可以包含在热轧工序与冷却工序之间、和/或空气冷却的后实施的形状矫正等工序。需要说明的是，上述加速冷却之后、空气冷却之后，可以不进行再加热。

可以使用本发明的钢板来制造钢管。作为钢管的成形方法，可以列举利用UOE工艺、压弯(也称为弯压)等冷成形而成形为钢管形状的方法。

在UOE工艺中，对作为原材料的厚钢板的宽度方向端部实施坡口加工后，使用压机进行钢板的宽度方向端部的端部弯曲，接着，使用压机将钢板成形为U字形、然后成形为O字形，由此，以使钢板的宽度方向端部彼此相向的方式将钢板成形为圆筒形状。接着，将钢板的相向的宽度方向端部对接并焊接。将该焊接称为缝焊。该缝焊中，优选具有约束圆筒形状的钢板并将相向的钢板的宽度方向端部彼此对接并进行定位焊的定位焊工序和利用埋弧焊法对钢板的对接部的内外表面实施焊接的主焊接工序这两个阶段的工序的方法。在进行缝焊后，为了除去焊接残留应力并提高钢管圆度，进行扩管。扩管工序中，通常以0.3％～1.5％的范围的扩管率(扩管前后的外径变化量相对于扩管前的管的外径之比)实施。从圆度改善效果与扩管装置所要求的能力的平衡的观点考虑，优选扩管率为0.5％～1.2％的范围。然后，可以为了防腐蚀而实施涂覆处理。作为涂覆处理，例如，将扩管后的钢管加热至200～300℃的温度范围后在钢管外面涂布例如公知的树脂即可。

在通过压弯进行冷成形的情况下，通过对钢板反复进行三点弯曲而逐步成形，制造具有大致为圆形的断面形状的钢管。然后，与上述的UOE工艺同样地实施缝焊。在压弯的情况下，在缝焊后，也可以实施扩管，另外，也可以实施涂覆。

实施例1

以下，对本发明的实施例进行说明。本发明的技术范围不限于以下的实施例。

将包含表1所示的成分组成(余量为Fe和不可避免的杂质)的钢水利用转炉进行熔炼，制成厚度为260mm的钢坯后，实施满足表2所示的条件的热轧、加速冷却，进行空气冷却直至100℃以下的温度范围(室温)，由此制造板厚为31.9mm的厚钢板。需要说明的是，在钢坯加热后，在奥氏体再结晶温度范围(930～1080℃的范围)内进行累积压下率为30％以上的轧制。

从通过以上工序得到的厚钢板上裁取依据ASTM A370的拉伸方向为C方向和L方向的全厚拉伸试验片，实施拉伸试验，使用C方向的全厚拉伸试验片求出拉伸强度(TS)，使用L方向的全厚试验片求出屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)和屈服比(YR)。

另外，夏比冲击试验中，从板厚方向的1/2位置裁取具有2mm的V缺口的长度方向为C方向的夏比试验片，在-55℃下实施依据ASTMA370的夏比冲击试验，求出夏比冲击吸收能(vE_-55℃)。

进而，裁取依据API-5L3的长度方向为C方向的压制缺口型全厚DWTT试验片，在-55℃下利用落锤施加冲击弯曲载荷，从压制缺口侧(裂纹产生区域)和落锤的冲击侧(压应变区域)分别减去19mm(由于板厚t≥19mm)而得到评价区域，从该区域求出延性断口率(SA_-55℃)。另外，在与延性断口率测定同等的评价区域中，对试验片断口处生成的分离进行目视观察，测定长度为1mm以上的全部分离的长度，将它们的总和除以评价区域面积而算出由(1)式定义的分离指数(SI_-55℃)。

SI_-55℃(mm^-1)＝ΣLi/A…(1)

表层硬度测定中，从厚钢板裁取硬度测定用试验片，对L断面(与轧制方向平行且与板面垂直的断面)进行机械研磨，从钢板表面起在板厚方向上1mm深度的区域(表层部)中，以10kgf的载荷测定各10点的依据JIS Z 2244的维氏硬度，求出其平均值。

然后，从厚钢板的一侧板面，从板厚方向的3/8的位置至5/8的位置的区域裁取组织观察用试验片，通过前述的方法求出板厚方向的1/2位置处的铁素体的面积率、铁素体中的加工铁素体的比例、贝氏体和余量组织的面积率。将所得到的结果示于表3中。

