WO2016104527A1 - 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管 - Google Patents

耐水素誘起割れ性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管 Download PDF

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WO2016104527A1
WO2016104527A1 PCT/JP2015/085870 JP2015085870W WO2016104527A1 WO 2016104527 A1 WO2016104527 A1 WO 2016104527A1 JP 2015085870 W JP2015085870 W JP 2015085870W WO 2016104527 A1 WO2016104527 A1 WO 2016104527A1
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steel plate
less
slab
hic
threshold value
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PCT/JP2015/085870
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French (fr)
Inventor
喜一郎 田代
加藤　拓
晴弥 川野
佑一 岡
進佑 佐藤
木村　世意
孝司 三宅
Original Assignee
株式会社神戸製鋼所
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/04—Removing impurities by adding a treating agent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate having excellent resistance to hydrogen-induced cracking.
  • steel plates excellent in hydrogen-induced crack resistance suitable for natural gas and crude oil transportation line pipes and storage tanks, and steel pipes for line pipes excellent in hydrogen-induced crack resistance obtained using the steel plates About are excellent resistance to hydrogen-induced cracking.
  • sour resistance such as resistance to hydrogen-induced cracking and stress corrosion cracking
  • the steel plate having sour resistance may be referred to as “sour-resistant steel plate”.
  • Hydrogen-induced cracking Hydrogen-induced cracking (Hydrogen Induced Cracking, hereinafter sometimes referred to as "HIC”) is caused by hydrogen intruding into the steel material due to the corrosion reaction caused by hydrogen sulfide or the like, including MnS and Nb (C, N). It is known that it is a crack that accumulates in non-metallic inclusions and is caused by gasification.
  • Patent Document 1 discloses a steel material having improved HIC resistance by suppressing the segregation degree of Mn, Nb, and Ti at the center of the plate thickness.
  • Patent Document 2 discloses a method of suppressing HIC starting from MnS or Ca-based oxysulfide by a parameter formula including Ca, O, and S contents.
  • the steel sheet is obtained through melting, casting and hot rolling, and then subjected to an HIC test before shipping as a product.
  • the HIC test takes several weeks before the results are known.
  • the steel sheet cannot be shipped as a product excellent in hydrogen-induced cracking resistance, and the HIC test is performed again on the product obtained by remanufacturing, that is, remelting. There is a need to do. If it does so, a manufacturing period will become long and it will cause a delay in delivery.
  • the HIC resistance can be evaluated at the stage of the cast slab after the casting instead of performing the HIC test after the hot rolling, it is considered that the manufacturing period can be greatly shortened.
  • HIC occurs starting from the segregation part (center segregation, internal crack) and inclusions such as MnS, if these can be evaluated at the stage of the slab, the HIC resistance can be improved based on the evaluation result. It can be evaluated.
  • Step A-2 Casting ⁇ Rolling ⁇ Sample preparation (for HIC test) ⁇ HIC test ⁇ Remelting
  • Step B-2 Casting ⁇ Evaluation of HIC resistance ⁇ Remelting
  • Patent Document 3 discloses a method for evaluating an internal crack at the stage of a slab. In this method, whether or not HCR (Hot Charge Rolling) operation is possible is determined from the evaluation result of the internal crack.
  • HCR Hot Charge Rolling
  • JP 2010-209461 Japanese Patent Laid-Open No. 06-136440 JP 2006-198649 A
  • the present invention has been made paying attention to the above-mentioned circumstances, and its purpose is to realize a steel plate and a steel pipe excellent in hydrogen-induced cracking resistance, and further, without carrying out a HIC test, It is to realize a steel plate and a steel pipe that can evaluate the HIC resistance from the internal quality of the piece.
  • a steel sheet excellent in hydrogen-induced crack resistance of the present invention that has solved the above problems is % By mass C: 0.02 to 0.15%, Si: 0.02 to 0.50%, Mn: 0.6 to 2.0%, P: more than 0% and 0.030% or less, S: more than 0% and 0.003% or less, Al: 0.010 to 0.08%, Ca: 0.0003 to 0.0060%, N: 0.001 to 0.01%, and O: more than 0% and 0.0045% or less, Including one or more elements selected from the group consisting of REM: more than 0% and 0.02% or less, and Zr: more than 0% and 0.010%, the balance consisting of iron and inevitable impurities,
  • the ratio of Ca to S (Ca / S) is 2.0 or more, and Ca, S and O satisfy (Ca-1.25S) /O ⁇ 1.80, Further, at the stage of the slab, there is no horizontal crack, or the maximum opening thickness of the horizontal crack is equal to or less than a threshold value t ⁇
  • the threshold value t ⁇ may be a value obtained in advance by the following methods (i) to (iii).
  • the maximum hole thickness of the slab is measured.
  • a hydrogen-induced cracking test is performed on a steel plate obtained by rolling a slab cast under the same casting conditions as the slab.
  • the maximum hole thickness of a horizontal crack in which no hydrogen-induced crack occurs is obtained.
  • the slab cast under the same casting conditions as the slab may be a slab in which the maximum hole thickness is measured.
  • the steel plate may be API (The American Petroleum Institute) X65 grade, and the threshold value t ⁇ may be 0.047 mm.
  • the steel plate may be APIX 70 grade, and the threshold value t ⁇ may be 0.043 mm.
  • the steel plate may be ASME (American Society of Mechanical Engineers) SA516 grade 60, and the threshold value t ⁇ may be 0.047 mm.
  • the steel plate may be ASMESA 516 grade 65, and the threshold value t ⁇ may be 0.047 mm.
  • the steel plate may be ASMESA516 grade 70, and the threshold value t ⁇ may be 0.043 mm.
  • the steel plate may be ASTM (American Society for Testing and Materials) A516 grade 60, and the threshold value t ⁇ may be 0.047 mm.
  • the steel plate may be ASTM A516 grade 65, and the threshold value t ⁇ may be 0.047 mm.
  • the steel plate may be ASTM A516 grade 70, and the threshold value t ⁇ may be 0.043 mm.
  • the said steel plate may contain any one or more of following (A) and (B) as another element.
  • the above steel plate is suitable for line pipes and pressure vessels.
  • the present invention also includes a steel pipe for line pipe formed from the steel plate.
  • the present invention it is possible to provide a steel plate and a steel pipe that are surely excellent in hydrogen-induced crack resistance. Furthermore, the steel plate and steel pipe which can evaluate HIC resistance from the internal quality of a slab can be provided, without performing a HIC test. These are suitably used for pressure vessels such as natural gas / crude oil transportation line pipes and storage tanks.
  • FIG. 1 is a schematic diagram for explaining internal cracks, in which (a) shows a slab, that is, a state before rolling, and (b) shows a product, that is, a state after rolling.
  • FIG. 2 is a cross-sectional view of the slab.
  • FIG. 3 shows a cross-sectional view of the slab and a cross-sectional view of the product.
  • FIG. 4 is a diagram showing the results of investigating the relationship between the hole thickness and the HIC resistance for a plurality of cross sections.
  • FIG. 5 is a diagram for explaining the investigation surface of the slab. It is a figure which shows the relationship between the maximum opening thickness of a horizontal crack at the time of using the steel material of APIX65 grade in an Example, and the presence or absence of HIC generation
  • the inventors of the present invention have made extensive studies to solve the above-mentioned problems.
  • the inventors focused on the fact that HIC is likely to be generated starting from MnS inclusions.
  • the rare earth element or Zr which is an element having a desulfurization action, can be contained in the steel material to suppress the generation of MnS and enhance the resistance to hydrogen-induced cracking.
  • an appropriate content described later has been found.
  • the present inventors paid attention to the fact that HIC is likely to occur starting from the segregation part.
  • the ⁇ horizontal crack '' of segregation especially the maximum hole thickness of the horizontal crack, if this is kept below a predetermined threshold at the slab stage, a steel plate with high hydrogen-induced crack resistance can be obtained, Furthermore, it has been found that products can be shipped early. This point will be described in detail later.
  • the component composition of the steel sheet needs to be as follows.
  • the reasons for defining each component including the above-described rare earth element and Zr will be described.
  • Component composition C 0.02 to 0.15% C is an indispensable element for securing the strength of the base material and the welded portion, and needs to be contained by 0.02% or more.
  • the amount of C is preferably 0.03% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • the amount of C is too large, the HAZ toughness and weldability deteriorate.
  • the amount of C is excessive, NbC and island-shaped martensite that become the starting point of HIC and the fracture propagation path are likely to be generated. Therefore, the C amount needs to be 0.15% or less. Preferably it is 0.12% or less, More preferably, it is 0.10% or less.
  • Si 0.02 to 0.50% Si is an element that has a deoxidizing action and is effective in improving the strength of the base material and the welded portion.
  • the Si content is set to 0.02% or more.
  • the amount of Si is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.15% or more. However, if the amount of Si is too large, weldability and toughness deteriorate. If the amount of Si is excessive, island martensite is generated and HIC is generated and progresses. Therefore, the amount of Si needs to be suppressed to 0.50% or less.
  • the amount of Si is preferably 0.45% or less, more preferably 0.35% or less.
  • Mn 0.6 to 2.0%
  • Mn is an element effective for improving the strength of the base material and the welded portion, and is contained in an amount of 0.6% or more in the present invention.
  • the amount of Mn is preferably 0.8% or more, and more preferably 1.0% or more.
  • the upper limit of the amount of Mn is set to 2.0%.
  • the amount of Mn is preferably 1.8% or less, more preferably 1.5% or less, and still more preferably 1.2% or less.
  • P more than 0% and 0.030% or less P is an element inevitably contained in the steel material. If the P content exceeds 0.030%, the toughness deterioration of the base material and the HAZ part is remarkable, and hydrogen-induced cracking resistance Also deteriorates. Therefore, in the present invention, the amount of P is suppressed to 0.030% or less.
  • the amount of P is preferably 0.020% or less, more preferably 0.010% or less.
  • S more than 0% and 0.003% or less S is an element that generates a large amount of MnS and significantly deteriorates the resistance to hydrogen-induced cracking if it is too much. Therefore, in the present invention, the upper limit of the amount of S is made 0.003%. .
  • the amount of S is preferably 0.002% or less, more preferably 0.0015% or less, and still more preferably 0.0010% or less. Thus, the smaller one is desirable from the viewpoint of improving hydrogen-induced crack resistance.
  • Al 0.010 to 0.08%
  • Al is a strong deoxidizing element.
  • the amount of Al is small, the Ca concentration in the oxide increases, that is, Ca inclusions are easily formed in the surface layer portion of the steel sheet and fine HIC is generated. Therefore, in the present invention, Al needs to be 0.010% or more.
  • the amount of Al is preferably 0.020% or more, more preferably 0.030% or more.
  • the oxide of Al will produce
  • the amount of Al is preferably 0.06% or less, and more preferably 0.05% or less.
  • Ca 0.0003 to 0.0060%
  • Ca has the effect
  • the Ca content needs to be 0.0003% or more.
  • the Ca content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0010% or more.
  • the upper limit of the Ca amount is set to 0.0060%.
