(57)【要約】【課題】鋼板の機械特性において、API 5L X80グレード以上の高強度と高靭性（一様伸びと局部伸び）を確保する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．２０〜２．５０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｏ：０．００１〜０．００５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板であって、(ｉ)鋼板組織が、主として、フェライトとベイナイトの２相混合組織からなり、該組織において、(i-1)平均粒径２０μｍ以下のフェライトのフェライト分率が面積率で３０％以上、ベイナイトの平均硬さが２３０Ｈｖ以上であり、かつ、(i-2)ＭＡ分率が面積率で３％未満で、フェライト粒の周囲に生成するＭＡの最大長さが１０μｍ以下、平均長さが０．１〜２．０μｍであることを特徴とする高強度高延性鋼板。【選択図】図１
2020158825.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成が、質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．１４％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：１．２０〜２．５０％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．０１０％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０３０％、
Ｎ  ：０．００１〜０．００５％、
Ｏ  ：０．００１〜０．００５％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板であって、
（ｉ）鋼板組織が、主として、フェライトとベイナイトの２相混合組織からなり、該組織において、
（i-1）平均粒径２０μｍ以下のフェライトのフェライト分率が面積率で３０％以上、ベイナイトの平均硬さが２３０Ｈｖ以上であり、かつ、
（i-2）ＭＡ分率が面積率で３％未満で、フェライト粒の周囲に生成するＭＡの最大長さが１０μｍ以下、平均長さが０．１〜２．０μｍである
ことを特徴とする高強度高延性鋼板。
【請求項２】
前記鋼板組織の機械特性が、
（ii-1）ＧＯＳＴ規格の試験片形状の全厚引張試験による降伏強度が５７５ＭＰａ以上、引張強度が６４０ＭＰａ以上で、一様伸びに係るｎ値が０．１〜０．２、全伸びが２０％以上で、
（ii-2）靭性値ｖＥ-40が２００Ｊ／ｃｍ2以上である
ことを特徴とする請求項１に記載の高強度高延性鋼板。
【請求項３】
前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、
Ｖ  ：０．１０％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、
Ｂ  ：０．００５％以下の１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度高延性鋼板。
【請求項４】
前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．００３５％以下の１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度高延性鋼板。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度高延性鋼板を製造する製造方法であって、
（iv）請求項１〜４のいずれか１項に記載の鋼板の成分組成と同じ成分組成の鋼片を１０５０〜１２５０℃に加熱した後、未再結晶温度域にて、累積圧下率４０％以上で熱間圧延し、７００℃以上で熱間圧延を終了し、次いで、
（ｖ）熱間圧延終了後５０秒以内に冷却帯へ搬送し、１０℃／秒以上の平均冷却速度で、熱間圧延終了温度−（５０〜１５０）℃の温度まで冷却して、該温度に３秒超〜１５秒保持し、続いて、
（vi）３０℃／秒以上の平均冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却する
ことを特徴とする高強度高延性鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、主に、ラインパイプ分野での使用に好適な、高強度と高靭性を有する鋼板とその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
溶接構造用鋼材においては、近年、高強度と高靱性に加え、耐震性の観点から、高一様伸びが求められている。一般に、鋼材の金属組織を、軟質相であるフェライトと硬質相であるベイナイトなどの二相の組織にすることで、鋼材の高一様伸び化が可能であることが知られている。
【０００３】
