JP2006063351A - 耐水素誘起割れ性に優れた高強度鋼板および製造方法、並びにラインパイプ用鋼管 - Google Patents
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Abstract
【課題】ＡＰＩ規格のＸ５２グレード以上の高強度を備えるとともに、過酷なＮＡＣＥ条件であっても、優れた耐ＨＩＣ性を発揮できる高強度鋼板を安定して製造する。
【解決手段】（１）Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｏ（酸素）、ＮおよびＣａ等の成分を含有し、Ｃａ／Ｓが２以上であり、不純物のうちＳ、Ｏ（酸素）、Ｎと結合して介在物を形成する元素の含有量の合計が０．０１％以下であり、かつ前記Ｓ、Ｏ（酸素）、Ｎと結合した介在物およびＮｂ−Ｔｉ−Ｃ−Ｎ系介在物のいずれの介在物であってもその大きさが５μｍを超えない高強度鋼板である。（２）上記組成の鋼材を用い、鋼材中心部の温度が１１２５℃以上になるように加熱し、熱間圧延に際して各圧延パスでの圧下率を１０％以上として仕上げ圧延を行った後、Ａｒ3点＋２０℃以上から冷却を開始し、冷却速度を５〜５０℃／秒とし５５０℃以下で水冷を停止する高強度鋼板の製造方法である。
【選択図】図２
【解決手段】（１）Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｏ（酸素）、ＮおよびＣａ等の成分を含有し、Ｃａ／Ｓが２以上であり、不純物のうちＳ、Ｏ（酸素）、Ｎと結合して介在物を形成する元素の含有量の合計が０．０１％以下であり、かつ前記Ｓ、Ｏ（酸素）、Ｎと結合した介在物およびＮｂ−Ｔｉ−Ｃ−Ｎ系介在物のいずれの介在物であってもその大きさが５μｍを超えない高強度鋼板である。（２）上記組成の鋼材を用い、鋼材中心部の温度が１１２５℃以上になるように加熱し、熱間圧延に際して各圧延パスでの圧下率を１０％以上として仕上げ圧延を行った後、Ａｒ3点＋２０℃以上から冷却を開始し、冷却速度を５〜５０℃／秒とし５５０℃以下で水冷を停止する高強度鋼板の製造方法である。
【選択図】図２
Description
本発明は、耐水素誘起割れ性（以下、単に「耐ＨＩＣ性」という）に優れた高強度鋼板およびその製造方法に関し、さらに、ＡＰＩ（米国石油協会）規格のＸ５２グレード（降伏応力で５２ｋｓｉ以上；（１ｋｓｉ＝６．８９ＭＰａ））の高強度を有し、天然ガス等の輸送に使用されるラインパイプ用鋼管に関するものである。
近年、世界的なエネルギー事情に対応し、天然ガスの需要は増加を辿る一方であるが、開発されるガス井の環境が過酷化するにともなって、採掘される天然ガス中に硫化水素が含まれる場合が多くなっている。このため、天然ガス等を輸送するラインパイプ用鋼管は、海水等の水が共存した硫化水素環境に晒されるようになる。
このような硫化水素（Ｈ2Ｓ）が共存する環境下では、鋼管表面が腐食することによる鋼中への水素の侵入が、共存するＨ2Ｓの触媒作用により促進されるため、外部からの応力が作用しない場合にも、いわゆる水素誘起割れ（以下、「ＨＩＣ」という）を生じ易くなる。すなわち、ＨＩＣは、Ｈ2Ｓが存在する環境下で水素（Ｈ2）が鋼中に侵入すると、鋼内部の析出サイトにおいて水素原子がガス化し、その水素ガス分圧が鋼管の降伏応力に達したときに発生する。
このＨＩＣの発生起点は、主に鋼中の非金属介在物（以下、単に「介在物」という）が要因となるが、ＭｎまたはＰの偏析による、マルテンサイト組織（硬化組織）も局部的に水素濃度が高くなる組織であり、このような偏析組織を有する鋼においてもＨＩＣが発生する。従来から、ＨＩＣの発生起点をなくす観点から、耐ＨＩＣ性を向上させる対策のうち代表的な方法として、次（ａ）〜（ｄ）の提案がなされている。
（ａ）ＣａやＲＥＭ等の添加を行うことにより、硫化物の形態をＭｎＳから熱間圧延時に延伸し難いＣａＳやＲＥＭ硫化物とし、熱間圧延後も球状化状態を保ち、耐ＨＩＣ性を向上させる方法（特許文献１参照）。
（ｂ）ＭｎおよびＰ濃度の高くなる鋼材の中心偏析部では、硬化組織が形成されＨＩＣ感受性が高くなることから、ＭｎおよびＰ含有量を減少するか、または熱間圧延前にソーキング（均熱拡散）を行って中心偏析を拡散させ偏析を軽減する方法（特許文献２参照）。
（ｃ）鋼板の圧延段階で加速冷却を行い、または加工熱処理（ＴＭＣＰ）を施すことにより、偏析部のミクロ組織を改善し金属組織を均一化して割れ抵抗性を増大させる方法（特許文献３参照）。
（ｄ）鋼の成分としてＣｕを添加することにより、湿潤硫化水素環境における鋼中への水素侵入を抑制し、鋼表面での腐食作用を抑制する方法。
（ａ）ＣａやＲＥＭ等の添加を行うことにより、硫化物の形態をＭｎＳから熱間圧延時に延伸し難いＣａＳやＲＥＭ硫化物とし、熱間圧延後も球状化状態を保ち、耐ＨＩＣ性を向上させる方法（特許文献１参照）。
（ｂ）ＭｎおよびＰ濃度の高くなる鋼材の中心偏析部では、硬化組織が形成されＨＩＣ感受性が高くなることから、ＭｎおよびＰ含有量を減少するか、または熱間圧延前にソーキング（均熱拡散）を行って中心偏析を拡散させ偏析を軽減する方法（特許文献２参照）。
（ｃ）鋼板の圧延段階で加速冷却を行い、または加工熱処理（ＴＭＣＰ）を施すことにより、偏析部のミクロ組織を改善し金属組織を均一化して割れ抵抗性を増大させる方法（特許文献３参照）。
（ｄ）鋼の成分としてＣｕを添加することにより、湿潤硫化水素環境における鋼中への水素侵入を抑制し、鋼表面での腐食作用を抑制する方法。
通常、耐ＨＩＣ性の評価は、いわゆるＮＡＣＥ浴を用いて行われる。ところが、前述の通り、Ｈ2Ｓ濃度の高い過酷な環境におかれるガス井にまでが開発の対象になってくると、ラインパイプ用等の鋼材に対し、さらにｐＨが低くかつ硫化水素圧力の高い環境条件が課せられるようになる。このため、より過酷な環境条件における事故防止の観点から、上記ＮＡＣＥ浴による耐ＨＩＣ性の評価規格が一段と厳しいものになる。
例えば、従来の耐ＨＩＣ性の評価では、比較的温和なＮＡＣＥ ＴＭ−０２８浴（ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ｂ：人工海水、１気圧Ｈ2Ｓ飽和、ｐＨ約５．５）を用いた方式から、新たな評価規格では、低いｐＨでより過酷なＮＡＣＥ ＴＭ−０２８４浴（ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ａ：５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨＯＯＨ、１気圧Ｈ2Ｓ飽和、ｐＨ約３）を用いた厳しい方式になる。
