JPH0319285B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH0319285B2 JPH0319285B2 JP57002845A JP284582A JPH0319285B2 JP H0319285 B2 JPH0319285 B2 JP H0319285B2 JP 57002845 A JP57002845 A JP 57002845A JP 284582 A JP284582 A JP 284582A JP H0319285 B2 JPH0319285 B2 JP H0319285B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- less
- hic
- test
- ssc
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Classifications
-
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- 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
本発明は、耐硫化物腐食割れ性に優れた鋼を、
特定の成分組成と熱間圧延後放冷することによつ
て製造する非調質鋼の製造方法に関する。 一般に、湿潤硫化水素腐食環境下で使用される
鋼材には、耐HIC（水素誘起割れ）および耐SSC
（硫化物応力腐食割れ）の性能、即ち優れた耐硫
化物腐食割れ性が優れていることが要求される。 ところが、非調質鋼（熱間圧延まま鋼材、熱間
圧延後加速冷却して製造する鋼材、焼準鋼材等）
においては、鋳造時の偏析に起因してその部分に
マルテンサイトあるいはベーナイトのような硬い
低温変態組織が生成する。その結果、HICの発生
を抑制するため超低硫とした上で、Ca処理を行
つた鋼においてすら、偏析部分にHIC、SSCが発
生する。耐SSCに関しては、前記の低温変態組織
を含まないフエライト・パーライト鋼であつて
も、パーライト相に微細割れが発生し易く、焼入
焼戻処理を施したQT材と比較してσth（割れ発生
限界応力）が低い。 また、一般的にガス輸送管においては、脆性破
壊の伝播阻止特性としてBDWTT試験で評価さ
れる低温靭性ならびに不安定延破壊の伝播阻止特
性としてシヤルピー試験で評価される切欠延性の
いずれもが優れていることが要求される。 既に説明したように、湿潤硫化水素腐食環境下
で使用されるラインパイプ、タンク等にはブリス
ター（水素フクレ）、HICあるいはSSCなどの原
因により破壊が発生することがあるので、このよ
うな用途に用いる鋼材には耐硫化物腐食割れ性の
優れたものが要求される。又、一般的にガス輸送
管では脆性破壊の伝播停止特性としてBDWTT
試験で評価される低温靭性ならびに不安定延性破
壊の伝播阻止特性としてシヤルピー試験の吸収エ
ネルギーで評価される切欠延性のいずれも優れて
いることが要求される。 これらのうち、ブリスター或いはHICは介在
物／地鉄界面に集積した水素の圧力と、鋼中水素
（腐食反応によつて鋼中に侵入した水素）による
地鉄の水素脆化の重畳によつて発生することが知
られており、この対策として例えば特開昭53−
14606号公報、特開昭55−134155号公報、特開昭
54−38214号公報などに開示されているような、
大型介在物（MnS，Al2O3）の減少やMnSの形
状制御が有効であること、又、 熱間圧延終了後空冷を行つて製造する鋼板にお
いては、Ｐ，Mn，Cr，Mo等の不純物元素ある
いは合金元素量が鋳造組織の偏析部に濃化し、こ
の部分が容易にベーナイトやマルテンサイト変態
を起し易く、このため硬い低温変態組織が形成さ
れること、 そしてこの低温変態組織のHIC感受性は極めて
高く、介在物の形状制御を行つてもHICの発生を
完全に防止するのは困難であり、この対策として
該鋼材に焼戻処理または、焼入れ、・焼戻処理を
施すこと、 は知られている。 さらに、組成上Mn，Ｐ量の低減が有効である
ことは特公昭54−38568号公報、特公昭56−31845
号公報などに提案されている。 一方、SSCは応力（残留応力、外部応力）と地
鉄の水素脆化の重量またはこれらに介在物の影響
がさらに重畳して発生することが知られている。
又、地鉄の水素脆化に対する感受性はマルテンサ
イトあるいはベーナイトのような硬い組織を含む
場合非常に高い（割れやすい）ことも知られてい
る。さらに、優れた耐HIC性を有するフエライ
ト・パーライト鋼においても第８図ａ，ｂに示す
ようにパーライト相に微細割れが発生するため焼
入・焼戻材（QT材）と比較するとσthが低いと
いう問題があつた。 その上、最近溶接の能率向上のために、狭開先
小入熱の条件で溶接することが多くなり、その結
果例えばパイプラインでは円周溶接部の最高硬度
が高くなつて耐SSC性の面で問題が発生してい
る。 上述のことから、介在物に対して種々の対策を
実施すると同時に焼入・焼戻熱処理を施した鋼材
が、耐HIC性、耐SSC性の特性に最も優れている
ことになるが、この焼入・焼戻材（QT材）は非
調質材に比較して生産性が劣り、製造コストが高
くなるばかりか、低温靭性（DWTT試験）に限
界があるという問題がある。 本発明は、かかる問題に鑑みてこれを改善する
ためになされたものであつて、炭素量を0.03％未
満に制限するとともに、熱間圧延条件を特定する
