JP3846233B2 - 耐水素誘起割れ性に優れた鋼材 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、硫化水素を含む原油や天然ガス等の輸送に使用されるラインパイプやカーゴタンク、あるいは石油精製の圧力容器や搭槽類用として好適な、耐水素誘起割れ性に優れる鋼材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
硫化水素を含む原油や天然ガス等の輸送に使用されるラインパイプやカーゴタンク、あるいは石油精製の圧力容器や搭槽類として用いられる鋼材では、しばしば水素誘起割れ（以降、ＨＩＣと称する）が問題となる。ＨＩＣとは、硫化水素を含む環境で鋼材が使用されて腐食したときに、鋼中に侵入した水素によって引き起こされる割れのことである。
【０００３】
連続鋳造スラブから製造される鋼材、特に鋼板では、板厚中心部の正偏析帯で、ＨＩＣ感受性が高い。その理由は、正偏析帯においては、特にＭｎおよびＰ濃度が母材よりも高くなり、その結果として正偏析帯は母材よりも硬くなりやすいからである。したがって、従来の耐水素誘起割れ性（以降、耐ＨＩＣ性と称する）に優れる鋼材は、正偏析帯の硬さをＨＩＣが発生しないレベルまで抑えた、偏析しにくい組成、すなわち、低Ｃ−低Ｍｎ系を基本としたものである。
【０００４】
たとえば、特開平５−２７１７６６号公報には、連続鋳造スラブの中心偏析を改善するため、低Ｃ−低Ｍｎ−Ｎｂ−微量Ｔｉ添加のベース鋼に、それぞれ０．３％以下のＣｒ、Ｍｏを複合添加して制御圧延後、加速冷却する方法が示されている。また、特開平１１−３０２７７６号公報には、低Ｃ−低Ｍｎ−Ｎｂ−Ｔｉ系鋼のＳ、Ｍｇ、ＣａおよびＯの含有量を厳格に制限して制御圧延した後、加速冷却する方法が示されている。
【０００５】
しかし、上記の両公報に示されている方法では、いずれも、安価に高強度を得やすい元素であるＭｎの上限を制限せざるを得ないという問題があった。具体的には、前者の公報に示される鋼のＭｎ含有量の上限は１．４％であり、後者の公報に示される鋼のＭｎ含有量の上限は１．５％である。したがって、Ｍｎ含有量の上限を規定するのに代えて高価なＣｒやＭｏを添加したり、複雑なＳ、Ｍｇ、ＣａおよびＯの含有量の制御をおこなう必要があるのである。すなわち、これら従来の発明には、安価な高Ｍｎ鋼からなる耐ＨＩＣ性に優れた鋼材を得るという技術的思想は全くない。
【０００６】
なお、特開平６−２２０５７７号公報には、偏析部のＭｎ濃度を鋼中平均Ｍｎ濃度の１．２０倍以下に規制したＭｎ含有量の上限が２．５％の耐ＨＩＣ性に優れた高張力鋼板が示されている。しかし、そこに示されている高張力鋼板は、必須成分として高価なＣｕ、Ｎｉを多量に含むので、コスト高につくという欠点を有している。また、この公報には、高価なＣｕ、Ｎｉを含まない安価な高Ｍｎ鋼の耐ＨＩＣ性を向上させるという技術的思想は全く示されていない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の課題は、硫化水素を含む原油や天然ガス等の輸送に使用されるラインパイプやカーゴタンク、あるいは石油精製の圧力容器や搭槽類として用いられる鋼材であって、素材の鋼が安価な高Ｍｎ鋼であっても良好な耐ＨＩＣ性を発揮する高強度鋼材を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、次の（１）〜（４）に示す耐水素誘起割れ性に優れた鋼材にある。
【０００９】
（１）鋼の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜２％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 sol. Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不純物であって、板厚中心部の平均Ｍｎ濃度が鋼中平均Ｍｎ濃度よりも低く、かつ、板厚中心部における最大Ｍｎ濃度が２．９質量％以下でありかつ鋼中平均Ｍｎ濃度よりも高いことを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた鋼材。但し、「板厚中心部」とは、鋼板の板厚中心から板厚方向両側にそれぞれ板厚の１／２０ずつ、すなわち厚み中心部の板厚の１／１０の領域をいう。
【００１０】
（２）鋼の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｖ：０．２％以下を含むことを特徴とする上記（１）に記載の耐水素誘起割れ性に優れた鋼材。
【００１１】
（３）鋼の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：３％以下、Ｍｏ：１．５％以下およびＢ：０．００２％以下のうちの１種以上を含むことを特徴とする上記（１）または（２）に記載の耐水素誘起割れ性に優れた鋼材。
【００１２】
（４）板厚中心部の平均Ｍｎ濃度が鋼中平均Ｍｎ濃度の０．９５倍以下であることを特徴とする上記（１）から（３）までのいずれかに記載の耐水素誘起割れ性に優れた鋼材。
【００１３】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の鋼材を上記のように定めた理由について鋼板を例にとって詳細に説明する。
【００１４】
従来の鋼板では、板厚中心部における合金元素の濃度は、図１に示すような濃度分布を示す。そして、板厚中心部の偏析部とそれ以外の部分との合金元素の濃度比（偏析度）は、合金元素の種類とその濃度に依存する。
【００１５】
たとえば、図１に示すＭｎは、前記の用途用鋼において使用される種々の合金元素のうちでは最も偏析度の高い合金元素の１つであり、鋼のＭｎ濃度とＣ濃度を高くすればするほど、その偏析度は上昇する。したがって、耐ＨＩＣ性に優れる鋼板を得るには、従来は前述したように、偏析しにくい低Ｃ−低Ｍｎ系とする以外になかった。
【００１６】
しかしながら、もし、板厚中心部の合金元素の濃度自体が母材部の濃度よりも低い、すなわち、図２に示すように、板厚中心部がマクロ（巨視）的に負偏析になっていれば、その負偏析帯の中でミクロ（微視）的に正偏析帯が生じていたとしても、負偏析帯の合金元素の濃度が低いので偏析度自体が低下し、その正偏析帯の合金元素濃度の絶対値が高くならないと予想される。
【００１７】
また、日本刀が折れにくいのは、硬い芯金が軟らかい巻金で覆われているからであり、これと同様に、硬い正偏析帯が軟らかい負偏析帯で覆われている鋼板では、硬さのわりには割れにくいことが期待される。つまり、結果として、板厚中心偏析部の耐ＨＩＣ性が従来は芳しくなかった高Ｍｎ鋼も、耐ＨＩＣ性が改善されることが期待される。
