JP6123973B2 - 高強度・高靭性鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は高強度・高靭性鋼板とその製造方法に関し、特に、高強度、高シャルピー衝撃吸収エネルギーおよび優れたＤＷＴＴ性能を有するラインパイプ用鋼管用素材に好適な高強度・高靭性鋼板とその製造方法に関する。
天然ガスや原油等の輸送用として使用されるラインパイプでは、高圧化による輸送効率の向上や薄肉化による現地溶接施工効率の向上のため、高強度化の要望が非常に高まっている。特に、高圧ガスを輸送するラインパイプ（以下、高圧ガスラインパイプとも記す。）では、通常の構造用鋼として要求される強度、靭性等の材料特性のみでなく、ガスラインパイプ特有の破壊抵抗に関する材料特性が必要とされる。
通常の構造用鋼における破壊靱性値は脆性破壊に対する抵抗特性を示し、使用環境で脆性破壊が生じないように設計するための指標として用いられる。一方、高圧ガスラインパイプでは大規模破壊の回避に対する脆性破壊の抑制だけでは十分ではなく、さらに不安定延性破壊と呼ばれる延性破壊の抑制も必要となる。
この不安定延性破壊は、高圧ガスラインパイプにおいて延性破壊が管軸方向に１００ｍ／ｓ以上の速度で伝播する現象で、これによって数ｋｍにもおよぶ大規模破壊が生じる可能性がある。そのため、過去の実管ガスバースト試験結果から求められた不安定延性破壊抑制のために必要なシャルピー衝撃吸収エネルギー値およびＤＷＴＴ（Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅｓｔ）試験値が規定され、高いシャルピー衝撃吸収エネルギーや優れたＤＷＴＴ特性が要求されてきた。なお、ここでいうＤＷＴＴ試験値とは、延性破面率が８５％となる破面遷移温度のことである。
このような要求に対して、特許文献１では、圧延終了後の空冷過程におけるフェライト生成を抑制した成分系において、７００℃以下の累積圧下量を３０％以上とすることで集合組織が発達したベイナイト主体の組織とするとともに、旧オーステナイト粒界に存在するフェライトの面積率を５％以下とすることで、高いシャルピー衝撃吸収エネルギーと優れたＤＷＴＴ特性を有する鋼管素材用厚鋼板およびその製造方法が提案されている。
特許文献２では、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｐ≦０．０１％、Ｓ≦０．００３％、Ｏ≦０．００５％を含有する鋼をＡｒ３＋８０℃〜９５０℃の温度範囲の中で累積圧下率が５０％以上となるように圧延を実施し、暫く空冷した後、Ａｒ３〜Ａｒ３−３０℃の温度範囲の中で累積圧下量が１０〜３０％となるように圧延することで、圧延集合組織を発達させることなく、加工フェライトを利用した、セパレーションの発生しない高吸収エネルギーを有する板厚１５ｍｍ以下の高強度鋼板の製造方法が提案されている。
特許文献３では、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．６〜２．５％、Ｎｉ：０．１〜０．７％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％で、炭素当量Ｐｃｍが０．１８０〜０．２２０％からなる鋼を所定の連続鋳造を行うことでＭｎの中心偏析を低減しつつ、所定の条件で熱間圧延実施後、Ａｒ３−５０℃以上の温度から３００〜５００℃の温度域まで１０〜４５℃／ｓの冷却速度で冷却し、必要に応じてＡｃ１点未満で焼き戻しを実施することで表層部の島状マルテンサイトの分率や硬度を低減した優れた靭性および高速延性破壊特性を有する高張力鋼板およびその製造方法が提案されている。
特許文献４では，質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、さらにＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの一種以上を含有する鋼を９５０℃以下のオーステナイト未再結晶温度域で累積圧下率≧６７％で熱間圧延し、その後、６００℃以上の冷却開始温度から２５０℃以下の温度域まで２０〜８０℃／ｓの冷却速度で冷却後、３００〜５００℃まで再加熱処理を行うことで，ベイナイトまたはマルテンサイトを含み，これらの組織中に存在するセメンタイトの平均粒径が０．５μｍ以下であることを特徴とする耐切断割れ性とＤＷＴＴ特性に優れた高強度・高靭性厚鋼板が提案されている。
ところで、近年の高圧ガスラインパイプ等に適用される鋼板としては、より高強度かつ高靭性であることが求められており、具体的には、引張強度が６２５ＭＰａ以上であり、−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが３７５Ｊ以上であり、−４０℃でのＤＷＴＴ試験で得られた延性面率が８５％以上であることが希求されている。また、このような特性に合せて、表面特性をより優れたものとすることも希求されている。
特許文献１では実施例におけるシャルピー衝撃試験は板厚の１／４位置から採取した試験片で実施しているため、圧延後の冷却速度が遅い板厚中央部では所望の組織が得られず、特性の劣化が懸念され、ラインパイプ用鋼管素材として不安定延性破壊に対する停止性能が低位である可能性がある。
特許文献２に記載の技術は、Ａｒ３＋８０℃から９５０℃以下の温度域で５０％以上の累積圧加量で圧加したのち、Ａｒ３〜Ａｒ３−３０℃の温度域での圧延まで空冷が必要なため、圧延時間が長時間化し、圧延能率の低下が懸念される。また、ＤＷＴＴ試験に関する記載がなく、脆性破壊の伝播停止性能が劣位であることが懸念される。
特許文献３では表層部のＭＡ（島状マルテンサイト、Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ、）比率や硬度を低減するために、圧延後Ａｒ３−５０℃以上の温度から３００〜５００℃の温度域まで１０〜４５℃／ｓの冷却速度で冷却し、必要に応じてＡｃ１点未満で焼き戻しを実施しているが、加熱による焼き戻し処理を行わない場合、マルテンサイト変態後の温度およびその後の冷却過程を制御する必要があり、所望の特性を安定的に得るのが困難な場合がある。また、加熱による焼戻しを実施した実施例（試験番号９）ではＤＷＴＴにおける８５％ＦＡＴＴが−２９℃であり、−４０℃以下の極寒地域での使用を想定した場合、十分であるとは言いがたい。なお、特許文献３に記載の技術は、高強度及び高靭性を得るために表層部より内部の組織を実質的にフェライト及びベイナイトの混合組織としている。しかし、フェライトとベイナイトの界面は延性亀裂や脆性亀裂の発生起点となる。したがって、−４０℃のようなより厳しい使用環境を想定した場合、十分なシャルピー衝撃吸収エネルギーを有しているとは言えず、ラインパイプ用鋼管素材として不安定延性破壊に対する停止性能が不十分な可能性がある。実際、特許文献３は−２０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーで評価されているが、やはり−４０℃以下の極寒地域での使用を想定した場合、高速延性破壊特性が十分であるとは言いがたい。
特許文献４に記載の技術は、高強度化の観点から、鋼板のミクロ組織をベイナイトやマルテンサイト組織化するため、冷却停止温度を２５０℃以下としている。しかし、冷却停止温度が低い場合、冷却歪による板形状の劣化を招く場合があるだけでなく、冷却速度が速い表層部では硬度が過剰に高くなりやすいため、鋼管製造時にしわや割れ等の表面欠陥の発生が懸念される。
このような特許文献１〜４に記載の技術では、引張強度が６２５ＭＰａ以上であり、−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが３７５Ｊ以上であり、−４０℃でのＤＷＴＴ試験で得られた延性面率が８５％以上であると共に、十分な表面特性を有する鋼板を安定的に製造することは実現できていなかった。
そこで本発明はかかる事情を鑑み、母材の引張強度が６２５ＭＰａ以上、−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが３７５Ｊ以上でかつ、−４０℃でのＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率（ＳＡ値）が８５％以上であり、表面特性に優れた高強度・高靭性鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、シャルピー衝撃吸収エネルギー、ＤＷＴＴ特性、表面特性に及ぼす各種要因について、ラインパイプ用鋼板を対象に鋭意検討した。その結果、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ等を含有する鋼板において、
（１）オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率や圧延温度を制御し、
（２）圧延後の冷却工程において、冷却開始温度および冷却停止温度を適正に制御するとともに、
（３）冷却開始温度から冷却停止温度の温度降下量（△Ｔ）を適正に制御し、
（４）さらに冷却後に所定の条件で再加熱処理を施すことで、
表層部および板厚中央部においても島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ、以下、ＭＡとも記載する。）を極力低減したベイナイト主体の組織とすることが可能となり、さらに板厚中央部におけるベイナイト中に存在するセメンタイトの平均粒径を０．５μｍ以下に抑制することが可能となることを知見した。また、この結果、表層部と板厚中央部のビッカース硬度差（△ＨＶ）が小さく、高いシャルピー衝撃吸収エネルギー、優れたＤＷＴＴ特性、優れた表面特性を有する高強度・高靭性鋼板が得られることを知見した。
（１）オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率や圧延温度を制御し、
（２）圧延後の冷却工程において、冷却開始温度および冷却停止温度を適正に制御するとともに、
（３）冷却開始温度から冷却停止温度の温度降下量（△Ｔ）を適正に制御し、
（４）さらに冷却後に所定の条件で再加熱処理を施すことで、
表層部および板厚中央部においても島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ、以下、ＭＡとも記載する。）を極力低減したベイナイト主体の組織とすることが可能となり、さらに板厚中央部におけるベイナイト中に存在するセメンタイトの平均粒径を０．５μｍ以下に抑制することが可能となることを知見した。また、この結果、表層部と板厚中央部のビッカース硬度差（△ＨＶ）が小さく、高いシャルピー衝撃吸収エネルギー、優れたＤＷＴＴ特性、優れた表面特性を有する高強度・高靭性鋼板が得られることを知見した。