ことにより生産性の高い非調質鋼材を得る製造方
法を提供するものであつて、偏析硬度の低下およ
び組織の均質化を図ることによつて耐HIC性、耐
SSC性、低温靭性および切欠延性のすべてを同時
に向上させるものである。さらに、パイプライン
の現地溶接のような低入熱で実施される溶接部に
おいても、最高硬度を低く抑え、耐SSC性を向上
させるものである。 本発明は、重量基準にて、C0.03％未満、Si0.1
〜0.5％、Mn1.0％以上2.0％未満、Al0.005〜0.1
％、およびCu1.0％以下、Ni1.0％以下、Nb0.10
％以下、V0.15％以下、Mo0.5％以下の一種また
は二種以上を含み残部はFeと不可避不純物から
なる鋼を、Ac3点〜1200℃の温度範囲に加熱後
650℃〜900℃における累積圧下率を30％〜90％と
する熱間圧延を行い、圧延終了後放冷する耐硫化
物腐食割れ性の優れた非調質鋼の製造方法であ
る。 一方、特許請求の範囲第二項記載の発明では、
重量基準にてCa0.007％以下をさらに含む前記鋼
を利用して製造するものである。 本発明は、上記成分組成を有する鋼を、20トン
以上の大型鋼塊あるいは連続鋳造スラブから熱間
圧延−放冷によつて鋼材を製造するものであつ
て、その際炭素量を0.03％未満に制限することに
より母材および溶接部の耐HIC性および耐SSC性
の優れた鋼材を得んとするものである。Ｃ量を少
なく抑える理由は、不純物元素や合金元素が濃化
している偏析部の硬度を低下させることにより、
耐HIC性を向上させるとともに、組織を均質化し
て微細割れの発生を抑制し耐SSC性を向上させる
ことにある。本発明の製造方法によつて得られた
鋼の溶接部においては低入熱で高能率の溶接を行
つた場合でも最高硬度がすべてNACE MR−01
−75で推奨されているHRc22以下になり、耐SSC
性の面で問題のないものである。 次に、本発明において成分組成を上記の如く限
定した理由を説明する。 Ｃを0.03％未満に限定したのは、これ以上にな
ると偏析部の一部にHv300を超える硬い組織が生
成されHIC感受性が高まるためであり、また耐
SSC性の面でも0.03％以上になるとパーライト相
が現われ、SSC試験で微細割れが発生し易くなる
ので、これを上限とした。 Siは脱酸上必要な元素であり、しかも強度、靭
性に効果があるが、0.1％未満ではこれらの効果
が得られないのでこれを下限とし、0.5％を超え
ると靭性が急激に劣化するのでこれを上限とし
た。 Mnは強度、靭性を確保するために必要な元素
であり、1.0％未満ではこの効果が期待できない
のでこれを下限とし、2.0％以上になるとＣ量を
前述の0.03％未満に制限しても耐HIC性が劣化す
るのでこれを上限とした。 Alは脱酸上必要な元素であることから下限を
0.005％とする。しかし過度の添加は鋼の清浄性
を損うので上限を0.1％とした。 更に、必要に応じて添加するCuは耐食性元素
であり、強度の面でも有効であるが、1.0％を超
えると溶接性、靭性の劣化を生じるのでこれを上
限とした。 Niは強度、靭性に有効な元素であり、しかも
Cu含有鋼の熱間加工性を改善する元素である。
しかし1.0％を超えて添加すると耐SSC性が劣化
するのでこれを上限とした。 Nb，Ｖは鋼の靭性あるいは強度の面で有効な
元素であるが、Nbでは0.10％、Ｖでは0.15％を超
えて添加すると逆に靭性が劣化するので夫々これ
を上限とした。 Moは組織を改善し、強度を向上させるが、0.5
％を超えると靭性が劣化するので0.5％を上限と
した。 一方、特許請求の範囲第二項に記載した発明に
おいてCaを添加したものは、MnSの形状制御を
行う作用を有し、さらにHICの発生起点を減少さ
せるのにも有効となる。ただし、0.007％を超え
るとCaSのクラスターを形成し、HICが発生しや
すくなるのでこれを上限としている。 次に、本発明において熱間圧延条件を上記の如
く限定した理由を説明する。 圧延前行程での鋼片又は鋼塊の加熱温度はAc3
点〜1200℃の温度範囲とすることが必要である
が、この加熱温度がAc3点未満であること圧延前
の組織が著しく不均一になり、所定の圧延を行つ
ても変態後の組織が不均一となつて高靭性が得ら
れないのでこれを下限とした。また上限を1200℃
としたのは、これを超える温度で加熱するとオー
ステナイト粒が粗大化し、その後所定の圧延を施
してもやはり高靭性が得られないからである。 さらに、熱間圧延において、650〜900℃におけ
る累積圧下率を30〜90％とする圧延を行う必要が
ある。 上記の累積圧下率を得る上限温度900℃の限
定理由： オーステナイト未再結晶域で圧下を加え変態
組織を細粒化させるため900℃を上限温度とし
た。 上記の累積圧下率を得る下限温度、650℃の
理由： 650℃未満ではミル負荷増大などの圧延上の
困難が著しく増大し実生産的でないことであ
る。 累積圧下率の上限を90℃とする限定理由： 90％を超える累積圧下率で圧延すると、圧延
中に鋼板が冷却され、鋼板表面に伸展したサブ
組織が形成され、耐HIC性が劣化するからであ
る 累積圧下率の下限30％の限定理由： 30％未満では変態後の組織の微細化が図れず
高靭性が得られぬので下限を30％とした。 以下、本発明の実施例に基づいて説明する。 試験に用いたスラブの成分組成、熱間圧延条件
および各供試材によつて得られた特性値は、表１
