(57)【要約】【課題】DWTT特性および耐HIC特性に優れたラインパイプ用厚鋼板およびその製造方法を提供する。【解決手段】鋼板の化学組成が、質量%で、Ｃ:0.03〜0.08%、Si:0.10〜0.50%、Mn:1.00〜1.80%、Ｐ:0.020%以下、Ｓ:0.0010%以下、Cu:0.10〜0.50%、Ni:0.10〜0.50%、Nb:0.005〜0.050%、Ti:0.005〜0.030%、Al:0.010〜0.040%、Ｎ:0.0010〜0.0050%、Ｂ:0.001%以下、任意元素等、残部:Feおよび不純物であり、Pcmが0.15〜0.23であり、Ceqが0.35〜0.43であり、板厚中心部における金属組織が、面積率で、20〜35%のフェライト、および2.0%以下の硬質相を含み、残部がベイナイトであり、かつ、板厚中心部のフェライトの平均結晶粒径が20.0μｍ以下であり、鋼板表層におけるフェライトの面積率と板厚中心部におけるフェライトの面積率との差が5.0%以下であり、介在物の最大長径が30.0μｍ以下であり、板厚が30〜45ｍｍである、ラインパイプ用厚鋼板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼板の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．０８％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、
Ｍｎ：１．００〜１．８０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００１０％以下、
Ｃｕ：０．１０〜０．５０％、
Ｎｉ：０．１０〜０．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．０４０％、
Ｎ：０．００１０〜０．００５０％、
Ｂ：０．００１％以下、
Ｃｒ：０〜０．５０％、
Ｍｏ：０〜０．１０％、
Ｖ：０〜０．０５％、
Ｃａ：０〜０．０２％、
Ｍｇ：０〜０．０２％、
ＲＥＭ：０〜０．０２％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（i）式で示すＰｃｍが０．１５〜０．２３であり、
下記（ii）式で示すＣｅｑが０．３５〜０．４３であり、
板厚中心部における金属組織が、面積率で、
２０〜３５％のフェライト、および
２．０％以下の硬質相を含み、
残部がベイナイトであり、かつ、
板厚中心部のフェライトの平均結晶粒径が２０．０μｍ以下であり、
前記鋼板表層におけるフェライトの面積率と板厚中心部におけるフェライトの面積率との差が５．０％以下であり、
介在物の最大長径が３０．０μｍ以下であり、
板厚が３０〜４５ｍｍである、ラインパイプ用厚鋼板。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ    ・・・（ｉ）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４    ・・・（ii）
但し、上記（i）および（ii）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
【請求項２】
前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．１０〜０．５０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．１０％、および
Ｖ：０．０１〜０．０５％、
から選択される１種以上を含有する、請求項１に記載のラインパイプ用厚鋼板。
【請求項３】
前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、および
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、
から選択される１種以上を含有する、請求項１または２に記載のラインパイプ用厚鋼板。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載のラインパイプ用厚鋼板を製造する方法であって、
（ａ）鋼片を１１００〜１２５０℃の温度域に加熱し、均熱化する工程と、
（ｂ）前記鋼片に粗圧延を行い、被圧延体とする工程と、
（ｃ）前記被圧延体の表面温度がＡｒ３点−１０℃〜Ａｒ３点＋６０℃の範囲で仕上圧延を開始し、前記仕上圧延開始時より高い表面温度で前記仕上圧延を完了し、鋼板とする工程と、
（ｄ）前記鋼板の表面温度がＡｒ３点＋１０℃〜Ａｒ３点＋５０℃の範囲で、かつ仕上圧延開始時の表面温度よりも高い温度で水冷を開始し、
４００〜５００℃の温度域で前記水冷を停止し、室温まで空冷する工程と、
を備える、ラインパイプ用厚鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ラインパイプ用厚鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
石油、天然ガス輸送用のパイプラインに使用される鋼管には、様々な性能が要求される。その一例としては、「耐ＨＩＣ特性」および「ＤＷＴＴ特性」が例示される。
【０００３】
