JP5299579B2 - 耐破壊特性および耐ｈｉｃ特性に優れる高強度鋼板 - Google Patents

Description

本発明は、耐破壊特性および耐水素誘起割れ特性に優れる高強度鋼板に関する。より詳しくは、厚肉であっても優れた耐破壊特性および耐水素誘起割れ特性を示し、特にラインパイプの製造に適した高強度鋼板に関する。

現在、石油、天然ガスなどのエネルギー源の需要がますます高まり、それに伴い、高腐食環境、深海、永久凍土といった、過酷な環境でのラインパイプの敷設および使用が増えている。特に腐食環境においては、水素誘起割れ（Hydrogen Induced Cracking、以下、「ＨＩＣ」ともいう）が発生し易い傾向にある。

このため、耐腐食性能、特に上記のＨＩＣが生じにくい特性を有する鋼材（以下、「耐ＨＩＣ鋼」という）から製造されたラインパイプが求められている。ＨＩＣの原理および耐ＨＩＣ鋼に必要な特性について以下に述べる。

（１）ＨＩＣの原理
硫化水素（Ｈ_２Ｓ）を含む環境中でパイプが使用されると、水素がイオン化してパイプに吸蔵される。この吸蔵された水素がパイプ中の介在物にトラップされ、トラップされた水素がパイプ内に高応力を発生させ、パイプ内部に亀裂を発生させる。

（２）耐ＨＩＣ鋼に必要な特性
ＨＩＣの発生を抑制するには、パイプ内に吸蔵された水素をトラップする介在物を減少させることが好ましい。このため、鋼の清浄度を高く保つ必要がある。また、中心偏析部では低温変態組織（マルテンサイト、ベイナイト等）が形成されやすく、この低温変態組織ではＨＩＣが発生しやすい。このため、Ｃ、Ｍｎ、Ｐ等の含有量を低減し、偏析の発生を抑制することが必要である。

上記（２）に示される要望特性を有する鋼材が得られるように、耐ＨＩＣ鋼の製造では、基本的にＣおよびＭｎの含有量を低減させ、強度は他の合金元素を添加して補う必要がある。強度の確保のために、一般的にはＮｂを含有させ、高温加熱を実施してＮｂの固溶強化を利用する。Ｎｂを投入した状態で低温加熱を実施すると、ＨＩＣを発生させる介在物の一種となるＮｂ系炭窒化物が生成する。そのため、Ｎｂを含有させる場合には、耐ＨＩＣ性能を確保するためにも、高温加熱の実施が必須とされる。また、熱間圧延時に均一組織が得られるように、変態点以上の高温仕上げが採用される。

現在、ＨＩＣ鋼の品質向上の為に開示されている手段として、次のようなものが例示される。
特許文献１には、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とから、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硫化物とすることが開示されている。

特許文献２には、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とから、鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｐ等の濃度を低減すること、および拡散により偏析を軽減するための均熱処理を行うことによって、硬い組織の生成を防止することが開示されている。

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で圧下することによって、中心偏析そのものを解消することが開示されている。
特許文献４〜６には、最近の鋼材の要求強度スペックの向上に伴って、上記の中心偏析部やＭｎＳ生成に対する単独対策のみでは不十分な場合が多くなってきたため、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、ＣｒやＭｏ等の添加や圧延時の加工熱処理（ＴＭＣＰ）を併用することが開示されている。

特開昭５４−１１０１１９号公報 特開昭６１−６０８６６号公報 特開平９−５７４１０号公報 特開平６−２２０５７７号公報 特開平９−２０９０３７号公報 特開２００３−２２６９２２号公報

従来の耐ＨＩＣ鋼は、上記の製造方法（高温加熱、圧延高温仕上げ）を実施する必要があるため、優れた耐ＨＩＣ特性と優れた耐破壊特性との両立が困難であった。高温加熱はオーステナイト粒径の粗大化を引き起こすが、圧延で高温仕上げを行うと、耐破壊特性の向上に有効な二相組織を活用できないこととなり、ＤＷＴＴ特性（Drop Weight Tear Test試験により評価される耐破壊特性）を顕著に劣化させるためである。

特に、鋼材の厚みが、典型的には２５ｍｍ以上に大きくなると、鋼材内部が所望の耐ＨＩＣ特性が得られる程度の温度に達するようにするため、鋼材表面部の温度をより高めることが必要であった。このため、オーステナイト粒径の粗大化が顕著になり、耐破壊特性が著しく低下してした。それゆえ、従来の耐ＨＩＣ鋼材では、耐ＨＩＣ特性と耐破壊特性とを高度に両立させることが、厚肉の場合に特に困難であった。

ラインパイプが厚肉になると、パイプ内部の耐圧が高くなるため、輸送効率が高まる。このため、本来、ラインパイプ用の耐ＨＩＣ鋼材の厚みは大きければ大きいほど好ましい。しかし、上記の理由により、従来の耐ＨＩＣ鋼材を用いた場合には、ラインパイプの肉厚を大きくすることに限界があった。特に、低温環境での高い耐破壊特性が求められる寒冷地域向けのラインパイプにおいてこの傾向は顕著であった。それゆえ、従来の耐ＨＩＣ鋼を素材とする限り、寒冷地域向けのラインパイプについては、輸送効率を犠牲にして薄肉の鋼材が使用されていた。