【００１８】
そこで、本発明者は、従来は良好な耐ＨＩＣ性を確保することが困難であった高Ｍｎ鋼を用いて、板厚中心部をマクロ的に負偏析として、その負偏析帯で残存する正偏析部を覆うようにすることで、耐ＨＩＣ性が改善されるかどうかを実験によって検証した。
【００１９】
その結果、鋼の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜２％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 sol. Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下を含み、更に、必要に応じて、（ａ）Ｖ：０．２％以下及び／又は（ｂ）Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：３％以下、Ｍｏ：１．５％以下およびＢ：０．００２％以下のうちの１種以上を含み、残部Ｆｅおよび不純物であって、板厚中心部の平均Ｍｎ濃度が鋼中平均Ｍｎ濃度よりも低く、かつ、板厚中心部における最大Ｍｎ濃度が２．９質量％以下でかつ鋼中平均Ｍｎ濃度よりも高ければ、鋼中平均Ｍｎ濃度が１．５質量％を超える高Ｍｎ鋼よりなる鋼材でも良好な耐ＨＩＣ性が確保されることを知見し、本発明を完成させた。
【００２０】
さらに、上記本発明の鋼材は、連続鋳造によるスラブ製造時の凝固末期に圧下を加えることにより容易に製造可能である。具体的に説明すると、例えば、メニスカスからの離間距離が３ｍ程度の位置において一旦スラブ厚にして２０ｍｍ程度バルジングさせた後、メニスカスからの離間距離が１２ｍの位置から１７ｍの位置までの間にかけてスラブ厚にして１０〜２０ｍｍ程度の圧下を加えることにより容易に得ることができる。
【００２１】
板厚中心部における最大Ｍｎ濃度：２．９％以下でありかつ鋼中平均Ｍｎ濃度よりも高い
後述する実施例からも明らかなように、板厚中心部における最大Ｍｎ濃度が２．９％を超えると、耐ＨＩＣ性が不芳となる。なお、板厚中心部における最大Ｍｎ濃度が鋼中平均Ｍｎ濃度よりも高くても２．９質量％以下であれば、鋼中平均Ｍｎ濃度が１．５質量％を超える高Ｍｎ鋼よりなる鋼材でも良好な耐ＨＩＣ性が確保される。このため、板厚中心部における最大Ｍｎ濃度は２．９％以下でありかつ鋼中平均Ｍｎ濃度よりも高いと定めた。なお、板厚中心部における最大Ｍｎ濃度が２．４％以下の場合にはＨＩＣは全く発生しない。
【００２２】
板厚中心部における平均Ｍｎ濃度：鋼中平均Ｍｎ濃度よりも低いこと
後述する実施例からも明らかなように、板厚中心部における最大Ｍｎ濃度が２．９％以下、もしくは好ましい２．４％以下であっても、板厚中心部における平均Ｍｎ濃度が鋼中平均Ｍｎ濃度よりも高いと、耐ＨＩＣ性が不芳となる。このため、板厚中心部における平均Ｍｎ濃度は鋼中平均Ｍｎ濃度よりも低いことと定めた。
【００２３】
なお、板厚中心部における平均Ｍｎ濃度が鋼中平均Ｍｎ濃度よりも低いとは、板厚中心部が安定して負偏析となっているという意味であり、板厚中心部における平均Ｍｎ濃度は鋼中平均Ｍｎ濃度の０．９５倍以下であることが望ましい。
【００２４】
ここで、板厚中心部とは、最終製品である鋼板の板厚中心から板厚方向両側にそれぞれ板厚の１／２０ずつ、すなわち厚み中心部の板厚の１／１０の領域をいう。
【００２５】
また、板厚中心部の平均Ｍｎ濃度とは、上記に記載定義した板厚中心部の領域のＭｎ濃度の平均値で、ＭＡ（マッピングアナライザー）やＥＰＭＡなどを用いて測定される値のことであり、鋼中平均Ｍｎ濃度とは、鋼全体の平均Ｍｎ濃度のことであり、レードル値に等しい。
【００２６】
本発明の鋼材は、鋼の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜２％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 sol. Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下を含み、更に、必要に応じて、（ａ）Ｖ：０．２％以下及び／又は（ｂ）Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：３％以下、Ｍｏ：１．５％以下およびＢ：０．００２％以下のうちの１種以上を含み、残部Ｆｅおよび不純物であって、板厚中心部の平均Ｍｎ濃度が鋼中平均Ｍｎ濃度よりも低く、かつ、板厚中心部における最大Ｍｎ濃度が２．９質量％以下でありかつ鋼中平均Ｍｎ濃度よりも高いことを特徴とするものである。この鋼材は、ラインパイプや圧力容器用として望ましい。なお、以下の説明中における「％」は、特に断らない限り、「質量％」を意味する。
【００２７】
Ｃ：０．０１〜０．１％
Ｃには、鋼材の強度を安定して確保する作用がある。しかし、その含有量が０．０１％を下回ると強度確保が困難となる。一方、０．１％を超えて含有させると連続鋳造し難い包晶域となる。したがって、Ｃ含有量を０．０１〜０．１％とした。Ｃ含有量の望ましい範囲は０．０３〜０．０９％である。
【００２８】
Ｓｉ：０．０１〜０．５％
Ｓｉは、脱酸剤として必要である。しかし、その含有量が０．０１％を下回ると充分な脱酸効果を確保できない。一方、０．５％を超えて含有させると靱性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量を０．０１〜０．５％とした。Ｓｉ含有量の望ましい範囲は０．０５〜０．３５％である。
【００２９】
Ｍｎ：０．８〜２％
Ｍｎには、鋼材の強度を安定して確保する作用がある。また、Ｍｎは、比較的安価な元素でもある。しかし、その含有量が０．８％を下回ると安価に強度を確保するのが困難となる。一方、２％を超えて含有させると、板厚中央部における負偏析帯の中の正偏析帯のＭｎ濃度を、耐ＨＩＣ性が良好な２．９％以下に制御するのが困難となり、湿潤Ｈ２Ｓ環境下でＨＩＣを起こしやすくなる。したがって、Ｍｎ含有量を０．８〜２％とした。Ｍｎ含有量の望ましい範囲は１．２〜１．８％である。
【００３０】
Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、不純物元素で、上記のＭｎと同様に、板厚中心部において正偏析しやすく、結果として正偏析部を硬化させ、ＨＩＣを発生しやすくする。このため、Ｐ含有量は低ければ低いほど望ましいが、過度な低減はコスト上昇を招く。しかし、その含有量が０．０２５％までであれば特に問題ない。望ましい上限は０．０１５％である。
【００３１】
Ｓ：０．００２％以下