「耐ＨＩＣ特性」とは、外部応力が作用しない場合でも発生する水素誘起割れ（以下、「ＨＩＣ」と記載する。）について、そのしにくさを示す特性である。そして、「ＨＩＣ」は、例えば、ラインパイプ用鋼管の使用環境のような、硫化水素等と水分とが共存する環境において発生することが知られている。また、「ＤＷＴＴ特性」とは、低温における靭性、特に脆性亀裂伝播停止特性の評価手法の一つである落重引裂試験（ＤＷＴＴ）を行なった際の特性である。
【０００４】
さらに、近年では、水深の深い領域、具体的には、水深１０００ｍｍ以上の領域でラインパイプが使用される場合がある。このような場合、耐圧の観点から、ラインパイプ用鋼管には、肉厚を厚くする、いわゆる厚肉化が要求される。従来は、ラインパイプ用鋼管の肉厚が概ね２５ｍｍ以下であった。一方、使用環境が水深の深い領域となるにつれ、肉厚が３０〜４５ｍｍであることが要求されつつある。そのため、ラインパイプ用鋼管の素材となる鋼板においても、板厚を厚くすることが要求されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】国際公開第２０１５／０３０２１０号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、鋼板の板厚が厚くなると、その金属組織を適切に制御することが難しくなる。つまり、鋼管用素材となる板厚の厚い鋼板を、肉厚２５ｍｍ以下である従来の鋼管の素材鋼板と同じ条件で製造すると、目的とする金属組織を得ることが難しい。その結果、ラインパイプ用鋼管に、要求される特性、例えば、ＤＷＴＴ特性等を具備させることが難しい場合がある。
【０００７】
特許文献１では、深海での使用を想定した板厚２５〜４５ｍｍの耐サワーラインパイプ用鋼板が開示されている。特許文献１で開示された鋼板は、表層部および板厚中心部の金属組織を異なる組織に制御し、表層部において加工フェライトを形成させることで、ＤＷＴＴ特性、耐ＨＩＣ特性だけでなく、耐圧潰特性を具備させている。
【０００８】
本発明は、ＤＷＴＴ特性および耐ＨＩＣ特性に優れたラインパイプ用厚鋼板およびその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】
【０００９】
本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記のラインパイプ用厚鋼板およびその製造方法を要旨とする。
【００１０】
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．０８％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、
Ｍｎ：１．００〜１．８０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００１０％以下、
Ｃｕ：０．１０〜０．５０％、
Ｎｉ：０．１０〜０．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．０１０〜０．０４０％、
Ｎ：０．００１０〜０．００５０％、
Ｂ：０．００１％以下、
Ｃｒ：０〜０．５０％、
Ｍｏ：０〜０．１０％、
Ｖ：０〜０．０５％、
Ｃａ：０〜０．０２％、
Ｍｇ：０〜０．０２％、
ＲＥＭ：０〜０．０２％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（i）式で示すＰｃｍが０．１５〜０．２３であり、
下記（ii）式で示すＣｅｑが０．３５〜０．４３であり、
板厚中心部における金属組織が、面積率で、
２０〜３５％のフェライト、および
２．０％以下の硬質相を含み、
残部がベイナイトであり、かつ、
板厚中心部のフェライトの平均結晶粒径が２０．０μｍ以下であり、
鋼板表層におけるフェライトの面積率と板厚中心部におけるフェライトの面積率との差が５．０％以下であり、
介在物の最大長径が３０．０μｍ以下であり、
板厚が３０〜４５ｍｍである、ラインパイプ用厚鋼板。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ    ・・・（ｉ）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４    ・・・（ii）
但し、上記（i）および（ii）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
【００１１】
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．１０〜０．５０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．１０％、および
Ｖ：０．０１〜０．０５％、
から選択される１種以上を含有する、上記（１）に記載のラインパイプ用厚鋼板。
【００１２】
（３）前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、および
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、
から選択される１種以上を含有する、上記（１）または（２）に記載のラインパイプ用厚鋼板。
【００１３】
（４）上記（１）〜（３）のいずれかに記載のラインパイプ用厚鋼板を製造する方法であって、