No.2～12是发明例，母材的C方向的拉伸强度(TS)为625MPa以上、L方向的屈服比(YR)为93％以下、-55℃下的夏比冲击吸收能(vE_-55℃)为160J以上，并且-55℃下的DWTT试验中得到的延性断口率(SA_-55℃)为85％以上、分离指数(SI_-55℃)为0.10mm^-1以上、表层的维氏硬度为260以下。

与此相对，作为比较例的No.1中，C量低于本发明的范围，因此，淬透性的降低变得显著，在轧制后的冷却中产生的铁素体的生成量多，结果，铁素体的面积率多于预定量，因此，得不到期望的拉伸强度(TS)。另外，在轧制后的冷却中生成的铁素体大多没有形成加工铁素体，SI_-55℃值未达到本发明范围，因此，得不到期望的DWTT特性(SA_-55℃)。

作为比较例的No.13中，Nb量高于本发明的范围，淬透性过度提高，因此，在加速冷却后硬质的马氏体的生成量增加，得不到期望的夏比冲击吸收能(vE_-55℃)、DWTT特性(SA_-55℃)。此外，在钢板表层附近，硬质的马氏体的生成量增加，得不到期望的表层硬度。

作为比较例的No.14中，C量高于本发明的范围，No.15中，Mn量高于本发明的范围，因此，在加速冷却后硬质的马氏体的生成量增加，得不到期望的夏比冲击吸收能(vE_-55℃)、DWTT特性(SA_-55℃)。另外，由于C量、Mn量高，特别是在钢板表层附近，硬质的马氏体的生成量增加，得不到期望的表层硬度。

作为比较例的No.16中，Si量低于本发明的范围，因此，基于固溶强化的强度升高不充分，因此，得不到期望的拉伸强度。

作为比较例的No.17中，Mn量低于本发明范围，因此，淬透性的降低变得显著，在冷却中发生珠光体相变，贝氏体量减少，结果，得不到期望的拉伸强度。

作为比较例的No.18中，不含有Cu、Ni、Cr、Mo、V、B，因此，淬透性的降低变得显著，在冷却中发生珠光体相变，贝氏体量减少，结果，得不到期望的拉伸强度。

作为比较例的No.19中，Ti量高于本发明范围，因此，TiN粗大化，成为延性裂纹、脆性裂纹的产生起点，得不到期望的夏比冲击吸收能(vE_-55℃)、DWTT特性(SA_-55℃)。

作为比较例的No.20中，Nb量低于本发明范围，因此，淬透性的降低变得显著，在轧制后的冷却中产生铁素体的生成量变多，结果，铁素体的面积率多于预定量，因此，得不到期望的拉伸强度(TS)。另外，在轧制后的冷却中生成的铁素体大多没有形成加工铁素体，SI_-55℃值未达到本发明范围，因此，得不到期望的DWTT特性(SA_-55℃)。

作为比较例的No.21中，Ti量低于本发明范围，因此，基于析出强化的强度升高不充分，因此，得不到期望的强度。

实施例2

将包含表1所示的钢C、E和G的成分组成(余量为Fe和不可避免的杂质)的钢水利用转炉进行熔炼，制成厚度为260mm的钢坯后，实施满足表4所示的条件的热轧、加速冷却，进行空气冷却直至100℃以下的温度范围(室温)，由此制造板厚为31.9mm的厚钢板。需要说明的是，在钢坯加热后，在奥氏体再结晶温度范围(930～1080℃的范围)内进行累积压下率为30％以上的轧制。

对于通过以上工序得到的厚钢板，与实施例1同样地实施全厚拉伸试验、夏比冲击试验、压制缺口型全厚DWTT试验，测定屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、屈服比(YR)、夏比冲击吸收能(vE_-55℃)、延性断口率(SA_-55℃)、分离指数(SI_-55℃)和表层硬度。将所得到的结果示于表5中。

需要说明的是，No.22与实施例1的No.3相同，No.30与实施例1的No.5相同，No.32与实施例1的No.7相同。

No.22、23、30～32是发明例，母材的C方向的拉伸强度(TS)为625MPa以上、L方向的屈服比(YR)为93％以下、-55℃下的夏比冲击吸收能(vE_-55℃)为160J以上，并且-55℃下的DWTT试验中得到的延性断口率(SA_-55℃)为85％以上、分离指数(SI_-55℃)为0.10mm^-1以上、表层的维氏硬度为260以下。

此外，No.23和No.31是与No.22和No.30相比在(Ar₃+150℃)以下的未再结晶温度范围内的累积压下率设定为优选范围的基础上将未再结晶温度范围中较低温度范围内的累积压下率也设定为优选范围而制造的钢板，因此，由于相变为铁素体、贝氏体之前的奥氏体的微细化，最终得到的钢板的组织也微细化，延性断口率(SA_-55℃)更高。

