JP5521482B2

JP5521482B2 - 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP5521482B2
Application number: JP2009243042A
Authority: JP
Inventors: 力上; 欣哉中川; 博士中田
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2009-01-30
Filing date: 2009-10-22
Publication date: 2014-06-11
Anticipated expiration: 2029-10-22
Also published as: JP2010196155A

Description

本発明は、原油、天然ガス等を輸送するラインパイプ用として、高靭性が要求される高強度電縫鋼管あるいは高強度スパイラル鋼管の素材用として好適な、厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法に係り、とくに低温靭性の向上に関する。なお、「鋼板」は、鋼板及び鋼帯を含むものとする。なお、ここでいう「高張力熱延鋼板」とは、引張強さTS：510MPa以上の高強度を有する熱延鋼板をいい、また、「厚肉」鋼板とは、板厚11mm以上の鋼板をいうものとする。

近年、石油危機以来の原油の高騰や、エネルギー供給源の多様化の要求などから、北海、カナダ、アラスカ等のような極寒地での石油、天然ガスの採掘およびパイプラインの敷設が活発に行われるようになっている。また、一旦は、開発が放棄された腐食性の強いサワーガス田等に対する開発も盛んとなっている。
さらに、パイプラインにおいては、天然ガスやオイルの輸送効率向上のため、大径で高圧操業を行う傾向となっている。パイプラインの高圧操業に耐えるため、輸送管（ラインパイプ）は厚肉の鋼管とする必要があり、厚鋼板を素材とするＵＯＥ鋼管が使用されるようになってきている。しかし、最近では、パイプラインの施工コストの更なる低減という強い要望や、ＵＯＥ鋼管の供給能力不足などのために、鋼管の材料コスト低減の要求も強く、輸送管として、厚鋼板を素材とするＵＯＥ鋼管に代わり、生産性が高くより安価な、コイル形状の熱延鋼板（熱延鋼帯）を素材とした高強度電縫鋼管あるいは高強度スパイラル鋼管が用いられるようになってきた。

これら高強度鋼管には、ラインパイプの破壊を防止する観点から、優れた低温靭性を保持することが要求されている。このような高強度と高靭性とを兼備した鋼管を製造するために、鋼管素材である鋼板では、熱間圧延後の加速冷却を利用した変態強化や、Nb、Ｖ、Ti等の合金元素の析出物を利用した析出強化等による高強度化と、制御圧延等を利用した組織の微細化等による高靭性化が図られてきた。

また、硫化水素を含む原油や天然ガスの輸送に用いられるラインパイプでは、高強度、高靭性などの特性に加えて、耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）、耐応力腐食割れ性などのいわゆる耐サワー性にも優れることが要求される。
このような要求に対し、例えば特許文献１には、Ｃ：0.005〜0.030％未満、Ｂ：0.0002〜0.0100％を含み、Ti：0.20％以下およびNb：0.25％以下のうちから選ばれる１種または２種を（Ti＋Nb/2）／Ｃ：４以上を満足するように含み、さらにSi、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎを適正量含有する鋼を熱間圧延後、５〜20℃／ｓの冷却速度で冷却し、550℃超〜700℃の温度範囲で巻き取り、組織がフェライトおよび／またはベイニティックフェライトからなるとともに、粒内の固溶Ｃ量が1.0〜4.0ppmである、靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法が提案されている。特許文献１に記載された技術では、厚み方向、長さ方向における材質の不均一を伴うことなく、靭性、溶接性、耐サワー性に優れ、かつ低降伏比を有する高強度熱延鋼板を得ることができるとしている。しかし、特許文献１に記載された技術では、粒内の固溶Ｃ量が1.0〜4.0ppmであるため、円周溶接時の入熱で、結晶粒成長が起こりやすく、溶接熱影響部が粗大粒になり、円周溶接部の溶接熱影響部の靭性低下が起こりやすいという問題がある。

また、特許文献２には、Ｃ：0.01〜0.12％、Si：0.5％以下、Mn：0.5〜1.8％、Ti：0.010〜0.030％、Nb：0.01〜0.05％、Ca：0.0005〜0.0050％を、炭素当量：0.40以下、Ca／Ｏ：1.5〜2.0を満足するように、含む鋼片を、Ar_３＋100℃以上で熱間圧延を終了し、１〜20秒空冷したのち、Ar_３点以上の温度から冷却し、20秒以内に550〜650℃まで冷却し、その後450〜500℃で巻き取る、耐水素誘起割れ性に優れた高強度鋼板の製造方法が提案されている。特許文献２に記載された技術では、耐水素誘起割れ性を有するＡＰＩ規格のＸ60〜Ｘ70グレードのラインパイプ用鋼板を製造できるとしている。しかし、特許文献２に記載された技術では、板厚が厚い鋼板で、所望の冷却時間を確保できなくなり、所望の特性を確保するためには、さらなる冷却能力の向上を必要とするという問題があった。

また、厚鋼板であるが、特許文献３には、Ｃ：0.03〜0.06％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.8〜1.5％、Ｓ：0.0015％以下、Al：0.08％以下、Ca：0.001〜0.005％、Ｏ：0.0030％以下を含み、かつＣａ，Ｓ，Ｏが特定関係を満足するように含有する鋼を、加熱しAr_３変態点以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で400〜600℃まで加速冷却を行い、その後直ちに0.5℃／ｓ以上の昇温速度で鋼板表面温度600℃以上、板厚中央位置温度550〜700℃まで再加熱し、再加熱終了時の鋼板表面と板厚中央位置の温度差を20℃以上とする、耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法が提案されている。特許文献３に記載された技術では、金属組織中の第２相の分率を３％以下であり、表層と板厚中央位置の硬さ差がビッカース硬さで40ポイント以内の鋼板が得られ、耐水素誘起割れ性に優れた厚鋼板となるとしている。しかし、特許文献３に記載された技術では、再加熱工程を必要とし、製造工程が複雑になるとともに、再加熱設備等の更なる配設が必要となるなどの問題があった。

また、厚鋼板であるが、特許文献４には、Ｃ：0.01〜0.3％、Si：0.6％以下、Mn：0.2〜2.0％、Al：0.06％以下、Ti：0.005〜0.035％、Ｎ：0.001〜0.006％を含む鋳片を熱間圧延した後の冷却過程のAc_１−50℃以下の温度で、累積で２％以上の圧延を行い、その後、Ac_１超Ac_３未満の温度に加熱し、放冷する、表裏面に粗粒フェライト層を有する鋼材の製造方法が提案されている。特許文献４に記載された技術では、鋼材のSCC感受性や耐候性、耐食性の向上、さらには冷間加工後の材質劣化抑制などに寄与するとしている。しかし、特許文献４に記載された技術では、再加熱工程を必要とし、製造工程が複雑になるとともに、再加熱設備等の更なる設置が必要となるなどの問題があった。