（ａ）鋼片を１１００〜１２５０℃の温度域に加熱し、均熱化する工程と、
（ｂ）前記鋼片に粗圧延を行い、被圧延体とする工程と、
（ｃ）前記被圧延体の表面温度がＡｒ３点−１０℃〜Ａｒ３点＋６０℃の範囲で仕上圧延を開始し、前記仕上圧延開始時より高い表面温度で前記仕上圧延を完了し、鋼板とする工程と、
（ｄ）前記鋼板の表面温度がＡｒ３点＋１０℃〜Ａｒ３点＋５０℃の範囲で、かつ仕上圧延開始時の表面温度よりも高い温度で水冷を開始し、
４００〜５００℃の温度域で前記水冷を停止し、室温まで空冷する工程と、
を備える、ラインパイプ用厚鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、ＤＷＴＴ特性および耐ＨＩＣ特性に優れたラインパイプ用厚鋼板を得ることができる。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
本発明者らは、３０〜４５ｍｍ厚の鋼板を用いても、所望する特性を満足するラインパイプ用鋼管を製造するため、以下の検討を行なった。具体的には、本発明者らは、２５ｍｍ以下の厚さの鋼板を製造する際の条件で、上記３０〜４５ｍｍ厚の鋼板を製造し、その組織の違いについて調査した。その結果、以下（ａ）〜（ｅ）の知見を得た。
【００１６】
（ａ）２５ｍｍ以下の厚さの鋼板では、表層と板厚中心部とにおける金属組織の差が少なかった。一方、３０ｍｍ以上の厚さの鋼板では、板厚中心部における結晶粒が変化し、表層と板厚中心部とにおける金属組織は大きく相違していた。
【００１７】
（ｂ）３０ｍｍ以上の鋼鈑では、板厚中心部においてＤＷＴＴ特性が低下した。これは、板厚中心部において、フェライト量が低下し、かつ結晶粒が粗大化したためと考えられる。
【００１８】
（ｃ）上記を踏まえ、３０ｍｍ以上の板厚の鋼板において、目的とする特性を得るために、表層と板厚中心部との金属組織の差異を小さくし、両部位における特性のばらつきを小さくする必要がある。
【００１９】
（ｄ）表層と板厚中心部との金属組織の差異を小さくするためには、製造工程において、両部位における温度差を小さくし、同じような熱履歴をたどるのが好ましい。
【００２０】
（ｅ）このためには、圧延時に復熱を利用して、表層と板厚中心部との温度差を小さくすることが有効である。ここで、復熱とは、冷却を止めることで、鋼板内部の熱が伝熱し、鋼板の表面温度が上昇する現象をいう。板厚の厚い鋼板では、水冷により鋼板表面においては直接水がかかるため、鋼板表面は比較的冷却されやすい。一方、鋼板内部は抜熱ができず冷却されにくい。一旦、冷却を停止すれば、鋼板内部の熱を鋼板表面に伝熱して鋼板表面の温度が上昇するため、表層と板厚中心部との温度差を小さくできる。これにより、表層と板厚中心部とにおいて、全く同じ熱履歴をたどることはできないが、板厚中心部における金属組織は、表層における金属組織に近い組織となる。また、粗大化しやすい板厚中心部における結晶粒についても微細化することができる。
【００２１】
本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
【００２２】
１．化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
【００２３】
Ｃ：０．０３〜０．０８％
Ｃは鋼の強度を改善する。このため、Ｃ含有量は０．０３％以上とし、０．０４％以上であるのが好ましい。しかしながら、過剰にＣを含有させると、圧延工程または圧延後の冷却工程におけるパーライト変態時にＣの偏析を引き起こし、局所的に硬化させる。このような局所的な硬化は、耐ＨＩＣ性を低下させる。このため、Ｃ含有量は０．０８％以下とし、０．０６％以下であるのが好ましい。
【００２４】
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸剤として有効であり、その含有量が少なすぎると脱酸が不十分になる。また、Ｓｉは鋼の強度、および耐ＨＩＣ特性を向上させる。このため、Ｓｉ含有量は０．１０％以上とし、０．１２％以上であるのが好ましい。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰であると、却って、粗大介在物が生成し、耐ＨＩＣ特性が低下する。加えて、溶接熱影響部（ＨＡＺ：Ｈｅａｔ  Ａｆｆｅｃｔｅｄ  Ｚｏｎｅ）にマルテンサイトが生成し、靭性低下を引き起こす。このため、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とし、０．３０％以下であるのが好ましい。
【００２５】
Ｍｎ：１．００〜１．８０％
Ｍｎは、鋼の強度および靭性の向上に寄与する。Ｍｎ含有量が不足すると、強度を向上させるため、他の合金元素を添加しなければならない。これにより、製造コストを増加させる。このため、Ｍｎ含有量は１．００％以上とし、１．１０％以上であるのが好ましい。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰であると、連続鋳造スラブに中心偏析を引き起こし、圧延工程または圧延後の水冷工程で、Ｍｎ偏析部にＣが濃化し、鋼板を局所的に硬化させる。この結果、耐ＨＩＣ性が低下する。このため、Ｍｎ含有量は１．８０％以下とし、１．５０％以下であるのが好ましい。
【００２６】
