JPS6235452B2 - - Google Patents
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- JPS6235452B2 JPS6235452B2 JP57040247A JP4024782A JPS6235452B2 JP S6235452 B2 JPS6235452 B2 JP S6235452B2 JP 57040247 A JP57040247 A JP 57040247A JP 4024782 A JP4024782 A JP 4024782A JP S6235452 B2 JPS6235452 B2 JP S6235452B2
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
この発明は、耐水素誘起割れ性にすぐれた鋼材
に関し、とくに硫化水素を含む湿潤環境で使用さ
れるラインパイプ用鋼や油井管などの用途で要請
される、耐水素誘起割れ性をとくにMnを1.2重量
％以上を含有する場合にも、ことに著しく向上さ
せる鋼組成に関連した組織の改善を図つた耐水素
誘起割れ性にすぐれた鋼材の製造方法を提案しよ
うとするものである。 近年、硫化水素を含む原油や天然ガスの輸送に
用いられるラインパイプや油井管などにおいて、
いわゆる水素誘起割れに起因する漏洩あるいは破
壊事故例が報告されこの種の鋼材の耐水素誘起割
れ性が重要な問題となつている。 この水素誘起割れの発生機構については近年多
くの研究がなされ次の様な機構であることが明ら
かにされている。 すなわち、水素誘起割れは鋼の腐食反応によつ
て発生した水素が鋼中に侵入し、この鋼中に侵入
した水素が鋼中の非金属介在物と地鉄との界面に
集積ガス化して、このガス圧によつて割れが発生
するものである。 また非金属介在物のうちでも介在物先端のノツ
チ効果による応力集中が生じ易いMnSなどのＡ
系介在物が水素誘起割れに対して最も有害であ
り、また偏析部に生ずる帯状のマルテンサイトや
ベイナイトなどの低温変態異常組織（以下異常組
織と略す。）が最も割れの伝播し易い組織である
ことが知られている。 以上のことから水素誘起割れの対策として従来
行なわれている方法は、鋼に侵入する水素量を低
減させる方法、割れの伝播し易い異常組織を低減
する方法および割れの起点となるＡ系介在物を分
散、球状化する方法の三つに大別できる。 このうち最も有効なものが、CaあるいはREM
添加による介在物の分散、球状化であるが、Mn
が1.20重量％以上の高Mn鋼材では異常組織が発
達するため、上記の対策だけでは不充分であり、
低Ｐ化あるいは偏析軽減対策さらには熱処理な
ど、異常組織を低減させる対策を同時に行なう必
要があり製造コストの上昇は避けられなかつた。 発明者らは前記従来技術の欠点を克服し、低コ
ストで、耐水素誘起割れ性に優れた高Mn鋼材を
得るために研究を行なつた結果、以下の新しい知
見を得た。 すなわち、従来のフエライト・パーライト鋼で
はMn量が多くなるほど偏析部に異常組織が発達
し易く、ビツカース硬さ350以上のものが多くな
つて割れ感受性が高くなるのに反し、Ｃが0.08重
量％以下の高Mn鋼材でとくに均一な微細フエラ
イト・ベイナイト鋼とした場合は、中央の偏析部
でもビツカース硬さ350以下の組織となり、耐水
素誘起割れ性が著しく向上することである。 これは低Ｃ化することにより生成するベイナイ
ト自体の硬さが低下することおよび均一にベイナ
イトが生成する成分系にすることによつて低温変
態時に偏析部に拡散するＣが周辺のベイナイトに
とらえられて少なくなり、偏析部に生ずるベイナ
イトあるいは島状マルテンサイトのＣ含有量が通
常のフエライト・パーライト鋼の偏析部に生ずる
ものよりも著しく少なくなるためである。 この発明は以上の新しい知見にもとづき、
C0.08重量％以下でかつ低Ｓ化のもとにCa添加す
ることによつて充分な介在物の分散・球状化を行
なつた鋼スラブを、900℃以上1350℃以下の温度
に加熱した後、（Ar3＋150℃）以上の温度で累積
圧下率が50％以上95％以下となるように圧延を施
し、引続いて（Ar3＋150℃）以下でかつAr3点以
上の未再結晶オーステナイト域の温度範囲内で累
積圧下率が50％以上95％以下となるように圧延
し、次いでAr3点以下でかつ（Ar3−100℃）以上
のオーステナイトとフエライトとの二相域の温度
範囲内で累積圧下率が10％以上92％以下となるよ
うに圧延し、その後空冷あるいは水冷して、結晶
粒径５μ以下のフエライトと微細ベイナイトと島
状マルテンサイトおよび微細加工フエライトを主
体とした、いわゆる微細フエライト・ベイナイト
組織とすることによつて、鋼の耐水素誘起割れ性
を著しく向上し得ることを究明した。 以下の鋼組成は、各成分系列を通して上記の基
礎的知見に従う共通の目的に適合し、成分系毎に
個々の特性をそれぞれさらに充実させ得る。 １ Ｃ：0.08重量％以下、Si：0.01〜0.50重量
％、Mn：1.20〜3.00重量％、Ｐ：0.020重量％
以下、Ｓ：0.003重量％以下、Ca：0.001〜
