抗硫性优异的钢板和管线管用钢管 技术领域 本发明涉及在含有硫化氢 (H2S) 的环境中的抗氢诱发裂纹性、 即抗硫性优异的高 强度钢板， 进而涉及主要用于石油和天然气等的输送的高强度管线管用钢管。
背景技术 对于输送含有硫化氢的含硫油、 含硫气体的管线管所使用的钢管和管线的附属设 备等所使用的钢板， 要求抗硫性。另外， 所谓抗硫性， 是在含有硫化氢的腐蚀环境中的抗氢 诱发裂纹性 ( 抗氢致裂纹性 ； 抗 HIC 性 ) 和耐应力裂纹性 ( 抗 SSC 性 )。另外， 从提高输送 效率和通过薄壁化来降低成本等的观点出发， 对钢板进行了高强度化， 考虑到在寒冷地区 的使用， 对钢板也要求高韧性。
对于这样的问题， 例如在专利文献 1、 2 中提出了使低温韧性和抗硫性提高的高强 度钢板的制造方法。 这些方法是通过降低 C 和 Al 的含有量和添加 Ti， 抑制由硬质相导致的 脆化， 促进晶内相变， 抑制韧性的降低， 而且通过降低 S 量和添加 Ca， 控制 MnS 的形态， 使抗
硫性提高的方法。
此外， 由于沿钢板的轧制方向延伸的 MnS 成为抗硫性降低的原因， 因此例如专利 文献 3、 4 中提出了通过控制 Ca 量、 O 量和 S 量， 来抑制 MnS 的延伸的钢板。另外， 例如专利 文献 5 中提出了除了 MnS 之类的硫化物系夹杂物之外， 还抑制成为 HIC 的起点的 Nb-Ti-C-N 系夹杂物的粗大化的钢板和钢管。
现有技术文献
专利文献 1 特开平 06-293918 号公报
专利文献 2 特开平 07-233415 号公报
专利文献 3 特开平 07-242944 号公报
专利文献 4 特开 2000-109947 号公报
专利文献 5 特开 2006-63351 号公报 发明内容 当通过降低 S 量和添加 Ca 来抑制 MnS 的延伸时， 能够使钢板的抗硫性提高。 可是， 即使低 S 化， 例如厚壁的钢板和钢管的一部分也有时发生起因于 HIC 的裂纹。本发明是鉴 于这样的实际情况而完成的， 其课题是提供抗硫性优异的钢板以及管线管用钢管。
本发明者们为了弄清降低 S 量、 添加了 Ca 的钢板发生 HIC 的原因而进行了调查。 其结果发现， 尽管是将 S 量降低至 8ppm 以下并进行了 Ca 添加的钢板， HIC 的起点是延伸至 大于 50μm 的 MnS。因此， 本发明者们进而对其原因进行研究， 最终得出以下结论 ： 由于脱 氧不适当， 因此 Ca 变为氧化物、 MnS 粗大化成为原因。
而且， 已知 ： 当为了强化脱氧而添加 Al 时， 容易产生马氏体与奥氏体的混合物 ( 马 奥组元 ； Martensite-Austenite Constituent ： MA)， 特别是在焊接热影响区 (HAZ) 韧性降 低。本发明者们在要求韧性的情况下通过降低 Al， 添加适量的 Si， 强化脱氧， 成功地抑制了
MnS 的延伸。
本发明是基于这样的见解完成的， 其要旨如下。
(1) 一种抗硫性优异的钢板， 其特征在于， 以质量％计， 含有
C： 0.01 ～ 0.08％、
Si ： 0.10 ～ 0.50％、
Mn ： 1.00 ～ 1.50％、
Ti ： 0.005 ～ 0.030％、
Nb ： 0.01％以上且小于 0.04％、
Ca ： 0.0010 ～ 0.0040％，
且限制为 P ： 0.015％以下、
S： 0.0008％以下、
O： 0.0020％以下、
Al ： 0.040％以下，
其余部分由 Fe 和杂质组成，
而且， Al、 Si 的含有量 [ 质量％ ] 满足 Al ≤ 0.005％且 0.25％≤ Si， 或者满足 Al ＞ 0.005％且 Al+0.1Si ≥ 0.03％，
