(57)【要約】【課題】耐水素誘起割れ性と靭性に確実に優れた鋼板を実現する。【解決手段】Ｃ：０．０２〜０．１５％（質量％）、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：０．０３０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００３％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１０〜０．０８％、Ｃａ：０．０００３〜０．００６０％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、およびＯ（酸素）：０．００４５％以下（０％を含まない）を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなり、前記Ｃａと前記Ｓの比（Ｃａ／Ｓ）が２．０以上であり、かつ前記Ｃａ、前記Ｓおよび前記Ｏが（Ｃａ−１．２５Ｓ）／Ｏ ≦ １．８０を満たし、更に、鋼材中のＡｒガス含有量が０．５μＬ／ｃｍ3以下であることを特徴とする鋼板。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０２〜０．１５％（％は質量％の意味。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：０．００３％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１０〜０．０８％、
Ｃａ：０．０００３〜０．００６０％、
Ｎ：０．００１〜０．０１％、および
Ｏ（酸素）：０．００４５％以下（０％を含まない）を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなり、
前記Ｃａと前記Ｓの比（Ｃａ／Ｓ）が２．０以上であり、かつ
前記Ｃａ、前記Ｓおよび前記Ｏが（Ｃａ−１．２５Ｓ）／Ｏ ≦ １．８０を満たし、
更に、鋼材中のＡｒガス含有量が０．５０μＬ（マイクロリットル）／ｃｍ3以下であることを特徴とする耐水素誘起割れ性と靭性に優れた鋼板。
【請求項２】
更に他の元素として、
Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、
Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｃｕ：１．５％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：１．５％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：１．５％以下（０％を含まない）、
Ｍｏ：１．５％以下（０％を含まない）、および
Ｎｂ：０．０６％以下（０％を含まない）
よりなる群から選択される１種以上の元素を含む請求項１に記載の鋼板。
【請求項３】
更に他の元素として、
Ｔｉ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｍｇ：０．０１％以下（０％を含まない）、
ＲＥＭ：０．０２％以下（０％を含まない）、および
Ｚｒ：０．０１０％以下（０％を含まない）
よりなる群から選択される１種以上の元素を含む請求項１または２に記載の鋼板。
【請求項４】
ラインパイプ用である請求項１〜３のいずれかに記載の鋼板。
【請求項５】
請求項１〜４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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、天然ガス・原油輸送用ラインパイプや貯蔵用タンクなどに好適な、耐水素誘起割れ性と靭性に優れた鋼板、および該鋼板を用いて得られる耐水素誘起割れ性と靭性に優れたラインパイプ用鋼管に関する。
【背景技術】
【０００２】
主に石油・ガスなどの輸送用ラインパイプや貯蔵用タンクでは、安全性の観点から脆性破壊の発生を抑制すると共に、破壊が発生した際に亀裂の伝播を防止・抑制するため、該ラインパイプ等を構成する鋼材には高い靭性が要求される。さらに近年では、硫化水素を含有する劣質資源の開発に伴い、耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ性）や耐応力腐食割れ性（耐ＳＳＣＣ性）などのいわゆる耐サワー性も必要とされる。水素誘起割れ（以下、「ＨＩＣ」ということがある）は、上記硫化水素等による腐食反応に伴って鋼材内部に侵入した水素が、ＭｎＳやＮｂ（Ｃ，Ｎ）をはじめとする非金属介在物などに集積し、ガス化により生じる割れであることが知られている。上記ラインパイプ等の使用中にＨＩＣが発生すると、構造物の靭性が低下してしまう。
【０００３】
従来より、耐ＨＩＣ性を高める技術について幾つか提案されている。例えば特許文献１には、板厚中心部のＭｎ、Ｎｂ、Ｔｉの偏析度を抑制することにより水素誘起割れ性を改善した鋼材が開示されている。また特許文献２には、ＣａとＯとＳの含有量からなるパラメータ式によりＭｎＳやＣａ系酸硫化物を起点としたＨＩＣを抑制する方法が開示されている。
