JPH06220577A

JPH06220577A - 耐ｈｉｃ特性に優れた高張力鋼及びその製造方法

Info

Publication number: JPH06220577A
Application number: JP1086193A
Authority: JP
Inventors: Susumu Masui; 進増井; Tomoya Koseki; 智也小関; Kenichi Amano; 虔一天野; Osamu Tanigawa; 治谷川; Shinichi Deshimaru; 慎一弟子丸
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1993-01-26
Filing date: 1993-01-26
Publication date: 1994-08-09

Abstract

(57)【要約】【構成】Ｃ：0.01〜0.20％、 Si：0.40％以下、M
n：0.5 〜2.5 ％、 Cu：2.0 ％以下、Ni：1.5 ％
以下、 Al：0.005 〜0.1 ％、Ｐ：0.02％以下、
Ｓ：0.005 ％以下、Ｎ：0.008 ％以下、
Ｏ：0.005 ％以下を含有し、残部は実質的にFeの組成に
し、かつ鋼中平均Mn含有量Ｍ₀に対する偏析部のMn含有
量Ｍの比Ｍ／Ｍ₀を1.20以下とする。【効果】耐ＨＩＣ特性はいうまでもなく、靭性にも優
れた高張力鋼を得ることができ、海洋構造物、ラインパ
イプ、圧力容器及び橋梁などの用途に供して偉効を奏す
る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、海洋構造物、ライン
パイプ、圧力容器及び橋梁等の用途に用いて良好な耐Ｈ
ＩＣ特性に優れた高張力鋼及びその製造方法に関するも
のである。

【０００２】

【従来の技術】近年、H₂Ｓを多量に含む天然ガスや原油
の需要が増大しているが、それに伴って、それらの採
油、精製、輸送等に用いられるラインパイプや油井管等
に油もれや破壊事故がしばしば発生した。そこで、この
ような事故の発生原因について調査が行われた結果、か
かる事故は鋼材に発生する水素誘起割れ（ＨＩＣ) に起
因することが判明した。従って、かような用途に用いら
れる鋼材では、耐ＨＩＣ性がとくに重要な特性となって
いる。

【０００３】ＨＩＣについては、これまでにも多くの研
究がなされ、その発生機構はかなりのところまで解明さ
れている。すなわち、ＨＩＣの発生機構は、鋼材中に侵
入したＨが、鋼材中のMnＳやクラスター状の酸化物系介
在物等に集積後、分子化してＨ自身の脆化作用と分子化
圧力が割れ開口を生ぜしめることによって起こり、さら
に割れが伝播して大きく危険な割れに至らしめるとされ
ている。とくに偏析帯などでは割れ伝播を助長される。

【０００４】ＨＩＣの防止策としては、以下に述べるよ
うな方法が提案されている。 (1) Ni, Cu及びCr等の添加により表面の腐食作用を抑制
する。 (2) 圧延により伸長して割れ感受性を上昇させるMnＳ
を、 Ca, REM等の添加によってCaＳや REM硫化物とし
て、圧延後も球状化状態を保ち、割れ感受性を下げる
（例えば特開昭53-14606号公報、特開昭54-38214号公
報）。 (3) Mn, Ｐ及びＳ量を減じるか、あるいは均熱拡散処理
を圧延前に行って偏析度を軽減する（特開昭52−111815
号公報、特開昭50-97515号公報）。 (4) 圧延後の熱処理、あるいは最近では加工熱処理技術
（TMCP) により偏析部のミクロ組織を改善する（例えば
特開昭62−112722号公報、特公昭62-23056号公報、特公
昭62-35452号公報）。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、現在で
は、 CO₂やH₂Ｓ含む一層厳しい環境下での使用が考えら
れ、かような悪環境に耐え得る性能を有する鋼材が要求
されている。かかる厳しい環境での抵抗力の評価は、低
いpHのNACE溶液（５％NaCl + 0.5％CHOOH + 飽和H₂Ｓ）
を用いた浸漬試験で行われるが、先に掲げた従来法はい
ずれも、以下に述べるとおり、必ずしも十分な効果を発
揮することができず、決定的な防止法はまだ見出されて
いないのが現状である。