本発明の要旨は以下のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．０８％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｍｎ：１．５％以上２．５％以下、Ｐ：０．００１％以上０．０１０％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０８％以下、Ｎｂ：０．０１０％以上０．０８０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０２５％以下、Ｎ：０．００１％以上０．００６％以下を含有し、さらにＣｕ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上１．００％以下、Ｖ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．００３０％以下から選ばれる１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼板であり、該鋼板の表層部および板厚中央部の夫々における島状マルテンサイトの面積率が３％未満であって、さらに前記鋼板の表層部および板厚中央部の夫々におけるベイナイトの面積率が９０％以上であり、かつ板厚中央部におけるベイナイト中に存在するセメンタイトの平均粒径が０．５μｍ以下であるミクロ組織を有し、表層部および板厚中央部のビッカース硬度差（△ＨＶ）が２０以下である高強度・高靭性鋼板。
［２］前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．０２００％以下、Ｚｒ：０．０００５％以上０．０３００％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下から選ばれる１種以上を含有する前記［１］に記載の高強度・高靭性鋼板。
［３］前記［１］または［２］に記載の高強度・高靭性鋼板の製造方法であり、鋼スラブを１０００℃以上１２５０℃以下に加熱し、オーステナイト再結晶温度域において圧延後、オーステナイト未再結晶温度域において累積圧下率６０％以上の圧延を行い、７７０℃以上８５０℃以下の温度で圧延を終了し、７５０℃以上８３０℃以下の冷却開始温度から１０℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下の冷却速度にて、２５０℃以上４００℃以下の冷却停止温度まで温度降下量（△Ｔ）を３５０℃以上で加速冷却し、その後、直ちに、３℃／ｓ以上の昇温速度で４００℃以上５００℃以下の温度まで再加熱する高強度・高靭性鋼板の製造方法。
［１］質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．０８％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｍｎ：１．５％以上２．５％以下、Ｐ：０．００１％以上０．０１０％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０８％以下、Ｎｂ：０．０１０％以上０．０８０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０２５％以下、Ｎ：０．００１％以上０．００６％以下を含有し、さらにＣｕ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上１．００％以下、Ｖ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．００３０％以下から選ばれる１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼板であり、該鋼板の表層部および板厚中央部の夫々における島状マルテンサイトの面積率が３％未満であって、さらに前記鋼板の表層部および板厚中央部の夫々におけるベイナイトの面積率が９０％以上であり、かつ板厚中央部におけるベイナイト中に存在するセメンタイトの平均粒径が０．５μｍ以下であるミクロ組織を有し、表層部および板厚中央部のビッカース硬度差（△ＨＶ）が２０以下である高強度・高靭性鋼板。
［２］前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．０２００％以下、Ｚｒ：０．０００５％以上０．０３００％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下から選ばれる１種以上を含有する前記［１］に記載の高強度・高靭性鋼板。
［３］前記［１］または［２］に記載の高強度・高靭性鋼板の製造方法であり、鋼スラブを１０００℃以上１２５０℃以下に加熱し、オーステナイト再結晶温度域において圧延後、オーステナイト未再結晶温度域において累積圧下率６０％以上の圧延を行い、７７０℃以上８５０℃以下の温度で圧延を終了し、７５０℃以上８３０℃以下の冷却開始温度から１０℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下の冷却速度にて、２５０℃以上４００℃以下の冷却停止温度まで温度降下量（△Ｔ）を３５０℃以上で加速冷却し、その後、直ちに、３℃／ｓ以上の昇温速度で４００℃以上５００℃以下の温度まで再加熱する高強度・高靭性鋼板の製造方法。
なお、本発明でいう表層部とは、鋼板表面から板厚方向に２ｍｍ以内の領域を指す。また、本発明でいう板厚中央部とは、板厚方向の３／８〜５／８の領域（板厚をｔとしたときに一方の板表面からの板厚方向深さが３／８ｔ〜５／８ｔの領域）を指す。本発明において、製造条件における温度は、特に断らない限り、いずれも鋼板平均温度とする。鋼板平均温度は、板厚、表面温度および冷却条件等から、シミュレーション計算等により求められる。例えば、差分法を用い、板厚方向の温度分布を計算することにより、鋼板の平均温度が求められる。また、本発明でいう温度降下量（△Ｔ）とは、冷却開始温度と冷却停止温度との差を指す。
本発明によれば、圧延条件および圧延後の冷却条件を適正に制御することで、表層部および板厚中央部における鋼のミクロ組織をベイナイト主体とし、かつ板厚中央部におけるベイナイト中に存在するセメンタイトの平均粒径を０．５μｍ以下とすることが可能となり、この結果、表層部と板厚中央部のビッカース硬度差（△ＨＶ）が２０以下とすることで表面特性を優れたものとし、母材の引張強度が６２５ＭＰａ以上、−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが３７５Ｊ以上でかつ、−４０℃でのＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率（ＳＡ値）が８５％以上の鋼板が得られ、産業上極めて有益である。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明の高強度・高靭性鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．０８％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下、Ｍｎ：１．５％以上２．５％以下、Ｐ：０．００１％以上０．０１０％以下、Ｓ：０．００３０％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０８％以下、Ｎｂ：０．０１０％以上０．０８０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０２５％以下、Ｎ：０．００１％以上０．００６％以下を含有し、さらにＣｕ：０．０１％以上１．００％以下、Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上１．００％以下、Ｖ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｂ：０．０００５％以上０．００３０％以下から選ばれる１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼板であり、該鋼板の表層部および板厚中央部の夫々について、島状マルテンサイトの面積率が３％未満であって、さらにベイナイトの面積率が９０％以上であり、かつ板厚中央部におけるベイナイト中に存在するセメンタイトの平均粒径が０．５μｍ以下であるミクロ組織を有し、表層部および板厚中央部のビッカース硬度差（△ＨＶ）が２０以下である。
まず、本発明の成分組成の限定理由を説明する。なお、成分に関する「％」表示は、質量％を意味するものとする。
Ｃ：０．０３％以上０．０８％以下
Ｃは加速冷却後にベイナイト主体組織を形成し、変態強化による高強度化に有効に作用する。しかしながら、Ｃ量が０．０３％未満では冷却中にフェライト変態やパーライト変態が生じやすくなるため、所定量のベイナイトが得られず、所望の引張強度（≧６２５ＭＰａ）が得られない場合がある。一方、Ｃ量が０．０８％を超えて含有すると加速冷却後に硬質なマルテンサイトが生成しやすくなり、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーが低くなったり、ＤＷＴＴ特性が劣ったりする場合がある。したがって、Ｃ量は０．０３％以上０．０８％以下とし、好ましくは０．０３％以上０．０７％以下とする。
Ｃは加速冷却後にベイナイト主体組織を形成し、変態強化による高強度化に有効に作用する。しかしながら、Ｃ量が０．０３％未満では冷却中にフェライト変態やパーライト変態が生じやすくなるため、所定量のベイナイトが得られず、所望の引張強度（≧６２５ＭＰａ）が得られない場合がある。一方、Ｃ量が０．０８％を超えて含有すると加速冷却後に硬質なマルテンサイトが生成しやすくなり、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーが低くなったり、ＤＷＴＴ特性が劣ったりする場合がある。したがって、Ｃ量は０．０３％以上０．０８％以下とし、好ましくは０．０３％以上０．０７％以下とする。
Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下