かかる背景に基づき、本発明は、耐ＨＩＣ特性および耐破壊特性の双方に優れた高強度鋼板を提供することを目的とする。
上記課題を解決するために本発明者らが鋭意検討した結果、次の知見を得た。すなわち、従来、耐ＨＩＣ特性（耐Sour性能）の評価は、高Ｈ_２Ｓ分圧かつ低ｐＨ環境であるＮＡＣＥ（National Association of Corrosion and Engineer）のＴＭ０２８４に準拠したＮＡＣＥ条件にて行われていた。しかし、Ｈ_２Ｓ分圧やｐＨにより腐食のパラメータは変動するため、そのような過酷な環境における腐食現象と、実腐食環境における腐食現象とは相違している可能性がある。そのため、優れた耐ＨＩＣ特性が得られる鋼組織や製造方法をより適切に把握するには、過酷な条件での評価よりも、実腐食環境に即した条件、すなわち相対的に低Ｈ_２Ｓ分圧かつ高ｐＨ環境で耐ＨＩＣ特性の評価を実施することが好ましい。この認識に基づいて検討した結果、ＮＡＣＥ条件のような過酷な条件で優れた耐ＨＩＣ特性を発揮させるには、高温加熱および高温仕上げは必須であるが、実腐食環境に近い条件では、Ｃａによる介在物処理および偏析対策を適切に実施すれば、高温加熱および高温仕上げを実施することなく、優れた耐ＨＩＣ性能を示す鋼板が製造できることが明らかになった。

この知見に基づきさらに検討した結果、次の手段によりＤＷＴＴ特性と耐ＨＩＣ特性の両立が可能となるとの知見を得た。
（１）ＨＩＣ発生起点となるＮｂ，Ｔｉ炭窒化物の添加量および偏析度を制限し、ＨＩＣ発生起点サイトを抑制すると同時に、中心偏析の低減によりＨＩＣ破壊伝播を抑制することにより、耐ＨＩＣ特性を向上させることができる。

（２）Ｎｂ添加量上限を制限することで、加熱温度を従来よりも低減し、かつ圧延条件をＡｒ_３点以下とすることにより、ＤＷＴＴ特性を向上させることができる。
上記知見に基づく本発明は次の通りである。

（１）質量％で、Ｃ：０.０２％以上０.０７％以下、Ｓｉ：０.０５％以上０.５０％以下、Ｍｎ：１.１０％以上１.６０％以下、Ｐ：０.０１５％以下、Ｓ：０.００３０％以下、Ｎｂ：０.００５％以上０.０３０％以下、Ｔｉ：０.００５％以上０.０２０％以下、Ａｌ：０.００５％以上０.０６０％以下、Ｃａ：０.０００５％以上０.００６０％以下、およびＮ：０.００１５％以上０.００７０％以下、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏから選ばれる１種または２種以上を合計で０.１％超１.５％未満、ならびに残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、面積率でベイナイトが１０％以上、残りがフェライトおよびパーライトからなる鋼組織を有し、鋼板肉厚中央部におけるＮｂ偏析度が１.６０未満、かつＭｎ偏析度が１.４０未満であり、飽和Ｈ_２Ｓ分圧（Ｐ_Ｈ２Ｓ）が０.０１×１０^５ＰａおよびｐＨが４.０の５％塩化ナトリウム含有酢酸水溶液（２５℃）に９６時間浸漬した後の割れ面積率が５.０％以下であり、板厚が６ｍｍ以上４０ｍｍ以下の鋼板についてＤＷＴＴ試験を−３０℃で行ったときの延性破面率（ＤＷＴＴ−ＳＡ＠−３０）が８５％以上であることを特徴とする耐破壊特性および耐ＨＩＣ特性に優れる高強度鋼板。

上記鋼板の強度は５２０ＭＰａ以上であることが好ましい。
（２）前記化学組成が、質量％でＶ：０.１０％以下をさらに含有する。 （３）上記（１）または（２）に記載された化学組成を有するスラブを下記式（ｉ）の関係を満たす加熱温度Ｔ（℃）で加熱し、加熱されたスラブをＡｒ_３点−６０℃以上、Ａｒ_３点以下（ここでＡｒ_３点（℃）は下記式（ii）により算出される）の範囲の温度で最終圧延を完了させる熱間圧延に供して鋼板とし、得られた鋼板を直ちに１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で４００℃〜６００℃の冷却停止温度まで冷却することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。

6770/(2.26-log[Nb][C])-73＞Ｔ≧6770/(2.26-log[Nb][C])-273 (ｉ)
Ar₃=910-310×[C]-80×[Mn]-20×[Cu]-15×[Cr]-55×[Ni]-80×[Mo]+0.35×(t-8) (ii)
上記式（ｉ）および（ii）において、元素記号はその元素の含有量(単位：質量％)を意味し、上記式（ii）におけるｔは最終圧延完了後の鋼板の厚さ（単位：ｍｍ）を意味する。