【０００４】
これらの方法により、多くのＨＩＣは抑制されるものの、後述する通り、光学顕微鏡レベルでは観察困難な微細なＨＩＣが局所的に多数発生する場合があり、ＨＩＣ試験後（実使用中）の局所的な靭性の低下を招く。よってＨＩＣ試験後（実使用中）の靭性の高位安定化が求められている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２０１０−２０９４６１号公報
【特許文献２】特開平０６−１３６４４０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、耐水素誘起割れ性と靭性に優れた鋼板や鋼管を実現することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
上記課題を解決し得た本発明の耐水素誘起割れ性と靭性に優れた鋼板は、Ｃ：０．０２〜０．１５％（％は質量％の意味。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：０．００３％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１０〜０．０８％、Ｃａ：０．０００３〜０．００６０％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、およびＯ（酸素）：０．００４５％以下（０％を含まない）を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなり、前記Ｃａと前記Ｓの比（Ｃａ／Ｓ）が２．０以上であり、かつ前記Ｃａ、前記Ｓおよび前記Ｏが（Ｃａ−１．２５Ｓ）／Ｏ ≦ １．８０を満たし、更に、鋼材中のＡｒガス含有量が０．５０μＬ（マイクロリットル）／ｃｍ3以下であるところに特徴を有する。
前記鋼板は、更に他の元素として、
（ａ）Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１．５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：１．５％以下（０％を含まない）、および
Ｎｂ：０．０６％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上の元素や、
（ｂ）Ｔｉ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０１％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０２％以下（０％を含まない）、およびＺｒ：０．０１０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上の元素を含んでいてもよい。
上記鋼板は、ラインパイプ用として好適である。また本発明には、上記鋼板を用いて製造されるラインパイプ用鋼管も含まれる。
【発明の効果】
【０００８】
本発明によれば、耐水素誘起割れ性と靭性に確実に優れた鋼板や鋼管を提供できる。これらは、天然ガス・原油の輸送用ラインパイプや貯蔵用タンクなどに好適に用いられる。
【発明を実施するための形態】
【０００９】
本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた。まず本発明者らは、種々の鋼板について、ＮＡＣＥ（Ｎａｔｉｏｎａｌ  Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ  ｏｆ  Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ  ａｎｄ  Ｅｎｇｉｎｅｅｒ）ＴＭ０２８４に規定されたＨＩＣ試験を実施し、耐ＨＩＣ性を評価した。上記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ＨＩＣの発生を評価する試験である。
【００１０】
次に本発明者らは、ＨＩＣ試験中に特に水素濃度が高くなることが知られている鋼板表層部（例えばＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ  Ｖｏｌ．２４（２０１１）−Ｐ６７１を参照）について、ＨＩＣ試験後のシャルピー衝撃特性をＡＳＴＭ  Ａ３７０に従い実施した。その結果、シャルピー衝撃吸収エネルギーの値にばらつきがあることが分かった。
【００１１】
その原因について調査、特には、シャルピー衝撃吸収エネルギーの値にばらつきがあり、低い値を示す試料について調べたところ、前記ＮＡＣＥ試験で規定される１００倍での顕微鏡観察では観察されない（観察限界以下の）微細なＨＩＣが発生していることがわかった。更に上記微細なＨＩＣの発生原因について検討した結果、鋼材中のＡｒガスが原因であることをまず見出した。
