WO2024117085A1 - 鋼板及びその製造方法並びに鋼管 - Google Patents

鋼板及びその製造方法並びに鋼管 Download PDF

Info

Publication number
WO2024117085A1
WO2024117085A1 PCT/JP2023/042390 JP2023042390W WO2024117085A1 WO 2024117085 A1 WO2024117085 A1 WO 2024117085A1 JP 2023042390 W JP2023042390 W JP 2023042390W WO 2024117085 A1 WO2024117085 A1 WO 2024117085A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel
inclusions
containing substance
content
Prior art date
Application number
PCT/JP2023/042390
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
一貴 西中
大地 泉
茂樹 木津谷
純二 嶋村
則親 荒牧
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Publication of WO2024117085A1 publication Critical patent/WO2024117085A1/ja

Links

Classifications

    • 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
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate with excellent hydrogen induced cracking resistance (HIC (Hydrogen Induced Cracking) resistance) suitable for use in line pipes used to transport crude oil or natural gas, and a manufacturing method thereof.
  • HIC Hydro induced cracking resistance
  • the present invention also relates to a steel pipe using the above-mentioned steel plate.
  • line pipes are manufactured by forming steel plates produced by a plate mill or hot rolling mill into steel pipes using UOE forming, press bending, roll forming, etc.
  • HIC sulfide stress corrosion cracking resistance
  • SSCC Sulfide Stress Corrosion Cracking resistance
  • HIC occurs when hydrogen ions generated by a corrosion reaction are adsorbed on the steel surface, then penetrate into the steel as atomic hydrogen, diffusing and accumulating around nonmetallic inclusions such as MnS or hard second phase structures in the steel, becoming molecular hydrogen, and the internal pressure causes cracks.
  • MnS manganese sulfide
  • CaS calcium sulfide
  • S sulfur
  • CaS calcium sulfide
  • Al 2 O 3 aluminum oxide
  • MnS manganese
  • magnesium is known to be an element that, like Ca, can form sulfides that are more stable than MnS.
  • the order is CaS > MgS > MnS, so Mg can be expected to have the same effect as Ca in suppressing the formation of MnS.
  • Patent Document 1 and Patent Document 2 disclose sour-resistant steel materials that contain not only Ca but also Mg.
  • Patent Document 3 discloses sour-resistant steel materials that contain Mg as an element that is effective in improving HIC resistance.
  • Patent Document 4 discloses a method in which the slag contains 2 to 10 mass% MgO, supplying MgO to the nonmetallic inclusions and controlling the composition of the nonmetallic inclusions.
  • Patent Document 5 discloses a method of adjusting the composition in a refining vessel in which an MgO-containing refractory is used as part or all of the lining refractory
  • Patent Document 6 discloses a method of adding a Ti-Mg alloy.
  • Patent Document 7 discloses a method in which inert gas and additives such as Ca-Si and Mg-Si are sprayed onto the molten steel flow being poured from a molten steel ladle into a tundish in a continuous casting facility.
  • the aspect ratio of the inclusions increases through rolling, the stress concentration caused by the inclusions increases, making HIC more likely to occur, and it is therefore difficult to manufacture steel plate with excellent HIC resistance using conventional rolling methods.
  • Patent Documents 1 and 2 state that Mg exists as fine Mg-based oxides, and that these fine Mg-based oxides function as precipitation nuclei for TiN, and are effective in improving the toughness of the weld heat-affected zone (HAZ).
  • HZ weld heat-affected zone
  • Patent Documents 5 and 6 are not economical when the cost of repairing refractories and the cost of alloys containing expensive Ti (titanium) are taken into consideration.
  • Patent Document 7 has the problem that the injected inert gas may be entrained in the molten steel flow, leading to deterioration in the quality of the cast slab, and that it is difficult to simultaneously control the shape of nonmetallic inclusions by adding alloys and suppress cellular defects.
  • Ca oxides and sulfides are more stable than Mg oxides and sulfides, so the S and O (oxygen) in the molten steel react easily with Ca, while Mg does not react easily with the S and O (oxygen) in the molten steel. Therefore, it is difficult to expect desulfurization through the formation of MgS and deoxidation through the formation of MgO with the addition of Mg, as well as morphological control of nonmetallic inclusions.
  • the present invention aims to provide a steel plate with excellent HIC resistance, together with an advantageous manufacturing method thereof.
  • the present invention also aims to provide a steel pipe using the above-mentioned steel plate with excellent HIC resistance.
  • the temperature of the molten steel and the supply rates of Mg and Ca are appropriately controlled, and then the addition of the Mg-containing substance is started after the addition of the Ca-containing substance, or the addition of the Mg-containing and Ca-containing substances is started simultaneously.
  • the activity of oxygen and sulfur in the molten steel decreases due to the influence of dissolved Mg present in the molten steel, and the equilibrium of the reaction of non-metallic inclusions shifts in the direction of CaS formation.
  • the desulfurization action is effectively improved.
  • the time from the end of addition of the Ca-containing substance to the start of casting is optimized as a casting condition.
  • the region inside the steel plate from a depth of 1/4 of the plate thickness in the plate thickness direction from each side of the steel plate (hereinafter also referred to as the "internal region" in this specification), there are inclusions with an average composition containing 10 to 40 mass% MgO and 10.0 mass% or less MnS, and the average aspect ratio of the MnS is 10 or less.
  • the average of the top 10% of the circle equivalent diameters of these inclusions can be made 2.0 ⁇ m or less.
  • a steel plate with excellent HIC resistance can be obtained, with a crack area ratio CAR of 1.0% or less after HIC testing in the internal region.
  • the gist and configuration of the present invention which has been completed based on the above findings, are as follows.
  • C 0.030 to 0.080%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.80 to 1.80%, P: 0.010% or less, S: 0.0010% or less, Al: 0.030 to 0.080%, Nb: 0.080% or less, N: 0.0080% or less, Ca: 0.0005 to 0.0050%, Mg: 0.0005 to 0.0050%, and O: 0.0003 to 0.0030%
  • the ACR calculated by the following formula (1) is 1.00 or more, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • inclusions having an average composition containing 10 to 40 mass% MgO and 10.0 mass% or less MnS, and an average aspect ratio of MnS being 10 or less, are present in an inner region from a depth of 1/4 of the sheet thickness in the sheet thickness direction from each of both surfaces of the steel sheet, the average value of the top 10% of the equivalent circle diameters of the inclusions is 2.0 ⁇ m or less;
  • the steel plate is characterized in that the crack area ratio CAR after an HIC test in the above-mentioned region is 1.0% or less.
  • ACR ⁇ [Ca] - (1.23 [O] - 0.000365) ⁇ / (1.25 [S]) ... (1)
  • [X] means the content (mass%) of element X in the steel.
  • the steel plate and steel pipe of the present invention have excellent HIC resistance. Furthermore, the steel plate manufacturing method of the present invention makes it possible to manufacture steel plates with excellent HIC resistance.
  • a steel plate according to an embodiment of the present invention has a predetermined component composition, has predetermined inclusions in a region (internal region) located inside the steel plate at a depth of 1/4 of the plate thickness in the plate thickness direction from each of both sides, and has excellent HIC resistance in the internal region.
  • the position at a depth of 1/4 of the plate thickness in the plate thickness direction from each of both sides of the steel plate is simply referred to as the "plate thickness 1/4 position".
  • the internal region is a region including the plate thickness center sandwiched between a pair of plate thickness 1/4 positions.
  • C 0.030 to 0.080% C effectively contributes to improving the strength of the steel plate, but if the C content is less than 0.030%, sufficient strength cannot be ensured, so the C content is set to 0.030% or more, preferably 0.035% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.080%, the hardness of the surface layer and the central segregation increases during accelerated cooling, deteriorating the HIC resistance. For this reason, the C content is set to 0.080% or less, preferably 0.070% or less.
  • Si 0.01 to 0.50% Si is added for deoxidation, but if the Si content is less than 0.01%, the deoxidation effect is insufficient, so the Si content is set to 0.01% or more, preferably 0.05% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 0.50%, low-temperature toughness and surface properties deteriorate. For this reason, the Si content is set to 0.50% or less, preferably 0.45% or less.
  • Mn 0.80 to 1.80% Mn suppresses the formation of ferrite during cooling, but if the Mn content is less than 0.80%, this effect is not fully manifested. Therefore, the Mn content is set to 0.80% or more, and preferably 1.00% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 1.80%, it promotes center segregation and deteriorates HIC resistance. Therefore, the Mn content is set to 1.80% or less, and preferably 1.70% or less.
  • P 0.010% or less
  • P is an inevitable impurity element, and increases the hardness of the surface layer and the central segregation, thereby deteriorating HIC resistance. If the P content exceeds 0.010%, this tendency becomes significant, so the P content is set to 0.010% or less, and preferably 0.008% or less. The lower the P content, the better, but from the viewpoint of refining costs, the P content is preferably set to 0.001% or more.
  • S 0.0010% or less
  • S is an inevitable impurity element, and in steel, it becomes MnS inclusions, which deteriorates HIC resistance. Therefore, the S content is set to 0.0010% or less, and preferably to 0.0008% or less. The lower the S content, the better, but from the viewpoint of refining costs, the S content is preferably set to 0.0002% or more.
  • Al 0.030 to 0.080% Al is added as a deoxidizer, but if the Al content is less than 0.030%, the effect is not fully exerted. Therefore, the Al content is set to 0.030% or more, preferably 0.035% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 0.080%, problems such as alumina clogging of the submerged nozzle during continuous casting occur, so the Al content is set to 0.080% or less, preferably 0.070% or less.
  • Nb 0.080% or less
  • Nb expands the non-recrystallization temperature range during controlled rolling and contributes to improving low-temperature toughness.
  • the Nb content is preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more.
  • the Nb content is set to 0.080% or less, preferably 0.060% or less.
  • N 0.0080% or less N produces a refinement effect on the structure by the formation of nitrides. From the viewpoint of fully obtaining this effect, the N content is preferably 0.0010% or more, more preferably 0.0015% or more. On the other hand, if the N content exceeds 0.0080%, the HIC resistance and low-temperature toughness deteriorate due to the formation of coarse nitrides. For this reason, the N content is set to 0.0080% or less, preferably 0.0070% or less.
  • Ca 0.0005 to 0.0050%
  • Ca is an element effective in improving HIC resistance by controlling the morphology of sulfide-based inclusions, but if the Ca content is less than 0.0005%, the effect of adding it is insufficient. Therefore, the Ca content is set to 0.0005% or more, and preferably 0.0008% or more. On the other hand, if the Ca content exceeds 0.0050%, not only does the above-mentioned effect saturate, but the cleanliness of the steel is reduced, resulting in a deterioration in HIC resistance. Therefore, the Ca content is set to 0.0050% or less, and preferably 0.0045% or less.
  • Mg 0.0005 to 0.0050%
  • Mg is an element that has deoxidizing and desulfurizing effects, and has the effect of increasing the efficiency of CaS generation through interaction and improving the desulfurization of nonmetallic inclusions.
  • Mg is an element that refines inclusions, so it is effective in suppressing the generation of inclusion clusters and improving HIC resistance. In order to stably exert this effect, the Mg content is set to 0.0005% or more. On the other hand, as the Mg content increases, the effect of Mg saturates, so the Mg content is set to 0.0050% or less.
  • O 0.0003 to 0.0030%
  • O (oxygen) is an inevitable impurity element, and the increased production of Al 2 O 3 , CaO, and CaS deteriorates the HIC resistance of not only the surface layer but also the inner region. For this reason, the O content is set to 0.0030% or less. Although the lower the O content, the better, from the viewpoint of steelmaking costs, the O content is set to 0.0003% or more.
  • composition of the steel plate can optionally contain one or more elements selected from the group consisting of Cu, Ni, Cr, and Mo within the following ranges in order to further improve the strength and toughness of the steel plate.
  • Cu 0.30% or less
  • Cu is an element effective in improving low-temperature toughness and increasing strength, and in order to obtain this effect, the Cu content is preferably 0.01% or more.
  • the Cu content is set to 0.30% or less, preferably 0.25% or less.
  • Ni 0.30% or less
  • Ni is an element effective in improving low-temperature toughness and increasing strength, and in order to obtain this effect, the Ni content is preferably 0.01% or more.
  • the Ni content is set to 0.30% or less, preferably 0.25% or less.
  • Cr 0.50% or less
  • Cr is an effective element for obtaining sufficient strength even with a low C content, and in order to obtain this effect, the Cr content is preferably 0.01% or more.
  • the Cr content is set to 0.50% or less, preferably 0.45% or less.
  • Mo 0.50% or less
  • Mo is an element effective in improving low-temperature toughness and increasing strength, and in order to obtain this effect, the Mo content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.10% or more.
  • the Mo content is 0.50% or less, and preferably 0.40% or less.
  • composition of the steel sheet according to this embodiment may optionally contain one or more elements selected from the group consisting of V, Ti, Zr, and REM within the following ranges.
  • V 0.100% or less
  • Ti 0.100% or less
  • V and Ti are both elements that can be optionally contained to increase the strength and low-temperature toughness of the steel plate.
  • the content of each element is preferably 0.005% or more.
  • the content of each element exceeds 0.100%, the toughness of the welded portion deteriorates. Therefore, when these elements are contained, the content of each element is set to 0.100% or less.
  • Zr and REM are elements that can be optionally contained to improve low-temperature toughness through grain refinement and to improve crack resistance through control of inclusion properties.
  • the content of each element is preferably 0.0005% or more.
  • the content of each element exceeds 0.0200%, the effect is saturated, so when these elements are contained, the content of each element is 0.0200% or less.
  • Cu, Ni, Cr, Mo, V, Ti, Zr, and REM are optional elements, so the content of each element may be 0% or may exceed 0%.
  • the remainder other than the above elements consists of Fe and unavoidable impurities.
  • other trace elements may be included as long as they do not impair the effects of the present invention.
  • B (boron) is permissible in this embodiment if its content is 0.0010% or less, preferably 0.0005% or less.
  • the ACR 1.00 or more
  • the ACR calculated by the following formula (1) is 1.00 or more.
  • the ACR is an index for quantifying the morphology control of MnS by Ca. If the ACR is 1.00 or more, the generation of MnS in the central segregation portion is suppressed, and the HIC resistance in the inner region is improved.
  • the upper limit of the ACR is not particularly limited, but considering the contents of Ca, O and S, the ACR may be 3.00 or less.
  • ACR ⁇ [Ca] - (1.23 [O] - 0.000365) ⁇ / (1.25 [S]) ... (1)
  • [X] means the content (mass%) of element X in the steel.
  • inclusions having an average composition containing 10 to 40 mass % MgO and 10.0 mass % or less MnS are present in the internal region (inner region) from a depth of 1/4 of the plate thickness in the plate thickness direction from each of both sides of the steel plate, the average aspect ratio of the MnS being 10 or less, and the average value of the top 10% of the equivalent circle diameters of the inclusions being 2.0 ⁇ m or less.
  • the MgO content is set to 10 mass% or more. If the MgO content is less than 10 mass%, the effect of suppressing the formation of inclusion clusters is not obtained, and HIC resistance is deteriorated. Also, in the average composition of the inclusions present in the internal region, the MgO content is set to 40 mass% or less. If the MgO content exceeds 40 mass%, the effect of suppressing the formation of inclusion clusters is reduced, and HIC resistance is deteriorated.
  • the content (mass%) of MgO in the average composition of the inclusions present in the internal region is determined by the following method.
  • a cross section perpendicular to the rolling direction of the steel sheet is used as the observation surface, and a rectangular evaluation region is set from one 1/4 position of the steel sheet vertically to the other 1/4 position horizontally, measuring 10 mm in the width direction.
  • the inclusions in this evaluation region are observed with a scanning electron microscope (SEM) equipped with a particle analysis function.
  • SEM scanning electron microscope
  • Mg amount (mass%), Al amount (mass%), S amount (mass%), Ca amount (mass%), and Mn amount (mass%) are measured, and the MgO (mass%) is determined by the following formula (3).
  • MgO (mass%) (MgO [g] ⁇ 100) / (MgO [g] + Al 2 O 3 [g] + CaO [g] + CaS [g] + MnS [g]) ... (3)
  • MgO[g], Al2O3 [g], CaO[g], CaS[g], and MnS[g] respectively represent the contents of MgO, Al2O3 , CaO , CaS, and MnS in the inclusions calculated from the amounts of Mg (% by mass), Al (% by mass), S (% by mass), Ca (% by mass), and Mn (% by mass) contained in the inclusions.
  • inclusions not containing any of MgO, Al 2 O 3 , CaO, CaS, and MnS, such as carbon particles from grinding waste, are excluded from the measurement. Inclusions with a circle equivalent diameter of less than 0.4 ⁇ m are also excluded from the measurement because they do not affect the effects of the present invention.
  • the total value of MgO (mass%) of all inclusions to be measured is divided by the number of inclusions to be measured to obtain the average value, which is the MgO content (mass%) in the average composition.
  • MnS 10.0 mass% or less
  • the content of MnS is set to 10.0 mass% or less. If the content of MnS exceeds 10.0%, MnS with a large aspect ratio that is elongated by hot rolling is generated in the inner region, and the HIC resistance in the inner region is deteriorated.
  • the lower limit of the content of MnS is not particularly limited, the content of MnS may be 1.0 mass% or more in order to suppress an increase in manufacturing costs.
  • the MnS content (mass%) in the average composition of the inclusions present in the internal region can be determined in the same manner as the method for measuring the MgO content (mass%) described above. That is, the MnS (mass%) is determined by replacing "MgO [g]" in the denominator in formula (3) with "MnS [g]". The total value of MnS (mass%) for all inclusions to be measured is then divided by the number of inclusions to be measured to obtain the average value, which is the MnS content (mass%) in the average composition.
  • the average aspect ratio of MnS in the inclusions present in the internal region is set to be equal to or less than 10. If the average aspect ratio of MnS exceeds 10, stress tends to concentrate at the ends of the MnS, causing the CAR in the internal region to exceed 1.0%. There is no particular lower limit to the average aspect ratio of MnS, but in actual production, the average aspect ratio of MnS may be 3 or more.
  • the average value of the aspect ratio of MnS in the inclusions present in the internal region is obtained by the following method.
  • the cross section perpendicular to the rolling direction of the steel sheet is used as the observation surface, and a randomly selected portion (area: 200 mm 2 ) in the internal region is set as the evaluation region, and the inclusions in the evaluation region are observed with a scanning electron microscope (SEM) equipped with a particle analysis function. Since MnS appears dark in the backscattered electron image in the SEM, MnS can be identified within the inclusions. Inclusions with a major axis of 1 ⁇ m or more are measured.
  • the aspect ratio (major axis/minor axis) is obtained for all MnS in the inclusions with a major axis of 1 ⁇ m or more present in the evaluation region, and the average value is adopted as the "average value of the aspect ratio of MnS in the inclusions present in the internal region".
  • the major axis means the maximum Feret diameter
  • the minor axis means the minimum Feret diameter.
  • the number density of the inclusions in the internal region is preferably 1.0 pcs/ mm2 or more and 50.0 pcs/ mm2 or less. This is because the desired HIC resistance can be obtained.