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは不純物である。Ｐは、スラブ中央部に偏析し、組織を硬化させ、ＨＩＣを引き起こす。また、Ｐは、ＤＷＴＴ特性をも低下させる。このため、Ｐ含有量は０．０２０％以下とする。
【００２７】
Ｓ：０．００１０％以下
Ｓは不純物である。Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成する。このＭｎＳは、ＨＩＣの起点となるため、Ｓは低減されるのが好ましい。また、ＳはＤＷＴＴ特性を低下させる。このため、Ｓ含有量は、０．００１０％以下とする。
【００２８】
Ｃｕ：０．１０〜０．５０％
Ｃｕは靭性および耐ＨＩＣ性の向上に寄与する。このため、Ｃｕ含有量は０．１０％以上とし、０．１２％以上であるのが好ましい。しかしながら、Ｃｕの過度な含有は、製造コストを増加させる。このため、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とし、０．４０％以下であるのが好ましい。
【００２９】
Ｎｉ：０．１０〜０．５０％
Ｎｉは強度および靭性の向上に寄与する。また、Ｃｕの１/２倍以上のＮｉ量を含有させると、Ｃｕチェッキングを防止する効果がある。このため、Ｎｉ含有量は０．１０％以上とし、０．１２％以上であるのが好ましい。しかしながら、過剰なＮｉは製造コストを増加させる。また、溶接性をも低下させる。このため、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とし、０．４５％以下であるのが好ましい。
【００３０】
Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％
Ｎｂは結晶粒を微細化し、強度および靭性を改善する。Ｎｂは、オーステナイト未再結晶域で圧延した後、Ａｒ３変態点以上の温度から急冷することで、金属組織を細粒な下部ベイナイト組織にする。このため、Ｎｂ含有量は０．００５％以上とし、０．０１０％以上であるのが好ましい。しかしながら、Ｎｂ含有量が過剰であると、スラブを加熱する際、スラブ中のＮｂ炭窒化物が完全に溶解せず、未溶解のＮｂ炭窒化物がＨＩＣの起点となる。このため、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下とし、０．０４０％以下であるのが好ましい。
【００３１】
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
ＴｉはＴｉ炭窒化物を形成し、鋼の強度向上に寄与する。このため、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とし、０．００７％以上であるのが好ましい。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰であると、Ｔｉ炭窒化物が粗大化し、ＨＡＺにおける靭性を低下させる。さらに、連続鋳造スラブの中央部に過剰なＴｉ炭窒化物が形成され、ＨＩＣを引き起こす。このため、Ｔｉ含有量は０．０３０％以下とし、０．０２５％以下であるのが好ましい。
【００３２】
Ａｌ：０．０１０〜０．０４０％
Ａｌは脱酸剤であり、また、靭性の向上に寄与する。このため、Ａｌ含有量は０．０１０％以上とし、０．０１５％以上であるのが好ましい。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰であると、介在物が過剰に形成し、鋼の清浄性を低下させる。この結果、耐ＨＩＣ特性が低下する。また、過剰なＡｌは、却って靭性をも低下させる。このため、Ａｌ含有量は０．０４０％以下とし、０．０３５％以下であるのが好ましい。
【００３３】
Ｎ：０．００１０〜０．００５０％
Ｎは、鋼を転炉などの大気雰囲気で溶製する場合、鋼中に不可避的に侵入する元素である。また、Ｎは、鋼材中でＡｌおよび／またはＴｉなどと窒化物を形成する元素である。これらの窒化物は、熱間加工の過程でピン留め粒子として結晶粒を微細化する効果を有する。この結果、Ｎは鋼材の機械特性に影響を与えるとともに、金属組織の形成にも影響を与え、靭性を向上させる。このため、Ｎ含有量は０．００１０％以上とし、０．００１５％以上であるのが好ましい。しかしながら、Ｎ含有量が過剰であると、窒化物が連続鋳造時にオーステナイト粒界に動的析出し、鋳片表面割れの原因となる。このため、Ｎ含有量は０．００５０％以下とし、０．００４０％以下であるのが好ましい。
【００３４】
Ｂ：０．００１％以下
Ｂは不純物である。Ｂが鋼中に多く含有すると、靭性低下を招くので、不純物として含有していたとしても、Ｂ含有量は０．００１％以下とし、０．０００５％以下であるのが好ましい。なお、後述する表１および表２に示す鋼片の組成のうちＢが「−」で示された鋼片は、当該鋼片を組成分析した際にＢが検出されなかったことを示す。
【００３５】
本発明に係る鋼板は、上記元素に加え、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭから選択される１種以上の元素を含有させてもよい。
【００３６】
Ｃｒ：０〜０．５０％
