JP7115200B2 - Steel plate for line pipe - Google Patents

Description

本発明は、ラインパイプ用鋼板に関する。 TECHNICAL FIELD The present invention relates to a steel plate for line pipes.

ラインパイプは石油、天然ガス等を輸送する際に用いられる。特に、石油、天然ガス等の長距離輸送においては、径の大きい、いわゆる大径のラインパイプが用いられる。そして、その素材であるラインパイプ用鋼板には、高い強度および靭性が求められる。 Line pipes are used to transport oil, natural gas, and the like. In particular, in long-distance transportation of petroleum, natural gas, etc., so-called large-diameter line pipes are used. High strength and toughness are required for the steel sheets for line pipes, which are the raw materials.

また、地震、凍土の融解、凍結時等による地盤変動により、ラインパイプが大きく変形する場合がある。そこで、このような変形によりラインパイプが破損、損壊するのを防止するため、あらかじめ想定される歪に対し、鋼管が健全性を保てる歪の許容能力を考慮した設計（Ｓｔｒａｉｎ－Ｂａｓｅｄ Ｄｅｓｉｇｎ）が行なわれる。 In addition, line pipes may be greatly deformed due to ground changes caused by earthquakes, thawing of frozen soil, freezing, and the like. Therefore, in order to prevent the line pipe from being damaged or damaged due to such deformation, a strain-based design is carried out that takes into account the strain tolerance that allows the steel pipe to maintain soundness against the strain assumed in advance. be

上記の歪を考慮した設計では、パイプ形状に加工、溶接した後の母材において、軸圧縮力を受けて不均等に変形する局部座屈を防止するための性能、言い換えれば、高い変形性能が求められる。ここで、変形性能は、降伏比（以下、「ＹＲ」ともいう。）が低く、かつ一様伸び（以下、「Ｕ．Ｅｌ」ともいう。）が高い場合などに向上すると考えられる。 In the design considering the above strain, the performance to prevent local buckling that deforms unevenly due to the axial compressive force in the base material after processing and welding into a pipe shape, in other words, high deformation performance. Desired. Here, the deformability is considered to be improved when the yield ratio (hereinafter also referred to as "YR") is low and the uniform elongation (hereinafter also referred to as "U.El") is high.

変形性能の向上と併せて、上記鋼板には耐歪時効特性の向上が要求される。ラインパイプは製管加工により蓄積された歪と、コーティング時の加熱とに起因して、歪時効硬化が生じる。一般的には、高強度になるほど、歪時効後に高い変形性能を確保することが困難になる。これは、歪時効硬化が生じると、鋼管の強度が上昇し、変形性能が低下するためである。 In addition to the improvement in deformation performance, the above steel sheet is required to have an improvement in strain aging resistance. Line pipes undergo strain age hardening due to strain accumulated during pipe manufacturing and heating during coating. In general, the higher the strength, the more difficult it becomes to ensure high deformation performance after strain aging. This is because when strain age hardening occurs, the strength of the steel pipe increases and the deformation performance decreases.

これら要求に対して、化学組成および組織を制御し、鋼板の耐歪時効特性を高める技術が開示されている。例えば、特許文献１および２には、フェライト、ベイナイト、および島状マルテンサイトの三相組織からなる鋼が開示されている。また、特許文献３には、フェライトと硬質相（マルテンサイト、ベイナイト）からなる組織とし、硬質相中に微細な残留オーステナイトを形成させた鋼が開示されている。 In response to these demands, techniques have been disclosed for controlling the chemical composition and microstructure to improve the strain aging resistance of steel sheets. For example, Patent Documents 1 and 2 disclose steels having a three-phase structure of ferrite, bainite, and island martensite. Further, Patent Document 3 discloses a steel having a structure composed of ferrite and hard phases (martensite and bainite), in which fine residual austenite is formed in the hard phase.

特開２００８－２４８３２８号公報JP 2008-248328 A 特開２００８－２４８３３０号公報JP 2008-248330 A 特開２００３－２５３３３１号公報Japanese Patent Application Laid-Open No. 2003-253331

鋼に、低いＹＲで、かつ高いＵ．Ｅｌを具備させるためには、軟質相と硬質相とを含んだ組織にするのが有効である。例えば、特許文献１および２に記載の発明では、フェライト、および３％以上の島状マルテンサイトを含む組織としている。また、特許文献３に記載の発明では、フェライトと、マルテンサイトおよび／またはベイナイトからなる組織としている。この結果、特許文献１～３に開示された鋼では、低いＹＲで、かつ高いＵ．Ｅｌを達成している。 steel with low YR and high U.S. In order to provide El, it is effective to have a structure containing a soft phase and a hard phase. For example, in the inventions described in Patent Documents 1 and 2, the structure includes ferrite and 3% or more island martensite. Further, in the invention described in Patent Document 3, the structure is composed of ferrite and martensite and/or bainite. As a result, the steels disclosed in Patent Documents 1 to 3 have a low YR and a high U.S. El has been achieved.

一方、鋼の金属組織を上述した軟質相と硬質相とを含んだ組織とする場合、製造工程が複雑になる。具体的には、特許文献１および２に開示された鋼では、製造時に圧延された鋼を、加速冷却し、加速冷却後に再加熱する工程を行う必要がある。また、特許文献３で開示された鋼では、圧延した鋼を加速冷却後に、昇温、保持、および冷速０．５℃／ｓ以下の冷却、のうち１種以上を組み合わせた工程を行う必要がある。 On the other hand, when the metal structure of steel is a structure containing the soft phase and the hard phase as described above, the manufacturing process becomes complicated. Specifically, with the steels disclosed in Patent Documents 1 and 2, it is necessary to perform a step of accelerating the rolling of the steel during production, and then reheating after the accelerated cooling. In addition, in the steel disclosed in Patent Document 3, after accelerated cooling of the rolled steel, it is necessary to perform a step combining one or more of heating, holding, and cooling at a cooling rate of 0.5 ° C./s or less. There is

実機での製造を考慮すると、複雑な製造工程は好ましくない。上述の加速冷却後に厚鋼板を再加熱するような工程は、製造コストの上昇、および製造時間のロスにつながるからである。 Complicated manufacturing processes are not preferable in consideration of actual manufacturing. This is because the process of reheating the steel plate after the accelerated cooling described above leads to an increase in manufacturing cost and loss of manufacturing time.

以上を踏まえ、本発明では、簡易な工程により製造でき、かつラインパイプ素材に必要な強度と優れた変形性能とを有するラインパイプ用鋼板を提供することを目的とする。 Based on the above, it is an object of the present invention to provide a steel plate for line pipes that can be manufactured by a simple process and has the strength and excellent deformation performance necessary for line pipe materials.

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鋼板を要旨とする。 The present invention has been made to solve the above problems, and the gist of the present invention is the following steel sheet for line pipes.

（１）鋼板の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０６～０．１２％、
Ｓｉ：０．１０～０．５０％、
Ｍｎ：１．０～１．８％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００１％以下、
Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ａｌ：０．０１０～０．０４０％、
Ｎ：０．００１～０．００５％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｍｏ：０～０．１０％、
Ｖ：０～０．５０％、
Ｂ：０～０．０１％、
Ｃａ：０～０．０２％、
ＲＥＭ：０～０．０２％
Ｍｇ：０～０．０２％、および
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式で示されるＰｃｍが０．１５～０．２３であり、
下記（ii）式で示されるＣｅｑが０．３８～０．４３であり、
前記鋼板の表層部および板厚中心部における金属組織が、面積率で、
３０～７０％のフェライト、および
３％以下の硬質相を含み、
残部がベイナイトであり、
かつ前記フェライトの平均結晶粒径が５．０～１５．０μｍであり、
前記表層部におけるフェライト面積率と前記板厚中心部におけるフェライト面積率との差が０～２０％であり、
前記表層部におけるベイナイト面積率と前記板厚中心部におけるベイナイト面積率との差が０～２０％であり、
前記表層部および前記板厚中心部における硬さが、ビッカース硬さで、１５０～２５０であり、
前記表層部における硬さと前記板厚中心部における硬さとの差が０～３０であり、
引張強さが４６０～７６０ＭＰａ、降伏強度３６０～６００ＭＰａ、降伏比が８５％以下、一様伸びが９．０％以上であり、前記引張強さと前記一様伸びとの積が４０００（ＭＰａ・％）以上であり、
板厚１５～４０ｍｍである、ラインパイプ用鋼板。
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。 (1) The chemical composition of the steel sheet is % by mass,
C: 0.06 to 0.12%,
Si: 0.10 to 0.50%,
Mn: 1.0-1.8%,
P: 0.02% or less,
S: 0.001% or less,
Nb: 0.005 to 0.050%,
Ti: 0.005 to 0.030%,
Al: 0.010 to 0.040%,
N: 0.001 to 0.005%,
Cu: 0-0.50%,
Ni: 0 to 0.50%,
Cr: 0 to 0.50%,
Mo: 0-0.10%,
V: 0 to 0.50%,
B: 0 to 0.01%,
Ca: 0-0.02%,
REM: 0-0.02%
Mg: 0-0.02%, and the balance: Fe and impurities,
Pcm represented by the following formula (i) is 0.15 to 0.23,
Ceq represented by the following formula (ii) is 0.38 to 0.43,
The metal structure in the surface layer part and the plate thickness center part of the steel sheet is, in terms of area ratio,
30-70% ferrite and 3% or less hard phase,
the balance is bainite,
and the ferrite has an average crystal grain size of 5.0 to 15.0 μm,
The difference between the ferrite area ratio in the surface layer portion and the ferrite area ratio in the plate thickness center portion is 0 to 20%,
The difference between the bainite area ratio in the surface layer portion and the bainite area ratio in the plate thickness center portion is 0 to 20%,
The hardness in the surface layer portion and the plate thickness center portion is 150 to 250 in terms of Vickers hardness,
The difference between the hardness at the surface layer portion and the hardness at the central portion of the plate thickness is 0 to 30,
Tensile strength is 460 to 760 MPa, yield strength is 360 to 600 MPa, yield ratio is 85% or less, uniform elongation is 9.0% or more, and the product of the tensile strength and the uniform elongation is 4000 (MPa % ) is more than
A steel plate for line pipes having a plate thickness of 15 to 40 mm.
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)
However, each element symbol in the above formulas (i) and (ii) represents the content (% by mass) of each element contained in the steel, and is zero when not contained.

