JPS5887221A - 耐硫化物腐食割れ性に優れた高張力鋼の製造方法 - Google Patents
耐硫化物腐食割れ性に優れた高張力鋼の製造方法Info
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- JPS5887221A JPS5887221A JP18545181A JP18545181A JPS5887221A JP S5887221 A JPS5887221 A JP S5887221A JP 18545181 A JP18545181 A JP 18545181A JP 18545181 A JP18545181 A JP 18545181A JP S5887221 A JPS5887221 A JP S5887221A
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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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- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、湿潤硫化水素腐食環境下Ｋｌ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鋼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如き特定範囲に調整する
ことを要旨とするものであり、斯くすることによシ耐Ｈ
Ｉ Ｃ（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｉｎｄｕｃ＠ｄ Ｃｒａｃ
ｋｉｎｇ＝水素誘起割れ）性及び耐ＳＳＣ（５ｕｌｆｉ
ｄ＠５ｔｒｅｓｓＣｒａｃｋｉｎｉｒ ＝硫化物応力腐
食割れ）性の優れ丸鋼を製造するものである１、 従来、ＨＩＣの発生は、鋼表面で発生した水素が鋼中に
浸入し、拡散過程を経て介在物／マトリックス界面に集
まり、その結果マトリックスの水素脆化と、水素による
圧力によって発生すると言われている。従って、耐ＨＩ
Ｃ性鋼に対しては（ａ）水素の侵入を防止する、（ｂ）
割れの起点となる介在物の減少あるいは形態制御、（Ｃ
）マトリッ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が低い腐食還境の下では被膜の形成
が不充分とｎす、水素の侵入を充分に防止出来ない欠点
がおる。前記（ｂ）Ｋ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）が提案されており、低強度材で
は大きな効果を示す９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（ｅ）については、偏
析部が特に問題となる。即ち、偏析部はＭｎ、 Ｃｒ、
Ｍｏ等の合金元素量が高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。従って、このような組
織が発生するのを防止するため圧砥後鋼板を徐冷したり
、ある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焼戻しベ
ーナイ）Ｋ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、ｉずれも生産性や経済性の点で問題
が多い。
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鋼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如き特定範囲に調整する
ことを要旨とするものであり、斯くすることによシ耐Ｈ
Ｉ Ｃ（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ Ｉｎｄｕｃ＠ｄ Ｃｒａｃ
ｋｉｎｇ＝水素誘起割れ）性及び耐ＳＳＣ（５ｕｌｆｉ
ｄ＠５ｔｒｅｓｓＣｒａｃｋｉｎｉｒ ＝硫化物応力腐
食割れ）性の優れ丸鋼を製造するものである１、 従来、ＨＩＣの発生は、鋼表面で発生した水素が鋼中に
浸入し、拡散過程を経て介在物／マトリックス界面に集
まり、その結果マトリックスの水素脆化と、水素による
圧力によって発生すると言われている。従って、耐ＨＩ
Ｃ性鋼に対しては（ａ）水素の侵入を防止する、（ｂ）
割れの起点となる介在物の減少あるいは形態制御、（Ｃ
）マトリッ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が低い腐食還境の下では被膜の形成
が不充分とｎす、水素の侵入を充分に防止出来ない欠点
がおる。前記（ｂ）Ｋ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）が提案されており、低強度材で
は大きな効果を示す９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（ｅ）については、偏
