JPH022925B2 - - Google Patents
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- JPH022925B2 JPH022925B2 JP56185451A JP18545181A JPH022925B2 JP H022925 B2 JPH022925 B2 JP H022925B2 JP 56185451 A JP56185451 A JP 56185451A JP 18545181 A JP18545181 A JP 18545181A JP H022925 B2 JPH022925 B2 JP H022925B2
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- JP
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- steel
- continuous casting
- sol
- corrosion cracking
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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
- C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
- C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は湿潤硫化水素腐食環境下にある石油・
天然ガス輸送管やLPG貯蔵タンクに使用される
耐硫化物腐食割れ性に優れた高張力厚鋼板の製造
方法に関するもので、溶鋼を連続鋳造又は大型鋼
塊―分塊工程により鋼片とした後、これを熱間圧
延し、必要に応じて更に熱処理を施して前記鋼を
製造するに当り、その溶鋼組成を、連続鋳造鋳片
又は大型鋼塊中央における偏析を考慮し、詳しく
は硫化物腐食割れ感受性が最も大となる中央偏析
部においても当該割れが問題とならぬ特定範囲に
調整し、且つプレートミルで熱間圧延することに
より耐HIC（Hydrogen Induced Cracking＝水素
誘起割れ）性及び耐SSC（Sulfide Stress
Crccking＝硫化物応力腐食割れ）性の優れた高
張力厚鋼板を製造する方法に関するものである。 従来、HICの発生は、鋼表面で発生した水素が
鋼中に侵入し、拡散過程を経て介在物／マトリツ
クス界面に集り、その結果マトリツクスの水素脆
化と、水素による圧力とによつて発生すると言わ
れている。従つて、耐HIC性鋼に対しては、(a)水
素の侵入の防止、(b)割れの起点となる介在物の減
少または形態の制御、(c)マトリツクスの水素脆化
感度減少等の対策がとられている。前記(a)につい
ては、例えばCu添加により鋼表面に防食被膜を
形成する方法が知られている。しかしながら、溶
液のPHが低い腐食環境の下では被膜の形成が不充
分となり、水素の侵入を充分に防止できない欠点
がある。前記(b)については、REM処理鋼（例え
ば特開昭54−31020号）、Ca処理鋼（例えば特開
昭54−38214号）等が提案されており低強度材で
は大きな効果を示すものの、高強度材では充分な
改善効果が得られないことがある。前記(c)につい
ては、偏析部が特に問題となる。即ち、偏析部は
Mo，Cr，Mp等の合金元素量が多いために硬く水
素脆化感度の高い低温変態生成物が生じ易い。従
つて、このような組織が発生するのを防止するた
めに圧延後鋼板を徐冷したり、或いは圧延後焼入
れ焼戻しをして、これらの組織を水素割れ感受性
の低い焼戻しマルテンサイトやベーナイトに変化
せしめる等の方法がとられている（例えば特開昭
53−138916号）。 しかしながら、これらの従来の方法は、いずれ
も生産性や経済性の点で問題が多い。 又、SSCは水素脆化した鋼に一定値（限界応
力：σto）以上の応力が作用した場合に発生する
割れである。この場合、割れ発生の限界応力は、
硬く水素脆化し易い組織が存在する場合に著しく
低下する。この他、ラインパイプの場合には介在
物の量、形状、鋼中水素量がSSCの発生原因とな
る。つまり、HICとSSCの相違は応力の有無とい
う点だけで、本質的には差はなく、HICに対する
対策はSSCに対しても有効であり、また問題点も
同じであると考えてもよい。 ところで高張力鋼の製造においては、強度を高
めるためMo，Cr，Mp等の合金元素の含有量を高
めることが一般に行なわれている。しかし、これ
らの合金元素を含む溶鋼を凝固させた場合、特に
連続鋳造によつてスラブ、ビレツト、ブルーム等
の鋳片としたとき、もしくは大型鋼塊（重量
20ton以上）としたときは、これら鋳片又は鋼塊
の中凹部には合金元素が濃化し、いわゆる中央偏
析部を形成し易いことが知られている。従つてこ
のような鋼片から圧延される鋼材、もしくはこの
ような鋼塊から分塊―圧延の工程を経て製造され
る鋼材、又はこれら鋼材に更に必要に応じて熱処
理を施した鋼材は、いずれも中央偏析部がHIC，
SSCの感受性を高めるとされている。 一方、従来の鋼材の組成は、鋼材全体にわたつ
て一様な組成を呈するものとして（又は合金元素
が中央部に偏析することは知られていてもこのこ
とには配慮せず）、溶鋼段階における組成を鋼材
のそれと一致せしめる如く調整している。しかし
HIC，SSCの如く鋼材の当該割れ感受性の高い個
所に先ず割れが発生し、これが伝播拡大してゆく
ような破壊にあつては、このようなマクロ的な考
えだけでは不充分である。 本発明は、かかる観点から特に中央偏析の発達
し易い連続鋳造工程又は重量20ton以上の大型鋼
塊による造塊工程を経て製造される鋼材について
硫化物割れ感受性が最も高い部分、即ち中央偏析
部においても割れが発生しないように、溶鋼組成
を調整しようとするものである。 発明者らは、先ずＣ，Mo，Si，Ｐ等の化学成
分を広範囲に変化させた溶鋼を準備し、溶鋼から
サンプリングした試料によりその組成を求めると
共に、これら溶鋼を大型鋼塊―分塊―圧延（必要
に応じて熱処理）又は連続鋳造―圧延（必要に応
じて熱処理）して得た鋼材断面をマクロエツチン
グし、鋼塊または鋳片における中央偏析部を現出
させ、マイクロアナライザーによりその個所の各
元素含有量を求めた。このようにして偏析部の各
元素の含有量を知り、溶鋼における含有量の比と
して中央偏析部の偏析係数を求めることができ
る。第１表はかかる方法で求めた各元素の偏析係
数である。
天然ガス輸送管やLPG貯蔵タンクに使用される
耐硫化物腐食割れ性に優れた高張力厚鋼板の製造
方法に関するもので、溶鋼を連続鋳造又は大型鋼