（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．１０～０．５０％、
Ｎｉ：０．１０～０．５０％、
Ｃｒ：０．１０～０．５０％、
Ｍｏ：０．０５～０．１０％、および
Ｖ：０．１０～０．５０％、
から選択される一種以上を含有する、上記（１）に記載のラインパイプ用鋼板。 (2) the chemical composition, in mass %,
Cu: 0.10-0.50%,
Ni: 0.10 to 0.50%,
Cr: 0.10 to 0.50%,
Mo: 0.05-0.10%, and V: 0.10-0.50%,
The steel plate for line pipes according to (1) above, containing one or more selected from:

（３）前記化学組成が、質量％で、
Ｂ：０．０００５～０．０１％、
を含有する、上記（１）または（２）に記載のラインパイプ用鋼板。 (3) the chemical composition, in mass %,
B: 0.0005 to 0.01%,
The steel plate for line pipes according to (1) or (2) above, containing

（４）前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．００２～０．０２％、
ＲＥＭ：０．００３～０．０２％、および
Ｍｇ：０．００３～０．０２％、
から選択される一種以上を含有する、上記（１）～（３）のいずれかに記載のラインパイプ用鋼板。 (4) the chemical composition, in mass %,
Ca: 0.002-0.02%,
REM: 0.003-0.02%, and Mg: 0.003-0.02%,
The steel plate for line pipes according to any one of (1) to (3) above, containing one or more selected from:

本発明によれば、簡易な工程により製造でき、かつラインパイプ素材に必要な強度と優れた変形性能とを有するラインパイプ用鋼板を得ることができる。 ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, the steel plate for line pipes which can be manufactured by a simple process and has the strength|strength required for a line pipe raw material, and the excellent deformation performance can be obtained.

本発明者らは、引張強さを４６０～７６０ＭＰａ、かつ降伏強度が３６０～６００ＭＰａを目標強度として設定した。そして、上記の特性値を有し、かつ板厚が１５～４０ｍｍである鋼板に変形性能を具備させるため、種々の検討を行なった。その結果、以下の（ａ）～（ｅ）の知見を得た。 The present inventors set a tensile strength of 460 to 760 MPa and a yield strength of 360 to 600 MPa as target strengths. Then, various investigations were carried out in order to provide the steel plate having the above characteristic values and a plate thickness of 15 to 40 mm with deformability. As a result, the following findings (a) to (e) were obtained.

（ａ）歪時効後に高い変形性能を得る、すなわち、低いＹＲと高いＵ．Ｅｌとを両立するためには、金属組織をこれら二つの特性を発揮する複合組織とするのが好ましい。具体的には、フェライトおよびベイナイトを含む複合組織であることが有効である。 (a) obtaining high deformation performance after strain aging, i.e. low YR and high U.S. In order to achieve both El and El, it is preferable to make the metallographic structure a composite structure that exhibits these two characteristics. Specifically, a composite structure containing ferrite and bainite is effective.

（ｂ）フェライトの増加は、変形性能の向上に寄与するが、強度の向上には寄与しにくい。したがって、強度と変形性能との兼合いから、フェライト面積率を制限する必要がある。上述したように、フェライトは強度の向上には寄与しにくい。一方、フェライトの平均結晶粒径は、微細であるほど、強度が高くなる。ただし、この強度の上昇においては、引張強さの上昇よりも降伏強度の上昇が顕著であり、降伏比が上昇する。このため、強度、低降伏比を両立するためには、フェライトの平均結晶粒径の範囲を制限することが有効である。 (b) An increase in ferrite contributes to an improvement in deformation performance, but does not easily contribute to an improvement in strength. Therefore, it is necessary to limit the ferrite area ratio from the balance between strength and deformation performance. As described above, ferrite hardly contributes to the improvement of strength. On the other hand, the finer the average grain size of ferrite, the higher the strength. However, in this increase in strength, the increase in yield strength is more remarkable than the increase in tensile strength, and the yield ratio increases. Therefore, in order to achieve both strength and a low yield ratio, it is effective to limit the range of the average grain size of ferrite.

（ｃ）ベイナイトの増加は、強度を向上させるが、変形性能を低下させる。したがって、強度と変形性能との兼合いから、フェライトと同様、ベイナイト面積率も制限する必要がある。 (c) Increasing bainite improves strength but reduces deformation performance. Therefore, from the balance between strength and deformation performance, it is necessary to limit the area ratio of bainite as well as ferrite.

（ｄ）ラインパイプは、肉厚を一定量確保する必要があり、その素材である鋼板には、１５～４０ｍｍ程度の板厚が必要となる。このように、板厚が比較的厚い場合は、鋼板の表層部と鋼板の中心部とにおいて、冷却速度等の違いに起因して、性状が異なる場合がある。そして、鋼板表層部と鋼板中心部との性状が大きく相違すると、このような性状の差に起因して、Ｕ．Ｅｌが低下する傾向にある。Ｕ．Ｅｌを低下させる性状の一例として、鋼板の表層部と中心部との金属組織の差が考えられる。加えて、表層部と中心部との硬さの差もＵ．Ｅｌに影響を与えると考えられる。また、硬さの差が大きいとＵ．Ｅｌの値が向上せず、変形性能が低くなる。 (d) The line pipe must have a certain thickness, and the steel plate, which is the raw material for the line pipe, must have a thickness of about 15 to 40 mm. As described above, when the plate thickness is relatively large, the surface layer portion of the steel plate and the central portion of the steel plate may have different properties due to the difference in cooling rate and the like. If the properties of the steel plate surface layer portion and the steel plate central portion are significantly different, the difference in properties causes the U.S.P. El tends to decrease. U.S.A. As an example of properties that reduce El, the difference in metallographic structure between the surface layer portion and the central portion of the steel sheet can be considered. In addition, the difference in hardness between the surface layer portion and the central portion is also determined by the U.S.C. It is thought to affect El. Also, if the difference in hardness is large, the U.S. The value of El is not improved, and the deformation performance is lowered.

（ｅ）上記を踏まえ、製造工程は、以下工程とすることが望ましい。具体的には、仕上圧延後、弱冷却をし、フェライト組織の制御をする。その後、強冷却を行ない、ベイナイトを生成させる工程を行う。これにより、鋼板を再加熱する等の複雑な工程を必要とせず、所望する強度と優れた変形性能とを有するラインパイプ用鋼板を得ることができる。 (e) Based on the above, it is desirable that the manufacturing process be the following process. Specifically, after finish rolling, weak cooling is performed to control the ferrite structure. After that, strong cooling is performed to perform a step of generating bainite. As a result, a steel sheet for line pipes having desired strength and excellent deformation performance can be obtained without requiring a complicated process such as reheating the steel sheet.

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。 The present invention has been made based on the above findings. Each requirement of the present invention will be described in detail below.

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。 1. Chemical composition The reasons for limiting each element are as follows. In addition, "%" about content in the following description means "mass %."

Ｃ：０．０６～０．１２％
Ｃは、鋼板の強度を向上させるために必要な元素である。４６０～７６０ＭＰａの引張強さを安定して得るためには、Ｃ含有量は０．０６％以上とする。Ｃ含有量は、０．０７％超とするのが好ましく、０．０８％超とするのがより好ましい。しかしながら、Ｃ含有量が過剰であると、母材の靭性および溶接性、ならびにその溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」という。）の靭性が低下する。さらに、耐歪時効特性の劣化が生ずる。このため、Ｃ含有量は、０．１２％以下とし、０．１０％以下とするのが好ましい。 C: 0.06-0.12%
C is an element necessary for improving the strength of the steel sheet. In order to stably obtain a tensile strength of 460 to 760 MPa, the C content should be 0.06% or more. The C content is preferably over 0.07%, more preferably over 0.08%. However, when the C content is excessive, the toughness and weldability of the base metal and the toughness of its weld heat affected zone (hereinafter referred to as "HAZ") are degraded. Furthermore, deterioration of strain aging resistance occurs. Therefore, the C content is 0.12% or less, preferably 0.10% or less.

Ｓｉ：０．１０～０．５０％
Ｓｉは、セメンタイトの析出を抑制する効果を有する。この効果により歪時効前後で良好な変形性能、すなわち低いＹＲ、および高いＵ．Ｅｌを得ることができる。このため、Ｓｉ含有量は０．１０％以上とし、０．２０％超とするのが好ましい。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰であると、母材およびＨＡＺにおいて、靱性の低下が著しくなる。また、硬さが上昇するため、Ｕ．Ｅｌが低下する。このため、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とし、０．４０％以下とするのが好ましい。 Si: 0.10-0.50%
Si has an effect of suppressing precipitation of cementite. This effect leads to good deformability before and after strain aging, i.e. low YR and high U.S. El can be obtained. Therefore, the Si content is set to 0.10% or more, preferably more than 0.20%. However, when the Si content is excessive, the toughness of the base metal and HAZ is significantly reduced. Also, since the hardness increases, the U.S. El decreases. Therefore, the Si content is 0.50% or less, preferably 0.40% or less.

Ｍｎ：１．０～１．８％
Ｍｎは、鋼材の強度を向上させる効果を有するため、Ｍｎ含有量は１．０％以上とする。Ｍｎ含有量は１．１％以上とするのが好ましく、１．２％以上とするのがより好ましい。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰であると、溶接割れが生じやすくなる。さらに、Ｍｎ含有量が過剰な場合には、良好な変形特性、すなわち、低いＹＲと高いＵ．Ｅｌとを得ることが難しくなる。このため、Ｍｎ含有量は１．８％以下とする。Ｍｎ含有量は１．７％以下とするのが好ましく、１．６％以下とするのがより好ましい。 Mn: 1.0-1.8%
Mn has the effect of improving the strength of the steel material, so the Mn content is made 1.0% or more. The Mn content is preferably 1.1% or more, more preferably 1.2% or more. However, if the Mn content is excessive, weld cracks are likely to occur. Furthermore, when the Mn content is excessive, good deformation properties, i.e. low YR and high U.V. El and becomes difficult to obtain. Therefore, the Mn content should be 1.8% or less. The Mn content is preferably 1.7% or less, more preferably 1.6% or less.

Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、靱性低下の原因となる元素で、その含有量が高くなり、特に、０．０２％を超えると、靱性の低下が著しくなる傾向にある。このため、Ｐ含有量は０．０２％以下とし、０．０１５％以下とするのが好ましい。Ｐ含有量は少ないほど好ましい。 P: 0.02% or less P is an element that causes a decrease in toughness. When the content of P increases, and in particular exceeds 0.02%, the toughness tends to decrease significantly. Therefore, the P content is 0.02% or less, preferably 0.015% or less. The lower the P content, the better.

Ｓ：０．００１％以下
Ｓは、含有量が過剰であると、延性または靱性に有害な介在物を多く生成する。特に、Ｓ含有量が０．００１％を超えると、介在物が多く生成し、延性および靱性の低下が著しくなる。このため、Ｓ含有量は０．００１％以下とする。なお、Ｓ含有量は少ないほうが好ましく、０．０００５％以下とするのが好ましい。 S: 0.001% or less When the S content is excessive, many inclusions harmful to ductility or toughness are generated. In particular, when the S content exceeds 0.001%, a large number of inclusions are formed, resulting in a marked decrease in ductility and toughness. Therefore, the S content should be 0.001% or less. The S content is preferably as small as possible, preferably 0.0005% or less.

