JP2017172010A - 耐サワー鋼板及び耐サワー鋼管 - Google Patents

Abstract

【課題】−２０℃以下の低温における鋼板の母材ＢＤＷＴＴ特性とＨＡＺのシャルピー衝撃特性を同時に確保するＡＰＩ ５Ｌ Ｘ８０級の耐サワー鋼板及び鋼管を提供する。【解決手段】Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｇを含有し、質量％で、Ｓ：０．０００１〜０．００１０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｏ：０．００１０〜０．００３０％を含有し、Ｎｂ：０．００４％以下に制限し、必要に応じて、ＲＥＭ：０．００４％以下、Ｚｒ：０．００５％以下の一方又は両方を含有し、下記式（２）を満足し、板厚１／４位置におけるベイナイトの面積率が８０％以上、有効結晶粒の円相当直径の平均値が２５μｍ以下かつアスペクト比の平均値が４以上である耐サワー鋼板。１．０≦〔（Ｃａ＋３．５×ＲＥＭ＋２．３×Ｚｒ）×（１−１２４×Ｏ）〕／（１．２５×Ｓ）≦８．０ ・・・（２）。ただし、ＲＥＭ、Ｚｒを含有しない場合は０として計算する。【選択図】なし

Description

本発明は、硫化水素を含む天然ガス、石油等を輸送する耐サワー鋼管や、耐サワー鋼管などの素材に好適な、サワー環境で使用される耐サワー鋼板に関するものである。

近年、原油・天然ガス井戸への海水の注入や、品質が劣る資源の開発に伴って、硫化水素が存在するサワー環境に鋼材が曝される機会が増えている。サワー環境で鋼材を使用する際には、水素誘起割れ（Hydrogen Induced Cracking：ＨＩＣ）の発生が問題になる場合がある。また、ラインパイプに使用される耐サワー鋼板には、優れた耐水素誘起割れ特性（耐ＨＩＣ特性）だけでなく、輸送効率の向上などの観点から高強度化と、厚手化とが同時に要求される場合がある。更には、エネルギー資源開発の寒冷地化が進んでおり、耐サワー鋼板には低温靭性も要求されるようになっている。

優れた耐ＨＩＣ特性を有する鋼板を得るためには、Ｓ、Ｏなどの不純物の制限による鋼の高純度化や高清浄度化、Ｃａ添加による硫化物系介在物の形態制御が有効である。また、加速冷却による中心偏析部のミクロ組織の改善、特に硬化組織の生成の抑制によって、耐ＨＩＣ特性を向上させる方法が提案されている（例えば、特許文献１、参照）。更に、連続鋳造時の軽圧下による中心偏析の低減や、熱間圧延前の鋼片の水素量の制限により、中心偏析部の未圧着部の残存を防止し、耐ＨＩＣ特性を向上させる方法が提案されている（例えば、特許文献２、参照）。

ところで、高強度化を達成するためにＮｂを添加した鋼では、鋳片の加熱時に固溶せずに溶け残った粗大なＮｂ析出物（Ｎｂ炭窒化物）が鋼板中でクラスターを形成し、これらが起点となって耐ＨＩＣ特性を劣化させる場合がある。この傾向は、強度が高くなるほど顕著であり、例えばＡＰＩ ５Ｌ Ｘ８０級のような高強度材では、耐ＨＩＣ特性の安定性に及ぼす粗大Ｎｂ析出物の悪影響は無視できない。これに対して、Ｎｂ析出物を鋳片加熱時の限定された時間内で完全に固溶させるために、かなりの高温に鋳片を加熱すると、オーステナイト（γ）粒の粗大化やエネルギーコストの増大を招く。このような問題に対して、Ｎｂ量を制限した厚鋼板が提案されている（例えば、特許文献３、参照）。ただし、特許文献３の鋼板の強度は、ＡＰＩ ５Ｌ Ｘ６５級やＸ７０級であり、Ｘ８０級のような高強度材ではない。

一方、本発明者らの一部は、Ｎｂを添加しない鋼に加速冷却を適用することにより、ＡＰＩ ５Ｌ Ｘ６５級の耐サワー鋼板を製造する方法を提案している（例えば、特許文献４、参照）。これは、−４５℃以下の低温の環境で使用される耐サワー鋼板の製造技術を提案するものである。特許文献４は、（１）Ｎｂ量の制限による耐ＨＩＣ特性の向上、（２）加熱温度の低温化によるγ粒の粗大化抑制、（３）１パス当りの圧下率を高めた低温域での圧延によるγ組織の微細化、（４）圧延後の加速冷却による耐ＨＩＣ特性の確保と変態強化、を実現する製造技術である。

また、本発明者らの一部は、ＢＤＷＴＴ破面に発生するセパレーションの発生量を増加させることで、耐サワー鋼板のＢＤＷＴＴ特性を向上させる方法を提案している（例えば、特許文献５、参照）。これは、制御圧延において、各パス圧下率と累積圧下率が大きい圧延を行い、γの集合組織を発達させることで変態後のベイナイトの集合組織を発達させ、セパレーションを発生させる技術である。具体的には、Ａｒ３以上からＡｒ３＋１００℃以下の温度範囲において、パス回数の６０％以上は１パス圧下率が１５％以上で、かつ、累積積圧下率が８０％以上である圧延を行い、その後に加速冷却を適用することで、集合組織の発達したベイナイトが得られ、セパレーション発生量の多い鋼板を製造する技術である。この技術では、γ集合組織を発達させる上で、Ｎｂが極めて重要な役割を担っており、０．０１％以上のＮｂを添加する必要がある。この技術は、特許文献５の実施例では、ＡＰＩ ５Ｌ Ｘ６０以上Ｘ７０以下の強度と３０ｍｍ以下の板厚を有する鋼板に適用されている。

また、本発明者らの一部は、Ｔｉ添加鋼にＭｇを含有させることによって、鋳片加熱時のγ粒の成長を顕著に抑制する技術を提案している（例えば、特許文献６、参照）。この技術では、鋳片の加熱温度は１１５０〜１３００℃という高温であるが、平均γ粒径は１００μｍ以下である。しかし、鋳片加熱時のγ粒径を更に微細化するには、加熱温度の低温化と併せて新しいγ粒成長抑制技術の適用が必要になる。

特開２０００−１９９０２９号公報 特開２０１０−２０９４６０号公報 特開２０１１−１６０７号公報 特開平７−３１６６５２号公報 特開平８−８５８４１号公報 特開２００１−２５４１３９号公報

