JP5590253B2 - 変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管、高強度鋼板、および前記鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、特に、原油及び天然ガス輸送用のラインパイプに好適な、変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管、高強度鋼板、および前記鋼板の製造方法に関する。
本願は、２０１１年１２月２８日に日本に出願された特願２０１１−２８７７５２号および特願２０１１−２８７６９９号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、２０１１年１２月２８日に日本に出願された特願２０１１−２８７７５２号および特願２０１１−２８７６９９号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
近年、原油や天然ガスの長距離輸送手段として、ラインパイプの重要性がより高まっている。そのような中、原油及び天然ガスの輸送効率向上のために、ラインパイプ用鋼管の内圧の高圧化が検討されている。これに伴い、ラインパイプ用鋼管の高強度化が要求されている。さらに、高強度ラインパイプ用鋼管には、溶接影響部（ＨＡＺ）靭性、母材靭性（耐アレスト性）、変形性能なども要求される。そのため、ベイナイト、マルテンサイトを主体とし、微細なフェライトを生成させた鋼板及び鋼管が提案されている（例えば、特許文献１〜３）。しかし、これらは、米国石油協会（ＡＰＩ）規格Ｘ１００（引張強さ７６０ＭＰａ以上）の高強度鋼板及び鋼管である。
一方、幹線パイプラインの素材として実用化されている、ＡＰＩ規格Ｘ７０（引張強さ５７０ＭＰａ以上）や、ＡＰＩ規格Ｘ８０（引張強さ６２５ＭＰａ以上）の高強度鋼管の高性能化も要求されている。これに対しては、ベイナイト中に微細なフェライトを生成させた母材を有する鋼管のＨＡＺを加熱処理し、変形性能と低温靭性を高める方法が提案されている（例えば、特許文献４）。また、フェライト変態が起こり難く、ＨＡＺでの低温靭性が良好な成分を有する鋼板の母材に２０〜９０％のポリゴナルフェライトを生成させ、母材となる鋼板の低温靭性を高める方法が提案されている（例えば、特許文献５）。
このように、強度と靭性を両立させた、ベイナイト、マルテンサイトを主体とする鋼板及び鋼管を基に、さらに、フェライトを生成させて、母材靭性や変形性能などの特性を向上させる方法が提案されている。しかし、最近では、輸送効率の向上や深海での開発を可能とするために、ＡＰＩ規格Ｘ７０（以下、Ｘ７０という）以上、更にはＡＰＩ規格Ｘ８０（以下、Ｘ８０という）以上の高強度ラインパイプ用鋼管の厚肉化が要求されている。したがって、厚肉である高強度ラインパイプ用鋼管の低温靭性や変形性能に対する要求がますます高くなっている。
また、今後の原油および天然ガスの掘削域は、北極圏などの極寒地まで及ぶことが予想され、高強度厚肉ラインパイプ用鋼管には−４０℃以下、更には−６０℃以下での低温靭性保証が要求されると予想される。特に鋼管を製造する際には、厚鋼板をＵＯ、ＪＣＯ、ベンドロールのいずれかの工程によって管状に成形した後、端部同士を突き合わせて、アーク溶接によるシーム部の溶接を行うが、板厚が厚肉化すると溶接による入熱が大入熱となり、溶接熱影響部（Ｈｅａｔ
Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ， ＨＡＺという。）の粒径が粗大化するため、低温靭性の低下が重要な問題となる。
Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ， ＨＡＺという。）の粒径が粗大化するため、低温靭性の低下が重要な問題となる。
これに対して、高強度厚肉ラインパイプ用鋼管のＨＡＺの低温靭性を向上させる技術については、Ｃ量を極低量としてベイナイトを基本組織とする方法が提案されている（例えば、特許文献６〜７）。また、粒内変態を利用してＨＡＺの組織を微細化する方法が提案されている（例えば、特許文献８〜１０）。更に、結晶方位関係を規定したベイナイト組織を主体とし、合金元素の適正化によって靭性に有害なマルテンサイトとオーステナイトの混合組織（Martensite-Austenite constituent（以下「Ｍ−Ａ」））を制御する方法（例えば、特許文献１１）や、焼入れ性を高めて厚肉鋼板においてもベイナイトを主体とし、粒内ベイナイトを利用してＨＡＺを微細化する方法（例えば、特許文献１２〜１３）も提案されている。
以上の方法は、ＨＡＺの低温靭性の向上に極めて効果的である。しかし、最近では、高強度ラインパイプ用鋼管のさらなる厚肉化や低温靭性に対する要求がますます高くなっており、２０ｍｍ以上の厚肉、且つ−６０℃以下といった極厚、極低温でのＨＡＺ靭性が要求されている。
変形性能の向上のためには、母材となる鋼板及び鋼管の、軟質であるフェライトと硬質であるベイナイト、マルテンサイトの複合組織化が有効である。また、母材靭性の向上のためには、微細なフェライトを生成させたフェライト＋ベイナイトからなる微細な金属組織とすることが有効である。
一方、ＨＡＺ靭性の向上のためには、炭素当量Ｃｅｑ及び割れ感受性指数Ｐｃｍを制御し、更にＢ及びＭｏなどを添加することにより焼入れ性を高めて、粒界から生成する粗大なフェライト生成を抑制するとともに、Ｔｉ酸化物を利用した粒内変態組織を主体とする微細な金属組織とすることが有効である。したがって、フェライトの生成し易さの観点から、ＨＡＺ靭性と母材靭性の双方に最適な化学成分組成は相反するものである。
これを解決する方法として、ＢとＭｏを複合添加した焼入れ性の高い鋼においても熱間圧延工程において低温圧延することでフェライトを生成させる方法が提案されている。しかし、Ｍｏ添加は合金コストを増大させ、低温圧延は生産設備への付加が大きいため、生産性も低下する。したがって、低温靭性及び変形性能の両者を確保するためには高い合金コスト、生産コストを必要とし、これらを満足する高品質な高強度鋼板や鋼管を安価に大量生産することは極めて困難であった。
また、原油および天然ガスの等のラインパイプによる輸送効率の向上のためには、上述したように、高強度ラインパイプ用鋼管の高強度且つ厚肉化が有効である。しかし、鋼管の内圧の高圧化を図るべく、このように鋼管の管厚を厚肉とすると、低温でのＨＡＺ靭性を保障することが困難になる。特に、２０ｍｍ以上の厚肉材ではアーク溶接する時の入熱が大入熱となり、ＨＡＺの粒径が粗大化し、Ｍ−Ａ量も増大するため、−４０℃、更には−６０℃といった極低温での靭性を保障することが極めて困難であった。そして、上述したような従来の方法では、２０ｍｍ以上の厚肉、且つ−６０℃以下といった、極厚かつ極低温でのＨＡＺ靭性を確保することは不十分であった。
本発明は、このような実情に鑑み、炭素当量Ｃｅｑ及び割れ感受性指数Ｐｃｍを制御し、更にＢを添加してＨＡＺでのフェライト生成を抑制させるために焼入れ性を高める。また一方、本発明は、母材となる高強度鋼板には低温圧延を必要とすることなく、熱間圧延後の冷却条件を制御することにより、変形性能や低温靭性を向上させるポリゴナルフェライトを生成させる。本発明は、特に、高強度鋼板の合金コストおよび製造コストを低減し、変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板、この高強度鋼板を母材とする高強度鋼管、および前記鋼板の製造方法の提供を課題とするものである。
なお、本発明では、圧延方向に延伸していない、アスペクト比が４以下のフェライトをポリゴナルフェライトという。ここで、アスペクト比はフェライト粒の長さを幅で除した値である。
なお、本発明では、圧延方向に延伸していない、アスペクト比が４以下のフェライトをポリゴナルフェライトという。ここで、アスペクト比はフェライト粒の長さを幅で除した値である。
従来、ＨＡＺ靭性を向上させるためには、ＢとＭｏを共に添加するとともに、焼入れ性の指標であるＣｅｑ及び溶接性の指標である割れ感受性指数Ｐｃｍを最適な範囲に制御していた。そして、母材靭性や変形性能を向上させるためには、熱間圧延工程における低温圧延を必要としていたため、低温靭性や変形性能に優れ、特に厚肉である高強度ラインパイプ用鋼板および鋼管を安価に大量生産することは困難であった。
本発明は、Ｍｏ添加量を制限するとともに、焼入れ性の高い成分組成とすることにより、ＨＡＺにおいて、粗大な粒界フェライトを抑制させる。更に、このような成分組成とした鋼板に対する熱間圧延後の冷却条件を最適化することにより、母材となる鋼板において熱間圧延工程への負荷を軽減しても軟質かつ微細なポリゴナルフェライトと硬質なベイナイト、マルテンサイトとの複合組織としたものである。
本発明の要旨は、以下の通りである。
本発明の要旨は、以下の通りである。
［１］
管状に成形された母材鋼板を溶接した鋼管であって、前記母材鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．０８０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：１．２〜２．８％、Ｓ：０．０００１〜０．００５０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％、Ｎ：０．００１０〜０．００８％、Ｏ：０．０００１〜０．００８０％をそれぞれ含み、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉの１種以上を含み、Ｐ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．０２０％以下、Ｍｏ：０．０３％以下にそれぞれ制限され、下記（式１）によって求められるＣｅｑが０．３０〜０．５３であり、下記（式２）によって求められるＰｃｍが０．１０〜０．２０であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、前記母材鋼板の金属組織のポリゴナルフェライトの面積率が２７〜９０％であり、残部がベイナイト、マルテンサイトの一方又は両方からなる硬質相である、変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ）／５ ・・・ （式１）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋５Ｂ ・・・ （式２）
前記（式１）、（式２）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては、含有量が０％の場合は、０として計算する。
管状に成形された母材鋼板を溶接した鋼管であって、前記母材鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．０８０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：１．２〜２．８％、Ｓ：０．０００１〜０．００５０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％、Ｎ：０．００１０〜０．００８％、Ｏ：０．０００１〜０．００８０％をそれぞれ含み、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉの１種以上を含み、Ｐ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．０２０％以下、Ｍｏ：０．０３％以下にそれぞれ制限され、下記（式１）によって求められるＣｅｑが０．３０〜０．５３であり、下記（式２）によって求められるＰｃｍが０．１０〜０．２０であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、前記母材鋼板の金属組織のポリゴナルフェライトの面積率が２７〜９０％であり、残部がベイナイト、マルテンサイトの一方又は両方からなる硬質相である、変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ）／５ ・・・ （式１）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋５Ｂ ・・・ （式２）
前記（式１）、（式２）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては、含有量が０％の場合は、０として計算する。
［２］
前記母材鋼板が、さらに、質量％で、Ｗ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１０〜０．１００％、Ｎｂ：０．００１〜０．２００％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０５００％、Ｔａ：０．０００１〜０．０５００％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％、Ｙ：０．０００１〜０．００５０％、Ｈｆ：０．０００１〜０．００５０％、Ｒｅ：０．０００１〜０．００５０％のうち１種又は２種以上を含有し、前記Ｃｅｑが、前記（式１）の代わりに、下記（式１’）で求められ、前記Ｐｃｍが、前記（式２）の代わりに、下記（式２’）で求められる、［１］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・ （式１’）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ・・・ （式２’）
前記（式１’）、（式２’）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては、含有量が０％の場合は、０として計算する。Ｖについては、含有量が０％の場合、および、含有量が０．０１０質量％未満の場合、０として計算する。
前記母材鋼板が、さらに、質量％で、Ｗ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１０〜０．１００％、Ｎｂ：０．００１〜０．２００％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０５００％、Ｔａ：０．０００１〜０．０５００％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％、Ｙ：０．０００１〜０．００５０％、Ｈｆ：０．０００１〜０．００５０％、Ｒｅ：０．０００１〜０．００５０％のうち１種又は２種以上を含有し、前記Ｃｅｑが、前記（式１）の代わりに、下記（式１’）で求められ、前記Ｐｃｍが、前記（式２）の代わりに、下記（式２’）で求められる、［１］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・ （式１’）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ・・・ （式２’）
前記（式１’）、（式２’）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては、含有量が０％の場合は、０として計算する。Ｖについては、含有量が０％の場合、および、含有量が０．０１０質量％未満の場合、０として計算する。
［３］
質量％で、前記母材鋼板のＣの含有量が０．０１０〜０．０６０％であり、Ａｌの含有量が０．００８％以下であり、下記（式３）によって求められる、溶接熱影響部でのγ／α変態開始温度が５００〜６００℃であり、前記溶接熱影響部における旧γ粒内に粒内変態組織を含む、［１］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
γ／α変態開始温度＝−２５００Ｃｅｑ２＋１５６０Ｃｅｑ＋３７０ ・・・ （式３）
質量％で、前記母材鋼板のＣの含有量が０．０１０〜０．０６０％であり、Ａｌの含有量が０．００８％以下であり、下記（式３）によって求められる、溶接熱影響部でのγ／α変態開始温度が５００〜６００℃であり、前記溶接熱影響部における旧γ粒内に粒内変態組織を含む、［１］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
γ／α変態開始温度＝−２５００Ｃｅｑ２＋１５６０Ｃｅｑ＋３７０ ・・・ （式３）
［４］
前記溶接熱影響部におけるマルテンサイト−オーステナイト複合体が、面積分率で２．５％以下である、［３］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
前記溶接熱影響部におけるマルテンサイト−オーステナイト複合体が、面積分率で２．５％以下である、［３］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
［５］
前記溶接熱影響部における金属組織の大角粒径が８０μｍ以下である、［３］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
前記溶接熱影響部における金属組織の大角粒径が８０μｍ以下である、［３］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
［６］
前記母材鋼板の板厚が２０〜４０ｍｍである、［３］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
前記母材鋼板の板厚が２０〜４０ｍｍである、［３］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
［７］
前記鋼管の周方向を引張方向とした際、前記母材鋼板の引張強度が５００〜８００ＭＰａである、［３］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
前記鋼管の周方向を引張方向とした際、前記母材鋼板の引張強度が５００〜８００ＭＰａである、［３］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
［８］
前記母材鋼板が、さらに、質量％で、Ｗ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１０〜０．１００％、Ｎｂ：０．００１〜０．２００％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０５００％、Ｔａ：０．０００１〜０．０５００％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％、Ｙ：０．０００１〜０．００５０％、Ｈｆ：０．０００１〜０．００５０％、Ｒｅ：０．０００１〜０．００５０％のうち１種又は２種以上を含有し、前記Ｃｅｑが、前記（式１）の代わりに、下記（式１’）で求められ、前記Ｐｃｍが、前記（式２）の代わりに、下記（式２’）で求められる、［３］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・ （式１’）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ・・・ （式２’）
