JPWO2017130885A1 - 高強度・高靭性鋼管用鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Ｃ方向の引張強度が６２５ＭＰａ以上、−５５℃でのＤＷＴＴで得られる延性破面率が８５％以上である高強度・高靭性鋼管用鋼板およびその製造方法を提供すること。質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．０８％以下、Ｓｉ：０．０５％超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し、板厚方向の１／２位置におけるフェライトの面積率が２０％以上８０％以下であり、このフェライト中の加工フェライトの割合が５０％以上１００％以下である組織を有し、−５５℃の試験温度でＤＷＴＴ試験を行った際の試験片破面に生成するセパレーションがセパレーションインデックス（ＳＩ−５５℃）で０．１０ｍｍ−１以上である、高強度・高靭性鋼管用鋼板とその製造方法。
Description
本発明は高強度・高靭性鋼管用鋼板とその製造方法に関する。特に、優れた脆性き裂伝播停止性能を有するラインパイプ用鋼管の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、大規模破壊を回避する観点から脆性破壊の抑制が非常に重要であり、過去の実管ガスバースト試験結果から求められた脆性破壊抑制のために必要なＤＷＴＴ試験（Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅｓｔ）の試験値（延性破面率が８５％となる破面遷移温度）が規定され、優れたＤＷＴＴ特性が要求される。
また、近年のガス田や油田の開発は、ロシアやアラスカなどの極寒地域や北海などの寒冷地域にまで拡大する傾向がある。極寒地域や寒冷地域に敷設されるラインパイプには母材の耐脆性き裂伝播特性に優れることが要求され、さらに母材の低温靭性に優れることが要求される。
このような要求に対して、特許文献１では、炭素当量（Ｃｅｑ）を０．３０〜０．４５に制御した成分系において、未再結晶温度域にて累積圧下率が５０％以上、二相域にて累積圧下率が１０〜５０％で熱間圧延を行った後、直ちに４５０〜７００℃に再加熱する技術を開示している。該技術に基づき、母材靭性に優れ、かつ溶接入熱４〜１０ｋＪ／ｍｍで溶接した際の溶接熱影響部（ＨＡＺ；Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ）組織に占める上部ベイナイト組織を面積率で９０％以上、当該上部ベイナイト組織に含まれる島状マルテンサイトを面積率で３％以下に制御しＨＡＺ靭性を改善した引張強度が５６５ＭＰａ以上の高靭性ラインパイプ用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、Ｓｉを実質的に含まないレベルまで低減し、炭素当量（Ｃｅｑ）を０．３０〜０．４５に制御した成分系において、９００℃以下の未再結晶温度域にて累積圧下率が５０％以上、二相域にて累積圧下率が１０〜５０％で熱間圧延を行った後、１０〜８０℃／ｓの冷却速度で４００℃以下の冷却停止温度まで冷却し、直ちに冷却停止温度超え、かつ１５０℃以上４５０℃未満の温度範囲に再加熱することを特徴とする脆性き裂伝播停止性能および溶接熱影響部靭性に優れた高降伏強度・高靭性厚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：０．０５〜０．１０％、Ｍｎ：１．８〜２．５％、Ｍｏ：０．３０〜０．６０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．０３〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％を含有し、Ｐ値（＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｍｏ＋Ｖ）が１．９〜２．８を満足し、そのミクロ組織がマルテンサイト・ベイナイトと２０〜９０％のフェライトによって形成された２相組織からなり、かつフェライト中に加工フェライトを５０〜１００％含有し、フェライトの平均粒径が５μｍ以下であることを特徴とする低温靭性に優れた超高張力鋼板が提案されている。
特許文献４では、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０８％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：１．８〜３．０％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．０００６％以下、Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％を含有し、そのミクロ組織におけるベイナイトの面積率が８５％以上であり、前記ベイナイト中の島状マルテンサイトが面積率で５〜１５％で均一分散し、旧オーステナイト粒界に存在するフェライトの面積率が５％以下であって、−３０℃の試験温度でシャルピー衝撃試験を行った際の破面において、『破面上の長さ１ｍｍ以上のセパレーション長さの総和を破面の被検面面積で除した値』で定義されるセパレーションインデックス（ＳＩ）が０．０５ｍｍ−１以下であることを特徴とする高靭性かつ高変形高強度鋼管用鋼板およびその製造方法が提案されている。
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には、より高強度かつ高靭性であることが求められている。具体的には、鋼板から鋼管への加工後において、鋼管母材の引張強度が６２５ＭＰａ以上であり、かつ鋼管母材における−４５℃でのＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率が８５％以上であることが要求されている。
特許文献１では、脆性破壊抑制のための評価指標であるＤＷＴＴ特性は板厚が３３ｍｍの鋼板の１／２ｔ（以下、ｔは厚さを意味する）位置から採取した１９ｍｍに減厚した試験片にて、試験温度が−４７℃での延性破面率で評価されている。試験片を減厚すると延性破面率が高めとなる傾向が認められることに加えて、実際に敷設されるラインパイプにおける造管時の加工による特性劣化の懸念も考慮すると、特許文献１に記載の発明は改善の余地がある。
特許文献２では圧延および急速冷却後、直ちに再加熱処理が必須であり、オンラインの加熱装置が必要である。このため、製造工程の増加による製造コストの上昇が懸念される。また、ＤＷＴＴ特性は板厚が３３ｍｍの鋼板の１／２ｔ位置から採取した１９ｍｍに減厚した試験片にて、試験温度が−４７℃での延性破面率で評価されている。試験片を減厚すると延性破面率が高めとなる傾向が認められることに加えて、実際に敷設されるラインパイプにおける造管時の加工による特性劣化の懸念も考慮すると、特許文献２に記載の発明は改善の余地がある。
特許文献３は、２０〜９０％のフェライトと平均粒径が５μｍ以下のフェライト中に加工フェライトを５０〜１００％含有した組織を有するＴＳ≧９５０ＭＰａの低温靭性に優れた超高強度鋼板に関する技術を開示する。しかし、母材の低温靭性はシャルピー試験による５０％破面遷移温度（ｖＴｒｓ）で実施されており、実管ガスバースト試験との相関が高い全厚ＤＷＴＴ試験に関する記載がない。このため、特許文献３に記載の発明は、冷却速度が速く硬質相の分率が増加しやすい表層部を含んだ全厚での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４では、セパレーションの生成量を適正に制御することで高吸収エネルギーと低温靭性の両立を指向している。しかし、セパレーションを抑制することでシャルピー衝撃吸収エネルギーは向上するものの、実施例中のＤＷＴＴ試験は−２０℃での延性破面率で評価されており、−４５℃といったより低温での使用環境では改善の余地がある。
このような特許文献１〜４に記載の技術では、より厳しい敷設環境・使用環境でも適用可能な高強度・高靭性鋼管の素材となる鋼板を安定的に製造することは実現できていない。
そこで、かかる事情を鑑み、６２５ＭＰａ以上の引張強度を有し、−４５℃でのＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率が８５％以上である鋼管の素材として適用可能な鋼板とその製造方法を提供することを本発明の目的とする。ここで、ＤＷＴＴ特性は造管時に１０℃の試験温度差に相当する特性低下が生じると考えられる。この点を考慮して、本発明は、引張強度が６２５ＭＰａ以上、−５５℃でのＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率（ＳＡ−５５℃）が８５％以上である高強度・高靭性鋼管用鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明の高強度・高靭性鋼管用鋼板において、高強度とは後述の実施例に記載の引張試験から求めたＣ方向（圧延方向に直角方向）の引張強度（ＴＳ）が６２５ＭＰａ以上であることを意味する。また、高靱性とは後述の実施例に記載のＤＷＴＴ試験から求めた延性破面率（ＳＡ−５５℃）が８５％以上であることを意味する。