Ｃｒは、強度および耐食性の向上に寄与するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰であると、製造コストを増加させ、溶接性を低下させる。このため、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とし、０．４５％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を確実に得るためには、Ｃｒ含有量は０．１０％以上であるのが好ましく、０．１２％以上であるのがより好ましい。
【００３７】
Ｍｏ：０〜０．１０％
Ｍｏは焼入性を改善することで、強度向上に寄与する。具体的には、Ｍｏはオーステナイトからフェライトおよび／またはパーライトへの変態を遅らせる。このように鋼板を所望する強度にするため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏを過剰に含有させると、製造コストを増加させる。このため、Ｍｏ含有量は０．１０％以下とし、０．０８％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を確実に得るためには、Ｍｏ含有量は０．０５％以上であるのが好ましく、０．０６％以上であるのがより好ましい。
【００３８】
Ｖ：０〜０．０５％
Ｖは、析出硬化により強度向上に寄与する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｖ含有量が過剰であると、製造コストを増加させる。このため、Ｖ含有量は０．０５％以下とし、０．０４％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を確実に得るためには、Ｖ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０２％以上であるのがより好ましい。
【００３９】
Ｃａ：０〜０．０２％
Ｃａは、熱間加工性を高める効果を有する。また、Ｃａは、鋼中のＳと反応し、溶鋼中で酸・硫化物（以下、「オキシサルファイド」ともいう。）を形成する。一般的に、ＭｎＳなどの介在物は、熱間加工、例えば、圧延加工において、介在物が延伸し、延伸した介在物の先端などが割れの起点となる場合がある。これに対し、上述のオキシサルファイドは、圧延加工において圧延方向に伸びることなく、その形状は球状のままである。このため、Ｃａは溶接割れまたはＨＩＣを抑制する作用があり、Ｃａを必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃａ含有量が０．００２％を超えると、靱性の劣化を招くことがある。このため、Ｃａ含有量は０．０２％以下とし、０．００５％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を確実に得るためには、Ｃａ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１％以上であるのがより好ましい。
【００４０】
Ｍｇ：０〜０．０２％
Ｍｇは、熱間加工性を高める効果を有する。また、Ｍｇには、Ｍｇ含有酸化物を生成して、ＴｉＮの発生核となり、ＴｉＮを微細分散させる効果もある。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．０２％を超えると、酸化物の形成量が過剰となり、延性低下をもたらす。このため、Ｍｇ含有量は０．０２％以下とし、０．００５％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１％以上であるのがより好ましい。
【００４１】
ＲＥＭ：０〜０．０２％
ＲＥＭは、熱間加工性を高める効果を有する。また、ＲＥＭには、ＨＡＺ組織を微細化させる作用もある。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭ含有量が過剰であると、介在物となって清浄性を低下させる。また、ＲＥＭの添加により形成される介在物は、比較的、靱性を劣化させにくい。とはいえ、ＲＥＭ含有量が０．０２％超であると、介在物による母材の靱性の低下を無視できない。このため、ＲＥＭ含有量は０．０２％以下とし、０．００５％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１％以上であるのがより好ましい。
【００４２】
なお、本発明における「ＲＥＭ」は、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は、ＲＥＭのうちの１種以上の元素の合計含有量を指す。
【００４３】
本発明に係る鋼板の残部は、Ｆｅおよび不純物である。ここで、不純物とは、鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものであって、本発明の鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００４４】
２．溶接割れ感受性指数
Ｐｃｍ：０．１５〜０．２３
Ｐｃｍは、いわゆる「溶接割れ感受性指数」であり、低温割れの生じやすさを評価する指標として、一般に広く用いられている。Ｐｃｍは下記（i）式で示される。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ    ・・・（i）