前記（式１’）、（式２’）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては、含有量が０％の場合は、０として計算する。Ｖについては、含有量が０％の場合、および、含有量が０．０１０質量％未満の場合、０として計算する。
前記母材鋼板が、さらに、質量％で、Ｗ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１０〜０．１００％、Ｎｂ：０．００１〜０．２００％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０５００％、Ｔａ：０．０００１〜０．０５００％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％、Ｙ：０．０００１〜０．００５０％、Ｈｆ：０．０００１〜０．００５０％、Ｒｅ：０．０００１〜０．００５０％のうち１種又は２種以上を含有し、前記Ｃｅｑが、前記（式１）の代わりに、下記（式１’）で求められ、前記Ｐｃｍが、前記（式２）の代わりに、下記（式２’）で求められる、［３］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・ （式１’）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ・・・ （式２’）
前記（式１’）、（式２’）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては、含有量が０％の場合は、０として計算する。Ｖについては、含有量が０％の場合、および、含有量が０．０１０質量％未満の場合、０として計算する。
［９］
前記溶接熱影響部におけるマルテンサイト−オーステナイト複合体が、面積分率で２．５％以下である、［８］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
前記溶接熱影響部におけるマルテンサイト−オーステナイト複合体が、面積分率で２．５％以下である、［８］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
［１０］
前記溶接熱影響部における金属組織の大角粒径が８０μｍ以下である、［８］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
前記溶接熱影響部における金属組織の大角粒径が８０μｍ以下である、［８］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
［１１］
前記母材鋼板の板厚が２０〜４０ｍｍである、［８］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
前記母材鋼板の板厚が２０〜４０ｍｍである、［８］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
［１２］
前記鋼管の周方向を引張方向とした際、前記母材鋼板の引張強度が５００〜８００ＭＰａである、［８］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
前記鋼管の周方向を引張方向とした際、前記母材鋼板の引張強度が５００〜８００ＭＰａである、［８］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
［１３］
質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．０８０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：１．２〜２．８％、Ｓ：０．０００１〜０．００５０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％、Ｎ：０．００１０〜０．００８％、Ｏ：０．０００１〜０．００８０％をそれぞれ含み、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉの１種以上を含み、Ｐ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．０２０％以下、Ｍｏ：０．０３％以下にそれぞれ制限され、下記（式１）によって求められるＣｅｑが０．３０〜０．５３であり、下記（式２）によって求められるＰｃｍが０．１０〜０．２０であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織において、ポリゴナルフェライトの面積率が２７〜９０％であり、残部がベイナイト、マルテンサイトの一方又は両方からなる硬質相である、変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ）／５ ・・・ （式１）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋５Ｂ ・・・ （式２）
上記（式１）、（式２）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては、含有量が０％の場合は、０として計算する。
質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．０８０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：１．２〜２．８％、Ｓ：０．０００１〜０．００５０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％、Ｎ：０．００１０〜０．００８％、Ｏ：０．０００１〜０．００８０％をそれぞれ含み、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉの１種以上を含み、Ｐ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．０２０％以下、Ｍｏ：０．０３％以下にそれぞれ制限され、下記（式１）によって求められるＣｅｑが０．３０〜０．５３であり、下記（式２）によって求められるＰｃｍが０．１０〜０．２０であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織において、ポリゴナルフェライトの面積率が２７〜９０％であり、残部がベイナイト、マルテンサイトの一方又は両方からなる硬質相である、変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ）／５ ・・・ （式１）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋５Ｂ ・・・ （式２）
上記（式１）、（式２）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては、含有量が０％の場合は、０として計算する。
［１４］
さらに、質量％で、Ｗ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１０〜０．１００％、Ｎｂ：０．００１〜０．２００％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０５００％、Ｔａ：０．０００１〜０．０５００％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％、Ｙ：０．０００１〜０．００５０％、Ｈｆ：０．０００１〜０．００５０％、Ｒｅ：０．０００１〜０．００５０％のうち１種又は２種以上を含有し、前記Ｃｅｑが、前記（式１）の代わりに、下記（式１’）で求められ、前記Ｐｃｍが、前記（式２）の代わりに、下記（式２’）で求められる、［１３］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・ （式１’）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ・・・ （式２’）
上記（式１’）、（式２’）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては、含有量が０％の場合は、０として計算する。Ｖについては、含有量が０％の場合、および、含有量が０．０１０質量％未満の場合、０として計算する。
さらに、質量％で、Ｗ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１０〜０．１００％、Ｎｂ：０．００１〜０．２００％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０５００％、Ｔａ：０．０００１〜０．０５００％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％、Ｙ：０．０００１〜０．００５０％、Ｈｆ：０．０００１〜０．００５０％、Ｒｅ：０．０００１〜０．００５０％のうち１種又は２種以上を含有し、前記Ｃｅｑが、前記（式１）の代わりに、下記（式１’）で求められ、前記Ｐｃｍが、前記（式２）の代わりに、下記（式２’）で求められる、［１３］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・ （式１’）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ・・・ （式２’）
上記（式１’）、（式２’）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては、含有量が０％の場合は、０として計算する。Ｖについては、含有量が０％の場合、および、含有量が０．０１０質量％未満の場合、０として計算する。
［１５］
質量％で、Ｃの含有量が０．０１０〜０．０６０％であり、Ａｌの含有量が０．００８％以下であり、下記（式３）によって求められる、溶接熱影響部でのγ／α変態開始温度が５００〜６００℃である、［１３］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板。
γ／α変態開始温度＝−２５００Ｃｅｑ２＋１５６０Ｃｅｑ＋３７０ ・・・ （式３）
質量％で、Ｃの含有量が０．０１０〜０．０６０％であり、Ａｌの含有量が０．００８％以下であり、下記（式３）によって求められる、溶接熱影響部でのγ／α変態開始温度が５００〜６００℃である、［１３］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板。
γ／α変態開始温度＝−２５００Ｃｅｑ２＋１５６０Ｃｅｑ＋３７０ ・・・ （式３）
［１６］
さらに、質量％で、Ｗ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１０〜０．１００％、Ｎｂ：０．００１〜０．２００％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０５００％、Ｔａ：０．０００１〜０．０５００％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％、Ｙ：０．０００１〜０．００５０％、Ｈｆ：０．０００１〜０．００５０％、Ｒｅ：０．０００１〜０．００５０％のうち１種又は２種以上を含有し、前記Ｃｅｑが、前記（式１）の代わりに、下記（式１’）で求められ、前記Ｐｃｍが、前記（式２）の代わりに、下記（式２’）で求められる、［１５］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・ （式１’）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ・・・ （式２’）
上記（式１’）、（式２’）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては、含有量が０％の場合は、０として計算する。Ｖについては、含有量が０％の場合、および、含有量が０．０１０質量％未満の場合、０として計算する。
さらに、質量％で、Ｗ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１０〜０．１００％、Ｎｂ：０．００１〜０．２００％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０５００％、Ｔａ：０．０００１〜０．０５００％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％、Ｙ：０．０００１〜０．００５０％、Ｈｆ：０．０００１〜０．００５０％、Ｒｅ：０．０００１〜０．００５０％のうち１種又は２種以上を含有し、前記Ｃｅｑが、前記（式１）の代わりに、下記（式１’）で求められ、前記Ｐｃｍが、前記（式２）の代わりに、下記（式２’）で求められる、［１５］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・ （式１’）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ・・・ （式２’）
上記（式１’）、（式２’）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては、含有量が０％の場合は、０として計算する。Ｖについては、含有量が０％の場合、および、含有量が０．０１０質量％未満の場合、０として計算する。
［１７］
質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．０８０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：１．２〜２．８％、Ｓ：０．０００１〜０．００５０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％、Ｎ：０．００１０〜０．００８％、Ｏ：０．０００１〜０．００８０％をそれぞれ含み、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉの１種以上を含み、Ｐ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．０２０％以下、Ｍｏ：０．０３％以下にそれぞれ制限され、下記（式１）によって求められるＣｅｑが０．３０〜０．５３であり、下記（式２）によって求められるＰｃｍが０．１０〜０．２０であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を、９５０℃以上に加熱し、Ａｒ３以上で熱間圧延工程を行い、１０℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却した後、Ａｒ３−１００℃〜Ａｒ３−１０℃の温度から下記（式４）によって求められるＢｓ以下の温度まで、１０℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却する、金属組織のポリゴナルフェライトの面積率が２７〜９０％であり、残部がベイナイト、マルテンサイトの一方又は両方からなる硬質相である、変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ）／５ ・・・ （式１）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋５Ｂ ・・・ （式２）
Ｂｓ（℃）＝８３０−２７０Ｃ−９０Ｍｎ−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ−８３Ｍｏ ・・・ （式４）
前記（式１）、（式２）、（式５）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂは、各元素の含有量[質量％]である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては、含有量が０％の場合は、０として計算する。
質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．０８０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：１．２〜２．８％、Ｓ：０．０００１〜０．００５０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％、Ｎ：０．００１０〜０．００８％、Ｏ：０．０００１〜０．００８０％をそれぞれ含み、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉの１種以上を含み、Ｐ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．０２０％以下、Ｍｏ：０．０３％以下にそれぞれ制限され、下記（式１）によって求められるＣｅｑが０．３０〜０．５３であり、下記（式２）によって求められるＰｃｍが０．１０〜０．２０であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を、９５０℃以上に加熱し、Ａｒ３以上で熱間圧延工程を行い、１０℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却した後、Ａｒ３−１００℃〜Ａｒ３−１０℃の温度から下記（式４）によって求められるＢｓ以下の温度まで、１０℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却する、金属組織のポリゴナルフェライトの面積率が２７〜９０％であり、残部がベイナイト、マルテンサイトの一方又は両方からなる硬質相である、変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ）／５ ・・・ （式１）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋５Ｂ ・・・ （式２）
Ｂｓ（℃）＝８３０−２７０Ｃ−９０Ｍｎ−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ−８３Ｍｏ ・・・ （式４）
前記（式１）、（式２）、（式５）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂは、各元素の含有量[質量％]である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては、含有量が０％の場合は、０として計算する。
［１８］
前記熱間圧延工程において、圧延開始温度をＡｒ３〜Ａｒ３＋１００℃、かつ圧下比を１．５以上とする未再結晶γ域圧延を行う、［１７］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