【０００６】すなわち、上記(1) のNi, Cu, Cr等を添加
する方法では、たとえばCuの場合pHが５以上でなければ
その効果が発揮されない。また(2) の Ca, REM添加法に
ついても、不純物が集積しやすい鋼材の中心部ではMnＳ
の完全な球状化が困難なため、より厳しいサワー環境す
なわちでは、十分な防止策とはならない。というのはMn
Ｓの完全球状化を目的として、Ca, REM を多量に添加す
ると、それにより鋼材中心部以外のクラスター状非金属
介在物（以下介在物という）の量が増加し、かえってＨ
ＩＣ感受性が上昇するからである。さらに(3) の偏析元
素の均熱拡散処理は、コスト面で不利である。Ｐ，Ｓの
低減を前提としても、Mnの減量は鋼材強度確保の面から
限度があり、ここで問題にするような厳しいサワー環境
には対応困難である。またさらに(4) の圧延後の熱処理
やTMCPの利用は有効な場合はあるものの、前者は特に大
量生産時の能力面で限度があり、また後者においても制
御能力には自ずと限度がある。

【０００７】この発明の目的は、上述したような従来技
術では十分に対処しきれない、より厳しいサワー環境で
のＨＩＣの発生を効果的に防止し得る耐ＨＩＣ特性に優
れた高張力鋼を、その有利な製造方法と共に提案すると
ころにある。

【０００８】

【課題を解決するための手段】さて発明者は、上述した
より厳しいサワー環境下で生じるＨＩＣについて鋭意研
究を重ねた結果、ＨＩＣは鋼材中に偏析しているMnの量
と強い相関があり、その濃度を規制することによって耐
ＨＩＣ特性を飛躍的に向上できることを新たに見い出し
た。この発明は、上記の知見に立脚するものである。

【０００９】すなわちこの発明の要旨構成は次のとおり
である。１．Ｃ：0.01〜0.20wt％（以下単に％で示す）、Si：0.
40％以下、 Mn：0.5 〜2.5 ％、Cu：2.0 wt％以
下、 Ni：1.5 wt％以下、Al：0.005 〜0.1 ％、
Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.005 ％以下、Ｎ：0.00
8 ％以下、Ｏ：0.005 ％以下を含有し、残部は実質的に
Feの組成になり、かつ鋼中平均Mn含有量Ｍ₀に対する偏
析部のMn含有量Ｍの比Ｍ／Ｍ₀が1.20以下であることを
特徴とする耐ＨＩＣ特性に優れた高張力鋼板（第１発
明）。

【００１０】２．Ｃ：0.01〜0.20％、 Si：0.40％
以下、Mn：0.5 〜2.5 ％、 Cu：2.0 ％以下、Ni：
1.5 ％以下、 Al：0.005 〜0.1 ％、Ｐ：0.02％
以下、Ｓ：0.005 ％以下、Ｎ：0.008 ％以下、
Ｏ：0.005 ％以下を含有し、さらに、Nb：0.005
〜0.10％、 Ti：0.003 〜0.20％、Ｖ：0.01〜0.10
％、 Cr：1.0 ％以下、Mo：0.05〜1.0 ％、
Ｂ：0.002 ％以下、Ca：0.0005〜0.0050％、 REM：0.00
1 〜0.02％のうちから選んだ１種又は２種以上を含有
し、残部は実質的にFeの組成になり、かつ鋼中平均Mn含
有量Ｍ₀に対する偏析部のMn含有量Ｍの比Ｍ／Ｍ₀が1.
20以下であることを特徴とする耐ＨＩＣ特性に優れた高
張力鋼板（第２発明）。

【００１１】３．Ｃ：0.01〜0.20％、 Si：0.40％
以下、Mn：0.5 〜2.5 ％、 Cu：2.0 ％以下、Ni：
1.5 ％以下、 Al：0.005 〜0.1 ％、Ｐ：0.02％
以下、Ｓ：0.005 ％以下、Ｎ：0.008 ％以下、
Ｏ：0.005 ％以下を含有し、残部は実質的にFeの
組成になる溶鋼を、連続鋳造したのち、熱間圧延を施す
ことからなる高張力鋼板の製造方法において、上記溶鋼
の連続鋳造に際し、鋳片の内部溶鋼が凝固を完了するク
レーターエンド近傍にて、鋳片中央部のMn含有量Ｍと溶
鋼平均Mn含有量Ｍ₀との比Ｍ／Ｍ₀が1.20以下となる鍛
圧加工を施すことを特徴とする耐ＨＩＣ性に優れた高張
力鋼の製造方法（第３発明）。