本発明者らは評価指標として延性破面率（ＳＡ−５５℃）を参照しながら、目標とする脆性亀裂伝播停止性能を得るためのセパレーション発生量を定量化した。図１に示す概略図は、セパレーションインデックス（ＳＩ−５５℃）の測定方法を説明するためのものである。ＤＷＴＴ試験を実施した際にＤＷＴＴ試験片の破面上に生成するセパレーションについて、プレスノッチ側と落重による衝撃側からそれぞれ試験片厚さｔ(板厚ｔ＜１９ｍｍの場合)、あるいは１９ｍｍ（板厚ｔ≧１９ｍｍの場合）を差し引いた評価領域にて、試験片破面に生成したセパレーションを目視で観察し、長さが１ｍｍ以上のすべてのセパレーションの長さを測定し、それらの総和を評価領域面積で除したＳＩを算出した。６２５ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼管素材用の鋼板各種に対して、このセパレーションインデックス（ＳＩ−５５℃）と、ＤＷＴＴ試験の延性破面率（ＳＡ−５５℃）との関係を整理した結果、ＳＡ−５５℃で評価される目標とする脆性亀裂伝播停止性能を得るためには、ＳＩ−５５℃≧０．１０ｍｍ−１とする必要があることを知見した。即ち、少なくとも、ＳＩ−５５℃値が外れた場合は目標とするＳＡ−５５℃値が得られない。
さらに本発明者らは、ＤＷＴＴ特性に及ぼす各種要因について、鋼管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、２相域での累積圧下率制御によるセパレーションの生成に起因した低温靭性の改善効果およびオーステナイト未再結晶温度域の低温側での累積圧下率制御による組織の微細化に起因した低温靭性の改善効果を活用することで、より厳しい低温での使用環境にも適用可能な優れたＤＷＴＴ特性を有する高強度・高靭性鋼管用鋼板が得られることを本発明者らは知見した。
本発明者らは、以上の知見に基づきさらに検討を重ねて本発明を完成した。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：０．０５％超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し、板厚方向の１／２位置におけるフェライトの面積率が２０％以上８０％以下であり、このフェライト中の加工フェライトの割合が５０％以上１００％以下である組織を有し、−５５℃の試験温度でＤＷＴＴ試験（Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅｓｔ）を行った際の試験片破面に生成するセパレーションが（１）式で定義されるセパレーションインデックス（ＳＩ−５５℃）で０．１０ｍｍ−１以上である、高強度・高靭性鋼管用鋼板。
ＳＩ−５５℃（ｍｍ−１）＝ΣＬｉ／Ａ・・・（１）
ΣＬｉ：ＤＷＴＴ試験片の評価領域（Ａ）に存在する長さ１ｍｍ以上のセパレーションの合計長さ（ｍｍ）
Ａ：ＤＷＴＴ試験片のプレスノッチ側と落重による衝撃側からそれぞれ試験片厚さｔ（板厚ｔ＜１９ｍｍの場合)、あるいは１９ｍｍ(板厚ｔ≧１９ｍｍの場合)を差し引いた評価領域面積（ｍｍ２)
［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［１］に記載の高強度・高靭性鋼管用鋼板。
ＳＩ−５５℃（ｍｍ−１）＝ΣＬｉ／Ａ・・・（１）
ΣＬｉ：ＤＷＴＴ試験片の評価領域（Ａ）に存在する長さ１ｍｍ以上のセパレーションの合計長さ（ｍｍ）
Ａ：ＤＷＴＴ試験片のプレスノッチ側と落重による衝撃側からそれぞれ試験片厚さｔ（板厚ｔ＜１９ｍｍの場合)、あるいは１９ｍｍ(板厚ｔ≧１９ｍｍの場合)を差し引いた評価領域面積（ｍｍ２)
［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［１］に記載の高強度・高靭性鋼管用鋼板。
［３］［１］または［２］に記載の高強度・高靭性鋼管用鋼板の製造方法であって、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、Ａｒ３点以上(Ａｒ３点＋１５０℃)以下における累積圧下率が５０％以上の圧延を行い、ついで、(Ａｒ３点−５０℃)以上Ａｒ３点未満における累積圧下率が５０％超の圧延を行う熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後、直ちに１０℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下の冷却速度で、２５０℃以上４５０℃以下の冷却停止温度まで加速冷却し、その後１００℃以下の温度域まで空冷を行う冷却工程と、を有する高強度・高靭性鋼管用鋼板の製造方法。
本発明の製造方法によれば、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、板厚方向の１／２位置におけるフェライトの面積率を２０％以上８０％以下とし、このフェライト中の加工フェライトの割合を５０％以上１００％以下とした組織を得ることが可能となる。また、製造した鋼板は高強度・高靱性を実現可能である。
本発明の鋼板は、セパレーションを活用し、引張強度（Ｃ方向）が６２５ＭＰａ以上、−５５℃でのＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率（ＳＡ−５５℃）が８５％以上の高強度・高靭性鋼管用鋼板である。本発明の鋼板は、冬季には周囲環境の気温が−４０℃以下となる寒冷地域及び／または極寒地域にまで施設の拡大が予想されるラインパイプへの適用が期待される。また、該ラインパイプとして、例えば１０ＭＰａ以上の高圧ガスラインパイプへの適用が期待される。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明の高強度・高靭性鋼管用鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０３％以上０．０８％以下、Ｓｉ：０．０５％超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、該鋼板の板厚方向の１／２位置におけるフェライトの面積率が２０％以上８０％以下であり、このフェライト中の加工フェライトの割合が５０％以上１００％以下である組織を有する。
まず、本発明の成分組成の限定理由を説明する。なお、成分組成に関する「％」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％未満では所望の引張強度（ＴＳ≧６２５ＭＰａ）が得られない場合がある。また、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、ベイナイト量が減少しやすくなる。一方、Ｃ量が０．０８％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やＤＷＴＴ特性（ＳＡ−５５℃）が低位となる場合がある。また、加速冷却後に表層硬度が上昇する場合があり、鋼管製造時にしわや表面欠陥の原因となる場合がある。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％未満では所望の引張強度（ＴＳ≧６２５ＭＰａ）が得られない場合がある。また、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、ベイナイト量が減少しやすくなる。一方、Ｃ量が０．０８％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やＤＷＴＴ特性（ＳＡ−５５℃）が低位となる場合がある。また、加速冷却後に表層硬度が上昇する場合があり、鋼管製造時にしわや表面欠陥の原因となる場合がある。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：０．０５％超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０．０５％超含有することが必要である。Ｓｉ量は、好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．１５％以上である。一方、Ｓｉ量が０．５０％を超えると溶接性や母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーが低下するため、Ｓｉ量は０．５０％以下とする。なお、ＨＡＺ部の靭性劣化防止の観点から、Ｓｉ量は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０．０５％超含有することが必要である。Ｓｉ量は、好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．１５％以上である。一方、Ｓｉ量が０．５０％を超えると溶接性や母材のシャルピー衝撃吸収エネルギーが低下するため、Ｓｉ量は０．５０％以下とする。なお、ＨＡＺ部の靭性劣化防止の観点から、Ｓｉ量は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％未満では所望の引張強度（ＴＳ≧６２５ＭＰａ）が得られない場合がある。また、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、ベイナイト量が減少しやすくなる。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特性（ＳＡ−５５℃）が劣ったりする原因となる。このため、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％未満では所望の引張強度（ＴＳ≧６２５ＭＰａ）が得られない場合がある。また、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、ベイナイト量が減少しやすくなる。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特性（ＳＡ−５５℃）が劣ったりする原因となる。このため、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は固溶強化による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場合がある。したがって、Ｐ量は０．００１％以上０．０１０％以下とする。