0.010重量％およびAl：0.01〜0.10重量％を含
有し、残部実質的にFeからなる成分組成。 ２ １の成分組成を基本としてさらにCu：0.15
〜0.60重量％、Ni：0.10〜0.60重量％および
Cr：0.10〜3.0重量％のうちから選ばれた少く
とも１種を含有する成分組成。 ３ 同じくさらにMo：0.01〜1.0重量％、Nb：
0.01〜0.15重量％、Ｖ：0.01〜0.15重量％、お
よびZr：0.01〜0.15重量％のうちから選ばれた
少くとも一種を含有する成分組成。 ４ 同じくさらにＢ：0.0005〜0.005重量％また
はＢ：0.0005〜0.005重量％およびTi：0.01〜
0.10重量％を含有する成分組成。 ５ 同じくさらにCu：0.15〜0.60重量％、Ni：
0.10〜0.60重量％およびCr：0.10〜3.0重量％の
うちから選ばれた少くとも１種ならびにMo：
0.01〜1.0重量％、Nb：0.01〜0.15重量％、
Ｖ：0.01〜0.15重量％およびZr：0.01〜0.15重
量％のうちから選ばれた少くとも１種を含有す
る成分組成。 ６ 同じくさらにCu：0.15〜0.60重量％、Ni：
0.10〜0.60重量％およびCr：0.10〜3.0重量％の
うちから選ばれた少くとも１種ならびにＢ：
0.0005〜0.005重量％またはＢ：0.0005〜0.005
重量％およびTi：0.01〜0.10重量％を含有する
成分組成。 ７ 同じくさらにMo：0.01〜1.0重量％、Nb：
0.01〜0.15重量％、Ｖ：0.01〜0.15重量％およ
びZr：0.01〜0.15重量％のうちから選ばれた少
くとも１種、ならびにＢ：0.0005〜0.005重量
％またはＢ：0.0005〜0.005重量％およびTi：
0.01〜0.10重量％を含有する成分組成。 ８ 同じくさらにCu：0.15〜0.60重量％、Ni：
0.10〜0.60重量％およびCr：0.10〜3.0重量％の
うちから選ばれた少くとも１種と、Mo：0.01
〜1.0重量％、Nb：0.01〜0.15重量％、Ｖ：
0.01〜0.15重量％およびZr：0.01〜0.15重量％
のうちから選ばれた少くとも１種ならびにＢ：
0.0005〜0.005重量％またはＢ：0.0005〜0.005
重量％およびTi：0.01〜1.0重量％を含有する
成分組成。 発明者らの研究によれば水素誘起割れ感受性を
低下させるには、偏析部に生ずる異常組織のかた
さをビツカース硬さで350以下になるようにする
ことが非常に有効であるが、こゝにＣを0.08％以
下にした上で組織を均一微細フエライトベイナイ
トとすることによつて上記した各成分系を通して
偏析部に生ずるベイナイトあるいは島状マルテン
サイトの硬さを350以下とすることができた。 次に低Ｓ化の下でCa添加により介在物を分
散・球化して割れの起点を低減し、同時に前述し
た割れの伝播組織となる異常組織の硬さを下げる
ことにより鋼材の耐水素誘起割れ性を著しく向上
させる。 上記した三段階の圧延を経たあとは、単に空冷
または水冷による冷却処理に供するだけで、その
冷却速度に影響されることなく結晶粒径５μｍ以
下のフエライトと微細ベイナイトと島状マルテン
サイト及び微細加工フエライトを主体とする組
織、すなわち微細フエライト・ベイナイト組織が
得られる。 次にこの発明の成分限定理由について述べる。 Ｃ：0.08重量％以下（簡単のため以下単に％で示
す。） 鋼の強度を向上させる元素であるが0.08％を
越えると、偏析部に生じるベイナイトあるいは
島状マルテンサイトの硬さがビツカース硬さで
350以上となり耐水素誘起割れ性を劣化させる
ので、0.08％以下に限定した。 Si：0.01〜0.50％ 脱酸上必要な元素であるが0.01％未満ではそ
の効果がなく0.50％を越えると鋼の靭性をそこ
なうので0.01〜0.50％の範囲に限定した。 Mn：1.20〜3.00％ 強度を向上させる元素であり、またとくに均
一微細フエライトベイナイト組織を得るために
も必要であつて、1.20％未満では、所定の組
織、強度を得るのがむづかしく3.00％を越える
と鋼の靭性に悪影響を与えるので1.20％〜3.00
％の範囲に限定した。 Ｐ：0.020％以下 Ｐは偏析し易く、組織・硬さの不均一を発生
させる原因となり、また靭性も劣化させるので
少ない方が望ましいが、低Ｐ化することは製造
コストを上昇させるので、この発明に悪影響を
与えない上限である0.020％以下に限定した。 Ｓ：0.003％以下 Ｓは0.003％以下を越えるとCaを添加しても
介在物の分散・球状化による耐水素誘起割れ性
向上の効果が充分得られないので0.003％以下
に限定した。 Ca：0.001〜0.010％ Ca添加による介在物の分散・球状化のため
には少なくとも0.001％を必要とするが0.010％
を越えて添加するとCa系介在物を増加させか
えつて耐水素誘起割れ性に悪影響を与えるので
0.001〜0.010％の範囲に限定した。 Al：0.01〜0.10％ 脱酸上必要であり、またCaの歩留りを向上
させる元素であるが、0.01％未満ではその効果
がなく0.10％を越すと結晶粒の粗大化を引き起