またさらに最近では、極寒冷地用の鋼管には、パイプラインのバースト破壊を防止する観点から、破壊靭性、とくにＣＴＯＤ特性や、ＤＷＴＴ特性に優れることが要求されることが多い。
このような要求に対し、例えば、特許文献５には、Ｃ、Si、Mn、Ｎを適正量含有し、さらにSi、MnをMn/Siが5〜8を満足する範囲において含有し、さらにNb：0.01〜0.1％を含有する鋼片を、加熱後、1100℃以上で行う最初の圧延の圧下率：15〜30％、1000℃以上での合計圧下率：60％以上、最終圧延の圧下率：15〜30％の条件下で粗圧延を行ったのち、いったん5℃/s以上の冷却速度で、表層部の温度をＡr_１点以下まで冷却し、ついで、復熱または強制加熱で表層部の温度が（Ａc_３−40℃）〜（Ａc_３＋40℃）となった時点で仕上圧延を開始し、950℃以下での合計圧下率：60％以上、圧延終了温度：Ａr_３点以上の条件で仕上圧延を終了し、仕上圧延終了後２ｓ以内に冷却を開始し、10℃/s以上の速度で600℃以下まで冷却し、600〜350℃の温度範囲で巻き取る高強度電縫鋼管用熱延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献５に記載された技術で製造された鋼板は、高価な合金元素を添加することなく、また鋼管全体を熱処理することなく、鋼板表層の組織が微細化され、低温靭性、とくにＤＷＴＴ特性に優れた高強度電縫鋼管が製造できるとしている。しかし、特許文献５に記載された技術では、板厚が厚い鋼板では、所望の冷却速度を確保できなくなり、所望の特性を確保するためには、さらなる冷却能力の向上を必要とするという問題があった。

また、特許文献６には、Ｃ、Si、Mn、Al、Ｎを適正量含有し、さらにNb：0.001〜0.1％、Ｖ：0.001〜0.1％、Ti：0.001〜0.1％を含み、Cu、Ni、Moのうちの１種または２種以上を含有し、Ｐcm値が0.17以下である鋼スラブを、加熱したのち、表面温度が（Ａ_r３−50℃）以上の条件で仕上圧延を終了し、圧延後直ちに冷却し700℃以下の温度で巻き取り徐冷する低温靭性および溶接性に優れた高強度電縫管用熱延鋼帯の製造方法が記載されている。

特開平08−319538号公報特開平09−296216号公報特開2008−056962号公報特開2001−240936号公報特開2001−207220号公報特開2004−315957号公報

しかしながら、最近、高強度電縫鋼管用鋼板には、低温靭性、とくにＣＴＯＤ特性、ＤＷＴＴ特性の更なる向上が要求されている。特許文献６に記載された技術では、低温靭性が充分でなく、要求されるＣＴＯＤ特性、ＤＷＴＴ特性を十分に満足させるほど、優れた低温靭性を具備させることができないという問題があった。
また、従来技術から、熱延鋼板では、板長手方向、板幅方向の各位置で材質特性に大きなばらつきが生じる場合が多々あるという問題があった。

本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、多量の合金元素添加を必要とすることなく、ＴＳ：510MPa以上の高強度と、優れた低温靭性、とくに優れたＣＴＯＤ特性、ＤＷＴＴ特性、とを兼備する、高強度電縫鋼管用あるいは高強度スパイラル鋼管用として好適な、厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法を提供することを目的とし、さらに、本発明では、板長手方向および板幅方向の材質均一性の更なる向上をも目的とする。

なお、ここでいう「優れたＣＴＯＤ特性」とは、ASTM E 1290の規定に準拠して、試験温度：−10℃で実施したＣＴＯＤ試験における限界開口変位量CTOD値が、0.30mm以上である場合をいうものとする。また、ここでいう「優れたＤＷＴＴ特性」とは、ASTM E 436の規定に準拠して行ったＤＷＴＴ試験で、延性破面率が85％となる最低温度（ＤＷＴＴ温度）が、−35℃以下の場合をいうものとする。

本発明者らは、上記した目的を達成するために、低温靭性、とくにＤＷＴＴ特性、ＣＴＯＤ特性に及ぼす各種要因について鋭意考究した。その結果、全厚での靭性試験であるＤＷＴＴ特性、ＣＴＯＤ特性は、板厚方向の組織均一性に大きく影響されることに思い至った。そして、全厚での靭性試験であるＤＷＴＴ特性、ＣＴＯＤ特性に及ぼす板厚方向の組織不均一の影響は、板厚：11mm以上の厚肉材で顕在化することを見出した。

また、本発明者らの更なる研究によれば、「優れたＤＷＴＴ特性」、「優れたＣＴＯＤ特性」は、表面から板厚方向に１mmの位置（表層部）における主相であるフェライトの平均結晶粒径と板厚中央位置（板厚中心部）における主相であるフェライトの平均結晶粒径との差、ΔＤが２μm以下で、かつ鋼板表面から板厚方向に１mmの位置（表層部）における第二相の組織分率（体積率）と板厚中央位置（板厚中心部）における第二相の組織分率（体積率）との差、ΔＶが２％以下である場合に、確保できることを見出した。

まず、本発明の基礎となった実験結果について説明する。
質量％で、0.037％Ｃ−0.20％Si−1.59％Mn−0.016％Ｐ−0.0023％Ｓ−0.041％Al−0.061％Nb−0.013％Ti−残部Feからなるスラブを鋼素材として使用した。なお、（Ti＋Nb/２）／Ｃは1.18である。
上記した組成の鋼素材を、1230℃に加熱し、仕上圧延開始温度：980℃、仕上圧延終了温度：800℃とする熱間圧延を施して板厚：14.5mmの熱延板とし、熱間圧延終了後、板厚中央位置の温度が750℃超の温度領域における冷却速度で18℃/sとなる冷却を、種々の冷却停止温度まで施す加速冷却を施し、ついで、種々の巻取温度で巻き取り、熱延鋼板（鋼帯）とした。

得られた熱延鋼板から試験片を採取し、組織およびＤＷＴＴ特性を調査した。組織は、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置（表層部）、板厚中央位置（板厚中心部）について、主相であるフェライトの平均結晶粒径（μm）、第二相の組織分率（体積％）を求めた。得られた測定値から、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置（表層部）と板厚中央位置（板厚中心部）との、主相であるフェライトの平均結晶粒径差ΔＤおよび第二相の組織分率の差ΔＶをそれぞれ算出した。なお、第二相は、パーライト、マルテンサイト、ＭＡ（島状マルテンサイトともいう）等である。