と表２に示す通りであつた（なお、表２中900℃
以下の累積圧下率は本発明材、従来材共に30％以
上で圧延後放冷した。 HIC試験は、図１のイ，ウに示す試験片の採取
容量および寸法形状で試験片を作成し（尚、寸法
は次の通り）、 試験片厚さ：Ｂ＝Ｔ−２mm（最大20mm） 〃 幅 ：ｗ＝20mm 〃 長さ：Ｌ＝100mm この試験片を96時間硫化水素飽和（５％食塩＋
0.5％酢酸）水溶液に浸漬した後、各試験片の３
断面で割れの測定を行う方法を採用した。図１の
ハは次式 CLR（％）＝Σ ai／Ａ×100 CSR（％）＝Σai.Σbi／AB×100 によつて求めるHIC試験のCLR（％），CSR（％）
の算出方法を示したものである。 図２は非偏析部のMn量に相当すると考えられ
るレードルMn量とHIC試験の結果を示したもの
で、Ｃを0.04％〜0.15％添加した従来鋼では、
Mn量が1.0％を超えるとHIC感受性が急に増加す
るのに対し、Ｃを0.03未満に制限した本発明鋼で
はMn量が1.0％以上の場合でも割れはほとんど発
生せず、破壊事故に至る可能性があると言われて
いるステツプ割れは全く発生しないことが示され
ている（前記CSR＝０％）。 図３は鋼板の偏析部の微小部分において
EPMAでMnの最高濃度を測定し、レードルMn
量との比（偏析係数）を調査した結果である。Ｃ
を0.04％〜0.15％添加した従来鋼ではレードルの
Mn量に無関係に偏析係数は2.0〜2.5倍と大きい。
一方、Ｃを0.03％未満に制限した本発明鋼では偏
析係数は1.2〜1.5倍と小さいことが示され、従来
鋼と比較して本発明鋼の場合はMn量が多いにも
拘らず偏析がかなり弱いことがわかる。この傾向
はMn以外の元素についても同様であり、例えば
Ｐの偏析は8.0〜10倍（従来鋼）が5.0倍程度（本
発明鋼）に減少し、またMoの偏析は2.0〜2.5倍
（従来鋼）が1.3〜1.6倍（本発明鋼）に減少する
ことが確認された。 図４に偏析部Mn量と偏析部硬度の関係を示
す。既に硬度がHv（50ｇ）＝300以上になるとHIC
感受性が増加することは明らかにされている〔日
本鋼管技報・87（1980）61〕。従来鋼では偏析部
Mn量が増加すると偏析部の硬度がHv300以上に
上昇し、HICも増加するのに対し、本発明鋼では
偏析部Mn量が3.0％以下の範囲では硬度がHv300
以下となり、HICの発生を防止できることが示さ
れている。但し、C0.03％未満の鋼においても、
偏析部Mn量が3.0％を超えると偏析部の一部で
Hv300を超えるためHICの発生が増加する。 図３および図４を合せて考えると、Ｃ量が0.03
％未満の鋼において、Mn量（非偏析部）の上限
＜Mn量（偏析部）の上限／偏析係数の最大値＝
2.0即ち、非偏析部のMn量に相当するレードル量
を2.0％以下にするとHICの発生を防止できるこ
とがわかり、これらの結果は図２の結果を裏付け
るものである。 又、SSC試験は図５のイ，ロに示す試験片の採
取要領、寸法（mm）で試験片を作成し、この試験
片を図５のハに示す試験装置によつて試験測定す
るものである。ハの図のおける符号１は試験片、
２は試験液槽、３は試験片固定チヤツク、４は荷
重伝達アーム、５は荷重であり、前記試験液槽２
内にはNACE水溶液（５％NaCl＋0.5％CH3
（COOH）＋H2S飽和）が充たしてある。試験方法
は先づ試験片をクランプし、試験液槽にNACE
水溶液を入れ、所定の応力を負荷して試験片が破
断するか、または500時間経過するまで継続して
行なう方法である。 尚、表２〜４のSSC試験結果で 〇 500時間経過しても破断しなかつたもの。 ● 500時間以内に破断したもの。 である。 第６図は炭素量とSSC試験結果の関係を示した
ものであり、Ｃ量0.03％以下の場合はσth／σYS
＝0.8以下では破断することはなく、σth／σYS＝
0.55〜0.65の従来の鋼と比較してσth／σYSが0.20
程向上していることがわかる。これは、本発明鋼
の組織を示した図９のように均質化されSSC試験
で微小な割れの発生がなくなつたためである。 さらに高能率の溶接施工を必要とされるパイプ
ラインの現地溶接を想定して図７のイ，ロに示す
開先寸法〔但し、イは板厚ｔが9.5mm、12mm、16
mm、19mmの場合であり、ロはｔが25mmの場合であ
る〕により次表の溶接条件によつて溶接を行つた
結果を表２に示す。尚、溶接に用いたワイヤは神
戸製鋼所製MG63B（1.2φ）シールドガス（Ar＋
20％CO2）25／minであつた。
特定の成分組成と熱間圧延後放冷することによつ
て製造する非調質鋼の製造方法に関する。 一般に、湿潤硫化水素腐食環境下で使用される
鋼材には、耐HIC（水素誘起割れ）および耐SSC
（硫化物応力腐食割れ）の性能、即ち優れた耐硫
化物腐食割れ性が優れていることが要求される。 ところが、非調質鋼（熱間圧延まま鋼材、熱間
圧延後加速冷却して製造する鋼材、焼準鋼材等）
においては、鋳造時の偏析に起因してその部分に
マルテンサイトあるいはベーナイトのような硬い
低温変態組織が生成する。その結果、HICの発生
を抑制するため超低硫とした上で、Ca処理を行
つた鋼においてすら、偏析部分にHIC、SSCが発
生する。耐SSCに関しては、前記の低温変態組織
を含まないフエライト・パーライト鋼であつて
も、パーライト相に微細割れが発生し易く、焼入
焼戻処理を施したQT材と比較してσth（割れ発生
