JP2010196164A

JP2010196164A - 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP2010196164A
Application number: JP2010016827A
Authority: JP
Inventors: Tsutomu Kami; 力上; Hiroshi Nakada; 博士中田; Kinya Nakagawa; 欣哉中川
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2009-01-30
Filing date: 2010-01-28
Publication date: 2010-09-09
Anticipated expiration: 2030-01-28
Also published as: JP5499733B2

Abstract

【課題】ＴＳ：560MPa以上の高強度と、優れた低温靭性、とくにＤＷＴＴ特性とＣＴＯＤ特性、とを兼備する厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】Ｃ：0.02〜0.08％と、Nb、Tiを含み、かつＣ、Ti、Nbが（Ti＋（Nb/2））／Ｃ＜４を満足するように含有する組成の鋼素材を加熱し、熱間圧延終了後に、表面から板厚方向に１mmの位置（表層）での平均冷却速度が80℃／ｓ超の冷却速度で、表層の温度でＭｓ点以下の温度域の冷却停止温度まで急冷し、ついで、30ｓ以下の空冷を行う冷却工程を少なくとも２回行い、ついで、板厚中央位置の温度で、BFS以下の冷却停止温度まで急冷し、BFS0以下の巻取温度で巻き取る。
【選択図】なし

Description

本発明は、原油、天然ガス等を輸送するラインパイプ用として、高靭性が要求される高強度電縫鋼管あるいは高強度スパイラル鋼管の素材用として好適な、厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法に係り、とくに低温靭性の向上に関する。なお、ここでいう「高張力熱延鋼板」とは、引張強さTS：560MPa以上の高強度を有する熱延鋼板をいい、また、「厚肉」鋼板とは、板厚11mm以上の鋼板をいうものとする。

近年、石油危機以来の原油の高騰や、エネルギー供給源の多様化の要求などから、北海、カナダ、アラスカ等のような極寒地での石油、天然ガスの採掘およびパイプラインの敷設が活発に行われるようになっている。また、一旦は、開発が放棄された腐食性の強いサワーガス田等に対する開発も盛んとなっている。
さらに、パイプラインにおいては、天然ガスやオイルの輸送効率向上のため、大径で高圧操業を行う傾向となっている。パイプラインの高圧操業に耐えるため、輸送管（ラインパイプ）は厚肉の鋼管とする必要があり、厚鋼板を素材とするＵＯＥ鋼管が使用されるようになってきている。しかし、最近では、パイプラインの施工コストの更なる低減という強い要望や、ＵＯＥ鋼管の供給能力不足などのために、鋼管の材料コスト低減の要求も強く、輸送管として、厚鋼板を素材とするＵＯＥ鋼管に代わり、生産性が高くより安価な、コイル形状の熱延鋼板（熱延鋼帯）を素材とした高強度電縫鋼管あるいは高強度スパイラル鋼管が用いられるようになってきた。

これら高強度鋼管には、ラインパイプの破壊を防止する観点から、優れた低温靭性を保持することが要求されている。このような高強度と高靭性とを兼備した鋼管を製造するために、鋼管素材である鋼板では、熱間圧延後の加速冷却を利用した変態強化や、Nb、Ｖ、Ti等の合金元素の析出物を利用した析出強化等による高強度化と、制御圧延等を利用した組織の微細化等による高靭性化が図られてきた。

また、硫化水素を含む原油や天然ガスの輸送に用いられるラインパイプでは、高強度、高靭性などの特性に加えて、耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）、耐応力腐食割れ性などのいわゆる耐サワー性にも優れることが要求される。
このような要求に対し、例えば特許文献１には、Ｃ：0.005〜0.030％未満、Ｂ：0.0002〜0.0100％を含み、Ti：0.20％以下およびNb：0.25％以下のうちから選ばれる１種または２種を（Ti＋Nb/2）／Ｃ：４以上を満足するように含み、さらにSi、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎを適正量含有する鋼を熱間圧延後、５〜20℃／ｓの冷却速度で冷却し、550℃超〜700℃の温度範囲で巻き取り、組織がフェライトおよび／またはベイニティックフェライトからなるとともに、粒内の固溶Ｃ量が1.0〜4.0ppmである、靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法が提案されている。特許文献１に記載された技術では、厚み方向、長さ方向における材質の不均一を伴うことなく、靭性、溶接性、耐サワー性に優れ、かつ低降伏比を有する高強度熱延鋼板を得ることができるとしている。しかし、特許文献１に記載された技術では、粒内の固溶Ｃ量が1.0〜4.0ppmであるため、円周溶接時の入熱で、結晶粒成長が起こりやすく、溶接熱影響部が粗大粒になり、円周溶接部の溶接熱影響部の靭性低下が起こりやすいという問題がある。

また、特許文献２、Ｃ：0.01〜0.12％、Si：0.5％以下、Mn：0.5〜1.8％、Ti：0.010〜0.030％、Nb：0.01〜0.05％、Ca：0.0005〜0.0050％を、炭素当量：0.40以下、Ca／Ｏ：1.5〜2.0を満足するように、含む鋼片を、Ar_３＋100℃以上で熱間圧延を終了し、１〜20秒空冷したのち、Ar_３点以上の温度から冷却し、20秒以内に550〜650℃まで冷却し、その後450〜500℃で巻き取る、耐水素誘起割れ性に優れた高強度鋼板の製造方法が提案されている。特許文献２に記載された技術では、耐水素誘起割れ性を有するＡＰＩ規格のＸ60〜Ｘ70グレードのラインパイプ用鋼板を製造できるとしている。しかし、特許文献２に記載された技術では、板厚が厚い鋼板では、所望の冷却時間を確保できなくなり、所望の特性を確保するためには、さらなる冷却能力の向上を必要とするという問題があった。