して材質を劣化させるなど好ましくないので
0.01〜0.10％の範囲に限定した。 以上の如きＣ、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Caおよび
Al、の限定成分範囲をもつてこの発明が有利に
適用される基本組成とするが以下の各成分につい
てもその限定範囲で基本組成に期待したと同一の
目的の下にその一層の発展をもたらす。 Cu：0.15〜0.60％ Cuは耐食性の向上を主目的として0.60％以
下含有させるが耐水素誘起割れ性の向上にも効
果があり、こゝに0.15％未満では効果が少なく
0.60％を越すと熱間加工性をそこなうので0.15
〜0.60％の範囲とした。 Ni：0.1〜0.6％ Niも耐食性の向上を主目的として0.6％以下
含有させるが、靭性の向上にも効果があり、と
くにCuを0.2％以上の含有する場合はCuによる
脆化を防ぐためにも寄与し、こゝに0.10〜0.60
％を含有する必要があるので0.10〜0.60％に限
定した。 Cr：0.10〜3.0％ Crもまた耐食性向上を主目的として3.0％以
下含有させるが、強度・靭性の向上にも効果が
あり、こゝに0.10％未満ではその効果がなく、
また3.0％を越すと加工性に悪影響を与えるた
め0.10〜3.0％の範囲に限定した。 ここに上記のCu、NiおよびCrはそれらの各成
分範囲において同効である。 Mo：0.01〜1.00％ Moは焼入れ性、強度の向上に1.00％以下で
効果があるが0.01％未満ではその効果が少なく
1.00％を越す多量の添加は靭性を劣化させるお
それがあるので0.01〜1.00％の範囲とした。 Nb、ＶおよびZr：0.01〜0.15％ Nb、ＶおよびZrは0.15％以下でMoとほぼ同
様な効果があり、Moについてのべたのと同じ
理由により、それぞれNb：0.01〜0.15％、Ｖ：
0.01〜0.15％、Zr：0.01〜0.15％の範囲に限定
した。 Ｂ：0.0005〜0.005％ Ｂは焼入性を向上させる元素で0.05％以下で
効果があるが0.0005％未満では効果が少く、
0.005％を越すと靭性をそこなうので0.0005〜
0.005％の範囲に限定した。 Ti：0.01〜0.1％ TiはＢと共存してその効果をより有効化す
る作用に加えて、強度の向上および耐食性の向
上にも寄与する。Tiは0.01％未満では、Ｂとの
共存作用は不充分な一方、0.10％を越すと靭性
を劣化させるので、0.01〜0.10％の範囲におけ
るＢとの併用は、上記Ｂ単独の場合と同効であ
る。 次にこの発明の鋼材に施される加工処理工程の
限定理由を述べる。 まずスラブ加熱温度は900℃以上でないと実際
上圧延が困難であるため900℃以上とするが、い
たずらにスラブ加熱温度を高めるとδ相あるいは
液相の出現により圧延時の熱間割れが生じ好まし
くない。このような熱間割れを防ぐため、通常の
圧延では、スラブ加熱温度をA4点（1400℃）以
下としているが、A4点が成分あるいは偏析によ
つて変動することを考慮して1350℃を上限とし
た。 この発明では、微細フエライトおよび微細ベイ
ナイト組織を必須要件とするが、これらの微細粒
子を生成させるためには、オーステナイト結晶粒
径を20μ以下にする必要があり、このためには、
900℃以上の温度に加熱した鋼スラブに対する
（Ar3＋150℃）以上の高温再結晶オーステナイト
域における累積圧下率が、50％以上であることが
まず必要であり、これ以下では微細フエライトベ
イナイト組織が得られない。 また、この領域での累積圧下率が95％を越える
ことは（Ar3＋150℃）からAr3までの未再結晶オ
ーステナイト域およびAr3から（Ar3−100℃）の
領域の圧延での適正な量の圧下を困難とするの
で、上限を95％とした。 次に（Ar3＋150℃）からAr3までの未再結晶オ
ーステナイト域において50％以上の圧延を施すこ
とによつてベイナイトならびに島状マルテンサイ
トの生成を促進し、Ar3から（Ar3−100℃）まで
の（γ＋α）二相域での10％以上の圧延によつて
微細フエライト・ベイナイト組織を得ることがで
きる。こゝに（Ar3＋150℃）からAr3までの未再
結晶域の圧延が50％未満で不充分な場合、偏析部
以外でのベイナイトマルテンサイトの生成が遅れ
るため、偏析部にＣが拡散し偏析部に、いわゆる
異常組織を生成し、耐水素誘起割れ性を劣化させ
る。 また、この領域での累積圧下率が95％を越える
ことは（Ar3＋150℃）以上の高温再結晶オース
テナイト域およびAr3から（Ar3−100℃）の領域
の圧延での適正な量の圧下を困難とするので、上
限を95％とした。 さらにAr3から（Ar3−100℃）の領域の圧延が
10％未満でも残留オーステナイトの変態が遅れる
ため少量の異常組織の生成が起きると同時にフエ
ライト粒度を充分細かくすることができないため
鋼の靭性が得られ難く、そして（Ar3−100℃）
以下の低温圧延を行なうと鋼の靭性をそこなうお
それがある。 また、この領域での累積圧下率が92％を越える
ことは、（Ar3＋150℃）以上の高温再結晶オース
