WO2012141220A1 - 変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板及び高強度鋼管並びにこれらの製造方法 - Google Patents

変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板及び高強度鋼管並びにこれらの製造方法 Download PDF

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坂本　真也
原　卓也
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新日本製鐵株式会社
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Definitions

  • the present invention is suitably used as a line pipe for transportation of natural gas, crude oil and the like, and in particular, a high-strength steel plate and a high-strength steel pipe excellent in deformation performance and low-temperature toughness with a large deformation tolerance against ground fluctuation and the like, and production thereof Regarding the method.
  • line pipes have become increasingly important as a long-distance transportation method for natural gas and crude oil.
  • Line pipes are laid in various environments. For example, ground pipes are frozen in summer and winter in frozen land belts, are subject to external pressure due to ocean currents on the seabed, and are subject to ground deformation due to earthquakes. Under such an environment, the line pipe may bend and displace due to ground fluctuation or the like, and therefore, a steel pipe excellent in deformation performance that hardly causes buckling or the like even when the line pipe is deformed is desired.
  • the technology that has been proposed in the past is a technology that focuses on the work hardening index and yield ratio to improve the deformation performance of steel plates and steel pipes used in line pipes.
  • line pipes used in cold regions such as frozen land zones are required to have excellent low-temperature toughness, but for technology to obtain steel plates and steel pipes that are excellent in deformation performance and low-temperature toughness. Sufficient consideration has not been made.
  • the present invention has been devised in view of the above-described problems, and is capable of suppressing the amount of reduction in thickness during deformation, a high-strength steel plate and a high-strength steel pipe excellent in deformation performance and low-temperature toughness, and these It is an object to provide a manufacturing method.
  • the present inventors diligently studied to solve the above problems. As a result, it has been found that the deformation performance of steel plates and steel pipes used in pipelines and the like can be improved by paying attention to the Rankford value.
  • the present inventors have intensively studied to obtain a high-strength steel plate and a high-strength steel pipe excellent in deformation performance and low-temperature toughness.
  • the size of the effective crystal grain size should be optimized while optimizing the amount of texture having a predetermined crystal orientation.
  • the present inventors have further studied, and in order to optimize the amount of texture having a predetermined crystal orientation, it is particularly effective to control various production conditions including the reduction ratio during hot rolling. In particular, it has been found that the rolling reduction per rolling pass in the temperature range above the recrystallization temperature is very important.
  • the present invention has been made as a result of studies based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • C, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V, Si, and B are contents in mass% of each element.
  • V 0.010 to 0.100%
  • Ni 1.0% or less
  • Cu 1.0% or less
  • Cr 1.0% or less
  • Mo 1.0%
  • B 0.0001 to 0.0020%
  • Ca 0.0040% or less
  • Mg 0.0010% or less
  • REM 0.005% or less
  • a high-strength steel pipe excellent in deformation performance and low-temperature toughness characterized by comprising the steel plate of any one of (1) to (3) above.
  • C, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V, Si, and B are contents in mass% of each element.
  • the steel slab further comprises, in mass%, V: 0.010 to 0.100%, Ni: 1.0% or less, Cu: 1.0% or less, Cr: 1.0% or less, Mo : 1.0% or less, B: 0.0001 to 0.0020%, Ca: 0.0040% or less, Mg: 0.0010% or less, REM: 0.005%, containing one or more elements selected from the following: (6)
  • a method for producing a high-strength steel pipe excellent in deformation performance and low-temperature toughness characterized in that a steel plate obtained by the production method of (5) or (6) is formed into a tubular shape and a butt portion is welded.
  • the present invention it is possible to obtain a high-strength steel plate and a high-strength steel pipe excellent in deformation performance and low-temperature toughness that can suppress a decrease in thickness during deformation.
  • C is an element necessary for securing the strength of steel. If the C content is less than 0.03%, the strength of the final product is insufficient. When the C content is more than 0.08%, the low temperature toughness of the base material and HAZ is remarkably lowered. Therefore, the C content is 0.03 to 0.08%.
  • Si is an element that acts as a deoxidizer and contributes to the improvement of strength. If the Si content is less than 0.01%, the strength of the final product may be insufficient. If the Si amount is more than 0.50%, the HAZ toughness is remarkably lowered. Therefore, the Si amount is set to 0.01 to 0.50%.
  • Mn is an element that contributes to improving the strength of steel. If the Mn content is less than 1.50%, the strength of the final product may be insufficient. When the amount of Mn exceeds 2.50%, the low temperature toughness of the base material and the HAZ is remarkably lowered. Therefore, the Mn content is 1.50-2.50%. Preferably, it is 1.50 to 2.00%.
  • Al is an element that contributes to refinement of the metal structure as a deoxidizing element. If the Al content is less than 0.001%, this effect cannot be sufficiently obtained. If the Al content exceeds 0.080%, Al-based non-metallic inclusions increase in the steel and the cleanliness of the steel deteriorates. Therefore, the amount of Al is limited to 0.080% or less. A preferred range is 0.001 to 0.050% or less.
  • Ti is an element that precipitates as TiN in the steel to suppress the coarsening of the austenite grains of the HAZ during reheating of the slab and refine the metal structure and improve the low temperature toughness of the base material and the HAZ.
  • the Ti content is less than 0.005%, this effect cannot be sufficiently obtained.
  • the Ti content exceeds 0.030%, the low temperature toughness deteriorates due to the coarsening of TiN and precipitation hardening by TiC. Therefore, the Ti amount is set to 0.005 to 0.030%.
  • Nb has the effect of suppressing the recrystallization of austenite during hot rolling to refine the structure and improving the low temperature toughness of the base material and HAZ, but this effect is achieved when the Nb content is less than 0.010%. Is not enough. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.050%, the HAZ toughness and on-site weldability are adversely affected. Therefore, the Nb content is 0.010 to 0.050%.
  • P is an impurity inevitably contained in the steel, and the low temperature toughness of the base metal and HAZ deteriorates by causing grain boundary segregation and center segregation, but if the amount of P is 0.015% or less This is an acceptable range for low temperature toughness. Therefore, the P content is limited to 0.015% or less.
  • S is an impurity inevitably contained in the steel, and ductility and toughness are reduced by producing sulfides that are stretched by hot rolling in the steel, but the amount of S is 0.0050% or less. If it exists, it becomes an allowable range for ductility and toughness. Therefore, the amount of S is limited to 0.0050% or less.
  • N is an element that improves the low temperature toughness of the base material and the HAZ by precipitating as TiN in the steel, thereby suppressing the coarsening of the austenite grains of the HAZ during reheating of the slab. If the N content is less than 0.0010%, this effect cannot be sufficiently obtained. If the N content exceeds 0.0060%, the toughness decreases due to an increase in the solid solution N content. Therefore, the N content is 0.0010 to 0.0060%.
