JP6584912B2 - 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管 - Google Patents
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Description
工程A−1:鋳造→圧延→(HIC試験のための)サンプル調整→HIC試験→出荷
工程B−1:鋳造→耐HIC性の評価→圧延→出荷
工程A−2:鋳造→圧延→(HIC試験のための)サンプル調整→HIC試験→再溶製
工程B−2:鋳造→耐HIC性の評価→再溶製
質量%で、
C:0.02〜0.15%、
Si:0.02〜0.50%、
Mn:0.6〜2.0%、
P:0%超0.030%以下、
S:0%超0.003%以下、
Al:0.010〜0.08%、
Ca:0.0003〜0.0060%、
N:0.001〜0.01%、および
O:0%超0.0045%以下を満たし、更に、
REM:0%超0.02%以下、および
Zr:0%超0.010%以下
よりなる群から選択される1種以上の元素を含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、
前記Caと前記Sの比(Ca/S)が2.0以上であり、かつ
前記Ca、前記Sおよび前記Oが(Ca−1.25S)/O ≦ 1.80を満たし、
更にスラブの段階で、水平割れが存在しない、または、水平割れの最大開孔厚みが閾値tθ以下であって、該閾値tθは、前記スラブを圧延して得た鋼板に水素誘起割れが発生しない水平割れの最大開孔厚みであるところに特徴を有する。
(i)前記スラブの最大開孔厚みを測定する。
(ii)前記スラブと同一の鋳造条件で鋳造したスラブを圧延して得られる鋼板に対して
水素誘起割れ試験を行う。
(iii)上記(i)で測定した最大開孔厚みと、上記(ii)の水素誘起割れ試験結果とから、水素誘起割れの発生しない水平割れの最大開孔厚みを求める。
(A)質量%で、B:0%超0.005%以下、V:0%超0.1%以下、Cu:0%超1.5%以下、Ni:0%超1.5%以下、Cr:0%超1.5%以下、Mo:0%超1.5%以下、およびNb:0%超0.06%以下よりなる群から選択される1種以上の元素
(B)質量%で、Ti:0%超0.03%以下、およびMg:0%超0.01%以下よりなる群から選択される1種以上の元素
C:0.02〜0.15%
Cは、母材および溶接部の強度を確保するために必要不可欠な元素であり、0.02%以上含有させる必要がある。C量は、好ましくは0.03%以上であり、より好ましくは0.05%以上である。一方、C量が多すぎるとHAZ靭性と溶接性が劣化する。またC量が過剰であると、HICの起点や破壊進展経路となるNbCや島状マルテンサイトが生成しやすくなる。よってC量は0.15%以下とする必要がある。好ましくは0.12%以下、より好ましくは0.10%以下である。
Siは、脱酸作用を有すると共に、母材および溶接部の強度向上に有効な元素である。これらの効果を得るため、Si量を0.02%以上とする。Si量は、好ましくは0.05%以上であり、より好ましくは0.15%以上である。しかし、Si量が多すぎると溶接性や靭性が劣化する。またSi量が過剰であると、島状マルテンサイトが生じてHICが発生・進展する。よってSi量は、0.50%以下に抑える必要がある。Si量は、好ましくは0.45%以下、より好ましくは0.35%以下である。
Mnは、母材および溶接部の強度向上に有効な元素であり、本発明では0.6%以上含有させる。Mn量は、好ましくは0.8%以上であり、より好ましくは1.0%以上である。しかし、Mn量が多すぎると、MnSが生成されて耐水素誘起割れ性が劣化するだけでなくHAZ靭性や溶接性も劣化する。よってMn量の上限を2.0%とする。Mn量は、好ましくは1.8%以下であり、より好ましくは1.5%以下、さらに好ましくは1.2%以下である。
Pは、鋼材中に不可避的に含まれる元素であり、P量が0.030%を超えると母材やHAZ部の靭性劣化が著しく、耐水素誘起割れ性も劣化する。よって本発明ではP量を0.030%以下に抑える。P量は、好ましくは0.020%以下、より好ましくは0.010%以下である。
