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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2023-06-13
(45)【発行日】2023-06-21
(54)【発明の名称】鋼板および鋼管
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20230614BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20230614BHJP
C21D 8/00 20060101ALN20230614BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301F
C22C38/58
C21D8/00 C
【請求項の数】
4
(21)【出願番号】P 2021570595
(86)(22)【出願日】2020-01-17
(86)【国際出願番号】 JP2020001478
(87)【国際公開番号】W WO2021144953
(87)【国際公開日】2021-07-22
【審査請求日】2022-04-28
(73)【特許権者】
【識別番号】000006655
【氏名又は名称】日本製鉄株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100149548
【弁理士】
【氏名又は名称】松沼 泰史
(74)【代理人】
【識別番号】100140774
【弁理士】
【氏名又は名称】大浪 一徳
(74)【代理人】
【識別番号】100134359
【弁理士】
【氏名又は名称】勝俣 智夫
(74)【代理人】
【識別番号】100188592
【弁理士】
【氏名又は名称】山口 洋
(74)【代理人】
【識別番号】100217249
【弁理士】
【氏名又は名称】堀田 耕一郎
(74)【代理人】
【識別番号】100221279
【弁理士】
【氏名又は名称】山口 健吾
(74)【代理人】
【識別番号】100207686
【弁理士】
【氏名又は名称】飯田 恭宏
(74)【代理人】
【識別番号】100224812
【弁理士】
【氏名又は名称】井口 翔太
(72)【発明者】
【氏名】藤城 泰志
(72)【発明者】
【氏名】原 卓也
(72)【発明者】
【氏名】篠原 康浩
(72)【発明者】
【氏名】土井 直己
(72)【発明者】
【氏名】湊 出
【審査官】川口 由紀子
(56)【参考文献】
【文献】特許第６４６０２９７（ＪＰ，Ｂ１）
【文献】特許第６５８７０４１（ＪＰ，Ｂ１）
【文献】特開２０１２－２４１２７０（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１２－２４１２７３（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１２－２４１２７４（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２０１９／０５８４２０（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特許第６３４４５３８（ＪＰ，Ｂ１）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００－３８／６０
Ｃ２１Ｄ ８／００
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２０～０．０８０％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．５０～１．６０％、
Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
Ｎ：０．００１０～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００２５％以下、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ａｌ：０．０１０～０．０４０％、
Ｏ：０．００４０％以下、
Ｍｏ：０～２．００％、
Ｃｒ：０～２．００％、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｗ：０～１．００％、
Ｖ：０～０．２００％、
Ｚｒ：０～０．０５００％、
Ｔａ：０～０．０５００％、
Ｂ：０～０．００２０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｈｆ：０～０．００５０％、
Ｒｅ：０～０．００５０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式を満足し、
下記（ｉｉ）式で表わされるＣｅｑが０．３０～０．５０であり、
板厚中心部における金属組織が、面積％で、０～８０％のポリゴナルフェライトと、アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種とを含み、残部が面積％で５．０％以下のＭ－Ａ相であり、
前記ポリゴナルフェライトの面積％が０～２０％未満である場合、前記アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種の合計面積率が８０％以上であり、有効結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、
前記ポリゴナルフェライトの面積％が２０～８０％である場合、有効結晶粒径が１０．０μｍ以下であり、
表面から厚さ方向に１．０ｍｍまでの範囲である表層における金属組織が、面積％で、合計で９５％以上のアシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種を含み、残部がＭ－Ａ相であり、
前記表層における最高硬さが２５０ＨＶ０．１以下である、
鋼板。
０．０５≦Ｍｏ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｎｉ≦２．００ ・・・（ｉ）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（ｉｉ）
但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
【請求項2】
前記化学組成が、質量％で、Ｗ：０．０１～１．００％、
Ｖ：０．０１０～０．２００％、
Ｚｒ：０．０００１～０．０５０％、
Ｔａ：０．０００１～０．０５００％、および、
Ｂ：０．０００１～０．００２０％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１に記載の鋼板。
【請求項3】
前記化学組成が、質量％で、ＲＥＭ：０．０００１～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
Ｈｆ：０．０００１～０．００５０％、
Ｒｅ：０．０００１～０．００５０％
から選択される１種以上を含有する、
請求項１または２に記載の鋼板。
【請求項4】
筒状の鋼板からなる母材部と、前記鋼板の突合せ部に設けられ、前記鋼板の長手方向に延在する溶接部と、
を有し、
前記鋼板は、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０２０～０．０８０％、
Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
Ｍｎ：０．５０～１．６０％、
Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
Ｎ：０．００１０～０．０１００％、
Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００２５％以下、
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、
Ａｌ：０．０１０～０．０４０％、
Ｏ：０．００４０％以下、
Ｍｏ：０～２．００％、
Ｃｒ：０～２．００％、
Ｃｕ：０～２．００％、
Ｎｉ：０～２．００％、
Ｗ：０～１．００％、
Ｖ：０～０．２００％、
Ｚｒ：０～０．０５００％、
Ｔａ：０～０．０５００％、
Ｂ：０～０．００２０％、
ＲＥＭ：０～０．０１００％、
Ｍｇ：０～０．０１００％、
Ｈｆ：０～０．００５０％、
Ｒｅ：０～０．００５０％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式を満足し、
下記（ｉｉ）式で表わされるＣｅｑが０．３０～０．５０であり、
肉厚中心部における金属組織が、面積％で、０～８０％のポリゴナルフェライトと、アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種を含み、残部が面積％で５．０％以下のＭ－Ａ相であり、
前記ポリゴナルフェライトの面積％が０～２０％未満である場合、前記アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種の合計面積率が８０％以上であり、有効結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、
前記ポリゴナルフェライトの面積％が２０～８０％である場合、有効結晶粒径が１０．０μｍ以下であり、
表面から厚さ方向に１．０ｍｍまでの範囲である表層における金属組織が、面積％で、合計で９５％以上のアシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種を含み、残部がＭ－Ａ相であり、
前記表層における最高硬さが２５０ＨＶ０．１以下である、
鋼管。
０．０５≦Ｍｏ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｎｉ≦２．００ ・・・（ｉ）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（ｉｉ）
但し、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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、鋼板および鋼管に関する。
【背景技術】
【0002】
近年、原油、天然ガス等の油井およびガス井（以下、油井およびガス井を総称して、単に「油井」という。）の採掘条件は過酷になってきている。油井の採掘環境は、採掘深度が増加するに伴って、その雰囲気にＣＯ２、Ｈ２Ｓ、Ｃｌ－等を含有するようになり、採掘される原油および天然ガスもＨ２Ｓを多く含むようになる。
【0003】
そのため、これらを輸送するラインパイプの性能に対する要求も厳しくなってきており、高い耐硫化物応力割れ性（以下、「耐ＳＳＣ性」ともいう。）および耐水素誘起割れ性（以下、「耐ＨＩＣ性」ともいう。）を有するラインパイプ用鋼管及びその鋼管の素材となるラインパイプ用鋼板の需要が増加している。
【0004】
Ｈ２Ｓを含む環境中で使用される鋼は、耐ＳＳＣ性向上の観点から、鋼の最高硬さを低く抑える必要がある。そのため、耐硫化物性能（耐ＳＳＣ性等）が求められる鋼においては、硬さを抑制する技術の向上が重要な課題となっている。
【0005】
例えば、特許文献１には、耐ＳＳＣ性に優れた引張強さ６０ｋｇｆ／ｍｍ２級の高張力鋼の製造方法が開示されている。また、特許文献２には、引張強さが５７０～７２０Ｎ／ｍｍ２の、溶接熱影響部と母材との硬さ差が小さい厚鋼板およびその製造方法が開示されている。さらに、特許文献３には、強度の低下とＤＷＴＴ特性の劣化とを防止しつつ、表面硬さを低減させることが可能なＸ６０クラスおよびそれ以上の強度を有する、耐サワーラインパイプ用高強度鋼板の製造方法が開示されている。
【0006】
特許文献１～３によれば、焼入れ後に焼戻しを施すことによって、鋼板表面の硬さを低下させることが可能になる。ただし、これらの文献においては、硬さの評価において、試験力を９８Ｎ（１０ｋｇｆ）としたビッカース硬さ試験を行っている。試験力が高いと測定領域が大きくなる。すなわち、広い領域に含まれる金属組織の平均的な硬さが測定されることとなる。また、試験力が高いと圧痕自体のサイズも数１００μｍとなる。そのため、鋼板最表層、例えば表層から数１００μｍの範囲における硬さは測定することができない。
【0007】
しかしながら、本発明者らの検討の結果、表層の平均的な硬さはある程度抑制されていても、局所的に硬さの高い組織が存在すると、そこを起点にＳＳＣが発生するおそれがあることが分かった。すなわち、ＳＳＣは表層から発生する割れであるので、最表層に硬さの高い組織が存在すると、そこを起点にＳＳＣが発生するおそれがあることが分かった。
そのため、耐ＳＳＣ性の更なる向上のためには、より低い試験力でのビッカース硬さ試験を行って得られる局所的な最高硬さも低く制御する必要がある。しかしながら、上述したように、特許文献１～３では試験力を９８Ｎ（１０ｋｇｆ）としたビッカース硬さ試験を行っているものの、局所的な硬さの制御は行われていなかった。
そのため、耐ＳＳＣ性の更なる向上のためには、より低い試験力でのビッカース硬さ試験を行って得られる局所的な最高硬さも低く制御する必要がある。しかしながら、上述したように、特許文献１～３では試験力を９８Ｎ（１０ｋｇｆ）としたビッカース硬さ試験を行っているものの、局所的な硬さの制御は行われていなかった。
【0008】
さらに、寒冷地で使用されるラインパイプ用の鋼板及び鋼管には、耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性のみならず低温靭性も要求される。
【0009】
特許文献４には、表層部における最大硬度を２７０Ｈｖ以下として耐ＳＳＣ性を向上させた、ラインパイプ用に好適な鋼板及びその鋼板を母材とする鋼管が開示されている。また、特許文献５には、表層部における最高硬さを２５０Ｈｖ以下として耐ＳＳＣ性を向上させた、ラインパイプ用に好適な鋼板及びその鋼板を母材とする鋼管が開示されている。
しかしながら、これらの文献に記載の技術では、鋼板の冷却において、復熱を含む冷却を利用して表層の冷却速度を平均的に遅くすることで、表層の硬さを低下させている。そのため、これらの技術では、中心部の組織制御が十分に行えず、低温靭性（ＤＷＴＴ）へのより高い要求には対応できない場合があった。
そこで、表層硬さが低く、かつ、低温靭性（ＤＷＴＴ）に優れた鋼板及び鋼管が要望されていた。
しかしながら、これらの文献に記載の技術では、鋼板の冷却において、復熱を含む冷却を利用して表層の冷却速度を平均的に遅くすることで、表層の硬さを低下させている。そのため、これらの技術では、中心部の組織制御が十分に行えず、低温靭性（ＤＷＴＴ）へのより高い要求には対応できない場合があった。
そこで、表層硬さが低く、かつ、低温靭性（ＤＷＴＴ）に優れた鋼板及び鋼管が要望されていた。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0010】
【文献】日本国特開平２－８３２２号公報
【文献】日本国特開２００１－７３０７１号公報
【文献】日本国特開２００２－３２７２１２号公報
【文献】国際公開２０１９／０５８４２０号
【文献】国際公開２０１９／０５８４２２号
【非特許文献】
【0011】
日本鉄鋼協会基礎研究会ベイナイト調査研究部会編、「鋼のベイナイト写真集１」、日本鉄鋼協会、１９９２年６月出版
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0012】
本発明は、上記の問題を解決し、優れた耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性、ならびに優れた低温靭性を有する、鋼板および鋼管を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0013】
