JPH0121849B2 - - Google Patents
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- JPH0121849B2 JPH0121849B2 JP58177702A JP17770283A JPH0121849B2 JP H0121849 B2 JPH0121849 B2 JP H0121849B2 JP 58177702 A JP58177702 A JP 58177702A JP 17770283 A JP17770283 A JP 17770283A JP H0121849 B2 JPH0121849 B2 JP H0121849B2
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
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- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
この発明は、サワーオイルやサワーガスの輸送
に好適な、耐水素誘起割れ性に優れた高強度ライ
ンパイプ用鋼の製造方法に関するものである。 近年、エネルギー事情の変化にともなつて新た
な油田やガス田の開発が盛んに行われており、従
来放置されていた硫化水素（H2S）等の腐食性の
強いガスを含む油（サワーオイル）やガス（サワ
ーガス）にまで開発の目が向けられるようになつ
て、これらを輸送するラインパイプの需要も増加
の一途をたどるようになつてきた。 ところが、このようなサワー環境下で使用され
る鋼材は、湿潤H2Sの影響によつて割れを生ずる
場合があり、これが重大な破壊事故につながる高
い危険性を有していることから、油田或はガス田
開発上の大きな問題となつていた。その中でも、
ラインパイプ材のような比較的低強度の鋼では、
特に水素誘起割れ（以下、“HIC”と略称する）
が問題であり、最近の使用環境の益々の苛酷化に
ともなつて一層高い耐HIC性能が要求されるよう
になつている。 しかしながら、これまで、所望とされる良好な
耐HIC性を備えた鋼を安定かつ経済的に製造する
ことは極めて困難であるとされており、耐HIC性
に優れたラインパイプ用鋼を工業的規模で量産す
るための研究開発が競われているのが現状であ
る。 ところで、HICは、湿潤H2Sを含むサワー環境
下での腐食により発生した水素が鋼中に侵入して
非金属介圧物の界面等に集積したときの内圧で生
じる水素脆性の一種であつて、外部応力がなくて
も発生することが知られており、また、HICの発
生は使用環境条件に依存し、例えばH2S濃度、
CO2濃度、塩素イオン濃度、或いは温度等の多く
の因子に支配されていることも解明されているこ
とからみても、最近のラインパイプ使用環境にお
けるHIC発生の危険性は益々高まつているものと
考えられる。 即ち、HIC発生に対する環境条件の厳しさの程
度は、一般に鋼中への侵入水素量を指標として評
価されており、従つて鋼材の耐HIC性を評価する
場合、腐食反応で発生する水素量レベルの異なる
各種の試験浴（具体的には、PH値の異なる液）が
用いられているわけであるが、前述のような状況
から、これまで許容されていたよりも更に低いPH
条件（PH3.0〜3.5の、H2Sを飽和した0.5％酢酸−
５％食塩の水溶液中に、浸漬するという条件）で
の耐HIC性が要求されるようになつてきたのであ
る。 一方、近年の高圧操業化傾向を反映して、ライ
ンパイプ材にも従来以上の高強度を要求されるよ
うになつたが、一般に、鋼材の強度が高くなるほ
どHIC感受性も増加する傾向にある。即ち、鋼材
強度を上げるためには各種の合金元素を添加する
のが普通であるが、これらの合金元素には、鋼材
中で偏析しやすく、その部分の硬さを上昇させて
耐HIC性劣化を招くものが多いので、高強度鋼ほ
ど耐HIC性が劣化する傾向にあり、特に、環境が
厳しくなつて鋼中への侵入水素量が増加するよう
な状況では、HICの完全防止が極めて困難な課題
となつていたのである。 従来、HIC防止策としては、 微量のCu添加によつて、環境からの侵入水
素量を抑制する方法、 割れ起点となる非金属介在物を減少したり、
CaやREM（希土類元素）を添加して非金属介
在物の形態制御を行つて、鋼自体の割れ感受性
を低減させる方法、 等が試みられていたが、前者における効果には強
い環境依存性があり、最近になつて要求されてい
るような苛酷な環境条件（例えばPH４以下の条
件）に対しては効力を失つてしまうものであつ
た。他方、後者の場合には、苛酷な環境条件（例
えばNACE条件）に対しては必ずしも十分とは
言えず、特に高強度材になるほど割れの防止が困
難になるという問題があつた。高強度鋼の割れ
は、前述のように鋼材内の成分偏析の影響を強く
