JP4700765B2 - 低温靭性と延性破壊停止性能に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は低温靭性と延性破壊停止性能に優れるラインパイプ用途高強度熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。

近年、原油、天然ガスなどエネルギー資源の開発域は、北海、シベリア、北米、サハリンなどの寒冷地、また、北海、メキシコ湾、黒海、地中海、インド洋などの深海へと、その自然環境の苛酷な地域に進展してきた。また、地球環境重視の観点から天然ガス開発が増加すると同時に、パイプラインシステムの経済性の観点から鋼材重量の低減や操業圧力の高圧化が求められている。これらの環境条件の変化に対応してラインパイプに要求される特性はますます高度化かつ多様化しており、大きく分けると、（ａ）厚肉／高強度化、（ｂ）高靭性化、（ｃ）現地溶接性の向上に伴う低炭素当量（Ｃｅｑ）化、（ｄ）耐食性の厳格化、（ｅ）凍土、地震・断層地帯での高変形性能の要求、である。また、これらの特性は使用環境に従い、複合して要求されるのが普通である。

さらに、最近の原油・天然ガス需要の増大を背景に、これまで採算性がないために開発を見送っていた遠隔地や自然環境の苛酷な地域での開発が本格化しようとしている。特に原油・天然ガスを長距離輸送するパイプラインに使用するラインパイプは、輸送効率向上のための厚肉・高強度化に加えて、寒冷地での使用に耐えうる高靭性化が強く求められており、これら要求特性の両立が技術的な課題となっている。

寒冷地帯でのラインパイプでは破壊事故が懸念される。ラインパイプの内圧による破壊様式は脆性破壊と延性破壊に大別され、前者の脆性破壊の伝播停止は、ＤＷＴＴ（Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅｓｔ）試験（衝撃試験機で試験片を破断した時の延性破面率と衝撃吸収エネルギーで低温域での鋼の靭性を評価する）により、後者の延性破壊の伝播停止はシャルピー衝撃試験での衝撃吸収エネルギーにより評価できる。特に天然ガスパイプライン用鋼管では、内圧が高く、破裂後の減圧波の速度よりもき裂の伝播速度が速くなるため低温靭性（耐脆性破壊性）のみでなく、延性破壊防止の観点から高い衝撃吸収エネルギーを求めるプロジェクトが増加しており、脆性破壊と延性破壊の停止特性の両立が課題となっている。

一方、ラインパイプ用鋼管はその製造プロセスにより、シームレス鋼管、ＵＯＥ鋼管、電縫鋼管およびスパイラル鋼管と分類でき、その用途、サイズ等により選択がなされる。シームレス鋼管を除いて、何れも板状の鋼板・鋼帯を管状に成形された後に溶接によりシームすることで鋼管として製品化している。さらに、これら溶接鋼管は素材となる鋼板の種類で分類できる。比較的板厚の薄い熱延鋼板（ホットコイル）を用いるのは電縫鋼管およびスパイラル鋼管、板厚の厚い厚板材（プレート）を用いるのはＵＯＥ鋼管である。高強度、大径、厚肉な用途には後者のＵＯＥ鋼管を用いるのが一般的である。しかし、コスト、納期の面で前者の熱延鋼板を素材とする電縫鋼管およびスパイラル鋼管が有利であり、その高強度化、大径化、厚肉化の要求が増している。

ＵＯＥ鋼管においてはＸ１２０規格に相当する高強度鋼管の製造技術が開示されている（非特許文献１参照）。
上記技術は、厚板（プレート）を素材とすることを前提としており、その高強度と厚肉化を両立させるためには、厚板製造工程の特徴である途中水冷停止型直接焼入れ法（ＩＤＱ：Ｉｎｔｅｒｒｕｐｔｅｄ Ｄｉｒｅｃｔ Ｑｕｅｎｃｈ）を用い高冷却速度、低冷却停止温度にて達成されたもので、特に強度を担保するために焼き入れ強化（組織強化）が活用されているのが特徴である。

しかし、ＩＤＱの技術は、電縫鋼管およびスパイラル鋼管の素材である熱延鋼板には適用できない。熱延鋼板は、その製造過程で巻取り工程があり、巻取り装置（コイラー）の設備能力の制約から厚肉材を低温で巻き取ることが困難であるため、焼き入れ強化に必要な低温冷却停止が不可能である。従って、焼き入れ強化による強度の担保は難しい。

一方、特許文献１には、高強度、厚肉化と低温靭性を両立させる熱延鋼板の技術として、精錬時にＣａ、Ｓｉを添加することで介在物を球状化し、さらにＮｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｉの強化元素と結晶粒微細化効果のあるＶを添加し、低温圧延と低温巻取りを組み合わせる技術が開示されている。しかしながら、この技術は、仕上げ圧延温度が７９０〜８３０℃と比較的低温であるため、セパレーションの発生による吸収エネルギー低下や、低温圧延により圧延荷重が高くなるため操業安定性に課題が残る。

特許文献２には、現地溶接性を考慮し、強度、低温靭性と共に優れた熱延鋼板の技術として、ＰＣＭ値を限定して溶接部の硬度上昇を抑制すると共に、ミクロ組織をベイニティックフェライト単相とし、さらにＮｂの析出割合を限定する技術が開示されている。
しかしながら、この技術も微細な組織を得るために実質的に低温圧延が必要であり、セパレーションの発生による吸収エネルギー低下や、低温圧延により圧延荷重が高くなるため操業安定性に課題が残る。

特許文献３には、ミクロ組織のフェライト面積率を１〜５％もしくは５％超〜６０％とし、圧延方向を軸として圧延面から４５°回転させた断面の（１００）の集積度が３以下とすることで高速延性破壊特性に優れる超高強度鋼板を得る技術が開示されている。
しかしながら、この技術は厚板（プレート）を素材とするＵＯＥ鋼管を前提としており、熱延鋼板を対象とした技術ではない。

特表２００５−５０３４８３号公報 特開２００４−３１５９５７号公報 特開２００５−１４６４０７号公報

新日鉄技報 Ｎｏ．３８０ ２００４ ７０ページ

本発明は、厳しい耐破壊特性が要求される地域においてもその使用に耐えうるだけでなく、例えばハーフインチ（１２．７ｍｍ）超の比較的厚い板厚でも、ＡＰＩ５Ｌ−Ｘ８０規格以上の高強度かつ低温靭性と延性破壊停止性能が両立したラインパイプ用の熱延鋼板（ホットコイル）およびその鋼板を安価に、且つ安定して製造できる方法を提供することを目的とするものである。

本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、その要旨は、以下のとおりである。
（１） 質量％にて、
Ｃ ＝０．０２〜０．０６％、
Ｓｉ＝０．０５〜０．５％、
Ｍｎ＝１〜２％、
Ｐ ≦０．０３％、
Ｓ ≦０．００５％、
Ｏ ＝０．０００５〜０．００３％、
Ａｌ＝０．００５〜０．０３％、
Ｎ ＝０．００１５〜０．００６％、
Ｎｂ＝０．０５〜０．１２％、
Ｔｉ＝０．００５〜０．０２％、
Ｃａ＝０．０００５〜０．００３％、
を含有し、且つ
Ｎ−１４／４８×Ｔｉ≧０％、
Ｎｂ−９３／１４×（Ｎ−１４／４８×Ｔｉ）＞０．０５％であり、
さらに、
Ｖ ≦０．３％（０％を含まない。）、
Ｍｏ≦０．３％（０％を含まない。）、
Ｃｒ≦０．３％（０％を含まない。）、
を含有し、且つ
０．２％≦Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒ≦０．６５％であり、
Ｃｕ≦０．３％（０％を含まない。）、
Ｎｉ≦０．３％（０％を含まない。）、
を含有し、且つ
０．１％≦Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．５％であり、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板であって、
そのミクロ組織が連続冷却変態組織であり、該連続冷却変態組織中に、
Ｎｂを含む析出物が平均径１〜３ｎｍで且つ平均密度３〜３０×１０²²個／ｍ³で分散して含まれ、
粒状ベイニティックフェライト（Ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｉｃ ｆｅｒｒｉｔｅ）α_Bおよび／または準ポリゴナルフェライト（Ｑｕａｓｉ−ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ）α_qが分率で５０％以上含まれ、
さらに、Ｔｉ窒化物を含む析出物が含まれており、
該Ｔｉ窒化物を含む析出物が平均円相当径０．１〜３μｍであり、且つその個数で５０％以上にＣａとＴｉとＡｌを含む複合酸化物を含有することを特徴とする低温靭性と延性破壊停止性能に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板。