特許文献４では、耐ＨＩＣ特性の安定化を図るため、Ｎｂを添加せず、鋳片を低温加熱し、圧延終了温度をＡｒ３（冷却時の変態開始温度）よりも２０〜３０℃程度高めて、Ａｒ３以上から加速冷却を開始する耐サワー鋼板の製造技術が提案されている。しかし、耐ＨＩＣ特性を向上させる対策のうち、Ｎｂ無添加及び圧延終了温度の高温化は、熱加工制御プロセス（Thermo-Mechanical Control Process、ＴＭＣＰ）の効果を減じて、鋼板の金属組織の粗大化を招く。特に、鋼板の板厚が３０ｍｍを超える場合、鋼板の金属組織の微細化が不十分となり、加えてＡＰＩ ５Ｌ Ｘ８０級のような高強度材の場合は、−２０℃のような低温環境でＢＤＷＴＴ（Battelle Drop Weight Tear Test）特性を安定的に達成することは困難であった。ここで、ＢＤＷＴＴ特性は、ラインパイプの低温靱性として重要な脆性亀裂伝播停止特性である。

更に、本発明の対象である低温靭性の優れた厚手耐サワー鋼板は、鋼板の母材のＢＤＷＴＴ特性に加えて、溶接熱影響部のシャルピー衝撃特性を具備する必要がある。本発明は、このような実情に鑑み、硫化水素を含む天然ガス、石油等のエネルギー資源を輸送するラインパイプに用いられる、板厚が３１ｍｍ以上５０ｍｍ以下のＡＰＩ ５Ｌ Ｘ８０級の耐ＨＩＣ特性に優れた耐サワー鋼板において、−２０℃以下の低温における鋼板の母材のＢＤＷＴＴ特性と溶接熱影響部（ＨＡＺ）のシャルピー衝撃特性を同時に確保することを課題とするものである。

本発明者らは、ＴＭＣＰの初期段階である鋳片加熱時において、新しいγ粒成長抑制技術を適用し、加熱時のγ粒径を従来に比べて著しく微細化することを検討した。そして、本発明者らは、耐ＨＩＣ特性の観点からＣａ添加かつ極低Ｓとし、Ｎｂを添加しない場合、Ｔｉ−Ｍｇ添加によるピンニング効果を更に高めるには、Ａｌ添加量を０．０２％以下に制限する必要があることを見出した。特に、９００〜１０５０℃の極低温加熱条件では、微細なＭｇ含有酸化物を核として複合析出するＴｉＮと、地鉄中に単独析出するＴｉＮにより、極めて強力なγ粒成長抑制効果が発現することがわかった。更に、ＢＤＷＴＴ特性を向上させるためには、結晶粒の微細化だけでなく、圧延方向に延伸させ、セパレーションの発生を促進させることが有効であるという知見を得た。

本発明はこのような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は、以下の通りである。
本発明の一態様に係る耐サワー鋼板は、
（１）質量％で、Ｃ：０．０２０％以上、０．１００％以下、Ｍｎ：１．００％以上、１．８０％以下、Ｓ：０．０００１％以上、０．００１０％以下、Ａｌ：０．００１％以上、０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上、０．０２０％以下、Ｃａ：０．０００５％以上、０．００３０％以下、Ｍｇ：０．０００３％以上、０．００３０％以下、Ｎ：０．００１５％以上、０．００５０％以下、Ｏ：０．００１０％以上、０．００３０％以下、を含有し、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｎｂ：０．００４％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物から構成され、下記式（１）を満足し、板厚方向で表面から板厚の１／４の位置におけるベイナイトの面積率が８０％以上であり、有効結晶粒における円相当直径の平均値が２５μｍ以下であり、前記有効結晶粒におけるアスペクト比の平均値が４以上である耐サワー鋼板である。
１．０≦〔Ｃａ×（１−１２４×Ｏ）〕／（１．２５×Ｓ）≦８．０ ・・・ （１）

（２）また、上記（１）に記載の耐サワー鋼板において、更に、質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、 Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｗ：０．５％以下、 Ｃｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｂ：０．００３０％以下、に制限してもよい。

（３）また、上記（２）に記載の耐サワー鋼板において、更に、質量％で、ＲＥＭ：０．００４％以下、Ｚｒ：０．００５％以下、に制限し、上記式（１）に替えて下記式（２）を満足してもよい。
１．０≦〔（Ｃａ＋３．５×ＲＥＭ＋２．３×Ｚｒ）×（１−１２４×Ｏ）〕／（１．２５×Ｓ）≦８．０ ・・・ （２）

（４）更に、上記（１）〜（３）の何れかに記載の耐サワー鋼板において、板厚が３１ｍｍ以上５０ｍ以下、降伏応力が５５５ＭＰａ以上、７０５ＭＰａ以下、引張強さが６２５ＭＰａ以上、８２５ＭＰａ以下であり、延性破面率が８５％以上であるＢＤＷＴＴ破面の有効面積において、セパレーション長さの総和（ｍｍ）を有効面積（ｍｍ²）で除した値として評価されるセパレーション指数の最大値が０．０２ｍｍ^-1以上、であってもよい。

また、本発明の一態様に係る耐サワー鋼管は、
（５）母材及び溶接部からなる鋼管であって、母材が上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の耐サワー鋼板からなる耐サワー鋼管である。

本発明によれば、米国石油協会（ＡＰＩ）規格Ｘ８０級の強度を有し、かつ、−２０℃以下の低温において優れたＢＤＷＴＴ特性を有する、板厚が３１ｍｍ以上５０ｍｍ以下の、耐ＨＩＣ特性に優れた耐サワー鋼板の提供が可能になる。そして、本発明によれば、低温のサワー環境における原油・天然ガスの生産、輸送に使用されるラインパイプを合理的に設計することが可能になる。したがって、本発明は産業上の貢献が極めて顕著である。

本発明は、（ａ）Ｔｉ−Ｍｇ添加、（ｂ）耐サワー成分（Ｃａ添加、極低Ｓ化、Ｎｂ無添加）、（ｃ）Ａｌの低減、（ｄ）圧延方向に延伸化した微細なベイナイト主体組織、という特徴を有し、従来に比べて更に顕著なγ粒成長抑制効果が発現されるという知見に基づくものである。本発明では、γ中に存在する固溶Ｓと固溶Ａｌとを低減することで、９００〜１０５０℃に加熱したとき、即ち、特に、（ｅ）極低温加熱、によって、ＴｉＮのオストワルド成長が抑制され、ＴｉＮの微細分散状態が維持される結果、極めて強力なγ粒成長抑制効果が発現される。

