(57)【要約】【課題】板厚が２５ｍｍ以上である鋼板の、耐サワー特性及び落重引裂特性の両立を可能とする、耐サワー性に優れたラインパイプ用鋼板の製造方法を提供する。【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉを含有し、Ａｌ、Ｐ、Ｎを制限し、更に、Ｃａ：０．００１〜０．００４％を含有し、Ｓ：０．０００８％以下、Ｏ：０．００３０％以下に制限し、Ｃａ、Ｏ、及び、Ｓの含有量が、［Ｃａ］（１−１２４［Ｏ］）／１．２５［Ｓ］＞３．０を満足する鋼片を、１０００〜１１５０℃の範囲内の、Ｔ１≧−７９７０／（ｌｏｇ（［Ｎｂ］×［Ｃ］）−３．３１）−１７０を満足する加熱温度Ｔ１に加熱し、粗圧延、仕上げ圧延、加速冷却を行う。仕上げ圧延は、板厚が２５ｍｍ以上になるように、仕上げ温度を８００℃以上とし、９５０℃以下の圧下比を３以上として行い、加速冷却の冷却速度を１０〜３０℃／ｓ、停止温度を２００〜５００℃とする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．０８％、
Ｓｉ：０．１〜０．５％、
Ｍｎ：１．０〜１．５％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．０４０％、
Ｃａ：０．００１〜０．００４％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
を含有し、
Ａｌ：０．０８％以下、
Ｐ：  ０．０１５％以下、
Ｓ：  ０．０００８％以下、
Ｏ：  ０．００３０％以下、
Ｎ：  ０．００５０％以下
に制限し、Ｃａ、Ｏ、及び、Ｓの含有量が、
［Ｃａ］（１−１２４［Ｏ］）／１．２５［Ｓ］＞３．０
を満足する鋼片を、１０００〜１１５０℃の範囲内の加熱温度Ｔ１と、Ｎｂ及びＣの含有量とが、
Ｔ１≧−７９７０／（ｌｏｇ（［Ｎｂ］×［Ｃ］）−３．３１）−１７０
を満足するように加熱し、粗圧延を行い、更に、仕上げ温度を８００℃以上とし、９５０℃以下の圧下比を３以上として、板厚が２５ｍｍ以上になるように、仕上げ圧延を行い、冷却速度が１０〜３０℃／ｓの加速冷却を行い、２００〜５００℃で該加速冷却を停止する
ことを特徴とする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。
【請求項２】
前記鋼片が、更に、質量％で、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｃｒ：０．５％以下、
Ｍｏ：０．３％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の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。
【請求項３】
前記鋼片が、更に、質量％で、
Ｖ：０．０６％以下
を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の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。
【請求項４】
前記鋼片が、更に、質量％で、
Ｂ：０．００２０％以下
を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の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。
【請求項５】
前記鋼片が、更に、質量％で、
Ｍｇ：０．０１％以下
を含有することを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、靭性及び硫化水素（Ｈ2Ｓ）を含んだ環境における耐水素誘起割れ性、即ち、耐サワー性に優れた鋼板の製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