  • the number density of the inclusions in the internal region is determined by the following method. A cross section perpendicular to the rolling direction of the steel sheet is used as the observation surface, and a rectangular evaluation region of 10 mm in the width direction is set from one 1/4 position of the steel sheet vertically to the other 1/4 position vertically. The inclusions in this evaluation region are observed with a scanning electron microscope (SEM) equipped with a particle analysis function. The number of inclusions with a circle equivalent diameter of 0.4 ⁇ m or more present in the evaluation region is counted, and the value obtained by dividing the number by the total area of the evaluation region is used as the "number density of inclusions in the internal region.”
  • SEM scanning electron microscope
  • top 10% of inclusions' equivalent circle diameters 2.0 ⁇ m or less
  • the average value of the top 10% of the circle-equivalent diameters of the inclusions present in the inner region is 2.0 ⁇ m or less.
  • the "top 10%” means 10% of the inclusions present in the number distribution of the circle-equivalent diameters of the inclusions, in terms of the number of inclusions present in the order of the larger circle-equivalent diameter. If the average value of the circle-equivalent diameters of the 10% inclusions is specified, it is possible to evaluate coarse inclusions that may be the starting point of HIC among the inclusions within the measurement range, and this becomes an index of improvement of HIC resistance.
  • the lower limit of the average value of the top 10% of the circle-equivalent diameters of the inclusions present in the inner region is not particularly limited, but in order to suppress an increase in steelmaking costs, it is preferable that the average value of the top 10% of the circle-equivalent diameters of the inclusions is 0.4 ⁇ m or more.
  • the average value of the top 10% of the equivalent circle diameters of inclusions present in the internal region is determined using the following method.
  • a cross section perpendicular to the rolling direction of the steel plate is used as the observation surface, and a rectangular evaluation region is set vertically from one 1/4 position of the steel plate to the other 1/4 position, measuring 10 mm in the width direction.
  • the inclusions in this evaluation region are observed using a scanning electron microscope (SEM) with particle analysis capabilities.
  • SEM scanning electron microscope
  • the equivalent circle diameters of inclusions present in the evaluation region with a diameter of 0.4 ⁇ m or more are measured, and the average value of the equivalent circle diameters of the top 10% of inclusions in terms of equivalent circle diameter is determined, and this is used as the "average value of the top 10% of the equivalent circle diameters of inclusions present in the internal region.”
  • the crack area ratio CAR in the inner region after the HIC test is 1.0% or less. This makes it possible to achieve excellent HIC resistance. In this embodiment, the crack area ratio CAR in the inner region after the HIC test can be 0.0% or more.
  • the crack area ratio CAR after the HIC test in the internal region is determined by the following method.
  • a sample of full thickness x 20 mm width x 100 mm length is taken from the center position of the steel plate in the rolling direction and width direction.
  • a HIC test is performed by immersing the sample in a NACE standard TM0177 Solution A solution at a hydrogen sulfide partial pressure of 1 bar for 96 hours.
  • the crack area ratio (CAR) after the HIC test in the internal region of the steel plate is measured.
  • an ultrasonic flaw detection device and a water immersion type probe (frequency: 10 MHz, diameter: 0.375 inches, focal depth: 3 inches) are used to perform an ultrasonic flaw detection test at a pitch of 0.1 mm on the internal region from a depth of 1/4 of the plate thickness in the plate thickness direction from both sides of the steel plate, and the amplification degree is determined so that the echo of the bottom wave is 100%, and the area ratio of the part where the defect echo height in the internal region of the steel plate is 25% or more is taken as the crack area ratio (CAR).
  • CAR crack area ratio
  • the steel plate according to this embodiment is not particularly limited in thickness, but preferably has a thickness of 12 to 39 mm.
  • the method for manufacturing steel plate according to one embodiment of the present invention includes a step of adding an Mg-containing substance and a Ca-containing substance to molten steel after refining, a step of casting the molten steel to obtain a steel slab, a step of hot rolling the steel slab to obtain a steel plate, and a step of controlled cooling of the steel plate.
  • the refining process of molten steel can be carried out by a conventionally known method. For example, after hot metal pretreatment, primary refining is performed using a converter, and then the molten steel is tapped from the converter into a ladle, desulfurized in a ladle refining furnace, and then vacuum degassed in an RH vacuum degassing device. This allows the cleanliness of the molten steel in the ladle to be improved.
  • the ladle refining furnace is used to desulfurize the molten steel to a content of S of 0.0010% or less.
  • the RH vacuum degassing device is used to remove hydrogen (H) from the molten steel and to separate and remove oxide-based nonmetallic inclusions such as Al 2 O 3 from the molten steel.
  • Step of adding Mg-containing substance and Ca-containing substance The timing of adding the Mg-containing substance and the Ca-containing substance to the molten steel in the ladle is from the end of the refining process described above until the start of casting, in order to prevent Mg and Ca, which are strong deoxidizing and desulfurizing agents, from being consumed by reacting with dissolved oxygen or by reducing oxide-based nonmetallic inclusions, and to allow Mg and Ca to contribute to controlling the morphology of the nonmetallic inclusions.
  • the addition process of adding an Mg-containing substance and a Ca-containing substance to the molten steel after refining is performed under the following conditions: (A) the temperature of the molten steel at the start of the addition process is in the range of 1580 to 1620°C; (B) the addition of the Ca-containing substance is started after the addition of the Mg-containing substance is started, or the addition of the Mg-containing substance and the Ca-containing substance is started simultaneously; and (C) the supply rates of Mg and Ca are each 15 to 30 kg/min.
  • Mg and Ca are elements with high vapor pressure and evaporate at normal molten steel temperatures.
  • Mg and Ca are highly reactive not only with molten steel but also with air. Therefore, in order to suppress the evaporation of Mg and Ca and improve the yield of Mg and Ca, Mg-containing substances and Ca-containing substances are added instead of adding pure metallic Mg and Ca.
  • the Mg-containing substance is preferably an Mg alloy in which Mg is alloyed with one or more elements selected from silicon, aluminum, etc.
  • the Ca-containing substance is preferably a Ca alloy in which Ca is alloyed with one or more elements selected from silicon, aluminum, etc.
  • the pure Mg content of the Mg alloy and the pure Ca content of the Ca alloy are preferably 5 to 30 mass % each.
  • adding a Mg-containing substance and a Ca-containing substance simultaneously includes adding a substance containing Mg and Ca simultaneously.
  • the Mg-containing substance may be, for example, a powder of an Mg alloy, or may be an iron-coated Mg wire made by coating Mg alloy powder with a thin steel plate.
  • the Ca-containing substance may be, for example, a powder of a Ca alloy, or may be an iron-coated Ca wire made by coating Ca alloy powder with a thin steel plate.
  • the iron-coated Mg wire and the iron-coated Ca wire may be added separately, but as a substance that simultaneously contains Mg and Ca, an iron-coated Mg-Ca wire made by coating Mg alloy powder and Ca alloy powder with a single thin steel plate may be added.
  • the Mg-containing substance and the Ca-containing substance can be added by adding a wire as described above to the molten steel, or by injecting Mg alloy powder and Ca alloy powder from an injection lance immersed in the molten steel.
  • the first aspect in which the addition of the Ca-containing substance is started after the addition of the Mg-containing substance is started, or the second aspect in which the addition of the Mg-containing substance and the Ca-containing substance is started simultaneously is adopted.
  • the reaction between Mg and S in the molten steel and the reaction between Mg and O (oxygen) in the molten steel also progress.
  • the average value of the top 10% of the circle equivalent diameters of the inclusions present in the inner region can be made 2.0 ⁇ m or less.
  • the addition of the Ca-containing substance is started after the addition of the Mg-containing substance is started, there may be a period during which both the Mg-containing substance and the Ca-containing substance are being added (i.e., an overlapping period between the addition period of the Mg-containing substance and the addition period of the Ca-containing substance), or the addition of the Ca-containing substance may be started after the addition of the Mg-containing substance is completed. In other words, there may be no overlapping period.
  • the shorter the interval from the viewpoint of productivity and the effect of the present invention, the better, and it is preferably 5 minutes or less.
  • the addition of the Mg-containing substance and the Ca-containing substance is started at the same time, it is preferable that the addition of the Mg-containing substance and the Ca-containing substance is also completed at the same time.
  • One method for easily implementing this is to add an iron-coated Mg-Ca wire to the molten steel.
  • starting addition at the same time does not mean that the start of addition must be strictly synchronized to the second, and it is of course acceptable for there to be a difference in the start of addition (for example, within 30 seconds) that is unavoidable due to the operation of the dosing machine.
  • Mg and Ca supply rates 15 to 30 kg/min each] If the supply rate of Mg and Ca (the addition rate of the Mg-containing substance and the Ca-containing substance) is too fast, the MgO content in the average composition of the inclusions becomes too high, and the HIC resistance deteriorates. On the other hand, if the supply rate of Mg and Ca (the addition rate of the Mg-containing substance and the Ca-containing substance) is too slow, the MgO content in the average composition of the inclusions becomes too low, and the HIC resistance also deteriorates. Therefore, in this embodiment, the Mg-containing substance and the Ca-containing substance are added so that the supply rates of the pure Mg and pure Ca are 15 to 30 kg/min, respectively.
  • the supply rates of the pure Mg and pure Ca mean the amounts of Mg and Ca supplied per minute during the period in which the Mg-containing substance and the Ca-containing substance are added, respectively.
  • the inclusions float and separate from the molten steel over time. Since the floating and separating of the inclusions contributes to improving the cleanliness of the molten steel, the time from the end of the addition of the Ca-containing substance to the start of casting was generally 100 minutes or more in the past. In contrast, in this embodiment, the inclusions generated by the addition of the Mg-containing substance and the Ca-containing substance are necessary for improving the HIC resistance. Therefore, if the inclusions float and separate too much from the molten steel, the HIC resistance deteriorates. Therefore, the time from the end of the addition of the Ca-containing substance to the start of casting is set to 70 minutes or less.
  • the time is preferably 60 minutes or less. There is no particular limit to the lower limit of the time, but considering the cleanliness, the time is preferably 40 minutes or more. In this embodiment, the cleanliness of the molten steel is at a level that does not cause any problems even if the above-mentioned time is used, by satisfying the above-mentioned amount of Ca added.
  • the steel slab is then hot-rolled to obtain a steel plate.
  • the hot-rolling is preferably carried out under conditions where the heating temperature of the steel slab is 1000 to 1250° C., the cross-rolling ratio is 10 or less, and the average shape factor in the rolling passes of the rough rolling is 0.5 or less.
  • Other conditions in the hot-rolling step can be conventional.
  • Heating temperature of steel piece 1000 to 1250°C
  • the heating temperature of the steel slab during hot rolling is set to 1000°C or higher, and preferably 1030°C or higher.
  • the heating temperature of the steel slab exceeds 1250°C, the amount of energy consumption increases. Therefore, the heating temperature of the steel slab is set to 1250°C or lower, and preferably 1200°C or lower. Note that this temperature is the temperature inside the heating furnace, and the steel slab is heated to this temperature up to its center.
  • the cross rolling ratio defined by the following formula (4) is preferably 10 or less. If the cross rolling ratio is 10 or less, the elongation of MnS in the inclusions can be effectively prevented, and the HIC resistance is further improved. Although the lower limit of the cross rolling ratio is not particularly limited, the cross rolling ratio may be 6 or more in view of the constraints of the rolling equipment.
  • Cross rolling ratio rolling ratio in the rolling direction / rolling ratio in the direction perpendicular to the rolling direction (4)
  • the "rolling ratio in the rolling direction” refers to the rolling ratio in the rolling direction to the total rolling when cross rolling is performed during hot rolling. Also, the “rolling ratio in the direction perpendicular to the rolling direction” refers to the rolling ratio in the direction perpendicular to the rolling direction to the total rolling when cross rolling is performed during hot rolling.
  • the average value of the shape ratio exceeds 0.5, the effect of generating recrystallized grains in the plate thickness center is obtained, but the elongation of MnS is caused, so that the HIC resistance in the inner region is deteriorated.
  • the lower limit of the average value of the shape ratio is not particularly limited, but from the viewpoint of the constraints of the rolling equipment, the average value of the shape ratio may be 0.3 or more.
  • the grain refinement effect in the plate thickness center of the steel plate can be obtained by the finish rolling following the rough rolling.
  • the average value of the shape ratio refers to the value of Ld/hm, that is, ⁇ the length of contact between the rolling roll and the steel plate (roll contact arc length: Ld) ⁇ / ⁇ the average thickness of the plate thickness on the roll entry side and the plate thickness on the exit side: hm ⁇ , which is calculated by the following formula (5).
  • Ld/hm ⁇ R(hi-ho) ⁇ 1/2 / ⁇ (hi+2ho)/3 ⁇ ... (5)
  • R is the roll radius at each rolling pass
  • hi is the entry plate thickness at each rolling pass
  • ho is the exit plate thickness at each rolling pass.
  • Controlled cooling process Next, the steel sheet is subjected to a controlled cooling process.
  • This process is preferably performed under conditions where the surface temperature of the steel sheet at the start of cooling is equal to or higher than Ar 3 point, which is calculated by the following formula (2). If the surface temperature of the steel sheet at the start of cooling is lower than Ar 3 point, ferrite may be generated before cooling, which may deteriorate the HIC resistance. For this reason, it is preferable that the surface temperature of the steel sheet at the start of cooling is equal to or higher than Ar 3 point.
  • Ar 3 point means the ferrite transformation start temperature during cooling, and can be calculated, for example, from the components of the steel by the following formula (2).
  • the surface temperature of the steel sheet can be measured by a radiation thermometer or the like.
  • Ar 3 points (°C) 910-310 [C] - 80 [Mn] - 20 [Cu] - 15 [Cr] - 55 [Ni] - 80 [Mo] ...
  • [X] means the content (mass%) of element X in the steel, and the content of an element that is not contained may be substituted with 0.
  • Other conditions in the controlled cooling step may be determined by ordinary methods.
  • Step pipe The steel plate according to one embodiment of the present invention is formed into a tubular shape by press bending, roll forming, UOE forming, or the like, and then the butt joint is welded to produce a steel pipe according to one embodiment of the present invention (UOE steel pipe, electric resistance welded steel pipe, spiral steel pipe, etc.).
  • the steel pipe according to this embodiment is suitable for transporting crude oil or natural gas.
  • UOE steel pipes are manufactured by preparing the ends of steel plates, forming them into a steel pipe shape using a C press, U press, and O press, then seam welding the butt joints using internal and external welding, and, if necessary, undergoing a pipe expansion process.
  • Any welding method can be used as long as it provides sufficient joint strength and toughness, but submerged arc welding is preferable from the standpoint of excellent welding quality and manufacturing efficiency.
  • Pipe expansion can also be carried out on steel pipes in which steel plates are formed into a tubular shape using press bending and then the butt joints are seam welded.
  • the molten iron was decarburized and refined in a converter to produce molten steel, which was then tapped into a ladle. After tapping from the converter, metallic aluminum was added to the ladle to deoxidize the molten steel.
  • the molten steel contained in the ladle was then desulfurized in a ladle refining furnace.
  • a CaO-Al 2 O 3 -SiO 2 flux was used as the desulfurization agent.
  • the molten steel was heated by arc heat from a graphite electrode, and the desulfurization agent was turned into slag.
  • Argon gas was blown into the molten steel from an immersion lance at a rate of 100 to 150 Nm 3 /h as a stirring gas, and the molten steel and the desulfurization agent were stirred and mixed to perform the desulfurization process.
  • vacuum degassing refining was carried out in an RH vacuum degassing device. Specifically, degassing treatment was carried out, the molten steel composition was adjusted, and non-metallic inclusions were floated and separated by stirring. The processing time for the above vacuum degassing refining was 20 minutes.
  • iron-coated Mg wire as the Mg-containing material and iron-coated Ca wire as the Ca-containing material were added to the molten steel in the ladle to obtain steels (steel types A to U) having the composition shown in Table 1.
  • Table 2 shows the molten steel temperature at the start of the addition process, the order of addition of the Mg-containing material and the Ca-containing material, and the Mg and Ca supply rates for each condition.
  • Mg ⁇ Ca means that the addition of the iron-coated Mg wire is started and the addition of the iron-coated Ca wire is started immediately after it is completed
  • Ca ⁇ Mg means that the addition of the iron-coated Ca wire is started and the addition of the iron-coated Mg wire is started immediately after it is completed
  • Mg and Ca simultaneously means that the iron-coated Mg-Ca wire is added.
  • the molten steel was then cast into slabs by continuous casting.
  • the time from the end of the addition of Ca-containing substances to the start of casting under each condition is shown in Table 2.
  • the slab was heated to the slab heating temperature shown in Table 2, and hot rolled under the conditions of the cross rolling ratio and the average rolling shape ratio in the rolling pass of the rough rolling shown in Table 2 to produce a steel plate with the final plate thickness shown in Table 2.
  • the steel plate was subjected to controlled cooling at the steel plate surface temperature at the start of cooling shown in Table 2.
  • Table 2 shows "the MgO and MnS contents in the average composition of the inclusions present in the internal region,””the average value of the top 10% of the equivalent circle diameters of the inclusions present in the internal region,””the number density of the inclusions in the internal region,” and “the average value of the aspect ratio of MnS in the inclusions present in the internal region,” all of which were determined by the method described above.
  • Table 2 shows the "crack area ratio CAR in the internal region after the HIC test" obtained by the method described above.
  • Nos. 1 to 10 are invention examples whose component composition and manufacturing conditions satisfy the appropriate ranges of the present invention. All of the examples have an average composition in the internal region containing 10 to 40 mass% MgO and 10.0 mass% or less MnS, contain inclusions with an average MnS aspect ratio of 10 or less, the average of the top 10% of the inclusions' equivalent circle diameters is 2.0 ⁇ m or less, and the crack area ratio CAR in the internal region after the HIC test is 1.0% or less.
  • the Nb content of the steel plate was higher than the range specified by the invention, so coarse carbides crystallized and the CAR did not reach the desired value.
  • the N content of the steel plate was higher than the range specified by the invention, so coarse nitrides were formed and the CAR did not reach the desired value.
  • the Ca content of the steel plate was higher than the range specified by the invention, so the cleanliness of the steel was reduced and the CAR did not reach the desired value.
  • No. 20 had a steel plate with a higher O content than the range specified in the invention, so the CAR did not reach the desired value.
  • the ACR was less than 1.00, so coarse MnS was produced and the CAR did not reach the desired value.
  • the present invention makes it possible to provide steel plates and steel pipes with excellent HIC resistance.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