前記熱間圧延工程において、圧延開始温度をＡｒ３〜Ａｒ３＋１００℃、かつ圧下比を１．５以上とする未再結晶γ域圧延を行う、［１７］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
［１９］
前記鋼片は、さらに、質量％で、Ｗ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１０〜０．１００％、Ｎｂ：０．００１〜０．２００％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０５００％、Ｔａ：０．０００１〜０．０５００％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％、Ｙ：０．０００１〜０．００５０％、Ｈｆ：０．０００１〜０．００５０％、Ｒｅ：０．０００１〜０．００５０％のうち１種又は２種以上を含有し、前記Ｃｅｑが、前記（式１）の代わりに、下記（式１’）で求められ、前記Ｐｃｍが、前記（式２）の代わりに、下記（式２’）で求められる、［１５］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・ （式１’）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ・・・ （式２’）
上記（式１’）、（式２’）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては、含有量が０％の場合は、０として計算する。Ｖについては、含有量が０％の場合、および、含有量が０．０１０質量％未満の場合、０として計算する。
前記鋼片は、さらに、質量％で、Ｗ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１０〜０．１００％、Ｎｂ：０．００１〜０．２００％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０５００％、Ｔａ：０．０００１〜０．０５００％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％、Ｙ：０．０００１〜０．００５０％、Ｈｆ：０．０００１〜０．００５０％、Ｒｅ：０．０００１〜０．００５０％のうち１種又は２種以上を含有し、前記Ｃｅｑが、前記（式１）の代わりに、下記（式１’）で求められ、前記Ｐｃｍが、前記（式２）の代わりに、下記（式２’）で求められる、［１５］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・ （式１’）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ・・・ （式２’）
上記（式１’）、（式２’）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては、含有量が０％の場合は、０として計算する。Ｖについては、含有量が０％の場合、および、含有量が０．０１０質量％未満の場合、０として計算する。
［２０］
前記熱間圧延工程において、圧延開始温度をＡｒ３〜Ａｒ３＋１００℃、かつ圧下比を１．５以上とする未再結晶γ域圧延を行う、［１９］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
前記熱間圧延工程において、圧延開始温度をＡｒ３〜Ａｒ３＋１００℃、かつ圧下比を１．５以上とする未再結晶γ域圧延を行う、［１９］に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
本発明によれば、ＨＡＺでは粗大な粒界フェライトの生成を抑制し、母材である鋼板には熱間圧延工程における低温圧延を必要とすることなくポリゴナルフェライトを生成させることが可能になる。これにより、強度及びＨＡＺ靭性を向上させ、かつ、母材部の変形性能および低温靭性の極めて優れた高強度鋼板、更に、これを母材とする高強度鋼管を提供することができる。
以下、本発明の実施の形態について説明する。まず、本発明に至った本発明者らの知見について説明する。
一般的に、低温靭性の向上、特に、−４０℃、更には、−６０℃という極低温での靭性の確保には、結晶粒の微細化が有効である。特に、ＨＡＺの金属組織においては、結晶粒の微細化には、粗大な粒界フェライトの抑制が非常に有効である。しかしながら、ＨＡＺの粒界フェライトを抑制する効果を有する焼入れ性の高い化学成分組成では、母材の変形性能および低温靭性を向上させる微細なポリゴナルフェライトの生成が困難であることが分かった。
そこで、本発明者らは、溶接時の入熱および鋼管の板厚によって決まるＨＡＺの熱履歴ではフェライトは生成しないが、熱間圧延工程ではポリゴナルフェライトを生成させることのできる高強度鋼板の製造方法を指向した。しかし、上述したように、本来ベイナイト、マルテンサイト組織主体の高強度鋼板を製造するために添加するＭｏやＢを含む焼入れ性の高い化学成分組成では、高強度鋼板の母材にポリゴナルフェライトを生成させることは難しい。
Ｍｏは、Ｂとの複合添加により焼入れ性を大幅に向上させる元素であることが知られている。即ち、Ｍｏ−Ｂ複合添加鋼は、同じＣｅｑを示すＭｏを含まないＢ添加鋼と比較してフェライト変態を更に遅延させる効果を持つことが示唆される。本発明者らは、まず、Ｍｏ−Ｂ複合添加鋼とＭｏ以外の元素で焼入れ性を高めたＢ添加鋼について、金属組織がオーステナイトであり、再結晶しない温度域、即ち、未再結晶γ域での圧延条件とフェライト生成の関係を検討した。
まず、Ｍｏ以外の元素で焼入れ性を高めたＢ添加鋼として、質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．０８０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：１．２〜２．８％、Ｓ：０．０００１〜０．００５０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％、Ｎ：０．００１０〜０．００８％、Ｏ：０．０００１〜０．００８０％をそれぞれ含み、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉの１種以上を含み、Ｐ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．０２０％以下、Ｍｏ：０．０３％以下にそれぞれ制限され、焼入れ性の指標であるＣｅｑが０．３０〜０．５３であり、溶接性の指標である割れ感受性Ｐｃｍが０．１０〜０．２０であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼を溶製し、鋳造して鋼片を製造した。また、比較のため、Ｍｏ−Ｂ複合添加鋼を溶製し、鋳造して鋼片を製造した。
次に、得られた鋼片から高さ１２ｍｍ、直径８ｍｍの試験片を切り出し、熱間圧延を模擬した加工熱処理を施した。加工熱処理として、圧下比を１．５とする１回の加工を施し、空冷に相当する０．２℃／ｓで冷却し、更に、水冷に相当する１５℃／ｓで加速冷却した。なお、加工を与える温度（加工温度）は、加工されて延伸したフェライト（加工フェライトという）の生成、および生産性を低下させる低温圧延を避けるためにＡｒ３以上の温度とした。冷却時の変態温度Ａｒ３は、熱膨張曲線から求めた。
加工熱処理後、試験片のポリゴナルフェライトの面積率を測定した。なお、圧延方向に延伸していない、アスペクト比が１〜４のフェライトをポリゴナルフェライトとした。
加工熱処理後、試験片のポリゴナルフェライトの面積率を測定した。なお、圧延方向に延伸していない、アスペクト比が１〜４のフェライトをポリゴナルフェライトとした。
水冷に相当する１５℃／ｓでの加速冷却を開始する温度（加速冷却開始温度）をＡｒ３−７０℃とし、上記加工温度を変化させて、ポリゴナルフェライトが生成する条件を検討した。結果を、図１に示す。なお、図１は、ポリゴナルフェライトの面積率を加工温度とＡｒ３との差に対してプロットしたものであり、「◇」は、Ｍｏ−Ｂ複合添加鋼の結果、「○」は、Ｍｏ以外の元素で焼入れ性を高めたＢ添加鋼の結果である。図１に示したように、Ｍｏ−Ｂ複合添加鋼では、上記加工熱処理の圧延開始温度をＡｒ３＋６０℃以下とし、圧下比が１．５以上とする低温圧延（歪み導入圧延）を行わなければ、面積率２７％以上のポリゴナルフェライトが得られないことがわかった。つまり、Ｍｏ−Ｂ複合添加鋼の場合は加工温度を厳しく制御し、低温で圧延する必要がある。一方、Ｍｏ以外で焼入れ性を高めたＢ添加鋼は加工温度に因らず面積率２７％以上のポリゴナルフェライトが生成することがわかった。
更に、熱間圧延後の加速冷却の開始温度とポリゴナルフェライトの面積率との関係、及びポリゴナルフェライトの面積率と変形性能、低温靭性それぞれとの関係について検討を行った。熱間圧延は、再加熱温度を１０５０℃とし、パス回数を２０〜３３回とし、Ａｒ３以上で圧延を終了し、空冷した後、加速冷却として水冷を行った。なお、未再結晶γ域での圧下比を１．５以上とし、空冷した後、種々の温度から水冷（加速冷却）を開始した。
上記熱間圧延により得られた鋼板のポリゴナルフェライトの面積率は光学顕微鏡を用いて測定し、引張試験と落重試験（Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅｓｔ、ＤＷＴＴという）を行い、引張特性と低温靭性の評価を行った。
引張特性は、ＡＰＩ規格の試験片を用いて評価し、引張強さ、降伏強度、及び降伏強度（ＹＳ）と引張強さ（ＴＳ）との比（ＹＳ／ＴＳ、降伏比という）を求めることにより、強度と変形性能とが両立可能となるようなポリゴナルフェライトの面積率を検討した。
また、ＤＷＴＴは−６０℃で行い、破面の延性破面率（Ｓｈｅａｒ Ａｒｅａ、ＳＡという）を求め、低温靭性を評価した。
引張特性は、ＡＰＩ規格の試験片を用いて評価し、引張強さ、降伏強度、及び降伏強度（ＹＳ）と引張強さ（ＴＳ）との比（ＹＳ／ＴＳ、降伏比という）を求めることにより、強度と変形性能とが両立可能となるようなポリゴナルフェライトの面積率を検討した。
また、ＤＷＴＴは−６０℃で行い、破面の延性破面率（Ｓｈｅａｒ Ａｒｅａ、ＳＡという）を求め、低温靭性を評価した。
加速冷却開始温度とポリゴナルフェライトの面積率との関係を、図２に示す。なお、図２では、「○」はＢ添加鋼の結果であり、「◇」はMo-B添加鋼の結果である。図２から、Ｍｏ以外の元素で焼入れ性を高めたＢ添加鋼では、熱間圧延後の加速冷却開始温度をＡｒ３−１００℃〜Ａｒ３−１０℃とすれば、鋼板のポリゴナルフェライトの面積率が２７〜９０％となることがわかった。即ち、熱間圧延の終了後、Ａｒ３以上の温度から、Ａｒ３−１００℃〜Ａｒ３−１０℃の範囲内の温度まで空冷すると、面積率２７〜９０％のポリゴナルフェライトを生成させることができる。
また、Ｍｏ以外の元素で焼入れ性を高めたＢ添加鋼について、ポリゴナルフェライトの面積率と、引張強さ及び降伏比との関係を図３に示す。「○」は、ポリゴナルフェライトの面積率と降伏比との関係、「◇」は、ポリゴナルフェライトの面積率と引張強さとの関係である。図３から、ポリゴナルフェライトの面積率を２７％以上とすれば、降伏比８０％以下、ポリゴナルフェライトの面積率を５０％以上とすれば、降伏比７０％以下の極めて良好な変形性能が得られることがわかる。
また、図３から、Ｘ７０に相当する５７０ＭＰａ以上の引張強さを確保するには、ポリゴナルフェライトの面積率を９０％以下にすることが必要であることがわかる。更に、Ｘ８０に相当する６２５ＭＰａ以上の引張強さを確保するには、ポリゴナルフェライトの面積率を７５％以下とすることが好ましい。また、Ｘ８０に相当する６２５ＭＰａ以上の引張強さをより安定的に確保するには、ポリゴナルフェライトの面積率を７０％以下とすることがより好ましく、さらに好ましい値は６０％以下である。
すなわち、図３より、ポリゴナルフェライトの面積率を２７〜９０％とすることにより、変形性能と強度とのバランスが良好になることがわかる。
また、図３から、Ｘ７０に相当する５７０ＭＰａ以上の引張強さを確保するには、ポリゴナルフェライトの面積率を９０％以下にすることが必要であることがわかる。更に、Ｘ８０に相当する６２５ＭＰａ以上の引張強さを確保するには、ポリゴナルフェライトの面積率を７５％以下とすることが好ましい。また、Ｘ８０に相当する６２５ＭＰａ以上の引張強さをより安定的に確保するには、ポリゴナルフェライトの面積率を７０％以下とすることがより好ましく、さらに好ましい値は６０％以下である。
すなわち、図３より、ポリゴナルフェライトの面積率を２７〜９０％とすることにより、変形性能と強度とのバランスが良好になることがわかる。
さらに、ポリゴナルフェライトの面積率と−６０℃での延性破面率ＳＡとの関係を、図４に示す。図４から、延性破面率８５％以上を得るためにポリゴナルフェライト面積率２０％とすれば良いことがわかる。
以上のように、本発明者らは、ＨＡＺ及び母材の低温靭性、変形性能を向上させるべく、Ｂ添加鋼中に十分なポリゴナルフェライトを生成させるためには、Ｂとともに添加する第３元素として、Ｍｏ以外の合金元素を用いることが重要であることを見出した。本発明者らは、更なる詳細な検討を行い、以下の知見を得て本発明を完成させた。
Ｂ添加鋼中にポリゴナルフェライトを生成させ、母材靭性及び変形性能を高めるためには、Ｂとともに添加する焼入れ性を向上させる第３元素の影響が重要である。そして、ＨＡＺ靭性を確保するためには、焼入れ性を高めた化学成分組成とする必要である。しかし、焼入れ性を高めるべくＢとＭｏの複合添加とした場合には、圧延条件を厳しく制御する必要があり、生産コストが高くなるとともに、合金コストが高くなるという問題がある。したがって、Ｂとともに添加する第３元素として、Ｍｏ以外の焼入れ性向上元素を選択した化学成分組成とする必要がある。
また、焼入れ性を向上させるためには、焼入れ性の指標であるＣｅｑを０．３０〜０．５３の範囲とし、さらには、焼入れ性を向上させる元素として、Ｃの他、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕなどの元素を選択した。
また、焼入れ性を向上させるためには、焼入れ性の指標であるＣｅｑを０．３０〜０．５３の範囲とし、さらには、焼入れ性を向上させる元素として、Ｃの他、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕなどの元素を選択した。
また、熱間圧延後にポリゴナルフェライトを生成させるために、いわゆる歪み導入圧延を行う必要はない。ここで、歪み導入圧延とは、圧延開始温度をＡｒ３＋６０℃以下、圧下比が１．５以上の条件で行われる熱間圧延である。本発明では、この歪み導入圧延を行わなくても、熱間圧延後の冷却条件を制御することのみで、変形性能や低温靭性を向上させるポリゴナルフェライトを生成させることができる。熱間圧延後の加速冷却開始温度をＡｒ３−１００℃〜Ａｒ３−１０℃とすることで鋼板のポリゴナルフェライトの面積率を２７〜９０％とすることができる。なお、加速冷却開始温度までの冷却は空冷にて行ってもよいが、平均冷却速度が１０℃／ｓ未満の緩冷却にて行ってもよい。
また、このように、熱間圧延後、上記加速冷却開始温度まで緩冷してポリゴナルフェライトを生成させた後、ベイナイト変態、マルテンサイト変態による強度の向上のため、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で加速冷却する。また、強度を確保するために、加速冷却はベイナイト生成温度Ｂｓ以下で停止させることが必要である。
また一方、低温でのＨＡＺ靭性の向上、特に、−４０℃、更には−６０℃といた極低温でのＨＡＺ靭性の確保には硬質第二相であるＭ−Ａの低減および結晶粒の微細化が必要である。しかし、２０ｍｍ以上の厚肉材では溶接時の入熱が大入熱となり、ＨＡＺの粒径が粗大化し、靭性に有害な硬質第二相であるＭ−Ａも増大する。このため、−４０℃、更には−６０℃といった極低温でのＨＡＺ靭性を保障することが極めて困難である。そこで次に、本発明者らは、溶接時のＭ−Ａの生成を抑制し、さらに、粗大な粒界フェライトの生成を防止する方法を指向した。また、本発明者らは、酸化物を起点とした粒内変態を促進させ、さらに焼入れ性を高めることで、溶接時に生成される粒内変態組織を微細化して、ベイナイトと粒内変態組織とからなる金属組織の大角粒径を微細化し、ＨＡＺにおける低温靭性を向上させる方法を指向した。なお、本実施形態における粒内変態組織とは、介在物を微細に分散させ、それを起点として花弁状（放射状）に生成した粒内フェライトまたは粒内ベイナイトである。
そこで次に、本発明者らは、ＨＡＺでの粒内変態組織の生成温度に及ぼす成分の条件について検討を行った。
そこで次に、本発明者らは、ＨＡＺでの粒内変態組織の生成温度に及ぼす成分の条件について検討を行った。
まず、質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．０６０％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：１．２〜２．８％、Ｓ：０．０００１〜０．００５０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％、Ｎ：０．００１０〜０．００８％、Ｏ：０．０００１〜０．００８０％をそれぞれ含み、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉの１種以上を含み、Ｐ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．００８％以下、Ｍｏ：０．０３％以下にそれぞれ制限され、焼入れ性の指標であるＣｅｑが０．３０〜０．５３であり、溶接性の指標である割れ感受性Ｐｃｍが０．１０〜０．２０であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼を溶製し、鋳造して鋼片を製造した。
次に、得られた鋼片から長さ１０ｍｍ、３ｍｍ径の試験片を切り出し、溶接部のＨＡＺを模擬した熱処理を施した際のベイナイトと粒内変態組織のγ／α変態開始温度を熱膨張測定により測定した。このときのＣｅｑとγ／α変態開始温度との関係を図５に示す。
さらに、鋼片から長さ１２０ｍｍ、１２ｍｍ角の試験片を切り出し、溶接部のＨＡＺを模擬した上記熱処理を施した後、ベイナイトと粒内変態組織とからなる金属組織の大角粒径をＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ
Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）法により測定した。なお、各結晶粒に１５°以上の角度差を示した界面を大角粒界と定義し、大角粒界に囲まれた結晶粒の粒径の最大値をＨＡＺ靭性に有効な大角粒径（有効結晶粒径）として定義した。結果を図６に示す。なお、粒径は、結晶粒と同じ面積の円の半径である。
Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ Ｐａｔｔｅｒｎ）法により測定した。なお、各結晶粒に１５°以上の角度差を示した界面を大角粒界と定義し、大角粒界に囲まれた結晶粒の粒径の最大値をＨＡＺ靭性に有効な大角粒径（有効結晶粒径）として定義した。結果を図６に示す。なお、粒径は、結晶粒と同じ面積の円の半径である。
また、鋼片から長さ１２０ｍｍ、１２ｍｍ角の試験片を切り出し、溶接部のＨＡＺを模擬した上記熱処理を施した後、シャルピー衝撃試験を行い、−６０℃での吸収エネルギーを測定した。結果を図７に示す。
図５に示したように、Ｃｅｑの増加にともないγ／α変態開始温度が低下することがわかる。つまり、焼入れ性を高めることにより、粒内変態組織のγ／α変態開始温度を低温化させることができる。
図６に示したように、γ／α変態開始温度が低下するとともにベイナイトと粒内変態組織とからなる金属組織の大角粒径は微細化したが、一方で、γ／α変態開始温度が５００℃未満の低温になると大角粒径が粗大化することがわかった。これは、γ／α変態開始温度の低下による結晶粒微細化効果は、生成する粒内変態組織の粒径微細化が大きく寄与するが、一方で、γ／α変態開始温度が低温になり過ぎると粒内変態組織が得られず、ベイナイト、マルテンサイト主体の組織となり結晶粒が粗大化したためと考えられる。γ／α変態開始温度の低温化による組織微細化は、低温で変態するほど過冷度が増大し、粒内変態の核の生成頻度が増して粒内変態が促進された結果、得られた効果だと考えられる。
図７は、ベイナイトと粒内変態組織とからなる金属組織の大角粒径と−６０℃におけるシャルピー吸収エネルギーの関係を示す図である。図７に示したように、大角粒径が微細化すると−６０℃におけるシャルピー吸収エネルギーは増加し、大角粒径が８０μｍ以下のときに−６０℃での吸収エネルギーが５０Ｊ以上となることがわかる。つまり、ベイナイトと粒内変態組織とからなる金属組織を微細化させることにより、−６０℃といった極低温においても優れた靭性を得られることがわかる。
以上のように、本発明者らは、溶接時のＭ−Ａの生成を抑制し、さらに、鋼の焼入れ性を高めて粗大な粒界フェライトの生成を防止するとともに、介在物を起点とした粒内変態を生成させ、さらに、γ／α変態開始温度の制御によって粒内変態を促進させることで、ベイナイトと粒内変態組織とからなる金属組織の大角粒径を微細化し、ＨＡＺにおける低温靭性を向上させる方法を見出した。
溶接時のＭ−Ａの生成を抑制するためには、Ｃの低減およびＭｏの制限が有効である。Ｍ−Ａは溶接により高温にさらされたＨＡＺがオーステナイト相となり、その後の冷却中に変態が進行する過程で、未変態のオーステナイト相へのＣの濃縮が進行し、オーステナイト相が安定化した結果生成するものである。そのため、Ｃ量を低減することにより未変態オーステナイト相へのＣの濃縮を抑制し、Ｍ−Ａの生成を抑制する。また、このようにＣ量を低減するとともに、Ｍ−Ａの生成に寄与するＭｏ量も制限することにより、さらにＭ−Ａの生成を抑制することが可能となる。
また、粒内変態を促進させるべく、Ａｌ量を低減し、Ｔｉを適量添加することが有効である。Ｔｉの酸化物は、微細に分散させると粒内変態の生成核として有効に作用する。しかし、Ａｌを多量に添加すると、粒内変態の生成核として作用するＴｉの酸化物の生成が阻害されてしまうため、本発明ではＴｉを適量添加するとともに、Ａｌ量を低減する。
また、ＨＡＺにおける低温靭性を阻害する粗大な粒界フェライトの生成を抑制するためには、適量のＢ添加によって焼入れ性を高めることが非常に有効である。
また、ベイナイトと粒内変態組織からなる組織の大角粒径を、さらに微細化するためにはγ／α変態開始温度を低温化することが非常に重要であることが分かった。そこで、Ｍ−Ａを増加させるＭｏ以外の元素を用いて、γ／α変態開始温度を低温化させる。
また、ＨＡＺにおける低温靭性を阻害する粗大な粒界フェライトの生成を抑制するためには、適量のＢ添加によって焼入れ性を高めることが非常に有効である。
また、ベイナイトと粒内変態組織からなる組織の大角粒径を、さらに微細化するためにはγ／α変態開始温度を低温化することが非常に重要であることが分かった。そこで、Ｍ−Ａを増加させるＭｏ以外の元素を用いて、γ／α変態開始温度を低温化させる。
また、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉのいずれか１種または２種以上の添加により焼入れ性を高めてγ／α変態開始温度を低下させる。そして、低温にて変態した微細な粒内変態組織によってＨＡＺでの金属組織をベイナイトとこの粒内変態組織とからなる微細粒とすることにより、ＨＡＺにおける低温靭性を高めることができる。
即ち、これまで報告されてきた粒内変態組織を利用した鋼と比べて、Ｃの低減およびＭｏの制限によりＭ−Ａの生成をさらに低減する。そして、Ｍｎと、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉのいずれか１種または２種以上の添加により焼入れ性を高めて、粒内変態組織のγ／α変態開始温度を低温化させ、ＨＡＺ靭性に対する有効結晶粒径をさらに微細化させる。
即ち、これまで報告されてきた粒内変態組織を利用した鋼と比べて、Ｃの低減およびＭｏの制限によりＭ−Ａの生成をさらに低減する。そして、Ｍｎと、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉのいずれか１種または２種以上の添加により焼入れ性を高めて、粒内変態組織のγ／α変態開始温度を低温化させ、ＨＡＺ靭性に対する有効結晶粒径をさらに微細化させる。
（成分組成）
次に、本発明における、高強度鋼管および高強度鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成に関し、％は質量％を意味する。
次に、本発明における、高強度鋼管および高強度鋼板の成分組成について説明する。なお、成分組成に関し、％は質量％を意味する。
（Ｃ：０．０１〜０．０８０％）
Ｃは、鋼の強度を向上させる元素である。金属組織にベイナイト、マルテンサイトの一方又は双方からなる硬質相を生成させるため、Ｃを０．０１％以上含有することが必要である。また、本発明では、高強度と高靭性を両立させるため、Ｃの含有量を０．０８０％以下とする。また、特にＨＡＺの金属組織中におけるＭ−Ａの生成を抑制し、高強度と高靭性とを両立させるためには、Ｃの含有量を０．０６０％以下とする。なお、強度と靭性のバランスの観点から、Ｃ含有量を０．０２〜０．０７０％とすることが好ましく、さらにＨＡＺ靭性を考慮すると０．０２〜０．０５０％とすることがより好ましい。
Ｃは、鋼の強度を向上させる元素である。金属組織にベイナイト、マルテンサイトの一方又は双方からなる硬質相を生成させるため、Ｃを０．０１％以上含有することが必要である。また、本発明では、高強度と高靭性を両立させるため、Ｃの含有量を０．０８０％以下とする。また、特にＨＡＺの金属組織中におけるＭ−Ａの生成を抑制し、高強度と高靭性とを両立させるためには、Ｃの含有量を０．０６０％以下とする。なお、強度と靭性のバランスの観点から、Ｃ含有量を０．０２〜０．０７０％とすることが好ましく、さらにＨＡＺ靭性を考慮すると０．０２〜０．０５０％とすることがより好ましい。
（Ｓｉ：０．０１〜０．５０％）
Ｓｉは、脱酸や強度向上に有用な元素である。脱酸を十分に行うためには、鋼中にＳｉが０．０１％以上含まれることが必要である。一方、鋼中に０．５０％超のＳｉを含有させると、ＨＡＺの靭性が劣化するおそれがあるため、Ｓｉの含有量の上限を、０．５０％とする。なお、強度と靭性のバランス、脱酸効率化の観点から、Ｓｉ含有量を０．０５〜０．３％とすることが好ましく、０．１〜０．２５％とすることがより好ましい。
Ｓｉは、脱酸や強度向上に有用な元素である。脱酸を十分に行うためには、鋼中にＳｉが０．０１％以上含まれることが必要である。一方、鋼中に０．５０％超のＳｉを含有させると、ＨＡＺの靭性が劣化するおそれがあるため、Ｓｉの含有量の上限を、０．５０％とする。なお、強度と靭性のバランス、脱酸効率化の観点から、Ｓｉ含有量を０．０５〜０．３％とすることが好ましく、０．１〜０．２５％とすることがより好ましい。
（Ｍｎ：１．２〜２．８％以下）
Ｍｎは、安価な元素であり、焼入れ性の指標であるＣｅｑを高め、ベイナイトと粒内変態組織のγ／α変態開始温度を低下させ、大角粒径を微細化しＨＡＺ靭性を高めるために重要な元素である。また、一方、Ｍｎは、Ｂと一緒に添加しても低温圧延することなく母材にポリゴナルフェライトを生成させ、母材靭性を向上させることができる。強度及び靭性を確保するためには、鋼中にＭｎが１．２％以上含まれることが必要である。
一方、Ｍｎを過剰に添加すると、γ／α変態開始温度が低温化し過ぎて粒内変態組織が得られなり、粒径が粗大化してＨＡＺ靭性を損なうため上限を２．８％とする。また、鋼を溶製する際の生産性の観点からは、Ｍｎの上限を好ましくは２．５％、より好ましくは
２．２％とする。
Ｍｎは、安価な元素であり、焼入れ性の指標であるＣｅｑを高め、ベイナイトと粒内変態組織のγ／α変態開始温度を低下させ、大角粒径を微細化しＨＡＺ靭性を高めるために重要な元素である。また、一方、Ｍｎは、Ｂと一緒に添加しても低温圧延することなく母材にポリゴナルフェライトを生成させ、母材靭性を向上させることができる。強度及び靭性を確保するためには、鋼中にＭｎが１．２％以上含まれることが必要である。
一方、Ｍｎを過剰に添加すると、γ／α変態開始温度が低温化し過ぎて粒内変態組織が得られなり、粒径が粗大化してＨＡＺ靭性を損なうため上限を２．８％とする。また、鋼を溶製する際の生産性の観点からは、Ｍｎの上限を好ましくは２．５％、より好ましくは
２．２％とする。
（Ｓ：０．０００１〜０．００５０％）
Ｓは、不純物であり、鋼中に０．００５０％超のＳを含有すると、粗大な硫化物を生成して、靭性が低下するため、Ｓの含有量を０．００５０以下とする。なお、靭性の低下をより抑制するためには、０．００３％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００２５％以下とすることが好ましい。一方、鋼板にＴｉの酸化物を微細に分散させると、ＭｎＳが析出して、粒内変態が生じ、母材鋼板及びＨＡＺの靭性が向上する。この効果を得るためには、鋼中にＳを０．０００１％以上含有させることが必要である。したがって、Ｓの含有量は、０．０００１〜０．００５０％とする。
Ｓは、不純物であり、鋼中に０．００５０％超のＳを含有すると、粗大な硫化物を生成して、靭性が低下するため、Ｓの含有量を０．００５０以下とする。なお、靭性の低下をより抑制するためには、０．００３％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００２５％以下とすることが好ましい。一方、鋼板にＴｉの酸化物を微細に分散させると、ＭｎＳが析出して、粒内変態が生じ、母材鋼板及びＨＡＺの靭性が向上する。この効果を得るためには、鋼中にＳを０．０００１％以上含有させることが必要である。したがって、Ｓの含有量は、０．０００１〜０．００５０％とする。
（Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％）
Ｔｉは、母材鋼板及びＨＡＺの結晶粒径の微細化に寄与するＴｉの窒化物を生成させるために重要な元素である。そのため、鋼中にＴｉが０．００３％以上含まれることが必要である。ＨＡＺの結晶粒径をより微細にするためには、Ｔｉの含有量が０．００５％以上であることが好ましく、０．００８％以上であることがより好ましい。
一方、鋼中にＴｉを過剰に含有させると、粗大な介在物を生じて靭性を損なうため、Ｔｉの上限は、０．０３０％とする。また、Ｔｉの酸化物をより微細に分散させるためには、Ｔｉの含有量が０．０２８％以下であることが好ましく、０．０２５％以下であることがより好ましい。
Ｔｉの酸化物は、微細に分散すると、粒内変態の生成核として有効に作用する。なお、Ｔｉを添加する際の酸素量が多いと、粗大なＴｉの酸化物を生成するため、製鋼時には、Ｓｉ及びＭｎにより脱酸を行い、鋼中の酸素量を低下させることが好ましい。この場合、Ａｌの酸化物は、Ｔｉの酸化物よりも生成し易いので、脱酸のために鋼中に過剰な量のＡｌを添加することは好ましくない。
Ｔｉは、母材鋼板及びＨＡＺの結晶粒径の微細化に寄与するＴｉの窒化物を生成させるために重要な元素である。そのため、鋼中にＴｉが０．００３％以上含まれることが必要である。ＨＡＺの結晶粒径をより微細にするためには、Ｔｉの含有量が０．００５％以上であることが好ましく、０．００８％以上であることがより好ましい。
一方、鋼中にＴｉを過剰に含有させると、粗大な介在物を生じて靭性を損なうため、Ｔｉの上限は、０．０３０％とする。また、Ｔｉの酸化物をより微細に分散させるためには、Ｔｉの含有量が０．０２８％以下であることが好ましく、０．０２５％以下であることがより好ましい。
Ｔｉの酸化物は、微細に分散すると、粒内変態の生成核として有効に作用する。なお、Ｔｉを添加する際の酸素量が多いと、粗大なＴｉの酸化物を生成するため、製鋼時には、Ｓｉ及びＭｎにより脱酸を行い、鋼中の酸素量を低下させることが好ましい。この場合、Ａｌの酸化物は、Ｔｉの酸化物よりも生成し易いので、脱酸のために鋼中に過剰な量のＡｌを添加することは好ましくない。
（Ｂ：０．０００３〜０．００５％）
Ｂは、焼入れ性を著しく高め、ＨＡＺでの粗大な粒界フェライトの生成を抑制する重要な元素である。この効果を得るためには、鋼中にＢが０．０００３％以上含まれることが必要である。また、焼入れ性をより確実に高めるためには、Ｂの含有量が、０．０００５％以上であることが好ましい。
一方、鋼中にＢを過剰に添加すると、粗大なＢＮが生じ、特にＨＡＺの靭性が低下するため、Ｂの含有量の上限は、０．００５％とする。
Ｂは、焼入れ性を著しく高め、ＨＡＺでの粗大な粒界フェライトの生成を抑制する重要な元素である。この効果を得るためには、鋼中にＢが０．０００３％以上含まれることが必要である。また、焼入れ性をより確実に高めるためには、Ｂの含有量が、０．０００５％以上であることが好ましい。
一方、鋼中にＢを過剰に添加すると、粗大なＢＮが生じ、特にＨＡＺの靭性が低下するため、Ｂの含有量の上限は、０．００５％とする。
（Ｎ：０．００１０〜０．００８％）
ＮはＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時及びＨＡＺのγ粒の粗大化を抑制して母材、ＨＡＺの低温靭性を向上させる。このために必要な最小量は０．００１０％である。
一方、Ｎを過剰に含有させると、ＢＮが生成してＢの焼入れ性向上効果を損なう結果、粗大な粒界フェライトを生成しＨＡＺ靭性を損なう、又は粗大なＢＮを生成してＨＡＺ靭性を損なう。そのため、Ｎの上限を０．００８％とする。なお、Ｎ添加による効果を安定して得るためにはＮ含有量を０．００２０〜０．００７とすることが好ましい。
ＮはＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時及びＨＡＺのγ粒の粗大化を抑制して母材、ＨＡＺの低温靭性を向上させる。このために必要な最小量は０．００１０％である。
一方、Ｎを過剰に含有させると、ＢＮが生成してＢの焼入れ性向上効果を損なう結果、粗大な粒界フェライトを生成しＨＡＺ靭性を損なう、又は粗大なＢＮを生成してＨＡＺ靭性を損なう。そのため、Ｎの上限を０．００８％とする。なお、Ｎ添加による効果を安定して得るためにはＮ含有量を０．００２０〜０．００７とすることが好ましい。
（Ｏ：０．０００１〜０．００８０％）
Ｏは、不純物であり、介在物の生成による靭性の低下を避けるために、含有量の上限を０．００８０％にすることが必要である。
一方、粒内変態に寄与するＴｉの酸化物を生成させるためには、鋳造時に鋼中に残存するＯ量を、０．０００１％以上とする。
なお、靭性の確保とＴｉ酸化物生成とのバランスを考慮すると、０．００１０〜０．００５０％とすることが好ましい。
Ｏは、不純物であり、介在物の生成による靭性の低下を避けるために、含有量の上限を０．００８０％にすることが必要である。
一方、粒内変態に寄与するＴｉの酸化物を生成させるためには、鋳造時に鋼中に残存するＯ量を、０．０００１％以上とする。
なお、靭性の確保とＴｉ酸化物生成とのバランスを考慮すると、０．００１０〜０．００５０％とすることが好ましい。
（Ｐ：０．０５０％以下）
Ｐは、不純物であり、鋼中に０．０５０％超のＰを含有すると、母材鋼板の靭性が著しく低下する。したがって、Ｐの含有量を０．０５０％以下に制限する。ＨＡＺの靭性を向上させるには、Ｐの含有量を０．０２０％以下に制限することが好ましい。なお、Ｐの含有量の下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることから、この値を下限値とすることが好ましい。
Ｐは、不純物であり、鋼中に０．０５０％超のＰを含有すると、母材鋼板の靭性が著しく低下する。したがって、Ｐの含有量を０．０５０％以下に制限する。ＨＡＺの靭性を向上させるには、Ｐの含有量を０．０２０％以下に制限することが好ましい。なお、Ｐの含有量の下限値は特に定めないが、０．０００１％未満とすることは、経済的に不利であることから、この値を下限値とすることが好ましい。
（Ａｌ：０．０２０％以下）
Ａｌは、脱酸剤であるが、介在物の生成を抑制して鋼板及びＨＡＺの靭性を高めるには、上限を０．０２０％にすることが必要である。このようにＡｌの含有量を制限することにより、粒内変態に寄与するＴｉの酸化物を微細に分散させることができる。特に、粒内変態に寄与するＴｉの酸化物を十分に生成させるためには、Ａｌの上限は０．００８％とする。Ｔｉの酸化物を微細に分散させるためには、Ａｌの上限が０．００５％であることが好ましく、より安定的にＴｉの酸化物を得るためには、Ａｌの上限が０．００３％であることがより好ましい。なお、Ａｌの含有量の下限値は特に定めないが、０％超であってもよい。
Ａｌは、脱酸剤であるが、介在物の生成を抑制して鋼板及びＨＡＺの靭性を高めるには、上限を０．０２０％にすることが必要である。このようにＡｌの含有量を制限することにより、粒内変態に寄与するＴｉの酸化物を微細に分散させることができる。特に、粒内変態に寄与するＴｉの酸化物を十分に生成させるためには、Ａｌの上限は０．００８％とする。Ｔｉの酸化物を微細に分散させるためには、Ａｌの上限が０．００５％であることが好ましく、より安定的にＴｉの酸化物を得るためには、Ａｌの上限が０．００３％であることがより好ましい。なお、Ａｌの含有量の下限値は特に定めないが、０％超であってもよい。
（Ｍｏ：０．０３％以下）
Ｍｏは、特にＢとの複合添加によって、焼入れ性を著しく高め、母材鋼板の高強度化、ＨＡＺ靭性の向上にとって有効な元素であるが、Ｍｏの添加は、母材鋼板におけるポリゴナルフェライトの生成を困難にし、これにより、母材の低温靭性及び変形性能を十分に確保できなくなるおそれがある。そのため、母材靭性および変形性能の向上のために、Ｍｏ量を０．０３％以下に制限する。また、Ｍｏは高価な元素であり、合金コストの観点からはＭｏを添加しない方が好ましい。
