JP5824401B2 - 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、耐水素誘起割れ性に優れた鋼板およびその製造方法に関するものである。

硫化水素を含有する原油、ガスなど劣質資源の開発に伴い、これらの輸送や貯蔵に用いられるラインパイプ及び貯蔵タンクには、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に優れていることが必要とされる。特に、水素誘起割れ（ＨＩＣ）は、腐食反応に伴い鋼材内部に侵入した水素が、圧延方向に延伸し応力集中を生じるＭｎＳや、スラブの加熱時に溶け残った比較的粗大なＮｂ（Ｃ，Ｎ）をはじめとした非金属介在物などに集積し、ガス化することで割れが生じることが知られている。

従来より、上記耐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では、板厚中心部の平均Ｍｎ濃度と最大Ｍｎ濃度を制御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。このような方法によりＨＩＣ特性の改善は可能であるが、中心偏析部での介在物の制御がなされていないため、微細な割れを防止することは難しいと思われる。

また特許文献２には、Ｓ量に対してＲＥＭ，Ｃａ添加量を適切に調整することによりＭｎＳを抑制し、優れた靭性を発揮する鋼板が得られる旨開示されている。この様にＲＥＭ、Ｃａを添加することによりＭｎＳの生成は抑制できるものの、耐ＨＩＣ性を確実に高めるには、更に他の硫化物（ＲＥＭとＣａの硫化物）も適切に制御する必要があると考える。

特許第３８４６２３３号公報 特開２０１１−６８９４９号公報

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、鋼中に存在する介在物の組成を制御することによって、耐水素誘起割れ性の十分に優れた鋼板を実現すること、また上記鋼板を得るための有用な製造方法を確立することにある。

上記課題を解決し得た本発明の耐水素誘起割れ性に優れた鋼板は、
Ｃ：０．０２〜０．２０％（質量％の意味。化学成分について以下同じ）、
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：０．００２〜０．０６％、
Ｃａ：０．０００３〜０．００６０％、
Ｏ：０．００４０％以下（０％を含まない）、
ＲＥＭ：０．０００２〜０．０５％、および
Ｚｒ：０．０００３〜０．０２０％を満たし、残部が鉄およ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、ＲＥＭ硫化物（ＲＥＳ）とＣａ硫化物（ＣａＳ）の質量比（ＲＥＳ／ＣａＳ）が０．０５以上であると共に、
介在物中のＺｒ量が５〜６０％であり、更に、
介在物中のＮｂ量が５％以下（０％を含む）であるところに特徴を有する。

上記鋼板は、更に他の元素として、
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％、
Ｍｏ：０．０１〜１．５％、および
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％よりなる群から選択される１種類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。

本発明には、上記鋼板を製造する方法であって、
溶鋼処理工程において、
Ｓを０．００４％以下にする、Ｆｅ濃度が０．１〜１０％のスラグを用いた脱硫工程、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、
Ｚｒ、ＲＥＭおよびＣａを、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｃａの順に添加するか、または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分以内とするところに特徴を有する耐水素誘起割れ性に優れた鋼板の製造方法も含まれる。

本発明によれば耐水素誘起割れ性に優れた鋼板や鋼管を提供できる。これらは、天然ガス・原油輸送用ラインパイプおよび貯蔵用タンクなどに好適に用いられる。

図１は、介在物の幅を示す概略説明図である。 図２は、ＲＥＳ／ＣａＳとＭｎＳ指数の関係を示したグラフである。 図３は、ＲＥＳ／ＣａＳと２００μｍ以上のＨＩＣの割れ個数の関係を示したグラフである。 図４は、本発明鋼（発明例）と比較鋼の介在物の組成分析結果を示す顕微鏡写真である。 図５は、実施例における耐ＨＩＣ性の評価に用いた試験片の形状と該試験片の切断位置を示す概略斜視図である。