これは、ＴｉＮとγの界面（非整合界面）に偏析する固溶Ｃが、固溶Ｓ及び固溶Ａｌを低減することで増加し、ＴｉＮのオストワルド成長を抑制するためと考えられる。γの界面に偏析する固溶Ｃは、低温になるほど増加することから、このＴｉＮのオストワルド成長を抑制する効果（ＴｉＮオストワルド成長抑制効果）は加熱温度が低いほど顕著に現れる。したがって、上記（ａ）〜（ｅ）により、本発明の耐サワー鋼板には、ピンニング粒子である超微細なＭｇ含有酸化物を核とした複合析出ＴｉＮと地鉄中に単独析出したＴｉＮが微細に多数存在する。本発明の耐サワー鋼板は、３０ｍｍを超える板厚であっても、鋼板の金属組織が微細化され、−２０℃以下の低温でＢＤＷＴＴ特性を安定的に達成することが可能である。

このとき、板厚方向で表面から板厚の１／４の位置（以下、板厚１／４位置ということがある。）におけるベイナイトの面積率が８０％以上であり、有効結晶粒における円相当直径の平均値は２５μｍ以下である。更に、有効結晶粒におけるアスペクト比の平均値が４以上であり、延性破面率が８５％以上であるＢＤＷＴＴ破面におけるセパレーション指数の最大値が０．０２ｍｍ^-1以上である。

ここで、有効結晶粒径とは、例えば、結晶方向の角度差が３度以内の領域の寸法であり、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）によって測定することができる。金属組織がフェライトの場合は、結晶粒径が有効結晶粒径と同等である。一方、ベイナイトやマルテンサイトのような針状結晶である場合、有効結晶粒径は針状結晶の束の中で結晶の方向がほぼ揃った領域の寸法である。また、有効結晶粒のアスペクト比とは、有効結晶粒が圧延方向に延伸した程度を表しており、圧延方向の最大径を板厚方向の最大径で除した値である。

更に、セパレーション指数（ｍｍ^-1）とは、ＢＤＷＴＴ破面の有効面積において、セパレーション長さの総和（ｍｍ）を有効面積（ｍｍ²）で除した値である。ＢＤＷＴＴ特性を向上させるために、有効結晶粒の微細化に加えて、セパレーションの発生が有効であることは従来から知られているが、本発明では、Ｎｂを添加せず、ＡＰＩ ５Ｌ Ｘ８０級の高強度と、３０ｍｍを超える板厚で、有効結晶粒の微細化とセパレーション発生量の増加を両立する点に特徴がある。

以下、本発明の一実施形態に係る耐サワー鋼板について説明する。

（Ｃ：０．０２０％以上、０．１００％以下）
Ｃは、鋼の強度を高める元素であり、Ｘ８０級の高強度を得るためにＣ量を０．０２０％以上とする。好ましくはＣ量を０．０３０％以上、より好ましくは０．０３５％以上、更に好ましくは０．０４０％以上とする。しかし、Ｃ量の増加は鋳片の中心偏析におけるＭｎやＰの偏析を強めて耐ＨＩＣ特性を著しく劣化させるため、その上限は０．１００％である。好ましくはＣ量を０．０９５％以下、より好ましくは０．０９０％以下とする。

（Ｓｉ：０．３０％以下）
Ｓｉは、脱酸のために鋼に含有される場合があるが、Ｓｉ量が多すぎると溶接性及びＨＡＺ靭性が劣化するため、０．３０％以下に制限する。本発明の鋼では、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｇによって脱酸が可能であるから、下限は０％でもよいが、０．０１％以上のＳｉを含有させることができる。ＨＡＺ靭性を考慮するとＳｉ量を０．１５％以下にすることが望ましい。より好ましくはＳｉ量を０．１０％以下とする。

（Ｍｎ：１．００％以上、１．８０％以下）
Ｍｎは、焼入れ性を高めて鋼の強化に寄与する元素であり、Ｘ８０級の高強度を得るためにＭｎ量を１．００％以上とする。好ましくはＭｎ量を１．０５％以上、より好ましくは１．１０％以上、更に好ましくは１．１５％以上とする。しかし、Ｍｎ量の増加は鋳片の中心偏析を強めて耐ＨＩＣ特性を著しく劣化させるため、その上限は１．８０％である。好ましくはＭｎ量を１．７５％以下、より好ましくは１．７０％以下、更に好ましくは１．４５％以下とする。

（Ｐ：０．０１５％以下）
Ｐは、不純物であり、鋳片の中心偏析を強めて耐ＨＩＣ特性を著しく劣化させるため、Ｐ量を０．０１５％以下に制限する。Ｐは少ないほど耐ＨＩＣ特性が向上するため、下限は特に規定しないが、製造コストの観点からＰ量は０．００１％以上が好ましい。

（Ｓ：０．０００１％以上、０．００１０％以下）
Ｓは、耐ＨＩＣ特性に有害な、圧延によって延伸するＭｎＳを形成する元素であり、Ｓ量を０．００１０％以下に制限する必要がある。好ましくはＳ量を０．０００８％以下、より好ましくは０．０００６％以下とする。Ｓを低減することは母材及びＨＡＺの靭性の観点からも好ましいが、製造コストの観点からＳ量を０．０００１％以上とする。

（Ｔｉ：０．００５％以上、０．０２０％以下）
Ｔｉは、鋳片やＨＡＺのγ粒成長をピン止め効果によって抑制するＴｉＮ粒子を形成する元素である。鋳片を加熱する時に十分なγ粒成長抑制効果を発現させるために、Ｔｉ量の下限を０．００５％とする。好ましくはＴｉ量を０．００７％以上する。しかし、Ｔｉ量が０．０２０％を超えるとＴｉＮ粒子が粗大になり、十分なピン止め効果が得られず、母材及びＨＡＺの靭性が劣化するため、これが上限である。好ましくはＴｉ量を０．０１８％以下、より好ましくは０．０１６％以下とする。