得られた結果を、ＤＷＴＴに及ぼすΔＤとΔＶとの関係で図１にそれぞれ示す。
図１から、ＤＷＴＴが−35℃以下となる「優れたＤＷＴＴ特性」は、ΔＤが２μm以下でかつΔＶが２％以下となる場合に確実に維持できることを知見した。
つぎに、ΔＤ、ΔＶと冷却停止温度との関係を図２に、ΔＤ、ΔＶと巻取温度との関係を図３に示す。

図２、図３から、ΔＤが２μm以下でかつΔＶが２％以下とするためには、使用した鋼では、冷却停止温度を620℃以下、巻取温度を647℃以下に調整する必要があることがわかる。
本発明者らの更なる研究によれば、ΔＤが２μm以下でかつΔＶが２％以下とするために必要な冷却停止温度および巻取温度は、主としてベイナイト変態開始温度に影響する合金元素の含有量や、熱間圧延終了からの冷却速度に依存して決定されることを見出した。すなわち、ΔＤが２μm以下でかつΔＶが２％以下とするためには、冷却停止温度を、鋼板の板厚中央位置の温度で、次式
BFS（℃）＝770−300Ｃ−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni−1.5CR
（ここで、Ｃ、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％）、CR：鋼板の板厚中央位置の平均冷却速度（℃／ｓ））
で定義されるBFS以下の温度とし、かつ、巻取温度を、鋼板の板厚中央位置の温度で、次式
BFS0（℃）＝770−300Ｃ−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni
（ここで、Ｃ、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％））
で定義されるBFS0以下の温度とすることが肝要となる。

また、本発明者らの更なる研究によれば、鋼板の長手方向および幅方向の材質均一性向上のためには、熱延鋼板表面に形成される黒皮（スケール）厚さを適正範囲に調整する必要があることを見出した。
次に、この知見のもととなった実験結果について説明する。
質量％で、0.053％Ｃ−0.20％Si−1.60％Mn−0.012％Ｐ−0.0026％Ｓ−0.035％Al−0.061％Nb−0.013％Ti−0.0032％Ｎ−残部Feからなるスラブを鋼素材として使用した。なお、（Ti＋Nb/２）／Ｃは0.82である。

上記した組成の鋼素材を、1200℃に加熱し、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施し熱延鋼板（鋼帯）とした。なお、粗圧延前に、スケールブレーカー（RSB）でスケール除去処理を行った。また、仕上圧延においては、仕上圧延前のスケールブレーカー（FSB）によるスケール除去処理、仕上圧延入側温度FET、および仕上圧延出側温度FDTを種々変化させた熱間圧延を施して、表面の黒皮厚さが異なる、板厚：15.6mmの熱延板とした。なお、熱間圧延終了後は、鋼板の板厚中央位置の温度が750℃以下の温度領域における冷却速度で50℃/sとなる冷却を、冷却停止温度：540℃まで施す加速冷却を施し、ついで、巻取温度：520℃で巻き取った。

得られた熱延鋼板の表面から板厚方向に１mmの位置から引張試験片（板厚１mm厚×幅12.5mm：GL=25mm）を採取し、引張特性を調査した。
得られた結果を、引張特性（引張強さTS、伸びEl）と黒皮厚さ（μm）との関係で図４に示す。
図４から、黒皮厚さが５〜30μmの範囲である場合に、表層の引張特性（TS、El）の変化が少なくなることがわかる。このことから、黒皮厚さを適正な範囲に調整できれば、表層の引張特性のばらつきが少なくなり、結果として、鋼板の長手方向および幅方向の材質のばらつきも少なくなり、材質の均一性がさらに向上することに思い至った。

本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎの通りである。
（１）質量％で、Ｃ：0.02〜0.08％、Si：0.01〜0.50％、Mn：0.5〜1.8％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.005〜0.10％、Nb：0.01〜0.10％、Ti：0.001〜0.05％を含み、かつＣ、Ti、Nbを次（１）式
（Ti＋（Nb/2））／Ｃ＜４ ‥‥（１）
（ここで、Ti、Nb、Ｃ：各元素の含有量（質量％））
を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置における主相であるベイニティックフェライト相、あるいはベイナイト相およびこれらの混合相の平均結晶粒径と鋼板の板厚中央位置における主相であるベイニティックフェライト相、あるいはベイナイト相およびこれらの混合相の平均結晶粒径との差ΔＤが２μm以下、かつ鋼板表面から板厚方向に１mmの位置における第二相の組織分率（体積％）と鋼板の板厚中央位置における第二相の組織分率（体積％）との差ΔＶが２％以下である組織を有し、ＤＷＴＴ試験で延性破面率が85％となる最低温度が−35℃以下であるＤＷＴＴ特性を有し、さらに鋼板表面に厚さ３〜30μmの黒皮を有することを特徴とする低温靭性に優れた板厚11mm以上の厚肉高張力熱延鋼板。

（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.01〜0.10％、Mo：0.01〜0.50％、Cr：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜0.50％、Ni：0.01〜0.50％のうちの１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする厚肉高張力熱延鋼板。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.005％を含有する組成とすることを特徴とする厚肉高張力熱延鋼板。

（４）質量％で、Ｃ：0.02〜0.08％、Si：0.01〜0.50％、Mn：0.5〜1.8％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.005〜0.10％、Nb：0.01〜0.10％、Ti：0.001〜0.05％を含み、かつＣ、Ti、Nbを次（１）式
（Ti＋（Nb/2））／Ｃ＜４ ‥‥（１）
（ここで、Ti、Nb、Ｃ：各元素の含有量（質量％））
を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材を加熱し、粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延を施して熱延鋼板とするにあたり、前記粗圧延前および前記仕上圧延前にスケールブレーカーによるスケール除去処理を行い、前記仕上圧延の入側温度FETを800〜1050℃とし、前記仕上圧延における950℃以下の温度域での全圧下量を20％以上とし、さらに前記仕上圧延の出側温度FDTを750〜950℃とする熱間圧延を施し、該熱間圧延終了後に、鋼板の板厚中央位置の平均冷却速度で10℃／ｓ以上の冷却を、鋼板の板厚中央位置の温度で、次（２）式
BFS（℃）＝770−300Ｃ−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni−1.5CR ‥‥（２）
（ここで、Ｃ、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％）、CR：鋼板の板厚中央位置の平均冷却速度（℃／ｓ））
で定義されるBFS以下の冷却停止温度まで行う加速冷却を施し、ついで鋼板の板厚中央位置での温度で、次（３）式
BFS0（℃）＝770−300Ｃ−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni ‥‥（３）
（ここで、Ｃ、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％））
で定義されるBFS0以下の巻取温度で巻き取ることにより、（１）に記載の組織およびＤＷＴＴ特性を有し、さらに鋼板表面に厚さ３〜30μmの黒皮を有する熱延鋼板とすることを特徴とする低温靭性に優れた板厚11mm以上の厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。