本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、下記の鋼板および鋼管を要旨とする。
【0014】
（１）本発明の一態様に係る鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２０～０．０８０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～１．６０％、Ｎｂ：０．００１～０．１００％、Ｎ：０．００１０～０．０１００％、Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００２５％以下、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ａｌ：０．０１０～０．０４０％、Ｏ：０．００４０％以下、Ｍｏ：０～２．００％、Ｃｒ：０～２．００％、Ｃｕ：０～２．００％、Ｎｉ：０～２．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｖ：０～０．２００％、Ｚｒ：０～０．０５００％、Ｔａ：０～０．０５００％、Ｂ：０～０．００２０％、ＲＥＭ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｈｆ：０～０．００５０％、Ｒｅ：０～０．００５０％、残部：Ｆｅおよび不純物であり、下記（ｉ）式を満足し、下記（ｉｉ）式で表わされるＣｅｑが０．３０～０．５０であり、板厚中心部における金属組織が、面積％で、０～８０％のポリゴナルフェライトと、アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種とを含み、残部が面積％で５．０％以下のＭ－Ａ相であり、前記ポリゴナルフェライトの面積％が０～２０％未満である場合、前記アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種の合計面積率が８０％以上であり、有効結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、前記ポリゴナルフェライトの面積％が２０～８０％である場合、有効結晶粒径が１０．０μｍ以下であり、表面から厚さ方向に１．０ｍｍまでの範囲である表層における金属組織が、面積％で、合計で９５％以上のアシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種を含み、残部がＭ－Ａ相であり、前記表層における最高硬さが２５０ＨＶ０．１以下である。
０．０５≦Ｍｏ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｎｉ≦２．００ ・・・（ｉ）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（ｉｉ）
但し、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。
（２）上記（１）に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｗ：０．０１～１．００％、Ｖ：０．０１０～０．２００％、Ｚｒ：０．０００１～０．０５０％、Ｔａ：０．０００１～０．０５００％、および、Ｂ：０．０００１～０．００２０％、から選択される１種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、ＲＥＭ：０．０００１～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、Ｈｆ：０．０００１～０．００５０％、Ｒｅ：０．０００１～０．００５０％から選択される１種以上を含有してもよい。
（４）本発明の別の態様に係る鋼管は、筒状の鋼板からなる母材部と、前記鋼板の突合せ部に設けられ、前記鋼板の長手方向に延在する溶接部と、を有し、前記鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２０～０．０８０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～１．６０％、Ｎｂ：０．００１～０．１００％、Ｎ：０．００１０～０．０１００％、Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００２５％以下、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ａｌ：０．０１０～０．０４０％、Ｏ：０．００４０％以下、Ｍｏ：０～２．００％、Ｃｒ：０～２．００％、Ｃｕ：０～２．００％、Ｎｉ：０～２．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｖ：０～０．２００％、Ｚｒ：０～０．０５００％、Ｔａ：０～０．０５００％、Ｂ：０～０．００２０％、ＲＥＭ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｈｆ：０～０．００５０％、Ｒｅ：０～０．００５０％、残部：Ｆｅおよび不純物であり、下記（ｉ）式を満足し、下記（ｉｉ）式で表わされるＣｅｑが０．３０～０．５０であり、肉厚中心部における金属組織が、面積％で、０～８０％のポリゴナルフェライトと、アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種を含み、残部が面積％で５．０％以下のＭ－Ａ相であり、前記ポリゴナルフェライトの面積％が０～２０％未満である場合、前記アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種の合計面積率が８０％以上であり、有効結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、前記ポリゴナルフェライトの面積％が２０～８０％である場合、有効結晶粒径が１０．０μｍ以下であり、表面から厚さ方向に１．０ｍｍまでの範囲である表層における金属組織が、面積％で、合計で９５％以上のアシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種を含み、残部がＭ－Ａ相であり、前記表層における最高硬さが２５０ＨＶ０．１以下である。
０．０５≦Ｍｏ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｎｉ≦２．００ ・・・（ｉ）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（ｉｉ）
但し、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。
０．０５≦Ｍｏ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｎｉ≦２．００ ・・・（ｉ）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（ｉｉ）
但し、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。
（２）上記（１）に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、Ｗ：０．０１～１．００％、Ｖ：０．０１０～０．２００％、Ｚｒ：０．０００１～０．０５０％、Ｔａ：０．０００１～０．０５００％、および、Ｂ：０．０００１～０．００２０％、から選択される１種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の鋼板は、前記化学組成が、質量％で、ＲＥＭ：０．０００１～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、Ｈｆ：０．０００１～０．００５０％、Ｒｅ：０．０００１～０．００５０％から選択される１種以上を含有してもよい。
（４）本発明の別の態様に係る鋼管は、筒状の鋼板からなる母材部と、前記鋼板の突合せ部に設けられ、前記鋼板の長手方向に延在する溶接部と、を有し、前記鋼板は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２０～０．０８０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～１．６０％、Ｎｂ：０．００１～０．１００％、Ｎ：０．００１０～０．０１００％、Ｃａ：０．０００１～０．００５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００２５％以下、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ａｌ：０．０１０～０．０４０％、Ｏ：０．００４０％以下、Ｍｏ：０～２．００％、Ｃｒ：０～２．００％、Ｃｕ：０～２．００％、Ｎｉ：０～２．００％、Ｗ：０～１．００％、Ｖ：０～０．２００％、Ｚｒ：０～０．０５００％、Ｔａ：０～０．０５００％、Ｂ：０～０．００２０％、ＲＥＭ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｈｆ：０～０．００５０％、Ｒｅ：０～０．００５０％、残部：Ｆｅおよび不純物であり、下記（ｉ）式を満足し、下記（ｉｉ）式で表わされるＣｅｑが０．３０～０．５０であり、肉厚中心部における金属組織が、面積％で、０～８０％のポリゴナルフェライトと、アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種を含み、残部が面積％で５．０％以下のＭ－Ａ相であり、前記ポリゴナルフェライトの面積％が０～２０％未満である場合、前記アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種の合計面積率が８０％以上であり、有効結晶粒径が１５．０μｍ以下であり、前記ポリゴナルフェライトの面積％が２０～８０％である場合、有効結晶粒径が１０．０μｍ以下であり、表面から厚さ方向に１．０ｍｍまでの範囲である表層における金属組織が、面積％で、合計で９５％以上のアシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種を含み、残部がＭ－Ａ相であり、前記表層における最高硬さが２５０ＨＶ０．１以下である。
０．０５≦Ｍｏ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｎｉ≦２．００ ・・・（ｉ）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（ｉｉ）
但し、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。
【0015】
本発明において、「ＨＶ０．１」は、試験力を０．９８Ｎ（０．１ｋｇｆ）として、ビッカース硬さ試験を実施した場合の「硬さ記号」を意味する（ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９を参照）。
【発明の効果】
【0016】
本発明の上記態様によれば、優れた耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性、ならびに優れた低温靭性を有する鋼板および鋼管を得ることが可能となる。このような鋼管は、ラインパイプ用途として好適であり、鋼板はそのラインパイプ用鋼管の素材として好適である。
【発明を実施するための形態】
【0017】
以下、本発明の一実施形態に係る鋼板（本実施形態に係る鋼板）及び本発明の一実施形態に係る鋼管（本実施形態に係る鋼管）の、各要件について詳しく説明する。
【0018】
＜鋼板＞
まず、本実施形態に係る鋼板について説明する。
まず、本実施形態に係る鋼板について説明する。
【0019】
１．化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。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。また、「～」を挟む数値限定範囲には、その値が下限値及び上限値として範囲に含まれる。一方、「超」または「未満」と示す数値は、その値が数値範囲に含まれない。
各元素の限定理由は下記のとおりである。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。また、「～」を挟む数値限定範囲には、その値が下限値及び上限値として範囲に含まれる。一方、「超」または「未満」と示す数値は、その値が数値範囲に含まれない。
【0020】
Ｃ：０．０２０～０．０８０％
Ｃは、鋼の強度を向上させる元素である。Ｃ含有量が０．０２０％未満では、強度向上効果が十分に得られない。したがって、Ｃ含有量は０．０２０％以上とする。Ｃ含有量は０．０３０％以上であるのが好ましい。
一方、Ｃ含有量が０．０８０％を超えると、表層の硬さが上昇し、ＳＳＣが発生しやすくなる。したがって、Ｃ含有量は０．０８０％以下とする。耐ＳＳＣ性を確保するとともに、溶接性および靭性の低下を抑制するためには、Ｃ含有量は０．０６０％以下であるのが好ましく、０．０５５％以下であるのがより好ましい。
Ｃは、鋼の強度を向上させる元素である。Ｃ含有量が０．０２０％未満では、強度向上効果が十分に得られない。したがって、Ｃ含有量は０．０２０％以上とする。Ｃ含有量は０．０３０％以上であるのが好ましい。
一方、Ｃ含有量が０．０８０％を超えると、表層の硬さが上昇し、ＳＳＣが発生しやすくなる。したがって、Ｃ含有量は０．０８０％以下とする。耐ＳＳＣ性を確保するとともに、溶接性および靭性の低下を抑制するためには、Ｃ含有量は０．０６０％以下であるのが好ましく、０．０５５％以下であるのがより好ましい。
【0021】
Ｓｉ：０．０１～０．５０％
Ｓｉは、脱酸のために添加する元素である。Ｓｉ含有量が０．０１％未満では、脱酸効果が十分に得られず、また、製造コストが大幅に上昇する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は０．０５％以上であるのが好ましく、０．１０％以上であるのがより好ましい。
一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、溶接部の靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は０．４０％以下であるのが好ましく、０．３０％以下であるのがより好ましい。
Ｓｉは、脱酸のために添加する元素である。Ｓｉ含有量が０．０１％未満では、脱酸効果が十分に得られず、また、製造コストが大幅に上昇する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とする。Ｓｉ含有量は０．０５％以上であるのが好ましく、０．１０％以上であるのがより好ましい。
一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、溶接部の靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は０．４０％以下であるのが好ましく、０．３０％以下であるのがより好ましい。
【0022】
Ｍｎ：０．５０～１．６０％
Ｍｎは、強度および靭性を向上させる元素である。Ｍｎ含有量が０．５０％未満では、含有による効果が十分に得られない。したがって、Ｍｎ含有量は０．５０％以上とする。Ｍｎ含有量は１．００％以上であるのが好ましく、１．２０％以上であるのがより好ましい。
一方、Ｍｎ含有量が１．６０％を超えると、耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．６０％以下とする。Ｍｎ含有量は１．５０％以下であるのが好ましい。
Ｍｎは、強度および靭性を向上させる元素である。Ｍｎ含有量が０．５０％未満では、含有による効果が十分に得られない。したがって、Ｍｎ含有量は０．５０％以上とする。Ｍｎ含有量は１．００％以上であるのが好ましく、１．２０％以上であるのがより好ましい。