  • the Ca content is preferably 0.0045% or less, more preferably 0.0035% or less, and still more preferably 0.0025% or less.
  • N 0.001 to 0.01%
  • N is an element that precipitates as TiN in the steel structure, suppresses coarsening of the austenite grains in the HAZ part, further promotes ferrite transformation, and improves the toughness of the HAZ part.
  • the N amount is preferably 0.003% or more, and more preferably 0.0040% or more.
  • the amount of N is too large, the HAZ toughness deteriorates due to the presence of solute N, so the amount of N needs to be 0.01% or less.
  • it is 0.008% or less, More preferably, it is 0.0060% or less.
  • O More than 0% and 0.0045% or less O, that is, oxygen is desirable to be low from the viewpoint of improving cleanliness, and when O is contained in a large amount, in addition to deterioration of toughness, HIC is generated starting from oxide. In addition, the resistance to hydrogen-induced cracking deteriorates. From this viewpoint, the amount of O needs to be 0.0045% or less, preferably 0.0030% or less, more preferably 0.0020% or less.
  • Ca / S represented by mass ratio: 2.0 or more
  • S forms MnS as a sulfide-based inclusion, and HIC is generated starting from the MnS.
  • Ca is added to control the form of the sulfide inclusions in the steel as CaS, thereby detoxifying S against HIC resistance.
  • Ca / S needs to be 2.0 or more.
  • Ca / S is preferably 2.5 or more, more preferably 3.0 or more.
  • the upper limit of Ca / S is about 17 from the Ca amount and S amount specified in the present invention.
  • CaO which easily forms aggregated coal, among Ca-based inclusions.
  • the Ca content (Ca-1.25S) obtained by subtracting the Ca content present as sulfide (CaS) from the total Ca content in the steel must not be excessive with respect to the O content. If the amount of Ca (Ca-1.25S) is excessive with respect to the amount of O, CaO is likely to be formed as oxide inclusions, and the aggregated coalescence (coarse Ca inclusions) of the CaO is formed on the steel sheet surface layer portion. It becomes easy to be formed in large quantities.
  • (Ca-1.25S) / O must be 1.80 or less.
  • (Ca-1.25S) / O is preferably 1.40 or less, more preferably 1.30 or less, still more preferably 1.20 or less, and particularly preferably 1.00 or less.
  • the lower limit of (Ca-1.25S) / O is about 0.1 from the viewpoint of suppressing Al 2 O 3 which is likely to form an aggregated coal like CaO.
  • REM more than 0% and 0.02% or less REM (Rare Earth Metal, a rare earth element) is an element effective for suppressing the generation of MnS by desulfurization and enhancing the resistance to hydrogen-induced cracking as described above. In order to exhibit such an effect, it is preferable to contain REM 0.0002% or more.
  • the amount of REM is more preferably 0.0005% or more, and further preferably 0.0010% or more. On the other hand, the effect is saturated even if a large amount of REM is contained. Therefore, the upper limit of the REM amount needs to be 0.02%.
  • the REM content is preferably 0.015% or less, more preferably 0.010% or less, and still more preferably 0.0047% or less. is there.
  • the REM means a lanthanoid element, that is, 15 elements from La to Lu, scandium and yttrium.
  • Zr more than 0% and 0.010% or less
  • Zr is an element that improves HIC resistance by desulfurization and contributes to improvement of HAZ toughness by forming an oxide and finely dispersing.
  • the Zr content is preferably 0.0003% or more.
  • the amount of Zr is more preferably 0.0005% or more, still more preferably 0.0010% or more, and still more preferably 0.0015% or more.
  • the amount of Zr needs to be 0.010% or less.
  • the amount of Zr is preferably 0.0070% or less, more preferably 0.0047% or less, and still more preferably 0.0030% or less.
  • the components of the steel plate and steel pipe of the present invention are as described above, and the balance is composed of iron and inevitable impurities.
  • the strength and toughness can be further increased
  • the HAZ toughness can be improved and desulfurization can be promoted to further improve the HIC resistance.
  • B More than 0% and 0.005% or less B enhances hardenability, increases the strength of the base metal and the welded part, and precipitates BN by bonding with N during the process of cooling the heated HAZ part during welding. In order to promote ferrite transformation from within the austenite grains, the HAZ toughness is improved. In order to acquire this effect, it is preferable to contain B amount 0.0002% or more.
  • the amount of B is more preferably 0.0005% or more, and further preferably 0.0010% or more. However, if the B content is excessive, the toughness between the base material and the HAZ part deteriorates or weldability deteriorates, so the B content is preferably 0.005% or less.
  • the amount of B is more preferably 0.004% or less, and still more preferably 0.0030% or less.
  • V more than 0% and 0.1% or less V is an element effective for improving the strength.
  • V is preferably contained in an amount of 0.003% or more. More preferably, it is 0.010% or more.
  • the V amount is preferably 0.1% or less, and more preferably 0.08% or less.
  • Cu more than 0% and 1.5% or less Cu is an element effective for improving the hardenability and increasing the strength. In order to acquire this effect, it is preferable to contain 0.01% or more of Cu.
  • the amount of Cu is more preferably 0.05% or more, and still more preferably 0.10% or more. However, if the Cu content exceeds 1.5%, the toughness deteriorates, so it is preferable to set it to 1.5% or less.
  • the amount of Cu is more preferably 1.0% or less, still more preferably 0.50% or less.
  • Ni more than 0% and 1.5% or less
  • Ni is an element effective for improving the strength and toughness of the base material and the welded portion.
  • the Ni content is preferably 0.01% or more.
  • the amount of Ni is more preferably 0.05% or more, and still more preferably 0.10% or more.
  • the Ni content is preferably 1.5% or less from an economical viewpoint.
  • the amount of Ni is more preferably 1.0% or less, and still more preferably 0.50% or less.
  • Cr more than 0% and 1.5% or less Cr is an element effective for improving the strength. To obtain this effect, it is preferable to contain 0.01% or more.
  • the amount of Cr is more preferably 0.05% or more, and still more preferably 0.10% or more.
  • the Cr content is preferably 1.5% or less.
  • the amount of Cr is more preferably 1.0% or less, and still more preferably 0.50% or less.
  • Mo more than 0% and 1.5% or less Mo is an element effective for improving the strength and toughness of the base material.
  • the Mo amount is preferably 0.01% or more.
  • the amount of Mo is more preferably 0.05% or more, and still more preferably 0.10% or more.
  • the Mo amount is preferably 1.5% or less, more preferably 1.0% or less, and still more preferably 0.50% or less.
  • Nb more than 0% and 0.06% or less
  • Nb is an element effective for increasing strength and base metal toughness without degrading weldability.
  • the Nb content is preferably 0.002% or more.
  • the Nb amount is more preferably 0.010% or more, and still more preferably 0.020% or more.
  • the upper limit of the Nb amount is preferably 0.06%.
  • the Nb amount is more preferably 0.047% or less, still more preferably 0.040% or less, and still more preferably 0.030% or less.
  • Ti more than 0% and 0.03% or less Ti precipitates as TiN in the steel to prevent coarsening of austenite grains in the HAZ part during welding and promote ferrite transformation, so that the toughness of the HAZ part It is an effective element for improving Further, Ti is an element effective for improving the HIC resistance since it exhibits a desulfurization action. In order to obtain these effects, it is preferable to contain 0.003% or more of Ti.
  • the amount of Ti is more preferably 0.005% or more, and still more preferably 0.010% or more.
  • the Ti content is excessive, the toughness of the base material and the HAZ part deteriorates due to an increase in solid solution Ti or an increase in TiC precipitation, so 0.03% or less is preferable.
  • the amount of Ti is more preferably 0.02% or less.
  • Mg more than 0% and 0.01% or less Mg is an element effective for improving toughness through refinement of crystal grains, and is also an element effective for improving HIC resistance because of its desulfurization action. In order to acquire these effects, it is preferable to contain 0.0003% or more of Mg.
  • the amount of Mg is more preferably 0.001% or more.
  • the upper limit of the amount of Mg is preferably 0.01%.
  • the amount of Mg is more preferably 0.005% or less.
  • the steel plate of the present invention is a steel plate having no hydrogen cracking at the stage of the slab, or having a maximum horizontal hole thickness of the horizontal crack that is equal to or less than a threshold value.
  • the threshold means the maximum opening thickness of a horizontal crack that is obtained in advance and does not generate HIC in a steel plate obtained by rolling the slab.
  • microsegregation also exists between secondary dendrite trees. That is, microsegregation can also occur. However, since this secondary dendrite tree is very small and HIC does not propagate or extend, there is no problem in quality. Therefore, in the present invention, microsegregation is not considered.
  • Internal cracks include“ horizontal cracks ”and“ other internal cracks ”, which are caused by bulging between rolls, unbalanced cooling water, and deformation during correction.
  • the “horizontal crack” is a crack existing in the range of the slab thickness D / 2 from the width end portion in the width direction W of the slab, and propagated in the slab width direction and the casting direction. It is a crack.
  • the “other internal cracks” are cracks existing in the entire width of the slab and propagated in the slab thickness direction and the slab width direction, or in the slab thickness direction and the slab casting direction. It is a crack.
  • the degree of segregation of this “horizontal crack” is evaluated by “maximum aperture thickness” described below.
  • the occurrence position of the “horizontal crack” is as shown in FIG. 1A, and is a crack generated at the solid-liquid interface during solidification.
  • “Horizontal cracks” are accompanied by segregation lines formed by the intrusion of concentrated molten steel between dendritic trees. When this level is significant, holes are formed along the segregation lines. There is a correlation between the degree of segregation of horizontal cracks and the hole thickness (opening width), and the greater the hole thickness, the higher the degree of segregation of horizontal cracks. That is, there is a correlation between the maximum hole thickness and the degree of segregation of horizontal cracks.
  • HIC resistance can be judged by the “maximum aperture thickness”, and it has first been found that the HIC can be suppressed by reducing the maximum aperture thickness.
  • maximum hole thickness of the horizontal crack may be simply referred to as “maximum hole thickness”.
  • the present inventors can judge the HIC resistance of the steel plate after rolling by using the maximum hole thickness of the steel slab at the slab stage, that is, after casting and before rolling, the steel plate as a product will be obtained.
  • the present inventors have found that it is not necessary to perform an HIC test, the process can be omitted, and as a result, the product can be shipped early.
  • the slab obtained by casting is cut in the thickness direction, that is, in a direction perpendicular to the casting direction as shown in FIG. 2, and a horizontal crack in the segregated portion is investigated.
  • the position where the horizontal crack occurs is more likely to vary in the slab width direction and the slab thickness direction than in the casting direction. Therefore, as shown in FIG. 2 above, by using a cut surface perpendicular to the casting direction as an object to be investigated, it is possible to investigate a portion where the horizontal crack is most deteriorated.
  • the maximum aperture thickness t1 is the maximum aperture thickness in the region R1
  • the maximum aperture thickness t2 is the maximum aperture thickness in the region R2.
  • the regions R1 and R2 may be collectively referred to as a first range
  • the region R3 in FIG. 2 may be referred to as a second range.