また、厚鋼板であるが、特許文献３には、Ｃ：0.03〜0.06％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.8〜1.5％、Ｓ：0.0015％以下、Al：0.08％以下、Ca：0.001〜0.005％、Ｏ：0.0030％以下を含み、かつＣａ，Ｓ，Ｏが特定関係を満足するように含有する鋼を、加熱しAr_３変態点以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で400〜600℃まで加速冷却を行い、その後直ちに0.5℃／ｓ以上の昇温速度で鋼板表面温度600℃以上、板厚中心部温度550〜700℃まで再加熱し、再加熱終了時の鋼板表面と板厚中心部の温度差を20℃以上とする、耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法が提案されている。特許文献３に記載された技術では、金属組織中の第二相の分率が３％以下であり、表層と板厚中心部の硬さ差がビッカース硬さで40ポイント以内の鋼板が得られ、耐水素誘起割れ性に優れた厚鋼板となるとしている。しかし、特許文献３に記載された技術では、再加熱工程を必要とし、製造工程が複雑になるとともに、再加熱設備等の更なる配設が必要となるなどの問題があった。

また、厚鋼板であるが、特許文献４には、Ｃ：0.01〜0.3％、Si：0.6％以下、Mn：0.2〜2.0％、Al：0.06％以下、Ti：0.005〜0.035％、Ｎ：0.001〜0.006％を含む鋳片を熱間圧延した後の冷却過程のAc_１−50℃以下の温度で、累積で２％以上の圧延を行い、その後、Ac_１超Ac_３未満の温度に加熱し、放冷する、表裏面に粗粒フェライト層を有する鋼材の製造方法が提案されている。特許文献４に記載された技術では、鋼材のSCC感受性や耐候性、耐食性の向上、さらには冷間加工後の材質劣化抑制などに寄与するとしている。しかし、特許文献４に記載された技術では、再加熱工程を必要とし、製造工程が複雑になるとともに、再加熱設備等の更なる配設が必要となるなどの問題があった。

またさらに最近では、極寒冷地用の鋼管には、パイプラインのバースト破壊を防止する観点から、破壊靭性、とくにＣＴＯＤ特性や、ＤＷＴＴ特性に優れることが要求されることが多い。
このような要求に対し、例えば、特許文献５には、Ｃ、Si、Mn、Ｎを適正量含有し、さらにSi、MnをMn/Siが5〜8を満足する範囲において含有し、さらにNb：0.01〜0.1％を含有する鋼片を、加熱後、1100℃以上で行う最初の圧延の圧下率：15〜30％、1000℃以上での合計圧下率：60％以上、最終圧延の圧下率：15〜30％の条件下で粗圧延を行ったのち、いったん5℃/s以上の冷却速度で、表層部の温度をＡr_１点以下まで冷却しついで、復熱または強制過熱で表層部の温度が（Ａc_３−40℃）〜（Ａc_３＋40℃）となった時点で仕上圧延を開始し、950℃以下での合計圧下率：60％以上、圧延終了温度：Ａr_３点以上の条件で仕上圧延を終了し、仕上圧延終了後２ｓ以内に冷却を開始し、10℃/s以上の速度で600℃以下まで冷却し、600〜350℃の温度範囲で巻き取る高強度電縫鋼管用熱延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献５に記載された技術で製造された鋼板は、高価な合金元素を添加することなく、また鋼管全体を熱処理することなく、鋼板表層の組織が微細化され、低温靭性、とくにＤＷＴＴ特性に優れた高強度電縫鋼管が製造できるとしている。しかし、特許文献５に記載された技術では、板厚が厚い鋼板では、所望の冷却速度を確保できなくなり、所望の特性を確保するためには、さらなる冷却能力の向上を必要とするという問題があった。

また、特許文献６には、Ｃ、Si、Mn、Al、Ｎを適正量含有し、さらにNb：0.001〜0.1％、Ｖ：0.001〜0.1％、Ti：0.001〜0.1％を含み、Cu、Ni、Moのうちの１種または２種以上を含有し、Ｐcm値が0.17以下である鋼スラブを、加熱したのち、表面温度が（Ａ_r３−50℃）以上の条件で仕上圧延を終了し、圧延後直ちに冷却し700℃以下の温度で巻き取り徐冷する低温靭性および溶接性に優れた高強度電縫管用熱延鋼帯の製造方法が記載されている。

特開平08−319538号公報特開平09−296216号公報特開2008−056962号公報特開2001−240936号公報特開2001−207220号公報特開2004−315957号公報

しかしながら、最近、高強度電縫鋼管用鋼板には、低温靭性、とくにＣＴＯＤ特性、ＤＷＴＴ特性の更なる向上が要求されている。特許文献６に記載された技術では、低温靭性が充分でなく、要求されるＣＴＯＤ特性、ＤＷＴＴ特性を十分に満足させるほど、優れた低温靭性を具備させることができないという問題があった。
本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、多量の合金元素添加を必要とすることなく、ＴＳ：560MPa以上の高強度と、優れた低温靭性、とくに優れたＣＴＯＤ特性、ＤＷＴＴ特性、とを兼備する、Ｘ70〜Ｘ80グレードの高強度電縫鋼管用あるいは高強度スパイラル鋼管用として好適な、厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。