テナイト域および（Ar3＋150℃）からAr3までの
未再結晶オーステナイト域の圧延での適正な量の
圧下を困難とするので、上限を92％とした。 以上の理由によりこの発明では前述の如く圧延
条件を限定する。 上記圧延段階を経たのちの冷却については、す
でに触れたように、空冷又は水冷を施すことによ
り、所望とする微細フエライト・ベイナイト組織
が得られる。 実施例 発明者らはＣ、Mnレベルの異なる４種類の低
Ｃ高Mn鋼をベースにこの発明による耐水素誘起
割れ性向上を明らかにする試験を行なつた。 （表１）に試験に供した試料の化学成分を示
す。１〜24鋼はすべてこの発明で限定した圧延条
件を満足する圧延を施した微細フエライトベイナ
イト鋼でありこれらのうち１〜20鋼は圧延後空
冷、21〜24鋼は圧延後500℃までシヤワー水冷を
行なつた。なお8A〜8Dは８鋼と同じ成分のもの
を圧延条件のみ変化させ、圧延条件の影響を見た
ものである。
に関し、とくに硫化水素を含む湿潤環境で使用さ
れるラインパイプ用鋼や油井管などの用途で要請
される、耐水素誘起割れ性をとくにMnを1.2重量
％以上を含有する場合にも、ことに著しく向上さ
せる鋼組成に関連した組織の改善を図つた耐水素
誘起割れ性にすぐれた鋼材の製造方法を提案しよ
うとするものである。 近年、硫化水素を含む原油や天然ガスの輸送に
用いられるラインパイプや油井管などにおいて、
いわゆる水素誘起割れに起因する漏洩あるいは破
壊事故例が報告されこの種の鋼材の耐水素誘起割
れ性が重要な問題となつている。 この水素誘起割れの発生機構については近年多
くの研究がなされ次の様な機構であることが明ら
かにされている。 すなわち、水素誘起割れは鋼の腐食反応によつ
て発生した水素が鋼中に侵入し、この鋼中に侵入
した水素が鋼中の非金属介在物と地鉄との界面に
集積ガス化して、このガス圧によつて割れが発生
するものである。 また非金属介在物のうちでも介在物先端のノツ
チ効果による応力集中が生じ易いMnSなどのＡ
系介在物が水素誘起割れに対して最も有害であ
り、また偏析部に生ずる帯状のマルテンサイトや
ベイナイトなどの低温変態異常組織（以下異常組
織と略す。）が最も割れの伝播し易い組織である
ことが知られている。 以上のことから水素誘起割れの対策として従来
行なわれている方法は、鋼に侵入する水素量を低
減させる方法、割れの伝播し易い異常組織を低減
する方法および割れの起点となるＡ系介在物を分
散、球状化する方法の三つに大別できる。 このうち最も有効なものが、CaあるいはREM
添加による介在物の分散、球状化であるが、Mn
が1.20重量％以上の高Mn鋼材では異常組織が発
達するため、上記の対策だけでは不充分であり、
低Ｐ化あるいは偏析軽減対策さらには熱処理な
ど、異常組織を低減させる対策を同時に行なう必
要があり製造コストの上昇は避けられなかつた。 発明者らは前記従来技術の欠点を克服し、低コ
ストで、耐水素誘起割れ性に優れた高Mn鋼材を
得るために研究を行なつた結果、以下の新しい知
見を得た。 すなわち、従来のフエライト・パーライト鋼で
はMn量が多くなるほど偏析部に異常組織が発達
し易く、ビツカース硬さ350以上のものが多くな
つて割れ感受性が高くなるのに反し、Ｃが0.08重
量％以下の高Mn鋼材でとくに均一な微細フエラ
イト・ベイナイト鋼とした場合は、中央の偏析部
でもビツカース硬さ350以下の組織となり、耐水
素誘起割れ性が著しく向上することである。 これは低Ｃ化することにより生成するベイナイ
ト自体の硬さが低下することおよび均一にベイナ
イトが生成する成分系にすることによつて低温変
態時に偏析部に拡散するＣが周辺のベイナイトに
とらえられて少なくなり、偏析部に生ずるベイナ
イトあるいは島状マルテンサイトのＣ含有量が通
常のフエライト・パーライト鋼の偏析部に生ずる
ものよりも著しく少なくなるためである。 この発明は以上の新しい知見にもとづき、
C0.08重量％以下でかつ低Ｓ化のもとにCa添加す
ることによつて充分な介在物の分散・球状化を行
なつた鋼スラブを、900℃以上1350℃以下の温度
に加熱した後、（Ar3＋150℃）以上の温度で累積
圧下率が50％以上95％以下となるように圧延を施
し、引続いて（Ar3＋150℃）以下でかつAr3点以
上の未再結晶オーステナイト域の温度範囲内で累
積圧下率が50％以上95％以下となるように圧延
し、次いでAr3点以下でかつ（Ar3−100℃）以上
のオーステナイトとフエライトとの二相域の温度
範囲内で累積圧下率が10％以上92％以下となるよ
うに圧延し、その後空冷あるいは水冷して、結晶
粒径５μ以下のフエライトと微細ベイナイトと島
状マルテンサイトおよび微細加工フエライトを主
体とした、いわゆる微細フエライト・ベイナイト
組織とすることによつて、鋼の耐水素誘起割れ性
を著しく向上し得ることを究明した。 以下の鋼組成は、各成分系列を通して上記の基
礎的知見に従う共通の目的に適合し、成分系毎に
個々の特性をそれぞれさらに充実させ得る。 １ Ｃ：0.08重量％以下、Si：0.01〜0.50重量
％、Mn：1.20〜3.00重量％、Ｐ：0.020重量％