但し、上記(i)式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
【００４５】
本発明に係る鋼板においては、上記Ｐｃｍを０．１５〜０．２３とする。ところで、水深の深い領域で使用するためには、４６０ＭＰ以上の引張強度を有することが目安とされる。そして、Ｐｃｍが０．１５未満であると、上記範囲の引張強度を得にくくなる。このため、Ｐｃｍは０．１５以上とし、０．１６以上であるのが好ましく、０．１７以上であるのがより好ましい。一方、Ｐｃｍが０．２３を超えると、鋼板を管状にして溶接した際に、溶接割れが生じやすくなる。このため、Ｐｃｍは０．２３以下とし、０．２２以下であるのが好ましく、０．２１以下であるのがより好ましい。
【００４６】
３．炭素当量
Ｃｅｑ：０．３５〜０．４３
Ｃｅｑは、いわゆる「炭素当量」であり、鋼板の焼入性または溶接性を評価する指標として、一般に広く用いられている。Ｃｅｑは下記（ii）式で示される。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４    ・・・（ii）
但し、上記(ii)式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
【００４７】
本発明に係る鋼板においては、上記Ｃｅｑを０．３５〜０．４３とする。Ｃｅｑが０．３５未満では、Ｐｃｍと同様、４６０ＭＰａ以上の引張強度を得にくくなる。このため、Ｃｅｑは０．３５以上とし、０．３６以上であるのが好ましく、０．３７以上であるのがより好ましい。一方、Ｃｅｑが０．４３を超えると、焼入性が過度に高まり、溶接性の劣化を引き起こし、溶接施工が困難になる。このため、Ｃｅｑは０．４３以下とし、０．４２以下であるのが好ましく、０．４１以下であるのがより好ましい。
【００４８】
４．金属組織
４−１．板厚中心部における金属組織
本発明における鋼板では、鋼板表層に比べ、冷却されにくく，組織制御が難しい板厚中心部における金属組織を先ず規定する。具体的には、板厚中心部における金属組織が、面積率で、２０〜３５％のフェライト、および２．０％以下の硬質相を含み、残部をベイナイトとする。
【００４９】
４−１−１．フェライト
耐サワー性能および強度を両立するために、本発明に係る鋼板の板厚中心部における組織は、ベイナイトを主相とする。しかしながら、ベイナイトは低温靭性に欠けるため、ベイナイト単相では、所望するＤＷＴＴ特性を得ることができない。ＤＷＴＴ特性を具備させるためには、板厚中心部においてフェライトを有する金属組織とする。
【００５０】
本発明に係る鋼板では、板厚中心部において、フェライトは、面積率で、２０〜３５％とする。板厚中心部におけるフェライトが、面積率で、２０％未満であると、十分なＤＷＴＴ特性を得ることができない。このため、板厚中心部におけるフェライトは、面積率で、２０％以上とし、２５％以上であるのが好ましい。
【００５１】
一方、板厚中心部におけるフェライトが、面積率で、３５％を超えると、強度が低下するだけでなく、耐ＨＩＣ性能も低下する。このため、板厚中心部におけるフェライト量は、面積率で、３５％以下とし、３０％以下であるのが好ましい。
【００５２】
４−１−２．硬質相
本発明に係る鋼板は、板厚中心部において、基本的には、ベイナイトおよびフェライトからなる組織とするが好ましい。しかしながら、フェライトの生成時に、固溶していたＣ（炭素）が周囲に排出され、Ｃが濃化した硬質相が形成される場合がある。この硬質相はＨＩＣの起点となるため、極力生成させないことが望ましく、硬質相が、面積率で、２．０％以下であれば、ラインパイプとしての特性に影響はない。このため、硬質相は、面積率で２．０％以下とし、１．５％以下であるのが好ましい。なお、硬質相としては、例えば、セメンタイト、ＭＡなどが例示される。
【００５３】
４−１−３．ベイナイト
上述したように耐サワー特性および強度を両立するために、本発明に係る鋼板の板厚中心部における組織は、フェライトおよび硬質相を除く残部をベイナイトとする。ここで、上記ベイナイトには、いわゆる「ベイニティックフェライト」、および「アシキュラーフェライト」を含む。
【００５４】
４−１−４．板厚中心部における平均結晶粒径
板厚中心部は、最も結晶粒径が粗大化しやすく、靭性低下が生じやすい。このような板厚中心部における結晶粒の粗大化は、ＤＷＴＴ特性を低下させる。このため、ＤＷＴＴ特性においては、板厚中心部における平均結晶粒径が特に重要である。具体的には、板厚中心部のフェライトの平均結晶粒径が２０．０μｍを超えると、ＤＷＴＴ特性が低下する。このため、本発明に係る鋼板では、板厚中心部におけるフェライトの平均結晶粒径が２０．０μｍ以下とし、１８．０μｍ以下であるのが好ましい。
【００５５】
なお、フェライトの平均結晶粒径の下限については、特に規定しないが、通常、板厚中心部におけるフェライトの平均結晶粒径は１０．０μｍ以上となる。
【００５６】
４−２．表層および板厚中心部におけるフェライトの面積率の差
本発明に係る鋼板では、表層と板厚中心部における特性差を少なくするため、表層におけるフェライトの面積率と、板厚中心部におけるフェライトの面積率との差（以下、単に「フェライト面積率の差」と記載する。）を５．０％以下とする。
【００５７】