本発明者らは、従来技術の通りＭｎＳの生成を抑制しても、ＨＩＣが生じる場合があることに鑑みて、その原因について調べた。その結果、鋼中に侵入した水素は、鋼材（母材）と非金属介在物の間にできる空隙（微細な空間）に集積しやすく、サワー環境でこの空隙に集積した水素がＨＩＣの発生原因になり易いことを突き止め、上記空隙の形成に着目して耐ＨＩＣ性向上の検討を行った。

その結果、上記空隙は、鋼板製造工程における熱間圧延後の冷却過程で形成されるものであり、母相（主に鉄）の熱膨張係数に対して介在物の熱膨張係数が大きいと、上記冷却過程において母相よりも介在物が大きく収縮する結果生じること、言い換えれば、母相（主に鉄）の熱膨張係数に対して介在物の熱膨張係数が小さければ空隙の生成を抑制できることに着目し、この観点から、更に介在物の具体的組成について検討を行った。

まず、鋼中に存在する種々の介在物の熱膨張係数について比較すると、表１の通りである。表１のデータは（社）日本鉄鋼協会 基礎研究会 鋼中介在物利用による組織と材質の制御研究部会著「鋼中介在物による組織と材質制御の現状と制御メカニズムの検討」（平成７年９月１５日出版）および平川ら著「資源と素材Ｖｏｌ．１１９ ｐ７５５-７５８ (２００３)」からの出展である。

この表１に示される通り、硫化物の熱膨張係数は、ＣａＳ（１９．１×１０^-6／Ｋ）＞ＭｎＳ（１７．４×１０^-6／Ｋ）＞ＲＥＳ（ＲＥＭの硫化物をいう。例えばＣｅＳは１２．３７×１０^-6／Ｋであり、ＬａＳは１１．６２×１０^-6／Ｋである）の順となっている。

また酸化物の熱膨張係数は、ＣａＯ（１３．６×１０^-6／Ｋ）＞ＲＥＭ₂Ｏ₃（例えばＣｅＯ₂（８．５×１０^-6／Ｋ））＞Ａｌ₂Ｏ₃（８．０×１０^-6／Ｋ）＞ＺｒＯ₂（７．０×１０^-6／Ｋ）の順となっている。

上記熱膨張係数の大小から、母相と介在物の間の空隙を低減するには、硫化物として、母相（鉄）よりも熱膨張係数が同等以下であるＲＥＳを存在させ、かつ酸化物として、母相（鉄）よりも熱膨張係数の十分小さいＺｒＯ₂を多く含む介在物とすることが望ましい。

上記観点から、本発明では、鋼中に含有される幅が１μｍ以上の介在物を対象に、該介在物の組成を規定した。

尚、上記介在物の「幅」とは、図１（ａ）（ｂ）に模式的に示す通り、最大投影長さ(長径)に対し垂直な方向における最大長さをいう。また、現状ＨＩＣが発生した鋼材にはμｍオーダーの介在物が観察されていることから、上述の通り、本発明では鋼中に含有される幅が１μｍ以上の介在物を対象とする。

以下では、介在物の組成において、まず、ＲＥＭ硫化物（ＲＥＳ）とＣａ硫化物（ＣａＳ）の質量比（ＲＥＳ／ＣａＳ）を規定した理由について、詳述する。

本発明は、上記の通り硫化物としてＲＥＳを積極的に形成するものであるが、溶鋼処理工程では硫化物としてＲＥＳよりもＣａＳが形成されやすい。また硫化物としてＭｎＳも形成されやすいが、ＭｎＳは、圧延方向に延伸し応力集中を起こすため、ＭｎＳの形成を抑制する必要がある。

この様な観点から、本発明では、ＣａＳを形成させることによりＭｎＳの形成を抑制し、更にこのＣａＳに対して一定以上のＲＥＳを確保すべく、ＲＥＭ硫化物（ＲＥＳ）とＣａ硫化物（ＣａＳ）の質量比（ＲＥＳ／ＣａＳ）を用いて、介在物中の硫化物を制御することとした。

