JP6193206B2 - 耐サワー性、haz靭性及びhaz硬さに優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管 - Google Patents
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Description
[C:0.02〜0.20%]
Cは、HAZ部の焼入れ性を確保するために必要不可欠な元素であり、0.02%以上含有させる必要がある。好ましくは0.03%以上であり、より好ましくは0.05%以上である。C量が過剰であると、マルテンサイト(MA=島状マルテンサイトを含む)が生成しやすくなり、HAZ靭性が劣化する。よってC量は0.20%以下とする必要がある。好ましくは0.15%以下、より好ましくは0.12%以下である。
Siは脱酸に有効である。これらの効果を得るため、Si量を0.02%以上とする。好ましくは0.05%以上であり、より好ましくは0.15%以上である。しかし、またSi量が過剰であると、島状マルテンサイトが形成され易くHAZ靭性が劣化する。よってSi量は、0.50%以下に抑える必要がある。Si量は、好ましくは0.45%以下、より好ましくは0.35%以下である。
Mnは、HAZ部の焼入れ性を確保するために有効な元素であり、本発明では0.6%以上含有させる。Mn量は、好ましくは0.8%以上であり、より好ましくは1.0%以上である。しかし、Mn量が多すぎると、MnSを生成し耐水素誘起割れ性が劣化するだけでなくHAZ靭性が劣化するため、Mn量の上限を2.0%以下とする。好ましくは1.8%以下であり、より好ましくは1.6%以下である。
Pは、鋼材中に不可避的に含まれる元素であり、P量が0.030%を超えるとHAZ靭性の劣化が著しく、耐水素誘起割れ性も劣化する。よって本発明ではP量を0.030%以下に抑える。好ましくは0.020%以下、より好ましくは0.010%以下である。
Sは、多すぎるとMnSを多量に生成し耐水素誘起割れ性を著しく劣化させるため、本発明ではS量の上限を0.004%とする。S量は、好ましくは0.003%以下であり、より好ましくは0.0025%以下、更に好ましくは0.0020%以下である。この様に耐水素誘起割れ性向上の観点からは少ない方が望ましいものの、工業的に0.0001%未満とすることは困難であることから、S量の下限はおおよそ0.0001%である。
Alは介在物の熱膨張率を小さくすることで鋼母相とのボイドを低減し、耐サワー性を確保するのに有効である。また、介在物の融点を低下させて粒内針状α生成率を高め、HAZ靭性確保及び粗粒から細粒までの硬さ傾斜を低減させるのに有効である。この効果を発揮させるには、Alを0.010%以上とする必要がある。Al量は、好ましくは0.020%以上、より好ましくは0.030%以上である。一方、AlがZrよりも先に添加される場合でAl含有量が多すぎると、Alの酸化物がZrの酸化物よりも優先的に形成されて介在物中のZr濃度が低下し、またAlの酸化物がクラスター状に生成し水素誘起割れの起点となる。よってAl量は0.08%以下とする必要がある。Al量は、好ましくは0.06%以下であり、より好ましくは0.05%以下である。
Nは、鋼組織中にTiNとして析出し、HAZ部のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、さらにフェライト変態を促進させて、HAZ部の靭性を向上させる元素である。この効果を得るには0.001%以上含有させる必要がある。好ましくは0.003%以上であり、より好ましくは0.0040%以上である。しかし、N量が多すぎると、固溶Nの存在によりHAZ靭性がかえって劣化するため、N量は、0.01%以下にする必要がある。好ましくは0.008%以下であり、より好ましくは0.0060%以下である。
