(57)【要約】【課題】特にＭｎ、Ｐ、Ｓ等の従来よりＨＩＣ発生起因として知られる元素の制御に加えて、ＮｂやＴｉの炭窒化物に起因したＨＩＣ発生を防止できる鋼板を提供する。【解決手段】Ｃ：０．０２％以上０．０７％以下、Ｓｉ：０．０５％以上０．５％以下、Ｍｎ：１．１０％以上１．６０％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ｎｂ：０．０１０％以上０．０５０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０２５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以上０．０６％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００６０％、Ｎ：０．００１５％以上０．００７％以下を含有し、かつ式（１）：０．１％≦Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ≦１．５％を満足し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、板厚方向の中央部から板厚方向へ向けて板厚の５％の距離にある領域におけるＮｂ濃度が０．０６０％以下であるとともにＴｉ濃度が０．０２５％以下であることを特徴とする耐ＨＩＣ特性に優れた鋼板である。【選択図】図１
2011063840.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０２％以上０．０７％以下、Ｓｉ：０．０５％以上０．５％以下、Ｍｎ：１．１０％以上１．６０％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ｎｂ：０．０１０％以上０．０５０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０２５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以上０．０６％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００６０％以下、Ｎ：０．００１５％以上０．００７％以下を含有し、かつ下記式（１）を満足し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、板厚方向の中央部から板厚方向へ向けて板厚の５％の距離にある領域におけるＮｂ濃度が０．０６０％以下であるとともにＴｉ濃度が０．０２５％以下であることを特徴とする鋼板。
０．１％≦Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ≦１．５％          ・・・・・（１）
ただし、式（１）における記号は各元素の含有量（質量％）である。
【請求項２】
さらに、Ｖ：０．１０％以下を含有する請求項１に記載された鋼板。
【請求項３】
請求項１または２に記載された鋼板を素材とすることを特徴とするＵＯＥ鋼管。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼板およびＵＯＥ鋼管に関する。具体的には、本発明は、ラインパイプや海洋構造物さらには圧力容器等の用途に適用されるＸ６０以上の耐ＨＩＣ特性に優れた厚鋼板と、この厚鋼板を用いたＵＯＥ鋼管とに関する。
【背景技術】
【０００２】
原油や天然ガスの輸送に使用されるラインパイプには、強度、靱性、溶接性等の一般的な特性の他に、硫化水素を含む環境下で使用されることから、耐水素誘起割れ（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ  Ｉｎｄｕｃｅｄ  Ｃｒａｃｋｉｎｇ：以下、「ＨＩＣ」と略記する）が重要な特性として、要求される。
【０００３】
ＨＩＣに関する多数の研究が、過去に実際にラインパイプや油井管等でＨＩＣに起因した油漏れや破壊、爆発事故が発生したことから、従来より行われている。それらによれば、ＨＩＣの発生機構は、腐食環境で発生した水素ガスが鋼材中に浸入して拡散し、鋼材中のＭｎＳや酸化物系介在物の周囲に集積し、分子化して割れにつながることである。このため、以下に大別される手段がＨＩＣの防止策として開示されている。
【０００４】