例えば、特許文献１には、ＡＰＩ  ５Ｌ  Ｘ７０グレード以下の耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度鋼板が開示されている。加速冷却後に再加熱することで、表裏面の硬さを含む組織制御をして、強度Ｘ７０レベルでの全伸びを確保する熱処理方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２０１３−２２７６７０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
特許文献１に記載の熱処理方法は、加速冷却後に高温処理を行なうことで、有害な硬化組織を焼戻し、延性の回復を図るものであるが、Ｘ８０レベル以上の強度を確保することは難しい。
【０００６】
鋼板組織においてフェライト相が必須であるため、Ｘ８０レベル以上に高強度化しようとすると、より多くの合金元素の添加が必要となり、その結果、低温靱性が低下する。さらに、熱処理設備に急速加熱設備を設置すると、実質的に、熱処理工程数が増加し、生産性の低下や、製造コストの増加を招くことになる。
【０００７】
本発明は、従来技術における上記課題を踏まえ、鋼板の機械特性において、ＡＰＩ  ５Ｌ  Ｘ８０グレード以上の高強度と高靭性（一様伸び、局部伸びの双方）を確保することを課題とし、該課題を解決する高強度高靭性鋼板と、該鋼板を、高製造効率で、かつ、安定した高品質で製造することが可能な製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、上記課題を解決するために、鋼板の金属組織とその製造方法について鋭意検討した。その結果、以下の知見(v)〜(z)を得るに至った。
【０００９】
(v)強度と伸びを確保するためには、主要な組織として、フェライトとベイナイトの二相組織が必要である。降伏強度（ＹＳ）に関しては、フェライト粒径の細粒化が必要であり、一様伸びに関しては、高いフェライト分率が必要である。
【００１０】
(w)制御圧延と加速冷却を用いると、フェライトとベイナイトの組織制御は可能であるが、低温靭性等に有害なＭＡ組織（Martensite-Austenite Constituent、以下、単に「ＭＡ」という。）の生成は避けられない。
【００１１】
(x) 引張試験時に、フェライト／ＭＡの異相界面、又は、ベイナイト／ＭＡの異相界面に応力が集中し、これらの異相界面にマイクロクラックが発生してボイドへと成長する。その結果、局部伸びが低下し、全伸びが低下する。それ故、高延性化の観点から、ＭＡの生成を抑制する必要がある。
【００１２】
(y)ＭＡ分率の増加だけでなく、ＭＡ自体の増大が、マイクロクラックの発生を助長する。特に、粗大なフェライトの回りに生成したＭＡで、引張方向に垂直な方向に伸びたＭＡは、マイクロクラックの発生を著しく助長する。
【００１３】
そして、以上の知見から、次の知見(z)を得るに至った。
【００１４】
(z)鋼板の機械特性において強度と延性を確保するには、鋼板組織を、フェライトとベイナイトの二相組織とする必要があるが、生成するＭＡに関しては、(z-1)ＭＡ分率を下げるとともに、(z-2)粗大なフェライト生成を抑制して、引張方向に垂直な方向に伸びたＭＡの生成を抑制し、ＭＡを微細に分散させれば、大きな強度低下を招くことなく、高伸び特性（特に、局部伸び）を得ることができる。
【００１５】
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は、以下の通りである。
【００１６】
（１）成分組成が、質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．１４％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：１．２０〜２．５０％、
Ｐ  ：０．０１５％以下、
Ｓ  ：０．０１０％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０３０％、
Ｎ  ：０．００１〜０．００５％、
Ｏ  ：０．００１〜０．００５％
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板であって、
（ｉ）鋼板組織が、主として、フェライトとベイナイトの２相混合組織からなり、該組織において、
（i-1）平均粒径２０μｍ以下のフェライトのフェライト分率が面積率で３０％以上で、ベイナイトの平均硬さが、２３０Ｈｖ以上であり、かつ、
（i-2）ＭＡ分率が面積率で３％未満で、フェライト粒の周囲に生成するＭＡの最大長さが１０μｍ以下、平均長さが０．１〜２．０μｍである
ことを特徴とする高強度高延性鋼板。
【００１７】
（２）前記鋼板組織の機械特性が、
（ii-1）ＧＯＳＴ規格の試験片形状の全厚引張試験による降伏強度が５７５ＭＰａ以上、引張強度が６４０ＭＰａ以上で、一様伸びに係るｎ値が０．１〜０．２、全伸びが２０％以上で、