塊―分塊工程により鋼片とした後、これを熱間圧
延し、必要に応じて更に熱処理を施して前記鋼を
製造するに当り、その溶鋼組成を、連続鋳造鋳片
又は大型鋼塊中央における偏析を考慮し、詳しく
は硫化物腐食割れ感受性が最も大となる中央偏析
部においても当該割れが問題とならぬ特定範囲に
調整し、且つプレートミルで熱間圧延することに
より耐HIC（Hydrogen Induced Cracking＝水素
誘起割れ）性及び耐SSC（Sulfide Stress
Crccking＝硫化物応力腐食割れ）性の優れた高
張力厚鋼板を製造する方法に関するものである。 従来、HICの発生は、鋼表面で発生した水素が
鋼中に侵入し、拡散過程を経て介在物／マトリツ
クス界面に集り、その結果マトリツクスの水素脆
化と、水素による圧力とによつて発生すると言わ
れている。従つて、耐HIC性鋼に対しては、(a)水
素の侵入の防止、(b)割れの起点となる介在物の減
少または形態の制御、(c)マトリツクスの水素脆化
感度減少等の対策がとられている。前記(a)につい
ては、例えばCu添加により鋼表面に防食被膜を
形成する方法が知られている。しかしながら、溶
液のPHが低い腐食環境の下では被膜の形成が不充
分となり、水素の侵入を充分に防止できない欠点
がある。前記(b)については、REM処理鋼（例え
ば特開昭54−31020号）、Ca処理鋼（例えば特開
昭54−38214号）等が提案されており低強度材で
は大きな効果を示すものの、高強度材では充分な
改善効果が得られないことがある。前記(c)につい
ては、偏析部が特に問題となる。即ち、偏析部は
Mo，Cr，Mp等の合金元素量が多いために硬く水
素脆化感度の高い低温変態生成物が生じ易い。従
つて、このような組織が発生するのを防止するた
めに圧延後鋼板を徐冷したり、或いは圧延後焼入
れ焼戻しをして、これらの組織を水素割れ感受性
の低い焼戻しマルテンサイトやベーナイトに変化
せしめる等の方法がとられている（例えば特開昭
53−138916号）。 しかしながら、これらの従来の方法は、いずれ
も生産性や経済性の点で問題が多い。 又、SSCは水素脆化した鋼に一定値（限界応
力：σto）以上の応力が作用した場合に発生する
割れである。この場合、割れ発生の限界応力は、
硬く水素脆化し易い組織が存在する場合に著しく
低下する。この他、ラインパイプの場合には介在
物の量、形状、鋼中水素量がSSCの発生原因とな
る。つまり、HICとSSCの相違は応力の有無とい
う点だけで、本質的には差はなく、HICに対する
対策はSSCに対しても有効であり、また問題点も
同じであると考えてもよい。 ところで高張力鋼の製造においては、強度を高
めるためMo，Cr，Mp等の合金元素の含有量を高
めることが一般に行なわれている。しかし、これ
らの合金元素を含む溶鋼を凝固させた場合、特に
連続鋳造によつてスラブ、ビレツト、ブルーム等
の鋳片としたとき、もしくは大型鋼塊（重量
20ton以上）としたときは、これら鋳片又は鋼塊
の中凹部には合金元素が濃化し、いわゆる中央偏
析部を形成し易いことが知られている。従つてこ
のような鋼片から圧延される鋼材、もしくはこの
ような鋼塊から分塊―圧延の工程を経て製造され
る鋼材、又はこれら鋼材に更に必要に応じて熱処
理を施した鋼材は、いずれも中央偏析部がHIC，
SSCの感受性を高めるとされている。 一方、従来の鋼材の組成は、鋼材全体にわたつ
て一様な組成を呈するものとして（又は合金元素
が中央部に偏析することは知られていてもこのこ
とには配慮せず）、溶鋼段階における組成を鋼材
のそれと一致せしめる如く調整している。しかし
HIC，SSCの如く鋼材の当該割れ感受性の高い個
所に先ず割れが発生し、これが伝播拡大してゆく
ような破壊にあつては、このようなマクロ的な考
えだけでは不充分である。 本発明は、かかる観点から特に中央偏析の発達
し易い連続鋳造工程又は重量20ton以上の大型鋼
塊による造塊工程を経て製造される鋼材について
硫化物割れ感受性が最も高い部分、即ち中央偏析
部においても割れが発生しないように、溶鋼組成
を調整しようとするものである。 発明者らは、先ずＣ，Mo，Si，Ｐ等の化学成
分を広範囲に変化させた溶鋼を準備し、溶鋼から
サンプリングした試料によりその組成を求めると
共に、これら溶鋼を大型鋼塊―分塊―圧延（必要
に応じて熱処理）又は連続鋳造―圧延（必要に応
じて熱処理）して得た鋼材断面をマクロエツチン
グし、鋼塊または鋳片における中央偏析部を現出
させ、マイクロアナライザーによりその個所の各
元素含有量を求めた。このようにして偏析部の各
元素の含有量を知り、溶鋼における含有量の比と
して中央偏析部の偏析係数を求めることができ
る。第１表はかかる方法で求めた各元素の偏析係
数である。
【表】
この第１表から、20ton以上の大型鋼塊または
連続鋳造鋳片における各元素の分布は一様でな
く、中央偏析部には、Ｐは溶鋼時の５倍、Mo，
Mpは2.5倍、Ｃ，Crは1.5倍の量に濃化しているこ
とがわかる。また全ての元素が中央偏析部に偏析
する訳ではなく、Cu，Ni，Nb等上記以外の元素
は溶鋼時の組成と殆ど変りがなく同レベルにある
ことが確認された。 次いで、発明者らは数多くの偏析部相当鋼につ
いて詳細な検討を行つた。ここでいう偏析部相当
鋼とは、先に説明した如く大型鋼塊又は連続鋳造
工程を経て製造された鋼材にあつては、硫化物腐
食割れは最も硫化物腐食割れ感受性の高い中央偏
析部から発生するとの知見に基づき、当該個所で
の割れを防止乃至は減少させる目的から、先ず鋼
材全体が中央偏析部相当個所と同一組成を有する
鋼に基づいて調査を行なうという意味での鋼であ
る。即ち、使用した鋼材は試験溶解炉で溶解して
50Kg程度の小形鋼塊としたのち圧延（必要に応じ
て熱処理）して得たもので、鋼材（即ち鋼塊）全
体に亙つて偏析がないと考えられるものである。
このような偏析部相当鋼について耐硫化物腐食割
れ性の優れた鋼とするための条件を求め、次いで
これと第１表との偏析係数とにより、連続鋳造鋳
片または大型鋼塊―分塊圧延工程で製造される鋼
材（中央偏析部を有する）における耐硫化物腐食
割れ性の改善を図るための溶鋼組成を求めんとし
たものである。 即ち、本願第１発明に係る耐硫化物腐食割れ性
に優れた高張力厚鋼板の製造方法においては、
Ｃ：0.005〜0.10％、Si：0.1〜0.5％、Mo：0.5〜
2.0％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.005％以下、Nb：
0.01〜0.12％、Ｂ：0.0002〜0.005％、Sol.Al：
0.01〜0.05％を含み、残部は鉄及び不可避不純物