Nbは、溶接性を劣化させることなく強度を高めるのに有効な元素である。この効果を得るには、Nb量を0.002%以上とする必要がある。Nb量は、好ましくは0.010%以上、より好ましくは0.020%以上である。しかし、0.05%以上となると、HAZの靭性が劣化する。よって本発明ではNb量0.05%未満とする。Nb量は、好ましくは0.040%以下、更に好ましくは0.030%以下である。
O(酸素)は、清浄度向上の観点から低いほうが望ましく、Oが多量に含まれる場合、靭性が劣化することに加え、酸化物を起点にHICが発生し、耐水素誘起割れ性が劣化する。この観点から、Oは0.0040%以下とする必要があり、好ましくは0.0030%以下、より好ましくは0.0020%以下である。
REM(希土類元素)は、介在物の熱膨張率を小さくすることで鋼母相とのボイドを低減し、耐サワー性を確保するのに有効である。また、介在物の融点を低下させて粒内針状α生成率を高め、HAZ靭性確保及び粗粒から細粒までの硬さ傾斜を低減させるのに有効である。このような効果を発揮させるには、REMを0.0002%以上含有させる必要がある。REM量は、好ましくは0.0005%以上、より好ましくは0.0010%以上である。一方、REMを多量に含有させても効果が飽和する。よってREM量の上限を0.05%とする。鋳造時の浸漬ノズルの閉塞をおさえて生産性を高める観点からは、0.03%以下とすることが好ましく、より好ましくは0.010%以下、更に好ましくは0.0050%以下である。尚、本発明において、上記REMとは、ランタノイド元素(LaからLuまでの15元素)とSc(スカンジウム)及びY8(イットリウム)を意味する。
Zrは、介在物の熱膨張率を小さくすることで鋼母相とのボイドを低減し、耐サワー性を確保するのに有効である。また、介在物の融点を低下させて粒内針状α生成率を高め、HAZ靭性確保及び粗粒から細粒までの硬さ傾斜を低減させるのに有効である。耐水素誘起割れ性を著しく改善させるため介在物中のZr濃度を5%以上とするには、Zr量を0.0003%以上とする必要がある。Zr量は、好ましくは0.0005%以上、より好ましくは0.0010%以上、更に好ましくは0.0015%以上である。一方、Zrを過剰に添加すると、溶鋼中の固溶Zrが増加して鋳造中に、酸・硫化物を取巻くように晶出し、HAZ靭性及び耐水素誘起割れ性を劣化させる。よってZr量は0.020%以下とする必要がある。Zr量は、好ましくは0.010%以下、より好ましくは0.0070%以下、更に好ましくは0.0050%以下である。
Caは、CaSを形成し硫化物を微細分散させる作用がある。この効果を得るには、Ca量を0.0003%以上とする必要がある。好ましくは0.0005%以上であり、より好ましくは0.0010%以上である。一方、Ca量が0.0060%を超えると、CaSが多量に形成し、それらが凝集してHAZ靭性及びHIC特性に悪影響を及ぼす。よって本発明では、Ca量の上限を0.0060%とする。Ca量は、好ましくは0.0050%以下であり、より好ましくは0.0040%以下である。
Mgは、MgSを形成し硫化物を微細分散させる作用がある。この効果を得るためには0.0003%以上含有させることが好ましい。より好ましくは0.001%以上である。一方、Mgを、0.005%を超えて含有しても効果が飽和するため、Mg量の上限は0.005%とすることが好ましい。より好ましくは0.0030%以下である。
Tiは、鋼中にTiNとして析出することで、溶接時のHAZ部でのオーステナイト粒の粗大化を防止しかつフェライト変態を促進するため、HAZ部の靭性を向上させるのに必要な元素である。このような効果を得るには、Tiを0.003%以上含有させることが好ましい。より好ましくは0.005%以上、更に好ましくは0.010%以上である。一方、Ti含有量が過多になると、固溶TiやTiCが析出してHAZ靭性が劣化するため、0.03%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.02%以下である。