（２） さらに質量％にて、
Ｂ ＝０．０００２〜０．００３％、
を含有することを特徴とする（１）に記載の低温靭性と延性破壊停止性能に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板。

（３） さらに質量％にて、
ＲＥＭ＝０．０００５〜０．０２％、
を含有することを特徴とする（１）または（２）のいずれか１項に記載の低温靭性と延性破壊停止性能に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板。

（４） 請求項１〜３のいずれか１項に記載の成分を有する熱延鋼板を得るための溶鋼を調整する際に、Ｓｉ濃度が０．０５〜０．２％、溶存酸素濃度が０．００２〜０．００８％になるように調整した溶鋼中に、最終含有量が０．００５〜０．３％となる範囲でＴｉを添加して脱酸した後、５分以内に最終含有量が０．００５〜０．０２％となるＡｌを添加し、さらに最終含有量が０．０００５〜０．００３％となるＣａを添加し、その後、不足する合金成分元素を添加して凝固させた鋳片を冷却後、該鋳片を式（１）より算出するＳＲＴ（℃）以上、１２６０℃以下の温度域に加熱し、さらに当該温度域で２０分以上保持し、続く熱間圧延にて未再結晶温度域の合計圧下率を６５％〜８５％とする圧延を８３０℃〜８７０℃の温度域で終了した後、６５０℃までの温度域を２℃／ｓｅｃ以上５０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却し、５００℃以上６５０℃以下で巻き取ることを特徴とする低温靭性と延性破壊停止性能に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板の製造方法。
ＳＲＴ（℃）＝６６７０／（２．２６−ｌｏｇ（〔％Ｎｂ〕×〔％Ｃ〕））−２７３ ・・・（１）
ここで、〔％Ｎｂ〕および〔％Ｃ〕は、それぞれ鋼材中のＮｂおよびＣの含有量（質量％）を示す。

（５） 前記未再結晶温度域の圧延の前に冷却を行うことを特徴とする（４）に記載の低温靭性と延性破壊停止性能に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板の製造方法。

（６） 前記鋳片を連続鋳造で製造する際に、鋳片の最終凝固位置における凝固収縮に見合うように圧下量を制御しながら軽圧下することを特徴とする（４）または（５）に記載の低温靭性と延性破壊停止性能に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板の製造方法。

本発明の熱延鋼板を電縫鋼管およびスパイラル鋼管用熱延鋼板に用いることにより厳しい耐破壊特性が要求される寒冷地において、例えばハーフインチ（１２．７ｍｍ）超の板厚でもＡＰＩ５Ｌ−Ｘ８０規格以上の高強度なラインパイプが製造可能となるばかりでなく、本発明の製造方法により、電縫鋼管およびスパイラル鋼管用熱延鋼板を安価に大量に得られる。

図１は、Ｔｉ窒化物を含む析出物径とＤＷＴＴ脆性破面単位の関係を表す図である。

本発明者らは、まず、熱延鋼板（ホットコイル）の引張強度、靭性（特にシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ_−２０）の低下とＤＷＴＴの延性破面率が８５％となる温度（ＦＡＴＴ_８５％））と鋼板のミクロ組織等との関係を調査した。調査は、ＡＰＩ５Ｌ−Ｘ８０規格を想定して行った。
その結果、本発明者らは、延性破壊停止性能の指標であるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ_−２０）とＣ添加量の関係を整理すると、ほぼ同一強度であっても、Ｃ添加量が増加するほどシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ_−２０）は低下する傾向を示すことを見出した。

そこで、これらｖＥ_−２０とミクロ組織の関係を詳細に調査した。その結果、ｖＥ_−２０と、パーライトに代表されるセメンタイト等の粗大な炭化物を含むミクロ組織の分率とによい相関が認められた。つまり、そのようなミクロ組織が増加すると、ｖＥ_−２０が低下する傾向が認められた。また、そのようなミクロ組織はＣ添加量の増加と共に増加傾向を示した。逆にセメンタイト等の粗大な炭化物を含むミクロ組織の分率の減少に伴い連続冷却変態組織（Ｚｗ）の分率が相対的に増加していた。

連続冷却変態組織（Ｚｗ）とは、日本鉄鋼協会基礎研究会ベイナイト調査研究部会／編；低炭素鋼のベイナイト組織と変態挙動に関する最近の研究−ベイナイト調査研究部会最終報告書−（１９９４年 日本鉄鋼協会）に記載されているように、拡散的機構により生成するポリゴナルフェライトやパーライトを含むミクロ組織と無拡散でせん断的機構により生成するマルテンサイトの中間段階にある変態組織とで定義されるミクロ組織である。

すなわち、連続冷却変態組織（Ｚｗ）は、光学顕微鏡観察組織として上記参考文献１２５〜１２７ページにあるように、そのミクロ組織は主にベイニティックフェライト（Ｂａｉｎｉｔｉｃ ｆｅｒｒｉｔｅ）（α°_Ｂ）、粒状ベイニティックフェライト（Ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｉｃ ｆｅｒｒｉｔｅ）（α_Ｂ）、準ポリゴナルフェライト（Ｑｕａｓｉ−ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ）（α_ｑ）から構成され、さらに少量の残留オーステナイト（γ_ｒ）、マルテンサイト−オーステナイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）（ＭＡ）を含むミクロ組織であると定義されている。α_ｑとは、ポリゴナルフェライト（ＰＦ）と同様にエッチングにより内部構造が現出しないが、形状がアシュキュラーでありＰＦとは明確に区別される。ここでは、対象とする結晶粒の周囲長さｌｑ、その円相当径をｄｑとするとそれらの比（ｌｑ／ｄｑ）がｌｑ／ｄｑ≧３．５を満たす粒がα_ｑである。
ミクロ組織の分率とは上記連続冷却変態組織のミクロ組織における面積分率で定義される。

この連続冷却変態組織は、Ｃ添加量を減じた場合に強度を担保するため添加したＭｎ、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ等の強化元素が焼き入れ性を向上させたために生成したものである。ミクロ組織が連続冷却変態組織である場合は、ミクロ組織中にセメンタイト等の粗大な炭化物が含まれないために、延性破壊停止性能の指標であるシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ_−２０）が向上したと推定される。

一方、低温靭性の指標であるＤＷＴＴ試験の延性破面率が８５％となる温度（以下ＦＡＴＴ_８５％と称す）はＣ添加量との明確な相関は認められなかった。また、ミクロ組織が連続冷却変態組織でも必ずしもＦＡＴＴ_８５％は向上しなかった。そこで、ＤＷＴＴ試験後の破断面を詳細に観察したところ、ＦＡＴＴ_８５％が良好なものは、脆性破壊したへき開破面の破面単位が細かい傾向を示した。特に、破面単位が円相当径で３０μｍ以下であるとＦＡＴＴ_８５％が良好となる傾向を示した。

そこで、発明者らは連続冷却変態組織を構成するミクロ組織と低温靭性の指標であるＦＡＴＴ_８５％の関係について詳細に検討した。すると、連続冷却変態組織を構成する組織であるＧｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｉｃ ｆｅｒｒｉｔｅ（α_Ｂ）またはＱｕａｓｉ−ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ（α_ｑ）の分率が増加し、分率が５０％以上になると破面単位が円相当径で３０μｍ以下となり、ＦＡＴＴ_８５％が良好な傾向を示すことが認められた。逆に、Ｂａｉｎｉｔｉｃ ｆｅｒｒｉｔｅ（α°_Ｂ）の分率が増加すると破面単位が粗大化しＦＡＴＴ_８５％が劣化する傾向が認められた。

一般に、連続冷却変態組織を構成する組織であるＢａｉｎｉｔｉｃ ｆｅｒｒｉｔｅ（α°_Ｂ）は、旧オーステナイト粒界で分け隔てられた粒界内で、さらに結晶方位が同一方向を向いている複数の領域に区分された状態となる。これをパケットと言い、破面単位と直接関係のある有効結晶粒径はこのパケットサイズと対応がある。すなわち、変態前のオーステナイト粒が粗大であるとパケットサイズも粗大となり、有効結晶粒径が粗大化し、破面単位が粗大化してＦＡＴＴ_８５％が劣化すると推定される。

Ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｉｃ ｆｅｒｒｉｔｅ（α_Ｂ）は、拡散変態の中でも比較的大きな単位でせん断的に生成するＢａｉｎｉｔｉｃ ｆｅｒｒｉｔｅ（α°_Ｂ）に比べより拡散的変態で得られるミクロ組織である。Ｑｕａｓｉ−ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ（α_ｑ）は、それよりもさらに拡散的変態で得られるミクロ組織である。もともとオーステナイト粒界で分け隔てられた粒界内で結晶方位が同一方向を向いている複数の領域に区分されたパケットではなく、変態後の粒そのものが多方位であるＧｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｉｃ ｆｅｒｒｉｔｅ（α_Ｂ）またはＱｕａｓｉ−ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ（α_ｑ）であるため、破面単位と直接関係のある有効結晶粒径が、そのものの粒径と対応する。このため、破面単位が細粒化し、ＦＡＴＴ_８５％が向上したと推定される。

発明者らは、連続冷却変態組織を構成する組織であるＧｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｉｃ ｆｅｒｒｉｔｅ（α_Ｂ）またはＱｕａｓｉ−ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ（α_ｑ）の分率が５０％以上となる鋼成分および製造プロセスについて更に詳細な検討を行なった。

Ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｉｃ ｆｅｒｒｉｔｅ（α_Ｂ）またはＱｕａｓｉ−ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ（α_ｑ）の分率を増加させるためには、これらミクロ組織の変態核となるオーステナイト結晶粒界を増加させることが有効なので、変態前のオーステナイト粒を細粒化する必要がある。一般にオーステナイト粒を細粒化するためには、制御圧延（ＴＭＣＰ）効果を高めるＮｂ等のソリュートドラッグもしくはピンニング元素の添加が有効である。しかし、上記、破面単位とそれに起因するＦＡＴＴ_８５％の変化は、同じようなＮｂ含有量でも認められた。従って、Ｎｂ等のソリュートドラッグもしくはピンニング元素の添加では、変態前のオーステナイト粒を十分に細粒化することはできない。

より詳細にミクロ組織を調査したところ、ＤＷＴＴ試験後の破面単位とＴｉ窒化物を含む析出物の径にはよい相関が認められた。Ｔｉ窒化物を含む析出物の径の平均円相当径が０．１〜３μｍであるとＤＷＴＴ試験後の破面単位が細粒化し、ＦＡＴＴ_８５％が明らかに向上する傾向が確認された。

また、Ｔｉ窒化物を含む析出物の径および分散密度は、溶製工程での脱酸制御により制御できることを見出した。すなわち、Ｓｉの濃度と溶存酸素濃度を最適に調整した溶鋼にＴｉを添加して脱酸した後にＡｌを添加し、さらにＣａを添加するという順序のもののみが、Ｔｉ窒化物を含む析出物の分散密度で１０^１〜１０^３個／ｍｍ^２の範囲となり、ＦＡＴＴ_８５％が良好であることを見出した。

さらに、このように最適制御が実施された場合、Ｔｉ窒化物を含む析出物は、その個数で５割以上で、ＣａとＴｉとＡｌを含む複合酸化物を含有することが分かった。そして、Ｔｉ窒化物を含む析出物の析出核となるこれら酸化物の最適な分散により、Ｔｉ窒化物を含む析出物の析出サイズ、分散密度が最適化され、変態前のオーステナイト粒径がそのピンニング効果により粒成長が抑制されるので細粒のまま保たれ、その細粒であるオーステナイトから変態したＧｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｉｃ ｆｅｒｒｉｔｅ（α_Ｂ）またはＱｕａｓｉ−ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ（α_ｑ）の分率が５０％以上となると低温靭性の指標であるＦＡＴＴ_８５％が良好となることを新たに知見した。

これは、上記のような脱酸制御を実施するとＣａとＴｉとＡｌを含む複合酸化物が、酸化物総数の５割以上になり、これら微細な酸化物が高濃度に分散する。これら分散した微細酸化物を核生成サイトとして析出したＴｉ窒化物を含む析出物の平均円相当径が０．１〜３μｍとなり、分散密度とサイズのバランスが最適化され、ピンニング効果が最大限に発現し、変態前のオーステナイト粒径の細粒化効果が最大限になったと推定される。なお、複合酸化物に若干のＭｇ、Ｃｅ、Ｚｒが含まれることは許容される。

続いて、本発明の化学成分の限定理由について説明する。ここで成分についての％は質量％を意味する。
Ｃは、目的とする強度（ＡＰＩ５Ｌ−Ｘ８０規格で要求されている強度）やミクロ組織を得るために必要な元素である。ただし、０．０２％未満では必要な強度を得ることが出来ず、０．０６％超添加すると破壊の起点となる炭化物が多く形成されるようになり靭性を劣化されるばかりでなく、現地溶接性が著しく劣化する。従って、Ｃの添加量は０．０２％以上０．０６％以下とする。また、圧延後の冷却において冷却速度によらず均質な強度を得るためには０．０５％以下が望ましい。

Ｓｉは、破壊の起点となる炭化物の析出を抑制する効果がある。そのため０．０５％以上添加する。しかし、０．５％超添加すると現地での溶接性が劣化する。現地溶接性の観点で汎用性を考慮すると０．３％以下が望ましい。さらに０．１５％超ではタイガーストライプ状のスケール模様を発生させ表面の美観が損なわれる恐れがあるので、望ましくは、その上限を０．１５％としたい。

Ｍｎは、固溶強化元素である。また、オーステナイト域温度を低温側に拡大させ圧延終了後の冷却中に、本発明ミクロ組織の構成要件の一つである連続冷却変態組織を得やすくする効果がある。これら効果を得るために１％以上添加する。しかしながら、Ｍｎは２％超添加してもその効果が飽和するのでその上限を２％とする。また、Ｍｎは連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、破壊の起点となる硬質相を形成させるので１．８％以下とすることが望ましい。

Ｐは、不純物であり低いほど望ましく、０．０３％超含有すると連続鋳造鋼片の中心部に偏析し、粒界破壊を起こし低温靭性を著しく低下させるので、０．０３％以下とする。さらにＰは、造管および現地での溶接性に悪影響を及ぼすのでこれらを考慮すると０．０１５％以下が望ましい。

Ｓは、不純物であり熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、多すぎると低温靭性を劣化させる。従って、０．００５％以下とする。さらに、Ｓは連続鋳造鋼片の中心付近に偏析し、圧延後に伸張したＭｎＳを形成し水素誘起割れの起点となるばかりでなく、二枚板割れ等の擬似セパレーションの発生も懸念される。従って、耐サワー性を考慮すると０．００１％以下が望ましい。

Ｏは、溶鋼脱酸時に微細な酸化物を多数分散させるために必要な元素であるので０．０００５％以上添加するが、多すぎると鋼中で破壊の起点となる粗大な酸化物を形成し、脆性破壊や水素誘起割れを劣化させので、０．００３％以下とする。さらに、現地溶接性の観点からは、０．００２％以下が望ましい。

Ａｌは、溶鋼脱酸時に微細な酸化物を多数分散させるために必要な元素である。その効果を得るためには０．００５％以上添加する。一方、過剰に添加するとその効果が失われるため、その上限を０．０３％とする。

Ｎｂは、本発明において最も重要な元素の一つである。Ｎｂは固溶状態でのドラッギング効果および／または炭窒化析出物としてのピンニング効果により、圧延中もしくは圧延後のオーステナイトの回復・再結晶および粒成長を抑制し、有効結晶粒径を細粒化し、脆性破壊のき裂伝播における破面単位を小さくすることで低温靭性を向上させる効果を有する。さらに、熱延鋼板製造工程の特徴である巻取り工程において、微細な炭化物を生成し、その析出強化により強度の向上に寄与する。加えて、Ｎｂはγ／α変態を遅延させ、変態温度を低下させることで比較的遅い冷却速度においても変態後のミクロ組織を安定的に連続冷却変態組織とする効果がある。ただし、これらの効果を得るためには少なくとも０．０５％以上の添加が必要である。一方、０．１２％超添加すると、その効果が飽和するだけでなく、熱間圧延前の加熱工程で固溶させるのが難しくなり、粗大な炭窒化物を形成して破壊の起点となり、低温靭性や耐サワー性を劣化させるおそれがある。