すなわち、鋼板表層におけるフェライトの面積率から板厚中心部におけるフェライトの面積率を差し引いた値を−５．０〜５．０％の範囲内とする。なお、本発明における表層とは、鋼板の表面から板厚方向に１．０ｍｍの深さ位置を指す。
【００５８】
ＤＷＴＴ特性は、表層または板厚中心部等、一部の部位だけでなく、鋼板全体において、その特性が良好であることが要求される。フェライト面積率の差が、５．０％超であると、表層と板厚中央部とにおいて衝撃時の伸びに大きな差が生じ、ＤＷＴＴ特性が低下する。このため、フェライト面積率の差は５．０％以下とし、４．０％以下であるのが好ましい。なお、フェライト面積率の差は、上述した方法で表層および板厚中心部におけるフェライト面積率を算出し、その差を求めることにより導出する。
【００５９】
４−３．介在物の最大長径
粗大な介在物は、ＨＩＣの原因となるため、可能な限り生成を抑制するのが好ましい。ここで、介在物とは、例えば、ＭｎＳ（マンガンサルファイド）、ＮｂＣ（ニオブカーバイド）等が例示される。本発明に係る鋼板では、介在物の最大長径を３０．０μｍ以下とし、２５．０μｍ以下であるのが好ましい。上述のように、介在物の最大長径が３０．０μｍを超えると、ＨＩＣが生じやすくなるためである。
【００６０】
なお、介在物の長径は、倍率を１０００倍として電子走査顕微鏡（ＳＥＭ）で介在物を撮影し画像データから介在物を特定して最も長い直線端部を長径として測定する。また、測定視野数は５視野とする。
【００６１】
５．板厚
本発明に係る鋼板の板厚は、その用途から３０〜４５ｍｍの範囲とする。
【００６２】
６．特性
本発明に係る鋼板においては、鋼管に製造した際の強度が、アメリカ石油協会規格ＡＰＩ  ５Ｌ（以下、単に「ＡＰＩ  ５Ｌ」とする。）のＸ５２〜６５グレードの強度、つまり引張強度（以下、「ＴＳ」ともいう。）が４６０〜７６０ＭＰａ、降伏強度（以下、「ＹＳ」ともいう。）が３６０〜６００ＭＰａの範囲を満足することを目標とする。また、ＤＷＴＴ延性破面率が８５％以上の場合を、ＤＷＴＴ特性が良好なものとして判断し、耐ＨＩＣ特性については、ＨＩＣ試験を行い、割れが認められない場合、同特性が良好であると判断する。
【００６３】
７．製造方法
上記の化学組成を有する鋼片を連続鋳造法により製造する。以下において、本発明に係る鋼板の製造方法について説明する。
【００６４】
７−１．加熱工程
鋼片は１１００〜１２５０℃の温度域で加熱し、均熱化する。鋼片の加熱は、加熱による軟化作用により圧延工程をスムーズに行うことが主目的である。また、鋼片中に存在するＮｂ炭窒化物を溶解し、Ｎｂを固溶させればＨＩＣの発生を防止することができる。このため、鋼片は１１００℃以上に加熱し、１１３０℃以上で加熱するのが好ましい。
【００６５】
一方、加熱温度が高すぎても、加熱に使用するエネルギーが無駄となる。また、スケール疵の発生も多くなる。また、加熱温度が高すぎると、結晶粒が粗大化し、ＤＷＴＴ特性が低下する場合もある。このため、鋼片は１２５０℃以下で加熱し、１２００℃以下で加熱するのが好ましい。また、加熱後は十分な均熱を行うことが必要である。均熱が不十分であり、鋼片の温度がそれぞれの部位で大きく異なると、後工程である圧延工程で圧延が不均一になるだけでなく、圧延工程後の冷却工程でも組織制御を上手く行うことができない。この結果、目的とする金属組織を得ることが出来ない。
【００６６】
７−２．圧延工程
圧延は、鋼片に粗圧延を行ない、鋼片を被圧延体とする。続いて、前述の被圧延体に仕上圧延を行ない、鋼板とする。なお、粗圧延終了時の表面温度よりも低い温度から仕上圧延を開始する。仕上圧延では、被圧延体の表面温度がＡｒ３点−１０℃〜Ａｒ３点＋６０℃の範囲で仕上圧延を開始し、仕上圧延開始時より高い表面温度で仕上圧延を完了する。
【００６７】
仕上圧延では、被圧延体の内部まで未再結晶温度域とし、圧下することで結晶粒の微細化する。仕上圧延開始温度が、Ａｒ３点−１０℃未満であると、後述するように、仕上圧延中に被圧延体が十分に復熱しない。一方、被圧延体の仕上圧延開始時における表面温度が、Ａｒ３点＋６０℃超であると、再結晶温度域での圧下となり結晶粒が粗大化する。この結果、ＤＷＴＴ特性が低下する。この結果、フェライトが過剰に生成し、十分な強度を得ることができず、耐ＨＩＣ特性も低下する。
【００６８】
なお、本発明においては、Ａｒ３点か、下記の（ａ）式により定義される。
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ＋０．３５（ｔ−８）  ・・・（ａ）
但し、上記式中の記号は以下により定義され、元素記号は各元素の含有量（質量％）を表し、含有しない場合は０とする。
ｔ（ｍｍ）：圧延完了後の鋼板の板厚
【００６９】
また、仕上圧延は、仕上圧延開始時より高い表面温度で仕上圧延を完了する。仕上圧延においては、内部の熱により鋼板の表面温度が上昇する、復熱を利用する。通常、圧延時の抜熱により、仕上圧延完了時の方が、仕上げ圧延開始時より表面温度が低くなる。しかしながら、本発明に係る鋼板の製造では、鋼板内部に蓄熱された熱を利用し、復熱により表面温度を上昇させる。これにより、仕上圧延開始時より仕上圧延完了時の方が高い表面温度となるよう制御できる。このように、復熱により表面温度を上昇させることで、鋼板表層および板厚中央部における温度差が小さくなり、この結果、板厚全体における組織を均一化させることができる。
