钢板和接合体
阅读：1046发布：2020-06-24
专利汇可以提供钢板和接合体专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且以提供抗HIC性优异的 钢 板为主要目的。本 发明 的钢板，具有如下组成：C：0.008 质量 ％以上且0.08质量％以下、Si：0.02质量％以上且0.50质量％以下、Mn：0.6质量％以上且2.0质量％以下、P：高于0质量％并在0.014质量％以下、S：高于0质量％并在0.004质量％以下、Al：0.010质量％以上且0.050质量％以下、Nb：0.002质量％以上且0.035质量％以下、REM：0.0002质量％以上且0.0070质量％以下、Zr：0.0003质量％以上且0.01质量％以下、Ca：0.0003质量％以上且0.004质量％以下、Ti：0.002质量％以上且0.012质量％以下、N：高于0质量％并在0.0065质量％以下、O：高于0质量％并在0.004质量％以下、以及余量，当量圆直径为60nm以上的含TiN析出物的断面 密度 为1.0×105个/mm2以上。，下面是钢板和接合体专利的具体信息内容。
1.一种钢板，其中，具有如下组成：
C：0.008质量％以上且0.08质量％以下、
Si：0.02质量％以上且0.50质量％以下、
Mn：0.6质量％以上且2.0质量％以下、
P：高于0质量％并在0.014质量％以下、
S：高于0质量％并在0.004质量％以下、
Al：0.010质量％以上且0.050质量％以下、
Nb：0.002质量％以上且0.035质量％以下、
稀土类金属：0.0002质量％以上且0.0070质量％以下、
Zr：0.0003质量％以上且0.01质量％以下、
Ca：0.0003质量％以上且0.004质量％以下、
Ti：0.002质量％以上且0.012质量％以下、
N：高于0质量％并在0.0065质量％以下、
O：高于0质量％并在0.004质量％以下、及
余量：Fe和不可避免的杂质，
当量圆直径高于20nm且低于60nm的含TiN析出物的断面密度为3.0×105个/mm2以上且
8.5×105个/mm2以下，且当量圆直径为60nm以上的含TiN析出物的断面密度为1.0×105个/mm2以上。
2.根据权利要求1所述的钢板，其中，设以质量％计的相对于总质量的C和Nb的含量分别为[C]和[Nb]时，满足下式(1)，
[C]×[Nb]×105≤200…(1)。
3.根据权利要求1或权利要求2所述的钢板，其中，还含有下述之中的至少一种，Ni：0.01质量％以上且1.50质量％以下、
Cu：0.01质量％以上且1.50质量％以下、
Cr：0.01质量％以上且1.50质量％以下、
Mo：0.01质量％以上且1.50质量％以下、
V：0.003质量％以上且0.08质量％以下、
B：0.0002质量％以上且0.0025质量％以下、及
Mg：高于0质量％并在0.005质量％以下。
4.一种接合体，其具备如下：
权利要求1所述的钢板；
对该钢板的端部间或者该钢板与其他的钢板进行接合的焊接金属。
5.一种接合体，其具备如下：
权利要求2所述的钢板；
对该钢板的端部间或者该钢板与其他的钢板进行接合的焊接金属。
6.一种接合体，其具备如下：
权利要求3所述的钢板；
对该钢板的端部间或者该钢板与其他的钢板进行接合的焊接金属。
7.根据权利要求4～6中任一项所述的接合体，其中，热影响部的含TiN析出物的断面密度在远离熔合部的方向上逐渐增加。
钢板和接合体
技术领域
[0001] 本发明涉及钢板和接合体。
背景技术
[0002] 近年来，伴随世界性的能源需要的增加，包含可再生能源在内的各种能源的开发及实用化正在推进。另一方面，能量资源的大部分依然被石油、天然气、煤碳等的化石燃料占据，因此在确保能源的基础上，安全且高效地生产、运输及贮存化石燃料很重要。在此，化石燃料的生产及运输时，如果一旦发生事故，则危害容易极大，因此使用了高性能、安全性高的能源用钢材的设备必不可少。
[0003] 作为该能源用钢材之一，有用于石油和天然气的输送的作为管线管的材料的管线管用钢板。在该管线管用钢板中，不仅要有强度、韧性等的一般的结构材所要求的特性，而且还要求对于在管线管内通过的石油、天然气等的耐受性。特别是在近年的油井和气井中，产出的石油、天然气等有品质降低，H2S的混入量增加的倾向。因此，对于管线管用钢板，要求能够抑制氢致开裂(Hydrogen Induced Cracking：HIC)的抗HIC性，和能够抑制硫化物应力腐蚀开裂(Sulfide Stress Corrosion Cracking：SSCC)的抗SSCC性所代表的抗硫性的提高。
[0004] 特别是在管线管之中，进行了将管线管用钢板加工成管状时的接头焊接，即缝焊，和将管之间进行接合时的环缝焊接的T字交叉焊接部，会经受2次急热和急冷这样复杂的热过程。因此，在T字交叉焊接部，其焊接热影响部(Heat Affected Zone：HAZ)的硬度过度高，从而容易发生SSCC。因此，在管线管用钢板中，重要的是提高SSCC特别容易发生的进行T字交叉焊接的部位的抗SSCC性。
[0005] 另外，在管线管用钢板中，从运输时和施工时的成本削减的观点出发，也要求薄壁化。为了使管线管用钢板薄肉化而需要提高强度，但管线管用钢板的抗HIC性随着强度提高而有降低的倾向。因此，为了使管线管用钢板薄肉化，还需要提高强度，并进一步提高抗HIC性。
[0006] 以提高钢板的抗HIC性或进行了T字交叉焊接的部位的抗SSCC性为目的，提出有一种使板厚方向具有均匀微细的贝氏体组织的抗硫特性优异的钢板的制造方法(参照日本特开昭61－165207号公报)。该钢板的制造方法构成如下，首先将特定组成的钢加热至1000℃～1200℃，在其后的轧制时，以850℃以下、圧下率60％以上、最终温度Ar3相变点以上的条件进行轧制。其次，从该Ar3相变点以上的温度，以30℃/s以上的冷却速度，冷却至350℃以上并低于550℃的范围，以后进行放冷。根据上述专利文献，通过减少被认为会使抗HIC性降低的块状的贝氏体组织，且使均匀的上贝氏体或针状铁素体组织发达，由此认为能够一边确保钢材的抗HIC，一边实现API规格的X70级高强度厚钢板。
[0007] 另外，作为其他现有技术，提出有一处抗硫化物应力腐蚀开裂性优异的抗拉强度2
为56kgf/mm以上的焊接结构用钢的制造方法(参照日本特开平1－96329号公报)。该焊接结构用钢的制造方法，其特征在于，首先将特定组成的钢坯加热至1100～1250℃后，在950℃以下且再结晶温度域的温度范围，进行确保相对于成品板厚为40％以上的累计压下率的热轧，在Ar3点以上结束轧制。之后，从Ar3点以上的温度直接实施淬火，接着在Ar1点以下的温度进行回火。根据上述专利文献，利用微细Nb和V的碳氮化物带来的析出强化，认为能够达成抗拉强度56kgf/mm2以上的高强度。
