WO2015012317A1 - ラインパイプ用鋼板及びラインパイプ - Google Patents

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thickness
plate
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篠原　康浩
原　卓也
泰志 藤城
土井　直己
直史 鮎川
英一 山下
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a steel plate for line pipe and a line pipe.
  • Sour resistance refers to hydrogen-induced crack resistance (HIC resistance) (Hydrogen-Induced Cracking Resistance) and sulfide stress crack resistance (SSC resistance) (Sulfide crack resistance) in a corrosive environment containing hydrogen sulfide. ).
  • HIC resistance hydrogen-induced crack resistance
  • SSC resistance sulfide stress crack resistance
  • the submarine line pipe is generally required to be a thick steel pipe having a thickness of 25 mm or more and to have a high circumferential compressive strength.
  • a welded steel pipe for a high compressive strength sour line pipe having a bainite fraction of 80% or more and excellent compressive strength has been proposed (for example, see Patent Document 3 below).
  • a thick steel plate for example, a steel plate having a thickness of 25 mm or more
  • the reduction in the recrystallized region and the non-recrystallized region becomes insufficient, and the toughness evaluation, particularly the drop weight tear test (Drop In the toughness evaluation by Weight Tear Test (DWTT), it may be difficult to ensure characteristics (hereinafter also referred to as “DWTT characteristics”).
  • DWTT characteristics characteristics
  • a method of producing a thick steel plate for a sour line pipe excellent in DWTT characteristics by generating a multiphase structure of fine ferrite and 70% or more of bainite has been proposed (for example, the following) (See Patent Document 4).
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 62-1112722
  • Patent Document 2 Japanese Patent Laid-Open No. 61-165207
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 2011-132600
  • Patent Document 4 Japanese Patent Laid-Open No. 2010-189722
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and is excellent in HIC resistance (particularly HIC resistance in a sour environment of pH 5.0 or higher), and a steel sheet for line pipes having both compressive strength and DWTT characteristics, And it is providing the line pipe manufactured using this steel plate for line pipes.
  • the present inventors have intensively investigated the conditions that should be satisfied by a steel sheet for line pipes that has excellent HIC resistance (particularly HIC resistance in a sour environment of pH 5.0 or higher) and that has both compressive strength and DWTT characteristics. To complete the present invention. That is, specific means for solving the above problems are as follows.
  • the ferrite fraction (F2) in the structure at the plate thickness 1/2 position is 5 to 60%, and the balance is a structure composed of bainite or a structure composed of bainite and martensite.
  • the ratio (F1 / F2) of the ferrite fraction (F1) to the ferrite fraction (F2) is 1.00 to 5.00,
  • the average particle diameter of ferrite at the position of 1/4 of the plate thickness is 2.0 to 15.0 ⁇ m, and the average particle diameter of ferrite at the position of 1/2 of the plate thickness is 5.0 to 20.0 ⁇ m.
  • the hardness at the plate thickness 1/2 position is 400 Hv or less, and the length of MnS at the plate thickness 1/2 position is 1.00 mm or less, A steel plate for line pipes having a thickness of 25 mm or more.
  • a steel plate for line pipes having excellent HIC resistance particularly HIC resistance in a sour environment of pH 5.0 or higher
  • having both compressive strength and DWTT characteristics are used.
  • a line pipe manufactured in this way is provided.
  • a numerical range expressed using “to” means a range including numerical values described before and after “to” as a lower limit value and an upper limit value.
  • “%” indicating the content of a component (element) means “% by mass”.
  • the “plate thickness 1 ⁇ 2 position” refers to a position corresponding to 1 ⁇ 2 of the plate thickness of the steel plate, that is, the plate thickness center portion of the steel plate.
  • the “plate thickness 1 ⁇ 4 position” means that the distance in the plate thickness direction from the plate thickness central portion (plate thickness 1 ⁇ 2 position) of the steel plate is 1 ⁇ 4 of the plate thickness. Point to a position.
  • content of C (carbon) may be described as "C amount”. Other elements may be similarly described.
  • the steel plate for line pipes of the present invention (hereinafter also simply referred to as “steel plate”) is mass%, C: 0.040 to 0.080%, Si: 0.05 to 0.40%, Mn: 1.60. ⁇ 2.00%, P: 0.020% or less, S: 0.0025% or less, Mo: 0.05-0.20%, Ca: 0.0011-0.0050%, Al: 0.060% Nb: 0.010 to 0.030%, Ti: 0.008 to 0.020%, N: 0.0015 to 0.0060%, and O: 0.0040% or less,
  • the content ratio of [Ca / S] is 0.90 to 2.70
  • the content ratio of Ti to N [Ti / N] is 2.20 or more
  • the balance consists of Fe and inevitable impurities
  • Ceq defined by the following formula (1) is 0.380 to 0.480
  • the thickness is 1/4 position.
  • the ferrite fraction (F1) is 20 to 60% and the balance is composed of bainite
  • the ferrite fraction (F2) at the thickness 1/2 position is 5 to 60% and the balance is composed of bainite.
  • a structure consisting of bainite and martensite, a ratio (F1 / F2) of the ferrite fraction (F1) to the ferrite fraction (F2) is 1.00 to 5.00
  • the average particle diameter of ferrite at a position of 1/4 thickness is 2.0 to 15.0 ⁇ m
  • the average particle diameter of ferrite at a position of 1/2 sheet thickness is 5.0 to 20.0 ⁇ m
  • the sheet thickness is 1/2
  • the hardness of the position is 400 Hv or less
  • the length of MnS at the position of 1/2 the plate thickness is 1.00 mm or less
  • the plate thickness is 25 mm or more.
  • Ceq C + Mn / 6 + (Ni + Cu) / 15 + (Cr + Mo + V) / 5 (1)
  • C, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, and V represent the mass% of each element, respectively.
  • the steel sheet of the present invention has the above-described configuration, the HIC resistance (particularly the HIC resistance under an environment of pH 5.0 or higher) is improved, and the compressive strength and the DWTT characteristics can be compatible.
  • the present invention has been made based on the following examination results.
  • the present inventors examined various conditions that steel materials should have to prevent hydrogen-induced cracking (HIC) from occurring under a sour environment with a pH of 5.0 or higher using various steel plates having different compositions. .
  • HIC hydrogen-induced cracking
  • the sour resistance was evaluated by examining the occurrence of HIC and the HIC fracture surface rate (hereinafter also referred to as “HIC test CAR”).
  • HIC test CAR HIC fracture surface rate
  • the steel sheet was immersed in a solution of pH 5.0 saturated with hydrogen sulfide gas (for example, “Solution B” of NACE TM0284), and the HIC fracture surface ratio (CAR of the HIC test) after 96 hours was examined. Was done by. If the HIC fracture surface ratio was 5% or less, the sour resistance was good.
  • HIC is generated starting from elongated MnS (hereinafter also referred to as “extended MnS” or simply “MnS”), which is present at the position of half the plate thickness. It was determined that it was over 1.00 mm. Therefore, it has been found that by controlling the length of MnS at the position of 1/2 the plate thickness to 1.00 mm or less, generation of HIC can be suppressed in a sour environment having a pH of 5.0 or more.
  • extended MnS elongated MnS
  • the present inventors have found that the following conditions are necessary to reduce the length of MnS to 1.00 mm or less. That is, the S amount is 0.0025% or less, and the content ratio [Ca / S] is 0.90 to 2.70.
  • the present inventors have clarified that when the content ratio [Ca / S] is less than 0.90, the length of MnS may not be controlled to 1.00 mm or less. Further, when the content ratio [Ca / S] is more than 2.70, the present inventors form coarse aggregates of Ca-based oxides, and HIC is generated starting from the aggregates. Clarified that there may be cases.
  • the present inventors have found that HIC can be suppressed in a sour environment having a pH of 5.0 or more by setting the hardness at the position of 1/2 the thickness of the steel sheet to 400 Hv or less. Furthermore, as a result of investigating the relationship between the hardness at the plate thickness 1/2 position and the ferrite fraction in detail, when the ferrite fraction of the structure at the plate thickness 1/2 position is higher than 60%, the hardness of the steel sheet is 400 Hv. I found out that it might exceed. The reason for this is considered to be that when ferrite is generated at a position of 1/2 the plate thickness, the C content is concentrated in the remainder, and as a result, bainite or martensite containing a high C content is formed. That is, in the steel sheet of the present invention, the hardness at the position of half the plate thickness is 400 Hv or less by setting the ferrite fraction at the position of half the plate thickness to 60% or less.
  • the center segregation portion refers to a portion having the highest Mn concentration when the Mn concentration distribution in the plate thickness direction of the steel sheet is measured by EPMA (Electron Probe Micro Analyzer).
  • the measurement method of the hardness in a board thickness 1/2 position and a ferrite fraction (F1, F2) is as showing in the below-mentioned Example.
  • the steel structure for satisfying compressive strength, DWTT characteristics, and HIC resistance was intensively studied.
  • the ferrite fraction (F1) at the 1/4 position of the plate thickness should be set to 20 to 60%
  • the ferrite fraction (F2) at the 1/2 position of the plate thickness should be set to 5 to 60%.
  • the compressive strength has a high correlation with the ferrite fraction (F1), and the compressive strength decreases as the soft ferrite fraction increases at the 1/4 thickness position.
  • the ferrite fraction (F1) and the ferrite fraction (F2) each exceed 60% the reduction in compressive strength becomes significant.
  • the steel sheet of the present invention exhibits high compressive strength when the ferrite fraction (F1) and the ferrite fraction (F2) are each 60% or less.
  • the DWTT characteristic of a steel plate improves as the ferrite fraction of the steel plate increases. In order to exert such an effect, it was found that the ferrite fraction (F1) in the steel sheet should be 20% or more and the ferrite fraction (F2) should be 5% or more.
  • the inventors of the present invention have a ratio of the ferrite fraction (F1) at the 1/4 thickness position and the ferrite fraction (F2) at the 1/2 thickness position. It has been found that (F1 / F2) may be 1.00 or more. That is, the steel sheet of the present invention has both the compressive strength and the DWTT characteristic when the ratio (F1 / F2) is 1.00 or more. When the ratio (F1 / F2) is less than 1.00, in particular, the DWTT characteristic is deteriorated (see, for example, Comparative Example 6 described later). As a result of the above examination, in the present invention, the ratio (F1 / F2) is set to 1.00 or more. Moreover, since it is difficult to manufacture the ratio (F1 / F2) exceeding 5.00, the ratio (F1 / F2) is set to 5.00 or less in the present invention.
  • the ratio (F1 / F2) in a normal steel sheet, is less than 1.00 for the following reason. That is, normally, in the cooling process after rolling to obtain a steel plate, the slowest cooling rate is at the plate thickness 1/2 position (plate thickness center). For this reason, in a normal steel plate, the ferrite fraction is highest in the plate thickness direction at the plate thickness 1/2 position. Therefore, in a normal steel plate, the ratio (F1 / F2) is less than 1.00 (see, for example, Comparative Example 6 described later). However, the present inventors have made the cooling rate (V1) at the 1/4 position of the plate thickness slower than the cooling rate (V2) at the 1/2 position of the plate thickness in the temperature range of 600 to 700 ° C.
  • the ratio (F1 / F2) was successfully made 1.00 or more.
  • the ratio (F1 / F2) may be 1.00 to 5.00, and the production method (for example, the cooling method after rolling) is not particularly limited.
  • the remaining part at the position of the quarter thickness is a structure made of bainite. Thereby, generation
  • the compressive strength of the steel sheet is determined by measuring the compressive strength in the circumferential direction of the steel pipe after forming the steel sheet (line pipe) into a steel pipe (line pipe) and then performing coating heating for the purpose of corrosion prevention. Or by measuring the compressive strength of the steel sheet subjected to the treatment corresponding to the pipe making and the coating heating, as shown in the examples described later. This is because crushing of a steel pipe such as a line pipe has the highest correlation with the circumferential compressive strength of the steel pipe.
  • the compressive strength in the circumferential direction of the steel pipe is greatly reduced by the Bauschinger effect due to pipe making, but the strength is restored when the coating is heated. This recovery is due to so-called static strain aging in which C (carbon) during coating heating diffuses into dislocations introduced during pipe making to create a Cottrell atmosphere.
  • the present inventors have conducted intensive investigations on alloy elements that exhibit static strain aging. As a result, it was found that Mo is effective as such an alloy element.
  • the reason why Mo is effective as the alloy element is considered as follows. That is, since Mo has a weak interaction with C, Mo fixes a large amount of C in the steel sheet containing Mo. However, the above interaction is further weakened by heating, and the C atom moves away from the Mo atom and moves to the dislocation. It is considered that static strain aging is exhibited by such movement.
  • the Mo amount is set to 0.05% or more.
  • the inventors newly found that if the amount of Mo is too large, the hardness at the plate thickness 1/2 position (plate thickness center) is remarkably increased, so that the upper limit of the amount of Mo is preferably 0.20%. I found out.
  • the present invention made based on the above examination results will be described in detail below.
