JP5748032B1 - ラインパイプ用鋼板及びラインパイプ - Google Patents

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

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２．２０〜４．００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。

＊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。

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２．２０〜４．００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。