（ii-2）靭性値ｖＥ-40が２００Ｊ／ｃｍ2以上である
ことを特徴とする前記（１）に記載の高強度高延性鋼板。
【００１８】
（３）前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、
Ｖ  ：０．１０％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、
Ｂ  ：０．００５％以下
の１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の高強度高延性鋼板。
【００１９】
（４）前記成分組成が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０．００３５％以下
の１種又は２種以上を含有する
ことを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の高強度高延性鋼板。
【００２０】
（５）前記（１）〜（４）のいずれかに記載の高強度高延性鋼板を製造する製造方法であって、
（iv）前記（１）〜（４）のいずれかに記載の鋼板の成分組成と同じ成分組成の鋼片を１０５０〜１２５０℃に加熱した後、未再結晶温度域にて、累積圧下率４０％以上で熱間圧延し、７００℃以上で熱間圧延を終了し、次いで、
（ｖ）熱間圧延終了後５０秒以内に冷却帯へ搬送し、１０℃／秒以上の平均冷却速度で、熱延終了温度−（５０〜１５０）℃の温度まで冷却して、該温度域に３秒超〜１５秒保持し、続いて、
（vi）３０℃／秒以上の平均冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却する
ことを特徴とする高強度高延性鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２１】
本発明によれば、低温靭性の低下を招く多量の合金元素を添加せずに、主に、寒冷地におけるラインパイプ用鋼板として使用し得る、局部伸びに優れた低降伏比の高強度高靭性鋼板を、生産性及び経済性よく大量に安定して製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２２】
【図１】本発明の製造方法の工程を模式的に示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２３】
本発明の高強度高延性鋼板（以下「本発明鋼板」ということがある。）は、
成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１４％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．２０〜２．５０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｏ：０．００１〜０．００５％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板であって、
（ｉ）鋼板組織が、主として、フェライトとベイナイトの２相混合組織からなり、該組織において、
（i-1）平均粒径２０μｍ以下のフェライトのフェライト分率が面積率で３０％以上で、ベイナイトの平均硬さが２３０Ｈｖ以上であり、かつ、
（i-2）ＭＡ分率が面積率で３％未満で、フェライト粒の周囲に生成するＭＡの最大長さが１０μｍ以下、平均長さが０．１〜２．０μｍである
ことを特徴とする。
【００２４】
本発明の高強度高延性鋼板の製造方法（以下「本発明製造方法」ということがある。）は、本発明鋼板を製造する製造方法であって、
（iv）本発明鋼板の成分組成と同じ成分組成の鋼片を１０５０〜１２５０℃に加熱した後、未再結晶温度域にて、累積圧下率４０％以上で熱間圧延し、７００℃以上で熱間圧延を終了し、次いで、
（ｖ）熱間圧延終了後５０秒以内に冷却帯へ搬送し、１０℃／秒以上の平均冷却速度で、熱延終了温度−（５０〜１５０）℃の温度まで冷却して、該温度に３秒超〜１５秒保持し、続いて、
（vi）３０℃／秒以上の平均冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却する
ことを特徴とする。
【００２５】
初めに、本発明鋼板について説明する。
【００２６】
まず、本発明鋼板の成分組成の限定理由について説明する。以下、成分組成に係る％は、質量％を意味する。
【００２７】
Ｃ：０．０３〜０．１４％
Ｃは、強度の確保に必要な元素である。０．０３％未満では、添加効果が十分に発現しないので、Ｃは０．０３％以上とする。好ましくは０．０６％以上である。一方、０．１４％を超えると、母材靭性及び溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性が劣化し、また、ＭＡが生成して、伸びが低下するので、Ｃは０．１４％以下とする。好ましくは０．１１％以下である。
【００２８】