なお、ここでいう「優れたＣＴＯＤ特性」とは、ASTM E 1290の規定に準拠して、試験温度：−10℃で実施したＣＴＯＤ試験における限界開口変位量CTOD値が、0.30mm以上である場合をいうものとする。また、ここでいう「優れたＤＷＴＴ特性」とは、ASTM E 436の規定に準拠して行ったＤＷＴＴ試験で、延性破面率が85％となる最低温度（ＤＷＴＴ温度）が、−50℃以下の場合をいうものとする。

本発明者らは、上記した目的を達成するために、低温靭性、とくにＤＷＴＴ特性、ＣＴＯＤ特性に及ぼす各種要因について鋭意考究した。その結果、全厚での靭性試験であるＤＷＴＴ特性、ＣＴＯＤ特性は、表面から板厚方向に１mmの位置（表層部）における組織自体や、板厚方向の組織均一性に大きく影響されることを知見した。そしてとくに、板厚方向の組織不均一の影響は、板厚：11mm以上の厚肉材で顕在化することを見出した。

本発明者らの更なる研究によれば、表層部の組織を靭性に富む焼戻マルテンサイト単相組織またはベイナイトと焼戻マルテンサイトの混合組織とし、さらに、板厚中央位置における組織をベイナイトおよび／またはベイニティックフェライトを主相とし、２％以下の第二相とからなる組織とし、かつ表層部と板厚中心部とのビッカース硬さとの差ΔＨＶが、50ポイント以下となる板厚方向に均一な組織とすることにより、ＤＷＴＴが−50℃以下という「優れたＤＷＴＴ特性」を確保できることを新規に見出した。そして、このような組織は、熱間圧延終了後に、表層がマルテンサイト相の単相組織またはベイナイトとマルテンサイトの混合組織となるような急速冷却を施す第一段の冷却と、該第一段の冷却後に、所定時間の空冷を行う第二段の冷却を行い、ついで急速冷却を行う第三段の冷却を順次施し、さらに巻取りにより、第一段の冷却で生成したマルテンサイト相を焼戻すことにより、容易に形成できることを知見した。

そして、本発明者らの更なる研究によれば、板厚中心位置の組織をベイナイトおよび／またはベイニティックフェライトを主相とする組織とするために必要な冷却停止温度および巻取温度は、主としてベイナイト変態開始温度に影響する合金元素の含有量や、熱間圧延終了からの冷却速度に依存して決定されることを見出した。すなわち、冷却停止温度を、次式
BFS（℃）＝770−300Ｃ−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni−1.5CR
（ここで、Ｃ、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％）、CR：冷却速度（℃／ｓ））
で定義されるBFS以下の温度とし、かつ、巻取温度を、次式
BFS0（℃）＝770−300Ｃ−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni
（ここで、Ｃ、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％））
で定義されるBFS0以下の温度とすることが肝要となる。
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎの通りである。

（１）質量％で、Ｃ：0.02〜0.08％、 Si：0.01〜0.50％、Mn：0.5〜1.8％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.005〜0.10％、Nb：0.01〜0.10％、Ti：0.001〜0.05％を含み、かつＣ、Ti、Nbを次（１）式
（Ti＋（Nb/2））／Ｃ＜４ ‥‥（１）
（ここで、Ｃ、Ti、Nb：各元素の含有量（質量％））
を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材を加熱し、粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延を施して熱延鋼板とするにあたり、前記熱間圧延終了後に、表面から板厚方向に１mmの位置の平均冷却速度で80℃／ｓ超で、表面から板厚方向に１mmの位置の温度で、Ｍｓ点以下の温度域の冷却停止温度まで冷却する第一段の冷却と、ついで、30ｓ以下の空冷を行う第二段の冷却とからなる冷却工程を少なくとも２回行い、ついで、表面から板厚方向に１mmの位置の平均冷却速度で80℃／ｓ超で、板厚中央位置の温度で、次（２）式
BFS（℃）＝770−300Ｃ−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni−1.5CR ‥‥（２）
（ここで、Ｃ、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％）、CR：冷却速度（℃／ｓ））
で定義されるBFS以下の冷却停止温度まで冷却する第三段の冷却と、を順次施し、ついで板厚中央位置の温度で、次（３）式
BFS0（℃）＝770−300Ｃ−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni ‥‥（３）
（ここで、Ｃ、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％））
で定義されるBFS0以下の巻取温度で巻き取ることを特徴とする低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。

（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.01〜0.10％、Mo：0.01〜0.50％、Cr：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜0.50％、Ni：0.01〜0.50％のうちの１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.005％を含有する組成とすることを特徴とする厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。

（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記巻取温度で巻き取った後、（巻取温度）〜（巻取温度−50℃）の温度域で30min以上保持することを特徴とする厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。
（５）質量％で、Ｃ：0.02〜0.08％、Si：0.01〜0.50％、Mn：0.5〜1.8％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.005〜0.10％、Nb：0.01〜0.10％、Ti：0.001〜0.05％を含み、かつＣ、Ti、Nbを次（１）式
（Ti＋（Nb/2））／Ｃ＜４ ‥‥（１）
（ここで、Ｃ、Ti、Nb：各元素の含有量（質量％））
を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、表面から板厚方向に１mmの位置における組織が焼戻マルテンサイト単相組織またはベイナイトと焼戻マルテンサイトの混合組織のいずれかであり、板厚中央位置における組織がベイナイトおよび／またはベイニティックフェライトを主相とし、体積％で２％以下の第二相からなる組織を有し、さらに表面から板厚方向に１mmの位置におけるビッカース硬さHV1mmと板厚中央位置におけるビッカース硬さHV1/2tとの差ΔＨＶが、50ポイント以下であることを特徴とする低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板。

