(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．１５〜０．２４％（質量％の意味。成分組成について以下同じ。）、
Ｓｉ：０．１５〜０．３％、
Ｍｎ：１〜１．６％、
Ｐ  ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０００２〜０．０１０％、
Ｎｉ：０．７〜１．１％、
Ｃｒ：０．０５〜０．３％、
Ｍｏ：０．４〜０．６％、
Ａｌ：０．０１５〜０．０３％、
Ｏ  ：０．００３％以下（０％を含まない）、
Ｎ  ：０．００５〜０．０１５％を含有し、
残部：鉄および不可避不純物からなる鍛鋼材であり、
深さＤ／４（Ｄ：鍛鋼材断面の円相当直径）の位置における鋼断面を５ｃｍ×５ｃｍの測定範囲にて観察したときに、ベイナイト組織で構成される健全部と残部（以下、「マクロ偏析部」と記載する）で構成され、
前記鋼断面に対する前記健全部の割合が９０面積％以上で、
前記健全部に対するベイナイト組織の割合が９０面積％以上で、
前記マクロ偏析部に対するベイナイト組織の割合が９０面積％以上であり、
前記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の硫化物系介在物は、平均円相当直径が２００μｍ以下、平均アスペクト比が５０以下、数密度が３００個／ｃｍ2以下で、
前記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の酸化物系介在物は、平均円相当直径が１００μｍ以下、平均アスペクト比が２０以下、数密度が３００個／ｃｍ2以下であることを特徴とする耐水素割れ性に優れた鍛鋼材。
【請求項２】
前記マクロ偏析部において、前記長径が１μｍ以上の酸化物系介在物の数密度が、前記長径が１μｍ以上の硫化物系介在物の数密度以上である請求項１に記載の鍛鋼材。
【請求項３】
更に他の元素として、
Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まない）
を含有する請求項１または２に記載の鍛鋼材。
【請求項４】
更に他の元素として、
Ｖ：０．０５％以下（０％を含まない）
を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の鍛鋼材。
【請求項５】
更に他の元素として、
Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）
を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の鍛鋼材。
【請求項６】
更に他の元素として、
Ｔｉ、Ｚｒ、およびＨｆよりなる群から選択されるいずれか１種以上の元素：合計で０．０１％以下（０％を含まない）
を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の鍛鋼材。
【請求項７】
原子力発電機器用である請求項１〜６のいずれかに記載の鍛鋼材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、原子力発電施設で使用される圧力容器や蒸気発生器等の機器類を構成する部材として用いられる鍛鋼材に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
鍛鋼材は、優れた強度、靭性を有するため、原子力発電施設で使用される圧力容器や蒸気発生器等の機器類の組み立て用部材として好適に用いられてきた。一方、エネルギー需要の増加の度合いは、近年は従来に増して顕著で、上記機器類は大型化する傾向がある。そのため上記機器類の組み立て用部材として用いる鍛鋼材も大型化する傾向があり、強度および靭性により一層優れること、また、併せて耐水素割れ性にも優れることが求められつつある。
【０００３】
耐水素割れ性については、（ａ）鋼の精錬技術や、（ｂ）鋼の成分組成の両方の面から対策が検討されている。
【０００４】
（ａ）精錬技術の面からは、溶鋼の精錬時における水素量の上限値を規定し、その上限値を超えた際に脱水素処理することが実操業にて実施されている。しかしながら、この脱水素処理は、処理時間および処理費用の点で、水素量の低減化に限界がある。脱水素処理は、一般的には１〜数ｐｐｍレベルの水素量で管理しているが、水素割れはより微量の水素で発生するため、この程度の管理では水素割れを完全に防止できない。
【０００５】
（ｂ）鋼の成分組成の面からは、鋼中のＳ含有量を増加させることにより、ＭｎＳ系介在物を鋼中に積極的に導入し、このＭｎＳ系介在物を拡散性水素のトラップサイトとして活用することで、耐水素割れ性を向上させる方法が、特許文献１に提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００３−２６８４３８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上記特許文献１に開示された方法によって、耐水素割れ性はある程度改善できた。しかし、Ｓ含有量を増加させると、粗大な硫化物系介在物が形成され、この粗大な硫化物系介在物は、水素トラップサイトとならず逆に水素割れ起点になることが懸念される。
【０００８】
本発明は、上記のような事情に着目してなされたものであって、その目的は、高価な合金元素を添加するという手段によらず、組織形態の制御によって炭素鋼からなる鍛鋼材の耐水素割れ性を向上できる技術を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記課題を解決することのできた本発明に係る耐水素割れ性に優れた鍛鋼材とは、Ｃ：０．１５〜０．２４％（質量％の意味。成分組成について以下同じ。）、Ｓｉ：０．１５〜０．３％、Ｍｎ：１〜１．６％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０００２〜０．０１０％、Ｎｉ：０．７〜１．１％、Ｃｒ：０．０５〜０．３％、Ｍｏ：０．４〜０．６％、Ａｌ：０．０１５〜０．０３％、Ｏ：０．００３％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．００５〜０．０１５％を含有し、残部：鉄および不可避不純物からなるものである。そして、上記鍛鋼材は、深さＤ／４（Ｄ：鍛鋼材断面の円相当直径）の位置における鋼断面を５ｃｍ×５ｃｍの測定範囲にて観察したときに、ベイナイト組織で構成される健全部と残部（以下、「マクロ偏析部」と記載する）で構成され、前記鋼断面に対する前記健全部の割合が９０面積％以上で、前記健全部に対するベイナイト組織の割合が９０面積％以上で、前記マクロ偏析部に対するベイナイト組織の割合が９０面積％以上であり、前記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の硫化物系介在物は、平均円相当直径が２００μｍ以下、平均アスペクト比が５０以下、数密度が３００個／ｃｍ2以下で、前記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の酸化物系介在物は、平均円相当直径が１００μｍ以下、平均アスペクト比が２０以下、数密度が３００個／ｃｍ2以下である点に要旨を有する。