Sは、多すぎるとMnSを多量に生成し耐水素誘起割れ性を著しく劣化させる元素であるため、本発明ではS量の上限を0.003%とする。S量は、好ましくは0.002%以下であり、より好ましくは0.0015%以下、更に好ましくは0.0010%以下である。この様に耐水素誘起割れ性向上の観点からは少ない方が望ましい。
Alは強脱酸元素であり、Al量が少ないと、酸化物中のCa濃度が上昇、即ち、Ca系介在物が鋼板表層部に形成されやすくなり微細なHICが発生する。よって本発明では、Alを0.010%以上とする必要がある。Al量は、好ましくは0.020%以上、より好ましくは0.030%以上である。一方、Al含有量が多すぎると、Alの酸化物がクラスター状に生成し水素誘起割れの起点となる。よってAl量は0.08%以下とする必要がある。Al量は、好ましくは0.06%以下であり、より好ましくは0.05%以下である。
Caは、硫化物の形態を制御する作用があり、CaSを形成することによってMnSの形成を抑制する効果がある。この効果を得るには、Ca量を0.0003%以上とする必要がある。Ca量は、好ましくは0.0005%以上であり、より好ましくは0.0010%以上である。一方、Ca量が0.0060%を超えると、Ca系介在物を起点にHICが多く発生する。よって本発明では、Ca量の上限を0.0060%とする。Ca量は、好ましくは0.0045%以下であり、より好ましくは0.0035%以下、さらに好ましくは0.0025%以下である。
Nは、鋼組織中にTiNとして析出し、HAZ部のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、さらにフェライト変態を促進させて、HAZ部の靭性を向上させる元素である。この効果を得るにはNを0.001%以上含有させる必要がある。N量は、好ましくは0.003%以上であり、より好ましくは0.0040%以上である。しかしN量が多すぎると、固溶Nの存在によりHAZ靭性がかえって劣化するため、N量は、0.01%以下とする必要がある。好ましくは0.008%以下であり、より好ましくは0.0060%以下である。
O、即ち酸素は、清浄度向上の観点から低いほうが望ましく、Oが多量に含まれる場合、靭性が劣化することに加え、酸化物を起点にHICが発生し、耐水素誘起割れ性が劣化する。この観点から、O量は0.0045%以下とする必要があり、好ましくは0.0030%以下、より好ましくは0.0020%以下である。
前述の通り、Sは硫化物系介在物としてMnSを形成し、該MnSを起点にHICが発生する。このため、Caを添加して鋼中の硫化物系介在物をCaSとして形態を制御し、耐HIC性に対するSの無害化を図る。この作用効果を十分に発揮させるには、Ca/Sを2.0以上とする必要がある。Ca/Sは、好ましくは2.5以上、より好ましくは3.0以上である。尚、本発明で規定するCa量とS量からCa/Sの上限は17程度となる。
Ca系酸硫化物によるHICの発生を抑制するには、Ca系介在物の中でも特に凝集合体を形成しやすいCaOを抑制することが有効である。そしてそのためには、鋼中全Ca量から硫化物(CaS)として存在するCa分を差し引いたCa量(Ca−1.25S)が、O量に対して過剰とならないようにしなければならない。O量に対してCa量(Ca−1.25S)が過剰であると、酸化物系介在物としてCaOが形成され易くなり、該CaOの凝集合体(粗大なCa系介在物)が鋼板表層部に大量に形成されやすくなる。これらの粗大なCa系介在物はHICの起点となるため、優れた耐HIC性を得るには(Ca−1.25S)/Oを1.80以下とする必要がある。(Ca−1.25S)/Oは、好ましくは1.40以下、より好ましくは1.30以下、更に好ましくは1.20以下、特に好ましくは1.00以下である。尚、CaOと同様に凝集合体を形成しやすいAl2O3を抑制する観点から、(Ca−1.25S)/Oの下限値は0.1程度となる。
REM(Rare Earth Metal、希土類元素)は、前述の通り、脱硫作用によりMnSの生成を抑制し耐水素誘起割れ性を高めるのに有効な元素である。このような効果を発揮させるには、REMを0.0002%以上含有させることが好ましい。REM量は、より好ましくは0.0005%以上、更に好ましくは0.0010%以上である。一方、REMを多量に含有させても効果が飽和する。よってREM量の上限は0.02%とすることが必要である。鋳造時の浸漬ノズルの閉塞を抑えて生産性を高める観点からは、REM量を0.015%以下とすることが好ましく、より好ましくは0.010%以下、更に好ましくは0.0047%以下である。尚、本発明において、上記REMとは、ランタノイド元素、即ちLaからLuまでの15元素と、スカンジウムおよびイットリウムを意味する。