  • the carbon equivalent Ceq represented by the following formula (A) calculated from the content in terms of mass% of C, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V is 0.35 to 0. .50%.
  • the carbon equivalent Ceq is a value that serves as an index of hardenability.
  • the Ceq value is less than 0.35%, the target tensile strength of 565 MPa or more cannot be obtained. If the Ceq value is more than 0.50%, MA (Martensite-Austenite Constituent: a mixture of martensite and austenite) that deteriorates toughness becomes prominent, and the toughness deteriorates.
  • MA Martensite-Austenite Constituent: a mixture of martensite and austenite
  • Pcm represented by the following numerical formula (B) calculated from the content in the mass% of C, Si, Mn, Cu, Cr, Ni, Mo, V, and B is 0.15. ⁇ 0.25%. Pcm is a value that serves as an index of weldability.
  • the element not contained in the steel is calculated as 0.
  • the balance of the steel sheet and steel pipe according to the present invention is composed of Fe and inevitable impurities.
  • the steel plate and the steel pipe according to the present invention include one or more elements selected from V, Ni, Cu, Cr, Mo, B, Ca, Mg, and REM, as necessary. It may be further contained in a numerical range as described in (1). Even if these elements are contained in the following ranges, the X-ray random intensity ratio and the Rankford value in the steel plate and steel pipe are within the ranges specified in the present invention.
  • V has almost the same effect as Nb, but the effect is weaker than Nb. Moreover, it has the effect which suppresses softening of a welding part. If the amount of V is less than 0.010%, the effect of improving the low temperature toughness of the base metal and HAZ and suppressing the softening of the welded portion will be insufficient. If the amount of V exceeds 0.100%, it adversely affects the toughness of HAZ and on-site weldability. Therefore, the V amount is 0.010 to 0.100%.
  • Ni, Cu, Cr, and Mo are elements that increase the hardenability and contribute to increasing the strength of steel.
  • the content is too large, the toughness of the HAZ and the field weldability are lowered in addition to the reduction in economic efficiency. Therefore, Ni, Cu, Cr, and Mo each have a content of 1.0% or less.
  • B is an element that enhances hardenability and contributes to high strength of steel. If the amount of B is less than 0.0001%, this effect cannot be sufficiently obtained. If the amount of B exceeds 0.0020%, the toughness of HAZ and on-site weldability will deteriorate. Therefore, the B amount is set to 0.0001 to 0.0020%.
  • Ca and REM are elements that control the form of sulfide and contribute to the improvement of low temperature toughness. If the Ca content exceeds 0.0040% and the REM content exceeds 0.005%, a large amount of CaO-CaS or REM-CaS precipitates to form large clusters and large inclusions, which impairs the cleanliness of the steel. Also, there is a risk of adversely affecting on-site weldability. Therefore, the Ca content is 0.0040% or less, and the REM content is 0.005% or less.
  • Mg is an element that disperses and precipitates as a fine oxide and contributes to the improvement of low temperature toughness by suppressing the coarsening of the HAZ grain size. If the Mg content is more than 0.0010%, the toughness deteriorates due to the coarsening of the oxide. Therefore, the Mg content is 0.0010% or less.
  • the metal structure needs to be composed of a composite structure of soft ferrite and one or two of hard bainite and martensite in order to improve work hardening characteristics.
  • the metal structure needs to have an effective crystal grain size of 20 ⁇ m or less at the center of thickness. This is because the low temperature toughness deteriorates when the effective crystal grain size exceeds 20 ⁇ m.
  • the effective crystal grain size is the crystal grain size at the equivalent circle diameter of the part surrounded by the boundary of the structure with an orientation difference of 15 ° or less, as measured by the EBSP (Electron Backscatter Diffraction Pattern) method. Means.
  • the texture needs to satisfy the conditions as described below for the X-ray random intensity ratio in order to obtain preferable Rankford values for steel plates and steel pipes.
  • attention is paid to the Rankford value rD in the 45 ° direction with respect to the rolling direction of the steel sheet and the Rankford value rC in the sheet width direction.
  • the crystal orientations described below all refer to planes parallel to the plate surface.
  • the X-ray random intensity ratio is a numerical value representing the degree of integration of crystal planes having respective orientations, and indicates the ratio of X diffraction intensities of crystal planes having respective orientations to a random standard sample having no texture.
  • the texture having the ⁇ 111 ⁇ plane crystal orientation is preferably developed as much as possible because rC and rD can be increased as the texture grows.
  • the X-ray random intensity ratio of the ⁇ 111 ⁇ plane needs to be 0.5 or more. If the X-ray random intensity ratio of the ⁇ 111 ⁇ plane exceeds 5.0, the target value may not be obtained for the X-ray random intensity ratio of other crystal orientations.
  • the intensity ratio is 5.0 or less.
  • the texture having the ⁇ 554 ⁇ plane crystal orientation can increase the rC as it develops, so it is preferable that it develop as much as possible.
  • the X-ray random intensity ratio of the ⁇ 554 ⁇ plane needs to be 1.0 or more. Further, if the X-ray random intensity ratio of the ⁇ 554 ⁇ plane is more than 3.0, a target value may not be obtained for the X-ray random intensity ratio of other crystal orientations.
  • the line random intensity ratio is 3.0 or less.
  • the texture having the ⁇ 100 ⁇ plane crystal orientation becomes the cause of lowering rC and rD as it grows, it is preferable that the development is suppressed as much as possible.
  • the X-ray random intensity ratio of the ⁇ 100 ⁇ plane needs to be 3.0 or less.
  • the texture having the ⁇ 112 ⁇ plane and ⁇ 223 ⁇ plane crystal orientation is developed as much as possible, because the rD can be increased as it grows.
  • the X-ray random intensity ratio of each of the ⁇ 112 ⁇ plane and the ⁇ 223 ⁇ plane needs to be 0.5 or more. If the X-ray random intensity ratio of each of the ⁇ 112 ⁇ plane and the ⁇ 223 ⁇ plane exceeds 4.0, the target value may not be obtained for the X-ray random intensity ratio of other crystal orientations.
  • the X-ray random intensity ratio between the ⁇ 223 ⁇ plane and the ⁇ 223 ⁇ plane is 4.0 or less.
  • a measured value measured by X-ray diffraction at the center of thickness is used. This is because the texture that can increase the rC and rD of the ⁇ 111 ⁇ plane, etc. is easy to develop in the thick surface layer part and difficult to develop in the central thickness part, so the X-ray random intensity ratio in the thick central part.
  • the evaluation object it is possible to exhibit a deformation performance of a certain level or more in the entire thickness direction.
  • the steel sheet has a thickness of 25 mm or more and a tensile strength of 565 MPa or more (API standard of X70 or more from the viewpoint of preventing breakage due to internal pressure when used as a line pipe while ensuring the strength required as a final product. Grade).