  • the steel sheet of the present invention has C (carbon): 0.040 to 0.080%, Si (silicon): 0.05 to 0.40%, Mn (manganese): 1.60 to 2.00%, P ( Phosphorus): 0.020% or less, S (sulfur): 0.0025% or less, Mo (molybdenum): 0.05 to 0.20%, Ca (calcium): 0.0011 to 0.0050%, Al ( Aluminum): 0.060% or less, Nb (niobium): 0.010 to 0.030%, Ti (titanium): 0.008 to 0.020%, N (nitrogen): 0.0015 to 0.0060% And O (oxygen): 0.0040% or less, the content ratio [Ca / S] is 0.90 to 2.70, and the content ratio [Ti / N] is 2.20 or more.
  • C 0.040 to 0.080% C is an element that improves the strength of steel. From the viewpoint of this effect, the lower limit of the C amount is 0.040%. On the other hand, if the amount of C exceeds 0.080%, the formation of carbides is promoted and the HIC resistance is impaired. For this reason, the upper limit of the C amount is 0.080%. Moreover, in order to suppress deterioration of HIC resistance, weldability, and toughness, the upper limit of the C content is preferably 0.060%.
  • Si 0.05 to 0.40% Si is a deoxidizing element. From the viewpoint of this effect, the lower limit of the Si amount is 0.05%. On the other hand, if the amount of Si exceeds 0.40%, the toughness (hereinafter also referred to as “HAZ toughness”) of the heat affected zone (HAZ) decreases. For this reason, the upper limit of the Si amount is set to 0.40%.
  • Mn 1.60 to 2.00%
  • Mn is an element that improves strength and toughness. From the viewpoint of this effect, the lower limit of the amount of Mn is 1.60%. On the other hand, when the amount of Mn exceeds 2.00%, HAZ toughness will fall. For this reason, the upper limit of the amount of Mn is 2.00%. In order to suppress HIC, the Mn content is preferably less than 1.75%.
  • P 0.020% or less
  • P is an impurity.
  • the content exceeds 0.020%, the HIC resistance is impaired, and the toughness of HAZ is reduced. Therefore, the P content is limited to 0.020% or less.
  • the smaller the amount of P the better. Therefore, the lower limit of the amount of P is not particularly limited.
  • the amount of P is preferably 0.001% or more from the viewpoint of manufacturing cost.
  • S 0.0025% or less
  • S is an element that reduces the HIC resistance by generating MnS that extends in the rolling direction during hot rolling. Therefore, in the present invention, it is necessary to reduce the S amount, and the S amount is limited to 0.0025% or less. Since the smaller the amount of S, the better.
  • the lower limit of the amount of S is not particularly limited. However, the amount of S may be 0.0008% or more from the viewpoint of manufacturing costs and manufacturing restrictions of secondary refining.
  • Mo 0.05-0.20%
  • Mo is an element that improves hardenability and at the same time forms carbonitride to improve strength.
  • Mo is contained from a viewpoint which promotes the static strain aging at the time of the coating heating after making it a steel pipe (line pipe), and ensures high compressive strength.
  • the lower limit of the Mo amount is set to 0.05%.
  • the upper limit of the amount of Mo is made 0.20%.
  • Ca 0.0011 to 0.0050%
  • Ca is an element that produces sulfide CaS, suppresses the production of MnS extending in the rolling direction, and contributes significantly to the improvement of HIC resistance.
  • the lower limit of the Ca content is 0.0011%.
  • the upper limit of the Ca content is 0.0050% or less.
  • Al 0.060% or less
  • Al is an element usually contained as a deoxidizing element. However, when there is too much Al content, inclusions will increase and ductility and toughness will be impaired. For this reason, the upper limit of the amount of Al is 0.060%.
  • Al is also an element that promotes the formation of a mixed structure of MA (Martensite Austenite). From the viewpoint of reducing the MA fraction, the Al content is preferably 0.008% or less. Further, if the Al content is 0.008% or less, it is advantageous in terms of improving HAZ toughness.
  • the amount of Al is preferably 0.0002% or more from the viewpoint of more effectively obtaining the effect as a deoxidizing element.
  • Al is intentionally contained in steel, it may be mixed as an impurity in steel.
  • the lower the amount of Al the better, so there is no particular limitation on the lower limit of the amount of Al.
  • Nb 0.010 to 0.030%
  • Nb is an element that forms carbides and nitrides and contributes to improvement in strength.
  • Nb amount shall be 0.010% or more.
  • the Nb content is 0.030% or less.
  • the Nb amount is preferably 0.020% or less.
  • Ti 0.008 to 0.020%
  • Ti is an element usually used as a deoxidizer or nitride-forming element for refining crystal grains.
  • the Ti amount is set to 0.008% or more.
  • Ti is also an element that lowers toughness due to the formation of coarse carbonitrides. Therefore, in the present invention, the amount of Ti is limited to 0.020% or less.
  • N 0.0015 to 0.0060%
  • N nitrogen
  • the N content is set to 0.0015% or more in order to make the austenite grain size during heating using nitrides fine.
  • the upper limit of the N amount is set to 0.0060%.
  • the content ratio [Ti / N] of Ti with respect to N is important in order to make the austenite grain size during heating fine.
  • content ratio [Ti / N] shall be 2.20 or more.
  • the content ratio [Ti / N] is preferably 3.00 or more.
  • the content ratio [Ti / N] is preferably 5.00 or less, and more preferably 4.00 or less, from the viewpoint of further suppressing toughness deterioration due to excessive Ti carbide.
  • O is an impurity element.
  • the amount of O is regulated to 0.0040% or less. Since the smaller the amount of O, the lower the amount of O is not particularly limited. However, the O amount may be 0.0010% or more from the viewpoint of manufacturing cost and manufacturing restrictions.
  • Ceq 0.380 to 0.480 Ceq is an amount defined by the following formula (1).
  • Ceq C + Mn / 6 + (Ni + Cu) / 15 + (Cr + Mo + V) / 5 (1)
  • C, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, and V are respectively C (carbon), Mn (manganese), Ni (nickel), Cu (copper), Cr (chromium), The content (mass%) of each element of Mo (molybdenum) and V (vanadium) is represented.
  • Ni, Cu, Cr, and V are arbitrary elements, and each content may be 0%. The preferable content of these optional elements will be described later.
  • Ceq defined by the above formula (1) is limited to 0.380 to 0.480.
  • the strength of the line pipe obtained by the steel plate of the present invention is lowered.
  • the line pipe cannot satisfy the required tensile strength (520 MPa or more) of strength grade X60 or more.
  • Ceq exceeds 0.480 toughness (for example, DWTT characteristics) and sour resistance (for example, HIC resistance) deteriorate. Therefore, in the present invention, Ceq is limited to 0.380 to 0.480.
  • the inevitable impurities refer to components contained in raw materials or components mixed in during the manufacturing process and not intentionally contained in the steel.
  • unavoidable impurities specifically, Sb (antimony), Sn (tin), W (tungsten), Co (cobalt), As (arsenic), Pb (lead), Bi (bismuth), B (boron), H (hydrogen) is mentioned.
  • Sb, Sn, W, Co, and As are mixed with a content of 0.1% or less
  • Pb and Bi are mixed with a content of 0.005% or less
  • B and H have a content of 0.00.
  • the steel plate of the present invention has Ni (nickel): 0.50% or less, Cr (chromium): 0.50% or less, Cu (copper): 0.50% or less, Mg (magnesium): 0.0050%.
  • REM rare earth element
  • V vanadium
  • the steel sheet of the present invention may contain one or more of Ni: 0.50% or less, Cr: 0.50% or less, and Cu: 0.50% or less.
  • These elements may be mixed as inevitable impurities in the steel in addition to the intentional inclusion in the steel. Therefore, there is no particular limitation on the lower limit of the content of these elements.
  • these elements and preferable contents when the steel sheet of the present invention contains these elements will be described.
  • Ni 0.50% or less
  • Ni (nickel) is an element effective for improving toughness and strength.
  • the Ni content is preferably 0.50% or less.
  • the Ni content is preferably 0.05% or more.
  • Cr 0.50% or less Cr (chromium) is an effective element for improving the strength of steel by precipitation strengthening. However, if the amount of Cr is too large, hardenability is increased, bainite becomes excessive, and toughness may be reduced. Therefore, the Cr content is preferably 0.50% or less. On the other hand, the Cr content is preferably 0.05% or more.
  • Cu 0.50% or less
  • Cu is an element effective for increasing strength without decreasing toughness. However, if the amount of Cu is too large, cracks are likely to occur during heating of the steel piece or during welding. Accordingly, the Cu content is preferably 0.50% or less. On the other hand, the amount of Cu is preferably 0.05% or more.
  • Mg 0.0050% or less
  • Mg is an element effective as a deoxidizing agent and a desulfurizing agent.
  • Mg is an element that generates fine oxides and contributes to improvement of HAZ toughness.
  • the Mg amount is preferably 0.0050% or less.
  • the Mg content is preferably 0.0001% or more.
  • REM 0.0050% or less
  • “REM” means a rare earth element, Sc (scandium), Y (yttrium), La (lanthanum), Ce (cerium), Pr (praseodymium), Nd (Neodymium), Pm (promethium), Sm (samarium), Eu (europium), Gd (gadolinium), Tb (terbium), Dy (dysprosium), Ho (holmium), Er (erbium), Tm (thulium), Yb It is a general term for 17 elements consisting of (ytterbium) and Lu (lutetium). Further, “REM: 0.0050% or less” indicates that the total content of the 17 elements is 0.0050% or less.
  • the amount of REM is an element effective as a deoxidizer and a desulfurizer. However, if the amount of REM is too large, coarse oxides are formed, which may lead to deterioration of HIC resistance and toughness of the base material and HAZ. Therefore, the amount of REM is preferably 0.0050% or less. On the other hand, the amount of REM is preferably 0.0001% or more.
  • V 0.100% or less
  • V is an element that forms carbides and nitrides and contributes to improvement in strength.
  • the V amount is preferably 0.100% or less.
  • the V amount is preferably 0.010% or more.
  • the steel sheet of the present invention has a ferrite fraction (F1) in the structure at the 1/4 position of the plate thickness of 20% or more, and the ferrite fraction (F2) in the structure at the 1/2 position of the plate thickness. Is 5% or more, the DWTT characteristics are improved. When at least one of the ferrite fraction (F1) is less than 20% and the ferrite fraction (F2) is less than 5%, the DWTT characteristics deteriorate.
  • the steel sheet of the present invention has an improved compressive strength when the ferrite fraction (F1) is 60% or less and the ferrite fraction (F2) is 60% or less.
  • the compressive strength decreases.
  • the steel sheet of the present invention has both compressive strength and DWTT characteristics when the ratio (F1 / F2) is 1.00 or more.
  • the ratio (F1 / F2) is less than 1.00, the DWTT characteristic is particularly deteriorated.
  • the ratio (F1 / F2) is 1.00 or more and 5.00 or less, preferably more than 1.00 and 5.00 or less, and more preferably 1.05 or more and 5.00 or less.
  • the steel sheet of the present invention has a hardness at a plate thickness 1/2 position of 400 Hv or less and a length of MnS at a plate thickness 1/2 position of 1.00 mm or less. Thereby, the HIC resistance is improved. It is also advantageous for DWTT characteristics.
  • the length of MnS at the 1/2 position of the plate thickness is 1.00 mm or less, but it is more preferable that the length satisfies the following formula (2) from the viewpoint of further improving the HIC resistance.
  • Length of MnS at the position of 1/2 of the plate thickness ⁇ 10 ⁇ (1350-X) / 350 ⁇ / 1000 (2)
  • X is the hardness (Hv) at the position of 1/2 the plate thickness, and is a value of 400 (Hv) or less]
  • the maximum Mn segregation degree of the center segregation part of the steel slab is 2.2 or less
  • the center segregation part A method of manufacturing a steel sheet by sequentially subjecting a steel piece having a thickness of 1.0 mm or less to reheating, thick plate rolling (coarse rolling and finish rolling), and cooling treatment. A preferable aspect of each treatment will be described later.
  • the average grain size of ferrite at a position of 1/4 of the plate thickness is 2.0 to 15.0 ⁇ m.
  • the average particle diameter of the ferrite at the 1/4 position of the plate thickness is 15.0 ⁇ m or less, the DWTT characteristic is improved.
  • An increase in rolling load is suppressed when the average grain size of ferrite at the position of 1/4 of the plate thickness is 2.0 ⁇ m or more, which is advantageous in terms of manufacturing cost.
  • the average grain size of ferrite at the position of 1/2 the plate thickness is 5.0 to 20.0 ⁇ m.
  • the average particle diameter of the ferrite at the position of 1/2 the plate thickness is 20.0 ⁇ m or less, the DWTT characteristic is improved. If the average grain size of ferrite at the position of 1/2 the plate thickness is 5.0 ⁇ m or more, an increase in rolling load is suppressed, which is advantageous in terms of manufacturing cost.
  • board thickness of the steel plate of this invention is 25 mm or more. Thereby, high compressive strength is ensured.
  • the plate thickness is preferably more than 25 mm, more preferably 30 mm or more, further preferably 32 mm or more, and particularly preferably 35 mm or more.