硫化水素を含むサワーオイル、サワーガスを輸送するラインパイプに使用される鋼管や、パイプラインの付属設備などに使用される鋼板には、耐サワー性が要求される。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（ＨＩＣ性）及び耐応力割れ性（耐ＳＳＣ性）である。
【０００３】
耐サワー性は、圧延方向に延伸化したＭｎＳの生成や、クラスター状の介在物の生成によって劣化することが知られている。また、極めて厳しい腐食環境における耐サワー性を向上させるために、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｎの含有量を低下させ、Ｃａを添加して、ＭｎＳの形態を制御した鋼材を制御圧延し、水冷する方法が提案されている（例えば、特許文献１）。
【０００４】
また、パイプラインの輸送効率の向上や薄肉化によるコスト低減などの観点から、ラインパイプ用鋼板の高強度化が要求されている。このような要求に対して、例えば、Ｘ７０程度の強度を有し、金属組織が、板厚方向に均一で、微細なベイナイトである、耐サワー性に優れた鋼板を製造する方法が提案されている（例えば、特許文献２）。
【０００５】
更に、寒冷地にパイプラインを敷設する際には、ラインパイプ用鋼板の低温靭性を向上させることが必要になる。このような問題に対して、低温靭性と耐サワー性を向上させた高強度鋼板の製造方法が提案されている（例えば、特許文献３〜５）。
【０００６】
これらは、Ｃ量の低減によって硬度の上昇を抑制し、Ｓ量の低減とＣａの添加によってＭｎＳの形態を制御し、Ａｌ量の低減によって酸化物の形態を制御し、耐サワー性と低温靭性との両立を図ったものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【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】特開平０３−２３６４２０号公報
【特許文献４】特開平０５−２９５４３４号公報
【特許文献５】特開平０７−２４２９４４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
耐サワー特性を確保するためには、鋼片を高温に加熱し、鋳造時に析出し、成長したＮｂＣ等の粗大な析出物を溶解させる必要がある。しかし、鋼片を高温に加熱すると、結晶粒径が粗大になる。
【０００９】
特に、板厚が２５ｍｍ以上の厚肉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、特に、落重引裂試験（Drop Weight Tear Test、ＤＷＴＴ）によって評価された落重引裂特性（ＤＷＴＴ特性ともいう。）を確保することができない。
【００１０】
本発明は、このような問題を解決するものであって、板厚が２５ｍｍ以上である鋼板の、耐サワー特性及びＤＷＴＴ特性の両立を可能とする、耐サワー性に優れたラインパイプ用鋼板の製造方法の提供を課題とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明は、Ｓ及びＯの含有量を厳格に制限し、Ｃａを添加して、
〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕
で表されるＥＳＳＰ  値を高く制御して硫化物の形態を制御し、更に、Ｃ量を低く制限し、Ｎｂ及びＣの含有量に応じて、鋼片の加熱温度を制御し、更に、熱間圧延の温度と圧下比とを制御することにより、Ｎｂ炭化物等の析出物の粗大化が抑制され、結晶粒径も微細化し、優れた耐サワー性と高い靭性の両立を備えた鋼板を製造することができるとの知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
【００１２】
（１）質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．０８％、
Ｓｉ：０．１〜０．５％、
Ｍｎ：１．０〜１．５％、
Ｎｂ：０．０１０〜０．０４０％、
Ｃａ：０．００１〜０．００４％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
を含有し、
Ａｌ：０．０８％以下、