本発明によれば、厚肉であっても耐破壊特性および耐水素誘起割れ特性に優れる高強度鋼板が提供される。かかる高強度鋼板を用いることにより、耐破壊特性および耐水素誘起割れ特性という基本特性を高度に満たしつつ、輸送効率に優れる厚肉のラインパイプを、寒冷地域向けに提供することが可能となる。

耐ＨＩＣ特性を評価するための試験条件を説明する図。

以下に本発明に係る鋼板の化学組成、鋼組織、好ましい製造条件等について詳細に説明する。以下の説明において合金元素の含有量を示す「％」は質量％を意味する。
１．化学組成
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などの用途に対して必要な強度を得ることが困難となる。Ｃ含有量が０.０７％超では、連続鋳造時には鋳片の厚み中心部にマクロ偏析部が形成されやすくなり、これはＨＩＣの発生原因となる。そのため、Ｃの含有量の範囲を０.０２％以上０.０７％以下とする。

Ｓｉ：０.０５％以上０.５０％以下
Ｓｉは一般に鋼の製造プロセスでは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。Ｓｉはまた、強度を高める元素としても有用である。Ｓｉ含有量が０.０５％未満では、上記の効果を得ることが困難である。一方、その含有量が０.５０％を超えると、島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含有量を０.０５％以上０.５０％以下とする。

Ｓｉは、Ｔｉとの間に強い相互作用を有するため、ＴｉＮの構成元素でないにもかかわらずＴｉＮの生成に影響し、Ｓｉ含有量が増加するとＴｉＮが生成しやすくなる。このＴｉＮを核としてＮｂ炭窒化物が析出する可能性も高いため、Ｓｉ含有量が高くなると、ＨＩＣ性能劣化を引き起こすおそれが高まる。したがってＳｉ含有量は０.３０％未満とすることが好ましい。

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。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。一方、Ｍｎ含有量が１.６０％を超えると、Ｍｎが中心偏析部で濃化し、耐ＨＩＣ性能を劣化させる。このためＭｎ含有量の範囲を１.１０％以上１.６０％以下とする。中心偏析部での耐ＨＩＣ性能の確保を確実にする観点からは、Ｍｎ含有量を１.５０％未満とすることが好ましい。

Ｐ：０.０１５％以下
Ｐは鋼中に不可避的に含有する不純物元素の一つであり、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、著しく偏析し、中心偏析部で濃化して、耐ＨＩＣ性能を劣化させる傾向がある。そのため、Ｐ含有量の上限を０.０１５％とする。中心偏析部での耐ＨＩＣ性能の確保を確実にする観点から、Ｐ含有量は０.００８％未満とすることが好ましい。

Ｓ：０.００３０％以下
Ｓも鋼中に不可避的に含有する不純物元素の一つであり、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か、偏析部でＭｎＳを生成してＨＩＣの発生起点となる。このため、Ｓ含有量は０.００３０％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高い耐ＨＩＣ性能を確保する観点から、Ｓ含有量を０.００１％以下とすることが好ましい。

Ｎｂ：０.００５％以上０.０３０％以下
Ｎｂは鋼中で炭窒化物を形成し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る。特にＴＭＣＰにおいては、固溶および析出を制御することにより鋼板のミクロ組織制御するためにＮｂが添加される。これらの効果を得るためには、Ｎｂを０.００５％以上含有させる。一方、本発明においては、加熱温度を低くして耐破壊靭性の確保するため、Ｎｂの含有量を制限する。また、粗大なＮｂ炭窒化物はＨＩＣの発生原因となる。したがって、Ｎｂ含有量を０.０３０％以下とする。好ましいＮｂ含有量は０.０１０％以上０.０２５％以下である。

Ｔｉ：０.００５％以上０.０２０％以下
Ｔｉは鋼の強度を向上させる効果を有する。また、鋼中のＮをＴｉＮとして固定することでＮｂＮやＡｌＮの析出量を減少させるため、連続鋳造の鋳片の曲げ・矯正時におけるＮｂＮやＡｌＮのγ粒界へ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。これらの効果を得るため、Ｔｉを０.００５％以上添加する。しかし、Ｔｉ含有量の増加は溶接靭性の低下を招く。また、ＴｉＮはＨＩＣの発生原因となる粗大なＮｂ炭窒化物が析出する際の析出核として機能する。さらに、Ｔｉ炭窒化物自体もＨＩＣの発生原因となる。したがって、Ｔｉ含有量は０.０２０％以下とする。好ましいＴｉ含有量は０.０１０％以上０.０２０％以下である。

Ａｌ：０.００５％以上０.０６０％以下
ＡｌもＳｉと同様に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。この脱酸の効果を得るためにＡｌ含有量は０.００５％以上とする。Ａｌ含有量が０.００５％未満となると、脱酸が不十分であることに起因して脱硫も不十分になる。また、Ｃａ添加の歩留まりが悪化しその効果も充分に得られなくなる。このため、鋼中の硫化物やＳの偏析が生じやすくなり、耐ＨＩＣ特性の低下をもたらす。その一方で、Ａｌによる脱酸に伴い生成するアルミナがＨＩＣの原因となる場合もある。このため、Ａｌ含有量は０.０６０％以下とする。

