JP2018083981A - 鋼板およびラインパイプ用鋼管並びにその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】耐水素誘起割れ性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管を提供する。【解決手段】Ｃ：０．０２〜０．１５質量％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．６〜２．０質量％、Ｐ：０質量％超、０．０３０質量％以下、Ｓ：０質量％超、０．００３質量％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．０８０質量％、Ｃａ：０．０００３〜０．００６０質量％、Ｎ：０．００１〜０．０１質量％、およびＯ：０質量％超、０．００４５質量％以下を含有し、かつ下記（１）式および下記（２）式を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、欠陥エコー高さが２０％以上である部分の面積率が０．０５％以下である鋼板。３．０≦［Ｃａ］／［Ｓ］ （１）（［Ｃａ］−１．２５×［Ｓ］）／［Ｏ］≦１．８０ （２）ここで、［Ｃａ］、［Ｓ］および［Ｏ］はそれぞれ、Ｃａ、ＳおよびＯの含有量（質量％）である。【選択図】図１
Description
本発明は、鋼板およびラインパイプ用鋼管並びにその製造方法に関する。
主に石油およびガス等の輸送用ラインパイプおよび貯蔵用タンクでは、硫化水素を含有する劣質資源の開発に伴い、耐水素誘起割れ性および耐応力腐食割れ性等のいわゆる耐サワー性が必要とされる。水素誘起割れ（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｃｒａｃｋｉｎｇ、以下、「ＨＩＣ」ということがある）は、上記硫化水素等による腐食反応に伴って鋼材内部に侵入した水素が、ＭｎＳおよびＮｂ（Ｃ、Ｎ）をはじめとする非金属介在物等の欠陥部に集積し、ガス化することにより生じる割れであることが知られている。ＨＩＣが発生すると、構造物の靱性が低下する等の問題がある。特に、水素は鋼板表層部から侵入するため、板厚表層部は板厚中央部よりＨＩＣが生じ易く、板厚表層部の耐ＨＩＣ特性向上が求められる。
そこで、従来から、表層部の耐ＨＩＣ性を向上させるための技術が検討されている。例えば、特許文献１には、溶鋼中に吹込むＡｒガス量を所定値以下とすることによって、ＨＩＣの原因となるＭｎＳ、Ｃａ−Ａｌ系およびＣａ系介在物クラスター、ならびにＴｉ系およびＮｂ系介在物の集積および偏析帯を生じさせる鋼材中のＡｒガスの未圧着気泡を低減し、耐ＨＩＣ性を向上させることが開示されている。
特許文献２には、スラブ製造時にスラブ中のＣａ濃度を所定の範囲に制御し、かつ鋼材中のＣａ、ＳおよびＯの含有量並びにＡｒガス含有量を所定の範囲に制御することにより、耐ＨＩＣ性を向上させることが開示されている。
しかし、特許文献１では、スラブ中の気泡数を減少させる検討は行われているが、最終製品の鋼材中の未圧着気泡については考慮されていない。そのため、鋼材中に残存する未圧着気泡により引き起こされる欠陥を制御することができず、未圧着気泡に起因するＨＩＣを抑制することができない。
また、特許文献２の方法では、鋼材中のＡｒガス気泡含有量を減少させる検討は行われているものの、気泡の大きさや鋼材の未圧着気泡については考慮されていない。そのため、粗大なＡｒ気泡が少量でも存在した場合はＨＩＣを十分に抑制することができない。
本発明は、上記のような事情に鑑みてなされたものであり、その主な目的は、耐水素誘起割れ性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管を提供することにある。
本発明に係る鋼板は、Ｃ：０．０２〜０．１５質量％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：０質量％超、０．０３０質量％以下、Ｓ：０質量％超、０．００３質量％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．０８０質量％、Ｃａ：０．０００３〜０．００６０質量％、Ｎ：０．００１〜０．０１質量％、およびＯ：０質量％超、０．００４５質量％以下を含有し、かつ下記（１）式および下記（２）式を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、欠陥エコー高さが２０％以上である部分の面積率が０．０５％以下である。
３．０≦［Ｃａ］／［Ｓ］ （１）
（［Ｃａ］−１．２５×［Ｓ］）／［Ｏ］≦１．８０ （２）
ここで、［Ｃａ］、［Ｓ］および［Ｏ］はそれぞれ、Ｃａ、ＳおよびＯの含有量（質量％）である。
３．０≦［Ｃａ］／［Ｓ］ （１）
（［Ｃａ］−１．２５×［Ｓ］）／［Ｏ］≦１．８０ （２）
ここで、［Ｃａ］、［Ｓ］および［Ｏ］はそれぞれ、Ｃａ、ＳおよびＯの含有量（質量％）である。
本発明に係る鋼板は、Ｂ：０質量％超、０．００５質量％以下、Ｖ：０質量％超、０．１質量％以下、Ｃｕ：０質量％超、１．５質量％以下、Ｎｉ：０質量％超、１．５質量％以下、Ｃｒ：０質量％超、１．５質量％以下、Ｍｏ：０質量％超、１．５質量％以下、Ｎｂ：０質量％超、０．０６質量％以下、Ｔｉ：０質量％超、０．０３質量％以下、Ｍｇ：０質量％超、０．０１質量％以下、ＲＥＭ：０質量％超、０．０２質量％以下、およびＺｒ：０質量％超、０．０１０質量％以下からなる群から選択される１種以上を含有してよい。
本発明に係る鋼板は、ラインパイプ用であってよい。
本発明に係るラインパイプ用鋼管は、本発明に係る鋼板で形成されている。
本発明に係る鋼板は、圧力容器用であってよい。
本発明に係る鋼板の製造方法は、本発明に係る鋼板の化学成分組成を有し、且つスラブ集積帯中の円相当径０．２ｍｍ以上の気泡密度が０．１５個／ｃｍ２以下であるスラブを用いる。
本発明により、耐水素誘起割れ性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管並びにその製造方法が提供される。
本発明者らは、上記課題を解決するために、ＨＩＣ試験により測定した表層部のＣＬＲ（Ｃｌａｃｋ Ｌｅｎｇｔｈ Ｒａｔｉｏ、試験片の幅に対する割れ長さの合計の割合［％］、割れ長さ率）と、超音波探傷試験により測定した鋼板の内部欠陥との相関について、鋭意検討を行った。その結果、Ｃａ、ＳおよびＯの含有量が所定の関係式を満足するように、鋼板の化学成分組成を所定の範囲内に制御し、かつ欠陥エコー高さが２０％以上である部分の面積率が０．０５％以下であるように内部欠陥を制御することにより、優れた耐ＨＩＣ性が得られることを見出した。
以下、本発明の鋼板およびその製造方法について詳しく説明する。
＜１．鋼板＞
（１−１．化学成分組成）
本発明に係る鋼板は、Ｃ：０．０２〜０．１５質量％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：０質量％超、０．０３０質量％以下、Ｓ：０質量％超、０．００３質量％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．０８０質量％、Ｃａ：０．０００３〜０．００６０質量％、Ｎ：０．００１〜０．０１０質量％、およびＯ：０質量％超、０．００４５質量％以下を含有し、かつ下記（１）式および下記（２）式を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなる。
３．０≦［Ｃａ］／［Ｓ］ （１）
（［Ｃａ］−１．２５×［Ｓ］）／［Ｏ］≦１．８０ （２）
ここで、［Ｃａ］、［Ｓ］および［Ｏ］はそれぞれ、Ｃａ、ＳおよびＯの含有量（質量％）である。
上記のように化学成分組成を制御することにより、耐水素誘起割れ性に優れた鋼板を得ることができる。
（１−１．化学成分組成）
