JP2022505840A - 硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 - Google Patents

硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

Figure 2022505840000001
【課題】合金組成及び製造条件の最適化により、既存の厚板水冷材（ＴＭＣＰ）に比べて表面部の硬度を効果的に低減させることで、硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材及びこれを製造する方法を提供する。
【解決手段】重量％で、Ｃ：０．０２～０．０６％、Ｓｉ：０．１～０．５％、Ｍｎ：０．８～１．８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．００５～０．０８％、Ｔｉ：０．００５～０．０５％、Ｃａ：０．０００５～０．００５％と；Ｎｉ：０．０５～０．３％、Ｃｒ：０．０５～０．３％、Ｍｏ：０．０２～０．２％及びＶ：０．００５～０．１％のうち１種以上、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、前記ＣａとＳは下記関係式１を満たし、表層部の硬度値と中心部の硬度値との差（表層部の硬度－中心部の硬度）がビッカース硬度２０Ｈｖ以下であることを特徴とする。
［関係式１］ ０．５≦Ｃａ／Ｓ≦５．０ （各元素は重量含量を意味する）
【選択図】図１

Description

本発明は、硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法に係り、より詳しくは、ラインパイプ、耐サワー（ｓｏｕｒ）材などの用途に適した厚物鋼材に関するものであって、硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法に関する。
最近、ラインパイプ鋼材の表面硬度に対する上限制限の要求が増加しているが、ラインパイプ鋼材の表面硬度が高い場合、パイプ加工時に真円度の不均一などの問題を招くだけでなく、パイプ表面の高硬度組織によりパイプ加工時の割れの発生や使用環境における靭性の不足といった問題を発生さている。また、表面部の高硬度組織は、硫化水素の多いサワー（ｓｏｕｒ）環境で使用される場合、水素による脆性割れを誘発して重大事故を引き起こす虞が高くなっている。
去る２０１３年には、カスピ海上での巨大原油／天然ガスの採掘プロジェクトにおいて、稼働２週以内のパイプ表面の高硬度部に硫化物応力腐食割れ（Ｓｕｌｆｉｄｅ Ｓｔｒｅｓｓ Ｃｒａｃｋｉｎｇ：以下、ＳＳＣと略す。）が発生し、２００ｋｍの海底パイプラインをクラッドパイプに交換した事例がある。このとき、ＳＳＣが発生した原因を分析した結果、パイプ表面部の高硬度組織であるハードスポット（ｈａｒｄ ｓｐｏｔ）の形成が原因として推定した。
ＡＰＩ規格では、ハードスポットに対して長さ２インチ以上、Ｈｖ３４５以上と規定しており、ＤＮＶ規格では、サイズ基準はＡＰＩ規格と同様であるが、硬度の上限をＨＶ２５０と規定している。
一方、ラインパイプ用鋼材は、一般的に鋼スラブを再加熱して、熱間圧延を行い、加速冷却を行うことにより製造され、加速冷却時に表面部が不均一に急冷されることによって、ハードスポット（ｈａｒｄ ｓｐｏｔ、高硬度組織が形成された部分）が発生すると判断している。
通常の水冷却により製造された鋼板は、水の噴射が鋼板の表面で行われるため、表面部の冷却速度が中心部に比べて速く、このような冷却速度の差により、表面部の硬度が中心部の硬度より高くなる。
そこで、鋼材の表面部における高硬度組織の形成を抑制するための方案として、水冷却工程を緩和する方案を考慮することもできるが、水冷却緩和による表面硬度の減少は、鋼材全体の強度の減少を同時に発生させるため、より多くの合金元素を添加しなければならない等の問題を招く。また、このような合金元素の増加は表面硬度を増加させる原因にもなる。
本発明の目的とするところは、合金組成及び製造条件の最適化により、既存の厚板水冷材（ＴＭＣＰ）に比べて表面部の硬度を効果的に低減させることで、硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材及びこれを製造する方法を提供することにある。
本発明の課題は、上述した内容に限定されない。本発明が属する技術分野において通常の知識を有する者であれば、誰でも本発明の明細書全般の内容から、本発明の更なる課題を理解する上で困難がない。
本発明の硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２～０．０６％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：０．８～１．８％、リン（Ｐ）：０．０３％以下、硫黄（Ｓ）：０．００３％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０６％以下、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０８％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０５％、カルシウム（Ｃａ）：０．０００５～０．００５％と；ニッケル（Ｎｉ）：０．０５～０．３％、クロム（Ｃｒ）：０．０５～０．３％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０２～０．２％及びバナジウム（Ｖ）：０．００５～０．１％のうち１種以上、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、上記ＣａとＳは下記関係式１を満たし、表層部の硬度と中心部の硬度との差（表層部の硬度－中心部の硬度）がビッカース硬度２０Ｈｖ以下であることを特徴とする。
［関係式１］
０．５≦Ｃａ／Ｓ≦５．０ （ここで、各元素は重量含量を意味する）
本発明の硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法は、上記の合金組成及び関係式１を満たす鋼スラブを１１００～１３００℃の温度範囲で加熱する段階、上記加熱された鋼スラブを仕上げ熱間圧延して熱延板材を製造する段階、及び上記仕上げ熱間圧延後に冷却する段階を含み、
上記冷却は、１次冷却する段階、空冷する段階、及び２次冷却する段階を含み、上記１次冷却は、上記熱延板材の表面温度がＡｒ１－５０℃～Ａｒ３－５０℃になるように５～４０℃／ｓの冷却速度で行い、上記２次冷却は、上記熱延板材の表面温度が３００～６００℃になるように５０～５００℃／ｓの冷却速度で行うことを特徴とする。
本発明の他の硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法は、上記の合金組成及び関係式１を満たす鋼スラブを１１００～１３００℃の温度範囲で加熱する段階、上記加熱された鋼スラブを仕上げ熱間圧延して熱延板材を製造する段階、及び上記仕上げ熱間圧延後に冷却する段階を含み、
上記冷却は、１次冷却する段階及び２次冷却する段階を含み、上記１次冷却は、上記熱延板材の表面温度がＡｒ１－１５０℃～Ａｒ１－５０℃になるように５～４０℃／ｓの冷却速度で行い、上記２次冷却は、上記熱延板材の表面温度が３００～６００℃になるように５０～５００℃／ｓの冷却速度で行うことを特徴とする。