Ｎｂ：０．００５～０．０５０％
Ｎｂは、鋼材の強度を向上させるとともに、適切な圧延条件で製造することで、鋼管母材の靱性を高める効果も有する。このため、Ｎｂ含有量は、０．００５％以上とし、０．０１０％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｎｂ含有量が過剰であると、母材およびＨＡＺにおける靱性が低下する。このため、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下とし、０．０３０％以下とするのが好ましい。 Nb: 0.005-0.050%
Nb has the effect of improving the strength of the steel material and increasing the toughness of the steel pipe base material by manufacturing under appropriate rolling conditions. Therefore, the Nb content is 0.005% or more, preferably 0.010% or more. However, excessive Nb content reduces the toughness in the base metal and HAZ. Therefore, the Nb content is 0.050% or less, preferably 0.030% or less.

Ｔｉ：０．００５～０．０３０％
Ｔｉは、耐歪時効特性に有害なＮと共に析出物（ＴｉＮ）を形成し、Ｎ原子を安定化させる効果を有する。このようなＴｉＮの形成は、耐歪時効特性を大幅に向上させるだけでなく、母材およびＨＡＺにおける組織を微細化させる。この結果、高強度鋼の母材およびＨＡＺの低温靭性を向上させる効果を有する。 Ti: 0.005-0.030%
Ti forms precipitates (TiN) together with N, which is harmful to strain aging resistance, and has the effect of stabilizing N atoms. Formation of such TiN not only greatly improves strain aging resistance, but also refines the structure in the base metal and HAZ. As a result, it has the effect of improving the low-temperature toughness of the base metal and HAZ of the high-strength steel.

ここで、Ｔｉ含有量が０．００５％未満では、上記効果を得ることができない。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とし、０．０１０％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｔｉを、０．０３０％を超えて含有させると、母材およびＨＡＺの靭性が低下する。このため、Ｔｉ含有量は０．０３０％以下とし、０．０２５％以下とするのが好ましい。さらにＴｉとＮとの含有量の比（Ｔｉ／Ｎ）を４．０以上とするのが好ましい。 Here, if the Ti content is less than 0.005%, the above effect cannot be obtained. Therefore, the Ti content is 0.005% or more, preferably 0.010% or more. However, when the Ti content exceeds 0.030%, the toughness of the base metal and HAZ is lowered. Therefore, the Ti content is 0.030% or less, preferably 0.025% or less. Furthermore, it is preferable to set the ratio of the content of Ti and N (Ti/N) to 4.0 or more.

Ａｌ：０．０１０～０．０４０％
Ａｌは、脱酸作用がある。また、Ａｌは母相に固溶することで、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）としてＵ．Ｅｌを改善する効果を有する。このため、Ａｌ含有量は０．０１０％以上とし、０．０１５％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、ｓｏｌ．Ａｌの量も多くなり、ＨＡＺにおける靱性が低下する。また、表層部と板厚中心部における硬さの差が大きくなり、Ｕ．Ｅｌが低下する場合がある。このため、Ａｌ含有量は０．０４０％以下とし、０．０３０％以下とするのが好ましい。 Al: 0.010-0.040%
Al has a deoxidizing effect. In addition, by dissolving Al in the mother phase, the sol. As Al (acid-soluble Al), U.S.A. It has the effect of improving El. Therefore, the Al content is 0.010% or more, preferably 0.015% or more. However, when the Al content becomes excessive, sol. The amount of Al also increases and the toughness in the HAZ decreases. In addition, the difference in hardness between the surface layer and the central portion of the sheet thickness increases, and the U.S. El may decrease. Therefore, the Al content is 0.040% or less, preferably 0.030% or less.

Ｎ：０．００１～０．００５％
Ｎは、Ｔｉと結びついてオーステナイト粒を細粒化させることで、低温靱性を大幅に向上させる効果がある。上記効果は、Ｎ含有量が０．００１％未満では得ることができないため、Ｎ含有量は０．００１％以上とする。Ｎ含有量は０．００２％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｎを、０．００５％を超えて含有させると、母相に固溶した固溶Ｎの量が増加し、低温靱性が低下する。また、表層部と板厚中心部における硬さの差が大きくなり、Ｕ．Ｅｌが低下する場合がある。このため、Ｎ含有量は０．００５％以下とし、０．００４％以下とするのが好ましい。 N: 0.001 to 0.005%
N has the effect of refining the austenite grains in combination with Ti, thereby greatly improving the low-temperature toughness. Since the above effect cannot be obtained if the N content is less than 0.001%, the N content is made 0.001% or more. The N content is preferably 0.002% or more. However, if the N content exceeds 0.005%, the amount of solute N dissolved in the matrix increases and the low temperature toughness decreases. In addition, the difference in hardness between the surface layer and the central portion of the sheet thickness increases, and the U.S. El may decrease. Therefore, the N content is 0.005% or less, preferably 0.004% or less.

本発明に係るラインパイプ用鋼板には、上記元素に加え、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、およびＶから選択される１種以上の元素を含有させてもよい。 The steel plate for line pipe according to the present invention may contain one or more elements selected from Cu, Ni, Cr, Mo and V in addition to the above elements.

Ｃｕ：０～０．５０％
Ｃｕは、鋼板の強度を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕ含有量が過剰であると、鋼板の表面性状および靱性が顕著に低下する。このため、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とし、０．３０％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｃｕ含有量は０．１０％以上とするのが好ましく、０．１５％以上とするのがより好ましい。 Cu: 0-0.50%
Cu has the effect of improving the strength of the steel sheet, so it may be contained as necessary. However, when the Cu content is excessive, the surface properties and toughness of the steel sheet are significantly deteriorated. Therefore, the Cu content is 0.50% or less, preferably 0.30% or less. On the other hand, in order to obtain the above effects, the Cu content is preferably 0.10% or more, more preferably 0.15% or more.

Ｎｉ：０～０．５０％
Ｎｉは、鋼板の強度および靱性を改善する効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えると、コストアップに見合う効果が得られない。このため、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とし、０．３０％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を確実に得るためには、Ｎｉ含有量は０．１０％以上とするのが好ましく、０．１５％以上とするのがより好ましい。 Ni: 0-0.50%
Ni has the effect of improving the strength and toughness of the steel sheet. Therefore, it may be contained as necessary. However, when the Ni content exceeds 0.50%, the effect corresponding to the cost increase cannot be obtained. Therefore, the Ni content is 0.50% or less, preferably 0.30% or less. On the other hand, in order to reliably obtain the above effect, the Ni content is preferably 0.10% or more, more preferably 0.15% or more.

Ｃｒ：０～０．５０％
Ｃｒは、鋼材の強度を向上させる効果を有するので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｒの含有量が０．５０％を超えると、溶接割れが生じやすくなる。このため、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とし、０．３０％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を確実に得るためには、Ｃｒ含有量は０．１０％以上とするのが好ましく、０．１５％以上とするのがより好ましい。 Cr: 0-0.50%
Cr has the effect of improving the strength of the steel material, so it may be contained as necessary. However, when the Cr content exceeds 0.50%, weld cracks tend to occur. Therefore, the Cr content is 0.50% or less, preferably 0.30% or less. On the other hand, in order to reliably obtain the above effects, the Cr content is preferably 0.10% or more, more preferably 0.15% or more.

Ｍｏ：０～０．１０％
Ｍｏは、鋼板の強度を向上させる効果を有するので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏ含有量が過剰であると、歪時効により降伏強度が増大し、変形性能が損なわれる。また、ＨＡＺにおける靱性低下および溶接割れが発生しやすくなる。このため、Ｍｏ含有量は０．１０％以下とし、０．０８％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を確実に得るためには、Ｍｏ含有量は０．０５％以上とするのが好ましく、０．０６％以上とするのがより好ましい。 Mo: 0-0.10%
Mo has the effect of improving the strength of the steel sheet, so it may be contained as necessary. However, if the Mo content is excessive, strain aging increases the yield strength and impairs the deformability. In addition, deterioration in toughness and weld cracking in the HAZ tend to occur. Therefore, the Mo content is 0.10% or less, preferably 0.08% or less. On the other hand, in order to reliably obtain the above effect, the Mo content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.06% or more.

Ｖ：０～０．５０％
Ｖは、鋼板の強度を向上させるので、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、延性および靱性が低下する。このため、Ｖ含有量は０．５０％以下とし、０．４０％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を顕著に得るためには、Ｖ含有量は０．１０％以上とするのが好ましく、０．１５％以上とするのがより好ましい。 V: 0-0.50%
Since V improves the strength of the steel sheet, it may be contained as necessary. However, excessive V content reduces ductility and toughness. Therefore, the V content is 0.50% or less, preferably 0.40% or less. On the other hand, in order to remarkably obtain the above effects, the V content is preferably 0.10% or more, more preferably 0.15% or more.

本発明に係るラインパイプ用鋼板には、上記元素に加え、Ｂを含有させてもよい。 The steel sheet for line pipe according to the present invention may contain B in addition to the above elements.

Ｂ：０～０．０１％
Ｂは、鋼材の強度を向上させるのに有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂ含有量が過剰であると、延性および靱性が低下するおそれがある。このため、Ｂ含有量は０．０１％以下とし、０．００７％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を顕著に得るためには、Ｂ含有量は０．０００５％以上とするのが好ましく、０．０００８％以上とするのがより好ましい。 B: 0-0.01%
B is an effective element for improving the strength of the steel material, so it may be contained as necessary. However, excessive B content may reduce ductility and toughness. Therefore, the B content is 0.01% or less, preferably 0.007% or less. On the other hand, in order to remarkably obtain the above effect, the B content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0008% or more.

本発明に係るラインパイプ用鋼板には、上記元素に加え、Ｃａ、ＲＥＭ、およびＭｇから選択される１種以上の元素を含有させてもよい。これらを含有させることにより化合物（硫化物、酸化物）の制御が可能になる。 The steel sheet for line pipe according to the present invention may contain one or more elements selected from Ca, REM, and Mg in addition to the above elements. By containing these, it becomes possible to control compounds (sulfides, oxides).

Ｃａ：０～０．０２％
ＲＥＭ：０～０．０２％
ＣａおよびＲＥＭは、硫化物（特にＭｎＳ）の形態を制御し、低温靱性を向上させるのに有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃａが０．０２％を超える場合、または、ＲＥＭが０．０２％を超える場合には、これらの元素を含む介在物が粗大化し、クラスター化することがある。この結果、鋼材の清浄度を害し、溶接性にも悪影響を及ぼすことがある。このため、Ｃａ含有量は０．０２％以下とする。また、ＲＥＭ含有量は０．０２％以下とする。一方、上記効果を顕著に得るためには、Ｃａ含有量は０．００２％以上とするのが好ましい。また、ＲＥＭ含有量は０．００３％以上とするのが好ましい。 Ca: 0-0.02%
REM: 0-0.02%
Ca and REM are elements effective in controlling the morphology of sulfides (particularly MnS) and improving low-temperature toughness, so they may be contained as necessary. However, when Ca exceeds 0.02% or when REM exceeds 0.02%, inclusions containing these elements may coarsen and cluster. As a result, the cleanliness of the steel material is impaired, and weldability may also be adversely affected. Therefore, the Ca content should be 0.02% or less. Also, the REM content is 0.02% or less. On the other hand, in order to remarkably obtain the above effects, the Ca content is preferably 0.002% or more. Also, the REM content is preferably 0.003% or more.