受けるものであり、例えば大型鋼塊や連続鋳造鋼
片を経て製造されたものでは、Ｖ偏析や中心部偏
析のためにMnやＰ等の偏析を生じているので割
れ感受性が極めて高くなつている。このため、圧
延前に鋼片を高温に加熱保持するスラブリーキン
グ処理によつて偏析を軽減する試みもなされてい
るが、その効果は十分とは言えず、しかも多大な
コスト上昇を招くものであつた。 この発明は、上述のような問題点をふまえて、
NACE条件にも十分に耐え得る優れた耐HIC性と
API規格のＸ−52鋼以上の高強度とを兼備するラ
インパイプ用鋼を工業的規模でコスト安く量産す
る方法を見出すべく、特に、HIC感受性の軽減に
有効であるとみられる偏析の解消に着目して行つ
た、偏析の小さい成分系と組織の均一微細化最適
条件とに関する本発明者等の研究の結果なされた
ものであり、その特徴とするところは、 Ｃ：0.04％以下（以下、成分割合を表わす％は
重量％とする）、 Si：0.01〜0.50％、Mn：0.8〜2.0％、 Al：0.01〜0.10％、 Ca：0.0005〜0.0050％、 Ｐ：0.015％以下、Ｓ：0.002％以下、 を含むとともに、更に必要により Cu：0.05〜0.50％、Ni：0.05〜0.50％、 Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.05〜0.50％、 Nb：0.01〜0.10％、Ｖ：0.01〜0.10％、 Ti：0.005〜0.050％、 Ｂ：0.0005〜0.0080％ のうちの１種以上をも含有し、 Fe及びその他の不可避的不純物：残り、 から成る鋼をAc3変態点以上に加熱した後、圧延
仕上温度が〔Ar3変態点±50℃〕の範囲で、かつ
950℃以下での圧下率が50％以上である熱間圧延
を施し、次いで、パーライト生成温度以上から冷
却速度：３〜15℃／secで600℃以下の任意の温度
まで冷却するか、或いはその後更に〔500℃〜
Ac1変態点〕の温度にて焼もどすことにより、耐
水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼
を製造する点にある。 即ち、この発明は、強度確保にために高Mn系
鋼を前提とし、その低Ｃ、低Ｐ化により偏析を軽
減するとともに強度調整元素も特定のものに限定
した成分系にてラインパイプ用鋼を構成して偏析
を極力抑制し、一方で、圧延後の冷却条件を特定
のものにコントロールして組織の均一微細化を図
るか、更にその後の焼もどしによつて中心偏析部
の影響軽減を図るという複数の手段を組合せるこ
とによつて、個々の手段から得られる効果を単に
加算しただけでは推し量れない極めて優れた耐
HIC特性を備えた高強度ラインパイプ用鋼を実現
したものであつて、NACE条件を十分に満足し、
かつAPIX−52以上の高強度を有するラインパイ
プ用鋼を工業的期模で量産することが可能とな
り、エネルギー産業分野にもたらす効果は量り知
れないものである。 以下、この発明の方法において、鋼の成分組成
割合及び圧延・熱処理条件を前述のように数値限
定した理由を説明する。 (A) 鋼の成分組成 (a) Ｃ Ｃは、鋼の偏析増大に関与し、耐HIC性を
劣化する元素であり、その含有量は低ければ
低いほど好ましい。そして、Ｃ含有量が0.03
％以上になると偏析が急激に増大し、所望の
耐HIC性を確保できなくなることから、その
含有量を0.03％未満と定めた。 このように、耐HIC性向上の面からはＣ含
有量を極力抑えることが推奨されるが、強度
確保という見地からはＣ含有量の下限を
0.005％程度とするのが望ましい。 (b) Si Si成分は鋼の脱酸剤として有効なものであ
るが、その含有量が0.01％未満では脱酸剤と
しての所望の効果を得ることができず、他方
の0.50％を越えて含有させると鋼の靭性劣化
を招くことから、Si含有量を0.01〜0.50％と
定めた。 (c) Mn Mn成分は、鋼の強度を向上する作用を有
しているほか、脱酸剤としても有効なもので
あるが、その含有量が0.8％未満では鋼に所
望の強度を確保することができず、他方2.0
％を越えて含有させると偏析が増大して耐
HIC性を劣化するようになることに加えて、
靭性劣化、或いは溶接性劣化をも招くように
なることから、Mn含有量を0.8〜2.0％と定
めた。 (d) Al Al成分は酸の脱酸剤として有効なもので
あるが、その含有量が0.01％未満では脱酸作
用に所望の効果が得られず、他方の0.10％を
越えて含有させると靭性劣化を招くようにな
ることから、Al含有量を0.01〜0.10％と定め
た。 (e) Ca Ca成分には、介在物を球状化して割れ起
点となることを防止し、これによつて鋼の耐
HIC性を向上する作用があるが、その含有量
が0.0005％未満では前記作用に所望の効果を
得ることができず、他方0.0050％を越えて含
