(57)【要約】【課題】耐サワー性に優れた厚鋼板を提供する。【解決手段】Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００４％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．０８０％、Ｃｒ：０．１７〜１．５０％、Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％、ＲＥＭ：０．０００２〜０．０５％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％、Ｃａ：０．０００３〜０．００６％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．００４％以下を含有し、幅が１μｍ以上の介在物中のＺｒ量が１〜４０％、ＲＥＭ量が５〜５０％、Ａｌ量が３〜３０％、Ｃａ量が５〜６０％を満足する厚鋼板とする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：０％超０．０３０％以下、Ｓ：０％超０．００４％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．０８０％、Ｃｒ：０．１０〜１．５０％、Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％、ＲＥＭ：０．０００２〜０．０５％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％、Ｃａ：０．０００３〜０．００６％、Ｎ：０％超０．０１０％以下、Ｏ：０％超０．００４０％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物でなる厚鋼板であって、
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％を満足することを特徴とする厚鋼板。
【請求項２】
前記介在物中のＳ量が０％超２０％以下である請求項１記載の厚鋼板。
【請求項３】
［Ｃｒ］／［Ｎｂ］が１０以上である請求項１または２記載の厚鋼板。
但し、前記した式中、［  ］は質量％を示す。
【請求項４】
更に、質量％で、Ｍｇ：０％超０．００５％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｎｉ：０．０１〜１．５０％、Ｃｕ：０．０１〜１．５０％、Ｍｏ：０．０１〜１．５０％、Ｖ：０．００３〜０．０８％、及び、Ｂ：０．０００２〜０．００３２％の１種または２種以上を含有し、
［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］が２．１以下である請求項１〜３のいずれか１項に記載の厚鋼板。
但し、前記した式中、［  ］は質量％を示す。
【請求項５】
質量％で、Ｎｉ：０．０１〜１．５０％を含有し、
０．２５×［Ｃｒ］＋［Ｎｉ］が０．１０〜１．５０である請求項４記載の厚鋼板。
但し、前記した式中、［  ］は質量％を示す。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれか１項に記載の厚鋼板と周溶接金属からなることを特徴とする溶接継手。
【請求項７】
下記式で求められる、前記厚鋼板と前記周溶接金属の浸漬電位差ΔＥが２５ｍＶ以下である請求項６に記載の溶接継手。
ΔＥ＝周溶接金属の１時間後の浸漬電位（ｍＶ）−厚鋼板の１時間後の浸漬電位（ｍＶ）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は厚鋼板及び溶接継手に関するものであり、より詳しくは、ラインパイプ用、海洋構造物用などエネルギー用構造材の素材鋼板として好適な厚鋼板及び該厚鋼板を用いた溶接継手に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
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て様々なエネルギーの開発、実用化が進められている。一方で、化石燃料である石油、天然ガス、石炭はエネルギー資源の大部分を占めており、この化石エネルギーを如何にして安全に効率良く、生産、輸送および貯蔵するかについてもエネルギー確保の上で重要な問題であり、特に前記化石エネルギーの生産、輸送などに際しては高機能のエネルギー用鋼材が必要不可欠となる。
【０００３】
このエネルギー用鋼材は、その機能を果たせず、一度事故を起こした場合は被害が甚大となるため、高い安全性が要求される。
【０００４】
エネルギー用鋼材の一つにラインパイプ用鋼があるが、これは石油・天然ガスの輸送に用いられており、同鋼には、構造材としての強度、靭性といった特性のみならず、パイプ内を通過する石油・天然ガスに対する耐性が求められる。近年、石油・天然ガスの油井・ガス井では、産出される油、ガスの質が劣化し、Ｈ２Ｓが多く混入してきており、これまでの仕様に加えて、耐水素誘起割れ性、即ち耐ＨＩＣ性に代表される耐サワー性が強く求められてきている。
【０００５】
また、ラインパイプ用鋼では、輸送や施工時のコスト低減の観点から、パイプの薄肉化が求められている。そのためには、鋼材の強度を向上させる必要があるが、鋼材強度の向上は耐水素誘起割れ性を悪化させるという欠点を併せ持っている。特に、厚鋼板をパイプに加工する際の継目溶接、即ちシーム溶接と、パイプ同士を接合する際の周溶接の２つの熱履歴を受けるＴクロス溶接部は、急熱、急冷の複雑な熱履歴を受けるため、溶接熱影響部：ＨＡＺにおいて、強度、つまり硬度が上昇し、硫化物応力腐食割れと呼ばれる割れが発生しやすくなる。以下、硫化物応力腐食割れについては、ＳＳＣＣ：ｓｕｌｆｉｄｅ  ｓｔｒｅｓｓ  ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ  ｃｒａｃｋｉｎｇとも述べる。よって、高強度ラインパイプ鋼を実現するためには、Ｔクロス溶接部の耐ＳＳＣＣ性も、また課題の一つである。
【０００６】
母材の耐ＨＩＣ性、或いはＴクロス溶接部の耐ＳＳＣＣ性を達成することを目的とした従来技術には、特許文献１に記載された技術等がある。特許文献１には、耐ＨＩＣ性に悪いとされるブロック状のベイナイト組織を低減し、均一な上部ベイナイトあるいはアシキュラーフェライト組織を発達させることで、母材の耐ＨＩＣ性を確保しつつ、ＡＰＩ規格のＸ７０級高強度厚鋼板を実現した技術が記載されている。
【０００７】