Ｓｉは脱酸に必要な元素であり、さらに固溶強化により鋼材の強度を向上させる効果を有する。このような効果を得るためにはＳｉを０．０１％以上含有することが必要であり、０．０５％以上含有することが好ましく、０．１０％以上含有することがさらに好ましい。一方、Ｓｉ量が０．５０％を超えると、延性亀裂や脆性亀裂の起点となりうる島状マルテンサイトが生成しやすくなるため、溶接性および母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーが低下する。このため、Ｓｉ量は０．０１％以上０．５０％以下とする。なお、鋼管の溶接部の軟化防止および溶接熱影響部の靭性劣化防止の観点から、Ｓｉ量は０．０１％以上０．２０％以下とすることが好ましい。
Ｓｉは脱酸に必要な元素であり、さらに固溶強化により鋼材の強度を向上させる効果を有する。このような効果を得るためにはＳｉを０．０１％以上含有することが必要であり、０．０５％以上含有することが好ましく、０．１０％以上含有することがさらに好ましい。一方、Ｓｉ量が０．５０％を超えると、延性亀裂や脆性亀裂の起点となりうる島状マルテンサイトが生成しやすくなるため、溶接性および母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーが低下する。このため、Ｓｉ量は０．０１％以上０．５０％以下とする。なお、鋼管の溶接部の軟化防止および溶接熱影響部の靭性劣化防止の観点から、Ｓｉ量は０．０１％以上０．２０％以下とすることが好ましい。
Ｍｎ：１．５％以上２．５％以下
ＭｎはＣと同様に加速冷却後にベイナイト主体組織を形成し、変態強化による高強度化に有効に作用する。しかしながら、Ｍｎ量が１．５％未満では冷却中にフェライト変態やパーライト変態が生じやすくなるため、所定量のベイナイトが得られず、所望の引張強度（≧６２５ＭＰａ）が得られない場合がある。一方、Ｍｎを２．５％超えて含有すると鋳造時に不可避的に形成される偏析部にＭｎが濃化し、その部分でシャルピー衝撃吸収エネルギーが低くなったり、ＤＷＴＴ性能が劣ったりする原因となるため、Ｍｎ量は１．５％以上２．５％以下とする。なお、靭性向上の観点から、Ｍｎ量は１．５％以上２．０％以下とすることが好ましい。
ＭｎはＣと同様に加速冷却後にベイナイト主体組織を形成し、変態強化による高強度化に有効に作用する。しかしながら、Ｍｎ量が１．５％未満では冷却中にフェライト変態やパーライト変態が生じやすくなるため、所定量のベイナイトが得られず、所望の引張強度（≧６２５ＭＰａ）が得られない場合がある。一方、Ｍｎを２．５％超えて含有すると鋳造時に不可避的に形成される偏析部にＭｎが濃化し、その部分でシャルピー衝撃吸収エネルギーが低くなったり、ＤＷＴＴ性能が劣ったりする原因となるため、Ｍｎ量は１．５％以上２．５％以下とする。なお、靭性向上の観点から、Ｍｎ量は１．５％以上２．０％以下とすることが好ましい。
Ｐ：０．００１％以上０．０１０％以下
Ｐは固溶強化により鋼板の高強度化に有効な元素である。しかしながら、Ｐ量が０．００１％未満ではその効果が現れないだけでなく、製鋼工程において脱燐コストの上昇を招く場合があるため、Ｐ量は０．００１％以上とする。一方、Ｐ量が０．０１０％を超えると、靭性や溶接性が顕著に劣る。したがって、Ｐ量は０．００１％以上０．０１０％以下とする。
Ｐは固溶強化により鋼板の高強度化に有効な元素である。しかしながら、Ｐ量が０．００１％未満ではその効果が現れないだけでなく、製鋼工程において脱燐コストの上昇を招く場合があるため、Ｐ量は０．００１％以上とする。一方、Ｐ量が０．０１０％を超えると、靭性や溶接性が顕著に劣る。したがって、Ｐ量は０．００１％以上０．０１０％以下とする。
Ｓ：０．００３０％以下
Ｓは熱間脆性を起こす原因となるほか、鋼中に硫化物系介在物として存在して、靭性や延性を劣らせる有害な元素である。したがって、Ｓは極力低減するのが好ましく、本発明ではＳ量の上限は０．００３０％とし、好ましくは０．００１５％以下とする。下限は特にないが、極低Ｓ化は製鋼コストが上昇するため、０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｓは熱間脆性を起こす原因となるほか、鋼中に硫化物系介在物として存在して、靭性や延性を劣らせる有害な元素である。したがって、Ｓは極力低減するのが好ましく、本発明ではＳ量の上限は０．００３０％とし、好ましくは０．００１５％以下とする。下限は特にないが、極低Ｓ化は製鋼コストが上昇するため、０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０１％以上０．０８％以下
Ａｌは脱酸材として含有する元素である。また、Ａｌは固溶強化能を有するため、鋼板の高強度化に有効に作用する。しかしながら、Ａｌ量が０．０１％未満では上記効果が得られない。一方、Ａｌ量が０．０８％を超えると、原料コストの上昇を招くとともに、靭性を劣らせる場合がある。したがって、Ａｌ量は０．０１％以上０．０８％以下とし、好ましくは０．０１％以上０．０５％以下とする。
Ａｌは脱酸材として含有する元素である。また、Ａｌは固溶強化能を有するため、鋼板の高強度化に有効に作用する。しかしながら、Ａｌ量が０．０１％未満では上記効果が得られない。一方、Ａｌ量が０．０８％を超えると、原料コストの上昇を招くとともに、靭性を劣らせる場合がある。したがって、Ａｌ量は０．０１％以上０．０８％以下とし、好ましくは０．０１％以上０．０５％以下とする。
Ｎｂ：０．０１０％以上０．０８０％以下
Ｎｂは析出強化や焼入れ性増大効果による鋼板の高強度化に有効である。また、Ｎｂは熱間圧延時のオーステナイトの未再結晶温度域を拡大する効果があり、未再結晶オーステナイト域圧延の微細化効果による靭性の向上に有効である。これらの効果を得るために、０．０１０％以上含有する。一方、Ｎｂ量が０．０８０％を超えると、加速冷却後に硬質なマルテンサイトが生成しやすくなり、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーが低くなったり、ＤＷＴＴ特性が劣ったりする場合がある。また、ＨＡＺ部（以下、溶接熱影響部とも記す。）の靭性が著しく劣る。したがって、Ｎｂ量は０．０１０％以上０．０８０％以下とし、好ましくは０．０１０％以上０．０４０％以下とする。
Ｎｂは析出強化や焼入れ性増大効果による鋼板の高強度化に有効である。また、Ｎｂは熱間圧延時のオーステナイトの未再結晶温度域を拡大する効果があり、未再結晶オーステナイト域圧延の微細化効果による靭性の向上に有効である。これらの効果を得るために、０．０１０％以上含有する。一方、Ｎｂ量が０．０８０％を超えると、加速冷却後に硬質なマルテンサイトが生成しやすくなり、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーが低くなったり、ＤＷＴＴ特性が劣ったりする場合がある。また、ＨＡＺ部（以下、溶接熱影響部とも記す。）の靭性が著しく劣る。したがって、Ｎｂ量は０．０１０％以上０．０８０％以下とし、好ましくは０．０１０％以上０．０４０％以下とする。
Ｔｉ：０．００５％以上０．０２５％以下
Ｔｉは鋼中で窒化物（主としてＴｉＮ）を形成し、特に０．００５％以上含有すると窒化物のピンニング効果でオーステナイト粒を微細化する効果があり、母材の靭性確保や溶接熱影響部の靭性確保に寄与する。また、Ｔｉは析出強化による鋼板の高強度化に有効な元素である。これらの効果を得るにはＴｉを０．００５％以上含有する。一方、Ｔｉを０．０２５％超えて含有すると、ＴｉＮ等が粗大化し、オーステナイト粒の微細化に寄与しなくなり、靭性向上効果が得られなくなるばかりでなく、粗大なＴｉＮは延性亀裂や脆性亀裂の発生起点となるため、シャルピー衝撃吸収エネルギーが著しく低くなり、ＤＷＴＴ特性が著しく劣る。したがって、Ｔｉ量は０．００５％以上０．０２５％以下とし、好ましくは０．００８％以上０．０１８％以下とする。
Ｔｉは鋼中で窒化物（主としてＴｉＮ）を形成し、特に０．００５％以上含有すると窒化物のピンニング効果でオーステナイト粒を微細化する効果があり、母材の靭性確保や溶接熱影響部の靭性確保に寄与する。また、Ｔｉは析出強化による鋼板の高強度化に有効な元素である。これらの効果を得るにはＴｉを０．００５％以上含有する。一方、Ｔｉを０．０２５％超えて含有すると、ＴｉＮ等が粗大化し、オーステナイト粒の微細化に寄与しなくなり、靭性向上効果が得られなくなるばかりでなく、粗大なＴｉＮは延性亀裂や脆性亀裂の発生起点となるため、シャルピー衝撃吸収エネルギーが著しく低くなり、ＤＷＴＴ特性が著しく劣る。したがって、Ｔｉ量は０．００５％以上０．０２５％以下とし、好ましくは０．００８％以上０．０１８％以下とする。
Ｎ：０．００１％以上０．００６％以下
ＮはＴｉと窒化物を形成してオーステナイトの粗大化を抑制し、靭性の向上に寄与する。このようなピンニング効果を得るため、Ｎを０．００１％以上含有する。一方、Ｎ量が０．００６％を超えると、溶接部、特に溶融線近傍で１４５０℃以上に加熱された溶接熱影響部でＴｉＮが分解した場合、固溶Ｎに起因した溶接熱影響部の靭性が劣る場合がある。したがって、Ｎ量は０．００１％以上０．００６％以下とし、溶接熱影響部の靭性に対する要求レベルが高い場合には、Ｎ量は０．００１％以上０．００４％以下とすることが好ましい。
ＮはＴｉと窒化物を形成してオーステナイトの粗大化を抑制し、靭性の向上に寄与する。このようなピンニング効果を得るため、Ｎを０．００１％以上含有する。一方、Ｎ量が０．００６％を超えると、溶接部、特に溶融線近傍で１４５０℃以上に加熱された溶接熱影響部でＴｉＮが分解した場合、固溶Ｎに起因した溶接熱影響部の靭性が劣る場合がある。したがって、Ｎ量は０．００１％以上０．００６％以下とし、溶接熱影響部の靭性に対する要求レベルが高い場合には、Ｎ量は０．００１％以上０．００４％以下とすることが好ましい。
本発明では上記必須元素のほかに、さらにＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂから選ばれる１種以上を選択元素として含有する。
Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、Ｍｏ：０．０１％以上１．００％以下
Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏはいずれも焼入れ性向上元素であり、Ｍｎと同様に低温変態組織を得て、母材や溶接熱影響部の高強度化に寄与する。この効果を得るためには、０．０１％以上含有することが必要である。一方、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ量がそれぞれ１．００％を超えると高強度化の効果は飽和する。したがって、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏを含有する場合はそれぞれ０．０１％以上１．００％以下とする。
Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏはいずれも焼入れ性向上元素であり、Ｍｎと同様に低温変態組織を得て、母材や溶接熱影響部の高強度化に寄与する。この効果を得るためには、０．０１％以上含有することが必要である。一方、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ量がそれぞれ１．００％を超えると高強度化の効果は飽和する。したがって、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏを含有する場合はそれぞれ０．０１％以上１．００％以下とする。
Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下
Ｎｉも焼入れ性向上元素であり、含有しても靭性の劣化を生じないため、有用な元素である。この効果を得るためには０．０１％以上含有することが必要である。一方、Ｎｉは非常に高価であり、またＮｉ量が１．００％を超えるとその効果が飽和するため、Ｎｉを含有する場合は、０．０１％以上１．００％以下とする。
Ｎｉも焼入れ性向上元素であり、含有しても靭性の劣化を生じないため、有用な元素である。この効果を得るためには０．０１％以上含有することが必要である。一方、Ｎｉは非常に高価であり、またＮｉ量が１．００％を超えるとその効果が飽和するため、Ｎｉを含有する場合は、０．０１％以上１．００％以下とする。
Ｖ：０．０１％以上０．１０％以下
Ｖは炭化物を形成して析出強化による鋼板の高強度化に有効な元素であり、この効果を得るためには０．０１％以上含有することが必要である。一方、Ｖ量が０．１０％を超えると、炭化物量が過剰となり、靭性の低下を招く場合がある。したがって、Ｖを含有する場合は０．０１％以上０．１０％以下とする。
Ｖは炭化物を形成して析出強化による鋼板の高強度化に有効な元素であり、この効果を得るためには０．０１％以上含有することが必要である。一方、Ｖ量が０．１０％を超えると、炭化物量が過剰となり、靭性の低下を招く場合がある。したがって、Ｖを含有する場合は０．０１％以上０．１０％以下とする。
Ｂ：０．０００５％以上０．００３０％以下
Ｂはオーステナイト粒界に偏析し、フェライト変態を抑制することで、特に溶接熱影響部の強度低下防止に寄与する。この効果を得るためには０．０００５％以上含有することが必要である。一方、Ｂ量が０．００３０％を超えるとその効果は飽和するため、Ｂを含有する場合は０．０００５％以上０．００３０％以下とする。
Ｂはオーステナイト粒界に偏析し、フェライト変態を抑制することで、特に溶接熱影響部の強度低下防止に寄与する。この効果を得るためには０．０００５％以上含有することが必要である。一方、Ｂ量が０．００３０％を超えるとその効果は飽和するため、Ｂを含有する場合は０．０００５％以上０．００３０％以下とする。
上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなるが、必要に応じてＣａ：０．０００５％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．０２００％以下、Ｚｒ：０．０００５％以上０．０３００％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下から選ばれる１種以上を含有することができる。
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｍｇは鋼中のＳを固定して鋼板の靭性を向上させる働きがあり、０．０００５％以上含有することで効果が発揮する。一方、Ｃａは０．０１００％、ＲＥＭは０．０２００％、Ｚｒは０．０３００％、Ｍｇは０．０１００％を超えて含有すると鋼中の介在物が増加し、靭性を劣化させる場合がある。したがって、これらの元素を含有する場合、Ｃａ：０．０００５％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．０２００％以下、Ｚｒ：０．０００５％以上０．０３００％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下とする。
次に、ミクロ組織について説明する。
本発明の高強度・高靭性鋼板のミクロ組織は、表層部と板厚中央部のビッカース硬度差（△ＨＶ）が２０以下であり、母材の引張強度が６２５ＭＰａ以上、−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが３７５Ｊ以上でかつ、−４０℃でのＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率（ＳＡ値）が８５％以上の特性を安定して得るために、表層部および板厚中央部の夫々について、島状マルテンサイトが面積率で３％未満であるベイナイト組織を主体とする組織を有し、かつ板厚中央部におけるベイナイト中に存在するセメンタイトの平均粒径が０．５μｍ以下であることが必要である。ここで、ベイナイトを主体とする組織とは、ベイナイトの面積率が９０％以上である実質的にベイナイト組織からなることを意味する。残部組織としては、面積率が３％未満の島状マルテンサイトが許容されるほか、フェライト、パーライト、マルテンサイトなどのベイナイト以外の相が含まれていてもよく、これらの残部組織が合計面積率で１０％以下であれば、本発明の効果を発現することができる。ここでいう表層部とは、鋼板表面から板厚方向に２ｍｍ以内の領域を指す。また、ここでいう板厚中央部とは、板厚方向の３／８〜５／８の領域（板厚をｔとしたときに一方の板表面からの板厚方向深さが３／８ｔ〜５／８ｔの領域）を指す。
表層部および板厚中央部の夫々における島状マルテンサイトの面積率：３％未満
島状マルテンサイトは硬度が高く、延性亀裂や脆性亀裂の発生起点となるため、島状マルテンサイトの面積率が３％以上ではシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性が著しく低下する。一方、島状マルテンサイトが面積率で３％未満であれば、シャルピー衝撃吸収エネルギーが低くなったり、ＤＷＴＴ特性が劣ったりはしないため、本発明では表層部および板厚中央部の夫々において、島状マルテンサイトの面積率を３％未満に限定する。上記の島状マルテンサイトの面積率は、２％以下であることが好ましい。
島状マルテンサイトは硬度が高く、延性亀裂や脆性亀裂の発生起点となるため、島状マルテンサイトの面積率が３％以上ではシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性が著しく低下する。一方、島状マルテンサイトが面積率で３％未満であれば、シャルピー衝撃吸収エネルギーが低くなったり、ＤＷＴＴ特性が劣ったりはしないため、本発明では表層部および板厚中央部の夫々において、島状マルテンサイトの面積率を３％未満に限定する。上記の島状マルテンサイトの面積率は、２％以下であることが好ましい。
表層部および板厚中央部の夫々におけるベイナイトの面積率：９０％以上
ベイナイト相は硬質相であり、変態組織強化によって鋼板の強度を増加させるのに有効であり、ベイナイト主体の組織とすることで、シャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性を高位で安定化しつつ、高強度化が可能となる。一方、ベイナイトの面積率が９０％未満では、フェライト、パーライト、マルテンサイトおよび島状マルテンサイト等の残部組織の合計面積率が１０％超となり、このような複合組織では、異相界面が延性亀裂や脆性亀裂の発生起点となるため、目標とするシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性が得られない場合がある。したがって、本発明では、表層部および板厚中央部の夫々において、ベイナイトの面積率は９０％以上とし、好ましくは９５％以上とする。ここで、ベイナイトとは、ラス状のベイニティックフェライトであって、その内部にセメンタイト粒子が析出した組織をいう。
ベイナイト相は硬質相であり、変態組織強化によって鋼板の強度を増加させるのに有効であり、ベイナイト主体の組織とすることで、シャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性を高位で安定化しつつ、高強度化が可能となる。一方、ベイナイトの面積率が９０％未満では、フェライト、パーライト、マルテンサイトおよび島状マルテンサイト等の残部組織の合計面積率が１０％超となり、このような複合組織では、異相界面が延性亀裂や脆性亀裂の発生起点となるため、目標とするシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性が得られない場合がある。したがって、本発明では、表層部および板厚中央部の夫々において、ベイナイトの面積率は９０％以上とし、好ましくは９５％以上とする。ここで、ベイナイトとは、ラス状のベイニティックフェライトであって、その内部にセメンタイト粒子が析出した組織をいう。
板厚中央部におけるベイナイト中に存在するセメンタイトの平均粒径：０．５μｍ以下
板厚中央部は表層や板厚の１／４位置に比べて加速冷却時の冷却速度が遅いため、セメンタイトの粗大化が生じやすい。ベイナイト中のセメンタイトは延性亀裂や脆性亀裂の起点となる場合があり、セメンタイトの平均粒径が０．５μｍを超えるとシャルピー衝撃吸収エネルギーが著しく低くなり、ＤＷＴＴ特性が著しく劣る。しかしながら、板厚中央部におけるベイナイト中のセメンタイトの平均粒径が０．５μｍ以下では、これらの低下は小さく、目標特性が得られるため、セメンタイトの平均粒径は０．５μｍ以下とし、好ましくは０．２μｍ以下とする。表層や板厚の１／４位置においては、加速冷却時の冷却速度が板厚中央部に比べて速く、セメンタイトもより微細であるため、シャルピー衝撃吸収エネルギーへの影響は小さい。よって、本発明においてはベイナイト中のセメンタイトの平均粒径は、板厚中央部のみにおいて限定する。
板厚中央部は表層や板厚の１／４位置に比べて加速冷却時の冷却速度が遅いため、セメンタイトの粗大化が生じやすい。ベイナイト中のセメンタイトは延性亀裂や脆性亀裂の起点となる場合があり、セメンタイトの平均粒径が０．５μｍを超えるとシャルピー衝撃吸収エネルギーが著しく低くなり、ＤＷＴＴ特性が著しく劣る。しかしながら、板厚中央部におけるベイナイト中のセメンタイトの平均粒径が０．５μｍ以下では、これらの低下は小さく、目標特性が得られるため、セメンタイトの平均粒径は０．５μｍ以下とし、好ましくは０．２μｍ以下とする。表層や板厚の１／４位置においては、加速冷却時の冷却速度が板厚中央部に比べて速く、セメンタイトもより微細であるため、シャルピー衝撃吸収エネルギーへの影響は小さい。よって、本発明においてはベイナイト中のセメンタイトの平均粒径は、板厚中央部のみにおいて限定する。