有させると逆に耐HIC性が劣化するようにな
る上、靭性劣化をも招くことから、Ca含有
量を0.0005〜0.0050％と定めた。 (f) Ｐ Ｐは、偏析を生じて鋼の耐HIC性を劣化す
る不純物であるので、極力低減することが好
ましい元素である。特に、Ｐ含有量が0.015
％を越えると偏析が急増し、所望の耐HIC性
を確保できなくなることから、Ｐ含有量を
0.015％以下と定めた。 (g) Ｓ Ｓは、非金属介在物を形成して、やはり鋼
の耐HIC性を劣化する不純物であるので極力
低減する必要がある。特に、Ｓ含有量が
0.002％を越えると、非金属介在物増加のた
めに所望の耐HIC性を確保できなくなること
から、Ｓ含有量を0.002％以下と定めた。 (h) Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、Ｖ、Ti、及びＢ これらの成分には、いずれも偏析を助長す
ることなく鋼の強度を向上させる作用がある
ので、鋼の強度をより向上させる必要のある
場合に、 Cu：0.05〜0.50％、Ni：0.05〜0.50％、 Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.05〜0.50％、 Nb：0.01〜0.10％、Ｖ：0.01〜0.10％、 Ti：0.005〜0.050％、 Ｂ：0.0005〜0.0080％ の範囲で１種以上添加含有せしめられるもの
であるが、その含有量が前記下限値未満では
強度向上効果が顕著ではなく、他方、上限値
を越える量で含有させても強度向上効果が飽
和してしまう上、経済的不利をも招くことか
ら、それぞれの成分の添加量を前記のように
限定した。 (B) 圧延・熱処理処条件 (a) 圧延加熱温度 圧延の際の加熱温度がAc3変態点未満の温
度であると、均一に溶体化がなされずにα＋
γ組織となるので、圧延・熱処理後の製品組
織も均一なものとならないので、圧延加熱温
度をAc3変態点以上と定めた。 (b) 圧延仕上温度 圧延仕上温度が〔Ar3変態点−50℃〕未満
では鋼材に均一組織を実現することができ
ず、他方、〔Ar3変態点＋50℃〕を越えた温
度で仕上げると所望の微細組織を実現でき
ず、いずれも耐HIC性を劣化することとなる
ので、圧延仕上温度を〔Ar3変態点±50℃〕
と定めた。 (c) 圧下率 組織の微細化のためには、低温域（仕上温
度〜950℃）において50％以上の圧下率を確
保する必要があるが、該低温域での圧下率が
50％未満では組織が粗くなつて所望の耐HIC
性を実現できないばかりでなく、靭性もが劣
化することから、950℃以下での圧下率を50
％以上と定めた。 (d) 冷却条件 パーライト形成を避けて耐HIC性の良好な
均一組織を得るためには、パーライト生成温
度以上から600℃以下（常温までをも含む）
までの間を３〜15℃／secで冷却する必要が
ある。 なぜなら、冷却速度が３℃／sec未満では
所望の微細組織と強度を確保できず、他方15
℃／secを越える速度で冷却すると偏析部の
組織不均一化を招くこととなる。 (e) 焼もどし温度 焼もどし温度が500℃未満では偏析部の組
織均一化が達成できず、従つて、所望の耐
HIC性向上効果が得られない。一方、焼もど
し温度がAc1変態点を越えると、鋼材強度が
大幅に変動する上、耐HIC性能も劣化するよ
うになる。このようなことから、焼もどし温
度を〔500℃〜Ac1変態点〕の範囲に定めた。 次いで、この発明を実施例により比較例と対比
しながら説明する。 実施例 １ まず、通常の方法によつて第１表に示される如
き成分組成の鋼Ａ〜Ｐを溶製した。 次に、これらの鋼を1200℃に加熱した後、全圧
下率：90％、950〜800℃間の圧下率：70％、仕上
温度：800℃の熱間圧延を施し、仕上げ後直ちに、
水スプレーによつて10℃／secの冷却速度にて室
温まで冷却してから、更に650℃で焼もどし処理
した。
に好適な、耐水素誘起割れ性に優れた高強度ライ
ンパイプ用鋼の製造方法に関するものである。 近年、エネルギー事情の変化にともなつて新た
な油田やガス田の開発が盛んに行われており、従
来放置されていた硫化水素（H2S）等の腐食性の
強いガスを含む油（サワーオイル）やガス（サワ
ーガス）にまで開発の目が向けられるようになつ
て、これらを輸送するラインパイプの需要も増加
の一途をたどるようになつてきた。 ところが、このようなサワー環境下で使用され
る鋼材は、湿潤H2Sの影響によつて割れを生ずる
場合があり、これが重大な破壊事故につながる高
い危険性を有していることから、油田或はガス田
開発上の大きな問題となつていた。その中でも、
ラインパイプ材のような比較的低強度の鋼では、
特に水素誘起割れ（以下、“HIC”と略称する）
が問題であり、最近の使用環境の益々の苛酷化に
ともなつて一層高い耐HIC性能が要求されるよう