Ｐは固溶強化による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場合がある。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、靭性や延性を劣化さ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Ｓ量を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、Ｓ量を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、靭性や延性を劣化さ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Ｓ量を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、Ｓ量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０１％以上０．０８％以下
Ａｌは脱酸剤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、靭性を劣化させる場合がある。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は脱酸剤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、靭性を劣化させる場合がある。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、該未再結晶温度域における圧延による組織微細化効果を通じて鋼板の靭性の向上に有効である。これらの効果を得るために、Ｎｂを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（ＳＡ−５５℃）が劣ったりする場合がある。また、ＨＡＺ部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、該未再結晶温度域における圧延による組織微細化効果を通じて鋼板の靭性の向上に有効である。これらの効果を得るために、Ｎｂを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（ＳＡ−５５℃）が劣ったりする場合がある。また、ＨＡＺ部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ＨＡＺ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。好ましくは、Ｔｉ量は０．００８％以上である。一方、Ｔｉを０．０２５％超えて含有すると、ＴｉＮ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。こればかりでなく、粗大なＴｉＮは延性き裂や脆性き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（ＳＡ−５５℃）も著しく劣る。したがって、Ｔｉ量は０．０２５％以下とし、好ましくは０．０１８％以下とする。
Ｔｉは鋼中で窒化物を形成し、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ＨＡＺ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。好ましくは、Ｔｉ量は０．００８％以上である。一方、Ｔｉを０．０２５％超えて含有すると、ＴｉＮ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。こればかりでなく、粗大なＴｉＮは延性き裂や脆性き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（ＳＡ−５５℃）も著しく劣る。したがって、Ｔｉ量は０．０２５％以下とし、好ましくは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ＨＡＺ部でＴｉＮが分解した場合、固溶Ｎに起因したＨＡＺ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、ＨＡＺ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ＨＡＺ部でＴｉＮが分解した場合、固溶Ｎに起因したＨＡＺ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、ＨＡＺ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、母材やＨＡＺ部の高強度化に寄与する。この効果を得るためには、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏのいずれの元素を含有する場合であっても、含有する各元素について、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、母材やＨＡＺ部の高強度化に寄与する。この効果を得るためには、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏのいずれの元素を含有する場合であっても、含有する各元素について、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、含有しても靭性が劣化しないため、有用な元素である。この効果を得るためにはＮｉを０．０１％以上含有することが必要である。一方、Ｎｉ量が１．００％を超えるとその効果が飽和し、また、Ｎｉは非常に高価であるため、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、含有しても靭性が劣化しないため、有用な元素である。この効果を得るためにはＮｉを０．０１％以上含有することが必要である。一方、Ｎｉ量が１．００％を超えるとその効果が飽和し、また、Ｎｉは非常に高価であるため、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Ｖを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、靭性が劣る場合がある。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Ｖを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、靭性が劣る場合がある。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は焼入れ性向上元素であり、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、母材の高強度化やＨＡＺ部の強度低下防止に寄与する。この効果を得るためにはＢを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は焼入れ性向上元素であり、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、母材の高強度化やＨＡＺ部の強度低下防止に寄与する。この効果を得るためにはＢを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。
しかし、必要に応じてさらに、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、いずれの元素を含有する場合であっても、含有する各元素について、０．０００５％以上含有することで効果を発揮する。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％以下とすることが好ましい。
次に、組織について説明する。