このように、評価規格が厳しくなり、上記のＮＡＣＥ ＴＭ−０２８４浴（ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ａ）用いた評価方式になると、前述の従来法では、十分な効果を発揮することができなくなることがある。
まず、上記（ａ）のＣａやＲＥＭ等の添加による硫化物の形態制御では、不純物が集積しやすい鋼材の中心部ではＭｎＳの完全な球状化が困難であり、ＭｎＳの完全球状化を図るため、ＣａやＲＥＭを多量に添加すると、鋼材の中心部以外のクラスター状介在物が増加し、耐ＨＩＣ性が悪化することがある。
次に、上記（ｂ）に基づくＭｎ含有量の減少による方法では、Ｐ、Ｓ量の低減を前提としても、鋼材の強度確保の面から限度があり、厳しい評価規格ではなおさら対応が困難になる。また、偏析拡散を図るソーキングは、余分な工程となり、製造コストの増加要因となる。
さらに、上記（ｃ）での熱間圧延後の加速冷却、または加工熱処理（ＴＭＣＰ）は、偏析部におけるミクロ組織の改善には所定の効果を達成することができるが、前者は大量生産時の能力面で限度があり、また後者においても制御能力に自ずと限度がある。
上記（ｄ）で鋼の成分としてＣｕを添加する方法は、従来の評価方式によれば、鋼板表面にＣｕ皮膜を形成させてＨ2の侵入量を抑える役割を果たすが、新たな評価規格に基づく低ｐＨによる評価方式ではＣｕ皮膜が形成されず効果が発揮されない。
図１は、耐ＨＩＣ性の評価方法を説明する図であり、（ａ）はＮＡＣＥ浴へ浸漬した後のＨＩＣ試験片の全体構成を示す斜視図であり、（ｂ）はＨＩＣ試験片の切断面を示す斜視図である。耐ＨＩＣ性に関する一般的な評価基準は、「ＮＡＣＥ浴中に９６ｈｒ浸漬した時の幅方向の割れ長さ率（ＣＬＲ）または割れ厚み率（ＣＴＲ）が５〜１５％以下」とするものである。
このため、ＨＩＣ試験片１として母材厚Ｔ×２０ｍｍ幅Ｗ×１００ｍｍ長Ｌが採取され、これをＮＡＣＥ浴に９６ｈｒ浸漬したのち、試験片１の長手方向に２５ｍｍピッチＰ間隔で切断し、得られた３箇所の断面から、ＨＩＣ欠陥２の大きさを割れ長さ率（ＣＬＲ）および割れ厚さ率（ＣＴＲ）に基づいて判断する。ちなみに、割れ長さ率（ＣＬＲ）および割れ厚み率（ＣＴＲ）は、下記（ｄ）式および（ｅ）式によって算出される。
ＣＬＲ＝Σａ（割れ長さ）／Ｗ（試験片幅）×１００％ ・・・ （ｄ）
ＣＴＲ＝Σｂ（割れ厚さ）／Ｔ（母材厚）×１００％ ・・・ （ｅ）
最近においては、上記のＮＡＣＥ評価基準をクリアする鋼板や鋼管に関する開発がなされるようになる。代表的な先行技術として下記の特許文献４〜６に記載の技術が挙げられるが、いずれも所定のＮＡＣＥ評価基準をクリアする特性を具備するものである。
ＣＴＲ＝Σｂ（割れ厚さ）／Ｔ（母材厚）×１００％ ・・・ （ｅ）
最近においては、上記のＮＡＣＥ評価基準をクリアする鋼板や鋼管に関する開発がなされるようになる。代表的な先行技術として下記の特許文献４〜６に記載の技術が挙げられるが、いずれも所定のＮＡＣＥ評価基準をクリアする特性を具備するものである。
特許文献４では、低Ｃ−低Ｍｎ−Ｃｒ鋼を用い、フェライトとベイナイトの２相組織を有することで、優れた耐食性（耐ＨＩＣ性、耐硫化物応力腐食割れ性、耐炭酸ガス腐食性）とＡＰＩ規格のＸ８０グレードを満足する高い強度を兼備した鋼材を安定して製造する方法が開示されている。
また、特許文献５では、低Ｍｎ−Ｃｒ鋼を用いて、介在物の圧延断面方向の最大長さと中心偏析帯の最高硬さ（Ｈｖ）を規定することにより、炭酸ガスおよび硫化水素の共存環境下において優れた耐食性（耐ＨＩＣ性、耐炭酸ガス腐食性、耐応力腐食割れ性）を有するラインパイプ用鋼板および鋼管を製造する方法が開示されている。
さらに、特許文献６では、特定成分からなる鋼組成を有し、板厚中心部におけるＭｎ偏析度とＰ偏析度とを規定することによって、板厚が１６．０ｍｍ以下であるとともに、強度がＡＰＩ規格のＸ５６グレード以下である耐ＨＩＣ性に優れた薄肉鋼板を製造する方法が開示されている。
ところが、前記図１に示す耐ＨＩＣ性の評価方法では、ＮＡＣＥ浴に浸漬試験した後、ＨＩＣ欠陥２の有無に拘わらず、長手方向に２５ｍｍピッチＰ間隔で切断するため、ＨＩＣの発生を見落とすことがある。このようなＨＩＣ欠陥２の見落としをなくし、耐ＨＩＣ性の評価基準を厳しくするため、ＨＩＣ欠陥の検出に超音波探傷を用いることになる。
すなわち、ＮＡＣＥ浴に浸漬した後のＨＩＣ試験片１を超音波検査し、長手方向の間隔に関係なく、ＨＩＣ欠陥２が認められた箇所を切断し、得られた３箇所の断面からＣＬＲおよびＣＴＲを算出し判断する。試験片に多数のＨＩＣ欠陥が認められた場合には、欠陥が多発している順に３箇所の切断位置を選択することにしている。
上記特許文献４〜６に例示される先行技術であっても、鋼中に存在する介在物等に起因するＨＩＣ欠陥を完全になくすことは困難である。このため、特許文献４〜６に開示される鋼板や鋼管であっても、従来の耐ＨＩＣ性の評価方法によればＮＡＣＥ評価基準をクリアできるものの、超音波検査による耐ＨＩＣ性の評価方法ではＮＡＣＥ評価基準をクリアできない場合がある。したがって、このような厳しい試験による評価基準をクリアするには、鋼中の清浄度を上げ、ＨＩＣの起点となる介在物を徹底的に減少させる必要がある。
優れた耐ＨＩＣ性を発揮する鋼板であっても、耐ＨＩＣ性に優れる鋼板をラインパイプ用鋼管として用いる場合に、天然ガス等の輸送効率の観点から操業圧のアップが図られることから、一定の強度を保証することが要求される。このため、ラインパイプ用の鋼材として、少なくともＡＰＩ規格のＸ５２グレード（降伏応力で５２ｋｓｉ以上）の高強度を確保することが必要になる。
本発明は、上述したラインパイプ用鋼板や鋼管の過酷な使用環境や、それに基づく厳しい評価要請に鑑みなされたものであり、低ｐＨのＮＡＣＥ浴を用いた条件で、しかも超音波探傷による厳格な検査方法によっても、優れたＨＩＣ特性を発揮するとともに、ＡＰＩ規格のＸ５２グレード以上を確保できる高強度鋼板、その製造方法、およびその鋼板を成形したラインパイプ用鋼管を提供すること目的としている。
本発明者は、上記の課題を解決するため、種々の検討を重ねた結果、耐ＨＩＣ性に優れたラインパイプ用の鋼材に関し、次の（ａ）〜（ｅ）に記載する知見を得ることができた。
（ａ）前述の通り、ＨＩＣは鋼材中のＭｎＳなどの介在物および中心偏析部の硬化組織を起点に発生するため、Ｃ、Ｍｎ、ＰおよびＳの含有を低減し、かつ強度および靭性が確保できるように最適な成分設計を行うことが、耐ＨＩＣ性を向上させるのに有効な技術である。
（ｂ）破面観察の結果によれば、ＨＩＣの起点となる介在物としては、ＭｎＳ以外にＮｂ−Ｔｉ−Ｃ−Ｎ系介在物の存在がある。このＮｂ−Ｔｉ−Ｃ−Ｎ系介在物は板厚中心部付近で発生し易く、この介在物を起点にＨＩＣが発生する場合は、偏析線に沿って割れが伝播する。