一方、特許文献２には、微細Ｎｂ，Ｖ炭窒化物による析出強化を利用し、引張り強度５６ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高強度を達成できるとした技術が記載されている。しかしながら、この文献には母材の耐ＨＩＣ性については記載されておらず、また、耐ＳＳＣＣ性については、シーム溶接のＨＡＺのみしか考慮されていない。加えて、実施例に記載された試験条件は、サワー環境、即ちＨ２Ｓが多く含まれる環境を模擬した溶液中への浸漬時間が２１日と十分に厳しい条件ではない。
【０００８】
また、特許文献３には、Ｔクロス溶接部の耐ＳＳＣＣ性を劣化させるとされる硬度上昇を抑制するような成分系が記載されている。しかしながら、この文献に記載された技術では耐ＳＳＣＣ性そのものは評価されておらず、また、母材の耐ＨＩＣ性については記載されていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開昭６１−１６５２０７号公報
【特許文献２】特開平１−９６３２９号公報
【特許文献３】特開２００５−１８６１６２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
本発明は、上記従来の問題を解決せんとしてなされたもので、その目的は、耐サワー性、特に耐ＨＩＣ性に優れた厚鋼板を提供することである。また、本発明の他の目的は、Ｔクロス溶接部の耐ＳＳＣＣ性に優れた溶接継手を実現できる厚鋼板及びＴクロス溶接部の耐ＳＳＣＣ性に優れた溶接継手を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明の厚鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：０％超０．０３０％以下、Ｓ：０％超０．００４％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．０８０％、Ｃｒ：０．１０〜１．５０％、Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％、ＲＥＭ：０．０００２〜０．０５％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％、Ｃａ：０．０００３〜０．００６％、Ｎ：０％超０．０１０％以下、Ｏ：０％超０．００４０％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物でなる厚鋼板であって、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％を満足することを特徴とする。
【００１２】
また、本発明の厚鋼板は、前記介在物中のＳ量が０％超２０％以下であることが好ましい。
【００１３】
また、本発明の厚鋼板は、［Ｃｒ］／［Ｎｂ］が１０以上であることが好ましい。但し、前記した式中、［  ］は質量％を示す。
【００１４】
また、本発明の厚鋼板は、更に、質量％で、Ｍｇ：０％超０．００５％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｎｉ：０．０１〜１．５０％、Ｃｕ：０．０１〜１．５０％、Ｍｏ：０．０１〜１．５０％、Ｖ：０．００３〜０．０８％、及び、Ｂ：０．０００２〜０．００３２％の１種または２種以上を含有し、［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］が２．１以下であることが好ましい。但し、前記した式中、［  ］は質量％を示す。
【００１５】
また、本発明の厚鋼板は、質量％で、Ｎｉ：０．０１〜１．５０％を含有し、０．２５×［Ｃｒ］＋［Ｎｉ］が０．１０〜１．５０であることが好ましい。但し、前記した式中、［  ］は質量％を示す。
【００１６】
また、本発明の溶接継手は、上記いずれかの本発明の厚鋼板と周溶接金属からなることを特徴とする。
【００１７】
本発明の溶接継手は、下記式で求められる、前記厚鋼板と前記周溶接金属の浸漬電位差ΔＥが２５ｍＶ以下であることが好ましい。
ΔＥ＝周溶接金属の１時間後の浸漬電位（ｍＶ）−厚鋼板の１時間後の浸漬電位（ｍＶ）
【発明の効果】
【００１８】
本発明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。
【００１９】
本発明の一実施の形態によれば、耐サワー性に優れた厚鋼板を提供することができる。また、本発明の厚鋼板を用いてＴクロス溶接部の耐ＳＳＣＣ性に優れた溶接継手を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
本発明者らは、前記した本発明の課題を達成するために、厚鋼板の特性を発揮する上で基本となる鋼の成分組成に加えて、鋼中の介在物制御の観点から鋭意、研究、検討を重ねた。その結果、幅が１μｍ以上の粗大な介在物を特定の成分組成に保持することによって、耐サワー性に優れた厚鋼板が得られることを見出し、本発明を完成するに至った。ここで、本発明における介在物とは、溶鋼中や凝固時に生じる粗大な析出粒を意味し、具体的には、鋼中の合金成分の酸化物、炭化物、硫化物、窒化物などによる粒子を意味する。
【００２１】
まず、母材の耐ＨＩＣ性の観点で検討したところ、サワー環境では鋼中に水素が侵入した場合、ＭｎＳなどの粗大で鋼よりも熱膨張率が大きい介在物はその周囲に粗大なボイドを形成するため、侵入した水素はこのボイドに集中的に滞積して、それらが気化する圧力で鋼に割れ、即ち水素誘起割れが発生・進展するものと推定される。従って、この水素誘起割れの原因となる１μｍ以上の粗大な介在物を、鋼よりも熱膨張率の大きい介在物から鋼よりも熱膨張率の小さい介在物に転換して造り込むことによって、鋼の耐ＨＩＣ性を向上、確保できることを確認した。尚、鋼よりも熱膨張率の小さい介在物として具体的にはＺｒ、Ａｌ、ＲＥＭの酸化物などが有効である。
【００２２】
一方、Ｔクロス溶接部の耐ＳＳＣＣ性の観点で検討したところ、Ｔクロス溶接部において、溶接金属の近傍から母材にかけて急激に硬度が変化すると、耐ＳＳＣＣ性が低下することが分かった。これは、硬度変化により該当部位に急激な応力集中が生じるためと考えられる。この溶接金属の近傍から母材にかけて急激な硬度変化は、溶接金属の近傍で硬質のマルテンサイトが生成するのに対し、溶接金属から母材側にある程度離れた部位では軟質のフェライトが生成するためと考えられる。
【００２３】