Bは焼入れ性を高めるため、HAZ靭性を向上させる。この効果を得るためには、B量を0.0002%以上含有させることが好ましい。より好ましくは0.0005%以上であり、更に好ましくは0.0010%以上である。しかし、B含有量が過多になると、HAZ靭性が劣化したり、溶接性の劣化を招くため、B含有量は0.005%以下とするのが好ましい。より好ましくは0.004%以下、更に好ましくは0.003%以下である。
Vは、強度の向上に有効な元素であり、この効果を得るには0.003%以上含有させることが好ましい。より好ましくは0.010%以上である。一方、V含有量が0.1%を超えると溶接性が劣化する。よってV量は0.1%以下とすることが好ましく、より好ましくは0.08%以下である。
Cuは、焼入れ性を向上させて強度を高めるのに有効な元素である。この効果を得るにはCuを0.01%以上含有させることが好ましい。より好ましくは0.05%以上、更に好ましくは0.10%以上である。しかし、Cu含有量が1.5%を超えると強度が高くなりすぎ靭性が劣化するため、1.5%以下とすることが好ましい。より好ましくは1.0%以下、更に好ましくは0.50%以下である。
Niは、母材強度とHAZ靭性の向上に有効な元素である。この効果を得るためには、Ni量を0.01%以上とすることが好ましい。より好ましくは0.05%以上、更に好ましくは0.10%以上である。しかしNiが多量に含まれると、構造用鋼材として極めて高価となるため、経済的な観点からNi量は1.5%以下とすることが好ましい。より好ましくは1.0%以下、更に好ましくは0.50%以下である。
Crは、強度の向上に有効な元素であり、この効果を得るには0.01%以上含有させることが好ましい。より好ましくは0.05%以上、更に好ましくは0.10%以上である。一方、Cr量が1.5%を超えるとHAZ靭性が劣化する。よってCr量は1.5%以下とすることが好ましい。より好ましくは1.0%以下、更に好ましくは0.50%以下である。
Moは、母材強度の向上に有効な元素である。この効果を得るには、Mo量を0.01%以上とすることが好ましい。より好ましくは0.05%以上、更に好ましくは0.10%以上である。しかし、Mo量が1.5%を超えるとHAZ靭性及び溶接性が劣化する。よってMo量は1.5%以下とすることが好ましく、より好ましくは1.0%以下、更に好ましくは0.50%以下である。
(但し、Di=([C]/10)0.5×(1+0.7×[Si])×(1+3.33×[Mn])×(1+0.35×[Cu])×(1+0.36×[Ni])×(1+2.16×[Cr])×(1+3×[Mo])×(1+1.75×[V])×1.115・・・2式)
本項はNb−DiバランスすなわちNb量とDi値(焼入れ性:2式)の関係を規定するもので、上記1式を満足する必要がある。[ ]内の組成はいずれも質量%である。なお、焼入れ性Di値に関する上記2式は、Grossmannの式(Trans.Metall.Soc.AIME,150(1942)、227頁)として記載されているものである。
[鋼中に含有される幅が1μm以上の介在物の組成]
[Zr量が1〜40%]
Zr酸化物は鋼よりも熱膨張率が小さいため、介在物中のZr量が確保されると周囲の鋼母相とのボイドを低減でき、耐サワー性確保に有効に機能する。また、Zr酸化物は介在物の融点を低下させて粒内生成率を高め、HAZ靭性の向上及びHAZ硬さのばらつき低減に有効である。このような効果を発揮させるには、介在物中のZr量を1〜40%とする。Zr量が1%未満では、耐サワー性及び/又はHAZ靭性、HAZ硬さのばらつき低減が不十分となる。一方、Zr量が40%を超えると、介在物と鋼母相との格子整合性が低くなるため粒内α生成率が低下し、HAZ靭性及びHAZ硬さのばらつき低減が低下する。