（１）鋼材中にＭｎＳが存在すると、これを起点として割れが発生し、ＭｎＳが圧延時に長く伸展すると割れ感受性を増大する。このため、特許文献１には、鋼中のＳ含有量を低下するとともに鋼中にＣａやＲＥＭを添加することによって、鋼中のＳを微細な球状化したＣａＳやＲＥＭ硫化物とする発明が開示されている。
【０００５】
（２）鋳片の中心偏析部に相当する部位では、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ等が偏析することによりマルテンサイトやベイナイトなどの硬い組織が形成され、これが割れの伝播経路となる。このため、特許文献２には、鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｐ等の濃度を低減すること、拡散により偏析を軽減するための均熱処理を行うこと、さらには圧延後の冷却速度を高めることによって、硬い組織の生成を防止する発明が開示されている。また、特許文献３には、連続鋳造の未凝固溶鋼が残る段階で鋳片を一旦バルジングさせた後圧下することによって、中心偏析そのものを解消する発明が開示されている。
【０００６】
（３）近年、要求される鋼材の強度スペックの向上に伴って、上記（１）項または（２）項の単独の対策を行うのでは、不十分な場合が多くなってきた。このため、特許文献４〜６には、鋼中にＣｕやＮｉを添加することにより表面に保護被膜を形成して鋼中への水素の浸入を抑制するとともに、これらの対策とともに、ＣｒやＭｏ等の添加や圧延時の加工熱処理（ＴＭＣＰ）を併用する発明が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開昭５４−１１０１１９号公報
【特許文献２】特開昭６１−６０８６６号公報
【特許文献３】特開平０９−５７４１０号公報
【特許文献４】特開平６−２２０５７７号公報
【特許文献５】特開平９−２０９０３７号公報
【特許文献６】特開２００３−２２６９２２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明者らが鋭意検討を重ねた結果、Ｘ６０クラス（ＹＰ７０ｋｓｉクラス）以上のラインパイプ等に使用される厚鋼板においては、上述した（１）〜（３）項に示す対策では防止できないＨＩＣがあることが新たに判明した。本明細書において「厚鋼板」とは、板厚が６．０ｍｍ以上３８．１ｍｍ以下の鋼板を意味する。
【０００９】
本発明の目的は、Ｘ６０クラス（ＹＰ７０ｋｓｉクラス）以上のラインパイプ等に使用される厚鋼板において、これまで知られているＨＩＣの防止策では防ぐことができないＨＩＣを、防止することができる耐ＨＩＣ特性に優れた鋼板およびＵＯＥ鋼管を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明は、「Ｘ６０クラス（ＹＰ７０ｋｓｉクラス）以上のラインパイプ等に使用される厚鋼板では、ＨＩＣ発生起点が、上述した（１）〜（３）項に示す原因以外に、主にＮｂやＴｉの炭窒化物である」という新規な知見に基づくものである。
【００１１】
本発明は、Ｃ：０．０２％以上０．０７％以下（本明細書では特に断りがない限り組成に関する「％」は「質量％」を意味するものとする）、Ｓｉ：０．０５％以上０．５％以下、Ｍｎ：１．１０％以上１．６０％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ｎｂ：０．０１０％以上０．０５０％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０２５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以上０．０６％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００６０％以下、Ｎ：０．００１５％以上０．００７％以下を含有し、かつ式（１）：０．１％≦Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ≦１．５％を満足し、任意元素としてＶ：０．１０％以下、望ましくは０．０１％以上０．１０％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、板厚方向の中央部から板厚方向へ向けて板厚の５％の距離にある領域におけるＮｂ濃度が０．０６０％以下であるとともにＴｉ濃度が０．０２５％以下であることを特徴とする鋼板である。ただし、式（１）における元素記号は各元素の含有量（質量％）である。