本発明のさらに他の硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法は、上記の合金組成及び関係式１を満たす鋼スラブを１１００～１３００℃の温度範囲で加熱する段階、上記加熱された鋼スラブを粗圧延してバー（ｂａｒ）を製造する段階、上記粗圧延して得られたバー（ｂａｒ）を冷却及び復熱する段階、上記冷却及び復熱されたバー（ｂａｒ）を仕上げ熱間圧延して熱延板材を製造する段階、及び上記仕上げ熱間圧延後に冷却する段階を含み、
上記バー（ｂａｒ）の冷却は、Ａｒ３以下で行い、上記復熱は、上記バー（ｂａｒ）の温度がオーステナイト単相域になるように行うことを特徴とする。
本発明によると、本発明の硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法は、一定の厚さを有する厚物鋼材を提供するにあたり、表面部の硬度が効果的に低減され、硫化物応力腐食割れに対する抵抗性に優れた高強度鋼材を提供することができる。
本発明の鋼材は、ラインパイプなどのパイプ素材だけでなく、耐サワー（ｓｏｕｒ）材としても有利に適用することができる。
本発明の実施例１における発明鋼と比較鋼の降伏強度と表面部硬度の関係をグラフ化して示したものである。 本発明の実施例２における発明鋼と比較鋼の降伏強度と表面部硬度の関係をグラフ化して示したものである。 本発明の実施例３における発明鋼と比較鋼の降伏強度と表面部硬度の関係をグラフ化して示したものである。
現在、厚板素材及び熱延市場などに供給されているＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ－Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ）素材は、熱間圧延後の冷却時に発生する必然的な現象（表面部の冷却速度が中心部より速くなる現象）によって、表面部の硬度が中心部に比べて高い特性を有する。これにより、素材の強度が増加するにつれて、表面部における硬度が中心部に比べて顕著に高くなり、このような表面部の硬度の増加は加工時に割れを招いたり、低温靭性を阻害したりする原因になるとともに、サワー（ｓｏｕｒ）環境に適用される鋼材の場合には、水素脆性の開始点となるという問題点がある。
そこで、本発明の発明者らは、上記のような問題点を解決できる方案について鋭意研究した。特に、一定の厚さ以上を有する厚物鋼材において表面部の硬度を効果的に下げることにより、硫化物応力腐食割れに対する抵抗性はもちろん、高強度を有する鋼材を提供することを試みた。
その結果、上記厚物鋼材を製造するにあたり、表面部と中心部の相変態を分離して制御することができる方案を導出し、これを最適化して適用することにより、意図する鋼材を提供することができることを確認し、本発明を完成するに至った。以下、本発明について詳細に説明する。
本発明の一側面による硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２～０．０６％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：０．８～１．８％ 、リン（Ｐ）：０．０３％以下、硫黄（Ｓ）：０．００３％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０６％以下、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０８％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０５％、カルシウム（Ｃａ）：０．０００５～０．００５％と；ニッケル（Ｎｉ）：０．０５～０．３％、クロム（Ｃｒ）：０．０５～０．３％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０２～０．２％及びバナジウム（Ｖ）：０．００５～０．１％のうち１種以上を含むことを特徴とする。
以下では、本発明で提供する鋼材の合金組成を上記のように制限する理由について詳細に説明する。
一方、本発明では、特に断らない限り、各元素の含量は重量を基準とし、組織の割合は面積を基準とする。
炭素（Ｃ）：０．０２～０．０６％
炭素（Ｃ）は、鋼の物性に最も大きな影響を与える元素である。上記Ｃの含量が０．０２％未満である場合、製鋼工程中に成分制御コストが過度に発生し、溶接熱影響部が必要以上に軟化されるという問題がある。一方、その含量が０．０６％を超えると、鋼板の水素誘起割れ抵抗性を減少させ、溶接性を阻害する虞がある。
したがって、本発明では、上記Ｃを０．０２～０．０６％含むことがよく、より有利には０．０３～０．０５％含むことである。
シリコン（Ｓｉ）：０．１～０．５％
シリコン（Ｓｉ）は、製鋼工程の脱酸剤として使用されるだけでなく、鋼の強度を高める役割を果たす元素である。このようなＳｉの含量が０．５％を超えると、素材の低温靭性が劣化し、溶接性を阻害し、圧延時にスケール剥離性を低下させる。一方、上記Ｓｉの含量を０．１％未満に下げるためには、製造コストが増加することから、本発明では、上記Ｓｉの含量を０．１～０．５％に制限する。
マンガン（Ｍｎ）：０．８～１．８％
マンガン（Ｍｎ）は、低温靭性を阻害することなく、鋼の焼入れ性を向上させる元素であって、０．８％以上含むことができる。但し、その含量が１．８％を超えると、中心偏析（ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ）が発生し、低温靭性の劣化はもちろん、鋼の硬化能を高めて溶接性を阻害するという問題がある。また、Ｍｎ中心偏析は水素誘起割れを誘発する要因となる。
したがって、本発明では、上記Ｍｎを０．８～１．８％含むことがよく、より有利には１．０～１．４％含むことである。
リン（Ｐ）：０．０３％以下
リン（Ｐ）は、鋼中に不可避に添加される元素であって、その含量が０．０３％を超えると、溶接性が著しく低下するだけでなく、低温靭性が減少するという問題がある。したがって、上記Ｐの含量を０．０３％以下に制限する必要があり、低温靭性の確保の面からは、０．０１％以下に制限することがより好ましい。但し、製鋼工程時の負荷を考慮して、０％は除くこととする。
硫黄（Ｓ）：０．００３％以下
硫黄（Ｓ）は、鋼中に不可避に添加される元素であって、その含量が０．００３％を超えると、鋼の延性、低温靭性、及び溶接性を減少させるという問題がある。したがって、上記Ｓの含量を０．００３％以下に制限する必要がある。一方、上記Ｓは、鋼中のＭｎと結合してＭｎＳ介在物を形成し、この場合、鋼の水素誘起割れ抵抗性が低下するため、０．００２％以下に制限することがより好ましい。但し、製鋼工程時の負荷を考慮して、０％は除くこととする。
アルミニウム（Ａｌ）：０．０６％以下（０％を除く）
アルミニウム（Ａｌ）は、通常、溶鋼中に存在する酸素（Ｏ）と反応して酸素を除去する脱酸剤としての役割を果たす。したがって、上記Ａｌは、鋼中で十分な脱酸力を有することができる程度に添加することがよい。但し、その含量が０．０６％を超えると、酸化物系介在物が多量に形成されて素材の低温靭性及び水素誘起割れ抵抗性を阻害するため、好ましくない。
窒素（Ｎ）：０．０１％以下
窒素（Ｎ）は、鋼中から工業的に完全に除去することが難しいため、製造工程において許容できる範囲である０．０１％を上限とする。一方、上記Ｎは、鋼中のＡｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等と反応して窒化物を形成することにより、オーステナイト結晶粒の成長を抑制する。これにより、素材の靭性及び強度の向上に有利な影響を与えるが、その含量が０．０１％を超えて過度に添加されると、固溶状態のＮが存在し、これは低温靭性に悪影響を与える。したがって、上記Ｎは、その含量を０．０１％以下に制限することが好ましいが、製鋼工程時の負荷を考慮して、０％は除くこととする。
ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０８％
ニオブ（Ｎｂ）は、スラブ加熱時に固溶されて、後続熱間圧延中にオーステナイト結晶粒の成長を抑制し、その後、析出されて鋼の強度を向上させるのに有効な元素である。また、鋼中のＣと結合して炭化物として析出することにより、降伏比の増加を最小化しながら、鋼の強度を向上させる役割を果たす。
このようなＮｂの含量が０．００５％未満であると、上記の効果を十分に得ることができない。一方、その含量が０．０８％を超えると、オーステナイト結晶粒が必要以上に微細化するだけでなく、粗大な析出物の形成により低温靭性及び水素誘起割れ抵抗性が劣化するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｎｂを０．００５～０．０８％に制限ことがよく、より有利には０．０２～０．０５％である。
チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０５％
チタン（Ｔｉ）は、スラブ加熱時にＮと結合してＴｉＮの形で析出することにより、オーステナイト結晶粒の成長を抑制するのに効果的である。
このようなＴｉが０．００５％未満で添加された場合、オーステナイト結晶粒が粗大になり低温靭性を低下させる。一方、その含量が０．０５％を超える場合にも、粗大なＴｉ系析出物が形成されて低温靭性及び水素誘起割れ抵抗性を低下させる。
したがって、本発明では、上記Ｔｉを０．００５～０．０５％含むことがよく、低温靭性の確保の面からは、０．０３％以下であることがより有利である。
カルシウム（Ｃａ）：０．０００５～０．００５％
カルシウム（Ｃａ）は、製鋼工程中にＳと結合してＣａＳを形成することにより、水素誘起割れを誘発させるＭｎＳの偏析を抑制する役割を果たす。上記の効果を十分に得るためには、上記Ｃａを０．０００５％以上添加する必要があるが、その含量が０．００５％を超えると、ＣａＳの形成だけでなく、ＣａＯ介在物を形成して介在物による水素誘起割れを引き起こす虞がある。
したがって、本発明では、上記Ｃａを０．０００５～０．００５％に制限することがよく、水素誘起割れ抵抗性の確保の面からは、０．００１～０．００３％であることがより有利である。
上述のとおり、ＣａとＳを含有するにあたり、ＣａとＳの成分比（Ｃａ／Ｓ）が下記関係式１を満たすことが好ましい。
上記ＣａとＳの成分比は、ＭｎＳの中心偏析及び粗大介在物の形成を代表する指数であって、その値が０．５未満の場合には、ＭｎＳが鋼材の厚さの中心部に形成されて、水素誘起割れ抵抗性を低下させるのに対し、その値は５．０を超える場合には、Ｃａ系粗大介在物が形成されて水素誘起割れ抵抗性を低下させる。したがって、上記ＣａとＳの成分比（Ｃａ／Ｓ）は、下記関係式１を満たすことが好ましい。
［関係式１］
０．５≦Ｃａ／Ｓ≦５．０ （ここで、各元素は重量含量を意味する）
一方、本発明の高強度鋼材は、上記の合金組成以外に物性をさらに向上させることができる元素をさらに含むことができる。具体的には、ニッケル（Ｎｉ）：０．０５～０．３％、クロム（Ｃｒ）：０．０５～０．３％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０２～０．２％及びバナジウム（Ｖ）：０．００５～０．１％のうち１種以上をさらに含むことができる。
ニッケル（Ｎｉ）：０．０５～０．３％
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼の低温靭性の劣化なく強度を向上させるのに効果的な元素である。このような効果を得るためには、Ｎｉを０．０５％以上添加する必要があるが、上記Ｎｉは高価な元素であり、その含量が０．３％を超えると、製造コストが大幅に上昇するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｎｉの添加時に０．０５～０．３％含むことにしている。
クロム（Ｃｒ）：０．０５～０．３％
クロム（Ｃｒ）は、スラブ加熱時にオーステナイトに固溶されて鋼材の焼入れ性を向上させる役割を果たす。上記の効果を得るためには、Ｃｒを０．０５％以上添加することが必要であるが、その含量が０．３％を超えると、溶接性が低下する虞がある。
したがって、本発明では、上記Ｃｒの添加時に０．０５～０．３％含むことがよい。
モリブデン（Ｍｏ）：０．０２～０．２％
モリブデン（Ｍｏ）は、上記Ｃｒと同様に、鋼材の焼入れ性を向上させ、強度を増加させる役割を果たす。上記の効果を得るためには、Ｍｏを０．０２％以上添加することが必要であるが、その含量が０．２％を超えると、上部ベイナイト（ｕｐｐｅｒ ｂａｉｎｉｔｅ）のような低温靭性に脆弱な組織を形成させ、水素誘起割れ抵抗性を阻害するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｍｏの添加時に０．０２～０．２％に制限することがよい。
バナジウム（Ｖ）：０．００５～０．１％
バナジウム（Ｖ）は、鋼材の焼入れ性を増加させて強度を向上させる元素であって、このような効果を得るためには、０．００５％以上添加する必要がある。但し、その含量が０．１％を超えると、鋼の焼入れ性が過度に増加して低温靭性に脆弱な組織が形成され、水素誘起割れ抵抗性が減少する。
したがって、本発明では、上記Ｖの添加時に０．００５～０．１％に制限することがよい。
本発明の残りの成分は鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程では、原料又は周囲環境からの意図しない不純物が不可避に混入されることがあるため、これを排除することはできない。これらの不純物は、通常の製造過程における技術者であれば、誰でも分かるものであるため、本明細書では、その全ての内容を特に言及しない。
上記の合金組成を有する本発明の高強度鋼材は、表層部の硬度と中心部の硬度との差（表層部の硬度－中心部の硬度）がビッカース硬度２０Ｈｖ以下に制御されることが好ましい。このとき、表層部の硬度値が中心部の硬度値より低い場合も含む。
すなわち、本発明の鋼材は、従来のＴＭＣＰ鋼材に比べて、強度は同等またはそれ以上に確保しながらも、表層部と中心部との硬度差を最小化させたものであって、加工時に割れの形成及び伝播などが抑制され、優れた水素誘起割れに対する抵抗性、及び硫化物応力腐食割れ抵抗性を有することができる。さらに本発明の鋼材は４５０ＭＰａ以上の降伏強度を有する好ましい。
ここで、表層部とは、表面から厚さ方向０．５ｍｍの地点までを意味し、これは鋼材の両面に該当することができる。また、中心部とは、上記表層部を除く残りの領域を意味する。
本発明において、上記表層部の硬度は、表面から厚さ方向０．５ｍｍの地点までをビッカース硬度計を用いて１ｋｇｆの荷重で測定した最大硬度値を示し、中心部の平均硬度はｔ／２の地点で測定した硬度値の平均値を示す。通常、各位置別に５回前後で硬度を測定することができる。
本発明では、上記鋼材の微細組織について具体的に限定しておらず、表層部と中心部との硬度差が２０Ｈｖ以下の組織構成であれば、如何なる相（ｐｈａｓｅ）及び如何なる分率の範囲であってもよい。
具体的に、上記鋼材の表層部の微細組織は、中心部の微細組織と同じか、より軟質の組織（ｓｏｆｔ ｐｈａｓｅ）を有することができ、一例として、上記鋼材の表層部の微細組織がフェライト及びパーライトの複合組織で構成される場合には、中心部の微細組織がアシキュラーフェライトで構成されることができる。但し、これに限定されるものではないことを明らかにしておく。