【００１０】
前記マクロ偏析部において、前記長径が１μｍ以上の酸化物系介在物の数密度は、前記長径が１μｍ以上の硫化物系介在物の数密度以上であることが好ましい。
【００１１】
上記鍛鋼材は、更に他の元素として、
（ａ）Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まない）、
（ｂ）Ｖ：０．０５％以下（０％を含まない）、
（ｃ）Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）、
（ｄ）Ｔｉ、Ｚｒ、およびＨｆよりなる群から選択されるいずれか１種以上の元素：合計で０．０１％以下（０％を含まない）、
等を含有してもよい。
【００１２】
上記鍛鋼材は、例えば、原子力発電機器用として用いることができる。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、鍛鋼材のマクロ偏析部における硫化物系介在物および酸化物系介在物の形態と数密度を夫々適切に制御することにより、割れの起点を減少させることができるため、耐水素割れ性に優れた鍛鋼材を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】図１は、鍛鋼材の断面に現れるマクロ偏析部を撮影した図面代用写真である。
【図２】図２は、鍛鋼材の断面における（ａ）マクロ偏析部と、（ｂ）健全部を撮影した図面代用写真である。
【図３】図３は、低歪み速度試験を行っている状態を示す概略説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
本発明者らは、鍛鋼材（特に、大型の鍛鋼材）では、連鋳材とは異なり合金元素のマクロ偏析部が不可避的に存在すること、および一般的にマクロ偏析部では健全部よりも割れ起点となりうる粗大な介在物が多数存在することに着目し、マクロ偏析部における介在物と水素割れの関係について検討を進めた。その結果、マクロ偏析部に水素が濃化することによって粗大な介在物を起点として水素割れが生じやすいことが判明した。
【００１６】
この現象は以下のように生じると推定される。即ち、マクロ偏析部は、健全部よりも合金元素が濃化しているため、健全部よりも粗大な介在物（例えば、ＭｎＳ等）が形成されやすく、また健全部よりも一般的に水素割れの観点では不利な方向に働く高硬度組織となりやすい。また、冷却時のベイナイトに変態によって、健全部はほぼベイナイト組織となるが、マクロ偏析部では、変態速度の違いによって水素固溶度の高いオーステナイトのままになっている。ここでベイナイトとオーステナイトとでは、水素固溶度および水素拡散速度に差異があるため、オーステナイトに水素が濃化しやすくなる。そして水素が濃化したオーステナイトがベイナイトまたはマルテンサイトに変態する際に、粗大な介在物の周りや変態に伴う歪み部に水素が濃化し、その結果、水素割れが生じると推定される。従って鍛鋼材の耐水素割れ性を改善するにはこれらマクロ偏析部の生成を抑制することが有効と考えられる。
【００１７】
しかし大型鍛鋼材（特に、数十トン以上の鋼塊）では、全ての部分で冷却速度を均一にすることは事実上不可能であるため、鋼塊中のマクロ偏析部を無くすことはできず、マクロ偏析部を低減することにも限界がある。
【００１８】
そこで本発明者らは、マクロ偏析部における介在物に着目した。具体的には、水素割れの起点となる粗大な硫化物系介在物（例えば、ＭｎＳ等）が生成するのを抑制して硫化物系介在物を微細化すると共に、低アスペクト比化し、更に長径が１μｍ以上の硫化物系介在物の数密度を小さくすることで水素割れの起点を減少させている。
【００１９】
本発明では、上記硫化物系介在物の形態および数密度を適切に制御するのに加えて、更に酸化物系介在物の形態および数密度を制御することが重要である。酸化物系介在物は、一般的に球状に近い形態を有しているため、鋼中に分散して存在していても水素割れの起点にはなり難い。しかしながら、粗大化したり、凝集することにより、粗大な硫化物系介在物と同様の挙動を示す。具体的には、Ｓ含有量が多くなると、酸化物系介在物（例えば、Ａｌ2Ｏ3、ＭｇＯ、ＭｇＯとＡｌ2Ｏ3の複合酸化物など）を生成核として、その周囲に硫化物系介在物（例えば、ＭｎＳなど）が析出し、酸化物と硫化物の複合介在物を形成する。そして硫化物系介在物の部分が更に成長することにより、結果として、酸化物系介在物が粗大化し、伸展して高アスペクト比化する。そのため鋼中のＳ量のみならず、Ｏ量やＡｌ量についても適切に制御することによって、酸化物系介在物の生成を抑制し、酸化物系介在物を微細化すると共に、低アスペクト比化し、更に長径が１μｍ以上の酸化物系介在物の数密度を小さくすることで鍛鋼材の耐水素割れ性を改善できることが判明した。
【００２０】
参考のため図１に、鍛鋼材の断面に現れるマクロ偏析部を撮影した図面代用写真を示す。図１の（ａ）は、顕微鏡を使わずに観察できる筋状のマクロ偏析部を示す図面代用写真であり、図１の（ｂ）は、図１の（ａ）における点線部を拡大して示した図面代用写真である。筋状のマクロ偏析部以外に白っぽく写っている部分は、健全部である。また、図２に、鍛鋼材の断面における（ａ）マクロ偏析部と、（ｂ）健全部を撮影した図面代用写真を示す。
【００２１】