析部が特に問題となる。即ち、偏析部はＭｎ、 Ｃｒ、
Ｍｏ等の合金元素量が高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。従って、このような組
織が発生するのを防止するため圧砥後鋼板を徐冷したり
、ある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焼戻しベ
ーナイ）Ｋ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、ｉ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−（限界応カニσ
ｔｈ ＞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ＳＳ
Ｃの発生原因となる。
ｔｈ ＞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ＳＳ
Ｃ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、上記ＨＩＣＫ対する対策は
ＳＳＣＫ対しても有効であり、また問題点も同じでおる
と考えてもよい。
けで、本質的には差はなく、上記ＨＩＣＫ対する対策は
ＳＳＣＫ対しても有効であり、また問題点も同じでおる
と考えてもよい。
併して、高張力鋼の製造においては、強度を高めるため
Ｍｎ、 Ｃｒ、 Ｍｏ等の合金元素の含有量を高めるこ
とが一般に行われている。しかし、これらの合金元素を
含む溶鋼を凝固させ大場合、特に連続鋳造によってスラ
ブ、ビレット、ブルーム等の鋳片としたとき、もしくは
大型鋼塊（重量２０ ｔｏｎ以上）とし九七きは、これ
ら鋳片又は鋼塊の中央部には前記の合金元素が濃化し、
いわゆる中央偏析部を形成し易いことは知られている。
Ｍｎ、 Ｃｒ、 Ｍｏ等の合金元素の含有量を高めるこ
とが一般に行われている。しかし、これらの合金元素を
含む溶鋼を凝固させ大場合、特に連続鋳造によってスラ
ブ、ビレット、ブルーム等の鋳片としたとき、もしくは
大型鋼塊（重量２０ ｔｏｎ以上）とし九七きは、これ
ら鋳片又は鋼塊の中央部には前記の合金元素が濃化し、
いわゆる中央偏析部を形成し易いことは知られている。
したがって、このような鋳片から圧延される鋼材、もし
くはこのよう表鋼塊から分塊−圧延の工程を経て製造さ
れる鋼材、又はこれら鋼材を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）（ＩＣ，ＳＳＣ
の感受性を高めるとされている。
くはこのよう表鋼塊から分塊−圧延の工程を経て製造さ
れる鋼材、又はこれら鋼材を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）（ＩＣ，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、鋼材全体にわたって一様な
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−でもとの亡とには配慮せず）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づ割れが発生し、これが伝播
拡大してゆくような破壊にあっては、このようなマクロ
的な考え方だけでは不充分である。
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−でもとの亡とには配慮せず）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づ割れが発生し、これが伝播
拡大してゆくような破壊にあっては、このようなマクロ
的な考え方だけでは不充分である。
本発明は、斯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１溶鋼組成を１整しようとす本ものであ
る。
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１溶鋼組成を１整しようとす本ものであ
る。
発明者らは先づＣ，Ｍｎ、 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（必要に応じて熱地理）又は連
続鋳造−圧延（必要に応じて鳥処理）して得た鋼材断面
をマクロエツチングし、鋼塊又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Ｋ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表はかがる
方法で求めた各元素の偏析係数である。
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（必要に応じて熱地理）又は連
続鋳造−圧延（必要に応じて鳥処理）して得た鋼材断面