Ｃａ：０.０００５％以上０.００６０％以下
ＣａはＳ濃度を低減させてＭｎＳの生成を防止するとともに、硫化物の形態を制御することができる。このため、耐ＨＩＣ鋼ではＣａを添加することが多い。上記の効果を得るために０.０００５％以上Ｃａを含有させる。しかし、０.００６０％以上添加してもその効果は飽和し、製造コストの増加を招く。そのため、Ｃａ含有量は０.０００５％以上０.００６０％以下とする。

Ｎ：０.００１５％以上０.００７０％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侵入する元素であり、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。鋼材中ではＮはＡｌやＴｉなどと窒化物を形成し、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。こうしたＮの好ましい効果を得るために、Ｎ含有量は０.００１５％以上とする。一方、ＮはＨＩＣの発生原因となる粗大Ｎｂ炭窒化物の構成元素である。また、前述のようにＮｂやＡｌの窒化物が過度に多く存在すると、連続鋳造時においてγ粒界に動的析出し、鋳片表面割れの原因となる。したがって、Ｎ含有量は０.００７０％以下とする。好ましいＮ含有量は０.００１５％以上０.００５０％以下である。

０.１％＜Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＜１.５％
耐ＨＩＣ鋼では、ＭｎＳの発生を抑制するとともにＣ偏析を低減するために、ＣおよびＭｎの含有量の上限は比較的低く設定される。このため、鋼板の強度を確保する目的で、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ等の合金元素を含有させることが多い。本発明においても、この目的でＣｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏから選ばれる１種または２種以上を含有させ、これらの合計含有量を０.１％超とする。しかし、これらの元素を過度に含有させると、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、それにより耐ＨＩＣ性能を劣化させる。したがって、上記元素の合計含有量を１.５％未満とする。この合計含有量は好ましくは０.１５％以上１.０％以下であり、上限は０.５％であることがより好ましい。

これらの各元素の役割および好ましい添加範囲は次の通りである。
Ｃｕ：０.５％以下
Ｃｕは鋼の焼き入れ性を向上させる。強度上昇の効果を見出すためには、０.１％以上含有させることが好ましい。しかし、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。また、連続鋳造時における表面割れ（カッパー割れ）を誘発する。したがって、Ｃｕを０.２％以上含有させる場合には、Ｃｕ含有量の１／３以上の含有量でＮｉを併せて含有させることが好ましい。

Ｎｉ：１.０％以下
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を有する。これらの効果を得るためにＮｉを０.１％以上含有させることが好ましい。しかし、Ｎｉを１.０％超えて含有させてもその効果は飽和し、むしろ溶接性を悪化させるという悪影響が顕在化するおそれがある。

なお、ＣｕおよびＮｉについては、それぞれを単独で含有させると鋼板に表面疵が生じる可能性が高まることが懸念されるため、これらは一緒に含有させることが好ましい。
Ｃｒ：０.５％以下
Ｃ当量（Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５）における係数が大きいことからも理解されるように、Ｃｒは少量の添加で強度上昇に大幅に寄与する。また、Ｃｒは鋼の靱性を高める効果も有する。このため、ＡＰＩ Ｘ８０グレードのような高強度の仕様を満たす必要がある場合には、Ｃｒを含有させることが多い。これらの効果を得るためにはＣｒを０.０５％以上含有させることが好ましい。しかし、０.５％を超えてＣｒを含有させると溶接割れが発生する等の問題が起こりやすくなる。溶接性を重視する場合にはＣｒ含有量は０.４％以下とすることが好ましい。

Ｍｏ：０.５％以下
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、ミクロ偏析が生じにくい元素であるため、中心偏析に起因するＨＩＣの発生を抑制する効果を有する。こうしたＭｏの効果を得るためには、Ｍｏを０.０３％以上含有させることが好ましい。しかし、Ｍｏは高価な元素であるため、含有量の増加はコスト増加をもたらす。また、Ｍｏ含有量を０.５％超とすると、ベイナイトやマルテンサイトなどの硬化相が生成しやすくなり、耐ＨＩＣ特性をむしろ悪化させることが懸念される。このため、Ｍｏ含有量は０.５％以下とする。耐ＨＩＣ特性の低下に及ぼす影響が他元素と比較して大きいため、Ｍｏ含有量は０.３％以下とすることが好ましい。Ｍｏは他元素と比較して高価であるため、Ｍｏを含有させる場合には、単独で含有させるよりも他元素とともに含有させることが好ましい。

本発明に係る鋼はＶをさらに含有してもよい。
Ｖ：０.０１％以上０.１０％以下
Ｖは鋼中でフェライト中に固溶したり炭窒化物を形成したりすることにより鋼の強度を高める。これらの効果を得るためにはＶを０.０１％以上含有させることが好ましい。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するため、靱性に悪影響を与えることが懸念される。したがって、Ｖを含有させる場合には、その含有量は０.１０％以下とする。