なお、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、これらの元素から選択される１種以上を含有させることができる。ＲＥＭの含有量は上記元素の合計量を意味する。 Note that REM is a generic term for a total of 17 elements including Sc, Y and lanthanoids, and one or more selected from these elements can be contained. The content of REM means the total amount of the above elements.

Ｍｇ：０～０．０２％
Ｍｇは、微細に分散した酸化物を形成し、ＨＡＺにおける粒径の粗大化を抑制して、低温靭性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇ含有量が過剰であると、粗大な酸化物を生成し、靭性を低下させることがある。このため、Ｍｇ含有量は０．０２％以下とし、０．０１％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を確実に得るためには、Ｍｇ含有量は０．００３％以上とするのが好ましい。 Mg: 0-0.02%
Mg has the effect of forming finely dispersed oxides, suppressing coarsening of grain size in the HAZ, and improving low-temperature toughness. Therefore, it may be contained as necessary. However, if the Mg content is excessive, coarse oxides may be formed and the toughness may be lowered. Therefore, the Mg content is 0.02% or less, preferably 0.01% or less. On the other hand, in order to reliably obtain the above effects, the Mg content is preferably 0.003% or more.

本発明の鋼板の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼板を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。 In the chemical composition of the steel sheet of the present invention, the balance is Fe and impurities. Here, the term "impurities" refers to components mixed in by various factors in raw materials such as ores, scraps, etc., and in the manufacturing process when steel sheets are manufactured industrially. means something

Ｐｃｍ：０．１５～０．２３
下記（ｉ）式で算出されるＰｃｍは、ＪＩＳ Ｇ ３１３６：２０１２に準拠し定められており、溶接割れ感受性組成として知られている。Ｐｃｍは、０．１５～０．２３とする。Ｐｃｍが０．１５未満であると、ＨＡＺにおける強度が大きく低下する。このため、Ｐｃｍは０．１５以上とし、０．１６以上とするのが好ましい。一方、Ｐｃｍが０．２３を超えると、溶接性が低下し、鋼板を管状に成形し（ＣＵＯ成形し）、溶接した際に割れが生じやすくなる。このため、Ｐｃｍは０．２３以下とし、０．２２以下とするのが好ましい。
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。 Pcm: 0.15-0.23
Pcm calculated by the following formula (i) is defined in accordance with JIS G 3136:2012 and is known as a composition susceptible to weld cracking. Pcm is set to 0.15 to 0.23. If Pcm is less than 0.15, the strength in the HAZ is greatly reduced. Therefore, Pcm is set to 0.15 or more, preferably 0.16 or more. On the other hand, when Pcm exceeds 0.23, the weldability deteriorates, and cracks are likely to occur when the steel plate is formed into a tubular shape (CUO formed) and welded. Therefore, Pcm is set to 0.23 or less, preferably 0.22 or less.
Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B (i)
However, each element symbol in the above formula (i) represents the content (% by mass) of each element contained in the steel, and is zero when not contained.

Ｃｅｑ：０．３８～０．４３
下記（ii）式で算出されるＣｅｑは、ＪＩＳ Ｇ ３１３６：２０１２に準拠して定められており、炭素当量として知られている。Ｃｅｑは、０．３８～０．４３とする。Ｃｅｑが０．３８未満であると、焼きが十分に入らず、強度または靭性が不足する可能性がある。このため、Ｃｅｑは０．３８以上とする。一方、Ｃｅｑが０．４３を超えると、過剰に焼きが入り、ベイナイトまたはマルテンサイトを過剰に含む組織となり、母材靭性が低下する。このため、Ｃｅｑは０．４３以下とし、０．４２以下とするのが好ましい。
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。 Ceq: 0.38-0.43
Ceq calculated by the following formula (ii) is defined in accordance with JIS G 3136:2012 and is known as carbon equivalent. Ceq is between 0.38 and 0.43. If the Ceq is less than 0.38, the steel may not be quenched sufficiently, resulting in insufficient strength or toughness. Therefore, Ceq is set to 0.38 or more. On the other hand, when the Ceq exceeds 0.43, excessive quenching results in a structure containing excessive bainite or martensite, and the toughness of the base metal is lowered. Therefore, Ceq is 0.43 or less, preferably 0.42 or less.
Ceq=C+Si/24+Mn/6+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14 (ii)
However, each element symbol in the above formula (ii) represents the content (% by mass) of each element contained in the steel, and is zero when not contained.

２．金属組織
本発明に係るラインパイプ用鋼板は、基本的にはフェライトおよびベイナイトからなる組織とするが、上記の相以外にも、面積率で３％以下であれば、不可避的に形成される硬質相が含まれていてもよい。このような金属組織とすることで、ラインパイプを製造する際に時効処理を行なったとしても、ＹＲおよびＵ．Ｅｌが低下することはない。したがって、高い強度でかつ、優れた変形性能を有する鋼板とすることができる。 2. Metal structure The steel plate for line pipes according to the present invention basically has a structure consisting of ferrite and bainite. phases may be included. With such a metal structure, even if aging treatment is performed when manufacturing line pipes, YR and U. El never drops. Therefore, a steel sheet having high strength and excellent deformation performance can be obtained.

２－１．鋼板表層部の金属組織
鋼板表層部の金属組織は、面積率で、３０～７０％のフェライト、および３％以下の硬質相を含み、残部がベイナイトである。 2-1. Metallographic structure of the surface layer of the steel sheet The metallographic structure of the surface layer of the steel sheet contains 30 to 70% ferrite, 3% or less of the hard phase, and the balance is bainite, in terms of area ratio.

２－１－１．フェライトの面積率および結晶粒径
鋼板表層部の金属組織において、フェライトは、面積率で、３０～７０％とする。鋼板表層部の金属組織におけるフェライトは、低いＹＲで、かつ高いＵ．Ｅｌを実現するために有効である。このため、鋼板表層部の金属組織において、フェライトは、面積率で、３０％以上とし、４０％以上とするのが好ましい。しかしながら、フェライトが過剰であると、鋼板の強度を低下させる。このため、鋼板表層部の金属組織において、フェライトは、面積率で、７０％以下とし、６０％以下とするのが好ましい。 2-1-1. Area Ratio and Crystal Grain Size of Ferrite In the metal structure of the surface layer of the steel sheet, the area ratio of ferrite is 30 to 70%. Ferrite in the metallographic structure of the surface layer of the steel sheet has a low YR and a high U.S. It is effective for realizing El. Therefore, in the metallographic structure of the surface layer of the steel sheet, the area ratio of ferrite is 30% or more, preferably 40% or more. However, excessive ferrite reduces the strength of the steel sheet. Therefore, in the metallographic structure of the surface layer of the steel sheet, the area ratio of ferrite is 70% or less, preferably 60% or less.

また、表層部のフェライトの平均結晶粒径は５．０～１５．０μｍとする。上述したようにフェライトを増加させると、鋼板の強度は低下するが、フェライト組織を微細化することで、強度の低下を抑制できる。しかしながら、表層部のフェライトの平均結晶粒径が１５．０μｍを超えると、強度の低下を抑制できない。このため、表層部のフェライトの平均結晶粒径は１５．０μｍ以下とする。一方、製造条件等を鑑み、表層部のフェライトの平均結晶粒径は５．０μｍ以上とする。 The average grain size of ferrite in the surface layer is set to 5.0 to 15.0 μm. As described above, increasing the ferrite content lowers the strength of the steel sheet, but the reduction in strength can be suppressed by refining the ferrite structure. However, if the average crystal grain size of the ferrite in the surface layer portion exceeds 15.0 μm, the decrease in strength cannot be suppressed. Therefore, the average crystal grain size of ferrite in the surface layer is set to 15.0 μm or less. On the other hand, the average crystal grain size of the ferrite in the surface layer is set to 5.0 μm or more in view of manufacturing conditions and the like.

２－１－２．硬質相の面積率
鋼板の表層部の金属組織は、基本的には、フェライトおよびベイナイトで構成される金属組織を有するが、上記以外にも、面積率で３％以下の硬質相を含んでもよい。ここでいう硬質相とは、パーライト、セメンタイト、ＭＡ（島状マルテンサイト）等の組織である。但し、硬質相の量が過剰になると、強度と変形性能との両立が困難になる。このため、鋼板表層部の金属組織において、上記の硬質相は、面積率で、３％以下とする。硬質層の面積率は、低ければ低いほど好ましい。硬質相は、面積率で、１％未満であるのが好ましく、０％であるのがより好ましい。 2-1-2. Area ratio of hard phase The metal structure of the surface layer of the steel sheet basically has a metal structure composed of ferrite and bainite, but in addition to the above, it may contain a hard phase with an area ratio of 3% or less. . The hard phase referred to here is a structure such as pearlite, cementite, and MA (island martensite). However, if the amount of the hard phase is excessive, it becomes difficult to achieve both strength and deformation performance. Therefore, in the metallographic structure of the surface layer of the steel sheet, the area ratio of the hard phase is set to 3% or less. The lower the area ratio of the hard layer, the better. The area ratio of the hard phase is preferably less than 1%, more preferably 0%.

２－１－３．ベイナイトの面積率
鋼板の表層部の金属組織において、フェライトおよび硬質相以外の残部は、ベイナイトとする。フェライト量を増加させると、鋼板の強度は低下する。このため、ベイナイトは強度を担保するため、一定量含有させる。具体的には、ベイナイトは、面積率で、３０～７０％程度となる。鋼板表層部の金属組織において、ベイナイトは、面積率で、３０％以上とするのが好ましく、４０％以上とするのがより好ましい。しかしながら、ベイナイトが過剰であると、靭性が低下する場合がある。このため、鋼板表層部の金属組織において、ベイナイトは７０％以下とするのが好ましく、６０％以下とするのがより好ましい。なお、本発明において、ベイナイトとは、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。 2-1-3. Area ratio of bainite In the metallographic structure of the surface layer of the steel sheet, the remainder other than ferrite and the hard phase is bainite. Increasing the amount of ferrite reduces the strength of the steel sheet. Therefore, a certain amount of bainite is contained in order to ensure strength. Specifically, bainite has an area ratio of about 30 to 70%. In the metallographic structure of the surface layer portion of the steel sheet, the area ratio of bainite is preferably 30% or more, more preferably 40% or more. However, excess bainite may reduce toughness. Therefore, the bainite content in the metallographic structure of the surface layer of the steel sheet is preferably 70% or less, more preferably 60% or less. In the present invention, bainite includes so-called "bainitic ferrite" and "acicular ferrite".