  • the deformation performance improves as the Rankford value rD in the 45 ° direction and the Rankford value rC in the sheet width direction increase with respect to the rolling direction of the steel sheet.
  • rD and rC are preferably 1.0 or more, more preferably 1.1 or more.
  • a steel piece is obtained from the molten steel obtained by a known casting method such as continuous casting.
  • the obtained steel slab is heated to a temperature of 1000 to 1150 ° C. If the heating temperature is less than 1000 ° C., sufficient recrystallization of austenite cannot be achieved, and sufficiently high low temperature toughness cannot be obtained. When the heating temperature is higher than 1150 ° C., the austenite grains are coarsened, the effective crystal grain size is increased, and the low temperature toughness is lowered.
  • the reduction rate per pass that is, the value of the cumulative reduction rate / pass number
  • the heating temperature is 1000 ° C. or more and less than 1050 ° C.
  • rolling is performed at 10 to 15%, and the cumulative rolling reduction is 35% or higher. If the cumulative rolling reduction is less than 35%, the austenite grain size cannot be sufficiently reduced by recrystallization, the effective crystal grain size increases, and the low temperature toughness decreases.
  • the rolling reduction per pass is particularly important in obtaining the target texture of crystal orientation.
  • the rolling reduction per pass has not been increased due to equipment restrictions and the like.
  • the rolling reduction per pass needs to be in the above range. If the rolling reduction per pass is out of the above range, the target texture distribution cannot be obtained.
  • the reduction rate of individual paths may be outside the above range due to reasons such as the pass schedule, but it is preferable that the reduction rate is in the above range in passes that are more than half of the number of passes. It is more preferable that the above range be in the pass.
  • water cooling is performed with an Ar 3 transformation point of ⁇ 50 ° C. or more and lower than the Ar 3 transformation point as a cooling start temperature and a temperature range of 200 to 500 ° C. as a cooling end temperature.
  • the cooling start temperature is less than Ar 3 transformation point ⁇ 50 ° C.
  • the formation of ferrite is promoted and the target strength cannot be obtained.
  • the cooling start temperature is equal to or higher than the Ar 3 transformation point, the development of the texture of each of the ⁇ 112 ⁇ plane and the ⁇ 223 ⁇ plane is suppressed, and the target X-ray random intensity ratio cannot be obtained. Decreases.
  • the cooling rate is not particularly limited, but is about 1 to 10 ° C./s.
  • the Ar 3 transformation point is obtained from the following mathematical formula (C).
  • C, Si, etc. in the following mathematical formula (C) mean the content of each element in mass% in steel.
  • Ar 3 868-396 ⁇ C + 24.6 ⁇ Si-69.1 ⁇ Mn-36.1 ⁇ Ni-20.7 ⁇ Cu-24.8 ⁇ Cr + 29.6 ⁇ Mo (C)
  • the steel plate thus manufactured is further formed into a tubular shape, and a steel pipe is obtained by joining the butted portions.
  • a known UOE method, a bending roll method, or the like is used as a tube forming method for forming the steel sheet into a tubular shape, and arc welding, laser welding, or the like is used as a welding method for the butt portion.
  • the molten steel having the composition of each steel type A to F shown in Table 1 below was melted in a converter and made into a steel slab by continuous casting.
  • the obtained steel slab was hot-rolled and cooled under the conditions shown in Table 2 below. Nos. 1-5 and 8-15, and No. 1 in which the steel plate was formed into a tubular shape and the butt portion was joined. 6-7 steel pipes were obtained. No. The diameter of the 6-7 steel pipe is 48 inches (1219.2 mm).
  • Tensile strength was measured by cutting out a JIS No. 5 plate-like test piece whose longitudinal direction was parallel to the rolling direction from the obtained steel sheet, and performing a tensile test based on the method described in JIS Z2241 using this test piece. Further, the tensile strength was also obtained for the grades in the API standard. For the steel pipe, the tensile strength was measured with a full thickness test piece in the longitudinal direction of the steel pipe based on the API standard.
  • the metal structure was observed with an optical microscope. Effective crystal grain size is measured by the EBSP method, the boundary of the structure having an orientation difference of 15 ° or more is regarded as a grain boundary, the area inside one crystal is obtained, and the area converted to the equivalent circle diameter is effective. The crystal grain size was evaluated.
  • the X-ray random strength ratio was obtained by cutting a test piece of 10 mm in the rolling direction ⁇ 10 mm in the plate width direction from the obtained steel plate, polishing the test piece to the vicinity of the thickness center by mechanical polishing, and polishing it to a mirror surface by buffing, The strain was removed by electrolytic polishing or the like, and at the same time, the thickness center layer was adjusted to be a measurement surface, and evaluation was performed by measuring the diffraction intensity of each crystal orientation by X-ray diffraction.
  • the Rankford value is obtained by cutting out a JIS No. 5 plate-shaped test piece from the obtained steel plate, a test piece whose longitudinal direction is parallel to the rolling direction, a test piece parallel to the 45 ° direction with respect to the rolling direction, and the plate width direction. Parallel test specimens were manufactured, and tensile tests based on the method described in JISZ2241 were performed using these test specimens. When the specimen was given a uniaxial tensile strain of 3%, the width strain of each test specimen and Each rankford value rC, rD, rL was evaluated from the thickness strain ratio. rL is the Rankford value in the rolling direction.
  • Manufacturing No. Nos. 1 to 7 are invention examples. 1 to 5 are steel plates; 6 to 7 are examples of steel pipes. In all of these, the composition, metal structure, effective crystal grain size, X-ray random strength ratio, wall thickness, and tensile strength satisfy the conditions of the present invention, the rD value is 1.0 or more, and the rC value is 1. A high-strength steel sheet excellent in low-temperature toughness with a Charpy absorbed energy of 200 J or more is obtained.
  • the metal structure, effective crystal grain size, X-ray random strength ratio, and tensile strength satisfy the conditions of the present invention. What has been obtained.
  • FIG. 1 shows an example of a structure photograph at the thickness center of the steel sheet of the invention.
  • the photograph in FIG. Two In the structure photograph, a white portion having no fine structure inside is ferrite, and a portion other than ferrite, which is gray as a whole and has a fine structure inside, is bainite or martensite.
  • Manufacturing No. 8 to 15 are comparative examples.
  • Production No. No. 8 is an example in which the effective crystal grain size is large because the heating temperature is high, and the low temperature toughness is deteriorated.
  • Manufacturing No. No. 9 has a low rolling reduction per pass in a temperature range equal to or higher than the recrystallization temperature, so the target texture distribution was not obtained, and the rD and rC values, which are indicators of deformation characteristics, deteriorated. It is an example.
  • Manufacturing No. No. 10 is an example in which the cumulative reduction rate in the temperature range above the recrystallization temperature is low, so that the austenite grain size cannot be sufficiently reduced by recrystallization, the effective crystal grain size is increased, and the low temperature toughness is deteriorated. is there.