（５）（４）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.01〜0.10％、Mo：0.01〜0.50％、Cr：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜0.50％、Ni：0.01〜0.50％のうちの１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。
（６）（４）または（５）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.005％を含有する組成とすることを特徴とする厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。

本発明によれば、板長手方向、板幅方向の材質ばらつきが少なく材質の均一性に優れ、また、板厚方向の組織変動が少なく、低温靭性、とくにＤＷＴＴ特性とＣＴＯＤ特性に優れた厚肉高張力熱延鋼板を容易にしかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また本発明によれば、低温靭性、さらにはパイプライン敷設時の円周溶接性に優れたラインパイプ用電縫鋼管およびラインパイプ用スパイラル鋼管を容易に製造できるという効果もある。

ＤＷＴＴに及ぼすΔＤとΔＶとの関係を示すグラフである。 ΔＤ、ΔＶと、加速冷却の冷却停止温度との関係を示すグラフである。 ΔＤ、ΔＶと、巻取温度との関係を示すグラフである。表層の引張特性に及ぼす黒皮厚さの影響を示すグラフである。

まず、本発明厚肉高張力熱延鋼板の組成限定理由について説明する。なお、とくに断らないかぎり、質量％は単に％と記す。
Ｃ：0.02〜0.08％
Ｃは、鋼の強度を上昇させる作用を有する元素であり、本発明では所望の高強度を確保するために、0.02％以上の含有を必要とする。一方、0.08％を超える過剰な含有は、パーライト等の第二相の組織分率を増大させ、母材靭性および溶接熱影響部靭性を低下させる。このため、Ｃは0.02〜0.08％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.02〜0.05％である。さらに好ましくは、0.04〜0.06％である。

Si：0.01〜0.50％
Siは、固溶強化、焼入れ性の向上を介して、鋼の強度を増加させる作用を有する。このような効果は0.01％以上の含有で認められる。一方、Siは、γ→α変態時にＣをγ相に濃化させ、第二相としてマルテンサイト相の形成を促進させる作用を有し、結果としてΔＤの増加を招き、鋼板の靭性を低下させる。また、Siは、電縫溶接時にSiを含有する酸化物を形成し、溶接部品質を低下させるとともに、溶接熱影響部靭性を低下させる。このような観点から、Siはできるだけ低減することが望ましいが、0.50％までは許容できる。このようなことから、Siは0.01〜0.50％に限定した。好ましくは0.40％以下である。

なお、電縫溶接鋼管向け熱延鋼板では、Mnを含有するため、Siは低融点のMn珪酸化物を形成し溶接部からの酸化物排出が容易となるため、Siは0.10〜0.30％程度含有させてもよい。
Mn：0.5〜1.8％
Mnは、焼入性を向上させる作用を有し、焼入性向上を介し鋼板の強度を増加させる。また、Mnは、MnSを形成しＳを固定することにより、Ｓの粒界偏析を防止してスラブ（鋼素材）割れを抑制する。このような効果を得るためには、0.5％以上の含有を必要とする。一方、1.8％を超える含有は、スラブ鋳造時の凝固偏析を助長し、鋼板にMn濃化部を残存させ、セパレーションの発生を増加させる。このMn濃化部を消失させるには、1300℃を超える温度に加熱する必要があり、このような熱処理を工業的規模で実施することは現実的でない。このため、Mnは0.5〜1.8％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.9〜1.7％である。

Ｐ：0.025％以下
Ｐは、鋼中に不純物として不可避的に含まれるが、鋼の強度を上昇させる作用を有する。しかし、0.025％を超えて過剰に含有すると溶接性が低下する。このため、Ｐは0.025％以下に限定した。なお、好ましくは0.015％以下である。
Ｓ：0.005％以下
Ｓは、Ｐと同様に鋼中に不純物として不可避的に含まれるが、0.005％を超えて過剰に含有すると、スラブ割れを生起させるとともに、熱延鋼板においては粗大なMnSを形成し、延性の低下を生じさせる。このため、Ｓは0.005％以下に限定した。なお、好ましくは0.004％以下である。

Al：0.005〜0.10％
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を得るためには、0.005％以上含有することが望ましい。一方、0.10％を超える含有は、電縫溶接時の、溶接部の清浄性を著しく損なう。このため、Alは0.005〜0.10％に限定した。なお、好ましくは0.08％以下である。

Nb：0.01〜0.10％
Nbは、オーステナイト粒の粗大化、再結晶を抑制する作用を有する元素であり、熱間仕上圧延におけるオーステナイト未再結晶温度域圧延を可能にするとともに、炭窒化物として微細析出することにより、溶接性を損なうことなく、少ない含有量で熱延鋼板を高強度化する作用を有する。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.10％を超える過剰な含有は、熱間仕上圧延中の圧延荷重の増大をもたらし、熱間圧延が困難となる場合がある。このため、Nbは0.01〜0.10％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.03〜0.09％である。

Ti：0.001〜0.05％
Tiは、窒化物を形成しＮを固定しスラブ（鋼素材）割れを防止する作用を有するとともに、炭化物として微細析出することにより、鋼板を高強度化させる。このような効果は、0.001％以上の含有で顕著となるが、0.05％を超える含有は析出強化により降伏点が著しく上昇する。このため、Tiは0.001〜0.05％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.005〜0.035％である。

本発明では、上記した範囲のNb、Ti、Ｃを含み、かつ下記（１）式
（Ti＋（Nb/2））／Ｃ＜４ ‥‥（１）
を満足するようにNb、Ti、Ｃの含有量を調整する。
Nb、Tiは、炭化物形成傾向の強い元素で、Ｃ含有量が低い場合にはほとんどのＣが炭化物となり、フェライト粒内の固溶Ｃ量が激減することが想定される。しかし、フェライト粒内の固溶Ｃ量の激減は、パイプライン施工時の円周溶接性に悪影響を及ぼす。というのは、フェライト粒内の固溶Ｃ量が極度に低減した鋼板を用いて製造された鋼管をラインパイプとして、円周溶接を行った場合には、円周溶接部の熱影響部における粒成長が顕著となり、円周溶接部の熱影響部靭性が低下する恐れがあるためである。このようなことから、本発明では、Nb、Ti、Ｃを（１）式を満足するように調整して含有させる。これにより、フェライト粒内の固溶Ｃ量を10ppm以上とすることが可能となり、円周溶接部の熱影響部靭性の低下を防止できる。なお、溶接部の強度低下を抑制するためには、Nb、Ti、Ｃを、次（１ａ）式
（Ti＋（Nb/2））／Ｃ≦３ ‥‥（１ａ）
を満足するように調整して含有させることが好ましい。