【００７０】
なお、粗圧延では、おおよそ鋼板の最終板厚の３〜５倍まで圧下する。そして、仕上圧延でさらに圧下し、板厚２５〜４０ｍｍの鋼板とする。
【００７１】
７−３．冷却工程
圧延後においても、鋼板をそのまま復熱させ、その後、鋼板を水冷する。鋼板の表面温度がＡｒ３点＋１０℃〜Ａｒ３点＋５０℃の温度域から、水冷を開始する。また、鋼板の表面温度が仕上圧延開始時の表面温度よりも高い温度で、水冷を開始する。水冷開始温度（表面温度）がＡｒ３点＋１０℃未満であるとフェライトの生成が過剰になり、十分な強度を得ることができない。また、フェライト量が過剰により耐ＨＩＣ特性も低下する。一方、水冷開始温度がＡｒ３点＋５０℃超であると、鋼板の結晶粒が粗大化し、所望するＤＷＴＴ特性を得ることができない。
【００７２】
上述したように、鋼板の表面温度が仕上圧延開始時より高い温度で、水冷を開始する。本発明に係る鋼板は板厚が厚いため、上述したように、復熱により仕上圧延中から仕上圧延終了直後において、鋼板の内部熱により表面温度が上昇する。そして、仕上圧延終了後、しばらく時間が経過すると、鋼板の表面温度は徐々に低下する。鋼板温度が低下してから水冷を開始すると、鋼板表層および板厚中心部における温度差が大きくなる。このため、鋼板の温度を均一化し、鋼板全体における組織を均一化させるため、鋼板の表面温度が仕上圧延開始時より高い温度で、水冷を開始する。
【００７３】
そして、４００〜５００℃の温度域で水冷を停止し、室温まで空冷する。水冷を停止する温度が５００℃超であると、生成するフェライト量が多くなり、所望する強度および耐ＨＩＣ特性を得ることができない。一方、水冷停止温度が４００℃未満であると、フェライト量が低下し、ベイナイト相が増加しすぎてＤＷＴＴ特性が低下する。
【００７４】
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【実施例】
【００７５】
表１および２に示す組成を有する３００ｍｍ厚の鋼片を連続鋳造法にて作製した。表３および４に示す製造条件により製造し、その後、室温まで空冷し、鋼板を製造した。
【００７６】
【表１】
2020012169.tif 000002
【００７７】
【表２】
2020012169.tif 000003
【００７８】
【表３】
2020012169.tif 000004
【００７９】
【表４】
2020012169.tif 000005
【００８０】
製造した鋼板は以下に示す方法により、金属組織および特性を調査した。鋼板の板幅中心部から、鋼板全厚のサンプルを切り出し、Ｌ断面を鏡面研磨後、レペラー腐食し鋼板の表面から板厚方向に深さ１．０ｍｍの部位および板厚中心部の部位について、光学顕微鏡により５００倍の倍率でミクロ組織を撮影し、画像解析によりＭＡの面積率を求めた。一方、フェライトおよびＭＡ以外の硬質相のミクロ組織については、レペラー腐食したサンプルを再利用し、再度鏡面研磨後、ナイタール腐食し、光学顕微鏡により５００倍の倍率でミクロ組織を撮影し画像解析により面積率を求めた。面積率を求めるにあたり撮影視野を５視野として、その平均値をＭＡ、フェライトおよびＭＡ以外の硬質相の面積率とし、これらの面積率の和から計算される残部をベイナイトの面積率とした。
【００８１】
板厚中心部のフェライトの平均結晶粒径は、ナイタール腐食したサンプルからの画像解析の結果を用いて各フェライト粒の円相当粒径を求めてその平均値を平均結晶粒径とした。この場合も撮影視野を５視野とした。介在物サイズはＳＥＭにより１０００倍で介在物を撮影し画像データから介在物を特定して最も長い直線端部を長径として測定した。
【００８２】
鋼板の板幅中心部から、幅方向を長手方向とし、アメリカ石油協会規格ＡＰＩ  ５Ｌに準拠した全厚試験片を２本ずつ採取し、室温で引張試験を行い降伏応力及び引張強度を求めた。深海で使用することを考慮して、Ｘ５２〜Ｘ６５グレード（引張強度４６０〜７６０ＭＰａ、降伏強度３６０〜６００ＭＰａ）を満足するものを良好なものとして判断した。
【００８３】
鋼板の板幅中心部から、幅方向を長手方向とする全厚のＤＷＴ試験片を採取した。ＤＷＴ試験もＡＰＩ  ５Ｌに準拠して−２０℃で行い、ＤＷＴＴ延性破面率を測定した。ここで、ＤＷＴＴ延性破面率が８５％以上の場合を耐ＤＷＴＴ特性が良好なものとした。
【００８４】
耐ＨＩＣ特性はＮＡＣＥ  Ｓｔａｎｄａｒｄ  ＴＭ  ０２８４に準じた、Ａ溶液中浸漬時間９６時間のＨＩＣ試験を行い、割れが認められない場合を耐ＨＩＣ特性が良好と判断して○で、割れが発生した場合を×で示した。
【００８５】
これらの特性を表５および６に示す。
【００８６】
【表５】
2020012169.tif 000006
【００８７】
【表６】
2020012169.tif 000007
【００８８】
鋼種Ｎｏ．１〜２０は、本発明の規定および好ましい製造条件を満足するため、良好な強度、ＤＷＴＴ特性、および耐ＨＩＣ特性を得ることができた。一方で、鋼種Ｎｏ．２１〜３７は、本発明で規定する化学組成を満足せず、強度、ＤＷＴＴ特性、耐ＨＩＣ特性の少なくともいずれかが劣る結果となった。そして、本発明で規定する化学組成を満足するが、好ましい製造条件を満足しないＮｏ．３８〜４７についても、強度、ＤＷＴＴ特性、耐ＨＩＣ特性の少なくともいずれかが劣る結果となった。