２．鋼組織
本発明に係る鋼板の鋼組織は、鋼板を断面観察し、視野内における相または組織を同定することにより特定することができる。本発明に係る鋼板の鋼組織は、ベイナイト、フェライトおよびパーライトからなり、ベイナイトの面積率が１０％以上である。鋼板の断面観察は肉厚中心で行う。

鋼組織がベイナイト、フェライトおよびパーライトから構成される均一な組織であり、マルテンサイト、残留オーステナイトなどを実質的に含まない。このため、中心偏析が軽微となって、ＨＩＣの発生が抑制される。また、ベイナイトの面積率を１０％以上とすることで、鋼板の強度を確保することが実現される。ベイナイトの面積率の上限は特に設定されない。

本発明に係る鋼板は、鋼板肉厚中央部におけるＮｂ偏析度が１.６０未満、かつＭｎ偏析度が１.４０未満である。このように偏析度が制御されていることにより、ＨＩＣの発生が効率的に抑制される。

本発明において、鋼板肉厚中央部における元素の偏析度は次の方法により定義される。
偏析度の測定機器としてレーザーＩＣＰ装置（以下「Ｌ−ＩＣＰ装置」と略記する）を用いる。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。このため、マクロ偏析を十分に評価することができる。

鋼板を圧延方向に直交する方向に切断し、得られた断面において、板厚方向の中心部分を含むように板厚方向で１０ｍｍ長さの測定領域を設定する。この測定領域をＬ−ＩＣＰ装置により測定し、得られた１００点における各元素の測定データ（含有量）の平均値をその元素の平均含有量と定義する。そして、各元素について、測定データのうちの最高値（最高含有量）を平均含有量で除して得られる数値を、その元素の偏析度とする。

レーザーのビーム径は約１ｍｍ程度であるため、各測定点において測定される含有量はこのビーム径の範囲の平均値となる。一方、介在物の大きさは通常は数μｍ程度、大きいとされるものでも数１０μｍ程度である。したがって、各測定点において測定された含有量には、その測定点における介在物の存在密度の影響が十分に反映されている。それゆえ、上記の偏析度を評価することにより、介在物の偏析の程度を定量的に把握することができる。

Ｎｂの偏析度が１.６０以上の場合には、粗大なＮｂ炭窒化物が相当量形成されている可能性が高い。このため、ＨＩＣの発生が懸念される。一方、Ｍｎの偏析度が１.４０以上の場合には、ＭｎＳが相当量形成されている可能性が高い。このため、この場合もＨＩＣの発生が懸念される。それぞれの偏析度の下限は設定されない。１.０に近ければ近いほど好ましい。

３．その他の特性
本発明に係る鋼板は、次の耐ＨＩＣ特性および耐破壊特性を有する。
（１）耐ＨＩＣ特性
一般的に、耐ＨＩＣ特性の評価には、NACE Standard TM-02-84に規定される０.５％酢酸＋５％ＮａＣｌの１バールＨ_２Ｓ飽和溶液（ｐＨ：約３、２５℃以下、「ＮＡＣＥ溶液」と呼ばれる）が使用される。しかし、このＮＡＣＥ溶液を用いた試験条件（「ＮＡＣＥ条件」と呼ばれる）は、実腐食環境とは大きく異なる。実腐食環境は、ＮＡＣＥ条件よりずっと穏やかであり、具体的にはｐＨがより高く、Ｈ_２Ｓを溶液に含有させるために飽和するまで溶液に供給される気体に含まれるＨ_２Ｓの分圧（本発明において、「飽和Ｈ_２Ｓ分圧」ともいう）がより低い。腐食環境が異なる場合には腐食現象そのものが相違することもあるため、実腐食環境に近い試験条件で評価を行うことが望ましい。

耐ＨＩＣ特性の評価において、実腐食環境と同じ腐食現象が起こる腐食条件は、図１に示されるMild Sour領域（領域ＩＩＩ）およびTransition領域（領域ＩＩ）である。従って、この領域ＩＩおよび領域ＩＩＩの範囲内の条件で耐ＨＩＣ特性を評価することが望ましい。

上記領域ＩＩとＩＩＩとを合体させた領域は、飽和Ｈ_２Ｓ分圧（Ｐ_Ｈ２Ｓ）およびｐＨが下記式（Ａ）〜（Ｃ）を満たす領域である：
0.003×10⁵ Pa＜P_H2S＜0.01×10⁵ Pa、かつ3.5≦pH≦6.0 ... （Ａ）、
0.01×10⁵ Pa≦P_H2S＜1×10⁵ Pa、3.5≦pH≦6.0、かつ
pH≧log[P_H2S/10⁵Pa]+5.5 ... （Ｂ）、
1×10⁵ Pa＜P_H2S≦10×10⁵ Pa、かつ5.5≦pH≦6.0 ... （Ｃ）。

より詳しく説明すると、図１に示したMild Sour領域（領域ＩＩＩ）は、実腐食環境における条件と想定される条件をほぼ含んでいる。従って、この領域ＩＩＩの範囲内の試験条件でＮＡＣＥ試験に使用されると同様の塩化ナトリウム含有酢酸水溶液中に９６時間（２５℃）浸漬した試料の割れ面積率を測定し、その面積率が５.０％以下であれば、実腐食環境において求められる耐ＨＩＣ特性を有していると判断することができる。