図２は、ＲＥＳ／ＣａＳとＭｎＳ指数の関係を示したグラフであり、後述する実施例の結果を整理したものである。上記ＭｎＳ指数は、介在物中のＭｎが全てＭｎＳとして存在するとし、介在物中のＭｎ濃度に対し（ＭｎＳの分子量）／（Ｍｎの原子量）をかけたものである。

この図２に示す通り、ＲＥＳ／ＣａＳを０．０５以上とすることによって、ＭｎＳ指数が急激に減少、即ち、ＭｎＳの形成が急激に減少していることがわかる。

尚、上記図２は、Ｍｎ量とＳ量が規定範囲内にあることを前提に、ＲＥＳ／ＣａＳとＭｎＳ指数の関係を調べたものであり、Ｍｎ量とＳ量の少なくともいずれかが過剰の場合は、上記ＲＥＳ／ＣａＳを制御しても、過剰のＭｎＳが形成されて、ＨＩＣが発生する。本発明では、介在物中のＭｎＳ量そのものを規定していないが、後述する鋼中Ｍｎ量と鋼中Ｓ量を規定範囲内とすると共に、ＲＥＳ／ＣａＳを０．０５以上とすることによって、介在物中のＭｎＳ量が十分に抑制されている。

また、ＲＥＳ／ＣａＳと耐ＨＩＣ性の関係についても確認した。図３は、ＲＥＳ／ＣａＳと２００μｍ以上のＨＩＣの割れ個数との関係を示したグラフである。この図３から、ＲＥＳ／ＣａＳを０．０５以上とすることによって、２００μｍ以上のＨＩＣの割れ個数は急激に減少しており、優れた耐ＨＩＣ性が得られることがわかる。

またこの図２と図３を照らし合わせると、ＲＥＳ／ＣａＳを０．０５以上とすることによって、ＭｎＳの形成が低減され、かつＣａＳに対しＲＥＳの割合が多くなる結果、耐水素誘起割れ性が向上している。これは、介在物中の硫化物の熱膨張係数が小さくなる結果、耐水素誘起割れ性が向上していると考えられる。

上記ＲＥＳ／ＣａＳは、好ましくは０．１０以上、より好ましくは０．５０以上、更に好ましくは１．０以上である。

ＲＥＳ／ＣａＳが大きくなるほど耐ＨＩＣ性は向上するため、ＲＥＳ／ＣａＳの上限は、耐ＨＩＣ性向上の観点からは特に設定しない。しかし、ＲＥＳ／ＣａＳが大きくなると、上述した図２および図３に示す通り効果は飽和する。また、鋳造中の浸漬ノズルの閉塞が生じやすくなる。よって、このノズルの閉塞を抑制して生産性を高める観点からは、ＲＥＳ／ＣａＳを２．０以下とすることが好ましく、より好ましくは１．５以下である。

次に、介在物中のＺｒ量を規定した理由を説明する。

本発明の規定範囲内（後述する介在物中のＺｒ量が６０％以下）において、Ｚｒは炭化物や窒化物、硫化物をほとんど形成せず、介在物中のＺｒ濃度が増加するに従い介在物中のＺｒＯ₂濃度が増加し、その結果、介在物の熱膨張係数が小さくなり耐水素誘起割れ性が改善する。よって、本発明では、介在物中のＺｒ量を規定することとし、この介在物中のＺｒ量が５％以上であれば、優れた耐水素誘起割れ性が得られることを見出した。介在物中のＺｒ量は、好ましくは７％以上、より好ましくは１０％以上である。

一方、介在物中のＺｒ量が過剰になると、下記に説明する通り、熱膨張係数の大きいＮｂ（Ｃ，Ｎ）が形成されやすく、耐水素誘起割れ性が劣化する。

即ち、上記表１には、炭化物や窒化物の熱膨張係数を示していないが、ＮｂＣの熱膨張係数は５１．８２×１０^-6／Ｋであり、例えばＴｉＣ（７．４×１０^-6／Ｋ）やＴｉＮ（７．７５×１０^-6／Ｋ）と比較して非常に大きく、ＮｂＣを含むＮｂ（Ｃ，Ｎ）も、熱膨張係数が大きくＨＩＣの起点になると考えられる。