になつている。 しかしながら、これまで、所望とされる良好な
耐HIC性を備えた鋼を安定かつ経済的に製造する
ことは極めて困難であるとされており、耐HIC性
に優れたラインパイプ用鋼を工業的規模で量産す
るための研究開発が競われているのが現状であ
る。 ところで、HICは、湿潤H2Sを含むサワー環境
下での腐食により発生した水素が鋼中に侵入して
非金属介圧物の界面等に集積したときの内圧で生
じる水素脆性の一種であつて、外部応力がなくて
も発生することが知られており、また、HICの発
生は使用環境条件に依存し、例えばH2S濃度、
CO2濃度、塩素イオン濃度、或いは温度等の多く
の因子に支配されていることも解明されているこ
とからみても、最近のラインパイプ使用環境にお
けるHIC発生の危険性は益々高まつているものと
考えられる。 即ち、HIC発生に対する環境条件の厳しさの程
度は、一般に鋼中への侵入水素量を指標として評
価されており、従つて鋼材の耐HIC性を評価する
場合、腐食反応で発生する水素量レベルの異なる
各種の試験浴（具体的には、PH値の異なる液）が
用いられているわけであるが、前述のような状況
から、これまで許容されていたよりも更に低いPH
条件（PH3.0〜3.5の、H2Sを飽和した0.5％酢酸−
５％食塩の水溶液中に、浸漬するという条件）で
の耐HIC性が要求されるようになつてきたのであ
る。 一方、近年の高圧操業化傾向を反映して、ライ
ンパイプ材にも従来以上の高強度を要求されるよ
うになつたが、一般に、鋼材の強度が高くなるほ
どHIC感受性も増加する傾向にある。即ち、鋼材
強度を上げるためには各種の合金元素を添加する
のが普通であるが、これらの合金元素には、鋼材
中で偏析しやすく、その部分の硬さを上昇させて
耐HIC性劣化を招くものが多いので、高強度鋼ほ
ど耐HIC性が劣化する傾向にあり、特に、環境が
厳しくなつて鋼中への侵入水素量が増加するよう
な状況では、HICの完全防止が極めて困難な課題
となつていたのである。 従来、HIC防止策としては、 微量のCu添加によつて、環境からの侵入水
素量を抑制する方法、 割れ起点となる非金属介在物を減少したり、
CaやREM（希土類元素）を添加して非金属介
在物の形態制御を行つて、鋼自体の割れ感受性
を低減させる方法、 等が試みられていたが、前者における効果には強
い環境依存性があり、最近になつて要求されてい
るような苛酷な環境条件（例えばPH４以下の条
件）に対しては効力を失つてしまうものであつ
た。他方、後者の場合には、苛酷な環境条件（例
えばNACE条件）に対しては必ずしも十分とは
言えず、特に高強度材になるほど割れの防止が困
難になるという問題があつた。高強度鋼の割れ
は、前述のように鋼材内の成分偏析の影響を強く
受けるものであり、例えば大型鋼塊や連続鋳造鋼
片を経て製造されたものでは、Ｖ偏析や中心部偏
析のためにMnやＰ等の偏析を生じているので割
れ感受性が極めて高くなつている。このため、圧
延前に鋼片を高温に加熱保持するスラブリーキン
グ処理によつて偏析を軽減する試みもなされてい
るが、その効果は十分とは言えず、しかも多大な
コスト上昇を招くものであつた。 この発明は、上述のような問題点をふまえて、
NACE条件にも十分に耐え得る優れた耐HIC性と
API規格のＸ−52鋼以上の高強度とを兼備するラ
インパイプ用鋼を工業的規模でコスト安く量産す
る方法を見出すべく、特に、HIC感受性の軽減に
有効であるとみられる偏析の解消に着目して行つ
た、偏析の小さい成分系と組織の均一微細化最適
条件とに関する本発明者等の研究の結果なされた
ものであり、その特徴とするところは、 Ｃ：0.04％以下（以下、成分割合を表わす％は
重量％とする）、 Si：0.01〜0.50％、Mn：0.8〜2.0％、 Al：0.01〜0.10％、 Ca：0.0005〜0.0050％、 Ｐ：0.015％以下、Ｓ：0.002％以下、 を含むとともに、更に必要により Cu：0.05〜0.50％、Ni：0.05〜0.50％、 Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.05〜0.50％、 Nb：0.01〜0.10％、Ｖ：0.01〜0.10％、 Ti：0.005〜0.050％、 Ｂ：0.0005〜0.0080％ のうちの１種以上をも含有し、 Fe及びその他の不可避的不純物：残り、 から成る鋼をAc3変態点以上に加熱した後、圧延
仕上温度が〔Ar3変態点±50℃〕の範囲で、かつ
950℃以下での圧下率が50％以上である熱間圧延
を施し、次いで、パーライト生成温度以上から冷
却速度：３〜15℃／secで600℃以下の任意の温度
まで冷却するか、或いはその後更に〔500℃〜
Ac1変態点〕の温度にて焼もどすことにより、耐
水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼
を製造する点にある。 即ち、この発明は、強度確保にために高Mn系
鋼を前提とし、その低Ｃ、低Ｐ化により偏析を軽
減するとともに強度調整元素も特定のものに限定
した成分系にてラインパイプ用鋼を構成して偏析
を極力抑制し、一方で、圧延後の冷却条件を特定
のものにコントロールして組織の均一微細化を図
るか、更にその後の焼もどしによつて中心偏析部
の影響軽減を図るという複数の手段を組合せるこ
とによつて、個々の手段から得られる効果を単に
加算しただけでは推し量れない極めて優れた耐
HIC特性を備えた高強度ラインパイプ用鋼を実現
したものであつて、NACE条件を十分に満足し、
かつAPIX−52以上の高強度を有するラインパイ
プ用鋼を工業的期模で量産することが可能とな
り、エネルギー産業分野にもたらす効果は量り知
れないものである。 以下、この発明の方法において、鋼の成分組成
割合及び圧延・熱処理条件を前述のように数値限
定した理由を説明する。 (A) 鋼の成分組成 (a) Ｃ Ｃは、鋼の偏析増大に関与し、耐HIC性を
劣化する元素であり、その含有量は低ければ
低いほど好ましい。そして、Ｃ含有量が0.03
％以上になると偏析が急激に増大し、所望の
耐HIC性を確保できなくなることから、その
含有量を0.03％未満と定めた。 このように、耐HIC性向上の面からはＣ含
有量を極力抑えることが推奨されるが、強度
確保という見地からはＣ含有量の下限を
0.005％程度とするのが望ましい。 (b) Si Si成分は鋼の脱酸剤として有効なものであ
るが、その含有量が0.01％未満では脱酸剤と
しての所望の効果を得ることができず、他方
の0.50％を越えて含有させると鋼の靭性劣化
を招くことから、Si含有量を0.01〜0.50％と
定めた。 (c) Mn Mn成分は、鋼の強度を向上する作用を有
しているほか、脱酸剤としても有効なもので
あるが、その含有量が0.8％未満では鋼に所
望の強度を確保することができず、他方2.0
％を越えて含有させると偏析が増大して耐
HIC性を劣化するようになることに加えて、
靭性劣化、或いは溶接性劣化をも招くように
なることから、Mn含有量を0.8〜2.0％と定
めた。 (d) Al Al成分は酸の脱酸剤として有効なもので
あるが、その含有量が0.01％未満では脱酸作
用に所望の効果が得られず、他方の0.10％を
越えて含有させると靭性劣化を招くようにな
ることから、Al含有量を0.01〜0.10％と定め
た。 (e) Ca Ca成分には、介在物を球状化して割れ起
点となることを防止し、これによつて鋼の耐
HIC性を向上する作用があるが、その含有量
が0.0005％未満では前記作用に所望の効果を
得ることができず、他方0.0050％を越えて含
有させると逆に耐HIC性が劣化するようにな
る上、靭性劣化をも招くことから、Ca含有
量を0.0005〜0.0050％と定めた。 (f) Ｐ Ｐは、偏析を生じて鋼の耐HIC性を劣化す
る不純物であるので、極力低減することが好
ましい元素である。特に、Ｐ含有量が0.015
％を越えると偏析が急増し、所望の耐HIC性
を確保できなくなることから、Ｐ含有量を
0.015％以下と定めた。 (g) Ｓ Ｓは、非金属介在物を形成して、やはり鋼
の耐HIC性を劣化する不純物であるので極力
低減する必要がある。特に、Ｓ含有量が
0.002％を越えると、非金属介在物増加のた
めに所望の耐HIC性を確保できなくなること
から、Ｓ含有量を0.002％以下と定めた。 (h) Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、Ｖ、Ti、及びＢ これらの成分には、いずれも偏析を助長す
ることなく鋼の強度を向上させる作用がある
ので、鋼の強度をより向上させる必要のある
場合に、 Cu：0.05〜0.50％、Ni：0.05〜0.50％、 Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.05〜0.50％、 Nb：0.01〜0.10％、Ｖ：0.01〜0.10％、 Ti：0.005〜0.050％、 Ｂ：0.0005〜0.0080％ の範囲で１種以上添加含有せしめられるもの
であるが、その含有量が前記下限値未満では
強度向上効果が顕著ではなく、他方、上限値
を越える量で含有させても強度向上効果が飽
和してしまう上、経済的不利をも招くことか
ら、それぞれの成分の添加量を前記のように
限定した。 (B) 圧延・熱処理処条件 (a) 圧延加熱温度 圧延の際の加熱温度がAc3変態点未満の温
度であると、均一に溶体化がなされずにα＋
γ組織となるので、圧延・熱処理後の製品組
織も均一なものとならないので、圧延加熱温
度をAc3変態点以上と定めた。 (b) 圧延仕上温度 圧延仕上温度が〔Ar3変態点−50℃〕未満
では鋼材に均一組織を実現することができ