一方、図１に示したTransition領域（領域ＩＩ）は、実腐食環境よりはやや厳しい条件であるものの、腐食現象は実腐食環境とほぼ同一であると想定される領域である。この領域ＩＩの範囲内の試験条件において上と同様の試験を行ったときにも割れ面積率が５.０％以下であれば、実腐食環境において求められる耐ＨＩＣ特性を安定的に有していると判断される。

これに対し、図１に示されるSour領域（領域Ｉ）は、実腐食環境より腐食性が厳しいだけでなく、割れの発生をもたらす腐食現象が実腐食環境でみられるものとは異なる可能性が高くなる。そのような腐食現象が実腐食環境と相違している条件で試験しても、実際の耐ＨＩＣ特性を適切に判定することができない。

図１に示すように、ｐＨが３付近（５％ＮａＣｌ−０.５％酢酸水溶液）、飽和Ｈ_２Ｓ分圧が１バール（＝１０^５Ｐａ）であるＮＡＣＥ条件は、領域Ｉに含まれる。また、同じ飽和Ｈ_２Ｓ分圧の人工海水を用いるＢＰ条件（NACE TM0284-Solution B）も、やはり領域Ｉに含まれる。つまり、従来の試験条件であるＮＡＣＥ条件やＢＰ条件は、領域Ｉ内に含まれ、実腐食環境での耐ＨＩＣ特性を評価するという目的に対しては適当ではない。

以上の知見に基づいて、本発明では、領域ＩＩ内において比較的腐食性が厳しい条件である、飽和Ｈ_２Ｓ分圧（Ｐ_Ｈ２Ｓ）が０.０１×１０^５ＰａおよびｐＨが４.０（図１の点Ａ）という試験条件を採用する。即ち、飽和Ｈ_２Ｓ分圧（Ｐ_Ｈ２Ｓ）が０.０１×１０^５ＰａおよびｐＨが４.０の５％塩化ナトリウム含有酢酸水溶液（２５℃）に９６時間浸漬した後の割れ面積率により耐ＨＩＣ特性を評価する。水溶液のｐＨは酢酸濃度により４.０に調整される。上述したように、領域ＩＩ内に含まれるこの条件で試験した時の割れ面積率が５.０％以下であれば、実腐食環境において求められる耐ＨＩＣ特性を安定的に有していると判断することができる。

本発明に係る鋼板の上記条件で測定した割れ面積率は、好ましくは３.０％以下、より好ましくは２.０％以下、さらにより好ましくは１.０％以下である。割れ面積率が０％であれば、最も好ましい。

（２）耐破壊特性
本発明に係る鋼板は、板厚が６ｍｍ以上４０ｍｍ以下の鋼板についてＤＷＴＴ試験を−３０℃で行ったときの延性破面率（ＤＷＴＴ−ＳＡ＠−３０）が８５％以上である。この板厚の範囲内で上記の特性を有することにより、優れた耐破壊特性を備え、厚肉のラインパイプを寒冷地域向けに提供することが実現される。この延性破面率は、好ましくは９０％以上、より好ましくは９５％以上、最も好ましくは１００％である。

上記（１）および（２）の特性評価のための試験材を鋼板から採取する位置は特に限定されない。しかし、鋼板の圧延方向および鋼板の幅方向の端部はその他の主要な部分とは若干機械特性が異なる場合もあるため、これらの部分から試験材を採取しないことが好ましい。その一方で、耐ＨＩＣ特性の評価では、最も偏析が生じやすい部分、すなわち鋼板の中心部を含むように試験材を採取することが好ましい。

４．製造方法
本発明に係る好ましい製造方法について説明する。
製鋼過程においては、Ｃ、ＰおよびＳの含有量を十分に低下させるとともに、酸化物の含有量やその形態を適切に制御するために、ＩＲ（Injection Refining）およびＣａ添加による介在物処理を行うことが好ましい。

得られた溶鋼からスラブを得るために連続鋳造を行う際には、水冷条件、圧下条件、鋳込み速度を適正な値に保つことにより、鋳込み時に偏析の発生を抑制することが好ましい。

得られたスラブを熱間圧延して熱延鋼板を得る。本発明に係る製造方法では、熱間圧延鋼板において、スラブ加熱、最終圧延、およびその後の冷却を次のように制御することにより、本発明に係る鋼板を安定的に得ることを実現している。

（１）スラブ加熱
連続鋳造により得られたスラブを、下記式（ｉ）の関係を満たす加熱温度Ｔ（単位：℃）で加熱する。

6770/(2.26-log[Nb][C])-73＞Ｔ≧6770/(2.26-log[Nb][C])-273 (ｉ)
ここで、上記式（ｉ）における各元素記号は質量％でのその元素の含有量を意味する。
この範囲の温度Ｔでスラブを加熱することにより、耐ＨＩＣ特性を低下させるＮｂ系炭窒化物を固溶することと、耐破壊特性を低下させるオーステナイトの粒径の粗大化を抑制することとが両立される。スラブの加熱温度がこの温度域より低いと、Ｎｂ系炭窒化物の残留が顕著となるため、耐ＨＩＣ特性の低下が懸念される。一方、この温度域を超えた温度でスラブを加熱すると、オーステナイトの粒径の粗大化が顕著となるため、耐破壊特性の低下が懸念される。