からなり、且つ、 115−200×P*−50Ceq *≧70 ［但し、P*＝5P、Ceq *＝1.5C＋2.5Mo／６］ を満足するように調整した溶鋼を連続鋳造または
大型鋼塊―分塊工程により鋼片とした後にプレー
トミルにより熱間圧延するものである。 また第２発明に係る耐硫化物腐食割れ性に優れ
た高張力厚鋼板の製造方法では、Ｃ：0.005〜
0.10％、Si：0.1〜0.5％、Mo：0.5〜2.0％、Ｐ：
0.02％以下、Ｓ：0.005％以下、Nb：0.01〜0.12
％、Ｂ：0.0002〜0.005％、Sol.Al：0.01〜0.05％、
及びCu：1.0％以下を含み、残部は鉄及び不可避
不純物からなり、且つ、 115−200×P*−50Ceq *≧70 ［但し、P*＝5P、Ceq *＝1.5C＋2.5Mo／６＋
Cu／15］ を満足するように調整した溶鋼を連続鋳造または
大型鋼塊―分塊工程により鋼片とした後にプレー
トミルにより熱間圧延するものである。 また第３発明に係る耐硫化物腐食割れ性に優れ
た高張力厚鋼板の製造方法では、Ｃ：0.005〜
0.10％、Si：0.1〜0.5％、Mo：0.5〜2.0％、Ｐ：
0.02％以下、Ｓ：0.005％以下、Nb：0.01〜0.12
％、Ｂ：0.0002〜0.005％、Sol.Al：0.01〜0.05％、
及びCa：0.005〜0.01％を含み、残部は鉄及び不
可避不純物からなり、且つ、 115−200×P*−50Ceq *≧70 ［但し、P*＝5P、Ceq *＝1.5C＋2.5Mo／６］ を満足するように調整した溶鋼を連続鋳造または
大型鋼塊―分塊工程により鋼片とした後にプレー
トミルにより熱間圧延するものである。 また第４発明に係る耐硫化物腐食割れ性に優れ
た高張力厚鋼板の製造方法では、Ｃ：0.005〜
0.10％、Si：0.1〜0.5％、Mo：0.5〜2.0％、Ｐ：
0.02％以下、Ｓ：0.005％以下、Nb：0.01〜0.12
％、Ｂ：0.0002〜0.005％、Sol.Al：0.01〜0.05％、
Cu：1.0％下、及びCa：0.005〜0.01％を含み、残
部は鉄及び不可避不純物からなり、且つ、 115−200×P*−50Ceq *≧70 ［但し、P*＝5P、Ceq *＝1.5C＋2.5Mo／６＋
Cu／15］ を満足するように調整した溶鋼を連続鋳造または
大型鋼塊―分塊工程により鋼片とした後にプレー
トミルにより熱間圧延するものである。 また第５発明に係る耐硫化物腐食割れ性に優れ
た高張力厚鋼板の製造方法では、Ｃ：0.005〜
0.10％、Si：0.1〜0.5％、Mo：0.5〜2.0％、Ｐ：
0.02％以下、Ｓ：0.005％以下、Nb：0.01〜0.12
％、Ｂ：0.0002〜0.005％、Sol.Al：0.01〜0.05％
と、Ni：1.0％以下、Cr：1.0％以下、Mp：1.0％
以下、Ｖ：0.01〜0.15％、Ti：0.01〜0.15％の一
種または二種以上を含み、残部は鉄及び不可避不
純物からなり、且つ、 115−200×P*−50Ceq *≧70 ［但し、P*＝5P、Ceq＝1.5C＋2.5Mo／６＋
Ni／15＋（1.5Cr＋2.5Mp＋Ｖ）／５］ を満足するように調整した溶鋼を連続鋳造または
大型鋼塊―分塊工程により鋼片とした後にプレー
トミルにより熱間圧延するものである。 また第６発明に係る耐硫化物腐食割れ性に優れ
た高張力厚鋼板の製造方法では、Ｃ：0.005〜
0.10％、Si：0.1〜0.5％、Mo：0.5〜2.0％、Ｐ：
0.02％以下、Ｓ：0.005％以下、Nb：0.01〜0.12
％、Ｂ：0.0002〜0.005％、Sol.Al：0.01〜0.05％
と、Ni：1.0％以下、Cr：1.0％以下、Mp：1.0％
以下、Ｖ：0.01〜0.15％、Ti：0.01〜0.15％の一
種または二種以上、及びCu：1.0％以下を含み、
残部は鉄及び不可避不純物からなり、且つ、 115−200×P*−50Ceq *≧70 ［但し、P*＝5P、Ceq *＝1.5C＋2.5Mo／６＋
（Cu＋Ni）／15＋（1.5Cr＋2.5Mp＋Ｖ）／５］ を満足するように調整した溶鋼を連続鋳造または
大型鋼塊―分塊工程により鋼片とした後にプレー
トミルにより熱間圧延するものである。 また第７発明に係る耐硫化物腐食割れ性に優れ
た高張力厚鋼板の製造方法では、Ｃ：0.005〜
0.10％、Si：0.1〜0.5％、Mo：0.5〜2.0％、Ｐ：
0.02％以下、Ｓ：0.005％以下、Nb：0.01〜0.12
％、Ｂ：0.0002〜0.005％、Sol.Al：0.01〜0.05％
と、Ni：1.0％以下、Cr：1.0％以下、Mp：1.0％
以下、Ｖ：0.01〜0.15％、Ti：0.01〜0.15％の一
種または二種以上、及びCa：0.005〜0.01％を含
み、残部は鉄及び不可避不純物からなり、且つ、 115−200×P*−50Ceq *≧70 ［但し、P*＝5P、Ceq *＝1.5C＋2.5Mo／６＋
Ni／15＋（1.5Cr＋2.5Mp＋Ｖ）／５］ を満足するように調整した溶鋼を連続鋳造または
大型鋼塊―分塊工程により鋼片とした後にプレー
トミルによりり熱間圧延するものである。 更に第８発明に係る耐硫化物腐食割れ性に優れ
た高張力厚鋼板の製造方法では、Ｃ：0.005〜
0.10％、Si：0.1〜0.5％、Mo：0.5〜2.0％、Ｐ：
0.02％以下、Ｓ：0.005％以下、Nb：0.01〜0.12
％、Ｂ：0.0002〜0.005％、Sol.Al：0.01〜0.05％
と、Ni：1.0％以下、Cr：1.0％以下、Mp：1.0％
以下、Ｖ：0.01〜0.15％、Ti：0.01〜0.15％の一
種または二種以上、及びCu：1.0％以下、及び
Ca：0.005〜0.01％を含み、残部は鉄及び不可避
不純物からなり、且つ、 115−200×P*−50Ceq *≧70 ［但し、P*＝5P、Ceq *＝1.5C＋2.5Mo／６＋
（Cu＋Ni）／15＋（1.5Cr＋2.5Mp＋Ｖ）／５］ を満足するように調整した溶鋼を連続鋳造または
大型鋼塊―分塊工程により鋼片とした後にプレー
トミルにより熱間圧延するものである。 ここで、本発明において溶鋼の組成中、Ｃの下
限を0.005％にしたのは、それ未満ではこの種の
鋼に必要な強度を付与することができないからで
あり、また上限を0.10％としたのは、それを超え
ると溶接硬化性、割れ感受性が著しく高まるから
である。 Siの下限を0.1％としたのは製鋼上これ未満と
なると著しく不利となるためであり、また上限を
0.5％としたのは、それを超えると靭性を著しく
損なうからである。 Moは鋼に強度と延性を与えるために必要な元
素であるが、その下限を0.5％としたのは、それ
未満ではその硬化が小さくなるからであり、また
上限を2.0％としたのは溶接硬化性が著しく上昇