Ｓは、上記のＰと同様の不純物元素で、その含有量が０．００２％を超えると、下記のＣａ添加によって硫化物の形態制御をおこなってもＭｎＳが残存して耐ＨＩＣ性が損なわれる。したがって、Ｓ含有量を０．００２％以下とした。Ｓ含有量は０．００１％以下であることが望ましい。なお、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。
【００３２】
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
Ｃａには、硫化物の形態を制御する作用があり、ＨＩＣの起点となるＭｎＳの生成を防ぐ。しかし、０．０００５％未満の含有量では、硫化物の形態制御効果が乏しく、０．００５％を超えて含有させると、硫化物の形態制御効果が飽和するばかりか、過剰のＣａ介在物が靱性および耐ＨＩＣ性を損ねる。したがって、Ｃａ含有量を０．０００５〜０．００５％とした。Ｃａ含有量の望ましい範囲は０．００１〜０．００３％である。
【００３３】
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉは、鋼に含まれる不純物元素のＮをＴｉＮとして固定し、フリーＮによる靱性低下を防ぐとともに、ＴｉＮがスラブ加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制して細粒化を促進し、靱性を向上させる作用がある。しかし、その含有量が０．００５％未満では前記の効果が得られず、０．０５％を超えて含有させるとかえって靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．０５％とした。Ｔｉ含有量の望ましい範囲は０．０１〜０．０３％であり、フリーＮによる靱性低下を防ぐ観点からはＴｉ／Ｎが３．４程度になるようにＴｉを含有させるのが望ましい。
【００３４】
Ｎｂ：０．００５〜０．１％
Ｎｂには、炭化物析出によって鋼を細粒化して靭性を向上させる作用がある。しかし、その含有量が０．００５％未満では前記の効果が得られず、０．１％を超えて含有させると溶接部の靭性低下を招く。したがって、Ｎｂ含有量を０．００５〜０．１％とした。Ｎｂ含有量の望ましい範囲は０．０１〜０．０５％である。
【００３５】
sol.Ａｌ：０．００５〜０．０５％
Ａｌは、脱酸剤として必要である。しかし、その含有量がsol.Ａｌ含有量で０．００５％を下回ると充分な脱酸効果を確保できない。一方、０．０５％を超えて含有させると鋼材の清浄性および靱性が低下する。したがって、sol.Ａｌ含有量を０．００５〜０．０５％とした。sol. Ａｌ含有量の望ましい範囲は０．０１〜０．０４％である。
【００３６】
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、上記のＰおよびＳと同様の不純物元素で、その含有量が０．０１％を超えると、前記のＴｉによりＮをＴｉＮとして固定したとしても母材靱性が低下するようになる。したがって、Ｎ含有量を０．０１％以下とした。Ｎ含有量の望ましい上限は０．００５％である。なお、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。
【００３７】
本発明に係る鋼材の化学組成としては、上記を満たせば十分であるが、必要に応じて、以下に述べる元素のうちの１種以上を積極的に添加含有させたものである方が好ましい。
【００３８】
Ｖ：０．２％以下（積極添加時の好ましい下限：０．０１％）
Ｖは、鋼を細粒化して靱性を向上させるほか、析出したＶ炭化物かは鋼を強化する作用もあり、これらの効果は不純物量レベルの含有量でも得られるが、０．０１％以上の含有量で顕著になる。したがって、前記の効果を得たい場合には積極的に添加含有させてもよい。しかし、０．２％を超えて含有させると、溶接部の靭性が低下する。このため、添加含有させる場合のＶ含有量は０．０１〜０．２％とするのが望ましい。より望ましい範囲は０．０５〜０．１％である。
【００３９】
Ｃｕ：０．５％以下（積極添加時の好ましい下限：０．０５％）
Ｎｉ：０．５％以下（積極添加時の好ましい下限：０．０５％）
Ｃｒ：３％以下（積極添加時の好ましい下限：０．１％）
Ｍｏ：１．５％以下（積極添加時の好ましい下限：０．０５％）
Ｂ：０．００２％以下（積極添加時の好ましい下限：０．０００２％）
これらの元素には、鋼の強度を向上させる作用があり、この効果はいずれの元素も不純物量レベルの含有量でも得られるが、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏは０．０５％以上、Ｃｒは０．１％以上の含有量で顕著になる。したがって、前記の効果を得たい場合には、これら元素のうちの１種以上を積極的に添加含有させてもよい。しかし、ＣｕおよびＮｉは０．５％を超えて含有させると、その効果が飽和するばかりか、Ｎｉについては高価な合金元素でもあるのでコスト上昇を招く。また、Ｃｒは３％、Ｍｏは１．５％を超えて含有させると、いずれも、溶接部の靱性が低下するばかりか、Ｍｏについては高価な合金元素でもあるのでコスト上昇を招く。このため、添加含有させる場合のＣｕおよびＮｉの含有量はいずれも０．００５〜０．０５％、Ｃｒ含有量は０．１〜３％、Ｍｏ含有量は０．０５〜１．５％とするのが望ましい。好ましいＣｕおよびＮｉの含有量範囲は０．１〜０．３％、Ｃｒの含有量範囲は０．２５〜２．５％、Ｍｏの含有量範囲は０．１〜１．２％である。なお、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＮｉには、耐食性をも向上させる作用もある。
【００４０】
次に、ラインパイプや圧力容器用として望ましい本発明になる鋼材の連続鋳造によるスラブ製造後における好ましい製造条件について説明する。
【００４１】
スラブの加熱温度：
前述したように、偏析度合が増した濃厚溶鋼を鋳片の軸心部から排出するために凝固の末期に圧下を加えて得られたスラブは、圧延や鍛造等の熱間加工に先立ち加熱するが、その際の加熱温度が１０５０℃を下回ると、スラブ中の炭化物が充分に固溶せず、熱間加工後に所望の強度が得られないことがある。また、加熱温度が１２５０℃を上回ると、粗粒化して靱性の低下を招くことがある。したがって、スラブの加熱温度は１０５０〜１２５０℃とするのが望ましい。より望ましい範囲は１１００〜１２５０℃である。なお、熱間加工後に熱処理を実施する場合はこの限りではない。
【００４２】
熱間加工の仕上温度：
最近は、製造コスト低減の観点から、熱間加工（圧延）のままで所望の強度、靱性が得られるように、鋼の化学組成と製造条件を制御するのが一般的である。しかし、熱間加工（圧延）の仕上温度が６５０℃を下回ると、鋼の変形抵抗が増大して加工（圧延）が困難になり、９００℃を超えると、鋼の組織が充分微細化せず、所望の強度と靱性が圧延のままで得られないことがある。したがって、熱間加工（圧延）の仕上温度は６５０〜９００℃とするのが望ましい。より望ましい範囲は７００〜８５０℃であり、熱間加工後、以下に述べる加速冷却処理をおこなう場合における好ましい仕上温度範囲はＡｒ３〜８５０℃、より好ましい範囲はＡｒ３＋３０℃〜８５０℃である。
