JP2017078221A - 鋼板及び接合体 - Google Patents

Abstract

【課題】耐ＨＩＣ性に優れる鋼板の提供を主な目的とする。【解決手段】本発明の鋼板は、Ｃ：０．００８質量％以上０．０８質量％以下、Ｓｉ：０．０２質量％以上０．５０質量％以下、Ｍｎ：０．６質量％以上２．０質量％以下、Ｐ：０質量％超０．０１４質量％以下、Ｓ：０質量％超０．００４質量％以下、Ａｌ：０．０１０質量％以上０．０５０質量％以下、Ｎｂ：０．００２質量％以上０．０３５質量％以下、ＲＥＭ：０．０００２質量％以上０．００７０質量％以下、Ｚｒ：０．０００３質量％以上０．０１質量％以下、Ｃａ：０．０００３質量％以上０．００４質量％以下、Ｔｉ：０．００２質量％以上０．０１２質量％以下、Ｎ：０質量％超０．００６５質量％以下、Ｏ：０質量％超０．００４質量％以下、及び残部である組成を有し、円相当径６０ｎｍ以上のＴｉＮ含有析出物の断面密度が１．０×１０５個／ｍｍ２以上である。【選択図】なし

Description

本発明は、鋼板及び接合体に関する。

近年、世界的なエネルギー需要の増加に伴い、再生可能エネルギーを含めた様々なエネルギーの開発及び実用化が進められている。一方で、エネルギー資源の大部分は依然として石油、天然ガス、石炭等の化石燃料によって占められているため、エネルギー確保の上では、化石燃料を安全かつ効率良く生産、輸送及び貯蔵することが重要である。ここで、化石燃料の生産及び輸送に際しては、一度事故を起こした場合は被害が甚大となり易いため、高機能で安全性の高いエネルギー用鋼材を用いた設備が必要不可欠となる。

このエネルギー用鋼材の一つとして、石油及び天然ガスの輸送に用いられるラインパイプの材料となるラインパイプ用鋼板がある。このラインパイプ用鋼板には、強度、靭性等の一般的な構造材に要求される特性のみならず、ラインパイプ内を通過する石油、天然ガス等に対する耐性が求められる。特に、近年の油井やガス井では、産出される石油、天然ガス等の品質が低下し、Ｈ_２Ｓの混入量が増加している傾向にある。そのため、ラインパイプ用鋼板には、水素誘起割れ（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｃｒａｃｋｉｎｇ：ＨＩＣ）を抑制できる耐ＨＩＣ性と、硫化物応力腐食割れ（Ｓｕｌｆｉｄｅ Ｓｔｒｅｓｓ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｃｒａｃｋｉｎｇ：ＳＳＣＣ）を抑制できる耐ＳＳＣＣ性とに代表される耐サワー性の向上が要求されている。

特に、ラインパイプの中でも、ラインパイプ用鋼板をパイプ形状に加工する際の継目溶接、すなわちシーム溶接と、パイプ同士を接合する際の周溶接とが行われたＴクロス溶接部は、急熱及び急冷という複雑な熱履歴を２回受ける。そのため、Ｔクロス溶接部は、その溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）の硬度が過度に高くなることでＳＳＣＣを生じ易い。従って、ラインパイプ用鋼板は、ＳＳＣＣが特に生じ易いＴクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性の向上が重要となる。

また、ラインパイプ用鋼板には、輸送時や施工時のコスト低減の観点から、薄肉化も要求されている。ラインパイプ用鋼板の薄肉化のためには強度向上の必要があるが、ラインパイプ用鋼板の耐ＨＩＣ性は強度向上に伴って低下する傾向にある。そのため、ラインパイプ用鋼板の薄肉化のためには、強度向上と共に、耐ＨＩＣ性のさらなる向上も必要となる。

鋼板の耐ＨＩＣ性又はＴクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性を向上することを目的として、板厚方向に均一微細なベイナイト組織を有するようにした耐サワー特性の優れた鋼板の製造方法が提案されている（特開昭６１−１６５２０７号公報参照）。この鋼板の製造方法は、まず特定組成の鋼を１０００℃〜１２００℃に加熱し、その後の圧延に当たって８５０℃以下、圧下率６０％以上、仕上温度Ａｒ_３変態点以上の条件で圧延を行なう。次いで、このＡｒ_３変態点以上の温度から、冷却速度３０℃／ｓ以上で、３５０℃以上５５０℃未満の範囲まで冷却し、以後放冷することから成る。上記特許文献によれば、耐ＨＩＣ性を低下させるとされるブロック状のベイナイト組織を低減し、かつ均一な上部ベイナイト又はアシキュラーフェライト組織を発達させることで、鋼材の耐ＨＩＣ性を確保しつつ、ＡＰＩ規格のＸ７０級高強度厚鋼板を実現できるとされる。

また、別の従来技術として、耐硫化物応力腐食割れ性に優れた引張強さ５６ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の溶接構造用鋼の製造方法が提案されている（特開平１−９６３２９号公報参照）。この溶接構造用鋼の製造方法は、まず特定組成の鋼片を１１００〜１２５０℃に加熱した後、９５０℃以下でかつ再結晶温度域の温度範囲で、仕上板厚に対して４０％以上の累積圧下率を確保する熱間圧延を行い、Ａｒ_３点以上で圧延を完了する。その後、Ａｒ_３点以上の温度から直接焼入れを施し、続いてＡｒ_１点以下の温度で焼戻しを行うことを特徴とする。上記特許文献によれば、微細Ｎｂ及びＶの炭窒化物による析出強化を利用し、引張り強度５６ｋｇｆ／ｍｍ^２以上の高強度を達成できるとされる。

さらに別の従来技術として、厚さ２５〜３５ｍｍの鋼板からなる母材を管状に成形後そのシーム部を内外面１層盛り溶接してなる耐サワー特性に優れた高靭性厚肉溶接鋼管が提案されている（特開２００５−１８６１６２号公報参照）。この溶接鋼管は、前記母材が特定の組成からなり、シーム溶接金属が特定の組成からなることを特徴とする。上記特許文献には、Ｔクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性低下の原因となる硬度上昇を抑制する成分系が記載されている。

さらに別の従来技術として、溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板が提案されている（特開２０１１−２１２６３号公報参照）。上記鋼板は、特定の組成を有し、更に、円相当径０．０５μｍ未満のＴｉ含有窒化物が５．０×１０^６個／ｍｍ^２以上、円相当径０．０５〜１．０μｍのＴｉ含有窒化物が１．０×１０^５個／ｍｍ^２以上、円相当径１．０μｍ超のＴｉ含有窒化物が５個／ｍｍ^２以下であることを特徴とする。上記特許文献によれば、Ｔｉ含有窒化物を活用した組織制御により、溶接熱影響部の靭性に優れるとされる。

しかしながら、これら特許文献には、耐ＨＩＣ性及びＴクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性を高いレベルで満足する鋼板については記載されていない。

特開昭６１−１６５２０７号公報 特開平１−９６３２９号公報 特開２００５−１８６１６２号公報 特開２０１１−２１２６３号公報

本発明は、上述のような事情に基づいてなされたものであり、その主な目的は、耐ＨＩＣ性に優れる鋼板を提供することにある。また、本発明の他の目的は、Ｔクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性に優れる鋼板を提供することにある。