この急激な硬度変化を抑制するため、軟質フェライトの低減、硬質マルテンサイトの低減の、両側面から検討を行うこととした。その結果、軟質フェライトの低減については、厚鋼板に合金元素を添加し、焼入れ性を向上させることでフェライト生成が抑制できることを確認した。
【００２４】
また、硬質マルテンサイトの低減については、変態の起点となる介在物を、多数分散させることで粒内ベイナイト変態を促進すると共に、［Ｃｒ］／［Ｎｂ］を１０以上とすることで、粒界における核生成駆動力を上昇させる粒界へのＮｂ偏析が低減されて、粒界からのベイナイト生成が促進され、その結果、溶接金属近傍におけるマルテンサイト生成量を減少できることを確認した。但し、前記した式中、［  ］は質量％を示す。
【００２５】
また、ＣｒとＮｂを添加して焼入れ性を確保することで、母材強度を改善できることも確認した。
【００２６】
以下、本発明に係る厚鋼板の成分組成、組織、介在物組成に加え、Ｔクロス溶接部に用いる溶接金属について、その規定理由を含めて詳細に説明する。以下、組成の表示単位である％は全て質量％を意味する。
【００２７】
（厚鋼板の成分組成）
［Ｃ：０．０１〜０．１２％］
Ｃは、厚鋼板の強度確保のために必要不可欠な元素であり、０．０１％以上含有させる必要がある。好ましくは０．０２％以上であり、より好ましくは０．０３％以上である。しかし、Ｃ量が過剰であると母材に島状マルテンサイトが生成されやすくなり、これが水素誘起割れの起点となって母材の耐ＨＩＣ性が劣化する。よって、Ｃ量は０．１２％以下とする必要がある。好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０８％以下である。
【００２８】
［Ｓｉ：０．０２〜０．５０％］
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０．０４％以上であり、より好ましくは０．０６％以上である。しかし、Ｓｉ量が過剰であると母材に島状マルテンサイトが生成されやすくなり、これが水素誘起割れの起点となって母材の耐ＨＩＣ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。好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．３５％以下である。
【００２９】
［Ｍｎ：０．６〜２．０％］
Ｍｎは、厚鋼板の強度確保のために必要不可欠な元素であり、０．６％以上含有させる必要がある。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量が過剰であるとＭｎＳを生成し耐ＨＩＣ性が劣化するため、Ｍｎ量の上限を２．０％とする。好ましくは１．９％以下であり、より好ましくは１．８％以下である。
【００３０】
［Ｐ：０％超０．０３０％以下］
Ｐは、鋼材中に不可避的に含まれる元素であり、その含有量が０．０３０％を超えると、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣＣ性に悪影響を及ぼす。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。
【００３１】
［Ｓ：０％超０．００４％以下］
Ｓは、多すぎるとＭｎＳを多量に生成して耐ＨＩＣ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。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。
【００３２】
［Ａｌ：０．０１０〜０．０８０％］
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ＨＩＣ性を改善するのに有効である。また、適正量のＡｌを含む介在物は、粒内ベイナイトの生成を促進するため、良好な耐ＳＳＣＣ性が得られる。これらの効果を発現させるためには少なくとも０．０１０％以上含有させる必要がある。Ａｌ量は、好ましくは０．０２０％以上であり、より好ましくは０．０２５％以上である。しかし、Ａｌ量が過剰であるとＡｌ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０．０８０％以下とする必要がある。Ａｌ量は、好ましくは０．０６０％以下であり、より好ましくは０．０５０％以下である。
【００３３】
［Ｃｒ：０．１０〜１．５０％］
Ｃｒは、強度確保に必要不可欠な元素であり、また、Ｔクロス溶接部の軟質フェライトを抑制することで、耐ＳＳＣＣ性の改善にも寄与する。これらの効果を発現させるためには少なくとも０．１０％以上含有させる必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは０．１５％以上であり、より好ましくは０．１７％以上、更に好ましくは０．２０％以上である。しかし、Ｃｒ量が過剰であるとＴクロス溶接部の硬質マルテンサイトの増加をもたらし耐ＳＳＣＣ性が低下するので、１．５０％以下とする。Ｃｒ量は、好ましくは１．００％以下であり、より好ましくは０．８０％以下である。
【００３４】
［Ｎｂ：０．００２〜０．０５０％］
Ｎｂは、強度確保に必要不可欠な元素であり、また、Ｔクロス溶接部の軟質フェライトを抑制することで、耐ＳＳＣＣ性の改善にも寄与する。これらの効果を発揮させるには少なくとも０．００２％以上含有させる必要がある。Ｎｂ量は、好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上である。しかし、Ｎｂ量が過剰であるとＴクロス溶接部の硬質マルテンサイトの増加をもたらし耐ＳＳＣＣ性が低下するので、０．０５０％以下とする。Ｎｂ量は、好ましくは０．０３３％以下であり、より好ましくは０．０３０％以下である。
【００３５】
［ＲＥＭ：０．０００２〜０．０５％］
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ＨＩＣ性を確保するのに有効である。また、適正量のＲＥＭを含む介在物は、粒内ベイナイトの生成を促進するため、良好な耐ＳＳＣＣ性を得ることができる。これらの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を過剰に含有させると、固溶ＲＥＭが粒界に偏析することで粒界強度を低下させ、耐ＳＳＣＣ性を劣化させる。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０．０１％以下、更に好ましくは０．００５％以下である。尚、本発明において、ＲＥＭとは、周期律表におけるＬａからＬｕまでの１５元素、即ちランタノイド元素と、ＳｃおよびＹを意味する。