以下、Ｓ：0.003重量％以下、Ca：0.001〜
0.010重量％およびAl：0.01〜0.10重量％を含
有し、残部実質的にFeからなる成分組成。 ２ １の成分組成を基本としてさらにCu：0.15
〜0.60重量％、Ni：0.10〜0.60重量％および
Cr：0.10〜3.0重量％のうちから選ばれた少く
とも１種を含有する成分組成。 ３ 同じくさらにMo：0.01〜1.0重量％、Nb：
0.01〜0.15重量％、Ｖ：0.01〜0.15重量％、お
よびZr：0.01〜0.15重量％のうちから選ばれた
少くとも一種を含有する成分組成。 ４ 同じくさらにＢ：0.0005〜0.005重量％また
はＢ：0.0005〜0.005重量％およびTi：0.01〜
0.10重量％を含有する成分組成。 ５ 同じくさらにCu：0.15〜0.60重量％、Ni：
0.10〜0.60重量％およびCr：0.10〜3.0重量％の
うちから選ばれた少くとも１種ならびにMo：
0.01〜1.0重量％、Nb：0.01〜0.15重量％、
Ｖ：0.01〜0.15重量％およびZr：0.01〜0.15重
量％のうちから選ばれた少くとも１種を含有す
る成分組成。 ６ 同じくさらにCu：0.15〜0.60重量％、Ni：
0.10〜0.60重量％およびCr：0.10〜3.0重量％の
うちから選ばれた少くとも１種ならびにＢ：
0.0005〜0.005重量％またはＢ：0.0005〜0.005
重量％およびTi：0.01〜0.10重量％を含有する
成分組成。 ７ 同じくさらにMo：0.01〜1.0重量％、Nb：
0.01〜0.15重量％、Ｖ：0.01〜0.15重量％およ
びZr：0.01〜0.15重量％のうちから選ばれた少
くとも１種、ならびにＢ：0.0005〜0.005重量
％またはＢ：0.0005〜0.005重量％およびTi：
0.01〜0.10重量％を含有する成分組成。 ８ 同じくさらにCu：0.15〜0.60重量％、Ni：
0.10〜0.60重量％およびCr：0.10〜3.0重量％の
うちから選ばれた少くとも１種と、Mo：0.01
〜1.0重量％、Nb：0.01〜0.15重量％、Ｖ：
0.01〜0.15重量％およびZr：0.01〜0.15重量％
のうちから選ばれた少くとも１種ならびにＢ：
0.0005〜0.005重量％またはＢ：0.0005〜0.005
重量％およびTi：0.01〜1.0重量％を含有する
成分組成。 発明者らの研究によれば水素誘起割れ感受性を
低下させるには、偏析部に生ずる異常組織のかた
さをビツカース硬さで350以下になるようにする
ことが非常に有効であるが、こゝにＣを0.08％以
下にした上で組織を均一微細フエライトベイナイ
トとすることによつて上記した各成分系を通して
偏析部に生ずるベイナイトあるいは島状マルテン
サイトの硬さを350以下とすることができた。 次に低Ｓ化の下でCa添加により介在物を分
散・球化して割れの起点を低減し、同時に前述し
た割れの伝播組織となる異常組織の硬さを下げる
ことにより鋼材の耐水素誘起割れ性を著しく向上
させる。 上記した三段階の圧延を経たあとは、単に空冷
または水冷による冷却処理に供するだけで、その
冷却速度に影響されることなく結晶粒径５μｍ以
下のフエライトと微細ベイナイトと島状マルテン
サイト及び微細加工フエライトを主体とする組
織、すなわち微細フエライト・ベイナイト組織が
得られる。 次にこの発明の成分限定理由について述べる。 Ｃ：0.08重量％以下（簡単のため以下単に％で示
す。） 鋼の強度を向上させる元素であるが0.08％を
越えると、偏析部に生じるベイナイトあるいは
島状マルテンサイトの硬さがビツカース硬さで
350以上となり耐水素誘起割れ性を劣化させる
ので、0.08％以下に限定した。 Si：0.01〜0.50％ 脱酸上必要な元素であるが0.01％未満ではそ
の効果がなく0.50％を越えると鋼の靭性をそこ
なうので0.01〜0.50％の範囲に限定した。 Mn：1.20〜3.00％ 強度を向上させる元素であり、またとくに均
一微細フエライトベイナイト組織を得るために
も必要であつて、1.20％未満では、所定の組
織、強度を得るのがむづかしく3.00％を越える
と鋼の靭性に悪影響を与えるので1.20％〜3.00
％の範囲に限定した。 Ｐ：0.020％以下 Ｐは偏析し易く、組織・硬さの不均一を発生
させる原因となり、また靭性も劣化させるので
少ない方が望ましいが、低Ｐ化することは製造
コストを上昇させるので、この発明に悪影響を
与えない上限である0.020％以下に限定した。 Ｓ：0.003％以下 Ｓは0.003％以下を越えるとCaを添加しても
介在物の分散・球状化による耐水素誘起割れ性
向上の効果が充分得られないので0.003％以下
に限定した。 Ca：0.001〜0.010％ Ca添加による介在物の分散・球状化のため
には少なくとも0.001％を必要とするが0.010％
を越えて添加するとCa系介在物を増加させか
えつて耐水素誘起割れ性に悪影響を与えるので
0.001〜0.010％の範囲に限定した。 Al：0.01〜0.10％ 脱酸上必要であり、またCaの歩留りを向上