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸のため添加し、また、固溶強化により強度向上に寄与する元素である。０．０５％未満では、添加効果が十分に発現しないので、Ｓｉは０．０５％以上とする。好ましくは０．１０％以上である。一方、０．５０％を超えると、靭性や溶接性が劣化するので、Ｓｉは０．５０％以下とする。好ましくは０．４０％以下である。
【００２９】
なお、Ｓｉは、ＭＡの生成を促す元素でもあるので、成分組成や製造条件の変動によらず、安定してＭＡの生成を抑制するためには、０．３５％以下がより好ましい。
【００３０】
Ｍｎ：１．２０〜２．５０％
Ｍｎは、強度や焼入性の向上に寄与する元素である。１．２０％未満では、添加効果が十分に発現しないので、Ｍｎは１．２０％以上とする。好ましくは１．５０％以上である。一方、２．５０％を超えると、靱性及び溶接性が劣化するので、Ｍｎは２．５０％以下とする。好ましくは２．２０％以下である。
【００３１】
なお、Ｍｎは、ＭＡの生成を促す元素でもあるので、成分組成や製造条件の変動によらず、安定してＭＡの生成を抑制するためには、２．００％以下がより好ましい。
【００３２】
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、不可避的不純物元素であり、また、粒界に偏析して靱性を劣化させる元素である。０．０１５％を超えると、粒界偏析や中心偏析が著しくなり、母材靭性が劣化するので、Ｐは０．０１５％以下とする。好ましくは０．０１２％以下である。
【００３３】
中心偏析部では、成分組成や製造条件が変動すると、ＭＡが多量に生成するので、より好ましくは０．０１０％以下である。下限は特に限定しないが、０．０００５％未満への低減は、製造コストの上昇を招くので、実用鋼板上、０．０００５％が実質的な下限である。
【００３４】
Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、不可避的不純物元素であり、また、熱延時の割れの原因となるＭｎＳを生成する元素である。できるだけ低減することが好ましいが、０．０１０％を超えると、ＭｎＳの生成量が増加して母材靭性が劣化するので、Ｓは０．０１０％以下とする。好ましくは０．００５％以下である。下限は特に限定しないが、０．０００５％未満への低減は、製造コストの上昇を招くので、実用鋼板上、０．０００５％が実質的な下限である。
【００３５】
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｔｉは、Ｏ及びＮと結合して、粒内フェライトの生成を促進する機能を有するＴｉＯ及びＴｉＮを形成する元素である。ＴｉＮやＴｉＯのピンニング効果により、溶接熱影響部におけるオーステナイトの粗大化を抑制し、低温靭性を向上させる重要な元素である。０．００５％未満では、添加効果が十分に発現しないので、Ｔｉは０．００５％以上とする。好ましくは０．００８％以上である。
【００３６】
一方、０．０３０％を超えると、ＴｉＮやＴｉＯが粗大化し、溶接熱影響部の靭性が劣化するので、Ｔｉは０．０３０％以下とする。好ましくは０．０２５％以下である。
【００３７】
Ａｌ：０．００５〜０．０３０％
Ａｌは、脱酸元素である。０．００５％未満では、添加効果が十分に発現しないので、Ａｌは０．００５％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。
【００３８】
一方、０．０３０％を超えると、酸化物が生成して鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するので、Ａｌは０．０３０％以下とする。好ましくは０．０２５％以下である。
【００３９】
なお、Ａｌは、ＭＡの生成を促す元素であるので、成分組成や製造条件の変動によらず、安定してＭＡの生成を抑制するためには、０．０２０％以下がより好ましい。
【００４０】
Ｎ：０．００１〜０．００５％、
Ｎは、固溶強化元素であり、また、ＴｉやＮｂと結合して、フェライトの生成を促進する機能を有する窒化物を形成する元素である。０．００１％未満では、添加効果が十分に発現しないので、Ｎは０．００１％以上とする。好ましくは０．００２％以上である。一方、０．００５０％を超えると、固溶強化が進み、溶接熱影響部の靱性が劣化するので、Ｎは０．００５％以下とする。好ましくは０．００４％以下である。
【００４１】
Ｏ：０．００１〜０．００５％、
Ｏは、Ｔｉと結合し、フェライトの生成を促進する機能を有するＴｉＯを形成する元素である。０．００１０％未満では、添加効果が十分に発現しないので、Ｏは０．００１％以上とする。好ましくは０．００２％以上である。一方、０．００５％を超えると、粗大な介在物が生成して靱性が低下するので、Ｏは０．００５％以下とする。好ましくは０．００４％以下である。
【００４２】