をマクロエツチングし、鋼塊又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Ｋ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表はかがる
方法で求めた各元素の偏析係数である。
第１表
この第１表から２０ｔｏｎ 以上の大型鋼塊又は連続鋳
造鋳片における各元素の分軸は、一様でなく、中央偏析
部にはＰは溶鋼時の５倍、Ｍｎ、Ｍｏ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
た総ての元素が中央偏析部に偏析する訳では々（、Ｃｕ
、 Ｎｉ、 Ｎｂ等上記以外の元素は溶鋼時の組成と殆
んど変りがなく同レベル［６ることか確認された。
造鋳片における各元素の分軸は、一様でなく、中央偏析
部にはＰは溶鋼時の５倍、Ｍｎ、Ｍｏ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
た総ての元素が中央偏析部に偏析する訳では々（、Ｃｕ
、 Ｎｉ、 Ｎｂ等上記以外の元素は溶鋼時の組成と殆
んど変りがなく同レベル［６ることか確認された。
次いで、発明者らは数多くの偏析部相当鋼について詳細
な検討を行った。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
鋼材にあっては、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、当該個所での割れ防止乃至は減少させる目的から、
先づ鋼材全体が中央偏析部相当個所と同一組成を有する
鋼について調査を行うという意味での鋼である。
な検討を行った。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
鋼材にあっては、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、当該個所での割れ防止乃至は減少させる目的から、
先づ鋼材全体が中央偏析部相当個所と同一組成を有する
鋼について調査を行うという意味での鋼である。
つまり、使用した鋼材は試験溶解炉で溶解し５０麺程度
の小型鋼塊とした後圧延しく必要に応じて熱処理した）
た鋼材（即ち鋼塊）全体にわたっ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尚鋼について耐硫
化物腐食割れ性のすぐれた鋼とするための条件を求め、
次いでこれと第１表の偏析係数とにより、連続鋳造、大
型鋼塊−分塊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
鋼組成を求めん表したものである。
の小型鋼塊とした後圧延しく必要に応じて熱処理した）
た鋼材（即ち鋼塊）全体にわたっ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尚鋼について耐硫
化物腐食割れ性のすぐれた鋼とするための条件を求め、
次いでこれと第１表の偏析係数とにより、連続鋳造、大
型鋼塊−分塊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
鋼組成を求めん表したものである。
即ち、本発明は、Ｃ：α００２〜０．１５チ、Ｓｌ ：
１１１〜１．０ ％、Ｍｎ ： ０．５〜２．５チ、
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．Ｏ０５チ以下、Ｎｂ：［
１０１〜０．１２チ、Ｂ：０．００２〜α００５０チ、
５ｏｔＡｔ： ０．０１〜０．０５ Ｔｏを含み、或い
はこれに加えてＮｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以
下、Ｃｒ ： １．０チ以）、Ｍｏ ： １．０ ％以
下、７２０．０１〜０１５％、Ｔｉす、しかも１１５
２００ Ｘ Ｐ ５０Ｃ＠ｑ”２７０ （組積した溶
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
優れた高張力鋼の製造方法であり、前記の熱間圧延後、
必要に応じて加速冷却又は熱処理を施すことを特徴とす
るものである。
１１１〜１．０ ％、Ｍｎ ： ０．５〜２．５チ、
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．Ｏ０５チ以下、Ｎｂ：［
１０１〜０．１２チ、Ｂ：０．００２〜α００５０チ、
５ｏｔＡｔ： ０．０１〜０．０５ Ｔｏを含み、或い
はこれに加えてＮｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以
下、Ｃｒ ： １．０チ以）、Ｍｏ ： １．０ ％以
下、７２０．０１〜０１５％、Ｔｉす、しかも１１５
２００ Ｘ Ｐ ５０Ｃ＠ｑ”２７０ （組積した溶
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
優れた高張力鋼の製造方法であり、前記の熱間圧延後、
必要に応じて加速冷却又は熱処理を施すことを特徴とす
るものである。
しかして、本発明において溶鋼の組成中Ｃの下限を０．