させる元素であるが、0.01％未満ではその効果
がなく0.10％を越すと結晶粒の粗大化を引き起
して材質を劣化させるなど好ましくないので
0.01〜0.10％の範囲に限定した。 以上の如きＣ、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Caおよび
Al、の限定成分範囲をもつてこの発明が有利に
適用される基本組成とするが以下の各成分につい
てもその限定範囲で基本組成に期待したと同一の
目的の下にその一層の発展をもたらす。 Cu：0.15〜0.60％ Cuは耐食性の向上を主目的として0.60％以
下含有させるが耐水素誘起割れ性の向上にも効
果があり、こゝに0.15％未満では効果が少なく
0.60％を越すと熱間加工性をそこなうので0.15
〜0.60％の範囲とした。 Ni：0.1〜0.6％ Niも耐食性の向上を主目的として0.6％以下
含有させるが、靭性の向上にも効果があり、と
くにCuを0.2％以上の含有する場合はCuによる
脆化を防ぐためにも寄与し、こゝに0.10〜0.60
％を含有する必要があるので0.10〜0.60％に限
定した。 Cr：0.10〜3.0％ Crもまた耐食性向上を主目的として3.0％以
下含有させるが、強度・靭性の向上にも効果が
あり、こゝに0.10％未満ではその効果がなく、
また3.0％を越すと加工性に悪影響を与えるた
め0.10〜3.0％の範囲に限定した。 ここに上記のCu、NiおよびCrはそれらの各成
分範囲において同効である。 Mo：0.01〜1.00％ Moは焼入れ性、強度の向上に1.00％以下で
効果があるが0.01％未満ではその効果が少なく
1.00％を越す多量の添加は靭性を劣化させるお
それがあるので0.01〜1.00％の範囲とした。 Nb、ＶおよびZr：0.01〜0.15％ Nb、ＶおよびZrは0.15％以下でMoとほぼ同
様な効果があり、Moについてのべたのと同じ
理由により、それぞれNb：0.01〜0.15％、Ｖ：
0.01〜0.15％、Zr：0.01〜0.15％の範囲に限定
した。 Ｂ：0.0005〜0.005％ Ｂは焼入性を向上させる元素で0.05％以下で
効果があるが0.0005％未満では効果が少く、
0.005％を越すと靭性をそこなうので0.0005〜
0.005％の範囲に限定した。 Ti：0.01〜0.1％ TiはＢと共存してその効果をより有効化す
る作用に加えて、強度の向上および耐食性の向
上にも寄与する。Tiは0.01％未満では、Ｂとの
共存作用は不充分な一方、0.10％を越すと靭性
を劣化させるので、0.01〜0.10％の範囲におけ
るＢとの併用は、上記Ｂ単独の場合と同効であ
る。 次にこの発明の鋼材に施される加工処理工程の
限定理由を述べる。 まずスラブ加熱温度は900℃以上でないと実際
上圧延が困難であるため900℃以上とするが、い
たずらにスラブ加熱温度を高めるとδ相あるいは
液相の出現により圧延時の熱間割れが生じ好まし
くない。このような熱間割れを防ぐため、通常の
圧延では、スラブ加熱温度をA4点（1400℃）以
下としているが、A4点が成分あるいは偏析によ
つて変動することを考慮して1350℃を上限とし
た。 この発明では、微細フエライトおよび微細ベイ
ナイト組織を必須要件とするが、これらの微細粒
子を生成させるためには、オーステナイト結晶粒
径を20μ以下にする必要があり、このためには、
900℃以上の温度に加熱した鋼スラブに対する
（Ar3＋150℃）以上の高温再結晶オーステナイト
域における累積圧下率が、50％以上であることが
まず必要であり、これ以下では微細フエライトベ
イナイト組織が得られない。 また、この領域での累積圧下率が95％を越える
ことは（Ar3＋150℃）からAr3までの未再結晶オ
ーステナイト域およびAr3から（Ar3−100℃）の
領域の圧延での適正な量の圧下を困難とするの
で、上限を95％とした。 次に（Ar3＋150℃）からAr3までの未再結晶オ
ーステナイト域において50％以上の圧延を施すこ
とによつてベイナイトならびに島状マルテンサイ
トの生成を促進し、Ar3から（Ar3−100℃）まで
の（γ＋α）二相域での10％以上の圧延によつて
微細フエライト・ベイナイト組織を得ることがで
きる。こゝに（Ar3＋150℃）からAr3までの未再
結晶域の圧延が50％未満で不充分な場合、偏析部
以外でのベイナイトマルテンサイトの生成が遅れ
るため、偏析部にＣが拡散し偏析部に、いわゆる
異常組織を生成し、耐水素誘起割れ性を劣化させ
る。 また、この領域での累積圧下率が95％を越える
ことは（Ar3＋150℃）以上の高温再結晶オース
テナイト域およびAr3から（Ar3−100℃）の領域
の圧延での適正な量の圧下を困難とするので、上
限を95％とした。 さらにAr3から（Ar3−100℃）の領域の圧延が
10％未満でも残留オーステナイトの変態が遅れる
ため少量の異常組織の生成が起きると同時にフエ
ライト粒度を充分細かくすることができないため
鋼の靭性が得られ難く、そして（Ar3−100℃）
以下の低温圧延を行なうと鋼の靭性をそこなうお