（Ｎｂ：０．００４％以下）
本発明では、耐ＨＩＣ特性を確保するために、Ｎｂを実質的に含有しないことが望ましい。Ｎｂ量が０．００４％を超えると、鋳片を加熱する際に中心偏析部で溶け残ったＮｂ炭窒化物が耐ＨＩＣ特性を劣化させる。したがって、Ｎｂ量は０．００４％に制限することが必要である。本発明はＢＤＷＴＴ特性を確保する観点から、鋳片を例えば１１００℃以下のような低温加熱することが好ましく、この場合、Ｎｂ炭窒化物の溶け残りを防止するためにＮｂ量を０．００３％以下に低減することが好ましい。より好ましくはＮｂ量を０．００２％以下とする。ＮｂはＨＡＺ靭性にも有害であるから、Ｎｂを実質的に含有しないことはＨＡＺ靭性を高める効果がある。

（Ａｌ：０．００１％以上、０．０２０％以下）
Ａｌは、本発明において適正範囲に制御されるべき重要な元素である。Ａｌは、Ｍｇ及びＯと結合して、ＴｉＮの析出核となる０．０１〜０．１μｍの超微細なＭｇ−Ａｌ系酸化物を構成するから、Ａｌ量は０．００１％以上が必要である。好ましくはＡｌ量を０．００２％以上、より好ましくは０．００３％以上とする。しかし、Ａｌ量が０．０２０％を超えると、鋳片加熱時の固溶Ａｌが増加して、本発明の特徴であるＴｉＮオストワルド成長抑制効果が低下するため、これが上限である。好ましくはＡｌ量を０．０１８％以下、より好ましくは０．０１６％以下とする。

（Ｃａ：０．０００５％以上、０．００３０％以下）
Ｃａは、圧延で延伸化し難いＣａＳ又はＣａ（Ｏ、Ｓ）を形成し、硫化物の形態を制御して、耐ＨＩＣ特性を確保するために添加される重要な元素である。圧延によって伸長してＨＩＣの発生起点となるＭｎＳの生成を防止するために、Ｃａ量を０．０００５％以上とする。好ましくはＣａ量を０．０００７％以上、より好ましくは０．００１０％以上とする。しかし、Ｃａ量が０．００３０％を超えると、Ｃａ系介在物が増加して、ＨＩＣや脆性破壊の発生起点となるので、これが上限である。好ましくはＣａ量を０．００２５％以下、より好ましくは０．００２０％以下とする。

（Ｍｇ：０．０００３％以上、０．００３０％以下）
Ｍｇは、Ａｌ及びＯと結合して０．０１〜０．１μｍの微細な酸化物を形成する重要な元素である。微細なＭｇ系酸化物は、ＴｉＮの析出核として機能し、鋳片加熱時のγ粒成長を強力にピン止めする複合形態のＴｉＮを微細に分散させる。また、Ｍｇは、ミクロンサイズの粗大な酸化物を形成し、粗大酸化物上へのＴｉＮの析出を抑制する。その結果として、Ｍｇを含まない鋼に比べてよりも微細なＴｉＮが地鉄に析出する傾向を強め、鋳片加熱時のγ粒成長を有効にピン止めする。このように、Ｍｇは微細な酸化物と粗大な酸化物を形成し、直接的又は間接的にＴｉＮの微細分散化を促し、鋳片加熱時のＴｉＮ粒子によるγ粒成長抑制力を格段に高める。加えて、このようなγ粒成長抑制効果はＨＡＺ組織の微細化にも有効であり、ＨＡＺ靭性を高める効果がある。

このような効果を発揮するためには０．０００３％以上のＭｇ量が必要であり、これが下限である。好ましくはＭｇ量を０．０００５％以上とし、より好ましくは０．０００８％以上、更に好ましくは０．００１０％以上とする。一方、０．００３０％を超えてＭｇ量を含有させてもＴｉＮの微細分散効果は飽和するので、これ以上のＭｇは金属学的に何ら効果をもたらさない。Ｍｇは蒸気圧が高くて酸化力が強い非常に活性な元素であることから、必要以上に鋼中に含有させることは製造コストの上昇を招き好ましくない。したがって、Ｍｇ量の上限は０．００３０％である。好ましくはＭｇ量を０．００２５％以下、より好ましくは０．００２０％以下とする。

（Ｎ：０．００１５％以上、０．００５０％以下）
Ｎは、鋳片やＨＡＺのγ粒成長をピン止めするＴｉＮ粒子を構成する元素である。鋳片加熱時に十分なγ粒成長抑制効果を発現するために、Ｎ量の下限を０．００１５％として最低限のＴｉＮ粒子個数を確保する必要がある。好ましくはＮ量を０．００２０％以上、より好ましくは０．００２５％以上とする。一方、Ｎ量が０．００５０％を超えると母材及びＨＡＺの靭性が劣化するため、これが上限である。好ましくはＮ量を０．００４５％以下、より好ましくは０．００４０％以下とする。

（Ｏ：０．００１０％以上、０．００３０％以下）
Ｏは、ＭｇやＡｌなどの脱酸元素と結合して０．０１〜０．１μｍの微細酸化物や数μｍの粗大酸化物を形成する元素である。直接的又は間接的にＴｉＮの微細分散に寄与するＭｇ系酸化物を生成させるために、０．００１０％以上のＯ量が必要である。しかし、Ｏが０．００３０％を超えると、鋼の清浄度が低下して母材及びＨＡＺの靭性が劣化する。ＨＩＣの発生起点となる酸化物系介在物を低減し、Ｃａによる硫化物形態制御を行うためにも、Ｏ量の上限は０．００３０％である。

（１．０≦〔Ｃａ×（１−１２４×Ｏ）〕／（１．２５×Ｓ）≦８．０）
本発明の耐サワー鋼板では、耐ＨＩＣ特性を確保するために、Ｓを可能な限り低減した上でＣａを添加し、ＨＩＣ発生起点となる延伸ＭｎＳの生成を抑えて、ＳをＣａＳ又はＣａ（Ｏ、Ｓ）として固定する。このとき、ＳとＣａとＯのバランスが、１．０≦〔Ｃａ×（１−１２４×Ｏ）〕／（１．２５×Ｓ）を満たさない場合、延伸ＭｎＳが残存してＨＩＣが発生する。一方、〔Ｃａ×（１−１２４×Ｏ）〕／（１．２５×Ｓ）≦８．０を満たさない場合、Ｃａ系介在物が増加して、ＨＩＣが発生する。したがって、下記式（１）を満たす必要がある。