Ｍｏは、特にＢとの複合添加によって、焼入れ性を著しく高め、母材鋼板の高強度化、ＨＡＺ靭性の向上にとって有効な元素であるが、Ｍｏの添加は、母材鋼板におけるポリゴナルフェライトの生成を困難にし、これにより、母材の低温靭性及び変形性能を十分に確保できなくなるおそれがある。そのため、母材靭性および変形性能の向上のために、Ｍｏ量を０．０３％以下に制限する。また、Ｍｏは高価な元素であり、合金コストの観点からはＭｏを添加しない方が好ましい。
（Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ）
また、本発明の高強度鋼管および高強度鋼板は、１上記元素に加え、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉの１種以上を含む。Ｃｒは、Ｂとともに添加しても低温圧延することなく母材鋼板にポリゴナルフェライトを生成させ、母材靭性を向上させることができる元素である。また、Ｃｒは、安価な元素であり焼入れ性の指標であるＣｅｑを高め、γ／α変態開始温度を低下させ、大角粒径を微細化しＨＡＺ靭性を高めるために重要な元素である。また、Ｃｕ、Ｎｉは靭性を損なうことなく強度を上昇させる有効な元素であり、焼入れ性の指標であるＣｅｑを高め、ＨＡＺ靭性を向上させる。さらに、Ｃｕ、ＮｉはＢとともに添加しても低温圧延することなく母材にポリゴナルフェライトを生成させ、母材靭性を向上させる。また、Ｃｕ、Ｎｉはγ／α変態開始温度を低下させ、大角粒径を微細化させる元素である。なお、ＣｕとＮｉは、表面疵の発生を抑制するために、複合して含有させることが好ましい。
後述するように、これらＣｒ、Ｃｕ、Ｎｉの含有量は、（式１）（もしくは、（式１’））によって求められるＣｅｑが０．３０〜０．５３となるように制限され、かつ、（式２）（もしくは、（式２’））によって求められるＰｃｍが０．１０〜０．２０となるように制限される。また、特にＨＡＺの金属組織中におけるＭ−Ａの生成を抑制し、高強度と高靭性とを両立させるためには、（式３）によって求められるγ／α変態開始温度が５００〜６００℃となるように制限される。
また、本発明の高強度鋼管および高強度鋼板は、１上記元素に加え、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉの１種以上を含む。Ｃｒは、Ｂとともに添加しても低温圧延することなく母材鋼板にポリゴナルフェライトを生成させ、母材靭性を向上させることができる元素である。また、Ｃｒは、安価な元素であり焼入れ性の指標であるＣｅｑを高め、γ／α変態開始温度を低下させ、大角粒径を微細化しＨＡＺ靭性を高めるために重要な元素である。また、Ｃｕ、Ｎｉは靭性を損なうことなく強度を上昇させる有効な元素であり、焼入れ性の指標であるＣｅｑを高め、ＨＡＺ靭性を向上させる。さらに、Ｃｕ、ＮｉはＢとともに添加しても低温圧延することなく母材にポリゴナルフェライトを生成させ、母材靭性を向上させる。また、Ｃｕ、Ｎｉはγ／α変態開始温度を低下させ、大角粒径を微細化させる元素である。なお、ＣｕとＮｉは、表面疵の発生を抑制するために、複合して含有させることが好ましい。
後述するように、これらＣｒ、Ｃｕ、Ｎｉの含有量は、（式１）（もしくは、（式１’））によって求められるＣｅｑが０．３０〜０．５３となるように制限され、かつ、（式２）（もしくは、（式２’））によって求められるＰｃｍが０．１０〜０．２０となるように制限される。また、特にＨＡＺの金属組織中におけるＭ−Ａの生成を抑制し、高強度と高靭性とを両立させるためには、（式３）によって求められるγ／α変態開始温度が５００〜６００℃となるように制限される。
更に、本発明の高強度鋼管および高強度鋼板は、上記元素に加え、強度及び靭性を向上させる元素として、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａのうち、１種又は２種以上を添加しても良い。また、これらの元素は、その含有量が好ましい下限未満の場合は、特に悪影響を及ぼすことは無いため、不純物と見做すことができる。
（Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅ）
更に、本発明では、上記元素に加え、強度及び靭性を向上させる元素として、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅのうち、１種又は２種以上を含有してもよい。また、これらの元素は、その含有量が好ましい下限未満の場合は、特に悪影響を及ぼすことはないので、不純物と見做すことができる。
更に、本発明では、上記元素に加え、強度及び靭性を向上させる元素として、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅのうち、１種又は２種以上を含有してもよい。また、これらの元素は、その含有量が好ましい下限未満の場合は、特に悪影響を及ぼすことはないので、不純物と見做すことができる。
Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａはそれぞれ、炭化物、窒化物を生成し、析出強化によって鋼の強度を向上させる元素であり、１種又は２種以上を含有させても良い。強度を効果的に上昇させるためには、Ｗ量の下限は０．０１％、Ｖ量の下限は０．０１０％、Ｎｂ量の下限は０．００１％、Ｚｒ量、Ｔａ量の下限は、共に０．０００１％とすることが好ましい。
一方、Ｗを過剰に添加すると、焼入れ性の向上により強度が過剰に上昇し、靭性を損なうことがあるため、Ｗ量の上限を０．５０％とすることが好ましい。また、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａを過剰に添加すると、炭化物、窒化物が粗大化し、靭性を損なうことがあるため、Ｖ量の上限を０．１００％、Ｎｂ量の上限を０．２００％、Ｚｒ、Ｔａ量の上限を共に０．０５００％とすることが好ましい。
一方、Ｗを過剰に添加すると、焼入れ性の向上により強度が過剰に上昇し、靭性を損なうことがあるため、Ｗ量の上限を０．５０％とすることが好ましい。また、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａを過剰に添加すると、炭化物、窒化物が粗大化し、靭性を損なうことがあるため、Ｖ量の上限を０．１００％、Ｎｂ量の上限を０．２００％、Ｚｒ、Ｔａ量の上限を共に０．０５００％とすることが好ましい。
Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅは、それぞれ介在物の形態を制御して、靭性の向上を図る元素であり、１種又は２種以上を含有させても良い。
Ｍｇは、酸化物の微細化や、硫化物の形態抑制に効果を発現する元素である。特に、微細なＭｇの酸化物は粒内変態の生成核として作用し、また、ピニング粒子として粒径の粗大化を抑制する効果を有する。これらの効果を得るためには、０．０００１％以上のＭｇを含有することが好ましい。一方０．０１００％を超える量のＭｇを含有すると、粗大な酸化物が生成して、ＨＡＺの靭性を低下させることがあるため、Ｍｇ量の上限を０．０１００％とすることが好ましい。
Ｍｇは、酸化物の微細化や、硫化物の形態抑制に効果を発現する元素である。特に、微細なＭｇの酸化物は粒内変態の生成核として作用し、また、ピニング粒子として粒径の粗大化を抑制する効果を有する。これらの効果を得るためには、０．０００１％以上のＭｇを含有することが好ましい。一方０．０１００％を超える量のＭｇを含有すると、粗大な酸化物が生成して、ＨＡＺの靭性を低下させることがあるため、Ｍｇ量の上限を０．０１００％とすることが好ましい。
Ｃａ及びＲＥＭは、硫化物の形態制御に有用な元素であるとともに、硫化物を生成して圧延方向に伸長したＭｎＳの生成を抑制し、鋼材の板厚方向の特性、特に耐ラメラティアー性を改善する元素である。これらの効果を得るためには、Ｃａ量、ＲＥＭ量の下限を、共に０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａ量、ＲＥＭ量は、０．００５０％を超えると酸化物が増加して、微細なＴｉ含有酸化物が減少し、粒内変態の生成を阻害することがあるため、Ｃａ量、ＲＥＭ量それぞれを０．００５０％以下とすることが好ましい。
Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅも、Ｃａ、ＲＥＭと同様の効果を発現する元素であり、過剰に添加すると粒内変態の生成を阻害することがある。そのため、Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅ量の好ましい範囲は、それぞれ、０．０００１〜０．００５０％である。
また、上記した元素以外の残部は実質的にＦeからなり、不可避不純物をはじめ、本発明の作用効果を害さない元素を微量に添加することができる。
（炭素当量Ｃｅｑ）
本発明においては、鋼板及びＨＡＺの低温靭性を確保するために、焼入れ性向上に寄与する元素である、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖのそれぞれの含有量[質量％]から計算される、下記（式１）の炭素当量Ｃｅｑを０．３０〜０．５３とする。炭素当量Ｃｅｑは溶接部の最高硬さと相関があることが知られており、焼入れ性や溶接性の指標となる値である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・ （式１）
本発明においては、鋼板及びＨＡＺの低温靭性を確保するために、焼入れ性向上に寄与する元素である、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｖのそれぞれの含有量[質量％]から計算される、下記（式１）の炭素当量Ｃｅｑを０．３０〜０．５３とする。炭素当量Ｃｅｑは溶接部の最高硬さと相関があることが知られており、焼入れ性や溶接性の指標となる値である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・ （式１）
ここで、前記（式１）におけるＣ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは、各元素の含有量［質量％］である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては、含有量が０％の場合は、０として計算する。
なお、本発明において、更にＶを含む場合は、Ｃｅｑは、前記（式１）の代わりに、下記（式１’）で求められる。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・ （式１’）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・ （式１’）
ここで、前記（式１’）におけるＣ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、各元素の含有量［質量％］である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては、含有量が０％の場合は、０として計算する。Ｖについては、含有量が０．０１０質量％未満の場合、０として計算する。
（割れ感受性指数Ｐｃｍ）
また、鋼板及びＨＡＺの低温靭性を確保するために、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、及び、Ｂの含有量[質量％]から計算される、下記（式２）の割れ感受性指数Ｐｃｍを０．１０〜０．２０とする。割れ感受性指数Ｐｃｍは溶接時の低温割れの感受性を推測できる係数として知られており、焼入れ性や溶接性の指標となる値である。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋５Ｂ ・・・ （式２）
また、鋼板及びＨＡＺの低温靭性を確保するために、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、及び、Ｂの含有量[質量％]から計算される、下記（式２）の割れ感受性指数Ｐｃｍを０．１０〜０．２０とする。割れ感受性指数Ｐｃｍは溶接時の低温割れの感受性を推測できる係数として知られており、焼入れ性や溶接性の指標となる値である。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋５Ｂ ・・・ （式２）
ここで、前記（式２）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては、含有量が０％の場合は、０として計算する。
なお、本発明において、更にＶを含む場合は、Ｐｃｍは、前記（式２）の代わりに、下記（式２’）で求められる。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ・・・ （式２’）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ・・・ （式２’）
ここで、前記（式２’）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては、含有量が０％の場合は、０として計算する。Ｖについては、含有量が０．０１０質量％未満の場合、０として計算する。
また、特に−６０℃といった極低温において良好なＨＡＺ靭性を得るためには、ベイナイトと粒内変態組織からなる金属組織の大角粒径が８０μｍ以下の微細組織とする必要がある。そのためには、ＣｅｑとＰｃｍの制限に加えて、更に下記（式３）によって求められるＨＡＺでのγ／α変態開始温度を５００〜６００℃とする。
γ／α変態開始温度＝−２５００Ｃｅｑ２＋１５６０Ｃｅｑ＋３７０ ・・・ （式３）
γ／α変態開始温度＝−２５００Ｃｅｑ２＋１５６０Ｃｅｑ＋３７０ ・・・ （式３）
（金属組織）
本発明の高強度鋼管における母材鋼板の金属組織、および、本発明の高強度鋼板の金属組織は、ポリゴナルフェライトを主とし、残部に硬質相を含む。ここで、図８は、母材鋼板の金属組織を示す写真である。図９は、母材鋼板の金属組織を説明するための模式図である。ポリゴナルフェライトとは、熱間圧延後の空冷時に、比較的高温で生成されるフェライトである。ポリゴナルフェライトは、アスペクト比が１〜４であり、圧延されて延伸したフェライト（加工フェライト）や、熱間圧延後の加速冷却時に比較的低温で生成される、針状のフェライト（アシキュラーフェライト）やウィドマンステッテンフェライトとは区別される。ここで、アスペクト比は、フェライト粒の長さを幅で除した値である。
また、ポリゴナルフェライトは、光学顕微鏡により、粒内に粗大なセメンタイトやマルテンサイト−オーステナイト複合体（Ｍ−Ａという）などの析出物を含まない、白い丸みを帯びた塊状の組織として観察される。
また、ポリゴナルフェライトは、光学顕微鏡により、粒内に粗大なセメンタイトやマルテンサイト−オーステナイト複合体（Ｍ−Ａという）などの析出物を含まない、白い丸みを帯びた塊状の組織として観察される。
また、上記硬質相は、ベイナイト、マルテンサイトの一方又は両方からなる組織である。なお、光学顕微鏡で観察される組織では、ポリゴナルフェライト及びベイナイトとマルテンサイトとの残部として、残留オーステナイト、Ｍ−Ａを含むことがある。母材中のＭ−Ａ分率は、８．０％以下が望ましい。
図９に示したように、母材鋼板の金属組織では、白い丸みを帯びた塊状のポリゴナルフェライト１に対し、ベイナイト等の硬質相２は例えばラス状や板状に現れ、Ｍ−Ａ３はポリゴナルフェライト１の粒外に現れている。
図９に示したように、母材鋼板の金属組織では、白い丸みを帯びた塊状のポリゴナルフェライト１に対し、ベイナイト等の硬質相２は例えばラス状や板状に現れ、Ｍ−Ａ３はポリゴナルフェライト１の粒外に現れている。
鋼板におけるポリゴナルフェライトの面積率は２７％以上とする。上述のように、焼入れ性を高めた成分組成を有する鋼板では、ポリゴナルフェライトを生成させ、かつ、残部をベイナイトとマルテンサイトの硬質相とすることで、強度と変形性能のバランスが良好になる。ポリゴナルフェライトの面積分率が２７％以上では、変形性能の指標である降伏比（ＹＳ／ＴＳ）が８０％以下、ポリゴナルフェライトの面積率が５０％以上では、降伏比が７０％以下となり、良好な変形性能を得ることができる。
一方、強度を確保するためには、ポリゴナルフェライトの面積率を９０％以下とすることが必要である。図３に示されるように、ポリゴナルフェライトの面積率を９０％以下とすることにより、Ｘ７０以上に相当する引張強さを確保することができる。更に、強度を高め、Ｘ８０以上に相当する引張強さを確保するには、ポリゴナルフェライトの面積率を８０％以下とすることが好ましい。また、Ｘ８０に相当する引張強さをより安定的に確保するには、ポリゴナルフェライトの面積率を７０％以下とすることがより好ましく、さらに好ましい値は６０％以下である。
また、ポリゴナルフェライトの面積率を２７〜９０％とすることにより、鋼板の強度と靭性のバランスが良好になる。ポリゴナルフェライトの面積率を２０％以上とすることにより、図４に示されるように、鋼板の低温靭性は著しく向上し、−６０℃でのＤＷＴＴ延性破面率を８５％以上とすることができる。
また、鋼板の金属組織において、ポリゴナルフェライトの残部はベイナイト、マルテンサイトの一方又は双方からなる硬質相である。硬質相の面積率は、ポリゴナルフェライトの面積率が２７〜９０％であることから、１０〜７３％になる。
ベイナイトは、ラス状、板状、塊状のベイニティックフェライト間またはベイニティックフェライト内に炭化物、残留オーステナイト、Ｍ−Ａが位置している組織として定義される。マルテンサイトは、炭素が過飽和に固溶したラス状、板状のフェライトからなる組織であり、炭化物は析出していない。残留オーステナイトは、高温で生成したオーステナイトがγ／α変態せず、室温で残留したオーステナイトである。
なお、本発明の高強度鋼板の板厚は限定されるものではないが、２０〜４０ｍｍで特に有効である。同様に、本発明の高強度鋼管における母材鋼板の板厚は限定されるものではないが、２０〜４０ｍｍで特に有効である。
（ＨＡＺの金属組織）
また、本発明の高強度鋼管において、特に−６０℃といった極低温において良好なＨＡＺ靭性を得るためには、ＨＡＺにおける旧γ粒内の金属組織は、粒内変態組織を含むことが重要である。
また、本発明の高強度鋼管において、特に−６０℃といった極低温において良好なＨＡＺ靭性を得るためには、ＨＡＺにおける旧γ粒内の金属組織は、粒内変態組織を含むことが重要である。
図１０（ａ）、（ｂ）は、本発明の高強度鋼管におけるＨＡＺの組織を説明するための模式図であり、粒内変態組織を説明するための図である。図１０（ａ）は、旧γ粒内に粒内変態組織１２が含まれていない状態を示し、図１０（ｂ）は、旧γ粒内に粒内変態組織１２が含まれた状態を示している。後述するように、本発明の高強度鋼管は、例えば高強度鋼板（母材）を管状に成形し、突き合せ部を溶接し、拡管することにより製造される。その際、溶接金属から所定の距離の範囲がＨＡＺとなる。