一方、Ｍｎ含有量が１．６０％を超えると、耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．６０％以下とする。Ｍｎ含有量は１．５０％以下であるのが好ましい。
【0023】
Ｎｂ：０．００１～０．１００％
Ｎｂは、炭化物および窒化物を形成し、鋼の強度の向上に寄与する元素である。また、Ｎｂは未再結晶温度域を高温域に拡大させる作用を有するので、結晶粒微細化による靭性の向上に寄与する元素である。Ｎｂ含有量が０．００１％未満では、上記効果が十分に得られない。したがって、Ｎｂ含有量は０．００１％以上とする。Ｎｂ含有量は０．００５％以上であるのが好ましく、０．０１０％以上であるのがより好ましい。
一方、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると、粗大な炭化物および窒化物が生成し、耐ＨＩＣ性および靭性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とする。Ｎｂ含有量は０．０８０％以下であるのが好ましく、０．０６０％以下であるのがより好ましい。
Ｎｂは、炭化物および窒化物を形成し、鋼の強度の向上に寄与する元素である。また、Ｎｂは未再結晶温度域を高温域に拡大させる作用を有するので、結晶粒微細化による靭性の向上に寄与する元素である。Ｎｂ含有量が０．００１％未満では、上記効果が十分に得られない。したがって、Ｎｂ含有量は０．００１％以上とする。Ｎｂ含有量は０．００５％以上であるのが好ましく、０．０１０％以上であるのがより好ましい。
一方、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えると、粗大な炭化物および窒化物が生成し、耐ＨＩＣ性および靭性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．１００％以下とする。Ｎｂ含有量は０．０８０％以下であるのが好ましく、０．０６０％以下であるのがより好ましい。
【0024】
Ｎ：０．００１０～０．０１００％
Ｎは、ＴｉまたはＮｂと窒化物を形成し、加熱時のオーステナイト粒径の微細化に寄与する元素である。Ｎ含有量が０．００１０％未満であると、上記効果が十分に得られないと共に、商用製造工程でＮ含有量を０．００１０％未満にすることは多大な製造コストを要する。したがって、Ｎ含有量は０．００１０％以上とする。Ｎ含有量は０．００２０％以上であるのが好ましい。
一方、Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、粗大な炭窒化物が生成し、耐ＨＩＣ性および靭性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は０．００６０％以下であるのが好ましい。
Ｎは、ＴｉまたはＮｂと窒化物を形成し、加熱時のオーステナイト粒径の微細化に寄与する元素である。Ｎ含有量が０．００１０％未満であると、上記効果が十分に得られないと共に、商用製造工程でＮ含有量を０．００１０％未満にすることは多大な製造コストを要する。したがって、Ｎ含有量は０．００１０％以上とする。Ｎ含有量は０．００２０％以上であるのが好ましい。
一方、Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、粗大な炭窒化物が生成し、耐ＨＩＣ性および靭性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下とする。Ｎ含有量は０．００６０％以下であるのが好ましい。
【0025】
Ｃａ：０．０００１～０．００５０％
Ｃａは、ＣａＳを形成し、圧延方向に伸長するＭｎＳの形成を抑制し、耐ＨＩＣ性の向上に寄与する元素である。Ｃａ含有量が０．０００１％未満では、上記効果が十分に得られない。したがって、Ｃａ含有量は０．０００１％以上とする。Ｃａ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１０％以上であるのがより好ましい。
一方、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると、酸化物が集積し、耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。Ｃａ含有量は０．００４５％以下であるのが好ましく、０．００４０％以下であるのがより好ましい。
Ｃａは、ＣａＳを形成し、圧延方向に伸長するＭｎＳの形成を抑制し、耐ＨＩＣ性の向上に寄与する元素である。Ｃａ含有量が０．０００１％未満では、上記効果が十分に得られない。したがって、Ｃａ含有量は０．０００１％以上とする。Ｃａ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１０％以上であるのがより好ましい。
一方、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると、酸化物が集積し、耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。Ｃａ含有量は０．００４５％以下であるのが好ましく、０．００４０％以下であるのがより好ましい。
【0026】
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、不純物として含有される元素である。Ｐ含有量が０．０３０％を超えると、耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性が低下する。また、溶接を行った場合には溶接部の靭性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下とする。Ｐ含有量は０．０１５％以下であるのが好ましく、０．０１０％以下であるのがより好ましい。Ｐ含有量の過度の低減は、製造コストの大幅な上昇を招くので、０．００１％が実質的な下限である。
Ｐは、不純物として含有される元素である。Ｐ含有量が０．０３０％を超えると、耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性が低下する。また、溶接を行った場合には溶接部の靭性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下とする。Ｐ含有量は０．０１５％以下であるのが好ましく、０．０１０％以下であるのがより好ましい。Ｐ含有量の過度の低減は、製造コストの大幅な上昇を招くので、０．００１％が実質的な下限である。
【0027】
Ｓ：０．００２５％以下
Ｓは、不純物として含有され、熱間圧延時に圧延方向に延伸するＭｎＳを形成して、耐ＨＩＣ性を阻害する元素である。Ｓ含有量が０．００２５％を超えると、耐ＨＩＣ性が著しく低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００２５％以下とする。Ｓ含有量は０．００１５％以下であるのが好ましく、０．００１０％以下であるのがより好ましい。Ｓ含有量の過度の低減は、製造コストの大幅な上昇を招くので、０．０００１％が実質的な下限である。
Ｓは、不純物として含有され、熱間圧延時に圧延方向に延伸するＭｎＳを形成して、耐ＨＩＣ性を阻害する元素である。Ｓ含有量が０．００２５％を超えると、耐ＨＩＣ性が著しく低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００２５％以下とする。Ｓ含有量は０．００１５％以下であるのが好ましく、０．００１０％以下であるのがより好ましい。Ｓ含有量の過度の低減は、製造コストの大幅な上昇を招くので、０．０００１％が実質的な下限である。
【0028】
Ｔｉ：０．００５～０．０３０％
Ｔｉは、窒化物を形成し、結晶粒の微細化に寄与する元素である。Ｔｉ含有量が０．００５％未満であると、効果が十分に得られない。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とする。Ｔｉ含有量は０．００８％以上であるのが好ましい。
一方、Ｔｉ含有量が０．０３０％を超えると、靭性が低下するだけでなく、粗大な窒化物が生成し、耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０３０％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０２０％以下であるのが好ましい。
Ｔｉは、窒化物を形成し、結晶粒の微細化に寄与する元素である。Ｔｉ含有量が０．００５％未満であると、効果が十分に得られない。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とする。Ｔｉ含有量は０．００８％以上であるのが好ましい。
一方、Ｔｉ含有量が０．０３０％を超えると、靭性が低下するだけでなく、粗大な窒化物が生成し、耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０３０％以下とする。Ｔｉ含有量は０．０２０％以下であるのが好ましい。
【0029】
Ａｌ：０．０１０～０．０４０％
Ａｌは、脱酸のために添加する元素である。Ａｌ含有量が０．０１０％未満であると、上記効果が十分に得られない。したがって、Ａｌ含有量は０．０１０％以上とする。Ａｌ含有量は、０．０１５％以上であるのが好ましい。
一方、Ａｌ含有量が０．０４０％を超えると、Ａｌ酸化物が集積し、耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０４０％以下とする。Ａｌ含有量は、０．０３５％以下であるのが好ましい。
Ａｌは、脱酸のために添加する元素である。Ａｌ含有量が０．０１０％未満であると、上記効果が十分に得られない。したがって、Ａｌ含有量は０．０１０％以上とする。Ａｌ含有量は、０．０１５％以上であるのが好ましい。
一方、Ａｌ含有量が０．０４０％を超えると、Ａｌ酸化物が集積し、耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０４０％以下とする。Ａｌ含有量は、０．０３５％以下であるのが好ましい。
【0030】
Ｏ：０．００４０％以下
Ｏは、脱酸後、不可避的に残留する不純物元素である。Ｏ含有量が０．００４０％を超えると、酸化物が生成して、靭性および耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００４０％以下とする。Ｏ含有量は０．００３０％以下であるのが好ましい。Ｏ含有量は少量であるほど好ましいが、Ｏ含有量の過度の低減は、製造コストの大幅な上昇を招くので、０．００１０％が実質的な下限である。
Ｏは、脱酸後、不可避的に残留する不純物元素である。Ｏ含有量が０．００４０％を超えると、酸化物が生成して、靭性および耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００４０％以下とする。Ｏ含有量は０．００３０％以下であるのが好ましい。Ｏ含有量は少量であるほど好ましいが、Ｏ含有量の過度の低減は、製造コストの大幅な上昇を招くので、０．００１０％が実質的な下限である。
【0031】
Ｍｏ：０～２．００％
Ｃｒ：０～２．００％
Ｃｕ：０～２．００％
Ｎｉ：０～２．００％
０．０５≦Ｍｏ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｎｉ≦２．００ ・・・（ｉ）
但し、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０（ゼロ）とする。
Ｃｒ：０～２．００％
Ｃｕ：０～２．００％
Ｎｉ：０～２．００％
０．０５≦Ｍｏ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｎｉ≦２．００ ・・・（ｉ）
但し、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０（ゼロ）とする。
【0032】
Ｍｏ、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉは、焼入れ性の向上に寄与する元素である。後述する焼入れ性の指標であるＣｅｑを調整するため、これらの元素の合計含有量を０．０５％以上とする。これらの元素の合計含有量は０．０７％以上であるのが好ましく、０．１０％以上であるのがより好ましい。
一方、Ｍｏ、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉの合計含有量が２．００％を超えると、鋼の硬さが上昇して耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｏ、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉの合計含有量は、２．００％以下とする。合計含有量は１．００％以下であるのが好ましく、０．９０％以下であるのがより好ましい。また、Ｍｏ、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉのそれぞれの含有量は、１．００％以下が好ましく、０．５０％以下がより好ましい。
一方、Ｍｏ、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉの合計含有量が２．００％を超えると、鋼の硬さが上昇して耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｏ、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉの合計含有量は、２．００％以下とする。合計含有量は１．００％以下であるのが好ましく、０．９０％以下であるのがより好ましい。また、Ｍｏ、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉのそれぞれの含有量は、１．００％以下が好ましく、０．５０％以下がより好ましい。
【0033】
Ｗ：０～１．００％
Ｗは、鋼の強度の向上に有効な元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｗ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましい。
しかしながら、Ｗ含有量が１．００％を超えると、硬さが上昇して耐ＳＳＣ性が低下したり、靭性が低下したりすることがある。したがって、含有させる場合でも、Ｗ含有量は１．００％以下とする。Ｗ含有量は０．５０％以下であるのが好ましく、０．３０％以下であるのがより好ましい。
Ｗは、鋼の強度の向上に有効な元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｗ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましい。
しかしながら、Ｗ含有量が１．００％を超えると、硬さが上昇して耐ＳＳＣ性が低下したり、靭性が低下したりすることがある。したがって、含有させる場合でも、Ｗ含有量は１．００％以下とする。Ｗ含有量は０．５０％以下であるのが好ましく、０．３０％以下であるのがより好ましい。
【0034】
Ｖ：０～０．２００％
Ｖは、炭化物、窒化物を形成し、鋼の強度の向上に寄与する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｖ含有量は０．０１０％以上であるのが好ましく、０．０３０％以上であるのがより好ましい。
しかしながら、Ｖ含有量が０．２００％を超えると、鋼の靭性が低下する。したがって、含有させる場合でも、Ｖ含有量は０．２００％以下とする。Ｖ含有量は０．１００％以下であるのが好ましく、０．０８０％以下であるのがより好ましい。
Ｖは、炭化物、窒化物を形成し、鋼の強度の向上に寄与する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｖ含有量は０．０１０％以上であるのが好ましく、０．０３０％以上であるのがより好ましい。