【００１２】以下、この発明の基礎となった実験結果に
ついて述べる。取鍋中溶鋼のMn含有量Ｍ₀と凝固後の鋳
片厚み中央部におけるMn含有量Ｍとの比Ｍ／Ｍ₀を種々
変化させたものについて、ＨＩＣ試験を行った。なおＨ
ＩＣ試験は、（５％NaCl + 0.5％CHOOH + 飽和H₂Ｓ, 液
pHはおよそ3.0)のNACE溶液中に96時間浸漬する条件で行
い、試験後の割れ発生は超音波探傷により測定した。

【００１３】図１に、割れ発生率とＭ／Ｍ₀との関係を
示す。同図から明らかなように、Ｍ／Ｍ₀が1.20を超え
ると割れが発生する。この理由は、Ｍ／Ｍ₀が1.20を超
えると、その部分いわゆる偏析帯が著しく硬化し、ＨＩ
Ｃの発生及び伝播を助長するためであると考えられ、サ
ワー環境下でも良好な耐ＨＩＣ特性を有する鋼材を得る
ためにはＭ／Ｍ₀を1.20以下に制御することが肝要であ
る。このようにこの発明鋼では、従来、十分に対応でき
なかった低pHのNACE溶液のような厳しい環境下でも、耐
ＨＩＣ特性を飛躍的に向上することができる。

【００１４】

【作用】次に、この発明において鋼の成分組成を前記の
範囲に限定した理由について説明する。Ｃ：0.01〜0.20％Ｃは、溶接性及び低温靭性を低下させるので0.20％を上
限とした。一般に、小入熱溶接部は硬化し易く各種の割
れが発生する。これらを防止するためには、鋼の硬化性
を低くすることが有効かつ必要である。また、多層溶接
部の熱影響部に生成する島状マルテンサイトの生成を抑
制するにはＣが低いことが望ましい。このためにＣの上
限を0.20％としたのであり、この上限値を超えると、溶
接性及び低温靭性が劣化する。また一方で、Ｃは重要な
強化元素であり、極端な低減は強度不足を招くので、下
限を0.01％とした。なお、この発明の特徴が最も良く発
揮される範囲は0.02〜0.08％である。

【００１５】Si：0.40％以下 Siは、脱酸剤として有用なだけでなく、強化元素として
強度の向上に有効に寄与するが、過剰の添加は溶接性及
び溶接部の靭性を劣化させるので、上限を0.4％とし
た。とくに靭性への要求が厳しい場合に、Siを0.15％を
超えて含有させると、島状マルテンサイトの生成を抑制
し難く、その結果、多層溶接特有の積層パスによる焼戻
し硬化が低減して、溶接熱影響部の局所脆化域の靭性向
上が期待できなくなる。従って、好ましいSi含有量は0.
15％以下である。

【００１６】Mn：0.5 〜2.5 ％ Mnは、焼入れ性を向上させる元素であり、強度・靭性確
保のため添加するが、0.5 ％以下では鋼の充分な焼入れ
性を確保できず、一方 2.5％を超えると熱影響部が硬化
して低温割れ感受性が上がり、現地での溶接施工性を害
するので、0.5〜2.5 ％の範囲とした。ところでこの発
明では、Mn含有量につき、板厚中央部の偏析部における
Mn含有量Ｍの、鋼中平均Mn含有量Ｍ₀に対する比Ｍ／Ｍ
₀を1.20以下に抑制することがとりわけ重要である。と
いうのは、Ｍ／Ｍ₀が1.20を超えると、その部分いわゆ
る偏析帯が著しく硬化し、ＨＩＣの発生及び伝播を助長
するからである。

【００１７】Cu：2.0 ％以下 Cuは、析出強化により鋼の強度を飛躍的に向上させ得る
元素であが、 2.0％を超えて含有させると熱影響部の硬
化性を上昇させ溶接割れ感受性を上げるので、2.0 ％以
下の範囲とした。

【００１８】Ni：1.5 ％以下 Niは、比較的溶接性を害することなく母材の強度と靭性
を向上させる元素であり、またCuを含有する鋼の熱間圧
延中におけるCu割れ防止にも有効に寄与する。しかし、
1.5％を超えると、熱影響部の焼入れ性が高まり、硬化
性が上昇するので、 1.5％以下の範囲とした。

