JP2014218707A - 耐水素誘起割れ性に優れた調質鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】耐水素誘起割れ性に優れた調質鋼板及びその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜０．６０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．１００％以下を含有し、炭素当量Ｃｅｑを０．１６〜０．６０とし、鋼板表面から板厚方向に１ｍｍまでの範囲の金属組織が、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの１種以上から、板厚中央部から板厚方向に±１ｍｍの範囲の金属組織が、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの１種以上からなる主相が面積分率で８０％以上であり、主相以外の残部がフェライト、パーライト、セメンタイト、残留オーステナイトの１種以上からなり、さらに、鋼板表面から板厚方向に１ｍｍの位置の硬度が２５０ＨＶ以下で、鋼板表面から１ｍｍの位置と板厚中央部との硬度差が６０ＨＶ以下である耐水素誘起割れ性に優れた調質鋼板。
【選択図】なし
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜０．６０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．１００％以下を含有し、炭素当量Ｃｅｑを０．１６〜０．６０とし、鋼板表面から板厚方向に１ｍｍまでの範囲の金属組織が、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの１種以上から、板厚中央部から板厚方向に±１ｍｍの範囲の金属組織が、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの１種以上からなる主相が面積分率で８０％以上であり、主相以外の残部がフェライト、パーライト、セメンタイト、残留オーステナイトの１種以上からなり、さらに、鋼板表面から板厚方向に１ｍｍの位置の硬度が２５０ＨＶ以下で、鋼板表面から１ｍｍの位置と板厚中央部との硬度差が６０ＨＶ以下である耐水素誘起割れ性に優れた調質鋼板。
【選択図】なし
Description
本発明は、耐水素誘起割れ性に優れた調質鋼板及びその製造方法に関する。特に、湿潤硫化水素環境下で使用される石油やガスの圧力容器用鋼板や硫化水素を含む石油や天然ガスを輸送するラインパイプ素材として好適な、板厚１０ｍｍから６０ｍｍの鋼板及びその製造方法に関する。
湿潤硫化水素環境下で使用される石油やガスの圧力容器用鋼板や硫化水素を含む石油や天然ガスを輸送するラインパイプは、強度、靭性、溶接性の他に、耐水素誘起割れ性（以下耐ＨＩＣ性と呼ぶ）や耐応力腐食割れ性（以下耐ＳＣＣ性と呼ぶ）などのいわゆる耐サワー性能が必要とされる。鋼材の水素誘起割れは、腐食反応による水素イオンが鋼材表面に吸着し、原子状の水素として鋼内部に侵入し、鋼中のＭｎＳなどの非金属介在物や硬い第２相組織のまわりに拡散・集積して、その内圧により割れを生ずるものとされている。
このような水素誘起割れを防ぐためにいくつかの方法が提案されている。例えば、特許文献１には、鋼中のＳ含有量を下げるとともに、ＣａやＲＥＭなどを適量添加することにより、長く伸展したＭｎＳの生成を抑制し、微細に分散した球状のＣａＳ介在物に形態を変える技術が開示されている。これにより、硫化物系介在物による応力集中を小さくし、割れの発生・伝播を抑制することによって、耐ＨＩＣ性を改善するというものである。
また、特許文献２および特許文献３においては、偏析傾向の高い元素（Ｃ、Ｍｎ、Ｐ等）の低減やスラブ加熱段階での均熱処理による偏析の低減、および圧延後の冷却時の変態途中での加速冷却を行う技術が開示されている。これにより、中心偏析部での割れの起点となる島状マルテンサイトの生成、および割れの伝播経路となるマルテンサイトなどの硬化組織の生成を抑制するというものである。
特許文献４には、Ｃｕを添加して、鋼材表面に鋼中への水素侵入を抑制する保護膜を形成した鋼板が開示されている。
最近、Ｘ８０グレードの高強度鋼板に対して、特許文献５、特許文献６および特許文献７では、低ＳでＣａ添加により硫化物系介在物の形態制御を行いつつ、低Ｃ−低Ｍｎ化により中心偏析を抑制し、それに伴う強度低下をＣｒ，Ｍｏ，Ｎｉ等の添加と加速冷却により補う方法が開示されている。
しかし、上記した従来技術には次のような問題点がある。
特許文献１に開示された技術のように、硫化物系介在物の形態制御のみでは、高強度化に伴い酸化物系介在物に起因する割れの発生が無視できなくなる。
特許文献４に開示された技術のように、鋼材表面への水素侵入を抑制する保護膜を形成しても、ｐＨの低い環境ではその効果が期待できない。例えば、低ｐＨであるＮＡＣＥ溶液では、被膜の効果が得られていない。
特許文献２、特許文献３、特許文献５、特許文献６および特許文献７に開示された技術は、いずれも中心偏析部が対象となっているが、中心偏析部以外の部分については考慮されていない。加速冷却又は直接焼入れによって製造されるＡＰＩ規格Ｘ６５グレード以上の強度を有する高強度鋼板においては、冷却速度の高い鋼板表面部が内部に比べて硬化するため、表面近傍から水素誘起割れが発生するという問題があり、表面からの割れを防ぐためには、表面硬度を低下させる必要がある。
また、従来は、表面硬度を低下させるために、ガス燃焼炉により燃焼ガス雰囲気中で鋼板全体を加熱していた。そのため、目的の温度に到達するのに長時間を要するため、鋼板表層部だけでなく、鋼板中央部まで強度が低下してしまい、鋼材の仕様を満たせないという問題があった。
これに対して、特許文献８に開示の技術では、鋼板の焼戻し時の鋼板表面の昇温速度を１０℃／ｓｅｃ以上にすることによって、表層部のみを効果的に加熱し、かつ板厚平均の温度上昇を抑制することができているが、誘導加熱装置を用いて加熱する必要があり、通常の熱処理炉では再現することができないという問題がある。
本発明は、上記の問題を解決し、通常の熱処理炉を用いた焼戻しで、鋼板表層部を軟化するが、板厚中央部および板厚１／４部の強度低下は抑制した耐ＨＩＣ性に優れた降伏強さ：４１５ＭＰａ以上、引張強さ：５５０ＭＰａ以上の調質鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。
本発明は、上記の問題を解決し、通常の熱処理炉を用いた焼戻しで、鋼板表層部を軟化するが、板厚中央部および板厚１／４部の強度低下は抑制した耐ＨＩＣ性に優れた降伏強さ：４１５ＭＰａ以上、引張強さ：５５０ＭＰａ以上の調質鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは上記課題を解決するために、鋼板の成分組成と製造方法、特に圧延後の加速冷却とその後の再加熱プロセスについて鋭意検討した結果、以下の知見を得た。