【００４３】
熱間加工後の加速冷却開始温度：
最近は、前述したように、熱間加工（圧延）のままで所望の強度と靱性を得るにしても、より低コストの鋼組成で達成されるように、熱間加工（圧延）後に水冷等の加速冷却をおこなうのがより一般的である。しかし、加速冷却の開始温度がＡｒ３変態点−３０℃を下回ると、その時点での残留オーステナイトが変態硬化して耐ＨＩＣ性と耐ＳＳＣ性が損なわれることがある。したがって、加速冷却の開始温度はＡｒ３変態点−３０℃以上とするのが望ましい。より望ましい下限は範囲はＡｒ３変態点以上である。
【００４４】
加速冷却の冷却速度：
板厚中心における冷却速度が６℃／ｓを下回ると、加速冷却の効果がなく、逆に、２５℃／ｓを上回ると、鋼が硬化しすぎて耐ＨＩＣ性と耐ＳＳＣ性が損なわれることがある。したがって、加速冷却時の冷却速度は、板厚中心における冷却速度で６〜２５℃／ｓとするのが望ましい。より望ましい範囲は１０〜２０℃／ｓである。
【００４５】
加速冷却の停止温度：
加速冷却の停止温度が５５０℃を上回ると、加速冷却の効果がなく、逆に、３５０℃を下回ると鋼が硬化しすぎて耐ＨＩＣ性と耐ＳＳＣ性が損なわれることがある。したがって、加速冷却の停止温度は５５０〜３５０℃とするのが望ましい。より望ましい範囲は５５０〜４００℃である。
【００４６】
熱間加工後の熱処理：
熱間加工後の熱処理は必ずしもおこなう必要はないが、焼入れ−焼戻し処理や焼ならし処理等の熱処理をおこなってもよく、この場合には靱性が一段と向上し、所望の強度が安定して得られる。ただし、その際の再加熱温度が８５０℃を下回ると、鋼中の炭化物が充分に固溶せず、所望の強度が得られないことがあり、１１００℃を上回ると、粗粒化して靱性が低下することがある。したがって、熱間加工後に熱処理をおこなう場合の再加熱温度は、８５０〜１１００℃とするのが望ましい。より望ましい範囲は９００〜１０５０℃である。なお、熱間加工後の熱処理は、一工程余計にかけることになり、その分だけ製造コストが上昇するので、製造コストの低減を図る観点からは推奨できない。
【００４７】
【実施例】
表１に示す化学組成を有する４種類の鋼を溶製して連続鋳造により厚さ２３８ｍｍ、幅１８００ｍｍのスラブにする際、メニスカスからの離間距離が３ｍの位置においてスラブ厚を一旦２０ｍｍバルジングさた後、表２に示す種々の条件で圧下を加えて中心部のＭｎ負偏析度合を種々に調整したスラブを得た。なお、比較のために、一部のスラブにはバルジングおよび圧下を加えなかった。
【００４８】
次いで、得られた各スラブの中心部から厚みと幅の中心がスラブの中心に一致する厚さ１５０ｍｍ、幅１００ｍｍの圧延用ブロックを切り出し、表２に示す条件の熱間圧延を施した後、表２に示す条件の加速冷却処理または大気放冷処理を施し、板厚中心部の平均Ｍｎ偏析度合と最大Ｍｎ濃度が種々異なる板厚１９．５ｍｍ、幅１１０ｍｍの鋼板とした。
【００４９】
得られた各鋼板から、１００ｍｍ×１００ｍｍの全板厚試験片を採取し、ＮＡＣＥ Ｔ０２８４に規定されているＨＩＣ試験法に準拠し、５質量％ＮａＣｌ＋０．５質量％ＣＨ３ＯＯＨ＋１気圧Ｈ２Ｓ飽和の温度２５℃のＮＡＣＥ ＴＭ０１７７溶液中に９６時間浸漬した。
【００５０】
ＨＩＣ試験の評価は、浸漬後の試験片におけるＨＩＣによる割れの面積を超音波によるＣスキャンで測定して試験片全面積に占めるＨＩＣの割れ面積率（ＣＡＲ）を求め、ＣＡＲが３％以下のものを耐ＨＩＣ性が良好、３％を超えるものを耐ＨＩＣ性が不芳とした。
【００５１】
なお、板厚中心部の平均Ｍｎ濃度と最大Ｍｎ濃度は、上記ＣＡＲ測定後の試験片を切断して、その板厚中心部、すなわち板厚中心から両側にそれぞれ１．０ｍｍ、板幅中心から両側にそれぞれ２０ｍｍの領域のＭｎ濃度をＭＡ（マッピングアナライザー）を用いて２０μｍピッチで１０万点測定し、各測定値の平均値を平均Ｍｎ濃度、各測定値中の最大値を最大Ｍｎ濃度とした。
【００５２】
以上の結果を、表２に、各鋼板の降伏強さＹＳ（ＭＰａ）および引張強さＴＳ（ＭＰａ）と併せて示した。なお、降伏強さＹＳと引張強さＴＳは、各鋼板から外径６ｍｍの引張試験片を採取し、室温下で引張試験をおこなって調べた値である。
【００５３】
表２に示す結果からわかるように、本発明で規定する条件、つまり、鋼の化学組成が本発明で規定する範囲にあり、しかも、板厚中心部の平均Ｍｎ濃度が鋼中平均Ｍｎ濃度よりも低く、かつ、板厚中心部における最大Ｍｎ濃度が２．９質量％以下でありかつ鋼中平均Ｍｎ濃度よりも高いという条件を満たす試番２〜８および試番１３〜１６の鋼板は、ＣＡＲが０〜２．８％で、耐ＨＩＣ性が良好である。
【００５４】
これに対し、板厚中心部の平均Ｍｎ濃度または板厚中心部の最大Ｍｎ濃度が本発明で規定する条件を満たさない試番９〜１２の鋼板は、ＣＡＲが４．４〜１０．４％で、耐ＨＩＣ性が不芳である。また、スラブの製造時に圧下を加えなかった試番１の鋼板は、板厚中心部の最大Ｍｎ濃度は本発明で条件を満たすものの、板厚中心部の平均Ｍｎ濃度が鋼中平均Ｍｎ濃度よりも高いため、ＣＡＲが１８．３％で、耐ＨＩＣ性が不芳である。
【００５５】
【表１】
【表２】
【発明の効果】
本発明の鋼材は、Ｍｎ含有量が１．５％を超える場合でも、安定して良好な耐ＨＩＣ性を発揮する。このため、今後は益々需要が多くなる高強度鋼材を安価な高Ｍｎ鋼で供給することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】従来の連続鋳造スラブより製造された鋼材（鋼板）の板厚中心偏析部における合金元素（Ｍｎ）の濃度分布状態を示す模式図である。
【図２】本発明になる鋼材（鋼板）の板厚中心偏析部における合金元素（Ｍｎ）の濃度分布状態を示す模式図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、硫化水素を含む原油や天然ガス等の輸送に使用されるラインパイプやカーゴタンク、あるいは石油精製の圧力容器や搭槽類用として好適な、耐水素誘起割れ性に優れる鋼材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
硫化水素を含む原油や天然ガス等の輸送に使用されるラインパイプやカーゴタンク、あるいは石油精製の圧力容器や搭槽類として用いられる鋼材では、しばしば水素誘起割れ（以降、ＨＩＣと称する）が問題となる。ＨＩＣとは、硫化水素を含む環境で鋼材が使用されて腐食したときに、鋼中に侵入した水素によって引き起こされる割れのことである。
【０００３】