Ｐ：  ０．０１５％以下、
Ｓ：  ０．０００８％以下、
Ｏ：  ０．００３０％以下、
Ｎ：  ０．００５０％以下
に制限し、Ｃａ、Ｏ、及び、Ｓの含有量が、
［Ｃａ］（１−１２４［Ｏ］）／１．２５［Ｓ］＞３．０
を満足する鋼片を、１０００〜１１５０℃の範囲内の加熱温度Ｔ１と、Ｎｂ及びＣの含有量が、
Ｔ１≧−７９７０／（ｌｏｇ（［Ｎｂ］×［Ｃ］）−３．３１）−１７０
を満足するように加熱し、粗圧延を行い、更に、仕上げ温度を８００℃以上とし、９５０℃以下の圧下比を３以上として、板厚が２５ｍｍ以上になるように、仕上げ圧延を行い、冷却速度が１０〜３０℃／ｓの加速冷却を行い、２００〜５００℃で該加速冷却を停止する
ことを特徴とする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。
【００１３】
（２）前記鋼片が、更に、質量％で、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｃｒ：０．５％以下、
Ｍｏ：０．３％以下
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の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。
【００１４】
（３）前記鋼片が、更に、質量％で、
Ｖ：０．０６％以下
を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の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。
【００１５】
（４）前記鋼片が、更に、質量％で、
Ｂ：０．００２０％以下
を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れかに記載の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。
【００１６】
（５）前記鋼片が、更に、質量％で、
Ｍｇ：０．０１％以下
を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）の何れかに記載の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。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、特に、板厚が２５ｍｍ以上であり、靭性、特に、ＤＷＴＴ特性及び耐サワー性に優れた厚肉ラインパイプ用鋼板を提供することが可能になり、産業上の貢献が極めて顕著である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
本発明者らは、Ｃａ、Ｓ、及び、Ｏの含有量から、
〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕
によって求められるＥＳＳＰ値を制御した、板厚が２５ｍｍ以上の鋼板を製造し、耐サワー性及び靭性を評価した。
【００１９】
耐サワー性は、ＮＡＣＥ（National Association of Corrosion and Engineer）のＴＭ０２８４に準拠した試験を行い、ＨＩＣ（水素誘起割れ）の発生の有無によって評価した。ＨＩＣ破面率が５％程度以下であれば、耐サワー特性が良好であるとされる。靭性は、−４０℃でＤＷＴＴ試験を行い、延性破面率を求め、８５％を良否の判定基準とした。
【００２０】
ＮＡＣＥ試験は、５％ＮａＣｌ溶液＋０．５％酢酸、ｐＨ２．７の溶液中に硫化水素ガスを飽和させて、９６時間後に割れが生成するかどうかを調査する試験方法である。
【００２１】
ＨＩＣが発生した試料の組織及び析出物を調査した結果、耐サワー性が劣化した鋼板には、粗大なＮｂＣが析出していることが解った。次に、ＤＷＴＴ特性が低下した鋼板では、結晶粒径が粗大化していることが解った。
【００２２】