ず、他方、〔Ar3変態点＋50℃〕を越えた温
度で仕上げると所望の微細組織を実現でき
ず、いずれも耐HIC性を劣化することとなる
ので、圧延仕上温度を〔Ar3変態点±50℃〕
と定めた。 (c) 圧下率 組織の微細化のためには、低温域（仕上温
度〜950℃）において50％以上の圧下率を確
保する必要があるが、該低温域での圧下率が
50％未満では組織が粗くなつて所望の耐HIC
性を実現できないばかりでなく、靭性もが劣
化することから、950℃以下での圧下率を50
％以上と定めた。 (d) 冷却条件 パーライト形成を避けて耐HIC性の良好な
均一組織を得るためには、パーライト生成温
度以上から600℃以下（常温までをも含む）
までの間を３〜15℃／secで冷却する必要が
ある。 なぜなら、冷却速度が３℃／sec未満では
所望の微細組織と強度を確保できず、他方15
℃／secを越える速度で冷却すると偏析部の
組織不均一化を招くこととなる。 (e) 焼もどし温度 焼もどし温度が500℃未満では偏析部の組
織均一化が達成できず、従つて、所望の耐
HIC性向上効果が得られない。一方、焼もど
し温度がAc1変態点を越えると、鋼材強度が
大幅に変動する上、耐HIC性能も劣化するよ
うになる。このようなことから、焼もどし温
度を〔500℃〜Ac1変態点〕の範囲に定めた。 次いで、この発明を実施例により比較例と対比
しながら説明する。 実施例 １ まず、通常の方法によつて第１表に示される如
き成分組成の鋼Ａ〜Ｐを溶製した。 次に、これらの鋼を1200℃に加熱した後、全圧
下率：90％、950〜800℃間の圧下率：70％、仕上
温度：800℃の熱間圧延を施し、仕上げ後直ちに、
水スプレーによつて10℃／secの冷却速度にて室
温まで冷却してから、更に650℃で焼もどし処理
した。
【表】
このようにして得られた鋼材について、機械的
性質及び耐HIC特性を調べ、その結果も第１表に
併せて示した。 なお、HIC試験は、15t×20w×100lの寸法の試
験片を切り出し、これをNACE浴（0.5％酢酸＋
５％食塩の水溶液にH2Sを飽和したもの）中に96
時間浸漬し、その後、超音波探傷によつてHICを
探傷する方法を採用した。そして、その結果は、
〇：割れなし、×：割れ発生、として第１表に記
号で示した。 第１表に示される結果からも、本発明の条件を
満足する鋼Ａ〜Ｈを使用したものはいずれも割れ
を生ぜず、良好な耐HIC性を示すことが明らかで
ある。これに対して、Ｃ、Mn、Ｐ及びＳのいず
れかの含有量の高いもの、そしてCa含有量が本
発明の範囲から外れているものは、いずれも耐
HIC性に劣つていることがわかる。また、Mn含
有量が本発明の範囲から外れて低いものは強度不
足を招くことも明らかである。 この実施例においては、強度調整元素である
Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、Ｖ、Ti及びＢのうち、
単独添加の例を示さなかつたが、これらの元素を
それぞれ単独に添加した場合、或いは如何なる組
合せで２種以上複合添加した場合のいずれにおい
ても、十分満足し得る強度向上効果を確認できた
ことはもちろんのことである。 実施例 ２ 常法で溶製したところの、第１表中の鋼Ｆに、
第２表に示される如き条件の熱間圧延及び熱処理
を施して、得られた鋼材の機械的性質並びに耐
HIC性を実施例１と同様にして調べた。その結果
を第２表に併せて示す（なお、耐HIC性の表示
は、第１表におけると同様、〇：割れなし、×：
割れ発生、とした）。 第２表に示される結果からも、熱間圧延、及び
熱処理の条件が本発明範囲内であれば、良好な耐
HIC性と機械的性質を示す鋼材が得られるのに対
して、前記条件が本発明範囲から外れた場合には
それらの特性に劣る鋼材しか得られないことがわ
かる。
性質及び耐HIC特性を調べ、その結果も第１表に
併せて示した。 なお、HIC試験は、15t×20w×100lの寸法の試
験片を切り出し、これをNACE浴（0.5％酢酸＋
５％食塩の水溶液にH2Sを飽和したもの）中に96
時間浸漬し、その後、超音波探傷によつてHICを
探傷する方法を採用した。そして、その結果は、
〇：割れなし、×：割れ発生、として第１表に記
号で示した。 第１表に示される結果からも、本発明の条件を
満足する鋼Ａ〜Ｈを使用したものはいずれも割れ
を生ぜず、良好な耐HIC性を示すことが明らかで
ある。これに対して、Ｃ、Mn、Ｐ及びＳのいず
れかの含有量の高いもの、そしてCa含有量が本
発明の範囲から外れているものは、いずれも耐
HIC性に劣つていることがわかる。また、Mn含
有量が本発明の範囲から外れて低いものは強度不
足を招くことも明らかである。 この実施例においては、強度調整元素である
Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、Ｖ、Ti及びＢのうち、