为56kgf/mm以上的焊接结构用钢的制造方法(参照日本特开平1－96329号公报)。该焊接结构用钢的制造方法，其特征在于，首先将特定组成的钢坯加热至1100～1250℃后，在950℃以下且再结晶温度域的温度范围，进行确保相对于成品板厚为40％以上的累计压下率的热轧，在Ar3点以上结束轧制。之后，从Ar3点以上的温度直接实施淬火，接着在Ar1点以下的温度进行回火。根据上述专利文献，利用微细Nb和V的碳氮化物带来的析出强化，认为能够达成抗拉强度56kgf/mm2以上的高强度。
[0008] 作为另一个其他的现有技术，提出有将厚度25～35mm的钢板所构成的母材成形为管状后，对其接缝部进行内外面单层堆焊而成的抗硫特性优异的高韧性厚壁焊接钢管(参照日本特开2005－186162号公报)。该焊接钢管的特征在于，所述母材由特定的组成构成，缝焊金属由特定的组成构成。在上述专利文献中记述了一种成分体系，其抑制进行了T字交叉焊接的部位的作为抗SSCC性降低的原因的硬度上升。
[0009] 作为另一个其他的现有技术，提出有焊接热影响部的韧性优异的钢板(参照日本特开2011－21263号公报)。上述钢板的特征在于，具有特定的组成，此外，当量圆直径低于6 2
0.05μm的含Ti氮化物为5.0×10 个/mm以上，当量圆直径为0.05～1.0μm的含Ti氮化物是
1.0×105个/mm2以上，当量圆直径高于1.0μm的含Ti氮化物为5个/mm2以下。根据上述专利文献，通过适用含Ti氮化物的组织控制，焊接热影响部的韧性被认为优异。
0.05μm的含Ti氮化物为5.0×10 个/mm以上，当量圆直径为0.05～1.0μm的含Ti氮化物是
1.0×105个/mm2以上，当量圆直径高于1.0μm的含Ti氮化物为5个/mm2以下。根据上述专利文献，通过适用含Ti氮化物的组织控制，焊接热影响部的韧性被认为优异。
[0010] 但是，在这些专利文献中，关于高水平满足抗HIC性和进行了T字交叉焊接的部位的抗SSCC性的钢板没有记述。
[0011] 【现有技术文献】
[0012] 【专利文献】
[0013] 【专利文献1】日本特开昭61－165207号公报
[0014] 【专利文献2】日本特开平1－96329号公报
[0015] 【专利文献3】日本特开2005－186162号公报
[0016] 【专利文献4】日本特开2011－21263号公报
发明内容
[0017] 本发明鉴于上述这样的情况而形成，其主要目的在于，提供一种抗HIC性优异的钢板。另外，本发明的另一目的在于，提供一种进行了T字交叉焊接的部位的抗SSCC性优异的钢板。
[0018] 本发明者们发现，在管线管的焊接部，特别是在T字交叉焊接部的HAZ，熔融部与未熔融钢材的边界的部分，即伴距熔合部的距离的增加而硬度急剧降低时，抗SSCC性降低。这被认为是由于急剧的硬度变化，导致容易发生极端的应力集中。在此，上述的焊接部的HAZ的急剧的硬度变化的原因，是由于在熔合部的邻域部位，容易生成硬质马氏体，另一方面，在稍微离开熔合部的部位，容易生成软质铁素体。因此，本发明者们，为了减小上述的焊接部的HAZ的硬度变化，从熔合部的邻域部位的硬质马氏体生成的抑制、和稍微离开熔合部的部位的软质铁素体生成的抑制这2个观点出发进行研究，得到以下的结果。即，熔合部的邻域部位的硬质马氏体相，在因焊接时的逆相变而使奥氏体晶粒粗大化的部位，所谓粗晶粒HAZ生成，使含TiN析出物的分散带来的奥氏体晶粒钉扎效应呈现，由此能够减少其生成量。另一方面，稍微离开熔合部的部位的软质铁素体，是在因焊接时的逆相变而产生的奥氏体晶粒小的部位、所谓细晶粒HAZ生成的铁素体，通过在稍微远离熔合部的部位有意识地减少具有奥氏体晶粒钉扎效应的含TiN析出物，使熔合部的邻域部位的旧奥氏体晶粒一定程度地粗大化，能够抑制其生成。
[0019] 即，用于解决上述课题而作出的发明，是一种钢板，其具有如下组成：C：0.008质量％以上且0.08质量％以下；Si：0.02质量％以上且0.50质量％以下；Mn：0.6质量％以上且2.0质量％以下；P：高于0质量％并在0.014质量％以下；S：高于0质量％并在0.004质量％以下；Al：0.010质量％以上且0.050质量％以下；Nb：0.002质量％以上且0.035质量％以下；稀土类金属：0.0002质量％以上且0.0070质量％以下；Zr：0.0003质量％以上且0.01质量％以下；Ca：0.0003质量％以上且0.004质量％以下；Ti：0.002质量％以上且0.012质量％以下；
N：高于0质量％并在0.0065质量％以下；O：高于0质量％并在0.004质量％以下，以及余量：
Fe和不可避免的杂质，当量圆直径高于20nm且低于60nm的含TiN析出物的断面密度为3.0×
105个/mm2以上且8.5×105个/mm2以下，并且当量圆直径为60nm以上的含TiN析出物的断面密度为1.0×105个/mm2以上。
N：高于0质量％并在0.0065质量％以下；O：高于0质量％并在0.004质量％以下，以及余量：
Fe和不可避免的杂质，当量圆直径高于20nm且低于60nm的含TiN析出物的断面密度为3.0×
105个/mm2以上且8.5×105个/mm2以下，并且当量圆直径为60nm以上的含TiN析出物的断面密度为1.0×105个/mm2以上。
[0020] 该钢板中，当量圆直径高于20nm且低于60nm的比较小的含TiN析出物，和当量圆直径为60nm以上的比较大的含TiN析出物的断面密度分别在特定范围。在此，焊接时HAZ的熔合部的邻域部位，因为在焊接时达到比较高的温度，所以比较小的含TiN析出物大部分熔融消失，另一方面，比较大的含TiN析出物不容易熔化。因此，在上述熔合部的邻域部位，未熔的比较大的含TiN析出物、和一部分比较小的含TiN析出物发挥奥氏体晶粒钉扎效应。相对于此，稍微离开熔合部的部位，不像焊接时在上述熔合部的邻域部位那样高温，因此比较小的含TiN析出物也大部分未熔化。而且，该钢板中，含TiN析出物比较小的一方比含TiN析出物比较大的一方的断面密度大，在稍微离开熔合部的部位，比较小的含TiN析出物成为奥氏体晶粒钉扎效应的主体。