上記Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）は、このＮｂ（Ｃ，Ｎ）と親和性の良い介在物を生成核として形成しやすく、その生成核としてＺｒ（Ｃ，Ｎ）が挙げられる。介在物中のＺｒ量が過剰になると、スラグ組成を制御しても、所望のＺｒＯ₂以外に上記Ｚｒ（Ｃ，Ｎ）が多量に生成するため、結果としてＮｂ（Ｃ，Ｎ）が形成されやすくなる。

介在物中にＮｂが存在する形態として、上記Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）以外に、酸・硫化物を取り巻くようにＮｂがＺｒと共に炭化物等として晶出する場合（複合介在物）がある。例えば図４に示す比較鋼がこれに相当する。

図４は、本発明鋼（発明例）と比較鋼の介在物の組成分析結果（ＥＰＭＡで測定）を対比したものである。それぞれの鋼について、写真の左側から順に、ＥＰＭＡでのＣＯＭＰＯ像、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｎの分布を示している。この図４において、本発明鋼（発明例）の介在物は、Ｚｒが介在物内部に存在しており、かつＮｂはほとんど検出されないのに対し、比較鋼の介在物（複合介在物）は、Ｚｒを含まない介在物の表面に、Ｚｒが存在し、かつＮｂも該介在物の表面に薄く存在している（Ｚｒ・Ｎｂ晶出層が形成されている）ことがわかる。

この複合介在物も下記に示す通り、耐ＨＩＣ性の劣化を招く。

複合介在物におけるＺｒ・Ｎｂ晶出層の熱膨張係数は、熱膨張係数の大きいＮｂＣを含んでいるため、複合介在物の核を構成する酸・硫化物よりも大きいと考えられ、かつ、酸・硫化物よりもＺｒ・Ｎｂ晶出層の方が塑性変形能が小さいため、複合介在物の熱膨張係数は、上記Ｚｒ・Ｎｂ晶出層の熱膨張係数に支配されると考えられる。その結果、複合介在物は、熱膨張係数の大きい介在物として振る舞い、耐ＨＩＣ性の劣化を招くと考えられる。

本発明では、この様に耐ＨＩＣ性の劣化を招く、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）や上記複合介在物を排除する観点から、介在物中のＺｒ量を６０％以下とする。好ましくは５０％以下、より好ましくは３５％以下である。また、介在物中のＮｂ量を５％以下（０％を含む）とする。介在物中のＮｂ量は、好ましくは３％以下であり、より好ましくは２％以下である。

上記介在物の組成として介在物の熱膨張係数を母相とほぼ同等以下とすることによって、たとえ母相と介在物の界面に空隙が形成されたとしても、介在物周辺の母相に引張の残留応力がほとんど生じないため、引張応力により発生する水素誘起割れを抑制する効果も得られる。

尚、上記介在物の組成は、後述する実施例に記載の方法で求められるものである。

介在物の組成を上記範囲とすると共に、優れたＨＩＣ性、更にはその他の特性として優れたＨＡＺ靭性や溶接性等を確保するには、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。

〔成分組成〕
［Ｃ：０．０２〜０．２０％］
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。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、ＮｂＣが生成しやすいことに加え、島状マルテンサイトが生成しやすくなり、これらがＨＩＣの起点および破壊進展経路となる。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：０．０２〜０．５０％］
Ｓｉは脱酸作用を有する上に、母材および溶接部の強度向上に有効である。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、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。

［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靭性や溶接性も劣化するため、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：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、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：０．００４％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：０．０１０〜０．０８％］
Ａｌは強脱酸元素であり、Ａｌ量が少ないとＲＥＭがＡｌよりも優先的に酸化物となってしまい、所望量のＲＥＳを得ることが難しくなる。その結果、ＲＥＳ／ＣａＳを一定以上とすることが困難となる。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：０．００１〜０．０１％］
Ｎは、ＴｉＮを形成し、このＴｉＮが鋼組織中に析出することで、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：０．００２〜０．０６％］
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、０．０６％を超えると、介在物中のＮｂ濃度が高くなる他、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。Ｎｂ量は、好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０４０％以下、更に好ましくは０．０３０％以下である。