本発明に係る鋼板は、Ｃ：０．０２〜０．１５質量％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０質量％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：０質量％超、０．０３０質量％以下、Ｓ：０質量％超、０．００３質量％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．０８０質量％、Ｃａ：０．０００３〜０．００６０質量％、Ｎ：０．００１〜０．０１０質量％、およびＯ：０質量％超、０．００４５質量％以下を含有し、かつ下記（１）式および下記（２）式を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなる。
３．０≦［Ｃａ］／［Ｓ］ （１）
（［Ｃａ］−１．２５×［Ｓ］）／［Ｏ］≦１．８０ （２）
ここで、［Ｃａ］、［Ｓ］および［Ｏ］はそれぞれ、Ｃａ、ＳおよびＯの含有量（質量％）である。
上記のように化学成分組成を制御することにより、耐水素誘起割れ性に優れた鋼板を得ることができる。
［Ｃ：０．０２〜０．１５質量％］
Ｃは、母材および溶接部の強度を確保するために必要不可欠な元素であり、０．０２質量％以上含有させる必要がある。Ｃ量は、好ましくは０．０３質量％以上であり、より好ましくは０．０４質量％以上である。一方、Ｃ量が多すぎるとＨＡＺ靭性と溶接性が劣化する。またＣ量が過剰であると、ＨＩＣの起点や破壊進展経路となるＮｂＣや島状マルテンサイトが生成しやすくなる。よってＣ量は０．１５質量％以下とする必要がある。好ましくは０．１２質量％以下、より好ましくは０．１０質量％以下である。
Ｃは、母材および溶接部の強度を確保するために必要不可欠な元素であり、０．０２質量％以上含有させる必要がある。Ｃ量は、好ましくは０．０３質量％以上であり、より好ましくは０．０４質量％以上である。一方、Ｃ量が多すぎるとＨＡＺ靭性と溶接性が劣化する。またＣ量が過剰であると、ＨＩＣの起点や破壊進展経路となるＮｂＣや島状マルテンサイトが生成しやすくなる。よってＣ量は０．１５質量％以下とする必要がある。好ましくは０．１２質量％以下、より好ましくは０．１０質量％以下である。
［Ｓｉ：０．０２〜０．５０質量％］
Ｓｉは、脱酸作用を有すると共に、母材および溶接部の強度向上に有効な元素である。これらの効果を得るため、Ｓｉ量を０．０２質量％以上とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．０５質量％以上であり、より好ましくは０．１５質量％以上である。しかし、Ｓｉ量が多すぎると溶接性や靭性が劣化する。またＳｉ量が過剰であると、島状マルテンサイトが生じてＨＩＣが発生・進展する。よってＳｉ量は、０．５０質量％以下に抑える必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは０．４５質量％以下、より好ましくは０．３５質量％以下である。
Ｓｉは、脱酸作用を有すると共に、母材および溶接部の強度向上に有効な元素である。これらの効果を得るため、Ｓｉ量を０．０２質量％以上とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．０５質量％以上であり、より好ましくは０．１５質量％以上である。しかし、Ｓｉ量が多すぎると溶接性や靭性が劣化する。またＳｉ量が過剰であると、島状マルテンサイトが生じてＨＩＣが発生・進展する。よってＳｉ量は、０．５０質量％以下に抑える必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは０．４５質量％以下、より好ましくは０．３５質量％以下である。
［Ｍｎ：０．６〜２．０質量％］
Ｍｎは、母材および溶接部の強度向上に有効な元素であり、本発明では０．６質量％以上含有させる。Ｍｎ量は、好ましくは０．８質量％以上であり、より好ましくは１．０質量％以上である。しかし、Ｍｎ量が多すぎると、ＭｎＳが生成されて耐水素誘起割れ性が劣化するだけでなくＨＡＺ靭性や溶接性も劣化する。よってＭｎ量の上限を２．０質量％とする。Ｍｎ量は、好ましくは１．８質量％以下であり、より好ましくは１．５質量％以下、さらに好ましくは１．２質量％以下である。
Ｍｎは、母材および溶接部の強度向上に有効な元素であり、本発明では０．６質量％以上含有させる。Ｍｎ量は、好ましくは０．８質量％以上であり、より好ましくは１．０質量％以上である。しかし、Ｍｎ量が多すぎると、ＭｎＳが生成されて耐水素誘起割れ性が劣化するだけでなくＨＡＺ靭性や溶接性も劣化する。よってＭｎ量の上限を２．０質量％とする。Ｍｎ量は、好ましくは１．８質量％以下であり、より好ましくは１．５質量％以下、さらに好ましくは１．２質量％以下である。
［Ｐ：０質量％超、０．０３０質量％以下］
Ｐは、鋼材中に不可避的に含まれる元素であり、Ｐ量が０．０３０質量％を超えると母材やＨＡＺ部の靭性劣化が著しく、耐水素誘起割れ性も劣化する。よって本発明ではＰ量を０．０３０質量％以下に抑える。Ｐ量は、好ましくは０．０２０質量％以下、より好ましくは０．０１０質量％以下である。
Ｐは、鋼材中に不可避的に含まれる元素であり、Ｐ量が０．０３０質量％を超えると母材やＨＡＺ部の靭性劣化が著しく、耐水素誘起割れ性も劣化する。よって本発明ではＰ量を０．０３０質量％以下に抑える。Ｐ量は、好ましくは０．０２０質量％以下、より好ましくは０．０１０質量％以下である。
［Ｓ：０質量％超、０．００３質量％以下］
Ｓは、多すぎるとＭｎＳを多量に生成し耐水素誘起割れ性を著しく劣化させる元素であるため、本発明ではＳ量の上限を０．００３質量％とする。Ｓ量は、好ましくは０．００２質量％以下であり、より好ましくは０．００１５質量％以下、更に好ましくは０．００１０質量％以下である。この様に耐水素誘起割れ性向上の観点からは少ない方が望ましい。
Ｓは、多すぎるとＭｎＳを多量に生成し耐水素誘起割れ性を著しく劣化させる元素であるため、本発明ではＳ量の上限を０．００３質量％とする。Ｓ量は、好ましくは０．００２質量％以下であり、より好ましくは０．００１５質量％以下、更に好ましくは０．００１０質量％以下である。この様に耐水素誘起割れ性向上の観点からは少ない方が望ましい。
［Ａｌ：０．０１０〜０．０８０質量％］
Ａｌは強脱酸元素であり、Ａｌ量が少ないと、酸化物中のＣａ濃度が上昇、即ち、Ｃａ系介在物が鋼板表層部に形成されやすくなり微細なＨＩＣが発生する。よって本発明では、Ａｌを０．０１０質量％以上とする必要がある。Ａｌ量は、好ましくは０．０２０質量％以上、より好ましくは０．０３０質量％以上である。一方、Ａｌ含有量が多すぎると、Ａｌの酸化物がクラスター状に生成し水素誘起割れの起点となる。よってＡｌ量は０．０８０質量％以下とする必要がある。Ａｌ量は、好ましくは０．０６０質量％以下であり、より好ましくは０．０５０質量％以下である。
Ａｌは強脱酸元素であり、Ａｌ量が少ないと、酸化物中のＣａ濃度が上昇、即ち、Ｃａ系介在物が鋼板表層部に形成されやすくなり微細なＨＩＣが発生する。よって本発明では、Ａｌを０．０１０質量％以上とする必要がある。Ａｌ量は、好ましくは０．０２０質量％以上、より好ましくは０．０３０質量％以上である。一方、Ａｌ含有量が多すぎると、Ａｌの酸化物がクラスター状に生成し水素誘起割れの起点となる。よってＡｌ量は０．０８０質量％以下とする必要がある。Ａｌ量は、好ましくは０．０６０質量％以下であり、より好ましくは０．０５０質量％以下である。
［Ｃａ：０．０００３〜０．００６０質量％］
Ｃａは、硫化物の形態を制御する作用があり、ＣａＳを形成することによってＭｎＳの形成を抑制する効果がある。この効果を得るには、Ｃａ量を０．０００３質量％以上とする必要がある。Ｃａ量は、好ましくは０．０００５質量％以上であり、より好ましくは０．００１０質量％以上である。一方、Ｃａ量が０．００６０質量％を超えると、Ｃａ系介在物を起点にＨＩＣが多く発生する。よって本発明では、Ｃａ量の上限を０．００６０質量％とする。Ｃａ量は、好ましくは０．００４５質量％以下であり、より好ましくは０．００３５質量％以下、さらに好ましくは０．００２５質量％以下である。
