JPS5980752A - 硫化水素環境で溶接部の耐水素割れ性及び耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は硫化水素環境下で使用されるラインパイプ、オ
イルタンク等の鋼材に関するものである。

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５ＳＣ（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。

ところが熱間圧延終了後、空冷以上の冷却速度で冷却し
製造する鋼材においては、連続鋳造を含み鋳造時の偏析
に起因して、偏析部にマルテンサイトあるいはベイナイ
トのような硬い低温変態組織が生成する。その結果ＨＩ
Ｃ（水素誘起割れ）発生を抑制した超低値のＣａ処理鋼
においても、このような部分にＨＩＣおよびｓｓｃが発
生する。

また前記偏析に対して熱間圧延後これに熱処理を施して
も偏析は解消されるものではないので割れ感受性にも大
きな変化はない。

一方湿潤硫化水素による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（水素ふ（れ）、ＨＩ
Ｃｌあるいはｓｓｃによる破壊が発生することがあるた
め、この様な用途には耐硫化物腐食割れ性に優れた＠羽
が必要とされている。

本発明は、上述の用途に適した鋼材特に、鋼材の溶接に
当って溶接熱影響を受ける溶接部の耐水素割れ性と耐応
力腐食割れ性を改善した鋼材を提供することを目的とす
るものである。

一般にブリスター（水素フクレ）あるいはＨＩＣは介在
物と地鉄との界面に集積した水素の圧力と腐食反応によ
って鋼中に侵入した鋼中水素による地鉄の水素脆化の重
畳によって発生し、一方ｓｓｃは残留応力、外部応力等
の応力と地鉄の水素脆化の重畳、またはこれらに鋼中の
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。

パイプ母材部では、Ｐ　、　Ｍｎ　、　Ｃｒ　、　Ｍｏ
等の不純物元素あるいは合金元素が鋳造組織の偏析部に
濃化し、熱間圧延終了後、空冷以上の冷却速度で冷却し
て製造する鋼板においては、この部分がベイナイトやマ
ルテンサイト変態を起し易（このため硬く、ＨＩＣ感受
性の高い低温変態組織が形成され、既に知られてるよう
な低硫化並びにＭＩＩＳの形状制御を行なっても、ＨＩ
Ｃ，ＳＳＣの発生を完全に防止することは困難である。

また低温変態組織を含む鋼材においても焼入れ、焼戻し
の熱処理を施した場合には、水素脆化に対する感受性が
低下し、ＨＩＣ，ＳＳＣの特性は改善されるが生産性や
経済性に問題がある。

以上の問題に鑑み、出願人は先に［耐硫化物腐食割れ性
の優れた非調質鋼の製造方法」（特願昭５７−２８４５
）にて、「Ｃ０，０３％以下、Ｓ　ｉ　Ｏ，１〜０．５
％、　Ｍｎ　１．０〜２．０％、ｈｔ　Ｏ，００５〜０
．１％を含み残部はＦｅと不可避不純物からなる鋼を、
Ａｅ３点〜１２００℃の温度範囲に加熱後９００　’Ｃ
以下における累積圧下率を３０％以上とする熱間圧延を
行い、圧延終了後放冷又は加速冷却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」を
出願した。

又、上記発明は、必要に応じて上記の化学成分に、更に
Ｃａ０．００７％以下、ＲＥＭ　０．１％以下、Ｍｇ０
、００７％以下、２１００２％以下からなるグループの
一種または二種以上、あるいはＣｒ　ｔ　Ｑ％以下、Ｃ
ｕ１．Ｑ％以下、Ｎｉ１．０％以下、ＮｂＯ，１０％以
下、Ｖ　Ｏ，１５％以下からなるグループの一種または
二種以上、もしくは前者のグループの一種または二種以
上と後者のグループの一種または二種以上の両方を添加
するものである。

しかし発明者等は、その後の研究により前記偏析部の硬
度低下および組織の均一化には必ずしも鋼中の全炭素量
（Ｔ−Ｃ）を０．０６％以下にする必要はないことを見
出した。即ち鋼中にＮｂ、　Ｔｉ　。

Ｖなどの元素が添加含有されている場合は鋳造工程の凝
固に際して、これら元素が鋼中のＣと結合してＣによる
偏析助長作用が、これら元素が存在しない場合尾比して
軽減されることを見出したものである。

ここに添加全炭素量（Ｔ−Ｃ）から化学量論的にＮｂＣ
、ＶＣ，あるいはＴＩＣ等の析出物となり析出したＣ量
を減じたものを残留炭素量即ち ２ 残留炭素量（Ｃ）＝　ＣＴ−Ｃ）　−−［Ｎｂ）　−−
〔Ｖ）　−−（Ｔｉ９５　　　　　　　５１　　　　　
　４８−３．４Ｎ） ただしＴｉ−３，４Ｎ＜０の場合はＴｌ−５，４Ｎ＝［
ｌとすると定義する。