与此相对，作为比较例的No.24和No.27中，(Ar₃点-50℃)以上且低于Ar₃点的累积压下率低于本发明范围，因此，得不到预定量的加工铁素体，SI_-55℃值在本发明范围外。因此，得不到期望的DWTT特性(SA_-55℃)。

作为比较例的No.25中，冷却速度高于本发明范围，因此，在加速冷却后硬质的马氏体的生成量增加，得不到期望的夏比冲击吸收能(vE_-55℃)、DWTT特性(SA_-55℃)。此外，在钢板表层附近，硬质的马氏体的生成量增加，得不到期望的表层硬度。

作为比较例的No.26中，冷却停止温度低于本发明范围，因此，在加速冷却后硬质的马氏体的生成量增加，得不到期望的夏比冲击吸收能(vE_-55℃)、DWTT特性(SA_-55℃)。此外，在钢板表层附近，硬质的马氏体的生成量增加，得不到期望的表层硬度。

作为比较例的No.28中，Ar₃点以上且(Ar₃点+150℃)以下的未再结晶温度范围的累积压下率低于本发明范围，因此，由相变为铁素体、贝氏体之前的奥氏体的微细化带来的钢板组织的细粒化效果变得不充分，得不到期望的DWTT特性(SA_-55℃)。

作为比较例的No.29中，钢坯加热温度高于本发明范围，因此，初期的奥氏体晶粒粗大化，钢板组织的细粒化效果变得不充分，得不到期望的DWTT特性(SA_-55℃)。

作为比较例的No.33中，钢坯加热温度低于本发明范围，因此，钢坯中的Nb、V等的碳化物未充分固溶，基于析出强化的强度升高效果不足，得不到期望的拉伸强度。

作为比较例的No.34中，冷却速度低于本发明范围，因此，在冷却中过度生成铁素体，结果，得不到期望的拉伸强度。另外，得不到预定量的加工铁素体，SI_-55℃值在本发明范围外，因此，得不到期望的DWTT特性(SA_-55℃)。

作为比较例的No.35中，冷却停止温度高于本发明范围，因此，生成粗大的贝氏体，结果，得不到期望的拉伸特性。

产业上的可利用性

通过将本发明的高强度高韧性钢管用钢板应用于作为天然气、原油等的输送用途使用的管线管，能够大大有助于通过高压化而提高输送效率、通过薄壁化而提高现场焊接施工效率。

Claims

1.一种高强度高韧性钢管用钢板，

具有以质量％计含有C：0.03％以上且0.08％以下、Si：大于0.05％且在0.50％以下、Mn：1.5％以上且2.5％以下、P：0.001％以上且0.010％以下、S：0.0030％以下、Al：0.01％以上且0.08％以下、Nb：0.010％以上且0.080％以下、Ti：0.005％以上且0.025％以下、N：0.001％以上且0.006％以下、进一步含有选自Cu：0.01％以上且1.00％以下、Ni：0.01％以上且1.00％以下、Cr：0.01％以上且1.00％以下、Mo：0.01％以上且1.00％以下、V：0.01％以上且0.10％以下、B：0.0005％以上且0.0030％以下中的一种以上且余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，

具有板厚方向的1/2位置处的铁素体的面积率为20％以上且80％以下、该铁素体中的加工铁素体的比例为50％以上且100％以下的组织，

在-55℃的试验温度下进行DWTT试验(落锤撕裂试验)时的试验片断口处生成的分离以由(1)式定义的分离指数(SI_-55℃)计为0.10mm^-1以上，

SI_-55℃(mm^-1)＝ΣLi/A…(1)

A：从DWTT试验片的压制缺口侧和落锤的冲击侧分别减去试验片厚度t(板厚t＜19mm时)或19mm(板厚t≥19mm时)而得到的评价区域面积(mm²)。

2.如权利要求1所述的高强度高韧性钢管用钢板，其中，在所述成分组成的基础上，以质量％计还含有选自Ca：0.0005％以上且0.0100％以下、REM：0.0005％以上且0.0200％以下、Zr：0.0005％以上且0.0300％以下、Mg：0.0005％以上且0.0100％以下中的一种以上。

3.一种高强度高韧性钢管用钢板的制造方法，其为权利要求1或2所述的高强度高韧性钢管用钢板的制造方法，其具有：

冷却工序，在所述热轧工序后，立即以10℃/s以上且80℃/s以下的冷却速度加速冷却至250℃以上且450℃以下的冷却停止温度，然后进行空气冷却直至100℃以下的温度范围。