しかしながら、Ｖ含有量が０．２００％を超えると、鋼の靭性が低下する。したがって、含有させる場合でも、Ｖ含有量は０．２００％以下とする。Ｖ含有量は０．１００％以下であるのが好ましく、０．０８０％以下であるのがより好ましい。
【0035】
Ｚｒ：０～０．０５００％
Ｚｒは、Ｖと同様に炭化物、窒化物を形成し、鋼の強度の向上に寄与する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｚｒ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。
しかしながら、Ｚｒ含有量が０．０５００％を超えると、鋼の靭性が低下することがある。したがって、含有させる場合でも、Ｚｒ含有量は０．０５００％以下とする。Ｚｒ含有量は０．０２００％以下であるのが好ましく、０．０１００％以下であるのがより好ましい。
Ｚｒは、Ｖと同様に炭化物、窒化物を形成し、鋼の強度の向上に寄与する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｚｒ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。
しかしながら、Ｚｒ含有量が０．０５００％を超えると、鋼の靭性が低下することがある。したがって、含有させる場合でも、Ｚｒ含有量は０．０５００％以下とする。Ｚｒ含有量は０．０２００％以下であるのが好ましく、０．０１００％以下であるのがより好ましい。
【0036】
Ｔａ：０～０．０５００％
Ｔａは、Ｖと同様に炭化物、窒化物を形成し、強度の向上に寄与する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｔａ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。
しかしながら、Ｔａ含有量が０．０５００％を超えると、鋼の靭性が低下することがある。したがって、含有させる場合でも、Ｔａ含有量は０．０５００％以下とする。Ｔａ含有量は０．０２００％以下であるのが好ましく、０．０１００％以下であるのがより好ましい。
Ｔａは、Ｖと同様に炭化物、窒化物を形成し、強度の向上に寄与する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｔａ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。
しかしながら、Ｔａ含有量が０．０５００％を超えると、鋼の靭性が低下することがある。したがって、含有させる場合でも、Ｔａ含有量は０．０５００％以下とする。Ｔａ含有量は０．０２００％以下であるのが好ましく、０．０１００％以下であるのがより好ましい。
【0037】
Ｂ：０～０．００２０％
Ｂは、鋼の粒界に偏析して焼入れ性の向上に著しく寄与する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。
しかしながら、Ｂ含有量が０．００２０％を超えると、鋼の靭性が低下することがある。したがって、含有させる場合でも、Ｂ含有量は０．００２０％以下とする。Ｂ含有量は０．００１５％以下であるのが好ましく、０．００１２％以下であるのがより好ましい。
Ｂは、鋼の粒界に偏析して焼入れ性の向上に著しく寄与する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。
しかしながら、Ｂ含有量が０．００２０％を超えると、鋼の靭性が低下することがある。したがって、含有させる場合でも、Ｂ含有量は０．００２０％以下とする。Ｂ含有量は０．００１５％以下であるのが好ましく、０．００１２％以下であるのがより好ましい。
【0038】
ＲＥＭ：０～０．０１００％
ＲＥＭは、硫化物系介在物の形態を制御し、耐ＳＳＣ性、耐ＨＩＣ性および靭性の向上に寄与する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．００１０％以上であるのがより好ましい。
しかしながら、ＲＥＭ含有量が０．０１００％を超えると、粗大な酸化物が生成して、鋼の清浄度が低下するだけでなく、耐ＨＩＣ性および靭性が低下する。したがって、含有させる場合でも、ＲＥＭ含有量は０．０１００％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．００６０％以下であるのが好ましい。
ＲＥＭは、硫化物系介在物の形態を制御し、耐ＳＳＣ性、耐ＨＩＣ性および靭性の向上に寄与する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．００１０％以上であるのがより好ましい。
しかしながら、ＲＥＭ含有量が０．０１００％を超えると、粗大な酸化物が生成して、鋼の清浄度が低下するだけでなく、耐ＨＩＣ性および靭性が低下する。したがって、含有させる場合でも、ＲＥＭ含有量は０．０１００％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．００６０％以下であるのが好ましい。
【0039】
ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、前記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。
【0040】
Ｍｇ：０～０．０１００％
Ｍｇは、微細な酸化物を生成して結晶粒の粗大化を抑制し、靭性の向上に寄与する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．００１０％以上であるのがより好ましい。
しかしながら、Ｍｇ含有量が０．０１００％を超えると、酸化物が凝集、粗大化して、耐ＨＩＣ性が低下し、また、靭性が低下する。したがって、含有させる場合でも、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下とする。Ｍｇ含有量は０．００５０％以下であるのが好ましい。
Ｍｇは、微細な酸化物を生成して結晶粒の粗大化を抑制し、靭性の向上に寄与する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．００１０％以上であるのがより好ましい。
しかしながら、Ｍｇ含有量が０．０１００％を超えると、酸化物が凝集、粗大化して、耐ＨＩＣ性が低下し、また、靭性が低下する。したがって、含有させる場合でも、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下とする。Ｍｇ含有量は０．００５０％以下であるのが好ましい。
【0041】
Ｈｆ：０～０．００５０％
Ｈｆは、Ｃａと同様、硫化物を生成し、圧延方向に伸長したＭｎＳの生成を抑制し、耐ＨＩＣ性の向上に寄与する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｈｆ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。
しかしながら、Ｈｆ含有量が０．００５０％を超えると、酸化物が増加し、凝集、粗大化し、耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、含有させる場合でも、Ｈｆ含有量は０．００５０％以下とする。Ｈｆ含有量は０．００４０％以下であるのが好ましく、０．００３０％以下であるのがより好ましい。
Ｈｆは、Ｃａと同様、硫化物を生成し、圧延方向に伸長したＭｎＳの生成を抑制し、耐ＨＩＣ性の向上に寄与する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｈｆ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。
しかしながら、Ｈｆ含有量が０．００５０％を超えると、酸化物が増加し、凝集、粗大化し、耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、含有させる場合でも、Ｈｆ含有量は０．００５０％以下とする。Ｈｆ含有量は０．００４０％以下であるのが好ましく、０．００３０％以下であるのがより好ましい。
【0042】
Ｒｅ：０～０．００５０％
Ｒｅは、Ｃａと同様、硫化物を生成し、圧延方向に伸長したＭｎＳの生成を抑制し、耐ＨＩＣ性の向上に寄与する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｒｅ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。
しかしながら、Ｒｅ含有量が０．００５０％を超えると、酸化物が増加し、凝集、粗大化して耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、含有させる場合でも、Ｒｅ含有量は０．００５０％以下とする。Ｒｅ含有量は０．００４０％以下であるのが好ましく、０．００３０％以下であるのがより好ましい。
Ｒｅは、Ｃａと同様、硫化物を生成し、圧延方向に伸長したＭｎＳの生成を抑制し、耐ＨＩＣ性の向上に寄与する元素である。そのため、必要に応じて含有させてもよい。上記の効果を得るためには、Ｒｅ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。
しかしながら、Ｒｅ含有量が０．００５０％を超えると、酸化物が増加し、凝集、粗大化して耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、含有させる場合でも、Ｒｅ含有量は０．００５０％以下とする。Ｒｅ含有量は０．００４０％以下であるのが好ましく、０．００３０％以下であるのがより好ましい。
【0043】
本実施形態に係る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、本実施形態に係る鋼板に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【0044】
Ｃｅｑ：０．３０～０．５０
本実施形態に係る鋼板では、各元素の含有量を上記の通り制御した上で、各元素の含有量によって計算されるＣｅｑを所定の範囲とする必要がある。Ｃｅｑは、焼入れ性の指標となる値であり、下記（ｉｉ）式で表される。
Ｃｅｑが０．３０未満では、必要な強度が得られない。一方、Ｃｅｑが０．５０を超えると、表層硬さが高くなり、耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｅｑは０．３０～０．５０とする。Ｃｅｑは０．３３以上であるのが好ましく、０．４５以下であるのが好ましい。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（ｉｉ）
但し、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。
本実施形態に係る鋼板では、各元素の含有量を上記の通り制御した上で、各元素の含有量によって計算されるＣｅｑを所定の範囲とする必要がある。Ｃｅｑは、焼入れ性の指標となる値であり、下記（ｉｉ）式で表される。
Ｃｅｑが０．３０未満では、必要な強度が得られない。一方、Ｃｅｑが０．５０を超えると、表層硬さが高くなり、耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｅｑは０．３０～０．５０とする。Ｃｅｑは０．３３以上であるのが好ましく、０．４５以下であるのが好ましい。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ ・・・（ｉｉ）
但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
【0045】
２．金属組織
＜板厚中心部における金属組織が、面積％で、０～８０％のポリゴナルフェライトと、アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種とを含み、残部がＭ－Ａ相である＞
本実施形態に係る鋼板においては、板厚中心部における金属組織が、面積％で、０～８０％のポリゴナルフェライトを含み、さらにアシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種を含み、残部がＭ－Ａ相である組織とする。
＜板厚中心部における金属組織が、面積％で、０～８０％のポリゴナルフェライトと、アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種とを含み、残部がＭ－Ａ相である＞
本実施形態に係る鋼板においては、板厚中心部における金属組織が、面積％で、０～８０％のポリゴナルフェライトを含み、さらにアシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種を含み、残部がＭ－Ａ相である組織とする。
【0046】
鋼内部の金属組織中にマルテンサイトが含まれると、鋼の強度が上昇し過ぎて、表層硬さを低く抑えることが困難になる。そのため、鋼の化学組成を調整し、特にＣｅｑの値を適切な範囲にするとともに、後述するように熱間圧延後に制御冷却を行うことによって、マルテンサイトの生成を抑制する。
【0047】
そのため、強度と表層硬さとのバランスを考慮して、板厚中心部における金属組織を、ポリゴナルフェライトと、アシキュラーフェライトおよび／またはベイナイトとを含む組織とする。
ポリゴナルフェライトの面積率が８０％を超えると、必要な強度が得られにくくなるだけでなく、耐ＨＩＣ性が劣化する。そのため、ポリゴナルフェライトの面積率は８０％以下とする。ポリゴナルフェライトの面積率は６０％以下であるのが好ましい。
ポリゴナルフェライトの面積率が８０％を超えると、必要な強度が得られにくくなるだけでなく、耐ＨＩＣ性が劣化する。そのため、ポリゴナルフェライトの面積率は８０％以下とする。ポリゴナルフェライトの面積率は６０％以下であるのが好ましい。
【0048】
鋼内部にポリゴナルフェライトが含まれることによって、靭性を向上させることが可能になる。したがって、より優れた低温靭性が求められる場合には、ポリゴナルフェライトの面積率を２０％以上とすることが好ましい。
【0049】
一方で、より優れた耐ＨＩＣ性が求められる場合には、板厚中心部における金属組織を、アシキュラーフェライト及びベイナイトが主体の組織とすることが好ましい。この場合、ポリゴナルフェライトの面積率を２０％未満とし、アシキュラーフェライト及びベイナイトの合計面積率を８０％以上とすることが好ましい。より好ましくはアシキュラーフェライト及びベイナイトの合計面積率が９０％以上である。
【0050】
板厚中心部の金属組織において、ポリゴナルフェライト、アシキュラーフェライト、ベイナイト以外の残部はＭ－Ａ相である。Ｍ－Ａ相は５．０％以下であることが好ましい。Ｍ－Ａ相は含まれなくてもよい。
【0051】
＜板厚中心部における有効結晶粒径：１５．０μｍ以下＞
また、板厚中心部における有効結晶粒径は１５．０μｍ以下である。板厚中心部における結晶を微細化することによって、良好な低温靭性を確保することが可能になる。より良好な低温靭性を確保する場合、有効結晶粒径は１０．０μｍ以下であることが好ましい。
また、板厚中心部における有効結晶粒径は１５．０μｍ以下である。板厚中心部における結晶を微細化することによって、良好な低温靭性を確保することが可能になる。より良好な低温靭性を確保する場合、有効結晶粒径は１０．０μｍ以下であることが好ましい。
【0052】
＜表層における金属組織が、面積％で、合計で９５％以上のアシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種を含み、残部がＭ－Ａ相である＞
本実施形態に係る鋼板においては、表面から厚さ方向に１．０ｍｍまでの範囲である表層における金属組織を、アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種を含み、残部がＭ－Ａ相である組織とする。