而且， S、 O、 Si、 Ca 的含有量 [ 质量％ ] 满足 S/Ca ≤ 0.33、 O/Si ≤ 0.005。
(2) 根据上述 (1) 所述的抗硫性优异的钢板， 其特征在于， 以质量％计， 将 Al 量限 制在 0.0200％以下。
(3) 根据上述 (1) 或 (2) 所述的抗硫性优异的钢板， 其特征在于， 以质量％计， 将 Al 量限制在 0.0050％以下。
(4) 根据上述 (3) 所述的抗硫性优异的钢板， 其特征在于， 以质量％计， Si 量为 0.25 ～ 0.40％。
(5) 根据上述 (1) ～ (4) 的任一项所述的抗硫性优异的钢板， 其特征在于， 以质 量％计， Nb 量为 0.01 ～ 0.02％。
(6) 根据上述 (1) ～ (5) 的任一项所述的抗硫性优异的钢板， 其特征在于， 以质 量％计， Ca 量为 0.0020 ～ 0.0040％。
(7) 根据上述 (1) ～ (6) 的任一项所述的抗硫性优异的钢板， 其特征在于， 以质 量％计， 将 N 限制在 0.008％以下。
(8) 根据上述 (1) ～ (7) 的任一项所述的抗硫性优异的钢板， 其特征在于， 以质 量％计， 还含有 B ： 0.0020％以下。
(9) 根据上述 (1) ～ (8) 的任一项所述的抗硫性优异的钢板， 其特征在于， 以质 量％计， 还含有 V ： 0.10％以下。
(10) 根据上述 (1) ～ (9) 的任一项所述的抗硫性优异的钢板， 其特征在于， 以质 量％计， 还含有 Mg ： 0.01％以下、 REM ： 0.05％以下的一方或两方。
(11) 根据上述 (1) ～ (10) 的任一项所述的抗硫性优异的钢板， 其特征在于， 以质 量％计， 还含有
Mo ： 0.05 ～ 0.5％、
Ni ： 0.05 ～ 0.5％、Cu ： 0.05 ～ 0.5％、
Cr ： 0.05 ～ 0.5％
中的 1 种或 2 种以上。
(12) 一种抗硫性优异的管线管用钢管， 其特征在于， 母材由上述 (1) ～ (11) 的任 一项所述的抗硫性优异的钢板构成。
本发明是降低 S 量、 通过添加适当的脱氧剂来降低 O( 氧 ) 量， 而且通过添加适量 的 Ca 来抑制 MnS 延伸的发明。根据本发明， 能够切实防止钢板和钢管的起因于 HIC 的裂纹 发生。而且， 通过降低 Al 量， 能够提高 HAZ 的韧性。因此， 根据本发明， 能够提供抗硫性进 而 HAZ 的韧性优异的钢板以及管线管用钢管， 本发明在产业上的贡献极为显著。 附图说明
图 1 是表示沿轧制方向延伸了的 MnS 的一例的图。 图 2 是表示钢板的 MnS 的最大长度与 S/Ca 以及 O/Si 的关系的图。 图 3 是表示本发明的钢板的 Si 量和 Al 量的范围的图。具体实施方式 将 S 量设为 0.0003％并添加了 0.0025％的 Ca 的钢板中发生的 HIC 的起点， 是在 中心偏析部存在的沿轧制方向延伸了的 MnS。另外，％意指质量％， 以下同样。
如图 1 所例示， 延伸了的 MnS 的长度超过 50μm。另外， 该钢板， 作为 S、 Ca 以外 的主要的成分， 含有 0.039％的 C、 0.24％的 Si、 1.20％的 Mn 和 0.0021％的 O( 氧 )， 还含有 0.006％以下的 Al、 和 0.01％左右的 Nb 和 Ti。
即使这样地降低 S 量和 O 量， 添加充分量的 Ca， 在氧量超过 0.0020％的情况下， 在 中心偏析部生成 MnS 也是不能预想的事。