【００３６】
［Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％］
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ＨＩＣ性を改善させる。また、適正量のＺｒを含む介在物は、粒内ベイナイトの生成を促進するため、良好な耐ＳＳＣＣ性を得ることができる。これらの効果を発揮させるには、Ｚｒを０．０００３％以上含有させる必要がある。Ｚｒ量は、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｚｒを過剰に含有させると、溶鋼中の固溶Ｚｒが増加して鋳造中に、酸・硫化物を取り巻くように晶出し、耐ＨＩＣ性を劣化させる。よって、Ｚｒ量の上限を０．０１％とする。Ｚｒ量は、好ましくは０．００７％以下、より好ましくは０．００５％以下である。
【００３７】
［Ｃａ：０．０００３〜０．００６％］
Ｃａは、ＣａＳを形成してＳを固定し、ＭｎＳ生成量を低減させる作用を有することで耐ＳＳＣＣ性を改善させる。また、適正量のＣａを含む介在物は、粒内ベイナイトの生成を促進するため、良好な耐ＳＳＣＣ性を得ることができる。これらの効果を発揮させるには、Ｃａを０．０００３％以上含有させる必要がある。Ｃａ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、Ｃａを過剰に含有させると、ＣａＳが多量に生成し、それらが凝集し耐ＨＩＣ性を劣化させる。よって、Ｃａ量の上限を０．００６％とする。Ｃａ量は、好ましくは０．００５％以下であり、より好ましくは０．００４％以下である。
【００３８】
［Ｎ：０％超０．０１０％以下］
Ｎは、不可避的不純物であるが、粒界に偏析することで粒界強度を低下させ、耐ＳＳＣＣ性を劣化させる。よって、Ｎ量の上限を０．０１０％とする。Ｎ量は、好ましくは０．００８％以下であり、より好ましくは０．００６％以下である。
【００３９】
［Ｏ：０％超０．００４０％以下］
Ｏ（酸素）は、介在物を形成する元素であり、過剰添加により、粗大酸化物が多量に生成し、それらを起点に水素誘起割れが発生する。よって、Ｏ量の上限を０．００４０％とする。Ｏ量は、好ましくは０．００３０％以下であり、より好ましくは０．００２０％以下である。
【００４０】
［［Ｃｒ］／［Ｎｂ］が１０以上］
また、本発明の厚鋼板は、前記成分組成を満足すると共に、［Ｃｒ］／［Ｎｂ］が１０以上であることが好ましい。但し、式中、［  ］は質量％を示す。厚鋼板がこの条件を満足することで、Ｔクロス溶接部において、粒界における核生成駆動力を上昇させる粒界へのＮｂ偏析が低減され、粒界からのベイナイト生成が促進される。それによって、溶接金属近傍におけるマルテンサイト生成量が減少し、耐ＳＳＣＣ性を改善させる。よって、［Ｃｒ］／［Ｎｂ］が１０以上であることが好ましい。より好ましくは１２以上、更に好ましくは１５以上である。
【００４１】
また、本発明厚鋼板の必須元素ではないが、成分組成としてＮｉを含む場合には、０．２５×［Ｃｒ］＋［Ｎｉ］が０．１０〜１．５０となるように調整し、この条件を満足させることによっても耐ＳＳＣＣ性を改善させることができる。但し、式中、［  ］は質量％を示す。尚、０．２５×［Ｃｒ］＋［Ｎｉ］が０．１０〜１．５０という条件を満足した場合は、必ずしも、［Ｃｒ］／［Ｎｂ］が１０以上という条件を満足する必要はない。詳しくは後述する。
【００４２】
本発明厚鋼板の鋼材の成分組成は、上記の通りであり、残部は鉄及び不可避不純物である。また、上記元素に加えて更に、下記量のＭｇ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖ及びＢからなる群から選択される少なくとも１種または２種以上を含有させることにより、耐ＨＩＣ性や耐ＳＳＣＣ性の向上等を図ることができる。以下、これらの元素について説明する。
【００４３】
［Ｍｇ：０％超０．００５％以下］
Ｍｇは、ＭｇＳを形成し硫化物を微細分散させることで、母材の耐ＳＳＣＣ性を改善させる作用がある。しかし、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０．００４％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。
【００４４】
［Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％］
Ｔｉは、析出強化により厚鋼板の強度向上に寄与する元素である。この作用を発揮させるためには０．００３％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．００４％以上、更に好ましくは０．００５％以上である。一方、Ｔｉ含有量が過多になると、Ｔクロス溶接部の硬質マルテンサイトの増加をもたらし、耐ＳＳＣＣ性を低下させるので、０．０３０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０２５％以下、更に好ましくは０．０２０％以下である。
【００４５】
［Ｎｉ：０．０１〜１．５０％］
Ｎｉは、厚鋼板の強度向上に寄与する元素である。この作用を発揮させるためには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、Ｎｉ含有量が過多になると、Ｔクロス溶接部の硬質マルテンサイトの増加をもたらし、耐ＳＳＣＣ性を低下させるので、１．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは１．００％以下、更に好ましくは０．５０％以下である。
【００４６】
［Ｃｕ：０．０１〜１．５０％］
Ｃｕは、厚鋼板の強度向上に寄与する元素である。この作用を発揮させるためには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、Ｃｕ含有量が過多になると、Ｔクロス溶接部の硬質マルテンサイトの増加をもたらし、耐ＳＳＣＣ性を低下させるので、１．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは１．００％以下、更に好ましくは０．５０％以下である。
【００４７】
［Ｍｏ：０．０１〜１．５０％］