本実施形態に係る鋼板においては、表面から厚さ方向に１．０ｍｍまでの範囲である表層における金属組織を、アシキュラーフェライトおよびベイナイトから選択される１種または２種を含み、残部がＭ－Ａ相である組織とする。
【0053】
鋼内部に比べて表層の冷却速度は相対的に高く、熱間圧延後の冷却過程でマルテンサイトが生成し易い。このマルテンサイトが十分な焼戻し効果を受けないまま最終的な組織に残存すると、耐ＳＳＣ性が低下する。そのため、表層における金属組織を、アシキュラーフェライトおよび／またはベイナイト主体の組織とする。また、表層の最高硬さを後述する範囲とするためには、表層の硬さを極力均一にすることが望ましい。表層にアシキュラーフェライトまたはベイナイトが含まれると、硬さを均一にする効果が得られるので、好ましい。
アシキュラーフェライトとベイナイトとの合計面積率は９７％以上であることが好ましく、９８％以上であることがより好ましく、９９％以上であることがさらに好ましく、１００％であってもよい。
アシキュラーフェライトとベイナイトとの合計面積率は９７％以上であることが好ましく、９８％以上であることがより好ましく、９９％以上であることがさらに好ましく、１００％であってもよい。
【0054】
表層における金属組織において、残部はＭ－Ａ相である。ただし、Ｍ－Ａ相は含まれなくてもよい。
【0055】
ここで、本実施形態に係る鋼板において、「アシキュラーフェライト」とは、非特許文献１で定義される、擬ポリゴナルフェライト（αｑ）、ウィドマンステッテンフェライト（αｗ）、グラニュラーベイナイト（αＢ）から選択される１種以上からなる組織を指すものとする。ベイナイトとは、粒内に下部組織をもつベイニティックフェライト（α゜Ｂ）を含む組織を意味する。また、Ｍ－Ａ相（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）とは、マルテンサイト（α’ｍ）とオーステナイト（γ）との複合体を意味する。
【0056】
金属組織の各相の面積率及び板厚中心部の有効結晶粒径は以下のように求める。
まず、鋼試料からＬ（長手）方向断面が観察面となるように、鋼板における幅方向の端部から板幅の１／４の位置（１／４幅）の位置から全厚の試験片を２つ切り出し、それぞれを組織観察用および粒径測定用に供する。
まず、鋼試料からＬ（長手）方向断面が観察面となるように、鋼板における幅方向の端部から板幅の１／４の位置（１／４幅）の位置から全厚の試験片を２つ切り出し、それぞれを組織観察用および粒径測定用に供する。
【0057】
組織観察用の試験片については、湿式研磨して鏡面に仕上げた後、エッチング液を用いて金属組織を現出させる。エッチング液はナイタールを用いる。そして、Ｌ方向断面について、光学顕微鏡またはＳＥＭを用いて１００倍～１０００倍の倍率で表層及び板厚中心部の組織を観察し、各組織を確認した後に２００倍または５００倍の倍率で各組織の種類を確認する。
非特許文献１で示されるように、ポリゴナルフェライトαｐは丸みを帯びた多角的な形状であり、粒内にセメンタイトや残留オーステナイト、Ｍ－Ａ相、ベイナイトやマルテンサイトにみられるラスやブロックといった下部組織のない、回復した組織である。擬ポリゴナルフェライトは複雑な形状を示し、特にグラニュラーベイナイトと類似する場合があるが、ポリゴナルフェライトと同様に拡散変態のため下部組織を含まず、旧オーステナイト粒界をまたいでいる組織である。ウィドマンステッテンフェライトは針状の形状をしたフェライトとである。グラニュラーベイナイトは、複雑な形状を示しかつベイナイトと比較して明瞭な下部組織は認められないため、擬ポリゴナルフェライトと類似しているが、粒内にセメンタイトや残留オーステナイト、Ｍ－Ａ相を含むか旧オーステナイト粒界をまたいでいない組織である点が擬ポリゴナルフェライトとは異なる。ただし、本実施形態においては擬ポリゴナルフェライト、ウィドマンステッテンフェライト、グラニュラーベイナイトの１種以上から成る組織をアシキュラーフェライトと定義しているため、擬ポリゴナルフェライトとグラニュラーベイナイトとを区別する必要はない。
ベイナイトは、粒内に下部組織をもつベイニティックフェライトを含む組織である。ベイナイトはラス状のベイニティックフェライト間に残留オーステナイトまたはＭ－Ａ相を含む上部ベイナイト（ＢＩタイプ）、ラス状のベイニティックフェライト間にセメンタイトを含む上部ベイナイト（ＢＩＩタイプ）、ラス状のベイニティックフェライト内にセメンタイトを含むラス状下部ベイナイト（ＢＩＩＩタイプ）、プレート状のベイニティックフェライト内にセメンタイトを含む下部ベイナイトと区別できるが、本実施形態において、いずれもベイナイトに含まれる。
そのため、各組織を判断する際には、上記の特徴に基づいて判断する。
非特許文献１で示されるように、ポリゴナルフェライトαｐは丸みを帯びた多角的な形状であり、粒内にセメンタイトや残留オーステナイト、Ｍ－Ａ相、ベイナイトやマルテンサイトにみられるラスやブロックといった下部組織のない、回復した組織である。擬ポリゴナルフェライトは複雑な形状を示し、特にグラニュラーベイナイトと類似する場合があるが、ポリゴナルフェライトと同様に拡散変態のため下部組織を含まず、旧オーステナイト粒界をまたいでいる組織である。ウィドマンステッテンフェライトは針状の形状をしたフェライトとである。グラニュラーベイナイトは、複雑な形状を示しかつベイナイトと比較して明瞭な下部組織は認められないため、擬ポリゴナルフェライトと類似しているが、粒内にセメンタイトや残留オーステナイト、Ｍ－Ａ相を含むか旧オーステナイト粒界をまたいでいない組織である点が擬ポリゴナルフェライトとは異なる。ただし、本実施形態においては擬ポリゴナルフェライト、ウィドマンステッテンフェライト、グラニュラーベイナイトの１種以上から成る組織をアシキュラーフェライトと定義しているため、擬ポリゴナルフェライトとグラニュラーベイナイトとを区別する必要はない。
ベイナイトは、粒内に下部組織をもつベイニティックフェライトを含む組織である。ベイナイトはラス状のベイニティックフェライト間に残留オーステナイトまたはＭ－Ａ相を含む上部ベイナイト（ＢＩタイプ）、ラス状のベイニティックフェライト間にセメンタイトを含む上部ベイナイト（ＢＩＩタイプ）、ラス状のベイニティックフェライト内にセメンタイトを含むラス状下部ベイナイト（ＢＩＩＩタイプ）、プレート状のベイニティックフェライト内にセメンタイトを含む下部ベイナイトと区別できるが、本実施形態において、いずれもベイナイトに含まれる。
そのため、各組織を判断する際には、上記の特徴に基づいて判断する。
【0058】
Ｍ－Ａ相は、組織観察用の試験片を、湿式研磨して鏡面に仕上げた後、エッチング液を用いて金属組織を現出させる。エッチング液はレペラーを用いる。そして、Ｌ方向断面について、光学顕微鏡を用いて５００倍の倍率で組織を観察し面積率を測定する。
【0059】
粒径測定用の試験片については、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ装置を用いて板厚中心部を観察し、傾角１５°以上の大角粒界で囲まれる領域を結晶粒と定義し、結晶粒の粒径を求めることで有効結晶粒径を求める。具体的には、ＥＢＳＤの解析ソフトウェアであるＴＳＬ ＳｏｌｕｔｉｏｎｓのＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓで測定した角度差１５°以上の粒界で囲まれた領域を結晶粒とし、その結晶粒と同じ面積の円の平均直径（円相当径）を結晶粒径とする。但し、円相当径が０．５μｍ以下の領域は無視する。本実施形態では、ＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓで算出された平均粒径のうち、Ａｒｅａ Ｆｒａｃｔｉｏｎ法による平均値を有効結晶粒径とする。また、ポリゴナルフェライト分率については、先に述べたように光学顕微鏡またはＳＥＭを用いた観察における形状の違いによりポリゴナルフェライトの面積率を測定しても良いが、ポリゴナルフェライト粒内にベイナイトやマルテンサイトにみられるラスやブロックといった下部組織がないことから、ラスやブロックに起因する粒内の角度差がない組織の面積率を測定しても同等のポリゴナルフェライト分率が得られる。粒内の角度差がない組織の面積率を測定する場合は、ＴＳＬ ＳｏｌｕｔｉｏｎｓのＯＩＭ Ａｎａｌｙｓｉｓを用いたＫＡＭ（Ｋａｒｎｅｌ Ａｖｅｒａｇｅ Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）法による２次近接までの角度差が１°以下の領域をポリゴナルフェライトと定義し、ポリゴナルフェライト分率を求める。
ＥＢＳＤ測定時のステップ間隔はベイナイト組織のラスやブロックといった下部組織間の角度差が測定されるよう０．５μｍとする。
ＥＢＳＤ測定時のステップ間隔はベイナイト組織のラスやブロックといった下部組織間の角度差が測定されるよう０．５μｍとする。
【0060】
３．機械的性質
表層の最高硬さ：２５０ＨＶ０．１以下
上述のように、耐ＳＳＣ性を向上させるためには、表層の鋼の最高硬さを低く抑える必要がある。また、表層の、比較的広い範囲における平均な硬度が抑えられていても、局所的に硬さの高い組織が存在すると、そこを起点にＳＳＣが発生するおそれがある。そのため、本実施形態においては、試験力を０．９８Ｎ（０．１ｋｇｆ）としたビッカース硬さ試験により、表層における硬さの評価を行う。表層の最高硬さが２５０ＨＶ０．１以下であれば、耐ＳＳＣ性が向上する。そのため、表層の最高硬さを２５０ＨＶ０．１以下とする。
表層の最高硬さ：２５０ＨＶ０．１以下
上述のように、耐ＳＳＣ性を向上させるためには、表層の鋼の最高硬さを低く抑える必要がある。また、表層の、比較的広い範囲における平均な硬度が抑えられていても、局所的に硬さの高い組織が存在すると、そこを起点にＳＳＣが発生するおそれがある。そのため、本実施形態においては、試験力を０．９８Ｎ（０．１ｋｇｆ）としたビッカース硬さ試験により、表層における硬さの評価を行う。表層の最高硬さが２５０ＨＶ０．１以下であれば、耐ＳＳＣ性が向上する。そのため、表層の最高硬さを２５０ＨＶ０．１以下とする。
【0061】
本実施形態においては、表面から深さ１．０ｍｍまでの範囲である表層の最高硬さの測定は、次のように行う。
まず、鋼板の幅方向の端部から鋼板の幅方向に板幅の１／４、１／２及び３／４の位置から、３００ｍｍ角（３００ｍｍ×３００ｍｍ）の鋼板をガス切断で切り出し、切り出した鋼板の中心から、長さ２０ｍｍ、幅２０ｍｍのブロック試験片を機械切断によって採取し、機械研磨で研磨する。１つのブロック試験片について、ビッカース硬度計（荷重：０．１ｋｇｆ）で、表面から板厚方向に０．１ｍｍの位置を始点として、板厚方向に０．１ｍｍ間隔で１０点、同一深さについて幅方向に１．０ｍｍ間隔で１０点、合計１００点測定する。すなわち、３つのブロック試験片で合計３００点測定する。
上記測定の結果、２５０ＨＶを超える測定点が１点存在しても、板厚方向に２点以上連続して現れなければ、その点は異常点であるとして採用せず、次に高い値を最高硬さとする。一方、板厚方向に連続して２点以上２５０ＨＶを超える測定点が存在する場合には、それらの最も高い値を最高硬さとして採用する。
まず、鋼板の幅方向の端部から鋼板の幅方向に板幅の１／４、１／２及び３／４の位置から、３００ｍｍ角（３００ｍｍ×３００ｍｍ）の鋼板をガス切断で切り出し、切り出した鋼板の中心から、長さ２０ｍｍ、幅２０ｍｍのブロック試験片を機械切断によって採取し、機械研磨で研磨する。１つのブロック試験片について、ビッカース硬度計（荷重：０．１ｋｇｆ）で、表面から板厚方向に０．１ｍｍの位置を始点として、板厚方向に０．１ｍｍ間隔で１０点、同一深さについて幅方向に１．０ｍｍ間隔で１０点、合計１００点測定する。すなわち、３つのブロック試験片で合計３００点測定する。
上記測定の結果、２５０ＨＶを超える測定点が１点存在しても、板厚方向に２点以上連続して現れなければ、その点は異常点であるとして採用せず、次に高い値を最高硬さとする。一方、板厚方向に連続して２点以上２５０ＨＶを超える測定点が存在する場合には、それらの最も高い値を最高硬さとして採用する。
【0062】
引張強さ：４８０ＭＰａ以上
本実施形態に係る鋼板において、引張強さには特に制限は設けないが、本実施形態に係る鋼板が使用を想定しているＨ２Ｓ環境中で使用されるラインパイプとしては、一般的にＸ５２、Ｘ６０またはＸ６５グレードの材料が用いられる場合が多い。その要求を満足するため、引張強さは４８０ＭＰａ以上であることが好ましく、５００ＭＰａ以上であることがより好ましい。
一方、引張強さが７００ＭＰａを超えると、耐ＳＳＣ性や耐ＨＩＣが劣化する場合がある。そのため、引張強さは７００ＭＰａ以下であることが好ましい。
引張強さは、試験片の長手方向が鋼板の幅方向と平行になるよう、ＡＰＩ５Ｌに準拠して、丸棒の引張試験片を加工し、引張試験を行うことで得られる。
本実施形態に係る鋼板において、引張強さには特に制限は設けないが、本実施形態に係る鋼板が使用を想定しているＨ２Ｓ環境中で使用されるラインパイプとしては、一般的にＸ５２、Ｘ６０またはＸ６５グレードの材料が用いられる場合が多い。その要求を満足するため、引張強さは４８０ＭＰａ以上であることが好ましく、５００ＭＰａ以上であることがより好ましい。
一方、引張強さが７００ＭＰａを超えると、耐ＳＳＣ性や耐ＨＩＣが劣化する場合がある。そのため、引張強さは７００ＭＰａ以下であることが好ましい。
引張強さは、試験片の長手方向が鋼板の幅方向と平行になるよう、ＡＰＩ５Ｌに準拠して、丸棒の引張試験片を加工し、引張試験を行うことで得られる。
【0063】
４．板厚
本実施形態に係る鋼板の板厚について特に制限は設けない。しかしながら、本実施形態に係る鋼板をラインパイプとした場合のラインパイプ内を通過する流体の輸送効率向上の観点から、板厚は１６．０ｍｍ以上であるのが好ましく、１９．０ｍｍ以上であるのがより好ましい。
一方、表層の硬さは鋼管成形時に加工硬化によって増加し、通常厚肉化するほど表層硬さは上昇する。また、厚肉化すると板厚中心部における結晶の微細化が困難になる。したがって、板厚は３５．０ｍｍ以下であるのが好ましく、３０．０ｍｍ以下であるのがより好ましく、２５．０ｍｍ以下であればさらに好ましい。
本実施形態に係る鋼板の板厚について特に制限は設けない。しかしながら、本実施形態に係る鋼板をラインパイプとした場合のラインパイプ内を通過する流体の輸送効率向上の観点から、板厚は１６．０ｍｍ以上であるのが好ましく、１９．０ｍｍ以上であるのがより好ましい。
一方、表層の硬さは鋼管成形時に加工硬化によって増加し、通常厚肉化するほど表層硬さは上昇する。また、厚肉化すると板厚中心部における結晶の微細化が困難になる。したがって、板厚は３５．０ｍｍ以下であるのが好ましく、３０．０ｍｍ以下であるのがより好ましく、２５．０ｍｍ以下であればさらに好ましい。
【0064】
＜鋼管＞
次に本実施形態に係る鋼管について説明する。
１．母材部
＜化学組成、金属組織及び機械的特性＞
本実施形態に係る鋼管は、筒状の鋼板からなる母材部と、前記鋼板の突合せ部に設けられ、前記鋼板の長手方向に延在する溶接部と、を有する。このような鋼管は、本実施形態に係る鋼板を筒状に加工し、突合せ部を溶接することによって得ることができる。
そのため、本実施形態に係る鋼管の母材部（鋼板）の化学組成、金属組織、表層の最高硬さの限定理由については、本実施形態に係る鋼板と同様である。
次に本実施形態に係る鋼管について説明する。
１．母材部
＜化学組成、金属組織及び機械的特性＞
本実施形態に係る鋼管は、筒状の鋼板からなる母材部と、前記鋼板の突合せ部に設けられ、前記鋼板の長手方向に延在する溶接部と、を有する。このような鋼管は、本実施形態に係る鋼板を筒状に加工し、突合せ部を溶接することによって得ることができる。
そのため、本実施形態に係る鋼管の母材部（鋼板）の化学組成、金属組織、表層の最高硬さの限定理由については、本実施形態に係る鋼板と同様である。