【００１２】
そこで、鋼材中のＡｒガスの含有量と、ＨＩＣ試験後の鋼板表層部の靭性のばらつきの関係について調査したところ、両者には、明確な相関関係が見出された。さらに詳細に調査した結果、上記Ａｒガス含有量が多い場合には、スラブ中に残存したＡｒ気泡が熱間圧延時に完全に圧着されず微細な欠陥として鋼板中に残存しており、これを起点として微細なＨＩＣが発生し、シャルピー試験により鋼板表面に平行な割れとなるセパレーションを発生させるため、シャルピー衝撃吸収エネルギーが低下していることが分かった。
【００１３】
次いで、後述する実施例で評価の通り、ＨＩＣ試験後の鋼板表層部の高位安定した靭性を得るには、上記鋼材中のＡｒガス含有量をどの程度抑制すればよいかについて検討した。その結果、上記鋼材中のＡｒ含有量を０．５０μＬ／ｃｍ3以下とすればよいことを見出した。上記Ａｒ含有量は、好ましくは０．３０μＬ／ｃｍ3以下、より好ましくは０．２５μＬ／ｃｍ3以下である。但し、製造工程における例えば注入ノズルの閉塞の抑制、脱ガスのためのＲＨでの還流や、介在物浮上分離のためのタンディッシュ（ＴＤ）内での撹拌等でＡｒを溶鋼中に吹き込む必要があることから、鋼材中のＡｒ含有量をゼロに抑制することは困難である。
【００１４】
尚、上記「鋼材中のＡｒガス含有量」は、後述する実施例に記載の方法で求められる。
【００１５】
優れた耐ＨＩＣ性と靭性を確保するには、上記鋼材中のＡｒ含有量の制御と共に鋼材の成分組成を制御する必要がある。更には例えばラインパイプ用鋼材として求められるその他の特性（高強度や優れた溶接性等）を確保するにも、鋼板の成分組成を下記の通りとする必要がある。以下、各成分の規定理由について説明する。
【００１６】
〔成分組成〕
［Ｃ：０．０２〜０．１５％］
Ｃは、母材および溶接部の強度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。Ｃ量は、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。一方、Ｃ量が多すぎるとＨＡＺ靭性と溶接性が劣化する。またＣ量が過剰であると、ＨＩＣの起点や破壊進展経路となるＮｂＣや島状マルテンサイトが生成しやすくなる。よってＣ量は０．１５％以下とする必要がある。好ましくは０．１２％以下、より好ましくは０．１０％以下である。
【００１７】
［Ｓｉ：０．０２〜０．５０％］
Ｓｉは、脱酸作用を有すると共に、母材および溶接部の強度向上に有効な元素である。これらの効果を得るため、Ｓｉ量を０．０２％以上とする。Ｓｉ量は、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、Ｓｉ量が多すぎると溶接性や靭性が劣化する。またＳｉ量が過剰であると、島状マルテンサイトが生じてＨＩＣが発生・進展する。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。
【００１８】
［Ｍｎ：０．６〜２．０％］
Ｍｎは、母材および溶接部の強度向上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が生成されて耐水素誘起割れ性が劣化するだけでなくＨＡＺ靭性や溶接性も劣化する。よってＭｎ量の上限を２．０％とする。Ｍｎ量は、好ましくは１．８％以下であり、より好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは１．２％以下である。
【００１９】
［Ｐ：０．０３０％以下（０％を含まない）］
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％を超えると母材やＨＡＺ部の靭性劣化が著しく、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。Ｐ量は、好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１０％以下である。
【００２０】
［Ｓ：０．００３％以下（０％を含まない）］
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元素であるため、本発明ではＳ量の上限を０．００３％とする。Ｓ量は、好ましくは０．００２％以下であり、より好ましくは０．００１５％以下、更に好ましくは０．００１０％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。
【００２１】
［Ａｌ：０．０１０〜０．０８％］
Ａｌは強脱酸元素であり、Ａｌ量が少ないと、酸化物中のＣａ濃度が上昇、即ち、Ｃａ系介在物が鋼板表層部に形成されやすくなり微細なＨＩＣが発生する。よって本発明では、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含有量が多すぎると、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。