し、またHICの感受性が著しく高まるからであ
る。 Ｐは不純物として鋼中に含有されるが、極めて
偏析し易く、特に0.02％を超えると著しくHICの
感受性が高まるのでこれを上限とした。 Ｓは、サルフアイド系非金属介在物がHIC，
SSCの起点となることが知られており、またシエ
ルフエネルギーの点からも0.005％を超えること
は望ましくないのでこれを上限とした。 sol.Alは鋼の脱酸に少なくとも0.01％は必要で
あり、また0.05％を超えるとこの効果が飽和する
ことからこれを上限とした。 Nbについては、0.01％以上固溶しないと強
度・靭性に効果が認められないため、これを下限
とした。また、添加量が大となると母材および
HAZ（溶接熱影響部）の靭性を劣化させるので
0.12％を上限とした。 Ｂは微量で鋼の焼入性を向上させるのに有効な
元素であるが、0.0002％未満ではその効果が小さ
いためこれを下限とした。また0.0050％を超える
と溶接部靭性を著しく損なうのでこれを上限とし
た。 Cuは、主に耐食性を要求される場合に添加さ
れるものであるが、1.0％を超えると鋼板の表面
にCu疵が多発し、溶接熱影響部（HAZ）の靭性、
硬化性にも悪影響を与えるからこれを上限とし
た。 Ni，Cr，Mpは、HAZの靭性、硬化性にはあま
り影響を与えることなく母材の強度・靭性を向上
させるが、これらを添加する場合、1.0％を超え
ることはやはりHAZの靭性と硬化性に好ましく
なく、また経済的な点からもこれを上限とした。 Ｖ，Tiも強度と靭性の向上のために添加される
が、その場合、これらのいずれか一つが0.01％以
上固溶しないと強度、靭性に効果が認められない
ためこれを下限とした。また、これらはいずれも
添加量が大となると母材およびHAZの靭性を劣
化させるので0.15％を上限とした。 Caを添加する場合は、0.0005％未満では介在物
制御効果が認められず、従つてHICの感受性を減
少せしめないのでこれを下限とした。また、0.01
％を超えると大型介在物を形成し、かえつてHIC
感受性を高めるのでこれを上限とした。 次に、本発明において溶鋼の組成規則の条件を 115−200×P*−50Ceq *≧70 ［但し、P*＝5P、Ceq *＝1.5C＋2.5Mo／６＋
（Cu＋Ni）／15＋（1.5Cr＋2.5Mp＋Ｖ）／５］ とした理由を説明する。 第１図は前記偏析部相当鋼において求めたシヤ
ルピー衝撃試験における室温での延性破面率（以
下SARTという）と、HIC試験におけるクラツク
長さ率（以下CLRという）との関係を示した線
図である。この第１図から明らかなように、
SART値が増加するとCLR値は減少し、SART値が
70％以上になるとクラツクは全く発生しないこと
がわかる。この傾向は熱間圧延まま材のみなら
ず、熱処理材にも認められる。発明者らは、更に
このSARTに及ぼす各種冶金因子について検討し
た結果、Ｃ，Mo等の強化元素および特にＰ量が
大きな影響を与えることを知つた。かかる実験デ
ータを基にSART値とＰ値、Ceq値との回帰式を求
めると、 SART（％）＝115−200×−50Ceq …(1) が得られた。ここでＰはＰ量（％）、Ceqはロイド
の炭素当量であり、 Ceq（％）＝Ｃ＋Mo／６＋（Cu＋Ni）／15 ＋（Cr＋Mp＋Ｖ）／５ …(2) の式で表わされる（各成分はいずれも重量％）。 以上のことから、鋼材中で最もHIC，SSCの感
受性が低いと考えられる偏析部の組成としては、 115−200×P*−50Ceq *≧70 …(3) ［但し、P*＝5P、Ceq *＝1.5C＋2.5Mo／６＋
（Cu＋Ni）／15＋（1.5Cr＋2.5Mp＋Ｖ）／５］ を満足することが、HIC，SSCの発生防止上の目
標となる。即ち、耐硫化物腐食割れ性に優れた高
張力厚鋼板を連続鋳造または大型鋼塊―分塊圧延
を経て得ることのできる溶鋼組成は、前記(3)式を
満足する必要がある。 さて、本発明では、以上のような組成をもつ連
続鋳造片または大型鋼塊の分塊鋼片を、プレート
ミルによる熱間圧延に付して鋼板とするものであ
る。本発明でプレートミルによる熱間圧延を採用
する理由は、冒頭に述べたように本鋼板の用途が
石油・天然ガスの輸送管やLPG貯蔵タンクであ
ることによる。即ち、ホツトストリツプミルによ
る熱間圧延では完全一方向性圧延であるため圧延
方向に割れが生じ易いという異方性の欠点が避け
られず、また靭性が不良となるほか、高張力材で
は製造可能な板寸法が幅２〜2.3m、厚さ20〜25
mm程度までに限定される問題があるので、この種
の用途には材質および寸法の両面で要求を満たす
ことができない。これに対して、プレートミルに
よる熱間圧延ではＬ方向およびＣ方向のクロス圧
延が行われ、圧延異方性が制御可能であるほか、
寸法面でも幅５ｍ程度、厚さ150mm程度まで、或
いはそれ以上のものを得ることができ、この種の
用途の材質寸法要求を満たす広幅厚肉の高靭性高
張力鋼板を得ることが可能である。 以上説明した如く、中央偏析部が発達し易い連
続鋳造または大型鋼塊―分塊圧延工程による鋳片
を経て得られる鋼材（硫化物腐食割れ感受性が異
なる部分を併せもつ）でも、本発明により耐硫化
物腐食割れ性の優れた高張力厚鋼板を製造するこ
とが可能となる。 第２表は、供試溶鋼の化学成分、Ceq（ロイド）、
Ceq *およびSARTを示し、第３表には、圧延条件、
熱処理条件とその特性試験の測定結果を示した。 第２表の溶鋼Ｂ，Ｆは34tonの大型鋼塊に、そ
の他の溶鋼は寸法220×1650mmのモールドで連続
鋳造した鋳片である。
連続鋳造鋳片における各元素の分布は一様でな
く、中央偏析部には、Ｐは溶鋼時の５倍、Mo，
Mpは2.5倍、Ｃ，Crは1.5倍の量に濃化しているこ
とがわかる。また全ての元素が中央偏析部に偏析
する訳ではなく、Cu，Ni，Nb等上記以外の元素
は溶鋼時の組成と殆ど変りがなく同レベルにある
ことが確認された。 次いで、発明者らは数多くの偏析部相当鋼につ
いて詳細な検討を行つた。ここでいう偏析部相当
鋼とは、先に説明した如く大型鋼塊又は連続鋳造
工程を経て製造された鋼材にあつては、硫化物腐
食割れは最も硫化物腐食割れ感受性の高い中央偏
析部から発生するとの知見に基づき、当該個所で
の割れを防止乃至は減少させる目的から、先ず鋼
材全体が中央偏析部相当個所と同一組成を有する
鋼に基づいて調査を行なうという意味での鋼であ
る。即ち、使用した鋼材は試験溶解炉で溶解して
50Kg程度の小形鋼塊としたのち圧延（必要に応じ
て熱処理）して得たもので、鋼材（即ち鋼塊）全
体に亙つて偏析がないと考えられるものである。
このような偏析部相当鋼について耐硫化物腐食割