REM酸化物は鋼よりも熱膨張率が小さいため、介在物中のREM量が確保されると周囲の鋼母相とのボイドを低減でき、また、Sを固定し、かつ微細分散でき、耐サワー性確保に有効に機能する。さらに、REM酸化物は介在物の融点を低下させて粒内生成率を高め、HAZ靭性の向上及びHAZ硬さのばらつき低減に有効である。このような効果を発揮させるには、介在物中のREM量を5〜50%とする。REM量が5%未満では、耐サワー性及び/又はHAZ靭性、HAZ硬さのばらつき低減が不十分となる。一方、REM量が50%を超えると、介在物と鋼母相との格子整合性が低くなるため粒内α生成率が低下し、HAZ靭性が低下し、またHAZ硬さのばらつきが大きくなる。
Al酸化物は鋼よりも熱膨張率が小さいため、介在物中のZr量が確保されると周囲の鋼母相とのボイドを低減でき、耐サワー性確保に有効に機能する。また、Al酸化物は介在物の融点を低下させて粒内生成率を高め、HAZ靭性の向上及びHAZ硬さのばらつき低減に有効である。このような効果を発揮させるには、介在物中のAl量を3〜30%とする。Al量が3%未満では、耐サワー性及び/又はHAZ靭性、HAZ硬さのばらつき低減が不十分となる。一方、Al量が30%を超えると、介在物と鋼母相との格子整合性が低くなるため粒内α生成率が低下し、HAZ靭性が低下し、またHAZ硬さのばらつきが大きくなる。
粗大硫化物は耐サワー性を劣化させるため、これを低減する必要がある。粗大硫化物の耐サワー性への悪影響を低減させるには、脱硫によって鋼中のS量を低減させると共に、微細分散させることが有効である。REM添加によりSを固定し、かつ微細分散できる。この効果は介在物中のS量測定により間接的に把握することができ、介在物中のS量が0%超20%未満の場合に、粗大硫化物の耐サワー性への悪影響を抑制することができる。S量が0%の場合は、S固定ができていないことを示しており、耐サワー性が劣化する。一方、S量が20%の場合は、Sは固定できているものの、粗大硫化物を形成し易く、耐サワー性が劣化する。
本発明鋼板がCaを含有する場合、介在物中のCa量を特定範囲とすることで、Tクロス溶接部においても介在物を起点とする粒内針状αがさかんに生成するようになり、組織微細化効果によりTクロス溶接部の耐SSCC性が改善される。このような効果を発揮させるには、介在物中のCa量を5〜60%とする。Ca量が5%未満或いは60%を超える場合は、Tクロス溶接部の耐SSCC性を改善することができない。
[溶鋼処理工程]
次に、本発明鋼板の製造方法について以下に詳説する。
上記組織の本発明鋼板を得るにあたっては、溶鋼処理工程において、
(A)Fe:0.1〜10%を満たすスラグを用いてSを0.004%以下にする脱硫工程、
(B)溶鋼の溶存酸素濃度Ofを、溶鋼のS濃度との比(Of/S)で10以下にする脱酸工程、
(C)Zr、REM及びCaを、Zr、REM、Caの順に添加するか、又はZrとREMを同時とし次いでCaの順に添加する工程(但し、REM添加からCa添加までの時間を4分以上とする)
をこの順で含み、かつ、Ca添加から凝固完了までの時間を200分以内とし、鋳造時1300℃〜1200℃のスラブt/4位置(t:板厚)の冷却時間を460秒以内とする必要がある。さらには、鋳造時1500〜1450℃のスラブt/4位置(t:板厚)の冷却時間を300秒以内とすることが、耐SSCC性を向上できることで好ましい。
上記各工程について、以下、順に説明する。