【００２２】
［Ｃａ：０．０００３〜０．００６０％］
Ｃａは、硫化物の形態を制御する作用があり、ＣａＳを形成することによってＭｎＳの形成を抑制する効果がある。この効果を得るには、Ｃａ量を０．０００３％以上とする必要がある。Ｃａ量は、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、Ｃａ系介在物を起点にＨＩＣが多く発生する。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０．００４５％以下であり、より好ましくは０．００３５％以下、さらに好ましくは０．００２５％以下である。
【００２３】
［Ｎ：０．００１〜０．０１％］
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Ｎを０．００１％以上含有させる必要がある。Ｎ量は、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％以下とする必要がある。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。
【００２４】
［Ｏ：０．００４５％以下（０％を含まない）］
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量は０．００４５％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。
【００２５】
［Ｃａ／Ｓ（質量比）：２．０以上］
前述の通り、Ｓは硫化物系介在物としてＭｎＳを形成し、該ＭｎＳを起点にＨＩＣが発生する。このため、Ｃａを添加して鋼中の硫化物系介在物をＣａＳとして形態を制御し、耐ＨＩＣ性に対するＳの無害化を図る。この作用効果を十分に発揮させるには、Ｃａ／Ｓを２．０以上とする必要がある。Ｃａ／Ｓは、好ましくは２．５以上、より好ましくは３．０以上である。尚、本発明で規定するＣａ量とＳ量からＣａ／Ｓの上限は１７程度となる。
【００２６】
［（Ｃａ−１．２５Ｓ）／Ｏ ≦ １．８０］
Ｃａ系酸硫化物によるＨＩＣの発生を抑制するには、Ｃａ系介在物の中でも特に凝集合体を形成しやすいＣａＯを抑制することが有効である。そしてそのためには、鋼中全Ｃａ量から硫化物（ＣａＳ）として存在するＣａ分を差し引いたＣａ量（Ｃａ−１．２５Ｓ）が、Ｏ量に対して過剰とならないようにしなければならない。Ｏ量に対してＣａ量（Ｃａ−１．２５Ｓ）が過剰であると、酸化物系介在物としてＣａＯが形成され易くなり、該ＣａＯの凝集合体（粗大なＣａ系介在物）が鋼板表層部に大量に形成されやすくなる。これを抑制するため、本発明者らは、（Ｃａ−１．２５Ｓ）／Ｏと靭性との関係について検討したところ、優れた靭性を得るには（Ｃａ−１．２５Ｓ）／Ｏを１．８０以下とする必要があることを見出した。（Ｃａ−１．２５Ｓ）／Ｏは、好ましくは１．４０以下、より好ましくは１．３０以下、更に好ましくは１．２０以下、特に好ましくは１．００以下である。尚、ＣａＯと同様に凝集合体を形成しやすいＡｌ2Ｏ3を抑制する観点から、（Ｃａ−１．２５Ｓ）／Ｏの下限値は０．１程度となる。
【００２７】
本発明の鋼材（鋼板、鋼管）の成分は、上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物からなる。また、上記元素に加えて更に、
（ａ）下記量のＢ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、およびＮｂよりなる群から選択される１種類以上の元素を含有させることによって、強度や靭性をより高めたり、
（ｂ）下記量のＴｉ、Ｍｇ、ＲＥＭ、およびＺｒよりなる群から選択される１種類以上の元素を含有させることによって、ＨＡＺ靭性の向上や、脱硫が促進されて耐ＨＩＣ性をより改善することができる。以下、これらの元素について詳述する。
【００２８】
［Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）］
Ｂは、焼入れ性を高め、母材および溶接部の強度を高めるとともに、溶接時に、加熱されたＨＡＺ部が冷却する過程でＮと結合してＢＮを析出し、オーステナイト粒内からのフェライト変態を促進するため、ＨＡＺ靭性を向上させる。この効果を得るには、Ｂ量を０．０００２％以上含有させることが好ましい。Ｂ量は、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、母材とＨＡＺ部の靭性が劣化したり、溶接性の劣化を招くため、Ｂ量は０．００５％以下とすることが好ましい。Ｂ量は、より好ましくは０．００４％以下、更に好ましくは０．００３０％以下である。
【００２９】
［Ｖ：０．１％以下（０％を含まない）］
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％を超えると溶接性と母材靭性が劣化する。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。