Ｍｏは、厚鋼板の強度向上に寄与する元素である。この作用を発揮させるためには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、Ｍｏ含有量が過多になると、Ｔクロス溶接部の硬質マルテンサイトの増加をもたらし、耐ＳＳＣＣ性を低下させるので、１．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは１．００％以下、更に好ましくは０．５０％以下である。
【００４８】
［Ｖ：０．００３〜０．０８％］
Ｖは、厚鋼板の強度向上に寄与する元素である。この作用を発揮させるためには０．００３％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．００５％以上、更に好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｖ含有量が過多になると、Ｔクロス溶接部の硬質マルテンサイトの増加をもたらし、耐ＳＳＣＣ性を低下させるので、０．０８％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０７％以下、更に好ましくは０．０５％以下である。
【００４９】
［Ｂ：０．０００２〜０．００３２％］
Ｂは、厚鋼板の強度向上に寄与する元素である。この作用を発揮させるためには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、更に好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｂ含有量が過多になると、Ｔクロス溶接部の硬質マルテンサイトの増加をもたらし、耐ＳＳＣＣ性を低下させるので、０．００３２％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００３０％以下、更に好ましくは０．００２５％以下である。
【００５０】
［［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］が２．１以下］
また、本発明の厚鋼板は、前記成分組成を満足した上で、［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］が２．１以下であることが好ましい。但し、式中、［  ］は質量％を示す。これらの元素の添加量が２．１を超えるとＴクロス溶接部の硬質マルテンサイト増加をもたらし、耐ＳＳＣＣ性を低下させる。よって、［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］が２．１以下であることが好ましい。より好ましくは１．９以下、更に好ましくは１．７以下である。
【００５１】
［浸漬電位差ΔＥ（周溶接金属の浸漬電位−厚鋼板の浸漬電位）が２５ｍＶ以下］
Ｔクロス溶接部において、母材と周溶接金属の電位差が大きい場合、異種金属接触効果によって母材の選択腐食および周溶接金属での水素侵入が促進されるため、耐ＳＳＣＣ性が低下する。特に浸漬から１時間以内では安定かつ均一な硫化物被膜が形成されておらず、周溶接金属と厚鋼板の電位差に起因する水素侵入が顕著となる。よって、下記式で求められる、厚鋼板と周溶接金属の溶液中に浸漬したときの１時間後の浸漬電位差ΔＥが２５ｍＶ以下であることが好ましい。より好ましくは２０ｍＶ以下、更に好ましくは１５ｍＶ以下である。
ΔＥ＝周溶接金属の１時間後の浸漬電位（ｍＶ）−厚鋼板の１時間後の浸漬電位（ｍＶ）
なお、溶液中に金属を浸漬したときに現れる電極電位は腐食電位、混成電位と定義される場合があるが、本発明ではこれを「浸漬電位」としている。
【００５２】
［０．２５×［Ｃｒ］＋［Ｎｉ］が０．１０〜１．５０］
Ｔクロス溶接部において、母材と周溶接金属の電位差が大きい場合、異種金属接触効果によって母材または周溶接金属での水素侵入が促進されるため、耐ＳＳＣＣ性が低下する。そのため、本発明の厚鋼板は、前記成分組成、特にＮｉの含有量が０．１０〜１．５０％という条件を満足した上で、０．２５×［Ｃｒ］＋［Ｎｉ］が０．１０〜１．５０であることが好ましい。但し、式中、［  ］は質量％を示す。これらの元素の添加は、母材である鋼板の電位を向上させ、異種金属接触効果によるＴクロス溶接部における水素侵入を抑制することで、Ｔクロス溶接部の耐ＳＳＣＣ性の改善に寄与する。
【００５３】
よって、０．２５×［Ｃｒ］＋［Ｎｉ］から求められる値は０．１０以上であることが好ましく、より好ましくは０．１５以上、更に好ましくは０．２０以上である。一方、０．２５×［Ｃｒ］＋［Ｎｉ］から求められる値が過剰であると、鋼板の電位を溶接金属の電位より大幅に高めてしまい、ガルバニック腐食による溶接金属の選択腐食が進行し、耐ＳＳＣＣ性が低下する。よって、０．２５×［Ｃｒ］＋［Ｎｉ］から求められる値の上限を１．５０とする。上限は、より好ましくは１．００以下であり、更に好ましくは０．７０以下である。
【００５４】
（溶接金属）
周溶接に用いる金属は、溶接金属の強度と靭性の確保、および耐食性向上のため、以下の成分組成とすることが好ましい。即ち、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０〜０．６０％、Ｍｎ：０．９０〜２．５０％、Ｎｉ：０．２０〜１．００％を含有することが好ましい。また、上記以外の成分として、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下  、Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ａｌ：０．１％以下の含有を許容することができる。これら以外の成分は、鉄および不可避的不純物であることが望ましい。以下、溶接金属の成分組成の限定理由について述べる。
【００５５】
［Ｃ：０．０２〜０．１０％］
Ｃは、溶接金属が強度を確保する上で必要な元素である。Ｃ含有量が０．０２％よりも少なくなると、所定の強度が得られない。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると、粒界炭化物の粗大化を招くことで靭性低下の原因となるので、０．１０％以下とする。
【００５６】
［Ｓｉ：０．１０〜０．６０％］
Ｓｉは、溶接金属が強度を確保する上で必要な元素である。Ｓｉ含有量が０．１０％よりも少なくなると、所定の強度が得られない。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になると、靭性低下の原因となるので、０．６０％以下とする。
【００５７】
［Ｍｎ：０．９０〜２．５０％］