（ｃ）ＨＩＣの起点となる介在物であって、その大きさが５μｍ以上になると、介在物に吸着する水素吸着量の増加が顕著になり、ＨＩＣの発生頻度が高くなる。一方、介在物が残存しても微小になると、水素吸着量が少なくなり、ＨＩＣの発生頻度は著しく軽減される。
（ｄ）鋼材の加熱に際し、鋼材の中心温度を最適化することにより、鋼材の中心部に存在するＮｂ−Ｔｉ−Ｃ−Ｎ系介在物を完全に固溶することで可能であり、介在物の固溶にともなってＨＩＣが発生しない領域を確保することができる。
（ｅ）熱間圧延後の冷却に際し、冷却停止温度を最適な範囲にすることにより、板厚方向に均一な組織を形成し、かつＨＩＣの亀裂伝播に影響を及ぼす中心偏析を無くすことが可能になり、耐ＨＩＣ性を改善することができる。
（ａ）前述の通り、ＨＩＣは鋼材中のＭｎＳなどの介在物および中心偏析部の硬化組織を起点に発生するため、Ｃ、Ｍｎ、ＰおよびＳの含有を低減し、かつ強度および靭性が確保できるように最適な成分設計を行うことが、耐ＨＩＣ性を向上させるのに有効な技術である。
（ｂ）破面観察の結果によれば、ＨＩＣの起点となる介在物としては、ＭｎＳ以外にＮｂ−Ｔｉ−Ｃ−Ｎ系介在物の存在がある。このＮｂ−Ｔｉ−Ｃ−Ｎ系介在物は板厚中心部付近で発生し易く、この介在物を起点にＨＩＣが発生する場合は、偏析線に沿って割れが伝播する。
（ｃ）ＨＩＣの起点となる介在物であって、その大きさが５μｍ以上になると、介在物に吸着する水素吸着量の増加が顕著になり、ＨＩＣの発生頻度が高くなる。一方、介在物が残存しても微小になると、水素吸着量が少なくなり、ＨＩＣの発生頻度は著しく軽減される。
（ｄ）鋼材の加熱に際し、鋼材の中心温度を最適化することにより、鋼材の中心部に存在するＮｂ−Ｔｉ−Ｃ−Ｎ系介在物を完全に固溶することで可能であり、介在物の固溶にともなってＨＩＣが発生しない領域を確保することができる。
（ｅ）熱間圧延後の冷却に際し、冷却停止温度を最適な範囲にすることにより、板厚方向に均一な組織を形成し、かつＨＩＣの亀裂伝播に影響を及ぼす中心偏析を無くすことが可能になり、耐ＨＩＣ性を改善することができる。
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、下記（１）〜（３）の高強度鋼板、および（４）の高強度鋼板の製造方法、並びに（５）のラインパイプ用鋼管を要旨としている。
（１）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０９％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜１．３５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｏ（酸素）：０．００５０％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％およびＣａ：０．００１〜０．００５％を含有し、Ｃａ／Ｓが２以上であり、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼組成を有し、前記不純物のうちＳ、Ｏ（酸素）、Ｎと結合して介在物を形成する元素の含有量の合計が０．０１％以下であり、かつ前記Ｓ、Ｏ（酸素）、Ｎと結合した介在物およびＮｂ−Ｔｉ−Ｃ−Ｎ系介在物のいずれの介在物であってもその大きさが５μｍを超えないことを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた高強度鋼板である。
（２）上記（１）の耐ＨＩＣ性に優れた高強度鋼板では、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜１．５％、Ｎｉ：０．０１〜２．５％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．１％およびＢ：０．００００５〜０．００２０％のうち１種または２種以上を含有するのが望ましい。
（３）上記（１）または（２）に記載の鋼組成を有し、下記（ａ）式に示す中心偏析部の硬度ＳＨＶが３３０以下であることを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた高強度鋼板である。
（１）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０９％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜１．３５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｏ（酸素）：０．００５０％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％およびＣａ：０．００１〜０．００５％を含有し、Ｃａ／Ｓが２以上であり、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼組成を有し、前記不純物のうちＳ、Ｏ（酸素）、Ｎと結合して介在物を形成する元素の含有量の合計が０．０１％以下であり、かつ前記Ｓ、Ｏ（酸素）、Ｎと結合した介在物およびＮｂ−Ｔｉ−Ｃ−Ｎ系介在物のいずれの介在物であってもその大きさが５μｍを超えないことを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた高強度鋼板である。
（２）上記（１）の耐ＨＩＣ性に優れた高強度鋼板では、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜１．５％、Ｎｉ：０．０１〜２．５％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．１％およびＢ：０．００００５〜０．００２０％のうち１種または２種以上を含有するのが望ましい。
（３）上記（１）または（２）に記載の鋼組成を有し、下記（ａ）式に示す中心偏析部の硬度ＳＨＶが３３０以下であることを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた高強度鋼板である。
ＳＨＶ＝４４２×Ｃ＋７０×Ｓｅｇ．Ｍｎ＋１８８×Ｓｅｇ．Ｐ＋１２２・・・（ａ）
ここで、元素は質量％で示し、Ｓｅｇ．Ｍｎは中心偏析部のＭｎ濃度であり、下記（ｂ）式で示す
Ｓｅｇ．Ｍｎ＝９×Ｃ＋１．５×Ｍｎ−０．１７ ・・・ （ｂ）
また、Ｓｅｇ．Ｐは中心偏析部のＰ濃度であり、下記（ｃ）式で示す
Ｓｅｇ．Ｐ＝０．９×Ｃ＋７×Ｐ−０．０３ ・・・ （ｃ）