本発明鋼板は、上記元素の他、本発明鋼板の特性を損なわない範囲で、以下の、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、及び、ＲＥＭの１種又は２種以上を含有してもよい。
【００４３】
Ｃｕ：０．０１〜０．５０％
Ｃｕは、強度の確保に有効な元素である。０．０１％未満であると、添加効果が十分に発現しないので、Ｃｕは０．０１％以上とする。好ましくは０．０５％以上である。一方、０．５０％を超えると、熱間加工性が低下し、また、低温靱性が低下するので、Ｃｕは０．５０％以下とする。好ましくは０．４０％以下である。
【００４４】
Ｎｉ：０．０１〜０．５０％
Ｎｉは、鋼の焼入性の向上に有効な元素である。０．０１％未満では、添加効果が十分に発現しないので、Ｎｉは０．０１％以上とする。好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｎｉは高価な元素であるため、０．５０％を超えると、添加効果が飽和するだけでなく、製造コストが上昇するので、０．５０％以下とする。好ましくは０．４０％以下である。
【００４５】
Ｃｒ：０．０１〜０．５０％
Ｃｒは、焼入性の向上に寄与する元素であり、強度の向上に有効な元素である。０．０１％未満では、添加効果が十分に発現しないので、Ｃｒは０．０１％以上とする。好ましくは０．０５％以上である。一方、０．５０％を超えると、低温靭性が劣化するので、Ｃｒは０．５０％以下とする。好ましくは０．４０％以下である。
【００４６】
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％
Ｍｏは、焼入性の向上に寄与する元素である。０．０１％未満であると、添加効果が十分に発現しないので、Ｍｏは０．０１％以上とする。好ましくは０．０５％以上である。一方、０．５０％を超えると、溶接性や低温靱性が低下するので、Ｍｏは０．５０％以下とする。好ましくは０．４０％以下である。
【００４７】
Ｖ：０．１０％以下
Ｖは、焼入性の向上に寄与する元素であり、強度の向上に有効な元素である。しかし、０．１０％を超えると、低温靭性が劣化するので、Ｖは０．１０％以下とする。好ましくは０．０５％以下である。下限は特に限定しないが、０．００５％程度の添加で添加効果が発現するので、実用鋼板上、０．００５％が実質的な下限である。
【００４８】
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％
Ｎｂは、Ｎｂ（ＣＮ）を生成し、そのピニング効果により組織を細粒化して、靭性の向上に寄与する元素である。また、固溶Ｎｂは、焼入性を高め、強度の向上に寄与する元素である。０．００５％未満では、添加効果が十分に発現しないので、Ｎｂは０．００５％以上とする。好ましくは０．０１０％以上である。一方、０．０３０％を超えると、溶接熱影響部の靭性が劣化するので、Ｎｂは０．０３０％以下とする。好ましくは０．０２５％以下である。
【００４９】
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは、焼入性の向上と、粒内フェライトの生成に寄与する元素である。しかし、０．００５％を超えると、粗大なＢＮ等が生成し、低温靭性が低下するので、Ｂは０．００５％以下とする。好ましくは０．００２％以下である。下限は特に限定しないが、０．０００１％程度の添加で添加効果が発現するので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。
【００５０】
Ｃａ：０．０００１〜０．００５０％
Ｃａは、硫化物系介在物の形態を制御して、靭性の向上に寄与する元素である。０．０００１％未満では、添加効果が十分に発現しないので、Ｃａは０．０００１％以上とする。好ましくは０．００１０％以上である。一方、０．００５０％を超えると、鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するので、Ｃａは０．００５０％以下とする。好ましくは０．００３５％以下である。
【００５１】
Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％
Ｍｇは、硫化物系介在物の形態を制御して、靭性の向上に寄与する元素である。０．０００１％未満では、添加効果が十分に発現しないので、Ｍｇは０．０００１％以上とする。好ましくは０．００１０％以上である。一方、０．００５０％を超えると、鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するので、Ｍｇは０．００５０％以下とする。好ましくは０．００３５％以下である。
【００５２】
ＲＥＭ：０．００３５％以下
ＲＥＭは、硫化物系介在物の形態を制御して、靭性の向上に寄与する元素である。しかし、０．００３５％を超えると、鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するので、ＲＥＭは０．００３５％以下とする。好ましくは０．００２５％以下である。下限は特に限定しないが、０．０００１％程度の添加で添加効果が発現するので、実用鋼板上、０．０００１％が実質的な下限である。