Ｃａは、硫化物の形態を制御する作用があり、ＣａＳを形成することによってＭｎＳの形成を抑制する効果がある。この効果を得るには、Ｃａ量を０．０００３質量％以上とする必要がある。Ｃａ量は、好ましくは０．０００５質量％以上であり、より好ましくは０．００１０質量％以上である。一方、Ｃａ量が０．００６０質量％を超えると、Ｃａ系介在物を起点にＨＩＣが多く発生する。よって本発明では、Ｃａ量の上限を０．００６０質量％とする。Ｃａ量は、好ましくは０．００４５質量％以下であり、より好ましくは０．００３５質量％以下、さらに好ましくは０．００２５質量％以下である。
［Ｎ：０．００１〜０．０１質量％］
Ｎは、鋼組織中にＴｉＮとして析出し、ＨＡＺ部のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、さらにフェライト変態を促進させて、ＨＡＺ部の靭性を向上させる元素である。この効果を得るにはＮを０．００１質量％以上含有させる必要がある。Ｎ量は、好ましくは０．００３質量％以上であり、より好ましくは０．００４０質量％以上である。しかしＮ量が多すぎると、固溶Ｎの存在によりＨＡＺ靭性がかえって劣化するため、Ｎ量は、０．０１質量％以下とする必要がある。好ましくは０．００８質量％以下であり、より好ましくは０．００６０質量％以下である。
Ｎは、鋼組織中にＴｉＮとして析出し、ＨＡＺ部のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、さらにフェライト変態を促進させて、ＨＡＺ部の靭性を向上させる元素である。この効果を得るにはＮを０．００１質量％以上含有させる必要がある。Ｎ量は、好ましくは０．００３質量％以上であり、より好ましくは０．００４０質量％以上である。しかしＮ量が多すぎると、固溶Ｎの存在によりＨＡＺ靭性がかえって劣化するため、Ｎ量は、０．０１質量％以下とする必要がある。好ましくは０．００８質量％以下であり、より好ましくは０．００６０質量％以下である。
［Ｏ：０質量％超、０．００４５質量％以下］
Ｏ（酸素）は、清浄度向上の観点から低いほうが望ましく、Ｏが多量に含まれる場合、靭性が劣化することに加え、酸化物を起点にＨＩＣが発生し、耐水素誘起割れ性が劣化する。この観点から、Ｏ量は０．００４５質量％以下とする必要があり、好ましくは０．００３５質量％以下、より好ましくは０．００３０質量％以下である。
Ｏ（酸素）は、清浄度向上の観点から低いほうが望ましく、Ｏが多量に含まれる場合、靭性が劣化することに加え、酸化物を起点にＨＩＣが発生し、耐水素誘起割れ性が劣化する。この観点から、Ｏ量は０．００４５質量％以下とする必要があり、好ましくは０．００３５質量％以下、より好ましくは０．００３０質量％以下である。
［［Ｃａ］／［Ｓ］：３．０以上］
本発明に係る鋼板は、下記（１）式を満足する。
３．０≦［Ｃａ］／［Ｓ］ （１）
ここで、［Ｃａ］および［Ｓ］はそれぞれ、ＣａおよびＳの含有量（質量％）である。
以下に、上記（１）式の技術的意義を説明する。
本発明に係る鋼板は、下記（１）式を満足する。
３．０≦［Ｃａ］／［Ｓ］ （１）
ここで、［Ｃａ］および［Ｓ］はそれぞれ、ＣａおよびＳの含有量（質量％）である。
以下に、上記（１）式の技術的意義を説明する。
Ｓは、硫化物系介在物としてＭｎＳを形成し、ＭｎＳを起点にＨＩＣが発生する。そのため、Ｃａを添加して鋼中の硫化物系介在物をＣａＳとして形態を制御することにより、ＭｎＳの形成を抑制し、耐ＨＩＣ性が低下することを防止する。本発明者らは、この作用効果を十分に発揮させるには、［Ｃａ］／［Ｓ］を３．０以上とする必要があることを見出した。［Ｃａ］／［Ｓ］は、３．５以上であることが好ましく、４．０以上であることがより好ましい。尚、本発明で規定するＣａ量およびＳ量を考慮すると、［Ｃａ］／［Ｓ］の上限は１５程度となる。
［（［Ｃａ］−１．２５×［Ｓ］）／［Ｏ］：１．８０以下］
本発明に係る鋼板は、下記（２）式を満足する。
（［Ｃａ］−１．２５×［Ｓ］）／［Ｏ］≦１．８０ （２）
ここで、［Ｃａ］、［Ｓ］および［Ｏ］はそれぞれ、Ｃａ、ＳおよびＯの含有量（質量％）である。
以下に、上記（２）式の技術的意義を説明する。
本発明に係る鋼板は、下記（２）式を満足する。
（［Ｃａ］−１．２５×［Ｓ］）／［Ｏ］≦１．８０ （２）
ここで、［Ｃａ］、［Ｓ］および［Ｏ］はそれぞれ、Ｃａ、ＳおよびＯの含有量（質量％）である。
以下に、上記（２）式の技術的意義を説明する。
Ｃａ系酸硫化物によるＨＩＣの発生を抑制するには、Ｃａ系介在物の中でも特に凝集合体を形成しやすいＣａＯの形成を抑制することが有効である。そしてそのためには、鋼中全Ｃａ量から硫化物（ＣａＳ）として存在するＣａ分を差し引いたＣａ量（［Ｃａ］−１．２５×［Ｓ］）が、Ｏ量に対して過剰とならないようにしなければならない。Ｏ量に対してＣａ量（［Ｃａ］−１．２５×［Ｓ］）が過剰であると、酸化物系介在物としてＣａＯが形成され易くなり、該ＣａＯの凝集合体（粗大なＣａ系介在物）が鋼板表層部に大量に形成されやすくなる。これを抑制するため、本発明者らは、（［Ｃａ］−１．２５×［Ｓ］）／［Ｏ］と耐ＨＩＣ性との関係について検討したところ、優れた耐ＨＩＣ性を得るには（［Ｃａ］−１．２５×［Ｓ］）／［Ｏ］を１．８０以下とする必要があることを見出した。（［Ｃａ］−１．２５×［Ｓ］）／［Ｏ］は、好ましくは１．４０以下、より好ましくは１．３０以下、更に好ましくは１．２０以下、特に好ましくは１．００以下である。尚、ＣａＯと同様に凝集合体を形成しやすいＡｌ２Ｏ３を抑制する観点から、（［Ｃａ］−１．２５×［Ｓ］）／［Ｏ］の下限値は０．１程度となる。
本発明に係る鋼板における基本成分は上述の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物である。但し、原料、資材または製造設備等の状況によって持ち込まれるＰおよびＳ以外の不可避的不純物が鋼中に含まれることは当然に許容される。
尚、上述のように、ＰおよびＳは、不可避的に含まれる元素（不可避不純物）であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している。このため、本明細書において、残部として含まれる「不可避不純物」は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた不可避的に含まれる元素を意味する。
また、本発明に係る鋼板は、上記元素に加えて更に、下記元素を選択的に含有してよく、含有される元素の種類に応じて鋼板の特性がさらに改善される。
尚、上述のように、ＰおよびＳは、不可避的に含まれる元素（不可避不純物）であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している。このため、本明細書において、残部として含まれる「不可避不純物」は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた不可避的に含まれる元素を意味する。
また、本発明に係る鋼板は、上記元素に加えて更に、下記元素を選択的に含有してよく、含有される元素の種類に応じて鋼板の特性がさらに改善される。
［Ｂ：０質量％超、０．００５質量％以下］
Ｂは、焼入れ性を高め、母材および溶接部の強度を高めるとともに、溶接時に、加熱されたＨＡＺ部が冷却する過程でＮと結合してＢＮを析出し、オーステナイト粒内からのフェライト変態を促進するため、ＨＡＺ靭性を向上させる。この効果を得るには、Ｂ量を０．０００２質量％以上含有させることが好ましい。Ｂ量は、より好ましくは０．０００５質量％以上であり、更に好ましくは０．００１０質量％以上である。しかし、Ｂ含有量が過多になると、母材とＨＡＺ部の靭性が劣化したり、溶接性の劣化を招くため、Ｂ量は０．００５質量％以下とすることが好ましい。Ｂ量は、より好ましくは０．００４質量％以下、更に好ましくは０．００３０質量％以下である。