  • board thickness can be 45 mm or less, for example.
  • the steel plate of the present invention can be manufactured by making a steel slab by continuous casting after melting in the steel making process, and sequentially subjecting the steel slab to reheating, thick plate rolling, and cooling.
  • the thickness of the steel slab is preferably 300 mm or more because it is easy to obtain a steel plate having a thickness of 25 mm or more.
  • the reheating temperature when reheating the steel slab is preferably 950 ° C. or higher from the viewpoint of further improving the HIC resistance.
  • it is preferable that the said reheating temperature is 1150 degrees C or less from a viewpoint which suppresses deterioration of DWTT characteristic more.
  • the average rolling reduction per pass is 10% or more and 120 mm or more in a recrystallization temperature range (for example, a temperature range exceeding 900 ° C.). Setting the average rolling reduction per pass to 10% or more is advantageous in that the recrystallization of austenite is promoted and the particle size can be reduced. Moreover, rough rolling to 120 mm or more is advantageous in that the cumulative reduction amount can be increased in the subsequent non-recrystallization zone rolling. That is, when the cumulative reduction amount in the non-recrystallization zone rolling is increased, many dislocations can be introduced into the austenite grains.
  • the dislocations introduced into the austenite grains serve as nucleation sites for transformation to ferrite in the subsequent cooling process, thus contributing to the refinement of the grain size.
  • finish rolling in a non-recrystallized region (for example, a temperature region of 750 to 900 ° C.) to a final plate thickness of 25 mm or more.
  • Cooling (for example, water cooling) after the plate rolling is preferably performed at a cooling start temperature of 700 to 820 ° C.
  • Setting the cooling start temperature to 700 ° C. or higher makes it easy to reduce the ferrite fraction (F2) at the plate thickness 1/2 position to 60% or less, and the maximum altitude at the plate thickness 1/2 position to 400 Hv or less. It is advantageous in that it is easy.
  • Setting the cooling start temperature to 820 ° C. or less is advantageous in that the ferrite fraction (F2) can be easily adjusted to 5% or more and the DWTT characteristics can be easily improved.
  • the cooling rate in the said cooling shall be 10 degrees C / s or more from a viewpoint of improving an intensity
  • the cooling stop temperature is preferably 200 ° C. or higher from the viewpoint of further suppressing the HIC at the position of 1/2 the plate thickness and further suppressing the deterioration of toughness. Further, the cooling stop temperature is preferably 450 ° C. or lower from the viewpoint of further improving the strength.
  • the cooling rate (V1) at the 1/4 thickness position is preferably lower than the cooling rate (V2) at the 1/2 thickness position in the temperature range of 600 to 700 ° C.
  • the ferrite generation amount at the 1/4 position of the plate thickness can be made higher than the ferrite generation amount at the 1/2 position of the plate thickness, so that the ratio (F1 / F2) can be easily adjusted to 1.00 or more.
  • the cooling rate (V1) is faster than the cooling rate (V2). Therefore, in the obtained steel plate, the ratio (F1 / F2) is less than 1.00. Yes.
  • the cooling is preferably performed at a cooling rate (V3) in a temperature range of 600 ° C. or lower at 15 ° C./s or higher.
  • the line pipe of the present invention is a steel pipe manufactured using the steel plate for line pipes of the present invention. Therefore, the line pipe of the present invention is excellent in HIC resistance (particularly, HIC resistance in an environment of pH 5.0 or higher) and has both compressive strength and DWTT characteristics in the same manner as the steel sheet of the present invention. Yes.
  • the line pipe of the present invention can be produced by a known pipe making method using the steel sheet for line pipe of the present invention as a material.
  • Known pipe making methods include UOE forming method, JCOE forming method, and the like.
  • the steel slab obtained above is heated to 950 to 1150 ° C. (however, 1180 ° C. in Comparative Example 2), and rough rolling is performed at over 900 ° C. and an average reduction of 10% or more (however, 8% in Comparative Example 3).
  • Until the thickness became 120 mm or more (however, 100 mm in Comparative Example 4), and then finish-rolled to the final thickness in the non-recrystallization temperature range of 900 ° C. or less (however, 930 ° C. in Comparative Example 5).
  • accelerated cooling water cooling
  • accelerated cooling water cooling
  • accelerated cooling water cooling
  • the cooling rate (V1) at the plate thickness of 1/4 position in the temperature range of 600 to 700 ° C. where ferrite is generated. ) was controlled to be slower than the cooling rate (V2) at the plate thickness 1/2 position.
  • the water-cooling zone through which the steel plate after finish rolling passes is subdivided, and a zone for discharging water and a zone for not discharging water are set, and the steel plate is intermittently water-cooled.
  • V1 was made faster than V2 by continuously water cooling the steel sheet in the same manner as in the normal steel sheet manufacturing method.
  • the ferrite fraction (ferrite area ratio) and the ferrite particle size (average particle size of ferrite) were obtained by image processing, and the remaining structure was specified.
  • Image processing was performed using a small general-purpose image analyzer LUZEX AP manufactured by Nireco Corporation.
  • the average particle diameter of the ferrite was determined by calculating the equivalent circle diameter for 30 ferrites and simply averaging the obtained 30 equivalent circle diameters.
  • the ferrite fraction F1 at the plate thickness 1/4 position, the ferrite fraction F2 at the plate thickness 1/2 position, the ferrite grain size at the plate thickness 1/4 position, and the plate thickness 1/2 shown in Table 3 below.
  • the ferrite grain size at each position was determined, and the remaining structure at the 1/4 position of the plate thickness and the remaining structure at the 1/2 position of the plate thickness as shown in Table 3 were specified.
  • FIG. 1 shows, as an example, an optical micrograph (magnification 500 times) of a cross-section (cross-section after polishing and corrosion with a repeller reagent) at a half-thickness position in the steel plate of Invention Example 10.
  • ratio [F1 / F2] was determined based on the ferrite fraction (F1) at the 1/4 position of the plate thickness and the ferrite fraction (F2) at the 1/2 position of the plate thickness.
  • a specimen for a tensile test was taken from the steel sheet so that the width direction of the steel sheet and the longitudinal direction of the specimen were parallel.
  • the shape of the test piece was a flat plate conforming to the American Petroleum Institute Standard API 5L (hereinafter simply referred to as “API 5L”).
  • API 5L American Petroleum Institute Standard API 5L
  • the collected test piece was subjected to a tensile test at room temperature in accordance with API 5L. Based on the maximum load in this tensile test, the tensile strength was determined.
  • the compressive strength was measured by the following method in order to evaluate the properties in the circumferential direction of the steel pipe after the steel sheet was made into a steel pipe (line pipe) and heated for painting for the purpose of corrosion prevention.
  • a wide specimen full thickness specimen
  • a pre-strain of 2% was applied to the collected wide test piece in order to give a strain equivalent to pipe making.
  • the compression test piece was extract
  • the compression test piece has a cylindrical shape with a diameter of 22 mm and a length of 66 mm, includes a central portion of the thickness of the steel plate, and has a width direction of the steel plate and a longitudinal direction of the compression test piece (test direction of the compression test). Collected in parallel.
  • the collected compression test piece was heat-treated in a salt bath at 220 ° C. for 5 minutes, and the compression test piece after the heat treatment was subjected to a compression test in accordance with ASTM E9-09. The 0.5% offset proof stress in the compression test was determined as the yield strength (compression strength).
  • CAR of HIC test A test piece (full thickness test piece) for evaluating HIC resistance was collected from the steel sheet. The collected specimen was immersed in a solution of “Solution B” of NACE TM0284 for 96 hours, and the presence or absence of HIC was measured with an ultrasonic flaw detector for the immersed specimen. Based on the measurement results, the crack area ratio (CAR) was determined. In this evaluation, the smaller the CAR (most preferably 0%), the better the HIC resistance.
  • the composition of steel 8 to steel 10 which is an example of the present invention, but the ferrite fraction (F1), the ferrite fraction (F2), the ratio [F1 / F2], the balance at the 1/4 position of the plate thickness Texture, remaining structure at 1/2 thickness, ferrite grain size at 1/4 thickness, ferrite grain size at 1/2 thickness, hardness at 1/2 thickness, and 1/2 thickness
  • the steel sheets of Comparative Examples 1 to 7 in which at least one of the lengths of MnS at the position is out of the scope of the present invention, at least one of compressive strength, DWTT characteristics, and HIC resistance was inferior.
  • the steel plates of Comparative Examples 8 to 12 having the composition of Steels 11 to 15 as Comparative Examples were inferior in at least one of compressive strength, DWTT characteristics, and HIC resistance.
  • the obtained line pipe 1 was measured for tensile strength, yield strength, compressive strength, DWTT fracture surface ratio ( ⁇ 20 ° C.), CAR of HIC test, HAZ toughness, and WM (Weld Metal) toughness. Table 4 shows the measurement results.
  • the tensile strength, the DWTT fracture surface ratio ( ⁇ 20 ° C.), and the CAR of the HIC test were measured in the same manner as the above-described measurements on the steel sheet.
  • the yield strength, compressive strength, HAZ toughness, and WM toughness were measured as follows.
  • HAZ toughness A Charpy test piece with a V-notch was taken from a position 2 mm deep from the outer peripheral surface of the line pipe. The V notch of this test piece was provided so that the fracture surface after the Charpy impact test included HAZ and WM by 50% each by area ratio. Using the obtained V-notched Charpy test piece, a Charpy impact test was conducted in accordance with JIS Z2242 (2005) under a temperature condition of ⁇ 20 ° C., and Charpy absorbed energy (J) was defined as HAZ toughness (J). .
  • the line pipes 1 and 2 produced using the steel sheet of the present invention example were also excellent in compressive strength, DWTT characteristics, and HIC resistance, similarly to the steel sheet of the present invention example. Further, in the line pipes 1 and 2, good results were obtained with respect to HAZ toughness and WM toughness.