本発明に係る耐水素割れ性に優れた鍛鋼材は、所定の成分組成を有し、深さＤ／４（Ｄ：鍛鋼材断面の円相当直径）の位置における鋼断面を５ｃｍ×５ｃｍの測定範囲にて観察したときに、ベイナイト組織で構成される健全部と残部（マクロ偏析部）で構成され、前記鋼断面に対する前記健全部の割合が９０面積％以上で、前記健全部に対するベイナイト組織の割合が９０面積％以上で、前記マクロ偏析部に対するベイナイト組織の割合が９０面積％以上であり、前記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の硫化物系介在物は、平均円相当直径を２００μｍ以下、平均アスペクト比を５０以下、数密度を３００個／ｃｍ2以下とし、前記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の酸化物系介在物は、平均円相当直径を１００μｍ以下、平均アスペクト比を２０以下、数密度を３００個／ｃｍ2以下とするものである。以下、本発明に係る鍛鋼材の基本構成について説明する。
【００２２】
まず、本発明の鍛鋼材の成分組成について説明する。
【００２３】
１．鍛鋼材の成分組成
［Ｃ：０．１５〜０．２４％］
Ｃは、鍛鋼材の強度向上に寄与する元素である。鍛鋼材に充分な強度を確保するには、Ｃを０．１５％以上含有させる必要があり、好ましくは０．１７％以上である。しかしＣ量が多過ぎると鍛鋼材の靭性を劣化させるので、０．２４％以下とする必要がある。Ｃ量は、好ましくは０．２２％以下、より好ましくは０．２０％以下である。
【００２４】
［Ｓｉ：０．１５〜０．３％］
Ｓｉは、脱酸元素であるとともに、鍛鋼材の強度向上元素として作用する元素である。従って本発明では、０．１５％以上含有させる必要があり、好ましくは０．１８％以上である。しかしＳｉ量が多過ぎると鍛鋼材の逆Ｖ偏析が著しくなり、マクロ偏析部に粗大な介在物が形成されるので、耐水素割れ性を改善できない。従ってＳｉ量は、０．３％以下とする必要があり、好ましくは０．２７％以下、より好ましくは０．２５％以下とする。
【００２５】
［Ｍｎ：１〜１．６％］
Ｍｎは、鍛鋼材の焼入れ性を高めると共に、強度向上に寄与する元素である。充分な強度と焼入れ性を確保するには、Ｍｎは１％以上含有させる必要があり、好ましくは１．２％以上である。しかし、Ｍｎ量が過剰になると逆Ｖ偏析を助長し、マクロ偏析部に粗大な硫化物系介在物を形成するので、耐水素割れ性を改善できない。従ってＭｎ量は１．６％以下とする必要があり、好ましくは１．５％以下である。
【００２６】
［Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）］
Ｐは、不可避的に混入してくる不純物元素であり、靭性に悪影響を及ぼす元素であるので、その含有量はできるだけ少ないことが好ましい。このような観点から、Ｐの含有量は０．０１５％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．０１％以下とする。しかし工業的に鋼中のＰを０％にすることは困難である。
【００２７】
［Ｓ：０．０００２〜０．０１０％］
Ｓは、鋼中のＭｎ、Ｍｇ、Ｃａ等と結合して硫化物系介在物を形成する元素であり、マクロ偏析部中の硫化物介在物は、多数の応力場を形成して余剰水素を捕捉し、耐水素割れ性を改善する効果がある。このような硫化物系介在物を確保するために、Ｓ量は０．０００２％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０００４％以上、より好ましくは０．００１％以上とする。しかし、Ｓは、逆Ｖ偏析を助長して硫化物系介在物を形成し、特に、細長い形状をした硫化物系介在物は長径が大きな粗大介在物となり易く、水素割れの起点となる。従って粗大な硫化物系介在物を減少させるために、Ｓ量は０．０１０％以下とする必要があり、好ましくは０．００９％以下、より好ましくは０．００６０％以下とする。
【００２８】
［Ｎｉ：０．７〜１．１％］
Ｎｉは、鍛鋼材の靭性向上元素として有用な元素であり、０．７％以上含有させる必要がある。Ｎｉ量は、好ましくは０．８０％以上である。しかし、Ｎｉ量が過剰になると強度の過大な上昇を招き、靭性に悪影響を及ぼす。従ってＮｉ量は、１．１％以下とする必要があり、好ましくは１．０５％以下、より好ましくは１．００％以下である。
【００２９】
［Ｃｒ：０．０５〜０．３％］
Ｃｒは、鍛鋼材の焼入れ性を高めると共に、靭性を向上させる元素であり、それらの作用は０．０５％以上含有させることによって発揮される。Ｃｒ量は、好ましくは０．１％以上である。しかし、Ｃｒ量が過剰になると逆Ｖ偏析を助長し、マクロ偏析部に粗大な炭化物が形成されるので、耐水素割れ性を改善できない。従ってＣｒ量は０．３％以下とする必要があり、好ましくは０．２７％以下、より好ましくは０．２５％以下である。
【００３０】
［Ｍｏ：０．４〜０．６％］
Ｍｏは、鍛鋼材の焼入れ性、強度および靭性の向上に作用する元素であり、それらの作用を発揮させるには、０．４％以上含有させる必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは０．４５％以上、より好ましくは０．５０％以上である。しかしＭｏは平衡分配係数が小さいので、Ｍｏ量が過剰になるとミクロ偏析（正常偏析）を生じ易くなる。また、Ｍｏ量が過剰になるとコストアップにつながる。そこでＭｏ量は０．６％以下とする必要があり、好ましくは０．５５％以下である。
【００３１】
［Ａｌ：０．０１５〜０．０３％］
Ａｌは、製鋼工程において脱酸元素として作用し、酸素量低減に必要な元素である。また、Ａｌは、鍛鋼材の耐割れ性を向上させる作用も有している。従ってＡｌは、０．０１５％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０１８％以上である。しかしＡｌ量が過剰になると、Ａｌ2Ｏ3の形成量が増加したり、生成したＡｌ2Ｏ3が凝集しやすくなり、耐水素割れ性に悪影響を及ぼす。従ってＡｌ量は、０．０３％以下とする必要があり、好ましくは０．０２８％以下、より好ましくは０．０２６％以下とする。
【００３２】
［Ｏ：０．００３％以下（０％を含まない）］
Ｏ（酸素）は、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＭｇＯ、ＣａＯ等の酸化物系介在物を形成する元素である。Ｏは極力低減することによって粗大な介在物の形成を抑制し、微細な介在物を析出させることができる。そのためＯ量は０．００３％以下とする必要があり、好ましくは０．００２０％以下、より好ましくは０．００１５％以下とする。但し、工業生産上、Ｏを０％とすることは困難である。