【0065】
ただし、鋼管における金属組織の観察面は、Ｌ（長手）方向断面が観察面となるように、鋼管におけるシーム溶接部から９０°の位置から全厚の試験片を２つ切り出し、それぞれを組織観察用および粒径測定用に供する。９０°位置は、鋼板の板幅の１／４または３／４位置に相当する。
【0066】
また、表層の最高硬さの測定は以下の方法で行う。
まず、鋼管の溶接部を０時とした場合の、それぞれ３時、６時及び９時の位置（シーム溶接部から９０°、１８０°及び２７０°の位置）から３００ｍｍ角（３００ｍｍ×３００ｍｍ）の鋼板をガス切断で切り出し、切り出した鋼板の中心から、長さ２０ｍｍ、幅２０ｍｍのブロック試験片を機械切断によって採取し、機械研磨で研磨する。１つのブロック試験片について、ビッカース硬度計（荷重：０．１ｋｇｆ）で、表面から０．１ｍｍを始点として、板厚方向に０．１ｍｍ間隔で１０点、同一深さについて幅方向１．０ｍｍ間隔で１０点、合計１００点測定する。すなわち、３つのブロック試験片で合計３００点測定する。
上記測定の結果、２５０ＨＶを超える測定点が肉厚方向に２点以上連続して現れなければ、表層の最高硬さは２５０ＨＶ０．１以下であると判断する。
まず、鋼管の溶接部を０時とした場合の、それぞれ３時、６時及び９時の位置（シーム溶接部から９０°、１８０°及び２７０°の位置）から３００ｍｍ角（３００ｍｍ×３００ｍｍ）の鋼板をガス切断で切り出し、切り出した鋼板の中心から、長さ２０ｍｍ、幅２０ｍｍのブロック試験片を機械切断によって採取し、機械研磨で研磨する。１つのブロック試験片について、ビッカース硬度計（荷重：０．１ｋｇｆ）で、表面から０．１ｍｍを始点として、板厚方向に０．１ｍｍ間隔で１０点、同一深さについて幅方向１．０ｍｍ間隔で１０点、合計１００点測定する。すなわち、３つのブロック試験片で合計３００点測定する。
上記測定の結果、２５０ＨＶを超える測定点が肉厚方向に２点以上連続して現れなければ、表層の最高硬さは２５０ＨＶ０．１以下であると判断する。
【0067】
引張強さ：４８０ＭＰａ以上
本実施形態に係る鋼管において、引張強さには特に制限は設けないが、Ｈ２Ｓ環境中で使用されるラインパイプとしては、一般的にＸ５２、Ｘ６０またはＸ６５グレードの材料が用いられる場合が多い。その要求を満足するため、引張強さは４８０ＭＰａ以上であることが好ましく、５００ＭＰａ以上であることがより好ましい。
一方、引張強さが７００ＭＰａを超えると、耐ＳＳＣ性や耐ＨＩＣが劣化する場合がある。そのため、引張強さは７００ＭＰａ以下であることが好ましい。
引張強さは、鋼管のシーム部から１８０°の位置から長手方向が鋼板の幅方向と平行になるよう丸棒の試験片を採取し、ＡＰＩ５Ｌに準拠して引張試験を行うことで得られる。
本実施形態に係る鋼管において、引張強さには特に制限は設けないが、Ｈ２Ｓ環境中で使用されるラインパイプとしては、一般的にＸ５２、Ｘ６０またはＸ６５グレードの材料が用いられる場合が多い。その要求を満足するため、引張強さは４８０ＭＰａ以上であることが好ましく、５００ＭＰａ以上であることがより好ましい。
一方、引張強さが７００ＭＰａを超えると、耐ＳＳＣ性や耐ＨＩＣが劣化する場合がある。そのため、引張強さは７００ＭＰａ以下であることが好ましい。
引張強さは、鋼管のシーム部から１８０°の位置から長手方向が鋼板の幅方向と平行になるよう丸棒の試験片を採取し、ＡＰＩ５Ｌに準拠して引張試験を行うことで得られる。
【0068】
肉厚
本実施形態に係る鋼管の肉厚について特に制限は設けない。しかしながら、ラインパイプ内を通過する流体の輸送効率向上の観点から、肉厚は１６．０ｍｍ以上であるのが好ましく、１９．０ｍｍ以上であるのがより好ましい。
一方、表層の硬さは鋼管成形時に加工硬化によって増加し、通常厚肉化するほど表層硬さは上昇する。また、厚肉化すると板厚中心部における結晶の微細化が困難になる。したがって、肉厚は３５．０ｍｍ以下であるのが好ましく、３０．０ｍｍ以下であるのがより好ましく、２５．０ｍｍ以下であればさらに好ましい。
本実施形態に係る鋼管の肉厚について特に制限は設けない。しかしながら、ラインパイプ内を通過する流体の輸送効率向上の観点から、肉厚は１６．０ｍｍ以上であるのが好ましく、１９．０ｍｍ以上であるのがより好ましい。
一方、表層の硬さは鋼管成形時に加工硬化によって増加し、通常厚肉化するほど表層硬さは上昇する。また、厚肉化すると板厚中心部における結晶の微細化が困難になる。したがって、肉厚は３５．０ｍｍ以下であるのが好ましく、３０．０ｍｍ以下であるのがより好ましく、２５．０ｍｍ以下であればさらに好ましい。
【0069】
２．溶接部
一般に、鋼管溶接において、溶接部は母材部よりも厚みが大きくなるように施工される。溶接部は母材部よりも強度が高くなるように施工されるが、ＳＳＣの発生を抑制させるためにＮＡＣＥ ＭＲ０１７５／ＩＳＯ１５１５６－２に記載の通り溶接部の硬さを２５０Ｈｖ以下にする限り、本実施形態に係る鋼管の溶接部は、ＳＡＷ溶接等で、通常の条件で得られたものであれば、特に限定されない。例えば、本実施形態に係る鋼板を素材として用いる場合、ＳＡＷ溶接等で、３電極もしくは４電極にて、板厚に応じて入熱が２．０ｋＪ／ｍｍから１０ｋＪ／ｍｍの条件範囲で溶接することで、最高硬さが２５０Ｈｖ以下になるので好ましい。また、溶接後、溶接部を加熱する焼戻し処理（シーム熱処理）を施しても良い。
鋼管の溶接は制御冷却後に施工されるため、溶接部の表層が制御冷却によって硬化することはない。したがって、溶接部の硬さは母材部と同じく荷重０．１ｋｇｆで測定しても良いが、ＮＡＣＥ ＭＲ０１７５／ＩＳＯ１５１５６－２に記載の通り荷重１０ｋｇｆまたは荷重５ｋｇｆで測定しても良い。
一般に、鋼管溶接において、溶接部は母材部よりも厚みが大きくなるように施工される。溶接部は母材部よりも強度が高くなるように施工されるが、ＳＳＣの発生を抑制させるためにＮＡＣＥ ＭＲ０１７５／ＩＳＯ１５１５６－２に記載の通り溶接部の硬さを２５０Ｈｖ以下にする限り、本実施形態に係る鋼管の溶接部は、ＳＡＷ溶接等で、通常の条件で得られたものであれば、特に限定されない。例えば、本実施形態に係る鋼板を素材として用いる場合、ＳＡＷ溶接等で、３電極もしくは４電極にて、板厚に応じて入熱が２．０ｋＪ／ｍｍから１０ｋＪ／ｍｍの条件範囲で溶接することで、最高硬さが２５０Ｈｖ以下になるので好ましい。また、溶接後、溶接部を加熱する焼戻し処理（シーム熱処理）を施しても良い。
鋼管の溶接は制御冷却後に施工されるため、溶接部の表層が制御冷却によって硬化することはない。したがって、溶接部の硬さは母材部と同じく荷重０．１ｋｇｆで測定しても良いが、ＮＡＣＥ ＭＲ０１７５／ＩＳＯ１５１５６－２に記載の通り荷重１０ｋｇｆまたは荷重５ｋｇｆで測定しても良い。
【0070】
＜製造方法＞
本実施形態に係る鋼板および本実施形態に係る鋼管は、上述の構成を有していれば、その効果が得られるが、例えば以下のような製造方法によれば、安定して得られるので好ましい。すなわち、以下の方法により製造することができるが、この方法には限定されない。
本実施形態に係る鋼板および本実施形態に係る鋼管は、上述の構成を有していれば、その効果が得られるが、例えば以下のような製造方法によれば、安定して得られるので好ましい。すなわち、以下の方法により製造することができるが、この方法には限定されない。
【0071】
すなわち、本実施形態に係る鋼板は、以下の工程を含む製造方法によって得ることができる。
（Ｉ）熱間圧延工程
（ＩＩ）第１冷却工程
（ＩＩＩ）保持工程
（ＩＶ）（必要に応じて行う）第２冷却工程
（Ｖ）第３冷却工程
（ＶＩ）第４冷却工程
また、本実施形態に係る鋼管は、上記に加えてさらに以下の工程を含む製造方法によって得ることができる。
（ＶＩＩ）成形工程
（ＶＩＩＩ）溶接工程
各工程の好ましい条件について説明する。
（Ｉ）熱間圧延工程
（ＩＩ）第１冷却工程
（ＩＩＩ）保持工程
（ＩＶ）（必要に応じて行う）第２冷却工程
（Ｖ）第３冷却工程
（ＶＩ）第４冷却工程
また、本実施形態に係る鋼管は、上記に加えてさらに以下の工程を含む製造方法によって得ることができる。
（ＶＩＩ）成形工程
（ＶＩＩＩ）溶接工程
各工程の好ましい条件について説明する。
【0072】
［熱間圧延工程］
上述の化学組成を有する鋼を炉で溶製した後、鋳造によって作製されたスラブを加熱して熱間圧延を施す。
熱間圧延工程においては、熱間圧延前の加熱温度を１０００～１３００℃とし、熱間圧延の仕上げ圧延開始温度をＡｒ３～９００℃、仕上げ圧延終了温度をＡｒ３℃以上とすることが好ましい。
加熱温度が１３００℃を超えると結晶粒が粗大化し、所定の有効結晶粒径が得られなくなることが懸念される。一方、加熱温度が１０００℃未満では、所定の仕上げ圧延温度を確保できない可能性がある。
また、圧延開始温度が９００℃超では、結晶粒が粗大化し、所定の有効結晶粒径が得られなくなることが懸念される。一方、圧延開始温度がＡｒ３℃未満では、所定の仕上げ圧延温度を確保できない可能性がある。
仕上げ圧延終了温度がＡｒ３℃未満であると、加工フェライトが生成する。加工フェライトは、製鋼欠陥があると使用時の割れの原因となるので、加工フェライトが生成される場合には、製鋼段階で厳密な制御を行う必要が生じる。そのため、仕上げ圧延終了温度をＡｒ３℃以上とする。Ａｒ３は化学成分、加熱温度、熱間圧延条件、板厚（空冷中の冷却速度）により変化するが、本実施形態に係る鋼板の化学成分、板厚、強度の範囲内では概ね７６０～７９０℃程度である。
上述の化学組成を有する鋼を炉で溶製した後、鋳造によって作製されたスラブを加熱して熱間圧延を施す。
熱間圧延工程においては、熱間圧延前の加熱温度を１０００～１３００℃とし、熱間圧延の仕上げ圧延開始温度をＡｒ３～９００℃、仕上げ圧延終了温度をＡｒ３℃以上とすることが好ましい。
加熱温度が１３００℃を超えると結晶粒が粗大化し、所定の有効結晶粒径が得られなくなることが懸念される。一方、加熱温度が１０００℃未満では、所定の仕上げ圧延温度を確保できない可能性がある。
また、圧延開始温度が９００℃超では、結晶粒が粗大化し、所定の有効結晶粒径が得られなくなることが懸念される。一方、圧延開始温度がＡｒ３℃未満では、所定の仕上げ圧延温度を確保できない可能性がある。
仕上げ圧延終了温度がＡｒ３℃未満であると、加工フェライトが生成する。加工フェライトは、製鋼欠陥があると使用時の割れの原因となるので、加工フェライトが生成される場合には、製鋼段階で厳密な制御を行う必要が生じる。そのため、仕上げ圧延終了温度をＡｒ３℃以上とする。Ａｒ３は化学成分、加熱温度、熱間圧延条件、板厚（空冷中の冷却速度）により変化するが、本実施形態に係る鋼板の化学成分、板厚、強度の範囲内では概ね７６０～７９０℃程度である。
【0073】
上述のように、本実施形態に係る鋼板及び鋼管においては、板厚（鋼管では肉厚）中心部における結晶粒径の微細化と表層における最高硬さの低減とを両立させる必要がある。板厚（肉厚）中心部を微細な組織とするためには、熱間圧延終了後の冷却速度を高くすることが望まれる。しかしながら、冷却速度が高い場合には、表層の硬さが上昇するおそれが生じる。そのため、両者を満足するためには、熱間圧延終了後の制御冷却が重要となる。
【0074】
具体的には、熱間圧延工程後の鋼板（熱延鋼板）に対し、下記に示す第１冷却工程、保持工程、第２冷却工程、第３冷却工程、第４冷却工程を順に施すことによって、上記の金属組織を有する鋼板を製造することが可能となる。ただし、第２冷却工程については任意であり行わなくてもよい。
【0075】
［第１冷却工程］
熱間圧延終了後に、鋼板の表面温度において、Ａｒ３℃以上の温度、例えば７９０～８３０℃から、Ｂｓ点～Ｍｓ点のベイナイト変態域まで、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で加速冷却する。上記のベイナイト変態域まで加速冷却を行うことで、鋼板表層における金属組織中に、ポリゴナルフェライトおよびマルテンサイトが生成するのを抑制することができる。
熱間圧延終了後に、鋼板の表面温度において、Ａｒ３℃以上の温度、例えば７９０～８３０℃から、Ｂｓ点～Ｍｓ点のベイナイト変態域まで、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で加速冷却する。上記のベイナイト変態域まで加速冷却を行うことで、鋼板表層における金属組織中に、ポリゴナルフェライトおよびマルテンサイトが生成するのを抑制することができる。
【0076】
第１冷却工程における冷却停止温度がＢｓ点より高温になると、次の保持工程で表層の金属組織中にポリゴナルフェライトが生成するおそれが生じる。一方、第１冷却工程における冷却停止温度がＭｓ点未満であると、表層の金属組織中にマルテンサイトが生成するおそれがある。また、平均冷却速度が３０℃／ｓ未満であっても、冷却途中でポリゴナルフェライトが生成するおそれがある。平均冷却速度の上限については特に制限はない。
第１冷却工程における上記平均冷却速度は、表面温度の変化を冷却開始時間と冷却終了時間との差で除して算出される冷却速度である。
第１冷却工程における上記平均冷却速度は、表面温度の変化を冷却開始時間と冷却終了時間との差で除して算出される冷却速度である。
【0077】
ここで、Ｂｓ点（℃）は下記（ｉｉｉ）式で表わされ、アシキュラーフェライトおよびベイナイトの生成開始温度を意味する。
Ｂｓ＝８３０－２７０×Ｃ－９０×Ｍｎ－３７×Ｎｉ－７０×Ｃｒ－８３×Ｍｏ ・・・（ｉｉｉ）
但し、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。
Ｂｓ＝８３０－２７０×Ｃ－９０×Ｍｎ－３７×Ｎｉ－７０×Ｃｒ－８３×Ｍｏ ・・・（ｉｉｉ）
但し、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。
【0078】
また、Ｍｓ点は下記（ｉｖ）式により算出することが可能である。
Ｍｓ＝５４５－３３０×Ｃ＋２×Ａｌ－１４×Ｃｒ－１３×Ｃｕ－２３×Ｍｎ－５×Ｍｏ－４×Ｎｂ－１３×Ｎｉ－７×Ｓｉ＋３×Ｔｉ＋４×Ｖ ・・・（ｉｖ）
但し、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。
Ｍｓ＝５４５－３３０×Ｃ＋２×Ａｌ－１４×Ｃｒ－１３×Ｃｕ－２３×Ｍｎ－５×Ｍｏ－４×Ｎｂ－１３×Ｎｉ－７×Ｓｉ＋３×Ｔｉ＋４×Ｖ ・・・（ｉｖ）
但し、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。
【0079】
［保持工程］
第１冷却工程後に、緩冷却を施すことにより表層の温度をＭｓ点～Ｂｓ点の温度範囲内（ベイナイト変態域）で保持する。上記のベイナイト変態域で３．０秒以上保持することによって、表層における金属組織をアシキュラーフェライトおよびベイナイト主体の金属組織に制御する。保持温度がＭｓ点を下回るとマルテンサイトが生成し、表層の最高硬さを２５０ＨＶ０．１以下にすることができない。一方、保持温度範囲がＢｓ点を上回るとポリゴナルフェライトが生成し、炭素固溶限の低いポリゴナルフェライトから未変態オーステナイトに炭素が濃化してしまうため、後の工程（第２冷却工程及び／または第３冷却工程）でマルテンサイトが生成し、表層の最高硬さを２５０ＨＶ０．１以下にすることができない。
第１冷却工程後に、緩冷却を施すことにより表層の温度をＭｓ点～Ｂｓ点の温度範囲内（ベイナイト変態域）で保持する。上記のベイナイト変態域で３．０秒以上保持することによって、表層における金属組織をアシキュラーフェライトおよびベイナイト主体の金属組織に制御する。保持温度がＭｓ点を下回るとマルテンサイトが生成し、表層の最高硬さを２５０ＨＶ０．１以下にすることができない。一方、保持温度範囲がＢｓ点を上回るとポリゴナルフェライトが生成し、炭素固溶限の低いポリゴナルフェライトから未変態オーステナイトに炭素が濃化してしまうため、後の工程（第２冷却工程及び／または第３冷却工程）でマルテンサイトが生成し、表層の最高硬さを２５０ＨＶ０．１以下にすることができない。
【0080】