【００５３】
次に、本発明鋼板の鋼板組織と機械特性について説明する。
【００５４】
本発明鋼板の鋼板組織は、主として、フェライトとベイナイトの２相混合組織である。そして、上記組織は、(i-1)平均粒径２０μｍ以下のフェライトのフェライト分率が面積率で３０％以上で、ベイナイトの平均硬さが２３０Ｈｖ以上であり、かつ、（i-2）ＭＡ（Martensite-Austenite Constituent）分率が面積率で３％未満で、フェライト粒の周囲に生成するＭＡの最大長さが１０μｍ以下、平均長さが０．１〜２．０μｍの組織である。
【００５５】
以下、組織要件の限定理由について説明する。
【００５６】
平均粒径２０μｍ以下のフェライトのフェライト分率：面積率で３０％以上
上記２相混合組織においては、平均粒径２０μｍ以下のフェライトを生成することで、ＧＯＳＴ規格の試験片形状の全厚引張試験にて、降伏強度５７５ＭＰａ以上を達成することができる。
【００５７】
ラインパイプ用鋼板を、大きな変形を受ける地震地帯等で使用する際には、該鋼板に、一様伸びを主とする伸び性能が要求される。
【００５８】
上記２相混合組織において、平均粒径２０μｍ以下のフェライトを面積率で３０％以上確保することにより、優れた一様伸び（ｎ値：０．１〜０．２）と、２０％以上の全伸びを達成することができる。好ましくは、上記フェライトを面積率で４０％以上確保する。上記フェライトの分率の上限は、特に限定しないが、所要の強度を確保し得る限度が実質的な上限である。
【００５９】
ベイナイトの平均硬さ：２３０Ｈｖ以上
ベイナイトの平均硬さを２３０Ｈｖ以上とすることで、ＧＯＳＴ規格の試験片形状の全厚引張試験において、引張強度６４０ＭＰａ以上を達成することができる。ベイナイトの平均硬さの上限は、特に限定しないが、所要の伸び特性を確保し得る限度が実質的な上限である。
【００６０】
ＭＡ分率：面積率で３％未満
前述したように、ラインパイプ用鋼板を、大きな変形を受ける地震地帯等で使用する際には、該鋼板に、一様伸びを主とする伸び性能が要求される。
【００６１】
しかし、ラインパイプ用鋼板が、ｎ値が良好な一様伸びを備えていても、鋼板組織中に、ＭＡのような極めて硬い硬化組織が存在すると、ＭＡ／フェライトの異相界面やＭＡ／ベイナイトの異相界面で、マイクロクラックが発生し易くなる。
【００６２】
そして、上記異相界面でマイクロクラックが発生すると、局部伸びが低下するので、ラインパイプ用鋼板においては、ＭＡの生成抑制を含め、鋼板組織の制御が必要となる。
【００６３】
ＭＡは、(a)微細なフェライトやベイナイトの粒界に微細に分散しているもの、(b)ベイナイトのラス内に存在するもの、及び、(c)粗大なフェライトの粒界を覆うように生成しているものの３形態に分けられる。
【００６４】
本発明鋼板の鋼板組織においては、全てのＭＡ形態につき、ＭＡ分率を、面積率で３％未満に抑制する。ＭＡ分率を３％未満に抑制することにより、局部伸びを効果的に改善することができる。好ましくは２％以下である。
【００６５】
ＭＡの最大長さ：１０μｍ以下
ＭＡの平均長さ：０．１〜２．０μｍ
γ−α変態時に粗大に成長したフェライト粒の周囲に生成するＭＡは、大きく（引張方向に垂直に投影した時の大きさ）成長すると、鋼板の伸び性能や低温靱性を阻害するので、最大長さを１０μｍ以下に、かつ、平均長さを０．１〜２．０μｍにする必要がある。
【００６６】
上記ＭＡの最大長さが１０μｍを超えると、鋼板の伸び性能を著しく阻害する。好ましくは７μｍ以下である。下限は、特に限定しないが、不可避的に生成するＭＡの長さが０．０１μｍ程度であるので、０．０１μｍが実質的な下限である。
【００６７】
上記ＭＡの平均長さが０．１μｍ未満又は２．０μｍ超であると、鋼板の伸び性能や低温靱性が低下するので、上記ＭＡの平均長さは０．１〜２．０μｍとする。好ましくは０．５〜１．５μｍである。
【００６８】
以上説明したように、本発明鋼板においては、主としてフェライトとベイナイトの２相混合組織の鋼板組織において、ＭＡ分率を３％未満に抑制し、かつ、フェライト粒の周囲に生成するＭＡの形状を、最大長さ１０μｍ以下、かつ、平均長さ０．１〜２．０μｍに制限することにより、ＧＯＳＴ規格の試験片形状の全厚引張試験において、一様伸びに係るｎ値を０．１〜０．２に、全伸びを２０％以上にすることができ、さらに、シャルピー衝撃試験において、２００Ｊ／ｃｍ2以上の靭性値ｖＥ-40を達成することができる。
【００６９】
次に、本発明製造方法について説明する。
【００７０】
図１に、本発明製造方法の工程を模式的に示す。本発明製造方法においては、前述したように、（iv）本発明鋼板の成分組成と同じ成分組成の鋼片を１０５０〜１２５０℃（図中、Ｔa）に加熱した後、未再結晶温度域にて、累積圧下率４０％以上で熱間圧延し、７００℃以上（図中、Ｔb）で熱間圧延を完了し、次いで、（ｖ）熱間圧延終了後５０秒以内（図中、ｔ0）に冷却帯へ搬送し、１０℃／秒以上の平均冷却速度で、熱間圧延終了温度−（５０〜１５０）℃の温度（図中、Ｔc）まで冷却して、該温度に３秒超〜１５秒（図中、ｔ1）保持し、続いて、（vi）３０℃／秒以上の平均冷却速度で３５０〜５００℃（図中、Ｔd）まで冷却する。