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Abstract

　質量％で、Ｃ：０．０４０～０．０８０％、Ｓｉ：０．０５～０．４０％、Ｍｎ：１．６０～２．００％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００２５％以下、Ｍｏ：０．０５～０．２０％、Ｃａ：０．００１１～０．００５０％、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｎｂ：０．０１０～０．０３０％、Ｔｉ：０．００８～０．０２０％、Ｎ：０．００１５～０．００６０％、及びＯ：０．００４０％以下を含有し、Ｃａ／Ｓが０．９０～２．７０であり、Ｔｉ／Ｎが２．２０以上であり、残部がＦｅ及び不純物からなり、下記Ｃｅｑが０．３８０～０．４８０であり、板厚１／４位置におけるフェライト分率Ｆ１が２０～６０％であって残部がベイナイトであり、板厚１／２位置におけるフェライト分率Ｆ２が５～６０％であって残部がベイナイトまたはベイナイト及びマルテンサイトであり、Ｆ１／Ｆ２が１．００～５．００であり、板厚１／４位置におけるフェライトの平均粒径が２．０～１５．０μｍであり、板厚１／２位置におけるフェライトの平均粒径が５．０～２０．０μｍであり、板厚１／２位置における硬さが４００Ｈｖ以下であってＭｎＳの長さが１．００ｍｍ以下であり、板厚が２５ｍｍ以上であるラインパイプ用鋼板。　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５

Description

ラインパイプ用鋼板及びラインパイプ
　本発明は、ラインパイプ用鋼板及びラインパイプに関する。
　現在、原油及び天然ガスの生産地が極地に広がりつつあり、原油や天然ガスを輸送するラインパイプの敷設環境はますます苛酷化している。例えば、ラインパイプによって、硫化水素を含む原油や天然ガスを輸送する場合が増えている。このため、ラインパイプや、ラインパイプの素材であるラインパイプ用鋼板には、耐サワー性が要求されることがある。なお、耐サワー性とは、硫化水素を含む腐食環境における、耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）（Hydrogen-Induced Cracking Resistance）及び耐硫化物応力割れ性（耐ＳＳＣ性）（Sulfide Stress Cracking Resistance）である。
　ところで、鋼の耐サワー性は、圧延方向に伸長したＭｎＳやクラスター状の介在物の存在によって劣化することが知られている。
　鋼板の耐サワー性を向上させるために、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｎといった不純物元素の含有量が低減され、Ｃａの含有によりＭｎＳが形態制御(Shape Control)された鋼を制御圧延し、水冷する方法が提案されている（例えば、下記特許文献１参照）。
　また、陸上ラインパイプについては、流体の輸送効率向上や敷設コスト低減の観点から、ラインパイプを高強度化し肉厚を低減することが要求されることがある。
　このような要求に対して、板厚方向に均一で微細なベイナイトが生成された、Ｘ７０程度の耐サワー性を有する高強度鋼板が提案されている（例えば、下記特許文献２参照）。
　一方、海底ラインパイプについては、水深２０００ｍを超える深海での敷設が試みられている。深海では、水圧によってラインパイプが圧潰（collapse）しやすくなる。このため、海底ラインパイプには、一般的に、肉厚２５ｍｍ以上の厚肉の鋼管とすること、及び、高い周方向の圧縮強度を有することが要求されることがある。
　このような要求に対して、８０％以上のベイナイト分率が確保され、圧縮強度に優れた高圧縮強度耐サワーラインパイプ用溶接鋼管が提案されている（例えば、下記特許文献３参照）。
　また、厚肉の鋼板（例えば、板厚２５ｍｍ以上の鋼板）を製造する際には、再結晶域及び未再結晶域での圧下が不十分になり、靭性評価、特に落重引裂試験（Drop Weight Tear Test; ＤＷＴＴ)による靭性評価において、特性（以下、「ＤＷＴＴ特性」ともいう）を確保することが困難となる場合がある。
　これに対し、微細なフェライトと７０％以上のベイナイトとの複相組織を生成させることにより、ＤＷＴＴ特性に優れた厚肉耐サワーラインパイプ用鋼板を製造する方法が提案されている（例えば、下記特許文献４参照）。
　特許文献１：特開昭６２－１１２７２２号公報
　特許文献２：特開昭６１－１６５２０７号公報
　特許文献３：特開２０１１－１３２６００号公報
　特許文献４：特開２０１０－１８９７２２号公報
　以上のように、耐サワー性や高圧縮強度を得るためには出来るだけ微細な単一の組織（例えば、微細なベイナイト単一の組織）を生成させることが提案されているのに対し、ＤＷＴＴ特性を得るためには微細なフェライトを含む複相組織を生成させることが提案されている。
　しかしながら、これまでに、耐サワー性、圧縮強度、及びＤＷＴＴ特性の全てを追及した組織制御指針は提案されておらず、これら全てを満足させることは困難であった。
　一方、最近では、耐サワー性評価の環境（条件）を、ＮＡＣＥ（National Association of Corrosion and Engineer）のＴＭ０２８４の「Ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ａ」（ｐＨ２．７）に代表される厳しいサワー環境から、実環境に近いマイルドなサワー環境（例えばｐＨ５．０以上のサワー環境）へ緩和することが検討され始めている。
　かかるマイルドなサワー環境の下では、耐サワー性、圧縮強度、及びＤＷＴＴ特性の全てを満足するラインパイプ用鋼板及びラインパイプの可能性が秘められている。
　本発明は上記に事情に鑑みなされたものであり、耐ＨＩＣ性（特にｐＨ５．０以上のサワー環境下における耐ＨＩＣ性）に優れ、圧縮強度とＤＷＴＴ特性とが両立されたラインパイプ用鋼板、及びこのラインパイプ用鋼板を用いて製造されたラインパイプを提供することである。
　本発明者らは、耐ＨＩＣ性（特にｐＨ５．０以上のサワー環境下における耐ＨＩＣ性）に優れ、圧縮強度とＤＷＴＴ特性とが両立されたラインパイプ用鋼板が満足すべき条件について鋭意検討を行い、本発明を完成するに至った。
　即ち、上記課題を解決するための具体的手段は以下のとおりである。
＜１＞　質量％で、
Ｃ：０．０４０～０．０８０％、
Ｓｉ：０．０５～０．４０％、
Ｍｎ：１．６０～２．００％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００２５％以下、
Ｍｏ：０．０５～０．２０％、
Ｃａ：０．００１１～０．００５０％、
Ａｌ：０．０６０％以下、
Ｎｂ：０．０１０～０．０３０％、
Ｔｉ：０．００８～０．０２０％、
Ｎ：０．００１５～０．００６０％、及び
Ｏ：０．００４０％以下を含有し、
Ｓに対するＣａの含有量比〔Ｃａ／Ｓ〕が０．９０～２．７０であり、
Ｎに対するＴｉの含有量比〔Ｔｉ／Ｎ〕が２．２０以上であり、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
　下記式（１）によって定義されるＣｅｑが０．３８０～０．４８０であり、
　板厚１／４位置におけるフェライト分率（Ｆ１）が２０～６０％であって残部がベイナイトからなる組織であり、
　板厚１／２位置の組織におけるフェライト分率（Ｆ２）が５～６０％であって残部がベイナイトからなる組織であるか又はベイナイト及びマルテンサイトからなる組織であり、
　前記フェライト分率（Ｆ１）と前記フェライト分率（Ｆ２）との比（Ｆ１／Ｆ２）が１．００～５．００であり、
　板厚１／４位置におけるフェライトの平均粒径が２．０～１５．０μｍであり、板厚１／２位置におけるフェライトの平均粒径が５．０～２０．０μｍであり、
　板厚１／２位置における硬さが４００Ｈｖ以下であって板厚１／２位置におけるＭｎＳの長さが１．００ｍｍ以下であり、
　板厚が２５ｍｍ以上であるラインパイプ用鋼板。
　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
〔式（１）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶは、それぞれ、各元素の含有量（質量％）を表す。〕
＜２＞　Ａｌの含有量が、質量％で０．００８％以下である＜１＞に記載のラインパイプ用鋼板。
＜３＞　質量％で、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
ＲＥＭ：０．００５０％以下、及び
Ｖ：０．１００％以下のうちの１種または２種以上を含有する＜１＞又は＜２＞に記載のラインパイプ用鋼板。
＜４＞　＜１＞～＜３＞のいずれか１項に記載のラインパイプ用鋼板を用いて製造されたラインパイプ。
　本発明によれば、耐ＨＩＣ性（特にｐＨ５．０以上のサワー環境下における耐ＨＩＣ性）に優れ、圧縮強度とＤＷＴＴ特性とが両立されたラインパイプ用鋼板、及びこのラインパイプ用鋼板を用いて製造されたラインパイプが提供される。
本発明例１０の鋼板における、板厚１／２位置の断面（研磨、及び、レペラ（LePera）試薬での腐食後の断面）の光学顕微鏡写真（倍率５００倍）である。
　以下、本発明のラインパイプ用鋼板及びラインパイプについて詳細に説明する。
　本明細書中において、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
　また、本明細書中において、成分（元素）の含有量を示す「％」は、「質量％」を意味する。
　また、本明細書中において、「板厚１／２位置」とは、鋼板の板厚の１／２に相当する位置、即ち、鋼板の板厚中心部を指す。
　また、本明細書中において、「板厚１／４位置」とは、鋼板の板厚中心部（板厚１／２位置）からの板厚方向についての距離が、板厚の１／４である位置を指す。
　また、本明細書中では、Ｃ（炭素）の含有量を、「Ｃ量」と表記することがある。他の元素についても同様に表記することがある。
〔ラインパイプ用鋼板〕
　本発明のラインパイプ用鋼板（以下、単に「鋼板」ともいう）は、質量％で、Ｃ：０．０４０～０．０８０％、Ｓｉ：０．０５～０．４０％、Ｍｎ：１．６０～２．００％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００２５％以下、Ｍｏ：０．０５～０．２０％、Ｃａ：０．００１１～０．００５０％、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｎｂ：０．０１０～０．０３０％、Ｔｉ：０．００８～０．０２０％、Ｎ：０．００１５～０．００６０％、及びＯ：０．００４０％以下を含有し、Ｓに対するＣａの含有量比〔Ｃａ／Ｓ〕が０．９０～２．７０であり、Ｎに対するＴｉの含有量比〔Ｔｉ／Ｎ〕が２．２０以上であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記式（１）によって定義されるＣｅｑが０．３８０～０．４８０であり、板厚１／４位置におけるフェライト分率（Ｆ１）が２０～６０％であって残部がベイナイトからなる組織であり、板厚１／２位置におけるフェライト分率（Ｆ２）が５～６０％であって残部がベイナイトからなる組織であるか又はベイナイト及びマルテンサイトからなる組織であり、前記フェライト分率（Ｆ１）と前記フェライト分率（Ｆ２）との比（Ｆ１／Ｆ２）が１．００～５．００であり、板厚１／４位置におけるフェライトの平均粒径が２．０～１５．０μｍであり、板厚１／２位置におけるフェライトの平均粒径が５．０～２０．０μｍであり、板厚１／２位置の硬さが４００Ｈｖ以下であって板厚１／２位置におけるＭｎＳの長さが１．００ｍｍ以下であり、板厚が２５ｍｍ以上である。
　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
〔式（１）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶは、それぞれ、各元素の質量％を表す。〕
　本発明の鋼板は、上記構成としたことにより、耐ＨＩＣ性（特にｐＨ５．０以上の環境下における耐ＨＩＣ性）が向上し、かつ、圧縮強度とＤＷＴＴ特性とを両立させることができる。
　本発明は、以下の検討結果に基づいてなされたものである。
　本発明者らは、組成の異なる種々の鋼板を用い、ｐＨ５．０以上のサワー環境下で、水素誘起割れ（Hydrogen-Induced Cracking；ＨＩＣ）を発生させないための鋼材が具備すべき条件について検討した。
　本発明において、耐サワー性は、ＨＩＣの発生有無、及び、ＨＩＣ破面率（以下、「ＨＩＣ試験のＣＡＲ」ともいう）を調べることによって評価した。
　この評価は、硫化水素ガスを飽和させたｐＨ５．０の溶液（例えば、ＮＡＣＥのＴＭ０２８４の「Ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ｂ」）に鋼板を浸漬し、９６時間後のＨＩＣ破面率（ＨＩＣ試験のＣＡＲ）を調べることによって行った。ＨＩＣ破面率が５％以下であれば、耐サワー性が良好であるとした。
　本発明者らは、次に、ＨＩＣが発生した試料の組織、及び、ＨＩＣの起点となる介在物について調査した。その結果、ＨＩＣは、いずれも板厚１／２位置に存在する、伸長したＭｎＳ（以下、「伸長ＭｎＳ」や、単に「ＭｎＳ」ともいう）を起点として発生し、この伸長ＭｎＳの長さが１．００ｍｍ超であることを突き止めた。
　従って、板厚１／２位置におけるＭｎＳの長さを１．００ｍｍ以下に制御することによりｐＨ５．０以上のサワー環境下で、ＨＩＣの発生を抑制できることを見出した。
　本発明者らは、次に、ＭｎＳの長さを１．００ｍｍ以下にするためには以下の条件が必要であることを見出した。
　即ち、Ｓ量を０．００２５％以下にすること、及び、含有量比〔Ｃａ／Ｓ〕を０．９０～２．７０にすることである。
　本発明者らは、含有量比〔Ｃａ／Ｓ〕が０．９０未満であると、ＭｎＳの長さを１．００ｍｍ以下に制御できない場合があることを明らかにした。また、本発明者らは、含有量比〔Ｃａ／Ｓ〕が２．７０超であると、Ｃａ系酸化物の粗大な凝集体が形成され、かかる凝集体が起点となってＨＩＣが発生する場合があることを明らかにした。
　本発明者らは、次に、鋼板の板厚１／２位置の硬さを４００Ｈｖ以下とすることにより、ｐＨ５．０以上のサワー環境でＨＩＣを抑制できることを見出した。