Ｂは、焼入れ性を高め、母材および溶接部の強度を高めるとともに、溶接時に、加熱されたＨＡＺ部が冷却する過程でＮと結合してＢＮを析出し、オーステナイト粒内からのフェライト変態を促進するため、ＨＡＺ靭性を向上させる。この効果を得るには、Ｂ量を０．０００２質量％以上含有させることが好ましい。Ｂ量は、より好ましくは０．０００５質量％以上であり、更に好ましくは０．００１０質量％以上である。しかし、Ｂ含有量が過多になると、母材とＨＡＺ部の靭性が劣化したり、溶接性の劣化を招くため、Ｂ量は０．００５質量％以下とすることが好ましい。Ｂ量は、より好ましくは０．００４質量％以下、更に好ましくは０．００３０質量％以下である。
［Ｖ：０質量％超、０．１質量％以下］
Ｖは、強度の向上に有効な元素であり、この効果を得るには０．００３質量％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０１０質量％以上である。一方、Ｖ含有量が０．１質量％を超えると溶接性と母材靭性が劣化する。よってＶ量は、０．１質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０８質量％以下である。
Ｖは、強度の向上に有効な元素であり、この効果を得るには０．００３質量％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０１０質量％以上である。一方、Ｖ含有量が０．１質量％を超えると溶接性と母材靭性が劣化する。よってＶ量は、０．１質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０８質量％以下である。
［Ｃｕ：０質量％超、１．５質量％以下］
Ｃｕは、焼入れ性を向上させて強度を高めるのに有効な元素である。この効果を得るにはＣｕを０．０１質量％以上含有させることが好ましい。Ｃｕ量は、より好ましくは０．０５質量％以上、更に好ましくは０．１０質量％以上である。しかし、Ｃｕ含有量が１．５質量％を超えると靭性が劣化するため、１．５質量％以下とすることが好ましい。Ｃｕ量は、より好ましくは１．０質量％以下、更に好ましくは０．５０質量％以下である。
Ｃｕは、焼入れ性を向上させて強度を高めるのに有効な元素である。この効果を得るにはＣｕを０．０１質量％以上含有させることが好ましい。Ｃｕ量は、より好ましくは０．０５質量％以上、更に好ましくは０．１０質量％以上である。しかし、Ｃｕ含有量が１．５質量％を超えると靭性が劣化するため、１．５質量％以下とすることが好ましい。Ｃｕ量は、より好ましくは１．０質量％以下、更に好ましくは０．５０質量％以下である。
［Ｎｉ：０質量％超、１．５質量％以下］
Ｎｉは、母材および溶接部の強度と靭性の向上に有効な元素である。この効果を得るためには、Ｎｉ量を０．０１質量％以上とすることが好ましい。Ｎｉ量は、より好ましくは０．０５質量％以上、更に好ましくは０．１０質量％以上である。しかしＮｉが多量に含まれると、構造用鋼材として極めて高価となるため、経済的な観点からＮｉ量は１．５質量％以下とすることが好ましい。Ｎｉ量は、より好ましくは１．０質量％以下、更に好ましくは０．５０質量％以下である。
Ｎｉは、母材および溶接部の強度と靭性の向上に有効な元素である。この効果を得るためには、Ｎｉ量を０．０１質量％以上とすることが好ましい。Ｎｉ量は、より好ましくは０．０５質量％以上、更に好ましくは０．１０質量％以上である。しかしＮｉが多量に含まれると、構造用鋼材として極めて高価となるため、経済的な観点からＮｉ量は１．５質量％以下とすることが好ましい。Ｎｉ量は、より好ましくは１．０質量％以下、更に好ましくは０．５０質量％以下である。
［Ｃｒ：０質量％超、１．５質量％以下］
Ｃｒは、強度の向上に有効な元素であり、この効果を得るには０．０１質量％以上含有させることが好ましい。Ｃｒ量は、より好ましくは０．０５質量％以上、更に好ましくは０．１０質量％以上である。一方、Ｃｒ量が１．５質量％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化する。よってＣｒ量は１．５質量％以下とすることが好ましい。Ｃｒ量は、より好ましくは１．０質量％以下、更に好ましくは０．５０質量％以下である。
Ｃｒは、強度の向上に有効な元素であり、この効果を得るには０．０１質量％以上含有させることが好ましい。Ｃｒ量は、より好ましくは０．０５質量％以上、更に好ましくは０．１０質量％以上である。一方、Ｃｒ量が１．５質量％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化する。よってＣｒ量は１．５質量％以下とすることが好ましい。Ｃｒ量は、より好ましくは１．０質量％以下、更に好ましくは０．５０質量％以下である。
［Ｍｏ：０質量％超、１．５質量％以下］
Ｍｏは、母材の強度と靭性の向上に有効な元素である。この効果を得るには、Ｍｏ量を０．０１質量％以上とすることが好ましい。Ｍｏ量は、より好ましくは０．０５質量％以上、更に好ましくは０．１０質量％以上である。しかし、Ｍｏ量が１．５質量％を超えるとＨＡＺ靭性および溶接性が劣化する。よってＭｏ量は１．５質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは１．０質量％以下、更に好ましくは０．５０質量％以下である。
Ｍｏは、母材の強度と靭性の向上に有効な元素である。この効果を得るには、Ｍｏ量を０．０１質量％以上とすることが好ましい。Ｍｏ量は、より好ましくは０．０５質量％以上、更に好ましくは０．１０質量％以上である。しかし、Ｍｏ量が１．５質量％を超えるとＨＡＺ靭性および溶接性が劣化する。よってＭｏ量は１．５質量％以下とすることが好ましく、より好ましくは１．０質量％以下、更に好ましくは０．５０質量％以下である。
［Ｎｂ：０質量％超、０．０６質量％以下］
Ｎｂは、溶接性を劣化させることなく強度と母材靭性を高めるのに有効な元素である。この効果を得るには、Ｎｂ量を０．００２質量％以上とすることが好ましい。Ｎｂ量は、より好ましくは０．０１０質量％以上、更に好ましくは０．０２０質量％以上である。しかし、Ｎｂ量が０．０６質量％を超えると母材とＨＡＺの靭性が劣化する。よって、本発明ではＮｂ量の上限を０．０６質量％とすることが好ましい。Ｎｂ量は、より好ましくは０．０５０質量％以下、更に好ましくは０．０４０質量％以下、より更に好ましくは０．０３０質量％以下である。
Ｎｂは、溶接性を劣化させることなく強度と母材靭性を高めるのに有効な元素である。この効果を得るには、Ｎｂ量を０．００２質量％以上とすることが好ましい。Ｎｂ量は、より好ましくは０．０１０質量％以上、更に好ましくは０．０２０質量％以上である。しかし、Ｎｂ量が０．０６質量％を超えると母材とＨＡＺの靭性が劣化する。よって、本発明ではＮｂ量の上限を０．０６質量％とすることが好ましい。Ｎｂ量は、より好ましくは０．０５０質量％以下、更に好ましくは０．０４０質量％以下、より更に好ましくは０．０３０質量％以下である。
［Ｔｉ：０質量％超、０．０３質量％以下］
Ｔｉは、鋼中にＴｉＮとして析出することで、溶接時のＨＡＺ部でのオーステナイト粒の粗大化を防止しかつフェライト変態を促進するため、ＨＡＺ部の靭性を向上させるのに有効な元素である。さらにＴｉは、脱硫作用を示すため耐ＨＩＣ性の向上にも有効な元素である。これらの効果を得るには、Ｔｉを０．００３質量％以上含有させることが好ましい。Ｔｉ量は、より好ましくは０．００５質量％以上、更に好ましくは０．０１０質量％以上である。一方、Ｔｉ含有量が過多になると、固溶ＴｉやＴｉＣが析出して母材とＨＡＺ部の靭性が劣化するため、０．０３質量％以下とすることが好ましい。Ｔｉ量は、より好ましくは０．０２質量％以下である。