Ｔｉは、本発明において最も重要な元素の一つである。Ｔｉは、連続鋳造もしくはインゴット鋳造で得られる鋳片の凝固直後の高温で窒化物として析出を開始する。このＴｉ窒化物を含む析出物は高温で安定であり、後のスラブ再加熱においても完全に固溶することなく、ピンニング効果を発揮し、スラブ再加熱中のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ミクロ組織を微細化して低温靭性を改善する。また、γ／α変態においてフェライトの核生成を抑制し、本発明の要件である連続冷却変態組織の生成を促進する効果がある。このような効果を得るためには、少なくとも０．００５％以上のＴｉ添加が必要である。一方、０．０２％超添加しても、その効果が飽和する。
さらに、Ｔｉ添加量がＮとの化学量論組成未満（Ｎ−１４／４８×Ｔｉ＜０％）となると、残存したＴｉがＣと結合し、微細に析出したＴｉＣが低温靭性を劣化させる恐れがある。また、Ｔｉは、溶鋼脱酸時に微細な酸化物を多数分散させるために必要な元素でもあり、さらに、これら微細な酸化物を核としてＴｉ窒化物を含む析出物が微細に晶出または析出するため、Ｔｉ窒化物を含む析出物の平均円相当径を小さくし、密に分散させる効果で圧延中もしくは圧延後のオーステナイトの回復・再結晶の抑制だけでなく、巻取り後のフェライトの粒成長も抑制する効果がある。

Ｃａは、溶鋼脱酸時に微細な酸化物を多数分散させるために必要な元素であり、その効果を得るためには０．０００５％以上添加する。一方、０．００３％超添加してもその効果が飽和するのでその上限を０．００３％とする。また、ＣａはＲＥＭと同様に、破壊の起点となり、耐サワー性を劣化させる非金属介在物の形態を変化させて無害化する元素である。

Ｎは、上述したようにＴｉ窒化物を含む析出物を形成し、スラブ再加熱中のオーステナイト粒の粗大化を抑制して後の制御圧延における有効結晶粒径と相関のあるオーステナイト粒径を細粒化し、ミクロ組織を連続冷却変態組織とすることで低温靭性を改善する。ただし、その含有量が０．００１５％未満では、その効果が得られない。一方、０．００６％超含有すると時効により延性が低下し、造管する際の成形性が低下する。前述したように、Ｎ含有量がＴｉとの化学量論組成未満（Ｎ−１４／４８×Ｔｉ＜０％）となると残存したＴｉがＣと結合し、微細に析出したＴｉＣが低温靭性を劣化させるおそれがある。
さらに、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎの化学量論組成がＮｂ−９３／１４×（Ｎ−１４／４８×Ｔｉ）≦０．０５％では、巻取り工程において生成する微細なＮｂを含む析出物の量が減少し、強度が低下する。したがって、Ｎ−１４／４８×Ｔｉ≧０％、Ｎｂ−９３／１４×（Ｎ−１４／４８×Ｔｉ）＞０．０５％とした。

次にＶ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕを添加する理由について説明する。基本となる成分にさらにこれらの元素を添加する主たる目的は本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、製造可能な板厚の拡大や母材の強度・靭性などの特性の向上を図るためである。したがって、その添加量は自ら制限されるべき性質のものである。

Ｖは、巻取り工程において微細な炭窒化物を生成し、その析出強化により強度の向上に寄与する。ただし、０．３％超添加してもその効果は飽和するので、０．３％以下（０％を含まない）とした。また、０．０４％以上添加すると現地溶接性を低下させる懸念があるので、０．０４％未満が望ましい。

Ｍｏは、焼入れ性を向上させ、強度を上昇させる効果がある。また、ＭｏはＮｂと共存して制御圧延時にオーステナイトの再結晶を強力に抑制し、オーステナイト組織を微細化し、低温靭性を向上させる効果がある。ただし、０．３％超添加してもその効果は飽和するので、０．３％以下（０％を含まない）とした。また、０．１％以上添加すると延性が低下し、造管する際の成形性が低下させる懸念があるので、０．１％未満が望ましい。

Ｃｒは、強度を上昇させる効果がある。ただし、０．３％超添加してもその効果は飽和するので、０．３％以下（０％を含まない）とした。また、０．２％以上添加すると現地溶接性を低下させる懸念があるので、０．２％未満が望ましい。また、Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒが０．２％未満では、目的とする強度が得られず、０．６５％超添加してもその効果は飽和する。従って、０．２％≦Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒ≦０．６５％とする。

Ｃｕは、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上に効果がある。ただし、０．３％超添加してもその効果は飽和するので、０．３％以下（０％を含まない）とした。また、０．２％以上添加すると熱間圧延時に脆化割れを生じ、表面疵の原因となる懸念があるので、０．２％未満が望ましい。

Ｎｉは、ＭｎやＣｒ、Ｍｏに比較して圧延組織（特にスラブの中心偏析帯）中に低温靭性、耐サワー性に有害な硬化組織を形成することが少なく、従って、低温靭性や現地溶接性を劣化させることなく強度を向上させる効果がある。ただし、０．３％超添加してもその効果は飽和するので、０．３％以下（０％を含まない）とした。また、Ｃｕの熱間脆化を防止する効果があるのでＣｕ量の１／３以上を目安に添加する。

また、Ｃｕ＋Ｎｉが０．１％未満では耐食性、耐水素誘起割れ特性や低温靭性や現地溶接性を劣化させることなく強度を向上させる効果が得られず、０．５％超ではその効果は飽和する。従って、０．１％≦Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．５％とする。

Ｂは、焼き入れ性を向上させ、連続冷却変態組織を得やすくする効果がある。さらにＢはＭｏの焼入れ性向上効果を高めると共に、Ｎｂと共存して相乗的に焼入れ性を増す効果がある。従って、必要に応じ添加する。ただし、０．０００２％未満ではその効果を得るために不十分であり、０．００３％超添加するとスラブ割れが起こる。

ＲＥＭは、破壊の起点となり、耐サワー性を劣化させる非金属介在物の形態を変化させて無害化する元素である。ただし、０．０００５％未満添加してもその効果がなく、０．０２％超添加するとそれらの酸化物が大量に生成してクラスター、粗大介在物して生成し、溶接シームの低温靭性の劣化や、現地溶接性にも悪影響を及ぼす。

次に本発明における鋼板のミクロ組織ついて詳細に説明する。
鋼板の強度を得るためには上記のミクロ組織中にナノメータサイズのＮｂを含む析出物が密に分散されていることが必要である。また、延性破壊停止性能の指標である吸収エネルギーを向上させるためにはセメンタイト等の粗大な炭化物含むミクロ組織を含まないことが必要である。さらに、低温靭性を向上させるためには有効結晶粒径を小さくする必要がある。
鋼板の強度を得るための析出強化に有効なナノメータサイズのＮｂを含む析出物を観察、測定するためには透過型電子顕微鏡による薄膜観察もしくは三次元アトムプローブ法による測定が有効である。そこで本発明者らは、三次元アトムプローブ法にて測定を行なった。

その結果、析出強化によりＡＰＩ５Ｌ−Ｘ８０相当の強度が得られた試料では、Ｎｂを含む析出分の径は０．５〜５ｎｍで分布し、その平均径１〜３ｎｍであった。そのＮｂを含む析出物が１〜５０×１０^２２個／ｍ^３の密度で分布し、その平均密度が３〜３０×１０^２２個／ｍ^３という測定結果が得られた。Ｎｂを含む析出物の平均径が、１ｎｍ未満では小さすぎて析出強化能が十分に発揮されず、３ｎｍ超では過時効となり、母相との整合性が失われ析出強化の効果が減少する。Ｎｂを含む析出物の平均密度が３×１０^２２個／ｍ^３未満では析出強化に十分な密度ではなく、３０×１０^２２個／ｍ^３超では、低温靭性が劣化する。ここで平均とはその個数の算術平均である。
これらナノメータサイズの析出物の組成は、Ｎｂを主体としているが、炭窒化物を形成するＴｉ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒも含まれていることも許容する。

なお、三次元アトムプローブ法は、ＦＩＢ（収束イオンビーム）装置／日立製作所製ＦＢ２０００Ａを用い、切出した試料を電解研磨により針形状にするために任意形状走査ビームで粒界部を針先端部になるようにした。その試料をＳＩＭ（走査イオン顕微鏡）のチャネリング現象で方位の異なる結晶粒にコントラストが生じることを生かし、観察しながら数個の粒界を含む位置をイオンビームで切断した。三次元アトムプローブとして用いた装置はＣＡＭＥＣＡ社製ＯＴＡＰで、測定条件は、試料位置温度約７０Ｋ、プローブ全電圧１０〜１５ｋＶ、パルス比２５％である。各試料で三回測定してその平均値を代表値とした。