　更に、板厚１／２位置の硬さとフェライト分率との関係を詳細に調査した結果、板厚１／２位置における組織のフェライト分率が６０％より高くとなると、鋼板の硬度が４００Ｈｖを超える場合があることを見出した。この理由は、板厚１／２位置でフェライトが生成すると残部にＣ量が濃化し、結果、高Ｃ量を含んだベイナイトもしくはマルテンサイトが形成されるためと考えられる。
　即ち、本発明の鋼板では、板厚１／２位置におけるフェライト分率を６０％以下としたことにより、板厚１／２位置における硬さが４００Ｈｖ以下となっている。
　更に、鋼板の板厚１／２位置は、該鋼板の中心偏析部に含まれることを確認した。
　ここで、中心偏析部とは、ＥＰＭＡ（Electron Probe Micro Analyzer）によって鋼板の板厚方向のＭｎ濃度分布を測定したときに、Ｍｎ濃度が最も高い部位を指す。
　なお、板厚１／２位置における硬さ、及び、フェライト分率（Ｆ１、Ｆ２）の測定方法は、後述の実施例に示すとおりである。
　次に、圧縮強度、ＤＷＴＴ特性、及び耐ＨＩＣ性を満足させるための鋼材組織について鋭意検討した。
　その結果、板厚１／４位置におけるフェライト分率（Ｆ１）を２０～６０％とし、かつ、板厚１／２位置におけるフェライト分率（Ｆ２）を５～６０％とすればよいことを新たに知見した。
　圧縮強度は、フェライト分率（Ｆ１）と相関が高く、板厚１／４位置において、軟質なフェライトの分率が高くなると圧縮強度は下がる。フェライト分率（Ｆ１）及びフェライト分率（Ｆ２）が、それぞれ６０％超となると、圧縮強度の低下代は著しくなる。
　即ち、本発明の鋼板は、フェライト分率（Ｆ１）及びフェライト分率（Ｆ２）が、それぞれ６０％以下であることにより、高い圧縮強度を示す。
　一方、鋼板のＤＷＴＴ特性は、鋼板のフェライト分率が高くなると向上する。かかる効果を発揮するには、鋼板において、フェライト分率（Ｆ１）が２０％以上であり、かつ、フェライト分率（Ｆ２）が５％以上であればよいことを知見した。
　さらに、本発明者らは、圧縮強度とＤＷＴＴ特性とを両立させるには、板厚１／４位置におけるフェライト分率（Ｆ１）と板厚１／２位置におけるフェライト分率（Ｆ２）との比（Ｆ１／Ｆ２）が１．００以上であればよいことを知見した。
　即ち、本発明の鋼板は、比（Ｆ１／Ｆ２）が１．００以上であることにより、圧縮強度とＤＷＴＴ特性とが両立される。比（Ｆ１／Ｆ２）が１．００未満であると、特に、ＤＷＴＴ特性が劣化する（例えば、後述の比較例６参照）。
　以上の検討の結果、本発明では、比（Ｆ１／Ｆ２）を１．００以上とした。
　また、比（Ｆ１／Ｆ２）を５．００超とすることは製造上困難であるため、本発明では比（Ｆ１／Ｆ２）を５．００以下とした。
　上記比（Ｆ１／Ｆ２）に関し、通常の鋼板では、以下の理由により、上記比（Ｆ１／Ｆ２）が１．００未満となっている。
　即ち、通常は、鋼板を得るための圧延後の冷却過程において、冷却速度が最も遅いのは、板厚１／２位置（板厚中心部）である。このため、通常の鋼板では、板厚方向においてフェライト分率が最も高いのは、板厚１／２位置である。よって、通常の鋼板では、上記比（Ｆ１／Ｆ２）が１．００未満となっている（例えば、後述の比較例６参照）。
　しかし本発明者らは、フェライトが生成される６００～７００℃の温度域において、板厚１／４位置における冷却速度（Ｖ１）を、板厚１／２位置における冷却速度（Ｖ２）よりも遅くすることにより、比（Ｆ１／Ｆ２）を１．００以上とすることに成功した。
　なお、本発明の鋼板では、比（Ｆ１／Ｆ２）が１．００～５．００となっていればよく、その製造方法（例えば圧延後の冷却方法）には特に制限はない。
　本発明の鋼板において、板厚１／４位置における残部は、ベイナイトからなる組織である。これにより、ＨＩＣの発生が抑制される。板厚１／４位置における残部がパーライトであると、ＨＩＣが発生する。
　また、本発明の鋼板において、板厚１／２位置における残部は、ベイナイトからなる組織であるか、または、ベイナイト及びマルテンサイトからなる組織である。これにより、ＨＩＣの発生が抑制される。板厚１／２位置における残部がパーライトであると、ＨＩＣが発生する。
　また、本発明において、鋼板の圧縮強度は、鋼板を鋼管（ラインパイプ）に成形（造管）し、次いで防食を目的とした塗装加熱を施した後に、鋼管周方向の圧縮強度を測定することによって評価するか、または、後述の実施例に示すように、上記造管及び上記塗装加熱に相当する処理を施した鋼板の圧縮強度を測定することによって評価する。
　その理由は、ラインパイプ等の鋼管の圧潰は、鋼管の周方向の圧縮強度と最も相関が高いためである。
　また、鋼管の周方向の圧縮強度は、造管によるバウシンガー効果によって大きく低下するが、塗装加熱時に強度は回復する。この回復は、造管時に導入された転位に塗装加熱時のＣ（炭素）が拡散してコットレル雰囲気を作る、いわゆる静的ひずみ時効によるものである。
　本発明者らは、鋼板の圧縮強度を高めることを目的とし、静的ひずみ時効をいかんなく発揮する合金元素について鋭意調査した。その結果、かかる合金元素として、Ｍｏが有効であることを見出した。
　上記合金元素としてＭｏが有効である理由は、以下のように考えられる。
　即ち、ＭｏはＣと弱い相互作用を持つため、Ｍｏを含有する鋼板中では、Ｍｏが多くのＣを固定している。しかし、加熱により上記相互作用が更に弱まり、Ｃ原子がＭｏ原子から離れ転位に移動する。かかる移動により、静的ひずみ時効がいかんなく発揮されると考えられる。
　上述した効果を発揮するために、本発明では、Ｍｏ量を０．０５％以上とした。
　また、本発明者らは、Ｍｏ量が多すぎると、板厚１／２位置（板厚中央部）の硬度が著しく高められるため、Ｍｏ量の上限は０．２０％がよいことを新たに知見した。
　以上の検討結果に基づいてなされた本発明について、以下詳細に説明する。
　まず、本発明の鋼板の成分（組成）について述べる。
　本発明の鋼板は、Ｃ（炭素）：０．０４０～０．０８０％、Ｓｉ（ケイ素）：０．０５～０．４０％、Ｍｎ（マンガン）：１．６０～２．００％、Ｐ（リン）：０．０２０％以下、Ｓ（硫黄）：０．００２５％以下、Ｍｏ（モリブデン）：０．０５～０．２０％、Ｃａ（カルシウム）：０．００１１～０．００５０％、Ａｌ（アルミニウム）：０．０６０％以下、Ｎｂ（ニオブ）：０．０１０～０．０３０％、Ｔｉ（チタン）：０．００８～０．０２０％、Ｎ（窒素）：０．００１５～０．００６０％、及びＯ（酸素）：０．００４０％以下を含有し、含有量比〔Ｃａ／Ｓ〕が０．９０～２．７０であり、含有量比〔Ｔｉ／Ｎ〕が２．２０以上であり、残部がＦｅ（鉄）及び不可避的不純物からなり、上記Ｃｅｑが０．３８０～０．４８０である。
Ｃ：０．０４０～０．０８０％
　Ｃは、鋼の強度を向上させる元素である。かかる効果の観点から、Ｃ量の下限は０．０４０％である。一方、Ｃ量が０．０８０％を超えると、炭化物の生成が促進されて耐ＨＩＣ性を損なう。このため、Ｃ量の上限は、０．０８０％とする。また、耐ＨＩＣ性、溶接性、及び靱性の低下を抑制するには、Ｃ量の上限を０．０６０％とすることが好ましい。
Ｓｉ：０．０５～０．４０％
　Ｓｉは、脱酸元素である。かかる効果の観点から、Ｓｉ量の下限は０．０５％である。一方、Ｓｉ量が０．４０％を超えると、溶接熱影響部（ＨＡＺ；Heat Affected Zone）の靱性（以下、「ＨＡＺ靱性」ともいう）が低下する。このため、Ｓｉ量の上限は０．４０％とする。
Ｍｎ：１．６０～２．００％
　Ｍｎは、強度及び靱性を向上させる元素である。かかる効果の観点から、Ｍｎ量の下限は１．６０％である。一方、Ｍｎ量が２．００％を超えると、ＨＡＺ靱性が低下する。このため、Ｍｎ量の上限は２．００％とする。また、ＨＩＣを抑制するには、Ｍｎ量を１．７５％未満とすることが好ましい。
Ｐ：０．０２０％以下
　Ｐは不純物であり、含有量が０．０２０％を超えると、耐ＨＩＣ性を損ない、また、ＨＡＺの靱性が低下する。したがって、Ｐ量は０．０２０％以下に制限する。
　一方、Ｐ量は、少ないほど好ましいため、Ｐ量の下限には特に制限はない。但し、製造コストの点からは、Ｐ量は０．００１％以上が好ましい。
Ｓ：０．００２５％以下
　Ｓは、熱間圧延時に圧延方向に伸長するＭｎＳを生成して、耐ＨＩＣ性を低下させる元素である。したがって、本発明では、Ｓ量を低減することが必要であり、Ｓ量を０．００２５％以下に制限する。Ｓ量は、少ないほど好ましいため、Ｓ量の下限には特に制限はない。但し、二次精錬の製造コスト及び製造制約の点から、Ｓ量は０．０００８％以上としてもよい。
Ｍｏ：０．０５～０．２０％
　Ｍｏは、焼入れ性を向上させると同時に、炭窒化物を形成し強度を改善する元素である。また、上述したとおり、本発明では、鋼管（ラインパイプ）にした後の塗装加熱時の静的ひずみ時効を促進させ、高い圧縮強度を確保する観点からＭｏを含有させる。本発明では、上記効果を得るために、Ｍｏ量の下限を０．０５％とする。
　一方、Ｍｏ量が多すぎると、鋼の強度が上昇し、ＨＩＣ性及び靱性（例えばＤＷＴＴ特性）が低下することがある。このため、Ｍｏ量の上限は０．２０％とする。
Ｃａ：０．００１１～０．００５０％
　Ｃａは、硫化物ＣａＳを生成し、圧延方向に伸長するＭｎＳの生成を抑制し、耐ＨＩＣ性の改善に顕著に寄与する元素である。Ｃａ量が０．００１１％未満では、上記効果が得られないため、本発明では、Ｃａ量の下限を０．００１１％とする。一方、Ｃａ量が０．００５０％を超えると、酸化物が集積し、耐ＨＩＣ性を損なうため、Ｃａ量の上限を０．００５０％以下とする。
含有量比〔Ｃａ／Ｓ〕：０．９０～２．７０
　本発明では、鋼板にＣａを含有させることによってＣａＳを形成させることにより、Ｓを固定する。このため、本発明において、Ｓに対するＣａの含有量比〔Ｃａ／Ｓ〕は、重要な指標である。含有量比〔Ｃａ／Ｓ〕が０．９０未満ではＭｎＳが生成され、圧延時に伸長したＭｎＳが形成される。その結果、耐ＨＩＣ性が劣化する。一方、含有量比〔Ｃａ／Ｓ〕が２．７０を超えるとＣａ系の酸化物が凝集し、耐ＨＩＣ性を劣化させる。
　したがって、本発明では、含有量比〔Ｃａ／Ｓ〕を０．９０～２．７０に限定した。
Ａｌ：０．０６０％以下
　Ａｌは通常、脱酸元素としての含有される元素である。
　しかし、Ａｌ量が多すぎると、介在物が増加して、延性や靭性が損なわれる。このため、Ａｌ量の上限は０．０６０％である。
　また、Ａｌは、ＭＡ（Martensite Austenite）の混合組織の形成を助長する元素でもある。ＭＡの分率を低減する観点からみると、Ａｌ量は０．００８％以下であることが好ましい。また、Ａｌ量が０．００８％以下であると、ＨＡＺ靱性向上の点でも有利である。
　一方、脱酸元素としての効果をより効果的に得る点から、Ａｌ量は０．０００２％以上が好ましい。
　なお、Ａｌは、鋼中に意図的に含有させる場合だけでなく、鋼中に不純物として混入する場合もあり得る。Ａｌが鋼中に不純物として混入する場合、Ａｌ量は少ないほど好ましいので、Ａｌ量の下限には特に制限はない。
Ｎｂ：０．０１０～０．０３０％
　Ｎｂは、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。かかる効果を得るために、本発明では、Ｎｂ量を０．０１０％以上とする。しかし、Ｎｂ量が多すぎると、粗大なＮｂの炭窒化物の集積を招いて、靭性が低下する。したがって、本発明においては、Ｎｂ量を０．０３０％以下とする。また、Ｎｂ量は０．０２０％以下が好ましい。
Ｔｉ：０．００８～０．０２０％
　Ｔｉは、通常、脱酸剤や窒化物形成元素として、結晶粒の細粒化に利用される元素である。かかる効果を得るために、本発明では、Ｔｉ量を０．００８％以上とする。しかし、Ｔｉは、過剰に含有されると、粗大な炭窒化物の形成によって靱性を低下させる元素でもある。したがって、本発明では、Ｔｉ量を０．０２０％以下に制限する。
Ｎ：０．００１５～０．００６０％
　Ｎ（窒素）は、ＴｉＮ、ＮｂＮなどの窒化物を形成する元素である。本発明では、窒化物を利用して加熱時のオーステナイト粒径を微細にするために、Ｎ量を０．００１５%以上とする。しかし、Ｎの含有量が０．００６０％を超えると、ＴｉとＮｂの炭窒化物が集積しやすくなり、靭性を損なう。したがって、本発明では、Ｎ量の上限を０．００６０％とする。
含有量比〔Ｔｉ／Ｎ〕：２．２０以上
　本発明において、加熱時のオーステナイト粒径を微細にするには、Ｎに対するＴｉの含有量比〔Ｔｉ／Ｎ〕が重要である。含有量比〔Ｔｉ／Ｎ〕が２．２０未満では、十分なＴｉＮ析出が起こらず、オーステナイトの微細化は達成できない。このため、本発明では、含有量比〔Ｔｉ／Ｎ〕を２．２０以上とする。含有量比〔Ｔｉ／Ｎ〕は、３．００以上が好ましい。
　一方、過剰なＴｉ炭化物による靱性の劣化をより抑制する観点から、含有量比〔Ｔｉ／Ｎ〕は、５．００以下が好ましく、４．００以下がより好ましい。
Ｏ：０．００４０％以下
　Ｏは、不純物元素である。本発明では、Ｏ量を０．００４０％以下に規制する。Ｏは、少ないほど好ましいため、Ｏ量の下限には特に制限はない。但し、製造コスト及び製造制約の点から、Ｏ量は０．００１０％以上としてもよい。
Ｃｅｑ：０．３８０～０．４８０
　Ｃｅｑは、下記式（１）で規定される量である。
　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
　上記式（１）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶは、それぞれ、Ｃ（炭素）、Ｍｎ（マンガン）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｃｕ（銅）、Ｃｒ（クロム）、Ｍｏ（モリブデン）、及びＶ（バナジウム）の各元素の含有量（質量％）を表す。
　これらの元素のうち、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、及びＶは、任意の元素であり、各々の含有量は０％であってもよい。これら任意の元素の好ましい含有量については後述する。
　本発明では、上記式（１）によって定義されるＣｅｑを０．３８０～０．４８０に限定する。Ｃｅｑが０．３８０未満であると、本発明の鋼板によって得られるラインパイプの強度が低下する。例えば、Ｃｅｑが０．３８０未満であると、上記ラインパイプが、強度グレードＸ６０以上の要求引張強度（５２０ＭＰａ以上）を満足できない。一方、Ｃｅｑが０．４８０を超えると、靱性（例えばＤＷＴＴ特性）や耐サワー性（例えば耐ＨＩＣ性）が劣化する。
　従って、本発明では、Ｃｅｑを０．３８０～０．４８０に限定した。
　本発明の鋼板において、不可避的不純物とは、原材料に含まれる成分、または、製造の過程で混入する成分であって、意図的に鋼に含有させたものではない成分を指す。