それがある。 また、この領域での累積圧下率が92％を越える
ことは、（Ar3＋150℃）以上の高温再結晶オース
テナイト域および（Ar3＋150℃）からAr3までの
未再結晶オーステナイト域の圧延での適正な量の
圧下を困難とするので、上限を92％とした。 以上の理由によりこの発明では前述の如く圧延
条件を限定する。 上記圧延段階を経たのちの冷却については、す
でに触れたように、空冷又は水冷を施すことによ
り、所望とする微細フエライト・ベイナイト組織
が得られる。 実施例 発明者らはＣ、Mnレベルの異なる４種類の低
Ｃ高Mn鋼をベースにこの発明による耐水素誘起
割れ性向上を明らかにする試験を行なつた。 （表１）に試験に供した試料の化学成分を示
す。１〜24鋼はすべてこの発明で限定した圧延条
件を満足する圧延を施した微細フエライトベイナ
イト鋼でありこれらのうち１〜20鋼は圧延後空
冷、21〜24鋼は圧延後500℃までシヤワー水冷を
行なつた。なお8A〜8Dは８鋼と同じ成分のもの
を圧延条件のみ変化させ、圧延条件の影響を見た
ものである。
【表】
（表２）に供試鋼の圧延条件および機械的性質
を示す。 耐水素誘起割れを評価する方法としては、BP
テスト条件（H2S飽和人工海水中96時間浸漬、液
PH約5.2）とNACE条件（H2S飽和0.5％酢酸＋５
％食塩水中96時間浸漬、液PH約3.0）の２条件の
試験を用いた。
を示す。 耐水素誘起割れを評価する方法としては、BP
テスト条件（H2S飽和人工海水中96時間浸漬、液
PH約5.2）とNACE条件（H2S飽和0.5％酢酸＋５
％食塩水中96時間浸漬、液PH約3.0）の２条件の
試験を用いた。
【表】
【表】
試験片は最も偏析が大きいと考えられる連鋳ス
ラブの巾中心部に相当する位置より第１図に示す
如く圧延方向に採取した。 第２図に試験片の形状を示す。 割れの判定は各試験液中に無負荷状態で96時間
浸漬した後第３図に示すように試験片毎に３断面
各鋼種３本づつ計９断面を検鏡（10倍）して行な
つた。 表３に試験結果および試料の中央偏析部のビツ
カース硬度（50ｇ）の最大値を示す。
ラブの巾中心部に相当する位置より第１図に示す
如く圧延方向に採取した。 第２図に試験片の形状を示す。 割れの判定は各試験液中に無負荷状態で96時間
浸漬した後第３図に示すように試験片毎に３断面
各鋼種３本づつ計９断面を検鏡（10倍）して行な
つた。 表３に試験結果および試料の中央偏析部のビツ
カース硬度（50ｇ）の最大値を示す。
【表】
【表】
これからわかるようにＣ量が0.08％以下の微細
フエライト・ベーナイト鋼でかつ充分な介在物の
分散・球状化を行つたこの発明の各供試鋼はすぐ
れた耐水素誘起割れ性を示すがCaが0.0010％未
満あるいはＳ量が0.003％をこえる試料１〜４、
９、10、14、15、21、および22の各比較鋼は耐水
素誘起割れ性が劣る。 またＣが0.08％をこえる試料16、17鋼は偏析部
のビツカース硬さが350以上となるため充分な耐
水素誘起割れ性が得られない。 また８―Ａ〜８―Ｄ鋼の如くこの発明の圧延条
件を満足しない場合はビツカース硬さ350以上の
異常組織が生成するため、充分な耐水素誘起割れ
性は得られない。 以上の結果からこの発明によつて耐水素誘起割
れ性にすぐれた鋼材が得られることは明らかであ
る。
フエライト・ベーナイト鋼でかつ充分な介在物の
分散・球状化を行つたこの発明の各供試鋼はすぐ
れた耐水素誘起割れ性を示すがCaが0.0010％未
満あるいはＳ量が0.003％をこえる試料１〜４、
９、10、14、15、21、および22の各比較鋼は耐水
素誘起割れ性が劣る。 またＣが0.08％をこえる試料16、17鋼は偏析部
のビツカース硬さが350以上となるため充分な耐
水素誘起割れ性が得られない。 また８―Ａ〜８―Ｄ鋼の如くこの発明の圧延条
件を満足しない場合はビツカース硬さ350以上の
異常組織が生成するため、充分な耐水素誘起割れ
性は得られない。 以上の結果からこの発明によつて耐水素誘起割
れ性にすぐれた鋼材が得られることは明らかであ
る。
第１図は板材からの試験片採取要領を示す説明
図、第２図は水素誘起割れ試験片の斜視図、第３
図は水素誘起割れ検鏡要領の説明図である。
図、第２図は水素誘起割れ試験片の斜視図、第３
図は水素誘起割れ検鏡要領の説明図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.08重量％以下、 Si：0.01〜0.50重量％、 Mn：1.20〜3.00重量％、 Ｐ：0.020重量％以下、 Ｓ：0.003重量％以下、 Ca：0.001〜0.010重量％、および Al：0.01〜0.10重量％ を含有する組成の鋼スラブに、 900℃以上1350℃以下の温度で加熱した後、
（Ar3＋150℃）以上の温度での累積圧下率が50％
以上95％以下となる圧延 引続き（Ar3＋150℃）以下でかつAr3点以上の
未再結晶オーステナイト域の温度範囲内での累積
圧下率が50％以上95％以下となる圧延 Ar3点以下でかつ（Ar3−100℃）以上のオース
テナイトとフエライトとの二相域の温度範囲内で