次に、延性破壊停止性能の指標である吸収エネルギーを向上させるためにはセメンタイト等の粗大な炭化物を含むミクロ組織を含まないことが必要である。すなわち、本発明における連続冷却変態組織はα°_Ｂ、α_Ｂ、α_ｑ、γ_ｒ、ＭＡの一種または二種以上を含むミクロ組織であるが、ここでα°_Ｂ、α_Ｂおよびα_ｑはセメンタイト等の粗大な炭化物を含まないため、その分率が大きいと延性破壊停止性能の指標である吸収エネルギーの向上が期待できる。さらに少量のγ_ｒ、ＭＡは含まれても構わないが、その合計量が３％以下であるとよい。

低温靭性を向上させるために、有効結晶粒径を小さくするには、ミクロ組織が連続冷却変態組織で有るだけでは不十分である。連続冷却変態組織を構成する組織であるα_Ｂおよび／またはα_ｑが、連続冷却変態組織中で５０％以上の分率を有する必要がある。これらミクロ組織の分率が５０％以上であると、脆性破壊におけるへき開破壊伝播の主な影響因子と考えられている破面単位と直接的な関係のある有効結晶粒径が細粒化し、低温靭性が向上する。

また、上記のようなミクロ組織を得るためには、Ｔｉ窒化物を含む析出物の平均円相当径が０．１〜３μｍであり、さらに、そのうちの個数で５割以上に、ＣａとＴｉとＡｌを含む複合酸化物を含有することが必要である。つまり、連続冷却変態組織を構成する組織であるα_Ｂおよび／またはα_ｑを５０％以上の分率で得るためには、変態前のオーステナイト粒径を細粒化することが重要であり、そのためには、Ｔｉ窒化物を含む析出物の径の平均円相当径が０．１〜３μｍ（望ましくは２μｍ以下）で、且つその密度が１０^１〜１０^３個／ｍｍ^２である必要がある。
Ｔｉ窒化物を含む析出物の径の平均円相当径と密度を制御するためには、これらの析出核となるＣａとＴｉとＡｌの酸化物が最適に分散するとよい。それによりＴｉ窒化物を含む析出物の析出サイズ、分散密度が最適化され、変態前のオーステナイト粒径がそのピンニング効果により粒成長が抑制し、細粒のまま保たれるため、オーステナイトを細粒化できる。結果として、Ｔｉ窒化物を含む析出物の個数の５割以上に、ＣａとＴｉとＡｌを含む複合酸化物を含有するとよいことが分かった。なお、複合酸化物に若干のＭｇ、Ｃｅ、Ｚｒが含まれることは許容される。また、ここで平均とはその個数の算術平均である。

次に、本発明の製造方法の限定理由について、以下に詳細に述べる。
本発明において転炉あるいは電炉による一次精錬までは特に限定するものではない。すなわち、高炉から出銑後に溶銑脱燐および溶銑脱硫等の溶銑予備処理を経て転炉による精錬を行うかもしくは、スクラップ等の冷鉄源を電炉等で溶解すればよい。

一次精錬後の二次精錬工程は本発明の最も重要な製造工程の一つである。すなわち、目的とする組成および大きさのＴｉ窒化物を含む析出物を得るためには、脱酸工程で鋼中にＣａとＴｉとＡｌを含む複合酸化物を微細に分散させる必要がある。これは、脱酸工程で弱脱酸元素から強脱酸元素を逐次添加すること（弱強逐次脱酸）で初めて実現できる。

弱強逐次脱酸とは、弱脱酸元素酸化物が存在する溶鋼へ強脱酸元素を添加することで弱脱酸元素酸化物が還元され、遅い供給速度かつ、過飽和度が小さい状態で酸素が放出されると添加された強脱酸元素から生成する酸化物は微細になるという現象を適用したもので、弱脱酸元素であるＳｉから順次Ｔｉ、Ａｌ、強脱酸元素であるＣａと段階的に脱酸元素を添加することで、これらの効果を最大限に発揮させる脱酸方法である。以下に順を追って説明する。

まず、Ｔｉよりも弱脱酸元素であるＳｉ量を調整してＳｉ量と平衡する溶存酸素濃度を０．００２〜０．００８％とする。
この溶存酸素濃度が０．００２％未満では、最終的にＴｉ窒化物を含む析出物のサイズを小さくするのに十分な量のＣａとＴｉとＡｌを含む複合酸化物が得られない。一方、０．００８％超では、生成した複合酸化物が粗大化してＴｉ窒化物を含む析出物のサイズを小さくする効果が失われる。

また、脱酸処理を行う前段階において溶存酸素濃度を安定的に調整するためには、Ｓｉの添加が必要であり、Ｓｉ濃度が０．０５％未満ではＳｉと平衡する溶存酸素濃度が０．００８％超となり、０．２％超ではＳｉと平衡する溶存酸素濃度が０．００２％未満となる、従って、脱酸処理を行う前段階で、Ｓｉ濃度が０．０５以上、０．２％以下、溶存酸素濃度は０．００２％以上、０．００８％以下とする。

次に、この溶存酸素濃度の状態で最終含有量が０．００５〜０．３％となる範囲でＴｉを添加して脱酸した後、直ちに最終含有量が０．００５〜０．０２％となるＡｌを添加する。このときＴｉ投入後時間の経過と共に生成したＴｉ酸化物は成長、凝集粗大化して浮上してしまうのでＡｌの投入は直ちに行う。ただし、５分以内であればＴｉ酸化物の浮上がそれほど顕著ではないのでＡｌの投入はＴｉ投入後５分以内が望ましい。また、Ａｌの投入量が最終含有量０．００５％未満になるような量であるとＴｉ酸化物は成長、凝集粗大化して浮上してしまう。一方、Ａｌの投入量が最終含有量０．０２％超になるような量であるとＴｉ酸化物が完全に還元されてしまい、最終的にＣａとＴｉとＡｌを含む複合酸化物が十分に得られない。

続いて、Ｔｉ、Ａｌより更に強脱酸元素であるＣａを最終含有量が０．０００５〜０．００３％となるように望ましくは５分以内に投入する。ただし、その後、必要に応じて、これら元素およびこれら以外の不足する合金成分元素を加えてもよい。ここでＣａの投入量が最終含有量０．０００５％未満になるような量であるとＣａとＴｉとＡｌを含む複合酸化物が十分に得られない。一方、０．００３％超になるように添加するとＴｉ、Ａｌを含む酸化物がＣａに完全に還元されてしまい、効果が失われる。

スラブ鋳造は、連続鋳造もしくは薄スラブ鋳造などによって得たスラブの場合には高温鋳片のまま熱間圧延機に直送してもよい。また、室温まで冷却後に加熱炉にて再加熱した後に熱間圧延してもよい。ただし、スラブ直送圧延（ＨＣＲ：ＨＯＴ Ｃｈａｒｇｅ Ｒｏｌｌｉｎｇ）を行う場合は、γ→α→γ変態により、鋳造組織を壊し、スラブ再加熱時のオーステナイト粒径を小さくするために、Ａｒ３変態点温度未満まで冷却することが望ましい。さらに望ましくはＡｒ１変態点温度未満まで冷却するとよい。

耐サワー性の観点から、中心偏析をできるだけ低減することが好ましい。従って、求められるスペックに応じてスラブ鋳造に軽圧下を行なう。
Ｍｎ等の偏析は、偏析部の焼入れ性を上げ組織を硬化させ、介在物の存在と相まって水素誘起割れを助長させる。
偏析を抑制するには、連続鋳造における最終凝固時の軽圧下が最適である。最終凝固時の軽圧下は、凝固収縮などによる濃化溶鋼の移動によって生じる中心部の未凝固部への濃化溶鋼の流動を、凝固収縮分を補償することで抑制ために施すものであり、鋳片の最終凝固位置における凝固収縮に見合うように圧下量を制御しながら軽圧下する。これにより、中心偏析を低減させることができる。

軽圧下の具体的条件は、中心固相率０．３〜０．７となる凝固末期に当たる位置でのロールピッチが２５０〜３６０ｍｍである設備において鋳造速度（ｍ／ｍｉｎ）と圧下設定勾配（ｍｍ／ｍ）の積で表される圧下速度が０．７〜１．１ｍｍ／ｍｉｎの範囲である。