【００１９】Al：0.005 〜0.1 ％ Alは、Siと同様、脱酸に有効に寄与し、この種のAlキル
ド鋼に必然的に含有される元素であるが、含有量が 0.0
05％を下回ると充分な脱酸ができず母材の靭性が劣化
し、一方 0.1％を超えると鋼の清浄度が低下するので、
0.005〜0.1 ％の範囲に限定した。

【００２０】Ｐ：0.02％以下Ｐは、中心偏析を助長する元素であるので、その含有は
極力低減する方が好ましいが、経済性の観点から0.02％
以下とした。この量を超えると軽度の中心偏析でも局部
的に異常組織となり割れが助長される。

【００２１】Ｓ：0.005 ％以下Ｓは、MnＳを生成することによってＨＩＣ感受性を高め
る有害元素であり、含有量が 0.005％を超えるとその悪
影響が顕在化する。従ってＳの含有量は0.005％以下と
した。

【００２２】Ｎ：0.008 ％以下Ｎは、析出強化を助長する元素ではあるが、ＨＡＺ靭性
及び溶接金属の靭性の観点から 0.008％以下とした。

【００２３】Ｏ：0.005 ％以下Ｏは、ＨＩＣの発生起点となる酸化物系介在物のクラス
ター生成を極力低減する観点から、 0.005％以下とし
た。

【００２４】以上、基本成分について説明したが、この
発明ではさらに以下の元素を所定の範囲で添加すること
もできる。 Nb：0.005 〜0.10％ Nbは、圧延時にオーステナイト域ではNb（Ｃ，Ｎ）とし
て析出し、そのピンニング効果によって再結晶粒の粗大
化を防止する元素であり、最終的に微細組織を得るため
に効果的な元素である。しかしながら含有量が、 0.005
％未満では十分にその効果が得られず、一方0.10％を超
えると熱影響部の焼入れ性が上がり溶接割れ感受性が上
昇するので、 0.005〜0.10％の範囲とした。

【００２５】Ti：0.003 〜0.20％ Tiは、炭化物の形成による析出強化元素であると同時
に、窒化物の形成によって熱影響部の結晶粒粗大化を抑
制して靭性の劣化を防止する元素でもある。ここに、所
望の析出強化を発現させるためには少なくとも 0.003％
の添加が必要であり、一方0.20％を超えると析出量が過
多となり靭性の劣化を招くので、 0.003〜0.20％の範囲
とした。

【００２６】Ｖ：0.01〜0.10％Ｖは、フェライト中への固溶によって鋼を強化する元素
であるが、0.01％未満ではその効果が不十分であり、一
方0.10％を超えると熱影響部の多層熱サイクルをうける
箇所が析出によって脆化するので、0.01〜0.10％の範囲
とした。

【００２７】Cr：1.0 ％以下 Crは、圧延組織のベイナイトの生成を促進させ、強度・
靭性の向上に有効に寄与する。また 0.5％以上の添加に
より、耐炭酸ガス腐食性の向上にも寄与する。しかしな
がら、 1.0％を超えると溶接部の硬化性を増大させ靭性
及び耐溶接割れ性の低下を招くので、 1.0％以下の範囲
とした。

【００２８】Mo：0.05〜1.0 ％ Moは、ベイナイトの生成を促進させ、強度・靭性の向上
に寄与する有用元素であるが、含有量が0.05％に満たな
いとその添加効果に乏しく、一方 1.0％を超えて含有さ
れると熱影響部の硬化性を高め靭性を劣化させる。特に
多層溶接では、再熱部にMoの炭化物が析出して靭性を劣
化させるので、0.05〜1.0 ％の範囲とした。

【００２９】Ｂ：0.002 ％以下Ｂは、焼入れ性の向上ひいては母材の強度・靭性の向上
に有効に寄与するが、0.002 ％を超えると熱影響部の硬
化を招くため、上限を 0.002％とした。

【００３０】Ca：0.0005〜0.0050％ Caは、MnＳを球状化させることにより衝撃値を向上させ
る有用元素であるが、0.0005％未満ではその効果が実用
上乏しく、一方0.0050％を超える添加は鋼板の清浄度を
損ない耐ＨＩＣ特性や靭性に悪影響を及ぼすので、0.00
05〜0.0050％の範囲とした。