連続鋳造スラブから製造される鋼材、特に鋼板では、板厚中心部の正偏析帯で、ＨＩＣ感受性が高い。その理由は、正偏析帯においては、特にＭｎおよびＰ濃度が母材よりも高くなり、その結果として正偏析帯は母材よりも硬くなりやすいからである。したがって、従来の耐水素誘起割れ性（以降、耐ＨＩＣ性と称する）に優れる鋼材は、正偏析帯の硬さをＨＩＣが発生しないレベルまで抑えた、偏析しにくい組成、すなわち、低Ｃ−低Ｍｎ系を基本としたものである。
【０００４】
たとえば、特開平５−２７１７６６号公報には、連続鋳造スラブの中心偏析を改善するため、低Ｃ−低Ｍｎ−Ｎｂ−微量Ｔｉ添加のベース鋼に、それぞれ０．３％以下のＣｒ、Ｍｏを複合添加して制御圧延後、加速冷却する方法が示されている。また、特開平１１−３０２７７６号公報には、低Ｃ−低Ｍｎ−Ｎｂ−Ｔｉ系鋼のＳ、Ｍｇ、ＣａおよびＯの含有量を厳格に制限して制御圧延した後、加速冷却する方法が示されている。
【０００５】
しかし、上記の両公報に示されている方法では、いずれも、安価に高強度を得やすい元素であるＭｎの上限を制限せざるを得ないという問題があった。具体的には、前者の公報に示される鋼のＭｎ含有量の上限は１．４％であり、後者の公報に示される鋼のＭｎ含有量の上限は１．５％である。したがって、Ｍｎ含有量の上限を規定するのに代えて高価なＣｒやＭｏを添加したり、複雑なＳ、Ｍｇ、ＣａおよびＯの含有量の制御をおこなう必要があるのである。すなわち、これら従来の発明には、安価な高Ｍｎ鋼からなる耐ＨＩＣ性に優れた鋼材を得るという技術的思想は全くない。
【０００６】
なお、特開平６−２２０５７７号公報には、偏析部のＭｎ濃度を鋼中平均Ｍｎ濃度の１．２０倍以下に規制したＭｎ含有量の上限が２．５％の耐ＨＩＣ性に優れた高張力鋼板が示されている。しかし、そこに示されている高張力鋼板は、必須成分として高価なＣｕ、Ｎｉを多量に含むので、コスト高につくという欠点を有している。また、この公報には、高価なＣｕ、Ｎｉを含まない安価な高Ｍｎ鋼の耐ＨＩＣ性を向上させるという技術的思想は全く示されていない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の課題は、硫化水素を含む原油や天然ガス等の輸送に使用されるラインパイプやカーゴタンク、あるいは石油精製の圧力容器や搭槽類として用いられる鋼材であって、素材の鋼が安価な高Ｍｎ鋼であっても良好な耐ＨＩＣ性を発揮する高強度鋼材を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、次の（１）〜（４）に示す耐水素誘起割れ性に優れた鋼材にある。
【０００９】
（１）鋼の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜２％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 sol. Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不純物であって、板厚中心部の平均Ｍｎ濃度が鋼中平均Ｍｎ濃度よりも低く、かつ、板厚中心部における最大Ｍｎ濃度が２．９質量％以下でありかつ鋼中平均Ｍｎ濃度よりも高いことを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた鋼材。但し、「板厚中心部」とは、鋼板の板厚中心から板厚方向両側にそれぞれ板厚の１／２０ずつ、すなわち厚み中心部の板厚の１／１０の領域をいう。
【００１０】
（２）鋼の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｖ：０．２％以下を含むことを特徴とする上記（１）に記載の耐水素誘起割れ性に優れた鋼材。
【００１１】
（３）鋼の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：３％以下、Ｍｏ：１．５％以下およびＢ：０．００２％以下のうちの１種以上を含むことを特徴とする上記（１）または（２）に記載の耐水素誘起割れ性に優れた鋼材。
【００１２】
（４）板厚中心部の平均Ｍｎ濃度が鋼中平均Ｍｎ濃度の０．９５倍以下であることを特徴とする上記（１）から（３）までのいずれかに記載の耐水素誘起割れ性に優れた鋼材。
【００１３】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の鋼材を上記のように定めた理由について鋼板を例にとって詳細に説明する。
【００１４】
従来の鋼板では、板厚中心部における合金元素の濃度は、図１に示すような濃度分布を示す。そして、板厚中心部の偏析部とそれ以外の部分との合金元素の濃度比（偏析度）は、合金元素の種類とその濃度に依存する。
【００１５】
たとえば、図１に示すＭｎは、前記の用途用鋼において使用される種々の合金元素のうちでは最も偏析度の高い合金元素の１つであり、鋼のＭｎ濃度とＣ濃度を高くすればするほど、その偏析度は上昇する。したがって、耐ＨＩＣ性に優れる鋼板を得るには、従来は前述したように、偏析しにくい低Ｃ−低Ｍｎ系とする以外になかった。
【００１６】
しかしながら、もし、板厚中心部の合金元素の濃度自体が母材部の濃度よりも低い、すなわち、図２に示すように、板厚中心部がマクロ（巨視）的に負偏析になっていれば、その負偏析帯の中でミクロ（微視）的に正偏析帯が生じていたとしても、負偏析帯の合金元素の濃度が低いので偏析度自体が低下し、その正偏析帯の合金元素濃度の絶対値が高くならないと予想される。
【００１７】
また、日本刀が折れにくいのは、硬い芯金が軟らかい巻金で覆われているからであり、これと同様に、硬い正偏析帯が軟らかい負偏析帯で覆われている鋼板では、硬さのわりには割れにくいことが期待される。つまり、結果として、板厚中心偏析部の耐ＨＩＣ性が従来は芳しくなかった高Ｍｎ鋼も、耐ＨＩＣ性が改善されることが期待される。
【００１８】
そこで、本発明者は、従来は良好な耐ＨＩＣ性を確保することが困難であった高Ｍｎ鋼を用いて、板厚中心部をマクロ的に負偏析として、その負偏析帯で残存する正偏析部を覆うようにすることで、耐ＨＩＣ性が改善されるかどうかを実験によって検証した。
【００１９】
その結果、鋼の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜２％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 sol. Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下を含み、更に、必要に応じて、（ａ）Ｖ：０．２％以下及び／又は（ｂ）Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：３％以下、Ｍｏ：１．５％以下およびＢ：０．００２％以下のうちの１種以上を含み、残部Ｆｅおよび不純物であって、板厚中心部の平均Ｍｎ濃度が鋼中平均Ｍｎ濃度よりも低く、かつ、板厚中心部における最大Ｍｎ濃度が２．９質量％以下でかつ鋼中平均Ｍｎ濃度よりも高ければ、鋼中平均Ｍｎ濃度が１．５質量％を超える高Ｍｎ鋼よりなる鋼材でも良好な耐ＨＩＣ性が確保されることを知見し、本発明を完成させた。