耐ＨＩＣ性に優れる鋼板を提供する。本発明の鋼板は、所定の成分組成を有し、鋼板の両面の各々から板厚方向に板厚の１／４の深さより内部の領域に、ＭｇＯを１０～４０質量％、かつ、ＭｎＳを１０．０質量％以下含む平均組成を有し、ＭｎＳのアスペクト比の平均値が１０以下である介在物が存在し、前記介在物の円相当径の上位１０％の平均値が２．０μｍ以下であり、前記領域におけるＨＩＣ試験後の割れ面積率ＣＡＲが１．０％以下である。

Description

鋼板及びその製造方法並びに鋼管
　本発明は、原油又は天然ガスの輸送に用いられるラインパイプに供して好適な、耐水素誘起割れ性（耐ＨＩＣ（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ　Ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｃｒａｃｋｉｎｇ）性）に優れる鋼板及びその製造方法に関するものである。また、本発明は、上記の鋼板を用いた鋼管に関するものである。
　一般に、ラインパイプは、厚板ミル又は熱延ミルによって製造された鋼板を、ＵＯＥ成形、プレスベンド成形及びロール成形等によって、鋼管に成形することで製造される。
　硫化水素を含む原油又は天然ガスの輸送に用いられるラインパイプは、強度、靭性、溶接性等の他に、耐ＨＩＣ性及び耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＳＣＣ（Ｓｕｌｆｉｄｅ　Ｓｔｒｅｓｓ　Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　Ｃｒａｃｋｉｎｇ）性）といった、いわゆる耐サワー性が必要とされる。中でもＨＩＣは、腐食反応により生じた水素イオンが鋼表面に吸着した後、原子状の水素として鋼内部に侵入し、鋼中のＭｎＳ等の非金属介在物又は硬い第２相組織のまわりに拡散・集積して、分子状の水素となり、その内圧により割れを生ずるものである。
　ＨＩＣの起点となりやすい鋼中の非金属介在物として、熱間圧延によって延伸したＭｎＳ（硫化マンガン）が挙げられる。これに対し、溶鋼にカルシウム（Ｃａ）を添加することで、Ｃａを鋼中の硫黄（Ｓ）と反応させ、ＭｎＳよりも安定な硫化物であるＣａＳ（硫化カルシウム）を生成させて、ＭｎＳの生成を抑制し、耐ＨＩＣ性を向上させるという技術が知られている。添加したＣａは、鋼中の酸素（Ｏ）及び脱酸生成物であるＡｌ２Ｏ３（酸化アルミニウム）とも反応し、ＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３系非金属介在物を生成する。
　よって、溶鋼中のＣａが不足した場合には、鋼中のＳと反応するＣａが足りずに、多くのＭｎＳが生成してしまい、中心偏析部における耐ＨＩＣ性が劣化する。また、Ｃａが過剰になった場合には、高ＣａＯ濃度のＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３系非金属介在物クラスターが生成し、耐ＨＩＣ性が劣化する。
　ここで、近年、マンガン（Ｍｎ）の含有量を増加させて、その他の合金成分の含有量を低下させることにより、低廉化を図った鋼板の開発が進められている。かかる鋼板の場合、耐ＨＩＣ性を劣化させるＭｎＳは、中心偏析部で、濃化したＭｎと濃化したＳとから生成されるので、鋼板全体のＳ含有量を低減させたとしても、中心偏析部でのＭｎＳの生成頻度は増加するという問題がある。
　この対策として、ＭｎＳの生成を抑制するため、さらにＣａ添加量を増やす操業が行われると、前述したような高ＣａＯ濃度のＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３系非金属介在物クラスターが生成しやすく、耐ＨＩＣ性が劣化する原因となってしまう。
　したがって、Ｍｎ含有量が高い鋼板の耐ＨＩＣ性を向上させるためには、Ｃａの添加量を増加させること以外の方法で、ＭｎＳの生成を抑制すると共に、介在物クラスターの生成を抑制する必要がある。
　上記の問題を解決する手段として、Ｓとの親和力が強く、硫化物形成能力が高い元素を、Ｃａと併用する方法が考えられる。例えば、Ｃａと同様に、ＭｎＳよりも安定な硫化物を生成し得る元素として、マグネシウム（Ｍｇ）が知られている。硫化物の安定性を熱力学的に比較すると、ＣａＳ＞ＭｇＳ＞ＭｎＳの順なので、Ｍｇは、Ｃａと同等のＭｎＳの生成抑制効果が期待できる。
　ここで、特許文献１及び特許文献２には、ＣａだけでなくＭｇも含んでいる耐サワー鋼材が開示されている。特許文献３には、耐ＨＩＣ性の向上に有効な元素としてＭｇが含まれた耐サワー鋼材が開示されている。
　溶鋼へのＭｇ添加方法として、特許文献４には、スラグ中にＭｇＯを２～１０質量％含有させることで、非金属介在物中にＭｇＯを供給し、非金属介在物の組成を制御する方法が開示されている。
　その他のＭｇ添加方法として、特許文献５には、ＭｇＯ含有耐火物を内張り耐火物の一部又は全部に使用した精錬容器中で成分調整を行う方法が開示され、特許文献６には、Ｔｉ－Ｍｇ合金を添加する方法が開示されている。
　Ｃａ及びＭｇの添加方法として、特許文献７には、連続鋳造設備において、溶鋼鍋からタンディッシュへ注入される溶鋼流に不活性ガスとＣａ－Ｓｉ、Ｍｇ－Ｓｉなどの添加材とを吹き付ける方法が開示されている。
　なお、介在物の形状については、介在物のアスペクト比（長径／短径）が大きいほど、介在物による応力集中が大きくなること、さらには、鋳造後のスラブを圧延することで介在物が変形することが知られている。すなわち、圧延で介在物のアスペクト比が大きくなると、介在物による応力集中が大きくなって、ＨＩＣが発生しやすくなるため、従来の圧延方法で耐ＨＩＣ性に優れた鋼板を製造することは難しい。
特開２０１７－１７２０１０号公報 特開２０１７－１１０２４９号公報 特開２０１４－２０８８９１号公報 特開２０１２－１８８６９６号公報 特開２００４－０４３８３８号公報 特開２００２－２６６０１９号公報 特開２０１７－０８７２２９号公報
　しかしながら、特許文献１及び特許文献２には、Ｍｇは微細なＭｇ系酸化物として存在し、この微細なＭｇ系酸化物がＴｉＮの析出核として機能し、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靱性の向上に効果があると記載されている。すなわち、特許文献１及び特許文献２に記載の技術では、Ｍｇ系酸化物の表面は析出したＴｉＮによって覆われることになるため、ＭｇはＭｇＳの形成には寄与できない。
　特許文献４に記載の方法では、溶鋼中へ巻き込まれたスラグの還元によって生成するＭｇＯ系非金属介在物が粗大であり、逆に、ＨＩＣの起点となる懸念がある。
　特許文献５及び特許文献６に記載の技術は、耐火物の補修費用及び高価なＴｉ（チタン）を含む合金の費用を考慮すると、経済的ではない。
　特許文献７に記載の方法は、吹き込んだ不活性ガスが溶鋼流に巻き込まれ、鋳片の品質の悪化を招く懸念があり、合金添加による非金属介在物の形態制御と気泡性欠陥の抑制との両立が難しいという問題がある。
　このように、上記した従来技術には、Ｃａ及びＭｇを含有する耐サワー鋼材が提案されているものの、いずれも上記の問題を有している。加えて、Ｃａ及びＭｇを含有する鋼板には、以下の問題がある。
　すなわち、特許文献１～３及び特許文献７には何ら記載のないＣａ及びＭｇの添加操作について、以下のような問題があった。Ｃａの酸化物及び硫化物は、Ｍｇの酸化物及び硫化物よりも熱力学的に安定である。よって、Ｃａを含有する非金属介在物（酸化物、硫化物）が溶鋼中に既に形成されている場合、後から添加されたＭｇが非金属介在物の形態に与える影響は小さい。
　Ｃａの酸化物及び硫化物は、Ｍｇの酸化物及び硫化物よりも安定であるので、溶鋼中のＳ及びＯ（酸素）は、Ｃａと反応しやすく、Ｍｇと溶鋼中のＳ及びＯ（酸素）との反応は起こりにくい。よって、Ｍｇの添加に伴うＭｇＳの生成による脱硫及びＭｇＯの生成による脱酸、並びに、非金属介在物の形態制御は期待しにくい。
　また、鋼中に生成しているＣａＯをＭｇによって効果的に還元することができないので、脱硫に寄与するＣａの割合を増やすこともできない。そのため、ＭｎＳの生成抑制のためにＣａ添加量を減少させることは困難であり、鋼板の耐ＨＩＣ性を十分に確保できない。
　そこで本発明は、上記課題に鑑み、耐ＨＩＣ性に優れる鋼板を、その有利な製造方法と共に提供することを目的とする。また、本発明は、上記耐ＨＩＣ性に優れる鋼板を用いた鋼管を提供することを目的とする。
　本発明者らは、耐ＨＩＣ性を向上させるべく、鋼板の成分組成及び製造条件について、数多くの実験と検討をくり返し、以下の知見を得た。
　すなわち、溶鋼にＭｇ含有物質及びＣａ含有物質を添加する工程に関して、溶鋼の温度とＭｇ及びＣａの供給速度とを適切に制御した上で、Ｍｇ含有物質の添加を開始した後にＣａ含有物質の添加を開始する、又は、Ｍｇ含有物質及びＣａ含有物質の添加を同時に開始する順序を採用する。これにより、溶鋼中には、溶存Ｃａと同時に溶存Ｍｇが適切に存在することができる。その結果、溶鋼中に存在する溶存Ｍｇの影響を受けることで、溶鋼中酸素及び溶鋼中硫黄の活量が減少し、非金属介在物の反応の平衡がＣａＳの生成方向に移動する。こうしてＣａＳの生成が促進されることで、脱硫作用の向上が効果的に達成される。また、上記のような添加の順序を採用した結果、Ｍｇと溶鋼中Ｓとの反応及びＭｇと溶鋼中Ｏ（酸素）との反応が進行し、粗大な介在物クラスターを生成することなくＭｎＳの生成を抑制することが可能になる。なお、「溶存Ｃａ」及び「溶存Ｍｇ」とは、それぞれ溶鋼中に原子状態で溶解したＣａ及びＭｇである。
　さらに、上記の添加工程の最適化に加えて、鋳造条件として、Ｃａ含有物質の添加終了から鋳造開始までの時間を最適化する。これにより、鋼板の両面の各々から板厚方向に板厚の１／４の深さより内部の領域（以下、本明細書において「内部領域」とも称する。）に、ＭｇＯを１０～４０質量％、かつ、ＭｎＳを１０．０質量％以下含む平均組成を有し、ＭｎＳのアスペクト比の平均値が１０以下である介在物が存在する。そして、これら介在物の円相当径の上位１０％の平均値を２．０μｍ以下とすることができる。その結果、内部領域におけるＨＩＣ試験後の割れ面積率ＣＡＲが１．０％以下という、耐ＨＩＣ性に優れる鋼板を得ることができる。
　上記知見に基づき完成された本発明の要旨構成は、以下のとおりである。
　［１］質量％で、Ｃ：０．０３０～０．０８０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．８０～１．８０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００１０％以下、Ａｌ：０．０３０～０．０８０％、Ｎｂ：０．０８０％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、及びＯ：０．０００３～０．００３０％を含有し、以下の式（１）により求められるＡＣＲが１．００以上であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
　鋼板の両面の各々から板厚方向に板厚の１／４の深さより内部の領域に、ＭｇＯを１０～４０質量％、かつ、ＭｎＳを１０．０質量％以下含む平均組成を有し、ＭｎＳのアスペクト比の平均値が１０以下である介在物が存在し、
　前記介在物の円相当径の上位１０％の平均値が２．０μｍ以下であり、
　前記領域におけるＨＩＣ試験後の割れ面積率ＣＡＲが１．０％以下である
ことを特徴とする鋼板。
　ＡＣＲ＝｛［Ｃａ］－（１．２３［Ｏ］－０．０００３６５）｝／（１．２５［Ｓ］）　　・・・（１）
　なお、［Ｘ］は元素Ｘの鋼中含有量（質量％）を意味する。
　［２］前記成分組成が、質量％で、Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．３０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．１００％以下、Ｔｉ：０．１００％以下、Ｚｒ：０．０２００％以下、及びＲＥＭ：０．０２００％以下からなる群から選択される１種以上をさらに含有する、上記［１］に記載の鋼板。
　［３］精錬終了後の溶鋼にＭｇ含有物質及びＣａ含有物質を添加する添加工程を、
　　（Ａ）該添加工程の開始時の前記溶鋼の温度が１５８０～１６２０℃の範囲にあり、
　　（Ｂ）前記Ｍｇ含有物質の添加を開始した後に前記Ｃａ含有物質の添加を開始する、又は、前記Ｍｇ含有物質及び前記Ｃａ含有物質の添加を同時に開始する態様で、
　　（Ｃ）Ｍｇ及びＣａの供給速度がそれぞれ１５～３０ｋｇ／分となる
条件下にて行い、
　次いで、前記Ｃａ含有物質の添加終了から鋳造開始までの時間が７０分以内である条件下にて、前記溶鋼を鋳造して鋼片を得て、
　次いで、前記鋼片に熱間圧延を施して、上記［１］又は［２］に記載の鋼板を製造する
ことを特徴とする鋼板の製造方法。
　［４］前記熱間圧延は、前記鋼片の加熱温度が１０００～１２５０℃であり、クロス圧延比が１０以下であり、粗圧延の圧延パスにおける圧延形状比の平均値が０．５以下である条件下にて行われ、
　次いで、冷却開始時の鋼板表面温度が以下の式（２）により求められるＡｒ３点以上である条件下にて、前記鋼板の制御冷却を行う、
上記［３］に記載の鋼板の製造方法。
　Ａｒ３点（℃）＝９１０－３１０［Ｃ］－８０［Ｍｎ］－２０［Ｃｕ］－１５［Ｃｒ］－５５［Ｎｉ］－８０［Ｍｏ］　　・・・（２）