Ｔｉは、鋼中にＴｉＮとして析出することで、溶接時のＨＡＺ部でのオーステナイト粒の粗大化を防止しかつフェライト変態を促進するため、ＨＡＺ部の靭性を向上させるのに有効な元素である。さらにＴｉは、脱硫作用を示すため耐ＨＩＣ性の向上にも有効な元素である。これらの効果を得るには、Ｔｉを０．００３質量％以上含有させることが好ましい。Ｔｉ量は、より好ましくは０．００５質量％以上、更に好ましくは０．０１０質量％以上である。一方、Ｔｉ含有量が過多になると、固溶ＴｉやＴｉＣが析出して母材とＨＡＺ部の靭性が劣化するため、０．０３質量％以下とすることが好ましい。Ｔｉ量は、より好ましくは０．０２質量％以下である。
［Ｍｇ：０質量％超、０．０１質量％以下］
Ｍｇは、結晶粒の微細化を通じて靭性の向上に有効な元素であり、また脱硫作用を示すため耐ＨＩＣ性の向上にも有効な元素である。これらの効果を得るには、Ｍｇを０．０００３質量％以上含有させることが好ましい。Ｍｇ量は、より好ましくは０．００１質量％以上である。一方、Ｍｇを過剰に含有させても効果が飽和するため、Ｍｇ量の上限は０．０１質量％とすることが好ましい。Ｍｇ量は、より好ましくは０．００５質量％以下である。
Ｍｇは、結晶粒の微細化を通じて靭性の向上に有効な元素であり、また脱硫作用を示すため耐ＨＩＣ性の向上にも有効な元素である。これらの効果を得るには、Ｍｇを０．０００３質量％以上含有させることが好ましい。Ｍｇ量は、より好ましくは０．００１質量％以上である。一方、Ｍｇを過剰に含有させても効果が飽和するため、Ｍｇ量の上限は０．０１質量％とすることが好ましい。Ｍｇ量は、より好ましくは０．００５質量％以下である。
［ＲＥＭ：０質量％超、０．０２質量％以下］
ＲＥＭ（希土類元素）は、脱硫作用によりＭｎＳの生成を抑制し耐水素誘起割れ性を高めるのに有効な元素である。このような効果を発揮させるには、ＲＥＭを０．０００２質量％以上含有させることが好ましい。ＲＥＭ量は、より好ましくは０．０００５質量％以上、更に好ましくは０．００１０質量％以上である。一方、ＲＥＭを多量に含有させても効果が飽和する。よってＲＥＭ量の上限は０．０２質量％とすることが好ましい。鋳造時の浸漬ノズルの閉塞を抑えて生産性を高める観点からは、ＲＥＭ量を０．０１５質量％以下とすることがより好ましく、更に好ましくは０．０１０質量％以下、より更に好ましくは０．００５０質量％以下である。尚、本発明において、上記ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｕまでの１５元素）とＳｃ（スカンジウム）およびＹを意味する。
ＲＥＭ（希土類元素）は、脱硫作用によりＭｎＳの生成を抑制し耐水素誘起割れ性を高めるのに有効な元素である。このような効果を発揮させるには、ＲＥＭを０．０００２質量％以上含有させることが好ましい。ＲＥＭ量は、より好ましくは０．０００５質量％以上、更に好ましくは０．００１０質量％以上である。一方、ＲＥＭを多量に含有させても効果が飽和する。よってＲＥＭ量の上限は０．０２質量％とすることが好ましい。鋳造時の浸漬ノズルの閉塞を抑えて生産性を高める観点からは、ＲＥＭ量を０．０１５質量％以下とすることがより好ましく、更に好ましくは０．０１０質量％以下、より更に好ましくは０．００５０質量％以下である。尚、本発明において、上記ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｕまでの１５元素）とＳｃ（スカンジウム）およびＹを意味する。
［Ｚｒ：０質量％超、０．０１０質量％以下］
Ｚｒは、脱硫作用により耐ＨＩＣ性を向上させるとともに、酸化物を形成し微細に分散することでＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。これらの効果を発揮させるには、Ｚｒ量を０．０００３質量％以上とすることが好ましい。Ｚｒ量は、より好ましくは０．０００５質量％以上、更に好ましくは０．００１０質量％以上、より更に好ましくは０．００１５質量％以上である。一方、Ｚｒを過剰に添加すると粗大な介在物を形成して耐水素誘起割れ性および母材靭性を劣化させる。よってＺｒ量は０．０１０質量％以下とすることが好ましい。Ｚｒ量は、より好ましくは０．００７０質量％以下、更に好ましくは０．００５０質量％以下、より更に好ましくは０．００３０質量％以下である。
Ｚｒは、脱硫作用により耐ＨＩＣ性を向上させるとともに、酸化物を形成し微細に分散することでＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。これらの効果を発揮させるには、Ｚｒ量を０．０００３質量％以上とすることが好ましい。Ｚｒ量は、より好ましくは０．０００５質量％以上、更に好ましくは０．００１０質量％以上、より更に好ましくは０．００１５質量％以上である。一方、Ｚｒを過剰に添加すると粗大な介在物を形成して耐水素誘起割れ性および母材靭性を劣化させる。よってＺｒ量は０．０１０質量％以下とすることが好ましい。Ｚｒ量は、より好ましくは０．００７０質量％以下、更に好ましくは０．００５０質量％以下、より更に好ましくは０．００３０質量％以下である。
（１−２．内部欠陥）
本発明に係る鋼板は、欠陥エコー高さが２０％以上である部分の面積率が０．０５％以下であり、気泡が鋼板集積帯に残存している場合でも、鋼板集積帯からのＨＩＣを抑制できる。
以下、詳細に説明する。
本発明に係る鋼板は、欠陥エコー高さが２０％以上である部分の面積率が０．０５％以下であり、気泡が鋼板集積帯に残存している場合でも、鋼板集積帯からのＨＩＣを抑制できる。
以下、詳細に説明する。
スラブの鋳造工程において、例えば、注入ノズルの閉塞の抑制、ＲＨにおける脱ガスのための還流、およびタンディッシュ内での溶鋼の撹拌等のために、Ａｒガスを溶鋼中に吹き込む必要がある。
スラブ集積帯はスラブの表面部分であり、スラブ形成の段階で中心部に比べて冷却されやすく早期に凝固した部分である。そのため、スラブ集積帯は、スラブ鋳造時に吹き込まれたＡｒガスに起因する気泡が浮上するものの湾曲部の凝固した部分に捕捉され、気泡が残存しやすい。
スラブ集積帯に残存した気泡を、圧延工程で完全に圧着することは難しいため、鋼板集積帯に気泡として残存しやすい。鋼板集積帯に残存した気泡には、水素が集積しやすいため、残存した気泡を起点としてＨＩＣが発生することがある。そのため、鋼板集積帯中の気泡を低減することにより、耐ＨＩＣ性の向上を図ることができる。
ここで、「スラブ集積帯」とは、板厚がｔであるスラブのうち、スラブの表面から約ｔ／８〜ｔ／４の領域を意味し、「鋼板集積帯」とは、板厚がｔである上記スラブを熱間圧延して得られる板厚がｔ’である鋼板のうち、鋼板の表面から約ｔ’／８〜ｔ’／４の領域を意味する。
スラブを熱間圧延する際、通常、スラブはほぼ均一に圧延される（つまり、スラブ集積帯および他の部分はほぼ同じ圧下率で圧延される）。そのため、スラブの表面から約ｔ／８〜ｔ／４の領域は、熱間圧延して得られる鋼板の表面から約ｔ’／８〜ｔ’／４の領域に相当する部分となる。すなわち、「スラブ集積帯」は、熱間圧延して得られる鋼板の「鋼板集積帯」に相当する部分である。
ＨＩＣ試験により測定した表層部のＣＬＲと、超音波探傷試験により測定した欠陥エコー高さが２０％以上である部分の面積率との関係を調査した結果を図１に示す。
ここで、欠陥エコー高さとは、鋼板（または、鋼板の一部を採取した試験片）の底面で反射された底面エコーの強度に対する試験片内部の欠陥で反射された欠陥エコーの強度の比率［％］を意味する。
欠陥エコー高さが２０％以上である部分の面積率とは、探触子で走査した全面積に対する欠陥エコー高さが２０％以上である部分の面積の比率［％］を意味する。
欠陥エコー高さが２０％以上である部分の面積率とは、探触子で走査した全面積に対する欠陥エコー高さが２０％以上である部分の面積の比率［％］を意味する。
この結果から、本発明者らは、表層部のＣＬＲと当該面積率との間に相関関係を見出した。すなわち、気泡が鋼板集積帯に残存している場合でも、欠陥エコー高さが２０％以上である部分の面積率が０．０５％以下であれば、鋼板の表層部のＣＬＲを１０％以下にすることができ、鋼板集積帯からのＨＩＣを抑制できることを見出した。より耐ＨＩＣ性に優れた鋼板を得る観点から、欠陥エコー高さは、３０％以下であることが好ましく、２５％以下であることがより好ましく、欠陥エコー高さが２０％以上である部分の面積率は、０．０４％以下であることが好ましく、０．０３％以下であることがより好ましい。