（ａ）鋼板表面から板厚方向に１ｍｍまでの範囲の金属組織が焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの中から選ばれる１種または２種からなること。
（ｂ）板厚中央から板厚方向に±１ｍｍの範囲の金属組織は焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの中から選ばれる１種または２種からなる主相が面積分率で８０％以上であり、主相以外の残部がフェライト、パーライト、セメンタイト、残留オーステナイトの中から選ばれる１種以上であること。
（ｃ）鋼板表面から板厚方向に１ｍｍの位置の硬度がビッカース硬さで２５０ＨＶ以下で、鋼板表面から１ｍｍの位置と板厚中央部との硬度差がビッカース硬さで６０ＨＶ以下である板厚方向硬さ分布を示すこと。
本発明は、上記の知見に更に検討を加えてなされたもので、その要旨は以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜０．６０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．１００％以下を含有し、炭素当量Ｃｅｑを０．１６〜０．６０とし、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、鋼板表面から板厚方向に１ｍｍまでの範囲の金属組織が、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの中から選ばれる１種または２種からなり、板厚中央部から板厚方向に±１ｍｍの範囲の金属組織が、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの中から選ばれる１種または２種からなる主相が面積分率で８０％以上であり、主相以外の残部がフェライト、パーライト、セメンタイト、残留オーステナイトの中から選ばれる１種以上からなり、さらに、鋼板表面から板厚方向に１ｍｍの位置の硬度がビッカース硬さで２５０ＨＶ以下で、鋼板表面から１ｍｍの位置と板厚中央部との硬度差がビッカース硬さで６０ＨＶ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調質鋼板。
［１］質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜０．６０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．１００％以下を含有し、炭素当量Ｃｅｑを０．１６〜０．６０とし、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、鋼板表面から板厚方向に１ｍｍまでの範囲の金属組織が、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの中から選ばれる１種または２種からなり、板厚中央部から板厚方向に±１ｍｍの範囲の金属組織が、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの中から選ばれる１種または２種からなる主相が面積分率で８０％以上であり、主相以外の残部がフェライト、パーライト、セメンタイト、残留オーステナイトの中から選ばれる１種以上からなり、さらに、鋼板表面から板厚方向に１ｍｍの位置の硬度がビッカース硬さで２５０ＨＶ以下で、鋼板表面から１ｍｍの位置と板厚中央部との硬度差がビッカース硬さで６０ＨＶ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調質鋼板。
［２］さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．５０％以下の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする前記［１］に記載の耐水素誘起割れ性に優れた調質鋼板。
［３］さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下の中から選ばれる１種以上を含有することを特徴とする前記［１］または［２］に記載の耐水素誘起割れ性に優れた調質鋼板。
［４］前記［１］乃至［３］の何れかに記載の成分組成を有する鋼素材を、１０５０〜１３００℃の温度範囲に加熱し、所定の板厚に熱間圧延して鋼板とした後、引続き鋼板をＡｒ３変態点以上から直接焼入れし、４００℃以下の温度域で冷却停止した後に、５００〜８００℃の雰囲気温度の加熱炉に装入して鋼板を加熱し、次いで、加熱炉から抽出する直前の鋼板の状態を、鋼板表面温度が５００℃以上Ａｃ１変態点未満で、かつ、鋼板表面の昇温速度Ｖｓが下記式（１）を満たす状態として、加熱炉から鋼板を抽出し、空冷することを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた調質鋼板の製造方法。
Ｖｓ≧−０．００３６×ｔ＋０．５４ ・・・（１）
ただし、Ｖｓ：鋼板表面の昇温速度（℃／ｍｉｎ）、ｔ：鋼板板厚（ｍｍ）
Ｖｓ≧−０．００３６×ｔ＋０．５４ ・・・（１）
ただし、Ｖｓ：鋼板表面の昇温速度（℃／ｍｉｎ）、ｔ：鋼板板厚（ｍｍ）
［５］前記［１］乃至［３］の何れかに記載の成分組成を有する鋼素材を、１０５０〜１３００℃の温度範囲に加熱し、所定の板厚に熱間圧延して鋼板とした後、鋼板をＡｃ３変態点以上の温度に加熱し、引き続きＡｒ３変態点以上から水冷により４００℃以下の温度まで冷却し、さらに、５００〜８００℃の雰囲気温度の加熱炉に装入して鋼板を加熱し、次いで、加熱炉から抽出する直前の鋼板の状態を、鋼板表面温度が５００℃以上Ａｃ１変態点未満で、かつ、鋼板表面の昇温速度Ｖｓが下記式（１）を満たす状態として、加熱炉から鋼板を抽出し、空冷することを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた調質鋼板の製造方法。
Ｖｓ≧−０．００３６×ｔ＋０．５４ ・・・（１）
ただし、Ｖｓ：鋼板表面の昇温速度（℃／ｍｉｎ）、ｔ：鋼板板厚（ｍｍ）
Ｖｓ≧−０．００３６×ｔ＋０．５４ ・・・（１）
ただし、Ｖｓ：鋼板表面の昇温速度（℃／ｍｉｎ）、ｔ：鋼板板厚（ｍｍ）
本発明によれば、焼入れ後の再加熱処理（焼戻し処理）を誘導加熱装置によらないで、通常の熱処理炉を用いて行えるので、耐水素誘起割れ性に優れた調質鋼板を通常の熱処理炉を用いて製造することができる。
以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。
１．成分組成について