本発明の高強度・高靭性鋼管用鋼板は、母材の引張強度（Ｃ方向）が６２５ＭＰａ以上、−５５℃でのＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率（ＳＡ−５５℃）が８５％以上、セパレーションインデックス（ＳＩ−５５℃）が０．１０ｍｍ−１以上の特性を安定して得るために、板厚方向の１／２位置の組織においてフェライトが面積率で２０％以上８０％以下、さらにフェライト中の加工フェライトの割合が５０％以上１００％以下であることが必要である。ここで、加工フェライトを含むフェライト以外の組織は主にベイナイトとすることが好ましい。その他の残部組織として、島状マルテンサイト、パーライト、マルテンサイトなど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％以下となることが好ましい。
板厚方向の１／２位置におけるフェライトの面積率：２０％以上８０％以下
本発明においてフェライトの面積率は重要であり、特に後述するフェライト中の加工フェライト量が重要である。つまり２相域で圧延された鋼板は、加工フェライトの集合組織に起因したセパレーションと呼ばれるＤＷＴＴ試験時のき裂進展方向に垂直な割れが発生し、き裂先端の応力が緩和されることで低温靭性が改善する。このセパレーションによる脆性き裂伝播停止性能の改善効果を得るためにはフェライトが面積率で２０％以上必要である。フェライトの面積率が２０％未満の場合、加工フェライト量の低下に起因したＤＷＴＴ特性（ＳＡ−５５℃）の低下が懸念される。フェライトの面積率が２０％未満の場合、これだけでなく、加工フェライト量が低下すると降伏比（ＹＲ）が上昇し鋼管の変形能が低下することから、地盤変動等の地形の変形に対する安全性が低下する場合がある。一方、フェライトが面積率で８０％を超えると、所望の引張強度が得られない場合がある。また、ベイナイトの面積率が小さくなりやすい。したがって、板厚方向の１／２位置におけるフェライトの面積率は２０％以上８０％以下とし、強度と低温靭性の安定確保の観点からフェライトの面積率は５０％以上８０％以下とすることが好ましい。フェライトの面積率は、より好ましくは５０％以上７０％以下である。
本発明においてフェライトの面積率は重要であり、特に後述するフェライト中の加工フェライト量が重要である。つまり２相域で圧延された鋼板は、加工フェライトの集合組織に起因したセパレーションと呼ばれるＤＷＴＴ試験時のき裂進展方向に垂直な割れが発生し、き裂先端の応力が緩和されることで低温靭性が改善する。このセパレーションによる脆性き裂伝播停止性能の改善効果を得るためにはフェライトが面積率で２０％以上必要である。フェライトの面積率が２０％未満の場合、加工フェライト量の低下に起因したＤＷＴＴ特性（ＳＡ−５５℃）の低下が懸念される。フェライトの面積率が２０％未満の場合、これだけでなく、加工フェライト量が低下すると降伏比（ＹＲ）が上昇し鋼管の変形能が低下することから、地盤変動等の地形の変形に対する安全性が低下する場合がある。一方、フェライトが面積率で８０％を超えると、所望の引張強度が得られない場合がある。また、ベイナイトの面積率が小さくなりやすい。したがって、板厚方向の１／２位置におけるフェライトの面積率は２０％以上８０％以下とし、強度と低温靭性の安定確保の観点からフェライトの面積率は５０％以上８０％以下とすることが好ましい。フェライトの面積率は、より好ましくは５０％以上７０％以下である。
フェライト中の加工フェライトの割合：５０％以上１００％以下
上述のように加工フェライトは、集合組織に起因したセパレーションの発生により低温靭性を改善する。フェライト中の加工フェライトの割合が５０％未満では、所望のセパレーション量が得られない場合があり、脆性き裂伝播停止性能が低位となる場合がある。したがって、フェライト中の加工フェライトの割合は５０％以上１００％以下とし、より安定して良好な脆性き裂伝播停止性能と優れたシャルピー衝撃吸収エネルギーを得る観点からフェライト中の加工フェライトの割合を８０％以上１００％以下とすることが好ましい。
上述のように加工フェライトは、集合組織に起因したセパレーションの発生により低温靭性を改善する。フェライト中の加工フェライトの割合が５０％未満では、所望のセパレーション量が得られない場合があり、脆性き裂伝播停止性能が低位となる場合がある。したがって、フェライト中の加工フェライトの割合は５０％以上１００％以下とし、より安定して良好な脆性き裂伝播停止性能と優れたシャルピー衝撃吸収エネルギーを得る観点からフェライト中の加工フェライトの割合を８０％以上１００％以下とすることが好ましい。
板厚方向の１／２位置におけるベイナイトの面積率：２０％以上８０％以下（好適条件）
所望の引張強度（ＴＳ≧６２５ＭＰａ）を安定して確保するため、ベイナイトの面積率は２０％以上とすることが好ましい。より好ましくは、ベイナイトの面積率は３０％以上である。また、ベイナイトの面積率が８０％を超えると加工フェライト量の低下に起因したＤＷＴＴ特性（ＳＡ−５５℃）の低下が懸念される。ベイナイトの面積率が８０％を超えると、これだけでなく、ＹＲの上昇による鋼管の変形能の低下によって、地盤変動等の地形の変形に対する安全性が低下する場合がある。したがって、ベイナイトの面積率は８０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、ベイナイトの面積率は５０％以下である。
所望の引張強度（ＴＳ≧６２５ＭＰａ）を安定して確保するため、ベイナイトの面積率は２０％以上とすることが好ましい。より好ましくは、ベイナイトの面積率は３０％以上である。また、ベイナイトの面積率が８０％を超えると加工フェライト量の低下に起因したＤＷＴＴ特性（ＳＡ−５５℃）の低下が懸念される。ベイナイトの面積率が８０％を超えると、これだけでなく、ＹＲの上昇による鋼管の変形能の低下によって、地盤変動等の地形の変形に対する安全性が低下する場合がある。したがって、ベイナイトの面積率は８０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、ベイナイトの面積率は５０％以下である。
板厚方向の１／２位置における組織の残部について
フェライトおよびベイナイト以外の残部としては、マルテンサイト（島状マルテンサイト（ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）を含む）やパーライト、残留オーステナイト等から選ばれる１種以上を含んでよい。残部組織として、これらが合計の面積分率で１０％以下存在していても差し支えない。
フェライトおよびベイナイト以外の残部としては、マルテンサイト（島状マルテンサイト（ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）を含む）やパーライト、残留オーステナイト等から選ばれる１種以上を含んでよい。残部組織として、これらが合計の面積分率で１０％以下存在していても差し支えない。
ここで、上記のフェライトの面積率について、例えば、板厚方向の１／２位置から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、光学顕微鏡を用いて、４００〜１０００倍の範囲の倍率で無作為に５視野観察し、撮影した組織写真から画像解析処理により、フェライトの面積率を算出することが可能である。面積率は５視野の平均値である。また、板厚方向のフェライト粒長さに対する圧延方向のフェライト粒長さの比として計算されるアスペクト比が３以上のフェライトを加工フェライトと定義し、全フェライト中の加工フェライトの割合を算出する。
また、例えば、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、島状マルテンサイト、フェライト（加工フェライト）、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が可能である。面積率は５視野の平均値である。
なお、一般に加速冷却を適用して製造された鋼板の組織は鋼板の板厚方向で異なるため、目標とする強度および脆性き裂伝播停止性能を安定して満足する観点から、冷却速度が遅く上記特性を達成しにくい板厚方向の１／２位置（板厚ｔの１／２ｔ位置）の組織を本発明では規定した。
本発明の高強度・高靭性鋼管用鋼板は以下の特性を有する。
（１）Ｃ方向の引張強度が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Ｃ方向の引張強度を６２５ＭＰａ以上とする。
（１）Ｃ方向の引張強度が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Ｃ方向の引張強度を６２５ＭＰａ以上とする。
Ｌ方向の降伏比（ＹＲ）が９３％以下（好適条件）：近年のガス田や油田の開発は、地震地帯や永久凍土地帯へと拡大する傾向がある。よって、敷設するラインパイプには、地盤変動による地形の大変形時の安全性確保のための低降伏比が要求されている場合がある。この要求に応えるため、本発明においては降伏比を９３％以下とし、好ましくは９０％以下とする。
ここで、引張強度および引張強度に対する降伏強度の比で表される降伏比は、ＡＳＴＭ Ａ３７０に準拠した引張方向がＣ方向（圧延方向に直角方向）およびＬ方向（圧延方向に平行な方向）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。