　なお、［Ｘ］は元素Ｘの鋼中含有量（質量％）を意味する。
　［５］上記［１］又は［２］に記載の鋼板を用いた鋼管。
　本発明の鋼板及び鋼管は、耐ＨＩＣ性に優れる。また、本発明の鋼板の製造方法によれば、耐ＨＩＣ性に優れる鋼板を製造することができる。
　（鋼板）
　本発明の一実施形態による鋼板は、所定の成分組成を有し、鋼板の両面の各々から板厚方向に板厚の１／４の深さより内部の領域（内部領域）に所定の介在物を有し、当該内部領域において優れた耐ＨＩＣ性を有する。なお、本明細書において、鋼板の両面の各々から板厚方向に板厚の１／４の深さの位置を単に「板厚１／４位置」と称する。また、内部領域は、一対の板厚１／４位置に挟まれた板厚中心を含む領域である。
　［成分組成］
　まず、鋼板の成分組成と、その限定理由について説明する。以下の説明において、「％」で示す単位は、特に断らない限り「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０３０～０．０８０％
　Ｃは、鋼板の強度の向上に有効に寄与するが、Ｃ含有量が０．０３０％未満では十分な強度が確保できないので、Ｃ含有量は０．０３０％以上とし、好ましくは０．０３５％以上とする。他方で、Ｃ含有量が０．０８０％を超えると、加速冷却時に表層部及び中心偏析部の硬さが上昇するため、耐ＨＩＣ性が劣化する。このため、Ｃ含有量は０．０８０％以下とし、好ましくは０．０７０％以下とする。
　Ｓｉ：０．０１～０．５０％
　Ｓｉは、脱酸のため添加するが、Ｓｉ含有量が０．０１％未満では脱酸効果が十分でないので、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とし、好ましくは０．０５％以上とする。他方で、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、低温靭性が劣化したり、表面性状が劣化したりする。このため、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とし、好ましくは０．４５％以下とする。
　Ｍｎ：０．８０～１．８０％
　Ｍｎは、冷却中のフェライトの生成を抑制するが、Ｍｎ含有量が０．８０％未満ではその効果が十分に発現しない。このため、Ｍｎ含有量は０．８０％以上とし、好ましくは１．００％以上とする。他方で、Ｍｎ含有量が１．８０％を超えると、中心偏析を助長し、耐ＨＩＣ性が劣化する。このため、Ｍｎ含有量は１．８０％以下とし、好ましくは１．７０％以下とする。
　Ｐ：０．０１０％以下
　Ｐは、不可避的不純物元素であり、表層部及び中心偏析部の硬さを上昇させることで、耐ＨＩＣ性を劣化させる。Ｐ含有量が０．０１０％を超えると、その傾向が顕著となるため、Ｐ含有量は０．０１０％以下とし、好ましくは０．００８％以下とする。なお、Ｐ含有量は低いほどよいが、精錬コストの観点から、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
　Ｓ：０．００１０％以下
　Ｓは、不可避的不純物元素であり、鋼中においてはＭｎＳ介在物となり耐ＨＩＣ性を劣化させる。このため、Ｓ含有量は０．００１０％以下とし、好ましくは０．０００８％以下とする。なお、Ｓ含有量は低いほどよいが、精錬コストの観点から、Ｓ含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。
　Ａｌ：０．０３０～０．０８０％
　Ａｌは、脱酸剤として添加するが、Ａｌ含有量が０．０３０％未満では、その効果が十分には発現しない。このため、Ａｌ含有量は０．０３０％以上とし、好ましくは０．０３５％以上とする。他方で、Ａｌ含有量が０．０８０％を超えると、連続鋳造時の浸漬ノズルのアルミナ詰りなどの問題が生じるため、Ａｌ含有量は０．０８０％以下とし、好ましくは０．０７０％以下とする。
　Ｎｂ：０．０８０％以下
　Ｎｂは、固溶Ｎｂとして存在すると制御圧延時の未再結晶温度域を拡大し、低温靭性の向上に寄与する。この効果を十分に得る観点から、Ｎｂ含有量は、好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上である。他方で、Ｎｂ含有量が０．０８０％を超えると、凝固時に粗大な炭化物を晶出するため、耐ＨＩＣ性が劣化する。このため、Ｎｂ量は０．０８０％以下とし、好ましくは０．０６０％以下とする。
　Ｎ：０．００８０％以下
　Ｎは、窒化物の生成により組織の微細化効果をもたらす。この効果を十分に得る観点から、Ｎ含有量は、好ましくは０．００１０％以上であり、より好ましくは０．００１５％以上である。他方で、Ｎ含有量が０．００８０％を超えると、粗大な窒化物の生成により、耐ＨＩＣ性や低温靭性が劣化する。このため、Ｎ含有量は０．００８０％以下とし、好ましくは０．００７０％以下とする。
　Ｃａ：０．０００５～０．００５０％
　Ｃａは、硫化物系介在物の形態制御による耐ＨＩＣ性向上に有効な元素であるが、Ｃａ含有量が０．０００５％未満では、その添加効果が十分でない。このため、Ｃａ含有量は０．０００５％以上とし、好ましくは０．０００８％以上とする。他方で、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えた場合、上述の効果が飽和するだけでなく、鋼の清浄度が低下することにより耐ＨＩＣ性が劣化する。このため、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とし、好ましくは０．００４５％以下とする。
　Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％
　Ｍｇは、脱酸作用及び脱硫作用を有する元素であり、相互作用によってＣａＳの生成効率を上げ、非金属介在物の脱硫作用を向上させる効果がある。また、Ｍｇは、介在物を微細化する元素であるため、介在物のクラスター生成を抑制し、耐ＨＩＣ性向上に有効である。この効果を安定して発揮させるには、Ｍｇ含有量を０．０００５％以上とする。他方で、Ｍｇ含有量が増加すると、Ｍｇの効果が飽和するので、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下とする。
　Ｏ：０．０００３～０．００３０％
　Ｏ（酸素）は、不可避的不純物元素であり、Ａｌ２Ｏ３、ＣａＯ、及びＣａＳの生成量が増えることによって、表層のみならず、内部領域の耐ＨＩＣ性を劣化させる。このため、Ｏ含有量は０．００３０％以下とする。なお、Ｏ含有量は低いほどよいが、製鋼コストの観点から、Ｏ含有量は０．０００３％以上とする。
　以上、本実施形態による鋼板の成分組成における基本成分について説明したが、当該成分組成には、鋼板の強度や靱性の一層の改善のために、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏからなる群から選択される１種以上を、以下の範囲で任意に含有させることができる。
　Ｃｕ：０．３０％以下
　Ｃｕは、低温靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、この効果を得るには、Ｃｕ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。他方で、Ｃｕは中心偏析部に濃化するため、Ｃｕ含有量が０．３０％を超えると、耐ＨＩＣ性が劣化する。このため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は０．３０％以下とし、好ましくは０．２５％以下とする。
　Ｎｉ：０．３０％以下
　Ｎｉは、低温靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、この効果を得るには、Ｎｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。他方で、Ｎｉは中心偏析部に濃化するため、Ｎｉ含有量が０．３０％を超えると、耐ＨＩＣ性が劣化する。このため、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量は０．３０％以下とし、好ましくは０．２５％以下とする。
　Ｃｒ：０．５０％以下
　Ｃｒは、Ｍｎと同様、低Ｃ含有量でも十分な強度を得るために有効な元素であり、この効果を得るには、Ｃｒ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。他方で、Ｃｒ含有量が多すぎると、中心偏析を助長し、耐ＨＩＣ性が劣化する。このため、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とし、好ましくは０．４５％以下とする。
　Ｍｏ：０．５０％以下
　Ｍｏは、低温靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であり、この効果を得るには、Ｍｏ含有量は０．０１％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがより好ましい。他方で、Ｍｏ含有量が多すぎると、溶接性が劣化する。このため、Ｍｏを含有する場合、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とし、好ましくは０．４０％以下とする。
　本実施形態による鋼板の成分組成には、Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒ、及びＲＥＭからなる群から選択される１種以上を、以下の範囲で任意に含有させることもできる。
　Ｖ：０．１００％以下、Ｔｉ：０．１００％以下
　Ｖ及びＴｉは、いずれも鋼板の強度及び低温靭性を高めるために任意に含有することができる元素である。この効果を得るには、各元素の含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。他方で、各元素の含有量が０．１００％を超えると、溶接部の靭性が劣化する。このため、これらの元素を含有する場合、各元素の含有量は０．１００％以下とする。
　Ｚｒ：０．０２００％以下、ＲＥＭ：０．０２００％以下
　Ｚｒ及びＲＥＭは、結晶粒微細化を通じて低温靭性を高めたり、介在物性状のコントロールを通して耐割れ性を高めたりするために任意に含有することができる元素である。この効果を得るには、各元素の含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。他方で、各元素の含有量が０．０２００％を超えると、その効果が飽和するので、これらの元素を含有する場合、各元素の含有量は０．０２００％以下とする。
　なお、上記のＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒ、及びＲＥＭは任意元素であるため、各元素の含有量は０％であってもよく、０％超えであってもよいことは勿論である。
　なお、上記した元素以外の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。また、本発明の作用効果を害しない限り、他の微量元素の含有を妨げない。Ｂ（ホウ素）は、その含有量が０．００１０％以下、好ましくは０．０００５％以下であれば、本実施形態においては許容される。
　ＡＣＲ：１．００以上
　本実施形態による鋼板の成分組成においては、以下の式（１）により求められるＡＣＲが１．００以上である。ＡＣＲは、ＣａによるＭｎＳの形態制御を定量化するための指標である。ＡＣＲが１．００以上であれば、中心偏析部でのＭｎＳの生成が抑制されて、内部領域における耐ＨＩＣ性が改善される。なお、ＡＣＲの上限は特に限定されないが、Ｃａ、Ｏ及びＳの含有量を考慮すると、ＡＣＲは３．００以下であり得る。
　ＡＣＲ＝｛［Ｃａ］－（１．２３［Ｏ］－０．０００３６５）｝／（１．２５［Ｓ］）　　・・・（１）
　なお、［Ｘ］は元素Ｘの鋼中含有量（質量％）を意味する。
　［介在物］
　本実施形態による鋼板において、鋼板の両面の各々から板厚方向に板厚の１／４の深さより内部領域（内部領域）に、ＭｇＯを１０～４０質量％、かつ、ＭｎＳを１０．０質量％以下含む平均組成を有し、ＭｎＳのアスペクト比の平均値が１０以下である介在物が存在し、介在物の円相当径の上位１０％の平均値が２．０μｍ以下であることが重要である。
　〔ＭｇＯ：１０～４０質量％〕
　内部領域に存在する介在物の平均組成において、ＭｇＯの含有量は１０質量％以上とする。ＭｇＯの含有量が１０質量％未満の場合、介在物クラスターの生成抑制効果が得られず、耐ＨＩＣ性が劣化するからである。また、内部領域に存在する介在物の平均組成において、ＭｇＯの含有量は４０質量％以下とする。ＭｇＯの含有量が４０質量％超えの場合、介在物クラスターの生成抑制効果が減少し、耐ＨＩＣ性が劣化するからである。
　内部領域に存在する介在物の平均組成におけるＭｇＯの含有量（質量％）は、以下の方法で求める。鋼板の圧延方向に垂直な断面を観察面とし、縦：鋼板の片方の１／４位置から他方の１／４位置まで、横：幅方向に１０ｍｍの矩形の評価領域を設定する。この評価領域の介在物を、粒子解析機能付きの走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて観察する。評価領域内の全ての介在物の各々について、Ｍｇ量（質量％）、Ａｌ量（質量％）、Ｓ量（質量％）、Ｃａ量（質量％）、及びＭｎ量（質量％）を測定し、以下の式（３）によりＭｇＯ（質量％）を求める。