（４）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の鋼組成を有する鋼材を用い、鋼材中心部の温度が１１２５℃以上になるように加熱し、熱間圧延に際して各圧延パスでの圧下率を１０％以上として仕上げ圧延を行った後、Ａｒ3点＋２０℃以上から冷却を開始し、冷却速度を５〜５０℃／秒とし５５０℃以下で水冷を停止することを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた高強度鋼板の製造方法である。
（５）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の鋼板を用いて成形したラインパイプ用鋼管である。
ここで、元素は質量％で示し、Ｓｅｇ．Ｍｎは中心偏析部のＭｎ濃度であり、下記（ｂ）式で示す
Ｓｅｇ．Ｍｎ＝９×Ｃ＋１．５×Ｍｎ−０．１７ ・・・ （ｂ）
また、Ｓｅｇ．Ｐは中心偏析部のＰ濃度であり、下記（ｃ）式で示す
Ｓｅｇ．Ｐ＝０．９×Ｃ＋７×Ｐ−０．０３ ・・・ （ｃ）
（４）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の鋼組成を有する鋼材を用い、鋼材中心部の温度が１１２５℃以上になるように加熱し、熱間圧延に際して各圧延パスでの圧下率を１０％以上として仕上げ圧延を行った後、Ａｒ3点＋２０℃以上から冷却を開始し、冷却速度を５〜５０℃／秒とし５５０℃以下で水冷を停止することを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた高強度鋼板の製造方法である。
（５）上記（１）〜（３）のいずれかに記載の鋼板を用いて成形したラインパイプ用鋼管である。
本発明の高強度鋼板、およびその製造方法によれば、ＡＰＩ規格のＸ５２グレード以上の高強度を備えるとともに、低ｐＨのＮＡＣＥ浴を用いた条件で、しかも超音波探傷による厳格な検査方法によっても、優れた耐ＨＩＣ性を発揮する鋼板を提供することができる。これにより、例えば、過酷な条件下で使用するラインパイプ用鋼管として供した場合に、高い信頼性が得られ、天然ガス等の輸送用として広く適用することができる。
本発明において鋼組成および製造条件を上述のように限定した理由について、それぞれ項分けして説明する。以下の説明において、特にことわらない限り、「％」は質量％を意味する。
１．鋼板の化学組成
Ｃ：０．０２〜０．０９％
Ｃは、強度を確保する上で必要な元素である。その含有量が０．０２％未満であると、必要な強度が得られず、一方、０．０９％を超えると、素材および溶接継手部の靱性が劣化する。このため、Ｃ含有量は０．０２〜０．０９％としたが、０．０３〜０．０７％に調整するのが望ましい。
１．鋼板の化学組成
Ｃ：０．０２〜０．０９％
Ｃは、強度を確保する上で必要な元素である。その含有量が０．０２％未満であると、必要な強度が得られず、一方、０．０９％を超えると、素材および溶接継手部の靱性が劣化する。このため、Ｃ含有量は０．０２〜０．０９％としたが、０．０３〜０．０７％に調整するのが望ましい。
Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは無添加でもよいが、鋼の溶製時に脱酸剤として作用するとともに強度の向上に有効である。これらの効果を得るために積極的に添加する場合、その下限は、０．０１％とするのが望ましい。一方、その含有量が０．５％を超えると、島状マルテンサイトの生成が促進され、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靱性劣化をもたらす。このため、Ｓｉ含有量は０．５％以下としたが、０．３５％以下とするのが望ましい。
Ｓｉは無添加でもよいが、鋼の溶製時に脱酸剤として作用するとともに強度の向上に有効である。これらの効果を得るために積極的に添加する場合、その下限は、０．０１％とするのが望ましい。一方、その含有量が０．５％を超えると、島状マルテンサイトの生成が促進され、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靱性劣化をもたらす。このため、Ｓｉ含有量は０．５％以下としたが、０．３５％以下とするのが望ましい。
Ｍｎ：０．５０〜１．３５％
Ｍｎは脱酸剤として、または素材の強度と靱性を向上させる元素として有効である。本発明が対象とするＡＰＩ規格のＸ５２グレード以上の素材強度を確保するには、０．５０％以上のＭｎ含有量が必要である。一方、その含有が１．３５％を超えると、中心偏析部の硬度上昇にともなって耐ＨＩＣ性の劣化が顕著になる。このため、Ｍｎ含有量は０．５０〜１．３５％した。望ましい含有量は、０．８０〜１．３０％である。
Ｍｎは脱酸剤として、または素材の強度と靱性を向上させる元素として有効である。本発明が対象とするＡＰＩ規格のＸ５２グレード以上の素材強度を確保するには、０．５０％以上のＭｎ含有量が必要である。一方、その含有が１．３５％を超えると、中心偏析部の硬度上昇にともなって耐ＨＩＣ性の劣化が顕著になる。このため、Ｍｎ含有量は０．５０〜１．３５％した。望ましい含有量は、０．８０〜１．３０％である。
Ｐ：０．０１０％以下
Ｐは不純物であるが、中心偏析を助長するなどの作用があり、耐ＨＩＣ性を劣化させる。このため、Ｐの含有は０．０１０％以下とし、０．００８％以下に調整するのがさらに望ましい。
Ｐは不純物であるが、中心偏析を助長するなどの作用があり、耐ＨＩＣ性を劣化させる。このため、Ｐの含有は０．０１０％以下とし、０．００８％以下に調整するのがさらに望ましい。
Ｓ：０．００２％以下
Ｓは不純物であり、多量に存在する場合には溶接割れの原因となり、ＭｎＳ等の割れの起点となり得る介在物を形成する。また、ＨＡＺ部の靱性確保に影響のない程度に、その含有量を止めるため、０．００２％以下としたが、望ましくは０．００１％以下である。
Ｓは不純物であり、多量に存在する場合には溶接割れの原因となり、ＭｎＳ等の割れの起点となり得る介在物を形成する。また、ＨＡＺ部の靱性確保に影響のない程度に、その含有量を止めるため、０．００２％以下としたが、望ましくは０．００１％以下である。
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％
Ｎｂは、微細な炭窒化物を形成し、強度を上昇させる効果を有する。この効果を得るには、その含有量を０．００５％以上とする必要があり、一方、０．１０％を超えて含有すると、脆化が顕著となる。このため、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．１０％とし、望ましくは０．０３０〜０．０５０％である。