Ｍｎは、溶接金属の強度、靭性のバランスを確保する上で必要な元素である。こうした効果を得るため、Ｍｎの含有量は０．９０％以上とする必要がある。しかし、Ｍｎ含有量が多すぎると偏析が助長され、靭性低下の原因となるので、２．５０％以下とする必要がある。
【００５８】
［Ｎｉ：０．２０〜１．００％］
Ｎｉは、溶接金属の電位を高め、耐食性の向上に効果を発揮する。また、焼き入れ性を高めて強度を確保し、低温靭性を向上する上でも有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｎｉの含有量は０．２０％以上とする必要がある。一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、高温割れを引き起こす可能性があること、また溶接金属の電位を過剰に高めてしまい、母材の選択腐食を引き起こす原因となることから、その上限は１．００％以下とする。
【００５９】
（厚鋼板中の介在物組成）
［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％］
本発明において、幅が１μｍ以上の介在物中のＺｒは、主に酸化物として存在する。この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ＨＩＣ性を改善させる。また、適量のＺｒを含有する酸化物は、粒内ベイナイトの生成を促進するようになるため、良好な耐ＳＳＣＣ性を得ることができる。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％未満または４０％超となると、母材の耐ＨＩＣ性またはＴクロス溶接部の耐ＳＳＣＣ性が不十分となる。
【００６０】
［ＲＥＭ量が５〜５０％］
本発明において、幅が１μｍ以上の介在物中のＲＥＭは、酸化物や酸硫化物などとして存在する。このうち、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、耐ＨＩＣ性を改善させる。また、酸硫化物として存在する場合は、Ｓを固定し、ＭｎＳなど耐ＨＩＣ性に悪影響を及ぼす硫化物の生成を抑制することができる。更に、これらのＲＥＭ系介在物は、粒内ベイナイトの生成を促進するため、良好な耐ＳＳＣＣ性を得ることができる。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％未満または５０％超となると、母材の耐ＨＩＣ性またはＴクロス溶接部の耐ＳＳＣＣ性が不十分となる。
【００６１】
［Ａｌ量が３〜３０％］
本発明において、幅が１μｍ以上の介在物中のＡｌは、主にＡｌ酸化物として存在する。この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ＨＩＣ性を改善するのに有効である。また、適量のＡｌを含有する酸化物は、粒内ベイナイトの生成を促進するため、良好な耐ＳＳＣＣ性が得られる。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％未満または３０％超となると、母材の耐ＨＩＣ性またはＴクロス溶接部の耐ＳＳＣＣ性が不十分となる。
【００６２】
［Ｃａ量が５〜６０％］
本発明において、幅が１μｍ以上の介在物中のＣａは、溶接時にＴクロス溶接部において、鋼組織の微細化に寄与し、介在物を起点とする粒内ベイナイト組織の生成を促進する。これによって溶接後のＴクロス溶接部の鋼組織が微細となり、良好な耐ＳＳＣＣ性を得ることができる。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。
【００６３】
［Ｓ量が０％超２０％以下］
幅が１μｍ以上の介在物中のＳ量は、鋼板中のＳの含有量、および硫化物系介在物を微細化し分散させるＺｒやＲＥＭなどの合金成分の含有量を、前記した成分組成に限定し、更に介在物組成を前記のように制御することで、低減できる。前記成分組成、および前記介在物組成が適切に制御されていないと、前記介在物中のＳ量が２０％を超え、粗大硫化物が過剰となり、その結果、母材の耐ＨＩＣ性またはＴクロス溶接部の耐ＳＳＣＣ性が不十分となる。一方で、前記介在物中のＳ量が２０％以下に制御された鋼板では、良好な耐ＨＩＣ性、および耐ＳＳＣＣ性が得られる。前記介在物中のＳ量は少なければ少ないほど好ましいが、０％の場合は、Ｓが介在物により全く固定できず、母材の耐ＨＩＣ性またはＴクロス溶接部の耐ＳＳＣＣ性が不十分となると考えられる。
【００６４】
前記介在物の総個数は、本発明の効果を著しく損なわない限り、特に制限はないが、鋼板中において５００〜５０００個／ｃｍ２程度分散していることが好ましい。５００個／ｃｍ２を下回ると、粒内ベイナイトの起点が不足し、十分な組織微細化作用が得られなくなって耐ＳＳＣＣ性が低下することが考えられる。また、５０００個／ｃｍ２を上回ると、破壊の起点として作用するようになり、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣＣ性ともに劣化する可能性がある。
【００６５】
（製造方法）
次に、本発明に係る厚鋼板の製造方法について以下詳細に説明する。
【００６６】
［溶鋼処理工程］
前記組織の本発明厚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４分以上置いてＣａの順に添加する工程をこの順で含み、且つ、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位置の冷却時間を４６０秒以内とする必要がある。更には、鋳造時１５００〜１４５０℃のスラブｔ／４位置の冷却時間を３００秒以内とする。尚、前記のｔは板厚を示す。各工程について、以下、順に説明する。
【００６７】
（Ａ）脱硫工程
耐ＨＩＣ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。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を添加するに際しては、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。
【００６８】
前記Ｓを０．００４％以下にするためには、スラグ中のＣａＯ濃度を１０％以上とすればよい。Ｃａの添加により、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。
【００６９】
（Ｂ）脱酸工程