  • the reason for investigating the areas R1 and R2 is as follows. That is, horizontal cracking occurs in the process in which solidification proceeds from both ends (narrow surfaces) in the width direction of the slab toward the center of the width. During solidification, the regions R1, R2, that is, the first range, are affected by cooling on the narrow surface side (short side), and solidification proceeds toward the center in the width direction. On the other hand, in the region R3 having a width WD excluding D / 2 from both ends in the width direction, that is, in the second range, solidification is not affected by the cooling on the narrow surface side (short side). Hardly progress. Accordingly, since horizontal cracks are considered to occur in the regions R1 and R2, in the present invention, as described above, horizontal cracks are investigated in the regions R1 and R2.
  • the maximum opening thickness among the plurality of opening thicknesses existing in each region R1 and R2 is set to the maximum opening thickness.
  • t1 and t2 For example, when there are three horizontal cracks in the region R1, the horizontal crack having the largest opening among the three horizontal cracks is selected, and the most open portion of the horizontal crack, that is, the hole thickness is the largest.
  • the opening thickness of the thick part is defined as “maximum opening thickness t1”.
  • the threshold value t ⁇ used for evaluating the HIC resistance of the slab that is, how to obtain the maximum hole thickness at which HIC does not occur in the steel plate obtained by rolling the slab will be described.
  • the threshold value t ⁇ is obtained in advance, but the method is not particularly limited. As a method for obtaining the threshold value t ⁇ , the following methods (i) to (iii) may be used in advance. Details will be described below.
  • (I) The maximum hole thickness of the slab is measured.
  • (Ii) An HIC test is performed on a steel plate obtained by rolling a slab cast under the same casting conditions as the slab.
  • (Iii) From the maximum opening thickness measured in (i) above and the HIC test result in (ii) above, the maximum opening thickness of horizontal cracks in which hydrogen-induced cracking does not occur is determined.
  • a slab cast under the same casting conditions as the slab whose maximum opening thickness was measured is hot-rolled to produce a steel plate for threshold measurement. Then, an HIC test is performed on the steel sheet to examine whether or not HIC is generated.
  • the HIC test can be performed by a method specified in NACE (National Association of OF Corrosion and Engineering) standard TM0284-2003, as shown in Examples described later.
  • the above “same casting conditions” are i) that casting speed is constant, ii) that there is no operational abnormality such as nozzle clogging, iii) that cooling conditions and roll gap are the same, etc. .
  • the threshold value t ⁇ is determined, the “degree of segregation obtained by investigating the slab” and the “HIC test result for the product” are associated with each other. However, if these HIC resistances are different, the threshold value cannot be determined.
  • the operating factors i) to iii) have a great influence on the horizontal cracking and center segregation, and thus also affect the HIC resistance. Accordingly, the resistance to HIC varies with the operation factor.
  • the steel plate obtained by manufacturing using the slab cast on the same casting conditions (operation factor) as the slab which investigated the maximum opening thickness for the steel plate for HIC tests it is preferable to use the steel plate obtained by manufacturing using the slab cast on the same casting conditions (operation factor) as the slab which investigated the maximum opening thickness for the steel plate for HIC tests.
  • the slab whose maximum opening thickness is investigated and the slab for the HIC test are the same.
  • HIC test it is checked whether HIC is generated in the product (steel plate) region corresponding to the slab regions R1 and R2 shown in FIG. Depending on the rolling direction during rolling using the slab shown in FIG. 2, the HIC resistance evaluation target area varies as shown in FIG. 3.
  • the slab width W the product width W.
  • the product regions corresponding to the “slab regions R1, R2” are “regions R11, R12 in the range of the product width D / 2 from both ends in the product width direction”.
  • the product region corresponding to “slab region R3” is “region R13 in the range of width WD excluding product width D / 2 from both ends in the product width direction”.
  • the width when the slab is rolled in the width direction, that is, when the width direction is included in the rolling direction, the width changes from W before rolling to Wa after rolling as shown in FIG. ⁇ Product width Wa.
  • the regions R21, R22, and R23 corresponding to the slab regions R1, R2, and R3 are determined by the rolling ratio, that is, the product width Wa / slab width W. Of these, it is confirmed whether or not HIC has occurred in the regions R21 and R22.
  • the “maximum opening thickness threshold t ⁇ ” at which no HIC is generated is determined.
  • the results obtained in the areas corresponding to each other are associated with each other between the slab and the product.
  • the product region R11 has “HIC generated” and the region R12 has “HIC not generated” as follows. .
  • I-1 As a result of the product region R11, “HIC is present” when the maximum opening thickness t1 of the slab region R1 (I-2)
  • I-2 As a result of the product region R12, “no HIC occurs” when the maximum opening thickness t2 of the slab region R2
  • the threshold value t ⁇ of the maximum hole thickness that becomes the boundary for the occurrence of HIC is determined.
  • the maximum hole thickness t2 is the threshold value t ⁇ .
  • the maximum aperture thickness t2 is the threshold value t ⁇ .
  • the measurement result of the horizontal cracking / maximum opening thickness of a plurality of slabs and the HIC test result for the determination of the threshold value t ⁇ .
  • the segregation part and HIC resistance investigation may be evaluated from one section of the slab or product, or may be evaluated from two or more sections.
  • FIG. 4 shows the result of examining a plurality of cross sections of the slab having the same charge.
  • Example 1 is an example in which two cross sections of the same charge are examined
  • Example 2 is an example in which three cross sections of the same charge are examined, and both are the results of conducting an investigation with a slab applicable to the APIX65 grade. is there.
  • Example 1 the maximum opening thickness was 0 mm in both of the two cross sections, and no HIC occurred from the horizontal crack in the HIC test.
  • Example 2 the maximum hole thickness of each of the three cross sections was 0.065 mm, 0.067 mm, and 0.066 mm, which were similar thicknesses. In all the cross sections, HIC occurred starting from the horizontal crack.
  • the slab applicable to the APIX65 grade was used, but the strength grade changed.
  • the formation and variation of internal cracks does not change, so the number of cross sections to be investigated is not limited.
  • the slab investigation position is preferably a stationary part as shown in the following examples, but may be an unsteady part.
  • the “unsteady portion” is a portion cast when a casting condition is changed, and includes a portion cast at an early stage of casting such as when the casting speed is increased, or a portion cast at the end of casting such as when the casting speed is decreased.
  • the steel plate of the present invention is a steel plate in which no horizontal cracks are present or the maximum opening thickness of the horizontal cracks is equal to or less than a threshold value t ⁇ at the stage of the slab before rolling.
  • a threshold value t ⁇ at the stage of the slab before rolling.
  • “maximum opening thickness of horizontal crack” is used for evaluation of HIC resistance. Since the internal quality of the slab can be accurately evaluated from this, the HIC resistance can be evaluated at the stage of the slab based on this evaluation result. Thereby, since the HIC test which requires several weeks can be omitted, the period from manufacture to shipment can be greatly shortened.
  • Table 1-1, Table 1-2, FIGS. 6 and 7 show experimental conditions and experimental results for determining the threshold value t ⁇ . Cast slabs equivalent to APIX65 grade and APIX70 grade each with 21 charges, slabs equivalent to ASMESA516 grade 60, ASME SA516 grade 65, and ASME70SA516 grade 70 respectively, and investigate horizontal cracking as follows did.
  • “X70” is API ⁇ X70 grade,“ X65 ”is API X65 grade,“ SA516560 ”is ASME SA516 grade 60,“ SA516 ⁇ 65”.
  • ASME SA516 grade 65” and “SA516 70” denotes ASME SA516 grade 70.
  • the slab was cut at the stationary part at a total length of 10 to 15 m, and the horizontal crack was examined as follows.
  • the “stationary part” is a part that satisfies the following conditions.
  • Table 1-1 and Table 1-2 show the number of cross sections for horizontal crack investigation. 1) The casting speed is constant. 2) No abnormal operation such as clogged immersion nozzle has occurred. 3) Cooling conditions have not changed. 4) The roll gap has not changed.
  • Cmax (Mn) The Mn segregation degree of this horizontal crack portion is indicated by Cmax (Mn).
  • Cmax (Mn) / C 0 (Mn) was calculated from the Mn concentration of the molten steel in the tundish measured during casting, that is, C 0 (Mn) and the Cmax (Mn).
  • C 0 (Mn) and the Cmax (Mn) Horizontal cracks in the part subjected to EPMA analysis were observed with a microscope (20 to 50 times), and the thickness of the aperture was measured.
  • the steel plate surface temperature is 900 ° C or higher, and the average steel plate temperature calculated by the following calculation is 1000 ° C or higher.
  • Hot rolling is performed so that a pass having a rate of 40% or more and a reduction rate per pass of 10% or more becomes 2 passes or more. Thereafter, hot rolling was performed so that the cumulative rolling reduction at 700 ° C. or more and less than 900 ° C. was 20% or more, so that the rolling end temperature was 700 ° C. or more and less than 900 ° C. Thereafter, water cooling was started from a temperature of 650 ° C.
  • slabs equivalent to ASME SA516 grade 60, ASME SA516 grade 65 and ASME SA516 grade 70 were hot-rolled so that the rolling end temperature was 850 ° C. or higher, then air-cooled to room temperature, and further 850 ° C. After reheating to a temperature of 950 ° C. or lower and quenching, tempering was performed at 600 to 700 ° C. to obtain a steel plate having a thickness of 40 mm. In all cases, rolling was not performed in the slab width direction.
  • the above steel plate average temperature is obtained as follows. That is, based on data such as a rolling pass schedule during rolling and a cooling method (water cooling or air cooling) between passes, the temperature at an arbitrary position in the plate thickness direction is calculated using a method suitable for calculation such as a difference method, Let the average value of the temperature from the surface of the calculated
  • HIC test In order to determine the threshold value t ⁇ , in this example, an HIC test was performed after rolling.
  • a sample was cut out from the rolled product and an HIC test was performed. The HIC test was performed according to the method specified in NACE standard TM0284-2003.
  • B After the HIC test, the sample was cut at three locations, and each cross section (three cross sections) was observed with a microscope to confirm the presence or absence of HIC. Here, the presence or absence of cracks was confirmed in “regions R11 and R12 in the range of D / 2 from both ends in the width direction of the product” shown in FIG.
  • FIGS. 6 and 7 show the relationship between ““ horizontal crack opening thickness ”and“ Cmax (Mn) / C 0 (Mn) ”” and “presence or absence of HIC generation” confirmed by the HIC test.
  • FIG. 6 is a result of investigating a threshold value t ⁇ at which HIC occurs in components having strength classes shown in Table 1-2 equivalent to APIX65 grade, ASME SA516 grade 60 equivalent, and ASME SA516 grade 65
  • FIG. -1 and Table 1-2 are the results of investigating the threshold value t ⁇ at which HIC occurs in components corresponding to APIX70 grade and ASME SA516 grade70.
  • the threshold t ⁇ of the maximum opening thickness was set to 0.047 mm, and the determination was made as follows. When the maximum aperture thickness ⁇ 0.047 mm, it is determined that no HIC occurs. It is determined that HIC occurs when the maximum hole thickness> 0.047 mm.