[0021] 该钢板中，比较小的含TiN析出物，在焊接时HAZ的熔合部的邻域部位发挥奥氏体晶粒钉扎效应，能够抑制熔合部的邻域部位的硬质马氏体的生成。另一方面，该钢板中，使比较小的含TiN析出物的断面密度为上述上限以下，不使之过剩分散，从而能够限定稍微离开熔合部的部位的奥氏体晶粒钉扎效应，抑制软质铁素体的生成。另外，该钢板中，比较大的含TiN析出物在焊接时HAZ的熔合部的邻域部位发挥奥氏体晶粒钉扎效应，能够进一步抑制硬质马氏体相的生成。如此，该钢板中，通过使比较小的含TiN析出物和比较大的含TiN析出物的断面密度分别在上述下限以上，能够在上述熔合部的邻域部位利用比较小的含TiN析出物和比较大的含TiN析出物带来的奥氏体晶粒钉扎效应，抑制硬质马氏体的生成。另一方面，该钢板中，通过使比较小的含TiN析出物的断面密度为上述上限以下，从而在HAZ的稍微离开熔合部的部位使奥氏体晶粒钉扎效应为限定性的，能够充分抑制软质铁素体的生成。由此，该钢板中，能够抑制HAZ的熔合部的邻域部位的硬质马氏体生成和稍微离开熔合部的部位的软质铁素体生成，其结果是，能够提高进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性。另外，在该钢板中，通过具有上述组成，能够提高耐HIC性，另外能够进一步提高进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性。
[0022] 该钢板中，相对于总质量的C和Nb的含量[质量％]分别作为[C]和[Nb]时满足下式(1)即可。
[0023] [C]×[Nb]×105≤200…(1)
[0024] 该钢板满足上述式(1)，能够在焊接时稍微离开HAZ的熔合部的部位减少发挥着奥氏体晶粒钉扎效应的含NbC析出物。其结果是，能够抑制稍微离开熔合部的部位的软质铁素体的生成，能够进一步提高进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性。
[0025] 该钢板还含有Ni：0.01质量％以上且1.50质量％以下、Cu：0.01质量％以上且1.50质量％以下、Cr：0.01质量％以上且1.50质量％以下、Mo：0.01质量％以上且1.50质量％以下、V：0.003质量％以上且0.08质量％以下、B：0.0002质量％以上且0.0025质量％以下、及Mg：高于0质量％并在0.005质量％以下之中的至少一种即可。Cr对于强度提高是有用的元素，另外抑制T字交叉焊接部的软质铁素体的生成，由此使抗SSCC性进一步提高。此外，Mg与S一起形成MgS而微细分散，进一步提高该钢板的抗SSCC性。此外，Ni、Cu、Mo、V和B对于该钢板的强度提高是有用的元素。因此，该钢板还特定量含有Ni、Cu、Cr、Mo、V、B及Mg之中的至少一种，从而能够进一步提高T字交叉焊接部的抗SSCC性、和赋予强度提高等的希望的特性。
[0026] 用于解决上述课题而作出的另一发明，是具备该钢板，和将该钢板的端部间或该钢板与其他的钢板加以接合的焊接金属的接合体。
[0027] 该接合体，是该钢板的端部间或该钢板与其他的钢板由焊接金属接合而成的接合体，即，将该钢板的端部间或该钢板与其他的钢板通过焊接接合而成的接合体。如上述，因为该钢板的抗HIC性优异，所以该接合体其抗HIC性优异。另外，该钢板能够抑制焊接时HAZ的熔合部的邻域部位的硬质马氏体生成和稍微离开熔合部的部位的软质铁素体生成。因此，通过焊接将该钢板的端部间或该钢板与其他的钢板进行接合了的该接合体中，焊接部的抗SSCC性，特别是进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性优异。
[0028] 热影响部的含TiN析出物的断面密度，其在远离熔合部的方向上逐渐地增加即可。该含TiN析出物的断面密度的变化，其发生如果是以适当的温度条件焊接该钢板，则在热影响部越是靠近熔合部的部位越高温，含TiN析出物的熔融及消失适度地被促进。因此，该接合体中，热影响部的含TiN析出物的断面密度在远离熔合部的方向上逐渐地增加，即以适当的温度条件焊接该钢板，能够更确实地提高焊接部的抗SSCC性，特别是进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性。
[0029] 在本申请中公开的发明之中，如果代表性地简单说明所取得的效果，则如下。即，根据本发明的一个实施的方式，能够提供具有优异的抗HIC性的钢板及接合体。另外，根据本发明的一个实施的方式，还能够提高上述钢板及接合体的进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性。
具体实施方式
[0030] 以下，对于本发明的钢板及接合体的实施方式进行说明。
[0031] ＜钢板＞
[0032] 该钢板具有如下组成：C(碳)：0.008质量％以上且0.08质量％以下；Si(硅)：0.02质量％以上且0.50质量％以下；Mn(锰)：0.6质量％以上且2.0质量％以下；P(磷)：高于0质量％并在0.014质量％以下；S(硫)：高于0质量％并在0.004质量％以下；Al(铝)：0.010质量％以上且0.050质量％以下；Nb(铌)：0.002质量％以上且0.035质量％以下；稀土类金属：0.0002质量％以上且0.0070质量％以下；Zr(锆)：0.0003质量％以上且0.01质量％以下；Ca(钙)：0.0003质量％以上且0.004质量％以下；Ti(钛)：0.002质量％以上且0.012质量％以下；N(氮)：高于0质量％并在0.0065质量％以下；O(氧)：高于0质量％并在0.004质量％以下；以及余量：Fe(铁)和不可避免的杂质。另外，该钢板中，当量圆直径高于20nm并低于60nm的含TiN析出物的断面密度为3.0×105个/mm2以上且8.5×105个/mm2以下，且当量圆直径为
60nm以上的含TiN析出物的断面密度为1.0×105个/mm2以上。
60nm以上的含TiN析出物的断面密度为1.0×105个/mm2以上。
[0033] 作为该钢板的平均厚度的下限，没有特别限定，但例如为6mm，优选为8mm，更优选为12mm。另一方面，作为该钢板的平均厚度的上限，没有特别限定，但例如为60mm，优选为50mm，更优选为40mm。该钢板的平均厚度小于上述下限时，加工成管线管等之时的强度有可能不充分。反之，该钢板的平均厚度高于上述上限时，加工成管线管等有可能困难。
[0034] [C(碳)]
[0035] 以下，对于该钢板的各成分进行说明。C是用于确保该钢板的强度所需要的元素。作为C的含量的下限为0.008质量％，优选为0.02质量％，更优选为0.03质量％。另一方面，作为C的含量的上限为0.08质量％，优选为0.07质量％，更优选为0.06质量％。C的含量小于上述下限时，该钢板的强度有可能不充分。反之，C的含量高于上述上限时，该钢板中生成岛状马氏体，其成为HIC的起点，抗HIC性有可能降低。另外，焊接时在HAZ的熔合部的邻域部位，马氏体的硬度上升，进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性有可能降低。
[0036] [Si(硅)]
[0037] Si是该钢板的脱氧所需要的元素。作为Si的含量的下限为0.02质量％，优选为0.04质量％，更优选为0.06质量％。另一方面，作为Si的含量的上限为0.50质量％，优选为