２－２．鋼板の板厚中心部の金属組織
鋼板の板厚中心部の金属組織は、面積率で、３０～７０％のフェライト、および３％以下の硬質相を含み、残部がベイナイトである。 2-2. Metallographic structure at the thickness center of the steel sheet The metallographic structure at the thickness center of the steel sheet contains 30 to 70% ferrite, 3% or less of the hard phase, and the balance bainite, in terms of area ratio.

２－２－１．フェライトの面積率および結晶粒径
鋼板の板厚中心部の金属組織において、フェライトは、面積率で、３０～７０％とする。板厚中心部の金属組織においても、フェライトは、低いＹＲで、かつ高いＵ．Ｅｌを実現するために有効である。このため、板厚中心部の金属組織において、フェライトは、面積率で、３０％以上とし、４０％以上とするのが好ましい。しかしながら、フェライト量が過剰であると、鋼板の強度を低下させる。このため、板厚中心部の金属組織において、フェライトは、面積率で、７０％以下とし、６０％以下とするのが好ましい。 2-2-1. Area Ratio and Crystal Grain Size of Ferrite In the metal structure at the center of the plate thickness of the steel sheet, the area ratio of ferrite is 30 to 70%. Ferrite has a low YR and a high U.E. It is effective for realizing El. Therefore, in the metallographic structure at the central portion of the plate thickness, the area ratio of ferrite is 30% or more, preferably 40% or more. However, an excessive amount of ferrite reduces the strength of the steel sheet. Therefore, in the metal structure at the center of the plate thickness, the area ratio of ferrite is 70% or less, preferably 60% or less.

また、板厚中心部のフェライトの平均結晶粒径は５．０～１５．０μｍとする。上述したようにフェライトを増加させると、鋼板の強度は低下するが、フェライト組織を微細化することで、強度の低下を抑制できる。しかしながら、板厚中心部のフェライトの平均結晶粒径が１５．０μｍを超えると、強度の低下を抑制できない。このため、板厚中心部のフェライトの平均結晶粒径は１５．０μｍ以下とする。一方、製造条件等を鑑み、板厚中心部のフェライトの平均結晶粒径は５．０μｍ以上とする。 Also, the average crystal grain size of the ferrite at the central portion of the sheet thickness is set to 5.0 to 15.0 μm. As described above, increasing the ferrite content lowers the strength of the steel sheet, but the reduction in strength can be suppressed by refining the ferrite structure. However, if the average grain size of ferrite at the thickness center exceeds 15.0 μm, the reduction in strength cannot be suppressed. For this reason, the average grain size of ferrite at the center of the plate thickness is set to 15.0 μm or less. On the other hand, in consideration of manufacturing conditions, etc., the average grain size of ferrite at the center of the plate thickness is set to 5.0 μm or more.

２－２－２．硬質相の面積率
本発明に係る鋼板は、板厚中心部の金属組織として、基本的には、フェライトおよびベイナイトで構成される金属組織を有するが、上記以外にも、面積率で３％以下の硬質相を含んでもよい。硬質相とは、上述のとおりである。但し、硬質相の量が過剰になると、強度と変形性能との両立が困難になる。このため、板厚中心部の金属組織において、上記の硬質相は、面積率で、３％以下とする。硬質層の面積率は、低ければ低いほど好ましい。硬質相は、面積率で、１％未満であるのが好ましく、０％であるのがより好ましい。 2-2-2. Area ratio of hard phase The steel sheet according to the present invention basically has a metal structure composed of ferrite and bainite as the metal structure at the center of the plate thickness, but in addition to the above, the area ratio is 3% or less. may contain a hard phase of The hard phase is as described above. However, if the amount of the hard phase is excessive, it becomes difficult to achieve both strength and deformation performance. For this reason, the area ratio of the hard phase in the metal structure at the central portion of the sheet thickness is set to 3% or less. The lower the area ratio of the hard layer, the better. The area ratio of the hard phase is preferably less than 1%, more preferably 0%.

２－２－３．ベイナイトの面積率
板厚中心部の金属組織において、フェライトおよび硬質相以外の残部はベイナイトとする。フェライト量を増加させると、鋼板の強度は低下する。このため、ベイナイトは強度を担保するため、一定量含有させる。具体的には、ベイナイトは、面積率で、３０～７０％程度となる。板厚中心部の金属組織において、ベイナイトは、面積率で、３０％以上とするのが好ましく、４０％以上とするのがより好ましい。しかしながら、ベイナイトが過剰であると、靭性が低下する場合がある。このため、板厚中心部の金属組織において、ベイナイトは７０％以下とするのが好ましく、６０％以下とするのがより好ましい。なお、上述したように、ベイナイトとは、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。 2-2-3. Area ratio of bainite In the metal structure at the center of the sheet thickness, the rest other than ferrite and hard phase is bainite. Increasing the amount of ferrite reduces the strength of the steel sheet. Therefore, a certain amount of bainite is contained in order to ensure strength. Specifically, bainite has an area ratio of about 30 to 70%. In the metal structure at the center of the plate thickness, the area ratio of bainite is preferably 30% or more, more preferably 40% or more. However, excess bainite may reduce toughness. Therefore, the bainite content is preferably 70% or less, more preferably 60% or less, in the metallographic structure at the central portion of the plate thickness. As described above, bainite includes so-called “bainitic ferrite” and “acicular ferrite”.

ここで、先の２－１．（鋼板表層部の金属組織）、および２－２．（鋼板の板厚中心部の金属組織）の観察は、以下の方法で行うことができる。 Here, the previous 2-1. (Metal structure of steel sheet surface layer), and 2-2. Observation of (the metal structure at the thickness center of the steel sheet) can be performed by the following method.

表層部の金属組織とは、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面をナイタールで腐食後、表面から板厚方向に１．０ｍｍの位置の組織とし、光学顕微鏡の５００倍の倍率で、５視野、組織観察を行い、併せて画像解析も行う。同様に、板厚中心の位置においても５視野、組織観察を行い、併せて画像解析も行う。この結果に基づき、フェライトの面積率、フェライトの平均結晶粒径（円相当直径）、およびベイナイトの面積率を算出する。 The metal structure of the surface layer refers to the structure at a position 1.0 mm in the thickness direction from the surface after corroding the thickness cross section parallel to the rolling direction of the steel plate with nital, and using an optical microscope at a magnification of 500 times, 5 fields of view. , tissue observation, and image analysis. Similarly, at the position of the plate thickness center, 5 fields of view are observed for the structure, and image analysis is also performed at the same time. Based on this result, the area ratio of ferrite, the average grain size (equivalent circle diameter) of ferrite, and the area ratio of bainite are calculated.

２－３．フェライト面積率の差
表層部におけるフェライト量と板厚中心部におけるフェライト量との差が大きいと、鋼板内で降伏強度およびＵ．Ｅｌの差が大きくなる。この結果、局部歪により、鋼板の全断面においてＵ．Ｅｌが低下する。このため、鋼板の表層部におけるフェライト面積率と板厚中心部におけるフェライト面積率との差（以下、単に「フェライト面積率の差」と記載する。）は０～２０％とする。 2-3. Difference in ferrite area ratio If the difference between the ferrite content in the surface layer portion and the ferrite content in the plate thickness center portion is large, the yield strength and U.V. The difference in El becomes large. As a result, due to local strain, U.S. El decreases. Therefore, the difference between the ferrite area ratio in the surface layer portion of the steel sheet and the ferrite area ratio in the thickness center portion (hereinafter simply referred to as "difference in ferrite area ratio") is set to 0 to 20%.

なお、本発明に係る鋼板において「フェライト面積率の差」は、鋼板表層部におけるフェライトの面積率を板厚中心部におけるフェライトの面積率から差し引いた値とする。また、フェライト面積率の差は少なければ少ないほど好ましく、１５％以下とするのが好ましい。 In the steel sheet according to the present invention, the "difference in ferrite area ratio" is a value obtained by subtracting the ferrite area ratio in the steel sheet surface layer portion from the ferrite area ratio in the central portion of the plate thickness. Further, the smaller the difference in the ferrite area ratio, the better, preferably 15% or less.

２－４．ベイナイト面積率の差
表層部におけるベイナイト量と板厚中心部におけるベイナイト量との差が大きい場合にも、鋼板内で降伏強度およびＵ．Ｅｌの差が大きくなる。この結果、局部歪により、鋼板の全断面においてＵ．Ｅｌが低下する。このため、鋼板の表層部におけるベイナイト面積率と板厚中心部におけるベイナイト面積率との差（以下、単に「ベイナイト面積率の差」と記載する。）は、０～２０％とする。 2-4. Difference in bainite area ratio Even when the difference between the bainite amount in the surface layer portion and the bainite amount in the center portion of the sheet thickness is large, the yield strength and U.V. The difference in El becomes large. As a result, due to local strain, U.S. El decreases. Therefore, the difference between the bainite area ratio in the surface layer portion of the steel sheet and the bainite area ratio in the thickness center portion (hereinafter simply referred to as "bainite area ratio difference") is set to 0 to 20%.

なお、本発明において、「ベイナイト面積率の差」は、鋼板表層部におけるベイナイトの面積率から板厚中心部におけるベイナイトの面積率を差し引いた値とする。また、ベイナイト面積率の差は少なければ少ないほど好ましく、１５％以下であるのが好ましい。 In the present invention, the "difference in bainite area ratio" is a value obtained by subtracting the bainite area ratio in the central portion of the sheet thickness from the bainite area ratio in the surface layer portion of the steel sheet. Moreover, the smaller the difference in bainite area ratio, the better, and it is preferably 15% or less.

２－５．鋼板の硬さ
本発明に係る鋼板では、金属組織だけでなく、硬さも重要である。このため、表層部および板厚中心部における硬さを以下に記載の範囲に制御する。 2-5. Hardness of Steel Plate In the steel plate according to the present invention, not only the metal structure but also the hardness is important. For this reason, the hardness of the surface layer portion and the plate thickness center portion is controlled within the range described below.

２－５－１．鋼板表層部の硬さ
表層部における硬さは、ビッカース硬さ（以下、「ＨＶ硬さ」という。）で、１５０～２５０とする。表層部における硬さが、ＨＶ硬さで、１５０未満であると、十分な強度を得ることができない。このため、鋼板表層部の硬さは、ＨＶ硬さで、１５０以上とし、１７０以上とするのが好ましい。一方、鋼板表層部の硬さが、ＨＶ硬さで、２５０超であると、Ｕ．Ｅｌおよび低温靭性が確保できない。このため、鋼板表層部の硬さが、ＨＶ硬さで、２５０以下とし、２３０以下とするのが好ましい。 2-5-1. Hardness of Steel Plate Surface Layer The hardness of the surface layer is Vickers hardness (hereinafter referred to as “HV hardness”) of 150 to 250. If the hardness of the surface layer is less than 150 in terms of HV hardness, sufficient strength cannot be obtained. For this reason, the hardness of the surface layer portion of the steel sheet is HV hardness of 150 or more, preferably 170 or more. On the other hand, when the hardness of the surface layer of the steel sheet exceeds 250 in terms of HV hardness, U.S. Pat. El and low temperature toughness cannot be secured. For this reason, the surface layer portion of the steel sheet has a HV hardness of 250 or less, preferably 230 or less.