【００７１】
本発明製造方法の工程条件について説明する。
【００７２】
鋼片加熱温度（Ｔa）：１０５０〜１２５０℃
鋼片加熱温度が１０５０℃未満であると、炭化物の固溶が不十分となり、必要な強度が得られないので、鋼片加熱温度は１０５０℃以上とする。好ましくは１０８０℃以上である。一方、鋼片加熱温度が１２５０℃を超えると、結晶粒が粗大化し、母材靭性が劣化するので、鋼片加熱温度は１２５０℃以下とする。好ましくは１２００℃以下である。
【００７３】
未再結晶温度域における累積圧下率：４０％以上
圧延中のオーステナイト粒の微細化を促進して、フェライト粒の微細化を図るため、未再結晶温度域において、累積圧下率４０％以上で、１０５０〜１２５０℃の鋼片に熱間圧延を施す。累積圧下率が４０％未満であると、フェライト粒の微細化を十分に達成できないので、累積圧下率は４０％以上とする。好ましくは５０％以上である。累積圧下率は、鋼片の変形抵抗を考慮して設定するので、上限は限定できないが、圧延機の圧延限界が実質的な上限である。
【００７４】
熱間圧延終了温度（Ｔb）：７００℃以上
熱間圧延は、７００℃以上の温度で終了する必要がある。熱間圧延終了温度が７００℃未満であると、所要の冷却開始温度を確保することができない。好ましくは７５０℃以上である。熱間圧延中の鋼片又は鋼板の温度の低下分は、圧延条件により変動するので、熱間圧延終了温度の上限は、特に限定しない。
【００７５】
熱間圧延終了後の冷却帯への搬送時間（ｔ0）：５０秒以下
熱間圧延完了後の鋼板を、５０秒以内に冷却帯へ搬送する。該搬送時間が５０秒を超えると、鋼板を空冷することになり、高温でフェライト変態が進行し、粗大なフェライトが生成する。γ−α変態時、Ｃが、オーステナイト界面に吐き出されるので、生成した粗大なフェライトの周囲に、フェライトを覆う伸びたＭＡが生成する。
【００７６】
フェライトが粗大化すると、降伏強度が低下し、粗大なフェライトの周囲に伸びたＭＡが生成すると、局部伸びが低下するので、鋼板を冷却帯へ搬送するまでの時間は、空冷を避けるため５０秒以内とする。搬送時間は短いほど好ましいので、下限は限定しない。熱間圧延終了後、鋼板を、直ちに冷却帯へ搬送するのが好ましい。
【００７７】
熱間圧延終了温度−（５０〜１５０）℃（Ｔc）までの平均冷却速度：１０℃／秒以上
２０μｍ以下の細粒フェライトを面積率で３０％以上生成させるためには、高温でのγ−α変態を避けて、低温でγ−α変態を促進する必要がある。そのため、冷却帯へ搬送した後、鋼板を、直ちに、熱間圧延終了温度−（５０〜１５０）℃の温度まで急冷する必要がある。
【００７８】
平均冷却速度が１０℃／秒未満であると、粗大なフェライトが生成し、また、粗大なフェライト回りにＭＡが生成して延伸するので、平均冷却速度は１０℃／秒以上とする。好ましくは２０℃／秒以上である。平均冷却速度の上限は、冷却帯における冷却能の限界によるので、特に限定しない。
【００７９】
冷却停止温度（Ｔc）：熱間圧延終了温度−（５０〜１５０）℃
フェライトを面積率で３０％以上生成させるため、熱間圧延終了温度−（５０〜１５０）℃の温度に、平均冷却速度１０℃／秒以上で急冷する。冷却停止温度が、熱延修了温度−５０℃を超えると、高温域に急冷することになり、粗大なフェライトが生成するので、冷却停止温度は、熱間圧延終了温度−５０℃以下とする。好ましくは、熱間圧延終了温度−８０℃以下である。
【００８０】
一方、冷却停止温度が、熱間圧延終了温度−１５０℃未満であると、フェライト変態より、ベイナイト変態が進行し、硬化組織が生成するので、熱間圧延終了温度−１５０℃以上とする。好ましくは、熱間圧延終了温度−１２０℃以上である。
【００８１】
冷却停止温度での保持時間（ｔ1）：３秒超〜１５秒
冷却停止温度での保持時間が３秒以下であると、フェライト変態が進行しないので、冷却停止温度での保持時間は３秒超とする。好ましくは５秒以上である。一方、冷却停止温度での保持時間が１５秒を超えると、フェライト変態が著しく進んで、ベイナイトが生成しないので、冷却英紙温度での保持時間は１５秒以下とする。好ましくは１２秒以下である。
【００８２】
冷却温度３５０〜５００℃（Ｔd）への平均冷却速度：３０℃／秒以上
３５０〜５００℃への平均冷却速度が３０℃／秒未満であると、パーライトなどが生成して、所要の機械特性が得られないので、３０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却して、ベイナイト変態を促進する。好ましくは４０℃／秒以上である。
【００８３】
冷却温度（Ｔd）：３５０〜５００℃