本発明者らは、ラインパイプの溶接部、特にＴクロス溶接部のＨＡＺにおいて、溶融部と未溶融鋼材との境界の部分、すなわちボンド部からの距離の増加に伴って硬度が急激に低下している場合、耐ＳＳＣＣ性が低下することを明らかにした。これは、急激な硬度変化により、極端な応力集中が生じ易くなるためであると考えられる。ここで、上述した溶接部のＨＡＺにおける急激な硬度変化の原因は、ボンド部の近傍部位では硬質マルテンサイトが生成し易く、一方でボンド部からやや離れた部位では軟質フェライトが生成し易いためである。そこで、本発明者らは、上述した溶接部のＨＡＺにおける硬度変化を低減するため、ボンド部の近傍部位における硬質マルテンサイト生成の抑制、及びボンド部からやや離れた部位における軟質フェライト生成の抑制の２つの観点から検討し、次の結果を得た。つまり、ボンド部の近傍部位の硬質マルテンサイト相は、溶接時の逆変態でオーステナイト粒が粗大化する部位、いわゆる粗粒ＨＡＺで生成するものであり、ＴｉＮ含有析出物の分散によるオーステナイト粒ピン止め効果を発現させることでその生成量を低減できる。一方、ボンド部からやや離れた部位の軟質フェライトは、溶接時の逆変態で生じるオーステナイト粒が小さい部位、いわゆる細粒ＨＡＺで生成するものであり、ボンド部からやや離れた部位においてオーステナイト粒ピン止め効果を有するＴｉＮ含有析出物を意図的に低減し、ボンド部からやや離れた部位の旧オーステナイト粒をある程度粗大化させることで生成を抑制できる。

すなわち、上記課題を解決するためになされた発明は、Ｃ：０．００８質量％以上０．０８質量％以下、Ｓｉ：０．０２質量％以上０．５０質量％以下、Ｍｎ：０．６質量％以上２．０質量％以下、Ｐ：０質量％超０．０１４質量％以下、Ｓ：０質量％超０．００４質量％以下、Ａｌ：０．０１０質量％以上０．０５０質量％以下、Ｎｂ：０．００２質量％以上０．０３５質量％以下、希土類金属：０．０００２質量％以上０．００７０質量％以下、Ｚｒ：０．０００３質量％以上０．０１質量％以下、Ｃａ：０．０００３質量％以上０．００４質量％以下、Ｔｉ：０．００２質量％以上０．０１２質量％以下、Ｎ：０質量％超０．００６５質量％以下、Ｏ：０質量％超０．００４質量％以下、並びに残部：Ｆｅ及び不可避的不純物である組成を有し、円相当径２０ｎｍ超６０ｎｍ未満のＴｉＮ含有析出物の断面密度が３．０×１０^５個／ｍｍ^２以上８．５×１０^５個／ｍｍ^２以下、かつ円相当径６０ｎｍ以上のＴｉＮ含有析出物の断面密度が１．０×１０^５個／ｍｍ^２以上である鋼板である。

当該鋼板は、円相当径２０ｎｍ超６０ｎｍ未満の比較的小さいＴｉＮ含有析出物と、円相当径６０ｎｍ以上の比較的大きいＴｉＮ含有析出物との断面密度がそれぞれ特定範囲である。ここで、溶接時にＨＡＺにおけるボンド部の近傍部位は、溶接時に比較的高温となるため、比較的小さいＴｉＮ含有析出物は大部分が溶融して消失し、一方で比較的大きいＴｉＮ含有析出物は溶け残り易い。そのため、上記ボンド部の近傍部位では、溶け残った比較的大きいＴｉＮ含有析出物と、一部の比較的小さいＴｉＮ含有析出物とがオーステナイト粒ピン止め効果を発揮する。これに対し、ボンド部からやや離れた部位は、溶接時に上記ボンド部の近傍部位ほど高温にならないため、比較的小さいＴｉＮ含有析出物も大部分が溶け残る。そして、当該鋼板は、比較的小さいＴｉＮ含有析出物の方が比較的大きいＴｉＮ含有析出物よりも断面密度が大きいため、ボンド部からやや離れた部位では、比較的小さいＴｉＮ含有析出物がオーステナイト粒ピン止め効果の主体となる。

当該鋼板は、比較的小さいＴｉＮ含有析出物が、溶接時にＨＡＺにおけるボンド部の近傍部位においてオーステナイト粒ピン止め効果を発揮し、ボンド部の近傍部位での硬質マルテンサイトの生成を抑制できる。一方、当該鋼板は、比較的小さいＴｉＮ含有析出物の断面密度を上記上限以下とし、過剰に分散させないことで、ボンド部からやや離れた部位におけるオーステナイト粒ピン止め効果を限定し、軟質フェライトの生成を抑制できる。また、当該鋼板は、比較的大きいＴｉＮ含有析出物が、溶接時にＨＡＺにおけるボンド部の近傍部位においてオーステナイト粒ピン止め効果を発揮し、硬質マルテンサイト相の生成をさらに抑制できる。このように、当該鋼板は、比較的小さいＴｉＮ含有析出物と、比較的大きいＴｉＮ含有析出物との断面密度をそれぞれ上記下限以上とすることで、上記ボンド部の近傍部位では比較的小さいＴｉＮ含有析出物及び比較的大きいＴｉＮ含有析出物によるオーステナイト粒ピン止め効果を利用し、硬質マルテンサイトの生成を抑制できる。一方、当該鋼板は、比較的小さいＴｉＮ含有析出物の断面密度を上記上限以下とすることで、ＨＡＺにおけるボンド部からやや離れた部位では、オーステナイト粒ピン止め効果を限定的なものとし、軟質フェライトの生成を十分に抑制できる。これらにより、当該鋼板は、ＨＡＺにおけるボンド部の近傍部位での硬質マルテンサイト生成とボンド部からやや離れた部位での軟質フェライト生成とを抑制でき、その結果、Ｔクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性を向上できる。また、当該鋼板は、上記組成を有することで、耐ＨＩＣ性を向上でき、またＴクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性をより向上できる。

当該鋼板は、全質量に対するＣ及びＮｂの含有量［質量％］をそれぞれ［Ｃ］及び［Ｎｂ］とした場合に下記式（１）を満足するとよい。
［Ｃ］×［Ｎｂ］×１０^５≦２００ ・・・（１）

当該鋼板が上記式（１）を満たすことで、溶接時にＨＡＺにおけるボンド部からやや離れた部位においてオーステナイト粒ピン止め効果を発揮するＮｂＣ含有析出物を低減できる。その結果、ボンド部からやや離れた部位での軟質フェライトの生成を抑制でき、ひいてはＴクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性をより向上できる。

当該鋼板は、Ｎｉ：０．０１質量％以上１．５０質量％以下、Ｃｕ：０．０１質量％以上１．５０質量％以下、Ｃｒ：０．０１質量％以上１．５０質量％以下、Ｍｏ：０．０１質量％以上１．５０質量％以下、Ｖ：０．００３質量％以上０．０８質量％以下、Ｂ：０．０００２質量％以上０．００２５質量％以下、及びＭｇ：０質量％超０．００５質量％以下のうち少なくとも１種をさらに含有するとよい。Ｃｒは、強度向上に有用な元素であり、またＴクロス溶接部の軟質フェライトの生成を抑制することで耐ＳＳＣＣ性をより向上する。さらに、Ｍｇは、Ｓと共にＭｇＳを形成して微細分散することで当該鋼板の耐ＳＳＣＣ性をより向上する。さらに、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖ及びＢは、当該鋼板の強度向上に有用な元素である。そのため、当該鋼板がＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ及びＭｇのうち少なくとも１種をさらに特定量含有することで、Ｔクロス溶接部の耐ＳＳＣＣ性のさらなる向上や、強度向上等の所望の特性を付与できる。

上記課題を解決するためになされた別の発明は、上述の第１鋼板と、この第１鋼板の端部間又はこの第１鋼板と他の第２鋼板とを接合する溶接金属とを備える接合体である。

当該接合体は、第１鋼板の端部間又は第１鋼板と他の第２鋼板とが溶接金属で接合された接合体、すなわち第１鋼板の端部間又は第１鋼板と他の第２鋼板とを溶接によって接合した接合体である。上述の通り、当該鋼板である第１鋼板は耐ＨＩＣ性に優れるため、当該接合体は耐ＨＩＣ性に優れる。また、第１鋼板は、溶接時にＨＡＺにおけるボンド部の近傍部位での硬質マルテンサイト生成とボンド部からやや離れた部位での軟質フェライト生成とを抑制できる。そのため、第１鋼板の端部間又は第１鋼板と他の第２鋼板とを溶接によって接合した当該接合体は、溶接部の耐ＳＳＣＣ性、特にＴクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性に優れる。