２－５－２．板厚中心部の硬さ
板厚中心部における硬さは、ＨＶ硬さで、１５０～２５０とする。鋼板表層部における硬さと同様の理由で、板厚中心部の硬さは、ＨＶ硬さで、１５０以上とし、１６０以上とするのが好ましい。また、板厚中心部の硬さは、ＨＶ硬さで、２５０以下とし、２２０以下とするのが好ましい。 2-5-2. Hardness at center of plate thickness The hardness at the center of plate thickness is HV hardness of 150 to 250. For the same reason as the hardness of the surface layer of the steel sheet, the hardness of the central portion of the sheet thickness is HV hardness of 150 or more, preferably 160 or more. Further, the hardness at the central portion of the plate thickness is 250 or less, preferably 220 or less, in terms of HV hardness.

２－５－３．硬さの差
表層部における硬さと板厚中心部における硬さとの差（以下、単に「硬さの差」と記載する。）が大きいと、表層部と鋼板内部（板厚中心部）とのＵ．Ｅｌの差が大きくなり、局所歪により鋼板全断面でのＵ．Ｅｌが低下する。このため、硬さの差は０～３０とし、硬さの差は２５以下とするのが好ましい。なお、鋼板表層部における硬さから板厚中心部における硬さを差し引いた値とする。 2-5-3. Difference in hardness If the difference between the hardness in the surface layer and the hardness in the thickness center (hereinafter simply referred to as "difference in hardness") is large, the difference between the surface layer and the inside of the steel plate (thickness center) U.S.A. The difference in E1 becomes large, and the local strain causes the U.E. El decreases. Therefore, it is preferable that the difference in hardness is 0 to 30, and the difference in hardness is 25 or less. The value obtained by subtracting the hardness at the center of the sheet thickness from the hardness at the surface layer of the steel sheet.

上述した硬さは、鋼板の断面を、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠し、ビッカース硬さ試験によって測定する。ここで、表層部における硬さとは、表面から板厚方向に０．１ｍｍ深さ位置を測定した硬さである。また、硬さは、１カ所の測定値ではばらつきがあるので、１０カ所測定して平均値とする。 The hardness described above is measured by a Vickers hardness test of the cross section of the steel sheet in accordance with JIS Z 2244:2009. Here, the hardness of the surface layer is the hardness measured at a depth of 0.1 mm from the surface in the plate thickness direction. Further, since the hardness varies depending on the measured value at one place, the hardness is measured at 10 places and taken as an average value.

２－６．特性
本発明に係る鋼板の引張特性は、次のとおりである。強度は、アメリカ石油協会規格ＡＰＩ ５Ｌ（以下、単に「ＡＰＩ ５Ｌ」という。）におけるＸ５２～６５グレードに相当する引張強さおよび降伏強度とする。具体的には、引張強さ（「ＴＳ」ともいう。）が４６０～７６０ＭＰａ、降伏強度（「ＹＳ」ともいう。）が３６０～６００ＭＰａとする。また、降伏比（「ＹＲ」ともいう。）は８５％以下、一様伸び（「Ｕ．Ｅｌ」ともいう。）が９．０％以上で、ＴＳ（ＭＰａ）とＵ．Ｅｌ（％）との積（ＴＳ×Ｕ．Ｅｌ）が４０００（ＭＰａ・％）以上とする。 2-6. Properties The tensile properties of the steel sheet according to the present invention are as follows. The strength is the tensile strength and yield strength corresponding to X52-65 grades in the American Petroleum Institute standard API 5L (hereinafter simply referred to as "API 5L"). Specifically, the tensile strength (also called “TS”) is 460-760 MPa, and the yield strength (also called “YS”) is 360-600 MPa. In addition, the yield ratio (also referred to as "YR") is 85% or less, the uniform elongation (also referred to as "U.El") is 9.0% or more, and the TS (MPa) and U.S. The product (TS×U.El) with El (%) shall be 4000 (MPa·%) or more.

なお、上記ＹＲとは、降伏強度を引張強さで除して百分率で表記したものである。また、ＴＳ×Ｕ．Ｅｌは、強度と一様伸びとのバランスを評価する指標である。ＴＳ×Ｕ．Ｅｌが大きい程、強度と一様伸びとのバランスが良好である。なお、これらの評価指標については、ＡＰＩ ５Ｌに基づく引張試験片を用いて、室温で引張試験を行うことで算出することができる。 The YR is expressed as a percentage obtained by dividing the yield strength by the tensile strength. Also, TS×U. El is an index for evaluating the balance between strength and uniform elongation. TS x U.S.A. The larger El is, the better the balance between strength and uniform elongation. These evaluation indices can be calculated by performing a tensile test at room temperature using a tensile test piece based on API 5L.

２－７．板厚
本発明に係る鋼板は、板厚を１５～４０ｍｍの範囲とする。 2-7. Thickness The steel sheet according to the present invention has a thickness in the range of 15 to 40 mm.

２－８．製造方法
本発明に係る鋼板は、製造方法によらず、上述の構成を有していれば、その効果を得られるが、例えば、以下のような製造方法により、本発明に係る鋼板を安定して得ることができる。具体的には、先ず、上記化学組成を有する鋼片を、例えば、常法の連続鋳造法等により製造した後、以下に示す工程を実施するのが好ましい。 2-8. Manufacturing method The steel sheet according to the present invention can obtain the effect as long as it has the above-described structure regardless of the manufacturing method. For example, the steel sheet according to the present invention is stabilized by the following manufacturing method. can be obtained. Specifically, it is preferable to first manufacture a steel slab having the chemical composition described above by, for example, a conventional continuous casting method or the like, and then perform the following steps.

２－８－１．鋼片加熱工程
製造した上記鋼片を１１００～１２５０℃の温度域で加熱して均熱化するのが好ましい。鋼片にはＮｂが含有されており、鋼片の加熱によって、マトリックス中でＮｂを固溶させることで、Ｎｂの効果を確実に得ることができる。また、鋼片を加熱することで、熱間圧延が容易になる。このため、鋼片の加熱温度は１１００℃以上とするのが好ましい。一方、鋼片の加熱温度が高すぎると、不要なエネルギーコストが発生する。このため、鋼片の加熱温度は１２５０℃以下とするのが好ましく、１２００℃以下とするのがより好ましい。 2-8-1. Steel Billet Heating Step It is preferable to heat the manufactured steel billet in a temperature range of 1100 to 1250° C. for soaking. The steel slab contains Nb, and by heating the steel slab to solid-solve Nb in the matrix, the effect of Nb can be reliably obtained. Also, heating the billet facilitates hot rolling. For this reason, it is preferable to set the heating temperature of the steel slab to 1100° C. or higher. On the other hand, if the heating temperature of the billet is too high, unnecessary energy costs will occur. For this reason, the heating temperature of the billet is preferably 1250° C. or lower, more preferably 1200° C. or lower.

２－８－２．圧延工程
続いて、均熱化した鋼片に熱間圧延を施し、所定の厚さにするのが好ましい。圧延のパススケジュールは、特に問わないが、仕上圧延温度は鋼板の特性を大きく左右する条件である。このため、７５０～８５０℃の温度域で仕上圧延を行うのが好ましい。なお、以下においては仕上圧延時の鋼片の表面温度を仕上圧延温度と表記する。 2-8-2. Rolling Step Subsequently, the soaked steel slab is preferably hot-rolled to a predetermined thickness. The rolling pass schedule is not particularly limited, but the finish rolling temperature is a condition that greatly affects the properties of the steel sheet. For this reason, finish rolling is preferably carried out in the temperature range of 750 to 850°C. In the following description, the surface temperature of the billet during finish rolling is referred to as the finish rolling temperature.

仕上圧延温度が７５０℃未満であると、強度の確保が難しくなる。このため、仕上圧延温度は７５０℃以上とするのが好ましい。一方、仕上圧延温度が８５０℃超であると、フェライト粒が粗大になり、強度および靭性の確保が難しくなる。このため、仕上圧延温度は８５０℃以下とするのが好ましい。 If the finish rolling temperature is less than 750°C, it becomes difficult to ensure strength. Therefore, the finish rolling temperature is preferably 750° C. or higher. On the other hand, if the finish rolling temperature exceeds 850°C, ferrite grains become coarse, making it difficult to ensure strength and toughness. Therefore, the finish rolling temperature is preferably 850° C. or lower.

２－８－３．一段目冷却工程
続いて、熱間圧延された鋼板を７５０～８５０℃の温度域から水冷を開始するのが好ましい。また、１５～３０℃／ｓの冷却速度で水冷を行うのが好ましい。仕上圧延温度と同じ温度域から水冷を開始するため、熱間圧延後、直ちに水冷を開始すればよい。 2-8-3. First Stage Cooling Step Subsequently, it is preferable to start water cooling the hot-rolled steel sheet from a temperature range of 750 to 850°C. Moreover, it is preferable to perform water cooling at a cooling rate of 15 to 30° C./s. Since water cooling is started from the same temperature range as the finish rolling temperature, water cooling should be started immediately after hot rolling.

水冷を開始する温度（以下、「水冷開始温度」と記載する。）が７５０℃未満であると、水冷を開始する前に粗大なフェライトが生成し、低温靭性が低下する。このため、水冷開始温度は７５０℃以上とするのが好ましい。一方、水冷開始温度が８５０℃超であると、水冷開始前のオーステナイトの結晶粒が十分微細化せず、その後の金属組織も粗大になり、低温靭性が低下する。このため、水冷開始温度は８５０℃以下とするのが好ましい。 If the temperature at which water cooling is started (hereinafter referred to as "water cooling start temperature") is less than 750°C, coarse ferrite is formed before water cooling is started, and low-temperature toughness is lowered. Therefore, it is preferable to set the water cooling start temperature to 750° C. or higher. On the other hand, if the water cooling start temperature is higher than 850° C., the austenite crystal grains before the start of water cooling are not sufficiently refined, the metal structure after that is coarsened, and the low temperature toughness is lowered. Therefore, it is preferable to set the water cooling start temperature to 850° C. or lower.

また、冷却速度が１５℃／ｓ未満であると、フェライト粒が粗大になり、強度が低下する。このため、冷却速度は１５℃／ｓ以上とするのが好ましい。一方、冷却速度が３０℃／ｓ超であると、フェライトの面積率が低下し、硬さが上昇し、Ｕ．Ｅｌが低下する。このため、冷却速度は３０℃／ｓ以下とするのが好ましい。 Moreover, when the cooling rate is less than 15° C./s, the ferrite grains become coarse and the strength is lowered. Therefore, the cooling rate is preferably 15° C./s or more. On the other hand, if the cooling rate exceeds 30° C./s, the area ratio of ferrite will decrease, the hardness will increase, and the U.S. El decreases. Therefore, the cooling rate is preferably 30° C./s or less.