Zrは、脱硫作用により耐HIC性を向上させるとともに、酸化物を形成し微細に分散することでHAZ靭性の向上に寄与する元素である。これらの効果を発揮させるには、Zr量を0.0003%以上とすることが好ましい。Zr量は、より好ましくは0.0005%以上、更に好ましくは0.0010%以上、より更に好ましくは0.0015%以上である。一方、Zrを過剰に添加すると粗大な介在物を形成して耐水素誘起割れ性および母材靭性を劣化させる。よってZr量は0.010%以下とすることが必要である。Zr量は、好ましくは0.0070%以下、より好ましくは0.0047%以下、更に好ましくは0.0030%以下である。
(a)下記量のB、V、Cu、Ni、Cr、Mo、およびNbよりなる群から選択される1種類以上の元素を含有させることによって、強度や靭性をより高めたり、
(b)下記量のTiおよびMgよりなる群から選択される1種類以上の元素を含有させることによって、HAZ靭性の向上や、脱硫が促進されて耐HIC性をより改善することができる。以下、これらの元素について詳述する。
Bは、焼入れ性を高め、母材および溶接部の強度を高めるとともに、溶接時に、加熱されたHAZ部が冷却する過程でNと結合してBNを析出し、オーステナイト粒内からのフェライト変態を促進するため、HAZ靭性を向上させる。この効果を得るには、B量を0.0002%以上含有させることが好ましい。B量は、より好ましくは0.0005%以上であり、更に好ましくは0.0010%以上である。しかし、B含有量が過多になると、母材とHAZ部の靭性が劣化したり、溶接性の劣化を招くため、B量は0.005%以下とすることが好ましい。B量は、より好ましくは0.004%以下、更に好ましくは0.0030%以下である。
Vは、強度の向上に有効な元素であり、この効果を得るには0.003%以上含有させることが好ましい。より好ましくは0.010%以上である。一方、V含有量が0.1%を超えると溶接性と母材靭性が劣化する。よってV量は、0.1%以下とすることが好ましく、より好ましくは0.08%以下である。
Cuは、焼入れ性を向上させて強度を高めるのに有効な元素である。この効果を得るにはCuを0.01%以上含有させることが好ましい。Cu量は、より好ましくは0.05%以上、更に好ましくは0.10%以上である。しかし、Cu含有量が1.5%を超えると靭性が劣化するため、1.5%以下とすることが好ましい。Cu量は、より好ましくは1.0%以下、更に好ましくは0.50%以下である。
Niは、母材および溶接部の強度と靭性の向上に有効な元素である。この効果を得るためには、Ni量を0.01%以上とすることが好ましい。Ni量は、より好ましくは0.05%以上、更に好ましくは0.10%以上である。しかしNiが多量に含まれると、構造用鋼材として極めて高価となるため、経済的な観点からNi量は1.5%以下とすることが好ましい。Ni量は、より好ましくは1.0%以下、更に好ましくは0.50%以下である。
Crは、強度の向上に有効な元素であり、この効果を得るには0.01%以上含有させることが好ましい。Cr量は、より好ましくは0.05%以上、更に好ましくは0.10%以上である。一方、Cr量が1.5%を超えるとHAZ靭性が劣化する。よってCr量は1.5%以下とすることが好ましい。Cr量は、より好ましくは1.0%以下、更に好ましくは0.50%以下である。
Moは、母材の強度と靭性の向上に有効な元素である。この効果を得るには、Mo量を0.01%以上とすることが好ましい。Mo量は、より好ましくは0.05%以上、更に好ましくは0.10%以上である。しかし、Mo量が1.5%を超えるとHAZ靭性および溶接性が劣化する。よってMo量は1.5%以下とすることが好ましく、より好ましくは1.0%以下、更に好ましくは0.50%以下である。
Nbは、溶接性を劣化させることなく強度と母材靭性を高めるのに有効な元素である。この効果を得るには、Nb量を0.002%以上とすることが好ましい。Nb量は、より好ましくは0.010%以上、更に好ましくは0.020%以上である。しかし、Nb量が0.06%を超えると母材とHAZの靭性が劣化する。よって、本発明ではNb量の上限を0.06%とすることが好ましい。Nb量は、より好ましくは0.047%以下、更に好ましくは0.040%以下、より更に好ましくは0.030%以下である。