（６）（５）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.01〜0.10％、Mo：0.01〜0.50％、Cr：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜0.50％、Ni：0.01〜0.50％のうちの１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする厚肉高張力熱延鋼板。
（７）（５）または（６）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.005％を含有する組成とすることを特徴とする厚肉高張力熱延鋼板。

本発明によれば、多量の合金元素添加を必要とすることなく、ＴＳ：560MPa以上の高強度と、優れた低温靭性、とくに優れたＣＴＯＤ特性、ＤＷＴＴ特性、とを兼備する、Ｘ70〜Ｘ80グレードの高強度電縫鋼管用あるいは高強度スパイラル鋼管用として好適な、厚肉高張力熱延鋼板を容易にしかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また本発明によれば、低温靭性、パイプライン敷設時の円周溶接性に優れ、さらに耐サワー性にも優れたラインパイプ用電縫鋼管およびラインパイプ用スパイラル鋼管を容易に製造できるという効果もある。

本発明の厚肉高張力熱延鋼板の製造方法では、所定の組成を有する鋼素材を加熱し、粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延を施して熱延鋼板とし、該熱間圧延終了後の熱延鋼板に、第一段、第二段からなる冷却工程を少なくとも２回施し、さらに第三段の冷却を順次施したのち、所定範囲内の巻取温度でコイル状に巻き取る。
まず、本発明で使用する鋼素材の組成限定理由について説明する。なお、とくに断らないかぎり、質量％は単に％と記す。

Ｃ：0.02〜0.08％
Ｃは、鋼の強度を上昇させる作用を有する元素であり、本発明では所望の高強度を確保するために、0.02％以上の含有を必要とする。一方、0.08％を超える過剰な含有は、パーライト等の第二相の組織分率を増大させ、母材靭性および溶接熱影響部靭性を低下させる。このため、Ｃは0.02〜0.08％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.02〜0.05％である。

Si：0.01〜0.50％
Siは、固溶強化、焼入れ性の向上を介して、鋼の強度を増加させる作用を有する。このような効果は0.01％以上の含有で認められる。一方、Siは、γ→α変態時にＣをγ相に濃化させ、第二相としてマルテンサイト相の形成を促進させる作用を有し、結果としてΔＤの増加を招き、鋼板の靭性を低下させる。また、Siは、電縫溶接時にSiを含有する酸化物を形成し、溶接部品質を低下させるとともに、溶接熱影響部靭性を低下させる。このような観点から、Siはできるだけ低減することが望ましいが、0.50％までは許容できる。このようなことから、Siは0.01〜0.50％に限定した。好ましくは0.40％以下である。

なお、電縫溶接鋼管向け熱延鋼板では、Mnを含有するため、Siは低融点のMn珪酸化物を形成し溶接部からの酸化物排出が容易となるため、Siは0.10〜0.30％含有させてもよい。
Mn：0.5〜1.8％
Mnは、焼入性を向上させる作用を有し、焼入性向上を介し鋼板の強度を増加させる。また、Mnは、MnSを形成しＳを固定することにより、Ｓの粒界偏析を防止してスラブ（鋼素材）割れを抑制する。このような効果を得るためには、0.5％以上の含有を必要とする。一方、1.8％を超える含有は、スラブ鋳造時の凝固偏析を助長し、鋼板にMn濃化部を残存させ、セパレーションの発生を増加させる。このMn濃化部を消失させるには、1300℃を超える温度に加熱する必要があり、このような熱処理を工業的規模で実施することは現実的でない。このため、Mnは0.5〜1.8％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.9〜1.7％である。

Ｐ：0.025％以下
Ｐは、鋼中に不純物として不可避的に含まれるが、鋼の強度を上昇させる作用を有する。しかし、0.025％を超えて過剰に含有すると溶接性が低下する。このため、Ｐは0.025％以下に限定した。なお、好ましくは0.015％以下である。
Ｓ：0.005％以下
Ｓは、Ｐと同様に鋼中に不純物として不可避的に含まれるが、0.005％を超えて過剰に含有すると、スラブ割れを生起させるとともに、熱延鋼板においては粗大なMnSを形成し、延性の低下を生じさせる。このため、Ｓは0.005％以下に限定した。なお、好ましくは0.004％以下である。

Al：0.005〜0.10％
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を得るためには、0.005％以上含有することが望ましい。一方、0.10％を超える含有は、電縫溶接時の、溶接部の清浄性を著しく損なう。このため、Alは0.005〜0.10％に限定した。なお、好ましくは0.08％以下である。

Nb：0.01〜0.10％
Nbは、オーステナイト粒の粗大化、再結晶を抑制する作用を有する元素であり、熱間仕上圧延におけるオーステナイト未再結晶温度域圧延を可能にするとともに、炭窒化物として微細析出することにより、溶接性を損なうことなく、少ない含有量で熱延鋼板を高強度化する作用を有する。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.10％を超える過剰な含有は、熱間仕上圧延中の圧延荷重の増大をもたらし、熱間圧延が困難となる場合がある。このため、Nbは0.01〜0.10％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.03〜0.09％である。