【００３３】
［Ｎ：０．００５〜０．０１５％］
Ｎは、Ａｌまたは必要により添加されるＴｉ、Ｖと共に窒化物を形成し、靭性や水素割れ性を向上させる作用を有する元素である。その作用を発揮させるためには、０．００５％以上含有させる必要があり、好ましくは０．００８％以上である。しかし、その含有量が過剰になると、固溶Ｎとして歪時効をもたらし、靭性に悪影響を及ぼす。従ってＮ量は０．０１５％以下とする必要があり、好ましくは０．０１３％以下である。
【００３４】
本発明に係る鍛鋼材の成分組成は上記の通りであり、残部成分は実質的に鉄であるが、不可避不純物の混入はもちろん許容される。
【００３５】
上記鍛鋼材に含まれるＭｎ量、Ｓ量、Ａｌ量、およびＯ（酸素）量は、下記式（１）を満足していることが好ましい。下記式（１）中、［  ］は、各元素の含有量（質量％）を示している。
（［Ｍｎ］×［Ｓ］）／（［Ａｌ］×［Ｏ］）≦６００  ・・・（１）
【００３６】
ＭｎとＳの積は、硫化物系介在物の生成のし易さを意味しており、ＡｌとＯの積は、酸化物系介在物の生成のし易さを意味している。本発明では、（［Ｍｎ］×［Ｓ］）／（［Ａｌ］×［Ｏ］）の値を６００以下に好ましく制御することによって、硫化物系介在物と酸化物系介在物の生成量のバランスを適切に制御でき、硫化物系介在物と酸化物系介在物の大きさも適切に調整できる。上記鍛鋼材に含まれるＭｎ量、Ｓ量、Ａｌ量、およびＯ（酸素）量は、下記式（１ａ）を満足していることがより好ましく、下記式（１ｂ）を満足していることが更に好ましい。
（［Ｍｎ］×［Ｓ］）／（［Ａｌ］×［Ｏ］）≦５００  ・・・（１ａ）
（［Ｍｎ］×［Ｓ］）／（［Ａｌ］×［Ｏ］）≦４００  ・・・（１ｂ）
【００３７】
本発明の鍛鋼材には、上述した本発明の効果に悪影響を与えない範囲で、以下に示す更に他の元素（選択元素）を積極的に含有させても良い。
【００３８】
［Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まない）］
Ｃｕは、鍛鋼材の靭性向上および組織の微細化作用を有する元素であり、この様な作用を有効に発揮させるには、Ｃｕは、０．０１％以上含有させることが好ましい。Ｃｕは、より好ましくは０．０５％以上である。しかしＣｕ量が過剰になると、強度の過大な上昇、マルテンサイト等の硬質組織の増加をもたらし、靭性の劣化原因となる。従ってＣｕ量は、０．１％以下に抑えることが好ましく、より好ましくは０．０５％以下とする。
【００３９】
［Ｖ：０．０５％以下（０％を含まない）］
Ｖは、鍛鋼材の析出強化および組織の微細化作用を有し、鍛鋼材の高強度化に有用な元素である。この様な作用を有効に発揮させるには、Ｖは０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上含有させることが推奨される。しかしＶを過剰に含有すると、酸化物系介在物の粗大化を招き、靭性に悪影響を及ぼす。従ってＶ量は０．０５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０３％以下である。
【００４０】
［Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｃａは、鍛鋼材における硫化物系介在物の延伸を抑制し、耐水素割れ性を改善するのに寄与する元素である。この作用を有効に発揮させるには、Ｃａは０．０００１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００１％以上である。しかしＣａ量が過剰になってもこの作用は飽和するため、Ｃａ量は０．０１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００８％以下である。
【００４１】
［Ｔｉ、Ｚｒ、およびＨｆよりなる群から選択されるいずれか１種以上の元素：合計０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｔｉ、Ｚｒ、およびＨｆは、鍛鋼材の靭性向上および組織微細化の作用を有し、鍛鋼材の高強度化に有用な元素である。これらの作用を有効に発揮させるために、いずれか１種または２種以上の元素を鋼に含有させても良い。これらの作用を有効に発揮させるには、合計（１種の場合は単独の含有量）で、０．００１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００３％以上である。しかしＴｉ、Ｚｒ、およびＨｆ量が過剰になると粗大な炭化物が析出し、機械的特性および耐水素割れ性が劣化することがある。従って上記元素は、合計（１種の場合は単独の含有量）で、０．０１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００８％以下とする。
【００４２】
積極添加が許容される他の元素の例としては、（１）焼入れ性改善効果を有するＢ（ホウ素）、（２）固溶強化元素または析出強化元素であるＷ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｅ、およびＴｅなどが挙げられる。これらの添加元素は、単独で、または２種以上を組み合わせて含有させることができる。これらの添加元素は、例えば合計で０．１％程度以下とすることが望ましい。
【００４３】
２．鍛鋼材の組織分率
（１）基本組織
深さＤ／４の位置における鋼断面を５ｃｍ×５ｃｍの測定範囲にて観察したときに、鋼組織は、強度、靭性、耐水素割れ性の観点から、ベイナイト組織で構成されている必要がある。例えば、フェライト組織では、強度が不充分であり、また未変態オーステナイト組織やマルテンサイト組織が多く存在すると、靭性が低下するだけでなく、それらの組織は水素を濃化しやすいため、ベイナイト組織よりも低い水素濃度で水素割れを生じる。そして上記鋼組織のうち、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ等の合金成分が偏析していない箇所を本明細書では健全部とよび、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ等の合金成分が偏析している箇所を本明細書ではマクロ偏析部と呼ぶ。
【００４４】
本発明に係る鍛鋼材は、強度、靭性、耐水素割れ性の観点から、上記鋼断面に対する上記健全部の割合が９０面積％以上である必要があり、好ましくは９５面積％以上、さらに好ましくは９７面積％以上、特に好ましくは９９面積％以上である。