【００３０】
［Ｃｕ：１．５％以下（０％を含まない）］
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。Ｃｕ量は、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％を超えると靭性が劣化するため、１．５％以下とすることが好ましい。Ｃｕ量は、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。
【００３１】
［Ｎｉ：１．５％以下（０％を含まない）］
Ｎｉは、母材および溶接部の強度と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。Ｎｉ量は、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。
【００３２】
［Ｃｒ：１．５％以下（０％を含まない）］
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。Ｃｒ量は、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。Ｃｒ量は、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。
【００３３】
［Ｍｏ：１．５％以下（０％を含まない）］
Ｍｏは、母材の強度と靭性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。Ｍｏ量は、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靭性およ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。
【００３４】
［Ｎｂ：０．０６％以下（０％を含まない）］
Ｎｂは、溶接性を劣化させることなく強度と母材靭性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％以上とすることが好ましい。Ｎｂ量は、より好ましくは０．０１０％以上、更に好ましくは０．０２０％以上である。しかし、Ｎｂ量が０．０６％を超えると母材とＨＡＺの靭性が劣化する。よって、本発明ではＮｂ量の上限を０．０６％とすることが好ましい。Ｎｂ量は、より好ましくは０．０５０％以下、更に好ましくは０．０４０％以下、より更に好ましくは０．０３０％以下である。
【００３５】
［Ｔｉ：０．０３％以下（０％を含まない）］
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有効な元素である。さらにＴｉは、脱硫作用を示すため耐ＨＩＣ特性の向上にも有効な元素である。これらの効果を得るには、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が析出して母材とＨＡＺ部の靭性が劣化するため、０．０３％以下とすることが好ましい。Ｔｉ量は、より好ましくは０．０２％以下である。
【００３６】
［Ｍｇ：０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｍｇは、結晶粒の微細化を通じて靭性の向上に有効な元素であり、また脱硫作用を示すため耐ＨＩＣ特性の向上にも有効な元素である。これらの効果を得るには、Ｍｇを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を過剰に含有させても効果が飽和するため、Ｍｇ量の上限は０．０１％とすることが好ましい。Ｍｇ量は、より好ましくは０．００５％以下である。
【００３７】
［ＲＥＭ：０．０２％以下（０％を含まない）］
ＲＥＭ（希土類元素）は、脱硫作用によりＭｎＳの生成を抑制し耐水素誘起割れ性を高めるのに有効な元素である。このような効果を発揮させるには、ＲＥＭを０．０００２％以上含有させることが好ましい。ＲＥＭ量は、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、ＲＥＭを多量に含有させても効果が飽和する。よってＲＥＭ量の上限は０．０２％とすることが好ましい。鋳造時の浸漬ノズルの閉塞を抑えて生産性を高める観点からは、ＲＥＭ量を０．０１５％以下とすることがより好ましく、更に好ましくは０．０１０％以下、より更に好ましくは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）およびＹを意味する。
【００３８】
［Ｚｒ：０．０１０％以下（０％を含まない）］