以下、表層部と中心部との硬度差が最小化した本発明の高強度鋼材を製造する方法について詳細に説明する。
本発明の高強度鋼材は様々な方法によって製造することができ、下記では、その具現例について詳細に説明する。
一つの例として、［スラブ加熱－圧延－冷却（１次冷却、空冷、２次冷却）］の工程を経て製造することができる。
〔スラブ加熱〕
本発明で提案する合金組成及び成分関係を満たす鋼スラブを準備した後、これを加熱することができる。このとき、１１００～１３００℃で行うことが好ましい。
上記加熱時の温度が１３００℃を超えると、スケール（ｓｃａｌｅ）欠陥が増加するだけでなく、オーステナイト結晶粒が粗大化して鋼の焼入れ性を増加させる虞がある。また、中心部において上部ベイナイトのような低温靭性に脆弱な組織の分率を増加させることにより、水素誘起割れ抵抗性が低下するという問題がある。一方、その温度が１１００℃未満であると、合金元素の再固溶率が低下する虞がある。
したがって、本発明では、上記鋼スラブの加熱時に１１００～１３００℃の温度範囲で行うことがよく、強度及び水素誘起割れ抵抗性の確保の面から、１１５０～１２５０℃の温度範囲で行うことがより好ましい。
〔熱間圧延〕
上記加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延板材として製造することができ、このとき、Ａｒ３＋５０℃～Ａｒ３＋２５０℃の温度範囲で累積圧下率５０％以上で仕上げ熱間圧延を行うことができる。
上記仕上げ熱間圧延時の温度がＡｒ３＋２５０℃より高いと、結晶粒成長による焼入れ性の増加により、上部ベイナイトのような低温靭性に脆弱な組織が形成されて水素誘起割れ特性が低下するという問題がある。一方、その温度がＡｒ３＋５０℃より低いと、後続冷却が開始される温度が低すぎるようになり、空冷フェライトの分率が過度となるため、強度が低下する虞がある。
上記の温度範囲で仕上げ熱間圧延時に累積圧下率が５０％未満であると、鋼材の中心部まで圧延による再結晶が発生せず、中心部の結晶粒が粗大化し、低温靭性が劣化するという問題がある。
〔冷却〕
上記によって製造された熱延板材を冷却することができ、特に本発明では、表層部と中心部との硬度差が最小化した鋼材を得ることができる最適の冷却工程を提案することに技術的意義がある。
具体的に、上記冷却は、１次冷却する段階、空冷する段階、及び２次冷却する段階を含み、各工程の条件については下記に具体的に説明する。ここで、上記１次冷却と２次冷却は、特定の冷却手段を適用することで行うことができ、一例として、水冷を適用することができる。
〔１次冷却〕
本発明では、上記の仕上げ熱間圧延を終了した直後、１次冷却を行うことができ、具体的には、上記仕上げ熱間圧延して得られた熱延板材の表面温度がＡｒ３－２０℃～Ａｒ３＋５０℃のときに開始することが好ましい。
上記１次冷却の開始温度がＡｒ３＋５０℃を超えると、１次冷却中に表面部でフェライトへの相変態が十分に行われず、表面部の硬度の減少効果が得られなくなる。一方、その温度がＡｒ３－２０℃未満であると、中心部まで過度にフェライト変態が発生して鋼の強度を低下させる原因となる。
また、上記１次冷却は、上記熱延板材の表面温度がＡｒ１－５０℃～Ａｒ３－５０℃になるように５～４０℃／ｓの冷却速度で行うことが好ましい。
すなわち、上記１次冷却の終了温度がＡｒ３－５０℃を超えると、１次冷却された熱延板材の表面部において、フェライトに相変態する分率が低く、表面部の硬度の減少効果を効果的に得ることができない。一方、その温度がＡｒ１－５０℃より低いと、中心部までフェライト相変態が過度に発生して目標レベルの強度の確保が難しくなる。
さらに、上記１次冷却時の冷却速度が５℃／ｓ未満と、遅すぎる場合、上述した１次冷却の終了温度を確保しにくい。一方、４０℃／ｓを超えると、表面部において、フェライトより硬質相、例えば、アシキュラーフェライト相に変態する分率が高くなり、中心部に比べて軟質な組織を確保しにくい。
上記１次冷却を完了した後には、上記熱延板材の中心部の温度がＡｒ３－３０℃～Ａｒ３＋３０℃に制御されることが好ましい。
上記１次冷却を終了した後、中心部の温度がＡｒ３＋３０℃を超えると、特定の温度範囲に冷却された表面部の温度が上昇して、表面部のフェライト相変態の分率が低くなる。一方、上記中心部の温度がＡｒ３－３０℃未満であると、中心部が過度に冷却され、後続空冷時に表面部を復熱できる温度が低くなって焼戻し効果を得ることができず、これは結局、表面部の硬度の低減効果を低下させる。
〔空冷〕
上述した条件で、１次冷却を完了した熱延板材を空冷することが好ましく、上記空冷工程を通じて、相対的に高温である中心部によって表面部が復熱される効果を得ることができる。
上記空冷は、上記熱延板材の表面部の温度がＡｒ３－１０℃～Ａｒ３－５０℃の温度範囲になったときに終了することが好ましい。
上記空冷を完了した後、表面部の温度がＡｒ３－５０℃より低いと、空冷フェライトを形成するための時間が不足するだけでなく、表面部の復熱による焼戻し効果が不十分であり、表面部の硬度の減少に不利である。一方、その温度がＡｒ３－１０℃を超えると、空冷時間が過剰となり、中心部でフェライト相変態が発生するため、目標レベルの強度の確保が難しくなる。
〔２次冷却〕
上記空冷が上述の温度範囲（表面部の温度基準）で完了した直後に２次冷却を行うことが好ましく、上記２次冷却は、表面部の温度が３００～６００℃になるように５０～５００℃／ｓの冷却速度で行うことが好ましい。
すなわち、上記２次冷却の終了温度が３００℃未満であると、中心部においてＭＡ相の分率が高くなり、低温靭性の確保及び水素脆性の抑制に悪影響を及ぼす。一方、その温度が６００℃を超えると、中心部での相変態が完了できず、強度の確保が難しくなる。
また、上記の温度範囲での２次冷却時に冷却速度が５０℃／ｓ未満であると、中心部の結晶粒が粗大化して目標レベルの強度の確保が難しい。一方、５００℃／ｓを超えると、中心部の微細組織として上部ベイナイトのような低温靭性に脆弱な相の分率が高くなって水素誘起割れ抵抗性を劣化させるため、好ましくない。
他の例として、本発明の鋼材は、［スラブ加熱－圧延－冷却（１次冷却、２次冷却）］の工程を経て製造することができる。
〔スラブ加熱〕
本発明で提案する合金組成及び成分関係を満たす鋼スラブを準備した後、これを加熱することができる。このとき、１１００～１３００℃で行うことがよい。
上記加熱時の温度が１３００℃を超えると、スケール（ｓｃａｌｅ）欠陥が増加するだけでなく、オーステナイト結晶粒が粗大化して鋼の焼入れ性を増加させる虞がある。また、中心部において、上部ベイナイトのような低温靭性に脆弱な組織の分率を増加させることにより、水素誘起割れ抵抗性が劣化するという問題がある。一方、その温度が１１００℃未満であると、合金元素の再固溶率が低下する虞がある。
したがって、本発明では、上記鋼スラブの加熱時に１１００～１３００℃の温度範囲で行うことができ、強度及び水素誘起割れ抵抗性の確保の面から、１１５０～１２５０℃の温度範囲で行うことが好ましい。
〔熱間圧延〕
上記加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延板材として製造することができ、このとき、Ａｒ３＋５０℃～Ａｒ３＋２５０℃の温度範囲で累積圧下率５０％以上で仕上げ熱間圧延を行うことができる。