  • Production No. No. 11 is an example in which the development of the texture of the ⁇ 554 ⁇ plane is suppressed and the rC value is deteriorated because the cumulative rolling reduction in the temperature range from the Ar 3 transformation point to the recrystallization temperature is low.
  • Manufacturing No. No. 12 is an example in which, since the cooling start temperature is high, the development of the texture of each of the ⁇ 112 ⁇ plane and the ⁇ 223 ⁇ plane is suppressed, and the rD value is deteriorated.
  • Manufacturing No. No. 13 is an example in which the strength is lowered because the cooling end temperature is high.
  • Manufacturing No. No. 14 is an example in which the strength, the rD value, and the rC value are deteriorated because both Ceq and Pcm are low and the rolling reduction per pass in the temperature range equal to or higher than the recrystallization temperature is low.
  • Manufacturing No. No. 15 is an example in which both Ceq and Pcm are high, the effective crystal grain size is large because the heating temperature is high, and the toughness is lowered by increasing the strength.

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Abstract

　変形時の肉厚の減少量を抑えることができるような変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板及び高強度鋼管並びにこれらの製造方法であって、高強度鋼板が所定の数値範囲の組成からなり、フェライトと、ベイナイト又はマルテンサイトのいずか１種又は２種以上との複合組織からなり、肉厚中心部における有効結晶粒径が２０μｍ以下であり、肉厚中心部において板面と平行な｛１１１｝面のＸ線ランダム強度比が０．５～５．０、｛５５４｝面のＸ線ランダム強度比が１．０～３．０、｛１００｝面のＸ線ランダム強度比が３．０以下、｛１１２｝面及び｛２２３｝面それぞれのＸ線ランダム強度比が０．５～４．０であり、肉厚が２５ｍｍ以上であり、引張強度が５６５ＭＰａ以上であることを特徴とする。

Description

変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板及び高強度鋼管並びにこれらの製造方法
　本発明は、天然ガス、原油等の輸送用ラインパイプとして好適に用いられ、特に、地盤変動等に対する変形許容度が大きい変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板及び高強度鋼管とこれらの製造方法に関する。
　近年、天然ガス、原油の長距離輸送方法としてラインパイプの重要性がますます高まっている。ラインパイプは、敷設される環境が多様化しており、たとえば、凍土地帯での夏と冬とでの地盤変動、海底での海流による外圧、地震による地層変動等が生じる環境に敷設される。このような環境の下では、地盤変動等によりラインパイプに曲がり、変位が生じることがあるので、ラインパイプが変形した場合でも座屈等が生じにくい変形性能に優れた鋼管が要望されている。
　従来、変形性能に優れた鋼管として、特許文献１に開示されているような、加工硬化指数（ｎ値）に着目してその改善を図った鋼管や、特許文献２に開示されているような、引張強度に対する降伏強度の比である降伏比に着目してその改善を図った鋼管が提案されている。
特開平１１－２７９７００号公報 特開２００５－１５８２３号公報
　従来から提案されている技術は、ラインパイプ等に用いられる鋼板、鋼管について、変形性能の改善を図るうえで加工硬化指数や降伏比に着目してその改善を図った技術である。
　しかしながら、特に、凍土地帯等の寒冷地に用いられるラインパイプは、低温靭性に優れたものであることが要求されるが、変形性能とともに低温靭性に優れた鋼板、鋼管を得るための技術については十分な検討がなされていなかった。
　本発明は、上記の問題点に鑑みて案出されたものであり、変形時の肉厚の減少量を抑えることができる変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板及び高強度鋼管とこれらの製造方法の提供を課題とする。
　本発明者らは、前記の課題を解決するために、鋭意検討した。その結果、ランクフォード値に着目することにより、パイプライン等に用いられる鋼板、鋼管の変形性能の向上を図ることが可能であることを見出した。
　従来、ラインパイプ等に用いられる鋼板、鋼管について、地盤変動等による変形時の肉厚の減少量に着目した検討はなされていなかった。変形時の肉厚の減少量を評価する指標値として、自動車用鋼板等の分野ではランクフォード値が知られている。パイプライン等に用いられる鋼板、鋼管について、ランクフォード値に着目して変形性能の向上を図ることを目的とした技術は提案されていなかった。
　本発明者らは、変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板及び高強度鋼管を得るために鋭意検討を行った。その結果、変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板及び高強度鋼管を得るうえで、所定の結晶方位を有する集合組織の量を適正化しつつ、有効結晶粒径の大きさを適正化することが特に有効であることを知見した。本発明者らは、さらに検討をすすめ、所定の結晶方位を有する集合組織の量を適正化するうえで、熱間圧延時において圧下率をはじめとした種々の製造条件を制御することが特に有効であり、特に、再結晶温度以上の温度域における圧延の１パスあたりの圧下率が非常に重要であることを知見した。
　本発明は、上記の知見に基づく検討の結果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％で、Ｃ：０．０３～０．０８％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：１．５０～２．５０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００１～０．０８０％、Ｎ：０．００１０～０．００６０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記式（Ａ）により表されるＣｅｑが０．３５～０．５０％であり、下記式（Ｂ）により表されるＰｃｍが０．１５～０．２５％であり、フェライトと、ベイナイト又はマルテンサイトのいずれか１種又は２種との複合組織からなり、肉厚中心部における有効結晶粒径が２０μｍ以下であり、肉厚中心部において板面と平行な｛１１１｝面のＸ線ランダム強度比が０．５～５．０、｛５５４｝面のＸ線ランダム強度比が１．０～３．０、｛１００｝面のＸ線ランダム強度比が３．０以下、｛１１２｝面及び｛２２３｝面それぞれのＸ線ランダム強度比が０．５～４．０であり、肉厚が２５ｍｍ以上であり、引張強度が５６５ＭＰａ以上であることを特徴とする変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板。