【００３１】REM : 0.001 〜0.02％ REM は、Caと同様の効果をもつが、加えて REMの硫化
物、酸化物は溶接部のボンド部においても安定して存在
し、TiＮと同様にオーステナイト粒の成長を効果的に抑
制して靭性を向上させる。しかし、含有量が 0.001％未
満ではその効果が実用上なく、一方0.02％を超える添加
では鋼の清浄度を損ない、また靭性に悪影響を及ぼすの
で、 0.001〜0.02％の範囲で含有させるものとした。

【００３２】なお、上述したとおり、TiとREM はそれぞ
れオーステナイト粒の粗大化抑制効果を有するが、Ti単
独あるいはREM 単独に較べ、複合添加の方が多層溶接部
の低温靭性の向上に一層貢献する。

【００３３】以上、主として成分組成に関して、この発
明の特徴とその作用について述べたが、これだけではこ
の発明で所期した効果を十分に得ることはできない。こ
の発明の意図した優れた耐ＨＩＣ特性を得るためには、
次に述べる鋳片中のMn含有量の規制が不可欠である。す
なわち、連続鋳造する際、鋳片内部溶鋼が凝固を完了す
るクレーターエンド近傍にて鍛圧加工を施すことによ
り、取鍋中溶鋼のMn含有量Ｍ₀に対する鋳片板厚中央部
（偏析部）におけるMn含有量Ｍの比Ｍ／Ｍ₀を1.20以下
ですることが必要である。というのは、前述したとお
り、Ｍ／Ｍ₀が1.20を超えると、その部分が著しく硬化
し、ＨＩＣの発生及び伝播を助長するからである。とく
に、偏析帯中のMn最大濃度が 2.5％以下であれば、より
一層好ましい。

【００３４】なお、鋳片中央部におけるMn含有量Ｍの測
定は、EPMAを用い、例えば鋳片中央部において、40mm×
40mmを、Ｚ断面及びＣ断面、それぞれ２ヶ所ずつ合計４
ヶ所で行えば良い。その時のEPMAの好適ビーム径は 100
μm 程度である。

【００３５】次に、製造工程について説明すると、溶鋼
の連続鋳造に際し、鋼片の内部溶鋼が凝固を完了するク
レーターエンド近傍にて、鍛圧加工を施すことが肝要で
ある。鍛圧加工法については特に限定しないけれども、
たとえば図２に示すような構造の鍛圧装置等を用いて加
工を加えれば良い。なお図中、番号４は鋳片ストライ
ド、５ａ, ５ｂはアンビル、そして６はフレーム本体で
あり、導入口６ａ、リンク（本体側）６ｂ及び摺動面６
ｃを備えている。また７はスライダー、７ａはリンク
（スライダー側）、８はクランク軸、９は液圧手段であ
る。

【００３６】

【実施例】表１に示す化学組成になる鋼を、表２に示す
製造条件で熱延鋼板とした。得られた全ての鋼板から引
張試験片（Ｌ方向）及びシャルピー衝撃試験片（Ｔ方
向）を採取し、鋼板の強度と靭性について測定した。ま
た、ＨＩＣ試験及びＣＴＯＤ試験を行い、耐ＨＩＣ特性
及び溶接部靭性についても調査した。ＨＩＣ試験は、
（５％NaCl + 0.5％CHOOH + 飽和H₂Ｓ、液pHは約3.0)の
NACE溶液中に96時間浸漬する条件で行い、試験後の割れ
発生は超音波探傷により測定した。またＣＴＯＤ試験
は、５ kJ/mmの溶接入熱によるサブマージアーク溶接に
よりレ型開先の継手を作製し、板厚方向に生成したほぼ
直線的な溶融線近傍を評価対象とした。ＣＴＯＤ試験片
の作成及び試験は英国規格 BS 5762 (1979) に準拠して
行った。図３は、ＣＴＯＤ試験片の採取位置を示すもの
であり、板厚L₁の試験板を溶接線が圧延方向となるよう
レ型開先で多層溶接後、両面から１mmずつ切削して板厚
L₂の試験片１とした。そして溶接金属２の直線的な溶融
線近傍を評価対象として、疲労予き裂３を入れた。試験
は−10℃で行った。