上記仕上げ熱間圧延時の温度がＡｒ３＋２５０℃より高いと、結晶粒成長による焼入れ性の増加により、上部ベイナイトのような低温靭性に脆弱な組織が形成されて水素誘起割れ特性が低下するという問題がある。一方、その温度がＡｒ３＋５０℃より低いと、後続冷却が開始される温度が低すぎるようになり、空冷フェライトの分率が過度になるため、強度が低下する虞がある。
上記の温度範囲で仕上げ熱間圧延時に累積圧下率が５０％未満であると、鋼材の中心部まで圧延による再結晶が発生せず、中心部の結晶粒が粗大化し、低温靭性が劣化するという問題がある。
〔冷却〕
上記によって製造された熱延板材を冷却することができ、特に本発明では、表層部と中心部との硬度差が最小化した鋼材を得ることができる最適の冷却工程を提案することに技術的意義がある。
具体的には、上記冷却は、１次冷却する段階及び２次冷却する段階を含み、各工程の条件については下記で具体的に説明する。ここで、上記１次冷却と２次冷却は、特定の冷却手段を適用することで行うことができ、一例として、水冷を適用することができる。
〔１次冷却〕
本発明では、上記の仕上げ熱間圧延を終了した直後に１次冷却を行うことができ、具体的には、上記仕上げ熱間圧延して得られた熱延板材の表面部の温度がＡｒ３－２０℃～Ａｒ３＋５０℃のときに開始することが好ましい。
上記１次冷却の開始温度がＡｒ３＋５０℃を超えると、１次冷却中に表面部においてフェライトへの相変態が十分に行われず、表面部の硬度の減少効果が得られなくなる。一方、その温度がＡｒ３－２０℃未満であると、中心部まで過度にフェライト変態が発生して鋼の強度を低下させる原因となる。
また、上記１次冷却は、上記熱延板材の表面温度がＡｒ１－１５０℃～Ａｒ１－５０℃になるように５～４０℃／ｓの冷却速度で行うことが好ましい。
すなわち、上記１次冷却の終了温度がＡｒ１－５０℃を超えると、１次冷却された鋼材の表面部において、フェライト相変態される分率が低く、表面部の硬度の減少効果を効果的に得ることができない。一方、その温度がＡｒ１－１５０℃より低いと、中心部までフェライト相変態が過度に発生して目標レベルの強度の確保が難しくなる。
さらに、上記１次冷却時の冷却速度が５℃／ｓ未満と、遅すぎる場合、上述した１次冷却の終了温度を確保しにくい。一方、４０℃／ｓを超えると、表面部において、フェライトより硬質相、例えば、アシキュラーフェライト相に変態する分率が高くなり、中心部に比べて軟質な組織を確保しにくい。
一方、上記１次冷却を完了した後には、上記熱延板材の中心部の温度がＡｒ３－５０℃～Ａｒ３＋１０℃に制御されることが好ましい。
上記１次冷却を終了した後、中心部の温度がＡｒ３＋１０℃を超えると、表面部の１次冷却終了温度が上昇して表面部のフェライト相変態の分率が低くなる。一方、上記中心部の温度がＡｒ３－５０℃未満であると、中心部が過度に冷却され、相対的に温度の高い中心部による表面部の焼戻し効果を得ることができず、これは結局、表面部の硬度の低減効果を低下させる。
〔２次冷却〕
上述した１次冷却を完了した直後に２次冷却を行うことが好ましく、上記２次冷却は、表面部の温度が３００～６００℃になるように５０～５００℃／ｓの冷却速度で行うことが好ましい。
すなわち、上記２次冷却の終了温度が３００℃未満であると、中心部においてＭＡ相の分率が高くなって低温靭性の確保及び水素脆性の抑制に悪影響を及ぼす。一方、その温度が６００℃を超えると、中心部での相変態が完了できず、強度の確保が難しくなる。
また、上述した温度範囲での２次冷却時に冷却速度が５０℃／ｓ未満であると、中心部の結晶粒が粗大化して目標レベルの強度の確保が難しい。一方、５００℃／ｓを超えると、中心部の微細組織として上部ベイナイトのような低温靭性に脆弱な相の分率が高くなって水素誘起割れ抵抗性を劣化させるため、好ましくない。
他の例として、本発明の鋼材は、［スラブ加熱－粗圧延－冷却及び復熱－熱間圧延－冷却］の工程を経て製造することができる。
〔スラブ加熱〕
本発明で提案する合金組成及び成分関係を満たす鋼スラブを準備した後、これを加熱することができ、このとき、１１００～１３００℃で行うことができる。
上記加熱時の温度が１３００℃を超えると、スケール（ｓｃａｌｅ）欠陥が増加するだけでなく、オーステナイト結晶粒が粗大化して鋼の焼入れ性を増加させる虞がある。また、中心部において、上部ベイナイトのような低温靭性に脆弱な組織の分率を増加させることにより、水素誘起割れ抵抗性が劣化するという問題がある。一方、その温度が１１００℃未満であると、合金元素の再固溶率が低下する虞がある。
したがって、本発明では、上記鋼スラブの加熱時に１１００～１３００℃の温度範囲で行うことがよく、強度及び水素誘起割れ抵抗性の確保の面から、１１５０～１２５０℃の温度範囲で行うことがより好ましい。
〔粗圧延されたバーの冷却及び復熱〕
上記によって加熱された鋼スラブを通常の条件で粗圧延してバー（ｂａｒ）を製造した後、上記バー（ｂａｒ）を冷却及び復熱する工程を経ることが好ましい。
本発明では、上記バー（ｂａｒ）を仕上げ熱間圧延して熱延板材として製造するに先立ち、特定の温度に冷却し、復熱されるようにすることで、鋼の表面部のオーステナイト結晶粒を微細化させた。これにより、最終冷却（熱間圧延後の冷却工程を指す）時に、鋼の表面部の焼入れ性を効果的に下げることができるようになり、最終鋼材の表面部の硬度の大幅な低減効果を得ることができる。
具体的に、上記冷却及び復熱によって鋼の表面部のオーステナイト結晶粒を微細化させるためには、上記表面部のみを選択的に変態－逆変態を発生させることができる条件で冷却を行う必要があり、好ましくは、表面部の温度がＡｒ３以下になるまで、冷却手段にかかわらず、少なくとも１回以上の冷却を行うことが必要である。より具体的に、上記冷却は、上記表面部のフェライトに変態する温度領域まで行うことがよい。
冷却手段としては特に限定しないが、一例として、水冷を行うことができる。
上記のとおり、表面部をＡｒ３以下に冷却した後、相対的に温度の高い中心部により表面部で復熱が起こり、このとき、上記復熱は、冷却によって変態したフェライトがオーステナイト単相に逆変態する温度領域であればよいため、その温度範囲については特に限定しない。
〔仕上げ熱間圧延〕
上記によって冷却及び復熱されたバー（ｂａｒ）を仕上げ熱間圧延して熱延板材として製造することができる。このとき、Ａｒ３＋５０℃～Ａｒ３＋２５０℃の温度範囲で累積圧下率５０％以上で仕上げ熱間圧延を行うことができる。
上記仕上げ熱間圧延時の温度がＡｒ３＋２５０℃より高いと、結晶粒成長による焼入れ性の増加により、上部ベイナイトのような低温靭性に脆弱な組織が形成されて水素誘起割れ特性が低下するという問題がある。一方、その温度がＡｒ３＋５０℃より低いと、後続冷却が開始される温度が低くなりすぎ、空冷フェライトの分率が過度となるため、強度が低下する虞がある。
上記の温度範囲で仕上げ熱間圧延時に累積圧下率が５０％未満であると、鋼材の中心部まで圧延による再結晶が発生せず、中心部の結晶粒が粗大化し、低温靭性が劣化するという問題がある。
〔冷却〕
上記で製造された熱延板材を冷却する。このとき、上記熱延板材の厚さ方向の平均温度または厚さ方向ｔ／４の地点の温度がＡｒ３－５０℃～Ａｒ３＋５０℃のときに開始することが好ましい。
上記冷却時に開始温度がＡｒ３＋５０℃を超えると、冷却中に表面部においてフェライトへの相変態が十分に行われず、表面部の硬度の減少効果が得られなくなる。一方、その温度がＡｒ３－５０℃未満であると、中心部まで過度にフェライト変態が発生して鋼の強度を低下させる原因となる。
また、上記冷却は、３００～６５０℃になるように２０～１００℃／ｓの冷却速度で行うことが好ましい。