　　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５　…（Ａ）
　　Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５
　　　　　　＋Ｖ／１０＋５Ｂ　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　…（Ｂ）
　ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｓｉ、Ｂは、各元素の質量％での含有量である。
　（２）鋼板の圧延方向に対して４５°方向のランクフォード値ｒＤ、板幅方向のランクフォード値ｒＣがそれぞれ１．０以上であることを特徴とする前記（１）の変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板。
　（３）さらに、質量％で、Ｖ：０．０１０～０．１００％、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｂ：０．０００１～０．００２０％、Ｃａ：０．００４０％以下、Ｍｇ：０．００１０％以下、ＲＥＭ：０．００５％以下のうちから選ばれた１種又は２種以上の元素を含有することを特徴とする前記（１）の変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板。
　（４）前記（１）～（３）のいずれかの鋼板からなることを特徴とする変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼管。
　（５）質量％で、Ｃ：０．０３～０．０８％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：１．５０～２．５０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００１～０．０８０％、Ｎ：０．００１０～０．００６０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％、を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記式（Ａ）により表されるＣｅｑが０．３５～０．５０％であり、下記式（Ｂ）により表されるＰｃｍが０．１５～０．２５％である鋼片を加熱温度１０００～１１５０℃で加熱し、続いて、再結晶温度以上の温度域において、１パスあたりの圧下率を、前記加熱温度が１０００℃以上１０５０℃未満の時は５～１０％、前記加熱温度が１０５０℃以上１１５０℃以下のときは１０～１５％とし、さらに、累積圧下率を３５％以上として圧延し、次いで、Ａｒ３変態点以上再結晶温度未満の温度域において累積圧下率を７０～８０％として圧延し、続いて、Ａｒ３変態点－５０℃以上Ａｒ３変態点未満の温度域を冷却開始温度とし、２００～５００℃の温度域を冷却終了温度として水冷することを特徴とする変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
　　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５　…（Ａ）
　　Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５
　　　　　　＋Ｖ／１０＋５Ｂ　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　…（Ｂ）
　ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｓｉ、Ｂは、各元素の質量％での含有量である。
　（６）前記鋼片が、さらに、質量％で、Ｖ：０．０１０～０．１００％、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｂ：０．０００１～０．００２０％、Ｃａ：０．００４０％以下、Ｍｇ：０．００１０％以下、
ＲＥＭ：０．００５％、以下のうちから選ばれた１種又は２種以上の元素を含有することを特徴とする前記（６）の変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
　（７）前記（５）又は（６）の製造方法により得られた鋼板を管状に成形し、突き合わせ部を溶接することを特徴とする変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼管の製造方法。
　本発明によれば、変形時の肉厚の減少量を抑えることができる変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板及び高強度鋼管を得ることができる。
本発明の鋼板の肉厚中心部における組織写真である。
　はじめに、本発明に係る鋼板及び鋼管の組成の数値範囲を限定した理由について説明する。なお、以下、「％」は「質量％」を表すものとする。
　Ｃは、鋼の強度を確保するために必要な元素である。Ｃ量が０．０３％未満であると最終製品の強度が不足する。Ｃ量が０．０８％超であると、母材、ＨＡＺの低温靭性が著しく低下する。したがって、Ｃ量は０．０３～０．０８％とする。
　Ｓｉは、脱酸剤として作用し、さらに、強度の向上に寄与する元素である。Ｓｉ量が０．０１％未満であると最終製品の強度が不足するおそれがある。Ｓｉ量が０．５０％超であると、ＨＡＺ靭性が著しく低下する。したがって、Ｓｉ量は、０．０１～０．５０％とする。
　Ｍｎは、鋼の強度の向上に寄与する元素である。Ｍｎ量が１．５０％未満であると最終製品の強度が不足するおそれがある。Ｍｎ量が２．５０％超であると、母材及びＨＡＺの低温靭性が著しく低下する。したがって、Ｍｎ量は１．５０～２．５０％とする。好ましくは、１．５０～２．００％である。
　Ａｌは、脱酸元素とし、さらに、金属組織の微細化に寄与する元素である。Ａｌ量が０．００１％未満であると、この効果が十分に得られない。Ａｌ量が０．０８０％超であると、鋼中にＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の洗浄度が劣化する。したがって、Ａｌ量は０．０８０％以下に制限する。好ましい範囲は、０．００１～０．０５０％以下である。
　Ｔｉは、鋼中にＴｉＮとして析出することにより、スラブ再加熱時及びＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制して金属組織を微細化し、母材及びＨＡＺの低温靭性を向上させる元素である。しかしながら、Ｔｉ量が０．００５％未満であると、この効果が十分に得られない。また、Ｔｉ量が０．０３０％超であるとＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化によりかえって低温靭性が劣化する。したがって、Ｔｉ量は０．００５～０．０３０％とする。
　Ｎｂは、熱間圧延時においてオーステナイトの再結晶を抑制して組織を微細化し、母材及びＨＡＺの低温靭性を改善する効果があるが、Ｎｂ量が０．０１０％未満であると、この効果が十分に得られない。また、Ｎｂ量が０．０５０％超であると、かえってＨＡＺの靭性や現地溶接性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｎｂ量は０．０１０～０．０５０％とする。
　Ｐは、鋼中に不可避的に含有される不純物であり、粒界偏析や中心偏析を起こすことにより、母材及びＨＡＺの低温靭性が劣化するが、Ｐ量が０．０１５％以下であれば低温靭性について許容できる範囲となる。したがって、Ｐ量は０．０１５％以下に制限する。
　Ｓは、鋼中に不可避的に含有される不純物であり、熱間圧延により延伸化する硫化物を鋼中に生成することにより延性及び靭性が低下するが、Ｓ量が０．００５０％以下であれば延性及び靭性について許容できる範囲となる。したがって、Ｓ量は０．００５０％以下に制限する。