熱間圧延に際して、スラブ再加熱温度（ＳＲＴ）は、次式（１）
ＳＲＴ（℃）＝６６７０／（２．２６−ｌｏｇ（〔％Ｎｂ〕×〔％Ｃ〕））−２７３ ・・・（１）
で算出される温度以上とする。
ここで、〔％Ｎｂ〕および〔％Ｃ〕は、それぞれ鋼材中のＮｂおよびＣの含有量（質量％）を示す。この式はＮｂＣの溶解度積でＮｂＣの溶体化温度を示すもので、この温度未満であると、スラブ製造時に生成したＮｂを含む粗大な析出物が十分に溶解せず、後の圧延工程においてＮｂによるオーステナイトの回復・再結晶および粒成長の抑制やγ／α変態の遅延による結晶粒の細粒化効果が得られない。また、そればかりか、熱延鋼板製造工程の特徴である巻取り工程において微細な炭化物を生成し、その析出強化により強度を向上させる効果が得られない。ただし、１１００℃未満の加熱ではスケールオフ量が少なくスラブ表層の介在物をスケールと共に後のデスケーリングによって除去できなくなる可能性があるので、スラブ再加熱温度は１１００℃以上が望ましい。

一方、１２６０℃超であるとオーステナイトの粒径が粗大化し、後の制御圧延における旧オーステナイト粒が粗大化し、変態後にグラニュラーなミクロ組織得られず、有効結晶粒径の細粒化効果によるＦＡＴＴ_８５％の改善効果が期待できない。さらに望ましくは１２３０℃以下である。

スラブ加熱時間は、Ｎｂを含む析出物の溶解を十分に進行させるために当該温度に達してから２０分以上保持する。２０分未満では、スラブ製造時に生成したＮｂを含む粗大な析出物が十分に溶解せず、熱間圧延中のオーステナイトの回復・再結晶および粒成長の抑制やγ／α変態の遅延による結晶粒の細粒化効果や巻取り工程において微細な炭化物を生成し、その析出強化により強度を向上させる効果が得られない。

続く熱間圧延工程は、通常、リバース圧延機を含む数段の圧延機からなる粗圧延工程と６〜７段の圧延機をタンデムに配列した仕上げ圧延工程により構成されている。一般的に粗圧延工程はパス数や各パスでの圧下量が自由に設定できる利点を持つが各パス間時間が長く、パス間での回復・再結晶が進行する恐れがある。一方、仕上げ圧延工程はタンデム式であるためにパス数は圧延機の数と同数となるが各パス間時間が短く、制御圧延効果を得やすい特徴を持つ。従って、優れた低温靭性を実現するためには鋼成分に加えて、これら圧延工程の特徴を十分に生かした工程設計が必要となる。

また、例えば、製品厚が２０ｍｍを超えるような場合で、仕上げ圧延１号機の噛み込みギャップが設備制約上５５ｍｍ以下となっている場合等は、仕上げ圧延工程のみで本発明の要件である未再結晶温度域の合計圧下率が６５％以上という条件を満たすことが出来ないので、粗圧延工程の後段で未再結晶温度域での制御圧延を実施しても良い。左記の場合は必要に応じて未再結晶温度域に温度が低下するまで時間待ちをするか、冷却装置による冷却を行っても良い。後者の方が時間待ちの時間を短縮できるので生産性ということではより望ましい。

さらに、粗圧延と仕上げ圧延の間でシートバーを接合し、連続的に仕上げ圧延をしてもよい。その際に粗バーを一旦コイル状に巻き、必要に応じて保温機能を有するカバーに格納し、再度巻き戻してから接合を行っても良い。

粗圧延工程では、主に再結晶温度域にて圧延を行うが、その各圧下パスでの圧下率は、本発明では限定しない。ただし、粗圧延の各パスでの圧下率が１０％以下では再結晶に必要な十分なひずみが導入されず、粒界移動のみによる粒成長が起こり、粗大粒が生成し、低温靭性が劣化する懸念があるので、再結晶温度域において各圧下パスで１０％超の圧下率で行うことが望ましい。同様に、再結晶温度領域での各圧下パスの圧下率が２５％以上であると、特に後段の低温域では圧下中に転位の導入と回復を繰返すことによって転位セル壁が形成され、亜粒界から大角粒界へと変化する動的再結晶が起こる。この動的再結晶粒主体のミクロ組織のような転位密度の高い粒とそうでない粒が混在する組織では、短時間に粒成長が起こるため、未再結晶域圧延前までに比較的粗大な粒に成長し、後の未再結晶域圧延により粒が生成してしまい低温靭性が劣化する懸念がある。従って、再結晶温度域での各圧下パスでの圧下率は２５％未満とすることが望ましい。

仕上げ圧延工程では、未再結晶温度域での圧延を行うが、粗圧延終了時点での温度が未再結晶温度域まで至らない場合は必要に応じて未再結晶温度域に温度が低下するまで時間待ちをするか、必要に応じて粗／仕上げ圧延スタンド間の冷却装置による冷却を行っても良い。後者の方が時間待ちの時間を短縮できるので生産性が向上するばかりでなく、再結晶粒の成長を抑制し、低温靭性を改善できるということではより望ましい。

未再結晶温度域での合計圧下率が６５％未満であると制御圧延が不十分となり旧オーステナイト粒が粗大化し、変態後にグラニュラーなミクロ組織得られず、有効結晶粒径の細粒化効果によるＦＡＴＴ_８５％の改善効果が期待できないので未再結晶温度域の合計圧下率は６５％以上とする。さらに優れた低温靭性を得るためには７０％以上が望ましい。一方、８５％超であると過度の圧延によりフェライト変態の核となる転位密度が増大し、ミクロ組織にポリゴナルフェライトが混入し、また、高温でのフェライト変態により、Ｎｂの析出強化が過時効となり強度が低下するとともに、結晶回転により変態後の集合組織の異方性が顕著になり塑性異方性が増大すると共にセパレーションの発生による吸収エネルギーの低下を招くことが懸念されるので未再結晶温度域の合計圧下率は８５％以下とする。

仕上げ圧延終了温度は、８３０℃〜８７０℃で終了する。特に板厚中心部で８３０℃未満となると、延性破壊破面に顕著なセパレーションが発生し、吸収エネルギーが著しく低下するので、仕上げ圧延終了温度は、板厚中心部において８３０℃以上で終了する。また、板表面温度についても８３０℃以上とすることが望ましい。一方、８７０℃以上では、Ｔｉ窒化物を含む析出物が鋼中に最適に存在していても再結晶によりオーステナイト粒径が粗大化し、低温靭性が劣化する恐れがある。また、さらに低温となるＡｒ３変態点温度以下で仕上げ圧延を行なうと、二相域圧延となりセパレーションの発生による吸収エネルギーの低下とともに、フェライト相において、その圧下により転位密度が増大し、Ｎｂの析出強化が過時効となり強度が低下する。また、加工フェライト組織は延性が低下する。

仕上げ圧延の各スタンドでの圧延パススケジュールについては特に限定しなくても本発明の効果が得られるが、板形状精度の観点からは最終スタンドにおける圧延率は１０％未満が望ましい。

ここでＡｒ_３変態点温度とは、例えば以下の計算式により鋼成分との関係で簡易的に示される。すなわち
Ａｒ_３＝９１０−３１０×％Ｃ＋２５×％Ｓｉ−８０×％Ｍｎｅｑ
ただし、Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｎｉ／２＋１０（Ｎｂ−０．０２）
または、Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｎｉ／２＋１０（Ｎｂ−０．０２）＋１：Ｂ添加の場合である。

仕上げ圧延終了後、冷却を開始する。冷却開始温度は特に限定しないがＡｒ_３変態点温度未満より冷却を開始するとミクロ組織中にポリゴナルフェライトが多量に含有されるようになり、強度の低下が懸念されるので、冷却開始温度はＡｒ_３変態点温度以上が望ましい。

冷却開始から６５０℃までの温度域の冷却速度を２℃／ｓｅｃ以上５０℃／ｓｅｃ以下とする。この冷却速度が２℃／ｓｅｃ未満であるとミクロ組織中にポリゴナルフェライトが多量に含有されるようになり、強度の低下が懸念される。一方、５０℃／ｓｅｃ超の冷却速度では熱ひずみによる板そりが懸念されることから、５０℃／ｓｅｃ以下とする。

また、破断面にセパレーションが発生することにより、所定の吸収エネルギーが得られない場合は、その冷却速度を１５℃／ｓｅｃ以上とする。さらに、２０℃／ｓｅｃ以上では、鋼成分を変更することなく低温靭性を劣化させずに、強度を向上させることが可能となるので、冷却速度は２０℃／ｓｅｃ以上が望ましい。