第１鋼板の熱影響部でのＴｉＮ含有析出物の断面密度が、ボンド部から離れる方向に漸次的に増加しているとよい。このＴｉＮ含有析出物の断面密度の変化は、当該鋼板を適切な温度条件で溶接した場合に、熱影響部でボンド部に近い部位ほど高温となり、ＴｉＮ含有析出物の溶融及び消失が適度に促進されることで生じる。そのため、当該接合体は、第１鋼板の熱影響部でのＴｉＮ含有析出物の断面密度がボンド部から離れる方向に漸次的に増加していること、すなわち当該鋼板を適切な温度条件で溶接したものであることで、溶接部の耐ＳＳＣＣ性、特にＴクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性をより確実に向上できる。

上記第１鋼板におけるＮｉの含有量と、上記溶接金属におけるＮｉの含有量との差の絶対値としては、０．４０質量％以下が好ましい。ここで、接合体では、互いに成分の異なる溶接金属及び鋼板が接触するため、ボンド部近傍で溶接金属又は鋼板が異種金属接触効果によって通常の腐食速度以上の速度で腐食する局部腐食が生じるおそれがある。本発明者らは、この局部腐食を抑制するためには溶接金属及び鋼板の腐食電位差を小さくすることが有効であり、特にＮｉの濃度差を一定以下とすることで良好な局部腐食抑制効果が得られることを見出した。そのため、上記第１鋼板におけるＮｉの含有量と、上記溶接金属におけるＮｉの含有量との差の絶対値を上記上限以下とすることで、ボンド部近傍での局部腐食を抑制できる。

本願において開示される発明のうち、代表的なものによって得られる効果を簡単に説明すれば以下のとおりである。すなわち、本発明の一実施の形態によれば、優れた耐ＨＩＣ性を有する鋼板及び接合体を提供することができる。また、本発明の一実施の形態によれば、上記鋼板及び接合体のＴクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性を向上することもできる。

以下、本発明に係る鋼板及び接合体の実施形態について説明する。

＜鋼板＞
当該鋼板は、Ｃ（炭素）：０．００８質量％以上０．０８質量％以下、Ｓｉ（ケイ素）：０．０２質量％以上０．５０質量％以下、Ｍｎ（マンガン）：０．６質量％以上２．０質量％以下、Ｐ（リン）：０質量％超０．０１４質量％以下、Ｓ（硫黄）：０質量％超０．００４質量％以下、Ａｌ（アルミニウム）：０．０１０質量％以上０．０５０質量％以下、Ｎｂ（ニオブ）：０．００２質量％以上０．０３５質量％以下、希土類金属：０．０００２質量％以上０．００７０質量％以下、Ｚｒ（ジルコニウム）：０．０００３質量％以上０．０１質量％以下、Ｃａ（カルシウム）：０．０００３質量％以上０．００４質量％以下、Ｔｉ（チタン）：０．００２質量％以上０．０１２質量％以下、Ｎ（窒素）：０質量％超０．００６５質量％以下、Ｏ（酸素）：０質量％超０．００４質量％以下、並びに残部：Ｆｅ（鉄）及び不可避的不純物である組成を有する。また、当該鋼板は、円相当径２０ｎｍ超６０ｎｍ未満のＴｉＮ含有析出物の断面密度が３．０×１０^５個／ｍｍ^２以上８．５×１０^５個／ｍｍ^２以下、かつ円相当径６０ｎｍ以上のＴｉＮ含有析出物の断面密度が１．０×１０^５個／ｍｍ^２以上である。

当該鋼板の平均厚さの下限としては、特に限定されないが、例えば６ｍｍであり、８ｍｍが好ましく、１２ｍｍがより好ましい。一方、当該鋼板の平均厚さの上限としては、特に限定されないが、例えば６０ｍｍであり、５０ｍｍが好ましく、４０ｍｍがより好ましい。当該鋼板の平均厚さが上記下限より小さい場合、ラインパイプ等に加工した際の強度が不十分となるおそれがある。逆に、当該鋼板の平均厚さが上記上限を超える場合、ラインパイプ等への加工が困難となるおそれがある。

［Ｃ（炭素）］
以下、当該鋼板の各成分について説明する。Ｃは、当該鋼板の強度確保のために必要な元素である。Ｃの含有量の下限としては、０．００８質量％であり、０．０２質量％が好ましく、０．０３質量％がより好ましい。一方、Ｃの含有量の上限としては、０．０８質量％であり、０．０７質量％が好ましく、０．０６質量％がより好ましい。Ｃの含有量が上記下限より小さい場合、当該鋼板の強度が不十分となるおそれがある。逆に、Ｃの含有量が上記上限を超える場合、当該鋼板に島状マルテンサイトが生じ、これがＨＩＣの起点となることで耐ＨＩＣ性が低下するおそれがある。また、溶接時にＨＡＺにおけるボンド部の近傍部位でマルテンサイトの硬度が上昇し、Ｔクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性が低下するおそれがある。

［Ｓｉ（ケイ素）］
Ｓｉは、当該鋼板の脱酸に必要な元素である。Ｓｉの含有量の下限としては、０．０２質量％であり、０．０４質量％が好ましく、０．０６質量％がより好ましい。一方、Ｓｉの含有量の上限としては、０．５０質量％であり、０．４５質量％が好ましく、０．３５質量％がより好ましい。Ｓｉの含有量が上記下限より小さい場合、当該鋼板の脱酸が不十分となるおそれがある。逆に、Ｓｉの含有量が上記上限を超える場合、当該鋼板にＨＩＣの起点となる島状マルテンサイトが生成され、耐ＨＩＣ性が低下するおそれがある。

［Ｍｎ（マンガン）］
Ｍｎは、当該鋼板の強度確保のために必要な元素である。Ｍｎの含有量の下限としては、０．６質量％であり、０．８質量％が好ましく、１．０質量％がより好ましい。一方、Ｍｎの含有量の上限としては、２．０質量％であり、１．９質量％が好ましく、１．８質量％がより好ましい。Ｍｎの含有量が上記下限より小さい場合、当該鋼板の強度が不十分となるおそれがある。逆に、Ｍｎの含有量が上記上限を超える場合、Ｓと共にＭｎＳを形成することで耐ＨＩＣ性が低下するおそれがある。

［Ｐ（リン）］
Ｐは、当該鋼板に不可避的に含まれ、当該鋼板の耐ＨＩＣ性及び耐ＳＳＣＣ性を低下させる元素である。Ｐの含有量は、０質量％超である。Ｐの含有量は小さいほど好ましいが、工業的に０質量％とすることは困難である。一方、Ｐの含有量の上限としては、０．０１４質量％であり、０．０１２質量％が好ましく、０．０１０質量％がさらに好ましい。Ｐの含有量が上記上限を超える場合、当該鋼板の耐ＨＩＣ性及びＴクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性が低下するおそれがある。

［Ｓ（硫黄）］
Ｓは、当該鋼板に不可避的に含まれ、Ｍｎと共にＭｎＳを形成し、当該鋼板の耐ＨＩＣ性を低下させる元素である。Ｓの含有量は、０質量％超である。Ｓの含有量は小さいほど好ましいが、工業的に０質量％とすることは困難である。一方、Ｓの含有量の上限としては、０．００４質量％であり、０．００３質量％が好ましく、０．００２５質量％がより好ましく、０．００２質量％がさらに好ましい。Ｓの含有量が上記上限を超える場合、当該鋼板の耐ＨＩＣ性が低下するおそれがある。

［Ａｌ（アルミニウム）］
Ａｌは、当該鋼板の脱酸に必要な元素である。Ａｌの含有量の下限としては、０．０１０質量％であり、０．０２０質量％が好ましく、０．０２５質量％がより好ましい。一方、Ａｌの含有量の上限としては、０．０５０質量％であり、０．０４５質量％が好ましく、０．０４０質量％がさらに好ましい。Ａｌの含有量が上記下限より小さい場合、当該鋼板にＴｉ酸化物が形成され易くなり、その結果、ＴｉＮ含有析出物の円相当径及び断面密度を所定範囲に調整することが困難となるおそれがある。逆に、Ａｌの含有量が上記上限を超える場合、当該鋼板にＨＩＣの起点となるクラスター状のＡｌ酸化物が形成されるおそれがある。