Tiは、鋼中にTiNとして析出することで、溶接時のHAZ部でのオーステナイト粒の粗大化を防止しかつフェライト変態を促進するため、HAZ部の靭性を向上させるのに有効な元素である。さらにTiは、脱硫作用を示すため耐HIC性の向上にも有効な元素である。これらの効果を得るには、Tiを0.003%以上含有させることが好ましい。Ti量は、より好ましくは0.005%以上、更に好ましくは0.010%以上である。一方、Ti含有量が過多になると、固溶Tiの増加やTiC析出の増加により母材とHAZ部の靭性が劣化するため、0.03%以下とすることが好ましい。Ti量は、より好ましくは0.02%以下である。
Mgは、結晶粒の微細化を通じて靭性の向上に有効な元素であり、また脱硫作用を示すため耐HIC性の向上にも有効な元素である。これらの効果を得るには、Mgを0.0003%以上含有させることが好ましい。Mg量は、より好ましくは0.001%以上である。一方、Mgを過剰に含有させても効果が飽和するため、Mg量の上限は0.01%とすることが好ましい。Mg量は、より好ましくは0.005%以下である。
(i)前記スラブの最大開孔厚みを測定する。
(ii)前記スラブと同一の鋳造条件で鋳造したスラブを圧延して得られる鋼板に対し、HIC試験を行う。
(iii)上記(i)で測定した最大開孔厚みと、上記(ii)のHIC試験結果とから、水素誘起割れの発生しない水平割れの最大開孔厚みを求める。
(I)スラブを図3(a)の通り鋳造方向に圧延した場合、HIC試験で、製品領域R11では「HIC発生有」、領域R12では「HIC発生無」であるとき、以下の通り判断する。
(I−1)製品領域R11の結果として、スラブ領域R1の最大開孔厚みt1のときに「HIC発生有」
(I−2)製品領域R12の結果として、スラブ領域R2の最大開孔厚みt2のときに「HIC発生無」
(II−1)製品領域R21の結果として、スラブ領域R1の最大開孔厚みt1のときに「HIC発生有」
(II−2)製品領域R22の結果として、スラブ領域R2の最大開孔厚みt2のときに「HIC発生無」
<タンディッシュ内溶鋼の成分>
C、Mn、Nb、P、Caの濃度を発光分光分析法によって測定した。S濃度は低いため、発光分光分析法による測定が困難であった。そこで、S濃度の測定に燃焼−赤外線吸収法を用いた。
<鋳造条件>
・比水量
比水量=(鋳型直下から連鋳機最終ロールまでの単位時間当たりの全二次冷却水量[L/min.])/(単位時間当たりの鋳造鋳片質量[kg/min.])
・鋳造速度
鋳片の引き抜き速度[m/min.]であり、鋳片に接触するロール(メジャーロール)の直径(周長)と回転速度(単位時間当たりの回転数)から算出した。
本発明で規定の成分組成の範囲内であって、タンディッシュ内溶鋼の成分組成が表1−1および表1−2に示す通りである鋼を溶製し、連続鋳造により、厚みが280mmである鋳片、即ちスラブを得た。
スラブを全長が10〜15mの位置であって定常部で切断し、下記の通り水平割れを調査した。ここで、「定常部」とは下記の条件を満たす部位である。水平割れ調査断面数は表1−1、表1−2に示す通りである。
1)鋳造速度が一定である。
2)浸漬ノズル詰まり等の操業異常が発生していない。
3)冷却条件が変化していない。
4)ロール隙間が変化していない。
(1)スラブ切断面の幅方向両端からD/2の範囲を#800まで研磨した。
(2)研磨面を、ピクリン酸20g/L、塩化第二銅5g/L及び表面活性剤60ml/Lで腐食した。
(3)腐食面を目視で確認し、水平割れが存在する部分を40mm×70mmの大きさに切り出した。
(4)切り出した試料をバフ研磨し、1μm以下の粗さに仕上げた。
(5)EPMA(Electron Probe MicroAnalyser)を用いてビーム径20μmで試料中の水平割れ部のMn偏析度をライン分析した。この水平割れ部のMn偏析度をCmax(Mn)で示す。
(6)鋳造時に測定したタンディッシュ内溶鋼のMn濃度、即ちC0(Mn)と、前記Cmax(Mn)から、Cmax(Mn)/C0(Mn)を算出した。
(7)EPMA分析を実施した部分の水平割れを顕微鏡(20倍〜50倍)で観察し、開孔厚みを測定した。