（２）−５５℃でのＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率（ＳＡ−５５℃）が８５％以上、セパレーションインデックス（ＳＩ−５５℃）が０．１０ｍｍ−１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、脆性き裂伝播停止の観点から、ＤＷＴＴ試験における延性破面率の値が高いことが望まれ、本発明においては−５５℃でのＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率（ＳＡ値）を８５％以上とした。また、セパレーションインデックス（ＳＩ−５５℃）が０．１０ｍｍ−１以上とした。ここで、−５５℃でのＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率（ＳＡ−５５℃）は、ＡＰＩ−５Ｌ３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、−５５℃で落重による衝撃曲げ荷重を加え、プレスノッチ側（き裂発生領域）と落重による衝撃側（圧縮歪領域）からそれぞれ試験片厚さｔ（板厚ｔ＜１９ｍｍの場合）、あるいは１９ｍｍ(板厚ｔ≧１９ｍｍの場合)を差し引いた評価領域から延性破面率を求める。また上述のＤＷＴＴ試験後の延性破面率測定と同等の評価領域、すなわち、プレスノッチ側（き裂発生領域）と落重（ｄｒｏｐ ｗｅｉｇｈｔ）による衝撃側（圧縮歪領域）からそれぞれ試験片厚さｔ（板厚ｔ＜１９ｍｍの場合）、あるいは１９ｍｍ(板厚ｔ≧１９ｍｍの場合)を差し引いた評価領域にて、試験片破面に生成するセパレーションを目視で観察し、長さが１ｍｍ以上のすべてのセパレーションの長さを測定し、それらの総和を評価領域面積で除したセパレーションインデックス（ＳＩ−５５℃）を算出する。
（３）−５５℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが１６０Ｊ以上（好適条件）：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き裂が管軸方向に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−５５℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーが１６０Ｊ以上であることが好ましい。ここで、−５５℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギーは、−５５℃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）鋼板表面から板厚方向に１ｍｍ位置のビッカース硬度が２６０以下（好適条件）：鋼板表層部の温度は鋼板中央部に比べて低いため、二相温度域で圧延を行う場合、表層部と中央部で組織構成や特性が異なる場合がある。また、圧延後の冷却速度が速い鋼板表層部では硬質なマルテンサイトや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場合がある。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だけでなく、脆性亀裂の発生起点となる場合がある。このため、表層部の硬さを適正に制御することが好ましく、本発明では鋼板表面から板厚方向に１ｍｍ位置のビッカース硬度を２６０以下とする。ここで、ビッカース硬度は、鋼板から採取した硬度測定用試験片のＬ断面（圧延方向に平行で板面に垂直断面）を機械的に研磨後、鋼板表面から板厚方向に１ｍｍ離れた位置において、測定荷重が１０ｋｇｆの条件で、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠したビッカース硬度を各１０点測定し、その平均値を求める。
次に、本発明の高強度・高靭性鋼管用鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高強度・高靭性鋼管用鋼板は、好ましくは、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、Ａｒ３点以上（Ａｒ３点＋１５０℃）以下における累積圧下率が５０％以上の圧延を行い、ついで、（Ａｒ３点−５０℃）以上Ａｒ３点未満における累積圧下率が５０％超の圧延を行う熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程後、直ちに１０℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下の冷却速度で、２５０℃以上４５０℃以下の冷却停止温度まで加速冷却し、その後１００℃以下の温度域まで空冷を行う冷却工程と、を有する製造方法によって得られる。また、組織微細化による低温靭性の改善効果をより高める観点から、Ａｒ３点以上（Ａｒ３点＋１５０℃)以下での累積圧下率のうち、Ａｒ３点以上（Ａｒ３点＋５０℃）以下の温度域における累積圧下率を２０％以上とすることが好ましい。
なお、以下の説明において、特に断らない限り、温度は鋼板の板厚方向の平均温度とする。鋼板の板厚方向の平均温度は、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、鋼板の板厚方向の平均温度が求められる。
−熱間圧延工程−
鋼スラブ加熱温度：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してもよく、造塊法で製造してもよい。また、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、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、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。
鋼スラブ加熱温度：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してもよく、造塊法で製造してもよい。また、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、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、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、シャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性（ＳＡ−５５℃）が低下する場合がある。したがって、鋼スラブ加熱温度は１０００℃以上１２５０℃以下とし、好ましくは１０００℃以上１１５０℃以下とする。
本発明においては、鋼スラブを加熱した後、まず、オーステナイト再結晶温度域において圧延を行う。オーステナイト再結晶温度域において圧延を実施することにより、鋼スラブ加熱時に粗大化した組織が微細化するとともに整粒にもなるので、後述の各温度域における圧延および冷却後に得られる最終的な組織も微細化する。その結果、得られた鋼板のＤＷＴＴ特性（ＳＡ−５５℃）やシャルピー衝撃吸収エネルギーも向上する。オーステナイト再結晶温度域における累積圧下率は特に限定されるものではないが、３０％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９３０℃である。
Ａｒ３点以上（Ａｒ３点＋１５０℃）以下での累積圧下率：５０％以上
Ａｒ３点以上（Ａｒ３点＋１５０℃）以下の温度範囲は、オーステナイト未再結晶温度域の低温側に該当する。Ａｒ３点以上（Ａｒ３点＋１５０℃）以下のオーステナイトの未再結晶温度域にて累積圧下率で５０％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る。このため、その後、２相域圧延および加速冷却して得られる鋼の組織を構成するフェライトやベイナイトも微細化し、その結果、ＤＷＴＴ特性（ＳＡ−５５℃）は向上する。一方、累積圧下率が５０％未満では細粒化効果が不十分となり良好なＤＷＴＴ特性（ＳＡ−５５℃）が得られない場合がある。したがって、Ａｒ３点以上（Ａｒ３点＋１５０℃）以下のオーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率は５０％以上とする。累積圧下率の上限は特に限定されないが、累積圧下率が９０％を超えると必要な鋼スラブの厚さが非常に厚くなるため、加熱効率等の低下を招き、エネルギーコストが大幅に上昇する懸念がある。このため、Ａｒ３点以上（Ａｒ３点＋１５０℃）以下のオーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率の上限は９０％が好ましい。