６５０℃から巻き取りまでの温度域での冷却速度は、空冷もしくはそれ相当の冷却速度で差し支えない。ただし、Ｎｂ等の析出強化の効果を最大限に享受するためには、析出物が粗大化により過時効とならないために６５０℃から巻き取るまでの平均冷却速度が５℃／ｓｅｃ以上あることが望ましい。

冷却後は、熱延鋼板製造工程の特徴である巻取り工程を効果的に活用する。冷却停止温度および巻き取り温度は５００℃以上６５０℃以下の温度域とする。６５０℃超で冷却を停止し、その後巻き取ると、Ｎｂを含む析出物が過時効となり析出強化が十分に発現しなくなる。また、Ｎｂを含む粗大な析出物が形成され破壊の起点となり、延性破壊停止能、低温靭性や耐サワー性を劣化させる恐れがある。一方、５００℃未満で冷却を終了し、巻き取ると、目的の強度を得るために極めて効果的なＮｂを含む微細な析出物が得られず、目的とする強度が得られなくなる。従って、冷却を停止し、巻き取る温度域は５００℃以上６５０℃以下とする。

以下に、実施例により本発明をさらに説明する。
表２に示す化学成分を有するＡ〜Ｒの鋼は、転炉にて溶製して、ＣＡＳまたはＲＨで二次精練を実施した。脱酸処理は二次精練工程にて実施し、表１に示すようにＴｉ投入前に溶鋼の溶存酸素をＳｉ濃度にて調整し、その後、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａにて逐次脱酸を行った。これらの鋼は、連続鋳造後、直送もしくは再加熱し、粗圧延に続く仕上げ圧延で２０．４ｍｍの板厚に圧下し、ランナウトテーブルで冷却後に巻き取った。ただし、表中の化学組成についての表示は質量％である。また、表２中に記載のＮ＊はＮ−１４／４８×Ｔｉの値を意味する。

製造条件の詳細を表３に示す。ここで、「成分」とは表２に示した各スラブ片の記号を、「軽圧下」とは、連続鋳造における最終凝固時の軽圧下操業の有無を、「加熱温度」とはスラブ加熱温度実績を、「溶体化温度」とは
ＳＲＴ（℃）＝６６７０／（２．２６−ｌｏｇ（〔％Ｎｂ〕×〔％Ｃ〕））−２７３
にて算出される温度を、「保持時間」は実績スラブ加熱温度での保持時間を、「パス間冷却」とは未再結晶温度域圧延前で生ずる温度待ち時間を短縮する目的でなされる圧延スタンド間冷却の有無を、「未再結晶域合計圧下率」とは未再結晶温度域で実施された圧延の合計圧下率を、「ＦＴ」とは仕上げ圧延終了温度を、「Ａｒ３変態点温度」とは計算Ａｒ３変態点温度を、「６５０℃までの冷却速度」とは冷却開始温度〜６５０℃の温度域を通過する時の平均冷却速度を、「ＣＴ」とは巻取温度を示している。

このようにして得られた鋼板の材質を表４に示す。調査方法を以下に示す。
ミクロ組織の調査は、鋼板板幅方向の端部から、板幅（Ｗ）の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置より切出した試料を圧延方向断面に研磨し、ナイタール試薬を用いてエッチングし、光学顕微鏡を用い２００〜５００倍の倍率で観察された板厚の１／２ｔにおける視野の写真にて行った。また、Ｔｉ窒化物を含む析出物の平均円相当径とは上記と同一試料で、鋼板表面から板厚（ｔ）の１／４ｔにおける部分を、光学顕微鏡を用い１０００倍の倍率で観察された２０視野以上のミクロ組織写真から画像処理装置等より得られる値を採用し、その平均値と定義される。

また、Ｔｉ窒化物を含む析出物の核となるＣａとＴｉとＡｌを含む複合酸化物の割合は、上記ミクロ写真で観察されたＴｉ窒化物を含む析出物のうち核となる複合酸化物を含むものの割合で（核となる複合酸化物を含むＴｉ窒化物を含む析出物の個数）／（観察されたＴｉ窒化物を含む析出物の総数）と定義される。さらに、その核の複合酸化物組成の特定は各視野で１個以上を分析することとし、走査型電子顕微鏡に付加されているエネルギー分散型Ｘ線分光（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＤＳ）や電子エネルギー損失分光（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｅｎｅｒｇｙ Ｌｏｓｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｅ：ＥＥＬＳ）にて確認した。

引張試験はＣ方向よりＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を切出し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の方法に従って実施した。シャルピー衝撃試験は板厚中心のＣ方向よりＪＩＳ Ｚ ２２０２に記載の試験片を切出し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の方法に従って実施した。ＤＷＴＴ（Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅｓｔ）試験はＣ方向より、３００ｍｍＬ×７５ｍｍＷ×板厚（ｔ）ｍｍの短冊状の試験片を切り出し、これに５ｍｍのプレスノッチを施したテストピースを作製して実施した。ＨＩＣ試験は、ＮＡＣＥＴＭ０２８４に準拠して行った。

表４において、「ミクロ組織」とは、鋼板表面から板厚の１／２ｔにおける部分のミクロ組織である。「Ｚｗ」は連続冷却変態組織であり、α°_Ｂ、α_Ｂ、α_ｑ、γ_ｒ、ＭＡの一種または二種以上を含むミクロ組織と定義される。「ＰＦ」はポリゴナルフェライトを、「加工Ｆ」は加工フェライトを、「Ｐ」はパーライトを、「α_Ｂ＋α_ｑの分率」はＧｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｉｃ ｆｅｒｒｉｔｅ（α_Ｂ）およびＱｕａｓｉ−ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ（α_ｑ）の合計の面積分率を示している。

「析出強化粒子径」とは、三次元アトムプローブ法により測定した析出強化に有効なＮｂを含む析出物のサイズを示す。「析出強化粒子密度」とは、三次元アトムプローブ法により測定した析出強化に有効なＮｂを含む析出物の密度を示す。「平均円相当径」とは、上記方法で測定したＴｉ窒化物を含む析出物の平均円相当径を示す。「含有割合」とは、上記Ｔｉ窒化物を含む析出物のうち核となる複合酸化物を含むものの個数割合を示す。「複合酸化物の組成」とはＥＥＬＳにて分析した結果で、各元素が検出されれば○を、されなければ×とした。「引張試験」結果は、Ｃ方向ＪＩＳ５号試験片の結果を示す。「ＦＡＴＴ_８５％」は、ＤＷＴＴ試験において延性破面率が８５％となる試験温度を示す。「吸収エネルギーｖＥ_−２０℃」は、シャルピー衝撃試験における−２０℃で得られる吸収エネルギーを示す。「破面単位」とは、１００倍前後の倍率でＳＥＭによる５視野以上にて破面測定で得られた破面単位の平均値を示す。また、「強度−ｖＥバランス」は「ＴＳ」と「吸収エネルギーｖＥ_−２０℃」の積で表される。さらに、「ＣＡＲ」はＨＩＣ試験によって求められた割れの面積率を示す。

本発明に沿うものは、鋼番１、５、６、１６、１７、２１、２２、２４、２５、２８の１０鋼であり、所定の量の鋼成分を含有し、そのミクロ組織が平均径１〜３ｎｍのＮｂを含む析出物を平均密度で３〜３０×１０^２２個／ｍ^３分散させた連続冷却変態組織であり、さらにα_Ｂおよび／またはα_ｑが体積分率で５０％以上である鋼板中に含まれるＴｉ窒化物を含む析出物の平均円相当径が０．１〜３μｍであり、さらに、そのうちの個数で５割以上にＣａとＴｉとＡｌを含む複合酸化物を含有することを特徴とし、造管前の素材としてＸ８０グレード相当の引張強度を有する延性破壊停止性能に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板が得られている。さらに鋼番１、５、２１は、軽圧下を行ったため耐サワー性の指標である「ＣＡＲ」が目標である３％以下を達成している。

上記以外の鋼は、以下の理由によって本発明の範囲外である。
鋼番２は、加熱温度が本発明請求項４の範囲外であるので、Ｎｂを含む析出物の平均径（析出強化粒子径）及び平均密度（析出強化粒子密度）が請求項１の範囲外となり、十分な析出強化の効果が得られないため、強度−ｖＥバランスが低い。