の累積圧下率が10％以上92％以下となる圧延 と、その後の空冷または水冷による冷却処理とを
施して、結晶粒径５μｍのフエライトと微細ベイ
ナイトと島状マルテンサイトおよび微細加工フエ
ライトを主体とする組織を得る ことを特徴とする、耐水素誘起割れ性にすぐれた
鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57040247A JPS58157948A (ja) | 1982-03-16 | 1982-03-16 | 耐水素誘起割れ性にすぐれた鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57040247A JPS58157948A (ja) | 1982-03-16 | 1982-03-16 | 耐水素誘起割れ性にすぐれた鋼材の製造方法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12044688A Division JPS63317624A (ja) | 1988-05-19 | 1988-05-19 | 耐水素誘起割れ性にすぐれた鋼材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58157948A JPS58157948A (ja) | 1983-09-20 |
| JPS6235452B2 true JPS6235452B2 (ja) | 1987-08-01 |
Family
ID=12575368
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP57040247A Granted JPS58157948A (ja) | 1982-03-16 | 1982-03-16 | 耐水素誘起割れ性にすぐれた鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58157948A (ja) |
Families Citing this family (7)
| 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 |
| 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 |
| JPS62290847A (ja) * | 1986-06-11 | 1987-12-17 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 硫化水素を含む湿潤環境で使用される母材鋼の製造方法 |
| MY116920A (en) * | 1996-07-01 | 2004-04-30 | Shell Int Research | Expansion of tubings |
| US6572716B2 (en) * | 1997-09-22 | 2003-06-03 | National Research Institute For Metals | Fine ferrite-based structure steel production method |
| KR100843844B1 (ko) | 2006-11-10 | 2008-07-03 | 주식회사 포스코 | 균열성장 저항성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판 및그 제조방법 |
| WO2008123025A1 (ja) * | 2007-03-30 | 2008-10-16 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | 坑井内で拡管される拡管用油井管及びその製造方法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5183854U (ja) * | 1974-12-27 | 1976-07-06 | ||
| JPS5766391U (ja) * | 1980-10-08 | 1982-04-20 |
-
1982
- 1982-03-16 JP JP57040247A patent/JPS58157948A/ja active Granted
Non-Patent Citations (2)
| Title |
|---|
| CONTROLLED ROLLING PRACTICE OF HSLA STEEL AT EXTREMELY LOW TEMPERATURE FINISHING=1981 * |
| IMPROVEMENT OF HYDROGEN SULFIDE CRACKING SUSCEPTIBILITY IN LINE PIPES FOR SOUR GAS SERVICES * |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS58157948A (ja) | 1983-09-20 |
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