本発明では前記発明の如く全炭素量を０．０６％以下に
限定するものでなく残留炭素量即ちＮｂ、Ｖ。

Ｔｉ等と結合していない炭素量を０．０６％以下に限定
するものである。

即ち炭素量を０．０８％以下（残留炭素量０．０３％以
下）と制限し、圧延後の鋼材において、偏析部硬度の低
下、および組織の均質化を図ることにより耐ＨＩＣ性お
よび耐ＳＳＣ性を向上できることを見知したものである
。

一方低Ｃ鋼において高張力化を図るために、Ｎｂ。

Ｖ、Ｔｉを添加した場合には、これらの元素は鋼中の炭
素と結合して、炭化物を析出し、前記残留炭素量が減少
するが、この残留炭素量が余りにも少（なると母材部で
は問題がないものの溶接部、特に溶接熱影響部（ＨＡＺ
）においてＨＩＣ，ＳＳＣ感受性が極めて高い。この理
由については必ずしも明確にはされてないが残留炭素量
減少による粒界強度の低下とＮｂＣ等の粒内析出による
粒内強度の増加との相互作用、さらに溶接による特異な
熱履歴な受けることの影響により粒界で水素脆化し易く
、この部分を起点として水素誘起割れおよび硫化物応力
腐食割れが発生するようになるものと考えられる。

またこれまでの説明でも明らかであろうが溶接金属その
ものは、一般に母材よりも軟質となるような溶接ワイヤ
ー、溶剤を用いて溶接されるので、溶接金属そのものを
起点とするＨＩＣは殆んど発生しない。溶接部での割れ
は従って、母材を起点とする割れとＨＡＺ　（溶接熱影
響部）における割れに大別される。

本発明はこのような知見に基き、Ｎｂ、　　Ｖ、Ｔ１等
を夫々特定量以下とするとともに、残留炭素量を０、０
　Ｏ５％以上に特定することにより、鋼管の溶接部にお
ける耐ＨＩＣ性と耐ＳＳＣ性を向上せしめ、同時に炭素
量を０．０８％以下（残留炭素量０．０３％以下）に特
定することにより、焼入れ焼戻しなどの熱処理を施すこ
となく圧延したまへの鋼材如おいて偏析部硬度の低下お
よび組織の均質化を図り鋼材母材の耐ＨＩＣ性と、耐Ｓ
ＳＣ性を向上させるものである。

本発明は２０トン以上の大型鋼塊あるいは連鋳スラブを
用い、熱間圧延工程な経て製造される鋼材において、ｃ
　ｏ、　ｏ　ｓ％以下ただし残留炭素０．００５〜０．
０３％とし、Ｓｉ　Ｏ，０１〜０．５０％、Ｍｎ　０．
８〜２．５％ｔｐＯ，０２５％以下、８０．００４％以
下。

ＡＬＯ，００５〜０．１％を基本成分とし、第１の発明
は上記基本成分に更にＮｂ０．１２％以下、ＴｉＯ，１
５％以下、Ｖｏ、１５％以下の一種または二種以上を含
有し残部はＦｅと不可避不純物とからなる鋼。

第２の発明は上記基本成分に更にＣａ０．００７％以下
、　Ｍｇ　０．００７％以下、　ＲＥＭ　０．１％以下
の一種または二種以上を含有し残部はＦｅと不可避不純
物とからなる鋼。

第６の発明は上記基本成分に更にＣｕ　１．０％以下。

Ｃｒ１．０％以下、Ｍｏ１．０％以下、Ｎｉ１．０％以
下、Ｚｒ０１２％以下、８０．００３％以下の一種また
は二種以上を含有し残部はＦｓと不可避不純物とからな
る鋼。

第４の発明は上記基本成分に第２および第６発明を付加
した鋼即ちＣａ０．００７％以下、ＭｇＯ，００７％、
　ＲＥＭ　０．１％以下の一種または二種以上と、更に
Ｃｕ　１．０％以下、Ｃｒ１．０％以下、　Ｍｏ　１．
０％以下。

Ｚｒ０．２％以下、Ｂｏ、００３％以下の一種または二
種以上を含有し残部はＦｅと不可避不純物とからなる鋼
。

であり耐ＨＩＣ性と耐ＳＳＣ性を、母材部において向上
せしめた鋼を製造し提供するものである。

次に、本発明において成分組成を上記の如く限定した理
由について説明する。

残留炭素量を０．０３％以下に限定したのは、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性を向上させると同時に組織を均質
化することにより微細割れの発生を抑制し耐ＳＳＣ性を
向上することにある。

一方、残留炭素量を０．００５％とした理由は粒界に偏
析するＣ量を充分確保し、充分な粒界水素破壊強度を付
与することにより特に溶接熱影響部（ＨＡＺ）において
耐ＨＩＣ性耐ＳＳＣ性を確保するためである。

Ｓｔ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、０．０１％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、靭性な確保するため０．８％以上必要であ
る。一方２．５％を越えると偏析部ではＭｎが濃化し、
その部分でＨｖ５００を越える硬い組織が生成されるた
め上限を２．５％とした。