【００２０】
さらに、上記本発明の鋼材は、連続鋳造によるスラブ製造時の凝固末期に圧下を加えることにより容易に製造可能である。具体的に説明すると、例えば、メニスカスからの離間距離が３ｍ程度の位置において一旦スラブ厚にして２０ｍｍ程度バルジングさせた後、メニスカスからの離間距離が１２ｍの位置から１７ｍの位置までの間にかけてスラブ厚にして１０〜２０ｍｍ程度の圧下を加えることにより容易に得ることができる。
【００２１】
板厚中心部における最大Ｍｎ濃度：２．９％以下でありかつ鋼中平均Ｍｎ濃度よりも高い
後述する実施例からも明らかなように、板厚中心部における最大Ｍｎ濃度が２．９％を超えると、耐ＨＩＣ性が不芳となる。なお、板厚中心部における最大Ｍｎ濃度が鋼中平均Ｍｎ濃度よりも高くても２．９質量％以下であれば、鋼中平均Ｍｎ濃度が１．５質量％を超える高Ｍｎ鋼よりなる鋼材でも良好な耐ＨＩＣ性が確保される。このため、板厚中心部における最大Ｍｎ濃度は２．９％以下でありかつ鋼中平均Ｍｎ濃度よりも高いと定めた。なお、板厚中心部における最大Ｍｎ濃度が２．４％以下の場合にはＨＩＣは全く発生しない。
【００２２】
板厚中心部における平均Ｍｎ濃度：鋼中平均Ｍｎ濃度よりも低いこと
後述する実施例からも明らかなように、板厚中心部における最大Ｍｎ濃度が２．９％以下、もしくは好ましい２．４％以下であっても、板厚中心部における平均Ｍｎ濃度が鋼中平均Ｍｎ濃度よりも高いと、耐ＨＩＣ性が不芳となる。このため、板厚中心部における平均Ｍｎ濃度は鋼中平均Ｍｎ濃度よりも低いことと定めた。
【００２３】
なお、板厚中心部における平均Ｍｎ濃度が鋼中平均Ｍｎ濃度よりも低いとは、板厚中心部が安定して負偏析となっているという意味であり、板厚中心部における平均Ｍｎ濃度は鋼中平均Ｍｎ濃度の０．９５倍以下であることが望ましい。
【００２４】
ここで、板厚中心部とは、最終製品である鋼板の板厚中心から板厚方向両側にそれぞれ板厚の１／２０ずつ、すなわち厚み中心部の板厚の１／１０の領域をいう。
【００２５】
また、板厚中心部の平均Ｍｎ濃度とは、上記に記載定義した板厚中心部の領域のＭｎ濃度の平均値で、ＭＡ（マッピングアナライザー）やＥＰＭＡなどを用いて測定される値のことであり、鋼中平均Ｍｎ濃度とは、鋼全体の平均Ｍｎ濃度のことであり、レードル値に等しい。
【００２６】
本発明の鋼材は、鋼の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜２％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 sol. Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下を含み、更に、必要に応じて、（ａ）Ｖ：０．２％以下及び／又は（ｂ）Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：３％以下、Ｍｏ：１．５％以下およびＢ：０．００２％以下のうちの１種以上を含み、残部Ｆｅおよび不純物であって、板厚中心部の平均Ｍｎ濃度が鋼中平均Ｍｎ濃度よりも低く、かつ、板厚中心部における最大Ｍｎ濃度が２．９質量％以下でありかつ鋼中平均Ｍｎ濃度よりも高いことを特徴とするものである。この鋼材は、ラインパイプや圧力容器用として望ましい。なお、以下の説明中における「％」は、特に断らない限り、「質量％」を意味する。
【００２７】
Ｃ：０．０１〜０．１％
Ｃには、鋼材の強度を安定して確保する作用がある。しかし、その含有量が０．０１％を下回ると強度確保が困難となる。一方、０．１％を超えて含有させると連続鋳造し難い包晶域となる。したがって、Ｃ含有量を０．０１〜０．１％とした。Ｃ含有量の望ましい範囲は０．０３〜０．０９％である。
【００２８】
Ｓｉ：０．０１〜０．５％
Ｓｉは、脱酸剤として必要である。しかし、その含有量が０．０１％を下回ると充分な脱酸効果を確保できない。一方、０．５％を超えて含有させると靱性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量を０．０１〜０．５％とした。Ｓｉ含有量の望ましい範囲は０．０５〜０．３５％である。
【００２９】
Ｍｎ：０．８〜２％
Ｍｎには、鋼材の強度を安定して確保する作用がある。また、Ｍｎは、比較的安価な元素でもある。しかし、その含有量が０．８％を下回ると安価に強度を確保するのが困難となる。一方、２％を超えて含有させると、板厚中央部における負偏析帯の中の正偏析帯のＭｎ濃度を、耐ＨＩＣ性が良好な２．９％以下に制御するのが困難となり、湿潤Ｈ２Ｓ環境下でＨＩＣを起こしやすくなる。したがって、Ｍｎ含有量を０．８〜２％とした。Ｍｎ含有量の望ましい範囲は１．２〜１．８％である。
【００３０】
Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、不純物元素で、上記のＭｎと同様に、板厚中心部において正偏析しやすく、結果として正偏析部を硬化させ、ＨＩＣを発生しやすくする。このため、Ｐ含有量は低ければ低いほど望ましいが、過度な低減はコスト上昇を招く。しかし、その含有量が０．０２５％までであれば特に問題ない。望ましい上限は０．０１５％である。
【００３１】
Ｓ：０．００２％以下
Ｓは、上記のＰと同様の不純物元素で、その含有量が０．００２％を超えると、下記のＣａ添加によって硫化物の形態制御をおこなってもＭｎＳが残存して耐ＨＩＣ性が損なわれる。したがって、Ｓ含有量を０．００２％以下とした。Ｓ含有量は０．００１％以下であることが望ましい。なお、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。
【００３２】
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
Ｃａには、硫化物の形態を制御する作用があり、ＨＩＣの起点となるＭｎＳの生成を防ぐ。しかし、０．０００５％未満の含有量では、硫化物の形態制御効果が乏しく、０．００５％を超えて含有させると、硫化物の形態制御効果が飽和するばかりか、過剰のＣａ介在物が靱性および耐ＨＩＣ性を損ねる。したがって、Ｃａ含有量を０．０００５〜０．００５％とした。Ｃａ含有量の望ましい範囲は０．００１〜０．００３％である。
【００３３】