００２１とし九のは、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、又上限を０
．１！Ｍ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。Ｓｌの下限を０．１
ｓ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、又上限を１．０−としたのは、それを超え
ると靭性を著しく損うからである。Ｍｎは鋼に強度と延
性を与えるために必Ｉ１１元素であるが、その下限を０
．５チとしたの′は、それ未満ではその効果が小さくな
るからでメク、又上限を２．５チ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。ア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０．０３ ％を超えると著しく Ｈ
ＩＣの感受性が高まるのでこれを上限とした。Ｓはサル
ファイド系非金属介在物がＨＩＣ、Ｓａｃの起点となる
ことが知られており、又シェ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。
００２１とし九のは、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、又上限を０
．１！Ｍ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。Ｓｌの下限を０．１
ｓ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、又上限を１．０−としたのは、それを超え
ると靭性を著しく損うからである。Ｍｎは鋼に強度と延
性を与えるために必Ｉ１１元素であるが、その下限を０
．５チとしたの′は、それ未満ではその効果が小さくな
るからでメク、又上限を２．５チ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。ア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０．０３ ％を超えると著しく Ｈ
ＩＣの感受性が高まるのでこれを上限とした。Ｓはサル
ファイド系非金属介在物がＨＩＣ、Ｓａｃの起点となる
ことが知られており、又シェ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。
５ｏｔＡｔけ鋼の脱酸に少くとも０．０１−は必要であ
り、又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。
り、又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 Ｋついては０．０１％以上固溶しないと強度・靭
性に効果が１められないためこれを下限とした２、又、
添加量が大となると母材及びＨＡＺの靭性を劣化させる
ので０．１２％を上限とした。
性に効果が１められないためこれを下限とした２、又、
添加量が大となると母材及びＨＡＺ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％以下ではその効果が小さいためこれ
を下限とした。又０．００５０Ｓ以上となると溶接部靭
性を著しく損うのでこれを上限とした、 又、任意添加元素として本発明で溶鋼に含まれるＣｕは
主に耐食性の点から添加するものでおるが、１．０チを
超えると鋼板表面ＫＣｕ疵が多発し、溶接熱影響部（Ｈ
ＡＺ ）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、 ＭｏはＨＡＺの靭性、
硬化性にはあまシ影響を与えることなく母材の強度・靭
性を向上させるが、１．０１を超えることは矢張り上記
のＨＡＺの靭性、硬化性に好しくなく、経済的な点から
もこれを上限とした５、Ｎ’ｂ、 Ｖ、 Ｔ Ｉはこれ
らのいずれが一つが０．０１優以−ヒ固溶しないと強度
、靭性に効果が認められないだめとれを下限とした。又
、これらはいずれも添加量が大となると母材及びＨＡＺ
の靭性を劣化させるので０．１５％を上限とした。Ｃａ
は０．０００５係未満では介在物制御効果が認められず
、従ってＨＩＣの感受性を減少せしめないのでこれを下
限とした。又０．０１％を超えると大型介在物を形成し
かえってＨＩＣ感受性を高めるのでこれを上限とした。
るが０．０００２％以下ではその効果が小さいためこれ
を下限とした。又０．００５０Ｓ以上となると溶接部靭
性を著しく損うのでこれを上限とした、 又、任意添加元素として本発明で溶鋼に含まれるＣｕは
主に耐食性の点から添加するものでおるが、１．０チを
超えると鋼板表面ＫＣｕ疵が多発し、溶接熱影響部（Ｈ
ＡＺ ）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、 ＭｏはＨＡＺの靭性、
硬化性にはあまシ影響を与えることなく母材の強度・靭
性を向上させるが、１．０１を超えることは矢張り上記