Ｐは耐ＨＩＣ性を劣化させ特に０．０２５％以上ではＨ
ＩＣの発生が増加するため上限を０．０２５％とした。

８は０．００４％を越えるとＭｎＳが増加しこれを起点
として１（ＩＣが発生しやすくなるため上限を０、００
４％とした。

ｋｌは脱酸上必要な元素であることから下限を０、００
５％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。

以上の基本成分に更に添加する成分元素ＮｂおよびＴｉ
、　　Ｖの含有量については残留炭素量が０．００５％
以上となるように添加しなければならないが、Ｎｂが０
．１２％を、ηおよびＶは夫々ｏ、１５％を越えると大
きな炭化物が析出し、これを起点とした水素割れが生じ
易くなるためと、靭性な劣化させルタメ上限’＆ＮｂＯ
，１２％、ＴＩオよびＶは夫４０．１５％とした。

また第２発明におけるＣａはＭｎＳの形状制御をし、Ｈ
ＩＣの発生起点を減少させるのに有効であるが、０、０
０７％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た。

ＭｇはＣａ同様ＭｎＳの形状制御によりＨＩＣの発生起
点を減少させるのに有効であるのでＯ，ＯＯ７％以下の
範囲で添加する。

ＲＥＭはＭｎＳの形状制御作用によりＨＩＣの発生起点
を減少させるのに有効であるため０．１％以下の範囲で
添加することにした。

更に第６発明におけるＣｕ、　Ｃｒは耐食性元素である
とともに、強度の面でも有効であり、必要に応じて添加
するが１，０％を越えると溶接性、靭性の劣化を生ずる
。

Ｎｉ及びＭＯは強度靭性の確保に有効な元素であり、し
かもＮｉはＣｕ含有鋼の熱間加工性を改善する元素であ
るため必要に応じて添加する。しかし１．０％を越える
と両元素とも耐ＳＳＣ性能を劣化せしめるのでこれを上
限とする。

ＺｒはＨＩＣ（ステップ割れ）に対する鋼の抵抗性を高
めるが含有量が０．２０％を越えると鋼の特に溶接ボン
ド部の著しい脆化が起るので上限を０．２％とする。

Ｂは焼き入れ性を向上させる元素であるか、０、　ＯＯ
３％を越えると母材および溶接部の靭性が著しく劣化す
るため上限をり、　ＯＯ５％とした。

以上に示した鋼成分の含有スラブを使用し、熱間圧延後
空冷にて室温まで冷却し製造し５る。

尚本発明による鋼の性能はＱＴ　、　Ｎｏｒｍａ、　Ｔ
ｅｍｐｅｒあるいは圧延後、加速冷却によって損なわれ
ることがないので必要に応じ℃これらを実施することは
可能で厚板圧延機、又は連続圧延機（ホットストリップ
ミル）による製造の別なく適用することが可能である。

以下、本発明の実施例に基づいて説明する。

〔実施例〕

試験に用いたスラブの成分組成、製造条件および各供試
材によって得られた特性値は、表１と表２に示す通りで
あった。

ＨＩＣ試験は、図１の（イＸ口）に示す試験片の採取要
領および寸法形状で試験片を作成しく尚、寸法は次の通
り）、 試験片厚さ：母材Ｂ　＝　Ｔ−２１１１１（最大２０霧
）溶接部Ｂ＝全　厚 〃　幅：Ｗ＝２０閣 〃　長さ：Ｌ＝１００ｍ＋ この試験片を９６時間硫化水素飽和（５％食塩十０．５
％酢酸）水溶液に浸漬した後、各試験片の６断面で割れ
の測定、を行う方法を採用した。

次にＨＩＣ試験の割れの判定方法を第２図に示す。割れ
は、割れ長さ率（ＣＬ　Ｒ：　Ｃｒａｃｋ　Ｌｅｎｇｔ
ｈＲａｔｉｏ）＋　割れ感受性率（ＣＳ　Ｒ：　Ｃｒａ
ｃｋ　５ｅｎｓｉ　−ｔｉｖｉｔｙ　Ｒａｔｉｏ　）お
よび割れの有無で評価した。

第２図は次式 ％式％ によって求めるＨＩＣ試験のＣＬＲ（至）、　　ＣＳ　
Ｒ（％）の算出方法を示したものである。

又、ＳＳＣ試験は第６図の（イＸ口）（’−Ｘ二）に示
す試験片の採取要領、寸法（ＷＩｎ）で試験片を作成し
、この試験片を第６図の（ホ）に示す試験装置によって
試験測定するものである。（ホ）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
ャック、（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％Ｎａ
Ｃ１＋　０．５％ＣＨｓ　Ｃ０ＯＨ＋　Ｈ２Ｓ飽和）が
充たしである。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。　　　・ 溶接は第４図に示す要領に基づいて行なった。