［Ｎｂ（ニオブ）］
Ｎｂは、当該鋼板の強度確保に必要な元素である。Ｎｂの含有量の下限としては、０．００２質量％であり、０．００５質量％が好ましく、０．０１０質量％がより好ましい。一方、Ｎｂの含有量の上限としては、０．０３５質量％であり、０．０３３質量％が好ましく、０．０３０質量％がより好ましい。Ｎｂの含有量が上記下限より小さい場合、当該鋼板の強度が不十分となるおそれがある。逆に、Ｎｂの含有量が上記上限を超える場合、当該鋼板の溶接時にＨＡＺにおけるボンド部の近傍部分で硬質マルテンサイトが生成され易くなり、Ｔクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性が低下するおそれがある。

［希土類金属］
希土類金属は、当該鋼板の脱酸に必要な元素である。希土類金属の含有量の下限としては、０．０００２質量％であり、０．０００５質量％が好ましく、０．００１０質量％がより好ましい。一方、希土類金属の含有量の上限としては、０．００７０質量％であり、０．００６０質量％が好ましく、０．００５５質量％がより好ましく、０．００５０質量％がさらに好ましい。希土類金属の含有量が上記下限より小さい場合、当該鋼板の脱酸が不十分となることでＴｉ酸化物が形成され易くなり、その結果、ＴｉＮ含有析出物の円相当径及び断面密度を所定範囲に調整することが困難となるおそれがある。逆に、希土類金属の含有量が上記上限を超える場合、固溶した希土類金属が粒界に偏析することで粒界強度が低下し、当該鋼板のＴクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性が低下するおそれがある。ここで「希土類金属」とは、原子番号５７のＬａ（ランタン）から原子番号７１のＬｕ（ルテチウム）までの１５のランタノイド元素と、Ｓｃ（スカンジウム）及びＹ（イットリウム）とを意味する。

［Ｚｒ（ジルコニウム）］
Ｚｒは当該鋼板の脱酸に必要な元素である。Ｚｒの含有量の下限としては、０．０００３質量％であり、０．０００５質量％が好ましく、０．００１０質量％がより好ましい。一方、Ｚｒの含有量の上限としては、０．０１質量％であり、０．００７質量％が好ましく、０．００５質量％がより好ましい。Ｚｒの含有量が上記下限より小さい場合、当該鋼板の脱酸が不十分となることでＴｉ酸化物が形成され易くなり、その結果、ＴｉＮ含有析出物の円相当径及び断面密度を所定範囲に調整することが困難となるおそれがある。逆に、Ｚｒの含有量が上記上限を超える場合、当該鋼板を製造する際に溶鋼工程で固溶Ｚｒが増加し、鋳造工程で上記固溶Ｚｒが酸化物及び硫化物を取り巻くよう晶出することで耐ＨＩＣ性が低下するおそれがある。

［Ｃａ（カルシウム）］
Ｃａは、ＣａＳを形成してＳを固定することでＭｎＳ生成量を低減し、その結果、当該鋼板の耐ＨＩＣ性を向上する元素である。Ｃａの含有量の下限としては、０．０００３質量％であり、０．０００５質量％が好ましく、０．００１０質量％がより好ましい。一方、Ｃａの含有量の上限としては、０．００４質量％であり、０．００３５質量％が好ましく、０．００３２質量％がより好ましい。Ｃａの含有量が上記下限より小さい場合、当該鋼板の耐ＨＩＣ性が低下するおそれがある。逆に、Ｃａの含有量が上記上限を超える場合、過剰に形成されたＣａＳが凝集し、当該鋼板の耐ＨＩＣ性が低下するおそれがある。

［Ｔｉ（チタン）］
Ｔｉは、Ｎと共にＴｉＮ含有析出物として析出し、当該鋼板のＴクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性を向上する元素である。Ｔｉの含有量の下限としては、０．００２質量％であり、０．００４質量％がより好ましく、０．００５質量％がさらに好ましい。一方、Ｔｉの含有量の上限としては、０．０１２質量％であり、０．０１０質量％が好ましく、０．００９質量％がより好ましく、０．００８質量％がさらに好ましい。Ｔｉの含有量が上記下限より小さい場合、ＴｉＮ含有析出物の円相当径及び断面密度を所定範囲に調整することが困難となるおそれがある。逆に、Ｔｉの含有量が上記上限を超える場合、ＴｉＮ含有析出物が過度に安定化し、当該鋼板の溶接時にＨＡＺにおけるボンド部からやや離れた部位でのオーステナイト粒のピン止め効果が過剰となることで軟質フェライトの生成が促進され、その結果、Ｔクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性が低下するおそれがある。

［Ｎ（窒素）］
Ｎは、Ｔｉと共にＴｉＮ含有析出物として析出し、当該鋼板のＴクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性を向上する元素である。Ｎの含有量は、０質量％超である。Ｎの含有量の下限としては、０．００２０質量％が好ましく、０．００２５質量％がより好ましく、０．００３０質量％がさらに好ましい。一方、Ｎの含有量の上限としては、０．００６５質量％であり、０．００６０質量％が好ましく、０．００５５質量％がより好ましい。Ｎの含有量が上記下限より小さい場合、ＴｉＮ含有析出物の円相当径及び断面密度を所定範囲に調整することが困難となるおそれがある。逆に、Ｎの含有量が上記上限を超える場合、当該鋼板の粒界に窒化物が偏析することで粒界強度が低下し、その結果、Ｔクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性が低下するおそれがある。

［Ｏ（酸素）］
Ｏは、当該鋼板に不可避的に含まれ、粗大酸化物等の介在物を形成することにより、この介在物を起点としたＨＩＣ発生を促進する元素である。Ｏの含有量は、０質量％超である。Ｏの含有量の下限としては、０．０００２質量％が好ましく、０．０００８質量％がより好ましい。一方、Ｏの含有量の上限としては、０．００４質量％であり、０．００３質量％が好ましく、０．００２質量％がより好ましい。Ｏの含有量が上記下限より小さい場合、当該鋼板の製造コスト上昇に見合うだけの耐ＨＩＣ性の向上効果が得られないおそれがある。逆に、Ｏの含有量が上記上限を超える場合、上述した粗大酸化物等の介在物を起点としたＨＩＣ発生が促進され、当該鋼板の耐ＨＩＣ性が低下するおそれがある。

当該鋼板は、上述の組成に加え、Ｎｉ（ニッケル）：０．０１質量％以上１．５０質量％以下、Ｃｕ（銅）：０．０１質量％以上１．５０質量％以下、Ｃｒ（クロム）：０．０１質量％以上１．５０質量％以下、Ｍｏ（モリブデン）：０．０１質量％以上１．５０質量％以下、Ｖ（バナジウム）：０．００３質量％以上０．０８質量％以下、Ｂ（ホウ素）：０．０００２質量％以上０．００２５質量％以下、及びＭｇ（マグネシウム）：０質量％超０．００５質量％以下のうち少なくとも１種をさらに含有するとよい。

［Ｎｉ（ニッケル）］
Ｎｉは、当該鋼板の強度向上に寄与する元素である。Ｎｉの含有量の下限としては、０．０１質量％が好ましく、０．０５質量％がより好ましく、０．１０質量％がさらに好ましい。一方、Ｎｉの含有量の上限としては、１．５０質量％が好ましく、１．００質量％がより好ましく、０．５０質量％がさらに好ましい。Ｎｉの含有量が上記下限より小さい場合、当該鋼板の強度が低下するおそれがある。逆に、Ｎｉの含有量が上記上限を超える場合、当該鋼板の溶接時にＨＡＺにおけるボンド部の近傍部位で硬質マルテンサイトが増加し、その結果、Ｔクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性が低下するおそれがある。