図１０（ａ）、（ｂ）において、符号１１は旧γ（オーステナイト）粒界を示しており、この旧γ粒界１１で囲まれた領域が旧γ粒内である。旧γ粒界は溶接によって高温にさらされた母材組織がオーステナイトに変態した際のオーステナイト粒界である。旧γ粒内は溶接後の冷却過程でγ／α変態し、粒内変態組織１３を含む組織となる。
図１０（ａ）、（ｂ）は、ＨＡＺにおいて、二つの旧γ粒Ｇ１、Ｇ２が接している金属組織を示している。図１０（ａ）、（ｂ）に示すような金属組織は、ＨＡＺをナイタールなどでエッチングし、光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡を用いて１００倍〜５００倍程度に拡大することで観察することができる。
本発明の高強度鋼管では、特にＡｌを０．００５％以下とすることにより、鋼中にＴｉ酸化物を微細に分散させ、そのＴｉ酸化物（介在物）を起点として、ＨＡＺにおける旧γ粒内に粒内変態組織を生成させることができる。
ここで、図１０（ａ）に示すように、旧γ粒内に粒内変態組織１３が含まれていない状態では、旧γ粒内に生成されるベイナイト粒、マルテンサイト粒１４が分断されず、旧γ粒内の結晶粒径は微細化しない。
これに対して、図１０（ｂ）に示すように、ＨＡＺにおける旧γ粒内では、Ａｌ量が低減され、Ｔｉが適量添加されていることにより、Ｔｉ酸化物１２が微細に分散した状態となる。（なお、Ｔｉ酸化物１２は非常に微細である。）
ここで、溶接によってγ域まで加熱された母材の金属組織はオーステナイトに変態し、オーステナイトが冷却される過程で、鋼中に微細分散したＴｉ酸化物１２を核としたフェライトまたはベイニティックフェライトが放射状（花びら状）に生成する。生成した花びら状のフェライトを粒内フェライトといい、花びら状のベイナイトを粒内ベイナイトという。本発明では、粒内フェライトおよび粒内ベイナイトをまとめて粒内変態組織１３と称す。粒内変態組織１３は、符号１４で示す通常得られるベイナイト粒、マルテンサイト粒と異なる結晶方位を持つため、これらベイナイト粒、マルテンサイト粒１４を分断することで、旧γ粒内の結晶粒径を微細化する。
ここで、図１０（ａ）に示すように、旧γ粒内に粒内変態組織１３が含まれていない状態では、旧γ粒内に生成されるベイナイト粒、マルテンサイト粒１４が分断されず、旧γ粒内の結晶粒径は微細化しない。
これに対して、図１０（ｂ）に示すように、ＨＡＺにおける旧γ粒内では、Ａｌ量が低減され、Ｔｉが適量添加されていることにより、Ｔｉ酸化物１２が微細に分散した状態となる。（なお、Ｔｉ酸化物１２は非常に微細である。）
ここで、溶接によってγ域まで加熱された母材の金属組織はオーステナイトに変態し、オーステナイトが冷却される過程で、鋼中に微細分散したＴｉ酸化物１２を核としたフェライトまたはベイニティックフェライトが放射状（花びら状）に生成する。生成した花びら状のフェライトを粒内フェライトといい、花びら状のベイナイトを粒内ベイナイトという。本発明では、粒内フェライトおよび粒内ベイナイトをまとめて粒内変態組織１３と称す。粒内変態組織１３は、符号１４で示す通常得られるベイナイト粒、マルテンサイト粒と異なる結晶方位を持つため、これらベイナイト粒、マルテンサイト粒１４を分断することで、旧γ粒内の結晶粒径を微細化する。
図１０（ｂ）に示すように、本発明の高強度鋼管では、粒内変態組織１３が旧γ粒内の粗大なベイナイト組織、マルテンサイト組織（ベイナイト粒、マルテンサイト粒１４）を分断することで、ＨＡＺ組織が全体的に微細化する。なお、図１０（ｂ）では、一方の旧γ粒Ｇ１内においてのみ、ベイナイト粒、マルテンサイト粒１４が粒内変態組織１３によって分断された状態を示しているが、同様に、他方の旧γ粒Ｇ２内においても、粒内変態組織１３が生成され、ベイナイト粒、マルテンサイト粒１４が分断された状態となる。
即ち、Ａｌを０．００８％以下に制限し、Ｔｉを適量添加することでＴｉ酸化物を微細分散させた本発明の高強度鋼管では、ＨＡＺにおける旧γ粒内から多数の粒内変態組織が生成されることとなり、旧γ粒内に生成する粗大なベイナイト（またはマルテンサイト）を分断することでＨＡＺ組織全体が微細化し、ＨＡＺ靭性が向上する。
即ち、Ａｌを０．００８％以下に制限し、Ｔｉを適量添加することでＴｉ酸化物を微細分散させた本発明の高強度鋼管では、ＨＡＺにおける旧γ粒内から多数の粒内変態組織が生成されることとなり、旧γ粒内に生成する粗大なベイナイト（またはマルテンサイト）を分断することでＨＡＺ組織全体が微細化し、ＨＡＺ靭性が向上する。
このように、ＨＡＺにおける金属組織の大角粒径は８０μｍ以下となるように、多数の粒内変態組織を生成させることが望ましい。極低温におけるＨＡＺ靭性をより高めるには、ＨＡＺの金属組織の大角粒径を７０μｍ以下とすることが好ましく、さらに好ましくは６０μｍ以下とする。なお、上述したように、大角粒径は、１５°以上の角度差を示した界面を粒界とみなした結晶粒の粒径であり、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ
Ｐａｔｔｅｒｎ）法により測定される。ＨＡＺの金属組織において、角度差を示した界面（粒界）を大角粒界と定義し、大角粒界に囲まれた結晶粒の粒径の最大値をＨＡＺ靭性に有効な大角粒径（有効結晶粒径）として定義される。
Ｐａｔｔｅｒｎ）法により測定される。ＨＡＺの金属組織において、角度差を示した界面（粒界）を大角粒界と定義し、大角粒界に囲まれた結晶粒の粒径の最大値をＨＡＺ靭性に有効な大角粒径（有効結晶粒径）として定義される。
本発明では、上記（式３）によって求められるＨＡＺでのγ／α変態開始温度を５００〜６００℃とすることにより、粒内変態組織の生成を促進し、ＨＡＺにおける金属組織の大角粒径を８０μｍ以下にする。ここで、図１１は、γ／α変態開始温度が６００℃超の場合のＨＡＺの金属組織を示す写真である。また、図１２は、γ／α変態開始温度が５００〜６００℃の場合の、ＨＡＺの金属組織を示す写真である。図中の矢印で示した箇所に粒内変態組織の生成核となるＴｉ酸化物が存在している。これら図１１、１２は、γ／α変態開始温度が異なるものの、Ａｌ量、Ｔｉ量、酸素量はほぼ同じであるため、Ｔｉ酸化物の分散状態も同じであると考えられる。しかしながら、図１１に示すように、γ／α変態開始温度が６００℃超の場合では、粒内変態組織の生成数が少なくなり、大角粒径が８０μｍを超えてしまう。なお、同様に、γ／α変態開始温度が５００℃未満の低温になると大角粒径は８０μｍを超えてしまう。これに対して、図１２に示すように、γ／α変態開始温度が５００〜６００℃の場合は、粒内変態が促進され、多数の粒内変態組織が生成するため、大角粒径が８０μｍ以下となる。
また、本発明の高強度鋼管において、Ｍ−Ａは、ＨＡＺ靭性に有害な組織である。そのため、ＨＡＺにおけるＭ−Ａは、面積分率で２．５％以下とする。なお、安定的に良好なＨＡＺ靭性を得るためには、面積分率で２．２％以下とすることが好ましく、より良好なＨＡＺ靭性を得るためには１．７％以下とすることが好ましく、１．３％以下とすることがより好ましい。
ここで、図１３は、Ｍ−Ａの面積分率が２．２％の場合の、ＨＡＺの金属組織を示す写真である。また、図１４は、Ｍ−Ａの面積分率が３．０％の場合の、ＨＡＺの金属組織を示す写真である。これら図１３、１４において、Ｍ−Ａは、白い部分として現れている。図１３に示すように、Ｍ−Ａの面積分率が２．２％の場合では、vTrs（破面遷移温度）は−６５℃となり、−６０℃以下での低温靭性が保証される。これに対して、図１４に示すように、Ｍ−Ａの面積分率が３．０％の場合では、vTrs（破面遷移温度）は−５５℃となり、−６０℃以下での低温靭性が保証されなくなってしまう。
なお、これら図１３、１４において、Ｍ−Ａｎ分率の測定は、光学顕微鏡を用いて５００倍でＨＡＺの金属組織を観察した際の面積分率によって行われる。
ここで、図１３は、Ｍ−Ａの面積分率が２．２％の場合の、ＨＡＺの金属組織を示す写真である。また、図１４は、Ｍ−Ａの面積分率が３．０％の場合の、ＨＡＺの金属組織を示す写真である。これら図１３、１４において、Ｍ−Ａは、白い部分として現れている。図１３に示すように、Ｍ−Ａの面積分率が２．２％の場合では、vTrs（破面遷移温度）は−６５℃となり、−６０℃以下での低温靭性が保証される。これに対して、図１４に示すように、Ｍ−Ａの面積分率が３．０％の場合では、vTrs（破面遷移温度）は−５５℃となり、−６０℃以下での低温靭性が保証されなくなってしまう。
なお、これら図１３、１４において、Ｍ−Ａｎ分率の測定は、光学顕微鏡を用いて５００倍でＨＡＺの金属組織を観察した際の面積分率によって行われる。
なお、本発明における高強度鋼管の周方向を引張方向とした際、母材鋼板の引張強度が５００〜８００ＭＰａである場合に、より本発明の効果を享受することができる。
（製造方法）
次に、本発明の高強度鋼板および高強度鋼管の製造方法について説明する。先ず、上記成分組成からなる鋼片を、９５０℃以上に加熱し、Ａｒ３以上で熱間圧延を行い、その後、緩冷し、Ａｒ３−１００℃〜Ａｒ３−１０℃の温度から、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、下記（式４）によって求められるＢｓ以下の温度まで加速冷却する。
Ｂｓ（℃）＝８３０−２７０Ｃ−９０Ｍｎ−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ−８３Ｍｏ ・・・ （式４）
ここで、上記（式４）におけるＣ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、及び、Ｍｏは、各元素の含有量[質量％]である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては、含有量が０％の場合は、０として計算する。
次に、本発明の高強度鋼板および高強度鋼管の製造方法について説明する。先ず、上記成分組成からなる鋼片を、９５０℃以上に加熱し、Ａｒ３以上で熱間圧延を行い、その後、緩冷し、Ａｒ３−１００℃〜Ａｒ３−１０℃の温度から、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で、下記（式４）によって求められるＢｓ以下の温度まで加速冷却する。
Ｂｓ（℃）＝８３０−２７０Ｃ−９０Ｍｎ−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ−８３Ｍｏ ・・・ （式４）
ここで、上記（式４）におけるＣ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、及び、Ｍｏは、各元素の含有量[質量％]である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては、含有量が０％の場合は、０として計算する。
上述したＢを含有する成分組成とすることで、ＨＡＺでのフェライト生成を抑制させるために焼入れ性を高めるが、母材となる高強度鋼板には変形性能や低温靭性を向上させるポリゴナルフェライトを生成させることができる。特に、本発明によれば、Ｂとともに添加する第３元素として、Ｍｏ以外の焼入れ性向上元素を選択することで、圧延工程に負荷をかける低温での圧延を必要とせず、熱間圧延後の加速冷却の開始温度をＡｒ３−１００℃〜Ａｒ３−１０℃とするだけで鋼板のポリゴナルフェライトの面積率が２７〜９０％となる。
製造方法において、まず、製鋼工程で上記成分組成からなる鋼を溶製した後、鋳造して鋼片とする。製鋼工程においては、Ｓｉ、Ｍｎを添加して弱脱酸を行った後、Ｔｉを添加して、上記成分組成となるよう溶製した後、鋳造して鋼片とする。鋼の溶製及び鋳造は常法で行えばよいが、生産性の観点から連続鋳造が好ましい。そして、鋼片を熱間圧延のために再加熱する。
熱間圧延時の再加熱温度は９５０℃以上とする。これは、鋼の組織がオーステナイト単相になる温度、即ちオーステナイト域で熱間圧延を行い、母材鋼板の結晶粒径を微細にするためである。
加熱温度の上限は特に規定しないが、有効結晶粒径の粗大化抑制のためには、加熱温度を１２５０℃以下とすることが好ましい。なお、ポリゴナルフェライトの面積率を高めるためには、加熱温度の上限を１１００℃以下にすることがより好ましく、さらに１０５０℃以下にすることがより好ましい。
熱間圧延時の再加熱温度は９５０℃以上とする。これは、鋼の組織がオーステナイト単相になる温度、即ちオーステナイト域で熱間圧延を行い、母材鋼板の結晶粒径を微細にするためである。
加熱温度の上限は特に規定しないが、有効結晶粒径の粗大化抑制のためには、加熱温度を１２５０℃以下とすることが好ましい。なお、ポリゴナルフェライトの面積率を高めるためには、加熱温度の上限を１１００℃以下にすることがより好ましく、さらに１０５０℃以下にすることがより好ましい。
次に、加熱された鋼片に対し、温度と圧下比を制御しながら複数回のパスの熱間圧延を実施し、終了後、空冷して、加速冷却を行う。母材鋼板の結晶粒径を微細にするためには、９００℃超の再結晶域での熱間圧延の圧下比を２．０以上とすることが好ましい。再結晶域での圧下比は、鋼片の板厚と９００℃での板厚との比である。また、熱間圧延は、母材の組織がオーステナイト単相になるＡｒ３温度以上で終了することが必要である。Ａｒ３温度未満で熱間圧延を行うと、生産性が低下する。また、アスペクト比が４を超える加工フェライトが生成され、セパレーションという破面形態が形成されてシャルピー衝撃試験での吸収エネルギーが低下する。
なお、本発明では、熱間圧延工程の最終において、圧延開始温度をＡｒ３〜Ａｒ３＋１００℃とし、９００℃以下の未再結晶γ域で行う未再結晶γ域圧延を行ってもよい。この場合、生産性を考慮すると圧延開始温度はＡｒ３＋６０〜Ａｒ３＋１００℃とすることが好ましい。母材鋼板の有効結晶粒径を微細化するためには、未再結晶γ域での熱間圧延の圧下比は、２．５以上、更に微細にするには圧下比を３．０以上とすることが好ましい。なお、本発明において、未再結晶γ域圧延の圧下比とは、９００℃での板厚を熱間圧延終了後の板厚で除した比である。
なお、未再結晶γ域及び再結晶域での圧下比の上限は規定しないが、熱間圧延前の鋼片の板厚と熱間圧延後の鋼板の板厚を考慮すると、通常、１２．０以下である。
なお、本発明では、熱間圧延工程の最終において、圧延開始温度をＡｒ３〜Ａｒ３＋１００℃とし、９００℃以下の未再結晶γ域で行う未再結晶γ域圧延を行ってもよい。この場合、生産性を考慮すると圧延開始温度はＡｒ３＋６０〜Ａｒ３＋１００℃とすることが好ましい。母材鋼板の有効結晶粒径を微細化するためには、未再結晶γ域での熱間圧延の圧下比は、２．５以上、更に微細にするには圧下比を３．０以上とすることが好ましい。なお、本発明において、未再結晶γ域圧延の圧下比とは、９００℃での板厚を熱間圧延終了後の板厚で除した比である。
なお、未再結晶γ域及び再結晶域での圧下比の上限は規定しないが、熱間圧延前の鋼片の板厚と熱間圧延後の鋼板の板厚を考慮すると、通常、１２．０以下である。
本発明では、Ｂとともに添加する第３元素として、Ｍｏ以外の焼入れ性向上元素を選択することが、極めて重要である。これは、ＢとＭｏとの複合添加により焼入れ性効果を大幅に向上させたＭｏ−Ｂ複合添加鋼では、フェライト変態が著しく遅延してしまうためである。
そして、このようにＭｏ以外の元素を選択し、焼入れ性を高めれば、ＨＡＺへの粒界フェライトの生成を抑制するとともに、母材中にポリゴナルフェライトを生成させることが容易になる。このとき、Ｍｏ以外の合金元素を用いて焼入れ性の指標であるＣｅｑを０．３０〜０．５３の範囲とする。そのために、Ｃの他、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕなどの元素を選択しても良い。
そして、このようにＭｏ以外の元素を選択し、焼入れ性を高めれば、ＨＡＺへの粒界フェライトの生成を抑制するとともに、母材中にポリゴナルフェライトを生成させることが容易になる。このとき、Ｍｏ以外の合金元素を用いて焼入れ性の指標であるＣｅｑを０．３０〜０．５３の範囲とする。そのために、Ｃの他、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕなどの元素を選択しても良い。
母材中にポリゴナルフェライトを生成させるためには、熱間圧延の圧延開始温度をＡｒ３＋６０℃以下の低温とし、圧下比を１．５以上で行う歪み導入圧延（低温圧延）を必要としない。しかし、熱間圧延後の加速冷却は、Ａｒ３−１００℃〜Ａｒ３−１０℃の範囲で開始する必要がある。これにより、母材となる鋼板のポリゴナルフェライトの面積率が２７〜９０％となる。なお、好ましくは、加速冷却の開始温度をＡｒ３−７０℃〜Ａｒ３−２０℃の範囲内とする。
なお、上記未再結晶γ域圧延の前に、再結晶圧延を行ってもよい。再結晶圧延は、９００℃超の再結晶域での圧延であり、未再結晶域圧延は、９００℃以下の未再結晶域での圧延である。再結晶圧延は、鋼片を加熱炉から抽出後、直ちに開始してもよいため、開始温度は特に規定しない。また、温度と圧下比を制御しながら複数パスの圧延を実施してもよい。
また、鋼板の有効結晶粒径を微細化するためには、再結晶圧延および未再結晶γ域圧延の圧下比を１．５以上とすることが好ましい。
また、鋼板の有効結晶粒径を微細化するためには、再結晶圧延および未再結晶γ域圧延の圧下比を１．５以上とすることが好ましい。
更に、熱間圧延終了後、緩冷し、その後加速冷却を実施する。面積率が２７〜９０％のポリゴナルフェライトを生成させるためには、未再結晶γ域圧延終了後、Ａｒ３未満の温度まで緩冷することが必要である。したがって、上記加速冷却を、Ａｒ３−１００℃〜Ａｒ３−１０℃の範囲内の温度で開始する必要がある。
また、パーライトや粗大なセメンタイト、粗大なＭ−Ａの生成を抑制し、引張強さ及び靭性を確保するには、上記加速冷却の平均冷却速度を、１０℃／ｓ以上とすることが必要である。このように、加速冷却の開始温度まで緩冷してポリゴナルフェライトを生成させた後に加速冷却することにより、ベイナイト変態、マルテンサイト変態させることができ、強度及び靭性を向上させることができる。なお、好ましくは、加速冷却の平均冷却速度を２０℃／ｓ以上とする。
なお、通常は熱間圧延後、加速冷却が開始されるまでの間、一定の空冷期間が存在する。熱間圧延後から加速冷却開始温度までの冷却（緩冷）は、この空冷期間によって行われても良い。この冷却は、平均冷却速度が１０℃／ｓ未満の緩冷却とする。このように、加速冷却を開始するまでの冷却を緩冷却（平均冷却速度が１０℃／ｓ未満）とすることで、ポリゴナルフェライトを効率的に生成させることができる。
ここで、各冷却速度は鋼片板厚中心における平均速度とし、各温度は鋼片の平均温度とする。
また、パーライトや粗大なセメンタイト、粗大なＭ−Ａの生成を抑制し、引張強さ及び靭性を確保するには、上記加速冷却の平均冷却速度を、１０℃／ｓ以上とすることが必要である。このように、加速冷却の開始温度まで緩冷してポリゴナルフェライトを生成させた後に加速冷却することにより、ベイナイト変態、マルテンサイト変態させることができ、強度及び靭性を向上させることができる。なお、好ましくは、加速冷却の平均冷却速度を２０℃／ｓ以上とする。