　不可避的不純物として、具体的には、Ｓｂ（アンチモン）、Ｓｎ（スズ）、Ｗ（タングステン）、Ｃｏ（コバルト）、Ａｓ（ヒ素）、Ｐｂ（鉛）、Ｂｉ（ビスマス）、Ｂ（ホウ素）、Ｈ（水素）が挙げられる。
　通常、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、及びＡｓについては含有量０．１％以下の混入が、Ｐｂ及びＢｉについては含有量０．００５％以下の混入が、Ｂ及びＨについては含有量０．０００４％以下の混入が、それぞれあり得るが、その他の元素の含有量については、通常の範囲であれば、特に制御する必要はない。
　また、本発明の鋼板は、Ｎｉ（ニッケル）：０．５０％以下、Ｃｒ（クロム）：０．５０％以下、Ｃｕ（銅）：０．５０％以下、Ｍｇ（マグネシウム）：０．００５０％以下、ＲＥＭ（希土類元素）：０．００５０％以下、及びＶ（バナジウム）：０．１００％以下のうちの１種または２種以上を含有していてもよい。
　例えば、本発明の鋼板は、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、及びＣｕ：０．５０％以下のうちの１種または２種以上を含有していてもよい。また、Ｍｇ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下、及びＶ：０．１００％以下のうちの１種または２種以上を含有していてもよい。
　これらの元素は、鋼中に意図して含有させる場合以外にも、鋼中に不可避的不純物として混入する場合もあり得る。従って、これらの元素の含有量の下限には特に制限はない。
　以下、これらの元素、及び、本発明の鋼板がこれらの元素を含有する場合の好ましい含有量について説明する。
Ｎｉ：０．５０％以下
　Ｎｉ（ニッケル）は、靱性及び強度の改善に有効な元素である。
　しかし、Ｎｉ量が多すぎると、耐ＨＩＣ性及び溶接性が低下する場合がある。従って、Ｎｉ量は０．５０％以下が好ましい。
　一方、Ｎｉ量は０．０５％以上が好ましい。
Ｃｒ：０．５０％以下
　Ｃｒ（クロム）は析出強化による鋼の強度を向上させるために有効な元素である。
　しかし、Ｃｒ量が多すぎると、焼入れ性を上昇させ、ベイナイトが過剰となり、靱性が低下する場合がある。従って、Ｃｒ量は０．５０％以下が好ましい。
　一方、Ｃｒ量は０．０５％以上が好ましい。
Ｃｕ：０．５０％以下
　Ｃｕは、靱性を低下させずに強度を上昇させることに有効な元素である。
　しかし、Ｃｕ量が多すぎると、鋼片加熱時や溶接時に割れを生じやすくする。従って、Ｃｕ量は０．５０％以下が好ましい。
　一方、Ｃｕ量は０．０５％以上が好ましい。
Ｍｇ：０．００５０％以下
　Ｍｇは、脱酸剤及び脱硫剤として有効な元素であり、特に、微細な酸化物を生じて、ＨＡＺ靭性の向上にも寄与する元素である。
　しかし、Ｍｇ量が多すぎると、酸化物が凝集及び粗大化し易くなり、耐ＨＩＣ性の劣化をもたらすことや、母材及びＨＡＺの靱性の低下をもたらすことがある。従って、Ｍｇ量は０．００５０％以下が好ましい。
　一方、Ｍｇ量は０．０００１％以上が好ましい。
ＲＥＭ：０．００５０％以下
　本明細書中において、「ＲＥＭ」とは希土類元素を意味し、Ｓｃ（スカンジウム）、Ｙ（イットリウム）、Ｌａ（ランタン）、Ｃｅ（セリウム）、Ｐｒ（プラセオジム）、Ｎｄ（ネオジム）、Ｐｍ（プロメチウム）、Ｓｍ（サマリウム）、Ｅｕ（ユウロピウム）、Ｇｄ（ガドリニウム）、Ｔｂ（テルビウム）、Ｄｙ（ジスプロシウム）、Ｈｏ（ホルミウム）、Ｅｒ（エルビウム）、Ｔｍ（ツリウム）、Ｙｂ（イッテルビウム）、及びＬｕ（ルテチウム）からなる１７種の元素の総称である。また、「ＲＥＭ：０．００５０％以下」とは、上記１７種の元素の合計含有量が０．００５０％以下であることを指す。
　ＲＥＭは、脱酸剤及び脱硫剤として有効な元素である。
　しかし、ＲＥＭ量が多すぎると、粗大な酸化物を生じ、耐ＨＩＣ性の劣化をもたらすことや、母材及びＨＡＺの靱性の低下をもたらすことがある。従って、ＲＥＭ量は０．００５０％以下が好ましい。
　一方、ＲＥＭ量は０．０００１％以上が好ましい。
Ｖ：０．１００％以下
　Ｖは、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。
　しかし、Ｖ量が多すぎると、靱性の低下を招くことがある。このため、Ｖ量は、０．１００％以下が好ましい。
　一方、Ｖ量は０．０１０％以上が好ましい。
　以下、本発明の鋼板の組織形態などについて説明する。
　本発明の鋼板は、上述のとおり、板厚１／４位置の組織におけるフェライト分率（Ｆ１）が２０％以上であること、及び、板厚１／２位置の組織におけるフェライト分率（Ｆ２）が５％以上であることにより、ＤＷＴＴ特性が向上する。フェライト分率（Ｆ１）が２０％未満であること、及び、フェライト分率（Ｆ２）が５％未満であることの少なくとも一方に該当すると、ＤＷＴＴ特性が劣化する。
　また、本発明の鋼板は、上述のとおり、フェライト分率（Ｆ１）が６０％以下であること、及び、フェライト分率（Ｆ２）が６０％以下であることにより、圧縮強度が向上する。フェライト分率（Ｆ１）が６０％超であること、及び、フェライト分率（Ｆ２）が６０％超であることの少なくとも一方に該当すると、圧縮強度が低下する。
　また、本発明の鋼板は、上述のとおり、比（Ｆ１／Ｆ２）が１．００以上であることにより、圧縮強度とＤＷＴＴ特性とが両立される。比（Ｆ１／Ｆ２）が１．００未満であると、特に、ＤＷＴＴ特性が劣化する。
　また、比（Ｆ１／Ｆ２）を５．００超とすることは、製造上困難である。
　上記比（Ｆ１／Ｆ２）は、１．００以上５．００以下であるが、１．００超５．００以下が好ましく、１．０５以上５．００以下がより好ましい。
　また、本発明の鋼板は、板厚１／２位置の硬さが４００Ｈｖ以下であって板厚１／２位置におけるＭｎＳの長さが１．００ｍｍ以下である。
　これにより、耐ＨＩＣ性が向上する。また、ＤＷＴＴ特性にも有利である。
　板厚１／２位置におけるＭｎＳの長さは、上述したとおり１．００ｍｍ以下であるが、耐ＨＩＣ性をより向上させる観点から、下記式（２）を満たす範囲であることがより好ましい。
　板厚１／２位置におけるＭｎＳの長さ≦１０｛（１３５０－Ｘ）／３５０｝／１０００
　・・・　（２）
〔式（２）中、Ｘは、板厚１／２位置の硬さ（Ｈｖ）であり、４００（Ｈｖ）以下の値である〕
　板厚１／２位置におけるＭｎＳの長さが上記式（２）を満たすようにする方法としては、鋼片の中心偏析部の最大Ｍｎ偏析度が２．２以下であり、かつ、中心偏析部厚みが１．０ｍｍ以下である鋼片に対し、再加熱、厚板圧延（粗圧延及び仕上圧延）、及び冷却の処理を順次施して鋼板を製造する方法が挙げられる。各処理の好ましい態様については後述する。
　また、本発明の鋼板は、板厚１／４位置におけるフェライトの平均粒径が２．０～１５．０μｍである。
　板厚１／４位置におけるフェライトの平均粒径が１５．０μｍ以下であると、ＤＷＴＴ特性が向上する。
　板厚１／４位置におけるフェライトの平均粒径が２．０μｍ以上であると、圧延負荷の増大が抑制されるので、製造コストの点で有利である。
　また、本発明の鋼板は、板厚１／２位置におけるフェライトの平均粒径が５．０～２０．０μｍである。
　板厚１／２位置におけるフェライトの平均粒径が２０．０μｍ以下であると、ＤＷＴＴ特性が向上する。
　板厚１／２位置におけるフェライトの平均粒径が５．０μｍ以上であると、圧延負荷の増大が抑制されるので、製造コストの点で有利である。
　また、本発明の鋼板は、板厚が２５ｍｍ以上である。
　これにより、高い圧縮強度が確保される。
　板厚は、好ましくは２５ｍｍ超であり、より好ましくは３０ｍｍ以上であり、さらに好ましくは３２ｍｍ以上であり、特に好ましくは３５ｍｍ以上である。
　板厚の上限には特に制限はないが、板厚は、例えば４５ｍｍ以下とすることができる。
　本発明の鋼板は、製鋼工程で溶製後、連続鋳造によって鋼片とし、鋼片に対し、再加熱、厚板圧延、及び冷却を順次施すことによって製造することができる。
　上記鋼片の厚みは、板厚２５ｍｍ以上の鋼板を得やすい点で、３００ｍｍ以上であることが好ましい。
　また、鋼片を再加熱する際の再加熱温度は、耐ＨＩＣ性をより向上させる観点より、９５０℃以上が好ましい。
　また、上記再加熱温度は、ＤＷＴＴ特性の劣化をより抑制する観点より、１１５０℃以下であることが好ましい。
　また、上記厚板圧延では、再結晶温度域（例えば９００℃超の温度域）で１パスあたりの平均圧下率を１０％以上で１２０ｍｍ以上まで粗圧延することが好ましい。１パスあたりの平均圧下率を１０％以上とすることは、オーステナイトの再結晶を促進させ粒径を細かくできる点で有利である。また、１２０ｍｍ以上まで粗圧延することは、その後の未再結晶域圧延において、累積圧下量を増大させることができる点で有利である。即ち、未再結晶域圧延における累積圧下量を増大させると、オーステナイト粒に転位を多く導入することができる。オーステナイト粒に導入された転位は、その後の冷却過程でのフェライトへの変態の核生成サイトとなるので、粒径の微細化に寄与する。
　また、上記厚板圧延では、上記粗圧延の後、２５ｍｍ以上の最終板厚まで、未再結晶域（例えば７５０～９００℃の温度域）にて圧延（仕上げ圧延）を行うことが好ましい。
　厚板圧延の終了後の冷却（例えば水冷）は、冷却開始温度を７００～８２０℃として行うことが好ましい。冷却開始温度を７００℃以上とすることは、板厚１／２位置でのフェライト分率（Ｆ２）を６０％以下にし易い点、及び、板厚１／２位置での最大高度を４００Ｈｖ以下にし易い点で有利である。冷却開始温度を８２０℃以下とすることは、フェライト分率（Ｆ２）を５％以上に調整し易く、ＤＷＴＴ特性を向上させ易い点で有利である。
　また、上記冷却における冷却速度は、強度をより向上させる観点から、１０℃／ｓ以上とすることが好ましい。
　また、冷却停止温度は、板厚１／２位置でのＨＩＣをより抑制し、靱性の劣化をより抑制する観点から、２００℃以上が好ましい。また、冷却停止温度は、強度をより向上させる観点から、４５０℃以下が好ましい。
　また、上記冷却は、６００～７００℃の温度域において、板厚１／４位置の冷却速度（Ｖ１）を板厚１／２位置の冷却速度（Ｖ２）よりも遅くすることが好ましい。これにより、板厚１／４位置におけるフェライト生成量を板厚１／２位置におけるフェライト生成量よりも高くすることができるので、比（Ｆ１／Ｆ２）を１．００以上に調整し易い。
　なお、前述したとおり、通常の鋼板の製造では、冷却速度（Ｖ１）が冷却速度（Ｖ２）よりも速いために、得られた鋼板では、比（Ｆ１／Ｆ２）が１．００未満となっている。
　また、上記冷却は、６００℃以下の温度域における冷却速度（Ｖ３）を１５℃／ｓ以上とすることが好ましい。これにより、板厚１／４位置及び板厚１／２位置での残部組織中におけるパーライト組織の生成をより抑制できるので、ＨＩＣをより抑制できる。
〔ラインパイプ〕
　本発明のラインパイプは、上記本発明のラインパイプ用鋼板を用いて製造された鋼管である。
　従って、本発明のラインパイプは、本発明の鋼板と同様に、耐ＨＩＣ性（特に、ｐＨ５．０以上の環境下における耐ＨＩＣ性）に優れ、かつ、圧縮強度とＤＷＴＴ特性とが両立されている。
　本発明のラインパイプは、上記本発明のラインパイプ用鋼板を素材として用い、公知の造管方法によって製造することができる。
　公知の造管方法としては、ＵＯＥ成形法、ＪＣＯＥ成形法、等が挙げられる。
　次に、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。
〔本発明例１～１０、比較例１～１２〕
＜鋼板の作製＞
　下記表１に示す化学成分を有する鋼（鋼１～鋼１５）を溶製し、連続鋳造により、下記表２に示す厚み（鋼片厚み）の各鋼片を製造した。連続鋳造では、中心偏析部のＭｎの偏析を抑制するため最終凝固時の軽圧下を実施した。
　ここで、鋼中、下記表１中に示された成分以外の成分（残部）は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
　また、鋼６における「ＲＥＭ」は、具体的にはＣｅであり、鋼９における「ＲＥＭ」は、具体的にはＬａである。
　上記で得られた鋼片を９５０～１１５０℃（但し、比較例２では１１８０℃）に加熱し、９００℃超で平均圧下率１０％以上（但し、比較例３では８％）の粗圧延を、厚みが１２０ｍｍ以上（但し、比較例４では１００ｍｍ）となるまで行い、引き続き、９００℃以下（但し、比較例５では９３０℃）の未再結晶温度域で最終板厚まで仕上圧延を行った。
　熱間圧延後は、７００～８２０℃の温度域で加速冷却（水冷）を開始し、２００～４５０℃の温度で加速冷却（水冷）を停止し、下記表２に示す種々異なる板厚（最終板厚）の鋼板を作製した。
　各例における詳細な条件は下記表２に示すとおりである。
　特に、本発明例１～１０及び比較例１～５及び７～１３における加速冷却（水冷）では、フェライトが生成する６００～７００℃の温度域において、板厚１／４位置の冷却速度（Ｖ１）が、板厚１／２位置の冷却速度（Ｖ２）よりも遅くなるように、加速冷却（水冷）を制御した。具体的には、仕上圧延後の鋼板が通過する水冷ゾーンを細分化し、水を出すゾーンと水を出さないゾーンとを設定し、鋼板を間欠的に水冷するようにした。これにより、表面の冷却と複熱とを適正に制御し、Ｖ１がＶ２よりも遅くなるようにした。
　また、比較例６における加速冷却（水冷）では、通常の鋼板の製造方法と同様に、鋼板を連続的に水冷することにより、Ｖ１がＶ２よりも速くなるようにした。
＜測定及び評価＞
　以上で得られた鋼板について、以下の測定及び評価を行った。
　結果を下記表３に示す。
－フェライト分率（Ｆ１、Ｆ２）、フェライト粒径、残部組織－
　鋼板を板厚１／２位置で切断した断面、及び、鋼板を板厚１／４位置で切断した断面のそれぞれについて、フェライト分率（フェライト面積率）及びフェライト粒径（フェライトの平均粒径）の測定を行い、さらに、残部組織の特定を行った。
　詳細には、鋼板断面を研磨しレペラ（LePera）試薬で腐食した後、光学顕微鏡にて５００倍の倍率で組織を写真撮影した。得られた光学顕微鏡写真（倍率５００倍）に基づき、画像処理によって、フェライト分率（フェライト面積率）及びフェライト粒径（フェライトの平均粒径）を求め、さらに、残部組織を特定した。
　画像処理は、（株）ニレコ製の小型汎用画像解析装置ＬＵＺＥＸ　ＡＰを用いて行った。
　また、フェライトの平均粒径は、フェライト３０個についてそれぞれ円相当径を求め、得られた３０個の円相当径を単純平均することによって求めた。