　Ｎは、鋼中にＴｉＮとして析出することにより、スラブ再加熱時及びＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制して、母材及びＨＡＺの低温靭性を向上させる元素である。Ｎ量が０．００１０％未満であると、この効果が十分に得られない。Ｎ量が０．００６０％超であると、固溶Ｎ量の増大により靭性が低下する。したがって、Ｎ量は０．００１０～０．００６０％とする。
　また、本発明においては、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの質量％での含有量から算出される、下記数式（Ａ）により表される炭素当量Ｃｅｑを０．３５～０．５０％とする。炭素当量Ｃｅｑは焼入れ性の指標となる値である。
　Ｃｅｑ値が０．３５％未満であると、目標とする５６５ＭＰａ以上の引張強度が得られない。また、Ｃｅｑ値が０．５０％超であると、靭性を劣化させるＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ　Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ：マルテンサイトとオーステナイトとの混成物）の生成が顕著となり、靭性が劣化する。なお、下記数式（Ａ）において、鋼中に含有しない元素は０として計算する。
　　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５　…（Ａ）
　また、本発明においては、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂの質量％での含有量から算出される、下記数式（Ｂ）により表されるＰｃｍを０．１５～０．２５％とする。Ｐｃｍは溶接性の指標となる値である。
　Ｐｃｍが０．２５％超であると、母材及びＨＡＺの低温靭性が劣化する。Ｐｃｍが０．１５％未満であると、母材及びＨＡＺの低温靭性の劣化は抑えられるが、目標とする引張強度が得られなくなる。なお、下記数式（Ｂ）において、鋼中に含有しない元素は０として計算する。
　　Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５
　　　　　　＋Ｖ／１０＋５Ｂ　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　…（Ｂ）
　以上が本発明に係る鋼板及び鋼管の基本元素の限定理由である。本発明に係る鋼板及び鋼管は、この基本元素の他に、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。
　また、本発明に係る鋼板及び鋼管は、必要に応じて、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭのうちから選ばれた１種又は２種以上の元素を、以下に説明するような数値範囲で、さらに含有していてもよい。これらの元素を以下の範囲で含有しても、鋼板、鋼管におけるＸ線ランダム強度比、ランクフォード値は、本発明で規定する範囲となる。
　Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の効果を有するが、その効果はＮｂと比較して弱い。また、溶接部の軟化を抑制する効果も有する。Ｖ量が０．０１０％未満であると、母材及びＨＡＺの低温靭性の改善や溶接部の軟化抑制の効果が不十分となる。Ｖ量が０．１００％超であると、かえってＨＡＺの靭性や現地溶接性に悪影響を及ぼす。したがって、Ｖ量は０．０１０～０．１００％とする。
　Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは焼入れ性を高め、鋼の高強度化に寄与する元素である。しかしながら、含有量が多すぎると、経済性の低下に加え、ＨＡＺの靭性や現地溶接性が低下する。したがって、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏはそれぞれ１．０％以下の含有量とする。
　Ｂは、焼入れ性を高め、鋼の高強度化に寄与する元素である。Ｂ量が０．０００１％未満であると、この効果が十分に得られない。Ｂ量が０．００２０％超であると、ＨＡＺの靭性や現地溶接性が低下する。したがって、Ｂ量は０．０００１～０．００２０％とする。
　Ｃａ、ＲＥＭは、硫化物の形態を制御し、低温靭性の向上に寄与する元素である。Ｃａ量が０．００４０％超、ＲＥＭ量が０．００５％超であると、ＣａＯ－ＣａＳやＲＥＭ－ＣａＳが大量に析出して大型クラスター、大型介在物となり、鋼の洗浄度を害し、さらに、現地溶接性にも悪影響を及ぼすおそれがある。したがって、Ｃａ量は０．００４０％以下、ＲＥＭ量は０．００５％以下とする。
　Ｍｇは、微細な酸化物として分散して析出し、ＨＡＺの粒径粗大化を抑制して低温靭性の向上に寄与する元素である。Ｍｇ量が０．００１０％超であると、酸化物が粗大化することにより靭性が劣化する。したがって、Ｍｇ量は０．００１０％以下とする。
　次に、本発明に係る鋼板、鋼管の金属組織、集合組織、肉厚、引張強度、ランクフォード値（ｒ値）の限定理由について説明する。
　金属組織は、加工硬化特性を向上させるため、軟質のフェライトと、硬質のベイナイト又はマルテンサイトのいずれか１種又は２種との複合組織からなる必要がある。
　また、金属組織は、肉厚中心部における有効結晶粒径が２０μｍ以下である必要がある。有効結晶粒径が２０μｍ超であると低温靭性が劣化するためである。有効結晶粒径とは、ＥＢＳＰ（Electron Backscatter Diffraction Pattern：電子線後方散乱パターン）法により測定される、方位差１５°以下の組織の境界で囲まれる部分の円相当径での結晶粒径のことを意味する。
　集合組織は、鋼板及び鋼管について好ましいランクフォード値を得るために、Ｘ線ランダム強度比が以下に説明するような条件を満足する必要がある。本発明においては、鋼板の圧延方向に対して４５°方向のランクフォード値ｒＤと、板幅方向のランクフォード値ｒＣに注目する。ランクフォード値を大きくすることにより、鋼板、鋼管の変形性能が高まめることができる。
　以下において説明する結晶方位は、すべて板面と平行な面に関するもののことを意味する。Ｘ線ランダム強度比は、各方位を有する結晶面の集積度を表す数値であり、集合組織のないランダムな標準試料に対する各方位を有する結晶面のＸ回折強度での比を示す。
　｛１１１｝面の結晶方位を有する集合組織は、発達しているほどｒＣ、ｒＤを大きくすることができるので、極力発達していることが好ましい。好ましいｒＣ、ｒＤを得る観点からは、その｛１１１｝面のＸ線ランダム強度比を０．５以上にする必要がある。｛１１１｝面のＸ線ランダム強度比を５．０超にすると、他の結晶方位のＸ線ランダム強度比について目的とする値が得られなくなるおそれがあるので、｛１１１｝面のＸ線ランダム強度比は５．０以下とする。
　｛５５４｝面の結晶方位を有する集合組織は、発達しているほどｒＣを上げることができるので、極力発達していることが好ましい。好ましいｒＣを得る観点からは、その｛５５４｝面のＸ線ランダム強度比を１．０以上にする必要がある。また、｛５５４｝面のＸ線ランダム強度比を３．０超にすると、他の結晶方位のＸ線ランダム強度比について目的とする値が得られなくなるおそれがあるため、｛５５４｝面のＸ線ランダム強度比は３．０以下とする。
　｛１００｝面の結晶方位を有する集合組織は、発達しているほどｒＣ、ｒＤを下げる原因となるので、極力発達が抑えられていることが好ましい。好ましいｒＣを得る観点からは、その｛１００｝面のＸ線ランダム強度比を３．０以下にする必要がある。
　｛１１２｝面及び｛２２３｝面の結晶方位を有する集合組織は、発達しているほどｒＤを上げることができるため、極力発達していることが好ましい。好ましいｒＤを得る観点からは、その｛１１２｝面及び｛２２３｝面それぞれのＸ線ランダム強度比を０．５以上にする必要がある。｛１１２｝面及び｛２２３｝面それぞれのＸ線ランダム強度比を４．０超にすると、他の結晶方位のＸ線ランダム強度比について目的とする値が得られなくなるおそれがあるため、｛１１２｝面及び｛２２３｝面のＸ線ランダム強度比は４．０以下とする。
　本発明のＸ線ランダム強度比には、肉厚中心部においてＸ線回折により測定した測定値を用る。これは、｛１１１｝面等のｒＣ、ｒＤを上げることのできる集合組織は、肉厚表層部において発達しやすく、肉厚中心部において発達しにくいので、肉厚中心部におけるＸ線ランダム強度比を評価対象とすることにより、肉厚方向全体で一定以上の変形性能を発揮し得るようにしたものである。