耐サワー性を確保するには粗大硫化物の低減が重要であり、これを達成するにはS量を制御することが重要である。転炉又は電気炉にて、溶鋼温度が1550℃以上となるよう溶製した溶鋼に対し、Fe:0.1〜10%を満たすスラグを用い、Sを0.004%以下にする。スラグ中のFe濃度を高めることによって、脱硫・脱酸後に添加するREM、Zrが、溶鋼に固溶することなく優先的に酸化物を形成することができる。この効果を得るため、上記スラグ中のFe濃度を0.1%以上とする。スラグ中のFe濃度は、好ましくは0.5%以上、より好ましくは1.0%以上である。一方、スラグ中のFe濃度が10%を超えると、酸化物が多量に生成し、酸化物が水素誘起割れの起点となるだけでなく、母材と溶接熱影響部の靭性を劣化させる。よって、スラグ中のFe濃度は10%以下とする。好ましくは8%以下、より好ましくは5%以下である。また、Caを添加する場合は、スラグでの脱硫を十分に行ってSを0.004%以下に抑えることによって、REM添加後にCaを添加した際にCaSが多量に形成され、介在物の組成が所定の範囲を逸脱することを防止でき、耐HIC性、耐SSCC性を確保することができる。
(a)例えば取鍋脱硫設備(LFなど)を用い、流量5Nm3/h以上(好ましくは10Nm3/h以上、流量の上限はおおよそ300Nm3/h)の不活性ガス(Arなど)を吹き込んで3分以上(好ましくは10分以上、より好ましくは20分以上、撹拌時間の上限は生産性の観点から200分程度)撹拌することが挙げられる。
(b)また、Caを添加する場合は上記スラグ中のCaO濃度を10%以上とする。Caの添加より、スラグ中のCaOが溶鋼中の溶存Sと反応し、CaSに変化することによって溶鋼中のSの低減、即ち、脱硫を十分に行うことができる。そして、このときスラグ中のCaO濃度を10%以上とすれば、Sを0.004%以下にすることが可能となる。スラグ中のCaO濃度は、好ましくは15%以上、より好ましくは20%以上である。一方、スラグ中のCaOが多過ぎても脱硫が困難となるため、上限は80%程度である。
HAZ靭性を向上させるには、酸化物制御が重要であり、これを達成するにはO量を制御することが肝要となる。この工程では、耐サワー性にとって影響的なS量がやや増える、いわゆる復Sが起こるために、O量とS量を同時に制御することが重要である。この工程では、後述するREM添加の前に、溶鋼の溶存酸素濃度Ofを、溶鋼のS濃度との比(Of/S)で10以下にする。REMは溶鋼中に添加された際に、その硫化物を形成すると同時に酸化物も形成する。上記Of/Sが10を超える場合、添加されたREMの多くが酸化物を形成し、介在物の組成が所定の範囲を逸脱する。その結果、耐HIC性、耐SSCC性が劣化する。よって本発明では、上記の通りOf/Sを10以下とする。Of/Sは、好ましくは5以下、より好ましくは3.5以下、更に好ましくは2.0以下である。尚、Of/Sの下限値はおおよそ0.1程度である。上記Of/Sを10以下にするには、RH脱ガス装置による脱酸、さらに/又はMn、Si、Ti等の脱酸元素を投入による脱酸によって達成できる。
Al、Zr、REMの溶鋼への添加は、先にAlを添加し、次いで(Zr、REM)添加するものとする。これは、Alと(Zr、REM)の脱酸能を比較すると、(Zr、REM)の脱酸力はAlよりも強いため、Alに先んじて(Zr、REM)を添加すると、介在物中のAl量を所望の値とできない。そのため、添加順はAl→(Zr、REM)とする必要がある。
上記Ca添加後は、速やかに(例えば80分以内に)鋳造を開始し、Ca添加から凝固が完了するまでの時間が200分以下となるよう鋳造する。その理由は次の通りである。即ち、Caは、脱硫能、脱酸能ともに高い元素であるため、介在物中のCa濃度が上昇しやすく、介在物の組成が所定の範囲を逸脱してしまう。よって本発明では、Ca添加から凝固完了までの時間を200分以内とする。好ましくは180分以内であり、より好ましくは160分以内である。尚、上記時間の下限は、Caを均質化する観点から、4分程度となる。