［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。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、形成される硫化物に占めるＣａＳの割合が増加し、所望のＲＥＳが得られ難くなるため、ＨＩＣ特性が劣化する。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０．００５％以下であり、より好ましくは０．００４０％以下である。

［Ｏ：０．００４０％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：０．０００２〜０．０５％］
ＲＥＭ（希土類元素）は、本発明の最も重要な元素であり、上述の通り、介在物中の組成においてＲＥＳ／ＣａＳ≧０．０５を達成させることによって耐水素誘起割れ性向上に大変有効な元素である。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）およびＹを意味する。

［Ｚｒ：０．０００３〜０．０２０％］
Ｚｒは、上述の通り、酸化物としてＺｒＯ₂を形成し、酸化物の熱膨張係数を小さくすることができる。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、固溶Ｚｒが増加して鋳造中に、上述した図４の比較鋼の複合介在物の様に、Ｎｂとともに酸・硫化物を取り巻くように晶出し、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。

本発明の鋼材の成分は、上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物である。また、上記元素に加えて更に、下記量のＴｉ、Ｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、およびＭｇ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り、ＨＡＺ靭性の向上や強度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詳述する。

［Ｔｉ：０．００３〜０．０３％］
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。より好ましくは０．０２％以下である。

［Ｂ：０．０００２〜０．００５％］
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、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０．００３０％以下である。

［Ｖ：０．００３〜０．１％］
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。

［Ｃｕ：０．０１〜１．５％］
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：０．０１〜３．５％］
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、３．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは１．５％以下、更に好ましくは１．０％以下、より更に好ましくは０．５０％以下である。

［Ｃｒ：０．０１〜１．５％］
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：０．０１〜１．５％］
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。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。

［Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％］
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、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。

〔製造方法〕
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）Ｓを０．００４％以下にする、Ｆｅ：０．１〜１０％を満たすスラグを用いた脱硫工程、
（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およびＣａを、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｃａの順に添加するか、または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分以内とする必要がある。

上記各工程について、以下、順に説明する。

（Ａ）脱硫工程
転炉または電気炉にて、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。その結果、鋳造中にＺｒと共に介在物を覆うように生成するＮｂ含有層（前述の図４の比較鋼の複合介在物を参照）を低減し、介在物中のＮｂ濃度を低減することができる。

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、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が多量に形成されることを防止でき、ＲＥＳ／ＣａＳを適正に制御することができる。

上記Ｓを０．００４％以下にする手段としては、以下の（ａ）（ｂ）が挙げられる。

（ａ）上記スラグ中のＣａＯ濃度を１０％以上とする。
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。よって、スラグ中のＣａＯ濃度を１０％以上とすることが、Ｓを０．００４％以下にするための手段として挙げられる。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。

（ｂ）例えば取鍋脱硫設備（例えばＬＦ）を用い、流量５Ｎｍ／ｈ以上（好ましくは１０Ｎｍ／ｈ以上、流量の上限はおおよそ３００Ｎｍ／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）脱酸工程
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、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、ＲＥＳの形成量が不十分となる。その結果、ＣａＳが多量に生成してＲＥＳ／ＣａＳが適正範囲とならず、耐水素誘起割れ性が劣化する。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、例えばＡｌ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｔｉ等の脱酸元素を投入し、さらに／または例えばＲＨ脱ガス装置により脱酸することで達成できる。

（Ｃ）Ｚｒ、ＲＥＭおよびＣａの添加工程
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、ＣａＳに優先してＲＥＳを生成させることが困難となる。よって、Ｃａ添加前にＲＥＭを添加する必要があり、またＲＥＳを十分に生成させるためには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。

同様に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の添加に先立ち、Ｚｒを添加しなければならない。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。