0.45质量％，更优选为0.35质量％。Si的含量小于上述下限时，该钢板的脱氧有可能不充分。反之，Si的含量高于上述上限时，该钢板中成为HIC的起点的岛状马氏体生成，抗HIC性有可能降低。
0.45质量％，更优选为0.35质量％。Si的含量小于上述下限时，该钢板的脱氧有可能不充分。反之，Si的含量高于上述上限时，该钢板中成为HIC的起点的岛状马氏体生成，抗HIC性有可能降低。
[0038] [Mn(锰)]
[0039] Mn是用于确保该钢板的强度所需要的元素。作为Mn的含量的下限为0.6质量％，优选为0.8质量％，更优选为1.0质量％。另一方面，作为Mn的含量的上限为2.0质量％，优选为1.9质量％，更优选为1.8质量％。Mn的含量小于上述下限时，该钢板的强度有可能不充分。
反之，Mn的含量高于上述上限时，与S一起形成MnS，抗HIC性有可能降低。
反之，Mn的含量高于上述上限时，与S一起形成MnS，抗HIC性有可能降低。
[0040] [P(磷)]
[0041] P在该钢板中不可避免地包含，是使该钢板的抗HIC性及抗SSCC性降低的元素。P的含量高于0质量％。P的含量越小越为优选，但工业上达到0质量％困难。另一方面，作为P的含量的上限为0.014质量％，优选为0.012质量％，更优选为0.010质量％。P的含量高于上述上限时，该钢板的抗HIC性及进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性有可能降低。
[0042] [S(硫)]
[0043] S在该钢板中不可避免地包含，与Mn一起形成MnS，是使该钢板的抗HIC性降低的元素。S的含量高于0质量％。S的含量越小越优选，但工业上达到0质量％困难。另一方面，作为S的含量的上限为0.004质量％，优选为0.003质量％，更优选为0.0025质量％，进一步优选为0.002质量％。S的含量高于上述上限时，该钢板的抗HIC性有可能降低。
[0044] [Al(铝)]
[0045] Al是该钢板的脱氧所需要的元素。作为Al的含量的下限为0.010质量％，优选为0.020质量％，更优选为0.025质量％。另一方面，作为Al的含量的上限为0.050质量％，优选为0.045质量％，更优选为0.040质量％。Al的含量小于上述下限时，该钢板中容易形成Ti氧化物，其结果是，有可能难以将含TiN析出物的当量圆直径和断面密度调整到规定范围。反之，Al的含量高于上述上限时，在该钢板中有可能形成作为HIC的起点的团簇状的Al氧化物。
[0046] [Nb(铌)]
[0047] Nb是用于确保该钢板的强度所需要的元素。作为Nb的含量的下限为0.002质量％，优选为0.005质量％，更优选为0.010质量％。另一方面，作为Nb的含量的上限为0.035质量％，优选为0.033质量％，更优选为0.030质量％。Nb的含量小于上述下限时，该钢板的强度有可能不充分。反之，Nb的含量高于上述上限时，该钢板的焊接时在HAZ的熔合部的邻域部分容易生成硬质马氏体，进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性有可能降低。
[0048] [稀土类金属]
[0049] 稀土类金属是该钢板的脱氧所需要的元素。作为稀土类金属的含量的下限为0.0002质量％，优选为0.0005质量％，更优选为0.0010质量％。另一方面，作为稀土类金属的含量的上限为0.0070质量％，优选为0.0060质量％，更优选为0.0055质量％，进一步优选为0.0050质量％。稀土类金属的含量小于上述下限时，该钢板的脱氧不充分，由此Ti氧化物容易形成，其结果是，有可能难以将含TiN析出物的当量圆直径及断面密度调整到规定范围。反之，稀土类金属的含量高于上述上限时，固溶的稀土类金属在晶界偏析，晶界强度降低，该钢板的进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性有可能降低。在此所谓“稀土类金属”，意思是原子序号57的La(镧)至原子序号71的Lu(镥)的15个镧系元素、及Sc(钪)和Y(钇)。
[0050] [Zr(锆)]
[0051] Zr是该钢板的脱氧所需要的元素。作为Zr的含量的下限为0.0003质量％，优选为0.0005质量％，更优选为0.0010质量％。另一方面，作为Zr的含量的上限为0.01质量％优选为0.007质量％，更优选为0.005质量％。Zr的含量小于上述下限时，该钢板的脱氧不充分，由此Ti氧化物容易形成，其结果是，有可能难以将含TiN析出物的当量圆直径及断面密度调整至规定范围。反之，Zr的含量高于上述上限时，在制造该钢板时，熔钢工序中固溶Zr增加，铸造工序中上述固溶Zr以包围氧化物及硫化物的方式结晶出来，抗HIC性有可能降低。
[0052] [Ca(钙)]
[0053] Ca形成CaS而固定S，由此减少MnS生成量，其结果是，其为提高该钢板的抗HIC性的元素。作为Ca的含量的下限为0.0003质量％，优选为0.0005质量％，更优选为0.0010质量％。另一方面，作为Ca的含量的上限为0.004质量％，优选为0.0035质量％，更优选为0.0032质量％。Ca的含量小于上述下限时，该钢板的抗HIC性有可能降低。反之，Ca的含量高于上述上限时，过剩形成的CaS凝集，该钢板的抗HIC性有可能降低。
[0054] [Ti(钛)]
[0055] Ti与N一起作为含TiN析出物析出，是提高该钢板的进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性的元素。作为Ti的含量的下限为0.002质量％，更优选为0.004质量％，进一步优选为0.005质量％。另一方面，Ti的含量的上限为0.012质量％，优选为0.010质量％，更优选为0.009质量％，进一步优选为0.008质量％。Ti的含量小于上述下限时，有可能难以将含TiN析出物的当量圆直径及断面密度调整到规定范围。反之，Ti的含量高于上述上限时，含TiN析出物过度稳定化，该钢板在焊接时从HAZ的熔合部稍微离开的部位的奥氏体晶粒的钉扎效应过剩，由此软质铁素体的生成被促进，其结果是，进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性有可能降低。
[0056] [N(氮)]
[0057] N与Ti一起作为含TiN析出物析出，是提高该钢板的进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性的元素。N的含量高于0质量％。作为N的含量的下限优选为0.0020质量％，更优选为0.0025质量％，进一步优选为0.0030质量％。另一方面，作为N的含量的上限为0.0065质量％，优选为0.0060质量％，更优选为0.0055质量％。N的含量小于上述下限时，有可能难以将含TiN析出物的当量圆直径及断面密度调整到规定范围。反之，N的含量高于上述上限时，氮化物在该钢板的晶界偏析，晶界强度降低，其结果是，进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性有可能降低。