  • ASMESA516 grade 60, grade 65, and ASTM A516 grade 60, grade 65 are components equivalent to APIX65 grade, and therefore the threshold t ⁇ of the maximum opening thickness was set to 0.047 mm, and the following judgment was made.
  • the maximum aperture thickness ⁇ 0.047 mm it is determined that no HIC occurs. It is determined that HIC occurs when the maximum hole thickness> 0.047 mm.
  • the threshold t ⁇ of the maximum opening thickness was set to 0.043 mm, and the determination was made as follows. When the maximum hole thickness ⁇ 0.043 mm, it is determined that no HIC occurs. It is determined that HIC is generated when the maximum hole thickness> 0.043 mm.
  • ASMESA516 grade 70 and ASTM A516 grade 70 are components equivalent to APIX70 grade
  • the threshold t ⁇ of the maximum opening thickness was set to 0.043 mm, and the determination was made as follows. When the maximum hole thickness ⁇ 0.043 mm, it is determined that no HIC occurs. It is determined that HIC is generated when the maximum hole thickness> 0.043 mm.
  • the HIC resistance of the judgment target slab was evaluated by the following procedure using the threshold value t ⁇ .
  • steel having the component composition shown in Table 2 was melted, and a slab to be determined having a slab thickness D of 280 mm and a slab width W of 2100 mm was obtained by continuous casting. And it evaluated in the following procedure using this slab.
  • a range of width D / 2 from both ends in the width direction of the slab cut surface to be judged was milled, and a dye penetration test (JIS Z2343) was performed.
  • JIS Z2343 dye penetration test
  • the maximum aperture thickness was not more than the threshold value t ⁇ , that is, 0.047 mm or less for the APIX65 grade and 0.043 mm or less for the APIX70 grade, so it was determined that no HIC due to horizontal cracking occurred.
  • TMCP TMCP
  • QT “Hot rolling / cooling method” column of Table 3
  • steel sheets having various component compositions (9 to 90 mm plate thickness ⁇ 2000 to 3500 mm width ⁇ 12000 to 35000 mm length) were obtained.
  • the “TMCP” is a steel sheet surface temperature of 900 ° C. or higher, an average steel plate temperature calculated by calculation of 1000 ° C. or higher, a cumulative rolling reduction of 40% or higher, and a rolling reduction per pass of 10% or higher.
  • Hot rolling was performed so that a given pass was 2 passes or more. Thereafter, hot rolling is performed so that the cumulative rolling reduction of 700 ° C.
  • the rolling end surface temperature is set to 850 ° C.
  • the cooling start surface temperature average cooling from 950 ° C.
  • Speed Cooling is started at 10 ° C./s, stopped at a temperature of 350 to 600 ° C., and then cooled to room temperature.
  • the “QT” is hot-rolled so that the rolling end temperature is 850 ° C. or higher, air-cooled to room temperature, reheated to a temperature of 850 ° C. or higher and 950 ° C. or lower, quenched, and then baked at 600 to 700 ° C. This is a method of performing a return process.
  • HIC test The HIC test was implemented using the said steel plate.
  • the HIC test was performed according to the method specified in NACE standard TM0284-2003. After the HIC test, the sample was cut at three locations, and each cross section (three cross sections) was observed with a microscope to confirm the presence or absence of HIC. The results are shown in Table 3.
  • Table 2 and Table 3 show the following. No. Nos. 1 to 7, 10, 12, and 14 to 17 satisfy the specified composition, and the maximum open hole thickness of the horizontal crack of the slab is suppressed to a threshold value t ⁇ or less, and the steel plate of the present invention having excellent HIC resistance It is.
  • No. Nos. 11 and 13 the maximum opening thickness of the horizontal crack of the slab exceeded the threshold value t ⁇ , and thus the HIC resistance evaluation of the slab was NG. Further, in the HIC test performed after rolling, it was confirmed that the steel plate was cracked and inferior in HIC resistance.
  • No. Nos. 8, 9, 18 and 19 are examples in which the chemical composition of the steel sheet deviates from the definition of the present invention, although the maximum hole thickness of the horizontal crack of the slab is suppressed to a threshold value t ⁇ or less. That is, the steel plate of No. 8 has REM and Zr of 0%, and the value of (Ca / S) is out of regulation, the steel plate of No.
  • the period from casting start to shipment of the product steel plate, that is, the sour steel plate (casting ⁇ rolling ⁇ shipping) was 19 days.
  • the period from casting start to shipping is as long as 28 days. It took a period.
  • the period from the start of casting to shipment could be greatly shortened from 28 days to 19 days.
  • the period from the start of casting to the shipment of the product steel plate, that is, the sour steel plate (casting ⁇ Remelting ⁇ rolling ⁇ shipping) was 54 days.
  • the evaluation is NG
  • remelting was started after the HIC test was performed.
  • the period from the start of casting to the shipment of the steel sheet as a product (casting ⁇ rolling ⁇ HIC test ⁇ remelting ⁇ rolling ⁇ HIC test ⁇ shipping) required 72 days.
  • the HIC test after rolling could be omitted, even when remelting was necessary, the period from the start of casting to shipment could be greatly shortened from 72 days to 54 days.