のＨＡＺの靭性、硬化性に好しくなく、経済的な点から
もこれを上限とした５、Ｎ’ｂ、 Ｖ、 Ｔ Ｉはこれ
らのいずれが一つが０．０１優以−ヒ固溶しないと強度
、靭性に効果が認められないだめとれを下限とした。又
、これらはいずれも添加量が大となると母材及びＨＡＺ
の靭性を劣化させるので０．１５％を上限とした。Ｃａ
は０．０００５係未満では介在物制御効果が認められず
、従ってＨＩＣの感受性を減少せしめないのでこれを下
限とした。又０．０１％を超えると大型介在物を形成し
かえって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制の条件を１１５−
２００ ×ｐＨ−ｓ ＯＣｅｑ”２７０ Ｃ但し、Ｐ”
＝５Ｐ、とした理由を説明する。
２００ ×ｐＨ−ｓ ＯＣｅｑ”２７０ Ｃ但し、Ｐ”
＝５Ｐ、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ャルピー衝
撃試験における室温での延性破面率（以下ＳＡｌ’ｌＴ
という）と、ＨＩＣ試験におけるクラック長さ率（以下
ＣＬＲという）の関係を示したグラフである。この第１
図から明らかなように、５ＡＲＴ値が増加するとＣＬＲ
値は減少し、ＳＡＲτ値が７０チ以上になると、クラッ
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５ＡＲＴに及ぼす各種冶金的因子について検
討した結果、Ｃ，Ｍｎ等の強化元素及び特にＰ量が大き
な影響を与えることを知った かかる実験データを基に
５ＡＲＴ値とＰ値、Ｃｅｑ値との回帰式を求めると５Ａ
ＲＴ（１９＝ １１５ ２００−Ｐ −５０・Ｃｅｑ
−−＝（１）が得られた。ここでＰはＰ量（％）、Ｃｅ
ｑはロイドの炭素当量であり、 Ｃｅｑ（＠＝Ｃ＋Ｍｎ／Ｓ＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（
Ｃｒ利■ｏ ＋Ｖ ）／’５− ・”（２）の式で表わ
される（各成分はいずれも重量％）。
撃試験における室温での延性破面率（以下ＳＡｌ’ｌＴ
という）と、ＨＩＣ試験におけるクラック長さ率（以下
ＣＬＲという）の関係を示したグラフである。この第１
図から明らかなように、５ＡＲＴ値が増加するとＣＬＲ
値は減少し、ＳＡＲτ値が７０チ以上になると、クラッ
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５ＡＲＴに及ぼす各種冶金的因子について検
討した結果、Ｃ，Ｍｎ等の強化元素及び特にＰ量が大き
な影響を与えることを知った かかる実験データを基に
５ＡＲＴ値とＰ値、Ｃｅｑ値との回帰式を求めると５Ａ
ＲＴ（１９＝ １１５ ２００−Ｐ −５０・Ｃｅｑ
−−＝（１）が得られた。ここでＰはＰ量（％）、Ｃｅ
ｑはロイドの炭素当量であり、 Ｃｅｑ（＠＝Ｃ＋Ｍｎ／Ｓ＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（
Ｃｒ利■ｏ ＋Ｖ ）／’５− ・”（２）の式で表わ
される（各成分はいずれも重量％）。
以ヒのことから、鋼材生鰻もＨＩＣ、ＳＳＣの感受性が
高いと考えられる偏析部の組成として、１１５−２００
”−５０・Ｃｅｑ”２７０・・・・・・・・・・・・・
・・・・・・・・・・・（３）を満載することが、ＨＩ
Ｃ，ＳＳＣの発生防止トの［１樟となる、 つまり、耐硫化物腐食割れ性に優れた高張力鋼を連続鋳
造、大型鋼塊−分塊工程を経て得られる綱の溶鋼組成は
、上記（３）式を満足する必要がある訳である。一方、
既に第１表に示す如く前記（３）式％式％ 以上説明した如く、中央偏析部が発達し易い連続鋳造又
は大型鋼塊−分塊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有する）にお
いて、本発明により耐硫化物腐食割れ性の優れた鋼材を
製造することが可能となるものである。
高いと考えられる偏析部の組成として、１１５−２００
”−５０・Ｃｅｑ”２７０・・・・・・・・・・・・・
・・・・・・・・・・・（３）を満載することが、ＨＩ
Ｃ，ＳＳＣの発生防止トの［１樟となる、 つまり、耐硫化物腐食割れ性に優れた高張力鋼を連続鋳
造、大型鋼塊−分塊工程を経て得られる綱の溶鋼組成は
、上記（３）式を満足する必要がある訳である。一方、
既に第１表に示す如く前記（３）式％式％ 以上説明した如く、中央偏析部が発達し易い連続鋳造又
は大型鋼塊−分塊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有する）にお
いて、本発明により耐硫化物腐食割れ性の優れた鋼材を
製造することが可能となるものである。
以下実施例に基づき更に本発明の説明を補足する第２表
には供試溶鋼の化学成分、Ｃｅｑ （ロイド）、Ｃｅｑ
及び５ＡＲＴ を示し、第３表には圧延条件、熱処理条
件とその確性結果を示した。
には供試溶鋼の化学成分、Ｃｅｑ （ロイド）、Ｃｅｑ
及び５ＡＲＴ を示し、第３表には圧延条件、熱処理条
件とその確性結果を示した。
第２表の溶鋼Ｂ、Ｆは３４ｔの大型鋼塊に、その他の溶