【００１２】
別の観点からは、本発明は、上述した本発明に係る鋼板を素材とすることを特徴とするＵＯＥ鋼管である。
【発明の効果】
【００１３】
本発明により、Ｘ６０クラス（ＹＰ７０ｋｓｉクラス）以上のラインパイプ等に使用されるとともに、ＴｉやＮｂの粗大な炭窒化物に起因したＨＩＣを生じることがない耐ＨＩＣ特性に優れた鋼板と、この鋼板を素材とするＵＯＥ鋼管とを提供することができるようになる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】レーザーＩＣＰ装置を用いたＭｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｂ、Ｃの偏析度の調査結果を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
以下、本発明を実施するための形態を説明する。
はじめに、本発明に係る鋼板の組成を限定する理由を説明する。
【００１６】
［Ｃ：０．０２％以上０．０７％以下］
一般に、Ｃは鋼の強度に大きな影響を及ぼす元素として知られ、Ｃ含有量が０．０２％未満ではラインパイプ等の用途に対して所定の強度を得ることが困難となる。一方、Ｃ含有量が０．０７％を超えると、上述したように連続鋳造時には鋳片の厚み中心部にマクロ偏析部を形成してＨＩＣの発生原因となる。そのため、Ｃ含有量は０．０２％以上０．０７％以下と限定する。同様の観点からＣ含有量の上限は０．０６％であることが好ましく、０．０５％であることがさらに好ましい。一方、下限は０．０３％であることが好ましく、０．０４％であることがさらに好ましい。
【００１７】
［Ｓｉ：０．０５％以上０．５％以下］
Ｓｉは、一般に鋼の製造プロセスでは０．０５％以上含有することにより脱酸元素として鋼中の酸素濃度を低減するために有効な元素の一つであり、鋼を強化する効果もある。また、強度を高める元素として非常に有用な元素である。しかし、Ｓｉ含有量が０．５％を超えると縞状マルテンサイトが生成するようになりＨＡＺ靱性を悪化させる。このため、Ｓｉ含有量は０．０５％以上０．５％以下と限定する。同様の観点から、Ｓｉ含有量の下限は０．１０％であることが好ましく、０．２０％であることがさらに好ましい。
【００１８】
一方、Ｓｉは、Ｔｉとの間に強い相互作用を有することから、構成元素でないにもかかわらずＴｉＮの生成に影響する。そして、Ｎｂ炭窒化物はＴｉＮを核として析出する可能性も高く、耐ＨＩＣ性能の劣化を引き起こす恐れもある。そこで、Ｓｉ含有量の上限は０．３０％未満とすることが好ましい。
【００１９】
［Ｍｎ：１．１０％以上１．６０％以下］
Ｍｎは、一般に鋼材の強度に大きな影響を与える元素であるが、Ｍｎ含有量が１．１０％未満では十分な強度を得ることが困難である。また、Ｍｎ含有量が１．６０％を超えると上述したように中心偏析部で濃化して耐ＨＩＣ性能を劣化させる。このため、Ｍｎ含有量は１．１０％以上１．６０％以下とする。同様の観点から、Ｍｎ含有量の下限は１．２０％であることが好ましく、１．３０％であることがさらに好ましい。一方、中心偏析部での耐ＨＩＣ性を確実に確保するためにはＭｎ含有量の上限は１．５０％であることが好ましく、１．４０％であることがさらに好ましい。
【００２０】
［Ｐ：０．０１５％以下］
Ｐは、鋼中に不可避的に存在する不純物の一つであり、Ｐ含有量はできるだけ低い方が好ましい。Ｐは、凝固時の固液界面における分配係数が小さいため著しく偏析するため、上述したように中心偏析部で濃化して耐ＨＩＣ性を劣化させる。そのため、Ｐ含有量は０．０１５％以下とする。Ｐの中心偏析部における耐ＨＩＣ性の劣化を防止するためには、Ｐ含有量は０．００８％未満とすることが好ましい。しかし、著しいＰの低減には相応の製鋼コスト上昇を伴うので、Ｐ含有量は０．００３％以上とすることが好ましい。
【００２１】
［Ｓ：０．００２０％以下］