更に、鋼板の析出状態及び粒径と、製造条件の関係を整理した結果、粗大なＮｂＣが析出している鋼板は加熱温度が低く、結晶粒が粗大化した鋼板は加熱温度が高いことが解った。また、優れた耐サワー性及び靭性を有する鋼板は、粒径の粗大化を抑制するために加熱温度をやや低下させ、かつ、ＮｂＣが固溶するように、Ｃ量及びＮｂ量を適正な範囲に制御したものであった。
【００２３】
本発明者らは、８００〜９５０℃の圧下比を３とし、２５ｍｍ以上の鋼板を製造し、加熱温度とＤＷＴＴの関係を調査した。その結果、加熱温度が１１５０℃を超えると、結晶粒径が粗大化し、ＤＷＴＴが低下することが解った。一方、加熱温度が１０００℃未満になると、粗大なＮｂＣによって、ＤＷＴＴが低下することが解った。
【００２４】
次に、本発明者らは、加熱温度を１０００〜１１５０℃の範囲内とし、Ｎｂ及びＣが鋼中に固溶する、適正なＮｂ及びＣの含有量と、加熱温度の関係について検討を行った。その結果、Ｎｂ及びＣが鋼中に固溶するか、ＮｂＣとして鋼中に析出するかは、溶解度積に影響されるので、ｌｏｇ（［Ｎｂ］×［Ｃ］）の数値が重要になることが解った。
【００２５】
本発明者らは、更に、検討を行い、加熱温度Ｔ１を１０００〜１１５０℃の範囲内とし、かつ、加熱温度Ｔ１と、Ｎｂ及びＣの含有量が、
Ｔ１≧−７９７０／（ｌｏｇ（［Ｎｂ］×［Ｃ］）−３．３１）−１７０
を満足するように、鋼片を加熱することが、耐サワー性と靭性との両立に極めて重要であることを見いだした。
【００２６】
このような条件を満たす加熱温度Ｔ１は、平衡状態で、ＮｂＣが溶解する温度に相当している。したがって、上記の関係を満足すると、鋼片に析出したＮｂＣの溶解が促進され、粗大なＮｂＣが残存せず、ＨＩＣの発生を抑制することができると考えられる。
【００２７】
以下、本発明について、詳細に説明する。なお、以下、％は、質量％を意味する。
【００２８】
Ｃ：０．０１〜０．０８％
Ｃ：Ｃは、鋼の強度を向上させる元素であり、その有効な量として、０．０１％以上の添加が必要である。一方、Ｃ量が０．０８％を超えると、炭化物の生成が促進されて、耐ＨＩＣ性が損なわれるので、上限を０．０８％とする。また、ＨＩＣ性、溶接性、靱性等の低下を抑制するには、Ｃ量は、０．０６％以下が好ましい。
【００２９】
Ｓｉ：０．１〜０．５％
Ｓｉ：Ｓｉは、脱酸元素であり、０．１％以上の添加が必要である。一方、Ｓｉ量が０．５％を超えると、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靱性が低下するので、上限を０．５％とする。好ましい範囲は、０．１５〜０．３５％である。
【００３０】
Ｍｎ：１．０〜１．５％
Ｍｎ：Ｍｎは、強度及び靱性を向上させる元素であり、１．０％以上の添加が必要である。一方、Ｍｎは、ＭｎＳを生成して、耐サワー性を劣化させる元素であるので、ＨＩＣを抑制するには、上限を１．５％とすることが必要である。好ましい範囲は、１．１〜１．４％である。
【００３１】
Ｎｂ：０．０１０〜０．０４０％
Ｎｂ：Ｎｂは、未再結晶温度域を拡大して結晶粒径を微細化し、炭化物、窒化物を形成し、強度の向上に寄与する元素であり、０．０１０％以上の添加が必要である。一方、本発明では、粗大な炭化物の生成を防止することが極めて重要であり、上限を０．０４０％にすることが必要である。好ましい範囲は、０．０１１〜０．０２５％、更に好ましい範囲は、０．０１２〜０．０２０％である。
【００３２】
Ｃａ：０．００１〜０．００４％
Ｃａ：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の添加量が０．００１％未満では、効果が得られないため、下限値を０．００１％とする。一方、Ｃａの添加量が０．００４％を超えると、酸化物が集積し、耐ＨＩＣ性が損なわれるので、上限を０．００４％とする。好ましい範囲は、０．００２５〜０．００３５％である。
【００３３】
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｔｉ：Ｔｉは、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り、０．００５％以上を添加する必要がある。一方、Ｔｉを過剰に添加すると、粗大な窒化物の形成によって、靱性が低下するので、上限を０．０３０％とする。好ましい範囲は、０．０１０〜０．０２０％である。