続いて、６００～７００℃の温度域で水冷を停止する。水冷を停止する温度（以下、「水冷停止温度」と記載する。）が、６００℃未満であると、鋼板がベイナイト域に入り空冷時に復熱してもオーステナイト域まで十分に復熱されず、その後の空冷での冷却時にフェライトが十分に生成されなくなり、低温靭性およびＵ．Ｅｌが低下する。空冷は、鋼板の大きさ、気温等にもよるが、目安として３００ｓ程度を最大として実施すればよい。このため、水冷停止温度は６００℃以上とするのが好ましい。一方、水冷停止温度が７００℃超であると、フェライト粒が粗大化する。このため、水冷停止温度は７００℃以下とするのが好ましい。 Subsequently, water cooling is stopped in the temperature range of 600-700°C. If the temperature at which water cooling is stopped (hereinafter referred to as “water cooling stop temperature”) is less than 600°C, even if the steel plate enters the bainite region and recovers heat during air cooling, it is not sufficiently reheated to the austenite region. Ferrite is not generated sufficiently during cooling with air cooling of , and the low temperature toughness and U.S. El decreases. Although air cooling depends on the size of the steel sheet, temperature, etc., as a guideline, it should be carried out with a maximum of about 300 seconds. Therefore, it is preferable to set the water cooling stop temperature to 600° C. or higher. On the other hand, when the water cooling stop temperature exceeds 700°C, the ferrite grains become coarse. Therefore, it is preferable to set the water cooling stop temperature to 700° C. or lower.

上記冷却工程の後、６００℃超の温度域で、６０ｓ以上、空冷を行うのが好ましい。空冷が６０ｓ未満であると、フェライトの面積率が低くなり、面積率および硬さの差が大きくなる。この結果、Ｕ．Ｅｌが低下する。空冷の方法としては、具体的には、冷装置内を移動する鋼板を水冷装置外に搬出して放置して、空冷（放冷）すればよい。この際、鋼板の表面と内部とで温度差があるため、鋼板内部の熱が鋼板表面に放出され、表面温度が上昇する、所謂、復熱により鋼板の表面温度は上昇する。このため、鋼板の表面温度は空冷中に６００℃以下の温度域とはならない。なお、上記の水冷開始から空冷終了までを一段目冷却工程とする。 After the cooling step, air cooling is preferably performed in a temperature range above 600° C. for 60 seconds or longer. If the air cooling is less than 60 seconds, the area ratio of ferrite becomes low, and the difference between the area ratio and hardness becomes large. As a result, U.S.A. El decreases. As a method of air cooling, specifically, the steel plate moving in the cooling device may be taken out of the water cooling device and left to stand for air cooling (radiation cooling). At this time, since there is a temperature difference between the surface and the inside of the steel sheet, the heat inside the steel sheet is released to the surface of the steel sheet, and the surface temperature rises. Therefore, the surface temperature of the steel sheet does not fall below 600°C during air cooling. It should be noted that the first stage cooling process is from the start of water cooling to the end of air cooling.

２－８－４．二段目冷却工程
鋼板の表面温度が６００～７００℃となったら、再度水冷を行う。この水冷は、水冷装置内に搬送して６００～７００℃の温度域から水冷を開始し、３５～５０℃／ｓの冷却速度で水冷を行うのが好ましい。 2-8-4. Second stage cooling process When the surface temperature of the steel plate reaches 600 to 700°C, water cooling is performed again. This water cooling is preferably carried out in a water cooling apparatus, starting water cooling from a temperature range of 600 to 700° C., and performing water cooling at a cooling rate of 35 to 50° C./s.

上記二度目の水冷における水冷開始温度（以下、「二次水冷開始温度」と記載する。）が６００℃未満であると、ベイナイトが十分硬化せず、必要な強度が得られない。このため二次水冷開始温度は６００℃以上とするのが好ましい。一方、二次水冷開始温度が７００℃超であると、フェライトが十分に生成しない。このため、二次水冷開始温度は７００℃以下とするのが好ましい。 If the water-cooling start temperature in the second water-cooling (hereinafter referred to as "secondary water-cooling start temperature") is less than 600°C, the bainite will not harden sufficiently and the required strength will not be obtained. Therefore, it is preferable to set the secondary water cooling start temperature to 600° C. or higher. On the other hand, when the secondary water cooling start temperature exceeds 700°C, ferrite is not sufficiently formed. Therefore, it is preferable to set the secondary water cooling start temperature to 700° C. or lower.

また、上記二度目の水冷における冷却速度（以下、「二次冷却速度」と記載する。）が３５℃／ｓ未満であると、ベイナイトが十分硬化しない。このため、二次冷却速度は３５℃／ｓ以上とするのが好ましい。一方、二次冷却速度が５０℃／ｓ超であると、低温靭性およびＵ．Ｅｌが低下する。このため、二次冷却速度は５０℃／ｓ以下とするのが好ましい。 If the cooling rate in the second water cooling (hereinafter referred to as "secondary cooling rate") is less than 35°C/s, the bainite will not harden sufficiently. Therefore, the secondary cooling rate is preferably 35° C./s or higher. On the other hand, when the secondary cooling rate is more than 50°C/s, low temperature toughness and U.S. El decreases. Therefore, the secondary cooling rate is preferably 50° C./s or less.

この際、４００～５００℃の温度域で二度目の水冷を停止する。上記の二度目の水冷を停止する温度（以下、「二次水冷停止温度」と記載する。）が４００℃未満であると、低温靭性およびＵ．Ｅｌが低下する。このため、二次水冷停止温度は４００℃以上とするのが好ましい。一方、二次水冷停止温度が５００℃超であると、強度が確保できなくなる。このため、二次水冷停止温度は５００℃以下とするのが好ましい。当該水冷停止後は、室温まで空冷（放冷）または徐冷すればよい。なお、上記の再度の水冷開始から空冷（放冷）終了までを二段目冷却工程とする。 At this time, the second water cooling is stopped in the temperature range of 400 to 500°C. When the temperature at which the second water cooling is stopped (hereinafter referred to as "secondary water cooling stop temperature") is less than 400°C, the low temperature toughness and the U.S.C. El decreases. Therefore, it is preferable to set the secondary water cooling stop temperature to 400° C. or higher. On the other hand, if the secondary water cooling stop temperature exceeds 500°C, the strength cannot be ensured. Therefore, it is preferable to set the secondary water cooling stop temperature to 500° C. or less. After the water cooling is stopped, air cooling (allowing to cool) or slow cooling to room temperature is sufficient. The second stage cooling process is from the start of water cooling again to the end of air cooling (air cooling).

ここで、上述の各温度は、鋼片および鋼板の表面部における平均温度、つまり表面温度を指し、「冷却速度」は、冷却の開始時と停止時における当該鋼板の表面部の温度差を冷却時間で除した値を指す。 Here, each of the above-mentioned temperatures refers to the average temperature at the surface of the billet and steel plate, that is, the surface temperature, and the “cooling rate” is the temperature difference at the surface of the steel plate at the start and stop of cooling. Refers to a value divided by time.

上記製造条件により製造された本発明に係る鋼板を管状に成形し、突合せ部を接合し、必要に応じて、拡管および防食のためのコーティングを施すことによって、ラインパイプを製造することができる。 A line pipe can be manufactured by forming a steel plate according to the present invention manufactured under the above manufacturing conditions into a tubular shape, joining the butt portions, and applying a coating for pipe expansion and corrosion protection as necessary.

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。 EXAMPLES The present invention will be described in more detail with reference to examples below, but the present invention is not limited to these examples.

表１に示す化学組成を有し、厚さが１４０ｍｍの鋼片を、表２に示す条件の、加熱、圧延、および冷却等を行い、その後、室温まで空冷し、鋼板を得た。なお、表２に示した各温度は放射温度計を用いて測定した被圧延体、つまり鋼片または鋼板の表面温度である。 A steel slab having a chemical composition shown in Table 1 and a thickness of 140 mm was subjected to heating, rolling, cooling, etc. under the conditions shown in Table 2, and then air-cooled to room temperature to obtain a steel plate. Each temperature shown in Table 2 is the surface temperature of the object to be rolled, that is, the steel billet or steel plate measured using a radiation thermometer.

得られた各鋼板について組織観察、硬さ測定、および引張試験により引張特性の調査を行った。 The tensile properties of each steel sheet obtained were investigated by observing the structure, measuring the hardness, and performing a tensile test.

（組織観察）
組織観察においてはフェライトおよびベイナイトの面積率は、圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）の金属組織をナイタールで現出し、表層部および板厚中心部について光学顕微鏡を用いて５００倍で、５視野を観察し、画像解析を行い、各相の面積率、フェライトの平均結晶粒径を算出した。表層部の金属組織は表面から板厚方向に１．０ｍｍ深さ位置の組織として、組織観察を行った。 (Organization observation)
In the structure observation, the area ratio of ferrite and bainite is obtained by expressing the metal structure of the plate thickness cross section (L cross section) parallel to the rolling direction with nital, and using an optical microscope at 500 times for the surface layer and the plate thickness center. Five fields of view were observed, image analysis was performed, and the area ratio of each phase and the average crystal grain size of ferrite were calculated. The metallographic structure of the surface layer was observed as a structure at a depth of 1.0 mm from the surface in the plate thickness direction.

（硬さ試験）
硬さは、板幅の中央部近傍における鋼板表層部と板厚中心部について、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠して行った。ここで、表層部における硬さとは、表面から板厚方向に０．１ｍｍ深さ位置を測定した硬さである。試験力は０．９８Ｎ（０．１ｋｇｆ）とし、各１０か所の平均値を測定硬度とした。 (Hardness test)
The hardness was measured in accordance with JIS Z 2244:2009 for the steel sheet surface layer portion and the plate thickness center portion near the center portion of the plate width. Here, the hardness of the surface layer is the hardness measured at a depth of 0.1 mm from the surface in the plate thickness direction. The test force was set to 0.98 N (0.1 kgf), and the average value of each ten points was used as the measured hardness.

（引張試験）
引張試験は、鋼板の板厚中心から、圧延方向に対して直角方向（Ｃ方向）に、幅３８．１ｍｍ、標点距離５０．８ｍｍの丸棒引張試験片を採取し、ＡＰＩ ５Ｌ（４５ｔｈ）に準拠して、室温で実施した。引張試験の結果から０．５％耐力（降伏強度）、引張強さ、一様伸び、およびＹＲ（０．５％耐力／引張強さ）を得た。 (Tensile test)
In the tensile test, a round bar tensile test piece with a width of 38.1 mm and a gauge length of 50.8 mm was taken in the direction (C direction) perpendicular to the rolling direction from the center of the plate thickness of the steel plate, and API 5L (45th) was performed at room temperature according to 0.5% yield strength (yield strength), tensile strength, uniform elongation, and YR (0.5% yield strength/tensile strength) were obtained from the results of the tensile test.

以下、結果をまとめて表３に示す。 The results are summarized in Table 3 below.