はじめに、本発明の鋼の成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分％は、すべて質量％を意味する。
はじめに、本発明の鋼の成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分％は、すべて質量％を意味する。
Ｃ：０．０５〜０．３０％
Ｃは、鋼板の強度を確保するために必要であるが、０．０５％未満では十分な強度を確保できず、０．３０％を超えると強度が高くなりすぎる上、粗大な炭化物を形成しやすくなるため、靭性および耐ＨＩＣ性を劣化させる。従って、Ｃ量は０．０５〜０．３０％の範囲内とする。好ましくは０．０６〜０．１６％の範囲である。
Ｃは、鋼板の強度を確保するために必要であるが、０．０５％未満では十分な強度を確保できず、０．３０％を超えると強度が高くなりすぎる上、粗大な炭化物を形成しやすくなるため、靭性および耐ＨＩＣ性を劣化させる。従って、Ｃ量は０．０５〜０．３０％の範囲内とする。好ましくは０．０６〜０．１６％の範囲である。
Ｓｉ：０．０５〜０．６０％
Ｓｉは脱酸のために添加するが、０．０５％未満では脱酸効果が十分ではなく、０．６０％を超えると島状マルテンサイトを形成しやすくなるため、靭性や溶接性を劣化させる。従ってＳｉ量は０．０５〜０．６０％の範囲とする。好ましくは０．１０〜０．３５％の範囲である。
Ｓｉは脱酸のために添加するが、０．０５％未満では脱酸効果が十分ではなく、０．６０％を超えると島状マルテンサイトを形成しやすくなるため、靭性や溶接性を劣化させる。従ってＳｉ量は０．０５〜０．６０％の範囲とする。好ましくは０．１０〜０．３５％の範囲である。
Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは鋼の強度および靭性の向上のため添加するが、０．５％未満ではその効果が十分ではなく、２．０％を超えると焼き入れ性が高くなりすぎるため、溶接性と耐ＨＩＣ性が劣化する。従って、Ｍｎ量は０．５〜２．０％の範囲とする。好ましくは１．０〜１．７％の範囲である。
Ｍｎは鋼の強度および靭性の向上のため添加するが、０．５％未満ではその効果が十分ではなく、２．０％を超えると焼き入れ性が高くなりすぎるため、溶接性と耐ＨＩＣ性が劣化する。従って、Ｍｎ量は０．５〜２．０％の範囲とする。好ましくは１．０〜１．７％の範囲である。
Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは不可避不純物元素であり、溶接性と耐ＨＩＣ性とを劣化させる。この傾向は０．０５０％を超えると顕著となる。従って、Ｐ量を０．０５０％以下とする。好ましくは０．０２０％以下である。
Ｐは不可避不純物元素であり、溶接性と耐ＨＩＣ性とを劣化させる。この傾向は０．０５０％を超えると顕著となる。従って、Ｐ量を０．０５０％以下とする。好ましくは０．０２０％以下である。
Ｓ： ０．００５０％以下
Ｓは、鋼中においては一般にＭｎＳ系の介在物となるが、Ｃａ添加によりＭｎＳ系からＣａＳ系介在物に形態制御される。しかしＳの含有量が多いとＣａＳ系介在物の量も多くなり、高強度材では割れの起点となり得る。この傾向は、Ｓ量が０．００５０％を超えると顕著となる。従って、Ｓ量は０．００５０％以下とする。好ましくは０．００２０％以下である。
Ｓは、鋼中においては一般にＭｎＳ系の介在物となるが、Ｃａ添加によりＭｎＳ系からＣａＳ系介在物に形態制御される。しかしＳの含有量が多いとＣａＳ系介在物の量も多くなり、高強度材では割れの起点となり得る。この傾向は、Ｓ量が０．００５０％を超えると顕著となる。従って、Ｓ量は０．００５０％以下とする。好ましくは０．００２０％以下である。
Ａｌ：０．１００％以下
Ａｌは脱酸剤として添加される。この効果を得るためには０．０１０％以上の添加が好ましい。しかし、０．１００％を超えると清浄度の低下により耐ＨＩＣ性を劣化させる。従って、Ａｌ量は０．１００％以下とする。好ましくは０．０５０％以下である。
Ａｌは脱酸剤として添加される。この効果を得るためには０．０１０％以上の添加が好ましい。しかし、０．１００％を超えると清浄度の低下により耐ＨＩＣ性を劣化させる。従って、Ａｌ量は０．１００％以下とする。好ましくは０．０５０％以下である。
炭素当量Ｃｅｑ：０．１６〜０．６０
炭素当量Ｃｅｑが０．１６未満では焼入れ性が低くなりすぎて、鋼板の金属組織が所望ものとならず、目的とする鋼板強度が確保できない。また炭素当量Ｃｅｑが０．６０を超えると、焼入れ性が高くなりすぎて、焼き戻し後の表面から１ｍｍ位置の硬度がビッカース硬さで２５０ＨＶ以下とならなくなり、耐ＨＩＣ性が低下する。このため、炭素当量Ｃｅｑは０．１６〜０．６０の範囲とする。好ましくは０．３０〜０．５０、より好ましくは０．３５〜０．４５の範囲である。
なお、炭素当量Ｃｅｑは下記式で定義される。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
ここで、元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。
炭素当量Ｃｅｑが０．１６未満では焼入れ性が低くなりすぎて、鋼板の金属組織が所望ものとならず、目的とする鋼板強度が確保できない。また炭素当量Ｃｅｑが０．６０を超えると、焼入れ性が高くなりすぎて、焼き戻し後の表面から１ｍｍ位置の硬度がビッカース硬さで２５０ＨＶ以下とならなくなり、耐ＨＩＣ性が低下する。このため、炭素当量Ｃｅｑは０．１６〜０．６０の範囲とする。好ましくは０．３０〜０．５０、より好ましくは０．３５〜０．４５の範囲である。
なお、炭素当量Ｃｅｑは下記式で定義される。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
ここで、元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。
以上が本発明の基本成分であるが、鋼板の強度、靭性をさらに改善させる目的で、以下に示すＮｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇの１種以上を含有してもよい。
Ｎｂ： ０．０５％以下
Ｎｂは、圧延時や焼入れのための加熱時の粒成長を抑制し、微細粒化により靭性を向上させる。この効果を得るためには０．００５％以上の添加が好ましい。しかし、Ｎｂ量が０．０５％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化する。従って、Ｎｂ量は０．０５％以下とする。好ましくは０．０３％以下である。
Ｎｂは、圧延時や焼入れのための加熱時の粒成長を抑制し、微細粒化により靭性を向上させる。この効果を得るためには０．００５％以上の添加が好ましい。しかし、Ｎｂ量が０．０５％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化する。従って、Ｎｂ量は０．０５％以下とする。好ましくは０．０３％以下である。