１．０≦〔Ｃａ×（１−１２４×Ｏ）〕／（１．２５×Ｓ）≦８．０ ・・・ （１）
耐ＨＩＣ性を高めるために、〔Ｃａ×（１−１２４×Ｏ）〕／（１．２５×Ｓ）の下限を好ましくは１．５、より好ましくは２．０、上限を好ましくは７．５、より好ましくは７．０とする。

必要に応じて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏ、Ｖ、Ｂ、ＲＥＭ、Ｚｒの１種又は２種以上を含有させてもよい。

（Ｃｕ：１．０％以下）
Ｃｕは、溶接性及びＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靱性を向上させるため、０．１％以上を含有させてもよい。ただし、過剰な添加は熱間圧延時にＣｕクラックを発生し製造が困難となる場合や、溶接性に好ましくない場合があるため、Ｃｕ量の上限は１．０％が好ましい。より好ましくはＣｕ量を０．５％以下、更に好ましくは０．３％以下とする。

（Ｎｉ：１．０％以下）
Ｎｉは、溶接性及びＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靱性を向上させるため、０．１％以上を含有させてもよい。ただし、過剰な添加は経済性を損ない、溶接性に好ましくない場合があるため、Ｎｉ量の上限は１．０％が好ましい。より好ましくはＮｉ量を０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下とする。

（Ｃｒ：１．０％以下）
Ｃｒは、連続鋳造鋳片において中心偏析し難く、かつ母材の強度を向上させるため、０．１％以上を含有させてもよい。ただし、過剰な添加は母材及びＨＡＺの靱性、溶接性を劣化させる場合があるため、Ｃｒ量の上限は１．０％が好ましい。より好ましくはＣｒ量を０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下とする。

（Ｍｏ：０．５％以下）
Ｍｏは、母材の強度、靱性をともに向上させるため、０．１％以上を含有させてもよい。ただし、過剰な添加は母材及びＨＡＺの靱性、溶接性の劣化を招く場合があるため、Ｍｏ量の上限は０．５％が好ましい。より好ましくはＭｏ量を０．３％以下とする。

（Ｗ：０．５％以下）
Ｗは、母材の強度、靱性をともに向上させるため、０．１％以上を含有させてもよい。ただし、ただし、過剰な添加は経済性を損ない、母材及びＨＡＺの靱性、溶接性の劣化を招く場合があるため、Ｗ量の上限は０．５％が好ましい。より好ましくはＷ量を０．３％以下とする。

（Ｃｏ：０．５％以下）
Ｃｏは、溶接性及びＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靱性を向上させるため、０．１％以上を含有させてもよい。ただし、過剰な添加は経済性を損ない、溶接性に好ましくない場合があるため、Ｃｏ量の上限は０．５％が好ましい。より好ましくはＣｏ量を０．３％以下とする。

（Ｖ：０．１０％以下）
Ｖは、析出硬化による高強度化とミクロ組織の微細化による低温靱性の向上を可能にするため、０．０１％以上を含有させてもよい。ただし、過剰な添加はＨＡＺ靱性や溶接性の劣化を招く場合があるため、Ｖ量の上限は０．１０％が好ましい。より好ましくはＶ量を０．０８％以下、更に好ましくは０．０５％以下とする。

（Ｂ：０．００３０％以下）
Ｂは、焼き入れ性を高めて母材やＨＡＺの強度、靭性を向上させるため、０．０００３％以上を含有させてもよい。ただし、過剰な添加によってＨＡＺ靭性や溶接性が劣化する場合があるため、Ｂ量の上限は０．００３０％が好ましい。より好ましくはＢ量を０．００２０％以下、更に好ましくは０．００１５％以下とする。

（ＲＥＭ：０．００４％以下）
ＲＥＭとは、Ｌａ、ＣｅやＮｄなどの希土類元素を意味する。ＲＥＭは、Ｃａと同様にＭｎに優先してＳと結合し、硫化物や酸硫化物を形成して延伸ＭｎＳの生成を抑制し、耐ＨＩＣ特性を高めるため、０．０００１％以上を含有させてもよい。しかし、ＲＥＭが０．００４％を超えて添加されると、ＲＥＭ系介在物が増加して、ＨＩＣや脆性破壊の発生起点となる場合があるので、ＲＥＭの含有量の上限は０．００４％が好ましい。

（Ｚｒ：０．００５％以下）
Ｚｒは、ＣａやＲＥＭと同様にＭｎに優先してＳと結合し、硫化物や酸硫化物を形成して延伸ＭｎＳの生成を抑制し、耐ＨＩＣ特性を高めるため、０．０００１％以上を含有させてもよい。しかし、Ｚｒが０．００５％を超えて添加されると、Ｚｒ系介在物が増加して、ＨＩＣや脆性破壊の発生起点となる場合があるので、Ｚｒ量の上限は０．００５％が好ましい。

ＲＥＭ、Ｚｒを含有する場合、ＲＥＭはＣａの３．５倍、ＺｒはＣａの２．３倍の効果を奏するとして扱うことで、ＳとＯのバランスを適正化することができる。したがって、上記式に代えて、下記式（２）を満足するように、ＲＥＭ、Ｚｒの含有量を調整することが望ましい。なお、ＲＥＭ、Ｚｒの一方を含有しない場合は、これらを０として計算すればよい。耐ＨＩＣ性を高めるために、下記式（２）の下限を好ましくは１．５、より好ましくは２．０、上限を好ましくは７．５、より好ましくは７．０とする。

１．０≦〔（Ｃａ＋３．５×ＲＥＭ＋２．３×Ｚｒ）×（１−１２４×Ｏ）〕／（１．２５×Ｓ）≦８．０ ・・・ （２）

本発明の耐サワー鋼板の金属組織は、板厚１／４位置におけるベイナイトの面積率が８０％以上であることが必要である。ベイナイトは、ラス状、板状、塊状フェライト間に炭化物（残留オーステナイト、Ｍ−Ａのうち１種または２種以上）を含むもの、又はラス状フェライト内、板状フェライト内に炭化物（残留オーステナイト、Ｍ−Ａのうち１種または２種以上）を含む組織と定義される。ここで、Ｍ−Ａはマルテンサイトとオーステナイトの混成物である。マルテンサイトは、ラス状フェライト間、板状フェライト間、又はラス状フェライト内、板状フェライト内に炭化物が析出していない組織である。残留オーステナイトは、高温で生成したオーステナイトが変態せず、残留したオーステナイトである。 すなわち、本発明では、ベイナイトは、いわゆる上部ベイナイト、下部ベイナイトやこれらの混合組織だけでなく、転位密度が高いフェライトで、場合によってはその内部にセメンタイトを含むようなミクロ組織もベイナイトとして扱う。例えば、慣例的にベイニティックフェライトやアシキュラーフェライトと呼称されるミクロ組織もベイナイトに含む。本発明においては、転位密度が低いフェライトと、パーライトとを差し引いた残りのミクロ組織をベイナイトと扱い、その面積率が８０％以上である。