なお、鋼板中の気泡を全て取り除くことは困難であるため、欠陥エコー高さ、および欠陥エコー高さが２０％以上である部分の面積率は、通常は０％以上である。
なお、鋼板中の気泡を全て取り除くことは困難であるため、欠陥エコー高さ、および欠陥エコー高さが２０％以上である部分の面積率は、通常は０％以上である。
本発明に係る鋼板およびそれを用いて形成されたラインパイプ用鋼管は、天然ガスおよび原油輸送用ラインパイプ、貯蔵用タンク並びに精製用圧力容器に好ましく用いられてよい。
＜２．鋼板の製造方法＞
本発明に係る鋼板の製造方法は、上述の化学成分組成を有し、且つスラブ集積帯中の円相当径０．２ｍｍ以上の気泡の個数密度が０．１５個／ｃｍ２以下であるスラブを用いる。当該スラブを用いることにより、耐ＨＩＣ性に優れた鋼板を製造することができる。
以下、詳細に説明する。
本発明に係る鋼板の製造方法は、上述の化学成分組成を有し、且つスラブ集積帯中の円相当径０．２ｍｍ以上の気泡の個数密度が０．１５個／ｃｍ２以下であるスラブを用いる。当該スラブを用いることにより、耐ＨＩＣ性に優れた鋼板を製造することができる。
以下、詳細に説明する。
（２−１．スラブ集積帯中の円相当径０．２ｍｍ以上の気泡の個数密度が０．１５個／ｃｍ２以下であるスラブ）
上述のように、鋼板集積帯に残存した気泡には、水素が集積しやすいため、残存した気泡を起点としてＨＩＣが発生することがある。そのため、鋼板集積帯中の気泡を低減することにより、耐ＨＩＣ性の向上を図ることができる。
「スラブ集積帯」は、熱間圧延して得られる鋼板の「鋼板集積帯」に相当する部分であることから、鋼板集積帯中の気泡を低減するための具体的な手段として、スラブ集積帯中の気泡を低減することにより、熱間圧延して得られる鋼板の鋼板集積帯における気泡を低減することが効果的であり、耐ＨＩＣ性を向上させることができる。
上述のように、鋼板集積帯に残存した気泡には、水素が集積しやすいため、残存した気泡を起点としてＨＩＣが発生することがある。そのため、鋼板集積帯中の気泡を低減することにより、耐ＨＩＣ性の向上を図ることができる。
「スラブ集積帯」は、熱間圧延して得られる鋼板の「鋼板集積帯」に相当する部分であることから、鋼板集積帯中の気泡を低減するための具体的な手段として、スラブ集積帯中の気泡を低減することにより、熱間圧延して得られる鋼板の鋼板集積帯における気泡を低減することが効果的であり、耐ＨＩＣ性を向上させることができる。
ＨＩＣ試験により測定した表層部のＣＬＲとスラブ集積帯中の円相当径０．２ｍｍ以上の気泡の個数密度との関係を調査した結果を図２に示す。その結果、本発明者らは、スラブ集積帯中の円相当径０．２ｍｍ以上の気泡の個数密度が０．１５個／ｃｍ２以下であるスラブを用いて鋼板を製造することにより、圧延工程で完全に圧着されずに残存する気泡を減らすことができることを見出した。このようなスラブを用いて製造した鋼板は、欠陥エコー高さが２０％以上である部分の面積率が０．０５％以下であり、鋼板の表層部のＣＬＲを１０％以下にすることができ、鋼板集積帯からのＨＩＣを抑制できることを見出した。
スラブ集積帯中の気泡の円相当径は、０．１７ｍｍ以下であることが好ましく、０．１５ｍｍ以下であることがより好ましく、スラブ集積帯中の円相当径０．２ｍｍ以上の気泡の個数密度は、０．１０個／ｃｍ２以下であることが好ましく、０．０５個／ｃｍ２以下であることがより好ましい。
なお、スラブ集積帯中の気泡を全て取り除くことは困難であるため、スラブ集積帯中の気泡の円相当径は、通常は０ｍｍ以上であり、スラブ集積帯中の円相当径０．２ｍｍ以上の気泡の個数密度は、通常は０個／ｃｍ２以上である。
なお、スラブ集積帯中の気泡を全て取り除くことは困難であるため、スラブ集積帯中の気泡の円相当径は、通常は０ｍｍ以上であり、スラブ集積帯中の円相当径０．２ｍｍ以上の気泡の個数密度は、通常は０個／ｃｍ２以上である。
気泡の円相当径および気泡の個数密度の測定方法は特に限定されないが、例えば、以下の方法が挙げられる。
光学顕微鏡を用いて、スラブ集積帯から採取した試験片を観察し、接眼ミクロメーターを用いて気泡の円相当径を測定し、観察視野中における円相当径０．２ｍｍ以上の気泡の個数をカウントする。
次に、当該観察視野の面積および円相当径０．２ｍｍ以上の気泡の数から、気泡の密度を算出する。
光学顕微鏡を用いて、スラブ集積帯から採取した試験片を観察し、接眼ミクロメーターを用いて気泡の円相当径を測定し、観察視野中における円相当径０．２ｍｍ以上の気泡の個数をカウントする。
次に、当該観察視野の面積および円相当径０．２ｍｍ以上の気泡の数から、気泡の密度を算出する。
（２−２．上記スラブを鋳造する工程）
スラブ集積帯中の円相当径０．２ｍｍ以上の気泡の個数密度が０．１５個／ｃｍ２以下であるスラブを鋳造するためには、製鋼工程において、タンディッシュから鋳型へ溶鋼を供給する際のノズル中へ吹込むＡｒガスの量および気泡径を制御することが重要である。
スラブ集積帯中の円相当径０．２ｍｍ以上の気泡の個数密度が０．１５個／ｃｍ２以下であるスラブを鋳造するためには、製鋼工程において、タンディッシュから鋳型へ溶鋼を供給する際のノズル中へ吹込むＡｒガスの量および気泡径を制御することが重要である。
Ａｒガスを用いる場合には、内管径７０ｍｍ以上、１１５ｍｍ以下で平均気孔径３０μｍ以上、６０μｍ以下のポーラス煉瓦から、Ａｒガスを１．４ｋｇｆ／ｃｍ２以上、１．８ｋｇｆ／ｃｍ２以下の背圧で３Ｌ（リットル）／ｔ（トン）以上、１０Ｌ／ｔ以下で吹きこむことが必要である。
内管径は、７５ｍｍ以上であることが好ましく、８０ｍｍ以上であることがより好ましく、１１０ｍｍ以下であることが好ましく、１０５ｍｍ以下であることがより好ましい。
平均気孔径は、３５μｍ以上であることが好ましく、４０μｍｍ以上であることがより好ましく、５５μｍ以下であることが好ましく、５０μｍ以下であることがより好ましい。
背圧は、１．４５ｋｇｆ／ｃｍ２以上であることが好ましく、１．５ｋｇｆ／ｃｍ２以上であることがより好ましく、１．７５ｋｇｆ／ｃｍ２以下であることが好ましく、１．７ｋｇｆ／ｃｍ２以下であることがより好ましい。
吹き込み量は、５Ｌ／ｔ以上であることが好ましく、７Ｌ／ｔ以上であることがより好ましく、１２Ｌ/ｔ以下であることが好ましく、１０Ｌ/ｔ以下であることがより好ましい。
この範囲でＡｒガスを吹きこむことで、ノズル閉塞が起こりにくく、径が大きいＡｒガスが溶鋼中にふきこまれるため、Ａｒガスの気泡が鋳型内で浮上しやすくなる。その結果、集積帯からＡｒガスの気泡が抜けやすくなるため、集積帯に捕捉されるＡｒガスの気泡を低減することができる。
内管径は、７５ｍｍ以上であることが好ましく、８０ｍｍ以上であることがより好ましく、１１０ｍｍ以下であることが好ましく、１０５ｍｍ以下であることがより好ましい。
平均気孔径は、３５μｍ以上であることが好ましく、４０μｍｍ以上であることがより好ましく、５５μｍ以下であることが好ましく、５０μｍ以下であることがより好ましい。
背圧は、１．４５ｋｇｆ／ｃｍ２以上であることが好ましく、１．５ｋｇｆ／ｃｍ２以上であることがより好ましく、１．７５ｋｇｆ／ｃｍ２以下であることが好ましく、１．７ｋｇｆ／ｃｍ２以下であることがより好ましい。
吹き込み量は、５Ｌ／ｔ以上であることが好ましく、７Ｌ／ｔ以上であることがより好ましく、１２Ｌ/ｔ以下であることが好ましく、１０Ｌ/ｔ以下であることがより好ましい。
この範囲でＡｒガスを吹きこむことで、ノズル閉塞が起こりにくく、径が大きいＡｒガスが溶鋼中にふきこまれるため、Ａｒガスの気泡が鋳型内で浮上しやすくなる。その結果、集積帯からＡｒガスの気泡が抜けやすくなるため、集積帯に捕捉されるＡｒガスの気泡を低減することができる。