上記冷却を終了する温度は、厚さ方向の平均温度または厚さ方向ｔ／４の地点の温度を基準にすることができ、その温度が３００℃未満であると、中心部において、ＭＡ相の分率が高くなり、低温靭性の確保及び水素脆性の抑制に悪影響を及ぼす。一方、その温度が６５０℃を超えると、中心部での相変態が完了できず、強度の確保が難しくなる。
そして、上述した温度範囲での冷却時に冷却速度が２０℃／ｓ未満であると、結晶粒が粗大化して目標レベルの強度の確保が難しい。一方、１００℃／ｓを超えると、微細組織として上部ベイナイトのような低温靭性に脆弱な相の分率が高くなって水素誘起割れ抵抗性を劣化させるため、好ましくない。
上記一連の工程を経て製造された本発明の鋼材は５～５０ｍｍの厚さを有することができる。このように、本発明の鋼材は、厚さが厚いにもかかわらず、表層部と中心部との硬度差（表層部の硬度－中心部の硬度）が２０Ｈｖ以下に制御されることで、水素誘起割れに対する抵抗性及び硫化物応力腐食割れ抵抗性を良好に確保することができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記の実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものであり、本発明の権利範囲を限定するためのものではない点に留意する必要がある。これは、本発明の権利範囲が、特許請求の範囲に記載された事項及びこれにより合理的に類推される事項によって決定されるからである。
下記表１の合金組成を有する鋼スラブを準備した。このとき、上記合金組成の含量は重量％であり、残りはＦｅ及び不可避不純物からなる。準備された鋼スラブを表２に示した条件で加熱、熱間圧延及び冷却の工程を経て、それぞれの鋼材を製造した。
Figure 2022505840000002
 （表１において、Ｐ＊、Ｓ＊、Ｎ＊、Ｃａ＊はｐｐｍで表したものである。また、Ａｒ３＝９１０－３１０×Ｃ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－１５×Ｃｒ－５５×Ｎｉ－８０×Ｍｏ＋０．３５×（厚さ（ｍｍ）－８）、Ａｒ１＝７４２－７．１×Ｃ－１４．１×Ｍｎ＋１６．３×Ｓｉ＋１１．５×Ｃｒ－４９．７×Ｎｉによって計算される。）
Figure 2022505840000003
上述のとおり製造されたそれぞれの鋼材について、降伏強度（ＹＳ）、表面部と中心部におけるビッカース硬度、硫化物応力割れに対する抵抗性を測定し、微細組織を観察して、その結果を下記表３に示した。
このとき、降伏強度は０．５％ｕｎｄｅｒ－ｌｏａｄ降伏強度を意味し、引張試験片は、ＡＰＩ－５Ｌ規格試験片を圧延方向に垂直な方向に採取した後、試験を行った。
鋼材の位置別硬度の測定は、ビッカース硬度計を用いて１ｋｇｆの荷重で測定した。このとき、中心部硬度は、鋼材を厚さ方向に切断した後、ｔ／２の位置で測定し、表面部の硬度は鋼材の表面で測定した。
微細組織は、光学顕微鏡を用いて測定し、イメージ分析器（Ｉｍａｇｅ ａｎａｌｙｓｅｒ）を用いて相（ｐｈａｓｅ）の種類を観察した。
そして、硫化物応力割れに対する抵抗性は、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７規定に従って１ｂａｒのＨ２Ｓガスで飽和された強酸の標準溶液（５％ＮａＣｌ＋０．５％酢酸）中で試験片に降伏強度９０％の印加応力を加えた後、７２０時間内に破断の有無を観察した。
Figure 2022505840000004
 （表３において、Ｆはフェライト、Ｐはパーライト、ＡＦはアシキュラーフェライト、ＵＰは上部ベイナイトを示す。）
上記表１～３に示したとおり、本発明で提案する合金組成及び製造条件をすべて満たしている発明例１～３は、表面部の硬度が中心部に比べて著しく低いことが確認でき、硫化物応力腐食割れに対する抵抗性にも優れることが確認できる（図１参照）。
一方、本発明で提案する合金組成を満たしておらず、冷却工程も本発明の条件から外れている比較例１～３と、合金組成は本発明を満たしているものの、冷却工程が本発明の範囲から外れている比較例４は、表面部の硬度が中心部より過度に高く現れ、その差が３０Ｈｖ以上であった。このうち、比較例１～３はＳＳＣ特性にも劣っていた。
比較例５及び６は、本発明のように多段冷却が適用されたにもかかわらず、このうち、比較例５は、１次冷却時に表面部の終了温度が過度に低いため、中心部においてフェライト及びパーライトが形成され、降伏強度が４５０ＭＰａ未満となり、意図する強度の確保が困難であった。比較例６は、１次冷却時に冷却速度が過度に速く、表面部の基地組織として中心部に比べて軟質な組織が形成されなかったため、中心部より表面部の硬度が２０Ｈｖを超えて高かった。
下記表４の合金組成を有する鋼スラブを準備した。このとき、上記合金組成の含量は重量％であり、残りはＦｅ及び不可避不純物を含む。準備された鋼スラブを表５に示した条件で加熱、熱間圧延、及び冷却の工程を経てそれぞれの鋼材を製造した。
Figure 2022505840000005
 （表４において、Ｐ＊、Ｓ＊、Ｎ＊、Ｃａ＊はｐｐｍで表したものである。また、［Ａｒ３＝９１０－３１０×Ｃ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－１５×Ｃｒ－５５×Ｎｉ－８０×Ｍｏ＋０．３５×（厚さ（ｍｍ）－８）］、［Ａｒ１＝７４２－７．１×Ｃ－１４．１×Ｍｎ＋１６．３×Ｓｉ＋１１．５×Ｃｒ－４９．７×Ｎｉ］によって計算される。）
Figure 2022505840000006
上記のとおり、製造されたそれぞれの鋼材について、降伏強度（ＹＳ）、表面部と中心部におけるビッカース硬度、硫化物応力割れに対する抵抗性を測定し、微細組織を観察して、その結果を下記表６に示した。
このとき、降伏強度は０．５％ｕｎｄｅｒ－ｌｏａｄ降伏強度を意味し、引張試験片はＡＰＩ－５Ｌ規格の試験片を圧延方向に垂直な方向に採取した後、試験を行った。
鋼材の位置別硬度の測定は、ビッカース硬度計を用いて１ｋｇｆの荷重で測定した。このとき、中心部の硬度は、鋼材を厚さ方向に切断した後、ｔ／２の位置で測定し、表面部の硬度は鋼材の表面で測定した。
微細組織は光学顕微鏡を用いて測定し、イメージ分析器（Ｉｍａｇｅ ａｎａｌｙｓｅｒ）を用いて相（ｐｈａｓｅ）の種類を観察した。
そして、硫化物応力割れに対する抵抗性は、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７規定に従って１ｂａｒのＨ２Ｓガスで飽和された強酸の標準溶液（５％ＮａＣｌ＋０．５％酢酸）中で試験片に降伏強度の９０％の印加応力を加えた後、７２０時間内に破断の有無を観察した。
Figure 2022505840000007
 （表６において、Ｆはフェライト、Ｐはパーライト、ＡＦはアシキュラーフェライト、ＵＰは上部ベイナイトを示す。）
上記表４～６に示したとおり、本発明で提案する合金組成及び製造条件をすべて満たしている発明例１～３は、表面部の硬度が中心部に比べて低いことが確認でき、硫化物応力腐食割れに対する抵抗性にも優れることが確認できる（図２参照）。
これに対し、本発明で提案する合金組成を満たすことができず、冷却工程も本発明の条件から外れている比較例１～３と、合金組成は本発明を満たしているものの、冷却工程が本発明の範囲から外れている比較例４は、表面部の硬度が中心部より過度に高く現れ、その差が２０Ｈｖを超えた。このうち、比較例１～３はＳＳＣ特性にも劣っていた。