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。この効果を得るためには０．０５％以上の添加が好ましい。しかし、０．５０％を超えて含有するとスラブ加熱時に割れが生じやすくなる上、溶接性が劣化する。従って、Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ量は０．５０％以下とする。好ましくは０．２５％以下である。
Ｃｕは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。この効果を得るためには０．０５％以上の添加が好ましい。しかし、０．５０％を超えて含有するとスラブ加熱時に割れが生じやすくなる上、溶接性が劣化する。従って、Ｃｕを含有する場合は、Ｃｕ量は０．５０％以下とする。好ましくは０．２５％以下である。
Ｎｉ：０．５０％以下
Ｎｉは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。この効果を得るためには０．０５％以上の添加が好ましい。しかし、０．５０％を超えて含有すると応力腐食割れが発生しやすくなる。従って、Ｎｉを含有する場合は、Ｎｉ量は０．５０％以下とする。好ましくは０．２５％以下である。
Ｎｉは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。この効果を得るためには０．０５％以上の添加が好ましい。しかし、０．５０％を超えて含有すると応力腐食割れが発生しやすくなる。従って、Ｎｉを含有する場合は、Ｎｉ量は０．５０％以下とする。好ましくは０．２５％以下である。
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは焼き入れ性を高め十分な強度を得るために有効な元素である。この効果を得るためには０．０５％以上の含有が好ましい。しかし、０．５０％を超えて含有すると溶接性を劣化させる。従って、Ｃｒを含有する場合は、Ｃｒ量は０．５０％以下とする。好ましくは０．４０％以下である。
Ｃｒは焼き入れ性を高め十分な強度を得るために有効な元素である。この効果を得るためには０．０５％以上の含有が好ましい。しかし、０．５０％を超えて含有すると溶接性を劣化させる。従って、Ｃｒを含有する場合は、Ｃｒ量は０．５０％以下とする。好ましくは０．４０％以下である。
Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。この効果を得るためには０．０５％以上の含有が好ましい。しかし、０．５０％を超えて含有すると溶接性や耐ＨＩＣ性が劣化する。従って、Ｍｏを含有する場合は、、Ｍｏ量は０．５０％以下とする。好ましくは０．３５％以下である。
Ｍｏは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。この効果を得るためには０．０５％以上の含有が好ましい。しかし、０．５０％を超えて含有すると溶接性や耐ＨＩＣ性が劣化する。従って、Ｍｏを含有する場合は、、Ｍｏ量は０．５０％以下とする。好ましくは０．３５％以下である。
Ｖ：０．５０％以下
Ｖは、靭性、溶接性、および耐サワー性を劣化させずに強度を上昇させる元素である。この効果を得るためには０．０１％以上の含有が好ましい。しかし、０．５０％を超えて含有すると溶接性を著しく損なう。従って、Ｖを含有する場合は、Ｖ量は０．５０％以下とする。好ましくは０．１０％以下である。
Ｖは、靭性、溶接性、および耐サワー性を劣化させずに強度を上昇させる元素である。この効果を得るためには０．０１％以上の含有が好ましい。しかし、０．５０％を超えて含有すると溶接性を著しく損なう。従って、Ｖを含有する場合は、Ｖ量は０．５０％以下とする。好ましくは０．１０％以下である。
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｃａは硫化物系介在物の形態制御に不可欠な元素であるが、０．０００５％未満ではその効果がなく、０．００５０％を超えて含有しても効果が飽和し、むしろ清浄度の低下により耐ＨＩＣ性を劣化させる。従って、Ｃａを含有する場合は、Ｃａ量は０．０００５〜０．００５０％の範囲とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．００１０〜０．００３０の範囲である。
Ｃａは硫化物系介在物の形態制御に不可欠な元素であるが、０．０００５％未満ではその効果がなく、０．００５０％を超えて含有しても効果が飽和し、むしろ清浄度の低下により耐ＨＩＣ性を劣化させる。従って、Ｃａを含有する場合は、Ｃａ量は０．０００５〜０．００５０％の範囲とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．００１０〜０．００３０の範囲である。
ＲＥＭ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下
ＲＥＭ、Ｍｇは共に硫化物の形態制御を介して母材の靭性向上および延性向上に寄与する。この効果を得るためには０．０００５％以上の含有が好ましい。しかし、０．００５０％を超えると過剰な介在物が生成し、逆に靱性が低下する場合があるため、ＲＥＭ、Ｍｇを含有する場合は、ＲＥＭ量、Ｍｇ量はいずれも、０．００５０％以下とする。好ましくは０．００３０以下である。
ＲＥＭ、Ｍｇは共に硫化物の形態制御を介して母材の靭性向上および延性向上に寄与する。この効果を得るためには０．０００５％以上の含有が好ましい。しかし、０．００５０％を超えると過剰な介在物が生成し、逆に靱性が低下する場合があるため、ＲＥＭ、Ｍｇを含有する場合は、ＲＥＭ量、Ｍｇ量はいずれも、０．００５０％以下とする。好ましくは０．００３０以下である。
なお、本発明の鋼の上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避不純物である。ただし、本発明の作用効果を害さない範囲であれば、上記以外の元素の含有を拒むものではない。
２．金属組織について
鋼板表面から板厚方向に１ｍｍまでの範囲の金属組織：焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの中から選ばれる１種または２種