限界応力）が低い。 また、一般的にガス輸送管においては、脆性破
壊の伝播阻止特性としてBDWTT試験で評価さ
れる低温靭性ならびに不安定延破壊の伝播阻止特
性としてシヤルピー試験で評価される切欠延性の
いずれもが優れていることが要求される。 既に説明したように、湿潤硫化水素腐食環境下
で使用されるラインパイプ、タンク等にはブリス
ター（水素フクレ）、HICあるいはSSCなどの原
因により破壊が発生することがあるので、このよ
うな用途に用いる鋼材には耐硫化物腐食割れ性の
優れたものが要求される。又、一般的にガス輸送
管では脆性破壊の伝播停止特性としてBDWTT
試験で評価される低温靭性ならびに不安定延性破
壊の伝播阻止特性としてシヤルピー試験の吸収エ
ネルギーで評価される切欠延性のいずれも優れて
いることが要求される。 これらのうち、ブリスター或いはHICは介在
物／地鉄界面に集積した水素の圧力と、鋼中水素
（腐食反応によつて鋼中に侵入した水素）による
地鉄の水素脆化の重畳によつて発生することが知
られており、この対策として例えば特開昭53−
14606号公報、特開昭55−134155号公報、特開昭
54−38214号公報などに開示されているような、
大型介在物（MnS，Al2O3）の減少やMnSの形
状制御が有効であること、又、 熱間圧延終了後空冷を行つて製造する鋼板にお
いては、Ｐ，Mn，Cr，Mo等の不純物元素ある
いは合金元素量が鋳造組織の偏析部に濃化し、こ
の部分が容易にベーナイトやマルテンサイト変態
を起し易く、このため硬い低温変態組織が形成さ
れること、 そしてこの低温変態組織のHIC感受性は極めて
高く、介在物の形状制御を行つてもHICの発生を
完全に防止するのは困難であり、この対策として
該鋼材に焼戻処理または、焼入れ、・焼戻処理を
施すこと、 は知られている。 さらに、組成上Mn，Ｐ量の低減が有効である
ことは特公昭54−38568号公報、特公昭56−31845
号公報などに提案されている。 一方、SSCは応力（残留応力、外部応力）と地
鉄の水素脆化の重量またはこれらに介在物の影響
がさらに重畳して発生することが知られている。
又、地鉄の水素脆化に対する感受性はマルテンサ
イトあるいはベーナイトのような硬い組織を含む
場合非常に高い（割れやすい）ことも知られてい
る。さらに、優れた耐HIC性を有するフエライ
ト・パーライト鋼においても第８図ａ，ｂに示す
ようにパーライト相に微細割れが発生するため焼
入・焼戻材（QT材）と比較するとσthが低いと
いう問題があつた。 その上、最近溶接の能率向上のために、狭開先
小入熱の条件で溶接することが多くなり、その結
果例えばパイプラインでは円周溶接部の最高硬度
が高くなつて耐SSC性の面で問題が発生してい
る。 上述のことから、介在物に対して種々の対策を
実施すると同時に焼入・焼戻熱処理を施した鋼材
が、耐HIC性、耐SSC性の特性に最も優れている
ことになるが、この焼入・焼戻材（QT材）は非
調質材に比較して生産性が劣り、製造コストが高
くなるばかりか、低温靭性（DWTT試験）に限
界があるという問題がある。 本発明は、かかる問題に鑑みてこれを改善する
ためになされたものであつて、炭素量を0.03％未
満に制限するとともに、熱間圧延条件を特定する
ことにより生産性の高い非調質鋼材を得る製造方
法を提供するものであつて、偏析硬度の低下およ
び組織の均質化を図ることによつて耐HIC性、耐
SSC性、低温靭性および切欠延性のすべてを同時
に向上させるものである。さらに、パイプライン
の現地溶接のような低入熱で実施される溶接部に
おいても、最高硬度を低く抑え、耐SSC性を向上
させるものである。 本発明は、重量基準にて、C0.03％未満、Si0.1
〜0.5％、Mn1.0％以上2.0％未満、Al0.005〜0.1
％、およびCu1.0％以下、Ni1.0％以下、Nb0.10
％以下、V0.15％以下、Mo0.5％以下の一種また
は二種以上を含み残部はFeと不可避不純物から
なる鋼を、Ac3点〜1200℃の温度範囲に加熱後
650℃〜900℃における累積圧下率を30％〜90％と
する熱間圧延を行い、圧延終了後放冷する耐硫化
物腐食割れ性の優れた非調質鋼の製造方法であ
る。 一方、特許請求の範囲第二項記載の発明では、
重量基準にてCa0.007％以下をさらに含む前記鋼
を利用して製造するものである。 本発明は、上記成分組成を有する鋼を、20トン
以上の大型鋼塊あるいは連続鋳造スラブから熱間
圧延−放冷によつて鋼材を製造するものであつ
て、その際炭素量を0.03％未満に制限することに
より母材および溶接部の耐HIC性および耐SSC性
の優れた鋼材を得んとするものである。Ｃ量を少
なく抑える理由は、不純物元素や合金元素が濃化
している偏析部の硬度を低下させることにより、
耐HIC性を向上させるとともに、組織を均質化し
て微細割れの発生を抑制し耐SSC性を向上させる
ことにある。本発明の製造方法によつて得られた
鋼の溶接部においては低入熱で高能率の溶接を行
つた場合でも最高硬度がすべてNACE MR−01
−75で推奨されているHRc22以下になり、耐SSC
性の面で問題のないものである。 次に、本発明において成分組成を上記の如く限
定した理由を説明する。 Ｃを0.03％未満に限定したのは、これ以上にな
ると偏析部の一部にHv300を超える硬い組織が生
成されHIC感受性が高まるためであり、また耐
SSC性の面でも0.03％以上になるとパーライト相