本発明では、上記した成分が基本成分であるが、この基本の組成に加えてさらに、選択元素として、Ｖ：0.01〜0.10％、Mo：0.01〜0.50％、Cr：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜0.50％、Ni：0.01〜0.50％のうちの１種または２種以上、および／または、Ca：0.0005〜0.005％を、必要に応じて選択して含有することができる。
Ｖ：0.01〜0.10％、Mo：0.01〜0.50％、Cr：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜0.50％、Ni：0.01〜0.50％のうちの１種または２種以上
Ｖ、Mo、Cr、Cu、Niはいずれも、焼入れ性を向上させ、鋼板の強度を増加させる元素であり、必要に応じて１種または２種以上を選択して含有できる。

Ｖは、焼入性を向上させるとともに、炭窒化物を形成して鋼板を高強度化する作用を有する元素であり、このような効果は0.01％以上の含有で顕著となる。一方、0.10％を超える過剰の含有は、溶接性を劣化させる。このため、Ｖは0.01〜0.10％とすることが好ましい。なお、さらに好ましくは0.03〜0.08％である。
Moは、焼入性を向上させるとともに、炭窒化物を形成して鋼板を高強度化する作用を有する元素であり、このような効果を得るためには0.01％以上含有することが望ましい。一方、0.50％を超える多量の含有は、溶接性を低下させる。このため、Moは0.01〜0.50％に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.05〜0.30％である。

Crは、焼入性を向上させ、鋼板強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが望ましい。一方、1.0％を超える過剰の含有は、電縫溶接時に溶接欠陥を多発させる傾向となる。このため、Crは0.01〜1.0％に限定することが好ましい。なお、さらに好ましくは0.01〜0.80％である。
Cuは、焼入れ性を向上させるとともに、固溶強化あるいは析出強化により鋼板の強度を増加させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが望ましいが、0.50％を超える含有は熱間加工性を低下させる。このため、Cuは0.01〜0.50％に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.10〜0.40％である。

Niは、焼入性を向上させ、鋼の強度を増加させるとともに、鋼板の靭性をも向上させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが望ましい。一方、0.50％を超えて含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となる。このため、Niは0.01〜0.50％に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.10〜0.45％である。

Ca：0.0005〜0.005％
Caは、ＳをCaSとして固定し、硫化物系介在物を球状化し、介在物の形態を制御する作用を有し、介在物の周囲のマトリックスの格子歪を小さくし、水素のトラップ能を低下させる作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.0005％以上含有させることが望ましいが、0.005％を超えて含有すると、CaOの増加を招き、耐食性、靭性を低下させる。このため、Caは含有する場合には、0.0005〜0.005％に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.0009〜0.003％である。

上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、Ｎ：0.005％以下、Ｏ：0.005％以下、Mg：0.003％以下、Sn：0.005％以下が許容できる。
Ｎ：0.005％以下
Ｎは、鋼中に不可避的に含有されるが、過剰の含有は、鋼素材（スラブ）鋳造時の割れを多発させる。このため、Ｎは0.005％以下に限定することが望ましい。なお、より好ましくは0.004％以下である。

Ｏ：0.005％以下
Ｏは、鋼中では各種の酸化物として存在し、熱間加工性、耐食性、靭性等を低下させる原因となる。このため、本発明ではできるだけ低減することが望ましいが、0.005％までは許容できる。極端な低減は精錬コストを高騰を招くため、Ｏは0.005％以下に限定することが望ましい。

Mg：0.003％以下
Mgは、Caと同様に酸化物、硫化物を形成し、粗大なMnSの形成を抑制する作用を有するが、0.003％を超える含有は、Mg酸化物、Mg硫化物のクラスターを多発させ、靭性の低下を招く。このため、Mgは0.003％以下に限定することが望ましい。
Sn：0.005％以下
Snは、製鋼原料として使用されるスクラップ等から混入する。Snは、粒界等に偏析しやすい元素であり、0.005％を超えて多量に含有すると、粒界強度が低下し、靭性の低下を招く。このため、Snは0.005％以下に限定することが望ましい。

本発明の厚肉高張力熱延鋼板は、上記した組成を有し、さらに、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置における主相であるフェライト相の平均結晶粒径と鋼板の板厚中央位置における主相であるフェライト相の平均結晶粒径（μm）との差ΔＤが２μm以下で、かつ鋼板表面から板厚方向に１mmの位置における第二相の組織分率（体積％）と鋼板の板厚中央位置における第二相の組織分率（体積％）との差ΔＶが２％以下である組織を有する。

なお、ここでいう「主相であるフェライト相」とは、本発明における主たる組織（主相）が硬質な低温変態フェライト相からなることを意味し、硬質な低温変態フェライト相とはベイニティックフェライト相、あるいはベイナイト相およびこれらの混合相をいう。ここでは、軟質な高温変態フェライト相は含まない。また、主相以外の第二相は、パーライト相、マルテンサイト相、ＭＡ相（島状マルテンサイト相ともいう）およびこれらの混合相である。

ΔＤが２μm以下でかつΔＶが２％以下となる場合にのみ、厚肉高張力熱延鋼板の低温靭性、とくに全厚試験片を用いるＤＷＴＴ特性やＣＴＯＤ特性が顕著に向上する。ΔＤまたはΔＶのいずれか一つが、上記した範囲の外となる場合には、図１からも明らかなように、ＤＷＴＴが−35℃より高くなり、ＤＷＴＴ特性が低下し、低温靭性が劣化する。このようなことから、本発明では、組織を、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置における主相であるフェライト相の平均結晶粒径と鋼板の板厚中央位置における主相であるフェライト相の平均結晶粒径（μm）との差ΔＤが２μm以下、かつ鋼板表面から板厚方向に１mmの位置における第二相の組織分率(体積％)と鋼板の板厚中央位置における第二相の組織分率（体積％）との差ΔＶが２％以下である組織に限定した。

なお、ΔＤが２μm以下でかつΔＶが２％以下となる組織を有する熱延鋼板は、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置と板厚1/4位置との、主相であるフェライト相の平均結晶粒径（μm）の差ΔＤ*が２μm以下、第二相の組織分率（％）の差ΔＶ*が２％以下を満足し、また鋼板表面から板厚方向に１mmの位置と板厚3/4位置との、主相であるフェライト相の平均結晶粒径(μm）の差ΔＤ**も２μm以下、第二相の組織分率（％）の差ΔＶ**も２％以下を満足することを確認している。