第４図（イ）はＳＡＷ溶接の場合の開先寸法を示すもの
で溶接ワイヤはＭｎ　−Ｎｉ　−Ｍｏ−ＴＩ系のものな
ら・びにフラックスは塩基性フラックスを用い板厚毎の
溶接入熱を次の如くした。

第４図（口Ｘ−）は円周溶接の開先寸法を示す図で、（
ロ）は板厚９．５，１２．　１６．１９ｍｍの場合であ
り、（ハ）は板厚２５簡の場合でワイヤは神戸製鋼（株
）製ＭＧＳ／）３Ｂ（１，２Φ）のものを用い、シール
ドガスとして、Ａｒ　＋　２０％Ｃ０２，を２５　Ｌ　
／　ｍｉｎ用い、溶接条件は次の条件によって行なった
。

まずパイプ母材部の耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性につい
て実施例に基いて説明する。

第５図は非偏析部のＭｎ量に相当すると考えられるシー
ドルＭｎ量とＨＩＣ試験の結果を夫々母材（イ）。

溶接部（ロ）について示したもので、母材（図イ）では
残留炭素を０．０６％以上含む従来鋼（図中○印）では
Ｍｎ量が１．０％を越えるとＨＩＣ感受性が急激に増加
する　に対し残留炭素量０．０３％以下（Ｃ量０．０８
％以下９図中口印）の本発明鋼ではＭｎ量が１．０％以
上の場合にも割れは全（発生しないことが示されている
。（尚図中Ｃ印は従来鋼でＣが０、００５％以下を示す
。） 一方溶接部（同口）では残留炭素０．０６％以上を含む
従来鋼において、母材部ＨＩＣを起点としたＨＩＣが発
生する。

また残留炭素０．００５％以下の従来鋼では母材部には
ＨＩＣは発生しないものの溶接部にのみＨＩＣが発生す
る。これに対して０．００５％≦残留炭素≦０．０６％
の本発明鋼ではＨＩＣが全く発生しないことが示されて
いる。

第６図に偏析部Ｍｎ量（重量％）と偏析部の硬度（ＵＶ
）との関係を示す。残留炭素が０．０６％以上の従来鋼
では偏析部Ｍｎ量が増加すると、偏析部の硬度がＨＶ３
００以上に上昇し、従来出願人が開示（日本鋼管技報、
８７（１９８０）６１）Ｌ、た如く１（ＩＣが増加する
のに対し残留炭素０．０６％以下の本発明鋼では偏析部
Ｍｎ量が６．０％以下の範囲では硬度がＨＶ３００以下
となり、ＨＩ　Ｃを防止できることが第６図に示されて
いる。ブ２だし、実施例に示された残留炭素０．０２９
％の鋼種Ｆのような残留炭素０．０３％以下の鋼におい
ても、Ｍｎ量か２．０％を越える場合には偏析部Ｍｎ量
が６．０％を越え、偏析部の一部でＨＶ３００を゛越え
ることがあるため、ＨＩ　Ｃの発生が増加する。

また残留炭素０．０６％以下であっても、鋼種Ｇのよう
なＮｂ量０．１２５％と、Ｎｂ量が０．１２％以上の鋼
では巨大なＮｂ系の介在物が発生しそれを起点としたＩ
（ＩＣが発生する。

以上述べたように母材１（ＩＣを防止するには残留炭素
量０．０６％以下、　Ｍｎ　２．０％以下、　Ｎｂ　Ｏ
，１２％以下が本発明では必須要件である。

第７図は、残留炭素量（重量％）とＳＳＣ試験結果との
関係を示す。残留炭素量か０．０６％以下の場合はσｔ
ｈ　／σｙｓ　＝０．５５〜０，６５であり、σｔｈ／
σＹ８は０．２０程度向上することが示されて（・る。

これは本発明鋼の組織が均質化されて（・ることを示す
ものである。

次に溶接部の耐ＨＩＣ性について述べる。

第８図は溶接部において、母材中のＮｂ量、残留炭素量
とＨＩ　Ｃ試験の結果を示したもので、残留炭素量が０
．０６％以上および０．００５％以下の従来鋼ではＩ（
ＩＣが発生するのに対し、残留炭素量を０．００５％以
上０．０３％以下に特定した本発明鋼ではＨＩＣは全（
発生しないことが示されて（〜る。

これらＨＩＣのうち、残留炭素が０．０６％以上の従来
鋼の場合には、母材部の１（ＩＣを起点とするＨＩＣが
）Ｉ　Ａ　Ｚを通り、場合によっては、溶接金属まで達
しているのに対し、残留炭素か０．００５％以下の従来
鋼の場合には母材部ＨＩＣを起点としたＨＩＣは発生し
ないが、溶接熱影響部に粒界型のＨＩＣが発生する。こ
の粒界型ＨＩＣ発生の原因として、詳細は不明であるが
Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖの添加に伴なって、これら元素の炭化物
の粒内析出による粒内強化や、残留炭素の減少により、
粒界が脆化したことが考えられる。これは第５図におい
てみられる残留炭素０．００５％以下の領域においても
、溶接部ＨＩＣが発生した結果を裏付けるものである。