ここで、板厚中央部のベイナイトの面積率は板厚の３／８〜５／８の領域からサンプルを切り出し、Ｌ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を鏡面研磨後、ナイタールで腐食し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率２０００倍で無作為に５視野観察し、撮影した組織写真により組織を同定し、ベイナイト、マルテンサイト、フェライト、パーライト等の各相の面積率を画像解析にて求めることで、得ることができる。さらに同じ試料を電解エッチング法（電解液：１００ｍｌ蒸留水＋２５ｇ水酸化ナトリウム＋５ｇピクリン酸）を用いて島状マルテンサイトを現出させ、その後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で２０００倍の倍率にて無作為に５視野観察し、撮影した組織写真から島状マルテンサイトの面積率を画像解析によって求めることができる。さらに、再度、鏡面研磨後、選択的低電位電解エッチング法（電解液：１０体積％アセチルアセトン＋１体積％テトラメチルアンモニウムクロイドメチルアルコール）を用いてセメンタイトを抽出後、ＳＥＭで２０００倍の倍率にて無作為に５視野観察し、撮影した組織写真を画像解析してセメンタイト粒子の円相当径を平均して算出することができる。
また、表層部のベイナイトの面積率および島状マルテンサイトの面積率は表面酸化物（スケール）を除いた表面から２ｍｍ以内の領域からサンプルを切り出し、上記の板厚中央部と同様の方法にて求める。
以上からなる本発明の高吸収エネルギーを有する高強度・高靭性鋼板は以下の特性を有する。
（１）表層部と板厚中央部のビッカース硬度差（△ＨＶ）が２０以下：圧延後の冷却速度が速い鋼板表層部では硬質な島状マルテンサイトが生成しやすく、表面硬度が上昇する。このような表面硬度の上昇は、鋼板表面に応力集中が生じやすい鋼管製造時に、しわや割れ等の表面欠陥の原因となる場合がある。また、このような表面欠陥を有する鋼管が高圧ガスパイプラインに適用された場合、表面欠陥が延性破壊や脆性破壊の発生起点となり、大規模破壊の原因になることが懸念される。このため、表層部の硬さを適正に制御することが重要であり、本発明では表層部と板厚中央部のビッカース硬度差（△ＨＶ）を２０以下とし、好ましくは表層部のビッカース硬度の絶対値を２６０以下とする。ここで、表層部のビッカース硬度は、Ｌ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を機械的に研磨し、表層から板厚方向に２ｍｍ以内の領域（表層部）において、荷重を１０ｋｇｆでビッカース硬度を各１０点測定し、その平均値を求めることで得られる。また、板厚中央部のビッカース硬度は、板厚方向の１／２ｔ位置（板厚中央部）において、同様のビッカース硬度試験を行い、両者のビッカース硬度差（△ＨＶ）を求めることで得られる。
（２）母材の引張強度が６２５ＭＰａ以上：天然ガスや原油等の輸送用として使用されるラインパイプでは、高圧化による輸送効率の向上や薄肉化による現地溶接施工効率の向上のため、高強度化の要望が非常に高まっている。これらの要求に応えるため、本発明においては母材の引張強度を６２５ＭＰａとする。ここで、引張強度は、ＡＰＩ−５Ｌに準拠した、引張方向がＣ方向となる全厚引張試験片を採取し、引張試験を実施することで測定することができる。なお、本発明の組成および組織では、母材の引張強度は８５０ＭＰａ程度までは問題なく製造できる。
（３）−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが３７５Ｊ以上：高圧ガスラインパイプにおいては、外因性の事故により発生した延性亀裂が管軸方向に１００ｍ／ｓ以上の速度で伝播する高速延性破壊（不安定延性破壊）が生じることが知られており、これによって数ｋｍにもおよぶ大規模破壊が生じる可能性がある。このような高速延性破壊を防止するためには高吸収エネルギー化が有効であるため、本発明においては−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが３７５Ｊ以上とし、好ましくは４００Ｊ以上とする。ここで、−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーは、−４０℃にてＡＳＴＭ Ａ３７０に準拠したシャルピー衝撃試験を実施することで測定することができる。
（４）−４０℃でのＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率（ＳＡ値）が８５％以上：天然ガス等の輸送用として使用されるラインパイプでは、脆性亀裂伝播防止の観点から、ＤＷＴＴ試験における延性破面率の値が高いことが望まれ、本発明範囲においては−４０℃でのＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率（ＳＡ値）を８５％以上とする。ここで、−４０℃でのＤＷＴＴ試験による延性破面率（ＳＡ値）は、ＡＰＩ−５Ｌに準拠した長手方向がＣ方向となるプレスノッチ型全厚ＤＷＴＴ試験片を採取し、−４０℃で落重による衝撃曲げ荷重を加え、破断した破面から求めることができる。
次に、本発明の高強度・高靭性鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高強度・高靭性鋼板の製造方法は、前述した成分組成からなる鋼スラブを、１０００℃以上１２５０℃以下に加熱し、オーステナイト再結晶温度域において圧延後、オーステナイト未再結晶温度域において累積圧下率６０％以上の圧延を行い、７７０℃以上８５０℃以下の温度で圧延を終了し、７５０℃以上８３０℃以下の冷却開始温度から１０℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下の冷却速度にて、２５０℃以上４００℃以下の冷却停止温度まで温度降下量（ΔＴ）を３５０℃以上で加速冷却し、その後、直ちに、３℃／ｓ以上の昇温速度で４００℃以上５００℃以下の温度まで再加熱することによって得られる。なお、ここでいう温度降下量（△Ｔ）とは、冷却開始温度と冷却停止温度との差を指す。
スラブ加熱温度：１０００℃以上１２５０℃以下
本発明の鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが望ましく、造塊法で製造してもよい。また、
（１）鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法
に加え、
（２）冷却せず温片のままで加熱炉に装入し熱間圧延する直送圧延、あるいは
（３）わずかの保熱をおこなった後に直ちに熱間圧延する直送圧延・直接圧延、
（４）高温状態のまま加熱炉に装入して再加熱の一部を省略する方法（温片装入）
などの省エネルギープロセスも問題なく適用することができる。
本発明の鋼スラブは、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが望ましく、造塊法で製造してもよい。また、
（１）鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法
に加え、
（２）冷却せず温片のままで加熱炉に装入し熱間圧延する直送圧延、あるいは
（３）わずかの保熱をおこなった後に直ちに熱間圧延する直送圧延・直接圧延、
（４）高温状態のまま加熱炉に装入して再加熱の一部を省略する方法（温片装入）
などの省エネルギープロセスも問題なく適用することができる。
加熱温度が１０００℃未満では、鋼スラブ中のＮｂやＶ等の炭化物が十分に固溶せず、析出強化による強度上昇効果が得られない場合がある。一方、加熱温度が１２５０℃を超えると初期のオーステナイト粒が粗大化するため、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーが低くなったり、ＤＷＴＴ特性が劣ったりする場合がある。したがって、スラブ加熱温度は１０００℃以上１２５０℃以下とし、好ましくは１０００℃以上１１５０℃以下とする。
オーステナイト再結晶温度域での累積圧下率：５０％以上（好適範囲）
スラブ加熱保持後、オーステナイト再結晶温度域での圧延を行うことで、オーステナイトが再結晶により細粒化し、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性の向上に寄与する。再結晶温度域での累積圧下率は特に規定しないが、５０％以上とすることが好ましい。なお、本発明の鋼の成分範囲においては、オーステナイト再結晶の下限温度はおおよそ９５０℃である。
スラブ加熱保持後、オーステナイト再結晶温度域での圧延を行うことで、オーステナイトが再結晶により細粒化し、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性の向上に寄与する。再結晶温度域での累積圧下率は特に規定しないが、５０％以上とすることが好ましい。なお、本発明の鋼の成分範囲においては、オーステナイト再結晶の下限温度はおおよそ９５０℃である。
オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率：６０％以上
オーステナイトの未再結晶温度域にて累積で６０％以上の圧下を行うことにより、オーステナイト粒が伸展し、特に板厚方向では細粒となり、この状態で加速冷却して得られる鋼のシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性は良好となる。一方、圧下量が６０％未満では細粒化効果が不十分となり目標とするシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性が得られない場合がある。したがって、オーステナイトの未再結晶温度域での累積圧下率は６０％以上とし、より靭性向上が必要な場合は７０％以上とすることが好ましい。