さらに本発明の厚肉高張力熱延鋼板は、表面に厚さ３〜30μmの範囲の均一な黒皮を有する。
表面に形成された黒皮の厚さが３μm未満では、それより厚い場合に比し熱伝達係数が低下し、図４（ａ）に示すように引張強さの低下を招くとともに、結果的に板厚中央位置の冷却停止温度の上昇を招き靱性低下の要因となる。また、厚さが３μm未満の黒皮が薄い部分が存在すると、冷却ムラが生じ、局所的な強度低下を招く。一方、黒皮の厚さが30μmを超えて厚くなると、それより薄い場合に比し熱伝達係数が増加し、図４（ａ）に示すように引張強さＴＳの増加を招くとともに、表層部の過度な高強度化を招き靭性低下の要因となる。また、厚さが30μmを超えて厚い部分が存在すると、冷却ムラが生じ、局所的な強度増加、延性の低下を招く。このため、表面に形成する黒皮の厚さは３〜30μmの範囲に限定した。表面に形成する黒皮の厚さをこの範囲内に調整することにより、鋼板内各位置での強度、延性のばらつきが小さくなり、鋼板内各位置での材質の均一性が向上する。

つぎに、本発明熱延鋼板の好ましい製造方法について説明する。
鋼素材の製造方法としては、上記した組成の溶鋼を転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましいが、本発明では、これに限定されることはない。
上記した組成の鋼素材に、加熱し熱間圧延を施す。熱間圧延は、鋼素材をシートバーとする粗圧延と、該シートバーを熱延板とする仕上圧延とからなる。

鋼素材の加熱温度は、熱延板に圧延することが可能な温度であればよく、とくに限定する必要はないが、1100〜1300℃の範囲の温度とすることが好ましい。加熱温度が1100℃未満では、変形抵抗が高く圧延負荷が増大し圧延機への負荷が過大となりすぎる。一方、加熱温度が1300℃を超えて高温になると、結晶粒が粗大して低温靭性が低下するうえ、スケール生成量が増大し、歩留りが低下する。このため、熱間圧延における加熱温度は1100〜1300℃とすることが好ましい。

加熱された鋼素材に、粗圧延を施し、シートバーとする。粗圧延の条件は、所望の寸法形状のシートバーが得られればよく、その条件はとくに限定されない。なお、低温靭性確保の観点からは、粗圧延の圧延終了温度は1050℃以下とすることが好ましい。なお、本発明では粗圧延前に、加熱により鋼素材表面に生じた一次スケールを、粗圧延機用スケールブレーカーRSBにより除去するスケール除去処理を施す。スケール除去処理は、粗圧延前に加えて、粗圧延中に複数回行ってもよい。なお、製品（熱延板）の黒皮厚さを適正範囲に調整するために、過剰なスケールブレーカーの使用は避けることが望ましい。

得られたシートバーに、さらに仕上圧延を施す。なお、仕上圧延における温度は、表面温度を用いるものとする。
仕上圧延では、入側温度FETを800〜1050℃、出側温度FDTを750〜950℃とすることが好ましい。仕上圧延の入側温度FETが800℃未満では、表面近傍が冷却されすぎてＡ_r3変態点未満となる場合があり、板厚方向の組織が不均一となり靭性が低下する。一方、FETが1050℃を超えると、仕上圧延のミル内で、二次スケールが生成する場合があり、黒皮の厚さを所望の適正範囲内に調整することが困難となる。また、仕上圧延の出側温度FDTが750℃未満では、表面近傍がＡ_r3変態点未満となる場合があり、板厚方向の組織が不均一となり靭性が低下する。一方、FDTが950℃を超えて高温となると、仕上圧延のミル内で、二次スケールが生成し黒皮の厚さを所望の適正範囲内に調整することが困難となる。

なお、仕上圧延前のシートバーに加速冷却を施すか、あるいはテーブル上でオシレーションなどを行って仕上圧延の入側温度を調整することが好ましい。これにより、仕上圧延ミル内での、高靭性化に有効な温度域での圧下率を大きくすることができる。また本発明では、仕上圧延前のシートバーに、仕上圧延機用スケールブレーカーFSBを用いてシートバーに形成された二次スケールを除去するスケール除去処理を施す。スケール除去処理は仕上圧延前に加えて仕上圧延機のスタンド間冷却により複数回実施してもよい。なお、スケール除去処理を施す際のシートバーの温度は、800〜1050℃の範囲の温度とすることが好ましい。なお、製品（熱延板）の黒皮厚さを適正範囲に調整するために、過剰なスケールブレーカーの使用は避けることが望ましい。このスケール除去処理によっても、仕上圧延の入側温度を調整することができる。

仕上圧延では、高靭性化の観点から、有効圧下率を20％以上とすることが好ましい。ここで、「有効圧下率」とは、950℃以下の温度域での全圧下量（％）をいう。なお、板厚全体で所望の高靭性化を達成するためには、板厚中央位置における有効圧下率が20％以上を満足することが好ましい。
熱間圧延（仕上圧延）終了後、熱延板には、ホットランテーブル上で加速冷却を施すことが好ましい。加速冷却の開始は、板厚中央位置の温度が750℃以上であるうちに行うことが望ましい。板厚中央位置の温度が750℃未満となると、高温変態フェライト（ポリゴナルフェライト）が形成され、γ→α変態時に排出されたＣにより、ポリゴナルフェライト周辺に第二相が形成される。このため、板厚中央位置で第二相の組織分率が高くなり、上記した所望の組織を形成できなくなる。

加速冷却は、板厚中央位置の平均冷却速度で10℃／ｓ以上の冷却速度で、BFS以下の冷却停止温度まで行うことが好ましい。なお、平均冷却速度は750〜650℃の温度領域の平均とする。
冷却速度が10℃／ｓ未満では、高温変態フェライト（ポリゴナルフェライト）が形成されやすくなり、板厚中央位置で第二相の組織分率が高くなり、上記した所望の組織を形成できなくなる。このため、熱間圧延終了後の加速冷却は、板厚中央位置の平均冷却速度で10℃／ｓ以上の冷却速度で行うことが好ましい。なお、より好ましくは、20℃／ｓ以上である。なお、冷却速度の上限は、使用する冷却装置の能力に依存して決定されるが、反り等の鋼板形状の悪化を伴わない冷却速度であるマルテンサイト生成冷却速度より遅いことが好ましい。また、このような冷却速度は、フラットノズル、棒状ノズル、円管ノズル等を利用した水冷装置により達成できる。なお、本発明では、板厚中央位置の温度、冷却速度、巻取温度等は、伝熱計算等で算出したものを使用することとした。