が現われ、SSC試験で微細割れが発生し易くなる
ので、これを上限とした。 Siは脱酸上必要な元素であり、しかも強度、靭
性に効果があるが、0.1％未満ではこれらの効果
が得られないのでこれを下限とし、0.5％を超え
ると靭性が急激に劣化するのでこれを上限とし
た。 Mnは強度、靭性を確保するために必要な元素
であり、1.0％未満ではこの効果が期待できない
のでこれを下限とし、2.0％以上になるとＣ量を
前述の0.03％未満に制限しても耐HIC性が劣化す
るのでこれを上限とした。 Alは脱酸上必要な元素であることから下限を
0.005％とする。しかし過度の添加は鋼の清浄性
を損うので上限を0.1％とした。 更に、必要に応じて添加するCuは耐食性元素
であり、強度の面でも有効であるが、1.0％を超
えると溶接性、靭性の劣化を生じるのでこれを上
限とした。 Niは強度、靭性に有効な元素であり、しかも
Cu含有鋼の熱間加工性を改善する元素である。
しかし1.0％を超えて添加すると耐SSC性が劣化
するのでこれを上限とした。 Nb，Ｖは鋼の靭性あるいは強度の面で有効な
元素であるが、Nbでは0.10％、Ｖでは0.15％を超
えて添加すると逆に靭性が劣化するので夫々これ
を上限とした。 Moは組織を改善し、強度を向上させるが、0.5
％を超えると靭性が劣化するので0.5％を上限と
した。 一方、特許請求の範囲第二項に記載した発明に
おいてCaを添加したものは、MnSの形状制御を
行う作用を有し、さらにHICの発生起点を減少さ
せるのにも有効となる。ただし、0.007％を超え
るとCaSのクラスターを形成し、HICが発生しや
すくなるのでこれを上限としている。 次に、本発明において熱間圧延条件を上記の如
く限定した理由を説明する。 圧延前行程での鋼片又は鋼塊の加熱温度はAc3
点〜1200℃の温度範囲とすることが必要である
が、この加熱温度がAc3点未満であること圧延前
の組織が著しく不均一になり、所定の圧延を行つ
ても変態後の組織が不均一となつて高靭性が得ら
れないのでこれを下限とした。また上限を1200℃
としたのは、これを超える温度で加熱するとオー
ステナイト粒が粗大化し、その後所定の圧延を施
してもやはり高靭性が得られないからである。 さらに、熱間圧延において、650〜900℃におけ
る累積圧下率を30〜90％とする圧延を行う必要が
ある。 上記の累積圧下率を得る上限温度900℃の限
定理由： オーステナイト未再結晶域で圧下を加え変態
組織を細粒化させるため900℃を上限温度とし
た。 上記の累積圧下率を得る下限温度、650℃の
理由： 650℃未満ではミル負荷増大などの圧延上の
困難が著しく増大し実生産的でないことであ
る。 累積圧下率の上限を90℃とする限定理由： 90％を超える累積圧下率で圧延すると、圧延
中に鋼板が冷却され、鋼板表面に伸展したサブ
組織が形成され、耐HIC性が劣化するからであ
る 累積圧下率の下限30％の限定理由： 30％未満では変態後の組織の微細化が図れず
高靭性が得られぬので下限を30％とした。 以下、本発明の実施例に基づいて説明する。 試験に用いたスラブの成分組成、熱間圧延条件
および各供試材によつて得られた特性値は、表１
と表２に示す通りであつた（なお、表２中900℃
以下の累積圧下率は本発明材、従来材共に30％以
上で圧延後放冷した。 HIC試験は、図１のイ，ウに示す試験片の採取
容量および寸法形状で試験片を作成し（尚、寸法
は次の通り）、 試験片厚さ：Ｂ＝Ｔ−２mm（最大20mm） 〃 幅 ：ｗ＝20mm 〃 長さ：Ｌ＝100mm この試験片を96時間硫化水素飽和（５％食塩＋
0.5％酢酸）水溶液に浸漬した後、各試験片の３
断面で割れの測定を行う方法を採用した。図１の
ハは次式 CLR（％）＝Σ ai／Ａ×100 CSR（％）＝Σai.Σbi／AB×100 によつて求めるHIC試験のCLR（％），CSR（％）
の算出方法を示したものである。 図２は非偏析部のMn量に相当すると考えられ
るレードルMn量とHIC試験の結果を示したもの
で、Ｃを0.04％〜0.15％添加した従来鋼では、
Mn量が1.0％を超えるとHIC感受性が急に増加す
るのに対し、Ｃを0.03未満に制限した本発明鋼で
はMn量が1.0％以上の場合でも割れはほとんど発
生せず、破壊事故に至る可能性があると言われて
いるステツプ割れは全く発生しないことが示され
ている（前記CSR＝０％）。 図３は鋼板の偏析部の微小部分において
EPMAでMnの最高濃度を測定し、レードルMn
量との比（偏析係数）を調査した結果である。Ｃ
を0.04％〜0.15％添加した従来鋼ではレードルの
Mn量に無関係に偏析係数は2.0〜2.5倍と大きい。
一方、Ｃを0.03％未満に制限した本発明鋼では偏
析係数は1.2〜1.5倍と小さいことが示され、従来
鋼と比較して本発明鋼の場合はMn量が多いにも
拘らず偏析がかなり弱いことがわかる。この傾向
はMn以外の元素についても同様であり、例えば
Ｐの偏析は8.0〜10倍（従来鋼）が5.0倍程度（本
発明鋼）に減少し、またMoの偏析は2.0〜2.5倍
（従来鋼）が1.3〜1.6倍（本発明鋼）に減少する
ことが確認された。 図４に偏析部Mn量と偏析部硬度の関係を示
す。既に硬度がHv（50ｇ）＝300以上になるとHIC
感受性が増加することは明らかにされている〔日
本鋼管技報・87（1980）61〕。従来鋼では偏析部
Mn量が増加すると偏析部の硬度がHv300以上に