Ａｒ３点以上（Ａｒ３点＋１５０℃）以下の温度範囲は、オーステナイト未再結晶温度域の低温側に該当する。Ａｒ３点以上（Ａｒ３点＋１５０℃）以下のオーステナイトの未再結晶温度域にて累積圧下率で５０％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る。このため、その後、２相域圧延および加速冷却して得られる鋼の組織を構成するフェライトやベイナイトも微細化し、その結果、ＤＷＴＴ特性（ＳＡ−５５℃）は向上する。一方、累積圧下率が５０％未満では細粒化効果が不十分となり良好なＤＷＴＴ特性（ＳＡ−５５℃）が得られない場合がある。したがって、Ａｒ３点以上（Ａｒ３点＋１５０℃）以下のオーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率は５０％以上とする。累積圧下率の上限は特に限定されないが、累積圧下率が９０％を超えると必要な鋼スラブの厚さが非常に厚くなるため、加熱効率等の低下を招き、エネルギーコストが大幅に上昇する懸念がある。このため、Ａｒ３点以上（Ａｒ３点＋１５０℃）以下のオーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率の上限は９０％が好ましい。
なお、本発明においてＡｒ３点は各鋼素材中の各元素の含有量に基づく次式を用いて計算して得られる値を用いる。各式中の元素記号は、鋼中の各元素の含有量（質量％）を表す。含有しない元素については０とする。
（式）：Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ
Ａｒ３点以上（Ａｒ３点＋５０℃）以下の温度域における累積圧下率：２０％以上（好適条件）
（Ａｒ３点＋１５０℃）以下のオーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率のうち、Ａｒ３点以上（Ａｒ３点＋５０℃）以下の温度域における累積圧下率を２０％以上とすることで、オーステナイト粒がより細粒となり、２相域圧延および加速冷却して得られる鋼の組織を構成するフェライトやベイナイトがより微細化し、その結果、ＤＷＴＴ特性（ＳＡ−５５℃）は向上する。したがって、Ａｒ３点以上（Ａｒ３点＋５０℃）の温度域における累積圧下率は２０％以上とすることが望ましい。
（式）：Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ
Ａｒ３点以上（Ａｒ３点＋５０℃）以下の温度域における累積圧下率：２０％以上（好適条件）
（Ａｒ３点＋１５０℃）以下のオーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率のうち、Ａｒ３点以上（Ａｒ３点＋５０℃）以下の温度域における累積圧下率を２０％以上とすることで、オーステナイト粒がより細粒となり、２相域圧延および加速冷却して得られる鋼の組織を構成するフェライトやベイナイトがより微細化し、その結果、ＤＷＴＴ特性（ＳＡ−５５℃）は向上する。したがって、Ａｒ３点以上（Ａｒ３点＋５０℃）の温度域における累積圧下率は２０％以上とすることが望ましい。
（Ａｒ３点−５０℃）以上Ａｒ３点未満における累積圧下率：５０％超
Ａｒ３点未満のフェライト−オーステナイトの二相温度域で熱間圧延を行う。これにより、フェライトに加工が加わり、加工フェライトが生成する。その結果、高強度化とともに、ＤＷＴＴ試験などの脆性き裂伝播停止性能評価試験で、試験片の破面にセパレーションを発生させ、優れた耐脆性き裂伝播性能を得ることが可能となる。また、圧延温度が（Ａｒ３点−５０℃）未満では、フェライト変態が進行し、フェライトの面積率が増大するため、所望の強度が得られない場合がある。したがって、二相温度域の圧延温度範囲は（Ａｒ３点−５０℃)以上Ａｒ３点未満とする。
Ａｒ３点未満のフェライト−オーステナイトの二相温度域で熱間圧延を行う。これにより、フェライトに加工が加わり、加工フェライトが生成する。その結果、高強度化とともに、ＤＷＴＴ試験などの脆性き裂伝播停止性能評価試験で、試験片の破面にセパレーションを発生させ、優れた耐脆性き裂伝播性能を得ることが可能となる。また、圧延温度が（Ａｒ３点−５０℃）未満では、フェライト変態が進行し、フェライトの面積率が増大するため、所望の強度が得られない場合がある。したがって、二相温度域の圧延温度範囲は（Ａｒ３点−５０℃)以上Ａｒ３点未満とする。
（Ａｒ３点−５０℃)以上Ａｒ３点未満の累積圧下率が５０％以下ではアスペクト比３以上で定義した加工フェライトが所望量得られない場合がある。これにより、セパレーションの発生は認められるものの、その発生量は十分ではなく、優れた脆性き裂伝播停止性能が得られない場合がある。よって、（Ａｒ３点−５０℃)以上Ａｒ３点未満の累積圧下率は５０％超とし、好ましくは５３％以上である。一方、（Ａｒ３点−５０℃)以上Ａｒ３点未満の累積圧下率の上限は特に規定しないが、累積圧下率が８０％を超えると、セパレーションの発生量が飽和し、さらにフェライトの脆化による母材靭性の低下が懸念される。このため、該温度域の累積圧下率を８０％以下とすることが好ましい。（Ａｒ３点−５０℃)以上Ａｒ３点未満の累積圧下率は、より好ましくは７０％以下である。
圧延終了温度：（Ａｒ３点−５０℃）以上Ａｒ３点未満（好適条件）
（Ａｒ３点−５０℃)以上Ａｒ３点未満での累積大圧下は高強度化とともに、ＤＷＴＴ試験などの脆性き裂伝播停止性能評価試験で、試験片の破面にセパレーションを発生させ、優れた耐脆性き裂伝播性能を得ることが可能となる。しかしながら、（Ａｒ３点−５０℃)未満の低温域での圧延はフェライトの面積率が増大するため、所望の強度が得られない場合がある。他方、Ａｒ３点以上で圧延を終了すると加工フェライトが所望量得られない場合がある。これにより、セパレーションの発生は認められるものの、その発生量は十分ではなく、優れた脆性き裂伝播停止性能が得られない場合がある。したがって、圧延終了温度は（Ａｒ３点−５０℃)以上Ａｒ３点未満とすることが好ましい。
（Ａｒ３点−５０℃)以上Ａｒ３点未満での累積大圧下は高強度化とともに、ＤＷＴＴ試験などの脆性き裂伝播停止性能評価試験で、試験片の破面にセパレーションを発生させ、優れた耐脆性き裂伝播性能を得ることが可能となる。しかしながら、（Ａｒ３点−５０℃)未満の低温域での圧延はフェライトの面積率が増大するため、所望の強度が得られない場合がある。他方、Ａｒ３点以上で圧延を終了すると加工フェライトが所望量得られない場合がある。これにより、セパレーションの発生は認められるものの、その発生量は十分ではなく、優れた脆性き裂伝播停止性能が得られない場合がある。したがって、圧延終了温度は（Ａｒ３点−５０℃)以上Ａｒ３点未満とすることが好ましい。
−冷却工程−
加速冷却の冷却開始温度：（Ａｒ３点−８０℃)以上（好適条件）
本発明では、熱間圧延工程後、直ちに加速冷却を開始する。なお、加速冷却の冷却開始温度が（Ａｒ３点−８０℃)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、ポリゴナルフェライトが生成し、母材強度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（Ａｒ３点−８０℃）以上が好ましい。一方、加速冷却の開始温度の上限はＡｒ３点未満であれば特に規定しない。
加速冷却の冷却開始温度：（Ａｒ３点−８０℃)以上（好適条件）
本発明では、熱間圧延工程後、直ちに加速冷却を開始する。なお、加速冷却の冷却開始温度が（Ａｒ３点−８０℃)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、ポリゴナルフェライトが生成し、母材強度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（Ａｒ３点−８０℃）以上が好ましい。一方、加速冷却の開始温度の上限はＡｒ３点未満であれば特に規定しない。
加速冷却の冷却速度：１０℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下
圧延終了後に生成するフェライトは加工されていないため、強度確保の観点から有害である。このため、圧延終了後直ちに加速冷却を行い、未変態オーステナイトをベイナイトに変態させて、フェライトの生成を抑制し、母材靭性を損なわずに強度を向上させることが好ましい。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過度に生じ、母材強度が低下する場合がある。よって、加速冷却の冷却速度は１０℃／ｓ以上とし、好ましくは２０℃／ｓ以上である。一方、８０℃／ｓを超えると、特に鋼板表層近傍ではマルテンサイト変態が生じやすく硬質相が増加するため、表面硬度が過剰に高くなり、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。さらに、表面欠陥は延性き裂や脆性き裂の発生起点となる場合があり、シャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性（ＳＡ−５５℃）の低下が懸念される。したがって、加速冷却の冷却速度は８０℃／ｓ以下とし、６０℃／ｓ以下とすることが好ましい。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。