　以上により、下記表３に示す、板厚１／４位置のフェライト分率Ｆ１、板厚１／２位置のフェライト分率Ｆ２、板厚１／４位置のフェライト粒径、及び板厚１／２位置のフェライト粒径をそれぞれ求め、下記表３に示す、板厚１／４位置の残部組織及び板厚１／２位置の残部組織をそれぞれ特定した。
　図１に、一例として、本発明例１０の鋼板における、板厚１／２位置の断面（研磨、及び、レペラ試薬での腐食後の断面）の光学顕微鏡写真（倍率５００倍）を示す。
－比〔Ｆ１／Ｆ２〕の算出－
　上記で測定された、板厚１／４位置におけるフェライト分率（Ｆ１）、及び、板厚１／２位置におけるフェライト分率（Ｆ２）に基づき、比〔Ｆ１／Ｆ２〕を求めた。
－板厚１／２位置の硬さ－
　上記で得られた鋼板を板厚方向に沿って切断し、得られた断面を鏡面研磨し、鏡面研磨された断面について、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９）に準拠し、２５ｇの荷重でビッカース硬さ試験を行った。
　上記ビッカース硬さ試験は、板厚１／２位置の４００点について行った。得られた４００点の測定結果のうちの最大値を「板厚１／２位置の硬さ」（下記表３）とした。
－板厚１／２位置のＭｎＳ長さ－
　鋼板からマクロ試験片を採取した後、採取されたマクロ試験片について、ＮＡＣＥ　ＴＭ０２８４に準拠した腐食試験を行った。これにより、マクロ試験片に対し、強制的に伸長ＭｎＳ起因の割れを発生させ、その後、液体窒素中で強制破断させた。これにより、破面上に伸長ＭｎＳを現出させ、破面を走査型電子顕微鏡で観察し、観察される全ての伸長ＭｎＳの長さを測定した。この長さの測定結果より、板厚１／２位置に存在する伸長ＭｎＳの長さを選定し、選定された値（長さ）のうちの最大値を、「板厚１／２位置のＭｎＳ長さ」（下記表３）とした。
－引張強度－
　鋼板から引張試験用の試験片を、鋼板の幅方向と試験片の長手方向とが平行となるように採取した。ここで、試験片の形状は、アメリカ石油協会規格ＡＰＩ　５Ｌ（以下、単に「ＡＰＩ　５Ｌ」とする）に準拠する平板形状とした。
　採取した試験片について、室温にて、ＡＰＩ　５Ｌに準拠して引張試験を行った。この引張試験における最大荷重に基づき、引張強度を求めた。
－圧縮強度－
　圧縮強度の測定は、鋼板を鋼管（ラインパイプ）にし、防食を目的とした塗装加熱した後の鋼管周方向での特性を評価するために、以下の方法で行った。
　鋼板から幅広の試験片（全厚試験片）を、鋼板の幅方向とこの試験片の長手方向とが平行となるように採取した。採取した幅広の試験片に対し、造管相当のひずみを与えるために、２％の予ひずみを付与した。
　次に、予ひずみを付与した幅広の試験片から圧縮試験片を採取した。
　ここで、圧縮試験片は、直径２２ｍｍ×長さ６６ｍｍの円柱形状とし、鋼板の板厚中央部を含み、かつ、鋼板の幅方向と圧縮試験片の長手方向（圧縮試験の試験方向）とが平行となるように採取した。
　採取された圧縮試験片を２２０℃のソルトバスにて５分熱処理した後、熱処理後の圧縮試験片について、ＡＳＴＭ　Ｅ９－０９に準拠し、圧縮試験を行った。圧縮試験における０．５％オフセット耐力を、降伏強度（圧縮強度）として求めた。
－ＤＷＴＴ特性の評価（ＤＷＴＴ破面率（－２０℃））－
　鋼板からＤＷＴＴ試験片を、鋼板と幅方向とＤＷＴＴ試験片の長手方向とが平行となるように採取した。
　ここで、ＤＷＴＴ試験片は、プレスノッチ付き形状の全厚試験片とした。
　採取したＤＷＴＴ試験片について、－２０℃にて、ＡＰＩ　５Ｌに準拠してＤＷＴＴ試験を行い、破面全体に占める延性破面の率（ＤＷＴＴ破面率（％））を測定した。
　本評価では、ＤＷＴＴ破面率（％）の数値が高い程（最も好ましくは１００％であると）、ＤＷＴＴ特性に優れることを示す。
－耐ＨＩＣ性の評価（ＨＩＣ試験のＣＡＲ）－
　上記鋼板から耐ＨＩＣ性評価用の試験片（全厚試験片）を採取した。
　採取した試験片を、ＮＡＣＥ　ＴＭ０２８４の「Ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ｂ」の溶液に９６時間浸漬した後、浸漬後の試験片について、超音波探傷機にてＨＩＣの発生の有無を測定した。この測定結果に基づき、割れの面積率（ＣＡＲ）を求めた。
　本評価では、ＣＡＲが小さい程（最も好ましくは０％であると）、耐ＨＩＣ性に優れることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
＊上記表３における圧縮強度は、２％予ひずみ後に２２０℃熱処理を行った後の圧縮強度である。
　表１～表３に示すように、本発明例である鋼１～鋼１０の成分組成を有し、かつ、フェライト分率（Ｆ１）、フェライト分率（Ｆ２）、比〔Ｆ１／Ｆ２〕、板厚１／４位置の残部組織、板厚１／２位置の残部組織、板厚１／４位置のフェライト粒径、板厚１／２位置のフェライト粒径、板厚１／２位置の硬さ、及び板厚１／２位置のＭｎＳの長さが本発明の範囲内である本発明例１～１０の鋼板は、圧縮強度、ＤＷＴＴ特性、及び耐ＨＩＣ性に優れていた。
　これに対し、本発明例である鋼８～鋼１０の成分組成を有するが、フェライト分率（Ｆ１）、フェライト分率（Ｆ２）、比〔Ｆ１／Ｆ２〕、板厚１／４位置の残部組織、板厚１／２位置の残部組織、板厚１／４位置のフェライト粒径、板厚１／２位置のフェライト粒径、板厚１／２位置の硬さ、及び板厚１／２位置のＭｎＳの長さのうちの少なくとも一つが本発明の範囲外である比較例１～７の鋼板では、圧縮強度、ＤＷＴＴ特性、及び耐ＨＩＣ性のうちの少なくとも一つが劣っていた。
　また、比較例である鋼１１～鋼１５の成分組成を有する比較例８～１２の鋼板は、圧縮強度、ＤＷＴＴ特性、及び耐ＨＩＣ性のうちの少なくとも一つが劣っていた。
〔ラインパイプの作製〕
＜ラインパイプ１の作製及び評価＞
　本発明例１０の鋼板をＵＯＥ成形法によって造管し、表４に示す外径及び肉厚のラインパイプ１を得た。
　得られたラインパイプ１について、引張強度、降伏強度、圧縮強度、ＤＷＴＴ破面率（－２０℃）、ＨＩＣ試験のＣＡＲ、ＨＡＺ靱性、及びＷＭ（Weld Metal）靱性を測定した。
　測定結果を表４に示す。
　このうち、引張強度、ＤＷＴＴ破面率（－２０℃）、及びＨＩＣ試験のＣＡＲについては、上述した鋼板における各測定と同様にして測定した。
　降伏強度、圧縮強度、ＨＡＺ靱性、及びＷＭ靱性の測定は、以下のようにして行った。
－降伏強度の測定－
　ＡＳＴＭ　Ｅ９－０９に準拠し、ラインパイプの長手方向の降伏強度を測定した。ここでは、０．５％アンダーロード耐力を、降伏強度と定義した。
－圧縮強度の測定－
　ＡＳＴＭ　Ｅ９－０９に準拠し、ラインパイプの周方向の圧縮強度を測定した。ここでは、０．５％アンダーロード耐力を、圧縮強度と定義した。
－ＨＡＺ靱性の測定－
　ラインパイプの外周面から深さ２ｍｍの位置より、Ｖノッチ付きシャルピー試験片を採取した。この試験片のＶノッチは、シャルピー衝撃試験後の破面がＨＡＺとＷＭとを面積比で５０％ずつ含むようにして設けた。
　得られたＶノッチ付きシャルピー試験片を用い、－２０℃の温度条件下で、ＪＩＳ　Ｚ２２４２（２００５）に準拠してシャルピー衝撃試験を行い、シャルピー吸収エネルギー（Ｊ）をＨＡＺ靱性（Ｊ）とした。
－ＷＭ靱性の測定－
　ラインパイプの外周面から深さ２ｍｍの位置より、Ｖノッチ付きシャルピー試験片を採取した。この試験片のＶノッチは、Ｖノッチの中心がＷＭの中心となるようにして設けた。
　得られたＶノッチ付きシャルピー試験片を用い、－２０℃の温度条件下で、ＪＩＳ　Ｚ２２４２（２００５）に準拠してシャルピー衝撃試験を行い、シャルピー吸収エネルギー（Ｊ）をＷＭ靱性（Ｊ）とした。
＜ラインパイプ２の作製及び評価＞
　本発明例１０の鋼板において、板厚のみを４５ｍｍに変更した鋼板を準備した。
　準備した厚み４５ｍｍの鋼板をＪＣＯＥ成形法によって造管し、表４に示す外径及び肉厚のラインパイプ２を得た。
　ラインパイプ２について、ラインパイプ１と同様の測定を行った。結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４に示すように、本発明例の鋼板を用いて作製されたラインパイプ１及び２も、本発明例の鋼板と同様に、圧縮強度、ＤＷＴＴ特性、及び耐ＨＩＣ性に優れていた。
　更に、ラインパイプ１及び２では、ＨＡＺ靱性及びＷＭ靱性についても、良好な結果が得られた。
　日本出願２０１３－１５５０６３及び日本出願２０１３－１５５０６４の開示はその全体が参照により本明細書に取り込まれる。
　本明細書に記載された全ての文献、特許出願、および技術規格は、個々の文献、特許出願、および技術規格が参照により取り込まれることが具体的かつ個々に記された場合と同程度に、本明細書中に参照により取り込まれる。

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０４０～０．０８０％、
    Ｓｉ：０．０５～０．４０％、
    Ｍｎ：１．６０～２．００％、
    Ｐ：０．０２０％以下、
    Ｓ：０．００２５％以下、
    Ｍｏ：０．０５～０．２０％、
    Ｃａ：０．００１１～０．００５０％、
    Ａｌ：０．０６０％以下、
    Ｎｂ：０．０１０～０．０３０％、
    Ｔｉ：０．００８～０．０２０％、
    Ｎ：０．００１５～０．００６０％、及び
    Ｏ：０．００４０％以下を含有し、
    Ｓに対するＣａの含有量比〔Ｃａ／Ｓ〕が０．９０～２．７０であり、
    Ｎに対するＴｉの含有量比〔Ｔｉ／Ｎ〕が２．２０以上であり、
    残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
    　下記式（１）によって定義されるＣｅｑが０．３８０～０．４８０であり、
    　板厚１／４位置におけるフェライト分率（Ｆ１）が２０～６０％であって残部がベイナイトからなる組織であり、
    　板厚１／２位置におけるフェライト分率（Ｆ２）が５～６０％であって残部がベイナイトからなる組織であるか又はベイナイト及びマルテンサイトからなる組織であり、
    　前記フェライト分率（Ｆ１）と前記フェライト分率（Ｆ２）との比（Ｆ１／Ｆ２）が１．００～５．００であり、
    　板厚１／４位置におけるフェライトの平均粒径が２．０～１５．０μｍであり、板厚１／２位置におけるフェライトの平均粒径が５．０～２０．０μｍであり、
    　板厚１／２位置の硬さが４００Ｈｖ以下であって板厚１／２位置におけるＭｎＳの長さが１．００ｍｍ以下であり、
    　板厚が２５ｍｍ以上であるラインパイプ用鋼板。
    　Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５・・・（１）
    〔式（１）において、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶは、それぞれ、各元素の含有量（質量％）を表す。〕
  2. 　Ａｌの含有量が、質量％で０．００８％以下である請求項１に記載のラインパイプ用鋼板。
  3. 　質量％で、
    Ｎｉ：０．５０％以下、
    Ｃｒ：０．５０％以下、
    Ｃｕ：０．５０％以下、
    Ｍｇ：０．００５０％以下、
    ＲＥＭ：０．００５０％以下、及び
    Ｖ：０．１００％以下のうちの１種または２種以上を含有する請求項１又は請求項２に記載のラインパイプ用鋼板。
  4. 　請求項１～請求項３のいずれか１項に記載のラインパイプ用鋼板を用いて製造されたラインパイプ。
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Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2018012853A (ja) * 2016-07-19 2018-01-25 新日鐵住金株式会社 厚鋼板とその製造方法
JP2018127677A (ja) * 2017-02-08 2018-08-16 新日鐵住金株式会社 タンク用鋼材及びその製造方法
EP3395998A4 (en) * 2015-12-21 2018-10-31 Posco Thick steel plate having excellent low-temperature toughness and hydrogen-induced cracking resistance, and method for manufacturing same
JP2020510749A (ja) * 2016-12-23 2020-04-09 ポスコＰｏｓｃｏ 低温での破壊開始及び伝播抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法
JP2020059887A (ja) * 2018-10-10 2020-04-16 日本製鉄株式会社 油井用電縫鋼管およびその製造方法
JP2020111771A (ja) * 2019-01-09 2020-07-27 日本製鉄株式会社 ラインパイプ用鋼板
WO2024117084A1 (ja) * 2022-11-29 2024-06-06 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板及びその製造方法並びに鋼管
WO2024117083A1 (ja) * 2022-11-29 2024-06-06 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板及びその製造方法並びに鋼管
WO2024117082A1 (ja) * 2022-11-29 2024-06-06 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板及びその製造方法並びに鋼管

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6869151B2 (ja) * 2016-11-16 2021-05-12 株式会社神戸製鋼所 鋼板およびラインパイプ用鋼管並びにその製造方法
RU2648426C1 (ru) * 2017-08-24 2018-03-26 Акционерное общество "Научно-производственное объединение "Центральный научно-исследовательский институт технологии машиностроения", АО "НПО "ЦНИИТМАШ" Хладостойкая сталь
EP3686303B1 (en) * 2017-09-19 2021-12-29 Nippon Steel Corporation Steel pipe and steel plate