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉは、鋼に含まれる不純物元素のＮをＴｉＮとして固定し、フリーＮによる靱性低下を防ぐとともに、ＴｉＮがスラブ加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制して細粒化を促進し、靱性を向上させる作用がある。しかし、その含有量が０．００５％未満では前記の効果が得られず、０．０５％を超えて含有させるとかえって靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．０５％とした。Ｔｉ含有量の望ましい範囲は０．０１〜０．０３％であり、フリーＮによる靱性低下を防ぐ観点からはＴｉ／Ｎが３．４程度になるようにＴｉを含有させるのが望ましい。
【００３４】
Ｎｂ：０．００５〜０．１％
Ｎｂには、炭化物析出によって鋼を細粒化して靭性を向上させる作用がある。しかし、その含有量が０．００５％未満では前記の効果が得られず、０．１％を超えて含有させると溶接部の靭性低下を招く。したがって、Ｎｂ含有量を０．００５〜０．１％とした。Ｎｂ含有量の望ましい範囲は０．０１〜０．０５％である。
【００３５】
sol.Ａｌ：０．００５〜０．０５％
Ａｌは、脱酸剤として必要である。しかし、その含有量がsol.Ａｌ含有量で０．００５％を下回ると充分な脱酸効果を確保できない。一方、０．０５％を超えて含有させると鋼材の清浄性および靱性が低下する。したがって、sol.Ａｌ含有量を０．００５〜０．０５％とした。sol. Ａｌ含有量の望ましい範囲は０．０１〜０．０４％である。
【００３６】
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、上記のＰおよびＳと同様の不純物元素で、その含有量が０．０１％を超えると、前記のＴｉによりＮをＴｉＮとして固定したとしても母材靱性が低下するようになる。したがって、Ｎ含有量を０．０１％以下とした。Ｎ含有量の望ましい上限は０．００５％である。なお、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。
【００３７】
本発明に係る鋼材の化学組成としては、上記を満たせば十分であるが、必要に応じて、以下に述べる元素のうちの１種以上を積極的に添加含有させたものである方が好ましい。
【００３８】
Ｖ：０．２％以下（積極添加時の好ましい下限：０．０１％）
Ｖは、鋼を細粒化して靱性を向上させるほか、析出したＶ炭化物かは鋼を強化する作用もあり、これらの効果は不純物量レベルの含有量でも得られるが、０．０１％以上の含有量で顕著になる。したがって、前記の効果を得たい場合には積極的に添加含有させてもよい。しかし、０．２％を超えて含有させると、溶接部の靭性が低下する。このため、添加含有させる場合のＶ含有量は０．０１〜０．２％とするのが望ましい。より望ましい範囲は０．０５〜０．１％である。
【００３９】
Ｃｕ：０．５％以下（積極添加時の好ましい下限：０．０５％）
Ｎｉ：０．５％以下（積極添加時の好ましい下限：０．０５％）
Ｃｒ：３％以下（積極添加時の好ましい下限：０．１％）
Ｍｏ：１．５％以下（積極添加時の好ましい下限：０．０５％）
Ｂ：０．００２％以下（積極添加時の好ましい下限：０．０００２％）
これらの元素には、鋼の強度を向上させる作用があり、この効果はいずれの元素も不純物量レベルの含有量でも得られるが、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏは０．０５％以上、Ｃｒは０．１％以上の含有量で顕著になる。したがって、前記の効果を得たい場合には、これら元素のうちの１種以上を積極的に添加含有させてもよい。しかし、ＣｕおよびＮｉは０．５％を超えて含有させると、その効果が飽和するばかりか、Ｎｉについては高価な合金元素でもあるのでコスト上昇を招く。また、Ｃｒは３％、Ｍｏは１．５％を超えて含有させると、いずれも、溶接部の靱性が低下するばかりか、Ｍｏについては高価な合金元素でもあるのでコスト上昇を招く。このため、添加含有させる場合のＣｕおよびＮｉの含有量はいずれも０．００５〜０．０５％、Ｃｒ含有量は０．１〜３％、Ｍｏ含有量は０．０５〜１．５％とするのが望ましい。好ましいＣｕおよびＮｉの含有量範囲は０．１〜０．３％、Ｃｒの含有量範囲は０．２５〜２．５％、Ｍｏの含有量範囲は０．１〜１．２％である。なお、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＮｉには、耐食性をも向上させる作用もある。
【００４０】
次に、ラインパイプや圧力容器用として望ましい本発明になる鋼材の連続鋳造によるスラブ製造後における好ましい製造条件について説明する。
【００４１】
スラブの加熱温度：
前述したように、偏析度合が増した濃厚溶鋼を鋳片の軸心部から排出するために凝固の末期に圧下を加えて得られたスラブは、圧延や鍛造等の熱間加工に先立ち加熱するが、その際の加熱温度が１０５０℃を下回ると、スラブ中の炭化物が充分に固溶せず、熱間加工後に所望の強度が得られないことがある。また、加熱温度が１２５０℃を上回ると、粗粒化して靱性の低下を招くことがある。したがって、スラブの加熱温度は１０５０〜１２５０℃とするのが望ましい。より望ましい範囲は１１００〜１２５０℃である。なお、熱間加工後に熱処理を実施する場合はこの限りではない。
【００４２】
熱間加工の仕上温度：
最近は、製造コスト低減の観点から、熱間加工（圧延）のままで所望の強度、靱性が得られるように、鋼の化学組成と製造条件を制御するのが一般的である。しかし、熱間加工（圧延）の仕上温度が６５０℃を下回ると、鋼の変形抵抗が増大して加工（圧延）が困難になり、９００℃を超えると、鋼の組織が充分微細化せず、所望の強度と靱性が圧延のままで得られないことがある。したがって、熱間加工（圧延）の仕上温度は６５０〜９００℃とするのが望ましい。より望ましい範囲は７００〜８５０℃であり、熱間加工後、以下に述べる加速冷却処理をおこなう場合における好ましい仕上温度範囲はＡｒ３〜８５０℃、より好ましい範囲はＡｒ３＋３０℃〜８５０℃である。
【００４３】
熱間加工後の加速冷却開始温度：
最近は、前述したように、熱間加工（圧延）のままで所望の強度と靱性を得るにしても、より低コストの鋼組成で達成されるように、熱間加工（圧延）後に水冷等の加速冷却をおこなうのがより一般的である。しかし、加速冷却の開始温度がＡｒ３変態点−３０℃を下回ると、その時点での残留オーステナイトが変態硬化して耐ＨＩＣ性と耐ＳＳＣ性が損なわれることがある。したがって、加速冷却の開始温度はＡｒ３変態点−３０℃以上とするのが望ましい。より望ましい下限は範囲はＡｒ３変態点以上である。
【００４４】
加速冷却の冷却速度：