【００３４】
Ａｌ：０．０８％以下
Ａｌ：Ａｌは、脱酸元素であるが、添加量が０．０８％を超えると、Ａｌ酸化物の集積クラスターが生成し、耐サワー性が損なわれるので、０．０８％以下に制限する。また、靭性が要求される場合には、Ａｌ量の上限を０．０３％にすることが好ましい。更に好ましいＡｌの上限は、０．０１％である。Ａｌ量の下限は特に限定しないが、溶鋼中の酸素量を低減させるためには、Ａｌを０．０００５％以上添加することが好ましい。
【００３５】
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐ：Ｐは、不純物であり、含有量が０．０１５％を超えると、耐ＨＩＣ性を損なう。したがって、Ｐの含有量の上限を０．０１５％とする。
【００３６】
Ｓ：０．０００８％以下
Ｓ：Ｓは、熱間圧延時に圧延方向に延伸する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、上限を０．０００８％に制限する。Ｓ量は、少ないほど好ましいが、０．０００１％未満にすることは困難である。製造コストの観点からも、０．０００１％以上にすることが好ましい。
【００３７】
Ｏ：０．００３０％以下
Ｏ：Ｏは、不純物であり、酸化物の集積を抑制して、耐ＨＩＣ性を向上させるためには、上限を０．００３０％に制限することが必要である。酸化物の生成を抑制して、靭性を向上させるためには、Ｏ量を０．００２０％以下とすることが好ましい。
【００３８】
Ｎ：０．００５０％以下
Ｎ：Ｎは、不純物であり、Ｎの含有量が０．００５０％を超えると、ＴｉとＮｂの炭窒化物が集積し易くなり、耐ＨＩＣ性を損なう。したがって、Ｎ量の上限を０．００５０％とする。なお、靭性などが要求される場合には、ＴｉＮの粗大化を抑制するため、Ｎ量の上限を０．００３５％にすることが好ましい。ＴｉＮ、ＮｂＮなどの窒化物を利用し、加熱時のオーステナイト粒径の微細化を図る場合は、０．００１０％以上のＮを含有させることが好ましい。
【００３９】
［Ｃａ］（１−１２４［Ｏ］）／１．２５［Ｓ］＞３．０
本発明では、［Ｃａ］（１−１２４［Ｏ］）／１．２５［Ｓ］、即ち、ＥＳＳＰ値を大きくすることが必要である。ＥＳＳＰ値は、Ｃａが酸化物を形成することを考慮し、ＣａＳを生成させるために必要な、Ｓ量に対するＣａ量の比である。Ｃａを添加して、ＣａＳを形成させてＳを固定するためには、ＥＳＳＰ値を、３．０超とすることが必要である。
【００４０】
なお、Ｓ量が０になると、ＥＳＳＰは無限大になるが、この場合、ＭｎＳの生成は有り得ない。したがって、Ｃａ量が上述の範囲内であれば、ＥＳＳＰ値の上限を規定する必要はない。
【００４１】
なお、本発明においては、強度及び靱性を改善する元素として、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂのうち、１種又は２種以上の元素を添加することが好ましい。
【００４２】
Ｎｉ：０．５％以下
Ｎｉ：Ｎｉは、靱性及び強度の改善に有効な元素であり、耐食性の向上にも寄与するため、０．０１％以上の添加が好ましい。一方、Ｎｉは高価な元素であるので、製造コストを削減するために、上限を、０．５％に制限することが好ましい。
【００４３】
Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕ：Ｃｕは、強度の上昇に有効な元素であり、耐食性の向上にも寄与するので、０．０１％以上の添加が好ましい。一方、Ｃｕも高価な元素であるので、製造コストを削減するために、上限を、０．５％に制限することが好ましい。
【００４４】
Ｃｒ：０．５％以下
Ｃｒ：Ｃｒは、強度の上昇に有効な元素であり、０．０１％以上の添加が好ましい。一方、多量に添加すると、焼入れ性が高くなり、靱性が低下することがあるので、上限を、０．５％とすることが好ましい。
【００４５】
Ｍｏ：０．３％以下