　鋼板は、最終製品として必要となる強度を確保しつつ、ラインパイプとして使用する際に内圧による破断を防止する観点から、その肉厚を２５ｍｍ以上、引張強度を５６５ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格でＸ７０以上のグレード）とする必要がある。
　本発明において、鋼板の圧延方向に対して４５°方向のランクフォード値ｒＤと、板幅方向のランクフォード値ｒＣは、大きいほど変形性能が向上する。鋼板、鋼管の変形時に肉厚の減少により座屈等が発生するおそれを小さくするためには、ｒＤ、ｒＣは１．０以上であることが好ましく、１．１以上であればより好ましい。
　次に、本発明に係る鋼板の製造方法について説明する。
　まず、転炉等を用いた公知の溶製方法により上述の組成の溶鋼を溶製した後、連続鋳造等の公知の鋳造方法により得られた溶鋼から鋼片を得る。
　続いて、得られた鋼片を１０００～１１５０℃の温度に加熱する。加熱温度が１０００℃未満であると、オーステナイトの十分な再結晶化が図れず、十分高い低温靭性が得られない。加熱温度が１１５０℃超であると、オーステナイト粒が粗大化することにより有効結晶粒径が増大し、低温靭性が低下する。
　続いて、再結晶温度以上の温度域において、１パスあたりの圧下率、すなわち累積圧下率／パス数の値を、前記加熱温度が１０００℃以上１０５０℃未満の時は５～１０％、前記加熱温度が１０５０℃以上１１５０℃以下のときは１０～１５％とし、さらに、累積圧下率を３５％以上として圧延を行う。累積圧下率が３５％未満であると、再結晶によるオーステナイト粒径の微細化が十分達成できず、有効結晶粒径が増大し、低温靭性が低下する。
　１パスあたりの圧下率は、目的とする結晶方位の集合組織を得るうえで特に重要である。従来、設備の制約等から、１パスあたりの圧下率を大きくすることはなかった。しかし、本発明の鋼板、鋼管において目的とする組織を得るためには、１パス当たりの圧下率が上記の範囲である必要がある。１パスあたりの圧下率が上記の範囲を外れると、目的とする集合組織の分布が得られなくなる。
　個別のパスの圧下率は、パススケジュールの都合等で上記の範囲を外れる場合があってもかまわないが、パス数の半分以上のパスにおいて、圧下率が上記の範囲であることが好ましく、すべてのパスにおいて上記の範囲であることが、より好ましい。
　続いて、Ａｒ３変態点以上再結晶温度未満の温度域において、累積圧下率を７０％以上として圧延を行う。累積圧下率が７０％未満であると、｛５５４｝面の集合組織の発達が抑えられ、Ｘ線ランダム強度比について目標とするものが得られなくなり、ｒＣ値が低下する。
　続いて、Ａｒ３変態点－５０℃以上Ａｒ３変態点未満の温度域を冷却開始温度、２００～５００℃の温度域を冷却終了温度として水冷する。冷却開始温度がＡｒ３変態点－５０℃未満であると、フェライトの生成が促進し、目標とする強度が得られなくなる。冷却開始温度がＡｒ３変態点以上であると、｛１１２｝面及び｛２２３｝面のそれぞれの集合組織の発達が抑えられ、Ｘ線ランダム強度比について目標とするものが得られなくなり、ｒＤ値が低下する。
　冷却終了温度が２００℃未満であると、生産性低下や水素性欠陥の原因となる。冷却終了温度が５００℃超であると、目標とする強度が得られなくなる。冷却速度は、特に限定するものではないが、１～１０℃／ｓ程度である。
　Ａｒ３変態点は、下記の数式（Ｃ）から求められる。下記数式（Ｃ）におけるＣ、Ｓｉ等は、それぞれ鋼中における質量％での各元素の含有量を意味する。
　　Ａｒ３＝８６８－３９６×Ｃ＋２４．６×Ｓｉ－６９．１×Ｍｎ－３６．１
　　　　　×Ｎｉ－２０．７×Ｃｕ－２４．８×Ｃｒ＋２９．６×Ｍｏ　　　　…（Ｃ）
　このように製造された鋼板を、さらに、管状に成形し、突き合わせ部を接合することにより鋼管を得る。鋼板から管状に成形する造管方法は、公知のＵＯＥ法、ベンディングロール法等が用いられ、突き合わせ部の溶接方法は、アーク溶接、レーザー溶接等が用いられる。
　以上、本発明の実施形態の例について詳細に説明したが、上記の実施形態は、本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものにすぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならない。
　以下、本発明の効果を、実施例により説明する。
　下記の表１に示す各鋼種Ａ～Ｆの組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により鋼片とした。得られた鋼片は、下記の表２に示す条件の下で熱間圧延、冷却を施し、Ｎｏ．１～５及び８～１５の鋼板、並びに、鋼板を管状に成形し、突き合わせ部を接合したＮｏ．６～７の鋼管を得た。Ｎｏ．６～７の鋼管の直径は、４８インチ（１２１９．２ｍｍ）である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　得られた鋼板及び鋼管について、以下に説明するような引張強度等を測定した。この結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　引張強度は、得られた鋼板から長手方向が圧延方向と平行なＪＩＳ５号板状試験片を切り出し、この試験片を用いてＪＩＳＺ２２４１号に記載の方法に準拠した引張試験を行うことにより測定した。また、引張強度はＡＰＩ規格でのグレードについても併せて求めた。鋼管については、引張強度はＡＰＩ規格に基づき、鋼管長手方向の全厚試験片で測定した。
　金属組織は、光学顕微鏡により観察した。有効結晶粒径は、ＥＢＳＰ法により測定し、１５°以上の方位差を有する組織の境界を粒界とみなし、ひとつの結晶内部の面積を求め、その面積を円相当径に換算したものを有効結晶粒径として評価した。
　Ｘ線ランダム強度比は、得られた鋼板から圧延方向１０ｍｍ×板幅方向１０ｍｍの試験片を切り出し、試験片を機械研磨により肉厚中心部付近まで研磨し、バフ研磨により鏡面に研磨した後、電解研磨等によりひずみを除去すると同時に肉厚中心層が測定面となるように調整し、Ｘ線回折により各結晶方位の回折強度を測定することにより評価した。
　ランクフォード値は、得られた鋼板からＪＩＳ５号板状試験片を切り出すことにより、長手方向が圧延方向と平行な試験片、圧延方向に対して４５°方向と平行な試験片、板幅方向と平行な試験片を製作し、これら試験片を用いてＪＩＳＺ２２４１号に記載の方法に準拠した引張試験を行い、試験片に３％の単軸引張歪を与えたときの各試験片の幅ひずみ及び板厚ひずみの比から各ランクフォード値ｒＣ、ｒＤ、ｒＬを測定することにより評価した。ｒＬは、圧延方向のランクフォード値である。
　シャルピー衝撃試験は、得られた鋼板から肉厚方向１／４位置からＶノッチシャルピー試験片を製作し、ＪＩＳＺ２２４２に記載されている方法に準じ、試験温度が－４０℃のときのシャルピー吸収エネルギーを測定することにより評価した。
　各例では、引張強度については５６５ＭＰａ以上である例を合格とし、低温靭性についてはシャルピー吸収エネルギーが２００Ｊ以上である例を合格とした。なお、各表において下線は発明の範囲外であることを示す。
　製造Ｎｏ．１～７は発明例であり、Ｎｏ．１～５は鋼板、Ｎｏ．６～７は鋼管の実施例である。これらはいずれも、その組成、金属組織、有効結晶粒径、Ｘ線ランダム強度比、肉厚、引張強度が本発明の条件を満足しており、ｒＤ値が１．０以上、ｒＣ値が１．０以上、シャルピー吸収エネルギーが２００Ｊ以上と、低温靭性に優れた高強度鋼板が得られている。
　また、これらはいずれも、その組成、肉厚、製造方法が本発明の条件を満足しているため、金属組織、有効結晶粒径、Ｘ線ランダム強度比、引張強度が本発明の条件を満足したものが得られている。
　図１に、発明例の鋼板の肉厚中心部における組織写真の一例を示す。図１の写真は、製造Ｎｏ．２のものである。組織写真中、白く内部に微細な組織構造が無い部分がフェライトであり、フェライト以外の部分で、全体として灰色で内部に微細構造がある部分がベイナイトやマルテンサイトである。
　製造Ｎｏ．８～１５は比較例である。製造Ｎｏ．８は、加熱温度が高いため有効結晶粒径が大きくなっており、低温靭性が劣化した例である。