Ｚｒは、脱硫作用により耐ＨＩＣ特性を向上させるとともに、酸化物を形成し微細に分散することでＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。これらの効果を発揮させるには、Ｚｒ量を０．０００３％以上とすることが好ましい。Ｚｒ量は、より好ましくは０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１０％以上、より更に好ましくは０．００１５％以上である。一方、Ｚｒを過剰に添加すると粗大な介在物を形成して耐水素誘起割れ性および母材靭性を劣化させる。よってＺｒ量は０．０１０％以下とすることが好ましい。Ｚｒ量は、より好ましくは０．００７０％以下、更に好ましくは０．００５０％以下、より更に好ましくは０．００３０％以下である。
【００３９】
以上、本発明で規定する鋼板について説明した。本発明の鋼板を製造する方法は鋼材中のＡｒガス含有量が上記規定を満たす鋼板が得られる方法であれば特に限定されない。上記規定の鋼板を容易に得る方法として、下記の方法が推奨される。
【００４０】
〔製造方法〕
上記Ａｒガス含有量を達成するには、連続鋳造工程において、鋳型内に、融点が１５５０℃以上である長径が３μｍ以上の介在物の個数密度を、好ましくは３個／ｃｍ2以上存在させることが推奨される。
【００４１】
上記融点が１５５０℃以上の介在物は、鋳型内で固体として存在するため溶鋼との濡れ性が悪く、介在物同士が凝集するとともに、介在物中にＡｒガスを巻き込むことで体積膨張するため浮上が容易となる。また長径が３μｍ以上の比較的粗大な介在物は、鋳型内で相互に接触してより粗大化するとともにＡｒ気泡を巻き込むため、鋳型内でのＡｒ気泡の浮上分離を促進させることができる。その結果、鋼材中のＡｒガス含有量を低減できる。特に、鋳型内に溶鋼を注入する以前の工程でＡｒガスを使用した場合、鋼材中にＡｒガスが残存しやすいため、上記介在物による浮上分離が有効である。
【００４２】
上記融点が１５５０℃以上の介在物として、例えばＡｌ2Ｏ3やＣａＯおよびこれらの複合介在物が挙げられる。複合介在物等で融点が不明な場合は、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）等により介在物の定量分析を実施し、その組成を模擬した人工介在物を作成し、レーザー顕微鏡等により該人工介在物の溶解が開始する温度を測定することで融点を把握することができる。また、より簡易的には、鋳型内での液体介在物は凝固後に球形で観察されることを利用して、アスペクト比が１．３以上の介在物を１５５０℃以上の介在物として取り扱ってもよい。
【００４３】
上記介在物の個数密度は、より好ましくは５個／ｃｍ2以上、更に好ましくは１０個／ｃｍ2以上であるが、上記介在物の個数密度が過剰となっても母材とＨＡＺ部の靭性が劣化するため、上記介在物の個数密度の上限は、おおよそ１００個／ｃｍ2である。
【００４４】
上記介在物の個数密度を達成する具体的な手段としては、例えば、精錬工程におけるＲＨでの環流時間を４５分以下とし、上記ＲＨでＣａを添加してから１５分以上経過した後に、
（ａ）熱間再使用タンディッシュを用いた連続鋳造機において、前チャージ鋳造終了後３０分以上経過したタンディッシュを用いて鋳造する；さらに／または、
（ｂ）熱間再使用タンディッシュ内の溶鋼に金属Ａｌを、例えば０．０４ｋｇ／ｔｏｎ以上（例えば０．２ｋｇ／ｔｏｎ程度とすることができる。上限はおおよそ０．５０ｋｇ／ｔｏｎ以下、好ましくは０．４０ｋｇ／ｔｏｎ以下）添加した後に鋳造する；等の方法が挙げられる。
【００４５】
鋼材中のＡｒガス含有量を減らす別の手段として、注入ノズル、ＲＨ、タンディッシュでのＡｒの使用を抑制・停止することも挙げられる。しかし上記注入ノズルの閉塞を抑制して歩留まりの低下を防ぐには、注入ノズルの吐出孔上部から５０ｍｍ以上の位置からＡｒを吹き込むことが有効であるため、注入ノズルでのＡｒの使用の停止は推奨されない。尚、規定のＡｒガス含有量を達成するには、上記注入ノズルにおけるＡｒ吹込み量（流量）を、好ましくは９．０Ｌ（リットル）／ｔ（トン）以下（より好ましくは６．０Ｌ／ｔ以下）とすることが推奨される。尚、上記注入ノズルでの吹き込みに用いるガスをＡｒガスから窒素ガスに変えることも考えられるが、窒素ガスの場合、鋼板のＮ量の制御ができず靭性が劣化しやすくなるため、好ましくない。
【００４６】
本発明では、上記の様にして鋳造した後の工程については特に問わず、常法に従って熱間圧延を行い、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。本発明の鋼板を用いて得られるラインパイプ用鋼管もまた耐ＨＩＣ性および靭性に優れている。
【実施例】
【００４７】
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、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００４８】