即， 其结果意味着若氧量超过 0.0020％， 则由 Ca 产生的对 S 的固定变得不充分。 因此认为只要强化脱氧即可。对于脱氧的强化， 添加 Al 是有效的。另一方面， 若添加 Al， 则 由于夹杂物的增加、 晶内相变的抑制， 担心低温韧性降低。可以认为， 由于 Al 量的增加， 特 别是在 HAZ 发生 MA， 起因于此， 低温韧性降低。
因此， 本发明者们为了兼备抗硫性和低温韧性， 使 Si 添加量增加而尝试了脱氧的 强化。另一方面， Si 是使韧性降低的元素， 因此关于 Si 的添加量的上限进行了研究。
具体地讲， 通过热轧制而制造含有 C ： 0.01 ～ 0.08 ％、 Mn ： 1.00 ～ 1.50 ％、 Ti ： 0.005 ～ 0.030％、 Nb ： 0.01 ～ 0.02％， 且限制为 P ： 0.015％以下、 Al ： 0.0050％以下， 并使 Si 和 Ca 的添加量、 S 量和 O 量变化的钢板， 测定了 MnS 的长度。
从钢板的与中心偏析部相当的部位 ( 板厚方向的 1/2 部位 ) 制取试样， 利用扫描 型电子显微镜 (SEM) 观察了 MnS。 测定了在 50mm 见方的范围的视场存在的沿纵向延伸了的 MnS 和球状的 MnS 的长度。测定是对于各钢板在 15 个部位进行， 将测量到的 MnS 的最大长 度作为该钢板的 MnS 最大长度。
其结果， 如图 2 所示可知， 可看到钢板的 MnS 的最大长度与 S/Ca 以及 O/Si 相关。 由图 2 可知， 在 S/Ca ＞ 0.33 的场合， 即使使 O/Si 降低， 也不能够抑制 MnS 的延伸化。与此 相对， 可知 ： 在 S/Ca ≤ 0.33 的场合， 随着 O/Si 的降低， MnS 的延伸化得到显著抑制， 当 O/Si
变为 0.005 以下时， Mn 的最大长度被抑制为 20μm 以下。
另外， 抗硫性与 Mn 的最大长度具有相关性， 若满足 S/Ca ≤ 0.33、 O/Si ≤ 0.005 的 话， 则可知钢板的 MnS 的最大长度极被抑制， 氢诱发裂纹的裂纹发生面积率 (CAR) 变为 0％。
此外， 关于 Si 量和 Al 量与抗硫性和 HAZ 韧性的关系进行了详细研究。具体地 讲， 利用含有 C ： 0.01 ～ 0.08％、 Mn ： 1.00 ～ 1.50％、 Ti ： 0.005 ～ 0.030％、 Nb ： 0.01％以 上且小于 0.04％、 Ca ： 0.0010 ～ 0.0040％， 且限制为 P ： 0.015％以下、 S： 0.0008％以下、 O： 0.0020％以下， 满足 S/Ca ≤ 0.33、 O/Si ≤ 0.005， 并使 Si 量和 Al 量变化的钢板来进行了 评价。
钢板通过热轧制而制造， 从得到的钢板制取试样， 评价了抗硫性和 HAZ 的韧性。抗 硫性在由 NACE 规定的 TM0177-90Method A 环境下实施各样品的材质特性调查， 测定了裂纹 发生面积率 (CAR)。另外， HAZ 韧性， 是从钢板制取试样， 实施模拟 HAZ 热过程的热处理 ( 模 拟热循环试验 )， 实施夏比冲击试验来评价。模拟热循环试验是在感应加热至 1400℃， 将从 800℃到 500℃的冷却时间设为 38 秒的条件下进行。夏比冲击试验是根据 JISZ 2242 来进 行。