Ｎｂは、微細な炭窒化物を形成し、強度を上昇させる効果を有する。この効果を得るには、その含有量を０．００５％以上とする必要があり、一方、０．１０％を超えて含有すると、脆化が顕著となる。このため、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．１０％とし、望ましくは０．０３０〜０．０５０％である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは、微細な窒化物を形成することによってオーステナイト粒の粗大化を防止し、靱性を向上させるのに有効である。この効果を得るには０．００５％以上を含有させる必要がある。一方、その含有が０．０２５％を超えると、炭化物の析出によって靱性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．０２５％した。望ましい含有量は、０．００５〜０．０１５％である。
Ｔｉは、微細な窒化物を形成することによってオーステナイト粒の粗大化を防止し、靱性を向上させるのに有効である。この効果を得るには０．００５％以上を含有させる必要がある。一方、その含有が０．０２５％を超えると、炭化物の析出によって靱性が低下する。そのため、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．０２５％した。望ましい含有量は、０．００５〜０．０１５％である。
Ａｌ：０．００５〜０．０５％以下
Ａｌは、Ｓｉと同様に、脱酸剤として有効な元素である。その含有量が０．００５％未満であると、充分な脱酸ができず母材の靭性が劣化し、０．０５％を超えると鋼の清浄度が低下する。そのため、Ａｌの含有を０．００５〜０．０５％の範囲に限定した。
Ａｌは、Ｓｉと同様に、脱酸剤として有効な元素である。その含有量が０．００５％未満であると、充分な脱酸ができず母材の靭性が劣化し、０．０５％を超えると鋼の清浄度が低下する。そのため、Ａｌの含有を０．００５〜０．０５％の範囲に限定した。
Ｏ（酸素）：０．００５０％以下
Ｏは、ＨＩＣの発生起点となる酸化物系介在物のクラスターを生成する。このクラスター生成を極力低減するため、Ｏ含有量を極力低減する必要があり、０．００５％以下とした。
Ｏは、ＨＩＣの発生起点となる酸化物系介在物のクラスターを生成する。このクラスター生成を極力低減するため、Ｏ含有量を極力低減する必要があり、０．００５％以下とした。
Ｎ：０．０００５〜０．０１００％
Ｎは、多量に存在すると、母材およびＨＡＺ部ともに靱性を悪化させる。通常、Ｔｉを添加してＴｉＮの形態で鋼中に固定し無害化しているが、Ｎが０．０１００％を超えて存在する場合は、加熱時にＨＡＺ部でＴｉＮが鋼中に固溶して、ＨＡＺ部を硬化させ、靱性が劣化する。このため、Ｎの含有は０．０１００％を上限とする。一方、Ｎの含有を０．０００５％未満にまで低減することは、実際の操業上難しく、経済性の観点からその下限を０．０００５％とする。
Ｎは、多量に存在すると、母材およびＨＡＺ部ともに靱性を悪化させる。通常、Ｔｉを添加してＴｉＮの形態で鋼中に固定し無害化しているが、Ｎが０．０１００％を超えて存在する場合は、加熱時にＨＡＺ部でＴｉＮが鋼中に固溶して、ＨＡＺ部を硬化させ、靱性が劣化する。このため、Ｎの含有は０．０１００％を上限とする。一方、Ｎの含有を０．０００５％未満にまで低減することは、実際の操業上難しく、経済性の観点からその下限を０．０００５％とする。
Ｃａ：０．００１〜０．００５％
Ｃａは、ＭｎＳの形態を球状化させることにより衝撃値を向上させる有用元素であるが、その含有量が０．０００１％未満では、その効果は実効に乏しいものとなる。一方、０．００５０％を超える含有では、鋼中の清浄度を低下し、耐ＨＩＣ性や靭性に悪影響を及ぼすことになる。このため、Ｃａ含有量は、０．００１〜０．００５％とする。
Ｃａは、ＭｎＳの形態を球状化させることにより衝撃値を向上させる有用元素であるが、その含有量が０．０００１％未満では、その効果は実効に乏しいものとなる。一方、０．００５０％を超える含有では、鋼中の清浄度を低下し、耐ＨＩＣ性や靭性に悪影響を及ぼすことになる。このため、Ｃａ含有量は、０．００１〜０．００５％とする。
Ｃａ／Ｓ：２以上
前述の通り、Ｓは硫化物系介在物としてＭｎＳを形成し、圧延にともなって長く伸びた介在物を構成するので耐ＨＩＣ性を最も劣化させる。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性に対し無害化する。この効果を発揮するには、Ｃａ／Ｓを２以上で管理することが必要になる。Ｃａ／Ｓが２未満であると、鋼中にＭｎＳが残存し、これを起点としてＨＩＣが発生するおそれがある。
前述の通り、Ｓは硫化物系介在物としてＭｎＳを形成し、圧延にともなって長く伸びた介在物を構成するので耐ＨＩＣ性を最も劣化させる。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性に対し無害化する。この効果を発揮するには、Ｃａ／Ｓを２以上で管理することが必要になる。Ｃａ／Ｓが２未満であると、鋼中にＭｎＳが残存し、これを起点としてＨＩＣが発生するおそれがある。
本発明の鋼板では、上述した化学成分以外に、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢのうち１種または２種以上を含有させることができる。これらの元素は、本発明の鋼材の優れた特性を損なうことなく、それらの特性を促進させる作用を発揮する。
Ｃｕ：０．０１〜１．５％
Ｃｕは含有させなくてもよいが、鋼の強度を上昇させるのに有効な元素である。この効果を得るには、０．０１％以上の含有量が必要であり、一方、１．５％を超えて含有すると溶接性を劣化させる。このため、積極的に含有させる場合には、Ｃｕ含有量は、０．０１〜１．５％とする。
Ｃｕは含有させなくてもよいが、鋼の強度を上昇させるのに有効な元素である。この効果を得るには、０．０１％以上の含有量が必要であり、一方、１．５％を超えて含有すると溶接性を劣化させる。このため、積極的に含有させる場合には、Ｃｕ含有量は、０．０１〜１．５％とする。
Ｎｉ：０．０１〜２．５％
Ｎｉは含有させなくてもよいが、鋼の強度と靱性の向上に有効な元素である。これらの効果を確保するには、０．０１％以上の含有量が必要になるが、２．５％を超えて含有すると、得られる効果が飽和し経済性を損なうことになる。このため、積極的に含有させる場合には、Ｎｉ含有量は０．０１〜２．５％とする。
Ｎｉは含有させなくてもよいが、鋼の強度と靱性の向上に有効な元素である。これらの効果を確保するには、０．０１％以上の含有量が必要になるが、２．５％を超えて含有すると、得られる効果が飽和し経済性を損なうことになる。このため、積極的に含有させる場合には、Ｎｉ含有量は０．０１〜２．５％とする。
Ｃｒ：０．０１〜１．０％