なお、通常は熱間圧延後、加速冷却が開始されるまでの間、一定の空冷期間が存在する。熱間圧延後から加速冷却開始温度までの冷却（緩冷）は、この空冷期間によって行われても良い。この冷却は、平均冷却速度が１０℃／ｓ未満の緩冷却とする。このように、加速冷却を開始するまでの冷却を緩冷却（平均冷却速度が１０℃／ｓ未満）とすることで、ポリゴナルフェライトを効率的に生成させることができる。
ここで、各冷却速度は鋼片板厚中心における平均速度とし、各温度は鋼片の平均温度とする。
また、上記加速冷却は、パーライトや粗大なセメンタイト、粗大なＭ−Ａの生成を抑制し、ベイナイト、マルテンサイトの一方又は双方からなる硬質相を生成させることにより強度を確保するために、加速冷却の停止温度を下記（式４）によって求められるＢｓ以下にする必要がある。なお、Ｂｓはベイナイト変態開始温度であり、下記（式４）で示すように、合金元素の添加により低下することが知られている。Ｂｓ以下の温度まで加速冷却すれば、ベイナイトを生成させることができる。
Ｂｓ（℃）＝８３０−２７０Ｃ−９０Ｍｎ−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ−８３Ｍｏ ・・・ （式４）
Ｂｓ（℃）＝８３０−２７０Ｃ−９０Ｍｎ−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ−８３Ｍｏ ・・・ （式４）
また、加速冷却の停止温度の下限は規定せず、室温まで加速冷却してもよい。しかし、生産性や水素性欠陥を考慮すると、停止温度は、１５０℃以上が好ましい。
また、本発明の高強度鋼管は、上記の方法で製造した高強度鋼板を母材としてＵＯ、ＪＣＯ、ベンドロールのいずれかの工程で管状に成形し、突き合せ部を内外面からアーク溶接し、その後、拡管することにより製造することができる。
上記アーク溶接は、溶接金属の靭性と生産性の観点から、サブマージドアーク溶接を採用することが好ましい。特に、肉厚が２０〜４０ｍｍであるような高強度鋼板を母材として溶接鋼管を製造する際には、内外面からのサブマージドアーク溶接の入熱を、３．０〜１０．０ｋＪ／ｍｍとすることが好ましい。この範囲の入熱であれば、上述した成分組成を有する本発明の鋼管では、有効結晶粒径であるＨＡＺの大角粒径が８０μｍ以下となり、優れた低温靭性が得られる。
また、内外面から１パスずつサブマージドアーク溶接を行う場合、内面から溶接する際の入熱と、外面から溶接する際の入熱とを、同じ条件にする必要はなく、多少の入熱差があってもよい。
また、内外面から１パスずつサブマージドアーク溶接を行う場合、内面から溶接する際の入熱と、外面から溶接する際の入熱とを、同じ条件にする必要はなく、多少の入熱差があってもよい。
アーク溶接後、鋼管の真円度を向上させるために、拡管しても良い。鋼管の真円度を拡管によって高める場合、塑性域まで変形させる必要があるため、拡管率を０．７％以上とすることが好ましい。なお、拡管率とは、拡管後の鋼管の外周長と拡管前の鋼管の外周長の差を、拡管前の鋼管の外周長で除した値を百分率で表したものである。拡管率を２％超にすると、母材、溶接部とも塑性変形により、靭性が低下するおそれがある。したがって、拡管率は０．７〜２．０％とすることが好ましい。
また、得られた鋼管の溶接部及びＨＡＺには、熱処理を施しても良い。特に、３００〜６００℃の温度に加熱すると、旧オーステナイト粒界に沿って生成した粗大なＭ−Ａがベイナイトと微細なセメンタイトに分解するため、靭性が向上する。なお、加熱温度が３００℃未満では、粗大なＭ−Ａの分解が不十分で、靭性の向上効果が十分でないことがあるため、下限を３００℃以上とすることが好ましい。一方、６００℃超に溶接部を加熱すると、析出物を生じて溶接金属の靭性が劣化することがあるため、上限を６００℃以下とすることが好ましい。ＨＡＺに生成していたＭ−Ａがベイナイトとセメンタイトに分解すると、ＳＥＭによる観察では、形状はＭ−Ａと同様であるが、内部に微細な白い析出物を含有するものとなり、Ｍ−Ａと区別することができる。
溶接部及びＨＡＺの熱処理は、外面からバーナーによって加熱しても良く、高周波加熱を行っても良い。外表面が熱処理温度に到達した後、直ちに冷却しても良いが、Ｍ−Ａの分解を促進するためには、１〜６００ｓ保持することが好ましい。しかし、設備のコスト、生産性を考慮すると、保持時間は３００ｓ以下とすることが好ましい。
溶接部及びＨＡＺの熱処理は、外面からバーナーによって加熱しても良く、高周波加熱を行っても良い。外表面が熱処理温度に到達した後、直ちに冷却しても良いが、Ｍ−Ａの分解を促進するためには、１〜６００ｓ保持することが好ましい。しかし、設備のコスト、生産性を考慮すると、保持時間は３００ｓ以下とすることが好ましい。
以上説明したような本発明に係る高強度鋼板は、Ｂを添加するとともにＭｏ添加量を制限し、さらに、炭素当量Ｃｅｑ及び割れ感受性指数Ｐｃｍを上記範囲内となるような焼入れ性の高い鋼成分を有している。また、金属組織が、軟質かつ微細なポリゴナルフェライトと、ベイナイト、マルテンサイトの一方又はその双方からなる硬質相とからなる複合組織である。そのため、金属組織において、ＨＡＺにおいては粗大な粒界フェライトの生成を抑制し、低温靭性を向上させることができるとともに、母材の低温靭性も向上させることができる。また、ポリゴナルフェライトと、ベイナイト、マルテンサイトとの複合組織であるため、降伏比を抑えることができ、優れた変形性能を得ることができる。
また、本発明に係る高強度鋼管は、上記高強度鋼板を母材としているため、極低温での母材靭性、ＨＡＺ靭性及び変形性能ともに向上させることができる。母材となる高強度鋼板の成分組成において、Ｃを低減し、さらにＭｏを制限することにより、低温靭性に有害であるＭ−Ａの生成が低減される。また、Ａｌの低減および適量のＴｉ添加により粒内変態が促進され、適量のＢ添加によって焼入れ性が高められて粒界からの粗大なフェライト生成が抑制される。更には、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉのいずれか１種または２種以上の添加により焼入れ性が高められ、低温にて変態した微細な粒内変態組織によって、ＨＡＺでの金属組織が、ベイナイトと粒内変態組織からなる微細粒となる。
また、本発明に係る高強度鋼管は、特に、肉厚が２０ｍｍ以上、更には３０ｍｍ以上であっても、−４０℃、更には−６０℃といった極低温での優れたＨＡＺの低温靭性を確保できる。そのため、ラインパイプ用鋼管、特に、厚肉である高強度ラインパイプ用鋼管として適用することができる。
また、本発明に係る高強度鋼管は、特に、肉厚が２０ｍｍ以上、更には３０ｍｍ以上であっても、−４０℃、更には−６０℃といった極低温での優れたＨＡＺの低温靭性を確保できる。そのため、ラインパイプ用鋼管、特に、厚肉である高強度ラインパイプ用鋼管として適用することができる。
また、本発明に係る高強度鋼板の製造方法によれば、熱間圧延後の冷却条件を制御することにより、熱間圧延工程における低温圧延を必要とすることなく、ポリゴナルフェライトを生成させることが可能になる。これにより、強度及びＨＡＺ靭性を向上させ、かつ、母材部の変形性能および低温靭性にも極めて優れた高強度鋼板を製造することが可能となる。
また、本発明に係る高強度鋼板の製造方法によれば、高価であるＭｏ添加量を制限する一方、焼入れ性を十分に確保できる成分組成とするとともに、従来実施されていた低温圧延を施すことなくポリゴナルフェライトを生成させることができる。そのため、合金コスト及び生産コストを抑えることが可能となる。
また、本発明に係る高強度鋼管の製造方法によれば、焼入れ性に十分寄与する成分組成を有する鋼板を用いるため、該鋼板を溶接し鋼管とした際、ＨＡＺへの粗大な粒界フェライトの生成を抑制することができ、優れた低温靭性を確保することができる。
以下、実施例により本発明の効果を説明するが、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。
（実施例１）
表１に示す成分組成を有する鋼を溶製し、常法に従い、連続鋳造で、２４０〜３００ｍｍの厚みを有する鋼片とした。このときの鋼片板厚を表２に示す。
次に、これらの鋼片を、表２に示す再加熱温度まで加熱した後、表２に示す条件で熱間圧延し、冷却して、表２に示す最終板厚を有する鋼板を製造した。なお、本実施例の熱間圧延の最終工程である未再結晶γ域圧延の圧延条件を表２に示す。
また、本実施例では、熱間圧延後の鋼板を表２に示す加速冷却の開始温度までは緩冷（平均冷却速度が１０℃／ｓ未満）し、その後に、表２に示す加速冷却の条件で水冷にて冷却した。また、各鋼種のＡｒ３は、溶製した鋼片から高さ１２ｍｍ、直径８ｍｍの試験片を切り出し、熱間圧延を模擬した加工熱処理を施した後、熱膨張測定によって求めた。
なお、表１及び表２に示す成分組成及び製造条件において、本発明範囲から外れる数値にはアンダーラインを付している。また、未再結晶γ域圧延の開始温度、及び加速冷却の開始温度は、Ａｒ３との差である。
表１に示す成分組成を有する鋼を溶製し、常法に従い、連続鋳造で、２４０〜３００ｍｍの厚みを有する鋼片とした。このときの鋼片板厚を表２に示す。
次に、これらの鋼片を、表２に示す再加熱温度まで加熱した後、表２に示す条件で熱間圧延し、冷却して、表２に示す最終板厚を有する鋼板を製造した。なお、本実施例の熱間圧延の最終工程である未再結晶γ域圧延の圧延条件を表２に示す。
また、本実施例では、熱間圧延後の鋼板を表２に示す加速冷却の開始温度までは緩冷（平均冷却速度が１０℃／ｓ未満）し、その後に、表２に示す加速冷却の条件で水冷にて冷却した。また、各鋼種のＡｒ３は、溶製した鋼片から高さ１２ｍｍ、直径８ｍｍの試験片を切り出し、熱間圧延を模擬した加工熱処理を施した後、熱膨張測定によって求めた。
なお、表１及び表２に示す成分組成及び製造条件において、本発明範囲から外れる数値にはアンダーラインを付している。また、未再結晶γ域圧延の開始温度、及び加速冷却の開始温度は、Ａｒ３との差である。
以上のようにした製造した鋼板の板厚中央部のミクロ組織を光学顕微鏡によって観察し、ポリゴナルフェライトと、残部であるベイナイト及びマルテンサイトからなる硬質相の面積率を測定した。
更に、鋼板から、ＡＰＩ、５Ｌ３、ＡＳＴＭ、Ｅ４３６に準拠して、板幅方向を長手方向とし、ノッチを板厚方向と平行にして設けたプレスノッチ試験片を作製し落重試験（ＤＷＴＴ）を行った。ＤＷＴＴは−６０℃で行い、延性破面率（ＳＡ）を求め、低温靭性を評価した。また、引張特性は、ＡＰＩ規格の試験片を用いて引張試験を行い、引張強さを求めて評価した。また、引張試験より得られた結果を基に、降伏比（降伏強度／引張強さ）を算出し、変形性能を評価した。
なお、引張特性についてはＸ７０以上（引張強さ５７０ＭＰａ以上）、変形性能については降伏比が８０％以下、そして低温靭性についてはＳＡが８５％以上を良好として評価した。
更に、鋼板から、ＡＰＩ、５Ｌ３、ＡＳＴＭ、Ｅ４３６に準拠して、板幅方向を長手方向とし、ノッチを板厚方向と平行にして設けたプレスノッチ試験片を作製し落重試験（ＤＷＴＴ）を行った。ＤＷＴＴは−６０℃で行い、延性破面率（ＳＡ）を求め、低温靭性を評価した。また、引張特性は、ＡＰＩ規格の試験片を用いて引張試験を行い、引張強さを求めて評価した。また、引張試験より得られた結果を基に、降伏比（降伏強度／引張強さ）を算出し、変形性能を評価した。
なお、引張特性についてはＸ７０以上（引張強さ５７０ＭＰａ以上）、変形性能については降伏比が８０％以下、そして低温靭性についてはＳＡが８５％以上を良好として評価した。
結果を表３に示す。
表３に示す製造Ｎｏ．１、３〜７、９〜１３、１５、１６は、本発明例であり、アスペクト比１〜４のポリゴナルフェライトが面積率で２７〜９０％になっている。これらは、Ｘ７０以上、更にはＸ８０以上の引張強さを満足し、ポリゴナルフェライトの面積率が２７％以上で８０％以下の降伏比およびＤＷＴＴでのＳＡが８５％以上となる変形性能および低温靭性に優れた鋼板である。更に、ポリゴナルフェライトの面積率が５０％以上で７０％以下の降伏比となる変形性能および低温靭性に優れた鋼板である。
これらの鋼板をＵＯ工程で造管し、突き合せ部を内外面からサブマージドアーク溶接し、拡管して鋼管を製造した。これらの鋼管の金属組織は、鋼板と同様であり、引張強さは鋼板と同等もしくは鋼板よりも５〜２０ＭＰａ高く、低温靭性は鋼板と同等であった。鋼管の降伏比は造管時の加工硬化により鋼板よりも６〜１７％高くなるが、ＡＰＩ規格Ｘ７０〜Ｘ８０で規定されている最大降伏比の９３％と比較して低い７２〜８５％に抑えることができ、変形性能に関しても良好な結果を得ることができた。
一方、表３に示す製造Ｎｏ．２は、加速冷却の開始温度が低く、ポリゴナルフェライトの面積率が過度に増大してしまい、強度がＸ７０未満と低下した例である。
製造Ｎｏ．８、１４は、加速冷却の開始温度が高く、ポリゴナルフェライトの面積率が減少し、降伏比が上昇し、延性破面率が低下した例である。
製造Ｎｏ．８、１４は、加速冷却の開始温度が高く、ポリゴナルフェライトの面積率が減少し、降伏比が上昇し、延性破面率が低下した例である。
また、表３に示す製造Ｎｏ．１７〜１９は、化学成分が本発明の範囲外の比較例である。製造Ｎｏ．１７は、Ｂ量が少なく、ポリゴナルフェライトが増加し、引張強さが低下した例である。製造Ｎｏ．１８、１９は、Ｍｏ量が多く、ポリゴナルフェライトが減少し、変形性能および低温靭性が低下した例である。
（実施例２）
Ｔｉを添加する際の酸素濃度を０．００１〜０．００３％の範囲内に調整して、表４及び５に示す成分組成を有する鋼を製鋼工程で溶製した後、鋳造して鋼片とした。鋼の溶製及び鋳造は常法で行えば良いが、生産性の観点から連続鋳造で行っても良い。本実施例では、連続鋳造にて行った。
次に、得られた鋼片を熱間圧延のために９５０℃以上に再加熱した後、７００℃以上で熱間圧延した後に、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で水冷して鋼板を作製した。なお、本実施例の熱間圧延において、再結晶域圧延の圧下比は０〜３、未再結晶域圧延の圧下比は２〜９の範囲とした。
なお、表４及び５に示す成分組成において、本発明範囲から外れる数値にはアンダーラインを付している。
Ｔｉを添加する際の酸素濃度を０．００１〜０．００３％の範囲内に調整して、表４及び５に示す成分組成を有する鋼を製鋼工程で溶製した後、鋳造して鋼片とした。鋼の溶製及び鋳造は常法で行えば良いが、生産性の観点から連続鋳造で行っても良い。本実施例では、連続鋳造にて行った。
次に、得られた鋼片を熱間圧延のために９５０℃以上に再加熱した後、７００℃以上で熱間圧延した後に、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で水冷して鋼板を作製した。なお、本実施例の熱間圧延において、再結晶域圧延の圧下比は０〜３、未再結晶域圧延の圧下比は２〜９の範囲とした。
なお、表４及び５に示す成分組成において、本発明範囲から外れる数値にはアンダーラインを付している。
次に、得られた鋼板から長さ１２０ｍｍ、１２ｍｍ角の鋼片を切り出し、板厚が２０〜４０ｍｍ、溶接入熱を３．０〜１０．０ｋＪ／ｍｍの範囲で変化させサブマージドアーク溶接した際のＨＡＺを模擬したＨＡＺ再現熱サイクル処理を施した。加熱は誘電加熱、誘導加熱、高周波加熱で行ってもよく、冷却は水、Ｈｅガス、窒素ガスなどで行っても良い。本実施例においては、ＨＡＺ再現熱サイクル処理の加熱を１４００℃加熱にて行い、冷却はＨｅガスまたは窒素ガスで行った。
なお、表６に示す製造Ｎｏ．６、１０、１１、１２、１８及び１９においては、ＨＡＺ再現熱サイクル処理後に、表６に示す熱処理温度を最大とする焼き戻しを行った。
ＨＡＺ再現熱サイクル処理を施した鋼片からミクロ組織観察用試験片を採取し、エッチングした後、光学顕微鏡またはＳＥＭを用いて組織観察、ＨＡＺでのＭ−Ａの面積分率を測定した。ここで、粒内変態組織は介在物を起点にする花弁状に生成したフェライトまたはベイナイトと定義した。
また、ＥＢＳＰ法により１５°を大角粒界と定義し、大角粒径を測定した。更に、ＨＡＺ再現熱サイクル処理を施した鋼片からＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、−６０℃でシャルピー衝撃試験を行った。シャルピー吸収エネルギーをＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して測定した。
以上の結果を表６に示す。
なお、表６に示す製造Ｎｏ．６、１０、１１、１２、１８及び１９においては、ＨＡＺ再現熱サイクル処理後に、表６に示す熱処理温度を最大とする焼き戻しを行った。
ＨＡＺ再現熱サイクル処理を施した鋼片からミクロ組織観察用試験片を採取し、エッチングした後、光学顕微鏡またはＳＥＭを用いて組織観察、ＨＡＺでのＭ−Ａの面積分率を測定した。ここで、粒内変態組織は介在物を起点にする花弁状に生成したフェライトまたはベイナイトと定義した。
また、ＥＢＳＰ法により１５°を大角粒界と定義し、大角粒径を測定した。更に、ＨＡＺ再現熱サイクル処理を施した鋼片からＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、−６０℃でシャルピー衝撃試験を行った。シャルピー吸収エネルギーをＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して測定した。
以上の結果を表６に示す。
なお、表６中における母材鋼板の引張強度および母材鋼管の引張強度は、鋼板の幅方向および鋼管の周方向を引張方向とした際の引張強度である。また、鋼管の降伏比は、鋼管の長手方向（圧延方向）を引張方向とした際の降伏比（降伏強度と引張強度の比）である。表６に示す製造Ｎｏ．１〜２４いずれにおいても、Ｘ７０以上（引張強さ５７０ＭＰａ以上）であった。また、表６に示す製造Ｎｏ．１〜２４のいずれにおいても９３％と比較して低い７２〜８５％の降伏比であった。
また、ＨＡＺにおける低温靭性の評価については、シャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−６０）が５０Ｊ以上を良好として評価した。
また、ＨＡＺにおける低温靭性の評価については、シャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−６０）が５０Ｊ以上を良好として評価した。
表６に示す製造Ｎｏ．１〜１９は本発明例であり、ＨＡＺの金属組織はＭ−Ａおよび粗大な粒界フェライトが抑制されており、粒内変態組織が認められ、大角粒径が８０μｍ以下のベイナイトと粒内変態組織からなる微細組織であった。これらのシャルピー吸収エネルギーは、−６０℃の極低温においても全て５０Ｊ以上の値を示した。
一方、表６に示す製造Ｎｏ．２０〜２４は母材鋼板の化学成分もしくはγ／α変態開始温度が本発明の範囲外であり、これらは比較例である。
製造Ｎｏ．２０はＢ量が少なく、焼入れ性が低下した結果、粒界フェライトが生成し、大角粒径が粗大化してしまい、ＨＡＺ靭性が低下した例である。
製造Ｎｏ．２１はＡｌ量が多く、Ｔｉ酸化物による粒内変態組織の生成が得られなかったために大角粒径が粗大化してしまい、ＨＡＺ靭性が低下した例である。