【００４５】
上記健全部に対するベイナイト組織の割合は、９０面積％以上であることが好ましく、より好ましくは９５面積％以上、さらに好ましくは９７面積％以上、特に好ましくは９９面積％以上である。なお、上記健全部には、ベイナイト組織以外に、フェライト、マルテンサイト、残留γなどが混在していてもよい。
【００４６】
上記鋼断面に対する上記健全部以外の残部（マクロ偏析部）の割合は、１０面積％以下である必要があり、好ましくは５面積％以下、さらに好ましくは３面積％以下、特に好ましくは１面積％以下である。
【００４７】
上記マクロ偏析部に対するベイナイト組織の割合は、９０面積％以上であることが好ましく、より好ましくは９５面積％以上、さらに好ましくは９７面積％以上、特に好ましくは９９面積％以上である。なお、上記マクロ偏析部には、ベイナイト組織以外に、フェライト、マルテンサイト、残留γなどが混在していてもよい。
【００４８】
本発明では、深さＤ／４の位置は、鍛鋼材の側表面からの距離をいうものとする。上記「Ｄ」は、鍛鋼材断面（鍛鋼材の長手方向に垂直な断面）の円相当直径（断面積と同じ面積を有する円の直径）を意味する。従って、鍛鋼材が円柱状のものであれば、Ｄは該円柱状の鍛鋼材の直径である。
【００４９】
（２）健全部とマクロ偏析部との判別
健全部とマクロ偏析部とを判別する方法について説明する。まず、鋼塊から供試材を切り出し、判別したい切断断面に対して研磨とエッチング処理を行い、マクロ偏析部の分布状態を明確にして写真撮影を行う。マクロ偏析部とは、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ等の合金成分が偏析している箇所を指し、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ等の合金成分が偏析していない健全部よりも暗めに写る。このことを利用して、健全部とマクロ偏析部との判別を行う。
【００５０】
次に、上記切断断面の写真をグレースケールのデータとして電子機器に取り込み、健全部とマクロ偏析部との区別をして鋼断面（金属組織全体）に対する健全部の割合（面積％）を求める。本発明では、上記健全部の割合を上述したように９０面積％以上とする。一方、マクロ偏析部の割合（面積％）は、１００面積％から健全部の割合（面積％）を差し引いた値とする。鋼組織の構成および面積率は、後述する実施例で示す手順で測定すればよい。
【００５１】
３．マクロ偏析部における介在物
上記マクロ偏析部における介在物（硫化物系介在物および酸化物系介在物）は、水素割れの起点や伝播経路となり、鍛鋼材の耐水素割れ性に悪影響を及ぼす。そこで本発明の鍛鋼材では、マクロ偏析部における硫化物系介在物および酸化物系介在物の形態（円相当直径およびアスペクト比）、並びに硫化物系介在物および酸化物系介在物の数密度を適切に制御している。
【００５２】
なお、上記健全部には、硫化物系介在物および酸化物系介在物は少ないため、健全部における硫化物系介在物および酸化物系介在物の形態と数密度は考慮する必要はない。
【００５３】
（硫化物系介在物）
上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の硫化物系介在物について、平均円相当直径が２００μｍを超えると、硫化物系介在物と鋼組織の界面で水素割れが発生しやすくなる。従って上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の硫化物系介在物は、平均円相当直径を２００μｍ以下とし、好ましくは１６０μｍ以下、より好ましくは１００μｍ以下、更に好ましくは５０μｍ以下とする。
【００５４】
上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の硫化物系介在物について、平均アスペクト比が５０を超えると、鋼塊を冷却するときに硫化物系介在物と鋼組織との線膨張係数の差により、硫化物系介在物と鋼組織の界面が大きく剥離し、その空隙に水素が凝集して水素割れを発生する原因となる。従って上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の硫化物系介在物は、平均アスペクト比を５０以下とし、好ましくは４０以下、より好ましくは３０以下とする。上記硫化物系介在物の平均アスペクト比の下限は、通常、３程度である。
【００５５】
上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の硫化物系介在物について、数密度が３００個／ｃｍ2を超えると、靭性等の機械的特性に悪影響を及ぼす。従って上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の硫化物系介在物の数密度は、３００個／ｃｍ2以下とする必要があり、好ましくは２００個／ｃｍ2以下、より好ましくは１００個／ｃｍ2以下とする。上記硫化物系介在物の数密度の下限は特に限定されないが、マクロ偏析部に硫化物系介在物が形成されると、多数の応力場が分散して形成されるため、固溶限を超えた余剰水素を捕捉しやすくなり、歪み部への水素濃化を抑制でき、耐水素割れ性を改善できる。従って上記硫化物系介在物の数密度は、５個／ｃｍ2以上であることが好ましく、より好ましくは１０個／ｃｍ2以上、更に好ましくは２０個／ｃｍ2以上とする。
【００５６】
（酸化物系介在物）
酸化物系介在物は、上述した硫化物系介在物とは異なり、通常、微細で、低アスペクト比（円形に近い形状）であるため、耐水素割れ性には悪影響を及ぼさないと考えられている。しかし上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の酸化物系介在物について、平均円相当直径が１００μｍを超えると、酸化物系介在物同士が凝集し、上記硫化物系介在物と同様、酸化物系介在物と鋼組織の界面で水素割れが発生しやすくなる。従って上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の酸化物系介在物は、平均円相当直径を１００μｍ以下、好ましくは５０μｍ以下、より好ましくは１５μｍ以下とする。
【００５７】