以上母材ＨＩＣの防止のためには残留炭素０．０６％以
下が必須であり、溶接部ｆ（Ｉ　Ｃの防止のためには、
母材ＨＩＣを防止し、かつ粒界型ＨＩＣを防止する必要
があり、残留炭素Ｏ１Ｏろ％以下かつ０．００５％以上
が必須条件となる。即ち全てのＨＩＣを防止するために
は、残留炭素が０．０３％以下かつ０．００５％以上に
すれば良いことが本実施例によって明らかとなる。

第９図には溶接部における残留炭素量とＳＳＣ試験結果
の関係をグラフにて示す。

残留炭素量が０．００５％以下の従来鋼の場合はσｔｈ
　／σＹ８＝０．６０以下の応力で破断するのに対し、
残留炭素量が０．００５％以上の本発明鋼ではσｔｈ／
σｙｓ＝Ｑ、７Ｑ以下では破断することなくσｔｈ／σ
Ｙ６は０．１０〜０．２０向上していることが示されて
いる。（σｔｈ：割れ発生限界応力）（σＹＳ：降伏応
力） 残留炭素が０．００５％未満の従来鋼のＳＳＣ破面な走
査電子顕微鏡にて観察したところ第１０図写真に示すよ
うな粒界割れが多く認められるのに対し、本発明鋼では
、この種の粒界割れは全く認められなかった。

第１１図に母材および浴接熱影響部における残留炭素量
の割れ発生率に及ぼす影響をグラフにて母材では残留炭
素量か０．０６％を越えるとＨＩＣの感受性が上昇し、
溶接熱影響部では残留炭素０、０　Ｏ５％以下の領域で
ＨＩＣが発生し易くなるが、本発明鋼では両者の条件を
満足し、母材および溶接熱影響部において、全＜ＨＩ　
Ｃが発生しないことを示している。

以上の本発明による鋼は、実施例から明らかなように、
低温かつ硫化水素環境下等の厳しい環境においても、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。