上記Ｚｒ、ＲＥＭおよびＣａの脱硫力および脱酸力を考慮して、Ｚｒ、ＲＥＭおよびＣａを、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｃａの順に添加するか、またはＺｒとＲＥＭを同時とし次いでＣａの順に添加する（但し、ＲＥＭ添加からＣａ添加までの時間を４分以上とする）。

上記各元素の添加量については、各元素が所望量の鋼板が得られればよく、例えば、Ｚｒを溶鋼中の濃度で３〜２００ｐｐｍ（０．０００３〜０．０２０％）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（０．０００２〜０．０５％）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（０．０００３〜０．００６０％）になるよう添加することが挙げられる。

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、Ｃａ添加後の時間経過に伴いＲＥＳやＺｒＯ₂が安定的なＣａＳやＣａＯとなりやすく、ＲＥＳ／ＣａＳおよび介在物中のＺｒ濃度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、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。

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。

転炉で１５５０〜１７００℃の温度範囲となるよう溶製した溶鋼に、表４に示すＣａＯ濃度とＦｅ濃度のスラグを投入した後、ＬＦにて、表４に示す流量のＡｒガスを吹き込み表４に示す時間攪拌することにより、鋼中Ｓ量を表２または表３の通り制御した。そしてその後、Ａｌ目標組成（表２または表３に示す値）となるよう添加するとともにＲＨ脱ガス装置にて３分以上還流し、Ｏｆ／Ｓを表４に示す値に調整した。

次いで、ＲＥＭを目標組成（表２または表３に示す値）となるよう添加（Ｚｒの添加は、このＲＥＭの添加に先立って行うか、ＲＥＭと同時に添加）した後、さらにＲＨ脱ガス装置で３〜４０分還流し、それからＣａを目標の組成（表２または表３に示す値）となるよう添加し、このＣａ添加後３０〜８０分以内に鋳造を開始して厚さ２８０ｍｍのスラブを作製した。Ｃａ添加から凝固が完了するまでの時間は表４に示す通りである。

尚、比較例であるＮｏ．４３では、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｃａを上記順序で添加せず、Ｃａ添加後にＺｒとＲＥＭを添加した。

その後、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℃以上の累積圧下率が３０％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、その後、室温まで空冷して、種々の成分組成・介在物組成の鋼板（表５または表６に示す板厚×２０００〜３５００ｍｍ幅×１２０００〜３５０００ｍｍ長さ）を得た。

尚、本実施例では、ＲＥＭとして、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄ、ＤｙおよびＹのうちの１種以上を用いた。

得られた鋼板を用いて、下記の通り、介在物の組成の分析と耐ＨＩＣ性の評価を行った。

〔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（板厚×板幅の断面）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。

（ＣａＳ量およびＲＥＳ量の求め方）
上記ＥＰＭＡで検出されたＳは全て硫化物として存在するものとし、鋼中で硫化物を形成するＭｎ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭへのＳの分配割合を以下の仮定から導出して、ＣａＳ量とＲＥＳ量を求めた。

まずＭｎは、本発明で対象とするＡｌを０．０１０％以上含む鋼中では、酸化物として存在できないため、介在物中のＭｎは全てＭｎＳ（原子量比でＭｎ：Ｓ＝１：１として計算）として存在すると考えられる。そのため、（介在物中の全Ｓ量）−（上記ＭｎＳとして存在するＳ量）を引いた残りのＳ濃度［Ｓ１］が、Ｍｇ、ＣａまたはＲＥＭの硫化物として存在することとなる。

次に、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭについて、その脱硫能を比較するとＣａ＞Ｍｇ＞ＲＥＭとなるため、残りのＳはＣａＳ、ＭｇＳ、ＲＥＳの順に硫化物として存在すると考えられる。したがって、Ｃａ濃度と［Ｓ１］濃度からＣａＳ量を設定する（原子量比でＣａ：Ｓ＝１：１として計算）。