Ti：0.001〜0.05％
Tiは、窒化物を形成しＮを固定しスラブ（鋼素材）割れを防止する作用を有するとともに、炭化物として微細析出することにより、鋼板を高強度化させる。このような効果は、0.001％以上の含有で顕著となるが、0.05％を超える含有は析出強化により降伏点が著しく上昇する。このため、Tiは0.001〜0.05％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.005〜0.035％である。

本発明では、上記した範囲のNb、Ti、Ｃを含み、かつ下記（１）式
（Ti＋（Nb/2））／Ｃ＜４ ‥‥（１）
を満足するようにNb、Ti、Ｃの含有量を調整する。
Nb、Tiは、炭化物形成傾向の強い元素で、Ｃ含有量が低い場合にはほとんどのＣが炭化物となり、フェライト粒内の固溶Ｃ量が激減することが想定される。フェライト粒内の固溶Ｃ量の激減は、パイプライン施工時の円周溶接性に悪影響を及ぼす。フェライト粒内の固溶Ｃ量が極度に低減した鋼板を用いて製造された鋼管をラインパイプとして、円周溶接を行った場合には、円周溶接部の熱影響部における粒成長が顕著となり、円周溶接部の熱影響部靭性が低下する恐れがある。このため、本発明では、Nb、Ti、Ｃを（１）式を満足するように調整して含有させる。これにより、フェライト粒内の固溶Ｃ量を10ppm以上とすることが可能となり、円周溶接部の熱影響部靭性の低下を防止できる。

本発明では、上記した成分が基本成分であるが、この基本の組成に加えてさらに、選択元素として、Ｖ：0.01〜0.10％、Mo：0.01〜0.50％、Cr：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜0.50％、Ni：0.01〜0.50％のうちの１種または２種以上、および／または、Ca：0.0005〜0.005％を、必要に応じて選択して含有することができる。
Ｖ：0.01〜0.10％、Mo：0.01〜0.50％、Cr：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜0.50％、Ni：0.01〜0.50％のうちの１種または２種以上
Ｖ、Mo、Cr、Cu、Niはいずれも、焼入れ性を向上させ、鋼板の強度を増加させる元素であり、必要に応じて１種または２種以上を選択して含有することができる。

Ｖは、焼入性を向上させるとともに、炭窒化物を形成して鋼板を高強度化する作用を有する元素であり、このような効果は0.01％以上の含有で顕著となる。一方、0.10％を超える過剰の含有は、溶接性を劣化させる。このため、Ｖは0.01〜0.10％とすることが好ましい。なお、さらに好ましくは0.03〜0.08％である。
Moは、焼入性を向上させるとともに、炭窒化物を形成して鋼板を高強度化する作用を有する元素であり、このような効果は0.01％以上の含有で顕著となる。一方、0.50％を超える多量の含有は、溶接性を低下させる。このため、Moは0.01〜0.50％に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.05〜0.30％である。

Crは、焼入性を向上させ、鋼板強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果は、0.01％以上の含有で顕著となる。一方、1.0％を超える過剰の含有は、電縫溶接時に溶接欠陥を多発させる傾向となる。このため、Crは0.01〜1.0％に限定することが好ましい。なお、さらに好ましくは0.01〜0.80％である。
Cuは、焼入れ性を向上させるとともに、固溶強化あるいは析出強化により鋼板の強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが望ましいが、0.50％を超える含有は熱間加工性を低下させる。このため、Cuは0.01〜0.50％に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.10〜0.40％である。

Niは、焼入性を向上させ、鋼の強度を増加させるとともに、鋼板の靭性をも向上させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが望ましい。一方、0.50％を超えて含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となる。このため、Niは0.01〜0.50％に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.10〜0.45％である。

Ca：0.0005〜0.005％
Caは、ＳをCaSとして固定し、硫化物系介在物を球状化し、介在物の形態を制御する作用を有する元素であり、介在物の周囲のマトリックスの格子歪を小さくし、水素のトラップ能を低下させる。このような効果を得るためには、0.0005％以上含有させることが望ましいが、0.005％を超えて含有すると、CaOの増加を招き、耐食性、靭性を低下させる。このため、Caは含有する場合には、0.0005〜0.005％に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0009〜0.003％である。

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。なお、不可避的不純物としては、Ｎ：0.005％以下、Ｏ：0.005％以下、Mg：0.003％以下、Sn：0.005％以下が許容できる。
Ｎ：0.005％以下
Ｎは、鋼中に不可避的に含有されるが、過剰の含有は、鋼素材（スラブ）鋳造時の割れを多発させる。このため、Ｎは0.005％以下に限定することが望ましい。なお、より好ましくは0.004％以下である。

Ｏ：0.005％以下
Ｏは、鋼中では各種の酸化物として存在し、熱間加工性、耐食性、靭性等を低下させる原因となる。このため、本発明ではできるだけ低減することが望ましいが、0.005％までは許容できる。極端な低減は精錬コストを高騰を招くため、Ｏは0.005％以下に限定することが望ましい。

Mg：0.003％以下
Mgは、Caと同様に酸化物、硫化物を形成し、粗大なMnSの形成を抑制する作用を有するが、0.003％を超える含有は、Mg酸化物、Mg硫化物のクラスターを多発させ、靭性の低下を招く。このため、Mgは0.003％以下に限定することが望ましい。
Sn：0.005％以下
Snは、製鋼原料として使用されるスクラップ等から混入する。Snは、粒界等に偏析しやすい元素であり、0.005％を超えて多量に含有すると、粒界強度が低下し、靭性の低下を招く。このため、Snは0.005％以下に限定することが望ましい。