なお、鋳型に溶鋼を注入する注入ノズルから溶鋼と共に吹き込むＡｒガスの量を低減する手段も考えられるが、鋳型の湯面近傍でＡｒガスによる溶鋼の撹拌がされにくくなるため、湯面の凝固が生じる懸念があるため推奨されない。
上記以外の条件については特に限定されず、上述の化学成分組成を有する鋼を、通常の製鋼法に従って溶製し、連続鋳造工程によりスラブを鋳造してよい。
上記スラブを用いて本発明に係る鋼板を製造する方法は、鋼板の欠陥エコー高さが２０％以上である部分の面積率が０．０５％以下である限りは特に限定されず、常法に従って、熱間圧延し、その後冷却を行い、鋼板を製造することができる。
以下、「温度」は、材料の温度を示す。
以下、「温度」は、材料の温度を示す。
上記鋼板欠陥面積率を達成するためには、例えば、表面温度が９００℃以上の温度域において、１パス当り２０％以下の圧下率で５パス以上圧延し、累積圧下率が５０％以上となるように熱間圧延を行うことが推奨される。
上記条件で熱間圧延することにより、板厚内部より板厚表層部が優先的に変形するため、集積帯に捕捉された気泡をより効率的に圧着することができる。
上記条件で熱間圧延することにより、板厚内部より板厚表層部が優先的に変形するため、集積帯に捕捉された気泡をより効率的に圧着することができる。
また、熱間圧延後の冷却条件としては、例えば、Ａｒ３変態点以上の冷却開始温度から、１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却を行うことが推奨される。
上記条件で冷却することにより、鋼板中央部付近で発生するＨＩＣを効果的に抑制することができる。
上記条件で冷却することにより、鋼板中央部付近で発生するＨＩＣを効果的に抑制することができる。
また、本発明に係る鋼板を用い、一般的に行われている方法でラインパイプ用鋼管を製造することができる。本発明の鋼板を用いて得られるラインパイプ用鋼管もまた耐ＨＩＣ性および靭性に優れている。また、本発明に係る鋼板は、一般的に行われている方法で圧力容器に用いられてよい。
以上のように本発明に係る鋼板の製造方法を説明したが、本発明に係る鋼板の所望の特性を理解した当業者が試行錯誤を行い、本発明に係る所望の特性を有する鋼板を製造する方法であって、上記の製造方法以外の方法を見出す可能性がある。
また、以上のように、気泡がスラブ集積帯に残存しやすく、鋼板集積帯に残存した気泡を起点としてＨＩＣが発生しやすいため、特にスラブ集積帯および鋼板集積帯に着目して本発明に係る鋼板およびその製造方法について説明を行った。しかし、集積帯以外の部分の気泡は、通常、集積帯よりも少ないため、集積帯中の気泡を上述のように制御して集積帯の耐ＨＩＣ性を向上させることにより、集積帯以外の部分の耐ＨＩＣ性も優れたものとなる。すなわち、本発明の効果は集積帯のみに限定されず、鋼板全体に亘るものであることに留意されたい。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前記または後記の趣旨に適合し得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的範囲に含まれる。
表１に示す鋼種Ａ〜Ｋの化学成分組成の鋼を溶製し、表２の鋳造条件でスラブ（鋳片）を得た。
表２の鋳造条件について、「○」は、内管径９０ｍｍで平均気孔径４５μｍのポーラス煉瓦から、Ａｒガスを１．４〜１．８ｋｇｆ／ｃｍ２の背圧で５〜９Ｌ／ｔでタンディッシュに吹き込み、連続鋳造により厚みが２８０ｍｍであるスラブを得る方法である。
表２の鋳造条件について、「×」は、内管径１２０〜１５０ｍｍで平均気孔径４５μｍのポーラス煉瓦から、Ａｒガスを１．４〜１．８ｋｇｆ／ｃｍ２の背圧で５〜９Ｌ／ｔでタンディッシュに吹き込み、連続鋳造により厚みが２８０ｍｍであるスラブを得る方法である。
得られたスラブを１０５０〜１２５０℃に再加熱した後、表２に示す２パターンのプロセスにより、試験Ｎｏ．１〜１２の鋼板を製造した。
表２のプロセスについて、「ＴＭＣＰ」は、（１）９００℃以上の温度域において、１パス当り２０％以下の圧下率で５パス以上圧下することにより、累積圧下率が５０％以上となるように熱間圧延を行い、（２）８５０℃以上、９００℃未満の温度域において、累積圧下率が２０％以上となり、かつ圧延終了温度が８５０〜９００℃となるように熱間圧延を行い、（３）７５０〜８５０℃の冷却開始温度から、１０〜５０℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、３５０〜６００℃の温度域で停止し、室温まで空冷する方法である。
「ＱＴ」は、（１）９００℃以上の温度域において、１パス当り２０％以下の圧下率で５パス以上圧下することにより、累積圧下率が５０％以上となり、かつ圧延終了温度が８５０℃以上となるように熱間圧延を行い、（２）室温まで空冷した後、（３）８５０〜９５０℃の温度に再加熱して焼入れした後、（４）６００〜７００℃で焼き戻し処理を行う方法である。
表２のプロセスについて、「ＴＭＣＰ」は、（１）９００℃以上の温度域において、１パス当り２０％以下の圧下率で５パス以上圧下することにより、累積圧下率が５０％以上となるように熱間圧延を行い、（２）８５０℃以上、９００℃未満の温度域において、累積圧下率が２０％以上となり、かつ圧延終了温度が８５０〜９００℃となるように熱間圧延を行い、（３）７５０〜８５０℃の冷却開始温度から、１０〜５０℃／ｓの平均冷却速度で冷却し、３５０〜６００℃の温度域で停止し、室温まで空冷する方法である。
「ＱＴ」は、（１）９００℃以上の温度域において、１パス当り２０％以下の圧下率で５パス以上圧下することにより、累積圧下率が５０％以上となり、かつ圧延終了温度が８５０℃以上となるように熱間圧延を行い、（２）室温まで空冷した後、（３）８５０〜９５０℃の温度に再加熱して焼入れした後、（４）６００〜７００℃で焼き戻し処理を行う方法である。
上述の各スラブおよび各鋼板について、以下の要領に従って、スラブ集積帯中の円相当径０．２ｍｍ以上の気泡の個数密度、および欠陥エコー高さが２０％以上である部分の面積率の測定、並びにＨＩＣ試験を行った。
［１．スラブ集積帯中の円相当径０．２ｍｍ以上の気泡の個数密度］
厚さ２８０ｍｍのスラブの表面からスラブの厚さ方向に４５〜６０ｍｍの位置において、スラブの幅方向（鋳造方向に垂直な方向）に向かってスラブの幅の１／４の位置および１／２の位置の２箇所（スラブ集積帯）から、Ｌ断面（スラブの鋳造方向に垂直な面）を含む板厚１５ｍｍ×幅７０ｍｍ×長さ１５ｍｍの試験片を採取した。エメリー研磨紙（＃３２０〜＃１５００）を用いてＬ断面を研磨後、バフ研磨により鏡面仕上げを行った。次に、光学顕微鏡（倍率：５倍）を用いてＬ断面を観察し、接眼ミクロメーター（倍率：５倍）を用いて気泡の円相当径を測定し、観察視野中における円相当径０．２ｍｍ以上の気泡の個数をカウントした。当該観察視野の面積および円相当径０．２ｍｍ以上の気泡の数から、気泡の密度を算出した。上記２箇所から得られた密度のうちの最大値を、スラブ集積帯中の円相当径０．２ｍｍ以上の気泡の個数密度とした。
厚さ２８０ｍｍのスラブの表面からスラブの厚さ方向に４５〜６０ｍｍの位置において、スラブの幅方向（鋳造方向に垂直な方向）に向かってスラブの幅の１／４の位置および１／２の位置の２箇所（スラブ集積帯）から、Ｌ断面（スラブの鋳造方向に垂直な面）を含む板厚１５ｍｍ×幅７０ｍｍ×長さ１５ｍｍの試験片を採取した。エメリー研磨紙（＃３２０〜＃１５００）を用いてＬ断面を研磨後、バフ研磨により鏡面仕上げを行った。次に、光学顕微鏡（倍率：５倍）を用いてＬ断面を観察し、接眼ミクロメーター（倍率：５倍）を用いて気泡の円相当径を測定し、観察視野中における円相当径０．２ｍｍ以上の気泡の個数をカウントした。当該観察視野の面積および円相当径０．２ｍｍ以上の気泡の数から、気泡の密度を算出した。上記２箇所から得られた密度のうちの最大値を、スラブ集積帯中の円相当径０．２ｍｍ以上の気泡の個数密度とした。
［２．欠陥エコー高さが２０％以上である部分の面積率］