表３に示されるように、本発明で規定される化学組成を満足し、本発明で規定される好ましい製造条件で製造された鋼種Ｎｏ．１～１８は、本発明で規定される金属組織を満足し、これらは、Ｘ５２～６５グレードの引張強さ、降伏強度（引張強さ４６０～７６０ＭＰａ、降伏強度３６０～６００ＭＰａ）を有していた。また、これらの鋼種は、ＹＲが８５％以下であり、かつＵ．Ｅｌも１１．０％以上と良好な値であり、優れた変形性能を有していた。 As shown in Table 3, steel grade No. 1 satisfies the chemical composition specified in the present invention and is manufactured under the preferred manufacturing conditions specified in the present invention. 1 to 18 satisfied the metal structure specified in the present invention, and these had X52 to 65 grade tensile strength and yield strength (tensile strength 460 to 760 MPa, yield strength 360 to 600 MPa). . In addition, these steel grades have a YR of 85% or less and U.S. El was also a good value of 11.0% or more, and had excellent deformation performance.

一方、本発明で規定される化学組成および金属組織を満足しない鋼種Ｎｏ．１９～２９は、強度または変形性能のいずれかが目標とする値を満足しなかった。 On the other hand, steel grade No. 1 that does not satisfy the chemical composition and metal structure specified in the present invention. Nos. 19-29 did not meet the target values for either strength or deformation performance.

以下、鋼種Ｎｏ．１９～２９について具体的に説明する。
鋼種のＮｏ．１９は、（一段目）冷却速度が高かったので、表層部のフェライトの面積率が低下し、フェライト面積率の差およびベイナイト面積率の差が大きくなり、硬さの差も大きくなった。この結果、鋼板のＵ．Ｅｌが低い値となった。 In the following, the steel type No. 19 to 29 will be specifically described.
No. of steel type In No. 19, the (first stage) cooling rate was high, so the area ratio of ferrite in the surface layer portion decreased, the difference in ferrite area ratio and the difference in bainite area ratio increased, and the difference in hardness also increased. As a result, the U.S. El became a low value.

Ｎｏ．２０は、二次水冷停止温度が低かったので、表層部と板厚中心部の硬さの差も大きくなった。この結果、鋼板のＵ．Ｅｌが低下した。また、Ｎｏ．２１は、空冷時間が短かったため、表層部のフェライト面積率が低くなり、フェライト面積率の差およびベイナイト面積率差が大きくなり、硬さの差も大きくなった。このため、鋼板のＵ．Ｅｌが低い値となった。 No. In No. 20, the secondary water cooling stop temperature was low, so the difference in hardness between the surface layer and the plate thickness center was large. As a result, the U.S. El decreased. Also, No. In No. 21, since the air cooling time was short, the ferrite area ratio in the surface layer portion was low, the difference in ferrite area ratio and bainite area ratio was large, and the difference in hardness was also large. For this reason, the U.S. El became a low value.

鋼種Ｎｏ．２２は、水冷停止温度が低かったため、フェライト面積率が高く、かつ板厚中心部の硬度も低下し、Ｕ．Ｅｌが低下した。鋼種Ｎｏ．２３は、一段目冷却速度が低く、表層部と板厚中心部のフェライト粒径と面積率とが高くなったため、ＴＳが低下した。 Steel type no. In No. 22, the water cooling stop temperature was low, so the ferrite area ratio was high and the hardness at the center of the sheet thickness was low. El decreased. Steel type no. In No. 23, the first-stage cooling rate was low, and the ferrite grain size and area ratio in the surface layer portion and the plate thickness center portion were high, so the TS was lowered.

鋼種Ｎｏ．２４は、仕上圧延温度が高かったため、フェライトの平均結晶粒径が大きくなり、低いＴＳおよびＹＳとなった。鋼種Ｎｏ．２５は、Ｃ含有量が本発明で規定する範囲外であったため、硬さが上昇し、ＴＳが高く、Ｕ．Ｅｌが低い値となった。 Steel type no. In No. 24, since the finish rolling temperature was high, the average crystal grain size of ferrite was large, resulting in low TS and YS. Steel type no. In No. 25, the C content was outside the range specified in the present invention, so the hardness increased, the TS was high, and the U.S. El became a low value.

鋼種Ｎｏ．２６は、Ｓｉ含有量が本発明で規定する範囲外であったため、表層部の硬さが大きく、かつ表層部と板厚中心部との硬さの差も大きくなり、ＹＳが高く、Ｕ．Ｅｌが低い値となった。鋼種Ｎｏ．２７は、Ｍｎ含有量が本発明で規定する範囲外であったため、表層部の硬さが上昇し、かつ表層部と板厚中心部との硬さの差も大きくなり、ＹＳおよびＹＲが高く、さらにＵ．Ｅｌが低い値となった。 Steel type no. In No. 26, the Si content was outside the range defined by the present invention, so the hardness of the surface layer portion was large, and the difference in hardness between the surface layer portion and the central portion of the plate thickness was also large, the YS was high, and the U.S. El became a low value. Steel type no. In No. 27, the Mn content was outside the range specified in the present invention, so the hardness of the surface layer increased, the difference in hardness between the surface layer and the center of the plate thickness increased, and YS and YR increased. , and further U.S.A. El became a low value.

Ｎｏ．２８は、Ａｌ含有量が本発明で規定する範囲外であったため、表層部と板厚中心部との硬さの差が大きくなり、Ｕ．Ｅｌが低い値となった。Ｎｏ．２９は、Ｎ含有量が本発明で規定する範囲外であったため、表層部と板厚中心部との硬さの差が大きくなり、Ｕ．Ｅｌが低い値となった。

No. In No. 28, the Al content was outside the range defined by the present invention, so the difference in hardness between the surface layer portion and the plate thickness center portion was large. El became a low value. No. In No. 29, the N content was outside the range defined by the present invention, so the difference in hardness between the surface layer portion and the central portion of the plate thickness was large. El became a low value.

Claims (4)

鋼板の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０６～０．１２％、
Ｓｉ：０．１０～０．５０％、
Ｍｎ：１．０～１．８％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００１％以下、
Ｎｂ：０．００５～０．０５０％、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ａｌ：０．０１０～０．０４０％、
Ｎ：０．００１～０．００５％、
Ｃｕ：０～０．５０％、
Ｎｉ：０～０．５０％、
Ｃｒ：０～０．５０％、
Ｍｏ：０～０．１０％、
Ｖ：０～０．５０％、
Ｂ：０～０．０１％、
Ｃａ：０～０．０２％、
ＲＥＭ：０～０．０２％
Ｍｇ：０～０．０２％、および
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式で示されるＰｃｍが０．１５～０．２３であり、
下記（ii）式で示されるＣｅｑが０．３８～０．４３であり、
前記鋼板の表層部および板厚中心部における金属組織が、面積率で、
３０～７０％のフェライト、および
３％以下の硬質相を含み、
残部がベイナイトであり、
かつ前記フェライトの平均結晶粒径が５．０～１５．０μｍであり、
前記表層部におけるフェライト面積率と前記板厚中心部におけるフェライト面積率との差が０～２０％であり、
前記表層部におけるベイナイト面積率と前記板厚中心部におけるベイナイト面積率との差が０～２０％であり、
前記表層部および前記板厚中心部における硬さが、ビッカース硬さで、１５０～２５０であり、
前記表層部における硬さと前記板厚中心部における硬さとの差が０～３０であり、
引張強さが４６０～７６０ＭＰａ、降伏強度３６０～６００ＭＰａ、降伏比が８５％以下、一様伸びが９．０％以上であり、前記引張強さと前記一様伸びとの積が４０００（ＭＰａ・％）以上であり、
板厚１５～４０ｍｍである、ラインパイプ用鋼板。
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。 The chemical composition of the steel sheet, in mass%,
C: 0.06 to 0.12%,
Si: 0.10 to 0.50%,
Mn: 1.0-1.8%,
P: 0.02% or less,
S: 0.001% or less,
Nb: 0.005 to 0.050%,
Ti: 0.005 to 0.030%,
Al: 0.010 to 0.040%,
N: 0.001 to 0.005%,
Cu: 0-0.50%,
Ni: 0 to 0.50%,
Cr: 0 to 0.50%,
Mo: 0-0.10%,
V: 0 to 0.50%,
B: 0 to 0.01%,
Ca: 0-0.02%,
REM: 0-0.02%
Mg: 0-0.02%, and the balance: Fe and impurities,
Pcm represented by the following formula (i) is 0.15 to 0.23,
Ceq represented by the following formula (ii) is 0.38 to 0.43,
The metal structure in the surface layer part and the plate thickness center part of the steel sheet is, in terms of area ratio,
30-70% ferrite and 3% or less hard phase,
the balance is bainite,
and the ferrite has an average crystal grain size of 5.0 to 15.0 μm,
The difference between the ferrite area ratio in the surface layer portion and the ferrite area ratio in the plate thickness center portion is 0 to 20%,
The difference between the bainite area ratio in the surface layer portion and the bainite area ratio in the plate thickness center portion is 0 to 20%,
The hardness in the surface layer portion and the plate thickness center portion is 150 to 250 in terms of Vickers hardness,
The difference between the hardness at the surface layer portion and the hardness at the central portion of the plate thickness is 0 to 30,
Tensile strength is 460 to 760 MPa, yield strength is 360 to 600 MPa, yield ratio is 85% or less, uniform elongation is 9.0% or more, and the product of the tensile strength and the uniform elongation is 4000 (MPa % ) is more than
A steel plate for line pipes having a plate thickness of 15 to 40 mm.
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)
However, each element symbol in the above formulas (i) and (ii) represents the content (% by mass) of each element contained in the steel, and is zero when not contained. 前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．１０～０．５０％、
Ｎｉ：０．１０～０．５０％、
Ｃｒ：０．１０～０．５０％、
Ｍｏ：０．０５～０．１０％、および
Ｖ：０．１０～０．５０％、
から選択される一種以上を含有する、請求項１に記載のラインパイプ用鋼板。 The chemical composition, in mass %,
Cu: 0.10-0.50%,
Ni: 0.10 to 0.50%,
Cr: 0.10 to 0.50%,
Mo: 0.05-0.10%, and V: 0.10-0.50%,
The steel plate for line pipe according to claim 1, containing one or more selected from: 前記化学組成が、質量％で、
Ｂ：０．０００５～０．０１％、
を含有する、請求項１または２に記載のラインパイプ用鋼板。 The chemical composition, in mass %,
B: 0.0005 to 0.01%,
The steel plate for line pipe according to claim 1 or 2, containing 前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．００２～０．０２％、
ＲＥＭ：０．００３～０．０２％、および
Ｍｇ：０．００３～０．０２％、
から選択される一種以上を含有する、請求項１～３のいずれかに記載のラインパイプ用鋼板。

The chemical composition, in mass %,
Ca: 0.002-0.02%,
REM: 0.003-0.02%, and Mg: 0.003-0.02%,
The steel plate for line pipe according to any one of claims 1 to 3, containing one or more selected from.