冷却温度が３５０℃未満であると、マルテンサイトなどの硬化組織が生成して、低温靭性が劣化するので、冷却温度は３５０℃以上とする。好ましくは３８０℃以上である。一方、冷却温度が５００℃を超えると、パーライトなどが生成して、所要の機械特性が得られないので、冷却温度は５００℃以下とする。好ましくは４７０℃以下である。
【実施例】
【００８４】
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
【００８５】
（実施例１）
表１に示す成分組成のインゴットを真空溶解炉にて溶製し、厚み２４０〜３００ｍｍに加工し、板厚２０〜３０ｍｍの厚鋼板を製造した。
【００８６】
【表１】
2020158825.tif 000003
【００８７】
次に、表２に示す製造条件で鋼板を製造した。
【００８８】
【表２】
2020158825.tif 000004
【００８９】
製造した鋼板から試験片を採取し、以下のように、観察及び試験を行った。
【００９０】
試験片を、３％ナイタール液（硝酸アルコール溶液）でエッチングした後、光学顕微鏡で、組織を観察した。倍率は５００倍、観察視野は２２０μｍ×１８０μｍである。
【００９１】
撮影した光学顕微鏡写真を用いて、ポイントカウンティング法と切片法で、フェライト分率と粒径を算出した。
【００９２】
試験片を、レペラ腐食液（４％ピクリン酸エタノール溶液と二亜硫酸ナトリウム水溶液を１：１で混合した腐食液）でエッチングした後、光学顕微鏡で、ＭＡを観察した。倍率は５００倍、観察視野は２２０μｍ×１８０μｍである。ＭＡ部分を二値化し、ルーゼックス画像解析にて、ＭＡ分率を算出し、ＭＡ形状を特定した。
【００９３】
ＧＯＳＴ規格の試験片形状の全厚引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、ｎ値（５〜１０％）、局部伸び（％）、及び、全伸び（％）を測定した。また、シャルピー衝撃試験でｖＥ-40を測定した。
【００９４】
測定結果を表３に示す。
【００９５】
【表３】
2020158825.tif 000005
【００９６】
表３において、発明鋼１〜２０は、いずれも、成分組成及び製造方法が本発明の範囲内であり、ＹＳが５７５ＭＰａ、ＴＳが６４０ＭＰａ以上で、高強度である。また、発明鋼１〜２０は、いずれも、一様伸びを示すｎ値が０．１０〜０．２０の範囲内にあり、全伸びが２０％を超え、高延性である。さらに、発明鋼１〜２０は、−４０℃のシャルピー吸収エネルギー値ｖＥ-40が２３０Ｊ／ｃｍ2以上であり、低温靱性に優れている。
【００９７】
一方、比較鋼２１〜２４は、成分組成が本発明の範囲を外れているため、鋼板組織が、本発明の範囲外の組織となり、全伸び、及び、低温靭性が劣っている。比較鋼２１は高Ｃのため、比較鋼２２は高Ｓｉのため、比較鋼２３は高Ｍｎのため、比較鋼２４は高Ａｌのため、いずれも、ＭＡが多く生成して、局部伸びが低下し、全伸びが低下し、また、低温靭性が劣化している。
【００９８】
比較鋼２５は、成分組成が本発明の範囲を外れ、かつ、工程条件が本発明の範囲を外れているため、鋼板組織も本発明の範囲外の組織となり、材質特性が劣っている。比較鋼２５は、Ｓｉが０．６６％で、０．５０％（本発明鋼板のＳｉの上限）を超え、かつ、圧延終了から１次冷却までの搬送時間が長いために、フェライトが粗大になり、ＹＳが低下している。また、フェライトが粗大になったため、ＭＡの伸長が著しく、全伸びが低下している。
【００９９】
比較鋼２６〜３１は、成分組成が本発明の範囲内であるが、工程条件が本発明の範囲を外れているため、鋼板組織も本発明の範囲外の組織となり、材質特性が劣っている。比較鋼２６は、１次冷却時の冷却速度が遅いため、フェライトが成長し、ＹＳが低下し、また、全伸びが低下している。比較鋼２７は、１次冷却時の冷却停止温度が高いため、フェライトが成長し、ＹＳが低下し、また、全伸びが低下している。
【０１００】
比較鋼２８は、１次冷却時の冷却停止温度が低いため、フェライト分率が下がり、ベイナイトなどの低温変態組織が多くなっている。ベイナイト内に、多量のＭＡが生成したため、靱性が低下している。
【０１０１】
比較鋼２９は、１次冷却から２次冷却に移行するまでの保持時間が短いため、フェライト分率が低くなるとともに、ベイナイトなどの低温変態組織が多くなり、靱性が低下した。比較鋼３０は、１次冷却から２次冷却に移行するまでの保持時間が長いため、パーライト組織が生成し、強度が低下している。比較鋼３１は、２次冷却時の冷却停止温度が低いため、マルテンサイトが生成し、全伸びが低下し、靱性が低下している。
【産業上の利用可能性】
【０１０２】
前述したように、本発明によれば、低温靭性の低下を招く多量の合金元素を添加せずに、主に、寒冷地におけるラインパイプ用鋼板に使用し得る、局部伸びに優れた低降伏比の高強度高靭性鋼板を、生産性及び経済性よく大量に安定して製造することができる。よって、本発明は、鋼板製造産業及び鋼構造物建造産業において利用可能性が高いものである。
【図１】
2020158825.tif 000006