关于 Si 量和 Al 量与 HAZ 韧性和抗硫性的关系定性地进行说明。首先可知， 当 Si 量为 0.25 ～ 0.40％、 Al 量为 0.0050％以下的范围 ( 图 3 的区域 1) 时， 钢板的 HAZ 韧性和 抗硫性极为良好。其次可知， 当 Si 量为 0.10 ～ 0.50％、 Al 量为大于 0.0200％的范围 ( 图 3 的区域 4) 时， 虽然抗硫性极为良好， 但是 HAZ 韧性降低一些。 其次可知， 当 Al 量为 0.005％以下、 Si 量大于 0.40％且在 0.50％以下， 以及， Al 量大于 0.005％且在 0.0200％以下、 Si 量为 0.25 ～ 0.50％的范围 ( 图 3 的区域 2) 时， 虽 然抗硫性极为良好， 但是 HAZ 韧性稍有降低。另外， 得到下述见解， 即， 为了提高 HAZ 韧性， 优选将 Si 量的上限设为 0.40％以下。另外可知， 图 3 的区域 2 的 HAZ 韧性比区域 1 差， 但 比区域 4 优异。
此外可知， 在 Si 量为 0.1％以上且小于 0.25％、 Al 量大于 0.0050％且在 0.02％ 以下， 并且满足 Al+0.1Si ≥ 0.03％的范围 ( 图 3 的区域 3)， 可得到极良好的抗硫性。这意 味着在 Si 量为 0.1％以上且小于 0.25％、 Al 量大于 0.0050％且在 0.02％以下的范围， 单 位质量％的 Al 的脱氧能力是 Si 的脱氧能力的 10 倍左右。
另外可知， 区域 3 的 HAZ 韧性比区域 1 差一些， 但比区域 2 和区域 4 好一些。关于 抗硫性， 相比于区域 3， 区域 1、 区域 2 和区域 4 的优异一些。
另一方面可知， 在 Al 量为 0.0050％以下、 Si 量小于 0.25％的范围， 以及， Al 量大 于 0.0050％且在 0.0200％以下、 Si 量为 0.10％以上且小于 0.25％、 Al+0.1Si ＜ 0.03％的 范围， 与区域 1 ～ 4 相比， 抗硫性劣化。
以下对本发明进行详细说明。
Si 在本发明中是最重要的元素， 被用作为脱氧剂， 另一方面， 若过剩地添加的话， 则有时损害 HAZ 韧性。为了确保抗硫性， 必须添加 0.10％以上的 Si。进而， 为了降低 O 量、 提高抗硫性， 优选添加 0.25％以上。另一方面， 若过剩地添加 Si， 则损害韧性， 因此将上限 设为 0.50％以下。为了提高 HAZ 韧性， 优选将 Si 量的上限设为 0.40％以下。
Al 是脱氧元素， 抑制 Ca 氧化物的生成， 将 S 作为 CaS 而固定， 因此是有效的元素。 若过剩地添加 Al， 则由于夹杂物生成而损害低温韧性、 特别是损害 HAZ 韧性， 因此将含有
量限制在 0.040％以下。由于 HAZ 韧性通过 Al 量的降低而提高， 因此将上限设为 0.020％ 以下。进而， 为了抑制 MA 的生成， 特别是为了提高 HAZ 的低温韧性， 优选将 Al 量限制在 0.005％以下。
此外， 若使 Al 量降低， 则生成 Ca 氧化物， 有时 CaS 的生成变得不充分。为了抑制 Ca 氧化物的生成， 在 Al 量为 0.005％以下的场合， 需要添加 0.25％以上的 Si。另外， 在 Al 量大于 0.005％的场合， 需要满足 Al+0.1Si ≥ 0.03％。由此， 能够提高抗硫性。
由以上的情况来看， Al、 Si 的含有量 [ 质量％ ] 必须满足 Al ≤ 0.005％且 0.25％ ≤ Si， 或者满足 Al ＞ 0.005％且 Al+0.1Si ≥ 0.03％。
Ca 是抑制 MnS 的生成、 提高抗硫性的极为重要的元素。即使降低 S 量， 为了抑制 MnS 的生成， 也需要添加 0.0010％以上。从 HAZ 韧性的观点来看， 在降低了 Al 量的场合， 优 选添加 0.0020％以上的 Ca。另一方面， 若过剩地添加 Ca， 则夹杂物粗大化， 韧性降低， 因此 将上限设为 0.0040％。