ベイナイト面積率が８０％未満であると、ＡＰＩ ５Ｌ Ｘ８０級の強度と耐ＨＩＣ特性を同時に達成することができない。また、ベイナイトの残部は、フェライト、パーライトの１種又は２種からなり、マルテンサイトはほとんど生成せず、その面積率は無視できる。このような混合組織である場合、光学顕微鏡によって観察される結晶粒よりも、有効結晶粒の方が靱性との相関が強く、靭性を向上させるために有効結晶粒を微細化することが望ましい。

更に、本発明の耐サワー鋼板は、板厚１／４位置における有効結晶粒のアスペクト比の平均値が４以上であることが必要である。有効結晶粒のアスペクト比の平均値は、セパレーションの発生量と相関のある集合組織の発達の指標である。したがって、有効結晶粒のアスペクト比の平均値が４未満で集合組織の発達が不十分であると、−２０℃以下の低温でＢＤＷＴＴ特性を安定的に達成することができない。具体的には、本発明の対象であるＡＰＩ ５Ｌ Ｘ８０級の強度と３１ｍｍ以上５０ｍｍ以下の板厚を有する鋼板の場合は、延性破面率が８５％以上であるＢＤＷＴＴ破面におけるセパレーション指数の最大値が０．０２ｍｍ^-1未満となってしまう。

また、本発明の耐サワー鋼板は、耐サワー鋼管の素材として好適である。本発明の耐サワー鋼管は、母材及び溶接部からなる鋼管であって、母材が本発明に係る耐サワー鋼板からなる耐サワー鋼管である。本発明の耐サワー鋼管は、ＵＯＥプロセスやロールベンド法によって本発明に係る鋼板を素材として造管してなる溶接鋼管である。

次に、本実施形態に係る耐サワー鋼板の製造方法を説明する。
上述した化学成分から構成される厚み２８０ｍｍ以上の連続鋳造鋳片を、４００℃以下に冷却した後、９００℃以上１０５０℃以下に加熱し、熱間圧延を施すことが好ましい。
鋳片を４００℃以下に冷却せずにホットチャージで加熱炉に挿入すると、鋳造時に生成した粗大γ組織が加熱後に残存し、組織が十分に微細化せず低温靱性が劣化する場合がある。

鋼片の加熱温度は、圧延終了温度をＡｒ３ 以上にするため、９００℃以上が好ましい。一方、加熱温度が高いと、加熱γ粒が粗大化し、組織が十分に微細化せず低温靱性が劣化する場合があるため、１０５０℃以下が好ましい。より好ましくは、加熱温度を１０００℃以下とする。

その後の熱間圧延では、γ低温域のうち、限られた温度範囲において、累積圧下率の大きな圧延を行うことによって、ミクロ組織が十分に微細化し、集合組織が十分に発達し、セパレーション発生量が増加し、高強度であっても非常に良好な低温靱性が得られる。そのため、熱間圧延では、Ａｒ３以上からＡｒ３＋５０℃の温度範囲において、累積圧下率が８０％以上であることが好ましく、パス回数の８０％以上は、１パスあたりの圧下率が１５％以上であることが好ましい。Ａｒ３以上からＡｒ３＋５０℃の温度範囲での累積圧下率が８０％未満であったり、１パス当りの圧下率が１５％以上となるパス回数の割合が８０％未満であったりすると、変態後のミクロ組織が微細化せず、集合組織が発達せず、セパレーション発生量が減少し、良好な低温靱性が得られない場合がある。

板厚が３１ｍｍ以上５０ｍｍ以下になるように熱間圧延を行い、Ａｒ３以上で圧延を終了することが好ましい。熱間圧延の終了温度がＡｒ３未満であると、フェライト変態に伴って中心偏析部へＣが濃化し、硬化組織が形成されて耐ＨＩＣ特性が劣化する場合がある。また、加速冷却をＡｒ３以上の温度から開始するためにも、熱間圧延をＡｒ３以上で終了することが好ましい。

熱間圧延後は、Ａｒ３以上から加速冷却を行うことが好ましい。加速冷却は中心偏析部のミクロ組織を改善して耐ＨＩＣ特性を向上させるとともに、変態強化による高強度化と結晶粒微細化による高靭性化を可能にする。加速冷却の冷却速度は３℃／秒以上５０℃／秒以下が好ましく、５５０℃以下３００℃以上の範囲内で加速冷却を終了し、その後空冷することが好ましい。

冷却開始温度がＡｒ３未満であったり、冷却速度が３℃／秒未満であったり、冷却停止温度が５５０℃を超えたりすると、フェライト変態に伴う中心偏析部へのＣの濃化によって硬化組織が形成されて耐ＨＩＣ特性が劣化するとともに、変態強化が不十分となって強度が不足する場合がある。一方、冷却速度が５０℃／秒を超えたり水冷停止温度が３００℃未満であったりすると、低温変態生成物が大量に生成して耐ＨＩＣ特性及び低温靱性が劣化する場合がある。

ここで、Ａｒ３は下記で計算される冷却時の変態開始温度であり、鋼の化学成分を用いて計算される。
Ａｒ３（℃）＝８６８−３９６×Ｃ＋２４．６×Ｓｉ−６８．１×Ｍｎ
−３６．１×Ｎｉ−２０．７×Ｃｕ−２４．８×Ｃｒ
＋２９．１×Ｍｏ
上式におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏは質量％で表した含有量を意味する。

なお、本発明による鋼板をＡｃ１（加熱時の変態開始温度）以下の温度に焼戻し処理することは何ら本発明鋼の特性を損なうものではない。本発明による鋼板は耐サワーラインパイプのほか、耐サワー圧力容器用や耐サワー構造鋼管用など、耐ＨＩＣ特性が必要な用途に広く適用できる。