Ｓは、Ｐと同様に鋼中に不可避的に存在する不純物の一つであり、その含有量はできるだけ低い方が好ましい。Ｓも凝固時の固液界面における分配係数が小さいため著しく偏析するばかりでなく、上述したように偏析部ではＭｎＳを生成してＨＩＣの発生起点となる。このため、Ｓ含有量は０．００２０％以下とする。高強度鋼などより要求レベルの厳しい条件で安定して耐ＨＩＣ性を確保するためにはＳ含有量の上限を０．００１０％とすることが好ましい。しかし、著しいＳの低減には相応の製鋼コスト上昇を伴うので、Ｓ含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。
【００２２】
［Ｎｂ：０．０１０％以上０．０５０％以下］
Ｎｂは、鋼中で炭窒化物を形成して鋼の強度を高めるとともに靱性の向上にも有効な元素であり、また、特にＴＭＣＰにおいて固溶及び析出を制御することにより鋼板のミクロ組織を制御するために、０．０１０％以上含有する。しかし、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えると、加熱時にも固溶せず組織制御ができなくなるとともに、Ｎｂ含有量が増加することはＮｂ炭窒化物量が増加することであり、耐ＨＩＣ性の低下を引き起こす可能性がある。このため、Ｎｂ含有量は０．０１０％以上０．０５０％以下とする。高強度鋼などにより要求レベルの厳しい条件で安定して耐ＨＩＣ性を確保するためには、Ｎｂ含有量は０．０１０％以上０．０４０％以下とすることが好ましい。
【００２３】
［Ｔｉ：０．００５％以上０．０２５％以下］
Ｔｉは、鋼の強度を向上させるとともに、本発明の根幹をなすＴｉＮの構成元素である。また、鋼中のＮをＴｉＮとして固定しＮｂＮやＡｌＮの析出量を減少することから連続鋳造鋳片の曲げ・矯正時のオーステナイト粒界へのＮｂＮやＡｌＮの動的析出に起因した鋳片表面割れを防止する効果もある。このような効果を得るためにＴｉは０．００５％以上含有する。しかし、Ｔｉ含有量が０．０２５％を超えると溶接部の靭性の低下を招くだけでなく、Ｔｉ炭窒化物量の増加により耐ＨＩＣ性が低下する可能性がある。このため、Ｔｉ含有量は０．００５％以上０．０２５％以下とする。より好適には０．００８％以上０．０２０％以下である。
【００２４】
［ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５％以上０．０６％以下］
Ａｌも脱酸元素として鋼中の酸素濃度を低減するために有効な元素の一つである。脱酸のために有効な含有量は０．００５％以上である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．００５％を下回ると、脱硫も不十分になるとともに、Ｃａ添加の歩留まりが悪化しその効果も充分得られなくなり、鋼中の硫化物やＳの偏析に起因してＨＩＣが発生する。しかし、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が０．０６％を超えると脱酸に伴い生成するアルミナがＨＩＣの原因となることがある。このため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００５％以上０．０６％以下とする。同様の観点から、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００５％以上０．０４％以下とすることがより好ましい。
【００２５】
［Ｃａ：０．０００５％以上０．００６０％以下］
耐ＨＩＣ鋼ではＣａはＳ濃度を低減させ、ＭｎＳの生成を防止するとともに、硫化物の形態制御を行うために、含有する。このため、Ｃａは０．００５％以上含有する。しかし、０．００６０％を超えて含有してもその効果は飽和して製造コストが嵩むだけとなる。このため、Ｃａ含有量は、０．０００５％以上０．００６０％以下とする。
【００２６】
［Ｎ：０．００１５％以上０．００７％以下］
Ｎは、転炉などの大気雰囲気で溶製する場合には鋼中に不可避的に浸入する元素である。本発明で着目している粗大Ｎｂ炭窒化物の構成元素である。Ｎｂ炭窒化物は、直接Ｎと優先的に結びつくことはないが、晶出したＴｉＮを核として析出することが知られている。鋼材中ではＡｌやＴｉなどと窒化物を形成する元素であり、これらの窒化物は熱間加工の過程でピン留め粒子として結晶粒を微細化する効果を有することから鋼材の機械特性に影響を与えるとともに、ミクロ組織形成に影響を与える。このため、Ｎは０．００１５％以上含有する。一方、Ｎ含有量が０．００７％を超えると、上述したように、これらの窒化物が連続鋳造時にオーステナイト粒界に動的析出することにより鋳片表面割れの原因となる。このため、Ｎ含有量は、０．００１５％以上０．００７％以下とする。