  • the determination method of the present invention is highly accurate because the HIC test for determining the threshold t ⁇ for evaluating the HIC resistance of the slab and the HIC test for confirmation are the same.

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Abstract

　耐水素誘起割れ性に優れた鋼板や鋼管を実現する。更には、ＨＩＣ試験を行うことなく、鋳片の内部品質から耐ＨＩＣ性を評価できる鋼板や鋼管を実現する。前記耐水素誘起割れ性に優れた鋼板は、規定のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｃａ、Ｎ、およびＯを満たし、更に、規定のＲＥＭ、およびＺｒよりなる群から選択される１種以上の元素を含み、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、更にスラブの段階で、水平割れが存在しない、または、水平割れの最大開孔厚みが閾値ｔθ以下であって、該閾値ｔθは、前記スラブを圧延して得た鋼板に水素誘起割れが発生しない水平割れの最大開孔厚みであることを特徴とする。

Description

耐水素誘起割れ性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管
　本発明は、耐水素誘起割れ性に優れた鋼板に関する。特には、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に優れたラインパイプ用鋼管に関する。
　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、硫化水素を含有する劣質資源の開発に伴い、耐水素誘起割れ性や耐応力腐食割れ性などのいわゆる耐サワー性が必要とされる。以下では、この耐サワー性を備えた鋼板を「耐サワー鋼板」ということがある。水素誘起割れ（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｃｒａｃｋｉｎｇ、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。
　ＨＩＣは、鋳片の中心偏析、内部割れ等を含む偏析部、特にＭｎＳ等の介在物を起点に発生しやすいことが知られている。そこで、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耐ＨＩＣ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。
　これらの方法により、多くのＨＩＣは抑制されるものの、微細なＨＩＣが局所的に多数発生する場合がある。
　一方、鋼板は、溶製、鋳造、熱間圧延を経て得られた後、製品として出荷前にＨＩＣ試験が実施される。しかし、ＨＩＣ試験は、結果が判明するまでに数週間を要する。また、上記ＨＩＣ試験でＨＩＣが発生すると、上記鋼板を耐水素誘起割れ性に優れた製品として出荷できず、再度製造、即ち再び溶製から行って得られた製品に対し、再度のＨＩＣ試験を行う必要がある。そうすると、製造期間が長期化して納期遅れ等の原因となる。
　そこで、上記熱間圧延後にＨＩＣ試験を行うのではなく、前記鋳造後の鋳片の段階で耐ＨＩＣ性を評価できれば、製造期間を大幅に短縮できると考えられる。ＨＩＣは、上述したように、偏析部（中心偏析、内部割れ）やＭｎＳ等の介在物を起点に発生するため、鋳片の段階でこれらを評価できれば、その評価結果に基づいて耐ＨＩＣ性を評価できると考えられる。
　例えば、圧延後にＨＩＣ試験を行う従来の方法では、鋳造から出荷までに下記の長い工程Ａ－１を経る。これに対し、鋳片の段階で耐ＨＩＣ性を評価できれば、下記工程Ｂ－１の通り、ＨＩＣ試験を行う場合の「（ＨＩＣ試験のための）サンプル調整→ＨＩＣ試験」を省略できるため、製品を早期に出荷できる。
工程Ａ－１：鋳造→圧延→（ＨＩＣ試験のための）サンプル調整→ＨＩＣ試験→出荷
工程Ｂ－１：鋳造→耐ＨＩＣ性の評価→圧延→出荷
　また、ＨＩＣ試験の結果がＮＧであった場合、従来の方法では、鋳造から再溶製までが長い下記の工程Ａ－２を経る。これに対し、下記工程Ｂ－２の通り鋳片の段階で耐ＨＩＣ性を評価できれば、この評価がＮＧであったとしても、下記工程Ａ－２における「圧延→（ＨＩＣ試験のための）サンプル調整→ＨＩＣ試験」を省略でき、早期に再溶製を開始できる。
工程Ａ－２：鋳造→圧延→（ＨＩＣ試験のための）サンプル調整→ＨＩＣ試験→再溶製
工程Ｂ－２：鋳造→耐ＨＩＣ性の評価→再溶製
　このような方法として、特許文献３には、鋳片の段階で内部割れを評価する方法が開示されている。この方法では、内部割れの評価結果からＨＣＲ（Ｈｏｔ　Ｃｈａｒｇｅ　Ｒｏｌｌｉｎｇ）操業の可否を判断している。
特開２０１０－２０９４６１号公報 特開平０６－１３６４４０号公報 特開２００６－１９８６４９号公報
　ところで、耐サワー性が必要とされる鋼板で問題となる内部割れは、非常に小さい微細な割れであるが、特許文献３では、ＨＣＲ操業で問題となる内部割れ、即ち、割れ長さが１０ｍｍ以上の大きな割れを評価している。そのため、上記方法では、耐サワー性が必要とされる鋼板で問題となる微細な内部割れを見逃すことがあるため、鋳片の段階で内部割れが原因の耐ＨＩＣ性を正確に評価することができない。
　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、耐水素誘起割れ性に優れた鋼板や鋼管を実現すること、更には、ＨＩＣ試験を行うことなく、鋳片の内部品質から耐ＨＩＣ性を評価できる鋼板や鋼管を実現することにある。
　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、
質量％で、
Ｃ：０．０２～０．１５％、
Ｓｉ：０．０２～０．５０％、
Ｍｎ：０．６～２．０％、
Ｐ：０％超０．０３０％以下、
Ｓ：０％超０．００３％以下、
Ａｌ：０．０１０～０．０８％、
Ｃａ：０．０００３～０．００６０％、
Ｎ：０．００１～０．０１％、および
Ｏ：０％超０．００４５％以下を満たし、更に、
ＲＥＭ：０％超０．０２％以下、および
Ｚｒ：０％超０．０１０％以下
よりなる群から選択される１種以上の元素を含み、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、
　更にスラブの段階で、水平割れが存在しない、または、水平割れの最大開孔厚みが閾値ｔθ以下であって、該閾値ｔθは、前記スラブを圧延して得た鋼板に水素誘起割れが発生しない水平割れの最大開孔厚みであるところに特徴を有する。
　前記閾値ｔθは、予め、下記（ｉ）～（ｉｉｉ）の方法で求められた値であってもよい。
（ｉ）前記スラブの最大開孔厚みを測定する。
（ｉｉ）前記スラブと同一の鋳造条件で鋳造したスラブを圧延して得られる鋼板に対して水素誘起割れ試験を行う。
（ｉｉｉ）上記（ｉ）で測定した最大開孔厚みと、上記（ｉｉ）の水素誘起割れ試験結果とから、水素誘起割れの発生しない水平割れの最大開孔厚みを求める。
　前記スラブと同一の鋳造条件で鋳造したスラブは、前記最大開孔厚みを測定したスラブであってもよい。
　前記鋼板は、ＡＰＩ（Ｔｈｅ　Ａｍｅｒｉｃａｎ　Ｐｅｔｒｏｌｅｕｍ　Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ）Ｘ６５グレードであって、前記閾値ｔθが０．０４７ｍｍであってもよい。
　前記鋼板は、ＡＰＩＸ７０グレードであって、前記閾値ｔθが０．０４３ｍｍであってもよい。
　前記鋼板は、ＡＳＭＥ（Ａｍｅｒｉｃａｎ　Ｓｏｃｉｅｔｙ　ｏｆ　Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓ）ＳＡ５１６グレード６０であって、前記閾値ｔθが０．０４７ｍｍであってもよい。
　前記鋼板は、ＡＳＭＥＳＡ５１６グレード６５であって、前記閾値ｔθが０．０４７ｍｍであってもよい。
　前記鋼板は、ＡＳＭＥＳＡ５１６グレード７０であって、前記閾値ｔθが０．０４３ｍｍであってもよい。
　前記鋼板は、ＡＳＴＭ（Ａｍｅｒｉｃａｎ　Ｓｏｃｉｅｔｙ　ｆｏｒ　Ｔｅｓｔｉｎｇ　ａｎｄ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ）Ａ５１６グレード６０であって、前記閾値ｔθが０．０４７ｍｍであってもよい。
　前記鋼板は、ＡＳＴＭＡ５１６グレード６５であって、前記閾値ｔθが０．０４７ｍｍであってもよい。
　前記鋼板は、ＡＳＴＭＡ５１６グレード７０であって、前記閾値ｔθが０．０４３ｍｍであってもよい。
　前記鋼板は、更に他の元素として、下記（Ａ）および（Ｂ）のうちのいずれか１以上を含んでいてもよい。
（Ａ）質量％で、Ｂ：０％超０．００５％以下、Ｖ：０％超０．１％以下、Ｃｕ：０％超１．５％以下、Ｎｉ：０％超１．５％以下、Ｃｒ：０％超１．５％以下、Ｍｏ：０％超１．５％以下、およびＮｂ：０％超０．０６％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
（Ｂ）質量％で、Ｔｉ：０％超０．０３％以下、およびＭｇ：０％超０．０１％以下よりなる群から選択される１種以上の元素
　上記鋼板は、ラインパイプ用や圧力容器用として好適である。また本発明には、上記鋼板から形成されるラインパイプ用鋼管も含まれる。
　本発明によれば、耐水素誘起割れ性の確実に優れた鋼板や鋼管を提供できる。更には、ＨＩＣ試験を行うことなく、鋳片の内部品質から耐ＨＩＣ性を評価できる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等の圧力容器などに好適に用いられる。
図１は、内部割れを説明する模式図であり、（ａ）はスラブ、即ち圧延前の状態を示し、（ｂ）は製品、即ち圧延後の状態を示している。 図２は、スラブの断面図である。 図３は、スラブの断面図及び製品の断面図を示す図である。 図４は、複数の断面について、開孔厚みと耐ＨＩＣ性の関係を調査した結果を示す図である。 図５は、スラブの調査面を説明する図である。 実施例におけるＡＰＩＸ６５グレードの鋼材を用いた場合の水平割れの最大開孔厚みとＨＩＣ発生の有無との関係を示す図である。 実施例におけるＡＰＩＸ７０グレードの鋼材を用いた場合の水平割れの最大開孔厚みとＨＩＣ発生の有無との関係を示す図である。
　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、ＨＩＣがＭｎＳ介在物を起点に発生しやすいことに着目した。その結果、脱硫作用を有する元素である希土類元素あるいはＺｒを鋼材に含有させることにより、ＭｎＳの生成を抑制し耐水素誘起割れ性を高めることが可能であることに想到した。更に、その脱硫作用を効果的に発揮させるために、後述する適切な含有量を見出すに至った。
　次に本発明者らは、ＨＩＣが偏析部を起点に発生しやすいことに着目した。その結果、偏析のうち「水平割れ」、特に水平割れの最大開孔厚みに注目し、スラブの段階においてこれを所定の閾値以下に収めれば、耐水素誘起割れ性の高い鋼板が得られ、更には製品を早期に出荷できることを見出した。この点については後に詳述する。
　まずは成分組成について説明する。
　優れた耐ＨＩＣ性を確保するには、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として、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、前述した希土類元素およびＺｒをはじめ、各成分の規定理由について説明する。
　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。
　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。
　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。
　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、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。
　Ｓ：０％超０．００３％以下