鋼は寸法２２０ ｘ １ ＜５５０のモールドで連続鋳
造した鋳片である。
鋼は寸法２２０ ｘ １ ＜５５０のモールドで連続鋳
造した鋳片である。
次にＨＩＣ性能を評価する試験方法として一般にａＢＰ
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Ｉ（ＩＣ試験を行ってＨＩＣ
感受性を評価した− ＨＩＣ感受性を示す大うメータと
してここではＣＬＲ及びＣ８Ｒを用いた。それらは次式
によって求まる価である。
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Ｉ（ＩＣ試験を行ってＨＩＣ
感受性を評価した− ＨＩＣ感受性を示す大うメータと
してここではＣＬＲ及びＣ８Ｒを用いた。それらは次式
によって求まる価である。
但しΣａｉ・ｂｉミニステップれの総面積Ａ：試験片巾
Ｂ：試験片厚さ
しかして、現在のところ耐硫化物割れ性の面からＣＬＲ
，Ｃ８Ｒの上限について定説ないので、本発明では現在
量も厳しい規格とされているＡＲＡＭＣＯ８ＰＥＣＡＭ
ＳＳ−１（Ｓに採用されている次の基準を用ＨＩＣ感受
性を評価し九。
，Ｃ８Ｒの上限について定説ないので、本発明では現在
量も厳しい規格とされているＡＲＡＭＣＯ８ＰＥＣＡＭ
ＳＳ−１（Ｓに採用されている次の基準を用ＨＩＣ感受
性を評価し九。
ＣＬＲ＜ １５％
Ｃ３Ｒ＝０（ステップ割れなし）
−上記第２表の溶鋼Ａ−Ｄは比較鋼であり、Ｐをはじめ
とする各成分が相対的に高いため、５ＡＲＴ ＝ １１
５−２００ Ｐ”−５０ｃｅｑ’−・−−−−−−・−
・−・山−＜４＞上記（４）式に基づ＜ ５ＡＲＴかい
ずれも７０未満の低い値となる。鋼Ｅ−Ｈは本発明鋼で
あり、５ＡＲＴは総て７０以上の値を示す。とれら各供
試鋼の圧延条件と確性結果は第６表に示される如くでめ
り、スラブ加熱温度、板厚、使用圧延機種（Ｈｏｔ材−
Ｐｌａｔｅ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
，Ｃ８Ｈの値がいずれも基準値（ＣＬＲ＜：１５チ、Ｃ
３Ｒ＝Ｏ１） を超えるのに対し、本発明鋼ではＣＬ
Ｒ，Ｃ８Ｈのいず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
との関係を示したグラフである。
とする各成分が相対的に高いため、５ＡＲＴ ＝ １１
５−２００ Ｐ”−５０ｃｅｑ’−・−−−−−−・−
・−・山−＜４＞上記（４）式に基づ＜ ５ＡＲＴかい
ずれも７０未満の低い値となる。鋼Ｅ−Ｈは本発明鋼で
あり、５ＡＲＴは総て７０以上の値を示す。とれら各供
試鋼の圧延条件と確性結果は第６表に示される如くでめ
り、スラブ加熱温度、板厚、使用圧延機種（Ｈｏｔ材−
Ｐｌａｔｅ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
，Ｃ８Ｈの値がいずれも基準値（ＣＬＲ＜：１５チ、Ｃ
３Ｒ＝Ｏ１） を超えるのに対し、本発明鋼ではＣＬ
Ｒ，Ｃ８Ｈのいず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
との関係を示したグラフである。
比較鋼と本発明鋼とを比較すると、特に低Ｐ化の効果が
大であり、例えば鋼ＣではＣＲ４までＣＬＲが６０％、
熱処理（焼入れ焼戻し処理）材ではやや改善され２０％
となるものの、いずれ本基準値以上の値である１、それ
に対してＧではＣＲままでＣＬＲは８％と基準値内の値
である。
大であり、例えば鋼ＣではＣＲ４までＣＬＲが６０％、
熱処理（焼入れ焼戻し処理）材ではやや改善され２０％
となるものの、いずれ本基準値以上の値である１、それ
に対してＧではＣＲままでＣＬＲは８％と基準値内の値
である。
以上のことから、Ｈｏｔ材−Ｐｌａｔｅ材及び圧延まま
材、加速冷却材、熱処理材の如何を問わず本発明の効果
は期待出来、従来熱処理しても得ることが不可能でめっ
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
、 尚、上記の本発明の実施例では鋼板の例についてのみ触
れたが、本発明はこれに限定されるものではなく、鋼管
、形鋼その他の鋼材の製造にも適用し得ることはいうま
でもない。
材、加速冷却材、熱処理材の如何を問わず本発明の効果
は期待出来、従来熱処理しても得ることが不可能でめっ
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
、 尚、上記の本発明の実施例では鋼板の例についてのみ触
れたが、本発明はこれに限定されるものではなく、鋼管
、形鋼その他の鋼材の製造にも適用し得ることはいうま
でもない。
第１図は室温における延性破面率とＣＬＲの関係を示す
グラフ、第２図は５ＡＲＴ とＣＬＲの関係を示すグ
ラフである１、 代理人 弁理士 佐 藤 正 年 回 同 木材三朗 同 同 佐々木 宗 治
グラフ、第２図は５ＡＲＴ とＣＬＲの関係を示すグ
ラフである１、 代理人 弁理士 佐 藤 正 年 回 同 木材三朗 同 同 佐々木 宗 治
Claims (2)
- （１） Ｃ： ０．００２〜０．１５％、Ｓ ｉ ：