［Ｃｕ（銅）］
Ｃｕは、当該鋼板の強度向上に寄与する元素である。Ｃｕの含有量の下限としては、０．０１質量％が好ましく、０．０５質量％がより好ましく、０．１０質量％がさらに好ましい。一方、Ｎｉの含有量の上限としては、１．５０質量％が好ましく、１．００質量％がより好ましく、０．５０質量％がさらに好ましい。Ｃｕの含有量が上記下限より小さい場合、当該鋼板の強度が低下するおそれがある。逆に、Ｃｕの含有量が上記上限を超える場合、当該鋼板の溶接時にＨＡＺにおけるボンド部の近傍部位で硬質マルテンサイトが増加し、その結果、Ｔクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性が低下するおそれがある。

［Ｃｒ（クロム）］
Ｃｒは、当該鋼板の強度向上に寄与する元素である。Ｃｒの含有量の下限としては、０．０１質量％が好ましく、０．０５質量％がより好ましく、０．１０質量％がさらに好ましい。一方、Ｃｒの含有量の上限としては、１．５０質量％が好ましく、１．００質量％がより好ましく、０．５０質量％がさらに好ましい。Ｃｒの含有量が上記下限より小さい場合、当該鋼板の強度が低下するおそれがある。逆に、Ｃｒの含有量が上記上限を超える場合、当該鋼板の溶接時にＨＡＺにおけるボンド部の近傍部位で硬質マルテンサイトが増加し、Ｔクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性が低下するおそれがある。

［Ｍｏ（モリブデン）］
Ｍｏは、当該鋼板の強度向上に寄与する元素である。Ｍｏの含有量の下限としては、０．０１質量％が好ましく、０．０５質量％がより好ましく、０．１０質量％がさらに好ましい。一方、Ｍｏの含有量の上限としては、１．５０質量％が好ましく、１．００質量％がより好ましく、０．５０質量％がさらに好ましい。Ｍｏの含有量が上記下限より小さい場合、当該鋼板の強度が低下するおそれがある。逆に、Ｍｏの含有量が上記上限を超える場合、当該鋼板の溶接時にＨＡＺにおけるボンド部の近傍部位で硬質マルテンサイトが増加し、Ｔクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性が低下するおそれがある。

［Ｖ（バナジウム）］
Ｖは、当該鋼板の強度向上に寄与する元素である。Ｖの含有量の下限としては、０．００３質量％が好ましく、０．００５質量％がより好ましく、０．０１０質量％がさらに好ましい。一方、Ｖの含有量の上限としては、０．０８質量％が好ましく、０．０７質量％がより好ましく、０．０５質量％がさらに好ましい。Ｖの含有量が上記下限より小さい場合、当該鋼板の強度が低下するおそれがある。逆に、Ｖの含有量が上記上限を超える場合、当該鋼板の溶接時にＨＡＺにおけるボンド部の近傍部位で硬質マルテンサイトが増加し、Ｔクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性が低下するおそれがある。

［Ｂ（ホウ素）］
Ｂは、当該鋼板の強度向上に寄与する元素である。Ｂの含有量の下限としては、０．０００２質量％が好ましく、０．０００５質量％がより好ましく、０．００１０質量％がさらに好ましい。一方、Ｂの含有量の上限としては、０．００２５質量％が好ましく、０．０２０質量％がより好ましい。Ｂの含有量が上記下限より小さい場合、当該鋼板の強度が低下するおそれがある。逆に、Ｂの含有量が上記上限を超える場合、当該鋼板の溶接時にＨＡＺにおけるボンド部の近傍部位で硬質マルテンサイトが増加し、Ｔクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性が低下するおそれがある。

［Ｍｇ（マグネシウム）］
Ｍｇは、Ｓと共にＭｇＳを形成し、この硫化物が微細分散することで当該鋼板のＴクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性をより向上する元素である。Ｍｇの含有量は、０質量％超が好ましい。Ｍｇの含有量の下限としては、０．０００５質量％が好ましく、０．００１０質量％がより好ましい。一方、Ｍｇの含有量の上限としては、０．００５質量％が好ましく、０．００４質量％がより好ましく、０．００３質量％がさらに好ましい。Ｍｇの含有量が上記下限より小さい場合、当該鋼板のＴクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性が低下するおそれがある。逆に、Ｍｇの含有量が上記上限を超える場合、当該鋼板の製造コスト上昇に見合うだけのＴクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性の向上効果が得られないおそれがある。

［残部］
当該鋼板は、上述した各元素以外にＦｅ（鉄）及び不可避的不純物を残部として含有する。この不可避的不純物としては、例えばＳｎ（スズ）、Ａｓ（砒素）、Ｐｂ（鉛）等が挙げられる。

当該鋼板は、全質量に対するＣ及びＮｂの含有量［質量％］をそれぞれ［Ｃ］及び［Ｎｂ］とした場合に下記式（１）を満足することが好ましい。当該鋼板は、下記式（１）を満足することでＴクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性がより向上する。当該鋼板が上記構成を満たすことで上記効果を奏する理由は、以下の通りである。すなわち、Ｃ及びＮｂから形成されるＮｂＣ含有析出物は、ＴｉＮ含有析出物よりは弱いものの、当該鋼板の溶接時にボンド部からやや離れた部位においてオーステナイト粒のピン止め効果を発揮し、軟質フェライトの生成を促進する。そのため、当該鋼板が下記式（１）を満足することで、溶接時にＨＡＺにおけるボンド部からやや離れた部位に溶け残るＮｂＣ含有析出物が減少し、軟質フェライトの生成が抑制される。その結果、当該鋼板のＴクロス溶接を行った際の耐ＳＳＣＣ性がより向上する。
［Ｃ］×［Ｎｂ］×１０^５≦２００ ・・・（１）

上記式（１）の左辺の上限としては、上述の通り２００が好ましく、１９５がより好ましく、１９０がさらに好ましく、１８５が特に好ましく、１８０がさらに特に好ましく、１７５が最も好ましい。一方、上記式（１）の左辺の下限としては、特に限定されないが、１が好ましく、１０がより好ましい。上記式（１）の左辺が上記上限を超える場合、当該鋼板の溶接時にＨＡＺにおけるボンド部からやや離れた部位に溶け残るＮｂＣ含有析出物が増加するおそれがある。その結果、このＮｂＣ含有析出物がオーステナイト粒のピン止め効果を発揮して軟質フェライトの生成を促進し、当該鋼板のＴクロス溶接を行った際の耐ＳＳＣＣ性が低下するおそれがある。逆に、上記式（１）の左辺が上記下限より小さい場合、Ｎｂの含有量が不足して強度が不十分となるおそれや、Ｎの含有量が不足してＴｉＮ含有析出物の円相当径及び断面密度を所定範囲に調整することが困難となるおそれがある。

［ＴｉＮ含有析出物］
当該鋼板は、円相当径２０ｎｍ超６０ｎｍ未満の比較的小さいＴｉＮ含有析出物と、円相当径６０ｎｍ以上の比較的大きいＴｉＮ含有析出物とを含有する。上記比較的小さいＴｉＮ含有析出物は、当該鋼板の溶接時にＨＡＺにおけるボンド部の近傍部位でオーステナイト粒ピン止め効果を発揮して硬質マルテンサイトの生成を抑制すると共に、ボンド部からやや離れた部位でオーステナイト粒ピン止め効果を発揮して軟質フェライトの生成を促進する。また、上記比較的大きいＴｉＮ含有析出物は、当該鋼板の溶接時にＨＡＺにおけるボンド部の近傍部位でオーステナイト粒ピン止め効果を発揮し、硬質マルテンサイトの生成を抑制する。