　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。
　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。
　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。
　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。
　Ｏ：０％超０．００４５％以下
　Ｏ、即ち酸素は、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。
　質量比で示されるＣａ／Ｓ：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。
　（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。これらの粗大なＣａ系介在物はＨＩＣの起点となるため、優れた耐ＨＩＣ性を得るには（Ｃａ－１．２５Ｓ）／Ｏを１．８０以下とする必要がある。（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。
　ＲＥＭ：０％超０．０２％以下
　ＲＥＭ（Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ、希土類元素）は、前述の通り、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％とすることが必要である。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％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０１０％以下、更に好ましくは０．００４７％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、即ちＬａからＬｕまでの１５元素と、スカンジウムおよびイットリウムを意味する。
　Ｚｒ：０％超０．０１０％以下
　Ｚｒは、脱硫作用により耐ＨＩＣ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％以下とすることが必要である。Ｚｒ量は、好ましくは０．００７０％以下、より好ましくは０．００４７％以下、更に好ましくは０．００３０％以下である。
　本発明の鋼板、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。
　Ｂ：０％超０．００５％以下
　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。
　Ｖ：０％超０．１％以下
　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％超１．５％以下
　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。
　Ｎｉ：０％超１．５％以下
　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。Ｎｉ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。
　Ｃｒ：０％超１．５％以下
　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。
　Ｍｏ：０％超１．５％以下
　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。
　Ｎｂ：０％超０．０６％以下
　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０．０４７％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。
　Ｔｉ：０％超０．０３％以下
　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。Ｔｉ量は、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の増加やＴｉＣ析出の増加により母材と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。
　Ｍｇ：０％超０．０１％以下
　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。Ｍｇ量は、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。
　本発明の鋼板は、スラブの段階において、水平割れが存在しないか、水平割れの最大開孔厚みが閾値以下であって、耐水素誘起割れ性の高い鋼板である。ここで閾値とは、予め求められた、前記スラブを圧延して得た鋼板にＨＩＣが発生しない水平割れの最大開孔厚みを意味する。
　この様にスラブの段階で水平割れについて評価、特に水平割れの最大開孔厚みを所定の閾値以下とすることによって、耐水素誘起割れ性の高い鋼板が得られること、また製品を早期に出荷できることについて、以下説明する。
　まず、上記「水平割れ」から以下に詳述する。
　成分の偏析は、スラブの内部割れ部や中心偏析部に存在し、この成分の偏析度が高いほどＨＩＣが発生しやすいことが、例えば特開２００７－１３６４９６号に記載の通り知られている。また偏析により、ＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ－Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ、島状マルテンサイト）、パーライトバンド等の硬化組織が発生する。偏析度が高いほど硬化組織が発生しやすく、ＨＩＣは硬化組織に沿って伝播、進展する。本発明では、特に内部割れ部の偏析度を考慮して、耐ＨＩＣ性を評価する。
　なお、偏析は２次デンドライト樹間にも存在する。即ちミクロ偏析も生じうる。しかしこの２次デンドライト樹間は非常に小さく、ＨＩＣが伝播・伸展しないため、品質上、問題とならない。そこで、本発明ではミクロ偏析を考慮しない。
　内部割れには「水平割れ」と「その他の内部割れ」とがあり、これらはロール間バルジングや冷却水のアンバランスや矯正通過時の変形が原因となって生じる。「水平割れ」は、図１（ａ）に示すように、スラブの幅方向Ｗで幅端部からスラブ厚さＤ／２の範囲に存在する割れであり、スラブ幅方向及び鋳造方向に伝播した割れである。一方、「その他の内部割れ」は、図１（ａ）に示すように、スラブ全幅に存在する割れであり、スラブ厚さ方向及びスラブ幅方向、またはスラブ厚さ方向及びスラブ鋳造方向に伝播した割れである。
　スラブを圧延すると、図１（ｂ）に示すように、「水平割れ」は伸展するが、「その他の内部割れ」は縮小する。上記割れを起点にＨＩＣが発生すると、「水平割れ」ではＨＩＣが伝播・伸展し易いが、「その他の内部割れ」ではＨＩＣが伝播・伸展しないため、品質上、問題とならない。また、ＨＩＣ試験を実施したところ、「水平割れ」発生部ではＨＩＣが発生することがあったが、「その他の内部割れ」発生部ではＨＩＣが発生しなかった。そこで、本発明では、内部割れのうち「水平割れ」のみを考慮することとした。
　そして本発明では、この「水平割れ」の偏析度を、下記に説明する「最大開孔厚み」で評価する。「水平割れ」の発生位置は上記図１（ａ）の通りであり、凝固時に固液界面で発生する割れである。「水平割れ」はデンドライト樹間に濃化溶鋼が進入して生じた偏析線を伴うものであり、この程度が著しい場合、偏析線に沿って開孔する。水平割れの偏析度と開孔厚み（開孔幅）には相関関係があり、開孔厚みが大きいほど水平割れの偏析度が高い傾向がある。つまり、最大開孔厚みと水平割れの偏析度には相関関係がある。ＨＩＣは水平割れの偏析度が高いほど発生しやすいため、最大開孔厚みが大きいほどＨＩＣが発生しやすいと考えられる。これらのことから耐ＨＩＣ性は「最大開孔厚み」によって判断でき、この最大開孔厚みを低減すれば、ＨＩＣを抑制できる、との知見にまず至った。以下、この水平割れの最大開孔厚みを単に「最大開孔厚み」ということがある。
　なお、「開孔厚み」が数１０μｍ程度である微細な水平割れは、圧延時に圧着されるため、製品段階でＵＴ（Ｕｌｔｒａｓｏｎｉｃ　Ｔｅｓｔｉｎｇ）欠陥とならないが、ＨＩＣ発生の原因となることがわかっている。これを考慮すると、ＨＩＣは、開孔していることが原因で発生するのでなく、水平割れの偏析度が高いことで発生すると考えられる。
　そして本発明者らは、スラブの段階、つまり鋳造後であって圧延前の鋼片の、上記最大開孔厚みを用いて、圧延後の鋼板の耐ＨＩＣ性を判断できれば、製品である鋼板に対してＨＩＣ試験を行う必要がなくなり、工程を省略できること、その結果、製品を早期に出荷できる、との知見に至った。
　以下では、最大開孔厚みの求め方と、最大開孔厚みを用いて圧延後の鋼板の耐ＨＩＣ性を判断する際に用いる、最大開孔厚みの閾値ｔθと、について説明する。
　上記水平割れの最大開孔厚みの求め方について説明する。
　先ず、鋳造して得られたスラブを厚さ方向、即ち、図２に示す通り、鋳造方向に対して垂直な方向に切断し、偏析部の水平割れを調査する。水平割れが発生する位置は、鋳造方向よりもスラブ幅方向及びスラブ厚さ方向にばらつきが生じやすい。そこで上記図２の通り、鋳造方向に対して垂直な切断面を調査対象とすることにより、水平割れが最も悪化している部位を調査できる。
　図２のスラブ切断面で、スラブ幅Ｗの両端からそれぞれスラブ厚さＤ／２までの領域Ｒ１、Ｒ２に存在する水平割れの最大開孔厚みｔ１、ｔ２を測定する。ここで、最大開孔厚みｔ１は領域Ｒ１における最大開孔厚みであり、最大開孔厚みｔ２は領域Ｒ２における最大開孔厚みである。また図２において、前記領域Ｒ１とＲ２をあわせて第１の範囲、図２の領域Ｒ３を第２の範囲ということがある。
　上記領域Ｒ１、Ｒ２を調査する理由は次の通りである。即ち、水平割れは、凝固がスラブの幅方向両端（狭面）から幅中央に向かって進行する過程で発生する。凝固時、領域Ｒ１、Ｒ２、即ち、第１の範囲では、狭面側（短辺側）の冷却の影響を受け、凝固が幅方向中央に向かって進行する。一方、幅方向両端からＤ／２分を除いた幅Ｗ－Ｄの領域Ｒ３、即ち第２の範囲では、狭面側（短辺側）の冷却の影響を殆ど受けないため、凝固が幅方向に殆ど進行しない。したがって、水平割れは領域Ｒ１、Ｒ２で発生すると考えられるため、本発明では上記の通り、領域Ｒ１、Ｒ２で水平割れを調査する。
　ここで、領域Ｒ１、Ｒ２のそれぞれに、２つ以上の水平割れが存在する場合、各領域Ｒ１、Ｒ２に存在する複数の開孔の厚みのうちの最大の開孔厚みを、最大開孔厚みｔ１、ｔ２とする。例えば、領域Ｒ１に３つの水平割れが存在する場合、３つの水平割れのうち最も大きな開孔を有する水平割れを選択し、その水平割れの最も開孔している部分、即ち開孔厚みが最も厚い部分の、開孔厚みを「最大開孔厚みｔ１」とする。
　次に、スラブの耐ＨＩＣ性評価に用いる閾値ｔθ、即ち、スラブを圧延して得た鋼板にＨＩＣが発生しない最大開孔厚みの求め方について説明する。
　上記閾値ｔθは、予め求めておくが、その方法は特に制限されない。閾値ｔθを求める方法として、予め、下記（ｉ）～（ｉｉｉ）の方法で求めることが挙げられる。以下、詳細について述べる。
（ｉ）前記スラブの最大開孔厚みを測定する。
（ｉｉ）前記スラブと同一の鋳造条件で鋳造したスラブを圧延して得られる鋼板に対し、ＨＩＣ試験を行う。
（ｉｉｉ）上記（ｉ）で測定した最大開孔厚みと、上記（ｉｉ）のＨＩＣ試験結果とから、水素誘起割れの発生しない水平割れの最大開孔厚みを求める。
　上記最大開孔厚みを測定したスラブと同一の鋳造条件で鋳造したスラブを熱間圧延し、閾値測定用の鋼板を製造する。そして鋼板に対してＨＩＣ試験を行い、ＨＩＣ発生の有無を調べる。ＨＩＣ試験は、後述する実施例に示す通り、ＮＡＣＥ（Ｎａｔｉｏｎａｌ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ ｏｆ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒ）　ｓｔａｎｄａｒｄ　ＴＭ０２８４－２００３に規定された方法で行うことが挙げられる。