　ＭｇＯ（質量％）＝（ＭｇＯ［ｇ］×１００）／（ＭｇＯ［ｇ］＋Ａｌ２Ｏ３［ｇ］＋ＣａＯ［ｇ］＋ＣａＳ［ｇ］＋ＭｎＳ［ｇ］）　　・・・（３）
　なお、式（３）中、ＭｇＯ［ｇ］、Ａｌ２Ｏ３［ｇ］、ＣａＯ［ｇ］、ＣａＳ［ｇ］、及びＭｎＳ［ｇ］は、それぞれ、介在物に含まれるＭｇ量（質量％）、Ａｌ量（質量％）、Ｓ量（質量％）、Ｃａ量（質量％）、及びＭｎ量（質量％）より算出した介在物中のＭｇＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＣａＯ、ＣａＳ、及びＭｎＳの含有量を示す。この際、Ｍｇ及びＡｌは、それぞれ全てＭｇＯ及びＡｌ２Ｏ３介在物を形成し、Ｃａは、全てＣａＯ－ＣａＳ介在物を形成し、Ｍｎは、全てＭｎＳを形成すると仮定する。
　なお、研磨屑のカーボン粒子など、ＭｇＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＣａＯ、ＣａＳ、及びＭｎＳをいずれも含まない介在物は、測定対象から除外する。また、円相当径が０．４μｍ未満の介在物も、本発明の効果に影響がないため、測定対象から除外する。
　測定対象となる全ての介在物のＭｇＯ（質量％）の合計値を、測定対象となる介在物の数で割った平均値を、平均組成におけるＭｇＯの含有量（質量％）とする。
　〔ＭｎＳ：１０．０質量％以下〕
　内部領域に存在する介在物の平均組成において、ＭｎＳの含有量は１０．０質量％以下とする。ＭｎＳの含有量が１０．０％超えの場合、熱間圧延により伸延するアスペクト比の大きいＭｎＳが内部領域に生成し、内部領域における耐ＨＩＣ性が劣化するからである。ＭｎＳの含有量の下限は特に限定されないが、製造コストの上昇を抑制するため、ＭｎＳの含有量は１．０質量％以上であり得る。
　内部領域に存在する介在物の平均組成におけるＭｎＳの含有量（質量％）は、上記のＭｇＯの含有量（質量％）の測定方法と同様にして求めることができる。すなわち、式（３）中の分母の「ＭｇＯ［ｇ］」を「ＭｎＳ［ｇ］」に置換して、ＭｎＳ（質量％）を求める。そして、測定対象となる全ての介在物のＭｎＳ（質量％）の合計値を、測定対象となる介在物の数で割った平均値を、平均組成におけるＭｎＳの含有量（質量％）とする。
　〔ＭｎＳのアスペクト比の平均値：１０以下〕
　本実施形態において、内部領域に存在する介在物中のＭｎＳのアスペクト比の平均値は１０以下とする。ＭｎＳのアスペクト比の平均値が１０を超えると、ＭｎＳの端部に応力が集中しやすくなるので、内部領域におけるＣＡＲが１．０％を超えてしまうからである。ＭｎＳのアスペクト比の平均値の下限は特に限定されないが、実製造上は、ＭｎＳのアスペクト比の平均値は３以上であり得る。
　内部領域に存在する介在物中のＭｎＳのアスペクト比の平均値は、以下の方法で求める。鋼板の圧延方向に垂直な断面を観察面とし、内部領域の無作為に抽出した箇所（面積：２００ｍｍ２）を評価領域として設定し、粒子解析機能付きの走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて評価領域の介在物を観察する。ＭｎＳは、ＳＥＭでは反射電子像で暗く見えるので、介在物内でＭｎＳを特定できる。長径が１μｍ以上の大きさの介在物を測定対象とする。評価領域に存在する長径が１μｍ以上の介在物中の全てのＭｎＳについて、アスペクト比（長径／短径）を求め、その平均値を「内部領域に存在する介在物中のＭｎＳのアスペクト比の平均値」として採用する。なお、長径は最大フェレー径を意味し、短径は最小フェレー径を意味する。
　内部領域における介在物の個数密度は、１．０個／ｍｍ２以上が好ましく、５０．０個／ｍｍ２以下が好ましい。所望の耐ＨＩＣ性が得られるからである。内部領域における介在物の個数密度は、以下の方法で求める。鋼板の圧延方向に垂直な断面を観察面とし、縦：鋼板の片方の１／４位置から他方の１／４位置まで、横：幅方向に１０ｍｍの矩形の評価領域を設定する。この評価領域の介在物を、粒子解析機能付きの走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて観察する。評価領域に存在する円相当径が０．４μｍ以上の介在物の個数をカウントし、その個数を評価領域の合計面積で除した値を求め、これを「内部領域における介在物の個数密度」として採用する。
　〔介在物の円相当径の上位１０％の平均値：２．０μｍ以下〕
　本実施形態においては、内部領域に存在する介在物の円相当径の上位１０％の平均値が２．０μｍ以下であることが重要である。ここで、「上位１０％」とは、介在物の円相当径の個数分布において、円相当径が大きい方から存在個数で１０％を意味する。かかる１０％の介在物の円相当径の平均値を規定すると、測定範囲内の介在物の中で、ＨＩＣの起点になりうる粗大な介在物を評価できるため、耐ＨＩＣ性向上の指標となる。本実施形態において、内部領域に存在する介在物の円相当径の上位１０％の平均値が２．０μｍを超えると、内部領域での耐ＨＩＣ性が劣化するため、内部領域におけるＨＩＣ試験後の割れ面積率ＣＡＲが１．０％を超えてしまう。本実施形態において、内部領域に存在する介在物の円相当径の上位１０％の平均値の下限は特に限定されないが、製鋼コストの上昇を抑制するため、介在物の円相当径の上位１０％の平均値は０．４μｍ以上であることが好ましい。
　内部領域に存在する介在物の円相当径の上位１０％の平均値は、以下の方法で求める。鋼板の圧延方向に垂直な断面を観察面とし、縦：鋼板の片方の１／４位置から他方の１／４位置まで、横：幅方向に１０ｍｍの矩形の評価領域を設定する。この評価領域の介在物を、粒子解析機能付きの走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて観察する。評価領域に存在する円相当径が０．４μｍ以上の介在物の円相当径を測定し、このうち円相当径の上位１０％の介在物について、その円相当径の平均値を求め、これを「内部領域に存在する介在物の円相当径の上位１０％の平均値」として採用する。
　［耐ＨＩＣ性］
　本実施形態においては、内部領域におけるＨＩＣ試験後の割れ面積率ＣＡＲが１．０％以下であるものとする。これにより、優れた耐ＨＩＣ性を達成できる。本実施形態において、内部領域におけるＨＩＣ試験後の割れ面積率ＣＡＲは０．０％以上であり得る。
　内部領域におけるＨＩＣ試験後の割れ面積率ＣＡＲは、以下の方法で求める。鋼板の圧延方向・幅方向の中心位置から全厚×２０ｍｍ幅×１００ｍｍ長さのサンプルを採取する。ＮＡＣＥ規格　ＴＭ０１７７　Ｓｏｌｕｔｉｏｎ　Ａ溶液を用い、硫化水素分圧：１ｂａｒにて、サンプルを溶液に９６時間浸漬するＨＩＣ試験を実施する。鋼板の内部領域におけるＨＩＣ試験後で割れ面積率（ＣＡＲ）を測定する。具体的には、超音波探傷装置及び水浸型探触子（周波数：１０ＭＨｚ、径：０．３７５インチ、焦点深さ：３インチ）を用いて、鋼板の両面の各々から板厚方向に板厚の１／４の深さより内部の領域に対して、０．１ｍｍピッチで超音波探傷試験を行い、底面波のエコーを１００％になるように増幅度を決定し、鋼板の内部領域における欠陥エコー高さが２５％以上である部分の面積率を割れ面積率（ＣＡＲ）とする。
　［厚さ］
　本実施形態による鋼板は、特に板厚は限定されないが、１２～３９ｍｍの厚さを有することが好ましい。
　（鋼板の製造方法）
　以下、本実施形態による鋼板を製造するための、本発明の一実施形態による鋼板の製造方法について説明する。
　本発明の一実施形態による鋼板の製造方法は、精錬終了後の溶鋼にＭｇ含有物質及びＣａ含有物質を添加する添加工程と、次いで、溶鋼を鋳造して鋼片を得る工程と、次いで、鋼片に熱間圧延を施して鋼板を得る工程と、次いで、鋼板の制御冷却を行う工程と、を有する。
　溶鋼の精錬工程は、従来公知の方法にて行うことができる。例えば、溶銑予備処理後、転炉による一次精錬を行い、その後、溶鋼を転炉から取鍋に出鋼して、取鍋精錬炉にて脱硫処理を行い、さらにＲＨ真空脱ガス装置にて真空脱ガス処理を行う二次精錬を経ることによって、取鍋内の溶鋼の清浄性を高めることができる。なお、耐サワー鋼板の製造方法において、取鍋精錬炉は、溶鋼中のＳ含有量を０．００１０％以下に脱硫処理するために使用されている。また、ＲＨ真空脱ガス装置は、溶鋼中の水素（Ｈ）を除去するとともに、溶鋼中のＡｌ２Ｏ３などの酸化物系非金属介在物を分離・除去するために使用されている。
　［Ｍｇ含有物質及びＣａ含有物質の添加工程］
　Ｍｇ含有物質及びＣａ含有物質の取鍋内溶鋼への添加時期は、上記した精錬工程の終了後から、鋳造を開始するまでとする。これは、強脱酸剤かつ強脱硫剤であるＭｇ及びＣａが、溶存酸素と反応したり、酸化物系非金属介在物を還元したりすることによって消費されることを抑制し、Ｍｇ及びＣａを非金属介在物の形態制御に寄与させるためである。
　本実施形態では、精錬終了後の溶鋼にＭｇ含有物質及びＣａ含有物質を添加する添加工程を、（Ａ）該添加工程の開始時の前記溶鋼の温度が１５８０～１６２０℃の範囲にあり、（Ｂ）前記Ｍｇ含有物質の添加を開始した後に前記Ｃａ含有物質の添加を開始する、又は、前記Ｍｇ含有物質及び前記Ｃａ含有物質の添加を同時に開始する態様で、（Ｃ）Ｍｇ及びＣａの供給速度がそれぞれ１５～３０ｋｇ／分となる条件下にて行うことが重要である。
　Ｍｇ及びＣａは、どちらも蒸気圧の高い元素であり、通常の溶鋼温度で蒸発する。また、Ｍｇ及びＣａは溶鋼のみならず空気との反応性も高い。よって、Ｍｇ及びＣａの蒸発を抑制し、Ｍｇ及びＣａの歩留まりを向上させるために、純金属のＭｇ及びＣａを添加することはなく、Ｍｇ含有物質及びＣａ含有物質を添加する。Ｍｇ含有物質は、Ｍｇを珪素、アルミニウム等から選択される一種以上と合金化したＭｇ合金であることが好ましい。Ｃａ含有物質は、Ｃａを珪素、アルミニウム等から選択される一種以上と合金化したＣａ合金であることが好ましい。取り扱い及び溶鋼との反応性の観点から、Ｍｇ合金のＭｇ純分及びＣａ合金のＣａ純分は、それぞれ５～３０質量％であることが好ましい。また、Ｍｇ含有物質及びＣａ含有物質を同時に添加することは、Ｍｇ及びＣａを同時に含有する物質を添加することを含む。
　Ｍｇ含有物質は、例えば、Ｍｇ合金の粉粒体であってもよく、Ｍｇ合金の粉粒体を薄鋼板で被覆してなる鉄被覆Ｍｇワイヤーであってもよい。Ｃａ含有物質は、例えば、Ｃａ合金の粉粒体であってもよく、Ｃａ合金の粉粒体を薄鋼板で被覆してなる鉄被覆Ｃａワイヤーであってもよい。また、Ｍｇ含有物質及びＣａ含有物質を同時に添加する場合には、鉄被覆Ｍｇワイヤー及び鉄被覆Ｃａワイヤーを個別に添加してもよいが、Ｍｇ及びＣａを同時に含有する物質として、Ｍｇ合金の粉粒体及びＣａ合金の粉粒体を１枚の薄鋼板で被覆してなる鉄被覆Ｍｇ－Ｃａワイヤーを添加してもよい。
　Ｍｇ含有物質及びＣａ含有物質の添加方法は、上記のようなワイヤーを溶鋼に添加する方法であってもよいし、溶鋼に浸漬させたインジェクションランスからＭｇ合金の粉粒体及びＣａ合金の粉粒体を吹き込む方法であってもよい。
　〔添加工程の開始時の溶鋼の温度：１５８０～１６２０℃〕
　添加工程の開始時の溶鋼温度が高すぎると、雰囲気中へのＭｇ及びＣａの蒸発量が増え、Ｍｇ及びＣａの歩留まり（溶鋼中の溶存量）が低下する。他方で、添加工程の開始時の溶鋼温度が低すぎると、蒸発による溶鋼の攪拌が不十分となり、この場合も歩留まりが低下する。また、添加工程の開始時の溶鋼温度が高すぎても低すぎても、介在物の平均組成におけるＭｎＳ含有量が過大となり、内部領域における耐ＨＩＣ性が劣化する。よって、Ｍｇ及びＣａの歩留まりを安定化させ、かつ、耐ＨＩＣ性を確保するため、添加工程の開始時の溶鋼温度は１５８０～１６２０℃の範囲とする。
　〔Ｍｇ含有物質及びＣａ含有物質の添加順序〕
　本実施形態では、Ｍｇ含有物質の添加を開始した後にＣａ含有物質の添加を開始する第１の態様、又は、Ｍｇ含有物質及びＣａ含有物質の添加を同時に開始する第２の態様を採用する。これにより、溶鋼中に適切な量の溶存Ｃａと溶存Ｍｇとを存在させることができる。適切な量の溶鋼中の溶存Ｍｇの影響により、溶鋼中の酸素及び硫黄の活量が減少し、非金属介在物の反応の平衡がＣａＳの生成方向に移動する。ＣａＳの生成が促進され、脱硫作用の向上が達成される。また、Ｍｇと溶鋼中Ｓとの反応及びＭｇと溶鋼中Ｏ（酸素）との反応も進行する。その結果、内部領域に存在する介在物の円相当径の上位１０％の平均値が２．０μｍ以下とすることができる。
　これに対して、Ｃａ含有物質の添加を開始した後にＭｇ含有物質の添加を開始する添加順序では、Ｍｇ含有物質の添加に伴うＭｇＳの生成による脱硫及びＭｇＯの生成による脱酸、並びに、非金属介在物の形態制御の効果は得られない。Ｃａの酸化物及び硫化物は、Ｍｇの酸化物及び硫化物よりも熱力学的に安定だからである。すなわち、内部領域に存在する介在物の円相当径の上位１０％の平均値が２．０μｍ超えとなってしまう。
　なお、Ｍｇ含有物質の添加を開始した後にＣａ含有物質の添加を開始する第１の態様においては、Ｍｇ含有物質及びＣａ含有物質の両方が添加されている期間（すなわち、Ｍｇ含有物質の添加期間とＣａ含有物質の添加期間との重複期間）があってもよいし、Ｍｇ含有物質の添加が終了した後にＣａ含有物質の添加を開始してもよい。つまり、重複期間がなくてもよい。ただし、Ｍｇ含有物質の添加が終了した後にＣａ含有物質の添加を開始するには、生産性及び本発明の効果の観点から、その間隔は短い方が良く、５分以下とすることが好ましい。