その後、APIX65グレード相当およびAPIX70グレード相当のスラブを、1050〜1250℃となるよう加熱した後、鋼板の表面温度で900℃以上、下記の通り計算により求められる鋼板平均温度が1000℃以上の累積圧下率が40%以上であり、かつ1パス当りの圧下率が10%以上であるパスが2パス以上になるよう熱間圧延を行う。その後さらに、700℃以上900℃未満の累積圧下率が20%以上となるよう熱間圧延を行い、圧延終了温度が700℃以上900℃未満となるようにした。その後、650℃以上の温度から水冷を開始し、350〜600℃の温度で停止し、更にその後、室温まで空冷して、板厚45mmの鋼板を得た。また、ASME SA516グレード60相当、ASME SA516グレード65相当およびASME SA516グレード70相当のスラブを、圧延終了温度が850℃以上になるように熱間圧延した後、室温まで空冷し、そして更に、850℃以上950℃以下の温度に再加熱して焼入れした後、600〜700℃で焼き戻し処理を行って、板厚40mmの鋼板を得た。なお、いずれもスラブ幅方向に圧延を実施しなかった。
閾値tθ決定のために、本実施例では圧延後にHIC試験を行った。
(a)圧延後の製品からサンプルを切り出し、HIC試験を実施した。HIC試験はNACE standard TM0284−2003に規定された方法に従って実施した。
(b)HIC試験後、サンプルを3箇所で切断し、各断面(3断面)を顕微鏡で観察し、HICの有無を確認した。ここで図3(a)に示した「製品の幅方向両端からD/2の範囲の領域R11、R12」で割れの有無を確認した。
図6、7には『「水平割れ開孔厚み」及び「Cmax(Mn)/C0(Mn)」』と、前記HIC試験により確認した「HIC発生の有無」との関係を示している。図6は、表1−2に示す強度クラスがAPIX65グレード相当、ASME SA516グレード60相当およびASME SA516グレード65相当の成分でHICが発生する閾値tθを調査した結果であり、図7は、表1−1および表1−2に示す強度クラスがAPIX70グレード相当およびASME SA516グレード70相当の成分でHICが発生する閾値tθを調査した結果である。
最大開孔厚み≦0.047mmのとき、HICが発生しないと判断する。
最大開孔厚み>0.047mmのとき、HICが発生すると判断する。
最大開孔厚み≦0.047mmのとき、HICが発生しないと判断する。
最大開孔厚み>0.047mmのとき、HICが発生すると判断する。
最大開孔厚み≦0.043mmのとき、HICが発生しないと判断する。
最大開孔厚み>0.043mmのとき、HICが発生すると判断する。
最大開孔厚み≦0.043mmのとき、HICが発生しないと判断する。
最大開孔厚み>0.043mmのとき、HICが発生すると判断する。
判定対象のスラブの耐HIC性を、上記閾値tθを用い、下記の手順で評価した。まず表2に示す成分組成の鋼を溶製し、連続鋳造により、スラブ厚Dが280mmであってスラブ幅Wが2100mmである判定対象のスラブを得た。そしてこのスラブを用いて、下記の手順で評価した。
(1)判定対象のスラブ切断面の幅方向両端から幅D/2の範囲をフライス加工し、染色浸透探傷試験(JIS Z2343)を実施した。
(2)水平割れが検出されなかった場合、最大開孔厚みが検出下限以下(10μm程度以下)と判断した。この場合、最大開孔厚みは、閾値tθ以下、即ちAPIX65グレードでは0.047mm以下、APIX70グレードでは0.043mm以下であるため、水平割れ起因のHICが発生しないと判断した。
(3)水平割れが検出された場合、開孔していた部位をバフ研磨し、研磨面を20倍〜50倍の顕微鏡で観察して最大開孔厚みを、上述した通り測定した。
(3−1)そして、上記「最大開孔厚みの閾値tθの決定」で示した通り、APIX65グレードに充当可能なスラブでは、上記最大開孔厚みが閾値tθ:0.047mm以下のとき、水平割れ起因のHICが発生しない、即ちスラブの耐HIC性評価がOKであり、得られた鋼板は耐HIC性に優れていると判断した。一方、上記最大開孔厚みが閾値tθ:0.047mmを超えたとき、水平割れ起因のHICが発生する、即ちスラブの耐HIC性評価がNGであり、得られた鋼板は耐HIC性に劣ると判断した。