　上記「同一の鋳造条件」とは、ｉ）鋳造速度が一定であること、ｉｉ）ノズル詰まり等の操業異常が発生していないこと、ｉｉｉ）冷却条件やロール隙間が同じであること等である。閾値ｔθを決定する際、「スラブを調査して得た偏析度」と「製品に対するＨＩＣ試験結果」とを対応させるが、これらの耐ＨＩＣ性が異なると閾値を決定することができない。ｉ）～ｉｉｉ）の操業因子は、水平割れ及び中心偏析に大きな影響を与える結果、耐ＨＩＣ性にも影響する。したがって、操業因子が異なれば耐ＨＩＣ性も変わる。よって、ＨＩＣ試験用の鋼板には、最大開孔厚みを調査したスラブと同一の鋳造条件（操業因子）で鋳造したスラブを用い、製造して得られた鋼板を用いることが好ましい。特には、最大開孔厚みを調査したスラブと、ＨＩＣ試験用のスラブとが同一であることが好ましい。
　前記ＨＩＣ試験では、前記図２に示すスラブの領域Ｒ１、Ｒ２に対応する、製品（鋼板）の領域でＨＩＣが発生しているかを調べる。図２に示すスラブを用いた圧延時の、圧延方向によって、耐ＨＩＣ性評価対象の領域は、図３に示す通り異なる。
　スラブを鋳造方向に圧延した場合、即ち、圧延方向が鋳造方向である場合、図３（ａ）に示すように、圧延前後で幅は変化しないため、スラブ幅Ｗ＝製品幅Ｗである。この場合、図３（ａ）に示す通り「スラブの領域Ｒ１、Ｒ２」に対応する製品の領域は「製品の幅方向両端から製品幅Ｄ／２の範囲の領域Ｒ１１、Ｒ１２」であり、「スラブの領域Ｒ３」に対応する製品の領域は「製品の幅方向両端から製品幅Ｄ／２分を除く幅Ｗ－Ｄの範囲の領域Ｒ１３」である。
　一方、スラブを幅方向に圧延した場合、即ち、圧延方向に幅方向が含まれる場合、図３（ｂ）に示すように、幅が圧延前Ｗ→圧延後Ｗａに変化するため、スラブ幅Ｗ＜製品幅Ｗａとなる。この場合、図３（ｂ）に示す通り、スラブの領域Ｒ１、Ｒ２、Ｒ３に対応する領域Ｒ２１、Ｒ２２、Ｒ２３は、圧延比、即ち、製品幅Ｗａ／スラブ幅Ｗによって決まる。これらのうち領域Ｒ２１、Ｒ２２でＨＩＣが発生したかを確認する。
　そして『スラブの調査で得た「最大開孔厚みｔ１、ｔ２」』と『製品に対するＨＩＣ試験結果』とから、ＨＩＣが発生しない「最大開孔厚みの閾値ｔθ」を決定する。
　閾値ｔθを決定するとき、スラブと製品とで互いに対応する領域で得られた結果を対応させる。例えば、
（Ｉ）スラブを図３（ａ）の通り鋳造方向に圧延した場合、ＨＩＣ試験で、製品領域Ｒ１１では「ＨＩＣ発生有」、領域Ｒ１２では「ＨＩＣ発生無」であるとき、以下の通り判断する。
（Ｉ－１）製品領域Ｒ１１の結果として、スラブ領域Ｒ１の最大開孔厚みｔ１のときに「ＨＩＣ発生有」
（Ｉ－２）製品領域Ｒ１２の結果として、スラブ領域Ｒ２の最大開孔厚みｔ２のときに「ＨＩＣ発生無」
　（ＩＩ）スラブを図３（ｂ）の通り幅方向に圧延した場合、ＨＩＣ試験で、製品領域Ｒ２１では「ＨＩＣ発生有り」、領域Ｒ２２では「ＨＩＣ発生無し」であるとき、以下の通り判断する。
（ＩＩ－１）製品領域Ｒ２１の結果として、スラブ領域Ｒ１の最大開孔厚みｔ１のときに「ＨＩＣ発生有」
（ＩＩ－２）製品領域Ｒ２２の結果として、スラブ領域Ｒ２の最大開孔厚みｔ２のときに「ＨＩＣ発生無」
　上記の複数の結果から、ＨＩＣ発生有無の境界となる最大開孔厚みの閾値ｔθを決定する。具体的に例えば、上記（Ｉ）の場合、最大開孔厚みｔ２が閾値ｔθとなる。また上記（ＩＩ）の場合も、最大開孔厚みｔ２が閾値ｔθとなる。
　また、閾値ｔθの決定には、複数のスラブの水平割れ・最大開孔厚みの測定結果とＨＩＣ試験結果を用いることが好ましい。複数のスラブの水平割れ・最大開孔厚みの測定結果とＨＩＣ試験結果を用いることによって、より正確な閾値ｔθを得ることができ、ＨＩＣ発生有無の誤判定を減らすことができる。
　偏析部や耐ＨＩＣ性の調査は、スラブや製品の１断面から評価してもよく、２断面以上から評価してもよい。以下に、同一チャージのスラブの複数断面を調査した結果を図４に示す。図４において、例１は同一チャージの２断面を調査した例であり、例２は同一チャージの３断面を調査した例であり、いずれもＡＰＩＸ６５グレードに充当可能なスラブで調査を実施した結果である。
　上記図４に示すように、例１では、２断面のいずれも最大開孔厚みが０ｍｍであり、かつＨＩＣ試験では水平割れ部を起点にＨＩＣが発生しなかった。また例２では、３断面それぞれの最大開孔厚みが０．０６５ｍｍ、０．０６７ｍｍ、０．０６６ｍｍであり、同様な厚みであった。また、全ての断面で、水平割れ部を起点にＨＩＣが発生した。
　このように、同一チャージでは、断面が異なっても略同じ結果が得られた。また、５０チャージを各チャージにつき１断面ずつ調査した場合も、各チャージ間で略同じ結果が得られ、誤判定がなく、正確な評価ができることを別途確認している。
　上記図４の例ではＡＰＩＸ６５グレードに充当可能なスラブを用いて実施したが、強度グレードが変わり、例えばＡＰＩＸ７０グレード以上でも、内部割れの形成やバラツキは変わらないため、調査断面数は限定されない。
　スラブの調査位置（調査面）は、下記実施例に示す通り定常部が好ましいが、非定常部でもよい。「非定常部」とは、鋳造条件の変化時に鋳造された部分であり、鋳造速度の上昇時といった鋳造初期や、鋳造速度の下降時といった鋳造末期に鋳造された部分等が挙げられる。非定常部で調査する場合、図５に示すように、ＨＩＣ試験を実施する部位に隣接する部分を調査することが好ましい。このような部分はＨＩＣ試験結果と同様な耐ＨＩＣ性を示すため、より正確な評価を行うことができる。
　本発明の鋼板は、上記の通り、その圧延前の状態であるスラブの段階において、水平割れが存在しない、または、水平割れの最大開孔厚みが閾値ｔθ以下の鋼板である。この様に、スラブ切断面の前記領域Ｒ１、Ｒ２に水平割れが存在しない場合、水平割れ部の偏析度が低いため、水平割れ起因のＨＩＣが発生しない。また、スラブ切断面の前記領域Ｒ１、Ｒ２の水平割れの最大開孔厚みが閾値ｔθ以下の場合も、水平割れ部の偏析度が低いため、水平割れが原因のＨＩＣが発生しない。
　また本発明によれば、耐ＨＩＣ性の評価に「水平割れの最大開孔厚み」を用いている。これから鋳片の内部品質を正確に評価できるため、この評価結果を基に鋳片の段階で耐ＨＩＣ性を評価できる。これにより、数週間を要するＨＩＣ試験を省略できるため、製造から出荷までの期間を大幅に短縮することができる。
　本願は、２０１４年１２月２６日に出願された日本国特許出願第２０１４－２６６４８９号および２０１５年１０月２１日に出願された日本国特許出願第２０１５－２０７４５２号に基づく優先権の利益を主張するものである。２０１４年１２月２６日に出願された日本国特許出願第２０１４－２６６４８９号の明細書の全内容および２０１５年１０月２１日に出願された日本国特許出願第２０１５－２０７４５２号の明細書の全内容が、本願の参考のため援用される。
　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。
　表１－１、表１－２、図６および図７には、閾値ｔθを決定するための実験条件および実験結果を示す。ＡＰＩＸ６５グレード相当およびＡＰＩＸ７０グレード相当のスラブをそれぞれ２１チャージずつ、ＡＳＭＥＳＡ５１６グレード６０相当、ＡＳＭＥ ＳＡ５１６グレード６５相当、およびＡＳＭＥ ＳＡ５１６グレード７０相当のスラブを、それぞれ１チャージずつ鋳造し、下記の通り水平割れを調査した。尚、前記の表１－１、表１－２、および後記の表３において、「Ｘ７０」はＡＰＩ Ｘ７０グレード、「Ｘ６５」はＡＰＩ Ｘ６５グレード、「ＳＡ５１６ ６０」はＡＳＭＥ ＳＡ５１６グレード６０、「ＳＡ５１６ ６５」はＡＳＭＥ ＳＡ５１６グレード６５、「ＳＡ５１６ ７０」はＡＳＭＥ ＳＡ５１６グレード７０を示す。
　ここで、表１－１および表１－２に示す条件を説明する。
＜タンディッシュ内溶鋼の成分＞
　Ｃ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｐ、Ｃａの濃度を発光分光分析法によって測定した。Ｓ濃度は低いため、発光分光分析法による測定が困難であった。そこで、Ｓ濃度の測定に燃焼－赤外線吸収法を用いた。
＜鋳造条件＞
・比水量
　比水量＝（鋳型直下から連鋳機最終ロールまでの単位時間当たりの全二次冷却水量［Ｌ／ｍｉｎ．］）／（単位時間当たりの鋳造鋳片質量［ｋｇ／ｍｉｎ．］）
・鋳造速度
　鋳片の引き抜き速度［ｍ／ｍｉｎ．］であり、鋳片に接触するロール（メジャーロール）の直径（周長）と回転速度（単位時間当たりの回転数）から算出した。
　（鋳造）
　本発明で規定の成分組成の範囲内であって、タンディッシュ内溶鋼の成分組成が表１－１および表１－２に示す通りである鋼を溶製し、連続鋳造により、厚みが２８０ｍｍである鋳片、即ちスラブを得た。
　（水平割れの調査）
　スラブを全長が１０～１５ｍの位置であって定常部で切断し、下記の通り水平割れを調査した。ここで、「定常部」とは下記の条件を満たす部位である。水平割れ調査断面数は表１－１、表１－２に示す通りである。
１）鋳造速度が一定である。
２）浸漬ノズル詰まり等の操業異常が発生していない。
３）冷却条件が変化していない。
４）ロール隙間が変化していない。
　水平割れの調査手順
（１）スラブ切断面の幅方向両端からＤ／２の範囲を＃８００まで研磨した。
（２）研磨面を、ピクリン酸２０ｇ／Ｌ、塩化第二銅５ｇ／Ｌ及び表面活性剤６０ｍｌ／Ｌで腐食した。
（３）腐食面を目視で確認し、水平割れが存在する部分を４０ｍｍ×７０ｍｍの大きさに切り出した。
（４）切り出した試料をバフ研磨し、１μｍ以下の粗さに仕上げた。
（５）ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　ＭｉｃｒｏＡｎａｌｙｓｅｒ）を用いてビーム径２０μｍで試料中の水平割れ部のＭｎ偏析度をライン分析した。この水平割れ部のＭｎ偏析度をＣｍａｘ（Ｍｎ）で示す。
（６）鋳造時に測定したタンディッシュ内溶鋼のＭｎ濃度、即ちＣ０（Ｍｎ）と、前記Ｃｍａｘ（Ｍｎ）から、Ｃｍａｘ（Ｍｎ）／Ｃ０（Ｍｎ）を算出した。
（７）ＥＰＭＡ分析を実施した部分の水平割れを顕微鏡（２０倍～５０倍）で観察し、開孔厚みを測定した。
　（圧延）
　その後、ＡＰＩＸ６５グレード相当およびＡＰＩＸ７０グレード相当のスラブを、１０５０～１２５０℃となるよう加熱した後、鋼板の表面温度で９００℃以上、下記の通り計算により求められる鋼板平均温度が１０００℃以上の累積圧下率が４０％以上であり、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を行う。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た。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、板厚４５ｍｍの鋼板を得た。また、ＡＳＭＥ ＳＡ５１６グレード６０相当、ＡＳＭＥ ＳＡ５１６グレード６５相当およびＡＳＭＥ ＳＡ５１６グレード７０相当のスラブを、圧延終了温度が８５０℃以上になるように熱間圧延した後、室温まで空冷し、そして更に、８５０℃以上９５０℃以下の温度に再加熱して焼入れした後、６００～７００℃で焼き戻し処理を行って、板厚４０ｍｍの鋼板を得た。なお、いずれもスラブ幅方向に圧延を実施しなかった。
　上記鋼板平均温度は、次の様にして求められる。即ち、圧延中の圧延パススケジュールやパス間の冷却方法（水冷あるいは空冷）などのデータに基づいて、板厚方向の任意の位置における温度を差分法など計算に適した方法を用いて計算し、求められた鋼片の表面から裏面までの温度の平均値を鋼板平均温度とする。鋼板平均温度について以下同じである。
　（ＨＩＣ試験）
　閾値ｔθ決定のために、本実施例では圧延後にＨＩＣ試験を行った。
（ａ）圧延後の製品からサンプルを切り出し、ＨＩＣ試験を実施した。ＨＩＣ試験はＮＡＣＥ　ｓｔａｎｄａｒｄ　ＴＭ０２８４－２００３に規定された方法に従って実施した。（ｂ）ＨＩＣ試験後、サンプルを３箇所で切断し、各断面（３断面）を顕微鏡で観察し、ＨＩＣの有無を確認した。ここで図３（ａ）に示した「製品の幅方向両端からＤ／２の範囲の領域Ｒ１１、Ｒ１２」で割れの有無を確認した。
　（最大開孔厚みの閾値ｔθの決定）
　図６、７には『「水平割れ開孔厚み」及び「Ｃｍａｘ（Ｍｎ）／Ｃ０（Ｍｎ）」』と、前記ＨＩＣ試験により確認した「ＨＩＣ発生の有無」との関係を示している。図６は、表１－２に示す強度クラスがＡＰＩＸ６５グレード相当、ＡＳＭＥ ＳＡ５１６グレード６０相当およびＡＳＭＥ ＳＡ５１６グレード６５相当の成分でＨＩＣが発生する閾値ｔθを調査した結果であり、図７は、表１－１および表１－２に示す強度クラスがＡＰＩＸ７０グレード相当およびＡＳＭＥ ＳＡ５１６グレード７０相当の成分でＨＩＣが発生する閾値ｔθを調査した結果である。