スラブの加熱時間は特に限定されないが、過度に短い場合にはＮｂ系炭窒化物の残留が懸念され、過度に長い場合にはオーステナイトの粒径の粗大化が懸念される。したがって、スラブの加熱時間は１８０分間以上４８０分間以下とすることが好ましい。

（２）最終圧延
上記の加熱により得られたスラブについて、スケール除去機により表面についたスケールを除去した後、熱間圧延を開始する。本発明では、Ａｒ_３点−６０℃以上、Ａｒ_３点以下の温度範囲で最終圧延を完了させる熱間圧延を行う。Ａｒ_３点（℃）は次の式（ii）により定義される。

Ar₃=910-310×[C]-80×[Mn]-20×[Cu]-15×[Cr]-55×[Ni]-80×[Mo]+0.35×(t-8) （ii）
上記式（ii）において、各元素記号は質量％でのその含有量を意味し、ｔは最終圧延完了後の鋼板の厚み（単位：ｍｍ）を意味する。

最終圧延を［Ａｒ_３点−６０℃］以上、Ａｒ_３点以下の温度域で完了させると、鋼組織を二相組織とすることが実現される。このため、鋼板の耐破壊特性が向上する。これに対し、最終圧延を完了させたときの温度（以下、「最終圧延完了温度」という）がＡｒ_３点超になると、最終圧延が完了した段階でもオーステナイト単相となっているため、その後の冷却過程においてオーステナイトの粒径が過度に成長することが懸念される。一方、最終圧延完了温度がＡｒ_３点−６０℃未満では、Ｍｎが偏析することが懸念される。

なお、圧延率は特に限定されない。一般的には６０％以上１００％以下であり、過度に圧延率が高い場合には圧延能率の低下が懸念される。
（３）最終圧延後の冷却
上記の最終圧延が完了したら、得られた鋼板を直ちに１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却する。このように急速冷却することで、ＣやＰなどの合金元素の拡散が抑制される。それゆえ、偏析の生成が抑制され、耐ＨＩＣ特性の劣化が抑制される。

ここで、「直ちに」とは、おおむね１秒間以内を意味する。最終圧延完了から冷却開始までの時間が長くなると、この間に合金元素の拡散が進行し、偏析の生成が促進されることが懸念される。

冷却速度の上限は設定されない。冷却速度が過度に高くなると設備負荷が過大となるため、一般的には２００℃／ｓｅｃ程度を上限とすることが好ましい。
冷却停止温度は４００℃以上６００℃以下の範囲とする。冷却停止温度が過度に低いとマルテンサイトなどの硬化相の形成が懸念され、過度に高いと合金元素の拡散に基づく偏析の促進が懸念される。

なお、冷却方法は限定されないが、水冷が一般的である。
こうして得られた本発明に係る鋼板から任意の適当な製管法により鋼管に成形された鋼管は、高強度で、耐破壊特性および耐水素誘起割れ特性に優れているので、ラインパイプとして使用することができる。

本発明に係る鋼板の厚みは特に制限されないが、いわゆる厚板（すなわち、板厚６ｍｍ超）を対象とする。板厚は好ましくは１５ｍｍ以上であり、より好ましくは２５ｍｍ以上である。板厚の上限は特に制限されないが、一般には４０ｍｍ程度である。板厚２５ｍｍ以上の厚板の鋼管は、一般には継目無鋼管またはＵＯＥ鋼管である。

本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
表１に示す化学組成を有する溶鋼を、厚さ３００ｍｍ、幅１３００〜２３００ｍｍの垂直曲げ型スラブ連続鋳造機を用いて０.６〜１.０ｍ／ｍｉｎの鋳造速度で連続鋳造してスラブを得た。表１における「−」との表示は、当該元素の積極的な添加は行わず、それゆえ不純物レベルの含有量であることを意味する。

得られたスラブを、表２に示す温度まで加熱して３００分間保持し、この加熱保持が終了したスラブに対して、表２に仕上温度として示す仕上圧延完了温度で熱間熱延を行った。圧延率は７０％以上１００％以下であった。圧延完了後、直ちに水冷を行って、１０℃／ｓｅｃ以上４０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で４００℃以上６００℃以下の範囲に冷却した。その後、室温まで放冷した。圧延完了後の鋼板の厚さは表２に示したとおりであった。

こうして得られた鋼板を圧延方向に直交する方向で切断し、耐ＨＩＣ特性の評価、耐破壊特性の評価、引張強度の測定、および偏析度の測定のために、それぞれ適切な形状の試験片を採取した。なお、これらの試験片の採取にあたっては、断面部が測定領域となり、かつ鋼板の板厚方向中心部が含まれるように採取し、中心偏析部の影響を確認できるようにした。