【００３７】

【表１】

【００３８】

【表２】

【００３９】表２より明らかなように、鋼No.1〜10はい
ずれも、化学組成がこの発明の適正範囲を満足するもの
であり、いずれも高強度・高靭性を示し、さらに良好な
耐ＨＩＣ特性を呈している。これに対し、鋼No.11 はＣ
含有量が、鋼No.12 はSi含有量が、鋼No.13 はMn含有量
が、鋼No.14 はCu含有量が、鋼No.15 はNi含有量が、そ
れぞれこの発明の適正範囲外であるため、ともに溶接部
靭性が低く、さらにＭ／Ｍ₀が適正範囲外であるため耐
ＨＩＣ特性も悪い。また鋼No.16 は各元素の含有量は適
正範囲内であるが、Ｍ／Ｍ₀が適正範囲外であるため耐
ＨＩＣ特性が悪い。

【００４０】

【発明の効果】かくしてこの発明によれば、耐ＨＩＣ特
性のみならず靭性も優れた高張力鋼を得ることができ、
海洋構造物、ラインパイプ、圧力容器及び橋梁などの用
途に供して偉効を奏する。

【図面の簡単な説明】

【図１】割れ発生率とＭ／Ｍ₀との関係を示すグラフで
ある。

【図２】鍛圧装置の好適例を示す模式図である。

【図３】ＣＴＯＤ試験における試験片の採取方法を示す
説明図である。

【符号の説明】

１試験片２溶接金属３疲労予き裂挿入位置４鋳片ストライド５ａ, ５ｂアンビル６フレーム本体６ａ導入口６ｂリンク（本体側）６ｃ摺動面７スライダー７ａリンク（スライダー側）８クランク軸９液圧手段 L₁ 板厚 L₂ 試験片厚さ

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者天野虔一千葉県千葉市中央区川崎町１番地川崎製鉄株式会社技術研究本部内 (72)発明者谷川治岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地なし）川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者弟子丸慎一岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地なし）川崎製鉄株式会社水島製鉄所内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃ：0.01〜0.20wt％、 Si：0.40wt％
以下、 Mn：0.5 〜2.5 wt％、 Cu：2.0 wt％以下、 Ni：1.5 wt％以下、 Al：0.005 〜0.1 wt％、Ｐ：0.02wt％以下、Ｓ：0.005 wt％以下、Ｎ：0.008 wt％以下、Ｏ：0.005 wt％以下を含有し、残部は実質的にFeの組成になり、かつ鋼中平
均Mn含有量Ｍ₀に対する偏析部のMn含有量Ｍの比Ｍ／Ｍ
₀が1.20以下であることを特徴とする耐ＨＩＣ特性に優
れた高張力鋼板。
【請求項２】Ｃ：0.01〜0.20wt％、 Si：0.40wt％
以下、 Mn：0.5 〜2.5 wt％、 Cu：2.0 wt％以下、 Ni：1.5 wt％以下、 Al：0.005 〜0.1 wt％、Ｐ：0.02wt％以下、Ｓ：0.005 wt％以下、Ｎ：0.008 wt％以下、Ｏ：0.005 wt％以下を含有し、さらに、 Nb：0.005 〜0.10wt％、 Ti：0.003 〜0.20wt％、Ｖ：0.01〜0.10wt％、 Cr：1.0 wt％以下、 Mo：0.05〜1.0 wt％、Ｂ：0.002 wt％以下、 Ca：0.0005〜0.0050wt％、 REM：0.001 〜0.02wt％のうちから選んだ１種又は２種以上を含有し、残部は実
質的にFeの組成になり、かつ鋼中平均Mn含有量Ｍ₀に対
する偏析部のMn含有量Ｍの比Ｍ／Ｍ₀が1.20以下である
ことを特徴とする耐ＨＩＣ特性に優れた高張力鋼板。
【請求項３】Ｃ：0.01〜0.20wt％、 Si：0.40wt％
以下、 Mn：0.5 〜2.5 wt％、 Cu：2.0 wt％以下、 Ni：1.5 wt％以下、 Al：0.005 〜0.1 wt％、Ｐ：0.02wt％以下、Ｓ：0.005 wt％以下、Ｎ：0.008 wt％以下、Ｏ：0.005 wt％以下を含有し、残部は実質的にFeの組成になる溶鋼を、連続
鋳造したのち、熱間圧延を施すことからなる高張力鋼板
の製造方法において、上記溶鋼の連続鋳造に際し、鋳片の内部溶鋼が凝固を完
了するクレーターエンド近傍にて、鋳片中央部のMn含有
量Ｍと溶鋼平均Mn含有量Ｍ₀との比Ｍ／Ｍ₀が1.20以下
となる鍛圧加工を施すことを特徴とする耐ＨＩＣ性に優
れた高張力鋼の製造方法。