鋼板表面から板厚方向に１ｍｍまでの範囲の金属組織が、焼戻しマルテンサイト、または、焼戻しベイナイト、または、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの混合組織でなければ、所望の強度が得られない。また、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトは転位密度が高く比較的高強度でラス構造をもつフェライト中に微細なセメンタイトが分散した組織であるので、組織が均一で、水素の集積サイトとなる硬質な第二相が少なく、耐ＨＩＣ性に優れている。また、靭性も優れている。このため、鋼板表面から板厚方向に１ｍｍまでの範囲の金属組織は焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの中から選ばれる１種または２種からなる組織とする。
鋼板表面から板厚方向に１ｍｍまでの範囲の金属組織：焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの中から選ばれる１種または２種
鋼板表面から板厚方向に１ｍｍまでの範囲の金属組織が、焼戻しマルテンサイト、または、焼戻しベイナイト、または、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの混合組織でなければ、所望の強度が得られない。また、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトは転位密度が高く比較的高強度でラス構造をもつフェライト中に微細なセメンタイトが分散した組織であるので、組織が均一で、水素の集積サイトとなる硬質な第二相が少なく、耐ＨＩＣ性に優れている。また、靭性も優れている。このため、鋼板表面から板厚方向に１ｍｍまでの範囲の金属組織は焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの中から選ばれる１種または２種からなる組織とする。
板厚中央部から板厚方向に±１ｍｍの範囲の金属組織：焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの中から選ばれる１種または２種からなる主相が面積分率で８０％以上
板厚中央部はスラブ鋳造の際に中央偏析によりＰ、Ｓなどの不純物が濃化して介在物が生じやすいほか、ＣやＭｎも濃化するため、硬質な第二相が生じやすく、水素誘起割れが発生しやすい位置である。しかし、焼き入れの際の板厚中央の冷却速度は鋼板表面に比べて遅いため、板厚中央の硬さは表面近傍に比べ低い。このため、板厚中央部は耐ＨＩＣ性に優れた、焼戻しマルテンサイト、または、焼戻しベイナイト、または、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの混合組織のみで構成する必要はないが、これらの組織を主相とする必要がある。ここで主相とは面積率で８０％以上であることを言う。主相以外の残部はフェライト、パーライト、セメンタイト、残留オーステナイトの中から選ばれる１種以上である。板厚中央部で前記主相が面積率で８０％を下回ると、軟質なフェライトが増加するため、所望の鋼板強度を得られなくなる。このため板厚中央部の組織は前記主相が面積率で８０％以上とする。また、耐ＨＩＣ性の面からも、耐ＨＩＣ性に優れた焼戻しマルテンサイト、および／または、焼戻しベイナイトの割合は高いほうが好ましく、前記主相の面積率は９０％以上とすることが好ましい。
板厚中央部はスラブ鋳造の際に中央偏析によりＰ、Ｓなどの不純物が濃化して介在物が生じやすいほか、ＣやＭｎも濃化するため、硬質な第二相が生じやすく、水素誘起割れが発生しやすい位置である。しかし、焼き入れの際の板厚中央の冷却速度は鋼板表面に比べて遅いため、板厚中央の硬さは表面近傍に比べ低い。このため、板厚中央部は耐ＨＩＣ性に優れた、焼戻しマルテンサイト、または、焼戻しベイナイト、または、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの混合組織のみで構成する必要はないが、これらの組織を主相とする必要がある。ここで主相とは面積率で８０％以上であることを言う。主相以外の残部はフェライト、パーライト、セメンタイト、残留オーステナイトの中から選ばれる１種以上である。板厚中央部で前記主相が面積率で８０％を下回ると、軟質なフェライトが増加するため、所望の鋼板強度を得られなくなる。このため板厚中央部の組織は前記主相が面積率で８０％以上とする。また、耐ＨＩＣ性の面からも、耐ＨＩＣ性に優れた焼戻しマルテンサイト、および／または、焼戻しベイナイトの割合は高いほうが好ましく、前記主相の面積率は９０％以上とすることが好ましい。
３．硬さについて
鋼板表面から板厚方向に１ｍｍの位置の平均硬度：ビッカース硬さで２５０ＨＶ以下
鋼板表面近傍の硬さは耐ＨＩＣ性を決定する重要な因子である。硬さが高いほど耐ＨＩＣ性が低下する。鋼板表面から板厚方向に１ｍｍの位置の平均硬度が２５０ＨＶを超えるとＨＩＣ試験により割れが発生するため、２５０ＨＶ以下とする。好ましくは２４０ＨＶ以下である。また、表面近傍の硬さが高くなると鋼材の曲げ加工性が劣化してしまうため、この面からも、２５０ＨＶ以下とする。
鋼板表面から板厚方向に１ｍｍの位置の平均硬度：ビッカース硬さで２５０ＨＶ以下
鋼板表面近傍の硬さは耐ＨＩＣ性を決定する重要な因子である。硬さが高いほど耐ＨＩＣ性が低下する。鋼板表面から板厚方向に１ｍｍの位置の平均硬度が２５０ＨＶを超えるとＨＩＣ試験により割れが発生するため、２５０ＨＶ以下とする。好ましくは２４０ＨＶ以下である。また、表面近傍の硬さが高くなると鋼材の曲げ加工性が劣化してしまうため、この面からも、２５０ＨＶ以下とする。
鋼板表面から１ｍｍの位置と板厚中央部との硬度差：６０ＨＶ以下
鋼板表面から１ｍｍの位置と板厚中央部との硬度差がビッカース硬さで６０ＨＶを超えると、板厚中央部の硬さが低すぎ、所望の強度が得られなくなる。このため、鋼板表面から１ｍｍの位置と板厚中央部との硬度差はビッカース硬さで６０ＨＶ以下とする。好ましくは５０ＨＶ以下である。
鋼板表面から１ｍｍの位置と板厚中央部との硬度差がビッカース硬さで６０ＨＶを超えると、板厚中央部の硬さが低すぎ、所望の強度が得られなくなる。このため、鋼板表面から１ｍｍの位置と板厚中央部との硬度差はビッカース硬さで６０ＨＶ以下とする。好ましくは５０ＨＶ以下である。
４．製造条件について
上述した組成を有する鋼を、転炉、電気炉等の溶製手段により溶製し、連続鋳造法または造塊〜分塊法等でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、溶製方法、鋳造法については上記した方法に限定されるものではない。その後、所望の形状に圧延し、圧延後に、冷却および加熱を行う。なお、鋼材（鋼素材（スラブ）または鋼板）の温度は特に断らない限り、鋼材の表面温度を意味する。
上述した組成を有する鋼を、転炉、電気炉等の溶製手段により溶製し、連続鋳造法または造塊〜分塊法等でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。なお、溶製方法、鋳造法については上記した方法に限定されるものではない。その後、所望の形状に圧延し、圧延後に、冷却および加熱を行う。なお、鋼材（鋼素材（スラブ）または鋼板）の温度は特に断らない限り、鋼材の表面温度を意味する。