れ性の優れた鋼とするための条件を求め、次いで
これと第１表との偏析係数とにより、連続鋳造鋳
片または大型鋼塊―分塊圧延工程で製造される鋼
材（中央偏析部を有する）における耐硫化物腐食
割れ性の改善を図るための溶鋼組成を求めんとし
たものである。 即ち、本願第１発明に係る耐硫化物腐食割れ性
に優れた高張力厚鋼板の製造方法においては、
Ｃ：0.005〜0.10％、Si：0.1〜0.5％、Mo：0.5〜
2.0％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.005％以下、Nb：
0.01〜0.12％、Ｂ：0.0002〜0.005％、Sol.Al：
0.01〜0.05％を含み、残部は鉄及び不可避不純物
からなり、且つ、 115−200×P*−50Ceq *≧70 ［但し、P*＝5P、Ceq *＝1.5C＋2.5Mo／６］ を満足するように調整した溶鋼を連続鋳造または
大型鋼塊―分塊工程により鋼片とした後にプレー
トミルにより熱間圧延するものである。 また第２発明に係る耐硫化物腐食割れ性に優れ
た高張力厚鋼板の製造方法では、Ｃ：0.005〜
0.10％、Si：0.1〜0.5％、Mo：0.5〜2.0％、Ｐ：
0.02％以下、Ｓ：0.005％以下、Nb：0.01〜0.12
％、Ｂ：0.0002〜0.005％、Sol.Al：0.01〜0.05％、
及びCu：1.0％以下を含み、残部は鉄及び不可避
不純物からなり、且つ、 115−200×P*−50Ceq *≧70 ［但し、P*＝5P、Ceq *＝1.5C＋2.5Mo／６＋
Cu／15］ を満足するように調整した溶鋼を連続鋳造または
大型鋼塊―分塊工程により鋼片とした後にプレー
トミルにより熱間圧延するものである。 また第３発明に係る耐硫化物腐食割れ性に優れ
た高張力厚鋼板の製造方法では、Ｃ：0.005〜
0.10％、Si：0.1〜0.5％、Mo：0.5〜2.0％、Ｐ：
0.02％以下、Ｓ：0.005％以下、Nb：0.01〜0.12
％、Ｂ：0.0002〜0.005％、Sol.Al：0.01〜0.05％、
及びCa：0.005〜0.01％を含み、残部は鉄及び不
可避不純物からなり、且つ、 115−200×P*−50Ceq *≧70 ［但し、P*＝5P、Ceq *＝1.5C＋2.5Mo／６］ を満足するように調整した溶鋼を連続鋳造または
大型鋼塊―分塊工程により鋼片とした後にプレー
トミルにより熱間圧延するものである。 また第４発明に係る耐硫化物腐食割れ性に優れ
た高張力厚鋼板の製造方法では、Ｃ：0.005〜
0.10％、Si：0.1〜0.5％、Mo：0.5〜2.0％、Ｐ：
0.02％以下、Ｓ：0.005％以下、Nb：0.01〜0.12
％、Ｂ：0.0002〜0.005％、Sol.Al：0.01〜0.05％、
Cu：1.0％下、及びCa：0.005〜0.01％を含み、残
部は鉄及び不可避不純物からなり、且つ、 115−200×P*−50Ceq *≧70 ［但し、P*＝5P、Ceq *＝1.5C＋2.5Mo／６＋
Cu／15］ を満足するように調整した溶鋼を連続鋳造または
大型鋼塊―分塊工程により鋼片とした後にプレー
トミルにより熱間圧延するものである。 また第５発明に係る耐硫化物腐食割れ性に優れ
た高張力厚鋼板の製造方法では、Ｃ：0.005〜
0.10％、Si：0.1〜0.5％、Mo：0.5〜2.0％、Ｐ：
0.02％以下、Ｓ：0.005％以下、Nb：0.01〜0.12
％、Ｂ：0.0002〜0.005％、Sol.Al：0.01〜0.05％
と、Ni：1.0％以下、Cr：1.0％以下、Mp：1.0％
以下、Ｖ：0.01〜0.15％、Ti：0.01〜0.15％の一
種または二種以上を含み、残部は鉄及び不可避不
純物からなり、且つ、 115−200×P*−50Ceq *≧70 ［但し、P*＝5P、Ceq＝1.5C＋2.5Mo／６＋
Ni／15＋（1.5Cr＋2.5Mp＋Ｖ）／５］ を満足するように調整した溶鋼を連続鋳造または
大型鋼塊―分塊工程により鋼片とした後にプレー
トミルにより熱間圧延するものである。 また第６発明に係る耐硫化物腐食割れ性に優れ
た高張力厚鋼板の製造方法では、Ｃ：0.005〜
0.10％、Si：0.1〜0.5％、Mo：0.5〜2.0％、Ｐ：
0.02％以下、Ｓ：0.005％以下、Nb：0.01〜0.12
％、Ｂ：0.0002〜0.005％、Sol.Al：0.01〜0.05％
と、Ni：1.0％以下、Cr：1.0％以下、Mp：1.0％
以下、Ｖ：0.01〜0.15％、Ti：0.01〜0.15％の一
種または二種以上、及びCu：1.0％以下を含み、
残部は鉄及び不可避不純物からなり、且つ、 115−200×P*−50Ceq *≧70 ［但し、P*＝5P、Ceq *＝1.5C＋2.5Mo／６＋
（Cu＋Ni）／15＋（1.5Cr＋2.5Mp＋Ｖ）／５］ を満足するように調整した溶鋼を連続鋳造または
大型鋼塊―分塊工程により鋼片とした後にプレー
トミルにより熱間圧延するものである。 また第７発明に係る耐硫化物腐食割れ性に優れ
た高張力厚鋼板の製造方法では、Ｃ：0.005〜
0.10％、Si：0.1〜0.5％、Mo：0.5〜2.0％、Ｐ：
0.02％以下、Ｓ：0.005％以下、Nb：0.01〜0.12
％、Ｂ：0.0002〜0.005％、Sol.Al：0.01〜0.05％
と、Ni：1.0％以下、Cr：1.0％以下、Mp：1.0％
以下、Ｖ：0.01〜0.15％、Ti：0.01〜0.15％の一
種または二種以上、及びCa：0.005〜0.01％を含
み、残部は鉄及び不可避不純物からなり、且つ、 115−200×P*−50Ceq *≧70 ［但し、P*＝5P、Ceq *＝1.5C＋2.5Mo／６＋
Ni／15＋（1.5Cr＋2.5Mp＋Ｖ）／５］ を満足するように調整した溶鋼を連続鋳造または
大型鋼塊―分塊工程により鋼片とした後にプレー
トミルによりり熱間圧延するものである。 更に第８発明に係る耐硫化物腐食割れ性に優れ
た高張力厚鋼板の製造方法では、Ｃ：0.005〜
0.10％、Si：0.1〜0.5％、Mo：0.5〜2.0％、Ｐ：
0.02％以下、Ｓ：0.005％以下、Nb：0.01〜0.12
％、Ｂ：0.0002〜0.005％、Sol.Al：0.01〜0.05％
と、Ni：1.0％以下、Cr：1.0％以下、Mp：1.0％
以下、Ｖ：0.01〜0.15％、Ti：0.01〜0.15％の一
種または二種以上、及びCu：1.0％以下、及び
Ca：0.005〜0.01％を含み、残部は鉄及び不可避
不純物からなり、且つ、 115−200×P*−50Ceq *≧70 ［但し、P*＝5P、Ceq *＝1.5C＋2.5Mo／６＋
（Cu＋Ni）／15＋（1.5Cr＋2.5Mp＋Ｖ）／５］ を満足するように調整した溶鋼を連続鋳造または