板厚中心における冷却速度が６℃／ｓを下回ると、加速冷却の効果がなく、逆に、２５℃／ｓを上回ると、鋼が硬化しすぎて耐ＨＩＣ性と耐ＳＳＣ性が損なわれることがある。したがって、加速冷却時の冷却速度は、板厚中心における冷却速度で６〜２５℃／ｓとするのが望ましい。より望ましい範囲は１０〜２０℃／ｓである。
【００４５】
加速冷却の停止温度：
加速冷却の停止温度が５５０℃を上回ると、加速冷却の効果がなく、逆に、３５０℃を下回ると鋼が硬化しすぎて耐ＨＩＣ性と耐ＳＳＣ性が損なわれることがある。したがって、加速冷却の停止温度は５５０〜３５０℃とするのが望ましい。より望ましい範囲は５５０〜４００℃である。
【００４６】
熱間加工後の熱処理：
熱間加工後の熱処理は必ずしもおこなう必要はないが、焼入れ−焼戻し処理や焼ならし処理等の熱処理をおこなってもよく、この場合には靱性が一段と向上し、所望の強度が安定して得られる。ただし、その際の再加熱温度が８５０℃を下回ると、鋼中の炭化物が充分に固溶せず、所望の強度が得られないことがあり、１１００℃を上回ると、粗粒化して靱性が低下することがある。したがって、熱間加工後に熱処理をおこなう場合の再加熱温度は、８５０〜１１００℃とするのが望ましい。より望ましい範囲は９００〜１０５０℃である。なお、熱間加工後の熱処理は、一工程余計にかけることになり、その分だけ製造コストが上昇するので、製造コストの低減を図る観点からは推奨できない。
【００４７】
【実施例】
表１に示す化学組成を有する４種類の鋼を溶製して連続鋳造により厚さ２３８ｍｍ、幅１８００ｍｍのスラブにする際、メニスカスからの離間距離が３ｍの位置においてスラブ厚を一旦２０ｍｍバルジングさた後、表２に示す種々の条件で圧下を加えて中心部のＭｎ負偏析度合を種々に調整したスラブを得た。なお、比較のために、一部のスラブにはバルジングおよび圧下を加えなかった。
【００４８】
次いで、得られた各スラブの中心部から厚みと幅の中心がスラブの中心に一致する厚さ１５０ｍｍ、幅１００ｍｍの圧延用ブロックを切り出し、表２に示す条件の熱間圧延を施した後、表２に示す条件の加速冷却処理または大気放冷処理を施し、板厚中心部の平均Ｍｎ偏析度合と最大Ｍｎ濃度が種々異なる板厚１９．５ｍｍ、幅１１０ｍｍの鋼板とした。
【００４９】
得られた各鋼板から、１００ｍｍ×１００ｍｍの全板厚試験片を採取し、ＮＡＣＥ Ｔ０２８４に規定されているＨＩＣ試験法に準拠し、５質量％ＮａＣｌ＋０．５質量％ＣＨ３ＯＯＨ＋１気圧Ｈ２Ｓ飽和の温度２５℃のＮＡＣＥ ＴＭ０１７７溶液中に９６時間浸漬した。
【００５０】
ＨＩＣ試験の評価は、浸漬後の試験片におけるＨＩＣによる割れの面積を超音波によるＣスキャンで測定して試験片全面積に占めるＨＩＣの割れ面積率（ＣＡＲ）を求め、ＣＡＲが３％以下のものを耐ＨＩＣ性が良好、３％を超えるものを耐ＨＩＣ性が不芳とした。
【００５１】
なお、板厚中心部の平均Ｍｎ濃度と最大Ｍｎ濃度は、上記ＣＡＲ測定後の試験片を切断して、その板厚中心部、すなわち板厚中心から両側にそれぞれ１．０ｍｍ、板幅中心から両側にそれぞれ２０ｍｍの領域のＭｎ濃度をＭＡ（マッピングアナライザー）を用いて２０μｍピッチで１０万点測定し、各測定値の平均値を平均Ｍｎ濃度、各測定値中の最大値を最大Ｍｎ濃度とした。
【００５２】
以上の結果を、表２に、各鋼板の降伏強さＹＳ（ＭＰａ）および引張強さＴＳ（ＭＰａ）と併せて示した。なお、降伏強さＹＳと引張強さＴＳは、各鋼板から外径６ｍｍの引張試験片を採取し、室温下で引張試験をおこなって調べた値である。
【００５３】
表２に示す結果からわかるように、本発明で規定する条件、つまり、鋼の化学組成が本発明で規定する範囲にあり、しかも、板厚中心部の平均Ｍｎ濃度が鋼中平均Ｍｎ濃度よりも低く、かつ、板厚中心部における最大Ｍｎ濃度が２．９質量％以下でありかつ鋼中平均Ｍｎ濃度よりも高いという条件を満たす試番２〜８および試番１３〜１６の鋼板は、ＣＡＲが０〜２．８％で、耐ＨＩＣ性が良好である。
【００５４】
これに対し、板厚中心部の平均Ｍｎ濃度または板厚中心部の最大Ｍｎ濃度が本発明で規定する条件を満たさない試番９〜１２の鋼板は、ＣＡＲが４．４〜１０．４％で、耐ＨＩＣ性が不芳である。また、スラブの製造時に圧下を加えなかった試番１の鋼板は、板厚中心部の最大Ｍｎ濃度は本発明で条件を満たすものの、板厚中心部の平均Ｍｎ濃度が鋼中平均Ｍｎ濃度よりも高いため、ＣＡＲが１８．３％で、耐ＨＩＣ性が不芳である。
【００５５】
【表１】
本発明の鋼材は、Ｍｎ含有量が１．５％を超える場合でも、安定して良好な耐ＨＩＣ性を発揮する。このため、今後は益々需要が多くなる高強度鋼材を安価な高Ｍｎ鋼で供給することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】従来の連続鋳造スラブより製造された鋼材（鋼板）の板厚中心偏析部における合金元素（Ｍｎ）の濃度分布状態を示す模式図である。
【図２】本発明になる鋼材（鋼板）の板厚中心偏析部における合金元素（Ｍｎ）の濃度分布状態を示す模式図である。
Claims (4)
- 鋼の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．８〜２％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 sol. Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不純物であって、板厚中心部の平均Ｍｎ濃度が鋼中平均Ｍｎ濃度よりも低く、かつ、板厚中心部における最大Ｍｎ濃度が２．９質量％以下でありかつ鋼中平均Ｍｎ濃度よりも高いことを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた鋼材。
但し、「板厚中心部」とは、鋼板の板厚中心から板厚方向両側にそれぞれ板厚の１／２０ずつ、すなわち厚み中心部の板厚の１／１０の領域をいう。 - 鋼の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｖ：０．２％以下を含む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鋼材。
- 鋼の化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：３％以下、Ｍｏ：１．５％以下およびＢ：０．００２％以下のうちの１種以上を含むことを特徴とする請求項１または２に記載の耐水素誘起割れ性に優れた鋼材。
- 板厚中心部の平均Ｍｎ濃度が鋼中平均Ｍｎ濃度の０．９５倍以下であることを特徴とする請求項１から３までのいずれかに記載の耐水素誘起割れ性に優れた鋼材。
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