鋼素材の加熱温度：１０５０〜１３００℃
加熱温度が１０５０℃未満では、鋼素材（スラブ）中に存在する粗大な炭化物が完全に溶解しないため、得られる鋼板の強度が低下しやすい。また、スラブ温度が低いため鋼材の変形抵抗が高く、圧延能率も低下する。一方、鋼素材の加熱温度が１３００℃を超えると、組織が粗大化して得られる鋼板の靱性が低下し、また、焼入性が増加しすぎて、得られる鋼板の表層硬さが増加しやすくなる。このため、鋼素材の加熱温度は１０５０℃〜１３００℃の範囲に限定した。
加熱温度が１０５０℃未満では、鋼素材（スラブ）中に存在する粗大な炭化物が完全に溶解しないため、得られる鋼板の強度が低下しやすい。また、スラブ温度が低いため鋼材の変形抵抗が高く、圧延能率も低下する。一方、鋼素材の加熱温度が１３００℃を超えると、組織が粗大化して得られる鋼板の靱性が低下し、また、焼入性が増加しすぎて、得られる鋼板の表層硬さが増加しやすくなる。このため、鋼素材の加熱温度は１０５０℃〜１３００℃の範囲に限定した。
直接焼入れ（焼入れ開始温度：Ａｒ３変態点以上、冷却停止温度：４００℃以下）
熱間圧延終了後、母材強度および母材靭性を確保するため、また、マルテンサイト、または、ベイナイト、または、マルテンサイトとベイナイトの混合組織を主相とする組織を得るために、Ａｒ３変態点以上の温度から、鋼板を強制冷却により焼入れ処理を施すことが必要である。焼入れ開始温度がＡｒ３変態点を下回ると、オーステナイトが一部、フェライトに変態してしまい所望の強度、組織が得られない。このため、焼入れ開始温度はＡｒ３変態点以上とする。４００℃以下に到達するまで直接焼入れする理由は、オーステナイトからマルテンサイトもしくはベイナイトヘの変態を完了させ母材の強度を保つため、および耐ＨＩＣ性に優れる所望の組織を得るためである。
熱間圧延終了後、母材強度および母材靭性を確保するため、また、マルテンサイト、または、ベイナイト、または、マルテンサイトとベイナイトの混合組織を主相とする組織を得るために、Ａｒ３変態点以上の温度から、鋼板を強制冷却により焼入れ処理を施すことが必要である。焼入れ開始温度がＡｒ３変態点を下回ると、オーステナイトが一部、フェライトに変態してしまい所望の強度、組織が得られない。このため、焼入れ開始温度はＡｒ３変態点以上とする。４００℃以下に到達するまで直接焼入れする理由は、オーステナイトからマルテンサイトもしくはベイナイトヘの変態を完了させ母材の強度を保つため、および耐ＨＩＣ性に優れる所望の組織を得るためである。
焼戻し時の鋼板表面温度：５００℃以上Ａｃ１変態点未満
焼戻し時の鋼板表面の最高到達温度が５００℃未満では、加熱温度が低すぎるため直接焼入れによって生じたマルテンサイトまたはベイナイトの焼き戻しが十分でないため、低下した靭性の回復が不十分である。また、表面近傍の硬さを目標未満に低下させることができず、耐ＨＩＣ特性が十分でない。一方、鋼板表面の最高到達温度がＡｃ１変態温度以上になると、逆変態によりフェライトが生じ、表層部の靭性および強度などが著しく低下してしまう。このため、焼戻し時の鋼板表面の最高到達温度は、５００℃以上Ａｃ１変態点未満の範囲とする。
焼戻し時の鋼板表面の最高到達温度が５００℃未満では、加熱温度が低すぎるため直接焼入れによって生じたマルテンサイトまたはベイナイトの焼き戻しが十分でないため、低下した靭性の回復が不十分である。また、表面近傍の硬さを目標未満に低下させることができず、耐ＨＩＣ特性が十分でない。一方、鋼板表面の最高到達温度がＡｃ１変態温度以上になると、逆変態によりフェライトが生じ、表層部の靭性および強度などが著しく低下してしまう。このため、焼戻し時の鋼板表面の最高到達温度は、５００℃以上Ａｃ１変態点未満の範囲とする。
焼戻し時の鋼板表面温度の昇温速度Ｖｓ：Ｖｓ≧−０．００３６×ｔ＋０．５４
一般的には、焼戻しにおいては、鋼板全体を均一な組織とするため、鋼板全体ができるだけ均一な温度になってから加熱炉から鋼板を抽出する。しかし、本発明では、意図的に表面と鋼板内部と温度差がついた状態で焼戻しを終了し、鋼板を加熱炉から抽出する。これは、本発明が目的とする耐ＨＩＣ性に優れた鋼板では、耐ＨＩＣ性の確保のため表面近傍の硬さを抑制する必要があり、表面近傍の焼戻しを進行させる必要がある反面、鋼板の強度を確保するために鋼板内部の焼戻しは抑制する必要があるためである。
一般的には、焼戻しにおいては、鋼板全体を均一な組織とするため、鋼板全体ができるだけ均一な温度になってから加熱炉から鋼板を抽出する。しかし、本発明では、意図的に表面と鋼板内部と温度差がついた状態で焼戻しを終了し、鋼板を加熱炉から抽出する。これは、本発明が目的とする耐ＨＩＣ性に優れた鋼板では、耐ＨＩＣ性の確保のため表面近傍の硬さを抑制する必要があり、表面近傍の焼戻しを進行させる必要がある反面、鋼板の強度を確保するために鋼板内部の焼戻しは抑制する必要があるためである。
鋼板内部の代表的な位置として板厚１／４を考える。熱伝導解析により、鋼板表面と板厚１／４の温度を計算すると、鋼板表面の昇温速度Ｖｓが小さくなるほど鋼板表面と板厚１／４の温度差が小さくなることがわかった。また、鋼板表面の昇温速度Ｖｓが［Ｖｓ≧−０．００３６×ｔ＋０．５４］を満たす状態では、「板厚表層温度−板厚１／４温度≧５℃」を満足していることがわかった。ただし、Ｖｓは鋼板表面の昇温速度（℃／ｍｉｎ）、ｔは鋼板の板厚（ｍｍ）である。このような状態では、鋼板表層と板厚１／４に５℃以上の温度差をつけて焼戻しすることができる。当然ながら板厚１／４よりも鋼板の内部（例えば板厚１／２）ではさらに大きい温度差がつく。
温度差をつける焼戻しを行うと、通常の焼戻しと比べて、鋼板内部の強度低下を抑制して、鋼板表層部を焼戻しすることができるため、鋼板強度を保ちつつ、鋼板表層部の軟化を達成できる。板厚表層と板厚１／４の温度差が５℃以上あれば、目標の表面近傍硬さおよび目標の鋼板強度を確保できる。このため、鋼板を加熱炉から抽出する直前の鋼板の状態が、鋼板表面温度が５００℃以上Ａｃ１変態点未満で、鋼板表面の昇温速度ＶｓがＶｓ≧−０．００３６×ｔ＋０．５４を満足する状態として、鋼板を加熱炉から抽出する。
加熱炉から抽出した鋼板は空冷する。加熱炉から抽出した鋼板を空冷する理由としては、焼き戻した鋼板を水冷すると鋼板の表面と内部に温度差が生じて、鋼板が歪むおそれがあるからであり、鋼板が歪まない冷却速度であれば、通常の空冷以外にも、水の噴霧によるミスト冷却やファンで強制的に空気を送風する冷却も適応できる。なお、鋼板を抽出する直前の鋼板表面の昇温速度Ｖｓの上限は特に定めないが、鋼板表面の昇温速度Ｖｓが大きすぎる場合には、鋼板表層と板厚１／４の温度差が大きすぎ、鋼板内部が十分に焼戻されず、焼入れままのマルテンサイトあるいはベイナイトが残留し靭性および耐ＨＩＣ性が優れないおそれがあるため、Ｖｓ≦−０．００３６×ｔ＋２．１８を満足するまで鋼板を加熱炉中に保持することが好ましい。