　図６から、ＡＰＩＸ６５グレードに充当可能なスラブでは、最大開孔厚み≦０．０４７ｍｍのときＨＩＣが発生しなかったが、最大開孔厚み＞０．０４７ｍｍのときＨＩＣが発生することがあった。そこで、ＡＰＩＸ６５グレードに充当可能なスラブでは、最大開孔厚みの閾値ｔθを０．０４７ｍｍとし、下記の通り判断した。
最大開孔厚み≦０．０４７ｍｍのとき、ＨＩＣが発生しないと判断する。
最大開孔厚み＞０．０４７ｍｍのとき、ＨＩＣが発生すると判断する。
　また、ＡＳＭＥＳＡ５１６グレード６０、グレード６５、および、ＡＳＴＭ　Ａ５１６グレード６０、グレード６５は、ＡＰＩＸ６５グレード相当の成分であるため、最大開孔厚みの閾値ｔθを０．０４７ｍｍとし、下記の通り判断した。
最大開孔厚み≦０．０４７ｍｍのとき、ＨＩＣが発生しないと判断する。
最大開孔厚み＞０．０４７ｍｍのとき、ＨＩＣが発生すると判断する。
　一方、図７から、ＡＰＩＸ７０グレードに充当可能なスラブでは、最大開孔厚み≦０．０４３ｍｍのときＨＩＣが発生しなかったが、最大開孔厚み＞０．０４３ｍｍのときＨＩＣが発生することがあった。そこで、ＡＰＩＸ７０グレードに充当可能なスラブでは、最大開孔厚みの閾値ｔθを０．０４３ｍｍとし、下記の通り判断した。
最大開孔厚み≦０．０４３ｍｍのとき、ＨＩＣが発生しないと判断する。
最大開孔厚み＞０．０４３ｍｍのとき、ＨＩＣが発生すると判断する。
　また、ＡＳＭＥＳＡ５１６グレード７０、および、ＡＳＴＭ　Ａ５１６グレード７０は、ＡＰＩＸ７０グレード相当の成分であるため、最大開孔厚みの閾値ｔθを０．０４３ｍｍとし、下記の通り判断した。
最大開孔厚み≦０．０４３ｍｍのとき、ＨＩＣが発生しないと判断する。
最大開孔厚み＞０．０４３ｍｍのとき、ＨＩＣが発生すると判断する。
　なお、図６、７ではいずれも、開孔していない、即ち最大開孔厚み＝０ｍｍの水平割れではＨＩＣが発生しなかった。
　（判定対象のスラブの耐ＨＩＣ性評価）
　判定対象のスラブの耐ＨＩＣ性を、上記閾値ｔθを用い、下記の手順で評価した。まず表２に示す成分組成の鋼を溶製し、連続鋳造により、スラブ厚Ｄが２８０ｍｍであってスラブ幅Ｗが２１００ｍｍである判定対象のスラブを得た。そしてこのスラブを用いて、下記の手順で評価した。
（１）判定対象のスラブ切断面の幅方向両端から幅Ｄ／２の範囲をフライス加工し、染色浸透探傷試験（ＪＩＳ　Ｚ２３４３）を実施した。
（２）水平割れが検出されなかった場合、最大開孔厚みが検出下限以下（１０μｍ程度以下）と判断した。この場合、最大開孔厚みは、閾値ｔθ以下、即ちＡＰＩＸ６５グレードでは０．０４７ｍｍ以下、ＡＰＩＸ７０グレードでは０．０４３ｍｍ以下であるため、水平割れ起因のＨＩＣが発生しないと判断した。
（３）水平割れが検出された場合、開孔していた部位をバフ研磨し、研磨面を２０倍～５０倍の顕微鏡で観察して最大開孔厚みを、上述した通り測定した。
（３－１）そして、上記「最大開孔厚みの閾値ｔθの決定」で示した通り、ＡＰＩＸ６５グレードに充当可能なスラブでは、上記最大開孔厚みが閾値ｔθ：０．０４７ｍｍ以下のとき、水平割れ起因のＨＩＣが発生しない、即ちスラブの耐ＨＩＣ性評価がＯＫであり、得られた鋼板は耐ＨＩＣ性に優れていると判断した。一方、上記最大開孔厚みが閾値ｔθ：０．０４７ｍｍを超えたとき、水平割れ起因のＨＩＣが発生する、即ちスラブの耐ＨＩＣ性評価がＮＧであり、得られた鋼板は耐ＨＩＣ性に劣ると判断した。
（３－２）ＡＰＩＸ７０グレードに充当可能なスラブでは、上記最大開孔厚みが閾値ｔθ：０．０４３ｍｍ以下のとき、水平割れ起因のＨＩＣが発生しない、即ちスラブの耐ＨＩＣ性評価がＯＫであり、得られた鋼板は耐ＨＩＣ性に優れていると判断した。一方、上記最大開孔厚みが閾値ｔθ：０．０４３ｍｍを超えたとき、水平割れ起因のＨＩＣが発生する、即ちスラブの耐ＨＩＣ性評価がＮＧであり、得られた鋼板は耐ＨＩＣ性に劣ると判断した。
　その後、上記スラブを、１０５０～１２５０℃となるよう加熱した後、表３の「熱間圧延・冷却方法」の欄に「ＴＭＣＰ」または「ＱＴ」と示す通り、２パターンの熱間圧延・冷却方法により、成分組成が種々の鋼板（９～９０ｍｍ板厚×２０００～３５００ｍｍ幅×１２０００～３５０００ｍｍ長さ）を得た。前記「ＴＭＣＰ」は、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が１０００℃以上の累積圧下率が４０％以上であって、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を行った。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、圧延終了表面温度が８５０℃となるようにした後、冷却開始表面温度：９５０℃から平均冷却速度：１０℃／ｓで冷却を開始し、３５０～６００℃の温度で停止し、更にその後、室温まで空冷する方法である。前記「ＱＴ」は、圧延終了温度が８５０℃以上になるように熱間圧延した後室温まで空冷し、８５０℃以上９５０℃以下の温度に再加熱して焼入れした後、６００～７００℃で焼き戻し処理を行う方法である。
　（ＨＩＣ試験）
　上記鋼板を用い、ＨＩＣ試験を実施した。該ＨＩＣ試験はＮＡＣＥ　ｓｔａｎｄａｒｄ　ＴＭ０２８４－２００３に規定された方法に従って実施した。ＨＩＣ試験後、サンプルを３箇所で切断し、各断面（３断面）を顕微鏡で観察し、ＨＩＣの有無を確認した。その結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表２および表３より次のことがわかる。Ｎｏ．１～７、１０、１２および１４～１７は、規定の成分組成を満たし、かつスラブの水平割れの最大開孔厚みが閾値ｔθ以下に抑えられており、耐ＨＩＣ性に優れた本発明の鋼板である。
　これに対し、Ｎｏ．１１および１３はスラブの水平割れの最大開孔厚みが閾値ｔθを超えているため、スラブの耐ＨＩＣ性評価はＮＧであった。また圧延後に行うＨＩＣ試験では、鋼板に割れが生じ、耐ＨＩＣ性に劣ることを確認した。Ｎｏ．８、９、１８および１９は、スラブの水平割れの最大開孔厚みは閾値ｔθ以下に抑えられているものの、鋼板の化学成分組成が本発明の規定を外れた例である。即ち、Ｎｏ.８の鋼板は、ＲＥＭおよびＺｒが０％であり、かつ（Ｃａ／Ｓ）の値が規定を外れており、Ｎｏ.９の鋼板は、ＲＥＭおよびＺｒが０％であり、かつ（Ｃａ－１．２５Ｓ）／Ｏの値が規定を外れているため、いずれも耐ＨＩＣ性に劣った。またＮｏ．１８は（Ｃａ／Ｓ）の値が規定を外れており、Ｎｏ．１９は（Ｃａ－１．２５Ｓ）／Ｏの値が規定を外れているため、いずれも耐ＨＩＣ性に劣った。
　スラブでの耐ＨＩＣ性評価がＯＫであった例では、鋳造開始から製品である鋼板、即ち、耐サワー鋼板の出荷までの期間（鋳造→圧延→出荷）が１９日であった。これに対し、圧延後に得られた鋼板を用いてＨＩＣ試験を行い、耐ＨＩＣ性を評価した場合には、鋳造開始から出荷までの期間（鋳造→圧延→ＨＩＣ試験→出荷）が２８日と長期間を要した。本実施例では、前記圧延後のＨＩＣ試験を省略できたため、鋳造開始から出荷までの期間を２８日→１９日へ大幅に短縮できた。
　また、スラブでの耐ＨＩＣ性評価がＮＧであった例では、スラブの段階で再溶製を開始したところ、鋳造開始から製品である鋼板、即ち、耐サワー鋼板の出荷までの期間（鋳造→再溶製→圧延→出荷）は５４日であった。これに対し、圧延後に得られた鋼板を用いてＨＩＣ試験を行い、製品の耐ＨＩＣ性を評価した結果、評価がＮＧであった場合は、上記ＨＩＣ試験を行った後に再溶製を開始したため、鋳造開始から製品である鋼板の出荷までの期間（鋳造→圧延→ＨＩＣ試験→再溶製→圧延→ＨＩＣ試験→出荷）が７２日と長期間を要した。本実施例では、前記圧延後のＨＩＣ試験を省略できたため、再溶製が必要な場合であっても、鋳造開始から出荷までの期間を７２日→５４日へ大幅に短縮できた。
　以上のように、本発明によると、圧延後のＨＩＣ試験を行うことなく、鋳片であるスラブの段階で耐ＨＩＣ性を評価できたため、製造リードタイムを大幅に短縮できた。尚、本実施例では、スラブの耐ＨＩＣ性評価用閾値ｔθ決定のためのＨＩＣ試験と、確認用のＨＩＣ試験とが同じであったため、本発明の判定方法は精度が高いといえる。
 

Claims (16)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０２～０．１５％、
    Ｓｉ：０．０２～０．５０％、
    Ｍｎ：０．６～２．０％、
    Ｐ：０％超０．０３０％以下、
    Ｓ：０％超０．００３％以下、
    Ａｌ：０．０１０～０．０８％、
    Ｃａ：０．０００３～０．００６０％、
    Ｎ：０．００１～０．０１％、および
    Ｏ：０％超０．００４５％以下を満たし、更に、
    ＲＥＭ：０％超０．０２％以下、および
    Ｚｒ：０％超０．０１０％以下
    よりなる群から選択される１種以上の元素を含み、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、
    　更にスラブの段階で、水平割れが存在しない、または、水平割れの最大開孔厚みが閾値ｔθ以下であって、該閾値ｔθは、前記スラブを圧延して得た鋼板に水素誘起割れが発生しない水平割れの最大開孔厚み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. 　前記閾値ｔθは、予め、下記（ｉ）～（ｉｉｉ）の方法で求められた値である請求項１に記載の鋼板。
    （ｉ）前記スラブの最大開孔厚みを測定する。
    （ｉｉ）前記スラブと同一の鋳造条件で鋳造したスラブを圧延して得られる鋼板に対して水素誘起割れ試験を行う。
    （ｉｉｉ）上記（ｉ）で測定した最大開孔厚みと、上記（ｉｉ）の水素誘起割れ試験結果とから、水素誘起割れの発生しない水平割れの最大開孔厚みを求める。
  3. 　前記スラブと同一の鋳造条件で鋳造したスラブは、前記最大開孔厚みを測定したスラブである請求項２に記載の鋼板。
  4. 　鋼板がＡＰＩ Ｘ６５グレードであって、前記閾値ｔθが０．０４７ｍｍである請求項１～３のいずれかに記載の鋼板。
  5. 　鋼板がＡＰＩ Ｘ７０グレードであって、前記閾値ｔθが０．０４３ｍｍである請求項１～３のいずれかに記載の鋼板。
  6. 　鋼板がＡＳＭＥ ＳＡ５１６グレード６０であって、前記閾値ｔθが０．０４７ｍｍである請求項１～３のいずれかに記載の鋼板。
  7. 　鋼板がＡＳＭＥ ＳＡ５１６グレード６５であって、前記閾値ｔθが０．０４７ｍｍである請求項１～３のいずれかに記載の鋼板。
  8. 　鋼板がＡＳＭＥ ＳＡ５１６グレード７０であって、前記閾値ｔθが０．０４３ｍｍである請求項１～３のいずれかに記載の鋼板。
  9. 　鋼板がＡＳＴＭ Ａ５１６グレード６０であって、前記閾値ｔθが０．０４７ｍｍである請求項１～３のいずれかに記載の鋼板。
  10. 　鋼板がＡＳＴＭ Ａ５１６グレード６５であって、前記閾値ｔθが０．０４７ｍｍである請求項１～３のいずれかに記載の鋼板。
  11. 　鋼板がＡＳＴＭ Ａ５１６グレード７０であって、前記閾値ｔθが０．０４３ｍｍである請求項１～３のいずれかに記載の鋼板。
  12. 　更に他の元素として、質量％で、
    Ｂ：０％超０．００５％以下、
    Ｖ：０％超０．１％以下、
    Ｃｕ：０％超１．５％以下、
    Ｎｉ：０％超１．５％以下、
    Ｃｒ：０％超１．５％以下、
    Ｍｏ：０％超１．５％以下、および
    Ｎｂ：０％超０．０６％以下
    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１～３のいずれかに記載の鋼板。
  13. 　更に他の元素として、質量％で、
    Ｔｉ：０％超０．０３％以下、および
    Ｍｇ：０％超０．０１％以下
    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１～３のいずれかに記載の鋼板。
  14. 　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。
  15. 　圧力容器用である請求項１～３のいずれかに記載の鋼板。
  16. 　請求項１～３のいずれかに記載の鋼板で形成されるラインパイプ用鋼管。
     
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