上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の酸化物系介在物について、平均アスペクト比が２０を超えると、上記硫化物系介在物と同様、鋼塊を冷却するときに酸化物系介在物と鋼組織との線膨張係数の差により、酸化物系介在物と鋼組織の界面が大きく剥離し、その空隙に水素が凝集して水素割れを発生する原因となる。従って上記酸化物系介在物の平均アスペクト比は２０以下とし、好ましくは１５以下、より好ましくは１０以下とする。上記酸化物系介在物の平均アスペクト比の下限は、通常、１である。
【００５８】
上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の酸化物系介在物について、数密度が３００個／ｃｍ2を超えると、靭性等の機械的特性に悪影響を及ぼす。従って上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の酸化物系介在物の数密度は、３００個／ｃｍ2以下とする必要があり、好ましくは２００個／ｃｍ2以下、より好ましくは１００個／ｃｍ2以下とする。上記酸化物系介在物の数密度の下限は特に限定されないが、マクロ偏析部に酸化物系介在物が形成されると多数の応力場が分散して形成されるため、固溶限を超えた余剰水素を捕捉しやすくなり、歪み部への水素濃化を抑制でき、耐水素割れ性を改善できる。従って上記酸化物系介在物の数密度は、５個／ｃｍ2以上であることが好ましく、より好ましくは２０個／ｃｍ2以上、更に好ましくは４０個／ｃｍ2以上とする。
【００５９】
上記マクロ偏析部における、上記硫化物系介在物および酸化物系介在物の形態（円相当直径およびアスペクト比）、並びに硫化物系介在物および酸化物系介在物の数密度は、次の手順で測定できる。即ち、鍛鋼材の深さＤ／４の位置に存在するマクロ偏析部から試験片を採取し、試験片の表面について、ＳＥＭ−ＥＰＭＡ（例えば、日本電子株式会社製「ＪＸＡ−８９００ＲＬ」、「ＸＭ−Ｚ００４３Ｔ」、「ＸＭ−８７５６２」）による画像解析を行い、観察される介在物の成分組成をＥＤＸで分析する。成分組成の分析は、長径が１μｍ以上の介在物を対象として行い、ＥＤＸによる分析は、介在物の重心位置を１点につき１０秒程度で自動分析すればよい。長径が１μｍ未満の硫化物系介在物および酸化物系介在物も耐水素割れ性を向上させる作用を有しているが、測定効率を向上させるために、本発明では、長径が１μｍ未満の介在物は測定対象から除外する。
【００６０】
成分組成を分析した介在物のうち、硫黄（Ｓ）含有率が３０質量％以上で、且つ酸素（Ｏ）含有率が１質量％未満のものを本明細書では硫化物系介在物と定義する。また、成分組成を分析した介在物のうち、酸素（Ｏ）含有率が１質量％以上のものを本明細書では酸化物系介在物と定義する。成分組成を分析して同定された硫化物系介在物および酸化物系介在物について、円相当直径とアスペクト比（長径／短径）を測定し、平均値を求めればよい。
【００６１】
また、硫化物系介在物および酸化物系介在物の数密度は、成分組成を分析して同定された硫化物系介在物および酸化物系介在物のうち、長径が１μｍ以上の硫化物系介在物および酸化物系介在物の数を測定し、単位観察視野面積あたりの数密度（個／ｃｍ2）を算出する。上述したように、長径が１μｍ未満の硫化物系介在物および酸化物系介在物も、耐水素割れ性を向上させる作用を有しているが、微細過ぎる介在物を測定すると測定効率が低下する。従って本発明では、長径が１μｍ未満の介在物については測定対象から外している。
【００６２】
観察視野数は、例えば、５箇所以上とすることが好ましい。
【００６３】
（硫化物系介在物および酸化物系介在物の数密度）
本発明の鍛鋼材は、上記マクロ偏析部において、酸化物系介在物の数密度が、硫化物系介在物の数密度以上になっていることが好ましい。即ち、酸化物系介在物の数密度が、硫化物系介在物の数密度と同じであるか、酸化物系介在物の数密度が、硫化物系介在物の数密度を超えていることで、割れの起点が減少し、水素トラップ能を向上させることができるため、耐水素割れ性を改善できる。従って、上記酸化物系介在物の数密度／硫化物系介在物の数密度の値は、１．０以上であることが好ましく、より好ましくは１．１以上である。上記酸化物系介在物の数密度／硫化物系介在物の数密度の値の上限は特に限定されない。
【００６４】
４．製造方法
（１）組織の制御
本発明の鍛鋼材は、例えば以下のように鋼組織および介在物を制御して製造できる。
【００６５】
鍛鋼材の金属組織をベイナイト組織とするには、上記成分組成を満足する鋼を、通常の条件（例えば、１０００〜１３００℃で加熱、加工歪量は任意）で熱間鍛造した後、マクロ偏析部の組織がベイナイト変態するように冷却速度を制御し、ベイナイト変態温度近傍にて保持すればよい。上記成分組成を満足する鋼は、熱間鍛造後、空冷することにより、ベイナイト組織とすることができるが、マクロ偏析部は、ベイナイト変態が未完了でベイナイト面積率が低いベイナイト、マルテンサイト、および残留オーステナイトの混合組織となりやすいため、ベイナイト変態温度近傍（例えば、２５０〜３５０℃）で保持することによってマクロ偏析部もベイナイト組織とすることができる。冷却速度、保持温度、保持時間は、マクロ偏析部相当の成分系となる鋼材を予め準備し、連続冷却変態挙動などを調査して設定しておけばよい。
【００６６】
上記鍛鋼材のマクロ偏析部における硫化物系介在物および酸化物系介在物の形態と数密度を所定の範囲に制御するには、上記熱間鍛造に供する供試材を製造する際に、溶鋼中のＳ量およびＯ量を低減しておけばよい。即ち、鋼中のＳは、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃａ等と結合して硫化物系介在物を形成する。硫化物系介在物のうち、伸展して粗大化した（高アスペクト比化した）ＭｎＳが水素割れに対して特に悪影響を及ぼす。そこで硫化物系介在物の粗大化を抑制するには、溶鋼中のＳ量を低減すればよく、Ｓ量を低減することによって硫化物系介在物自体の個数が少なくなり、更に成長も抑制されるため、微細化する（低アスペクト比化する）。
【００６７】
溶鋼中のＳ量を低減する方法は特に限定されず、公知の方法を採用でき、例えば、溶製時のスラグ組成を制御する方法が挙げられる。上記スラグ組成は、スラグ中のＣａＯ量とＳｉＯ2量に基づいて算出される塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ2）を高めに設定すればよく、塩基度は、例えば、５〜１０の範囲に設定することが推奨される。