Ｃｒは含有させなくてもよいが、鋼の強度上昇に有効な元素である。この効果を得るには、０．０１％以上の含有量が必要になるが、その含有が１．０％を超えると溶接性を劣化する。このため、積極的に含有させる場合には、Ｃｒ含有量は０．０１〜１．０％とする。
Ｃｒは含有させなくてもよいが、鋼の強度上昇に有効な元素である。この効果を得るには、０．０１％以上の含有量が必要になるが、その含有が１．０％を超えると溶接性を劣化する。このため、積極的に含有させる場合には、Ｃｒ含有量は０．０１〜１．０％とする。
Ｍｏ：０．０１〜０．５０％
Ｍｏは、含有させなくてもよい。しかし、Ｍｏは、焼入れ性の向上とオーステナイトの再結晶を抑制する作用を発揮するので、制御圧延による効果を増大させることにより、鋼の強度を上昇させるのに有効な元素である。特に、Ｎｂとの複合添加により促進することができる。
Ｍｏは、含有させなくてもよい。しかし、Ｍｏは、焼入れ性の向上とオーステナイトの再結晶を抑制する作用を発揮するので、制御圧延による効果を増大させることにより、鋼の強度を上昇させるのに有効な元素である。特に、Ｎｂとの複合添加により促進することができる。
この効果を発揮するには、０．０５％以上の含有が必要であり、一方、０．５０％を超えて含有すると、鋼の靱性を劣化させることになる。このため、積極的に含有させる場合には、Ｍｏ含有量は０．０１〜０．５０％とし、望ましい含有量は、０．１５〜０．３０％である。
Ｖ：０．０１〜０．１％
Ｖは含有させなくてもよいが、Ｎｂと同様に、炭窒化物を形成し鋼の強度を上昇させる。しかし、Ｎｂほどの効果はないため、０．０１％以上の含有量とすればよい。一方、０．１％を超える含有では、鋼の靱性を損なうことになる。このため、積極的に含有させる場合には、Ｖ含有量は０．０１〜０．１％とする。
Ｖは含有させなくてもよいが、Ｎｂと同様に、炭窒化物を形成し鋼の強度を上昇させる。しかし、Ｎｂほどの効果はないため、０．０１％以上の含有量とすればよい。一方、０．１％を超える含有では、鋼の靱性を損なうことになる。このため、積極的に含有させる場合には、Ｖ含有量は０．０１〜０．１％とする。
Ｂ：０．００００５〜０．００２０％
Ｂは含有させなくてもよいが、微量でもオーステナイト粒界の焼き入れ性を増し、母材強度を高めるためには有効な元素である。この効果を得るには、０．００００５％以上含有させることが必要になる。しかし、０．００２０％を超えて含有させると、ＨＡＺ部の硬化を招くことになる。このため、積極的に含有させる場合には、Ｂ含有量は０．００００５〜０．００２０％とする。
２．鋼中の介在物、偏析部等
本発明で規定する「Ｓ、Ｏ、Ｎと結合して介在物を形成する元素」とは、いわゆる「硫化物系介在物」、「酸化物系介在物」および「炭窒化物系介在物」を形成する元素を意味し、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｚｒ、Ｔｅ、Ｂｅ、ＲＥＭ、ＭｇおよびＳｅ等が例示される。例えば、ＺｒはＳと結合し硫化物系介在物を形成し、またＰｂはＯと結合し酸化物系介在物を形成し、さらにＢｅはＮと結合し窒化物系介在物を形成する。
Ｂは含有させなくてもよいが、微量でもオーステナイト粒界の焼き入れ性を増し、母材強度を高めるためには有効な元素である。この効果を得るには、０．００００５％以上含有させることが必要になる。しかし、０．００２０％を超えて含有させると、ＨＡＺ部の硬化を招くことになる。このため、積極的に含有させる場合には、Ｂ含有量は０．００００５〜０．００２０％とする。
２．鋼中の介在物、偏析部等
本発明で規定する「Ｓ、Ｏ、Ｎと結合して介在物を形成する元素」とは、いわゆる「硫化物系介在物」、「酸化物系介在物」および「炭窒化物系介在物」を形成する元素を意味し、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｚｒ、Ｔｅ、Ｂｅ、ＲＥＭ、ＭｇおよびＳｅ等が例示される。例えば、ＺｒはＳと結合し硫化物系介在物を形成し、またＰｂはＯと結合し酸化物系介在物を形成し、さらにＢｅはＮと結合し窒化物系介在物を形成する。
これらの介在物を形成する不純物元素の含有量は、合計で０．０１％以下にする必要がある。発明者の検討によれば、介在物を形成する不純物元素の合計を０．０１％以下にすることにより、介在物が残存してもその大きさは５μｍ以下となり、水素吸着量が少なくなり、これを起点として発生するＨＩＣは著しく軽微になる。
一方、介在物を形成する不純物元素の含有合計が０．０１％を超えると、５μｍを超える大きさの介在物が残存し易くなり、それを起点としてＨＩＣが発生する。このため、鋼中で「硫化物系介在物」、「酸化物系介在物」および「炭窒化物系介在物」を形成する不純物元素の含有量は合計で０．０１％以下にする。
通常、上記の介在物を形成する不純物元素は、転炉の耐火レンガ等から混入する場合が多い。このため、耐火レンガの成分や使用回数を管理することにより、不純物元素の含有量を制限することが可能になる。
さらに、本発明において規定する「Ｎｂ−Ｔｉ−Ｃ−Ｎ系介在物」とは、走査型電子顕微鏡（ＥＤＸ）で定性分析した場合に、Ｎｂ、Ｔｉ、ＣおよびＮの元素が検出される介在物を示す。前述の通り、「Ｎｂ−Ｔｉ−Ｃ−Ｎ系介在物」は、ＭｎＳ以外にＨＩＣの起点となる介在物であり、鋼材の板厚中心部付近で発生し易い。
上記「Ｎｂ−Ｔｉ−Ｃ−Ｎ系介在物」を分析するときの走査型電子顕微鏡の観察条件は、加速電圧を２０ＫＶとし、ＣＯ標準試料の強度を測定する。さらに、測定用の分析機器としては、Ｏｘｆｏｒｄ製ＩＳＩＳ３００を用いることができる。
本発明の鋼板では、「硫化物系介在物」、「酸化物系介在物」および「炭窒化物系介在物」、並びにＮｂ−Ｔｉ−Ｃ−Ｎ系介在物のいずれの介在物であってもその大きさが５μｍを超えないことが必要になる。ＨＩＣの起点となる介在物の大きさが５μｍ以上になると、介在物に吸着する水素吸着量の増加が顕著になり、ＨＩＣの発生頻度が高くなるためである。ここで、介在物の大きさとは、その最大長さ、または最大粒径を意味する。
本発明の鋼板では、耐ＨＩＣ性を向上させるために、下記（ａ）式に示す中心偏析部の硬度ＳＨＶが３３０以下にするのが望ましい。
ＳＨＶ＝４４２×Ｃ＋７０×Ｓｅｇ．Ｍｎ＋１８８×Ｓｅｇ．Ｐ＋１２２・・・（ａ）
図２は、（ａ）式に示す中心偏析部の硬度ＳＨＶとＨＩＣ感受性との関係を示す図である。図２において、ＨＩＣ感受性をＮＡＣＥ浴（０．５％酢酸＋５％食塩水、２５℃、 １気圧Ｈ2Ｓ飽和）に９６ｈｒ浸漬した時の割れ面積率（ＣＡＲ）で示した。また、同時に、ＢＰ溶液（硫化水素飽和の人工海水、ｐＨ４．８〜５．４）に９６ｈｒ浸漬した時の割れ面積率（ＣＡＲ）も評価した。ＣＡＲは、下記（ｆ）式によって算出される。