　また、Ｍｇ含有物質及びＣａ含有物質の添加を同時に開始する第２の態様の場合、Ｍｇ含有物質及びＣａ含有物質の添加終了も同時であることが好ましい。これを容易に実施する方法として、溶鋼に鉄被覆Ｍｇ－Ｃａワイヤーを添加する方法が挙げられる。ただし、第２の態様であっても、鉄被覆Ｍｇワイヤー及び鉄被覆Ｃａワイヤーを個別に同時に添加開始する方法でもよいことは勿論である。この場合、「同時に添加開始」とは、厳密に秒単位で添加の開始が一致するということを意味するものではなく、投入機械の操業上不可避な添加の開始のずれ（例えば３０秒以内）が許容されるものであることは勿論である。
　〔Ｍｇ及びＣａの供給速度：それぞれ１５～３０ｋｇ／分〕
　Ｍｇ及びＣａの供給速度（Ｍｇ含有物質及びＣａ含有物質の添加速度）が速すぎると、介在物の平均組成におけるＭｇＯ含有量が過大となり、耐ＨＩＣ性が劣化する。他方で、Ｍｇ及びＣａの供給速度（Ｍｇ含有物質及びＣａ含有物質の添加速度）が遅すぎると、介在物の平均組成におけるＭｇＯ含有量が過小となり、やはり耐ＨＩＣ性が劣化する。そのため、本実施形態では、Ｍｇ純分及びＣａ純分の供給速度がそれぞれ１５～３０ｋｇ／分となるようにＭｇ含有物質及びＣａ含有物質を添加する。なお、Ｍｇ純分及びＣａ純分の供給速度は、それぞれ、Ｍｇ含有物質及びＣａ含有物質を添加している期間における、１分間あたりのＭｇ及びＣａの供給量を意味する。
　［鋳造工程］
　本実施形態では、Ｃａ含有物質の添加終了から鋳造開始までの時間が７０分以内である条件下にて、溶鋼を鋳造して、スラブ、ビレット等の鋼片を得ることが重要である。鋳造工程における他の条件は常法によることができる。鋳造工程では、連続鋳造設備による連続鋳造を行うことができる。
　〔Ｃａ含有物質の添加終了から鋳造開始までの時間：７０分以内〕
　取鍋内では、介在物が時間経過に伴って溶鋼中から浮上分離する。介在物の浮上分離は、溶鋼の清浄性向上に寄与するため、従来、Ｃａ含有物質の添加終了から鋳造開始までの時間は１００分以上が通例であった。これに対し、本実施形態では、Ｍｇ含有物質及びＣａ含有物質の添加により生成した介在物が、耐ＨＩＣ性向上に必要である。そのため、溶鋼中から介在物が浮上分離しすぎると、耐ＨＩＣ性が悪化する。したがって、Ｃａ含有物質の添加終了から鋳造開始までの時間は７０分以内とする。当該時間は、好ましくは６０分以内である。当該時間の下限は特に限定されないが、清浄性を考慮すると、当該時間は４０分以上とするのが好ましい。なお、本実施形態において溶鋼の清浄性は、前述したＣａの添加量を満足することで、上述のような時間としても問題のないレベルとなる。
　［熱間圧延工程］
　次いで、鋼片に熱間圧延を施して鋼板を得る。熱間圧延は、鋼片の加熱温度が１０００～１２５０℃であり、クロス圧延比が１０以下であり、粗圧延の圧延パスにおける圧延形状比の平均値が０．５以下である条件下にて行われることが好ましい。熱間圧延工程における他の条件は常法によることができる。
　〔鋼片の加熱温度：１０００～１２５０℃〕
　熱間圧延時の鋼片の加熱温度が１０００℃未満では、Ａｒ３点以上で制御冷却を開始することができず、耐ＨＩＣ性が得られない。このため、鋼片の加熱温度は１０００℃以上とし、好ましくは１０３０℃以上とする。他方で、鋼片の加熱温度が１２５０℃を超えると、エネルギー消費量が増大する。このため、鋼片の加熱温度は１２５０℃以下とし、好ましくは１２００℃以下とする。なお、この温度は加熱炉の炉内温度であり、鋼片は中心部までこの温度に加熱されるものとする。
　〔クロス圧延比：１０以下〕
　本実施形態において、以下の式（４）で定義されるクロス圧延比が１０以下であることが好ましい。クロス圧延比が１０以下であれば、介在物中のＭｎＳの伸長を効果的に防ぐことができ、耐ＨＩＣ性がより向上する。クロス圧延比の下限は特に限定されないが、圧延設備の制約の観点から、クロス圧延比は６以上であり得る。
　クロス圧延比＝圧延方向の圧延比／圧延直角方向の圧延比　　・・・（４）
　なお、「圧延方向の圧延比」は、熱間圧延時にクロス圧延を実施した際の、総圧延に対する圧延方向の圧延比を指す。また、「圧延直角方向の圧延比」は、熱間圧延時にクロス圧延を実施した際の、総圧延に対する圧延直角方向の圧延比を指す。
　〔粗圧延の圧延パスにおける圧延形状比の平均値：０．５以下〕
　本実施形態において、粗圧延の圧延パスにおける圧延形状比の平均値を０．５以下にすることが好ましい。これにより、板厚中心部への圧下が小さくなり、内部領域において圧延によるＭｎＳの伸長を防ぐことができ、内部領域におけるＣＡＲを効率よく１．０％以下にすることができる。他方で、圧延形状比の平均値が０．５を超えた場合、板厚中心部での再結晶粒生成効果は得られるものの、ＭｎＳの伸長を引き起こすので、内部領域における耐ＨＩＣ性が劣化する。圧延形状比の平均値の下限は特に限定されないが、圧延設備の制約の観点から、圧延形状比の平均値は０．３以上であり得る。なお、本実施形態では、粗圧延に続く仕上圧延により、鋼板の板厚中心部における細粒化効果を得ることができる。ここで、圧延形状比の平均値とは、Ｌｄ／ｈｍ、すなわち、｛圧延ロールが鋼板と接触する長さ（ロール接触弧長：Ｌｄ）｝／｛ロール入側の板厚と出側の板厚の平均厚さ：ｈｍ｝の値のことをいい、以下の式（５）で求められる。
　Ｌｄ／ｈｍ＝｛Ｒ（ｈｉ－ｈｏ）｝１／２／｛（ｈｉ＋２ｈｏ）／３｝　　・・・（５）
　なお、Ｒ：各圧延パス時におけるロール半径
　　　ｈｉ：各圧延パス時における入側板厚
　　　ｈｏ：各圧延パス時における出側板厚
である。
　［制御冷却工程］
　次いで、鋼板の制御冷却工程を行う。この工程は、冷却開始時の鋼板表面温度が以下の式（２）により求められるＡｒ３点以上である条件下にて行うことが好ましい。冷却開始時の鋼板表面温度がＡｒ３点未満の場合、冷却前にフェライトが生成して、耐ＨＩＣ性が劣化する可能性がある。このため、冷却開始時の鋼板表面温度をＡｒ３点以上とすることが好ましい。ここで、Ａｒ３点とは、冷却中におけるフェライト変態開始温度を意味し、例えば、鋼の成分から以下の式（２）で求めることができる。なお、鋼板表面温度は放射温度計等で測定することができる。
　Ａｒ３点（℃）＝９１０－３１０［Ｃ］－８０［Ｍｎ］－２０［Ｃｕ］－１５［Ｃｒ］－５５［Ｎｉ］－８０［Ｍｏ］　　・・・（２）
　なお、［Ｘ］は元素Ｘの鋼中含有量（質量％）を意味し、含有しない元素の含有量には０を代入すればよい。制御冷却工程における他の条件は常法によることができる。
　（鋼管）
　本発明の一実施形態による鋼板を、プレスベンド成形、ロール成形、ＵＯＥ成形等で管状に成形した後、突き合わせ部を溶接することにより、本発明の一実施形態による鋼管（ＵＯＥ鋼管、電縫鋼管、スパイラル鋼管等）を製造することができる。本実施形態による鋼管は、原油又は天然ガスの輸送に好適である。
　例えば、ＵＯＥ鋼管は、鋼板の端部を開先加工し、Ｃプレス、Ｕプレス、及びＯプレスで鋼管形状に成形した後、内面溶接及び外面溶接で突き合わせ部をシーム溶接し、さらに必要に応じて拡管工程を経て製造される。また、溶接方法は十分な継手強度と継手靭性が得られる方法であれば、いずれの方法でも良いが、優れた溶接品質と製造能率の観点から、サブマージアーク溶接を用いることが好ましい。また、プレスベンド成形により鋼板を管状に成形した後、突き合せ部をシーム溶接した鋼管に対しても、拡管を実施することができる。
　転炉で溶銑を脱炭精錬して溶鋼を溶製し、溶製した溶鋼を取鍋に出鋼した。転炉出鋼後に金属Ａｌを取鍋内に添加して、溶鋼を脱酸した。
　その後、取鍋に収容された溶鋼を取鍋精錬炉で脱硫処理した。この脱硫処理工程では、ＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３－ＳｉＯ２系フラックスを脱硫剤として使用した。そして、黒鉛電極からのアーク熱により、溶鋼を昇温しかつ前記脱硫剤を滓化させ、溶鋼に浸漬させた浸漬ランスから、攪拌用ガスとして１００～１５０Ｎｍ３／ｈの速度でアルゴンガスを吹き込み、溶鋼と脱硫剤とを攪拌して混合して、脱硫処理を行った。
　さらに、ＲＨ真空脱ガス装置で真空脱ガス精錬を実施した。具体的には、脱ガス処理、溶鋼成分の調整、攪拌による非金属介在物の浮上・分離を行った。上記真空脱ガス精錬の処理時間は２０分とした。
　次いで、ＲＨ真空脱ガス装置での精錬終了後から連続鋳造設備での連続鋳造開始前までの期間に、Ｍｇ含有物質としての鉄被覆Ｍｇワイヤー及びＣａ含有物質としての鉄被覆Ｃａワイヤーを取鍋内溶鋼に添加して、表１に示す成分組成を有する鋼（鋼種Ａ～Ｕ）を得た。各条件における、添加工程の開始時の溶鋼温度と、Ｍｇ含有物質及びＣａ含有物質の添加順序と、Ｍｇ及びＣａの供給速度とを表２に示した。なお、表２中の「Ｍｇ，Ｃａ添加順序」の欄において、「Ｍｇ→Ｃａ」は、鉄被覆Ｍｇワイヤーの添加を開始し、終了した直後に鉄被覆Ｃａワイヤーの添加を開始することを意味し、「Ｃａ→Ｍｇ」は、鉄被覆Ｃａワイヤーの添加を開始し、終了した直後に鉄被覆Ｍｇワイヤーの添加を開始することを意味し、「Ｍｇ，Ｃａ同時」は、鉄被覆Ｍｇ－Ｃａワイヤーを添加することを意味する。
　次いで、連続鋳造により溶鋼を鋳造して、スラブとした。各条件における、Ｃａ含有物質の添加終了から鋳造開始までの時間を表２に示した。
　次いで、表２に示すスラブ加熱温度にスラブを加熱し、表２に示すクロス圧延比及び粗圧延の圧延パスにおける圧延形状比の平均値の条件でスラブを熱間圧延して、表２に示す最終板厚の鋼板とした。次いで、表２に示す冷却開始時の鋼板表面温度にて、鋼板の制御冷却を行った。
　その後、鋼板の端部を開先加工し、Ｃプレス、Ｕプレス、及びＯプレスで鋼管形状に成形した後、突き合わせ部を内面側及び外面側からサブマージアーク溶接でシーム溶接し、拡管工程を経て鋼管にした。なお、上記鋼種Ａ～Ｕから製造された鋼板及び鋼管の成分組成は、鋼素材となった鋼種Ａ～Ｕの成分組成と工業的な誤差範囲内で同一である。なお、表１中、ハイフン（－）の元素については、Ａｒ３（℃）の計算において、その含有量をゼロとして扱う。
　［介在物の評価］
　表２には、既述の方法で求めた「内部領域に存在する介在物の平均組成におけるＭｇＯ及びＭｎＳの含有量」、「内部領域に存在する介在物の円相当径の上位１０％の平均値」、「内部領域における介在物の個数密度」、及び「内部領域に存在する介在物中のＭｎＳのアスペクト比の平均値」を示した。
　［耐ＨＩＣ性の評価］
　表２には、既述の方法で求めた「内部領域におけるＨＩＣ試験後の割れ面積率ＣＡＲ」を示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に示したように、Ｎｏ．１～１０は、成分組成及び製造条件が本発明の適正範囲を満足する発明例である。いずれの例も、内部領域にＭｇＯを１０～４０質量％、かつ、ＭｎＳを１０．０質量％以下含む平均組成を有し、ＭｎＳのアスペクト比の平均値が１０以下である介在物が存在し、介在物の円相当径の上位１０％の平均値が２．０μｍ以下であり、内部領域におけるＨＩＣ試験後の割れ面積率ＣＡＲが１．０％以下であった。
　これに対し、Ｎｏ.１１～１３は、鋼板の成分組成が発明範囲外であるため、中心偏析が助長され、ＣＡＲが所望の値に達しなかった。
　Ｎｏ.１４は、鋼板のＳ含有量が発明範囲よりも多いため、ＭｎＳが過剰に生成し、ＣＡＲが所望の値に達しなかった。
　Ｎｏ.１５は、鋼板のＮｂ含有量が発明範囲よりも多いため、粗大な炭化物が晶出し、ＣＡＲが所望の値に達しなかった。
　Ｎｏ.１６は、鋼板のＮ含有量が発明範囲よりも多いため、粗大な窒化物が生成し、ＣＡＲが所望の値に達しなかった。
　Ｎｏ.１７は、添加工程の開始時の溶鋼の温度が高すぎたため、歩留まりが低下した。その結果、Ｃａ含有量が減少し過ぎて、ＣＡＲが所望の値に達しなかった。なお、歩留まりはばらつきがあり、このＮｏ．１７では、Ｃａ含有量のみが減少した例を示した。
　Ｎｏ.１８は、鋼板のＣａ含有量が発明範囲よりも多いため、鋼の清浄度が低下し、ＣＡＲが所望の値に達しなかった。
　Ｎｏ.１９は、添加工程の開始時の溶鋼の温度が低すぎたため、歩留まりが低下した。その結果、Ｍｇ含有量が減少し過ぎて、ＣＡＲが所望の値に達しなかった。なお、歩留まりはばらつきがあり、このＮｏ．１９では、Ｍｇ含有量のみが減少した例を示した。
　Ｎｏ.２０は、鋼板のＯ含有量が発明範囲よりも多いため、ＣＡＲが所望の値に達しなかった。
　Ｎｏ．２１は、ＡＣＲが１．００に満たないため、粗大なＭｎＳが生成し、ＣＡＲが所望の値に達しなかった。
　Ｎｏ．２２は、クロス圧延が不十分であったため、介在物中のＭｎＳのアスペクト比の平均値が大きくなり、ＣＡＲが所望の値に達しなかった。
　Ｎｏ．２３は、圧延形状比の平均値を大きくした結果、介在物中のＭｎＳのアスペクト比の平均値が大きくなり過ぎて、ＣＡＲが所望の値に達しなかった。
　Ｎｏ．２４は、Ｃａ添加後にＭｇを添加したため、介在物の円相当径の上位１０％の平均値が大きくなり過ぎて、ＣＡＲが所望の値に達しなかった。
　Ｎｏ．２５は、ワイヤーの添加速度が遅すぎた結果、介在物のＭｇＯ含有量が少なくなり過ぎて、ＣＡＲが所望の値に達しなかった。
　Ｎｏ．２６は、Ｃａ添加終了後から鋳造開始までの時間が長かったため、介在物のＭｎＳ含有量が過大となり、介在物の円相当径の上位１０％の平均値が大きくなり過ぎて、ＣＡＲが所望の値に達しなかった。
　Ｎｏ．２７は、ワイヤーの添加速度が速すぎた結果、介在物のＭｇＯ含有量及びＭｎＳ含有量が多くなり過ぎて、ＣＡＲが所望の値に達しなかった。
　本発明によれば、耐ＨＩＣ性に優れる鋼板及び鋼管を提供することができる。