比較例５及び６は、本発明のように多段冷却が適用されたにもかかわらず、このうち、比較例５は、１次冷却時に表面部の終了温度が過度に高く、表面部において中心部に比べて軟質の組織であるフェライト相が十分に形成されなかったため、中心部より表面部の硬度が高く現れた。比較例６は、１次冷却時に冷却速度が過度となって表面部の終了温度が過度に低く、中心部の終了温度も低くなった。これにより、中心部においてフェライト及びパーライトが形成され、降伏強度が４５０ＭＰａ未満となり、意図する強度の確保が困難であった。
下記表７の合金組成を有する鋼スラブを準備した。このとき、上記合金組成の含量は重量％であり、残りはＦｅ及び不可避不純物を含む。準備された鋼スラブを表８に示す条件で加熱、熱間圧延、及び冷却の工程を経て、それぞれの鋼材を製造した。このとき、上記加熱が完了した鋼スラブに対して通常の条件で粗圧延を行い、バー（ｂａｒ）を作製した後、一部の鋼種に対して上記バー（ｂａｒ）を冷却した後、熱間圧延を行い、上記熱間圧延は上記冷却されたバー（ｂａｒ）がオーステナイト単相域に復熱された後に行った。
Figure 2022505840000008
 （表７において、Ｐ＊、Ｓ＊、Ｎ＊、Ｃａ＊はｐｐｍで表したものである。また、［Ａｒ３＝９１０－３１０×Ｃ－８０×Ｍｎ－２０×Ｃｕ－１５×Ｃｒ－５５×Ｎｉ－８０×Ｍｏ＋０．３５×（厚さ（ｍｍ）－８）］、［Ａｒ１＝７４２－７．１×Ｃ－１４．１×Ｍｎ＋１６．３×Ｓｉ＋１１．５×Ｃｒ－４９．７×Ｎｉ］によって計算される。）
Figure 2022505840000009
上記のとおり、製造されたそれぞれの鋼材について、降伏強度（ＹＳ）、表面部と中心部におけるビッカース硬度、硫化物応力割れに対する抵抗性を測定し、微細組織を観察して、その結果を下記表９に示した。
このとき、降伏強度は０．５％ｕｎｄｅｒ－ｌｏａｄ降伏強度を意味し、引張試験片はＡＰＩ－５Ｌ規格の試験片を圧延方向に垂直な方向に採取した後、試験を行った。
鋼材の位置別硬度の測定は、ビッカース硬度計を用いて１ｋｇｆの荷重で測定した。このとき、中心部の硬度は、鋼材を厚さ方向に切断した後、ｔ／２の位置で測定し、表面部の硬度は鋼材の表面で測定した。
微細組織は光学顕微鏡を用いて測定し、イメージ分析器（Ｉｍａｇｅ ａｎａｌｙｓｅｒ）を用いて相（ｐｈａｓｅ）の種類を観察した。
そして、硫化物応力割れに対する抵抗性は、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７規定に従って１ｂａｒのＨ２Ｓガスで飽和された強酸の標準溶液（５％ＮａＣｌ＋０．５％酢酸）中で試験片に降伏強度の９０％の印加応力を加えた後、７２０時間内に破断の有無を観察した。
Figure 2022505840000010
 （表９において、Ｆはフェライト、Ｐはパーライト、ＡＦはアシキュラーフェライト、ＵＰは上部ベイナイト（Ｕｐｐｅｒ Ｂａｉｎｉｔｅ）を示す。）
上記表７～９に示したとおり、本発明で提案する合金組成及び製造条件をすべて満たしている発明例１及び２は、表面部の硬度が中心部に比べて著しく低いことが確認でき、硫化物応力腐食割れに対する抵抗性にも優れることが確認できる（図３参照）。
これに対し、本発明で提案する合金組成を満たすことができず、製造工程も本発明の条件から外れている比較例１及び２は、表面部の硬度が中心部より過度に高く現れ、その差が３０Ｈｖを超えてＳＳＣ特性も劣っていた。
比較例３は、本発明で提案する製造工程によって製造されることで、表面部の硬度の低下効果を得ることができたが、合金組成中のＣａの含量及びＣａ／Ｓの成分比が本発明の範囲から外れているため、ＳＳＣ特性が劣っていた。
比較例４及び５は、合金組成が本発明を満たしているものの、製造工程、特に、粗圧延されたバー（ｂａｒ）の冷却を行っていない場合であって、表面部の硬度が中心部より過度に高く現れ、その差が２０Ｈｖを超えていた。

Claims (18)

  1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２～０．０６％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：０．８～１．８％、リン（Ｐ）：０．０３％以下、硫黄（Ｓ）：０．００３％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０６％以下、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０８％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０５％、カルシウム（Ｃａ）：０．０００５～０．００５％と；ニッケル（Ｎｉ）：０．０５～０．３％、クロム（Ｃｒ）：０．０５～０．３％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０２～０．２％及びバナジウム（Ｖ）：０．００５～０．１％のうち１種以上、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、
    前記ＣａとＳは下記関係式１を満たし、
    表層部の硬度値と中心部の硬度値との差（表層部の硬度－中心部の硬度）がビッカース硬度２０Ｈｖ以下であることを特徴とする硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材。
    ［関係式１］
    ０．５≦Ｃａ／Ｓ≦５．０ （ここで、各元素は重量含量を意味する）
  2. 前記鋼材は、表層部の微細組織がフェライト及びパーライトの複合組織で構成され、中心部の微細組織がアシキュラーフェライトで構成されるものであることを特徴とする請求項１に記載の硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材。
  3. 前記鋼材は、４５０ＭＰａ以上の降伏強度を有するものであることを特徴とする請求項１に記載の硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材。
  4. 前記鋼材は、５～５０ｍｍの厚さを有するものであることを特徴とする請求項１に記載の硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材。
  5. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２～０．０６％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：０．８～１．８％、リン（Ｐ）：０．０３％以下、硫黄（Ｓ）：０．００３％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０６％以下、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０８％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０５％、カルシウム（Ｃａ）：０．０００５～０．００５％と；ニッケル（Ｎｉ）：０．０５～０．３％、クロム（Ｃｒ）：０．０５～０．３％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０２～０．２％及びバナジウム（Ｖ）：０．００５～０．１％のうち１種以上、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、前記ＣａとＳは、下記関係式１を満たす鋼スラブを１１００～１３００℃の温度範囲で加熱する段階、前記加熱された鋼スラブを仕上げ熱間圧延して熱延板材を製造する段階、及び前記仕上げ熱間圧延後に冷却する段階を含み、
    前記冷却は、１次冷却する段階、空冷する段階、及び２次冷却する段階を含み、