[0058] [O(氧)]
[0059] O在该钢板中不可避免地包含，是形成粗大氧化物等的夹杂物，从而促进以该夹杂物为起点的HIC发生的元素。O的含量高于0质量％。作为O的含量的下限优选为0.0002质量％，更优选为0.0008质量％。另一方面，作为O的含量的上限为0.004质量％，优选为0.003质量％，更优选为0.002质量％。O的含量小于上述下限时，有可能得不到与该钢板的制造成本上升相应的抗HIC性的提高效果。反之，O的含量高于上述上限时，以上述粗大氧化物等的夹杂物为起点的HIC发生被促进，该钢板的抗HIC性有可能降低。
[0060] 该钢板除了上述的组成以外，还含有Ni(镍)：0.01质量％以上且1.50质量％以下、Cu(銅)：0.01质量％以上且1.50质量％以下、Cr(铬)：0.01质量％以上且1.50质量％以下、Mo(钼)：0.01质量％以上且1.50质量％以下、V(钒)：0.003质量％以上且0.08质量％以下、B(硼)：0.0002质量％以上且0.0025质量％以下、及Mg(镁)：高于0质量％并在0.005质量％以下之中的至少一种即可。
[0061] [Ni(镍)]
[0062] Ni是有助于该钢板的强度提高的元素。作为Ni的含量的下限，优选为0.01质量％，更优选为0.05质量％，进一步优选为0.10质量％。另一方面，作为Ni的含量的上限优选为1.50质量％，更优选为1.00质量％，进一步优选为0.50质量％。Ni的含量小于上述下限时，该钢板的强度有可能降低。反之，Ni的含量高于上述上限时，该钢板的焊接时在HAZ的熔合部的邻域部位，硬质马氏体增加，其结果是，进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性有可能降低。
[0063] [Cu(铜)]
[0064] Cu是有助于该钢板的强度提高的元素。作为Cu的含量的下限，优选为0.01质量％，更优选为0.05质量％，进一步优选为0.10质量％。另一方面，作为Ni的含量的上限，优选为1.50质量％，更优选为1.00质量％，进一步优选为0.50质量％。Cu的含量小于上述下限时，该钢板的强度有可能降低。反之，Cu的含量高于上述上限时，该钢板的焊接时在HAZ的熔合部的邻域部位，硬质马氏体增加，其结果是，进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性有可能降低。
[0065] [Cr(铬)]
[0066] Cr是有助于该钢板的强度提高的元素。作为Cr的含量的下限，优选为0.01质量％，更优选为0.05质量％，进一步优选为0.10质量％。另一方面，作为Cr的含量的上限，优选为1.50质量％，更优选为1.00质量％，进一步优选为0.50质量％。Cr的含量小于上述下限时，该钢板的强度有可能降低。反之，Cr的含量高于上述上限时，该钢板的焊接时在HAZ的熔合部的邻域部位，硬质马氏体增加，进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性有可能降低。
[0067] [Mo(钼)]
[0068] Mo是有助于该钢板的强度提高的元素。作为Mo的含量的下限，优选为0.01质量％，更优选为0.05质量％，进一步优选为0.10质量％。另一方面，作为Mo的含量的上限，优选为1.50质量％，更优选为1.00质量％，进一步优选为0.50质量％。Mo的含量比上述下限小时，该钢板的强度有可能降低。反之，Mo的含量高于上述上限时，该钢板的焊接时在HAZ的熔合部的邻域部位，硬质马氏体增加，进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性有可能降低。
[0069] [V(钒)]
[0070] V是有助于该钢板的强度提高的元素。作为V的含量的下限，优选为0.003质量％，更优选为0.005质量％，进一步优选为0.010质量％。另一方面，作为V的含量的上限，优选为0.08质量％，更优选为0.07质量％，进一步优选为0.05质量％。V的含量小于上述下限时，该钢板的强度有可能降低。反之，V的含量高于上述上限时，该钢板的焊接时在HAZ的熔合部的邻域部位，硬质马氏体增加，进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性有可能降低。
[0071] [B(硼)]
[0072] B是有助于该钢板的强度提高的元素。作为B的含量的下限，优选为0.0002质量％，更优选为0.0005质量％，进一步优选为0.0010质量％。另一方面，作为B的含量的上限，优选为0.0025质量％，更优选为0.020质量％。B的含量小于上述下限时，该钢板的强度有可能降低。反之，B的含量高于上述上限时，该钢板的焊接时在HAZ的熔合部的邻域部位，硬质马氏体增加，进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性有可能降低。
[0073] [Mg(镁)]
[0074] Mg与S一起形成MgS，该硫化物微细分散，从而是进一步提高该钢板的进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性的元素。Mg的含量优选为高于0质量％。作为Mg的含量的下限，优选为0.0005质量％，更优选为0.0010质量。另一方面，作为Mg的含量的上限，优选为0.005质量％，更优选为0.004质量％，进一步优选为0.003质量％。Mg的含量小于上述下限时，该钢板的进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性有可能降低。反之，Mg的含量高于上述上限时，有可能得不到与该钢板的制造成本上升相应的进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性的提高效果。
[0075] [余量]
[0076] 该钢板除了上述的各元素以外，含有Fe(铁)和不可避免的杂质作为余量。作为该不可避免的杂质，例如可列举Sn(锡)、As(砷)、Pb(铅)等。