表１に示す成分組成の鋼を溶製し、連続鋳造により、厚みが２８０ｍｍである鋼片（スラブ）を得た。尚、鋳型内において長径３μｍ以上の介在物個数が３個／ｃｍ2以上になるよう鋳造した。具体的には、該介在物の個数制御は、本実施例では、ＲＨでの環流時間を５分以上４５分以下とし、ＲＨ環流後Ｃａを添加し、その後１５分以上４５分以下経過させた。その後、熱間再使用タンディッシュを用いた連続鋳造機において、前チャージの鋳造終了後３０分以上６０分以下を経過したタンディッシュに溶鋼を満たし、その後にタンディッシュ内の溶鋼に０．０４ｋｇ／ｔｏｎ以上（上限は０．５０ｋｇ／ｔｏｎ程度）の金属Ａｌを添加して鋳造を行った。尚、介在物個数密度の測定は、鋳造後１０分後における鋳型内から採取したサンプルを用いた。
【００４９】
上記鋳型内での介在物個数は、鋳型内より溶鋼サンプルを採取し、ＳＥＭ（視野サイズ：４００倍、視野数：３０視野）により観察し、長径が３μｍ以上であって、アスペクト比が１．３以上の介在物を融点が１５５０℃以上の介在物とみなして、その個数密度を求めた。表２には、上記方法により鋳型内に上記介在物の個数密度を３個／ｃｍ2以上存在させた場合を「○」、そうでない場合を「×」と示している。
【００５０】
その後、連続鋳造により製造した鋼片を、１０５０〜１２５０℃となるよう上記スラブを再加熱した後、鋼板の表面温度で９００℃以上、計算により求められる鋼板平均温度（１０００℃以上）の累積圧下率が４０％以上でかつ１パス当りの圧下率が１０％以上であるパスが２パス以上になるよう熱間圧延し、その後さらに、７００℃以上９００℃未満の累積圧下率が２０％以上となるよう熱間圧延を行い、圧延終了温度が７００℃以上９００℃未満となるようにし、その後、６５０℃以上の温度から水冷を開始し、３５０〜６００℃の温度で停止し、更にその後、室温まで空冷して、種々の成分組成の鋼板（９〜５０ｍｍ板厚×２０００〜３５００ｍｍ幅×１２０００〜３５０００ｍｍ長さ）を得た。
【００５１】
そして各鋼板を用いて、下記に示す通り、鋼材中のＡｒガス含有量の測定を行った。また、ＨＩＣ試験を行って耐ＨＩＣ性を評価し、シャルピー衝撃試験を行って靭性を評価した。
【００５２】
［鋼材中のＡｒガス含有量の測定］
鋼材表面より切り出した製品板厚×１５ｍｍ×１５ｍｍの試験片を真空チャンバー中に装入し、真空度を２×１０-5［Ｔｏｒｒ］以下とした後、三菱マテリアル社製  Ｇ−ストレートドリル（品番ＧＳＤＤ３０００、直径Ｄ１：３．０ｍｍ、溝長Ｌ３：３２ｍｍ、全長：７１ｍｍ、刃径：３．０ｍｍ）を用いて鋼板表面より表面下５ｍｍまで穴あけ加工することにより鋼中のガス成分を抽出し、その後、アネルバ社製  四重極質量分析計（Ｍ−１０１ＱＡ−ＴＤＭ型）（質量数測定範囲：１〜１００ａｍｕ）を用いてガス成分を定量分析した。そして、前記ドリル加工により穴あけされた鋼材の体積に対するＡｒ量の比（μＬ／ｃｍ3）を求めた。この測定を、鋼板の任意の位置の１０箇所で行い、１０箇所のうちの最大値を「鋼材中のＡｒガス含有量」とした。
【００５３】
［ＨＩＣ試験（ＮＡＣＥ試験）］
ＨＩＣ試験は、ＮＡＣＥ ｓｔａｎｄａｒｄ ＴＭ０２８４−２００３に従って実施・評価した。詳細には、各鋼板の幅方向における１／４Ｗ位置と１／２Ｗ位置から、それぞれ各２０本の試験片（サイズ：板厚×（幅）１００ｍｍ×（圧延方向）２０ｍｍ）を採取した。そして該試験片を、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、断面評価（ＮＡＣＥ  ｓｔａｎｄａｒｄ  ＴＭ０２８４−２００３  ＦＩＧＵＲＥ３に従った）によりＣＬＲ（試験片幅に対する割れ長さ合計の割合（％）、割れ長さ率）を測定した。そして、ＣＬＲが３％以下の場合を耐ＨＩＣ性に優れる（○）と評価し、ＣＬＲが３％超の場合を耐ＨＩＣ性に劣る（×）と評価した。
【００５４】
［シャルピー衝撃試験］
ＮＡＣＥ試験後、鋼板表面下６ｍｍを中心にＡＳＴＭ Ａ３７０に従い、板厚方向１０ｍｍ×圧延方向１０ｍｍのシャルピー試験片を圧延方向に垂直な方向で１０本採取し、鋼板の板厚方向にノッチを施した。シャルピー衝撃試験はＡＳＴＭ Ａ３７０に従い実施し、試験温度２０℃とし、シャルピー吸収エネルギーおよび脆性破面率を評価した。採取した計１０本のシャルピー試験片について、脆性破面率が５％以下のものを抽出した上で、シャルピー吸収エネルギーの値の標準偏差σを求め、この標準偏差σが２０Ｊ以下のものを靭性に優れる（特には靭性のばらつきが小さく、高靭性を確実に達成できる）と評価した。
【００５５】
これらの結果を表２に示す。
【００５６】
【表１】
2015010266.tif 000002
【００５７】
【表２】
2015010266.tif 000003
【００５８】
表１および表２より次のことがわかる。Ｎｏ．１〜１３は、規定の成分組成を満たし、かつ鋼材中のＡｒガス含有量が規定範囲内に抑えられているため、耐ＨＩＣ性に優れ、かつ優れた靭性が安定して得られている。
【００５９】
これに対し、Ｎｏ．１４および１５は鋼材中のＡｒガス含有量が過剰であるため、靭性のばらつきが大きくなった。Ｎｏ．１６は、鋼板の化学成分組成（Ｃａ／Ｓ）が本発明の規定を外れているため、耐ＨＩＣ性に劣る結果となった。またＮｏ．１７は、（Ｃａ−１．２５Ｓ）／Ｏの値が大きく、Ｃａ系介在物（特にＣａＯ）が多く形成されたため、耐ＨＩＣ性に劣ると共に、靭性のばらつきも大きくなった。