また、保持時間が十分でないと未変態のオーステナイトが後の工程でマルテンサイト変態し、表層の最高硬さを２５０ＨＶ０．１以下にすることができない。したがって、保持工程ではアシキュラーフェライトおよびベイナイト主体の金属組織に制御するため、表層の温度をベイナイト変態域で３．０秒以上保持する。
【0081】
本工程において、緩冷却を施しながら表層の温度をベイナイト変態域で３．０秒以上保持するためには、第１冷却工程でＢｓ点～Ｍｓ点のベイナイト変態域まで、３０℃／ｓ以上の平均冷却速度で加速冷却することが極めて重要である。第１冷却工程で３０℃／ｓ以上の速い平均冷却速度で冷却すると、保持工程開始時の板厚中心温度は表層温度よりも高い温度で一定時間維持される。したがって、第１冷却工程後の表層は板厚中心との熱伝導によって復熱（昇温）しようとする。ここで、熱伝導による復熱を抑えられる程度の弱い水量で緩冷却を施すことによって、表層の温度をベイナイト変態域で３．０秒以上保持することができる。
【0082】
上述のように第１冷却工程及び保持工程の間、表層は上記の通り冷却及び保持されるが、板厚中心部については緩冷却となる。保持工程完了時の板厚中心部の温度は７００℃以上であることが好ましく、第１冷却工程、保持工程の間の板厚中心部の平均冷却速度は、１５℃／ｓ以下であることが好ましい。
【0083】
［第２冷却工程］
保持工程によって、表層における金属組織の制御が完了した後、第２冷却工程で表面の冷却と復熱後の表面温度が５５０℃以上になる復熱とを２回以上繰り返すことにより中心の冷却速度を制御し、ポリゴナルフェライト分率を高めることができる。この第２冷却工程で生成する微細なポリゴナルフェライト粒の分率を高めると、最終的に得られる複合組織の金属組織全体としての平均粒径を微細化させることができる。また、復熱によって鋼板表層を自己焼戻しさせることができ、結果として表層の最高硬さを低減させる効果もある。
そのため、より優れた低温靭性を得たい場合には、第２冷却工程を行うことが好ましい。
保持工程によって、表層における金属組織の制御が完了した後、第２冷却工程で表面の冷却と復熱後の表面温度が５５０℃以上になる復熱とを２回以上繰り返すことにより中心の冷却速度を制御し、ポリゴナルフェライト分率を高めることができる。この第２冷却工程で生成する微細なポリゴナルフェライト粒の分率を高めると、最終的に得られる複合組織の金属組織全体としての平均粒径を微細化させることができる。また、復熱によって鋼板表層を自己焼戻しさせることができ、結果として表層の最高硬さを低減させる効果もある。
そのため、より優れた低温靭性を得たい場合には、第２冷却工程を行うことが好ましい。
【0084】
鋼板を加速冷却すると、表面温度は内部温度と比較して低温まで冷却される。表面温度は、加速冷却を一時停止した際に内部からの熱伝導によって内部温度と表面温度との差が小さくなるように復熱する。中心温度は、表層との温度差による熱伝導によって冷却されるので、表層温度が復熱すると中心の冷却速度が低下する。したがって、表層の復熱と冷却とを繰り返すことによって中心の冷却速度を制御し、ポリゴナルフェライト分率を高めることができる。例えば、保持工程後に加速冷却によって表面温度を５００℃以下まで低下させ、５５０℃以上に復熱させる表層の冷却と復熱を２回以上繰り返すことで、中心温度をフェライト変態域に保持させ、効率的にポリゴナルフェライト分率を高めることができる。
第２冷却工程において、冷却と復熱が２回未満では、板厚中心部のポリゴナルフェライト分率を高める十分な変態時間を確保できないおそれがある。また、鋼板表面の復熱は内部温度との熱伝導によって生じるため、復熱温度が５５０℃未満にしかならない場合は、板厚中心部もベイナイト変態域に保持されてしまい、ポリゴナルフェライト分率が高められないおそれがある。
第２冷却工程において、冷却と復熱が２回未満では、板厚中心部のポリゴナルフェライト分率を高める十分な変態時間を確保できないおそれがある。また、鋼板表面の復熱は内部温度との熱伝導によって生じるため、復熱温度が５５０℃未満にしかならない場合は、板厚中心部もベイナイト変態域に保持されてしまい、ポリゴナルフェライト分率が高められないおそれがある。
【0085】
［第３冷却工程］
保持工程によって、表層における金属組織の制御が完了した後、または、第２冷却工程で板厚中心部のポリゴナルフェライト分率を高めた後、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で加速冷却する。この際、表面温度をＭｓ点以下まで加速冷却し、冷却停止後の最終復熱温度はＢｓ点以下とする。表層の組織制御が終了した後に直ちに加速冷却を行うことで、内部の冷却を促進し、板厚中心部を微細なアシキュラーフェライトおよび／またはベイナイトを含む組織とすることが可能になる。
保持工程によって、表層における金属組織の制御が完了した後、または、第２冷却工程で板厚中心部のポリゴナルフェライト分率を高めた後、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で加速冷却する。この際、表面温度をＭｓ点以下まで加速冷却し、冷却停止後の最終復熱温度はＢｓ点以下とする。表層の組織制御が終了した後に直ちに加速冷却を行うことで、内部の冷却を促進し、板厚中心部を微細なアシキュラーフェライトおよび／またはベイナイトを含む組織とすることが可能になる。
【0086】
平均冷却速度が１０℃／ｓ未満では、板厚中心部の結晶粒が粗粒化するおそれがある。したがって、第３冷却工程では、平均冷却速度を高めることを目的として、鋼板の表面温度をＭｓ点以下まで加速冷却する。鋼板の表面温度をＭｓ点以下まで冷却すると、熱伝導により板厚中心部の冷却速度を高めることができる。一般的な加速冷却方式ではＭｓ点以下まで急冷すると鋼板表面の硬さが上昇してしまうが、本実施形態の製造方法では鋼板表面における金属組織の制御が完了しているので、鋼板表面をＭｓ点以下まで急冷しても鋼板表層の硬さは上昇しない。そのため、鋼板表面における冷却速度に上限を設けることなく平均冷却速度を高めることができる。
上記平均冷却速度は、板厚中心部の温度変化を、冷却時間（冷却開始時間と冷却終了時間との差）で除すことによって得られる肉厚中心部の平均冷却速度である。板厚中心部の温度変化は熱伝導計算により表面温度から求めることができる。
板厚中心部は表面との熱伝導によって加速冷却されるが、冷却を停止すると、表面は板厚中心部との熱伝導によって復熱する。復熱は表面の温度が板厚中心部と一致するまで進むことから、冷却後の最終復熱温度は板厚中心部における冷却停止温度に対応する。最終復熱温度をＢｓ点以下にすることで、板厚中心部は微細なアシキュラーフェライトおよび／またはベイナイトを含む組織とすることができる。最終復熱温度がＢｓ点超になると、生成したポリゴナルフェライトが成長して組織が粗大化してしまう。
上記平均冷却速度は、板厚中心部の温度変化を、冷却時間（冷却開始時間と冷却終了時間との差）で除すことによって得られる肉厚中心部の平均冷却速度である。板厚中心部の温度変化は熱伝導計算により表面温度から求めることができる。
板厚中心部は表面との熱伝導によって加速冷却されるが、冷却を停止すると、表面は板厚中心部との熱伝導によって復熱する。復熱は表面の温度が板厚中心部と一致するまで進むことから、冷却後の最終復熱温度は板厚中心部における冷却停止温度に対応する。最終復熱温度をＢｓ点以下にすることで、板厚中心部は微細なアシキュラーフェライトおよび／またはベイナイトを含む組織とすることができる。最終復熱温度がＢｓ点超になると、生成したポリゴナルフェライトが成長して組織が粗大化してしまう。
【0087】
［その他］
第３冷却工程中に、必要に応じて、冷却を一時停止し、復熱により鋼板表面温度を１回以上Ｍｓ点以上としてもよい。鋼板を加速冷却すると、表面温度は内部温度と比較して低温まで冷却される。表面温度は、加速冷却を一時停止した際に内部温度との熱伝導によって復熱させることができる。例えば、加速冷却によって表面温度が４００℃以下に低下しても、冷却停止時の内部温度が７００℃以上あれば、適切な復熱時間を与えることで５５０℃以上といった温度まで復熱させることができる。
復熱させると通常の加速冷却を行った場合と比較して高い自己焼戻し効果が得られるので、表層硬さを低下させることができる。その後も、加速冷却を断続的に行い、冷却と復熱とを繰り返すことができる。復熱は例えば２回以上行うのがより好ましい。
第３冷却工程中に、必要に応じて、冷却を一時停止し、復熱により鋼板表面温度を１回以上Ｍｓ点以上としてもよい。鋼板を加速冷却すると、表面温度は内部温度と比較して低温まで冷却される。表面温度は、加速冷却を一時停止した際に内部温度との熱伝導によって復熱させることができる。例えば、加速冷却によって表面温度が４００℃以下に低下しても、冷却停止時の内部温度が７００℃以上あれば、適切な復熱時間を与えることで５５０℃以上といった温度まで復熱させることができる。
復熱させると通常の加速冷却を行った場合と比較して高い自己焼戻し効果が得られるので、表層硬さを低下させることができる。その後も、加速冷却を断続的に行い、冷却と復熱とを繰り返すことができる。復熱は例えば２回以上行うのがより好ましい。
【0088】
（第４冷却工程）
第３冷却工程後、３００℃までの平均冷却速度が２００℃／ｈｒ以上となるように、３００℃以下まで冷却する。３００℃までの平均冷却速度が２００℃／ｈｒ未満であると、所定の強度を得ることができない。
第３冷却工程後、３００℃までの平均冷却速度が２００℃／ｈｒ以上となるように、３００℃以下まで冷却する。３００℃までの平均冷却速度が２００℃／ｈｒ未満であると、所定の強度を得ることができない。
【0089】
（成形工程）
本実施形態に係る鋼板を、筒状に成形し、筒状に成形した鋼板の両端部を突き合せて溶接（シーム溶接）することで、本実施形態に係る鋼管を形成する。
本実施形態に係る鋼板の鋼管への成形は、特定の成形方法に限定されない。例えば、ＵＯ製管を行うことで製造することができる。ＵＯ製管法では、例えば、エッジ部を切削により開先を加工した圧延鋼板（素材）に対して、Ｃプレスを行ってＣ形に成形した後Ｕプレスを行ってＵ形に成形し、さらにＯプレスを行ってＯ形に成形して円筒状に成形する。
本実施形態に係る鋼板を、筒状に成形し、筒状に成形した鋼板の両端部を突き合せて溶接（シーム溶接）することで、本実施形態に係る鋼管を形成する。
本実施形態に係る鋼板の鋼管への成形は、特定の成形方法に限定されない。例えば、ＵＯ製管を行うことで製造することができる。ＵＯ製管法では、例えば、エッジ部を切削により開先を加工した圧延鋼板（素材）に対して、Ｃプレスを行ってＣ形に成形した後Ｕプレスを行ってＵ形に成形し、さらにＯプレスを行ってＯ形に成形して円筒状に成形する。
【0090】
（溶接工程）
鋼板を成形後、端部である継目（シーム部）を突き合わせて、仮付溶接、内面溶接および外面溶接を行い、さらに必要に応じて拡管を行う。溶接も、特定の溶接に限定されないが、サブマージドアーク溶接（ＳＡＷ）が好ましい。本実施形態に係る鋼管の溶接部は、最高硬さが上述の範囲であれば、溶接条件等は限定されない。しかしながら、本実施形態に係る鋼板を素材として用いる場合、ＳＡＷ溶接等で、３電極もしくは４電極にて、板厚に応じて入熱が２．０ｋＪ／ｍｍから１０ｋＪ／ｍｍの条件範囲で溶接することで、表層の最高硬さが２５０ＨＶ０．１以下になるので好ましい。
鋼板を成形後、端部である継目（シーム部）を突き合わせて、仮付溶接、内面溶接および外面溶接を行い、さらに必要に応じて拡管を行う。溶接も、特定の溶接に限定されないが、サブマージドアーク溶接（ＳＡＷ）が好ましい。本実施形態に係る鋼管の溶接部は、最高硬さが上述の範囲であれば、溶接条件等は限定されない。しかしながら、本実施形態に係る鋼板を素材として用いる場合、ＳＡＷ溶接等で、３電極もしくは４電極にて、板厚に応じて入熱が２．０ｋＪ／ｍｍから１０ｋＪ／ｍｍの条件範囲で溶接することで、表層の最高硬さが２５０ＨＶ０．１以下になるので好ましい。
【0091】
本実施形態に係る鋼管の製造方法では、溶接部をＡｃ１点（℃）以下に加熱して焼戻すシーム熱処理を行ってもよい。
【0092】
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【実施例】
【0093】
（実施例１）
表１－１、表１－２に示す化学組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造により鋼片とした。この時の厚さは、鋼種Ｊ～Ｎでは３００ｍｍとし、それ以外の鋼種Ａ～ＩおよびＯ～Ｓでは２４０ｍｍとした。得られた鋼片を表２－１、表２－３に示すように、１１００～１２５０℃の温度域まで加熱し、９００℃を超える再結晶温度域で熱間圧延を行い、引き続き、Ａｒ３～９００℃の未再結晶温度域での熱間圧延（仕上圧延）を行い、Ａｒ３の温度（℃）以上である表２－１、表２－３に示す温度で熱間圧延を終了した。
表１－１、表１－２に示す化学組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造により鋼片とした。この時の厚さは、鋼種Ｊ～Ｎでは３００ｍｍとし、それ以外の鋼種Ａ～ＩおよびＯ～Ｓでは２４０ｍｍとした。得られた鋼片を表２－１、表２－３に示すように、１１００～１２５０℃の温度域まで加熱し、９００℃を超える再結晶温度域で熱間圧延を行い、引き続き、Ａｒ３～９００℃の未再結晶温度域での熱間圧延（仕上圧延）を行い、Ａｒ３の温度（℃）以上である表２－１、表２－３に示す温度で熱間圧延を終了した。
【0094】
その後、一部の例については、表２－１～表２－４に示す条件で第１冷却工程、保持工程、第３冷却工程、第４冷却工程を順に行い、その後冷却と復熱を繰り返しながら室温まで冷却し、鋼板を製造した（第２冷却工程は行わなかった）。
また、それ以外の例については、表２－１～表２－４に示す条件で第１冷却工程、保持工程、第２冷却工程、第３冷却工程、第４冷却工程を順に行い室温まで冷却し、鋼板を製造した。第２冷却工程では、復熱前の冷却では、いずれも一旦５００℃以下まで表面温度が低下していた。
また、それ以外の例については、表２－１～表２－４に示す条件で第１冷却工程、保持工程、第２冷却工程、第３冷却工程、第４冷却工程を順に行い室温まで冷却し、鋼板を製造した。第２冷却工程では、復熱前の冷却では、いずれも一旦５００℃以下まで表面温度が低下していた。
【0095】
【表1-1】
【0096】
【表1-2】
【0097】
【表2-1】
【0098】
【表2-2】
【0099】
【表2-3】
【0100】
【表2-4】
【0101】
上記の鋼板から組織観察用試験片、粒径測定用試験片、引張試験片、硬さ測定用試験片、ＤＷＴＴ試験片、衝撃試験片、ＳＳＣ試験片およびＨＩＣ試験片を採取し、それぞれの試験に供した。
【0102】
＜組織観察＞
組織観察用試験片については、Ｌ方向断面が観察面となるように、板幅方向にＷ／４の位置の位置から試験片を採取し、湿式研磨して鏡面に仕上げた後、ナイタール腐食して金属組織を現出させた。そして、Ｌ方向断面について、光学顕微鏡を用いて５００倍の倍率で４視野の組織観察を行い、表層（表面から０．１ｍｍの位置）及び板厚中心部の各組織の面積率を測定した。
組織観察用試験片については、Ｌ方向断面が観察面となるように、板幅方向にＷ／４の位置の位置から試験片を採取し、湿式研磨して鏡面に仕上げた後、ナイタール腐食して金属組織を現出させた。そして、Ｌ方向断面について、光学顕微鏡を用いて５００倍の倍率で４視野の組織観察を行い、表層（表面から０．１ｍｍの位置）及び板厚中心部の各組織の面積率を測定した。
【0103】
＜有効結晶粒径の測定＞
また、粒径測定用の試験片については、Ｌ方向断面が観察面となるように、組織観察用試験片と同じ位置から試験片を採取し、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ装置を用いて板厚中心部を観察し、傾角１５°以上の大角粒界で囲まれる結晶粒の粒径を求めることで平均有効結晶粒径を求めた。