大型鋼塊―分塊工程により鋼片とした後にプレー
トミルにより熱間圧延するものである。 ここで、本発明において溶鋼の組成中、Ｃの下
限を0.005％にしたのは、それ未満ではこの種の
鋼に必要な強度を付与することができないからで
あり、また上限を0.10％としたのは、それを超え
ると溶接硬化性、割れ感受性が著しく高まるから
である。 Siの下限を0.1％としたのは製鋼上これ未満と
なると著しく不利となるためであり、また上限を
0.5％としたのは、それを超えると靭性を著しく
損なうからである。 Moは鋼に強度と延性を与えるために必要な元
素であるが、その下限を0.5％としたのは、それ
未満ではその硬化が小さくなるからであり、また
上限を2.0％としたのは溶接硬化性が著しく上昇
し、またHICの感受性が著しく高まるからであ
る。 Ｐは不純物として鋼中に含有されるが、極めて
偏析し易く、特に0.02％を超えると著しくHICの
感受性が高まるのでこれを上限とした。 Ｓは、サルフアイド系非金属介在物がHIC，
SSCの起点となることが知られており、またシエ
ルフエネルギーの点からも0.005％を超えること
は望ましくないのでこれを上限とした。 sol.Alは鋼の脱酸に少なくとも0.01％は必要で
あり、また0.05％を超えるとこの効果が飽和する
ことからこれを上限とした。 Nbについては、0.01％以上固溶しないと強
度・靭性に効果が認められないため、これを下限
とした。また、添加量が大となると母材および
HAZ（溶接熱影響部）の靭性を劣化させるので
0.12％を上限とした。 Ｂは微量で鋼の焼入性を向上させるのに有効な
元素であるが、0.0002％未満ではその効果が小さ
いためこれを下限とした。また0.0050％を超える
と溶接部靭性を著しく損なうのでこれを上限とし
た。 Cuは、主に耐食性を要求される場合に添加さ
れるものであるが、1.0％を超えると鋼板の表面
にCu疵が多発し、溶接熱影響部（HAZ）の靭性、
硬化性にも悪影響を与えるからこれを上限とし
た。 Ni，Cr，Mpは、HAZの靭性、硬化性にはあま
り影響を与えることなく母材の強度・靭性を向上
させるが、これらを添加する場合、1.0％を超え
ることはやはりHAZの靭性と硬化性に好ましく
なく、また経済的な点からもこれを上限とした。 Ｖ，Tiも強度と靭性の向上のために添加される
が、その場合、これらのいずれか一つが0.01％以
上固溶しないと強度、靭性に効果が認められない
ためこれを下限とした。また、これらはいずれも
添加量が大となると母材およびHAZの靭性を劣
化させるので0.15％を上限とした。 Caを添加する場合は、0.0005％未満では介在物
制御効果が認められず、従つてHICの感受性を減
少せしめないのでこれを下限とした。また、0.01
％を超えると大型介在物を形成し、かえつてHIC
感受性を高めるのでこれを上限とした。 次に、本発明において溶鋼の組成規則の条件を 115−200×P*−50Ceq *≧70 ［但し、P*＝5P、Ceq *＝1.5C＋2.5Mo／６＋
（Cu＋Ni）／15＋（1.5Cr＋2.5Mp＋Ｖ）／５］ とした理由を説明する。 第１図は前記偏析部相当鋼において求めたシヤ
ルピー衝撃試験における室温での延性破面率（以
下SARTという）と、HIC試験におけるクラツク
長さ率（以下CLRという）との関係を示した線
図である。この第１図から明らかなように、
SART値が増加するとCLR値は減少し、SART値が
70％以上になるとクラツクは全く発生しないこと
がわかる。この傾向は熱間圧延まま材のみなら
ず、熱処理材にも認められる。発明者らは、更に
このSARTに及ぼす各種冶金因子について検討し
た結果、Ｃ，Mo等の強化元素および特にＰ量が
大きな影響を与えることを知つた。かかる実験デ
ータを基にSART値とＰ値、Ceq値との回帰式を求
めると、 SART（％）＝115−200×−50Ceq …(1) が得られた。ここでＰはＰ量（％）、Ceqはロイド
の炭素当量であり、 Ceq（％）＝Ｃ＋Mo／６＋（Cu＋Ni）／15 ＋（Cr＋Mp＋Ｖ）／５ …(2) の式で表わされる（各成分はいずれも重量％）。 以上のことから、鋼材中で最もHIC，SSCの感
受性が低いと考えられる偏析部の組成としては、 115−200×P*−50Ceq *≧70 …(3) ［但し、P*＝5P、Ceq *＝1.5C＋2.5Mo／６＋
（Cu＋Ni）／15＋（1.5Cr＋2.5Mp＋Ｖ）／５］ を満足することが、HIC，SSCの発生防止上の目
標となる。即ち、耐硫化物腐食割れ性に優れた高
張力厚鋼板を連続鋳造または大型鋼塊―分塊圧延
を経て得ることのできる溶鋼組成は、前記(3)式を
満足する必要がある。 さて、本発明では、以上のような組成をもつ連
続鋳造片または大型鋼塊の分塊鋼片を、プレート
ミルによる熱間圧延に付して鋼板とするものであ
る。本発明でプレートミルによる熱間圧延を採用
する理由は、冒頭に述べたように本鋼板の用途が
石油・天然ガスの輸送管やLPG貯蔵タンクであ
ることによる。即ち、ホツトストリツプミルによ
る熱間圧延では完全一方向性圧延であるため圧延
方向に割れが生じ易いという異方性の欠点が避け
られず、また靭性が不良となるほか、高張力材で
は製造可能な板寸法が幅２〜2.3m、厚さ20〜25
mm程度までに限定される問題があるので、この種
の用途には材質および寸法の両面で要求を満たす
ことができない。これに対して、プレートミルに
よる熱間圧延ではＬ方向およびＣ方向のクロス圧
延が行われ、圧延異方性が制御可能であるほか、
寸法面でも幅５ｍ程度、厚さ150mm程度まで、或
いはそれ以上のものを得ることができ、この種の
用途の材質寸法要求を満たす広幅厚肉の高靭性高
張力鋼板を得ることが可能である。 以上説明した如く、中央偏析部が発達し易い連
続鋳造または大型鋼塊―分塊圧延工程による鋳片
を経て得られる鋼材（硫化物腐食割れ感受性が異
なる部分を併せもつ）でも、本発明により耐硫化
物腐食割れ性の優れた高張力厚鋼板を製造するこ
とが可能となる。 第２表は、供試溶鋼の化学成分、Ceq（ロイド）、
Ceq *およびSARTを示し、第３表には、圧延条件、
熱処理条件とその特性試験の測定結果を示した。 第２表の溶鋼Ｂ，Ｆは34tonの大型鋼塊に、そ
の他の溶鋼は寸法220×1650mmのモールドで連続
鋳造した鋳片である。
【表】
【表】
HIC性能を評価する試験方法として一般には
BP試験が用いられているが、本発明ではより腐
食条件の厳しいNACE溶液を用いたHIC試験を行
なつてHIC感受性を評価した。尚、NACE溶液と
は、１気圧のH2Sを飽和溶解させた５％食塩＋
0.5％酢酸の水溶液であり、HIC試験およびSSC