オーステナイトの未再結晶温度域にて累積で６０％以上の圧下を行うことにより、オーステナイト粒が伸展し、特に板厚方向では細粒となり、この状態で加速冷却して得られる鋼のシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性は良好となる。一方、圧下量が６０％未満では細粒化効果が不十分となり目標とするシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性が得られない場合がある。したがって、オーステナイトの未再結晶温度域での累積圧下率は６０％以上とし、より靭性向上が必要な場合は７０％以上とすることが好ましい。
圧延終了温度：７７０℃以上８５０℃以下
オーステナイトの未再結晶温度域の高累積圧下率での大圧下は、シャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性の向上に有効であり、より低温域で圧下することでその効果はさらに増大する。しかしながら、７７０℃未満の低温域での圧延はオーステナイト粒に集合組織が発達し、その後、加速冷却してベイナイト主体組織とした場合、集合組織が変態組織にも一部受け継がれ、この結果、セパレーションが発生しやすくなり、シャルピー衝撃吸収エネルギーが著しく低くなる。一方、８５０℃を超えると、ＤＷＴＴ特性の向上に有効な微細化効果が十分に得られない場合がある。したがって、圧延終了温度は７７０℃以上８５０℃以下とし、好ましくは、７７０℃以上８２０℃以下とする。
オーステナイトの未再結晶温度域の高累積圧下率での大圧下は、シャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性の向上に有効であり、より低温域で圧下することでその効果はさらに増大する。しかしながら、７７０℃未満の低温域での圧延はオーステナイト粒に集合組織が発達し、その後、加速冷却してベイナイト主体組織とした場合、集合組織が変態組織にも一部受け継がれ、この結果、セパレーションが発生しやすくなり、シャルピー衝撃吸収エネルギーが著しく低くなる。一方、８５０℃を超えると、ＤＷＴＴ特性の向上に有効な微細化効果が十分に得られない場合がある。したがって、圧延終了温度は７７０℃以上８５０℃以下とし、好ましくは、７７０℃以上８２０℃以下とする。
加速冷却の冷却開始温度：７５０℃以上８３０℃以下
加速冷却の冷却開始温度が７５０℃未満では、熱間圧延後、加速冷却開始までの空冷過程において、オーステナイト粒界から初析フェライトが生成し、母材強度が低下する場合がある。また、初析フェライトの生成量が増加すると、延性亀裂や脆性亀裂の発生起点となるフェライトとベイナイトの界面が増加するため、シャルピー衝撃吸収エネルギーが低くなり、ＤＷＴＴ特性が劣る場合がある。一方、冷却開始温度が８３０℃を超えると、圧延終了温度も高いため、ＤＷＴＴ特性の向上に有効なミクロ組織微細化効果が十分に得られない場合がある。さらに、冷却開始温度が８３０℃を超えると、圧延終了後、加速冷却開始までの空冷時間がわずかであっても、オーステナイトの回復や粒成長が進行する場合があり、ＤＷＴＴ特性が低下する場合がある。したがって、加速冷却の冷却開始温度は７５０℃以上８３０℃以下とし、好ましくは７５０℃以上８００℃以下とする。
加速冷却の冷却開始温度が７５０℃未満では、熱間圧延後、加速冷却開始までの空冷過程において、オーステナイト粒界から初析フェライトが生成し、母材強度が低下する場合がある。また、初析フェライトの生成量が増加すると、延性亀裂や脆性亀裂の発生起点となるフェライトとベイナイトの界面が増加するため、シャルピー衝撃吸収エネルギーが低くなり、ＤＷＴＴ特性が劣る場合がある。一方、冷却開始温度が８３０℃を超えると、圧延終了温度も高いため、ＤＷＴＴ特性の向上に有効なミクロ組織微細化効果が十分に得られない場合がある。さらに、冷却開始温度が８３０℃を超えると、圧延終了後、加速冷却開始までの空冷時間がわずかであっても、オーステナイトの回復や粒成長が進行する場合があり、ＤＷＴＴ特性が低下する場合がある。したがって、加速冷却の冷却開始温度は７５０℃以上８３０℃以下とし、好ましくは７５０℃以上８００℃以下とする。
加速冷却の冷却速度：１０℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下
加速冷却の冷却速度が１０℃／ｓ未満では、冷却中にフェライト変態が生じ、母材強度が低下する場合がある。また、フェライトの生成量が増加すると、延性亀裂や脆性亀裂の発生起点となるフェライトとベイナイトの界面が増加するため、シャルピー衝撃吸収エネルギーが低くなり、ＤＷＴＴ特性が劣る場合がある。さらに、板厚中央部のベイナイト中のセメンタイトが凝集・粗大化しやすく、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーが低くなり、ＤＷＴＴ特性が劣る場合がある。一方、８０℃／ｓを超えると、特に鋼板表層近傍では島状マルテンサイトが増加し、かつ表面硬度が過剰に高くなるため、所望の表層部と板厚中央部のビッカース硬度差（△ＨＶ）が得られず、鋼管製造時にしわや割れ等の表面欠陥の原因となる場合がある。また、当該表面欠陥を有する鋼管が高圧ガスパイプラインに適用された場合、延性破壊や脆性破壊の発生起点となる場合があり、大規模破壊の原因になることが懸念される。したがって、加速冷却の冷却速度は１０℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下とする。なお、冷却速度は冷却開始温度と冷却停止温度との差を所要時間で除した平均冷却速度を指す。
加速冷却の冷却速度が１０℃／ｓ未満では、冷却中にフェライト変態が生じ、母材強度が低下する場合がある。また、フェライトの生成量が増加すると、延性亀裂や脆性亀裂の発生起点となるフェライトとベイナイトの界面が増加するため、シャルピー衝撃吸収エネルギーが低くなり、ＤＷＴＴ特性が劣る場合がある。さらに、板厚中央部のベイナイト中のセメンタイトが凝集・粗大化しやすく、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーが低くなり、ＤＷＴＴ特性が劣る場合がある。一方、８０℃／ｓを超えると、特に鋼板表層近傍では島状マルテンサイトが増加し、かつ表面硬度が過剰に高くなるため、所望の表層部と板厚中央部のビッカース硬度差（△ＨＶ）が得られず、鋼管製造時にしわや割れ等の表面欠陥の原因となる場合がある。また、当該表面欠陥を有する鋼管が高圧ガスパイプラインに適用された場合、延性破壊や脆性破壊の発生起点となる場合があり、大規模破壊の原因になることが懸念される。したがって、加速冷却の冷却速度は１０℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下とする。なお、冷却速度は冷却開始温度と冷却停止温度との差を所要時間で除した平均冷却速度を指す。
冷却開始温度から冷却停止温度までの温度降下量（△Ｔ）：３５０℃以上
冷却開始温度から冷却停止温度までの温度降下量（△Ｔ）の制御は本発明において重要である。温度降下量（△Ｔ）が大きいほどベイナイトの核生成が増大するため、ベイナイト組織が微細化し、さらにベイナイトを構成するパケットやラスも微細化される。また、△Ｔが大きいほど、冷却によって変態生成したベイナイト中に過飽和に固溶している炭素が後述の加熱処理中に微細に析出し、高いシャルピー衝撃吸収エネルギーや優れたＤＷＴＴ性能が得られる。これらの効果を安定的に得るため、△Ｔは３５０℃以上とする必要があり、好ましくは４００℃以上とする。一方、△Ｔが３５０℃未満では、組織の微細化効果が不十分なため、所望のシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性が得られない場合がある。したがって、△Ｔは３５０℃以上とし、好ましくは４００℃以上とする。なお、ここでいう温度降下量（△Ｔ）とは、冷却開始温度と冷却停止温度との差を指す。
冷却開始温度から冷却停止温度までの温度降下量（△Ｔ）の制御は本発明において重要である。温度降下量（△Ｔ）が大きいほどベイナイトの核生成が増大するため、ベイナイト組織が微細化し、さらにベイナイトを構成するパケットやラスも微細化される。また、△Ｔが大きいほど、冷却によって変態生成したベイナイト中に過飽和に固溶している炭素が後述の加熱処理中に微細に析出し、高いシャルピー衝撃吸収エネルギーや優れたＤＷＴＴ性能が得られる。これらの効果を安定的に得るため、△Ｔは３５０℃以上とする必要があり、好ましくは４００℃以上とする。一方、△Ｔが３５０℃未満では、組織の微細化効果が不十分なため、所望のシャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性が得られない場合がある。したがって、△Ｔは３５０℃以上とし、好ましくは４００℃以上とする。なお、ここでいう温度降下量（△Ｔ）とは、冷却開始温度と冷却停止温度との差を指す。
加速冷却の冷却停止温度：２５０℃以上４００℃以下
加速冷却の冷却停止温度が２５０℃未満では、マルテンサイト変態が生じる場合があり、母材強度は上昇するものの、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーが著しく低くなり、ＤＷＴＴ特性が著しく劣る場合があり、特に鋼板表層近傍でその傾向は顕著となる。また、冷却速度が速い表層部で硬度が過剰に高くなりやすく、その結果、所望の表層部と板厚中央部のビッカース硬度差（△ＨＶ）が得られず、鋼管製造時にしわや割れ等の表面欠陥の原因となる場合がある。よって、冷却停止温度は２５０℃以上とし、２５５℃以上であることが好ましい。一方、冷却停止温度が４００℃を超えると、後述の焼き戻し後に十分な強度が得られない場合があることに加えて、ベイナイト中のセメンタイトが凝集・粗大化し、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーが低くなり、ＤＷＴＴ特性が劣る場合がある。したがって、加速冷却の冷却停止温度は２５０℃以上４００℃以下とする。
加速冷却の冷却停止温度が２５０℃未満では、マルテンサイト変態が生じる場合があり、母材強度は上昇するものの、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーが著しく低くなり、ＤＷＴＴ特性が著しく劣る場合があり、特に鋼板表層近傍でその傾向は顕著となる。また、冷却速度が速い表層部で硬度が過剰に高くなりやすく、その結果、所望の表層部と板厚中央部のビッカース硬度差（△ＨＶ）が得られず、鋼管製造時にしわや割れ等の表面欠陥の原因となる場合がある。よって、冷却停止温度は２５０℃以上とし、２５５℃以上であることが好ましい。一方、冷却停止温度が４００℃を超えると、後述の焼き戻し後に十分な強度が得られない場合があることに加えて、ベイナイト中のセメンタイトが凝集・粗大化し、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーが低くなり、ＤＷＴＴ特性が劣る場合がある。したがって、加速冷却の冷却停止温度は２５０℃以上４００℃以下とする。