また、上記した加速冷却の冷却停止温度は、板厚中央位置の温度で、BFS 以下の温度とすることが好ましい。なお、より好ましくは（BFS−20℃）以下である。BFS は、次（２）式
BFS（℃）＝770−300Ｃ−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni−1.5CR ‥‥（２）
（ここで、Ｃ、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％）、CR：板厚中央位置の平均冷却速度（℃／ｓ））
で定義される。また、上記した冷却停止温度以下で、加速冷却を停止したのち、熱延板は板厚中央位置の温度でBFS0以下の巻取温度でコイル状に巻き取られる。なお、より好ましくは（BFS0−20℃）以下である。BFS0は、次（３）式
BFS0（℃）＝770−300Ｃ−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni ‥‥（３）
（ここで、Ｃ、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％））
で定義される。

加速冷却の冷却停止温度をBFS 以下の温度とし、かつ巻取温度をBFS0以下の温度とすることにより、図２、図３に示すように、はじめてΔＤが２μm以下でかつΔＶが２％以下となり、板厚方向の組織の均一性が顕著となる。これにより、優れたＤＷＴＴ特性および優れたＣＴＯＤ特性を確保でき、低温靭性が顕著に向上した厚肉高張力熱延鋼板とすることができる。

なお、コイル状に巻き取られた熱延板は、コイル中央部（コイル長手方向中央部）での冷却速度で20〜60℃／hrで室温まで冷却することが好ましい。冷却速度が20℃／hr未満では、結晶粒の成長が進行するため、靭性が低下する場合がある。また、60℃／hrを超える冷却速度では、コイル中央部とコイル外周部や内周部との温度差が大きくなり、コイル形状の悪化を招きやすい。

以下、さらに実施例に基づいて本発明を詳細に説明する。

表１に示す組成のスラブ（鋼素材）（肉厚：230mm）を用いて、表２に示す熱間圧延条件で熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、表２に示す冷却条件で冷却し、表２に示す巻取温度でコイル状に巻取り、表２に示す板厚の熱延鋼板（鋼帯）とした。なお、これら熱延鋼板を素材として、冷間でのロール連続成形によりオープン管とし、該オープン管の端面同士を電縫溶接して、電縫鋼管（外径660mmφ）とした。

得られた熱延鋼板から試験片を採取し、組織観察、引張試験、衝撃試験、ＤＷＴＴ試験、ＣＴＯＤ試験を実施した。なお、ＤＷＴＴ試験、ＣＴＯＤ試験は電縫鋼管についても実施した。試験方法は次の通りとした。
（１）組織観察
得られた熱延鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向断面を研磨、腐食し、光学顕微鏡（倍率：1000倍）または走査型電子顕微鏡(倍率：1000倍)で各２視野以上観察し、撮像して、画像解析装置を用いて、主相であるフェライト相の平均結晶粒径、および主相であるフェライト相以外の第二相の組織分率（体積％）を測定した。観察位置は、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置、および板厚中央位置とした。なお、主相であるフェライト相の平均結晶粒径は、切断方により平均結晶粒径を求め、公称粒径を該位置における平均結晶粒径とした。

また、得られた熱延鋼板の長手方向各位置（長さ方向に40ｍ間隔で４個所）、幅方向各位置（幅方向に0.4ｍ間隔で４個所）から黒皮厚さ測定用試験片を採取し、圧延方向断面を研磨し、光学顕微鏡または走査型電子顕微鏡を用いて黒皮厚さを測定した。得られた黒皮厚さの平均値、平均黒皮厚さｔｓと、各位置での黒皮厚さのうち、最大値と最小値との差Δｔｓを算出した。

（２）引張試験
得られた熱延鋼板の長手方向各位置（長さ方向に40ｍ間隔で４個所）、幅方向各位置（幅方向に0.4ｍ間隔で４個所）から、圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）が長手方向となるように、板状の試験片（平行部幅：25mm、標点間距離：50mm）を採取し、ASTM E8M−04の規定に準拠して、室温で引張試験を実施し、引張強さTSを求めた。得られた各位置での引張強さTSから、最小値と最大値の差を求め、ばらつきΔTSとし、鋼板各位置での引張強さのばらつきを評価した。ΔTSが35MPa以内の場合を均一であるとした。

（３）衝撃試験
得られた熱延鋼板の長手方向各位置（長さ方向に40ｍ間隔で４個所）、幅方向各位置（幅方向に0.4ｍ間隔で４個所）の板厚中央位置から、圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）が長手方向となるようにＶノッチ試験片を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、試験温度：−80℃での吸収エネルギー（Ｊ）を求めた。なお、試験片は３本とし、得られた吸収エネルギー値の算術平均をもとめ、その鋼板の吸収エネルギー値vＥ_−８０（Ｊ）とした。vＥ_−８０が300Ｊ以上である場合を「靭性が良好である」と評価した。また、得られた各位置でのvＥ_−８０から、最小値と最大値の差を求め、ばらつきΔvＥ_−８０とし、鋼板各位置での靭性のばらつきを評価した。ΔvＥ_−８０が45Ｊ以内の場合を均一であるとした。

（４）ＤＷＴＴ試験
得られた熱延鋼板から、圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）が長手方向となるようにＤＷＴＴ試験片（大きさ：板厚×幅３in.×長さ12in.）を採取し、ASTM E 436の規定に準拠して、ＤＷＴＴ試験を行い、延性破面率が85％となる最低温度（ＤＷＴＴ）を求めた。ＤＷＴＴが、−35℃以下の場合を［優れたＤＷＴＴ特性］を有すると評価した。

なお、ＤＷＴＴ試験は、電縫鋼管の母材部からも試験片の長手方向が管周方向となるように、ＤＷＴＴ試験片を採取し、鋼板と同様に試験した。
（５）ＣＴＯＤ試験
得られた熱延鋼板から、圧延方向に直交する方向（Ｃ方向）が長手方向となるようにCTOD試験片（大きさ：板厚ｔ×幅（２×ｔ）×長さ（10×ｔ））を採取し、ASTM E 1290の規定に準拠して、試験温度：−10℃でCTOD試験を行い、−10℃での限界開口変位量（CTOD値）を求めた。なお、試験荷重は、三点曲げ方式で負荷し、切欠部に変位計を取り付け、限界開口変位量CTOD値を求めた。CTOD値が0.30mm以上である場合を、「優れたＣＴＯＤ特性」を有すると評価した。

なお、CTOD試験は、電縫鋼管からも、管軸方向に直交する方向が試験片の長手方向となるように、CTOD試験片を採取し、ノッチを母材部およびシーム部に導入して、鋼板と同様に試験した。
得られた結果を表３に示す。