【００２７】
［０．１％≦Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ≦１．５％］
耐ＨＩＣ鋼では、ＭｎＳの発生およびＣ偏析の低減の理由でＣ、Ｍｎの含有量の上限が定められる。このため、強度を確保するために、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ等の合金元素を含有する。強度の向上効果を確実に得るためには、これら合金元素の含有量の総量は０．１％以上であることが有効である。しかしながら、これら合金元素の含有量が多過ぎると、焼き入れ性の上昇を伴い、強度上昇とともに一部組織の硬化を引き起こし、これにより、耐ＨＩＣ性が劣化する。そこで、本発明では、これら合金元素の含有量の総量は１．５％以下とする。
【００２８】
これらの合金元素それぞれに含有量についても説明する。
Ｃｕは、０．１％以上含有することにより鋼の焼き入れ性を向上させるが、Ｃｕ含有量が０．５％を超えると鋼材の熱間加工性や被削性が低下するとともに、連続鋳造時にはカッパー割れと称する表面割れを誘発する元素であることからＣｕを０．２％以上含有する場合にはその（１／３）以上の濃度のＮｉを併せて含有することが望ましい。以上の理由により、Ｃｕ含有量は０．１％以上０．５％以下であることが望ましい。
【００２９】
Ｎｉには、固溶強化によって鋼の強度を向上させるとともに、靱性を改善する効果もある。これらの効果を得るためには０．１％以上含有するが、１．０％を超えて含有してもその効果は頭打ちとなり、むしろ溶接性が悪化する。このため、Ｎｉ含有量は０．１％以上１．０％以下であることが望ましい。
【００３０】
Ｃｒには、鋼の強度、靱性を高め、特にＸ８０クラスなど高強度のスペックが要求される場合に有効であるため、０．０５％以上含有する。一方、炭素当量Ｃｅｑ（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）１５）を少量含有するだけで大幅に上昇させることからわかるように、少量含有することで強度上昇に大幅に寄与するとともに、０．５％を超えて含有すると溶接割れが発生する。そこで、Ｃｒ含有量は０．０５％以上０．４％以下であることが望ましい。
【００３１】
さらに、Ｍｏは、鋼板の焼き入れ性を向上させ、強度上昇に寄与する。また、ミクロ偏析し難い元素であり、中心偏析に起因するＨＩＣの発生を抑制する効果がある。Ｍｏ含有の効果を得るためには０．０２％以上含有する。しかし、Ｍｏは高価な元素でありコスト増加につながるばかりでなく、０．５％を超えて含有するとベイナイトやマルテンサイト相などの硬化相が生成してＨＩＣをむしろ悪化させることから、Ｍｏ含有量は０．５％以下とする。そこで、Ｍｏ含有量は０．０２％以上０．５％以下であることが望ましい。耐ＨＩＣ性能に及ぼす影響は、上述した他の３元素と比較して大きいため、Ｍｏ含有量は好ましくは０．３％以下である。
【００３２】
次に、任意元素について説明する。
［Ｖ：０．１０％以下］
Ｖは、鋼中でフェライト中への固溶並びに炭窒化物を形成して鋼の強度を高めるために有効な元素である。しかし、Ｖ含有量が０．１０％を超えると、溶接熱影響部での析出状況が変化して靱性に悪影響を与える。このため、Ｖを含有する場合にはその含有量は０．１０％以下であることが望ましい。なお、Ｖによる上記効果を確実に奏するためには、Ｖ含有量は０．０１％であることが望ましい。
【００３３】
上記以外は、Ｆｅおよび不純物である。
［板厚方向の中央部から板厚方向へ向けて板厚の５％の距離にある領域におけるＮｂ濃度：０．０６０％以下、Ｔｉ濃度：０．０２５％以下］
本発明者らは、従来より耐ＨＩＣ性能を阻害する主原因として考えられていた、ＭｎＳやＣ、Ｍｎ、Ｐを低減しても、耐ＨＩＣ特性を十分に確保できない場合があることを知見し、鋭意検討を重ねた。その結果、従来のＭｎＳやマクロ偏析などのＨＩＣ割れの原因の対策を十分に行っても、鋼中に残存するＮｂやＴｉの炭窒化物が基点となって割れが発生する場合があることが判明した。つまり、従来の知見に加えて、新たにＮｂとＴｉを低減することが耐ＨＩＣ特性を向上させるために有効であることを知見した。
【００３４】