    前記１次冷却は、前記熱延板材の表面温度がＡｒ１－５０℃～Ａｒ３－５０℃になるように５～４０℃／ｓの冷却速度で行い、前記２次冷却は、前記熱延板材の表面温度が３００～６００℃になるように５０～５００℃／ｓの冷却速度で行うことを特徴とする硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
    ［関係式１］
    ０．５≦Ｃａ／Ｓ≦５．０ （ここで、各元素は重量含量を意味する）
  6. 前記仕上げ熱間圧延は、Ａｒ３＋５０℃～Ａｒ３＋２５０℃の温度範囲で累積圧下率５０％以上で行うものであることを特徴とする請求項５に記載の硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  7. 前記１次冷却は、前記熱延板材の表面温度がＡｒ３－２０℃～Ａｒ３＋５０℃のときに開始するものであることを特徴とする請求項５に記載の硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  8. 前記１次冷却を完了した後、前記熱延板材の中心部の温度がＡｒ３－３０℃～Ａｒ３＋３０℃であることを特徴とする請求項５に記載の硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  9. 前記空冷を完了した後、前記熱延板材の表面部の温度がＡｒ３－１０℃～Ａｒ３－５０℃であることを特徴とする請求項５に記載の硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  10. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２～０．０６％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：０．８～１．８％、リン（Ｐ）：０．０３％以下、硫黄（Ｓ）：０．００３％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０６％以下、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０８％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０５％、カルシウム（Ｃａ）：０．０００５～０．００５％と；ニッケル（Ｎｉ）：０．０５～０．３％、クロム（Ｃｒ）：０．０５～０．３％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０２～０．２％及びバナジウム（Ｖ）：０．００５～０．１％のうち１種以上、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、前記ＣａとＳは、下記関係式１を満たす鋼スラブを１１００～１３００℃の温度範囲で加熱する段階、前記加熱された鋼スラブを仕上げ熱間圧延して熱延板材を製造する段階、及び前記仕上げ熱間圧延後に冷却する段階を含み、
    前記冷却は、１次冷却する段階及び２次冷却する段階を含み、
    前記１次冷却は、前記熱延板材の表面温度がＡｒ１－１５０℃～Ａｒ１－５０℃になるように５～４０℃／ｓの冷却速度で行い、前記２次冷却は、前記熱延板材の表面温度が３００～６００℃になるように５０～５００℃／ｓの冷却速度で行うことを特徴とする硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
    ［関係式１］
    ０．５≦Ｃａ／Ｓ≦５．０ （ここで、各元素は重量含量を意味する）
  11. 前記仕上げ熱間圧延は、Ａｒ３＋５０℃～Ａｒ３＋２５０℃の温度範囲で累積圧下率５０％以上で行うものであることを特徴とする請求項１０に記載の硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  12. 前記１次冷却は、前記熱延板材の表面温度がＡｒ３－２０℃～Ａｒ３＋５０℃のときに開始するものであることを特徴とする請求項１０に記載の硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  13. 前記１次冷却を完了した後、前記熱延板材の中心部の温度がＡｒ３－５０℃～Ａｒ３＋１０℃であることを特徴とする請求項１０に記載の硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  14. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０２～０．０６％、シリコン（Ｓｉ）：０．１～０．５％、マンガン（Ｍｎ）：０．８～１．８％、リン（Ｐ）：０．０３％以下、硫黄（Ｓ）：０．００３％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０６％以下、窒素（Ｎ）：０．０１％以下、ニオブ（Ｎｂ）：０．００５～０．０８％、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０５％、カルシウム（Ｃａ）：０．０００５～０．００５％と；ニッケル（Ｎｉ）：０．０５～０．３％、クロム（Ｃｒ）：０．０５～０．３％、モリブデン（Ｍｏ）：０．０２～０．２％及びバナジウム（Ｖ）：０．００５～０．１％のうち１種以上、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、上記ＣａとＳは、下記関係式１を満たす鋼スラブを１１００～１３００℃の温度範囲で加熱する段階、
    前記加熱された鋼スラブを粗圧延してバー（ｂａｒ）を製造する段階、
    前記粗圧延して得られたバー（ｂａｒ）を冷却及び復熱する段階、
    前記冷却及び復熱されたバー（ｂａｒ）を仕上げ熱間圧延して熱延板材を製造する段階、及び
    前記仕上げ熱間圧延後に冷却する段階を含み、
    前記バー（ｂａｒ）の冷却はＡｒ３以下で行い、前記復熱は前記バー（ｂａｒ）の温度がオーステナイト単相域になるように行うことを特徴とする硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
    ［関係式１］
    ０．５≦Ｃａ／Ｓ≦５．０ （ここで、各元素は重量含量を意味する）
  15. 前記バー（ｂａｒ）の冷却は、少なくとも１回以上水冷で行うものであることを特徴とする請求項１４に記載の硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  16. 前記仕上げ熱間圧延は、Ａｒ３＋５０℃～Ａｒ３＋２５０℃の温度範囲で累積圧下率５０％以上で行うものであることを特徴とする請求項１４に記載の硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  17. 前記仕上げ熱間圧延後に冷却する段階は、２０～１００℃／ｓの冷却速度で３００～６５０℃まで行うものであることを特徴とする請求項１４に記載の硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  18. 前記冷却は、Ａｒ３－５０℃～Ａｒ３＋５０℃で開始するものであることを特徴とする請求項１４に記載の硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材の製造方法。
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