(3−2)APIX70グレードに充当可能なスラブでは、上記最大開孔厚みが閾値tθ:0.043mm以下のとき、水平割れ起因のHICが発生しない、即ちスラブの耐HIC性評価がOKであり、得られた鋼板は耐HIC性に優れていると判断した。一方、上記最大開孔厚みが閾値tθ:0.043mmを超えたとき、水平割れ起因のHICが発生する、即ちスラブの耐HIC性評価がNGであり、得られた鋼板は耐HIC性に劣ると判断した。
上記鋼板を用い、HIC試験を実施した。該HIC試験はNACE standard TM0284−2003に規定された方法に従って実施した。HIC試験後、サンプルを3箇所で切断し、各断面(3断面)を顕微鏡で観察し、HICの有無を確認した。その結果を表3に示す。
Claims (16)
- 質量%で、
C:0.02〜0.15%、
Si:0.15〜0.50%、
Mn:0.6〜2.0%、
P:0%超0.030%以下、
S:0%超0.003%以下、
Al:0.031〜0.08%、
Ca:0.0003〜0.0060%、
N:0.001〜0.01%、および
O:0%超0.0045%以下を満たし、更に、
REM:0%超0.0047%以下、
Zr:0.0006〜0.0030%、および
Nb:0%超0.040%以下
を含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、
前記Caと前記Sの比(Ca/S)が2.0以上であり、かつ
前記Ca、前記Sおよび前記Oが(Ca−1.25S)/O ≦ 1.80を満たし、
更にスラブの段階で、水平割れが存在しない、または、水平割れの最大開孔厚みが閾値tθ以下であって、該閾値tθは、前記スラブを圧延して得た鋼板に水素誘起割れが発生しない水平割れの最大開孔厚みであることを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた鋼板。 - 前記閾値tθは、予め、下記(i)〜(iii)の方法で求められた値である請求項1に記載の鋼板。
(i)前記スラブの最大開孔厚みを測定する。
(ii)前記スラブと同一の鋳造条件で鋳造したスラブを圧延して得られる鋼板に対して水素誘起割れ試験を行う。
(iii)上記(i)で測定した最大開孔厚みと、上記(ii)の水素誘起割れ試験結果とから、水素誘起割れの発生しない水平割れの最大開孔厚みを求める。 - 前記スラブと同一の鋳造条件で鋳造したスラブは、前記最大開孔厚みを測定したスラブである請求項2に記載の鋼板。
- 鋼板がAPI X65グレードであって、前記閾値tθが0.047mmである請求項1〜3のいずれかに記載の鋼板。
- 鋼板がAPI X70グレードであって、前記閾値tθが0.043mmである請求項1〜3のいずれかに記載の鋼板。
- 鋼板がASME SA516グレード60であって、前記閾値tθが0.047mmである請求項1〜3のいずれかに記載の鋼板。
- 鋼板がASME SA516グレード65であって、前記閾値tθが0.047mmである請求項1〜3のいずれかに記載の鋼板。
- 鋼板がASME SA516グレード70であって、前記閾値tθが0.043mmである請求項1〜3のいずれかに記載の鋼板。
- 鋼板がASTM A516グレード60であって、前記閾値tθが0.047mmである請求項1〜3のいずれかに記載の鋼板。
- 鋼板がASTM A516グレード65であって、前記閾値tθが0.047mmである請求項1〜3のいずれかに記載の鋼板。
- 鋼板がASTM A516グレード70であって、前記閾値tθが0.043mmである請求項1〜3のいずれかに記載の鋼板。
- 更に他の元素として、質量%で、
B:0%超0.005%以下、
V:0%超0.1%以下、
Cu:0%超1.5%以下、
Ni:0%超1.5%以下、
Cr:0%超1.5%以下、および
Mo:0%超1.5%以下
よりなる群から選択される1種以上の元素を含む請求項1〜11のいずれかに記載の鋼板。 - 更に他の元素として、質量%で、
Ti:0%超0.03%以下、および
Mg:0%超0.01%以下
よりなる群から選択される1種以上の元素を含む請求項1〜12のいずれかに記載の鋼板。 - ラインパイプ用である請求項1〜13のいずれかに記載の鋼板。
- 圧力容器用である請求項1〜13のいずれかに記載の鋼板。
- 請求項1〜14のいずれかに記載の鋼板で形成されるラインパイプ用鋼管。
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