鋼板の幅方向（圧延方向に垂直な方向）に向かって鋼板の幅の１／４の位置および１／２の位置の２か所（鋼板集積帯）から、鋼板の板厚に応じて、以下のようにそれぞれ試験片を採取した。
（板厚が３０ｍｍ以下の鋼板）
上記２つの位置において、当該鋼板の板厚×幅２０ｍｍ×長さ（圧延方向）１００ｍｍの試験片を３つ採取し、合計で６つの試験片を準備した。
（板厚３０ｍｍを超える鋼板）
上記２つの位置において、（ｉ）鋼板の表面から当該表面に垂直な方向、（ｉｉ）板厚の１／２の位置、および（ｉｉｉ）鋼板の裏面から当該裏面に垂直な方向から、厚さ３０ｍｍ×幅２０ｍｍ×長さ１００の試験片を採取し、合計で６つの試験片を準備した。
鋼板の幅方向（圧延方向に垂直な方向）に向かって鋼板の幅の１／４の位置および１／２の位置の２か所（鋼板集積帯）から、鋼板の板厚に応じて、以下のようにそれぞれ試験片を採取した。
（板厚が３０ｍｍ以下の鋼板）
上記２つの位置において、当該鋼板の板厚×幅２０ｍｍ×長さ（圧延方向）１００ｍｍの試験片を３つ採取し、合計で６つの試験片を準備した。
（板厚３０ｍｍを超える鋼板）
上記２つの位置において、（ｉ）鋼板の表面から当該表面に垂直な方向、（ｉｉ）板厚の１／２の位置、および（ｉｉｉ）鋼板の裏面から当該裏面に垂直な方向から、厚さ３０ｍｍ×幅２０ｍｍ×長さ１００の試験片を採取し、合計で６つの試験片を準備した。
各試験片について、株式会社ジーネス製超音波探傷装置「ＧＳＯＮＩＣ ＳＣＡＮ ８ＡＸ１５００ＳＲ」、および水浸型探触子（周波数１０ＭＨｚ、径０．５インチ、焦点深さ４．５インチ）を用いて、０．４ｍｍ×０．４ｍｍピッチで超音波探傷試験を行い、各試験片の欠陥エコー高さが２０％以上である部分の面積率を測定し、その平均値を鋼板の欠陥エコー高さが２０％以上である部分の面積率とした。
［３．ＨＩＣ試験］
ＨＩＣ試験は、上記超音波探傷試験で使用した試験片を用いて、ＮＡＣＥ ｓｔａｎｄａｒｄ ＴＭ０２８４−２００３に規定された方法に従って行った。詳細には、１ａｔｍの硫化水素を飽和させた２５℃（５．０％ＮａＣｌ＋０．５％酢酸）水溶液中に９６時間浸漬した後、鋼板の板厚に応じて、以下のように各試験片の断面評価（ＮＡＣＥ ｓｔａｎｄａｒｄ ＴＭ０２８４−２００３ ＦｉＧＵＲＥ２〜８に従った）を行い、ＣＬＲを測定した。ここで、断面とは試験片の厚さ方向と幅方向とで規定される面である。
ＨＩＣ試験は、上記超音波探傷試験で使用した試験片を用いて、ＮＡＣＥ ｓｔａｎｄａｒｄ ＴＭ０２８４−２００３に規定された方法に従って行った。詳細には、１ａｔｍの硫化水素を飽和させた２５℃（５．０％ＮａＣｌ＋０．５％酢酸）水溶液中に９６時間浸漬した後、鋼板の板厚に応じて、以下のように各試験片の断面評価（ＮＡＣＥ ｓｔａｎｄａｒｄ ＴＭ０２８４−２００３ ＦｉＧＵＲＥ２〜８に従った）を行い、ＣＬＲを測定した。ここで、断面とは試験片の厚さ方向と幅方向とで規定される面である。
（板厚が３０ｍｍ以下の鋼板）
断面を板厚方向に均等に３分割して、表面側、中央部および裏面側の３つの断面を規定した。表面側の断面でＣＬＲを測定し、その平均値を「表層部のＣＬＲ」とした。また、中央部の断面でＣＬＲを測定し、その平均値を「中央部のＣＬＲ」とした。
（板厚３０ｍｍを超える鋼板）
鋼板の表面から当該表面に垂直な方向から採取した試験片のＣＬＲを測定し、その平均値を「表層部のＣＬＲ」とした。また、板厚の１／２の位置より採取した試験片のＣＬＲを測定し、その平均値を「中央部のＣＬＲ」とした。
断面を板厚方向に均等に３分割して、表面側、中央部および裏面側の３つの断面を規定した。表面側の断面でＣＬＲを測定し、その平均値を「表層部のＣＬＲ」とした。また、中央部の断面でＣＬＲを測定し、その平均値を「中央部のＣＬＲ」とした。
（板厚３０ｍｍを超える鋼板）
鋼板の表面から当該表面に垂直な方向から採取した試験片のＣＬＲを測定し、その平均値を「表層部のＣＬＲ」とした。また、板厚の１／２の位置より採取した試験片のＣＬＲを測定し、その平均値を「中央部のＣＬＲ」とした。
表層部のＣＬＲおよび中央部のＣＬＲがそれぞれ１０％以下の鋼板を、実用可能な水準であり、耐ＨＩＣ性に優れていると判定した。
スラブ集積帯中の円相当径０．２ｍｍ以上の気泡の個数密度、欠陥エコー高さが２０％以上である部分の面積率、表層部のＣＬＲおよび中央部のＣＬＲの測定結果を表２に示す。表層部のＣＬＲおよび中央部のＣＬＲについては、１０％以下であるものを「○」で示す。
なお、表１および２中、下線が付されたものは本発明の規定から外れていることを意味する。
表２の結果より、次のように考察できる。試験Ｎｏ．１〜５および１２はいずれも、本発明で規定する要件の全てを満足する例であり、耐ＨＩＣ性に優れている。
一方、試験Ｎｏ．６〜１１は、本発明で規定する要件のいずれかを満たしていない例である。
試験Ｎｏ．６および７はそれぞれ、鋳造条件が適正でなく、スラブ集積帯中の円相当径０．２ｍｍ以上の気泡の個数密度が高いスラブを用いて製造した鋼板の例であり、欠陥エコー高さが２０％以上である部分の面積率が大きく、表層部のＣＬＲが悪化し、所望の耐ＨＩＣ性が達成されなかった。
試験Ｎｏ．８および９はそれぞれ、［Ｃａ］／［Ｓ］が小さい鋼種ＧおよびＨを用いて製造した鋼板の例であり、ＭｎＳが多く発生して中央部のＣＬＲが悪化し、所望の耐ＨＩＣ性が達成されなかった。なお、試験Ｎｏ．８については、中央部のＣＬＲが悪化したため、気泡の個数密度を評価していない。
試験Ｎｏ．１０および１１はそれぞれ、（［Ｃａ］−１．２５×［Ｓ］）／［Ｏ］が大きい鋼種ＩおよびＪを用いて製造した鋼板の例であり、鋼板集積帯に粗大Ｃａ介在物が生成して表層部のＣＬＲが悪化し、所望の耐ＨＩＣ性が達成されなかった。
Claims (6)
- Ｃ ：０．０２〜０．１５質量％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５０質量％、
Ｍｎ：０．６〜２．０質量％、
Ｐ ：０質量％超、０．０３０質量％以下、
Ｓ ：０質量％超、０．００３質量％以下、
Ａｌ：０．０１０〜０．０８０質量％、
Ｃａ：０．０００３〜０．００６０質量％、
Ｎ ：０．００１〜０．０１質量％、および
Ｏ ：０質量％超、０．００４５質量％以下
を含有し、かつ下記（１）式および下記（２）式を満足し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、
欠陥エコー高さが２０％以上である部分の面積率が０．０５％以下である鋼板。
３．０≦［Ｃａ］／［Ｓ］ （１）
（［Ｃａ］−１．２５×［Ｓ］）／［Ｏ］≦１．８０ （２）
ここで、［Ｃａ］、［Ｓ］および［Ｏ］はそれぞれ、Ｃａ、ＳおよびＯの含有量（質量％）である。 - Ｂ ：０質量％超、０．００５質量％以下、
Ｖ ：０質量％超、０．１質量％以下、
Ｃｕ ：０質量％超、１．５質量％以下、
Ｎｉ ：０質量％超、１．５質量％以下、
Ｃｒ ：０質量％超、１．５質量％以下、
Ｍｏ ：０質量％超、１．５質量％以下、
Ｎｂ ：０質量％超、０．０６質量％以下、
Ｔｉ ：０質量％超、０．０３質量％以下、
Ｍｇ ：０質量％超、０．０１質量％以下、
ＲＥＭ：０質量％超、０．０２質量％以下、および
Ｚｒ ：０質量％超、０．０１０質量％以下
からなる群から選択される１種以上をさらに含有する請求項１に記載の鋼板。 - ラインパイプ用である請求項１または２に記載の鋼板。
- 請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼板で形成されたラインパイプ用鋼管。
- 圧力容器用である請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼板。
- 請求項１または２に記載の鋼板の製造方法であって、請求項１または２に記載の化学成分組成を有し、且つスラブ集積帯中の円相当径０．２ｍｍ以上の気泡密度が０．１５個／ｃｍ２以下であるスラブを用いる鋼板の製造方法。
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