また、粒径測定用の試験片については、Ｌ方向断面が観察面となるように、組織観察用試験片と同じ位置から試験片を採取し、ＳＥＭ－ＥＢＳＤ装置を用いて板厚中心部を観察し、傾角１５°以上の大角粒界で囲まれる結晶粒の粒径を求めることで平均有効結晶粒径を求めた。
【0104】
＜引張試験＞
引張試験は、試験片の長手方向が鋼板の幅方向と平行になるよう、ＡＰＩ５Ｌに準拠して、丸棒の引張試験片を加工し、引張試験を行った。その結果から、引張強さ（ＭＰａ）を求めた。
引張強さが４８０ＭＰａ以上であれば、ラインパイプ用鋼板として好ましい強度を有していると判断した。
引張試験は、試験片の長手方向が鋼板の幅方向と平行になるよう、ＡＰＩ５Ｌに準拠して、丸棒の引張試験片を加工し、引張試験を行った。その結果から、引張強さ（ＭＰａ）を求めた。
引張強さが４８０ＭＰａ以上であれば、ラインパイプ用鋼板として好ましい強度を有していると判断した。
【0105】
＜硬さ試験＞
次に、硬さ測定用試験片を用いて、表層の最高硬さの測定を行った。具体的には、鋼板の幅方向の端部から鋼板の幅方向に１／４、１／２及び３／４の位置から３００ｍｍ角（３００ｍｍ×３００ｍｍ）の鋼板をガス切断で切り出し、切り出した鋼板の中心から、長さ２０ｍｍ、幅２０ｍｍのブロック試験片を機械切断によって採取し、機械研磨で研磨した。１つのブロック試験片について、ビッカース硬度計（荷重：０．１ｋｇｆ）で、表面から０．１ｍｍを始点として、板厚方向に０．１ｍｍ間隔で１０点、同一深さについて幅方向１．０ｍｍ間隔で１０点、合計１００点測定した。すなわち、３つのブロック試験片で合計３００点測定した。上記測定の結果、２５０ＨＶを超える測定点が１点存在しても、板厚方向に２点以上連続して現れなければ、その点は異常点であるとして採用せず、次に高い値を最高硬さとした。一方、板厚方向に連続して２点以上２５０ＨＶを超える測定点が存在する場合には、それらの最も高い値を最高硬さとして採用した。
次に、硬さ測定用試験片を用いて、表層の最高硬さの測定を行った。具体的には、鋼板の幅方向の端部から鋼板の幅方向に１／４、１／２及び３／４の位置から３００ｍｍ角（３００ｍｍ×３００ｍｍ）の鋼板をガス切断で切り出し、切り出した鋼板の中心から、長さ２０ｍｍ、幅２０ｍｍのブロック試験片を機械切断によって採取し、機械研磨で研磨した。１つのブロック試験片について、ビッカース硬度計（荷重：０．１ｋｇｆ）で、表面から０．１ｍｍを始点として、板厚方向に０．１ｍｍ間隔で１０点、同一深さについて幅方向１．０ｍｍ間隔で１０点、合計１００点測定した。すなわち、３つのブロック試験片で合計３００点測定した。上記測定の結果、２５０ＨＶを超える測定点が１点存在しても、板厚方向に２点以上連続して現れなければ、その点は異常点であるとして採用せず、次に高い値を最高硬さとした。一方、板厚方向に連続して２点以上２５０ＨＶを超える測定点が存在する場合には、それらの最も高い値を最高硬さとして採用した。
【0106】
＜ＤＷＴＴ試験＞
ＤＷＴＴ試験片は、鋼板の幅方向１／４位置から試験片の長手方向が鋼板の幅方向と平行になるように採取した。このＤＷＴＴ試験片を用いて、試験温度－２０℃及び－３０℃でのＤＷＴＴ試験を行い、ＤＷＴＴ延性破面率を測定した。ＤＷＴＴ試験は、ＡＰＩ規格５Ｌ３に準拠して行った。
ＤＷＴＴ試験後のＤＷＴＴ延性破面率が８５％以上であれば、その試験温度での靭性に優れると判断した。
ＤＷＴＴ試験片は、鋼板の幅方向１／４位置から試験片の長手方向が鋼板の幅方向と平行になるように採取した。このＤＷＴＴ試験片を用いて、試験温度－２０℃及び－３０℃でのＤＷＴＴ試験を行い、ＤＷＴＴ延性破面率を測定した。ＤＷＴＴ試験は、ＡＰＩ規格５Ｌ３に準拠して行った。
ＤＷＴＴ試験後のＤＷＴＴ延性破面率が８５％以上であれば、その試験温度での靭性に優れると判断した。
【0107】
＜シャルピー衝撃試験＞
衝撃試験片は、幅が１０ｍｍの２ｍｍＶノッチ試験片とした。上記試験片を鋼板の幅方向１／４位置から試験片の長手方向が鋼板の幅方向と平行になるよう各３本ずつ切り出して、－１００℃にてシャルピー衝撃試験を実施し、各３本の平均吸収エネルギーを求めた。
シャルピー衝撃試験後の平均吸収エネルギーが１５０Ｊ以上であれば、－１００℃以上での靭性に優れると判断した。
衝撃試験片は、幅が１０ｍｍの２ｍｍＶノッチ試験片とした。上記試験片を鋼板の幅方向１／４位置から試験片の長手方向が鋼板の幅方向と平行になるよう各３本ずつ切り出して、－１００℃にてシャルピー衝撃試験を実施し、各３本の平均吸収エネルギーを求めた。
シャルピー衝撃試験後の平均吸収エネルギーが１５０Ｊ以上であれば、－１００℃以上での靭性に優れると判断した。
【0108】
＜ＳＳＣ試験＞
ＳＳＣ試験は、最表層のＳＳＣ感受性を評価するために鋼管内表面を試験面とした４点曲げ試験を、ＮＡＣＥ ＴＭ ０３１６に準じて実施した。試験片は鋼板の幅方向中心および幅方向１／４位置から試験片の長手方向が鋼板の幅方向と平行になるよう採取した。その際、負荷応力は試験片の実ＹＳ（Ｙｉｅｌｄ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ：降伏応力）の９０％相当とし、試験溶液にはＮＡＣＥ ＴＭ ０１７７に規定されるＮＡＣＥ Ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ａを用いた。具体的には、５％食塩と０．５％酢酸とを含有する溶液に０．１ＭＰａの硫化水素を飽和させた条件で、７２０時間浸漬させた後のＳＳＣ発生有無を観察した。その他の条件はＮＡＣＥ ＴＭ ０１７７に準拠して行った。そして、ＳＳＣが生じなかったものを合格（ＯＫ）、ＳＳＣが生じたものを不合格（ＮＧ）と判定した。
ＳＳＣ試験は、最表層のＳＳＣ感受性を評価するために鋼管内表面を試験面とした４点曲げ試験を、ＮＡＣＥ ＴＭ ０３１６に準じて実施した。試験片は鋼板の幅方向中心および幅方向１／４位置から試験片の長手方向が鋼板の幅方向と平行になるよう採取した。その際、負荷応力は試験片の実ＹＳ（Ｙｉｅｌｄ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ：降伏応力）の９０％相当とし、試験溶液にはＮＡＣＥ ＴＭ ０１７７に規定されるＮＡＣＥ Ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ａを用いた。具体的には、５％食塩と０．５％酢酸とを含有する溶液に０．１ＭＰａの硫化水素を飽和させた条件で、７２０時間浸漬させた後のＳＳＣ発生有無を観察した。その他の条件はＮＡＣＥ ＴＭ ０１７７に準拠して行った。そして、ＳＳＣが生じなかったものを合格（ＯＫ）、ＳＳＣが生じたものを不合格（ＮＧ）と判定した。
【0109】
＜ＨＩＣ試験＞
ＨＩＣ試験片は、長さ１００ｍｍ、幅２０ｍｍの全厚試験片とした。そして、ＨＩＣ試験は、ＮＡＣＥ ＴＭ ０２８４に準拠して行った。具体的には、５％食塩と０．５％酢酸とを含有する溶液に０．１ＭＰａの硫化水素を飽和させた条件で、９６時間浸漬させた後の割れ面積率を求めた。割れ面積率が６％以下のものを合格（ＯＫ）、６％を超えたものを不合格（ＮＧ）と判定した。また、割れ面積率が３％以下のものを特に優れる（Ｅｘ）と判定した。
ＨＩＣ試験片は、長さ１００ｍｍ、幅２０ｍｍの全厚試験片とした。そして、ＨＩＣ試験は、ＮＡＣＥ ＴＭ ０２８４に準拠して行った。具体的には、５％食塩と０．５％酢酸とを含有する溶液に０．１ＭＰａの硫化水素を飽和させた条件で、９６時間浸漬させた後の割れ面積率を求めた。割れ面積率が６％以下のものを合格（ＯＫ）、６％を超えたものを不合格（ＮＧ）と判定した。また、割れ面積率が３％以下のものを特に優れる（Ｅｘ）と判定した。
【0110】
それらの結果を表３－１～表３－４にまとめて示す。
【0111】
【表3-1】
【0112】
【表3-2】
【0113】
【表3-3】
【0114】
【表3-4】
【0115】
表３－１～表３－４から分かるように、本発明の規定を全て満足する試験Ｎｏ．１、２、６～９、１３～２６、１０１、１０２、１０８、１０９、１１１～１２３は、表層の最高硬さが２５０ＨＶ０．１以下であるとともに、ＳＳＣ試験による割れは認められなかった。また、－２０℃でのＤＷＴＴ試験後のＤＷＴＴ延性破面率も８５％以上が得られ、－１００℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが１５０Ｊ以上であり、引張強さも４８０ＭＰａ以上、ＨＩＣ試験後の割れ面積率も６％以下となった。
試験Ｎｏ．１、２、６～９、１３～２６では、ポリゴナルフェライト面積率が２０％未満であり、アシキュラーフェライト及びベイナイトが主体の組織であったため、ＨＩＣ試験後の割れ面積率も３％以下と特に耐ＨＩＣ性に優れていた。また、試験Ｎｏ．１０１、１０２、１０８、１０９、１１１～１２３は、ポリゴナルフェライト面積率が２０％以上であり、有効結晶粒径も１０．０μｍ以下であったため、－３０℃でのＤＷＴＴ試験後のＤＷＴＴ延性破面率も８５％以上が得られ、－１００℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが１５０Ｊ以上であり、特に低温靭性が優れていた。
試験Ｎｏ．１、２、６～９、１３～２６では、ポリゴナルフェライト面積率が２０％未満であり、アシキュラーフェライト及びベイナイトが主体の組織であったため、ＨＩＣ試験後の割れ面積率も３％以下と特に耐ＨＩＣ性に優れていた。また、試験Ｎｏ．１０１、１０２、１０８、１０９、１１１～１２３は、ポリゴナルフェライト面積率が２０％以上であり、有効結晶粒径も１０．０μｍ以下であったため、－３０℃でのＤＷＴＴ試験後のＤＷＴＴ延性破面率も８５％以上が得られ、－１００℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが１５０Ｊ以上であり、特に低温靭性が優れていた。
【0116】
それらに対して、試験Ｎｏ．３～５、１０～１２、２７～２９、１０３～１０７、１１０、１２４、１２５は、本発明の規定のいずれかを満足しなかった。
【0117】
試験Ｎｏ．３、１０、１０３、１０４では、第１冷却工程において表層平均冷却速度が３０℃／ｓ未満であるか、または保持温度がＢｓ点を上回ったため、表層にマルテンサイトが生成した。その結果、表層の最高硬さを２５０ＨＶ０．１以下に低減することができなかった。
【0118】
試験Ｎｏ．４、１１、１０５、１１０では、第１冷却工程において表層冷却停止温度がＭｓ点を下回ったためマルテンサイトが生成し、表層の最高硬さを２５０ＨＶ０．１以下に低減することができなかった。
【0119】
試験Ｎｏ．５、１２、１０６では、保持工程における保持時間がアシキュラーフェライト／ベイナイト変態が進行する有効時間よりも短時間であったことから、保持工程で未変態のまま残留したオーステナイトが後の冷却でマルテンサイトとなり、表層の最高硬さを２５０ＨＶ０．１以下に低減することができなかった。
【0120】
試験Ｎｏ．１０７では、第３冷却工程の平均冷却速度が１０℃／ｓ未満であったため、板厚中心部の有効結晶粒径が粗大になりＤＷＴＴ延性破面率が低下した。
【0121】
試験Ｎｏ．２７、１２４では、Ｃ含有量が規定範囲より高いため、表層の最高硬さが２５０ＨＶ０．１を超えた。また、試験Ｎｏ．１２５では、Ｃｅｑの値が規定範囲より低いため、ポリゴナルフェライト分率が２０％を超えるとともに十分な強度が得られなかった。
【0122】
さらに、試験Ｎｏ．２８では、Ｃｅｑの値が規定範囲より高く、また、試験Ｎｏ．２９では、Ｍｏ、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉの合計含有量が規定範囲より高いため、本発明と同様の冷却工程を与えてもマルテンサイトが生成して表層の最高硬さを２５０ＨＶ０．１以下に低減することができなかった。
【0123】
（実施例２）
実施例１で得られた鋼板のうち、好ましい特性が得られていた鋼板を、ＵＯ製管法で筒状に成形し、サブマージドアーク溶接によって鋼管の内外面から溶接し、拡管してＵＯＥ鋼管とした。溶接条件は、内面側を３電極、外面側を４電極とし、板厚に応じて入熱を２．０ｋＪ／ｍｍから１０ｋＪ／ｍｍの範囲に設定した。
実施例１で得られた鋼板のうち、好ましい特性が得られていた鋼板を、ＵＯ製管法で筒状に成形し、サブマージドアーク溶接によって鋼管の内外面から溶接し、拡管してＵＯＥ鋼管とした。溶接条件は、内面側を３電極、外面側を４電極とし、板厚に応じて入熱を２．０ｋＪ／ｍｍから１０ｋＪ／ｍｍの範囲に設定した。
【0124】
得られた鋼管に対し、鋼板と同様に、金属組織観察、有効結晶粒径測定、引張試験、表層硬さ測定、ＤＷＴＴ試験、シャルピー衝撃試験、ＳＳＣ試験、ＨＩＣ試験を行った。
【0125】
ただし、鋼管における金属組織の観察面は、Ｌ（長手）方向断面が観察面となるように、鋼管におけるシーム溶接部から９０°の位置から全厚の試験片を２つ切り出し、それぞれを組織観察用および粒径測定用に供した。この試験片を用い、組織観察及び有効結晶粒径の測定は、実施例１と同様の方法で行った。
また、表層の最高硬さの測定は、鋼管の溶接部を０時とした場合の、それぞれ３時、６時及び９時の位置（シーム溶接部から９０°、１８０°、２７０°の位置）から３００ｍｍ角（３００ｍｍ×３００ｍｍ）の鋼板をガス切断で切り出し、切り出した鋼板の中心から、長さ２０ｍｍ、幅２０ｍｍのブロック試験片を機械切断によって採取し、機械研磨で研磨した。１つのブロック試験片について、ビッカース硬度計（荷重：０．１ｋｇｆ）で、表面から０．１ｍｍを始点として、板厚方向に０．１ｍｍ間隔で１０点、同一深さについて幅方向１．０ｍｍ間隔で１０点、合計１００点測定する。すなわち、３つのブロック試験片で合計３００点測定した。
また、ＤＷＴＴ試験片は、鋼管のシーム溶接部から９０°の位置から採取した。
また、シャルピー衝撃試験片は、鋼管のシーム溶接部から９０°の位置から採取した。
引張試験片は、鋼管のシーム部から１８０°の位置から長手方向が鋼板の幅方向と平行になるよう丸棒の試験片を採取し、ＡＰＩ５Ｌに準拠して引張試験を行った。
また、実施例１と同様に、ＳＳＣ試験及びＨＩＣ試験を実施した。
また、表層の最高硬さの測定は、鋼管の溶接部を０時とした場合の、それぞれ３時、６時及び９時の位置（シーム溶接部から９０°、１８０°、２７０°の位置）から３００ｍｍ角（３００ｍｍ×３００ｍｍ）の鋼板をガス切断で切り出し、切り出した鋼板の中心から、長さ２０ｍｍ、幅２０ｍｍのブロック試験片を機械切断によって採取し、機械研磨で研磨した。１つのブロック試験片について、ビッカース硬度計（荷重：０．１ｋｇｆ）で、表面から０．１ｍｍを始点として、板厚方向に０．１ｍｍ間隔で１０点、同一深さについて幅方向１．０ｍｍ間隔で１０点、合計１００点測定する。すなわち、３つのブロック試験片で合計３００点測定した。
また、ＤＷＴＴ試験片は、鋼管のシーム溶接部から９０°の位置から採取した。
また、シャルピー衝撃試験片は、鋼管のシーム溶接部から９０°の位置から採取した。
引張試験片は、鋼管のシーム部から１８０°の位置から長手方向が鋼板の幅方向と平行になるよう丸棒の試験片を採取し、ＡＰＩ５Ｌに準拠して引張試験を行った。
また、実施例１と同様に、ＳＳＣ試験及びＨＩＣ試験を実施した。
【0126】
結果を表４－１、表４－２に示す。
【0127】
【表4-1】
【0128】
【表4-2】
【0129】
表４－１、表４－２から分かるように、優れた耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性、ならびに高い低温靭性を有する鋼板を用いて製造された鋼管は、優れた耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性、ならびに高い低温靭性を有していた。
【産業上の利用可能性】
【0130】
本発明によれば、優れた耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性、ならびに高い低温靭性を有する鋼板および鋼管を得ることが可能となる。したがって、本発明に係る鋼板および鋼管は、Ｈ２Ｓを多く含むような原油および天然ガスを輸送するためのラインパイプとして好適に用いることができる。