S 是随着含有量的增加， 促进成为 HIC 的起点的 MnS 的生成的杂质， 在本发明中， 将可容许的含有量的上限设为 0.0008 ％。为了抑制 MnS 的生成， 优选将含有量降低为 0.0005％以下。 O 是形成为了控制硫化物的形态而添加的 Ca 的氧化物的杂质， 在本发明中， 将可 容许的含有量的上限设为 0.0020％。另外， 为了有效地呈现 Ca 添加的效果、 抑制 MnS 的生 成， 优选将含有量降低为 0.0013％以下。
此外， 在本发明中， 为了抑制延伸的 MnS 的生成， 必须满足 S/Ca ≤ 0.33 和 O/ Si ≤ 0.005。
如前所述， 本发明者们发现， 当添加 Si 而强化脱氧时， 能够抑制 MnS 的延伸， 其结 果， 能够抑制 HIC 的发生。为了最大限度地确保基于该发现的抑制 HIC 发生的效果， 必须将 添加的 Ca 和 Si 的量 ( 质量％， 以下相同 ) 用 S 和 O 的量的关系来调整。因此， 本发明者们 采用了 S/Ca 和 O/Si 来作为指标。
Ca 如前述那样为了将 S 作为 CaS 而固定、 抑制 MnS 的生成， 添加 0.0010％以上， 在 降低了 Al 量的场合添加 0.0020％以上， 但根据 S/Ca 来设定为了固定 S 而添加的 Ca 的适当 量。在本发明中， 规定为 S/Ca ≤ 0.33， 但如果 S/Ca ＞ 0.33， 则 Ca 量不足， 将 S 作为 CaS 而 固定变得不充分。
Si 如前述那样为了充分降低 O 量以避免生成 Ca 氧化物， 至少添加 0.10％以上， 优 选添加 0.25％以上， 但将其适当量用 O/Si 设定。在本发明中， 规定为 O/Si ≤ 0.005， 但如 果 O/Si ＞ 0.005， 则 Si 脱氧变得不充分， 添加了的 Ca 形成氧化物， 无助于 S 的固定。另外， O/Si 更优选为小于 0.005。
因此， 为了最大限度地确保抑制 HIC 的发生的效果， 必须满足 S/Ca ≤ 0.33 和 O/ Si ≤ 0.005 这两者。
C 是有助于钢的强度提高的元素， 必须含有 0.01 ％以上。另一方面， 若 C 大于 0.08％， 则特别是在中心部形成粗大的碳化物， 抗硫性降低， 因此将上限设为 0.08％。为了 提高韧性， 优选为 0.07％以下。
Mn 是提高淬硬性的元素， 添加 1.00 ％以上。为了强度和韧性的提高， 优选添加 1.10％以上。另一方面， 若 Mn 大于 1.50％， 则中心偏析变得显著， 损害抗硫性， 因此将上限
设定为 1.50％。为了抑制中心偏析部的 MnS、 硬质相的生成， 提高抗硫性和韧性， 优选 Mn 为 1.40％以下。
Ti 是生成碳氮化物、 有助于钢的组织的微细化， 并且形成成为晶内相变的生成核 的氧化物的元素， 添加 0.005％以上。另一方面， 若 Ti 大于 0.030％， 则在中心部产生粗大 的碳氮化物， 使抗硫性降低， 因此将上限设为 0.030％。优选为 0.009 ～ 0.021％。
Nb 是提供淬硬性， 并且生成碳氮化物， 有助于钢的组织的微细化的元素， 添加 0.01％以上。 另一方面， 若添加 0.04％以上的 Nb， 则 HAZ 韧性降低， 因此使上限小于 0.04％。 另外， 若 Nb 大于 0.02％， 则在中心部产生粗大的碳氮化物， 有时抗硫性降低， 因此优选上限 为 0.02％。更优选的 Nb 量的范围为 0.012 ～ 0.015％。
P 是杂质， 偏析于中心部， 使韧性降低， 因此将上限设为 0.015％。优选为 0.001％ 以下。