[0077] 该钢板中，设相对于总质量的C和Nb的含量[质量％]分别为[C]和[Nb]时，优选满足下式(1)。该钢板通过满足下式(1)，进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性进一步提高。该钢板满足上述构成而使上述效果奏效的理由如下。即，由C和Nb形成的含NbC析出物，虽然比含TiN析出物弱，但是在该钢板的焊接时稍微离开熔合部的部位，发挥奥氏体晶粒的钉扎效应，促进软质铁素体的生成。因此，该钢板满足下式(1)，焊接时从HAZ的熔合部稍微离开的部位未溶的含NbC析出物减少，软质铁素体的生成得到抑制。其结果是，该钢板的进行过T字交叉焊接时的抗SSCC性进一步提高。
[0078] [C]×[Nb]×105≤200…(1)
[0079] 作为上式(1)的左边的上限，如上述优选为200，更优选为195，进一步优选为190，特别优选为185，更特别优选为180，最优选为175。另一方面，作为上式(1)的左边的下限，没有特别限定，便优选为为1，更优选为10。上式(1)的左边高于上述上限时，该钢板在焊接时从HAZ的熔合部稍微离开的部位未溶的含NbC析出物有可能增加。其结果是，该含NbC析出物发挥奥氏体晶粒的钉扎效应而促进软质铁素体的生成，该钢板的进行过T字交叉焊接时的抗SSCC性有可能降低。反之，上式(1)的左边小于上述下限时，Nb的含量不足，强度有可能不充分，以及N的含量不足，有可能难以将含TiN析出物的当量圆直径及断面密度调整到规定范围。
[0080] [含TiN析出物]
[0081] 该钢板含有当量圆直径高于20nm且低于60nm的比较小的含TiN析出物、和当量圆直径为60nm以上的比较大的含TiN析出物。上述比较小的含TiN析出物，在该钢板的焊接时HAZ的熔合部的邻域部位，发挥奥氏体晶粒钉扎效应，抑制硬质马氏体的生成，并且在稍微离开熔合部的部位发挥奥氏体晶粒钉扎效应而促进软质铁素体的生成。另外，上述比较大的含TiN析出物，在该钢板的焊接时在HAZ的熔合部的邻域部位，发挥奥氏体晶粒钉扎效应，抑制硬质马氏体的生成。
[0082] 作为该钢板的当量圆直径高于20nm且低于60nm的含TiN析出物的断面密度的下限5 2 5 2 5 2
为3.0×10个/mm ，优选为3.5×10 个/mm ，更优选为4.0×10个/mm。另一方面，作为上述含TiN析出物的断面密度的上限为8.5×105个/mm2，优选为8.0×105个/mm2，更优选为7.5×
105个/mm2。上述含TiN析出物的断面密度小于上述下限时，该钢板的焊接时在HAZ的熔合部的邻域部位，奥氏体晶粒钉扎效应有可能无法充分发挥。其结果是，不能抑制硬质马氏体相的生成，进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性有可能降低。反之，上述含TiN析出物的断面密度高于上述上限时，该钢板的焊接时在HAZ的稍微离开熔合部的部位，奥氏体晶粒钉扎效应有可能过剩发挥。其结果是，软质铁素体的生成被促进，进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性有可能降低。
为3.0×10个/mm ，优选为3.5×10 个/mm ，更优选为4.0×10个/mm。另一方面，作为上述含TiN析出物的断面密度的上限为8.5×105个/mm2，优选为8.0×105个/mm2，更优选为7.5×
105个/mm2。上述含TiN析出物的断面密度小于上述下限时，该钢板的焊接时在HAZ的熔合部的邻域部位，奥氏体晶粒钉扎效应有可能无法充分发挥。其结果是，不能抑制硬质马氏体相的生成，进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性有可能降低。反之，上述含TiN析出物的断面密度高于上述上限时，该钢板的焊接时在HAZ的稍微离开熔合部的部位，奥氏体晶粒钉扎效应有可能过剩发挥。其结果是，软质铁素体的生成被促进，进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性有可能降低。
[0083] 作为该钢板中的当量圆直径为60nm以上的含TiN析出物的断面密度的下限，为1.0×105个/mm2，优选为1.2×105个/mm2，更优选为1.5×105个/mm2。另一方面，作为上述含TiN析出物的断面密度的上限，没有特别限定，例如为5.0×105个/mm2，优选为3.0×105个/mm2，更优选为2.7×105个/mm2。上述含TiN析出物的断面密度小于上述下限时，该钢板的焊接时在HAZ的熔合部的邻域部位，奥氏体晶粒钉扎效应得不到充分发挥，不能抑制硬质马氏体相的生成，其结果是，进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性有可能降低。反之，上述含TiN析出物的断面密度高于上述上限时，该钢板的制造有可能困难。
[0084] 在此，当量圆直径高于20nm且低于60nm的含TiN析出物的断面密度，及当量圆直径60nm以上的含TiN析出物的断面密度，是指通过以下的方法测量的值。首先，切断该钢板的任意的部位，用透射型电子显微镜(Transmission Electron Microscope：TEM)等的电子显微镜，观察所得到的切断面。在上述观察中，利用能量色散型荧光X射线分析(Energy Dispersive X－ray spectrometry：EDX)装置等判别含有Ti的析出物，将其作为含TiN析出物。其次，通过图像分析测量观察视野中的各含TiN析出物的面积，换算成当量圆直径，计测当量圆直径高于20nm且低于60nm的含TiN析出物的个数、和当量圆直径为60nm以上的含TiN析出物的个数，计算每1mm2的个数，求得断面密度。还有，当量圆直径为20nm以下的粒子，因为EDX的可靠性不充分，所以从分析中除外。
[0085] [用途]
[0086] 该钢板其抗HIC性优异。另外，该钢板其进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性也优异。因此，该钢板能够适合作为石油、煤碳、天然气等的化石燃料的生产及运输所用的设备的材料，即作为能源用钢材使用，特别适合作为石油及天然气的运输所用的管线管的材料，即作为管线管用钢板使用。
[0087] ＜钢板的制造方法＞
[0088] 作为该钢板的制造方法，例如可列举具备铸造钢粹的铸造工序，热轧所得到的铸块的热轧工序的方法等。以下，对于各工序进行说明。
[0089] [铸造工序]
[0090] 在本工序中，将具有上述组成的钢液铸造成板坯形状等，得到铸块。具有上述组成的钢液，能够通过适宜组合脱硫处理、脱氧处理、各元素的添加等的现有公知的方法取得。在本工序中，在1,450℃以上且1,500℃以下进行冷却处理即可。这时，作为上述的温度范围内的冷却时间的下限，没有特别限定，但例如为200秒。另一方面，作为上述的温度范围的冷却时间的上限，优选为300秒，更优选为280秒。上述温度范围内的冷却时间高于上述上限时，粗大的含TiN析出物容易生成，其结果是，有可能难以将含TiN析出物的当量圆直径及断面密度调整到规定范围。还有，在本工序中，除了上述的温度范围内的冷却处理以外，也可以进行低于1,450℃下的冷却处理、和1,500℃以上的冷却处理。