単独添加の例を示さなかつたが、これらの元素を
それぞれ単独に添加した場合、或いは如何なる組
合せで２種以上複合添加した場合のいずれにおい
ても、十分満足し得る強度向上効果を確認できた
ことはもちろんのことである。 実施例 ２ 常法で溶製したところの、第１表中の鋼Ｆに、
第２表に示される如き条件の熱間圧延及び熱処理
を施して、得られた鋼材の機械的性質並びに耐
HIC性を実施例１と同様にして調べた。その結果
を第２表に併せて示す（なお、耐HIC性の表示
は、第１表におけると同様、〇：割れなし、×：
割れ発生、とした）。 第２表に示される結果からも、熱間圧延、及び
熱処理の条件が本発明範囲内であれば、良好な耐
HIC性と機械的性質を示す鋼材が得られるのに対
して、前記条件が本発明範囲から外れた場合には
それらの特性に劣る鋼材しか得られないことがわ
かる。
【表】
(注) ＊印は、本発明の条件から外れているこ
とを示す。
上述のように、この発明によれば、苛酷な腐食
環境にも十分に耐える優れた耐HIC性を有する高
強度ラインパイプ用鋼を、コスト安く量産するこ
ととができ、サワー環境下のエネルギー資源開発
にともなう構造物破壊事故防止等に大きく貢献す
ることが期待できるなど、産業上有用な効果がも
たらされるのである。
とを示す。
上述のように、この発明によれば、苛酷な腐食
環境にも十分に耐える優れた耐HIC性を有する高
強度ラインパイプ用鋼を、コスト安く量産するこ
ととができ、サワー環境下のエネルギー資源開発
にともなう構造物破壊事故防止等に大きく貢献す
ることが期待できるなど、産業上有用な効果がも
たらされるのである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量割合で、 Ｃ：0.03％未満、 Si：0.01〜0.50％、 Mn：0.8〜2.0％、 Al：0.01〜0.10％、 Ca：0.0005〜0.0050％、 Ｐ：0.015％以下、 Ｓ：0.002％以下、 Fe及びその他の不可避的不純物：残り、 から成る鋼をAc3変態点以上に加熱した後、圧延
仕上温度が〔Ar3変態点±50℃〕の範囲で、かつ
950℃以下での圧下率が50％以上である熱間圧延
を施し、次いで、パーライト生成温度以上から冷
却速度：３〜15℃／secで600℃以下の任意の温度
まで冷却することを特徴とする、耐水素誘起割れ
性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方法。 ２ 重量割合で、 Ｃ：0.03％未満、 Si：0.01〜0.50％、 Mn：0.8〜2.0％、 Al：0.01〜0.10％、 Ca：0.0005〜0.0050％、 Ｐ：0.015％以下、 Ｓ：0.002％以下、 を含むとともに、更に Cu：0.05〜0.50％、 Ni：0.05〜0.50％、 Cr：0.05〜0.50％、 Mo：0.05〜0.50％、 Nb：0.01〜0.10％、 Ｖ：0.01〜0.10％、 Ti：0.005〜0.050％、 Ｂ：0.0005〜0.0080％、 のうちの１種以上をも含有し、 Fe及びその他の不可避的不純物：残り、 から成る鋼をAc3変態点以上に加熱した後、圧延
仕上温度が〔Ar3変態点±50℃〕の範囲で、かつ
950℃以下での圧下率が50％以上である熱間圧延
を施し、次いで、パーライト生成温度以上から冷
却速度：３〜15℃／secで600℃以下の任意の温度
まで冷却することを特徴とする、耐水素誘起割れ
性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方法。 ３ 重量割合で、 Ｃ：0.03％未満、 Si：0.01〜0.50％、 Mn：0.8〜2.0％、 Al：0.01〜0.10％、 Ca：0.0005〜0.0050％、 Ｐ：0.015％以下、 Ｓ：0.002％以下、 Fe及びその他の不可避的不純物：残り、 から成る鋼をAc3変態点以上に加熱した後、圧延
仕上温度が〔Ar3変態点±50℃〕の範囲で、かつ
950℃以下での圧下率が50％以上である熱間圧延
を施し、次いで、パーライト生成温度以上から冷
却速度：３〜15℃／secで600℃以下の任意の温度
まで冷却した後、更に〔500℃〜Ac1変態点〕の
温度にて焼もどすことを特徴とする耐水素割れ性
に優れた高強度パイプライン用鋼の製造方法。 ４ 重量割合で、 Ｃ：0.03％未満、 Si：0.01〜0.50％、 Mn：0.8〜2.0％、 Al：0.01〜0.10％、 Ca：0.0005〜0.0050％、 Ｐ：0.015％以下、 Ｓ：0.002％以下、 を含むとともに、更に Cu：0.05〜0.50％、 Ni：0.05〜0.50％、 Cr：0.05〜0.50％、 Mo：0.05〜0.50％、 Nb：0.01〜0.10％、 Ｖ：0.01〜0.10％、 Ti：0.005〜0.050％、 Ｂ：0.0005〜0.0080％、 のうちの１種以上をも含有し、 Fe及びその他の不可避的不純物：残り、 から成る鋼をAc3変態点以上に加熱した後、圧延