以下に本発明の実施例を示すが、以下に示す実施例は本発明の一例であり、本発明は以下に説明する実施例に制限されるものではない。
転炉により鋼を溶製し、連続鋳造により表１と表２に示す化学成分を有する厚さ３００ｍｍの鋳片を製造した。

得られた鋳片を、室温まで冷却した後、９８０〜１０３０℃に加熱し、熱間圧延を行った。このとき、Ａｒ３以上からＡｒ３＋５０℃の温度範囲において、累積圧下率を８０〜９０％、パス回数の８０％以上は１パスあたりの圧下率を１５％以上とした。また、圧延終了温度をＡｒ３以上からＡｒ３＋２０℃以下とし、熱間圧延に引き続き、Ａｒ３以上からＡｒ３＋２０℃の範囲内から５〜３５℃／秒の加速冷却を適用し、３５０〜４５０℃の範囲内で加速冷却を停止し、その後、空冷した。ただし、表２の符号Ｂ２２は、上記の製造条件のうち、Ａｒ３以上からＡｒ３＋５０℃の温度範囲における累積圧下率を７０％とした。また、表２の符号Ｂ２３は、上記の製造条件のうち、加速冷却の停止温度を５６０℃とした。

得られた鋼板から圧延方向に垂直な幅方向を長手方向として、ＡＰＩ５Ｌ規格に準拠した全厚試験片を採取し、ＡＰＩ規格の２０００に準拠して、室温で引張試験を行った。また、ＢＤＷＴＴ試験片を採取し、片側表面を切削して３／４インチに減厚して落重引裂試験を行った。低温靭性は延性破面率遷移温度（ＢＤＷＴＴ８５％ＳＡＴＴ［℃］）で評価した。このとき、延性破面率が８５％以上であるＢＤＷＴＴ破面の有効面積において、セパレーション長さの総和（ｍｍ）を有効面積（ｍｍ²）で除した値をセパレーション指数（ｍｍ^-1）と定義した。

板厚１／４位置におけるベイナイトの面積率および有効結晶粒の粒径とアスペクト比は、その部分のミクロ試験片の断面において、０．０２ｍｍ²以上の面積にわたってＥＢＳＤを用いて測定した。光学顕微鏡によるミク組織観察では、ベイナイトとフェライトの識別が難しい場合がある。そこで、ＥＢＳＤにおけるKernel Average Misorientation（ＫＡＭ）法によってフェライトの面積率を測定した。

ＫＡＭ法とは、測定データの中の、ある正六角形のピクセルの隣り合う６個（第一近似）、さらに、その外側の１２個（第二近似）、また、さらに、その外側の１８個（第三近似）のピクセル間の方位差を平均し、その値を、その中心のピクセルの値とする計算を各ピクセルに行う方法である。本発明では、隣接するピクセル間の方位差が、第三近似で１度以下と算出されたピクセルの面積率をフェライトの面積率と定義した。

一方、パーライトの面積率は、ＥＢＳＤ測定した領域をナイタール腐食し、光学顕微鏡観察によって測定した。そして、ＥＢＳＤ測定領域において、フェライト面積率とパーライト面積率を差し引いた残りをベイナイト面積率と定義した。また、ＥＢＳＤ測定において、結晶方位差が３度以内の領域を有効結晶粒とみなし、円相当直径の平均値を有効結晶粒径として求めた。さらに、有効結晶粒の圧延方向の最大径を板厚方向の最大径で除した値をアスペクト比と定義し、その平均値を求めた。

また、母材のＨＩＣ試験は、ＮＡＣＥ ＴＭ０２８４に準拠し、ＮＡＣＥ溶液（Ｈ₂Ｓを１気圧で飽和した５％ＮａＣｌ＋０．５％酢酸水溶液、ｐＨ２．７）を用いて実施し、ＨＩＣ面積率ＣＡＲとＨＩＣ長さ率ＣＬＲを測定した。

更に、ＨＡＺ靭性を評価するためにＵＯ鋼管のシーム溶接部に相当する内面１パスと外面１パスのサブマージアーク溶接を行い、溶接継手を作製した。なお、溶接金属は、−５０℃で１００Ｊ以上の靭性が得られるように、低温仕様の溶接材料を用いた。溶接継手の会合部を基準にシャルピー衝撃試験片を採取し、溶接金属とＨＡＺとの比率が５０：５０になるように２ｍｍＶノッチを施し、−２０℃で３本の試験を行って平均値と最低値を測定した。

表３、表４に鋼板の板厚、機械的性質、耐ＨＩＣ特性、溶接部のＨＡＺ靭性を示す。

表３に示すように、本発明鋼は、板厚３１〜５０ｍｍの鋼板において、ＡＰＩ ５Ｌ Ｘ８０級（降伏強度ＹＳ：５５５ＭＰａ以上、７０５ＭＰａ以下、引張強度ＴＳ：６２５ＭＰａ以上、８２５ＭＰａ以下）を満足する母材の強度と、落重引裂試験における延性破面率遷移温度が−２０℃以下の低温となっており、良好なＢＤＷＴＴ特性を有する。ベイナイト面積率は８０％以上であり、有効結晶粒径は２５μｍ以下であり、アスペクト比は４以上である。同時に、本発明鋼は優れた耐ＨＩＣ特性を有する。更に、本発明鋼は−２０℃で優れたＨＡＺ靭性を有する。

一方、表２に示すように、比較鋼（符号Ｂ１〜Ｂ２１）は化学成分が本発明の範囲から外れているため、表４に示すように、母材の機械的性質、耐ＨＩＣ特性、溶接部のＨＡＺ靭性が劣ったりする場合がある。符号Ｂ２２及びＢ２３は、化学成分は本発明の範囲内であるが、上述のように、好ましい範囲外の製造条件を採用したため、表４に示すように、母材の機械的性質、耐ＨＩＣ特性、溶接部のＨＡＺ靭性が劣ったりする場合がある。

符号Ｂ１はＣ量が低すぎ、符号Ｂ４はＭｎ量が低すぎるために強度が不足している。符号Ｂ２はＣ量が高すぎるために耐ＨＩＣ特性が劣化し、ＨＡＺ靭性も劣化傾向にある。符号Ｂ３はＳｉ量が高すぎるためにＨＡＺ靭性が劣化している。符号Ｂ５はＭｎ量が高すぎるために耐ＨＩＣ特性が劣化している。