Claims (5)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０３０～０．０８０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．８０～１．８０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００１０％以下、Ａｌ：０．０３０～０．０８０％、Ｎｂ：０．０８０％以下、Ｎ：０．００８０％以下、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、及びＯ：０．０００３～０．００３０％を含有し、以下の式（１）により求められるＡＣＲが１．００以上であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　鋼板の両面の各々から板厚方向に板厚の１／４の深さより内部の領域に、ＭｇＯを１０～４０質量％、かつ、ＭｎＳを１０．０質量％以下含む平均組成を有し、ＭｎＳのアスペクト比の平均値が１０以下である介在物が存在し、
    　前記介在物の円相当径の上位１０％の平均値が２．０μｍ以下であり、
    　前記領域におけるＨＩＣ試験後の割れ面積率ＣＡＲが１．０％以下である
    ことを特徴とする鋼板。
    　ＡＣＲ＝｛［Ｃａ］－（１．２３［Ｏ］－０．０００３６５）｝／（１．２５［Ｓ］）　　・・・（１）
    　なお、［Ｘ］は元素Ｘの鋼中含有量（質量％）を意味する。
  2. 　前記成分組成が、質量％で、Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．３０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．１００％以下、Ｔｉ：０．１００％以下、Ｚｒ：０．０２００％以下、及びＲＥＭ：０．０２００％以下からなる群から選択される１種以上をさらに含有する、請求項１に記載の鋼板。
  3. 　精錬終了後の溶鋼にＭｇ含有物質及びＣａ含有物質を添加する添加工程を、
    　　（Ａ）該添加工程の開始時の前記溶鋼の温度が１５８０～１６２０℃の範囲にあり、
    　　（Ｂ）前記Ｍｇ含有物質の添加を開始した後に前記Ｃａ含有物質の添加を開始する、又は、前記Ｍｇ含有物質及び前記Ｃａ含有物質の添加を同時に開始する態様で、
    　　（Ｃ）Ｍｇ及びＣａの供給速度がそれぞれ１５～３０ｋｇ／分となる
    条件下にて行い、
    　次いで、前記Ｃａ含有物質の添加終了から鋳造開始までの時間が７０分以内である条件下にて、前記溶鋼を鋳造して鋼片を得て、
    　次いで、前記鋼片に熱間圧延を施して、請求項１又は２に記載の鋼板を製造する
    ことを特徴とする鋼板の製造方法。
  4. 　前記熱間圧延は、前記鋼片の加熱温度が１０００～１２５０℃であり、クロス圧延比が１０以下であり、粗圧延の圧延パスにおける圧延形状比の平均値が０．５以下である条件下にて行われ、
    　次いで、冷却開始時の鋼板表面温度が以下の式（２）により求められるＡｒ３点以上である条件下にて、前記鋼板の制御冷却を行う、
    請求項３に記載の鋼板の製造方法。
    　Ａｒ３点（℃）＝９１０－３１０［Ｃ］－８０［Ｍｎ］－２０［Ｃｕ］－１５［Ｃｒ］－５５［Ｎｉ］－８０［Ｍｏ］　　・・・（２）
    　なお、［Ｘ］は元素Ｘの鋼中含有量（質量％）を意味する。
  5. 　請求項１又は２に記載の鋼板を用いた鋼管。
     