RU2735605C1 (ru) * 2017-09-28 2020-11-05 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Высокопрочная толстолистовая сталь для магистральных труб, стойких к воздействию высокосернистого нефтяного газа, и способ ее изготовления, и высокопрочная стальная труба, использующая высокопрочную толстолистовую сталь для магистральных труб, стойких к воздействию высокосернистого нефтяного газа
CN113453812B (zh) * 2019-02-13 2023-06-16 日本制铁株式会社 燃料喷射管用钢管及使用其的燃料喷射管
CN113025892B (zh) * 2021-02-07 2022-04-19 首钢集团有限公司 一种可用于柔性生产的相强化钢及其柔性生产方法

Citations (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61165207A (ja) 1985-01-14 1986-07-25 Nippon Steel Corp 耐サワ−特性の優れた非調質鋼板の製造方法
JPS62112722A (ja) 1985-11-13 1987-05-23 Nippon Steel Corp 耐水素誘起割れ性及び耐硫化物応力腐食割れ性の優れた鋼板の製造方法
JPS6338520A (ja) * 1986-08-01 1988-02-19 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板の製造方法
JPH1180833A (ja) * 1997-09-05 1999-03-26 Nkk Corp 耐ｈｉｃ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法
JP2008101242A (ja) * 2006-10-19 2008-05-01 Jfe Steel Kk 耐ｈｉｃ特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法
WO2009072753A1 (en) * 2007-12-04 2009-06-11 Posco High-strength steel sheet with excellent low temperature toughness and manufacturing method thereof
JP2010189722A (ja) 2009-02-18 2010-09-02 Nippon Steel Corp 靭性に優れた厚肉耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法
WO2011030768A1 (ja) * 2009-09-09 2011-03-17 新日本製鐵株式会社 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管
JP2011132599A (ja) * 2009-11-25 2011-07-07 Jfe Steel Corp 高圧縮強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
JP2011132600A (ja) 2009-11-25 2011-07-07 Jfe Steel Corp 高圧縮強度耐サワーラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
JP2012241272A (ja) * 2011-05-24 2012-12-10 Jfe Steel Corp 耐圧潰性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度ラインパイプ及びその製造方法
JP2013155063A (ja) 2012-01-27 2013-08-15 Nippon Electric Glass Co Ltd 結晶化ガラスの製造方法
JP2013155064A (ja) 2012-01-27 2013-08-15 Tdk Corp 誘電体磁器組成物および電子部品

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3968011B2 (ja) * 2002-05-27 2007-08-29 新日本製鐵株式会社 低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼とその製造方法および高強度鋼管の製造方法
JP4972451B2 (ja) * 2007-04-20 2012-07-11 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部および母材の低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板並びにその製造方法
RU2481415C2 (ru) * 2007-11-07 2013-05-10 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Стальной лист и стальная труба для трубопроводов
JP4490472B2 (ja) * 2007-11-12 2010-06-23 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部および母材の低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板並びにその製造方法
JP2009228099A (ja) * 2008-03-25 2009-10-08 Sumitomo Metal Ind Ltd ラインパイプ用ｕｏｅ鋼管及びその製造方法
WO2010052927A1 (ja) * 2008-11-06 2010-05-14 新日本製鐵株式会社 超高強度ラインパイプ用鋼板および鋼管の製造方法
CN102471843A (zh) * 2009-09-02 2012-05-23 新日本制铁株式会社 低温韧性优良的高强度管线管用钢板及高强度管线管用钢管
WO2011052095A1 (ja) * 2009-10-28 2011-05-05 新日本製鐵株式会社 強度、延性の良好なラインパイプ用鋼板およびその製造方法
CN101942978B (zh) * 2010-08-12 2012-01-11 中国石油天然气集团公司 一种高强度高塑韧性连续膨胀管的制备方法
EP2749668B1 (en) * 2011-09-27 2016-07-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot coil for line pipe and manufacturing method therefor

Patent Citations (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61165207A (ja) 1985-01-14 1986-07-25 Nippon Steel Corp 耐サワ−特性の優れた非調質鋼板の製造方法
JPS62112722A (ja) 1985-11-13 1987-05-23 Nippon Steel Corp 耐水素誘起割れ性及び耐硫化物応力腐食割れ性の優れた鋼板の製造方法
JPS6338520A (ja) * 1986-08-01 1988-02-19 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板の製造方法
JPH1180833A (ja) * 1997-09-05 1999-03-26 Nkk Corp 耐ｈｉｃ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法
JP2008101242A (ja) * 2006-10-19 2008-05-01 Jfe Steel Kk 耐ｈｉｃ特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法
WO2009072753A1 (en) * 2007-12-04 2009-06-11 Posco High-strength steel sheet with excellent low temperature toughness and manufacturing method thereof
JP2010189722A (ja) 2009-02-18 2010-09-02 Nippon Steel Corp 靭性に優れた厚肉耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法
WO2011030768A1 (ja) * 2009-09-09 2011-03-17 新日本製鐵株式会社 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管
JP2011132599A (ja) * 2009-11-25 2011-07-07 Jfe Steel Corp 高圧縮強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
JP2011132600A (ja) 2009-11-25 2011-07-07 Jfe Steel Corp 高圧縮強度耐サワーラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
JP2012241272A (ja) * 2011-05-24 2012-12-10 Jfe Steel Corp 耐圧潰性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度ラインパイプ及びその製造方法
JP2013155063A (ja) 2012-01-27 2013-08-15 Nippon Electric Glass Co Ltd 結晶化ガラスの製造方法
JP2013155064A (ja) 2012-01-27 2013-08-15 Tdk Corp 誘電体磁器組成物および電子部品

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
JIS Z2242, 2005

Cited By (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10801092B2 (en) 2015-12-21 2020-10-13 Posco Thick steel plate having excellent low-temperature toughness and hydrogen-induced cracking resistance, and method for manufacturing same
EP3395998A4 (en) * 2015-12-21 2018-10-31 Posco Thick steel plate having excellent low-temperature toughness and hydrogen-induced cracking resistance, and method for manufacturing same
JP2018012853A (ja) * 2016-07-19 2018-01-25 新日鐵住金株式会社 厚鋼板とその製造方法
JP2020510749A (ja) * 2016-12-23 2020-04-09 ポスコＰｏｓｃｏ 低温での破壊開始及び伝播抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法
US11453933B2 (en) 2016-12-23 2022-09-27 Posco High-strength steel material having enhanced resistance to crack initiation and propagation at low temperature and method for manufacturing the same
JP2018127677A (ja) * 2017-02-08 2018-08-16 新日鐵住金株式会社 タンク用鋼材及びその製造方法
JP2020059887A (ja) * 2018-10-10 2020-04-16 日本製鉄株式会社 油井用電縫鋼管およびその製造方法
JP7216902B2 (ja) 2018-10-10 2023-02-02 日本製鉄株式会社 油井用電縫鋼管およびその製造方法
JP2020111771A (ja) * 2019-01-09 2020-07-27 日本製鉄株式会社 ラインパイプ用鋼板
JP7163777B2 (ja) 2019-01-09 2022-11-01 日本製鉄株式会社 ラインパイプ用鋼板
WO2024117084A1 (ja) * 2022-11-29 2024-06-06 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板及びその製造方法並びに鋼管
WO2024117085A1 (ja) * 2022-11-29 2024-06-06 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板及びその製造方法並びに鋼管
WO2024117083A1 (ja) * 2022-11-29 2024-06-06 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板及びその製造方法並びに鋼管
WO2024117082A1 (ja) * 2022-11-29 2024-06-06 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板及びその製造方法並びに鋼管

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