本発明者らは、鋼板の偏析度とＨＩＣ試験を行ってその相関関係を調査することにより、Ｎｂ、Ｔｉに関しても鋼板における偏析度によりＨＩＣ発生の有無を判定できることを知見した。すなわち、偏析を制御することによりＮｂとＴｉの量を低減できる。
【００３５】
製造された鋼材から採取した試験片についてＨＩＣ試験を行った。その結果、割れ発生は全て板厚中央部において発生しており、このことから、中心偏析部がＨＩＣ発生の原因であることが示されている。
【００３６】
割れが発生した試験片について割れ発生部の詳細な調査を行った。割れの起点となった介在物は、ＳＥＭ／ＥＤＳにより分析したところ、濃度は種々変化する場合があるものの、主にＮｂを含有しＮｂ（Ｃ，Ｎ）と表記される炭窒化物（１０体積％以下のＴｉを含む、以下「Ｎｂ炭窒化物」と略記する。）であることが判明した。
【００３７】
上述したように、Ｎｂ、Ｔｉの量を低減させるには偏析のコントロールが必須である。本発明者らは、現状の成品の偏析度レベルを評価し、ＨＩＣ発生有無との相関を調査するため、圧延された厚鋼板について中心偏析部の各元素の偏析度を調査した。
【００３８】
各元素の偏析度調査は、レーザーアイシーピー装置（以下「Ｌ−ＩＣＰ装置」と略記する。）を用いて測定した。Ｌ−ＩＣＰ装置は発光分析装置の一種であり、１０ｍｍ長さの測定において約１００点の測定、つまり１００μｍ毎の測定が可能であるため、マクロ偏析を十分に評価することができる。偏析度は、その１００点の各元素の測定データの平均値を鋼板の平均組成と定義し、最高点をその平均組成で除することにより、定義した。
【００３９】
レーザーのビーム径は約１ｍｍ程度あるため、１ｍｍ以下の介在物は、全て測定データの中に吸収されることとなる。通常介在物は数μｍ程度、大きいとされるものでも数１０μｍ程度であり、本測定により十分に介在物を含んだ偏析度調査を行うことができる。
【００４０】
その結果、各元素の偏析度によりＨＩＣ発生の判定基準を、「板厚方向の中央部から板厚方向へ向けて板厚の５％の距離にある領域におけるＮｂ濃度：０．０６０％以下、Ｔｉ濃度：０．０２５％以下」と定めることができた。
【００４１】
図１は、レーザーＩＣＰ装置を用いたＭｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｂ、Ｃの偏析度の調査結果を示すグラフである。図１のグラフにおける横軸は肉厚方向の測定位置であり、縦軸は各元素の測定結果である。縦軸は、元素によりレベル差が生じるが、この測定方法により平均組成および偏析度を算出することができる。なお、このレーザーＩＣＰ装置を用いた方法以外にも、例えば化学分析等を用いて対象部位の元素を測定することによっても偏析のない部分との分析結果との比較により偏析度を求めることは可能である。
【００４２】
後述する表１の実施例、及び比較例８、９が示すとおり、「板厚方向の中央部から板厚方向へ向けて板厚の５％の距離にある領域におけるＮｂ濃度：０．０６０％以下、Ｔｉ濃度：０．０２５％以下」を基準として、ＨＩＣ発生を判定することができる。
【００４３】
本発明により得られたＨＩＣ発生有無の判定基準は、従来から知られている判定基準のみでは判定できない高強度鋼のＨＩＣについて、特に顕著な効果を発揮する。従来提案されているＣ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓの低減とともに本発明に係るＮｂ、Ｔｉの偏析度の判定基準を併用すればＨＩＣ割れを効果的に防止できることは言うまでもない。
【００４４】
なお、成分および偏析度の制御のみならず、さらに他の要素をも制御することにより、よりいっそう効果的に、ＨＩＣ割れの防止を図ることができるので、これら他の要素についても簡単に説明する。
【００４５】
製鋼では、酸化物制御としてＩＲ（インジェクションリファイニング）の適用およびＣａを添加することによる酸化物の形態制御が有効である。次工程である連続鋳造（以下「ＣＣ」と略記する。）では、鋳片の中心部が凝固する際に鋳片の凝固収縮量に相当する程度、あるいはやや上回る程度に勾配を設置することで、偏析の低減を図ることが有効である。一方で、鋳込み巾方向、鋳込み長さ方向で顕著な凝固不均一が発生しないように適正な水冷条件の採用および鋳込み速度の選択が有効である。
【００４６】