鋼素材の製造方法としては、上記した組成の溶鋼を転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましいが、本発明では、これに限定されることはない。
上記した組成の鋼素材に、加熱し熱間圧延を施す。熱間圧延は、鋼素材をシートバーとする粗圧延と、該シートバーを熱延板とする仕上圧延とからなる。

鋼素材の加熱温度は、熱延板に圧延することが可能な温度であればよく、とくに限定する必要はないが、1100〜1300℃の範囲の温度とすることが好ましい。加熱温度が1100℃未満では、変形抵抗が高く圧延負荷が増大し圧延機への負荷が過大となりすぎる。一方、加熱温度が1300℃を超えて高温になると、結晶粒が粗大して低温靭性が低下するうえ、スケール生成量が増大し、歩留りが低下する。このため、熱間圧延における加熱温度は1100〜1300℃とすることが好ましい。

加熱された鋼素材に、ついで、粗圧延を施し、シートバーとする。粗圧延の条件は、所望の寸法形状のシートバーが得られればよく、その条件はとくに限定されない。なお、所望の低温靭性を確保するという観点からは、粗圧延の圧延終了温度は1050℃以下とすることが好ましい。
得られたシートバーに、さらに仕上圧延を施す。なお、仕上圧延前のシートバーに加速冷却を施すか、あるいはテーブル上でオシレーションなどを行って仕上圧延開始温度を調整することが好ましい。これにより、仕上圧延ミル内での、高靭性化に有効な温度域での圧下率を大きくすることができる。

仕上圧延では、高靭性化の観点から、有効圧下率を20％以上とすることが好ましい。ここで、「有効圧下率」とは、950℃以下の温度域での全圧下量（％）をいう。なお、板厚全体で所望の高靭性化を達成するためには、板厚中央部における有効圧下率が20％以上を満足することが好ましい。なお、仕上圧延の圧延終了温度（出側温度）FDTは、750℃以上とすることが、その後の冷却開始温度との関連で好ましい。

熱間圧延（仕上圧延）終了後、熱延板には、ホットランテーブル上で冷却を施す。冷却の開始は、板厚中央部の温度が750℃以上であるうちに行うことが望ましい。板厚中央部の温度が750℃未満となると、高温変態フェライト（ポリゴナルフェライト）が形成され、γ→α変態時に排出されたＣにより、ポリゴナルフェライト周辺に第二相が形成される。このため、板厚中心部で第二相の析出分率が高くなる。

仕上圧延終了後の熱延鋼板に、ついで、第一段の冷却、第二段の冷却とからなる冷却工程を少なくとも２回行い、ついで第三段の冷却を順次施す。
第一段の冷却では、表面から板厚方向に１mmの位置での平均冷却速度で、80℃／ｓ超の冷却速度で、表面から板厚方向に１mmの位置での温度で、Ｍｓ点以下の温度域の温度（冷却停止温度）まで冷却する。この第一段の冷却により、表面から板厚方向に２mm程度までの領域（表層部）がマルテンサイト単相組織またはマルテンサイト相とベイナイト相との混合組織となる。80℃／ｓ以下の冷却速度では、十分にマルテンサイト相が形成されず、その後の巻取り工程における焼戻効果が期待できない。なお、ベイナイト相は体積％で50％以下とすることが好ましい。マルテンサイト単相となるか、ベイナイトとマルテンサイトとの混合組織となるかは、鋼板の炭素当量、第一段の冷却速度に依存する。また、冷却速度の上限は、使用する冷却装置の能力に依存して決定されるが、概ね600℃／s程度である。

なお、本発明では、表面から板厚方向に１mmの位置や板厚中心位置等の温度、冷却速度等は、伝熱計算等で算出したものを使用することとした。
第一段の冷却後、第二段の冷却として、30ｓ以下の空冷を行う。この第二段の冷却により、中心部の保有熱により表層が復熱し、第一段の冷却で形成された表層組織が焼戻されて、靭性に富む焼戻マルテンサイト単相組織、またはベイナイトと焼戻マルテンサイトの混合組織となる。第二段の冷却で空冷を行うのは、板厚内部までマルテンサイト相を形成させないためである。空冷時間が30ｓを超えて長くなると板厚中心位置がポリゴナルフェライトへの変態が進行する。このため、第二段の冷却における空冷の時間は30ｓ以下に限定した。なお、好ましくは0.5ｓ以上20ｓ以下である。

なお、本発明では、第一段の冷却と第二段の冷却とからなる冷却工程は、少なくとも２回行う。
第一段の冷却と第二段の冷却とからなる冷却工程を少なくとも２回施したのち、さらに第三の冷却を施す。第三の冷却では、表面から板厚方向に１mmの位置における平均冷却速度で80℃／ｓ超の冷却速度で、板厚中央位置の温度で、次（２）式
BFS（℃）＝770−300Ｃ−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni−1.5CR ‥‥（２）
（ここで、Ｃ、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％）、CR：冷却速度（℃／ｓ））
で定義されるBFS以下の冷却停止温度まで冷却する。なお、（２）式の計算に際しては、含有しない合金元素の場合には含有量を零として計算するものとする。