再加熱焼入れ（再加熱温度：Ａｃ３変態点以上、焼入れ開始温度：Ａｒ３変態点以上、冷却停止温度：４００℃以下）
熱間圧延後の直接焼入れに代えて、再加熱焼き入れをすることもできる。熱間圧延終了後、鋼板をＡｃ３変態点以上に再加熱し、Ａｒ３変態点以上の温度から水冷を開始し、４００℃以下の温度まで水冷する。再加熱温度がＡｃ３変態点未満であると未変態のフェライトが残存し、所望の強度、組織が得られない。このため、再加熱温度はＡｃ３変態点以上とする。また、水冷開始温度がＡｒ３変態点を下回ると、オーステナイトが一部、水冷開始前に、フェライトに変態してしまい所望の強度、組織が得られない。このため、焼入れ開始温度はＡｒ３変態点以上とする。４００℃以下に到達するまで水冷する理由は、オーステナイトからマルテンサイトもしくはベイナイトヘの変態を完了させ母材の強度を保つため、および耐ＨＩＣ性に優れる所望の組織を得るためである。再加熱焼き入れ完了後、鋼板には焼戻しを行なうが、焼戻しの条件は、既に述べた直接焼入れの後に行なう焼戻しと同様である。
熱間圧延後の直接焼入れに代えて、再加熱焼き入れをすることもできる。熱間圧延終了後、鋼板をＡｃ３変態点以上に再加熱し、Ａｒ３変態点以上の温度から水冷を開始し、４００℃以下の温度まで水冷する。再加熱温度がＡｃ３変態点未満であると未変態のフェライトが残存し、所望の強度、組織が得られない。このため、再加熱温度はＡｃ３変態点以上とする。また、水冷開始温度がＡｒ３変態点を下回ると、オーステナイトが一部、水冷開始前に、フェライトに変態してしまい所望の強度、組織が得られない。このため、焼入れ開始温度はＡｒ３変態点以上とする。４００℃以下に到達するまで水冷する理由は、オーステナイトからマルテンサイトもしくはベイナイトヘの変態を完了させ母材の強度を保つため、および耐ＨＩＣ性に優れる所望の組織を得るためである。再加熱焼き入れ完了後、鋼板には焼戻しを行なうが、焼戻しの条件は、既に述べた直接焼入れの後に行なう焼戻しと同様である。
なお、Ａｒ３変態点、Ａｃ１変態点、Ａｃ３変態点は、以下の式より計算される値を用いる。
Ar3変態点（℃）＝900−332Ｃ＋6Si−77Mn−20Cu−50Ni−18Cr−68Mo
Ac1変態点（℃）＝750.8−26.6Ｃ＋17.6Si−11.6Mn−22.9Cu−23Ni+24.1Cr+22.5Mo
−39.7V−5.7Ti+232.4Nb−169.4Al−894.7B
Ac3変態点（℃）＝937−476.5Ｃ＋56Si−19.7Mn−16.3Cu−26.6Ni−4.9Cr+38.1Mo
+124.8V+136.3Ti−19.1Nb+198.4Al
（ここで、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ti 、Nb、 Al：各元素の含有量（質量％））
Ac1変態点（℃）＝750.8−26.6Ｃ＋17.6Si−11.6Mn−22.9Cu−23Ni+24.1Cr+22.5Mo
−39.7V−5.7Ti+232.4Nb−169.4Al−894.7B
Ac3変態点（℃）＝937−476.5Ｃ＋56Si−19.7Mn−16.3Cu−26.6Ni−4.9Cr+38.1Mo
+124.8V+136.3Ti−19.1Nb+198.4Al
（ここで、Ｃ、Si、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Ti 、Nb、 Al：各元素の含有量（質量％））
転炉−取鍋精錬−連続鋳造法で、表１に示す鋼組成の鋼素材（スラブ）を鋳造し、２５０ｍｍ厚のスラブとした。ここで、鋼種Ａ〜Ｄは発明鋼、鋼種Ｅは比較鋼である。これらのスラブに熱間圧延を行い、直接焼入れ（ＤＱ）−焼き戻し処理、あるいは、再加熱焼入れ（ＲＱ）−焼き戻し処理を施した。表２に製造条件を示す。
得られた鋼板について組織観察、硬度測定、引張り特性評価、母材靭性測定、耐ＨＩＣ試験を下記の要領で実施した。得られた結果を表３に示す。
得られた鋼板について組織観察、硬度測定、引張り特性評価、母材靭性測定、耐ＨＩＣ試験を下記の要領で実施した。得られた結果を表３に示す。
［組織観察］
鋼板の組織は、圧延方向に垂直な断面のサンプルを採取し、断面を鏡面まで研磨後、硝酸メタノール溶液で腐食し、鋼板表面から板厚方向に１．０ｍｍまで、および板厚中央部から板厚方向に±１ｍｍの範囲を光学顕微鏡により４００倍で当該範囲を、画面が連続した複数枚で写真撮影し、写真より当該範囲の相を同定し、各相の面積分率を決定した。焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの組織はいずれもラス間に微細な炭化物が分散した組織であり、これらを判別できないので、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトは同じ相とした。なお、焼戻し前の鋼板では、結晶粒中のセメンタイトの有無でマルテンサイトとベイナイトを区別することが可能である。
鋼板の組織は、圧延方向に垂直な断面のサンプルを採取し、断面を鏡面まで研磨後、硝酸メタノール溶液で腐食し、鋼板表面から板厚方向に１．０ｍｍまで、および板厚中央部から板厚方向に±１ｍｍの範囲を光学顕微鏡により４００倍で当該範囲を、画面が連続した複数枚で写真撮影し、写真より当該範囲の相を同定し、各相の面積分率を決定した。焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの組織はいずれもラス間に微細な炭化物が分散した組織であり、これらを判別できないので、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトは同じ相とした。なお、焼戻し前の鋼板では、結晶粒中のセメンタイトの有無でマルテンサイトとベイナイトを区別することが可能である。
［硬度測定］
鋼板の組織は、圧延方向に垂直な断面のサンプルを採取し、断面を鏡面まで研磨後、ＪＩＳ Ｚ２２４４に準拠してビッカース硬さを測定した。ビッカース圧子の荷重は１０ｋｇとした。表面から１ｍｍの位置、および板厚１／２の位置でそれぞれ５点測定し、５点のビッカース硬さを平均し、表面から１ｍｍの位置および板厚１／２の位置の硬さとした。
鋼板の組織は、圧延方向に垂直な断面のサンプルを採取し、断面を鏡面まで研磨後、ＪＩＳ Ｚ２２４４に準拠してビッカース硬さを測定した。ビッカース圧子の荷重は１０ｋｇとした。表面から１ｍｍの位置、および板厚１／２の位置でそれぞれ５点測定し、５点のビッカース硬さを平均し、表面から１ｍｍの位置および板厚１／２の位置の硬さとした。
［引張り特性］