仕上温度が〔Ar3変態点±50℃〕の範囲で、かつ
950℃以下での圧下率が50％以上である熱間圧延
を施し、次いで、パーライト生成温度以上から冷
却速度：３〜15℃／secで600℃以下の任意の温度
まで冷却した後、更に〔500℃〜Ac1変態点〕の
温度にて焼もどすことを特徴とする、耐水素誘起
割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17770283A JPS6070122A (ja) | 1983-09-26 | 1983-09-26 | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17770283A JPS6070122A (ja) | 1983-09-26 | 1983-09-26 | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6070122A JPS6070122A (ja) | 1985-04-20 |
| JPH0121849B2 true JPH0121849B2 (ja) | 1989-04-24 |
Family
ID=16035606
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17770283A Granted JPS6070122A (ja) | 1983-09-26 | 1983-09-26 | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6070122A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6169918A (ja) * | 1984-09-12 | 1986-04-10 | Kawasaki Steel Corp | 耐ｈｉｃ特性及びじん性に優れた高強度極厚コイルの製造方法 |
| JPH0730392B2 (ja) * | 1988-06-30 | 1995-04-05 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐水素誘起割れ性の優れた鋼板の製造方法 |
| KR100979046B1 (ko) | 2007-12-27 | 2010-08-30 | 주식회사 포스코 | 냉간변형 하에서 내수소유기균열 특성이 우수한 열연강판및 그 제조방법 |
| CN107876720B (zh) * | 2017-10-12 | 2019-04-23 | 首钢集团有限公司 | 一种抗氢致裂纹C-Mn钢的生产工艺 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS54118325A (en) * | 1978-03-08 | 1979-09-13 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Production of hydrogen crack resistant nonrefined steel plate |
| JPS5538901A (en) * | 1978-03-17 | 1980-03-18 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of unrefined steel sheet having excellent hydrogen cracking resistance in wet hydrogen sulfide environment of high hydrogen ion concentration |
| JPS5877530A (ja) * | 1981-10-31 | 1983-05-10 | Nippon Steel Corp | 耐水素誘起割れ性及び耐硫化物応力腐食割れ性の優れた鋼板の製造方法 |
| JPS58120726A (ja) * | 1982-01-13 | 1983-07-18 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐硫化物腐食割れ性の優れた非調質鋼の製造方法 |
-
1983
- 1983-09-26 JP JP17770283A patent/JPS6070122A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6070122A (ja) | 1985-04-20 |
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