当該鋼板における円相当径２０ｎｍ超６０ｎｍ未満のＴｉＮ含有析出物の断面密度の下限としては、３．０×１０^５個／ｍｍ^２であり、３．５×１０^５個／ｍｍ^２が好ましく、４．０×１０^５個／ｍｍ^２がより好ましい。一方、上記ＴｉＮ含有析出物の断面密度の上限としては、８．５×１０^５個／ｍｍ^２であり、８．０×１０^５個／ｍｍ^２が好ましく、７．５×１０^５個／ｍｍ^２がより好ましい。上記ＴｉＮ含有析出物の断面密度が上記下限より小さい場合、当該鋼板の溶接時にＨＡＺにおけるボンド部の近傍部位でオーステナイト粒ピン止め効果が十分に発揮されないおそれがある。その結果、硬質マルテンサイト相の生成を抑制できず、Ｔクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性が低下するおそれがある。逆に、上記ＴｉＮ含有析出物の断面密度が上記上限を超える場合、当該鋼板の溶接時にＨＡＺにおけるボンド部からやや離れた部位でオーステナイト粒ピン止め効果が過剰に発揮されるおそれがある。その結果、軟質フェライトの生成が促進され、Ｔクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性が低下するおそれがある。

当該鋼板における円相当径６０ｎｍ以上のＴｉＮ含有析出物の断面密度の下限としては、１．０×１０^５個／ｍｍ^２であり、１．２×１０^５個／ｍｍ^２が好ましく、１．５×１０^５個／ｍｍ^２がより好ましい。一方、上記ＴｉＮ含有析出物の断面密度の上限としては、特に限定されないが、例えば５．０×１０^５個／ｍｍ^２であり、３．０×１０^５個／ｍｍ^２が好ましく、２．７×１０^５個／ｍｍ^２がより好ましい。上記ＴｉＮ含有析出物の断面密度が上記下限より小さい場合、当該鋼板の溶接時にＨＡＺにおけるボンド部の近傍部位でオーステナイト粒ピン止め効果が十分に発揮されず、硬質マルテンサイト相の生成を抑制できず、その結果、Ｔクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性が低下するおそれがある。逆に、上記ＴｉＮ含有析出物の断面密度が上記上限を超える場合、当該鋼板の製造が困難となるおそれがある。

ここで、円相当径２０ｎｍ超６０ｎｍ未満のＴｉＮ含有析出物の断面密度、及び円相当径６０ｎｍ以上のＴｉＮ含有析出物の断面密度は、以下の方法により測定した値をいう。まず、当該鋼板の任意の部位を切断し、得られた切断面を透過型電子顕微鏡（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＴＥＭ）等の電子顕微鏡で観察する。上記観察においては、エネルギー分散型蛍光Ｘ線分析（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：ＥＤＸ）装置等によってＴｉを含有する析出物を判別し、これをＴｉＮ含有析出物とする。次に、画像解析によって観察視野中の各ＴｉＮ含有析出物の面積を測定して円相当径に換算し、円相当径２０ｎｍ超６０ｎｍ未満のＴｉＮ含有析出物の個数と、円相当径６０ｎｍ以上のＴｉＮ含有析出物の個数とを計測し、１ｍｍ^２あたりの個数を算出することで断面密度を求める。なお、円相当径２０ｎｍ以下の粒子は、ＥＤＸの信頼性が十分ではないため、解析から除外する。

［用途］
当該鋼板は、耐ＨＩＣ性に優れる。また、当該鋼板は、Ｔクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性にも優れる。そのため、当該鋼板は、石油、石炭、天然ガス等の化石燃料の生産及び輸送に用いられる設備の材料であるエネルギー用鋼材として好適に用いることができ、石油及び天然ガスの輸送に用いられるラインパイプの材料であるラインパイプ用鋼板として特に好適に用いることができる。

＜鋼板の製造方法＞
当該鋼板の製造方法としては、例えば溶鋼を鋳造する鋳造工程と、得られた鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程とを備える方法等が挙げられる。以下、各工程について説明する。

［鋳造工程］
本工程では、上記組成を有する溶鋼をスラブ形状等に鋳造し、鋳塊を得る。上記組成を有する溶鋼は、脱硫処理、脱酸処理、各元素の添加等の従来公知の方法を適宜組み合わせることで得ることができる。本工程では、１，４５０℃以上１，５００℃以下での冷却処理を行うとよい。この場合、上述の温度範囲での冷却時間の下限としては、特に限定されないが、例えば２００秒である。一方、上述の温度範囲での冷却時間の上限としては、３００秒が好ましく、２８０秒がより好ましい。上述した温度範囲での冷却時間が上記上限を超える場合、粗大なＴｉＮ含有析出物が生成され易くなり、その結果、ＴｉＮ含有析出物の円相当径及び断面密度を所定範囲に調整することが困難となるおそれがある。なお、本工程では、上述の温度範囲での冷却処理に加え、１，４５０℃未満での冷却処理や、１，５００℃以上での冷却処理を行ってもよい。

［熱間圧延工程］
本工程では、上記鋳造工程で得られた鋳塊を熱間圧延することで鋼板を得る。この熱間圧延時の鋳塊の加熱温度としては、例えば８５０℃以上１，２００℃以下である。また、鋳塊の加熱時間の下限としては、特に限定されないが、例えば０．５時間である。一方、上記加熱時間の上限としては、４時間が好ましく、３．２時間がより好ましい。上記加熱時間が上記上限を超える場合、粗大なＴｉＮ含有析出物が生成され易くなり、その結果、ＴｉＮ含有析出物の円相当径及び断面密度を所定範囲に調整することが困難となるおそれがある。

下記式（２）で表される本工程の前後における鋳塊の圧下率の下限としては、０．５が好ましく、０．６がより好ましく、０．８がさらに好ましい。一方、上記圧下率の上限としては、特に限定されないが、例えば０．９である。上記圧下率が上記下限より小さい場合、圧延中の歪量が不足することで歪誘起析出によって生成されるＴｉＮ含有析出物が減少し、その結果、ＴｉＮ含有析出物の円相当径及び断面密度を所定範囲に調整することが困難となるおそれがある。
圧下率＝（圧延前の平均厚さ−圧延後の平均厚さ）／圧延前の平均厚さ ・・・（２）

本工程の圧延パス数の下限としては、通常１であり、３が好ましく、７がより好ましい。一方、上記圧延パス数の上限としては、１６が好ましく、１５がより好ましく、１２がさらに好ましい。上記圧延パス数が上記下限より小さい場合、圧下率を上述の所定範囲とすることが困難となるおそれがある。逆に、上記圧延パス数が上記上限を超える場合、圧下率を上述の所定範囲とするために各パスにおける圧下率を低下させる必要があるため、圧延中の歪誘起析出によって生成するＴｉＮ含有析出物が減少し、その結果、ＴｉＮ含有析出物の円相当径及び断面密度を所定範囲に調整することが困難となるおそれがある。

本工程の仕上げ圧延温度の下限としては、７９０℃が好ましく、８２０℃がより好ましい。一方、上記仕上げ圧延温度の上限としては、例えば１，０００℃である。上記仕上げ圧延温度が上記下限より小さい場合、圧延時に鋼板に導入される転位量が増加することで転移を拡散パスとする微細なＴｉＮ含有析出物が過度に生成され、その結果、ＴｉＮ含有析出物の円相当径及び断面密度を所定範囲に調整することが困難となるおそれがある。

＜接合体＞
当該接合体は、当該鋼板である第１鋼板と、この第１鋼板の端部間又はこの第１鋼板と他の第２鋼板とを接合する溶接金属とを備える。当該接合体は、上述の当該鋼板の端部間又は当該鋼板と他の第２鋼板とが溶接金属で接合された接合体、すなわち当該鋼板の端部間又は当該鋼板と他の第２鋼板とを溶接によって接合した接合体である。当該接合体は、適切な温度条件で溶接された場合、上記溶接時にＨＡＺにおけるボンド部に近い部位ほど高温となり、ＴｉＮ含有析出物が溶融して減少している。そのため、当該接合体は、当該鋼板のＨＡＺでのＴｉＮ含有析出物の断面密度が、ボンド部から離れる方向に漸次的に増加しているとよい。当該接合体は、当該鋼板の含む比較的小さいＴｉＮ含有析出物によって、溶接時にＨＡＺにおけるボンド部の近傍部位においてオーステナイト粒ピン止め効果が発揮され、ボンド部の近傍部位での硬質マルテンサイトの生成が抑制されている。また、当該接合体は、当該鋼板の含む比較的小さいＴｉＮ含有析出物の断面密度が上記上限以下であり、過剰に分散していないことで、ボンド部からやや離れた部位におけるオーステナイト粒ピン止め効果が限定され、軟質フェライトの生成が抑制されている。さらに、当該接合体は、当該鋼板の含む比較的大きいＴｉＮ含有析出物が、溶接時にＨＡＺにおけるボンド部の近傍部位においてオーステナイト粒ピン止め効果を発揮することで、硬質マルテンサイト相の生成がさらに抑制されている。このように、当該接合体は、ＨＡＺにおけるボンド部の近傍部位での硬質マルテンサイト生成とボンド部からやや離れた部位での軟質フェライト生成とが抑制されているため、溶接を行った部位、特にＴクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性に優れる。さらに、当該接合体は、当該鋼板の端部間又は当該鋼板と他の第２鋼板とを溶接によって接合したものであるため、耐ＨＩＣ性に優れる。