製造Ｎｏ．２０はＢ量が少なく、焼入れ性が低下した結果、粒界フェライトが生成し、大角粒径が粗大化してしまい、ＨＡＺ靭性が低下した例である。
製造Ｎｏ．２１はＡｌ量が多く、Ｔｉ酸化物による粒内変態組織の生成が得られなかったために大角粒径が粗大化してしまい、ＨＡＺ靭性が低下した例である。
また、表６に示す製造Ｎｏ．２２は特許文献７の範囲内の化学成分であり、粒界フェライトが抑制され、粒内変態組織が得られているものの、Ｍｏの添加量が過剰であったため、硬質相であるＭ−Ａの面積分率が２．５％超となっており、吸収エネルギーが低下した例である。
製造Ｎｏ．２３、２４は特許文献８の化学成分であり、ともに粒界フェライトが抑制され、Ｍ−Ａの面積分率も低いものの、製造Ｎｏ．２３ではγ／α変態開始温度が高いために、生成した粒内変態組織が本発明と比較して少なく、大角粒径が粗大化し、ＨＡＺ靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．２４はγ／α変態開始温度が低いために粒内変態組織が得られず、ＨＡＺ靭性が低下した例である。
製造Ｎｏ．２３、２４は特許文献８の化学成分であり、ともに粒界フェライトが抑制され、Ｍ−Ａの面積分率も低いものの、製造Ｎｏ．２３ではγ／α変態開始温度が高いために、生成した粒内変態組織が本発明と比較して少なく、大角粒径が粗大化し、ＨＡＺ靭性が低下した例である。製造Ｎｏ．２４はγ／α変態開始温度が低いために粒内変態組織が得られず、ＨＡＺ靭性が低下した例である。
Claims (20)
- 管状に成形された母材鋼板を溶接した鋼管であって、
前記母材鋼板が、質量％で、
Ｃ：０．０１０〜０．０８０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：１．２〜２．８％、
Ｓ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、
Ｂ：０．０００３〜０．００５％、
Ｎ：０．００１０〜０．００８％、
Ｏ：０．０００１〜０．００８０％
をそれぞれ含み、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉの１種以上を含み、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．０２０％以下、
Ｍｏ：０．０３％以下
にそれぞれ制限され、下記（式１）によって求められるＣｅｑが０．３０〜０．５３であり、下記（式２）によって求められるＰｃｍが０．１０〜０．２０であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
前記母材鋼板の金属組織のポリゴナルフェライトの面積率が２７〜９０％であり、残部がベイナイト、マルテンサイトの一方又は両方からなる硬質相である、変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ）／５ ・・・ （式１）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋５Ｂ ・・・ （式２）
前記（式１）、（式２）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては、含有量が０％の場合は、０として計算する。 - 前記母材鋼板が、さらに、質量％で、
Ｗ：０．０１〜０．５０％、
Ｖ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎｂ：０．００１〜０．２００％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０５００％、
Ｔａ：０．０００１〜０．０５００％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｙ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｈｆ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｒｅ：０．０００１〜０．００５０％
のうち１種又は２種以上を含有し、
前記Ｃｅｑが、前記（式１）の代わりに、下記（式１’）で求められ、
前記Ｐｃｍが、前記（式２）の代わりに、下記（式２’）で求められる、請求項１に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・ （式１’）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ・・・ （式２’）
前記（式１’）、（式２’）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては、含有量が０％の場合は、０として計算する。Ｖについては、含有量が０％の場合、および、含有量が０．０１０質量％未満の場合、０として計算する。 - 質量％で、前記母材鋼板のＣの含有量が０．０１０〜０．０６０％であり、Ａｌの含有量が０．００８％以下であり、
下記（式３）によって求められる、溶接熱影響部でのγ／α変態開始温度が５００〜６００℃であり、
前記溶接熱影響部における旧γ粒内に粒内変態組織を含む、請求項１に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
γ／α変態開始温度＝−２５００Ｃｅｑ２＋１５６０Ｃｅｑ＋３７０ ・・・ （式３） - 前記溶接熱影響部におけるマルテンサイト−オーステナイト複合体が、面積分率で２．５％以下である、請求項３に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
- 前記溶接熱影響部における金属組織の大角粒径が８０μｍ以下である、請求項３に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
- 前記母材鋼板の板厚が２０〜４０ｍｍである、請求項３に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
- 前記鋼管の周方向を引張方向とした際、前記母材鋼板の引張強度が５００〜８００ＭＰａである、請求項３に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
- 前記母材鋼板が、さらに、質量％で、
Ｗ：０．０１〜０．５０％、
Ｖ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎｂ：０．００１〜０．２００％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０５００％、
Ｔａ：０．０００１〜０．０５００％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｙ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｈｆ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｒｅ：０．０００１〜０．００５０％
のうち１種又は２種以上を含有し、
前記Ｃｅｑが、前記（式１）の代わりに、下記（式１’）で求められ、
前記Ｐｃｍが、前記（式２）の代わりに、下記（式２’）で求められる、請求項３に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・ （式１’）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ・・・ （式２’）
前記（式１’）、（式２’）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては、含有量が０％の場合は、０として計算する。Ｖについては、含有量が０％の場合、および、含有量が０．０１０質量％未満の場合、０として計算する。 - 前記溶接熱影響部におけるマルテンサイト−オーステナイト複合体が、面積分率で２．５％以下である、請求項８に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
- 前記溶接熱影響部における金属組織の大角粒径が８０μｍ以下である、請求項８に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
- 前記母材鋼板の板厚が２０〜４０ｍｍである、請求項８に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
- 前記鋼管の周方向を引張方向とした際、前記母材鋼板の引張強度が５００〜８００ＭＰａである、請求項８に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管。
- 質量％で、
Ｃ：０．０１０〜０．０８０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：１．２〜２．８％、
Ｓ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、
Ｂ：０．０００３〜０．００５％、
Ｎ：０．００１０〜０．００８％、
Ｏ：０．０００１〜０．００８０％
をそれぞれ含み、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉの１種以上を含み、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．０２０％以下、
Ｍｏ：０．０３％以下
にそれぞれ制限され、下記（式１）によって求められるＣｅｑが０．３０〜０．５３であり、下記（式２）によって求められるＰｃｍが０．１０〜０．２０であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
金属組織において、ポリゴナルフェライトの面積率が２７〜９０％であり、残部がベイナイト、マルテンサイトの一方又は両方からなる硬質相である、変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ）／５ ・・・ （式１）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋５Ｂ ・・・ （式２）
上記（式１）、（式２）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては、含有量が０％の場合は、０として計算する。 - さらに、質量％で、
Ｗ：０．０１〜０．５０％、
Ｖ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎｂ：０．００１〜０．２００％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０５００％、
Ｔａ：０．０００１〜０．０５００％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｙ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｈｆ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｒｅ：０．０００１〜０．００５０％
のうち１種又は２種以上を含有し、
前記Ｃｅｑが、前記（式１）の代わりに、下記（式１’）で求められ、
前記Ｐｃｍが、前記（式２）の代わりに、下記（式２’）で求められる、請求項１３に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・ （式１’）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ・・・ （式２’）
上記（式１’）、（式２’）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては、含有量が０％の場合は、０として計算する。Ｖについては、含有量が０％の場合、および、含有量が０．０１０質量％未満の場合、０として計算する。 - 質量％で、Ｃの含有量が０．０１０〜０．０６０％であり、Ａｌの含有量が０．００８％以下であり、下記（式３）によって求められる、溶接熱影響部でのγ／α変態開始温度が５００〜６００℃である、請求項１３に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板。
γ／α変態開始温度＝−２５００Ｃｅｑ２＋１５６０Ｃｅｑ＋３７０ ・・・ （式３） - さらに、質量％で、
Ｗ：０．０１〜０．５０％、
Ｖ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎｂ：０．００１〜０．２００％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０５００％、
Ｔａ：０．０００１〜０．０５００％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｙ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｈｆ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｒｅ：０．０００１〜０．００５０％
のうち１種又は２種以上を含有し、
前記Ｃｅｑが、前記（式１）の代わりに、下記（式１’）で求められ、
前記Ｐｃｍが、前記（式２）の代わりに、下記（式２’）で求められる、請求項１５に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・ （式１’）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ・・・ （式２’）
上記（式１’）、（式２’）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては、含有量が０％の場合は、０として計算する。Ｖについては、含有量が０％の場合、および、含有量が０．０１０質量％未満の場合、０として計算する。 - 質量％で、
Ｃ：０．０１０〜０．０８０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：１．２〜２．８％、
Ｓ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、
Ｂ：０．０００３〜０．００５％、
Ｎ：０．００１０〜０．００８％、
Ｏ：０．０００１〜０．００８０％
をそれぞれ含み、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉの１種以上を含み、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．０２０％以下、
Ｍｏ：０．０３％以下
にそれぞれ制限され、下記（式１）によって求められるＣｅｑが０．３０〜０．５３であり、下記（式２）によって求められるＰｃｍが０．１０〜０．２０であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を、９５０℃以上に加熱し、Ａｒ３以上で熱間圧延工程を行い、１０℃／ｓ未満の平均冷却速度で冷却した後、Ａｒ３−１００℃〜Ａｒ３−１０℃の温度から下記（式４）によって求められるＢｓ以下の温度まで、１０℃／ｓ以上の冷却速度で加速冷却する、金属組織のポリゴナルフェライトの面積率が２７〜９０％であり、残部がベイナイト、マルテンサイトの一方又は両方からなる硬質相である、変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ）／５ ・・・ （式１）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋５Ｂ ・・・ （式２）
Ｂｓ（℃）＝８３０−２７０Ｃ−９０Ｍｎ−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ−８３Ｍｏ ・・・ （式４）
前記（式１）、（式２）、（式４）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂは、各元素の含有量[質量％]である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては、含有量が０％の場合は、０として計算する。 - 前記熱間圧延工程において、
圧延開始温度をＡｒ３〜Ａｒ３＋１００℃、かつ圧下比を１．５以上とする未再結晶γ域圧延を行う、請求項１５に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。 - 前記鋼片は、さらに、質量％で、
Ｗ：０．０１〜０．５０％、
Ｖ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎｂ：０．００１〜０．２００％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０５００％、
Ｔａ：０．０００１〜０．０５００％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１００％、
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｙ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｈｆ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｒｅ：０．０００１〜０．００５０％
のうち１種又は２種以上を含有し、
前記Ｃｅｑが、前記（式１）の代わりに、下記（式１’）で求められ、
前記Ｐｃｍが、前記（式２）の代わりに、下記（式２’）で求められる、請求項１５に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・ （式１’）
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ ・・・ （式２’）
上記（式１’）、（式２’）におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂは、各元素の含有量［質量％］である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏについては、含有量が０％の場合は、０として計算する。Ｖについては、含有量が０％の場合、および、含有量が０．０１０質量％未満の場合、０として計算する。 - 前記熱間圧延工程において、
圧延開始温度をＡｒ３〜Ａｒ３＋１００℃、かつ圧下比を１．５以上とする未再結晶γ域圧延を行う、請求項１９に記載の変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
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