PCT/JP2023/042390 2022-11-29 2023-11-27 鋼板及びその製造方法並びに鋼管 WO2024117085A1 (ja)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2022-190780 2022-11-29
JP2022190780 2022-11-29

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2024117085A1 true WO2024117085A1 (ja) 2024-06-06

Family

ID=91324027

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2023/042390 WO2024117085A1 (ja) 2022-11-29 2023-11-27 鋼板及びその製造方法並びに鋼管
PCT/JP2023/042388 WO2024117084A1 (ja) 2022-11-29 2023-11-27 鋼板及びその製造方法並びに鋼管

Family Applications After (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2023/042388 WO2024117084A1 (ja) 2022-11-29 2023-11-27 鋼板及びその製造方法並びに鋼管

Country Status (1)

Country Link
WO (2) WO2024117085A1 (ja)

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010077492A (ja) * 2008-09-26 2010-04-08 Jfe Steel Corp ラインパイプ用鋼管及びその製造方法
WO2015012317A1 (ja) * 2013-07-25 2015-01-29 新日鐵住金株式会社 ラインパイプ用鋼板及びラインパイプ
WO2016104528A1 (ja) * 2014-12-26 2016-06-30 株式会社神戸製鋼所 耐水素誘起割れ性と靭性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管
CN112226699A (zh) * 2020-10-28 2021-01-15 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 一种抗酸性管线钢的生产方法
CN113564464A (zh) * 2021-06-29 2021-10-29 武汉钢铁有限公司 一种25.4mm热连轧极限规格管线钢板卷及其制造方法

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5745222B2 (ja) * 2006-10-06 2015-07-08 エクソンモービル アップストリーム リサーチ カンパニー ラインパイプ用複合組織鋼を製造する方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010077492A (ja) * 2008-09-26 2010-04-08 Jfe Steel Corp ラインパイプ用鋼管及びその製造方法
WO2015012317A1 (ja) * 2013-07-25 2015-01-29 新日鐵住金株式会社 ラインパイプ用鋼板及びラインパイプ
WO2016104528A1 (ja) * 2014-12-26 2016-06-30 株式会社神戸製鋼所 耐水素誘起割れ性と靭性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管
CN112226699A (zh) * 2020-10-28 2021-01-15 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 一种抗酸性管线钢的生产方法
CN113564464A (zh) * 2021-06-29 2021-10-29 武汉钢铁有限公司 一种25.4mm热连轧极限规格管线钢板卷及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
WO2024117084A1 (ja) 2024-06-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP4673343B2 (ja) 耐食性、溶接性および表面性状に優れるステンレス鋼板およびその製造方法
JP2021509446A (ja) 圧力容器用鋼材及びその製造方法
JP6990337B1 (ja) 表面性状に優れたＮｉ基合金およびその製造方法
JP4025171B2 (ja) 耐食性、溶接性および表面性状に優れるステンレス鋼およびその製造方法
JP6565719B2 (ja) 溶接熱影響部靱性に優れた厚板鋼材
JP6036645B2 (ja) 低温靭性に優れたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法
JP6222806B2 (ja) 耐脆化性に優れる高耐食二相ステンレス鋼
TWI752837B (zh) 不鏽鋼、不鏽鋼材及不鏽鋼的製造方法
JP5708349B2 (ja) 溶接熱影響部靭性に優れた鋼材
JP2010507021A (ja) 溶接部の加工性及び鋼材の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法
WO2024117085A1 (ja) 鋼板及びその製造方法並びに鋼管
WO2024117082A1 (ja) 鋼板及びその製造方法並びに鋼管
JP7028376B1 (ja) 高清浄度鋼の製造方法
WO2024117083A1 (ja) 鋼板及びその製造方法並びに鋼管
JP7207199B2 (ja) 鋼材及びその製造方法
JP3156523B2 (ja) 耐水素誘起割れ用鋼材の製造方法
KR100825632B1 (ko) 용접부의 가공성 및 강재의 내식성이 우수한 페라이트계스테인리스강 및 그 제조방법
JP4385991B2 (ja) 清浄鋼およびその製造方法
RU2747083C1 (ru) Способ производства электросварной трубы из низкоуглеродистой стали, стойкой против водородного растрескивания (варианты)
KR100825630B1 (ko) 용접부의 가공성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그제조방법
JP7031634B2 (ja) 耐サワー鋼材の製造方法
JP2020084250A (ja) 継目無鋼管用鋼材
KR20080053718A (ko) 용접부의 저온 가공성이 우수한 페라이트계 스테인리스강
TWI748883B (zh) 鏡面研磨性優異的不鏽鋼及其製造方法
JP7469632B2 (ja) 鋼材及びその製造方法