そして例えば、介在物中のＣａが全てＣａＳとして存在すると仮定しても尚Ｓが残る場合には、残ったＳ濃度を［Ｓ２］としてＭｇ、ＲＥＭに分配されることになる。この場合、ＭｇＳへの分配（原子量比でＭｇ：Ｓ＝１：１として計算）を考え、ＭｇＳ（量）をＭｎＳ指数として計算後も更に残ったＳは、ＲＥＳを形成する。

尚、ＲＥＭには様々な元素（例えばＬａ．Ｃｅ，Ｎｄなど）が存在するが、各ＲＥＭ元素に分配されるＳ量は、ＲＥＭの各元素の添加量に比例して分配されるものとし、ＲＥＳにおけるＲＥＭとＳは、原子量比で１：１の割合で結合していると仮定した。

尚、表５には、前述の図３のために、上述した方法によって求めたＭｎＳ量を示している。

〔耐ＨＩＣ性の評価〕
ＮＡＣＥ ｓｔａｎｄａｒｄ ＴＭ０２８４−２００３に規定される方法に従って評価した。詳細には、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、図５に示すように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以上の割れの個数および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性に優れていると評価し、１個以上存在する場合をＨＩＣが発生した（耐ＨＩＣ性に劣る）と評価した。

これらの結果を、板厚と共に表５および表６に示す。

表２〜６から次の様に考察することができる。即ち、Ｎｏ．３、４、８〜１０、１２〜１５、１７〜２０、２２、３３〜４２は、本発明で規定の成分組成・製造条件を満たし、かつ規定の介在物を形成しているため、耐ＨＩＣ性に優れている。

これに対し、上記Ｎｏ．以外の例は、成分組成、製造条件、介在物の規定の少なくともいずれかを満たしていないため、耐ＨＩＣ性に劣る結果となっている。

詳細には、Ｎｏ．１は、ＲＥＭとＺｒが添加されておらず、ＲＥＳ／ＣａＳが小さすぎるものであり、また介在物中のＺｒも確保できていないため、ＨＩＣが発生した。

Ｎｏ．２は、ＲＥＭが不足しており、ＲＥＳ／ＣａＳが小さすぎるため、ＨＩＣが発生した。

Ｎｏ．７は、ＲＥＭを添加していないため、ＲＥＳ／ＣａＳも規定範囲を満たさず、ＨＩＣが発生した。

Ｎｏ．１６および２１は、鋼中Ｚｒ量が上限を超えて過剰に含まれているため、介在物中のＮｂ量が上昇し（Ｎｏ．２１は、介在物中のＺｒ量も過剰となり）、その結果、ＨＩＣが発生した。

Ｎｏ．２３は、Ｃが上限を外れて過剰に含まれているため、ＮｂＣや島状マルテンサイトが生じてＨＩＣが発生した。

Ｎｏ．２４は、Ｍｎが過剰に含まれており、ＭｎＳが多く形成されたため、ＨＩＣが発生したと思われる。またＮｏ．２５は、Ｓが過剰に含まれており、この場合もＭｎＳが多く形成されたため、ＨＩＣが発生したと思われる。

Ｎｏ．２６は、Ｐ量が多過ぎるため、ＨＩＣが発生した。

Ｎｏ．２７は、Ｓｉが過剰に含まれているため、島状マルテンサイトが生じてＨＩＣが発生した。

Ｎｏ．２８は、Ａｌ量が不足しているため、ＲＥＳを十分確保できず、ＲＥＳ／ＣａＳが下限値を外れ、ＨＩＣが発生した。

Ｎｏ．２９は、Ｏ量が過剰であるため、ＲＥＳを十分確保できず、ＲＥＳ／ＣａＳが下限値を外れ、ＨＩＣが発生した。

Ｎｏ．３０は、Ｎｂ量が過剰であるため、介在物中のＮｂ量が上限を超え、その結果、ＨＩＣが発生した。

Ｎｏ．３１は、Ａｌ量が過剰であり、溶鋼処理時に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濃度が低下したため、ＨＩＣが発生した。