再加熱処理
板厚中央部では冷却過程におけるベイナイト変態に伴う未変態のオーステナイトへの炭素や合金元素の濃化により、島状マルテンサイトが生成する場合がある。また、冷却速度が比較的速い表層部では島状マルテンサイトに加えて、マルテンサイトが生成する場合がある。これらの硬質層は脆性亀裂や延性亀裂の発生起点となるため、母材の靭性を著しく劣化させ、さらに表面硬度が過剰に増加した場合、鋼管製造時のしわや割れ等の表面欠陥の原因となる場合がある。このため、再加熱処理による適正な組織制御を行い、母材靭性の改善や表面欠陥の抑制を行う必要がある。なお、加熱方法は特に限定しないが、高周波加熱装置が好ましい。ここで、加速冷却停止後、直ちに再加熱するとは、加速冷却停止後、１２０秒以内に３℃／ｓ以上の昇温速度で再加熱することを言う。
板厚中央部では冷却過程におけるベイナイト変態に伴う未変態のオーステナイトへの炭素や合金元素の濃化により、島状マルテンサイトが生成する場合がある。また、冷却速度が比較的速い表層部では島状マルテンサイトに加えて、マルテンサイトが生成する場合がある。これらの硬質層は脆性亀裂や延性亀裂の発生起点となるため、母材の靭性を著しく劣化させ、さらに表面硬度が過剰に増加した場合、鋼管製造時のしわや割れ等の表面欠陥の原因となる場合がある。このため、再加熱処理による適正な組織制御を行い、母材靭性の改善や表面欠陥の抑制を行う必要がある。なお、加熱方法は特に限定しないが、高周波加熱装置が好ましい。ここで、加速冷却停止後、直ちに再加熱するとは、加速冷却停止後、１２０秒以内に３℃／ｓ以上の昇温速度で再加熱することを言う。
加速冷却後の再加熱処理における昇温速度（再加熱速度）：３℃／ｓ以上
加速冷却後の再加熱における昇温速度が３℃／ｓ未満では、ベイナイト中のセメンタイトが凝集・粗大化し、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーが低下し、ＤＷＴＴ特性が劣化する場合があるため、昇温速度は、３℃／ｓ以上とする。上限は特に限定しないが加熱手段の能力により必然的に制限される。
加速冷却後の再加熱における昇温速度が３℃／ｓ未満では、ベイナイト中のセメンタイトが凝集・粗大化し、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーが低下し、ＤＷＴＴ特性が劣化する場合があるため、昇温速度は、３℃／ｓ以上とする。上限は特に限定しないが加熱手段の能力により必然的に制限される。
加速冷却後の再加熱温度：４００℃以上５００℃以下
加速冷却後に生成した島状マルテンサイトやマルテンサイトやベイナイトなどの硬質相は母材の靭性を低下させるため、再加熱処理による焼戻しにより、母材靭性を改善する必要がある。再加熱温度が４００℃未満では島状マルテンサイトやマルテンサイトやベイナイトなどの硬質相の焼戻しが不十分なため、母材靭性の改善効果が得られない場合がある。また、表層部に硬質相が残存すると、表面硬度が過剰に増加し、鋼管製造時のしわや割れ等の表面欠陥の原因となる場合がある。一方、再加熱温度が５００℃を超えると、焼戻しによる強度低下が顕著となり、所望の母材強度が得られない場合があり、さらに、ベイナイト中のセメンタイトが凝集・粗大化し、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーが低下し、ＤＷＴＴ特性が劣化する場合がある。したがって、加速冷却後の再加熱温度は４００℃以上５００℃以下とする。
加速冷却後に生成した島状マルテンサイトやマルテンサイトやベイナイトなどの硬質相は母材の靭性を低下させるため、再加熱処理による焼戻しにより、母材靭性を改善する必要がある。再加熱温度が４００℃未満では島状マルテンサイトやマルテンサイトやベイナイトなどの硬質相の焼戻しが不十分なため、母材靭性の改善効果が得られない場合がある。また、表層部に硬質相が残存すると、表面硬度が過剰に増加し、鋼管製造時のしわや割れ等の表面欠陥の原因となる場合がある。一方、再加熱温度が５００℃を超えると、焼戻しによる強度低下が顕著となり、所望の母材強度が得られない場合があり、さらに、ベイナイト中のセメンタイトが凝集・粗大化し、母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーが低下し、ＤＷＴＴ特性が劣化する場合がある。したがって、加速冷却後の再加熱温度は４００℃以上５００℃以下とする。
上述の圧延工程により製造された本発明の鋼板は高強度ラインパイプの材料として好適に用いられる。本発明の鋼板を用いて高強度ラインパイプを製造するには、ＵプレスやＯプレス等により、あるいは、３点曲げを繰り返すプレスベンド法により、略円筒状に成形し、サブマージアーク溶接等の溶接を行うことで溶接鋼管とし、所定の形状となるように拡管する。このようにして製造された高強度ラインパイプは必要に応じて表面に塗装を行ってもよく、靭性向上などを目的とした熱処理を行ってもよい。
以下、発明の実施例について説明する。
表１に示す成分組成（残部はＦｅおよび不可避的不純物）からなる溶鋼を転炉で溶製し、２２０ｍｍ厚さのスラブとした後、表２に示す熱間圧延、加速冷却、加速冷却後の再加熱を施し、板厚が３０ｍｍの厚鋼板を製造した。
以上により得られた厚鋼板より、ＡＰＩ−５Ｌに準拠した引張方向がＣ方向となる全厚引張試験片を採取し、引張試験を実施し、降伏強度（０．５％ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）を求めた。また、シャルピー衝撃試験は、板厚方向の１／２位置から２ｍｍのＶノッチを有する長手方向がＣ方向となるシャルピー試験片を採取して、−４０℃にてＡＳＴＭ Ａ３７０に準拠したシャルピー衝撃試験を実施し、シャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃）を求めた。さらに、ＡＰＩ−５Ｌに準拠した長手方向がＣ方向となるプレスノッチ型全厚ＤＷＴＴ試験片を採取し、−４０℃で落重による衝撃曲げ荷重を加え、破断した破面の延性破面率（ＳＡ−４０℃）を求めた。
また、得られた厚鋼板から硬度測定用試験片を採取し、Ｌ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を機械的に研磨し、表層から板厚方向に２ｍｍ以内の領域（表層部）において、荷重を１０ｋｇｆでビッカース硬度を各１０点測定し、その平均値を求めた。さらに板厚方向の１／２ｔ位置（板厚中央部）において、同様のビッカース硬度試験を行い、両者のビッカース硬度差（△ＨＶ）を求めた。
そして、表層から板厚方向に２ｍｍ以内の領域（表層部）および板厚の３／８〜５／８の領域（板厚中央部）から組織観察用試験片を採取し、前述した方法にて、組織の同定、ベイナイト、島状マルテンサイトおよび残部組織の面積率ならびにセメンタイトの平均粒径を求めた。
さらに、鋼板の表面特性の評価として、外径が１２００ｍｍ（Ｄ／ｔ＝４０）の鋼管を製造する時、しわや割れ等の表面欠陥の発生有無を目視で評価し、表面欠陥が発生しないものを○、表面欠陥が発生したものを×とした。
＜組織観察＞
鋼板の板厚の３／８〜５／８の領域（板厚中央部）から組織観察用試験片を採取し、Ｌ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を鏡面研磨し、ナイタールで腐食した後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率２０００倍で無作為に５視野観察し、撮影した組織写真により組織を同定し、ベイナイト、マルテンサイト、フェライト、パーライト等の各相の面積率を画像解析にて求めた。
鋼板の板厚の３／８〜５／８の領域（板厚中央部）から組織観察用試験片を採取し、Ｌ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を鏡面研磨し、ナイタールで腐食した後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率２０００倍で無作為に５視野観察し、撮影した組織写真により組織を同定し、ベイナイト、マルテンサイト、フェライト、パーライト等の各相の面積率を画像解析にて求めた。
次に、同じ試料を電解エッチング法（電解液：１００ｍｌ蒸留水＋２５ｇ水酸化ナトリウム＋５ｇピクリン酸）により島状マルテンサイトのみを現出させた後、ＳＥＭを用いて倍率２０００倍で無作為に５視野観察し、撮影した組織写真から板厚方向の１／２位置における島状マルテンサイトの面積率を画像解析によって求めた。
さらに、再度、鏡面研磨後、選択的低電位電解エッチング法（電解液：１０体積％アセチルアセトン＋１体積％テトラメチルアンモニウムクロイドメチルアルコール）によりセメンタイトを抽出後、ＳＥＭを用いて倍率２０００倍で無作為に５視野観察し、撮影した組織写真から板厚方向の１／２位置におけるセメンタイトの平均粒径（円相当径）を画像解析によって求めた。また、スケールを除いた表面から２ｍｍ以内の領域（表層部）からサンプルを切り出し、上記の板厚中央部と同様の方法にて、ベイナイトの面積率および島状マルテンサイトの面積率を求めた。
得られた結果を表３に示す。
表３より、Ｎｏ．２〜１３の鋼板は、成分組成および製造方法が本発明に適合した発明例であり、表層部と板厚中央部のビッカース硬度差（△ＨＶ）が２０以下、母材の引張強度（ＴＳ）が６２５ＭＰａ以上、−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃）が３７５Ｊ以上でかつ、−４０℃でのＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率（ＳＡ−４０℃）が８５％以上となっており、表面特性に優れた高吸収エネルギーを有する高強度・高靭性鋼板となっている。