上記凝固後は、常法に従って熱間圧延を行い、鋼板(厚鋼板)を製造することができる。また、該鋼板を用い、一般的に行われている方法でラインパイプ用鋼管を製造することができる。圧延以下の工程については、特に限定するものではないが、例えば、鋳造されたスラブを1100℃以上に加熱し、再結晶温度域で、40%以上の圧下率で熱間圧延を施し、これを780℃から冷却速度10〜20℃/sで冷却(加速冷却)することが好ましい。なお、その後の調質は不要である。
常法により240t転炉で精錬された溶鋼をLF炉を用いて、脱硫、脱酸、成分調整、介在物制御などの処理(溶鋼処理)行い、表1、2、9(発明例)及び表3、4、9(比較例)に示す鋼組成及び鋼中介在物組成を有する各種の溶鋼を連続鋳造法によりスラブとして、これらを熱間圧延後加速冷却して厚み40mm、幅3500mmの鋼板(厚鋼板)を製造した。また表2、10(発明例)及び表4、10(比較例)には鋼中粗大介在物の組成も合わせて示している。表5、11(発明例)及び表6、11(比較例)は上記溶鋼処理、連続鋳造及び加速冷却における主要なプロセス条件を示したものである。表7、12(発明例)及び表8、12(比較例)はこうして得られた各鋼板の諸特性を示したものである。
表2、4、9に示した介在物の組成の分析方法及び表7、8、12の各特性の測定(試験)方法及び評価の仕方について以下に説明する。
介在物の組成の分析は次のようにして行った。即ち、圧延材の板厚方向断面において、板厚中央部を中心に、島津製作所製EPMA−8705で観察した。詳細には、観察倍率400倍、観察視野約50mm2(板厚中心部が観察視野の中央となるように、板厚方向に7mm、板幅方向に7mm)で3断面観察し、幅が1μm以上の介在物を対象に、特性X線の波長分散分光により介在物中央部での成分組成を定量分析した。
分析対象元素は、Al、Mn、Si、Mg、Ca、Ti、Zr、S、REM(La、Ce、Nd、Dy、Y)、Nbとした。既知物質を用いて各元素のX線強度と元素濃度の関係を予め検量線として求めておき、次いで、前記介在物から得られたX線強度と前記検量線からその介在物の元素濃度を定量した。
そして、上記3断面における幅が1μm以上の介在物の上記各元素の含有量の平均値(介在物の組成)を求めた。
各鋼板のt/4位置(t:板厚)から、C方向に平行にJIS Z2241の4号試験片を採取し、ZIS Z2241に記載の方法で引張り試験を行い、引張り強度TS、及び降伏強度YSを測定した。本実施例では、YSが412MPa以上、TSが479MPa以上のものを母材強度に優れる(合格)と評価し、これらがそれぞれ412MPa未満、479MPa未満のものを母材強度に劣る(不合格)と評価した。
NACE standard TM0284−2003に規定される方法に従って試験、評価した。具体的には、試験片を、1atmの硫化水素を飽和させた25℃(0.5%NaCl+0.5%酢酸)水溶液中に96時間浸漬した。
HIC試験の評価は、各試験片の長手方向を10mmピッチで切断し、その切断面について研磨後、光学顕微鏡を用い100倍の倍率で全断面を観察し、HICの割れ長さが200μm以上の割れの個数及び1mm以上の割れの個数をそれぞれ測定した。そして本発明では、上記HICの割れ長さが1mm以上の割れがないものを耐HIC性に優れている(合格)と評価し、1mm以上の割れが1個以上存在する場合を耐HIC性に劣る(不合格)と評価した。
発明例26〜32、比較例21〜24では、厚鋼板をパイプに加工する際のシーム溶接を模擬するため、圧延板を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。また、パイプ同士を接合する際の周溶接を模擬するため、「耐SSCC特性に優れたUOE鋼管の実用化、松山ら、溶接技術、1988年9月号、P.58」を参考にし、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た。溶接時の入熱は、1.0kJ/mmとした。