本発明例はいずれも、適正厚さの黒皮と、適正な組織とを有し、TS：510MPa以上の高強度と、vＥ_−８０が300Ｊ以上、CTOD値が0.30mm以上、−35℃以下のＤＷＴＴと、優れた低温靭性とを有し、かつ、板長手方向および板幅方向での材質ばらつきも少なく均一な材質を有する熱延鋼板となり、とくに優れたＣＴＯＤ特性、優れたＤＷＴＴ特性を有している。本発明例の熱延鋼板を使用した電縫鋼管も、母材部、シーム部ともに、0.30mm以上のCTOD値、−20℃以下のＤＷＴＴを有し、優れた低温靭性を有する鋼管となっている。

一方、本発明の範囲を外れる比較例は、vＥ_−８０が300Ｊ未満であるか、CTOD値が0.30mm未満であるか、−35℃超えのＤＷＴＴであるかして、低温靭性が低下しているか、さらには黒皮厚さにばらつきがあり、板長手方向および板幅方向での材質ばらつきが大きくなっている。熱間圧延終了後の加速冷却の冷却速度が本発明の範囲を低く外れる比較例（鋼板No.５）は、第二相の組織分率の差ΔＶが２％を超え、低温靭性が低下している。また、加速冷却の冷却停止温度が本発明の範囲を高く外れた比較例（鋼板No.４）では、平均黒皮厚さが30μｍを超え、また、黒皮厚さにばらつきがあり、また、ΔＤが２μｍを超えて、低温靭性が低下している。また、引張強さのばらつきΔＴＳも大きい。加速冷却の冷却速度が本発明の範囲を低く外れ、巻取温度が本発明の範囲を高く外れた比較例（鋼板No.３）では、平均黒皮厚さが３μｍ未満であり、ΔＶが２％を超えて、低温靭性が低下している。また、粗圧延前に、スケールブレーカーでスケール除去処理しない場合の比較例（鋼板No.７）は、平均黒皮厚さが30μｍを超え、また、黒皮厚さにばらつきがあり、引張強さのばらつきΔＴＳも大きい。また、仕上げ圧延前に、スケールブレーカーでスケール除去処理しない場合で、巻取温度が本発明の範囲を高く外れた比較例（鋼板No.８）は、平均黒皮厚さが30μｍを超え、また、黒皮厚さにばらつきがあり、引張強さのばらつきΔＴＳも大きい。さらに、ΔＤが２μｍを超え、ΔＶが２％を超えて、低温靭性が低下している。また、Si、Nb含有量が本発明の範囲を外れ、さらに（１）式を満足しない組成の比較例（鋼板No.15）は、ΔＤが２μｍを超え、低温靭性が低下している。また、この鋼板を用いて製造された電縫鋼管の母材部およびシーム部の低温靭性も低下している。

Claims

質量％で、
Ｃ：0.02〜0.08％、 Si：0.01〜0.50％、
Mn：0.5〜1.8％、Ｐ：0.025％以下、
Ｓ：0.005％以下、 Al：0.005〜0.10％、
Nb：0.01〜0.10％、 Ti：0.001〜0.05％
を含み、かつＣ、Ti、Nbを下記（１）式を満足するように含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、鋼板表面から板厚方向に１mmの位置における主相であるベイニティックフェライト相、あるいはベイナイト相およびこれらの混合相の平均結晶粒径と鋼板の板厚中央位置における主相であるベイニティックフェライト相、あるいはベイナイト相およびこれらの混合相の平均結晶粒径との差ΔＤが２μm以下、かつ鋼板表面から板厚方向に１mmの位置における第二相の組織分率（体積％）と鋼板の板厚中央位置における第二相の組織分率（体積％）との差ΔＶが２％以下である組織を有し、ＤＷＴＴ試験で延性破面率が85％となる最低温度が−35℃以下であるＤＷＴＴ特性を有し、さらに鋼板表面に厚さ３〜30μmの黒皮を有することを特徴とする低温靭性に優れた板厚11mm以上の厚肉高張力熱延鋼板。
記
（Ti＋（Nb/2））／Ｃ＜４ ‥‥（１）
ここで、Ti、Nb、Ｃ：各元素の含有量（質量％）
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.01〜0.10％、Mo：0.01〜0.50％、Cr：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜0.50％、Ni：0.01〜0.50％のうちの１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１に記載の厚肉高張力熱延鋼板。
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.005％を含有する組成とすることを特徴とする請求項１または２に記載の厚肉高張力熱延鋼板。
質量％で、
Ｃ：0.02〜0.08％、 Si：0.01〜0.50％、
Mn：0.5〜1.8％、Ｐ：0.025％以下、
Ｓ：0.005％以下、 Al：0.005〜0.10％、
Nb：0.01〜0.10％、 Ti：0.001〜0.05％
を含み、かつＣ、Ti、Nbを下記（１）式を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材を加熱し、粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延を施して熱延鋼板とするにあたり、
前記粗圧延前および前記仕上圧延前にスケールブレーカーによるスケール除去処理を行い、前記仕上圧延の入側温度FETを800〜1050℃とし、前記仕上圧延における950℃以下の温度域での全圧下量を20％以上とし、さらに前記仕上圧延の出側温度FDTを750〜950℃とする熱間圧延を施し、該熱間圧延終了後に、鋼板の板厚中心位置の平均冷却速度で10℃／ｓ以上の冷却を、鋼板の板厚中央位置での温度で、下記（２）式で定義されるBFS以下の冷却停止温度まで行う加速冷却を施し、ついで鋼板の板厚中央位置での温度で、下記（３）式で定義されるBFS0以下の巻取温度で巻き取ることにより、請求項１に記載の組織およびＤＷＴＴ特性を有し、さらに鋼板表面に厚さ３〜30μmの黒皮を有する熱延鋼板とすることを特徴とする低温靭性に優れた板厚11mm以上の厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。
記
（Ti＋（Nb/2））／Ｃ＜４ ‥‥（１）
BFS（℃）＝770−300Ｃ−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni−1.5CR ‥‥（２）
BFS0（℃）＝770−300Ｃ−70Mn−70Cr−170Mo−40Cu−40Ni ‥‥（３）
ここで、Ｃ、Ti、Nb、Mn、Cr、Mo、Cu、Ni：各元素の含有量（質量％）
CR：鋼板の板厚中央位置の平均冷却速度（℃／ｓ）
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.01〜0.10％、Mo：0.01〜0.50％、Cr：0.01〜1.0％、Cu：0.01〜0.50％、Ni：0.01〜0.50％のうちの１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項４に記載の厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。
前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.005％を含有する組成とすることを特徴とする請求項４または５に記載の厚肉高張力熱延鋼板の製造方法。