【図面の簡単な説明】

第１図ａ（イ）（ロ）およびｂ（イＸ口）は夫々母材お
よび溶接部のＨＩＣ試験片の採取要領および寸法、形状
を示す説明図、第２図はＨＩＣ試験の割れ判定方法の説
明図、第３図（イＸｏＸ”Ｘ二）（ホ）はＳＳＣ試験片
および試験装置を示す説明図、第４図（イ）（口Ｘ））
は溶接時の開先の寸法、形状を示す説明図、第５図（イ
）（ロ）は夫々母材と溶接部におけるノードルＭｎ量と
ＨＩ　Ｃの関係を示すグラフ図、第６図は偏析部のＭｎ
量とミクロ硬度の関係を示すグラフ図、第７図は残留炭
素量とＳＳＣ試験結果の関係を示すグラフ図、第８図は
母材中のＮｂ量、残留炭素量とＨＩＣ試験の結果を示し
たグラフ図、第９図は溶接部における残留炭素量とＳＳ
Ｃ試験結果との関係を示したグラフ図、第１０図は従来
鋼のＳＳＣ破面の鋼組織電子顕微鏡写真、第１１図は母
材部および溶接熱影響部における残留炭素量と割れ発生
率との関係を示ナグラフ図である。 代理人　弁理士　　木　村　三　朗 第　５１？７１．４） ＝３２５＝ ＋ｍｍ＋ 第７図 詑訃複胡 第８図 Ｎｂ５茶１ＪＤ量へ） ３２６− 第９図 Ｘ　ｉＬ、＠４ｆＩ’ｆ’ｌｊ　”　５００Ｐ！ｆ４　
　　　　　　”　　−第１０１！Ｉ Ｐ％ 第　１１　　図 ０　０．００５００＋０　　０．０２０　　０．０３０
　　０ＤｔＫ）　　　０．０５０　　０．０６０１、事
件の表示 特願昭５７−１８８２３１ 、発明の名称 ４、代理人 細な説明の欄及び図面」 ）明細書第１頁第６行記載の発明の名称「硫化水素環境
で優れた耐水素割れを有する鋼材」を「硫化水素環境で
優れた耐水素割れ性を有する鋼材」と補正する。 （２、特許請求の範囲を別紙の通９補正する。 ｒ３）　　明細書第４頁第２〜６行の「含み」を「含む
ｊと補正する。 ）第５頁第１３行の「知られてるよりな」をｒ知られて
いるような」と補正する。 （５）第７頁第８行のｒ（Ｔ　−Ｃ）Ｊをｒ（Ｔ−Ｃ）
」と補正する。 ）第８頁第９行の「溶接」を「溶接」と補正する。 〜）第８頁第１５〜１６行の［水素誘起割れ・・・・・
・硫化物応力腐食割れが」をＦ　ＨＩＣおよびＳＳＣが
」と補正する。 、）第９頁第４行の「大別される」を「大別しうる」と
補正する。 １）第９頁第１７行の「材において、」を「材にして第
１の発明は」と補正する。 Ｃ１第９頁第２０行〜第１０頁第１行の「を基本成分と
して・・・・・・基本成分に更にＮｂ　０．１２％」を
「及びＮｂ　Ｏ，１２％」と補正する。 ０め　第９頁第５行の「基本成分に」を「基本成分（第
１発明）に」と補正する。 α■　第１０頁第９行の「基本成分に更に」を「基本成
分（第１発明）に更に」と補正する。 （２）第１０頁第１４行〜１５行の「上記基本成分・・
・・・・鋼即ち」を「上記基本成分（第１発明）に」と
補正する。 ぐ→　第１１頁第４行の「説明する」の次に「全炭素量
の上限を０．０８％としたのは、これが０．０８チを超
えると残留炭素量が０．０３％を超えることが多くなり
偏析部の一部にＨｖ　３００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る」を挿入する。 ＱＱ　第１１頁第１０行のｒ　０．００５％」を「０．
００５−以上」と補正する。 ａＱ　　第１２頁第３〜４行間に「強度靭性の面からは
Ｍｎを１．０％以上とすることが望ましく、割れ長さ率
ＣＬＲ％を０とするためにはＭｎを２．０％以下とする
ことが望ましい」を挿入する。 α力　第１２頁第１６行の「以上の基本成分に」を削除
する。 （ハ）第１４頁第９行の［鋼の性能・・・・・・’ｐｅ
ｍｐｅｒ　Ｊを「鋼の性能は実施例中表５に示す如く焼
入（２）焼準■焼戻しく′ｒ）Ｊｌと補正する。 （２）第１４頁第１９行の「示す通ねであった。」の次
に「ｔには圧延ま争及び圧延後引き続き加速冷却した場
合、表３には圧延後再加熱を伴う熱処理を施した場合に
ついて掲げた。」を追加挿入する。 ■　第１５頁第１５〜１６行の式中［Σａｉ　Ｊを「Σ
αｌ」と補正する。 ０］）第１６頁表１中「従来鋼ＦのＭｎをＦ２．１０」
をＦ２．６０Ｊｌと補正する。 （イ）第１８頁に別紙衣５を追加し原「第１８〜２６頁
」を途次「第１９〜２７頁」と補正する。 幹　原第１８頁第１４行の「（ホ）の図の」を「（ホ）
の図に」と補正する。 （ハ）原第１８頁第１４行の「第４図（イ）」を「第４
図α（イ）」と補正する。 （ハ）原第１９頁第８行の［第４図（ロ）（ハ）」を「
第４図ｂ（ロ）（ハ）」と補正する。 ＱＱ　　原第２１頁第１２行の「２．０％」を「２．５
０チ」と補正する。 （ロ）　図面第８図を補正図面秦素看４如く補正する。 別紙 特許請求の範囲 （１）　　ＣＯ，０８％以下、　Ｓｌ　Ｏ，０１〜０．
５０％１Ｍｎ０５８〜２．５％、　Ｐ　０．０２５％以
下、８０．００４％以下、Ａｚｏ、００５〜０．１％、
およびＮｂ　０．１２％以下、ＴｉＯ，１５％以下、Ｖ
ｏ、１５％以下（７）一種または二種以上を含有し残部
はＦｅと不可避不純物とからなり、しかも次式で示され
る残留炭素量（Ｃ）を残留炭素（ｃ）＝　［ｃ：）　−
−ＬＮｂ：）　−−（ｖ）　−−［Ｔ１−３．４　Ｎｉ
１９５　　　　　　　５１　　　　　　　４８ただしＮ