耐ＳＳＣＣ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ＨＩＣ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。前記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、前記の通り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以下である。尚、Ｏｆ／Ｓの下限値はおおよそ０．１程度である。前記Ｏｆ／Ｓを１０以下にするには、ＲＨ脱ガス装置による脱酸、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ等の脱酸元素の投入による脱酸のうち、少なくとも一方の脱酸を実施することによって達成できる。
【００７０】
（Ｃ）Ａｌ、Ｚｒ、ＲＥＭの添加工程
Ａｌ、Ｚｒ、ＲＥＭの溶鋼への添加は、先にＡｌを添加し、次いで、Ｚｒ、ＲＥＭを添加するものとする。これは、Ａｌと、ＺｒおよびＲＥＭの脱酸能を比較すると、ＺｒおよびＲＥＭの脱酸力はＡｌよりも強いため、Ａｌに先んじて、Ｚｒおよび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、Ａｌを、ＺｒおよびＲＥＭより先に添加する必要がある。
【００７１】
更に、Ｃａを添加するに際しては、以下に述べる各添加元素の脱硫力及び脱酸力を考慮すると、最初にＡｌを添加し、次いでＺｒを添加し、その次にＲＥＭを添加し、最後にＣａを添加するか、あるいは最初にＡｌを添加し、次いでＺｒとＲＥＭを同時に添加し、最後にＣａを添加する方法の何れかを採用するものとする。但し、何れの場合もＲＥＭ添加からＣａ添加までの時間を４分以上とする。
【００７２】
この理由について説明する。先ず、ＲＥＭとＣａの脱硫能を比較すると、ＲＥＭの脱硫力はＣａよりも弱いため、ＲＥＭ添加前にＣａを添加すると、多量のＣａＳが生成してしまい介在物の組成が所定の範囲を逸脱することで耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣＣ性を劣化させてしまう。よって、Ｃａ添加前にＲＥＭを添加する必要があり、そのため、Ａｌ、Ｚｒ、ＲＥＭ及びＣａの添加順はＡｌ→ＺｒおよびＲＥＭ→Ｃａとしなければならない。また、介在物の組成を所定の範囲に制御するためにはＲＥＭ添加からＣａ添加までの時間を４分以上空ける必要がある。ＲＥＭ添加からＣａ添加までの時間は、好ましくは５分以上、より好ましくは８分以上である。尚、生産性の観点から、ＲＥＭ添加からＣａ添加までの時間の上限は、おおよそ６０分程度となる。
【００７３】
次に、Ｚｒ，ＲＥＭ，Ｃａの脱酸能を比較すると、一般的に脱酸力はＣａが最も強く、Ｃａ＞ＲＥＭ＞Ｚｒの順と考えられ、Ｚｒが最も弱い。従って、介在物中にＺｒを含有させる、即ち、酸化物系介在物としてＺｒＯ２を形成するには、Ｚｒよりも脱酸力の強いＣａやＲＥＭやの添加に先立ち、Ｚｒを添加しなければならない。そのため、Ａｌ、Ｚｒ、ＲＥＭ及びＣａの添加順はＡｌ→Ｚｒ→ＲＥＭ→Ｃａとする必要がある。但し、ＲＥＭはＣａと比較して脱酸能が小さいため、Ｚｒと同時に添加しても介在物中にＺｒを含有させることが可能であるため、これらの添加順はＡｌ→ＺｒおよびＲＥＭ→Ｃａとしてもよい。
【００７４】
前記各元素の添加量については、所望の各元素量の鋼板が得られればよく、例えば、Ｚｒを溶鋼中の濃度で３〜１００ｐｐｍになるよう添加し、その後もしくは同時に、ＲＥＭを溶鋼中の濃度で２〜５００ｐｐｍになるよう添加してから４分以上経過した後、Ｃａを溶鋼中の濃度で３〜６０ｐｐｍになるよう添加することが挙げられる。
【００７５】
〔鋳造工程〕
前記Ｃａ添加後は、例えば８０分以内に、速やかに鋳造を開始し、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、Ｃａ添加後の時間経過に伴い酸化物や硫化物の組成が安定的なＣａＳやＣａＯとなりやすく、介在物の組成を所定範囲とすることができなくなる。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、前記時間の下限は、Ｃａを均質化する観点から４分程度となる。
【００７６】
また、鋳造時の１５００〜１４５０℃スラブｔ／４位置の冷却時間が３００秒を超えると、介在物上への酸化物系の二次介在物の複合生成が助長され、介在物の組成が所定の範囲を逸脱することで耐ＳＳＣＣ性を劣化させてしまう。
【００７７】
また、鋳造時の１３００℃〜１２００℃スラブｔ／４位置の冷却時間を２７０〜４６０秒とすることが重要である。同冷却時間が上限を上回ると、介在物上への主に硫化物系の二次介在物の複合生成が助長され、介在物の組成が所定の範囲を逸脱することで耐ＳＳＣＣ性を劣化させてしまう。一方で、同冷却時間がその下限を下回ると、冷却負荷が大きく増加するため、実用上は好ましくない。
【００７８】
［圧延以下の工程］
前記凝固後は、常法に従って熱間圧延を行い、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で加速冷却することが好ましい。尚、その後の調質は不要である。
【００７９】
［溶接継手］
本発明では、本発明厚鋼板を用いた溶接継手を提供する。溶接継手は、厚鋼板と周溶接金属からなり、厚鋼板の端部を周溶接金属で溶接して得るものである。本発明の溶接継手は、下記式で求められる、厚鋼板と周溶接金属の浸漬電位差ΔＥが２５ｍＶ以下であることが好ましい。
ΔＥ＝周溶接金属の１時間後の浸漬電位（ｍＶ）−厚鋼板の１時間後の浸漬電位（ｍＶ）
【００８０】
上記したように、Ｔクロス溶接部において、母材と周溶接金属の電位差が大きい場合、異種金属接触効果によって母材の選択腐食および周溶接金属での水素侵入が促進されるため、耐ＳＳＣＣ性が低下する。本発明厚鋼板を用いることで浸漬電位差ΔＥが２５ｍＶ以下となり、溶接部における耐ＳＳＣＣ性の低下を抑制することができる。浸漬電位差ΔＥは、より好ましくは２０ｍＶ以下、更に好ましくは１５ｍＶ以下である。
【００８１】
また、周溶接に用いる金属としては、上記した溶接金属が好適に用いられる。
【００８２】
溶接継手を形成するための溶接方法は特に限定されず、従来公知の方法により行うことができる。例えば、アーク溶接、レーザー溶接、電子ビーム溶接等が挙げられる。
【実施例】
【００８３】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲で適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００８４】