圧延終了後に生成するフェライトは加工されていないため、強度確保の観点から有害である。このため、圧延終了後直ちに加速冷却を行い、未変態オーステナイトをベイナイトに変態させて、フェライトの生成を抑制し、母材靭性を損なわずに強度を向上させることが好ましい。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過度に生じ、母材強度が低下する場合がある。よって、加速冷却の冷却速度は１０℃／ｓ以上とし、好ましくは２０℃／ｓ以上である。一方、８０℃／ｓを超えると、特に鋼板表層近傍ではマルテンサイト変態が生じやすく硬質相が増加するため、表面硬度が過剰に高くなり、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。さらに、表面欠陥は延性き裂や脆性き裂の発生起点となる場合があり、シャルピー衝撃吸収エネルギーやＤＷＴＴ特性（ＳＡ−５５℃）の低下が懸念される。したがって、加速冷却の冷却速度は８０℃／ｓ以下とし、６０℃／ｓ以下とすることが好ましい。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。
加速冷却の冷却停止温度：２５０℃以上４５０℃以下
６２５ＭＰａ以上の引張強度を得るため、冷却停止温度を４５０℃以下とし、鋼板の未変態オーステナイトを微細なベイナイトやマルテンサイトとする。冷却停止温度が４５０℃を超えると粗大なベイナイト組織となり、十分な高強度が得られない場合がある。一方、冷却停止温度が２５０℃未満では、過剰にマルテンサイト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やＤＷＴＴ特性（ＳＡ−５５℃）が著しく低下する場合があり、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、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。したがって、加速冷却の冷却停止温度は２５０℃以上４５０℃以下とする。
６２５ＭＰａ以上の引張強度を得るため、冷却停止温度を４５０℃以下とし、鋼板の未変態オーステナイトを微細なベイナイトやマルテンサイトとする。冷却停止温度が４５０℃を超えると粗大なベイナイト組織となり、十分な高強度が得られない場合がある。一方、冷却停止温度が２５０℃未満では、過剰にマルテンサイト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やＤＷＴＴ特性（ＳＡ−５５℃）が著しく低下する場合があり、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、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。したがって、加速冷却の冷却停止温度は２５０℃以上４５０℃以下とする。
１００℃以下の温度域まで空冷
上記加速冷却を終了後は、１００℃以下の温度域まで空冷する。
上記加速冷却を終了後は、１００℃以下の温度域まで空冷する。
本発明の製造方法は、上記した熱間圧延工程および冷却工程の他、任意の工程を含んでもよい。例えば、熱間圧延工程と冷却工程との間、および／または、空冷の後に実施される形状矯正等の工程を含んでも良い。なお、上記加速冷却の後、空冷の後は再加熱しなくてもよい。
本発明の鋼板を用いて鋼管を製造できる。鋼管の成形方法としては、ＵＯＥプロセスやプレスベンド（ベンディングプレスとも称する）等の冷間成形によって鋼管形状に成形する方法が挙げられる。
ＵＯＥプロセスでは、素材となる厚鋼板の幅方向端部に開先加工を施したのち、プレス機を用いて鋼板の幅方向端部の端曲げを行い、続いて、プレス機を用いて鋼板をＵ字状にそしてＯ字状に成形することにより、鋼板の幅方向端部同士が対向するように鋼板を円筒形状に成形する。次いで、鋼板の対向する幅方向端部をつき合わせて溶接する。この溶接をシーム溶接と呼ぶ。このシーム溶接においては、円筒形状の鋼板を拘束し、対向する鋼板の幅方向端部同士を突き合わせて仮付溶接する仮付溶接工程と、サブマージアーク溶接法によって鋼板の突き合わせ部の内外面に溶接を施す本溶接工程との、二段階の工程を有する方法が好ましい。シーム溶接を行った後に、溶接残留応力の除去と鋼管真円度の向上のため、拡管を行う。拡管工程において拡管率（拡管前の管の外径に対する拡管前後の外径変化量の比）は、通常、０．３％〜１．５％の範囲で実施される。真円度改善効果と拡管装置に要求される能力とのバランスの観点から、拡管率は０．５％〜１．２％の範囲であることが好ましい。その後、防食を目的としてコーティング処理を実施することができる。コーティング処理としては、たとえば、拡管後の鋼管を２００〜３００℃の温度域に加熱した後、鋼管外面に、たとえば公知の樹脂を塗布すればよい。
プレスベンドにより冷間成形する場合には、鋼板に三点曲げを繰り返すことにより逐次成形し、ほぼ円形の断面形状を有する鋼管を製造する。その後は、上述のＵＯＥプロセスと同様に、シーム溶接を実施する。プレスベンドの場合にも、シーム溶接の後、拡管を実施してもよく、また、コーティングを実施することもできる。
以下、本発明の実施例について説明する。本発明の技術的範囲は以下の実施例に限定されない。
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、２６０ｍｍ厚さのスラブとした後、表２に示す条件を満たす熱間圧延、加速冷却を施し、１００℃以下の温度域（室温）まで空冷することで板厚が３１．９ｍｍの厚鋼板を製造した。なお、スラブ加熱後、オーステナイト再結晶温度域（９３０〜１０８０℃の範囲内）において累積圧下率３０％以上の圧延を行った。
以上により得られた厚鋼板より、ＡＳＴＭ Ａ３７０に準拠した引張方向がＣ方向およびＬ方向となる全厚引張試験片を採取し、引張試験を実施し、Ｃ方向の全厚引張試験片を使用して引張強度（ＴＳ）を求め、Ｌ方向の全厚試験片を使用して降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）および降伏比（ＹＲ）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、−５５℃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−５５℃）を求めた。
さらに、ＡＰＩ−５Ｌ３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、−５５℃で落重による衝撃曲げ荷重を加え、プレスノッチ側（き裂発生領域）と落重による衝撃側（圧縮歪領域）からそれぞれ１９ｍｍ(板厚ｔ≧１９ｍｍであるから)を差し引いた評価領域から延性破面率（ＳＡ−５５℃)を求めた。さらに延性破面率測定と同等の評価領域にて、試験片破面に生成するセパレーションを目視で観察し、長さが１ｍｍ以上のすべてのセパレーションの長さを測定し、それらの総和を評価領域面積で除した（１）式で定義されるセパレーションインデックス（ＳＩ−５５℃）を算出した。
ＳＩ−５５℃（ｍｍ−１）＝ΣＬｉ／Ａ・・・（１）
ΣＬｉ：ＤＷＴＴ試験片の評価領域（Ａ）に存在する長さ１ｍｍ以上のセパレーションの合計長さ（ｍｍ）
Ａ：ＤＷＴＴ試験片のプレスノッチ側と落重による衝撃側からそれぞれ試験片厚さｔ(板厚ｔ＜１９ｍｍの場合)、あるいは１９ｍｍ（板厚ｔ≧１９ｍｍの場合）を差し引いた評価領域面積（ｍｍ２）
表層硬度測定は、厚鋼板から硬度測定用試験片を採取し、Ｌ断面（圧延方向に平行で板面に垂直断面）を機械的に研磨し、鋼板表面から板厚方向に１ｍｍ深さの領域（表層部）において、荷重を１０ｋｇｆでＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠したビッカース硬度を各１０点測定し、その平均値を求めた。
ΣＬｉ：ＤＷＴＴ試験片の評価領域（Ａ）に存在する長さ１ｍｍ以上のセパレーションの合計長さ（ｍｍ）
Ａ：ＤＷＴＴ試験片のプレスノッチ側と落重による衝撃側からそれぞれ試験片厚さｔ(板厚ｔ＜１９ｍｍの場合)、あるいは１９ｍｍ（板厚ｔ≧１９ｍｍの場合）を差し引いた評価領域面積（ｍｍ２）
表層硬度測定は、厚鋼板から硬度測定用試験片を採取し、Ｌ断面（圧延方向に平行で板面に垂直断面）を機械的に研磨し、鋼板表面から板厚方向に１ｍｍ深さの領域（表層部）において、荷重を１０ｋｇｆでＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠したビッカース硬度を各１０点測定し、その平均値を求めた。
そして、厚鋼板の一方の板面から板厚方向の３／８の位置から５／８の位置までの領域から組織観察用試験片を採取し、前述した方法にて、板厚方向の１／２位置におけるフェライトの面積率、フェライト中の加工フェライトの割合、ベイナイトおよび残部組織の面積率を求めた。得られた結果を表３に示す。
Ｎｏ．２〜１２は発明例であり、母材のＣ方向の引張強度（ＴＳ）が６２５ＭＰａ以上、Ｌ方向の降伏比（ＹＲ）が９３％以下、−５５℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−５５℃）が１６０Ｊ以上でかつ、−５５℃でのＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率（ＳＡ−５５℃）が８５％以上、セパレーションインデックス（ＳＩ−５５℃）が０．１０ｍｍ−１以上、表層のビッカース硬度が２６０以下となっている。