は窒素チ、で ［：Ｔｌ−３，４Ｎ：ｌ　（Ｏの場合は０とする。 ０、００５〜０．０６％とすることを特徴とする硫化水
素環境で優れた耐水素割れ性を有する鋼。 （２）Ｃ０，０８％以下、　ｓｔｏ、ｐ　１〜０．５０
％＋　Ｍｎ０．８〜２．５％　、　ｐ　Ｏ，０２５％以
下、８０．００４％−以下、ＲＥＭ　Ｏ，１％以下の一
種または二種以上な会有し残部はＦ、ｅと不可避不純物
とからなり、しかも次式で示される残留炭素量（Ｃ）を 残留炭素（Ｃ）＝　〔Ｃ）　　　　［Ｎｂ：］　　　　
［ｙ：）　−一（Ｔｔ−３，４Ｎ〕９３　　　　　　　
　５１　　　　　　　　４ＢただしＮは窒素チ、で ＣＴｉ−３，４Ｎ）　＜　Ｏの場合は０とする。 ０、００５〜０．０３％とすることを特徴とする硫化水
素環境で優れた耐水素割れ性を有する鋼。 （３）ＣＤ、０８％以下、　８１０．０１〜０．５０％
＋　Ｍｎ０１８〜２．５％、Ｐｏ、０２５チ以下、Ｓｏ
、００４％以上とさらにＣｕ１．０％以下、Ｃｒ１．０
％以下、　Ｍｏ　１．０チ以下、Ｎｉ１．０％以下、Ｚ
ｒＯ，２％以下、８０．００３−以下の一種または二種
以上を含有し残部はＦｅと不可避不純物とからなり、し
かも次式で示されれる残留炭素量（Ｃ）を 残留炭素（Ｃ）　＝　［：ｃ：］　−−［Ｎｂ）　−−
５〔Ｖ）　−−；　［Ｔｔ−３，４Ｎ、＋３ ただし、Ｎは窒素チ、で ［Ｔｉ−３，４Ｎ：ｌ＜　Ｏの場合は０とする。 ０、００５〜０．０３　％とすることを特徴とする硫化
水素環境で優れた耐水素割れ見を有する鋼。 （４）Ｃ０，０８％以下、　８１０．０１〜０．５０　
％　、Ｍｎ０．８〜２．５％、　ｐ　Ｏ，０２５％以下
、ｓＯ，００４チＲＥＭ　Ｏ，１％以下の一種または二
種以上と、さらにＣｕ　１．０％以下、Ｃｒ１．０％以
下、　Ｍｏ　１．０％以下、Ｎｉ１．０％以下、ＺｒＯ
，２％以下、Ｂｏ、００３％以下の一種または二種以上
を含有し、残部はＦｅと不可避不純物とからな９、しか
も次式で示される残留炭素量（Ｃ）を 残留炭素（ｃ）−（Ｃ）−、−ｇＣＮｂ〕−−７［Ｖ）
−−５（Ｔｉ−３，４Ｎ：）ただし、Ｎは窒素チ、で 〔Ｔｉ−３，４Ｎ：］　＜　０の場合は０とする。 ０．００５〜０．０３％とすることを特徴とする硫化水
素環境で優れた耐水素割れ性を有する鋼。 手続補正書（方式） 特許庁長官殿　　　　　　　　昭和５き３月２　日１、
事件の表示 特願昭５７−１８８２３１ 、発明の名称 硫化水素環境で優れた耐水素割れ性を有する鋼材名　称
　（４１２）　Ｈ木鋼管株式会社４、代理人 （但し第２図及び第５図は内容に変更なし）第１図 ０（４）、　ｂ　（／（） ０　（ｏ　＋　　　　　　　ｂ　（ロフ第２図 第３図 （ニ） 第４図ｂ（ロ） 第５図（イ） Ｍｎ　　（Ｌ−Ｖ’、ｂ）　　ｗｔ　−ｈ第５図（ｏ） 第６図 第７図 第８図 Ｈｂ　　　際・力ｏｔｔ％） 第９図 ７炙１ｃ↑　（ｗｔ％） 手続補正書（自発） 特許庁長官殿　　　　　　　　昭和５き３月３８１、事
件の表示 特願昭５７−１８８２３１ 、発明の名称 硫化水素環境で優れた耐水素割れ性を有する鋼材３、補
正をする者 事件との関係　　特　許　出願人 名　称　（４１２）目本鋼管株式会社 ４、代理人 ６、補正の対象 「明細書の発明の詳細な説明の欄」 ７、補正の内容 （１）明細書第１４頁第２０行〜１５頁第２行のｒ　Ｈ
ＩＣ試験は〜（尚、寸法は次の通り）」をｒ　ＨＩＣ試
験を第１図（イ）（ロ）に示す試験片の採取要領および
寸法、形状説明図に基いて試験片を作成した。第１図に
おいてａ（イ）（ロ）は母材を、ｂ（イ）（ロ）は溶接
部を、矢印Ｘは圧延方向矢印Ｙはパイプ管長手方向およ
び圧延方向を示す。尚試験片の寸法は次の通シである。 」と補正する。 （２）同第１８頁第１行〜第４行の「又ＳＳＣ試験は〜
測定するものである。」を「第３図はＳＳＣ試験片およ
び試験装置を示す説明図であり第３図（イ）（ハ）に）
は夫々平板、母材、溶接部よシの試給片採取要領を、第
６図（ロ）は試験片寸法（■）を示し、この試験片を第
３図の（ホ）に示す試験装置によって試験測定するもの
である。」と補正する。 （３）同第１８頁第６行の「（５）は荷重であり」を「
（５）は荷重、（６）は支点であり、矢印はＨ，Ｓガス
の導通方向を示すものであり」と補正する。 （４）同第１９頁第８行の「開先寸法」をｒ開先寸法（
冒）」と補正する。 （５）同第２１頁第２行の「関係を示す。」の次に「図
中○印は従来鋼（残留Ｃ＞０．０３％）で割れなしをＯ
印は割れあシを、ｚ印は従来鋼（残留Ｃ（０，００５％
）で割れなしを齋印は割れありを、０印は本発明鋼で割
れなしを■印は割れありを示したものである。」を加入
する。 （６）同第２２頁第６行の「関係を示す。」の次に「図
中○印は従来鋼（残留Ｃ＞ＩＪ、０３％）で破を加入す
る。 （７）同第２２頁第１０行の「示したもので、残留」を
「示したものである。第８図において斜線で示された領
域は割れ発生域を空白域は割れ発生してない領域を示し
、Ｏ印は従来鋼（残留Ｃ〉ｏ、ｏ３％）でＨＩＣ発生せ
ず・印はＨＩＣ発生を発生せず、閣印はＨＩＣ発生を示
す。」と補正する。 （８）同第２３頁第１８行の「グラフにて示す。」の次
に「なお図中○・ｚ修口■印は第７図と同意義を示す。 但し０２０印は試験期間５００時間の結果を示す。」を
加入する１、 ３３