鋼番３は、加熱温度が本発明請求項４の範囲外であるので、旧オーステナイト粒が粗大化し、変態後に望ましい連続冷却変態組織が得られず、ＦＡＴＴ_８５％が高温である。

鋼番４は、加熱保持時間が本発明請求項４の範囲外であるので、十分な析出強化の効果が得られないため、強度−ｖＥバランスが低い。

鋼番７は、未再結晶温度域の合計圧下率が本発明請求項４の範囲外であるので、旧オーステナイト粒が粗大化し、変態後に望ましい連続冷却変態組織が得られず、ＦＡＴＴ_８５％が高温である。

鋼番８は、未再結晶域合計圧下率が本発明請求項４の範囲外であるので、請求項１記載の目的とするミクロ組織等が得られず、強度−ｖＥバランスが低い。

鋼番９は仕上げ圧延温度が本発明請求項４の範囲外であるので、請求項１記載の目的とするミクロ組織等が得られず、強度−ｖＥバランスが低い。

鋼番１０は、冷却速度が本発明請求項４の範囲外であるので、請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず、強度−ｖＥバランスが低い。

鋼番１１は、ＣＴが本発明請求項４の範囲外であるので、十分な析出強化の効果が得られないため、強度−ｖＥバランスが低い。

鋼番１２は、溶製工程においてＴｉ脱酸後のＡｌを投入するまでの時間が本発明請求項４の範囲外であるので、Ｔｉ窒化物を含む析出物の径の核となる酸化物の分散が不十分なため請求項１記載の目的とする窒化物径が３μｍ超となり、ＦＡＴＴ_８５％が高温である。

鋼番１３は、溶製工程においてＴｉ投入前の溶存酸素量と平衡溶存酸素量が本発明請求項４の範囲外であるので、請求項１記載の目的とする窒化物径が３μｍ超となり、ＦＡＴＴ_８５％が高温である。

鋼番１４は、溶製工程において逐次脱酸元素の投入順序が本発明請求項４の範囲外であるので、請求項１記載の目的とする窒化物径が３μｍ超となり、ＦＡＴＴ_８５％が高温である。

鋼番１５は、Ｃ含有量等が本発明請求項１の範囲外であるので目的とするミクロ組織が得られず、強度−ｖＥバランスが低い。

鋼番１８は、Ｃ含有量等が本発明請求項１の範囲外であるので目的とするミクロ組織が得られず、強度−ｖＥバランスが低い。

鋼番１９は、Ｃ含有量等が本発明請求項１の範囲外であるので目的とするミクロ組織が得られず、強度−ｖＥバランスが低い。

鋼番２０は、Ｃ含有量等が本発明請求項１の範囲外であるので目的とするミクロ組織が得られず、強度が低い。

鋼番２３は、溶製工程において逐次脱酸元素の投入順序が本発明請求項４の範囲外であるので、請求項１記載の目的とする窒化物径が３μｍ超となり、ＦＡＴＴ_８５％が高温である。

鋼番２６は、Ｃａ含有量が本発明請求項１の範囲外であり請求項１記載の目的とする窒化物径が３μｍ超となり、ＦＡＴＴ_８５％が高温である。

鋼番２７は、Ｖ、Ｍｏ、ＣｒおよびＣｕ、Ｎｉの含有量が本発明請求項１の範囲外であり素材としてＸ８０グレード相当の引張強度が得られていない。

本発明の熱延鋼板を電縫鋼管およびスパイラル鋼管に用いることにより、厳しい耐破壊特性が要求される寒冷地において、例えばハーフインチ（１２．７ｍｍ）超の比較的厚い板厚でも、ＡＰＩ５Ｌ−Ｘ８０規格以上の高強度なラインパイプが製造可能となる。さらに、本発明の製造方法により、電縫鋼管およびスパイラル鋼管用熱延鋼板を安価に大量に安定的に製造できる。従って、本発明により、過酷な条件下でのラインパイプの敷設が従来に比べ容易となり、世界的なエネルギー流通の鍵を握るラインパイプ網の構築に、大きく貢献するものと確信する。

Claims (6)

1. 質量％にて、
   Ｃ ＝０．０２〜０．０６％、
   Ｓｉ＝０．０５〜０．５％、
   Ｍｎ＝１〜２％、
   Ｐ ≦０．０３％、
   Ｓ ≦０．００５％、
   Ｏ ＝０．０００５〜０．００３％、
   Ａｌ＝０．００５〜０．０３％、
   Ｎ ＝０．００１５〜０．００６％、
   Ｎｂ＝０．０５〜０．１２％、
   Ｔｉ＝０．００５〜０．０２％、
   Ｃａ＝０．０００５〜０．００３％、
   を含有し、且つ
   Ｎ−１４／４８×Ｔｉ≧０％、
   Ｎｂ−９３／１４×（Ｎ−１４／４８×Ｔｉ）＞０．０５％であり、
   さらに、
   Ｖ ≦０．３％（０％を含まない。）、
   Ｍｏ≦０．３％（０％を含まない。）、
   Ｃｒ≦０．３％（０％を含まない。）、
   を含有し、且つ
   ０．２％≦Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒ≦０．６５％であり、
   Ｃｕ≦０．３％（０％を含まない。）、
   Ｎｉ≦０．３％（０％を含まない。）、
   を含有し、且つ
   ０．１％≦Ｃｕ＋Ｎｉ≦０．５％であり、
   残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板であって、そのミクロ組織が連続冷却変態組織であり、該連続冷却変態組織中に、
   Ｎｂを含む析出物が平均径１〜３ｎｍで且つ平均密度３〜３０×１０22個／ｍ3で分散して含まれ、
   粒状ベイニティックフェライト（Ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｉｃ ｆｅｒｒｉｔｅ）αBおよび／または準ポリゴナルフェライト（Ｑｕａｓｉ−ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ）αqが分率で５０％以上含まれ、
   さらに、Ｔｉ窒化物を含む析出物が含まれており、
   該Ｔｉ窒化物を含む析出物が平均円相当径０．１〜３μｍであり、且つその個数で５０％以上にＣａとＴｉとＡｌを含む複合酸化物を含有することを特徴とする低温靭性と延性破壊停止性能に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板。
2. さらに質量％にて、
   Ｂ ＝０．０００２〜０．００３％、
   を含有することを特徴とする請求項１に記載の低温靭性と延性破壊停止性能に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板。
3. さらに質量％にて、
   ＲＥＭ＝０．０００５〜０．０２％、
   を含有することを特徴とする請求項１または請求項２のいずれか１項に記載の低温靭性と延性破壊停止性能に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板。
4. 請求項１〜３のいずれか１項に記載の成分を有する熱延鋼板を得るための溶鋼を調整する際に、Ｓｉ濃度が０．０５〜０．２％、溶存酸素濃度が０．００２〜０．００８％になるように調整した溶鋼中に、最終含有量が０．００５〜０．３％となる範囲でＴｉを添加して脱酸した後、５分以内に最終含有量が０．００５〜０．０２％となるＡｌを添加し、さらに最終含有量が０．０００５〜０．００３％となるＣａを添加し、その後、不足する合金成分元素を添加して凝固させた鋳片を冷却後、該鋳片を式（１）にて算出するスラグ再加熱温度（ＳＲＴ）以上、１２６０℃以下の温度域になるよう加熱し、さらに当該温度域で２０分以上保持し、続く熱間圧延にて未再結晶温度域の合計圧下率を６５％〜８５％とする圧延を８３０℃〜８７０℃の温度域で終了した後、６５０℃までの温度域を２℃／ｓｅｃ以上５０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却し、５００℃以上６５０℃以下で巻き取ることを特徴とする低温靭性と延性破壊停止性能に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板の製造方法。
   ＳＲＴ（℃）＝６６７０／（２．２６−ｌｏｇ（〔％Ｎｂ〕×〔％Ｃ〕））−２７３ ・・・（１）
   ここで、〔％Ｎｂ〕および〔％Ｃ〕は、それぞれ鋼材中のＮｂおよびＣの含有量（質量％）を示す。
5. 前記未再結晶温度域の圧延の前に冷却を行うことを特徴とする請求項４に記載の低温靭性と延性破壊停止性能に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板の製造方法。
6. 前記鋳片を連続鋳造で製造する際に、鋳片の最終凝固位置における凝固収縮に見合うように圧下量を制御しながら軽圧下することを特徴とする請求項４または５に記載の低温靭性と延性破壊停止性能に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板の製造方法。

Images