試験で一般的に使用されているものである。HIC
感受性を示すパラメータとしてここではCLRお
よびCSRを用いた。それらは次式によつて求ま
る値である。 CLR（％）＝（Σai／Ａ）100 CSR（％）＝（Σai・bi／Ａ・Ｂ）100 但し、Σai・bi：ステツプ割れの総面積 Ａ：試験片幅 Ｂ：試験片厚さ 尚、現在のところは耐硫化物割れ性の面から
CLR、CSRの上限について定説がないので、本
発明では現在最も厳しい規格とされている
ARAMCO SPEC AMSS−16に採用されている
次の基準を用いてHIC感受性を評価した。 CLR＜15％ CSR＝０（ステツプ割れ無し） 前記第２表の溶鋼Ａ〜Ｄは比較鋼であり、Ｐを
始めとする各成分が相対的に高いため、下記(4)式 SART＝115−200P*−50Ceq * …(4) に基くSART値がいずれも70未満の低い値となつ
ている。 鋼Ｅ〜Ｐは本発明の鋼であり、SARTは全て70
以上の値を示す。これら各共試鋼の圧延条件と特
性測定結果は第３表に示される如くであり、スラ
ブ加熱温度、板厚、プレート材、熱処理材、制御
圧延まま材、加速冷却材、の如何を問わず、比較
鋼ではNACE環境でのCLR，CSRの値が何れも
基準値（CLR＜15％、CSR＝０％）を超えるの
に対し、本発明鋼ではCLR，CSRの何れも基準
値以下の優れた耐HIC性を示している。 第２図は実施例におけるSARTとCLRとの関係
を示した線図である。即ち第２図において、横軸
に第２表に示した各鋼種Ａ〜ＰのSART値を、縦
軸に第３表に示したCLR％をとり、圧延ままの
ものを〇、焼準材を△、焼入れ・焼戻し材を◇で
示してある。第２図に明らかなように、SART値
が70以上の本発明による鋼板では、圧延まま材で
もCLRが15％未満でしかもCSR＝０％（ステツ
ププ割れなし）の基準を満足している。 以上のことから、圧延まま材、加速冷却材、熱
処理材の如何を問わず本発明の効果は期待でき、
従来は熱処理しても得ることが不可能であつた耐
HIC，SSC性能が圧延ままで得られるなど、製造
方法として優れており、経済的にも効果は極めて
大きい。
BP試験が用いられているが、本発明ではより腐
食条件の厳しいNACE溶液を用いたHIC試験を行
なつてHIC感受性を評価した。尚、NACE溶液と
は、１気圧のH2Sを飽和溶解させた５％食塩＋
0.5％酢酸の水溶液であり、HIC試験およびSSC
試験で一般的に使用されているものである。HIC
感受性を示すパラメータとしてここではCLRお
よびCSRを用いた。それらは次式によつて求ま
る値である。 CLR（％）＝（Σai／Ａ）100 CSR（％）＝（Σai・bi／Ａ・Ｂ）100 但し、Σai・bi：ステツプ割れの総面積 Ａ：試験片幅 Ｂ：試験片厚さ 尚、現在のところは耐硫化物割れ性の面から
CLR、CSRの上限について定説がないので、本
発明では現在最も厳しい規格とされている
ARAMCO SPEC AMSS−16に採用されている
次の基準を用いてHIC感受性を評価した。 CLR＜15％ CSR＝０（ステツプ割れ無し） 前記第２表の溶鋼Ａ〜Ｄは比較鋼であり、Ｐを
始めとする各成分が相対的に高いため、下記(4)式 SART＝115−200P*−50Ceq * …(4) に基くSART値がいずれも70未満の低い値となつ
ている。 鋼Ｅ〜Ｐは本発明の鋼であり、SARTは全て70
以上の値を示す。これら各共試鋼の圧延条件と特
性測定結果は第３表に示される如くであり、スラ
ブ加熱温度、板厚、プレート材、熱処理材、制御
圧延まま材、加速冷却材、の如何を問わず、比較
鋼ではNACE環境でのCLR，CSRの値が何れも
基準値（CLR＜15％、CSR＝０％）を超えるの
に対し、本発明鋼ではCLR，CSRの何れも基準
値以下の優れた耐HIC性を示している。 第２図は実施例におけるSARTとCLRとの関係
を示した線図である。即ち第２図において、横軸
に第２表に示した各鋼種Ａ〜ＰのSART値を、縦
軸に第３表に示したCLR％をとり、圧延ままの
ものを〇、焼準材を△、焼入れ・焼戻し材を◇で
示してある。第２図に明らかなように、SART値
が70以上の本発明による鋼板では、圧延まま材で
もCLRが15％未満でしかもCSR＝０％（ステツ
ププ割れなし）の基準を満足している。 以上のことから、圧延まま材、加速冷却材、熱
処理材の如何を問わず本発明の効果は期待でき、
従来は熱処理しても得ることが不可能であつた耐
HIC，SSC性能が圧延ままで得られるなど、製造
方法として優れており、経済的にも効果は極めて
大きい。
第１図は室温における延性破面率とCLRの関
係を示す線図、第２図はSARTとCLRの関係を示
す線図である。
係を示す線図、第２図はSARTとCLRの関係を示
す線図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.005〜0.10％、Si：0.1〜0.5％、Mo：0.5
〜2.0％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.005％以下、
Nb：0.01〜0.12％、Ｂ：0.0002〜0.005％、Sol.
Al：0.01〜0.05％を含み、残部は鉄及び不可避不
純物からなり、且つ、 115−200×P*−50Ceq *≧70 ［但し、P*＝5P、Ceq *＝1.5C＋2.5Mo／６］ を満足するように調整した溶鋼を連続鋳造または
大型鋼塊―分塊工程により鋼片とした後にプレー
トミルにより熱間圧延することを特徴とする耐硫
化物腐食割れ性に優れた高張力厚鋼板の製造方
法。 ２ Ｃ：0.005〜0.10％、Si：0.1〜0.5％、Mo：0.5
〜2.0％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.005％以下、
Nb：0.01〜0.12％、Ｂ：0.0002〜0.005％、Sol.
Al：0.01〜0.05％、及びCu：1.0％以下を含み、残
部は鉄及び不可避不純物からなり、且つ、 115−200×P*−50Ceq *≧70 ［但し、P*＝5P、Ceq *＝1.5C＋2.5Mo／６＋
Cu／15］ を満足するように調整した溶鋼を連続鋳造または
大型鋼塊―分塊工程により鋼片とした後にプレー
トミルにより熱間圧延することを特徴とする耐硫
化物腐食割れ性に優れた高張力厚鋼板の製造方
法。 ３ Ｃ：0.005〜0.10％、Si：0.1〜0.5％、Mo：0.5
〜2.0％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.005％以下、
Nb：0.01〜0.12％、Ｂ：0.0002〜0.005％、Sol.