Ｍｏ：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り、その添加効果を得るためには、０．０１％以上の添加が好ましい。一方、Ｍｏは高価な元素であるので、製造コストを削減するために、上限を、０．３％にすることが好ましい。鋼の強度が上昇すると、ＨＩＣ性及び靱性が低下することがあるので、好ましい上限は、０．２％である。
【００４６】
Ｖ：０．０６％以下
Ｖ：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り、添加効果を得るために、０．０１％以上の添加が好ましい。一方、０．０６％を超えるＶを添加すると、靱性の低下を招くことがあるので、上限を、０．０６％とすることが好ましい。
【００４７】
Ｂ：０．００２０％以下
Ｂ：Ｂは、鋼の粒界に偏析して焼入れ性の向上に著しく寄与する元素である。この添加効果を得るには、０．０００１％以上の添加が好ましい。一方。Ｂを過剰に添加すると、粒界への偏析が過剰になり、靱性の低下を招くことがあるので、上限を、０．００２０％とすることが好ましい。
【００４８】
Ｍｇ：０．０１％以下
Ｍｇ：Ｍｇは、脱酸剤及び脱硫剤として作用する元素であり、特に、微細な酸化物を生じて、粒径の粗大化を抑制するので、靭性の向上に有効である。この添加効果を得るには、０．０００１％以上の添加が好ましい。一方、Ｍｇを０．０１％超添加すると、酸化物が凝集、粗大化し易くなり、ＨＩＣ性や靱性を低下させることがある。したがって、Ｍｇ量の上限を、０．０１％とすることが好ましい。
【００４９】
上記の成分を含有する鋼は、製鋼工程で溶製後、連続鋳造により鋼片とし、鋼片を加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる厚板圧延を施して、鋼板とされる。本発明では、鋼片の加熱温度、仕上げ圧延の温度及び圧下比、圧延後の加速冷却の条件が重要である。
【００５０】
加熱温度Ｔ１：１０００〜１１５０℃
まず、本発明では、鋼片の加熱温度の範囲が重要である。加熱温度が１０００℃未満であると、鋼片に析出したＮｂＣが固溶せず、粗大なＮｂＣが鋼板に残存し、耐サワー性が低下する。
【００５１】
一方、加熱温度が１１５０℃を超えると、鋼板の結晶粒径が粗大になり、２５ｍｍを超える厚さの鋼板では粗圧延域での再結晶が不十分になり、最終的な鋼板の結晶粒度は加熱時の結晶粒度の影響を強く受ける。特に、ＤＷＴＴ特性は、結晶粒度の影響を受け易いため、結晶粒径が大きくなると、ＤＷＴＴ特性が低下する。したがって、鋼片の加熱温度Ｔ１は、１０００〜１１５０℃の範囲内とする。
【００５２】
Ｔ１≧−７９７０／（ｌｏｇ（［Ｎｂ］×［Ｃ］）−３．３１）−１７０
更に、鋼片に析出したＮｂＣを固溶させるためには、鋼片の加熱温度Ｔ１と、Ｎｂ及びＣの含有量の関係を適正に制御することが重要である。これは、上述のように、ＮｂＣの溶解、析出は、溶解度積に影響されるので、ｌｏｇ（［Ｎｂ］×［Ｃ］）の数値が重要になるからである。
【００５３】
本発明では、加熱温度を１０００〜１１５０℃の範囲内とし、更に、鋼片の加熱温度Ｔ１と、Ｎｂ及びＣの含有量が、
Ｔ１≧−７９７０／（ｌｏｇ（［Ｎｂ］×［Ｃ］）−３．３１）−１７０
を満足することが必要である。これにより、鋼板に粗大なＮｂＣが残存せず、耐サワー性を向上させることができる。
【００５４】
鋼片を加熱した後、粗圧延を行い、更に、仕上げ圧延を行う。
【００５５】
仕上げ温度：８００℃以上
熱間圧延の仕上げ温度は、組織を均質にするために、８００℃以上とする。これは、成分組成よっては、８００℃未満でフェライトが生成して、圧延後の鋼板の組織が層状になるためである。組織が層状になると、耐サワー性が低下することがある。また、仕上げ圧延の条件によっては、鋼板に加工フェライトが残存し、靭性が損なわれることがある。
【００５６】
９５０℃以下の圧下比：３以上
仕上げ圧延では、結晶粒径を微細化するために、圧延温度と圧下比を制御することが必要である。特に、低温での圧下比を大きくして仕上げ圧延を行うことにより、鋼板の組織を微細にすることができる。圧延温度が９５０℃を超えている場合、再結晶が生じるので、９５０℃以下での圧下比が重要である。