【００６８】
また、上記溶鋼とスラグとの反応を一層促進させるには、真空脱ガス処理を実施することが好ましい。真空脱ガス処理を行うことによって、溶鋼中にスラグを積極的に巻込ませることができるため、溶鋼とスラグとの反応を促進でき、溶鋼中のＳ量を低減できる。
【００６９】
また、マクロ偏析部における硫化物系介在物（例えば、ＭｎＳなど）を小さく、低アスペクト比化するために、Ｃａを添加してもよい。Ｃａは、硫化物系介在物を球状化する作用を有している元素である。
【００７０】
また、マクロ偏析部における硫化物系介在物を微細化するには、上記熱間鍛造における最終パスをＡｃ3点＋３０℃以上の温度で行うか、或いは熱間鍛造後の供試材をＡｃ3点＋３０℃以上の温度に加熱して保持することが好ましい。Ａｃ3点＋３０℃以上の温度に加熱することによって、マクロ偏析部に濃化した元素を拡散、均一化できる。
【００７１】
上記Ａｃ3点は、下記式（ａ）を用いて求めることができる［例えば、「レスリー鉄鋼材料学」丸善、（１９８５）参照］。下記式中、［  ］は、各元素の含有量（質量％）を示す。なお、各項に示した元素を含有しない場合は、その項がないものとして計算する。
Ａｃ3点（℃）＝９１０−２０３×［Ｃ］1/2＋４４．７×［Ｓｉ］−３０×［Ｍｎ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋４００×［Ｔｉ］＋１０４×［Ｖ］−１１×［Ｃｒ］＋３１．５×［Ｍｏ］−２０×［Ｃｕ］−１５．２×［Ｎｉ］  ・・・（ａ）
【００７２】
また、酸化物系介在物の生成量を低減するには、溶鋼中のＯ量を低減すればよい。即ち、鋼中のＯは、Ａｌ、Ｍｇ等と結合して酸化物系介在物を形成する。酸化物系介在物は、通常、上記硫化物系介在物のように粗大化し難いため、耐水素割れ性に悪影響は及ぼし難いが、酸化物系介在物の生成量が多くなり、互いに凝集すると、上記硫化物系介在物のように水素割れに悪影響を及ぼすようになる。そこで溶鋼中のＯ量を低減することによって、酸化物系介在物の生成量を低減することが推奨される。
【００７３】
酸化物系介在物の生成量を低減することによって、酸化物系介在物と硫化物系介在物が複合した介在物の生成量を低減できるため、耐水素割れ性を一層向上できる。硫化物は、酸化物系介在物を生成核としてその周りに形成しやすく、酸化物系介在物と硫化物系介在物が複合した介在物も、水素割れに悪影響を及ぼすからである。
【００７４】
上記溶鋼中のＯ量を低減する方法は特に限定されず、公知の方法を採用でき、例えば、溶製時に真空脱ガスを充分に行なえばよい。
【００７５】
最終的には、９００〜１０００℃に加熱し、平均冷却速度を１０℃／分以上として焼入れを行い、更に５５０〜７００℃に加熱し、１〜２０時間保持した後、室温まで自然冷却（平均冷却速度は、例えば、５℃／分以下）して焼戻しを行えばよい。
【００７６】
本発明の鍛鋼材は、特に、原子力発電機器用として有用に利用される。
【００７７】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、上記・下記の趣旨に適合しうる範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術範囲に包含される。
【実施例】
【００７８】
電極アーク加熱機能を備える溶鋼処理設備によって、下記表１に示す成分組成の鋼（残部は鉄および不可避不純物）をそれぞれ溶製し、４０トンクラス（全高３ｍ、直径１．５ｍ）の鋳型を用いて鋳造した。なお、溶湯段階での水素量は、ハイドリス測定で３ｐｐｍであった。溶製時のスラグ組成は、スラグ中の塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ2）が５〜１０となるように調整した。また、溶製時には、真空脱ガス処理も行なった。下記表１には、鋼の成分組成および上記式（１）に基づいて、（［Ｍｎ］×［Ｓ］）／（［Ａｌ］×［Ｏ］）の値を算出した結果を示す。
【００７９】
凝固した鋼塊を１０００℃付近で脱型した後、約１２００℃まで加熱し、最終パスをＡｃ3点＋３０℃以上の温度として加工率１５％の熱間鍛造を施し、断面直径１５０ｍｍの鍛造品に仕上げた。得られた鍛造品を室温までファン冷却するか（平均冷却速度は約５℃／分）、徐冷（平均冷却速度は約１℃／分）した後、２００℃、３００℃、または４００℃に加熱し、この温度にて２４時間保持した後、室温までゆっくりと自然冷却（平均冷却速度は約０．５℃／分）して鍛鋼材を製造した。
【００８０】
室温まで冷却して得られた鍛鋼材について、深さＤ／４の位置における鋼断面の金属組織を観察した。金属組織の観察は、深さＤ／４の位置から試料を採取し、残留オーステナイトの変態を防ぐために電解研磨を行った後、ＥＢＳＰ（Electron Back Scatter diffraction Pattern；結晶方位解析）検出器を備えたＦＥ−ＳＥＭ（Field Emission type Scanning Electron Microscope；電解放出型走査電子顕微鏡）で、金属組織の種類およびその面積率を測定した。なお、ＥＢＳＰは、試料表面に電子線を入射させ、この時に発生する反射電子から得られた菊池パターンを解析することにより、電子線入射位置の結晶方位を決定するものである。電子線を試料表面に二次元で走査させ、所定のピッチ毎に結晶方位を測定すれば、試料表面の方位分布を測定できる。
【００８１】
上記ＦＥ−ＳＥＭの鏡筒内にセットした試料について、鋼断面の５ｃｍ×５ｃｍの領域において、前述の金属組織観察で比較的明度が高く（白色）写っている箇所のうち、あらかじめ健全部の可能性が高い５００μｍ×５００μｍの測定範囲にて１μｍ間隔で電子線を照射し、スクリーン上に投影されるＥＢＳＰ画像を高感度カメラで撮影し、コンピューターに画像として取込んでコンピューターで画像解析を行い、既知の結晶系を用いたシミュレーションによるパターンと比較することによって、各色相（各組織）をカラーマップした。このようにしてマッピングされた各組織（領域）の面積率を求めた。なお、上記解析に係るハードウェアおよびソフトとして、ＴｅｘＳＥＭ  ＬａｂｏｒａｔｏｒｉｅｓＩｎｃ．のＯＩＭ（Orientation Imaging MicroscopyTM）システムを用いた。その結果、いずれの鍛鋼材も、鋼断面に対する健全部の割合が９０面積％以上であった。
【００８２】