上昇し、HICも増加するのに対し、本発明鋼では
偏析部Mn量が3.0％以下の範囲では硬度がHv300
以下となり、HICの発生を防止できることが示さ
れている。但し、C0.03％未満の鋼においても、
偏析部Mn量が3.0％を超えると偏析部の一部で
Hv300を超えるためHICの発生が増加する。 図３および図４を合せて考えると、Ｃ量が0.03
％未満の鋼において、Mn量（非偏析部）の上限
＜Mn量（偏析部）の上限／偏析係数の最大値＝
2.0即ち、非偏析部のMn量に相当するレードル量
を2.0％以下にするとHICの発生を防止できるこ
とがわかり、これらの結果は図２の結果を裏付け
るものである。 又、SSC試験は図５のイ，ロに示す試験片の採
取要領、寸法（mm）で試験片を作成し、この試験
片を図５のハに示す試験装置によつて試験測定す
るものである。ハの図のおける符号１は試験片、
２は試験液槽、３は試験片固定チヤツク、４は荷
重伝達アーム、５は荷重であり、前記試験液槽２
内にはNACE水溶液（５％NaCl＋0.5％CH3
（COOH）＋H2S飽和）が充たしてある。試験方法
は先づ試験片をクランプし、試験液槽にNACE
水溶液を入れ、所定の応力を負荷して試験片が破
断するか、または500時間経過するまで継続して
行なう方法である。 尚、表２〜４のSSC試験結果で 〇 500時間経過しても破断しなかつたもの。 ● 500時間以内に破断したもの。 である。 第６図は炭素量とSSC試験結果の関係を示した
ものであり、Ｃ量0.03％以下の場合はσth／σYS
＝0.8以下では破断することはなく、σth／σYS＝
0.55〜0.65の従来の鋼と比較してσth／σYSが0.20
程向上していることがわかる。これは、本発明鋼
の組織を示した図９のように均質化されSSC試験
で微小な割れの発生がなくなつたためである。 さらに高能率の溶接施工を必要とされるパイプ
ラインの現地溶接を想定して図７のイ，ロに示す
開先寸法〔但し、イは板厚ｔが9.5mm、12mm、16
mm、19mmの場合であり、ロはｔが25mmの場合であ
る〕により次表の溶接条件によつて溶接を行つた
結果を表２に示す。尚、溶接に用いたワイヤは神
戸製鋼所製MG63B（1.2φ）シールドガス（Ar＋
20％CO2）25／minであつた。
【表】
表２から明らかなように、従来鋼ではHv235〜
350と高く、NACEMR−01−75が推奨する硬度
の上限HRC22（Hv248）を大巾に超えるものがあ
る。これに対して本発明鋼では、いずれの鋼種に
おいてもHv195〜235の範囲でHv248と比較して
かなり低く、円周溶接部の耐SSC性に関して何ら
問題がないことが明らかになつた。なお、耐SSC
性に関する硬度の上限（Hv248）と耐HIC性に関
する硬度の上限（Hv300）の差は、応力状態の違
いによるものである。即ち、前者は実際の使用状
態に対応して高い応力負荷をする場合を想定して
限界硬度を求めているのに対して、後者は外力が
負荷されない状態での割れ発生の限界硬度である
ことによる。 次に、一般的な材料特性として低温靭性につい
て説明する。 表３は、表１に示した鋼種Ｊのスラブを用いて
異なる条件で熱間圧延した場合の諸特性を示した
（尚Ｊ−２は表２と同一のもの）ものである。こ
の表から明らかなように耐HIC特性、耐SSC特性
の面では３者（Ｊ−２，Ｊ−５，Ｊ−６）間に差
は認められないが、900℃以下の累積圧下率が30
％に満たないＪ−６は充分な低温靭性が得られて
いない。表４は、表１に示した鋼Ｋのスラブを熱
間圧延して得た鋼板Ｋ−１（表２参照）と熱間圧
延後QT熱処理を施した鋼板Ｋ−３の諸特性を示
したものである。この表から明らかなように鋼材
Ｋ−３も表３に示したＪ−６同様充分な低温靭性
が得られない。これらと比較すると表２に示す鋼
種Ｊ〜Ｌの低温靭性が非常に優れていることがわ
かる。 さらに、切欠延性について説明する。 表２に示す従来鋼は、いずれもフエライト・パ
ーライト組織であり、延性破壊の際脆いパーライ
ト部分が破壊の起点となるため、Ｃ量が0.03％以
下でパーライトが存在しない本発明鋼と比較する
とvEpが極めて低い。 以上の本発明の実施例から明らかなように、本
発明の方法により製造した鋼は、耐HIC特性、耐
SSC特性、低温靭性および切欠延性のすべてにお
いて優れた特性を有している。
350と高く、NACEMR−01−75が推奨する硬度
の上限HRC22（Hv248）を大巾に超えるものがあ
る。これに対して本発明鋼では、いずれの鋼種に
おいてもHv195〜235の範囲でHv248と比較して
かなり低く、円周溶接部の耐SSC性に関して何ら
問題がないことが明らかになつた。なお、耐SSC
性に関する硬度の上限（Hv248）と耐HIC性に関
する硬度の上限（Hv300）の差は、応力状態の違
いによるものである。即ち、前者は実際の使用状
態に対応して高い応力負荷をする場合を想定して
限界硬度を求めているのに対して、後者は外力が
負荷されない状態での割れ発生の限界硬度である
ことによる。 次に、一般的な材料特性として低温靭性につい
て説明する。 表３は、表１に示した鋼種Ｊのスラブを用いて
異なる条件で熱間圧延した場合の諸特性を示した
（尚Ｊ−２は表２と同一のもの）ものである。こ
の表から明らかなように耐HIC特性、耐SSC特性
の面では３者（Ｊ−２，Ｊ−５，Ｊ−６）間に差
は認められないが、900℃以下の累積圧下率が30