当該接合体としては、例えば当該鋼板をパイプ形状に成形し、継目部分を継目溶接、すなわちシーム溶接によって接合することで得られる鋼管や、複数の上記鋼管の端部間を周溶接で接合することで得られるパイプラインや、当該鋼板同士、又は当該鋼板及び他の鋼板を溶接することで得られる溶接継手等が挙げられる。

当該接合体において、当該鋼板におけるＮｉの含有量と、上記溶接金属におけるＮｉの含有量との差の絶対値は小さいほど好ましいが、その上限としては、０．４０質量％が好ましく、０．３５質量％がより好ましく、０．２５質量％がさらに好ましい。上記差の絶対値が上記上限を超えると、上記溶接金属及び当該鋼板の腐食電位差が大きくなり、ボンド部近傍で局部腐食が生じるおそれがある。

以下、実施例によって本発明をさらに詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

＜鋼板の作製＞
１５０ｋｇ真空誘導炉を用い、表１に示す組成を有する溶鋼を溶製し、この溶鋼を鋳造することでスラブを作製した。このスラブを熱間圧延することで平均厚さ２５ｍｍのＮｏ．１〜Ｎｏ．１９鋼板を得た。熱間圧延時の加熱温度は、１，１００℃とした。この鋼板の製造プロセスのうち、熱間圧延時の加熱温度以外の主要な条件を表２に示す。なお、表１において、「ＲＥＭ」は、希土類金属（ｒａｒｅ ｅａｒｔｈ ｍｅｔａｌ）を示す。表２において、「ｔ１［秒］」は、鋳造において１，４５０℃以上１，５００℃以下での冷却処理を行う時間を示す。「ｔ２［時間］」は、熱間圧延時の１，１００℃での加熱時間を示す。「圧下率」は、熱間圧延の前後における鋳塊の圧下率であり、下記式（２）で表される。
圧下率＝（圧延前の平均厚さ−圧延後の平均厚さ）／圧延前の平均厚さ ・・・（２）

［ＴｉＮ含有析出物の断面密度の測定］
得られた鋼板について、以下の方法でＴｉＮ含有析出物の断面密度の測定を行った。まず、各鋼板から、柱体状の試験片を切り出した。この切り出しにおいては、試験片の軸方向が鋼板の幅方向と一致し、試験片の中心軸と鋼板の一方の表面との距離が鋼板の平均厚さの１／４となり、かつ試験片の一方の底面が鋼板の縦断面となるようにした。次に、この試験片の上記鋼板の縦断面に相当する底面からレプリカＴＥＭ試験片を作成し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した。観察条件は、観察倍率１５，０００倍、観察視野５２．７μｍ^２とし、４視野観察した。観察においては、エネルギー分散型蛍光Ｘ線分析（ＥＤＸ）装置によってＴｉを含有する析出物を判別し、この析出物をＴｉＮ含有析出物とした。次に、画像解析によって観察視野中の各ＴｉＮ含有析出物の面積を測定して円相当径に換算し、円相当径２０ｎｍ超６０ｎｍ未満のＴｉＮ含有析出物の個数と、円相当径６０ｎｍ以上のＴｉＮ含有析出物の個数とを計測し、１ｍｍ^２あたりの個数を算出することで断面密度を求めた。なお、２０ｎｍ以下の析出物は、ＥＤＸの信頼性が十分でないため、解析から除外した。測定結果を表２にあわせて示す。

＜鋼板の評価＞
以下の方法により、各鋼板の降伏強度、耐ＨＩＣ性及びＴクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性を評価した。評価結果を表２にあわせて示す。

［降伏強度］
各鋼板から、ＪＩＳ−Ｚ２２４１：２０１１に規定の棒状の４号試験片を切り出した。この切り出しにおいては、試験片の軸方向が鋼板の幅方向と一致し、試験片の中心軸と鋼板の一方の表面との距離が鋼板の平均厚さの１／４となるようにした。次に、ＪＩＳ−Ｚ２２４１：２０１１に記載の方法で引張り試験を行い、降伏強度［ＭＰａ］を測定した。降伏強度は、その値が大きいほど強度に優れることを示し、４７０ＭＰａ以上を「良好」、４７０ＭＰａ未満を「良好ではない」と判断できる。

［耐ＨＩＣ性］
耐ＨＩＣ性は、「ＮＡＣＥ（Ｎａｔｉｏｎａｌ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ ｏｆ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓ） ｓｔａｎｄａｒｄ ＴＭ０２８４−２００３」に規定の方法に従って試験及び評価した。具体的には、まず各鋼板から長手方向が鋼板の圧延方向と一致するｔ：１０ｍｍ×Ｗ：２０ｍｍ×Ｌ：１００ｍｍの板状の試験片を切り出した。次に、５質量％ＮａＣｌ及び０．５質量％ＣＨ_３ＣＯＯＨを含有し、かつ１ａｔｍの硫化水素で飽和させた２５℃の水溶液中に上記試験片を９６時間浸漬した。浸漬後、試験片を長手方向に１０ｍｍピッチで切断し、各切断面を研磨後、光学顕微鏡を用い１００倍の倍率で全切断面を観察し、１ｍｍ以上の割れが生じている場合をＨＩＣ発生と判断した。表２には、全切断面におけるＨＩＣ発生の有無を示す。耐ＨＩＣ性は、ＨＩＣ発生が無かった場合を「良好」、ＨＩＣ発生が有った場合を「良好ではない」と判断できる。

［Ｔクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性］
Ｔクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性は、以下の方法により試験及び評価した。まず、シーム溶接を模擬するため、各鋼板を７５°のＸ開先に加工し、２パスのサブマージアーク溶接法により溶接を行い、パイプを作製した。溶接時の入熱は、１パス目：３．７ｋＪ／ｍｍ、２パス目：５．４ｋＪ／ｍｍとした。次に、パイプ同士を接合する際の周溶接を模擬するため、上記パイプのシーム溶接線に直交するように、ガスシールドアーク溶接による１パスのビードオンプレート溶接を実施し、パイプ接合体を作製した。溶接時の入熱は、１．０ｋＪ／ｍｍとした。

溶接後のパイプ接合体の溶接部表面にグラインダ処理を行い、ビード溶接の余盛り部の除去を行った。このパイプ接合体のビード溶接部直下より、中心軸がビード溶接線に並行になるように、Ｌ：１１５ｍｍ×Ｗ：１５ｍｍ×ｔ：５ｍｍの試験片を採取した。この試験片を用い、「ＡＳＴＭ Ｇ３９、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ Ｂ法」に基づき、４点曲げ試験片での耐ＳＳＣＣ性評価試験を実施した。具体的には、負荷応力３８８ＭＰａ又は４３８ＭＰａに相当するたわみを試験片に与えた。その後、５質量％ＮａＣｌ及び０．５質量％ＣＨ_３ＣＯＯＨを含有し、かつ１ａｔｍの硫化水素で飽和させたＮＡＣＥ溶液Ａ中に試験片を７２０時間浸漬した後、試験片表面における割れ、すなわちＳＳＣＣの発生の有無を倍率１０倍の光学顕微鏡により観察した。なお、負荷応力３８８ＭＰａでＳＳＣＣが発生した場合、負荷応力４３８ＭＰａでの耐ＳＳＣＣ性評価試験は実施しなかった。表２には、負荷応力３８８ＭＰａ及び４３８ＭＰａでのＳＳＣＣ発生の有無を示す。Ｔクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性は、負荷応力３８８ＭＰａ及び４３８ＭＰａのいずれにおいてもＳＳＣＣ発生が無かった場合を「特に良好」、負荷応力４３８ＭＰａではＳＳＣＣ発生が有ったものの負荷応力３８８ＭＰａではＳＳＣＣ発生が無かった場合を「良好」、負荷応力３８８ＭＰａでＳＳＣＣ発生が有った場合を「良好ではない」と判断できる。