また、健全部に対するベイナイト組織の割合（面積率）およびマクロ偏析部に対するベイナイト組織の割合（面積率）を下記表２に示す。
【００８３】
また、上記深さＤ／４の位置から採取した試料に対し、塩酸水溶液でエッチング処理を行ってマクロ偏析部の分布を観察した。
【００８４】
また、マクロ偏析部を上述した手順で自動ＥＰＭＡにて観察し、マクロ偏析部に観察される長径が１μｍ以上の硫化物系介在物または長径が１μｍ以上の酸化物系介在物について、円相当直径およびアスペクト比を測定し、夫々、平均値を求めた。また、観察視野面積に対する長径が１μｍ以上の硫化物系介在物の数密度および長径が１μｍ以上の酸化物系介在物の数密度も算出した。
【００８５】
また、マクロ偏析部における硫化物系介在物の数密度に対して、酸化物系介在物の数密度比（酸化物系介在物の数密度／硫化物系介在物の数密度）を算出し、下記表２に併せて示す。
【００８６】
次に、深さＤ／４の位置から採取した試料について以下に示す手順で耐水素割れ性を評価した。
【００８７】
耐水素割れ性の評価は、水素割れ感受性の比較試験法に基づいて行った。水素割れ感受性の比較試験には、図３に示す装置を用いた。図３中、１は試験片、２は容器、３は試験用水溶液、４は対極（白金電極）、５は電流制御装置、６はクロスヘッド、７は固定台、８はパーソナルコンピューター、９は応力−歪制御装置、を夫々示している。
【００８８】
水素割れ感受性の比較試験は、図３に示すように、長さ１５０ｍｍ、両端のつかみ具部分を直径８ｍｍにして長さ１５ｍｍにわたってねじを設け、標線間距離を１０ｍｍのダンベル状に加工し、中央部分を直径４ｍｍとし、この部分にマクロ偏析部が位置するように作製した試験片１を用いて行った。この試験片１を試験装置に装着し、０．１ｍｏｌ／ＬのＨ2ＳＯ4＋０．０１ｍｏｌ／ＬのＫＳＣＮである試験用水溶液３に囲まれるように、前記水溶液中に完全に浸漬させ、電流密度を０．１ｍＡ／ｍｍ2にて４時間陰極電解して試験片中の水素分布を均一化した。そして、そのままの電流密度を印加、即ち、陰極電解しながらＳＳＲＴ（低歪み速度試験：一定、もしくは一定範囲の振幅ではなく応力増加型の試験）により、試験片に長軸方向の引張り負荷を与えてその応力（Ｓ1）を測定した。このときの試験装置のクロスヘッド６の引張り速度は２×１０-3ｍｍ／分とした。
【００８９】
一方、上記水溶液への浸漬を省略した状態、即ち、大気中で、上記と同じ引張り条件にてＳＳＲＴ試験を実施し、試験片の破断応力（Ｓ0）を測定した。
【００９０】
そして、以上の各測定値から水素割れ感受性指数（Ｓ1／Ｓ0）を求め、各鋼材の耐水素割れ性を評価した。結果を表２に示す。本発明では、水素割れ感受性指数（Ｓ1／Ｓ0）が０．７０以上のものを耐水素割れ性に優れると評価した。
【００９１】
下記表１、表２から次のように考察できる。Ｎｏ．２、３、５、６、８、１０〜１２、２０は、いずれも本発明で規定する要件を満足している例であり、ベイナイト組織で構成されている健全部と、硫化物系介在物および酸化物系介在物の形態と数密度が所定の範囲を満足しているマクロ偏析部で構成されているため、水素割れ感受性指数（Ｓ1／Ｓ0）が０．７０以上となり、耐水素割れ性に優れることが分かる。
【００９２】
一方、Ｎｏ．１、４、７、９、１３〜１９は、本発明で規定する要件を満足していない例であり、水素割れ感受性指数（Ｓ1／Ｓ0）が０．７０未満となり、耐水素割れ性を改善できていないことが分かる。
【００９３】
即ち、Ｎｏ．１〜４は、いずれも同じ鋼種Ａを用いた例であり、Ｎｏ．２と３は、耐水素割れ性を改善できたが、Ｎｏ．１と４は、ベイナイト組織への変態が不充分であったため、マクロ偏析部におけるベイナイト組織の割合が９０面積％未満となり、耐水素割れ性を改善できなかった。また、Ｎｏ．３とＮｏ．４は、鋼種Ａを用い、保持温度を４００℃とする点は同じであるが、Ｎｏ．３は、熱間鍛造後の冷却速度を小さくしているため、ベイナイト変態領域で保持された状態となり、ベイナイト組織への変態が充分に進行し、耐水素割れ性を改善できたのに対し、Ｎｏ．４は、熱間鍛造後の冷却速度が大きく、ベイナイト組織への変態が不充分であったため、耐水素割れ性を改善できなかった。
【００９４】
Ｎｏ．７〜９は、いずれも同じ鋼種Ｄを用いた例であり、Ｎｏ．８は、耐水素割れ性を改善できたが、Ｎｏ．７と９は、ベイナイト組織への変態が不充分であったため、マクロ偏析部におけるベイナイト組織の割合が９０面積％未満となり、耐水素割れ性を改善できなかった。
【００９５】
Ｎｏ．１３は、Ｓを過剰に含有する例であり、マクロ偏析部に粗大な硫化物系介在物が多数析出すると共に、平均アスペクト比も大きくなった。また、硫化物系介在物の数密度も高くなった。また、酸化物系介在物の平均アスペクト比も大きくなった。従って、耐水素割れ性を改善できなかった。
【００９６】
Ｎｏ．１４は、Ｍｎを過剰に含有する例であり、マクロ偏析部に粗大な硫化物系介在物が多数析出すると共に、平均アスペクト比も大きくなった。また、硫化物系介在物の数密度も高くなった。また、酸化物系介在物の平均アスペクト比も大きくなった。従って、耐水素割れ性を改善できなかった。
【００９７】
Ｎｏ．１５は、Ｏを過剰に含有する例であり、酸化物系介在物（例えば、Ａｌ2Ｏ3）が多数析出した。そのため、析出した酸化物系介在物が凝集し、粗大な硫化物系介在物と類似の作用を及ぼしたため、耐水素割れ性を改善できなかった。
【００９８】
Ｎｏ．１６は、Ａｌを過剰に含有する例であり、マクロ偏析部に粗大な酸化物系介在物が多数析出した。そのため、耐水素割れ性を改善できなかった。
【００９９】
Ｎｏ．１７〜１９は、いずれも同じ鋼種Ｌを用いた例であり、Ｓを過剰に含有し、Ａｌ含有量が少な過ぎる例である。これらの例は、硫化物系介在物の平均円相当直径、平均アスペクト比、数密度のいずれかが本発明で規定する範囲をはずれたため、耐水素割れ性を改善できなかった。
【０１００】
【表１】
0005856540.tif 000002
【０１０１】
【表２】
0005856540.tif 000003
【符号の説明】
【０１０２】
１  試験片
２  容器
３  試験用水溶液
４  対極（白金電極）
５  電流制御装置
６  クロスヘッド
７  固定台
８  パーソナルコンピューター
９  応力−歪制御装置
【図３】
0005856540.tif 000004
【図１】
0005856540.tif 000005
【図２】
0005856540.tif 000006