表面から板厚方向に１mmの位置における平均冷却速度が80℃／ｓ以下では、板厚中心部の冷却が遅くなり、板厚中心位置でポリゴナルフェライトが生成し、所望のベイニティックフェライト相、ベイナイト相またはそれらの混合を主相とする組織を確保できなくなる。また、冷却停止温度がBFSを超えて高温となると、マルテンサイト、上部ベイナイト、パーライト、MAなどの第二相が生成し、所望の組織を確保できなくなる。このようなことから、第三段の冷却では、冷却速度を、表面から板厚方向に１mmの位置における平均冷却速度で80℃／ｓ超とし、板厚中心位置での冷却停止温度を、BFS以下の温度とした。このような第三段の冷却では、板厚中心位置の平均冷却速度は20℃／ｓ以上となり、第二相の生成を抑制して、板厚中心位置の組織を所望の組織とすることができる。

本発明では、第三段の冷却後、板厚中央位置の温度で、次（３）式
BFS0（℃）＝770−300Ｃ−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni ‥‥（３）
（ここで、Ｃ、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％））
で定義されるBFS0以下好ましくはＭｓ点以上の巻取温度で巻き取る。これにより、第一段の冷却で形成されたマルテンサイト相を焼戻すことができ、靱性に富む焼戻マルテンサイトとなる。なお、より好ましくは（BFS0−20℃）以下である。このような焼戻効果を十分に発揮させるために、（巻取温度）〜（巻取温度−50℃）の温度域で30min以上保持することが好ましい。なお、（３）式の計算に際しては、含有しない合金元素の場合には含有量を零として計算するものとする。

なお、コイル状に巻き取られた熱延板は、コイル中央部での冷却速度で20〜60℃／hrで室温まで冷却することが好ましい。冷却速度が20℃／hr未満では、結晶粒の成長が進行するため、靭性が低下する場合がある。また、60℃／hrを超える冷却速度では、コイル中央部とコイル外周部や内周部との温度差が大きくなり、コイル形状の悪化を招きやすい。
上記した第一段の冷却と第二段の冷却からなる冷却工程、さらに第三段の冷却および巻取工程を施すことにより、表面から板厚方向に１mmの位置における組織が焼戻マルテンサイト単相組織またはベイナイトと焼戻マルテンサイトの混合組織のいずれかであり、板厚中央位置での組織がベイナイトおよび／またはベイニティックフェライトを主相とし、体積％で２％以下の第二相からなる組織を有し、さらに表面から板厚方向に１mmの位置におけるビッカース硬さHV1mmと板厚中央位置におけるビッカース硬さHV1/2tとの差ΔＨＶが、50ポイント以下である板厚方向組織の均一性に優れた熱延鋼板が得られ、ＤＷＴＴが−50℃以下の低温靭性に優れた鋼板となる。

なお、表面から板厚方向に１mmの位置におけるビッカース硬さHV1mmと板厚中央位置におけるビッカース硬さHV1/2tとの差ΔＨＶが、50ポイントを超えると、板厚方向の均一性が低下し、低温靭性の低下を招く。
以下、さらに実施例に基づいて本発明を詳細に説明する。

表１に示す組成のスラブ（鋼素材）（肉厚：215mm）を用いて、表２に示す熱間圧延条件で熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、表２に示す冷却条件で冷却し、表２に示す巻取温度でコイル状に巻取り、表２に示す板厚の熱延鋼板（鋼帯）とした。なお、これら熱延鋼板を素材として、冷間でのロール連続成形によりオープン管とし、該オープン管の端面同士を電縫溶接して、電縫鋼管（外径660mmφ）とした。

得られた熱延鋼板から試験片を採取し、組織観察、硬さ試験、引張試験、衝撃試験、ＤＷＴＴ試験、ＣＴＯＤ試験を実施した。なお、ＤＷＴＴ試験、ＣＴＯＤ試験は電縫鋼管についても実施した。試験方法は次の通りとした。
（１）組織観察
得られた熱延鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を研磨、腐食し、光学顕微鏡（倍率：1000倍）または走査型電子顕微鏡（倍率：2000倍）で各２視野以上観察し、撮像して、画像解析装置を用いて、各相の平均結晶粒径、および主相以外の第二相の組織分率（体積％）を測定した。観察位置は、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置、および板厚中央部とした。

（２）硬さ試験
得られた熱延鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面について、ビッカース硬さ計（試験力：9.8Ｎ（荷重：１kｇf））を用いて硬さHVを測定した。測定位置は、表面から板厚方向に１mmの位置および板厚中央部とした。各位置での硬さ測定は５個所以上とした。得られた測定結果を算術平均して、各位置での硬さとした。得られた各位置での硬さから、表面から板厚方向に１mmの位置の硬さHV1mmと板厚中央部の硬さHV1/2tとの差ΔＨＶ（＝HV1mm−HV1/2t）を算出した。

（３）引張試験
得られた熱延鋼板から、圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）が長手方向となるように、板状の試験片（平行部幅：25mm、標点間距離：50mm）を採取し、ASTM E8M−04の規定に準拠して、室温で引張試験を実施し、引張強さTSを求めた。
（４）衝撃試験
得られた熱延鋼板の板厚中央部から、圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）が長手方向となるようにＶノッチ試験片を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、試験温度：−80℃での吸収エネルギー（Ｊ）を求めた。なお、試験片は３本とし、得られた吸収エネルギー値の算術平均をもとめ、その鋼板の吸収エネルギー値vＥ_−８０（Ｊ）とした。vＥ_−８０が200Ｊ以上である場合を「靭性が良好である」と評価した。

（５）ＤＷＴＴ試験
得られた熱延鋼板から、圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）が長手方向となるようにＤＷＴＴ試験片（大きさ：板厚×幅３in.×長さ12in.）を採取し、ASTM E 436の規定に準拠して、ＤＷＴＴ試験を行い、延性破面率が85％となる最低温度（ＤＷＴＴ）を求めた。ＤＷＴＴが、−50℃以下の場合を［優れたＤＷＴＴ特性］を有すると評価した。