此外， 为了提高抗硫性和 HAZ 韧性， 优选限制 N 量。N 是杂质， 若过剩地含有， 则特 别是在中心部产生氮化物， 使抗硫性降低， 因此优选上限为 0.008％以下。 另外， 为了抑制氮 化物的生成、 提高 HAZ 韧性， 优选将 N 量的上限设为 0.005％以下。
另外， V 是生成碳氮化物， 有助于钢的组织的微细化的元素。特别是为了提高强度 和 HAZ 韧性， 优选添加 0.01％以上的 V。可是， 若过剩地添加， 则产生粗大的氮化物， 有时损 害 HAZ 韧性， 因此优选上限为 0.10％以下。
B 是对淬硬性的提高有效的元素。特别是在要求优异的强度的场合， 优选添加 0.0003％以上。可是， 若过剩地含有， 则使抗硫性降低， 因此优选上限为 0.0020％以下。
进而， 还可以添加有助于强度和韧性的提高的 Mo、 Cr、 Ni、 Cu 中的 1 种或 2 种以上。 为了使钢的强度和韧性提高， 优选 ： Mo、 Cr、 Ni 和 Cu 分别添加 0.05％以上。另外， 由于 Ni 对 韧性的提高也有效， 因此优选添加 0.15％以上。另一方面， 若 Mo、 Cr、 Ni 和 Cu 分别添加超 过 0.5％， 则有时损害焊接性， 因此均将上限设为 0.5％。优选都为 0.1 ～ 0.4％。
另外， Mo、 Cr、 Ni、 Cu 是有助于耐蚀性提高的元素， 对抗硫性的提高也有效， 但为高 价格的元素， 因此优选使上限小于 0.3％。此外， 关于 Cr， 从焊接热影响区的韧性、 现场焊接 性的观点来看也优选使上限小于 0.3％。
进而， 也可以添加对夹杂物的微细化、 硫化物的形态的控制有效的 Mg、 REM 的一方 或两方。特别是 Mg 是形成微细的氧化物， 抑制焊接热影响区的晶粒的粗大化， 提高韧性的 元素。可是， 若过剩地含有 Mg、 REM， 则产生粗大的夹杂物， 有时损害韧性。因此， Mg 的含有 量的上限优选为 0.01％以下， REM 的含有量的上限优选为 0.05％以下。Mg、 REM 即使是微量 也呈现效果， 因此含有量的优选的下限为 0.0001％以上。
接着， 对本发明的钢板的优选的制造方法进行说明。
用常规方法炼制钢并进行铸造， 对得到的钢坯进行加热， 进行热轧制， 其后， 优选 进行加速冷却。关于铸造， 从生产率的观点考虑优选连铸。
钢坯的加热温度， 特别是为了使在铸造时生成的 MnS 固溶， 优选为 1100℃以上。 另 一方面， 若加热温度大于 1300℃， 则有时晶体粒径粗大化， 因此加热温度优选为 1300℃以 下。
热轧制的最终轧制温度小于 Ar3 相变点时， 加工后的铁素体生成， 有时韧性降低。 另外， 由于 Ar3 相变点根据化学成分和空冷速度而变化， 因此优选 ： 从钢坯制取的试样， 使用具有大致相同的成分的试样， 在实验室实施模拟了热轧制和空冷的加工热处理， 进行相变 膨胀测定， 求出 Ar3 点。
特别是最终轧制温度的优选的范围为 770 ～ 950℃。 如果使最终轧制温度为 770℃ 以上， 则可抑制中心偏析部的 C、 Mn 浓化层的形成、 金属组织的硬化相的形成， 抗氢诱发裂 纹敏感性提高。 另外， 为了将晶体粒径微细化、 提高强度和韧性， 优选最终轧制温度为 950℃ 以下。
优选 ： 热轧制后进行加速冷却。 加速冷却的开始温度若小于 (Ar3 相变点 -100)℃， 则在中心偏析部生成连续的珠光体硬化相， 有时促进氢诱发裂纹的扩展。加速冷却优选为 水冷。
进而， 将钢板成形为管状， 电弧焊接缝部， 制成钢管。
钢板的成形， 优选采用 UOE 工序进行。另外， 从生产率的观点考虑， 缝部的电弧焊 接优选为埋弧焊接。
实施例
实施例 1