％に満たないＪ−６は充分な低温靭性が得られて
いない。表４は、表１に示した鋼Ｋのスラブを熱
間圧延して得た鋼板Ｋ−１（表２参照）と熱間圧
延後QT熱処理を施した鋼板Ｋ−３の諸特性を示
したものである。この表から明らかなように鋼材
Ｋ−３も表３に示したＪ−６同様充分な低温靭性
が得られない。これらと比較すると表２に示す鋼
種Ｊ〜Ｌの低温靭性が非常に優れていることがわ
かる。 さらに、切欠延性について説明する。 表２に示す従来鋼は、いずれもフエライト・パ
ーライト組織であり、延性破壊の際脆いパーライ
ト部分が破壊の起点となるため、Ｃ量が0.03％以
下でパーライトが存在しない本発明鋼と比較する
とvEpが極めて低い。 以上の本発明の実施例から明らかなように、本
発明の方法により製造した鋼は、耐HIC特性、耐
SSC特性、低温靭性および切欠延性のすべてにお
いて優れた特性を有している。
【表】
【表】
【表】
【表】
【表】
図１イ，ロ，ハはHIC試験片の採取容量および
寸法、形状を示す説明図、図２はレードルMn量
とHICの関係を示すグラフ図、図３はMnの偏析
傾向を示すグラフ図、図４は偏析部のMn量とミ
クロ硬度の関係を示すグラフ図、図５イ、ロ、ハ
はSSC試験片および試験装置を示す説明図、図６
はＣ量とSSC試験結果の関係を示すグラフ図、図
７イ，ロは要接時の開先の寸法、形状を示す説明
図、図８はフエライト・パーライト鋼のSSCを示
す組織検微鏡写真であつて、ａは（×50）、ｂは
ａに口で囲つた部分（×200）、である。図９は本
発明の方法による鋼の組織検微鏡写真（×200）
である。
寸法、形状を示す説明図、図２はレードルMn量
とHICの関係を示すグラフ図、図３はMnの偏析
傾向を示すグラフ図、図４は偏析部のMn量とミ
クロ硬度の関係を示すグラフ図、図５イ、ロ、ハ
はSSC試験片および試験装置を示す説明図、図６
はＣ量とSSC試験結果の関係を示すグラフ図、図
７イ，ロは要接時の開先の寸法、形状を示す説明
図、図８はフエライト・パーライト鋼のSSCを示
す組織検微鏡写真であつて、ａは（×50）、ｂは
ａに口で囲つた部分（×200）、である。図９は本
発明の方法による鋼の組織検微鏡写真（×200）
である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量基準にて、C0.03％未満、Si0.1〜0.5％、
Mn1.0％以上2.0％未満、Al0.005〜0.1％、および
Cu1.0％以下、Ni1.0％以下、Nb0.10％以下、
V0.15％以下、Mo0.5％以下の一種または二種以
上を含み残部はFeと不可避不純物からなる鋼を、
Ac3点〜1200℃の温度範囲に加熱後650℃〜900℃
における累積圧下率を30％〜90％とする熱間圧延
を行い、圧延終了後放冷することを特徴とする耐
硫化物腐食割れ性の優れた非調質鋼の製造方法。 ２ 重量基準にて、C0.03％未満、Si0.1〜0.5％、
Mn1.0％以上2.0％未満、Al0.005〜0.1％、
Ca0.007％以下、およびCu1.0％以下、Ni1.0％以
下、Nb0.10％以下、V0.15％以下、Mo0.5％以下
の一種または二種以上を含み残部はFeと不可避
不純物からなる鋼を、Ac3点〜1200℃の温度範囲
に加熱後650℃〜900℃における累積圧下率を30％
〜90％とする熱間圧延を行い、圧延終了後放冷す
ることを特徴とする耐硫化物腐食割れ性の優れた
非調質鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP284582A JPS58120726A (ja) | 1982-01-13 | 1982-01-13 | 耐硫化物腐食割れ性の優れた非調質鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP284582A JPS58120726A (ja) | 1982-01-13 | 1982-01-13 | 耐硫化物腐食割れ性の優れた非調質鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58120726A JPS58120726A (ja) | 1983-07-18 |
| JPH0319285B2 true JPH0319285B2 (ja) | 1991-03-14 |
Family
ID=11540735
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP284582A Granted JPS58120726A (ja) | 1982-01-13 | 1982-01-13 | 耐硫化物腐食割れ性の優れた非調質鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58120726A (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 |
| JPS6070122A (ja) * | 1983-09-26 | 1985-04-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼の製造方法 |
| 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 |