[0091] [热轧工序]
[0092] 在本工序中，通过热轧由上述铸造工序得到的铸块，取得钢板。作为该热轧时的铸块的加热温度，例如为850℃以上且1,200℃以下。另外，作为铸块的加热时间的下限，没有特别限定，但例如为0.5小时。另一方面，作为上述加热时间的上限，优选为4小时，更优选为3.2小时。上述加热时间高于上述上限时，粗大的含TiN析出物容易生成，其结果是，有可能难以将含TiN析出物的当量圆直径及断面密度调整到规定范围。
[0093] 作为由下式(2)表示的本工序的前后的铸块的压下率的下限，优选为0.5，更优选为0.6，进一步优选为0.8。另一方面，作为上述压下率的上限，没有特别限定，例如为0.9。上述压下率小于上述下限时，轧制中的应变量不足，由于应变诱发析出而生成的含TiN析出物减少，其结果是，有可能难以将含TiN析出物的当量圆直径及断面密度调整到规定范围。
[0094] 压下率＝(轧制前的平均厚度－轧制后的平均厚度)/轧制前的平均厚度…(2)[0095] 作为本工序的轧制道次数的下限，通常为1，优选为3，更优选为7。另一方面，作为上述轧制道次数的上限，优选为16，更优选为15，进一步优选为12。上述轧制道次数小于上述下限时，有可能难以使压下率在上述的规定范围。反之，上述轧制道次数高于上述上限时，为了使压下率在上述的规定范围，需要使各道次的压下率降低，因此经由轧制中的应变诱发析出而生成的含TiN析出物减少，其结果是，有可能难以将含TiN析出物的当量圆直径及断面密度调整到规定范围。
[0096] 作为本工序的终轧温度的下限，优选为790℃，更优选为820℃。另一方面，作为上述终轧温度的上限，例如为1,000℃。上述终轧温度小于上述下限时，在轧制时导入钢板的位错量增加，以位错为扩散路径的微细的含TiN析出物过度生成，其结果是，有可能难以将含TiN析出物的当量圆直径和断面密度调整到规定范围。
[0097] ＜接合体＞
[0098] 该接合体具备该钢板、和将该钢板的端部间或该钢板与其他的钢板加以接合的焊接金属。该接合体，是上述的该钢板的端部间或该钢板与其他的钢板被焊接金属接合而成的接合体，即通过焊接合该钢板的端部间或该钢板与其他的钢板而成的接合体。如果该接合体以适当的温度条件被焊接，则在上述焊接时越靠近HAZ的熔合部的部位温度越高，含TiN析出物越会熔融减少。因此，该接合体中，HAZ的含TiN析出物的断面密度，在远离熔合部的方向上逐渐地增加即可。该接合体中，借助该钢板含有的比较小的含TiN析出物，焊接时在HAZ的熔合部的邻域部位，奥氏体晶粒钉扎效应得到发挥，熔合部的邻域部位的硬质马氏体的生成受到抑制。另外，该接合体中，该钢板含有的比较小的含TiN析出物的断面密度在上述上限以下，没有过剩地分散，从而稍微离开熔合部的部位的奥氏体晶粒钉扎效应受到限定，可抑制软质铁素体的生成。此外，该接合体中，该钢板含有的比较大的含TiN析出物，在焊接时HAZ的熔合部的邻域部位发挥奥氏体晶粒钉扎效应，硬质马氏体相的生成进一步得到抑制。如此，该接合体中，因为HAZ的熔合部的邻域部位的硬质马氏体生成和稍微离开熔合部的部位的软质铁素体生成被抑制，所以进行过焊接的部位，特别是进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性优异。此外，该接合体因为是通过焊接，接合该钢板的端部间或该钢板与其他的钢板而成，所以抗HIC性优异。
[0099] 作为该接合体，例如可列举将该钢板成形为管状的，对于接头部分进行缝焊，即通过缝焊接合而得到的钢管、以环缝焊接对于多个上述钢管的端部间进行接合而得到的管线管等。
[0100] 【实施例】
[0101] 以下，通过实施例更详细地说明本发明，但本发明不受这些实施例限定。
[0102] ＜钢板的制作＞
[0103] 使用150kg真空感应炉，熔炼具有表1所示的组成的钢液，铸造该钢液而制作板坯。对该板坯进行热轧，从而得到平均厚度25mm的No.1～No.19钢板。热轧时的加热温度为1,
100℃。该钢板的制造过程之中，热轧时的加热温度以外的主要的条件显示在表2中。还有，在表1中，“REM”表示稀土类金属(rare earthmetal)。在表2中，“t1(秒)”表示铸造中进行1,
450℃以上且1,500℃以下的冷却处理的时间。“t2(时间)”表示热轧时的1,100℃下的加热时间。“压下率”是热轧的前后的铸块的压下率，由下式(2)表示。
100℃。该钢板的制造过程之中，热轧时的加热温度以外的主要的条件显示在表2中。还有，在表1中，“REM”表示稀土类金属(rare earthmetal)。在表2中，“t1(秒)”表示铸造中进行1,
450℃以上且1,500℃以下的冷却处理的时间。“t2(时间)”表示热轧时的1,100℃下的加热时间。“压下率”是热轧的前后的铸块的压下率，由下式(2)表示。
[0104] 压下率＝(轧制前的平均厚度－轧制后的平均厚度)/轧制前的平均厚度…(2)[0105] 【表1】
[0106]
[0107] [含TiN析出物的断面密度的测量]
[0108] 对于所得到的钢板，通过以下的方法进行含TiN析出物的断面密度的测量。首先，从各钢板上，切下柱体状的试验片。在此切割中，使试验片的轴向与钢板的宽度方向一致，试验片的中心轴与钢板的一方的表面的距离为钢板的平均厚度的1/4，并且使试验片的一方的底面为钢板的纵断面。其次，由相当于该试验片的上述钢板的纵断面的底面制成复型TEM试验片，以透射型电子显微镜(TEM)进行观察。观察条件为，观察倍率15,000倍，观察视野52.7μm2，观察4个视野。在观察中，由能量色散型荧光X射线分析(EDX)装置判别含有Ti的析出物，以该析出物作为含TiN析出物。接着，通过图像分析测量观察视野中的各含TiN析出物的面积，换算成当量圆直径，计测当量圆直径高于20nm且低于60nm的含TiN析出物的个数、和当量圆直径为60nm以上的含TiN析出物的个数，计算每1mm2的个数，求得断面密度。还有，20nm以下的析出物，因为EDX的可靠性不充分，所以从分析中除外。测量结果一并显示在表2中。
[0109] ＜钢板的评价＞
[0110] 通过以下的方法，评价各钢板的屈服强度、抗HIC性及进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性。评价结果一并显示在表2中。
[0111] [屈服强度]