Al：0.01〜0.05％、及びCa：0.005〜0.01％を含
み、残部は鉄及び不可避不純物からなり、且つ、 115−200×P*−50Ceq *≧70 ［但し、P*＝5P、Ceq *＝1.5C＋2.5Mo／６］ を満足するように調整した溶鋼を連続鋳造または
大型鋼塊―分塊工程により鋼片とした後にプレー
トミルにより熱間圧延することを特徴とする耐硫
化物腐食割れ性に優れた高張力厚鋼板の製造方
法。 ４ Ｃ：0.005〜0.10％、Si：0.1〜0.5％、Mo：0.5
〜2.0％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.005％以下、
Nb：0.01〜0.12％、Ｂ：0.0002〜0.005％、Sol.
Al：0.01〜0.05％、Cu：1.0％以下、及びCa：
0.005〜0.01％を含み、残部は鉄及び不可避不純
物からなり、且つ、 115−200×P*−50Ceq *≧70 ［但し、P*＝5P、Ceq *＝1.5C＋2.5Mo／６＋
Cu／15］ を満足するように調整した溶鋼を連続鋳造または
大型鋼塊―分塊工程により鋼片とした後にプレー
トミルにより熱間圧延することを特徴とする耐硫
化物腐食割れ性に優れた高張力厚鋼板の製造方
法。 ５ Ｃ：0.005〜0.10％、Si：0.1〜0.5％、Mo：0.5
〜2.0％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.005％以下、
Nb：0.01〜0.12％、Ｂ：0.0002〜0.005％、Sol.
Al：0.01〜0.05％と、Ni：1.0％以下、Cr：1.0％
以下、Mp：1.0％以下、Ｖ：0.01〜0.15％、Ti：
0.01〜0.15％の一種または二種以上を含み、残部
は鉄及び不可避不純物からなり、且つ、 115−200×P*−50Ceq *≧70 ［但し、P*＝5P、Ceq *＝1.5C＋2.5Mo／６＋
Ni／15＋（1.5Cr＋2.5Mp＋Ｖ）／５］ を満足するように調整した溶鋼を連続鋳造または
大型鋼塊―分塊工程により鋼片とした後にプレー
トミルにより熱間圧延することを特徴とする耐硫
化物腐食割れ性に優れた高張力厚鋼板の製造方
法。 ６ Ｃ：0.005〜0.10％、Si：0.1〜0.5％、Mo：0.5
〜2.0％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.005％以下、
Nb：0.01〜0.12％、Ｂ：0.0002〜0.005％、Sol.
Al：0.01〜0.05％と、Ni：1.0％以下、Cr：1.0％
以下、Mp：1.0％以下、Ｖ：0.01〜0.15％、Ti：
0.01〜0.15％の一種または二種以上、及びCu：1.0
％以下を含み、残部は鉄及び不可避不純物からな
り、且つ、 115−200×P*−50Ceq *≧70 ［但し、P*＝5P、Ceq *＝1.5C＋2.5Mo／６＋
（Cu＋Ni）／15＋（1.5Cr＋2.5Mp＋Ｖ）／５］ を満足するように調整した溶鋼を連続鋳造または
大型鋼塊―分塊工程により鋼片とした後にプレー
トミルにより熱間圧延することを特徴とする耐硫
化物腐食割れ性に優れた高張力厚鋼板の製造方
法。 ７ Ｃ：0.005〜0.10％、Si：0.1〜0.5％、Mo：0.5
〜2.0％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.005％以下、
Nb：0.01〜0.12％、Ｂ：0.0002〜0.005％、Sol.
Al：0.01〜0.05％と、Ni：1.0％以下、Cr：1.0％
以下、Mp：1.0％以下、Ｖ：0.01〜0.15％、Ti：
0.01〜0.15％の一種または二種以上、及びCa：
0.005〜0.01％を含み、残部は鉄及び不可避不純
物からなり、且つ、 115−200×P*−50Ceq *≧70 ［但し、P*＝5P、Ceq *＝1.5C＋2.5Mo／６＋
Ni／15＋（1.5Cr＋2.5Mp＋Ｖ）／５］ を満足するように調整した溶鋼を連続鋳造または
大型鋼塊―分塊工程により鋼片とした後にプレー
トミルにより熱間圧延することを特徴とする耐硫
化物腐食割れ性に優れた高張力厚鋼板の製造方
法。 ８ Ｃ：0.005〜0.10％、Si：0.1〜0.5％、Mo：0.5
〜2.0％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.005％以下、
Nb：0.01〜0.12％、Ｂ：0.0002〜0.005％、Sol.
Al：0.01〜0.05％と、Ni：1.0％以下、Cr：1.0％
以下、Mp：1.0％以下、Ｖ：0.01〜0.15％、Ti：
0.01〜0.15％の一種または二種以上、及びCu：1.0
％以下、及びCa：0.005〜0.01％を含み、残部は
鉄及び不可避不純物からなり、且つ、 115−200×P*−50Ceq *≧70 ［但し、P*＝5P、Ceq *＝1.5C＋2.5Mo／６＋
（Cu＋Ni）／15＋（1.5Cr＋2.5Mp＋Ｖ）／５］ を満足するように調整した溶鋼を連続鋳造または
大型鋼塊―分塊工程により鋼片とした後にプレー
トミルにより熱間圧延することを特徴とする耐硫
化物腐食割れ性に優れた高張力厚鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18545181A JPS5887221A (ja) | 1981-11-20 | 1981-11-20 | 耐硫化物腐食割れ性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18545181A JPS5887221A (ja) | 1981-11-20 | 1981-11-20 | 耐硫化物腐食割れ性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5887221A JPS5887221A (ja) | 1983-05-25 |
| JPH022925B2 true JPH022925B2 (ja) | 1990-01-19 |
Family
ID=16171023
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18545181A Granted JPS5887221A (ja) | 1981-11-20 | 1981-11-20 | 耐硫化物腐食割れ性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5887221A (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58199813A (ja) * | 1982-05-17 | 1983-11-21 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐ｈｉｃ性に優れた高張力鋼板の製造法 |
| JPS61124555A (ja) * | 1984-11-20 | 1986-06-12 | Nippon Steel Corp | 耐サワ−性の優れた鋼 |
| JP2578599B2 (ja) * | 1987-04-08 | 1997-02-05 | 新日本製鐵株式会社 | 耐硫化物応力腐食割れ性の優れた低降伏比鋼材の製造法 |
| JP2578598B2 (ja) * | 1987-04-08 | 1997-02-05 | 新日本製鐵株式会社 | 耐硫化物応力腐食割れ性の優れた低降伏比鋼材の製造法 |
| JPH02290947A (ja) * | 1989-05-01 | 1990-11-30 | Nippon Steel Corp | 耐サワー性の優れた高靭性電縫鋼管用鋼板 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS581168B2 (ja) * | 1975-12-18 | 1983-01-10 | 住友金属工業株式会社 | タイスイソユウキワレセイニスグレタ ラインパ゜イプヨウホツトコイルザイノ セイゾウホウホウ |
-
1981
- 1981-11-20 JP JP18545181A patent/JPS5887221A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5887221A (ja) | 1983-05-25 |
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