符号Ｂ６はＰ量が高すぎるために耐ＨＩＣ特性が劣化し、ＨＡＺ靭性も劣化傾向にある。符号Ｂ７はＳ量が高すぎるために耐ＨＩＣ特性が劣化している。符号Ｂ８はＡｌ量が低すぎ、符号Ｂ１０はＴｉ量が低すぎるために有効結晶粒径が２５μｍを超えて粗大化し、ＢＤＷＴＴ特性とＨＡＺ靭性が劣化している。符号Ｂ９はＡｌ量が高すぎるために有効結晶粒径が２５μｍを超えて粗大化し、ＢＤＷＴＴ特性が劣化している。符号Ｂ１１はＴｉ量が高すぎるために有効結晶粒径が２５μｍを超えて粗大化し、ＢＤＷＴＴ特性とＨＡＺ靭性が劣化している。

符合Ｂ１２はＮｂ量が高すぎるために耐ＨＩＣ特性が劣化し、ＨＡＺ靭性も劣化傾向にある。符号Ｂ１３はＣａ量が低すぎるために耐ＨＩＣ特性が劣化している。符号Ｂ１４はＣａ量が高すぎるために耐ＨＩＣ特性とＨＡＺ靭性が劣化している。符号Ｂ１５はＭｇ量が低すぎるために有効結晶粒径が２５μｍを超えて粗大化し、ＢＤＷＴＴ特性とＨＡＺ靭性が劣化している。

符号Ｂ１６はＮ量が低すぎるために有効結晶粒径が２５μｍを超えて粗大化し、ＢＤＷＴＴ特性とＨＡＺ靭性が劣化している。符号Ｂ１７はＮ量が高すぎるために耐ＨＩＣ特性が劣化傾向にあり、ＨＡＺ靭性が劣化している。符合Ｂ１８はＯ量が低すぎるため有効結晶粒径が１５μｍを超えて粗大化し、ＢＤＷＴＴ特性とＨＡＺ靭性が劣化している。符号Ｂ１９はＯ量が高すぎるため耐ＨＩＣ特性とＨＡＺ靭性が劣化している。

符号Ｂ２０は硫化物形態制御の指標である式（１）の値が低すぎるため耐ＨＩＣ特性が劣化している。符号Ｂ２１は硫化物形態制御の指標である式（１）の値が高すぎるため耐ＨＩＣ特性が劣化している。

符号Ｂ２２は、Ａｒ３以上からＡｒ３＋５０℃の温度範囲における累積圧下率が低い例であり、有効結晶粒のアスペクト比が低すぎるため、セパレーション指数が低くなり、ＢＤＷＴＴ特性が劣化している。符号Ｂ２３は、加速冷却の停止温度が高い例であり、ベイナイト面積率が低すぎるため、強度が不足し、耐ＨＩＣ特性が劣化している。

更に、表１及び表３の本発明例に係る鋼板を用いて、Ｕプレス及びＯプレスによって成形し、継目に内面１パスと外面１パスのサブマージアーク溶接を行い、拡管するＵＯＥプロセスにより、鋼管を製造した。そして、上記の特性を評価した結果、全ての鋼管が表３とほぼ同等の性能を有していることを確認した。

本発明は、優れた耐ＨＩＣ特性とＡＰＩ ５Ｌ Ｘ８０級の強度を有し、かつ従来よりも格段に優れた低温靱性を有するラインパイプなどの鋼管や、該鋼管の素材に好適な鋼板に関するものであり、鉄鋼業においては厚板ミルに適用することが望ましい。また、本発明に係る鋼管は、母材及び溶接部を有し、本発明に係る鋼板を母材とするものであって、ＵＯＥプロセスやロールベンド法によって製造することが望ましい。

Claims (5)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０２０％以上、０．１００％以下、
   Ｍｎ：１．００％以上、１．８０％以下、
   Ｓ ：０．０００１％以上、０．００１０％以下、
   Ａｌ：０．００１％以上、０．０２０％以下、
   Ｔｉ：０．００５％以上、０．０２０％以下、
   Ｃａ：０．０００５％以上、０．００３０％以下、
   Ｍｇ：０．０００３％以上、０．００３０％以下、
   Ｎ ：０．００１５％以上、０．００５０％以下、
   Ｏ ：０．００１０％以上、０．００３０％以下
   を含有し、
   Ｓｉ：０．３０％以下、
   Ｐ ：０．０１５％以下、
   Ｎｂ：０．００４％以下
   に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、Ｃａ、Ｏ、Ｓの含有量が下記（１）式を満足し、板厚方向で表面から板厚の１／４の位置におけるベイナイトの面積率が８０％以上であり、有効結晶粒径における円相当直の平均値が２５μｍ以下であり、有効結晶粒におけるアスペクト比の平均値が４以上であることを特徴とする耐サワー鋼板。
   １．０≦〔Ｃａ×（１−１２４×Ｏ）〕／（１．２５×Ｓ）≦８．０ ・・・ （１）
2. 更に、質量％で、
   Ｃｕ：１．０％以下、
   Ｎｉ：１．０％以下、
   Ｃｒ：１．０％以下、
   Ｍｏ：０．５％以下、
   Ｗ ：０．５％以下、
   Ｃｏ：０．５％以下、
   Ｖ ：０．１０％以下、
   Ｂ ：０．００３０％以下
   の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐サワー鋼板。
3. 更に、質量％で、
   ＲＥＭ：０．００４％以下、
   Ｚｒ：０．００５％以下
   の一方又は両方を含有し、前記（１）式に代えて下記（２）式を満足することを特徴とする請求項１又は２に記載の耐サワー鋼板。
   １．０≦〔（Ｃａ＋３．５×ＲＥＭ＋２．３×Ｚｒ）×（１−１２４×Ｏ）〕／（１．２５×Ｓ）≦８．０ ・・・ （２）
4. 板厚が、３１ｍｍ以上５０ｍｍ以下、
   降伏応力が、５５５ＭＰａ以上、７０５ＭＰａ以下
   引張強さが、６２５ＭＰａ以上、８２５ＭＰａ以下であり、
   延性破面率が８５％以上であるＢＤＷＴＴ破面の有効面積において、セパレーション長さの総和（ｍｍ）を有効面積（ｍｍ²）で除した値として評価されるセパレーション指数の最大値が０．０２ｍｍ^-1以上
   であることを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の耐サワー鋼板。
5. 母材及び溶接部からなる鋼管であって、母材が請求項１〜４の何れか１項に記載の耐サワー鋼板からなることを特徴とする耐サワー鋼管。