| CN110923570B (zh) * | 2019-11-20 | 2022-01-18 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种抗应力导向氢致开裂压力容器用钢板及其制造方法 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS54102223A (en) * | 1978-01-30 | 1979-08-11 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Manufacture of ultra low carbon, fine grain, high tensile steel with superior hydrogen induced cracking resistance |
| JPS54118325A (en) * | 1978-03-08 | 1979-09-13 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Production of hydrogen crack resistant nonrefined steel plate |
| JPS57120615A (en) * | 1981-01-16 | 1982-07-27 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Production of high toughness steel material of superior sulfide corrosion resistance |
| 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 |
-
1982
- 1982-01-13 JP JP284582A patent/JPS58120726A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS58120726A (ja) | 1983-07-18 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR100628360B1 (ko) | 고강도 전기저항용접 파이프용 열연강대 | |
| AU726316B2 (en) | High-tensile-strength steel and method of manufacturing the same | |
| JP5223511B2 (ja) | 高強度耐サワーラインパイプ用鋼板およびその製造方法および鋼管 | |
| JP5141073B2 (ja) | Ｘ７０グレード以下の低降伏比高強度高靱性鋼管およびその製造方法 | |
| JP6048436B2 (ja) | 調質高張力厚鋼板及びその製造方法 | |
| JP4848966B2 (ja) | 厚肉高張力鋼板およびその製造方法 | |
| CN103635600A (zh) | 耐酸性优良的管线管用厚壁高强度无缝钢管及其制造方法 | |
| JP4547944B2 (ja) | 高強度高靭性厚鋼板の製造方法 | |
| CN115210396A (zh) | 钢管和钢板 | |
| JP4951997B2 (ja) | 引張強さが５５０ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法。 | |
| EP0738784B1 (en) | High chromium martensitic steel pipe having excellent pitting resistance and method of manufacturing | |
| JPS631369B2 (ja) | ||
| JP2005187934A (ja) | 疲労特性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JPH0319285B2 (ja) | ||
| JP2541070B2 (ja) | 母材の脆性破壊伝播停止特性に優れた高ニッケル合金クラッド鋼板の製造方法 | |
| JPH03211230A (ja) | 高耐食性低合金ラインパイプ用鋼の製造法 | |
| JP2002339037A (ja) | 低温継手靱性と耐ｓｓｃ性に優れた高張力鋼とその製造方法 | |
| JP3894148B2 (ja) | 低降伏比低温用鋼およびその製造方法 | |
| JP3336877B2 (ja) | 脆性破壊伝播停止特性と溶接性に優れた厚肉高張力鋼板の製造方法 | |
| KR20240136379A (ko) | 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP3528759B2 (ja) | Ｃｕ時効鋼およびその製造方法 | |
| JP2007138210A (ja) | バウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造方法 | |
| JP7622839B2 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
| JP7541654B1 (ja) | クラッド鋼板およびその製造方法 | |
| JPH0813087A (ja) | シーム部の耐ｓｓｃ性に優れた溶接鋼管用鋼 |