　製造Ｎｏ．９は、再結晶温度以上の温度域での１パスあたりの圧下率が低いため、目的とする集合組織の分布が得られておらず、変形特性の指標であるｒＤ値、ｒＣ値が劣化した例である。
　製造Ｎｏ．１０は、再結晶温度以上の温度域での累積圧下率が低いため、再結晶によるオーステナイト粒径の微細化が十分達成できず、有効結晶粒径の増大を招き、低温靭性が劣化した例である。
　製造Ｎｏ．１１は、Ａｒ３変態点以上再結晶温度未満の温度域での累積圧下率が低いため、｛５５４｝面の集合組織の発達が抑えられ、ｒＣ値が劣化した例である。
　製造Ｎｏ．１２は、冷却開始温度が高いため、｛１１２｝面及び｛２２３｝面のそれぞれの集合組織の発達が抑えられ、ｒＤ値が劣化した例である。
　製造Ｎｏ．１３は、冷却終了温度が高いため、強度が低下した例である。
　製造Ｎｏ．１４は、Ｃｅｑ、Ｐｃｍがともに低いことと、再結晶温度以上の温度域での１パスあたりの圧下率が低いため、強度及びｒＤ値、ｒＣ値が劣化した例である。
　製造Ｎｏ．１５は、Ｃｅｑ、Ｐｃｍがともに高く、加熱温度が高いため有効結晶粒径が大きく、さらに強度が上昇することによって、靭性が低下した例である。

Claims (7)

  1. 　質量％で、
    　　Ｃ　：０．０３～０．０８％、
    　　Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
    　　Ｍｎ：１．５０～２．５０％、
    　　Ｐ　：０．０１５％以下、
    　　Ｓ　：０．００５０％以下、
    　　Ａｌ：０．００１～０．０８０％、
    　　Ｎ　：０．００１０～０．００６０％
    　　Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
    　　Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％、
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
    　下記式（Ａ）により表されるＣｅｑが０．３５～０．５０％であり、
    　下記式（Ｂ）により表されるＰｃｍが０．１５～０．２５％であり、
    　フェライトと、ベイナイト又はマルテンサイトのいずれか１種又は２種との複合組織からなり、
    　肉厚中心部における有効結晶粒径が２０μ以下であり、
    　肉厚中心部において板面と平行な｛１１１｝面のＸ線ランダム強度比が０．５～５．０、｛５５４｝面のＸ線ランダム強度比が１．０～３．０、｛１００｝面のＸ線ランダム強度比が３．０以下、｛１１２｝面及び｛２２３｝面それぞれのＸ線ランダム強度比が０．５～４．０であり、
    　肉厚が２５ｍｍ以上であり、
    　引張強度が５６５ＭＰａ以上である
    ことを特徴とする変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板。
    　　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５　（Ａ）
    　　Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５
    　　　　　　＋Ｖ／１０＋５Ｂ　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　（Ｂ）
    　ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｓｉ、Ｂは、各元素の質量％での含有量である。
  2. 　鋼板の圧延方向に対して４５°方向のランクフォード値ｒＤ、板幅方向のランクフォード値ｒＣがそれぞれ１．０以上であることを特徴とする請求項１に記載の変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板。
  3. 　さらに、質量％で、
    　　Ｖ　：０．０１０～０．１００％
    　　Ｎｉ：１．０％以下、
    　　Ｃｕ：１．０％以下、
    　　Ｃｒ：１．０％以下、
    　　Ｍｏ：１．０％以下
    　　Ｂ　：０．０００１～０．００２０％
    　　Ｃａ：０．００４０％以下、
    　　Ｍｇ：０．００１０％以下、
    　　ＲＥＭ：０．００５％以下
    のうちから選ばれた１種又は２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１に記載の変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板。
  4. 　請求項１～３のいずれか１項に記載の鋼板からなることを特徴とする変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼管。
  5. 　質量％で、
    　　Ｃ　：０．０３～０．０８％、
    　　Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
    　　Ｍｎ：１．５０～２．５０％、
    　　Ｐ　：０．０１５％以下、
    　　Ｓ　：０．００５０％以下、
    　　Ａｌ：０．００１～０．０８０％、
    　　Ｎ　：０．００１０～０．００６０％
    　　Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
    　　Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％、
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
    　下記式（Ａ）により表されるＣｅｑが０．３５～０．５０％であり、
    　下記式（Ｂ）により表されるＰｃｍが０．１５～０．２５％である鋼片を加熱温度１０００～１１５０℃で加熱し、
    　続いて、再結晶温度以上の温度域において、１パスあたりの圧下率を、上記加熱温度が１０００℃以上１０５０℃未満の時は５～１０％、上記加熱温度が１０５０℃以上１１５０℃以下のときは１０～１５％とし、さらに、累積圧下率を３５％以上として圧延し、
    　次いで、Ａｒ３変態点以上再結晶温度未満の温度域において累積圧下率を７０～８０％として圧延し、
    　続いて、Ａｒ３変態点－５０℃以上Ａｒ３変態点未満の温度域を冷却開始温度とし、２００～５００℃の温度域を冷却終了温度として水冷する
    ことを特徴とする変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
    　　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５　（Ａ）
    　　Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５
    　　　　　　＋Ｖ／１０＋５Ｂ　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　（Ｂ）
    　ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｓｉ、Ｂは、各元素の質量％での含有量である。
  6. 　前記鋼片が、さらに、質量％で、
    　　Ｖ　：０．０１０～０．１００％
    　　Ｎｉ：１．０％以下、
    　　Ｃｕ：１．０％以下、
    　　Ｃｒ：１．０％以下、
    　　Ｍｏ：１．０％以下
    　　Ｂ　：０．０００１～０．００２０％
    　　Ｃａ：０．００４０％以下、
    　　Ｍｇ：０．００１０％以下、
    　　ＲＥＭ：０．００５％以下
    のうちから選ばれた１種又は２種以上の元素を含有することを特徴とする請求項５に記載の変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  7. 　請求項５又は６に記載の製造方法により得られた鋼板を管状に成形し、突き合わせ部を溶接することを特徴とする変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼管の製造方法。
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