各鋼板のt/4位置(t:板厚)から、C方向に平行に熱サイクル試験片(12.5t×33L×55W)を採取し1400℃(最高温度)×5秒(保熱時間)、Tc(800〜500℃の冷却時間)=400秒の熱サイクルを行った。その後、熱サイクル試験片から各2本ずつシャルピー衝撃試験片(JIS Z 2242のVノッチ試験片)を採取し、各測定温度ごとに3本ずつJIS Z2242に記載の方法で衝撃試験を行いvTrsを求めた。そして、vTrsが−5℃以下であるものをHAZ靭性に優れる(合格)と評価し、vTrsが−5℃を超えているものをHAZ靭性に劣る(不合格)と評価した。なお、上記熱サイクル試験は入熱=60kJ/mm相当の大入熱溶接条件に対応する。
各鋼板のt/4位置(t:板厚)から、C方向に平行に熱サイクル試験片(12.5t×33L×55W)を採取し1400℃×5秒、Tc=40秒(CG−HAZ試験)及び、1100℃×5秒、Tc=40秒(FG−HAZ試験)の熱サイクルを行った。その後、CG−HAZ及びFG−HAZ熱サイクル試験片からシャルピー衝撃試験片(JIS Z 2242のVノッチ試験片)相当の鋼片を採取し、C方向断面の硬さを、ビッカース10kgでN=3以上測定して平均値を求め、これら、CG−HAZ硬さとFG−HAZ硬さの差を算出した。そしてこの硬さの差(CG−HAZ硬さ−FG−HAZ硬さ)が、45以下のものを硬さのばらつきが低くHAZ硬さが優れる(合格)と評価し、45を超えているものをHAZ硬さが劣る(不合格)と評価した。
Claims (6)
- C:0.02〜0.20%(質量%の意味。組成について以下同じ)、
Si:0.02〜0.50%、
Mn:0.6〜2.0%、
P:0.030%以下(0%を含まない)、
S:0.004%以下(0%を含まない)、
Al:0.010〜0.08%、
N:0.001〜0.01%、
Nb:0.002〜0.05%(0.05%を含まない)、
O:0.0040%以下(0%を含まない)、
REM:0.0002〜0.05%、
Zr:0.0003〜0.020%、及び
式 10000×[Nb]+31×Di−82≧0
(但し、Di=([C]/10)0.5×(1+0.7×[Si])×(1+3.33×[Mn])×(1+0.35×[Cu])×(1+0.36×[Ni])×(1+2.16×[Cr])×(1+3×[Mo])×(1+1.75×[V])×1.115)
を満たし、残部が鉄及び不可避不純物であり、
鋼中に含有される幅が1μm以上の介在物の組成において、
介在物中の
Zr量が1〜40%、
REM量が5〜50%、
Al量が3〜30%、
S量が0%超20%未満
であることを特徴とする耐サワー性、HAZ靭性及びHAZ硬さに優れた鋼板。 - 更に、
Ca:0.0003〜0.0060%、及び
Mg:0.0003〜0.005%
から選択される1種類以上の元素を含む請求項1に記載の鋼板。 - 鋼中に含有される幅が1μm以上の介在物の組成において、
介在物中の
Zr量が1〜40%、
REM量が5〜50%、
Al量が3〜30%、
Ca量が5〜60%、
S量が0%超20%未満
である請求項2に記載の鋼板。 - 更に、
Ti:0.003〜0.03%、
B:0.0002〜0.005%、
V:0.003〜0.1%、
Cu:0.01〜1.5%、
Ni:0.01〜3.5%、
Cr:0.01〜1.5%、及び
Mo:0.01〜1.5%、
から選択される1種以上の元素を含む請求項1〜3のいずれかに記載の鋼板。 - ラインパイプ用である請求項1〜4のいずれかに記載の鋼板。
- 請求項1〜5のいずれかに記載の鋼板を用いて製造されるラインパイプ用鋼管。
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