なお、ＤＷＴＴ試験は、電縫鋼管の母材部からも試験片の長手方向が管周方向となるように、ＤＷＴＴ試験片を採取し、鋼板と同様に試験した。
（６）ＣＴＯＤ試験
得られた熱延鋼板から、圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）が長手方向となるようにCTOD試験片（大きさ：板厚×幅（２×板厚）×長さ（10×板厚））を採取し、ASTM E 1290の規定に準拠して、試験温度：−10℃でCTOD試験を行い、−10℃での限界開口変位量（CTOD値）を求めた。なお、試験荷重は、三点曲げ方式で負荷し、切欠部に変位計を取り付け、限界開口変位量CTOD値を求めた。CTOD値が0.30mm以上である場合を、「優れたＣＴＯＤ特性」を有すると評価した。

なお、CTOD試験は、電縫鋼管からも、管軸方向に直交する方向が試験片の長手方向となるように、CTOD試験片を採取し、ノッチを母材部およびシーム部に導入して、鋼板と同様に試験した。
得られた結果を表３に示す。

本発明例はいずれも、板厚方向において適正な組織と適正な硬さ差を有し、TS：560MPa以上の高強度と、vＥ_−８０が200Ｊ以上、CTOD値が0.30mm以上、−50℃以下のＤＷＴＴと、優れた低温靭性とを有する熱延鋼板となり、とくに優れたＣＴＯＤ特性、優れたＤＷＴＴ特性を有している。さらに、本発明例の熱延鋼板を使用した電縫鋼管も、母材部、シーム部ともに、0.30mm以上のCTOD値、−25℃以下のＤＷＴＴを有し、優れた低温靭性を有する鋼管となっている。

一方、本発明の範囲を外れる比較例は、vＥ_−８０が200Ｊ未満であるか、CTOD値が0.30mm未満であるか、−50℃超えのＤＷＴＴであるか、ΔＨＶが50ポイントを超えるかして、低温靭性が低下している。また、これら鋼板を用いて製造された電縫鋼管のシーム部の低温靭性も低下している。

Claims

質量％で、
Ｃ：0.02〜0.08％、 Si：0.01〜0.50％、
Mn：0.5〜1.8％、Ｐ：0.025％以下、
Ｓ：0.005％以下、 Al：0.005〜0.10％、
Nb：0.01〜0.10％、 Ti：0.001〜0.05％
を含み、かつＣ、Ti、Nbを下記（１）式を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材を加熱し、粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延を施して熱延鋼板とするにあたり、前記熱間圧延終了後に、
表面から板厚方向に１mmの位置の平均冷却速度で80℃／ｓ超で、表面から板厚方向に１mmの位置の温度で、Ｍｓ点以下の温度域の冷却停止温度まで冷却する第一段の冷却と、
ついで、30ｓ以下の空冷を行う第二段の冷却とからなる冷却工程を少なくとも２回行い、ついで、
表面から板厚方向に１mmの位置の平均冷却速度で80℃／ｓ超で、板厚中央位置の温度で、下記（２）式で定義されるBFS以下の冷却停止温度まで冷却する第三段の冷却と、
を順次施し、ついで板厚中央位置の温度で、下記（３）式で定義されるBFS0以下の巻取温度で巻き取ることを特徴とする低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。
記
（Ti＋（Nb/2））／Ｃ＜４ ‥‥（１）
BFS（℃）＝770−300Ｃ−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni−1.5CR ‥‥（２）
BFS0（℃）＝770−300Ｃ−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni ‥‥（３）
ここで、Ｃ、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％）
CR：冷却速度（℃／ｓ）
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.01〜0.10％、Mo：0.01〜0.50％、Cr：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜0.50％、Ni：0.01〜0.50％のうちの１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１に記載の厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.005％を含有する組成とすることを特徴とする請求項１または２に記載の厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。
前記巻取温度で巻き取った後、（巻取温度）〜（巻取温度−50℃）の温度域で30min以上保持することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。
質量％で、
Ｃ：0.02〜0.08％、 Si：0.01〜0.50％、
Mn：0.5〜1.8％、Ｐ：0.025％以下、
Ｓ：0.005％以下、 Al：0.005〜0.10％、
Nb：0.01〜0.10％、 Ti：0.001〜0.05％
を含み、かつＣ、Ti、Nbを下記（１）式を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、表面から板厚方向に１mmの位置における組織が焼戻マルテンサイト単相組織またはベイナイトと焼戻マルテンサイトの混合組織のいずれかであり、板厚中央位置における組織がベイナイトおよび／またはベイニティックフェライトを主相とし、体積％で２％以下の第二相からなる組織を有し、さらに表面から板厚方向に１mmの位置におけるビッカース硬さHV1mmと板厚中央位置におけるビッカース硬さHV1/2tとの差ΔＨＶが、50ポイント以下であることを特徴とする低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板。
記
（Ti＋（Nb/2））／Ｃ＜４ ‥‥（１）
ここで、Ti、Nb、Ｃ：各元素の含有量（質量％）
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.01〜0.10％、Mo：0.01〜0.50％、Cr：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜0.50％、Ni：0.01〜0.50％のうちの１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項５に記載の厚肉高張力熱延鋼板。
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.005％を含有する組成とすることを特徴とする請求項５または６に記載の厚肉高張力熱延鋼板。