Ｎｏ．３２は、Ｃａ量が不足しているため、ＭｎＳが形成されてＨＩＣが発生した。

Ｎｏ．４３は、溶鋼処理工程において、ＲＥＭとＺｒの添加前にＣａを添加したため、ＲＥＳ／ＣａＳを一定以上とすることができず、ＨＩＣが発生した。

Ｎｏ．４４は、溶鋼処理工程において、Ｏｆ／Ｓが高すぎるため、ＲＥＳを十分確保できず、その結果ＲＥＳ／ＣａＳを一定以上とすることができず、ＨＩＣが発生した。

Ｎｏ．４５は、溶鋼処理工程において、Ｃａ添加から凝固完了までの時間が長すぎるため、一定以上のＲＥＳ／ＣａＳが得られず、ＨＩＣが発生した。

Ｎｏ．４６は、溶鋼処理工程において、ＲＥＭ，Ｚｒ添加からＣａ添加までの時間が短すぎるため、ＲＥＳを十分確保できず、その結果ＲＥＳ／ＣａＳを一定以上とすることができず、ＨＩＣが発生した。

Ｎｏ．４７、４８は、溶鋼処理工程において、十分脱硫を行わずＳを０．００４％以下にしなかった例である。この様に脱硫を十分行わなかった結果、ＭｎＳが多く形成され、ＨＩＣが発生した。尚、Ｓを０．００４％以下にするには、Ｎｏ．４７の結果から、脱硫工程における撹拌時間を長くするのがよいことがわかる。またＮｏ．４８の結果からは、ガス流量をより高めるのがよいことがわかる。

Ｎｏ．４９は、溶鋼処理工程において用いたスラグ中のＦｅ濃度が低すぎるため、介在物中のＮｂ量が上昇し、ＨＩＣが発生した。

Ｎｏ．５０は、ＲＥＳ／ＣａＳが小さすぎるため、ＨＩＣが発生した。尚、Ｎｏ．５０の結果から、一定以上のＲＥＳ／ＣａＳを得るべく、脱硫を十分行ってＳを０．００４％以下に抑えるには、スラグ中のＣａＯ濃度を高めるのがよいことがわかる。

尚、Ｎｏ．５、６、および１１は、耐ＨＩＣ性に優れた鋼板が得られているが、製造工程においてノズルが閉塞し生産性が低下した。これらの結果から、ノズルの閉塞を防止して生産性を高めるには、ＲＥＭ／ＣａＳの上限を２．０とすることが好ましいことがわかる。

Claims (5)

1. Ｃ：０．０２〜０．２０％（質量％の意味。化学成分について以下同じ）、
   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：０．００２〜０．０６％、
   Ｃａ：０．０００３〜０．００６０％、
   Ｏ：０．００４０％以下（０％を含まない）、
   ＲＥＭ：０．０００２〜０．０５％、および
   Ｚｒ：０．０００３〜０．０２０％を満たし、残部が鉄および不可避不純物であり、
   鋼中に含有される最大投影長さ（長径）に対し垂直な方向における最大長さが１μｍ以上の介在物の組成において、ＲＥＭ硫化物（ＲＥＳ）とＣａ硫化物（ＣａＳ）の質量比（ＲＥＳ／ＣａＳ）が０．０５以上であると共に、
   介在物中のＺｒ量が５〜６０％であり、更に、
   介在物中のＮｂ量が５％以下（０％を含む）であることを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた鋼板。
2. 更に他の元素として、
   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％、
   Ｍｏ：０．０１〜１．５％、および
   Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％よりなる群から選択される１種類以上の元素を含む請求項１に記載の鋼板。
3. ラインパイプ用である請求項１または２に記載の鋼板。
4. 請求項１〜３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。
5. 請求項１〜３のいずれかに記載の鋼板を製造する方法であって、
   溶鋼処理工程において、
   Ｓを０．００４％以下にする、Ｆｅ濃度が０．１〜１０％のスラグを用いた脱硫工程、
   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、
   Ｚｒ、ＲＥＭおよびＣａを、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｃａの順に添加するか、または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分以内とすることを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた鋼板の製造方法。