熔炼具有表 1 所示的成分组成的钢， 采用连铸法制成钢坯。表 1 中也记载了 S/Ca 和 O/Si 的组成比。将得到的钢坯在表 2 所示的轧制条件下进行热轧制， 进行加速冷却， 制 造出钢板。
表 1 如下 ：
表2从钢板的板厚的中央部制取试件， 使用 SEM， 对于各钢板， 测定各 30 个部位的存在 于 50mm 见方的范围的视场中的纵向的 MnS 的长度。在氢诱发裂纹特性调查中， 在由 NACE 规定的 TM0177-90 方法的 A 环境中实施各样品的材质特性调查， 作为氢诱发裂纹判定基准， 裂纹发生面积率 (CAR) 以 0％为合格。结果示于表 3。
表3
如表 3 所示可知， 作为全部满足本发明的范围的化学成分的钢编号 1 ～ 7， CAR 小 于 1％， 均得到优异的抗 HIC 性。另一方面， 脱离本发明的范围的钢编号 101 ～ 105 的比较 例之中， 钢编号 101 的 O/Si 高， 钢编号 102 的 Si 量不足， 因此是 O 量没有降低， O/Si 也变 高的例子。钢编号 103 是 S/Ca 高的例子， 钢编号 104 是 Ca 量少的例子， 钢编号 105 是 S 量 过剩的例子。这些比较例的钢 101 ～ 105 中， 观察到了延伸了的 MnS、 以及以延伸了的 MnS 为起点的氢诱发裂纹。
将这些钢板通过 UOE 工序进行造管， 对缝部进行埋弧焊接， 制造出钢管。从钢管上 与钢板同样地制取样品， 测定了 CAR。其结果， 与表 3 大致同样地， 钢编号 1 ～ 7 的 CAR 小于 1％， 钢编号 101 ～ 105 观察到了以延伸了的 MnS 为起点的氢诱发裂纹。
实施例 2
熔炼具有表 4 所示的成分组成的钢， 用连铸法制成钢坯。表 4 也记载了 S/Ca 以及 O/Si 组成比。 将得到的钢坯在表 2 所示的轧制条件下进行热轧制， 进行加速冷却， 制造出钢 板。
表 4 如下 ：MnS 的长度测定以及氢诱发裂纹特性调查与实施例 1 同样地进行。 关于 HAZ 韧性， 在模拟热循环试验后制取试件， 依据 JIS Z 2242 进行夏比冲击试验来评价。试件的纵向设 为钢板的横向 ( 宽度方向 )。 另外， 模拟热循环试验是在感应加热至 1400℃之后， 将从 800℃ 到 500℃用 38 秒钟冷却的条件下进行。夏比冲击试验是使试验温度变化来实施， 求出 50％ 断口转变温度。结果示于表 5。
表5
如表 5 所示， 钢编号 11 ～ 26 的 CAR 小于 1％， HAZ 的 50％断口转变温度也为 0℃ 以下， 抗硫性和 HAZ 韧性良好。另一方面， 钢编号 201 ～ 210 为比较例， 抗硫性或 HAZ 韧性 降低。钢编号 201 的 O/Si 高， 钢编号 202 的 S/Ca 高， 钢编号 203 的 S 量多， 虽然 HAZ 韧性 良好， 但是 MnS 延伸化， 抗硫性降低。
钢编号 204 的 O 量多， 虽然 HAZ 韧性良好， 但是抗硫性降低。 钢编号 206 的 Al+0.1Si 低， 钢编号 207 的 Al 量和 Si 量低， 因此虽然 HAZ 韧性良好， 但是抗硫性降低。
钢编号 207 的 Si 量多， 钢编号 208 的 Al 量多， 因此虽然抗硫性良好， 但是 HAZ 韧
性降低。另外， 钢编号 209 是 Nb 量多， HAZ 韧性降低的例子。钢编号 210 的 Ca 量少， 抗硫 性降低。
将这些钢板通过 UOE 工序进行造管， 对缝部进行埋弧焊接， 制造出钢管。从钢管上 与钢板同样地制取样品， 测定了 CAR。其结果， 与表 5 大致同样地， 钢编号 11 ～ 26 的抗硫性 和 HAZ 区的韧性良好。另一方面， 钢编号 201 ～ 210 已被确认抗硫性或 HAZ 韧性降低。