ＪＩＳ Ｚ２２４１ に準拠し、板厚全厚の５号引張り試験片を圧延方向に垂直方向を試験片長手方向として鋼板より採取し、引張り試験を実施した。
ＪＩＳ Ｚ２２４１ に準拠し、板厚全厚の５号引張り試験片を圧延方向に垂直方向を試験片長手方向として鋼板より採取し、引張り試験を実施した。
［母材靭性］
各鋼板の板厚１／２位置の圧延方向と垂直な方向から、ＪＩＳ Ｚ ２２０２（１９９８年）の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（１９９８年）の規定に準拠して各鋼板について各温度３本のシャルピー衝撃試験を実施し、試験温度０℃での吸収エネルギーを求め、母材靭性を評価した。試験温度０℃での吸収エネルギー（ｖＥ０と言う場合がある）の３本の平均値が５０Ｊ以上を母材靭性に優れるものとした。
各鋼板の板厚１／２位置の圧延方向と垂直な方向から、ＪＩＳ Ｚ ２２０２（１９９８年）の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（１９９８年）の規定に準拠して各鋼板について各温度３本のシャルピー衝撃試験を実施し、試験温度０℃での吸収エネルギーを求め、母材靭性を評価した。試験温度０℃での吸収エネルギー（ｖＥ０と言う場合がある）の３本の平均値が５０Ｊ以上を母材靭性に優れるものとした。
［耐ＨＩＣ試験］
耐ＨＩＣ性は、ｐＨが約３の硫化水素を飽和させた５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ３ＣＯＯＨ水溶液（通常のＮＡＣＥ溶液）中に鋼材サンプル（幅３０ｍｍ×長さ６０ｍｍ×板厚）を９６時間浸漬し、その後サンプルを幅中央位置で長さ方向に平行に切断し、板厚断面（圧延方向に平行で幅方向に垂直な断面）を鏡面まで研磨し、断面を２０倍で観察し、割れの有無を調査するというＨＩＣ試験により評価した。割れが全く観察されないものを合格、割れが１つでも観察されたものを不合格とした。
耐ＨＩＣ性は、ｐＨが約３の硫化水素を飽和させた５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ３ＣＯＯＨ水溶液（通常のＮＡＣＥ溶液）中に鋼材サンプル（幅３０ｍｍ×長さ６０ｍｍ×板厚）を９６時間浸漬し、その後サンプルを幅中央位置で長さ方向に平行に切断し、板厚断面（圧延方向に平行で幅方向に垂直な断面）を鏡面まで研磨し、断面を２０倍で観察し、割れの有無を調査するというＨＩＣ試験により評価した。割れが全く観察されないものを合格、割れが１つでも観察されたものを不合格とした。
その結果を表３に示す。ここで、Ｎｏ．１〜５、Ｎｏ．１０は発明例、Ｎｏ．６〜９、Ｎｏ．１１は比較例である。発明例はいずれも降伏強さ：４１５ＭＰａ以上、引張強さ：５５０ＭＰａ以上を有し、鋼板表面から１ｍｍ〜５ｍｍの表層部の平均硬さが２５０ＨＶ以下で、表面から１ｍｍと板厚中央との硬度差が６０ＨＶ以下である板厚方向硬さ分布を示しており、耐ＨＩＣ特性も良好であった。
Claims (5)
- 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜０．６０％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．１００％以下を含有し、炭素当量Ｃｅｑを０．１６〜０．６０とし、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、鋼板表面から板厚方向に１ｍｍまでの範囲の金属組織が、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの中から選ばれる１種または２種からなり、板厚中央部から板厚方向に±１ｍｍの範囲の金属組織が、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの中から選ばれる１種または２種からなる主相が面積分率で８０％以上であり、主相以外の残部がフェライト、パーライト、セメンタイト、残留オーステナイトの中から選ばれる１種以上からなり、さらに、鋼板表面から板厚方向に１ｍｍの位置の硬度がビッカース硬さで２５０ＨＶ以下で、鋼板表面から１ｍｍの位置と板厚中央部との硬度差がビッカース硬さで６０ＨＶ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調質鋼板。
- さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．５０％以下の中から選ばれる１種以上を含有する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調質鋼板。
- さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．００５０％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下の中から選ばれる１種以上を含有する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調質鋼板。
- 請求項１乃至３の何れかに記載の成分組成を有する鋼素材を、１０５０〜１３００℃の温度範囲に加熱し、所定の板厚に熱間圧延して鋼板とした後、引続き鋼板をＡｒ３変態点以上から直接焼入れし、４００℃以下の温度域で冷却停止した後に、５００〜８００℃の雰囲気温度の加熱炉に装入して鋼板を加熱し、次いで、加熱炉から抽出する直前の鋼板の状態を、鋼板表面温度が５００℃以上Ａｃ１変態点未満で、かつ、鋼板表面の昇温速度Ｖｓが下記式（１）を満たす状態として、加熱炉から鋼板を抽出し、空冷することを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた調質鋼板の製造方法。
Ｖｓ≧−０．００３６×ｔ＋０．５４ ・・・（１）
ただし、Ｖｓ：鋼板表面の昇温速度（℃／ｍｉｎ）、ｔ：鋼板板厚（ｍｍ） - 請求項１乃至３の何れかに記載の成分組成を有する鋼素材を、１０５０〜１３００℃の温度範囲に加熱し、所定の板厚に熱間圧延して鋼板とした後、鋼板をＡｃ３変態点以上の温度に加熱し、引き続きＡｒ３変態点以上から水冷により４００℃以下の温度まで冷却し、さらに、５００〜８００℃の雰囲気温度の加熱炉に装入して鋼板を加熱し、次いで、加熱炉から抽出する直前の鋼板の状態を、鋼板表面温度が５００℃以上Ａｃ１変態点未満で、かつ、鋼板表面の昇温速度Ｖｓが下記式（１）を満たす状態として、加熱炉から鋼板を抽出し、空冷することを特徴とする耐水素誘起割れ性に優れた調質鋼板の製造方法。
Ｖｓ≧−０．００３６×ｔ＋０．５４ ・・・（１）
ただし、Ｖｓ：鋼板表面の昇温速度（℃／ｍｉｎ）、ｔ：鋼板板厚（ｍｍ）
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