図２は、（ａ）式に示す中心偏析部の硬度ＳＨＶとＨＩＣ感受性との関係を示す図である。図２において、ＨＩＣ感受性をＮＡＣＥ浴（０．５％酢酸＋５％食塩水、２５℃、 １気圧Ｈ2Ｓ飽和）に９６ｈｒ浸漬した時の割れ面積率（ＣＡＲ）で示した。また、同時に、ＢＰ溶液（硫化水素飽和の人工海水、ｐＨ４．８〜５．４）に９６ｈｒ浸漬した時の割れ面積率（ＣＡＲ）も評価した。ＣＡＲは、下記（ｆ）式によって算出される。
ＣＡＲ＝Σ（ＨＩＣ面積）／（試験片の断面積）×１００％ ・・・ （ｆ）
上記（ａ）式に示す中心偏析部の硬度ＳＨＶを算出するには、元素は質量％で示し、Ｓｅｇ．Ｍｎは中心偏析部のＭｎ濃度であり、下記（ｂ）式で示す
Ｓｅｇ．Ｍｎ＝９×Ｃ＋１．５×Ｍｎ−０．１７ ・・・ （ｂ）
また、Ｓｅｇ．Ｐは中心偏析部のＰ濃度であり、下記（ｃ）式で示す
Ｓｅｇ．Ｐ＝０．９×Ｃ＋７×Ｐ−０．０３ ・・・ （ｃ）
図２に示すように、中心偏析部の硬度ＳＨＶが３３０を超えると、ＨＩＣが発生する傾向を示すが、中心偏析部の硬度ＳＨＶが３３０以下であるとＨＩＣの発生は見られない。したがって、鋼板の耐ＨＩＣ性を向上させるには、中心偏析部の硬度ＳＨＶを３３０以下にするのが望ましい。
３．鋼板の製造方法
本発明の製造方法では、上記の鋼組成を有する鋼材を用いて、鋼材中心部の温度が１１２５℃以上になるように加熱し、熱間圧延に際して各圧延パスでの圧下率を１０％以上として仕上げ圧延を行った後、Ａｒ3点＋２０℃以上から冷却を開始し、冷却速度を５〜５０℃／秒とし５５０℃以下で水冷を停止することを特徴としている。
上記（ａ）式に示す中心偏析部の硬度ＳＨＶを算出するには、元素は質量％で示し、Ｓｅｇ．Ｍｎは中心偏析部のＭｎ濃度であり、下記（ｂ）式で示す
Ｓｅｇ．Ｍｎ＝９×Ｃ＋１．５×Ｍｎ−０．１７ ・・・ （ｂ）
また、Ｓｅｇ．Ｐは中心偏析部のＰ濃度であり、下記（ｃ）式で示す
Ｓｅｇ．Ｐ＝０．９×Ｃ＋７×Ｐ−０．０３ ・・・ （ｃ）
図２に示すように、中心偏析部の硬度ＳＨＶが３３０を超えると、ＨＩＣが発生する傾向を示すが、中心偏析部の硬度ＳＨＶが３３０以下であるとＨＩＣの発生は見られない。したがって、鋼板の耐ＨＩＣ性を向上させるには、中心偏析部の硬度ＳＨＶを３３０以下にするのが望ましい。
３．鋼板の製造方法
本発明の製造方法では、上記の鋼組成を有する鋼材を用いて、鋼材中心部の温度が１１２５℃以上になるように加熱し、熱間圧延に際して各圧延パスでの圧下率を１０％以上として仕上げ圧延を行った後、Ａｒ3点＋２０℃以上から冷却を開始し、冷却速度を５〜５０℃／秒とし５５０℃以下で水冷を停止することを特徴としている。
本発明で鋼材中心部の温度を対象としているのは、Ｎｂ−Ｔｉ−Ｃ−Ｎ系介在物の固溶を目的とするためである。加熱温度が１１２５℃未満になると、Ｎｂ−Ｔｉ−Ｃ−Ｎ系介在物の固溶が充分に行われず中心部に残存するため、鋼材中心部の温度が１１２５℃以上になるように加熱する。さらに望ましい中心部の加熱温度は、１１３０℃以上である。
中心部の温度は、例えば１次元伝熱モデル、２次元伝熱モデルまたは３次元モデルによる計算で算出する。温度の算出に際しては、計算機の負荷からは２次元以下のモデルによるのが望ましい。
熱間圧延に際して圧下率が１０％未満であると、圧延パス回数が増加するので、中心偏析部でＮｂ−Ｔｉ−Ｃ−Ｎ系介在物が残存することになる。これを防止するために、熱間圧延に際して各圧延パスでの圧下率を１０％以上として仕上げ圧延を行うことにしている。
上記の熱間圧延の完了後、冷却開始温度をＡｒ3＋２０℃以上から加速冷却を行う。冷却開始温度がＡｒ3＋２０℃を下回ると、加速冷却後の鋼板に中心偏析部や不均一な組織が生じやすく、耐ＨＩＣ性が低下するおそれがある。
冷却時における冷却速度が５℃／秒未満では、ＡＰＩ規格のＸ５２グレード以上の強度を確保するまでの加速冷却の効果が得られない。一方、冷却速度が５０℃／秒を超えると、過度の焼入れ組織となり、靱性が劣化する。望ましい冷却速度は、１０〜３５℃／秒である。なお、本発明で規定する冷却速度は、６５０℃から５００℃まで冷却する場合の平均冷却速度を意味する。
図３は、中心偏析部のＨＩＣに影響を及ぼす冷却停止温度と鋼材中心部の加熱温度との関係を示す図である。図３に示すように、鋼材中心部の加熱温度が１１４０℃の場合に、冷却停止温度は５５０℃を超える条件では、ＨＩＣの発生がある。すなわち、鋼中の中心偏析部でＮｂ−Ｔｉ−Ｃ−Ｎ系介在物が残存し、それを起点としてＨＩＣが発生したことによる。
しかし、冷却停止温度が過度に低すぎると、マルテンサイト組織となり、中心部が硬化し靱性の低下が見られるので、冷却停止温度の下限を４００℃とするのが望ましい。
図３に示す結果から、加速冷却に際して、冷却停止温度が５５０℃以下、中心部の加熱温度を１１２５℃以上にする必要があることが分かる。
本発明では、鋼中の清浄度を向上させるとともに、中心偏析の少ない鋼材を得ることが望ましい。このためには、精錬過程では、精錬初期にＡｌ脱酸を大部分進行させることを避け、Ｔｉ等により脱酸が進行した後、出鋼直前にＡｌを微量溶鋼中に投入し得られた溶鋼を鋳造するのが有効である。
さらに、溶製段階で介在物を減少させる工夫としては、例えば、転炉および取鍋内溶鋼への不活性ガス吹き込み処理がある。
また、連続鋳造の場合に、鋳片の偏析もＨＡＺ部の靱性に悪影響を及ぼすので、偏析部の成分を管理するのが望ましい（例えば、Ｃ：０．２９％以下、Ｐ：０．３０％以下、Ｍｎ：３．５％以下）。さらに、鋳込み時の吐出流量管理として１０００〜５０００ガウスで電磁ブレーキをかけ、また２５０〜１０００ガウスで未凝固溶鋼に電磁攪拌処理を施し、または、最終凝固部を１ｍｍ／ｍ程度の勾配で圧下し、濃厚偏析の溶鋼を最終凝固部から搾り出すことが有効である。
本発明の鋼材を製造する場合に、連続鋳造またはインゴット鋳造のいずれも採用できるが、凝固速度の点から連続鋳造を採用するのが望ましい。また、インゴット鋳造の場合には、熱間圧延に先立って、分塊圧延により鋼材（スラブ）を製造する工程を余分に通さなければならず、歩留まりの低下が見られる。
本発明では、上記の製造方法で得られた高強度鋼板を用いて、さらに熱間成形、または冷間成形して加工されたラインパイプ用鋼管も対象とする。
製鋼段階で上述の介在物を減少させる処理を適宜組み合わせて実施した後、連続鋳造法で表１に示す成分組成の鋼種ａ〜ｋからなる１１種のスラブを鋳造した。得られたスラグの鋼種毎に介在物を形成する不純物元素の含有量、組成比（Ｃａ／Ｓ）、中心偏析部の硬度ＳＨＶおよびＡｒ3を表２に示す。
上記のスラグを用いて、表３に示すスラブ中心部の加熱温度、冷却開始温度および冷却停止温度の製造条件で板厚２５ｍｍの鋼板を製造した。ただし、いずれのスラブも熱間圧延に際して各圧延パスでの圧下率を１０％以上として仕上げ圧延を行い、冷却速度は１０〜３５℃／秒とした。