厚板においては、先ず１１００℃以上１２００℃以下での加熱を実施することが有効である。これにより、スラブ段階で発生したＮｂを固溶させてＮｂ炭窒化物となることを防ぐことができる。次に、Ｎｂ量に伴って加熱温度や時間を調整することが有効である。また、圧延においては、Ａｒ３点以上で水冷を行うことが有効である。水冷停止温度を制限するのは、Ａｒ３点未満でフェライトが生成して炭素の排出が始まるため、組織中に炭素を多量に含むために硬化組織が形成され、上述したようにＨＩＣ性能が劣化するからである。
【００４７】
一方、水冷が有効であるのは、ＣやＰ等の元素の拡散をできるだけ低減し、ＣがＮｂと結びつくことを防止できるからである。温度の低下とともに各元素の拡散速度は低下するが、圧延後水冷せずに放冷すると、より高温にさらされる時間が長く、元素の拡散を助長する可能性がある。拡散した元素は、粒界や介在物に偏析する。
【００４８】
水冷速度は５℃／ｓｅｃ以上３０℃／ｓｅｃ以下が望ましい。水冷速度が遅すぎると拡散を助長し、また水冷速度が高すぎると焼きが過度に入り、硬化組織を生じるからである。
【００４９】
この本発明に係る鋼板を素材として製造されるＵＯＥ鋼管は、ＴｉやＮｂの粗大な炭窒化物に起因したＨＩＣを生じることがなくなる。
【実施例１】
【００５０】
さらに、実施例を参照しながら本発明をより具体的に説明する。
種々の鋼種を、厚さ３００ｍｍ、幅２３００ｍｍの垂直曲げ型スラブ連続鋳造機を用いて０．７〜０．８ｍ／ｍｉｎの鋳造速度で連続鋳造し、鋳片からサンプルを採取して中心偏析部の析出物を調査するとともに、圧延した後にさらに析出物を調査し、さらに引張試験およびＨＩＣ試験を行い、ＨＩＣ割れ発生部を調査した。表１に鋳造した鋼種の組成を示す。なお、表１に示す元素以外の残部はＦｅおよび不純物である。
【００５１】
【表１】
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【００５２】
一方このように連続鋳造したスラブを約１１００〜１２００℃に加熱し、熱間圧延を行い、仕上げ圧延温度が約７５０〜８５０℃となるような条件で１０〜２５ｍｍの厚さの厚鋼板とした。圧延後には直ちに５〜３０℃／ｓｅｃの冷却速度で水冷を行い約４００〜５５０℃で冷却を停止し、その後空冷した。
【００５３】
この厚鋼板について引張試験を行うとともに、ＨＩＣ試験としてＮＡＣＥ  ＴＭ−０２−８４で規定されるＮＡＣＥ試験に供し、割れ面積率（ＣＡＲ，％）を測定した。また、厚鋼板の中心偏析部について析出物の調査も行った。同時に板強度も測定し、巾方向板強度Ｃ−ＴＳ（ＭＰａ）は５２０ＭＰａ以上を合格とした。割れ面積率（ＣＡＲ，％）は３％以下を合格とした。
【００５４】
表１の供試材Ｎｏ．１〜５は本発明の条件を全て満足する本発明例であり、供試材Ｎｏ．６〜１５は本発明の条件の少なくとも一つを満足しない比較例である。
供試材Ｎｏ．１〜６は、３％以下の割れ面積率を有するとともに、Ｃ−ＴＳも５３８ＭＰａ以上と、Ｘ６０クラス（ＹＰ７０ｋｓｉクラス）を満足する。
【００５５】
これに対し、供試材Ｎｏ．７は、Ｍｎ含有量が本発明の範囲の下限を満足しないため、Ｃ−ＴＳが５１２と不芳である。
供試材Ｎｏ．８、９は、Ｎｂ絶対量およびＴｉ絶対量がいずれも本発明の範囲の上限を満足しないため、割れ面積率が不芳である。
【００５６】
供試材Ｎｏ．１０は、Ｃａ含有量が本発明の範囲の下限を満足しないために硫化物の形態制御を十分に行うことができず、割れ面積率が不芳である。
供試材Ｎｏ．１１は、Ｐ含有量が本発明の範囲の上限を満足しないために偏析発生および介在物の原因となり、割れ面積率が不芳である。
【００５７】
供試材Ｎｏ．１２は、Ｓ含有量が本発明の範囲の上限を満足しないために偏析発生および介在物の原因となり、割れ面積率が不芳である。
供試材Ｎｏ．１３は、Ｃ含有量が本発明の範囲の上限を満足しないために偏析発生の原因となり、割れ面積率が不芳である。
【００５８】
供試材Ｎｏ．１４は、Ｖ含有量が本発明の範囲の上限を満足しないため、割れ面積率が不芳であるとともに、溶接部の靭性に非常に悪影響を及ぼすため、パイプとして使用不可である。
【００５９】
供試材Ｎｏ．１５は、Ｎｂ含有量が本発明の範囲の上限を満足しないために偏析発生および介在物の原因となり、割れ面積率が不芳である。
さらに、供試材Ｎｏ．１６は、Ｔｉ含有量が本発明の範囲の上限を満足しないために偏析発生および介在物の原因となり、割れ面積率が不芳である。
【図１】
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