表２から明らかなように、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１１の実施例の鋼板は、降伏強度、耐ＨＩＣ性及びＴクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性が良好であった。そのため、当該鋼板は、エネルギー用鋼材、特に石油及び天然ガスの輸送に用いられるラインパイプの材料であるラインパイプ用鋼板として好適に用いることができると判断される。

また、Ｎｏ．２〜Ｎｏ．１１の鋼板は、［Ｃ］×［Ｎｂ］×１０^５の値を２００以下とした鋼板であり、［Ｃ］×［Ｎｂ］×１０^５の値が２００超であるＮｏ．１の鋼板と比較し、Ｔクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性が特に良好であった。このことから、［Ｃ］×［Ｎｂ］×１０^５の値を２００以下とすることで、Ｔクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性をより向上できると判断される。

一方、Ｎｏ．１２〜Ｎｏ．１９の比較例の鋼板は、降伏強度、耐ＨＩＣ性及びＴクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性のうち、少なくともＴクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性が良好ではなかった。以下、各比較例について検討する。

Ｎｏ．１２、Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１７及びＮｏ．１９の鋼板は、組成と、ＴｉＮ含有析出物の断面密度とが本発明で規定する範囲を満たしていない比較例である。Ｎｏ．１４〜１６の鋼板は、ＴｉＮ含有析出物の断面密度が本発明で規定する範囲を満たしていない比較例である。Ｎｏ．１８の鋼板は、組成が本発明で規定する範囲を満たしていない比較例である。このように、組成と、ＴｉＮ含有析出物の断面密度とのうち少なくとも一方が本発明で規定する範囲を満たしていない鋼板は、少なくともＴクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性が良好ではなかった。また、Ｎｏ．１７及びＮｏ．１８の鋼板は、耐ＨＩＣ性も良好ではなかった。

［耐局部腐食性］
フラックスコアードワイヤを用いたガスシールドアーク溶接により、平均厚さ２５ｍｍのＮｏ．４〜Ｎｏ．７の鋼板同士を次の条件で溶接し、溶接継手Ａ〜Ｄを作製した。
・開先形状：５０°Ｖ、ギャップ＝２〜３ｍｍ
・溶接姿勢：下向き
・溶接電流／電圧：２８０Ａ／２９Ｖ
・入熱：１．１ｋＪ／ｍｍ
・予熱・パス間温度：１４０〜１６０℃
・シールドガス：８０％Ａｒ＋２０％ＣＯ_２

溶接継手Ａ〜Ｄの表層直下から、長軸が溶接線に直角になり、かつ長軸方向中心位置に溶接金属が位置するようにＬ：１１５ｍｍ×Ｗ：１５ｍｍ×ｔ：５ｍｍのＳＳＣＣ試験片を採取した。このＳＳＣＣ試験片を用い、上述のＴクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性の評価において実施したものと同条件でＳＳＣＣ試験を実施した。ＳＳＣＣ後の試験片の側面を研磨し、その後、硝酸濃度５質量％のナイタールで腐食させ、ボンド部の位置を観察した。具体的には、走査型電子顕微鏡を用い、試験片表面のボンド部から溶接金属側及び鋼材側にそれぞれ１ｍｍ以内の範囲の表面形状を観察した。上記範囲において、試験片の板厚方向に最も高い位置にある表面と最も低い位置にある表面との高低差を局部腐食量［ｍｍ］とした。耐局部腐食性は、上記局部腐食量が０．３０ｍｍ未満の場合を「良好」、０．３０ｍｍ以上の場合を「良好でない」と評価した。耐局部腐食性の測定結果を表３に示す。表３中、「ΔＮｉ」は、鋼板におけるＮｉの含有量と溶接金属におけるＮｉの含有量との差の絶対値［質量％］を示す。

表３から明らかなように、ΔＮｉが０．４０質量％以下である溶接継手Ａ、Ｃ及びＤは耐局部腐食性が良好であったが、ΔＮｉが０．４０質量％超である溶接継手Ｂは耐局部腐食性が良好ではなかった。このことから、当該鋼板を用いた接合体において、当該鋼板におけるＮｉの含有量と溶接金属におけるＮｉの含有量との差の絶対値を０．４０質量％以下とすることで、ボンド部近傍での局部腐食を抑制できると判断される。

本発明の鋼板は、耐ＨＩＣ性やＴクロス溶接を行った部位の耐ＳＳＣＣ性に優れる。

Claims (6)

1. Ｃ：０．００８質量％以上０．０８質量％以下、
   Ｓｉ：０．０２質量％以上０．５０質量％以下、
   Ｍｎ：０．６質量％以上２．０質量％以下、
   Ｐ：０質量％超０．０１４質量％以下、
   Ｓ：０質量％超０．００４質量％以下、
   Ａｌ：０．０１０質量％以上０．０５０質量％以下、
   Ｎｂ：０．００２質量％以上０．０３５質量％以下、
   希土類金属：０．０００２質量％以上０．００７０質量％以下、
   Ｚｒ：０．０００３質量％以上０．０１質量％以下、
   Ｃａ：０．０００３質量％以上０．００４質量％以下、
   Ｔｉ：０．００２質量％以上０．０１２質量％以下、
   Ｎ：０質量％超０．００６５質量％以下、
   Ｏ：０質量％超０．００４質量％以下、並びに
   残部：Ｆｅ及び不可避的不純物
   である組成を有し、
   円相当径２０ｎｍ超６０ｎｍ未満のＴｉＮ含有析出物の断面密度が３．０×１０^５個／ｍｍ^２以上８．５×１０^５個／ｍｍ^２以下、かつ円相当径６０ｎｍ以上のＴｉＮ含有析出物の断面密度が１．０×１０^５個／ｍｍ^２以上である鋼板。
2. 全質量に対するＣ及びＮｂの含有量［質量％］をそれぞれ［Ｃ］及び［Ｎｂ］とした場合に下記式（１）を満足する請求項１に記載の鋼板。
   ［Ｃ］×［Ｎｂ］×１０^５≦２００ ・・・（１）
3. Ｎｉ：０．０１質量％以上１．５０質量％以下、
   Ｃｕ：０．０１質量％以上１．５０質量％以下、
   Ｃｒ：０．０１質量％以上１．５０質量％以下、
   Ｍｏ：０．０１質量％以上１．５０質量％以下、
   Ｖ：０．００３質量％以上０．０８質量％以下、
   Ｂ：０．０００２質量％以上０．００２５質量％以下、及び
   Ｍｇ：０質量％超０．００５質量％以下
   のうち少なくとも１種をさらに含有する請求項１又は請求項２に記載の鋼板。
4. 請求項１、請求項２又は請求項３に記載の第１鋼板と、
   この第１鋼板の端部間又はこの第１鋼板と他の第２鋼板とを接合する溶接金属と
   を備える接合体。
5. 上記第１鋼板の熱影響部でのＴｉＮ含有析出物の断面密度が、ボンド部から離れる方向に漸次的に増加している請求項４に記載の接合体。
6. 上記第１鋼板におけるＮｉの含有量と、上記溶接金属におけるＮｉの含有量との差の絶対値が０．４０質量％以下である請求項４又は請求項５に記載の接合体。