得られた全ての鋼板から引張試験片（Ｃ方向：ＡＰＩ板状試験片：ＧＬ＝５０．８ｍｍ）およびシャルピー衝撃試験片（Ｃ方向：ＪＩＳ４号試験片）を採取し、供試鋼板の引張強度とシャルピー衝撃値を測定し、その測定結果を表４に示した。
同じ供試鋼板を用いて、Ｎｂ−Ｔｉ−Ｃ−Ｎ系介在物およびその他の介在物の大きさを測定し、その結果を表４に示した。介在物の測定は、ダイヤモンド研磨仕上げした鋼板断面を検鏡面とし、倍率が１０００倍で走査型電子顕微鏡にて後方散乱電子像（ＢＳＥ像）を写真に撮り、画像解析により測定した。その組成については、ＥＤＳ分析にて測定した。
ＨＩＣ試験は、（５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨＯＯＨ、飽和Ｈ2Ｓ、ｐＨ約３．０）のＮＡＣＥ溶液中に９６時間浸漬する条件で行い、浸漬後の試験片の全表面に亘り超音波探傷試験を実施した。超音波探傷でＨＩＣ欠陥の発生が検出された部分を切断した後、切断断面を観察した。
ＨＩＣ試験に際し、超音波探傷試験は１０ＭＨｚで振動子径１／２インチの垂直探触子を用い、１回目のバックエコーが１００％になるように感度調整を行った後、疵エコー高さが３０％以上のものを欠陥とみなした。
耐ＨＩＣ性の評価は、前記ＮＡＣＥ浴に９６ｈｒ浸漬した時の割れ長さ率（ＣＬＲ）を測定した。割れ長さ率（ＣＬＲ）は、前記図１に基づき、下記（ｄ）式によって算出した。
ＣＬＲ＝Σａ（割れ長さ）／Ｗ（試験片幅）×１００％ ・・・ （ｄ）
耐ＨＩＣ性の評価では、個々の試験片における観察断面が「ＣＬＲ≦５％」の場合に優れるとした。具体的には、条件毎に３枚の試験片を採取し、超音波探傷試験により検出される最大のＨＩＣ欠陥部を切断後、上記（ｄ）式に基づいてＣＬＲを算出し評価を行った。その評価結果を表４に示した。
耐ＨＩＣ性の評価では、個々の試験片における観察断面が「ＣＬＲ≦５％」の場合に優れるとした。具体的には、条件毎に３枚の試験片を採取し、超音波探傷試験により検出される最大のＨＩＣ欠陥部を切断後、上記（ｄ）式に基づいてＣＬＲを算出し評価を行った。その評価結果を表４に示した。
表４中のＣＬＲの評価結果では、「ＣＬＲ≦５％」の場合を耐ＨＩＣ性に優れるとして○印で示し、「ＣＬＲ＞５％」の場合を耐ＨＩＣ性に劣るとして×印で示した。
表４の結果から明らかなように、本発明で規定する成分組成や製造条件を満足する本発明例（試験番号１〜８）は、いずれも優れた耐ＨＩＣ性が得られた。これに対し、成分組成や製造条件のいずれかが本発明で規定する範囲から外れる比較例（試験番号９〜１１）では、Ｎｂ−Ｔｉ−Ｃ−Ｎ系介在物またはその他の介在物が残存し、そこを起点にＨＩＣの発生が観察された。
具体的には、表１に示す鋼種ａ〜ｈについては、いずれも本発明の範囲を満足するものであり、ＨＩＣ評価においてもＣＬＲ≦５％を満足するものであった。これに対し、鋼種ｉは、Ｃａ／Ｓ値が１．５であり、さらにＳＨＶが３４３と本発明で規定する範囲を外れていることから、ＨＩＣ試験ではＣＬＲ＞５％であった。同様に、鋼種ｊ、ｋは、Ｍｎが本発明で規定する上限を超えており、さらにＣａ／Ｓ値およびＳＨＶが本発明の規定範囲を外れているので、ＨＩＣ試験はＣＬＲ＞５％であった。
本発明の高強度鋼板、およびその製造方法によれば、ＡＰＩ規格のＸ５２グレード以上の高強度を備えるとともに、低ｐＨのＮＡＣＥ浴を用いた条件で、しかも超音波探傷による厳格な検査方法によっても、優れた耐ＨＩＣ性を発揮する鋼板を安定して製造することができる。これにより、過酷な条件下で使用するラインパイプ用鋼管として供した場合に、高い信頼性が得られることから、天然ガス等の輸送用鋼材として広く適用することができる。
１：ＨＩＣ試験片、 ２：ＨＩＣ欠陥
Claims (5)
- 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０９％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜１．３５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｏ（酸素）：０．００５０％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１００％およびＣａ：０．００１〜０．００５％を含有し、Ｃａ／Ｓが２以上であり、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼組成を有し、
前記不純物のうちＳ、Ｏ（酸素）、Ｎと結合して介在物を形成する元素の含有量の合計が０．０１％以下であり、かつ前記Ｓ、Ｏ（酸素）、Ｎと結合した介在物およびＮｂ−Ｔｉ−Ｃ−Ｎ系介在物のいずれの介在物であってもその大きさが５μｍを超えないことを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた高強度鋼板。 - さらに、質量％で、Ｃｕ：０．０１〜１．５％、Ｎｉ：０．０１〜２．５％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜０．１％およびＢ：０．００００５〜０．００２０％のうち１種または２種以上を含有したことを特徴とする請求項１に記載の耐水素誘起割れ性に優れた高強度鋼板。
- 請求項１または２に記載の鋼組成を有し、下記（ａ）式に示す中心偏析部の硬度ＳＨＶが３３０以下であることを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた高強度鋼板。
ＳＨＶ＝４４２×Ｃ＋７０×Ｓｅｇ．Ｍｎ＋１８８×Ｓｅｇ．Ｐ＋１２２・・・（ａ）
ここで、元素は質量％で示し、Ｓｅｇ．Ｍｎは中心偏析部のＭｎ濃度であり、下記（ｂ）式で示す
Ｓｅｇ．Ｍｎ＝９×Ｃ＋１．５×Ｍｎ−０．１７ ・・・ （ｂ）
また、Ｓｅｇ．Ｐは中心偏析部のＰ濃度であり、下記（ｃ）式で示す
Ｓｅｇ．Ｐ＝０．９×Ｃ＋７×Ｐ−０．０３ ・・・ （ｃ） - 請求項１〜３のいずれかに記載の鋼組成を有する鋼材を用い、鋼材中心部の温度が１１２５℃以上になるように加熱し、熱間圧延に際して各圧延パスでの圧下率を１０％以上として仕上げ圧延を行った後、Ａｒ3点＋２０℃以上から冷却を開始し、冷却速度を５〜５０℃／秒とし５５０℃以下で水冷を停止することを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた高強度鋼板の製造方法。
- 請求項１〜３のいずらかに記載の鋼板を用いて成形したラインパイプ用鋼管。
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