得られた試験片を用いて、耐ＨＩＣ特性の評価、耐破壊特性の評価、引張強度（ＴＳ）の測定、および偏析度の測定を行った。
耐ＨＩＣ特性の評価では、ｐＨが４.０で、Ｈ_２Ｓ分圧が０.０１×１０^５Ｐａ（残部：窒素）の気体で飽和させた、５％のＮａＣｌを含有する酢酸水溶液（２５℃）に９６時間浸漬させたのち、割れ面積率（ＣＡＲ、cracking area ratio）を測定した。ＣＡＲが５％以下の場合を良好と判断した。

耐破壊特性の評価では、ＤＷＴＴ試験を−３５℃で行った。破断面の観察を行い、延性破面率を測定した。延性破面率が８５％以上の場合を良好と判断した。
引張強度は５２０ＭＰａ以上の場合を良好と判断した。

ＮｂおよびＭｎの偏析度は、上述のＬ−ＩＣＰ装置（島津社製ＩＣＰＶ−１０１７）を用いた測定方法により測定した。なお、測定範囲は中心偏析部を挟んだ１０ｍｍであり、測定点数は１００、各測定点における測定領域は直径１ｍｍの円形である。Ｎｂについては偏析度が１.６未満である場合に、Ｍｎについては偏析度が１.４未満である場合に良好と判断した。

鋼組織の評価方法は次のとおりである。圧延方向に直交する方向の断面の中心点を、走査型電子顕微鏡を用いて５００倍で観察し、組織の構成を特定した。また、この観察により得られた観察画像について画像処理することにより、ベイナイトの面積率を求めた。

評価結果を表２に示す。なお、表１および２において、化学組成、製造条件および鋼板の特性を示す数値に下線が付されたものは、本発明の範囲外であることを意味している。

実施例１から７に示される本発明の鋼板については、耐破壊特性および耐ＨＩＣ特性の双方が良好であって、しかも５２０ＭＰａ以上の強度を有する好適な結果が得られた。
実施例８に示される比較材の鋼板については、スラブの加熱温度が高すぎるためオーステナイト粒径が肥大化し、耐破壊特性が劣化した。

実施例９に示される比較材の鋼板については、仕上圧延完了温度が高すぎるためオーステナイト粒径が肥大化し、耐破壊特性が劣化した。
実施例１０および１１に示される比較材の鋼板については、それぞれＮｂおよびＴｉの含有量が高すぎるため、結果的に偏析度が上昇し、ＨＩＣが発生した。

Claims (3)

1. 質量％で、Ｃ：０.０２％以上０.０７％以下、Ｓｉ：０.０５％以上０.５０％以下、Ｍｎ：１.１０％以上１.６０％以下、Ｐ：０.０１５％以下、Ｓ：０.００３０％以下、Ｎｂ：０.００５％以上０.０３０％以下、Ｔｉ：０.００５％以上０.０２０％以下、Ａｌ：０.００５％以上０.０６０％以下、Ｃａ：０.０００５％以上０.００６０％以下、およびＮ：０.００１５％以上０.００７０％以下、さらにＣｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏから選ばれる１種または２種以上を合計で０.１％超１.５％未満、ならびに残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
   面積率でベイナイトが１０％以上、残りがフェライトおよびパーライトからなる鋼組織を有し、
   鋼板肉厚中央部におけるＮｂ偏析度が１.６０未満、Ｍｎ偏析度が１.４０未満であり、
   飽和Ｈ_２Ｓ分圧（Ｐ_Ｈ２Ｓ）が０.０１×１０^５ＰａおよびｐＨが４.０の５％塩化ナトリウム含有酢酸水溶液（２５℃）に９６時間浸漬した後の割れ面積率が５.０％以下であり、
   板厚が６ｍｍ以上４０ｍｍ以下の鋼板についてＤＷＴＴ試験を−３０℃で行ったときの延性破面率（ＤＷＴＴ−ＳＡ＠−３０）が８５％以上である、
   ことを特徴とする、耐破壊特性および耐水素誘起割れ特性に優れる高強度鋼板。
2. 前記化学組成が質量％でＶ：０.１０％以下をさらに含有する請求項１に記載の高強度鋼板。
3. 請求項１または２に記載された化学組成を有するスラブを下記式（ｉ）の関係を満たす加熱温度Ｔ（単位：℃）で加熱し、
   加熱されたスラブを、Ａｒ_３点−６０℃以上、Ａｒ_３点以下（ここでＡｒ_３点（℃）は下記式（ii）により算出される）の範囲の温度で最終圧延を完了させる熱間圧延に供して鋼板となし、
   得られた鋼板を直ちに１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で、４００℃〜６００℃の冷却停止温度まで冷却する、
   ことを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板の製造方法。
   6770/(2.26-log[Nb][C])-73＞Ｔ≧6770/(2.26-log[Nb][C])-273 (ｉ)
   Ar₃=910-310×[C]-80×[Mn]-20×[Cu]-15×[Cr]-55×[Ni]-80×[Mo]+0.35×(t-8) (ii)
   上記式（ｉ）および（ii）において、元素記号はその元素の含有量(単位：質量％)を意味し、上記式（ii）におけるｔは最終圧延完了後の鋼板の厚さ（単位：ｍｍ）を意味する。