０．１〜１．０ ％％Ｍｎ ：０．５〜２．５チ、Ｐ
：０．０３チ以下、Ｓ二ｏ、ｏｏｓチ以下、Ｎｂ ：０
．０１〜０．１２％、Ｂ ：Ｑ、０００２〜ｏ、ｏｏｓ
ｓ、 ５ｏｔＡｔ：０．０１〜０．０５％を含み残部は
鉄及び不可避不純物からなり、しかも１１５−２００Ｘ
Ｐ”−３０Ｃｅｑ２７０（但し、Ｐ”−５Ｐ、 Ｃｅｑ
”＝ １．５Ｃ＋２．５Ｍｎ／６ ）を満足するように
調整した溶鋼を連続鋳造又は大型鋼塊−分塊工程によυ
鋼片とした後熱間圧延し、必要に応じて更に加速冷却又
は熱処理を施すことを特徴とす−る耐硫化物腐食割れ性
に優れた高張力鋼の製造方法１、 - （２）Ｃ：０．００２〜ｏ、ｉ ５％、 Ｓｔ ：０．
１〜１．０％、 Ｍｎ ：０．５〜２．５Ｓ、 Ｐ ：
０．０１ 以下、ｓ：０．００５％以下、・Ｎｂ ：
０．０１〜０．１２％、Ｂ ： ０．０００２〜０．０
０５９Ｇ％５ｏＡＡＡ：０．０１〜０．０５％と、更に
Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０１以下、Ｃｒ ：
１．Ｏ１以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ二０．０１〜０
．１１、Ｔｉ ：０．０１〜Ｇ、１１、Ｃａ：０．００
０５〜０．０１％の一種又は二種基土を含み、残部は鉄
及び不可避不純物からなり、しかも１１５−２００×？
−３０Ｃｅｑ”２７０ Ｃ但し、ｒ＝ｓｐ、 Ｃｅｑ＊
＝ １．５Ｃ＋を満足するように調整した溶鋼を連−続
鋳造又は大型鋼塊−分塊工程により鋼片とした後熱間圧
延し、必要に応じて更に加速冷却又は熱処理を施すこと
を特徴とする耐硫化物腐食割れ性に優れた高張力・鋼の
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 true JPS5887221A (ja) | 1983-05-25 |
| JPH022925B2 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) |
Cited By (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 |
| JPS63250416A (ja) * | 1987-04-08 | 1988-10-18 | Nippon Steel Corp | 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 |
| JPS63250417A (ja) * | 1987-04-08 | 1988-10-18 | Nippon Steel Corp | 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 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5274521A (en) * | 1975-12-18 | 1977-06-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Productin of hot coil material for line pipe having high resistance to hydrogen induced cracking |
-
1981
- 1981-11-20 JP JP18545181A patent/JPS5887221A/ja active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5274521A (en) * | 1975-12-18 | 1977-06-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Productin of hot coil material for line pipe having high resistance to hydrogen induced cracking |
Cited By (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 |
| JPS63250416A (ja) * | 1987-04-08 | 1988-10-18 | Nippon Steel Corp | 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 |
| JPS63250417A (ja) * | 1987-04-08 | 1988-10-18 | Nippon Steel Corp | 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 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH022925B2 (ja) | 1990-01-19 |
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