[0112] 从各钢板上切下JIS－Z2241：2011所规定的棒状的4号试验片。在此切割中，使试验片的轴向与钢板的宽度方向一致，使试验片的中心轴与钢板的一方的表面的距离为钢板的平均厚度的1/4。接着，按JIS－Z2241：2011所述的方法进行拉伸试验，测量屈服强度[MPa]。屈服强度中，其值越大，表示强度越优异，470MPa以上能够判断为“良好”，低于470MPa判断为“不良”。
[0113] [抗HIC性]
[0114] 抗HIC性遵循“NACE(National Association of Corrosion Engineers)standard TM0284－2003”所规定的方法进行试验和评价。具体来说，首先从各钢板上切下纵长方向与钢板的轧制方向一致的t：10mm×W：20mm×L：100mm的板状的试验片。其次，在含有5质量％NaCl和0.5质量％CH3COOH，且以1atm的硫化氢使之饱和的25℃的水溶液中浸渍上述试验片96小时。浸渍后，沿纵长方向以10mm间距切断试验片，研磨各切断面后，使用光学显微镜以
100倍的倍率观察整体切断面，发生1mm以上的裂纹时判断为HIC发生。表2中显示整体切断面有无HIC发生。抗HIC性中，没有HIC发生时能够判断为“良好”，有HIC发生时能够判断为“不良”。
100倍的倍率观察整体切断面，发生1mm以上的裂纹时判断为HIC发生。表2中显示整体切断面有无HIC发生。抗HIC性中，没有HIC发生时能够判断为“良好”，有HIC发生时能够判断为“不良”。
[0115] [进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性]
[0116] 进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性，通过以下的方法进行试验和评价。首先，为了模拟缝焊，将各钢板加工成75°的X坡口，通过双焊层的埋弧焊法进行焊接，制作管。焊接时的线能量为，第一焊层：3.7kJ/mm，第二焊层：5.4kJ/mm。其次，为了模拟接合管彼此时的环缝焊接，使上述管的缝焊接线正交，如此实施气体保护电弧焊的1个焊层的平板堆焊，制作管接合体。焊接时的线能量为1.0kJ/mm。
[0117] 对于焊接后的管接合体的焊接部表面进行研磨处理，进行堆焊的余高部的除去。从该管接合体的堆焊部正下方，以中心轴与堆焊线并排的方式，提取L：115mm×W：15mm×t：
5mm的试验片。使用该试验片，基于“ASTM G39，NACE TM0177－2005B法”，实施4点弯曲试验片的抗SSCC性评价试验。具体来说，对试验片施加相当于荷载应力388MPa或438MPa的挠度。
之后，在含有5质量％NaCl和0.5质量％CH3COOH，且以1atm的硫化氢使之饱和的NACE溶液A中浸渍试验片720小时后，由倍率10倍的光学显微镜观察试验片表面有无裂纹，即SSCC是否发生。还有，如果在荷载应力388MPa时发生SSCC，则不实施荷载应力438MPa的抗SSCC性评价试验。表2中，显示荷载应力388MPa及438MPa时SSCC有无发生。进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性，无论荷载应力388MPa和438MPa时都没有发生SSCC的情况，能够判断为“特别良好”，在荷载应力438MPa时虽然有SSCC发生，但在荷载应力388MPa时没有SSCC发生的情况，能够判断为“良好”，荷载应力388MPa时有SSCC发生的情况，能够判断为“不良”。
5mm的试验片。使用该试验片，基于“ASTM G39，NACE TM0177－2005B法”，实施4点弯曲试验片的抗SSCC性评价试验。具体来说，对试验片施加相当于荷载应力388MPa或438MPa的挠度。
之后，在含有5质量％NaCl和0.5质量％CH3COOH，且以1atm的硫化氢使之饱和的NACE溶液A中浸渍试验片720小时后，由倍率10倍的光学显微镜观察试验片表面有无裂纹，即SSCC是否发生。还有，如果在荷载应力388MPa时发生SSCC，则不实施荷载应力438MPa的抗SSCC性评价试验。表2中，显示荷载应力388MPa及438MPa时SSCC有无发生。进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性，无论荷载应力388MPa和438MPa时都没有发生SSCC的情况，能够判断为“特别良好”，在荷载应力438MPa时虽然有SSCC发生，但在荷载应力388MPa时没有SSCC发生的情况，能够判断为“良好”，荷载应力388MPa时有SSCC发生的情况，能够判断为“不良”。
[0118] 【表2】
[0119]
[0120] 由表2可知，No.1～No.11的实施例的钢板，屈服强度、抗HIC性及进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性良好。因此，该钢板可判断为，适合作为能源用钢材，特别是石油和天然气的运输所用的管线管的材料，即适合作为管线管用钢板使用。
[0121] 另外，No.2～No.11的钢板，是使[C]×[Nb]×105的值为200以下的钢板，与[C]×[Nb]×105的值高于200的No.1的钢板比较，进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性特别良好。由此可判断，通过使[C]×[Nb]×105的值为200以下，能够进一步提高进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性。
[0122] 另一方面，No.12～No.19的比较例的钢板，屈服强度、抗HIC性及进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性之中，至少进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性不良好。以下，对于各比较例进行研究。
[0123] No.12、No.13、No.17和No.19的钢板，是组成和含TiN析出物的断面密度不满足本发明所规定的范围的比较例。No.14～16的钢板，是含TiN析出物的断面密度不满足本发明所规定的范围的比较例。No.18的钢板，是组成不满足本发明所规定的范围的比较例。如此，组成和含TiN析出物的断面密度之中至少一方不满足本发明所规定的范围的钢板，至少进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性不良好。另外，No.17和No.18的钢板，抗HIC性也不良好。
[0124] 【产业上的可利用性】
[0125] 本发明的钢板，抗HIC性和进行过T字交叉焊接的部位的抗SSCC性优异。
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