これに対して、比較例のＮｏ．１はＣ量が、比較例のＮｏ．１８はＭｎ量が、それぞれ本発明を下回っているため、表層部および板厚中央部において、冷却中に生じたフェライトやパーライトの生成量が多く所定量のベイナイトが得られず、所望の引張強度（ＴＳ）が得られない。比較例のＮｏ．１４はＮｂ量が、比較例のＮｏ．１５はＣ量が、比較例のＮｏ．１７はＭｎ量が、それぞれ本発明を上回っているため、加速冷却後の再加熱後におけるマルテンサイト量が増加し、所望のシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃）やＤＷＴＴ特性（ＳＡ−４０℃）が得られない。また、冷却速度が速い表層部では板厚中央部に比べてマルテンサイトの生成量が多いため、表層硬さが非常に高く、その結果、表層部と板厚中央部のビッカース硬度差（△ＨＶ）が所定値を超えるため、鋼管製造時のしわや割れ等の表面欠陥が生じ、表面特性が劣位である。比較例のＮｏ．１６はＳｉ量が本発明範囲を上回っているため、延性亀裂や脆性亀裂の発生起点となる島状マルテンサイトの面積率が多く生成し、所望のシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃）やＤＷＴＴ特性（ＳＡ−４０℃）が得られない。比較例のＮｏ．１９はＴｉ量が本発明範囲を上回っているため、ＴｉＮが粗大化し、延性亀裂や脆性亀裂の発生起点となり、所望のシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃）やＤＷＴＴ特性（ＳＡ−４０℃）が得られない。比較例のＮｏ．２０はＴｉ量が本発明範囲を下回っているため、窒化物（ＴｉＮ）のピンニング効果によるオーステナイト粒の微細化効果が得られず、所望のＤＷＴＴ特性（ＳＡ-40℃）が得られない。比較例のＮｏ．２１はＮｂ量が本発明範囲を下回っているため、未再結晶域圧延の微細化効果が得られず、所望のＤＷＴＴ特性（ＳＡ-40℃）が得られない。また、冷却中に生じたフェライトやパーライトの生成量が多いため、所定量のベイナイトが得られず、所望の引張強度（ＴＳ）が得られない。
表１に示す鋼ＤおよびＨの成分組成（残部はＦｅおよび不可避的不純物）からなる溶鋼を転炉で溶製し、２２０ｍｍ厚さのスラブとした後、表４に示す熱間圧延、加速冷却、加速冷却後の再加熱を施し、板厚が３０ｍｍの厚鋼板を製造した。
以上により得られた厚鋼板に対して、実施例１と同様に、全厚引張試験、シャルピー衝撃試験、プレスノッチ型全厚ＤＷＴＴ試験を実施し、降伏強度（０．５％ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、シャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃）および延性破面率（ＳＡ−４０℃）およびビッカース硬度を測定した。
得られた結果を表５に示す。
表５から、本発明の製造条件を満たすＮｏ．２２〜２６、３５〜３７の鋼板は、成分組成および製造方法が本発明に適合した発明例であり、表層部と板厚中央部のビッカース硬度差（△ＨＶ）が２０以下、母材の引張強度（ＴＳ）が６２５ＭＰａ以上、−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃）が３７５Ｊ以上でかつ、−４０℃でのＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率（ＳＡ−４０℃）が８５％以上となっており、表面特性に優れた高吸収エネルギーを有する高強度・高靭性鋼板となっている。さらに、Ｎｏ．２２、２４および２５は未再結晶温度域の累積圧下率、圧延終了温度、冷却開始温度および冷却開始温度から冷却停止温度までの温度降下量（△Ｔ）が好適範囲であるため、ベイナイトの微細化効果や加速冷却によって変態生成したベイナイト中に過飽和に固溶している炭素が再加熱処理中に微細析出する効果により、シャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃）や延性破面率（ＳＡ−４０℃）が同じ組成の鋼板の中でより高位となっている。また、Ｎｏ．３６は△Ｔは好適範囲であるものの、未再結晶温度域の累積圧下率、圧延終了温度および冷却開始温度が好適範囲ではないため、Ｎｏ．３５の特性に対してやや低位である。
これに対して、比較例のＮｏ．２７は、スラブ加熱温度が本発明範囲を上回るため、初期のオーステナイト粒の粗大化に起因し、所望のＤＷＴＴ特性（ＳＡ−４０℃）が得られない。比較例のＮｏ．２８は、圧延終了温度および圧延終了温度と連動する冷却開始温度が本発明範囲を上回っているため、ＤＷＴＴ特性の向上に有効な微細化効果が十分に得られず、所望のＤＷＴＴ特性（ＳＡ−４０℃）が得られない。比較例のＮｏ．２９は、スラブ加熱温度が本発明範囲を下回るため、鋼スラブ中のＮｂやＶ等の炭化物が十分に固溶せず、析出強化による強度上昇効果が得られないため、所望の引張強度（ＴＳ）が得られない。比較例のＮｏ．３０は、圧延終了温度および冷却開始温度が本発明範囲を下回るため、圧延中あるいは冷却中に生じたフェライトの生成量が多く、所定量のベイナイトが得られず、所望の引張強度（ＴＳ）が得られない。また、圧延時に発達した集合組織の影響によるセパレーションが発生し、所望のシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃）が得られない。比較例のＮｏ．３１は、加速冷却時の冷却速度が本発明範囲を下回るため、冷却中に生じたフェライトやパーライトの生成量が多く、所定量のベイナイトが得られず、所望の引張強度（ＴＳ）が得られない。比較例のＮｏ．３２は、再加熱時の加熱速度が本発明範囲を下回っているため、ベイナイト中のセメンタイトが凝集・粗大化し、所望のＤＷＴＴ特性（ＳＡ−４０℃）が得られない。比較例のＮｏ．３３は、再加熱温度が本発明範囲を上回っているため、ベイナイト中のセメンタイトが凝集・粗大化し、所望のシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃）やＤＷＴＴ特性（ＳＡ−４０℃）が得られない。比較例のＮｏ．３４は、再加熱温度が本発明範囲を下回っているため、再加熱処理における焼き戻しの効果が不十分であり、所望のシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃）やＤＷＴＴ特性（ＳＡ−４０℃）が得られない。また、表層部に残存した島状マルテンサイト等の硬質相による表面硬度の増加によって、所望の表面特性が得られない。比較例のＮｏ．３８は、再加熱時の加熱速度が本発明範囲を下回っているため、ベイナイト中のセメンタイトが凝集・粗大化し、所望のシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃）およびＤＷＴＴ特性（ＳＡ−４０℃）が得られない。比較例のＮｏ．３９は冷却停止温度が本発明範囲を上回り、さらに再加熱温度が本発明範囲を上回るため、ベイナイト中のセメンタイトが凝集・粗大化し、所望の引張強度（ＴＳ）やＤＷＴＴ特性（ＳＡ−４０℃）が得られない。また、温度降下量（△Ｔ）が３５０℃未満であることからも、所望のＤＷＴＴ特性（ＳＡ−４０℃）が得られない。比較例のＮｏ．４０は加速冷却時の冷却速度が本発明範囲を上回るため、加速冷却後に硬質なマルテンサイトの生成量が増加し、所望のシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃）やＤＷＴＴ特性（ＳＡ−４０℃）が得られない。また、表層部に残存した硬質なマルテンサイトによる表面硬度の増加によって、所望の表面特性が得られない。比較例のＮｏ．４１は冷却停止温度が本発明範囲を下回るため、加速冷却後のマルテンサイトの生成量が増加し、所望のシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−４０℃）やＤＷＴＴ特性（ＳＡ−４０℃）が得られない。また、表層部に残存した硬質なマルテンサイトによる表面硬度の増加によって、所望の表面特性が得られない。
本発明の高吸収エネルギーを有する高強度・高靭性鋼板を天然ガスや原油等の輸送用として使用されるラインパイプに適用することで、高圧化による輸送効率の向上や薄肉化による現地溶接施工効率の向上に大きく貢献できる。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．０３％以上０．０８％以下、
Ｓｉ：０．０１％以上０．５０％以下、
Ｍｎ：１．５％以上２．５％以下、
Ｐ：０．００１％以上０．０１０％以下、
Ｓ：０．００３０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上０．０８％以下、
Ｎｂ：０．０１０％以上０．０８０％以下、
Ｔｉ：０．００５％以上０．０２５％以下、
Ｎ：０．００１％以上０．００６％以下
を含有し、さらに
Ｃｕ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｎｉ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｃｒ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｍｏ：０．０１％以上１．００％以下、
Ｖ：０．０１％以上０．１０％以下、
Ｂ：０．０００５％以上０．００３０％以下
から選ばれる１種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼板であり、
該鋼板の表層部および板厚中央部の夫々における島状マルテンサイトの面積率が３％未満であって、さらに前記鋼板の表層部および板厚中央部の夫々におけるベイナイトの面積率が９０％以上であり、
かつ板厚中央部におけるベイナイト中に存在するセメンタイトの平均粒径が０．５μｍ以下であるミクロ組織を有し、
表層部および板厚中央部のビッカース硬度差（△ＨＶ）が２０以下である高強度・高靭性鋼板。 - 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５％以上０．０１００％以下、
ＲＥＭ：０．０００５％以上０．０２００％以下、
Ｚｒ：０．０００５％以上０．０３００％以下、
Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下
から選ばれる１種以上を含有する請求項１に記載の高強度・高靭性鋼板。 - 請求項１または２に記載の高強度・高靭性鋼板の製造方法であり、
鋼スラブを１０００℃以上１２５０℃以下に加熱し、
オーステナイト再結晶温度域において圧延後、
オーステナイト未再結晶温度域において累積圧下率６０％以上の圧延を行い、
７７０℃以上８５０℃以下の温度で圧延を終了し、
７５０℃以上８３０℃以下の冷却開始温度から１０℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下の冷却速度にて、２５０℃以上４００℃以下の冷却停止温度まで温度降下量（△Ｔ）を３５０℃以上で加速冷却し、
その後、直ちに、３℃／ｓ以上の昇温速度で４００℃以上５００℃以下の温度まで再加熱する
高強度・高靭性鋼板の製造方法。
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