【００５７】
９５０℃以下での圧下比が、３未満であると、粒径が微細化せず、均質な組織を得ることが困難になり、靭性及び耐サワー性が低下する。したがって、９５０℃以下、仕上げ圧延が終了するまでの圧下比を３以上とする。９５０℃以下から仕上げ圧延が終了するまでの圧下比は、９５０℃における板厚に対する圧延後の板厚の比である。
【００５８】
板厚：２５ｍｍ以上
本発明は、板厚が２５ｍｍ以上の鋼板の組織を、微細かつ均質にするものである。即ち、板厚が２５ｍｍ以上になると、仕上げ圧延の圧下比を確保することが困難になり、組織を微細化するためには、加熱温度を低くする必要が生じる。したがって、本発明の製造方法では、仕上げ圧延後の板厚を２５ｍｍ以上とする。
【００５９】
仕上げ圧延後には、加速冷却を行う。加速冷却は、仕上げ圧延後、直ちに行うが、製造ラインの構成上、若干、温度が低下してもよい。なお、加速冷却の開始温度は、ポリゴナルフェライトの生成を抑制し、フェライトと低温変態相（ベイナイトやマルテンサイト）の層状組織となることを防止するため、７００℃以上とすることが好ましい。
【００６０】
加速冷却の冷却速度：１０〜３０℃／ｓ
加速冷却は、鋼板の組織を微細なアシキュラーフェライトやベイニティックフェライトにするために行うものである。ポリゴナルフェライト変態を抑制し、パーライトの生成を防止するには、冷却速度を１０℃／ｓ以上にすることが必要である。
【００６１】
一方、加速冷却の冷却速度が３０℃／ｓを超えると、マルテンサイトが過剰に生成して、硬度が不均一になり、耐サワー性及び靭性が低下する。したがって、加速冷却の冷却速度は１０〜３０℃／ｓとする。なお、冷却速度は鋼板の板厚中心での冷却速度である。
【００６２】
加速冷却の停止温度：２００〜５００℃
加速冷却の停止温度は、マルテンサイトの生成を抑制するために、２００〜５００℃の範囲内とする。ポリゴナルフェライト変態を抑制し、パーライトの生成を防止するには、加速冷却の停止温度を５００℃以下にすることが必要である。
【００６３】
一方、加速冷却の停止速度が２００℃以下になると、マルテンサイトが過剰に生成して、硬度が不均一になり、耐サワー性及び靭性が低下する。
【実施例】
【００６４】
表１に示す化学成分を有する鋼を転炉、二次精錬で溶製し、連続鋳造で２５０ｍｍ厚の鋼片を製造した。得られた鋼片を表２に示す条件で熱間圧延を行い、鋼板とした。製造後の鋼板のＨＩＣ性をＮＡＣＥ試験によって評価した。
【００６５】
ＮＡＣＥ試験の条件は、５％ＮａＣｌ溶液＋０．５％酢酸、ｐＨ２．７の溶液中に硫化水素ガスを飽和させて、浸漬時間を９６時間とし、割れの有無を観察し、ＨＩＣ破面率（ＣＡＲ）を測定した。
【００６６】
靭性は、ＤＷＴＴ試験で評価した。鋼板から、ＡＰＩ、５Ｌ３、ＡＳＴＭ、Ｅ４３６に準拠して、板幅方向を長手方向とし、ノッチを板厚方向と平行にして設けたプレスノッチ試験片を作製した。ＤＷＴＴは−３５℃で行い、延性破面率（ＳＡ）を求めた。
【００６７】
結果を表２に示す。Ｎｏ．１〜９は、鋼板の成分及び製造条件が本発明の範囲内であり、ＣＡＲが５％以下となり、良好な耐サワー性を有している。一方、Ｎｏ．１０は、ＥＳＳＰ値が本発明の範囲よりも低く、耐サワー性が低下した例である。
【００６８】
また、Ｎｏ．１１は、Ｃ量が多く、加熱温度が低く、
Ｔ１≧−７９７０／（ｌｏｇ（［Ｎｂ］×［Ｃ］）−３．３１）−１７０
を満足しないため、耐ＨＩＣ性が低下した例である。Ｎｏ．１２は、加熱温度が低く、靭性が劣化した例である。
【００６９】
【表１】
2010189722.tif 000002
【００７０】
【表２】
2010189722.tif 000003
【産業上の利用可能性】
【００７１】
前述したように、本発明によれば、特に、板厚が２５ｍｍ以上であり、靭性、特に、ＤＷＴＴ特性及び耐サワー性に優れた厚肉ラインパイプ用鋼板を提供することが可能になるしたがって、本発明は、産業上の貢献が極めて顕著であり、産業上の利用可能性が大きいものである。