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）Ｃ０，０８％以下、ｓｔ　０．０１〜０．５０％
   、　Ｍｎ０．８〜２，５％、Ｐｏ、０２５％以下、８０
   ．００４％以下、　Ａｔ０．００５〜０．１％、および
   Ｎｂ０．１２％以下、Ｔｉ０．１５％以下、Ｖｏ、１５
   ％以下の一種または二種以上を含有し残部はＦｅと不可
   避不純物とからなり、しかも次式で示される残留炭素量
   （Ｃ）を残留炭素（Ｃ）＝　（Ｃ）　−−（Ｎｂ）　−
   −（Ｖ）　−’１ＬＴｉ　−３，４Ｎ）９３　　　　　
   　５ま ただしＮは窒素％、で ［Ｔｉ−３，４Ｎ）＜００場合は０とする。 ０、００５〜０．０３％とすることを特徴とする硫化水
   素環境で優れた耐水素割れを有する鋼。 （２）　　ＣＯ，０８％以下、　８１０．０．１〜０．
   ５０％、　Ｍｎ０９８〜２．５％、ｐｏ、０２５％以下
   、８０．００４％以下、　ｈｔ　Ｏ，００５〜０．１％
   およびＣａＯ，００７％以下、　Ｍｇ　０．００７％以
   下、ＲＥＭｏ、１％以下の一種または二種以上を含有し
   残部はＦｅと不可避不純物とからなり、しかも次式で示
   される残留炭素量（Ｃ）を残留炭素（Ｃ）　＝（Ｃ’ｌ
   　−−（：Ｎｂ’ｌ　−−〔Ｖ）　−−［Ｔ１−３．４
   Ｎ］９５　　　　　　　５１　　　　　　４８ただし、
   Ｎは窒素％、で （Ｔｌ　−３，４Ｎ］　＜　Ｏの場合は０とする。 ０、００５〜０．０３％とすることを特徴とする硫化水
   素環境で優れた耐水素割れを有する鋼。 （３）Ｃ０，０８％以下、　Ｓｔ　Ｏ，０１〜０．５０
   ％、　Ｍｎ０．８〜２．５％、ｐＯ，０２５％以下、８
   ０．００４％以下、　ｈｔ　０．００５〜０．１％およ
   びＣｕ　ｊ　Ｑ％以下。 Ｃｒ１．Ｑ％以下、Ｍｏ１．０％以下＋　Ｎｔ　１．０
   ％以下、Ｚｒ０１２％以下、Ｂｏ、００３％以下の一種
   または二種以上を含有し残部はＦ’ｅと不可避不純物と
   からなり、しかも次式で示される残留炭素量（Ｃ）を残
   留炭素（Ｃ）　＝　ＥＣ）−７ＣＮｂ）　−−７（Ｖ）
   　−２７（Ｔｉ　−３，４Ｎ）ただし、Ｎは窒素％、で ［Ｔｉ−３，４Ｎ］＜００場合はＯとする。 ０．００５〜０．０６％とすることを特徴とする硫化水
   素環境で優れた耐水素割れを有する鋼。 （４）Ｃ０，０８％以下、８１０．０１〜０．５０％、
   　Ｍｎ０．８〜２．５％、Ｐｏ、０２５％以下、８０．
   ００４％以下、ｈｔ　Ｏ，００５〜０．１％およびｃａ
   ｏ、ｏｏ７％以下＋　Ｍｇ　ｏ、　００７％、ＲＥＭＱ
   、１％以下の一種または二種以上と、さらにＣｕ　１．
   ０％以下、Ｃｒ１．０％以下。 Ｍｏ　１．　Ｑ％以下、　Ｎｉ　１．　Ｑ％以下、　Ｚ
   ｒ　Ｏ，２％以下、ＢＯ，００３％以下の一種または二
   種以上を含有し、残部はＦｅと不可避不純物とからなり
   、しかも次式で示される残留炭素量（Ｃ）を 残留炭素（Ｃ）＝　〔Ｃ）　−Ｈ〔Ｎｂｌ　−、〔Ｖ）
   　−２−ｇ（Ｔｉ　−３，４Ｎ）ただし、Ｎは窒素％、
   で （Ｔｉ　−３，４Ｎ）　（０）場合はｏとする。 ０、００５〜０．０３％とすることを特徴とする硫化水
   素環境で優れた耐水素割れを有する鋼。