（実施例１〜３３、比較例１〜１９）
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を行い、表１〜４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の厚鋼板を製造した。得られた厚鋼板と周溶接金属を用いて後述する溶接継手を作製した。表５，６は前記溶鋼処理、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７，８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３，４に示した介在物の組成の分析方法および表７，８の各特性の測定方法及び評価の仕方について以下に説明する。
【００８５】
〔介在物の組成の分析〕
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、株式会社島津製作所製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。尚、観察視野は、板厚中心部が中央となるようにして板厚方向に７ｍｍ、板幅方向に７ｍｍの範囲とした。分析対象元素は、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓ、ＲＥＭ、Ｎｂとした。ここで示すＲＥＭとは、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ、Ｄｙ、Ｙのことである。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、前記３断面における幅が１μｍ以上の介在物の前記各元素の含有量の平均値を求め、介在物の組成とした。
【００８６】
〔母材の降伏強度ＹＳの測定、評価〕
各厚鋼板のｔ／４位置から、Ｃ方向に平行にＪＩＳ  Ｚ２２４１の４号試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に記載の方法で引張り試験を行って降伏強度ＹＳを測定し、各厚鋼板の強度を確認した。
【００８７】
〔耐ＨＩＣ性の試験、評価〕
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℃の、５質量％ＮａＣｌ＋０．５質量％ＣＨ３ＣＯＯＨ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１ｍｍ以上の割れの有無を確認した。
【００８８】
〔Ｔクロス溶接部の耐ＳＳＣＣ性の試験、評価〕
シーム溶接を模擬するため、表１、２に示す鋼組成を有する厚鋼板を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。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、溶接継手を作成した。溶接時の入熱は、１．０ｋＪ／ｍｍとした。シーム溶接時の溶接金属にはＬｉｎｃｏｌｎｗｅｌｄ  ＬＡ−８１（Ｌｉｎｃｏｌｎ社製）を、周溶接時の溶接金属にはＭＸ−Ａ５５Ｎｉ１（（株）神戸製鋼所製）を用いた。
【００８９】
溶接後のパイプ接合体の溶接部表面の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、長手方向がビード溶接線に並行になるように、１１５Ｌ×１５Ｗ×５ｔ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。負荷応力３８８ＭＰａ、４３７ＭＰａに相当するたわみを与え、１ａｔｍの硫化水素を飽和させたＮＡＣＥ溶液Ａ：５質量％ＮａＣｌ−０．５質量％ＣＨ３ＣＯＯＨ中に７２０時間浸漬後、試験片表面における割れの有無を、倍率１０倍での光学顕微鏡観察により実施した。
【００９０】
〔浸漬電位差ΔＥ（周溶接金属の浸漬電位−厚鋼板の浸漬電位）の評価〕
表１、２に示す鋼組成を有する厚鋼板および前述の周溶接金属の一部を採取した腐食試験片（縦横２０ｍｍ×厚さ２ｍｍ）をＳｉＣ＃６００研磨紙で湿式研磨し、超音波洗浄した後、スポット溶接で試料に導線の取り付けを行った。厚鋼板または周溶接金属の試験面以外をエポキシ樹脂で被覆した。その試料を、１ａｔｍの硫化水素を飽和させたＮＡＣＥ溶液Ａ（５質量％ＮａＣｌ−０．５質量％ＣＨ３ＣＯＯＨ）中に浸漬し、浸漬後１時間後の電位を測定した。参照電極には飽和カロメル電極を使用し、周溶接金属の浸漬電位から厚鋼板の浸漬電位を差し引いた値を浸漬電位差ΔＥとして算出した。
【００９１】
これらの結果を示す表７の実施例と表８の比較例の各特性の対比から明らかなように、本発明で規定する成分組成及び鋼中の幅が１μｍ以上の粗大介在物の組成を満足する実施例の厚鋼板は、高い機械的強度が得られていると共に、ＨＩＣ試験による割れが発生せず、耐ＨＩＣ性に優れていた。また、実施例では、負荷応力３８８ＭＰａに相当するたわみを与えたＳＳＣＣ試験において、割れが発生していないことが確認された。更に、実施例４〜３３では、負荷応力４３８ＭＰａに相当するたわみを与えた耐ＳＳＣＣ評価試験においても割れが発生せず、優れた耐ＳＳＣＣ性を有することが確認された。
【００９２】
一方、本発明が規定する成分組成又は粗大介在物の組成を満足しない比較例の厚鋼板は、耐ＨＩＣ試験或いは負荷応力３８８ＭＰａに相当するたわみを与えた耐ＳＳＣＣ試験において割れの発生が確認された。
【００９３】
【表１】
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【００９４】
【表２】
2016216819.tif 000003
【００９５】
【表３】
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【００９６】
【表４】
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【００９７】
【表５】
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【００９８】
【表６】
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【００９９】
【表７】
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【０１００】
【表８】
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