これに対して、比較例であるＮｏ．１は、Ｃ量が本発明の範囲を下回っているため、焼入れ性の低下が顕著となり、圧延後の冷却中に生じたフェライトの生成量が多く、その結果、フェライトの面積率が所定量より多くなったため、所望の引張強度（ＴＳ）が得られない。また、圧延後の冷却中に生成したフェライトは加工フェライトとなっていないものが多く、ＳＩ−５５℃値が本発明範囲に未達のため、所望のＤＷＴＴ特性（ＳＡ−５５℃）が得られない。
比較例であるＮｏ．１３は、Ｎｂ量が本発明の範囲を上回っており、焼入れ性が過度に向上するため、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−５５℃）やＤＷＴＴ特性（ＳＡ−５５℃）が得られない。さらに鋼板表層近傍では硬質なマルテンサイトの生成量が増加し、所望の表層硬度が得られない。
比較例であるＮｏ．１４は、Ｃ量が、Ｎｏ．１５はＭｎ量が本発明の範囲を上回っているため、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−５５℃）やＤＷＴＴ特性（ＳＡ−５５℃）が得られない。また、Ｃ量やＭｎ量が高いため、特に鋼板表層近傍では硬質なマルテンサイトの生成量が増加し、所望の表層硬度が得られない。
比較例であるＮｏ．１６はＳｉ量が本発明の範囲を下回っているため、固溶強化による強度上昇が不十分のため、所望の引張強度が得られない。
比較例であるＮｏ．１７はＭｎ量が本発明範囲を下回っているため、焼入れ性の低下が顕著となり、冷却中にパーライト変態が生じ、ベイナイト量が減少した結果、所望の引張強度が得られない。
比較例であるＮｏ．１８はＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂが含有されていないため、焼入れ性の低下が顕著となり、冷却中にパーライト変態が生じ、ベイナイト量が減少した結果、所望の引張強度が得られない。
比較例である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、延性き裂や脆性き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−５５℃）やＤＷＴＴ特性（ＳＡ−５５℃）が得られない。
比較例であるＮｏ．２０はＮｂ量が本発明範囲を下回っているため、焼入れ性の低下が顕著となり、圧延後の冷却中に生じたフェライトの生成量が多く、その結果、フェライトの面積率が所定量より多くなったため、所望の引張強度（ＴＳ）が得られない。また、圧延後の冷却中に生成したフェライトは加工フェライトとなっていないものが多く、ＳＩ−５５℃値が本発明範囲に未達のため、所望のＤＷＴＴ特性（ＳＡ−５５℃）が得られない。
比較例であるＮｏ．２１はＴｉ量が本発明範囲を下回っているため、析出強化による強度上昇が不十分のため、所望の強度が得られない。
表１に示す鋼Ｃ、ＥおよびＧ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、２６０ｍｍ厚さのスラブとした後、表４に示す条件を満たす熱間圧延、加速冷却を施し、１００℃以下の温度域（室温）まで空冷することで板厚が３１．９ｍｍの厚鋼板を製造した。なお、スラブ加熱後、オーステナイト再結晶温度域（９３０〜１０８０℃の範囲内）において累積圧下率３０％以上の圧延を行った。
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（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）、シャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−５５℃）、延性破面率（ＳＡ−５５℃）、セパレーションインデックス（ＳＩ−５５℃）および表層硬度を測定した。得られた結果を表５に示す。
なお、Ｎｏ．２２は実施例１のＮｏ．３と同じであり、Ｎｏ．３０は実施例１のＮｏ．５と同じであり、Ｎｏ．３２は実施例１のＮｏ．７と同じである。
Ｎｏ．２２、２３、３０〜３２は発明例であり、母材のＣ方向の引張強度（ＴＳ）が６２５ＭＰａ以上、Ｌ方向の降伏比（ＹＲ）が９３％以下、−５５℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー（ｖＥ−５５℃）が１６０Ｊ以上でかつ、−５５℃でのＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率（ＳＡ−５５℃）が８５％以上、セパレーションインデックス（ＳＩ−５５℃）が０．１０ｍｍ−１以上、表層のビッカース硬度が２６０以下となっている。
さらに、Ｎｏ．２３およびＮｏ．３１は、Ｎｏ．２２およびＮｏ．３０と対比して、（Ａｒ３＋１５０℃）以下の未再結晶温度域における累積圧下率に加えて、未再結晶温度域の中でも低い温度域での累積圧下率を好適範囲に設定して製造したものであるため、フェライトやベイナイトへ変態する前のオーステナイトの微細化に起因して、最終的に得られた鋼板の組織も微細化して延性破面率（ＳＡ−５５℃）がより高位となっている。
以上に対して、比較例であるＮｏ．２４およびＮｏ．２７は（Ａｒ３点−５０℃）以上Ａｒ３点未満の累積圧下率が本発明範囲を下回るため、所定量の加工フェライトが得られず、ＳＩ−５５℃値が本発明範囲外である。このため、所望のＤＷＴＴ特性（ＳＡ−５５℃）が得られない。
比較例であるＮｏ．２５は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−５５℃）やＤＷＴＴ特性（ＳＡ−５５℃）が得られない。さらに鋼板表層近傍では硬質なマルテンサイトの生成量が増加し、所望の表層硬度が得られない。
比較例であるＮｏ．２６は冷却停止温度が本発明範囲を下回るため、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−５５℃）やＤＷＴＴ特性（ＳＡ−５５℃）が得られない。さらに鋼板表層近傍では硬質なマルテンサイトの生成量が増加し、所望の表層硬度が得られない。
比較例であるＮｏ．２８はＡｒ３点以上（Ａｒ３点＋１５０℃）以下の未再結晶温度域の累積圧下率が本発明範囲を下回るため、フェライトやベイナイトへ変態する前のオーステナイトの微細化に起因した鋼板組織の微細粒化効果が不十分となり、所望のＤＷＴＴ特性（ＳＡ−５５℃）が得られない。
比較例であるＮｏ．２９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が粗大化し、鋼板組織の微細粒化効果が不十分となり、所望のＤＷＴＴ特性（ＳＡ−５５℃）が得られない。
比較例であるＮｏ．３３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不足し、所望の引張強度が得られない。
比較例であるＮｏ．３４は冷却速度が本発明範囲を下回るため、冷却中に過度のフェライトが生成し、その結果、所望の引張強度が得られない。また、所定量の加工フェライトが得られず、ＳＩ−５５℃値が本発明範囲外であるため、所望のＤＷＴＴ特性（ＳＡ−５５℃）が得られない。
比較例であるＮｏ．３５は冷却停止温度が本発明範囲を上回るため、粗大なベイナイトが生成し、その結果、所望の引張特性が得られない。
本発明の高強度・高靭性鋼管用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：０．０５％超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し、
板厚方向の１／２位置におけるフェライトの面積率が２０％以上８０％以下であり、このフェライト中の加工フェライトの割合が５０％以上１００％以下である組織を有し、
−５５℃の試験温度でＤＷＴＴ試験（Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅｓｔ）を行った際の試験片破面に生成するセパレーションが（１）式で定義されるセパレーションインデックス（ＳＩ−５５℃）で０．１０ｍｍ−１以上である、高強度・高靭性鋼管用鋼板。
ＳＩ−５５℃（ｍｍ−１）＝ΣＬｉ／Ａ・・・（１）
ΣＬｉ：ＤＷＴＴ試験片の評価領域（Ａ）に存在する長さ１ｍｍ以上のセパレーションの合計長さ（ｍｍ）
Ａ：ＤＷＴＴ試験片のプレスノッチ側と落重による衝撃側からそれぞれ試験片厚さｔ（板厚ｔ＜１９ｍｍの場合)、あるいは１９ｍｍ(板厚ｔ≧１９ｍｍの場合)を差し引いた評価領域面積（ｍｍ２) - 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・高靭性鋼管用鋼板。 - 請求項１または２に記載の高強度・高靭性鋼管用鋼板の製造方法であって、
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、Ａｒ３点以上(Ａｒ３点＋１５０℃)以下における累積圧下率が５０％以上の圧延を行い、ついで、(Ａｒ３点−５０℃)以上Ａｒ３点未満における累積圧下率が５０％超の圧延を行う熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程後、直ちに１０℃／ｓ以上８０℃／ｓ以下の冷却速度で、２５０℃以上４５０℃以下の冷却停止温度まで加速冷却し、その後１００℃以下の温度域まで空冷を行う冷却工程と、を有する高強度・高靭性鋼管用鋼板の製造方法。
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