WO2015002046A1 - 耐水素誘起割れ性と靭性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管 - Google Patents

耐水素誘起割れ性と靭性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管 Download PDF

Info

Publication number
WO2015002046A1
WO2015002046A1 PCT/JP2014/066852 JP2014066852W WO2015002046A1 WO 2015002046 A1 WO2015002046 A1 WO 2015002046A1 JP 2014066852 W JP2014066852 W JP 2014066852W WO 2015002046 A1 WO2015002046 A1 WO 2015002046A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel
toughness
amount
hic
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.)
Ceased
Application number
PCT/JP2014/066852
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
加藤　拓
晴弥 川野
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Kobe Steel Ltd
Original Assignee
Kobe Steel Ltd
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Kobe Steel Ltd filed Critical Kobe Steel Ltd
Priority to EP18189539.2A priority Critical patent/EP3428301A1/en
Priority to KR1020157036038A priority patent/KR20160013103A/ko
Priority to KR1020177015001A priority patent/KR20170065677A/ko
Priority to EP14819986.2A priority patent/EP3018231A4/en
Priority to CN201480037371.5A priority patent/CN105358724B/zh
Publication of WO2015002046A1 publication Critical patent/WO2015002046A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/04—Removing impurities by adding a treating agent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/10—Handling in a vacuum
    • 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
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • 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
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate and a pipe for a line pipe, which are excellent in hydrogen-induced crack resistance and toughness.
  • steel plates excellent in hydrogen-induced crack resistance and toughness suitable for natural gas / crude oil transportation line pipes, pressure vessels, storage tanks, etc., and hydrogen-induced crack resistance and toughness obtained using the steel plates It relates to steel pipes for line pipes that are excellent in
  • a steel material constituting the line pipe or the like is required to have high toughness.
  • so-called sour resistance such as hydrogen-induced crack resistance and stress corrosion crack resistance is also required.
  • Hydrogen-induced cracking is a crack that occurs due to gasification when hydrogen that has penetrated into the steel material due to the corrosion reaction caused by hydrogen sulfide or the like accumulates in nonmetallic inclusions such as MnS and Nb (C, N). It is known that there is.
  • HIC Hydro-induced crack
  • HIC resistance Hydro-induced crack resistance
  • Patent Document 1 discloses a steel material that has improved hydrogen-induced cracking properties by suppressing the segregation degree of Mn, Nb, and Ti at the center of the plate thickness.
  • Patent Document 2 discloses a method of suppressing HIC starting from MnS or Ca-based oxysulfide by a parameter formula including Ca, O, and S contents.
  • JP 2010-209461 A Japanese Patent Laid-Open No. 06-136440
  • the present invention has been made by paying attention to the above-described circumstances, and an object thereof is to realize a steel plate and a steel pipe for a line pipe excellent in hydrogen-induced crack resistance and toughness.
  • the steel sheet having excellent resistance to hydrogen-induced cracking and toughness of the present invention that has solved the above problems is C: 0.02 to 0.15%, Si: 0.02 to 0.50%, Mn : 0.6 to 2.0%, P: more than 0% to 0.030% or less, S: more than 0% to 0.003% or less, Al: 0.010 to 0.08%, Ca: 0.0003 to 0 Ca / S, which is a ratio of Ca to S, satisfying .0060%, N: 0.001 to 0.01%, and O: more than 0% and 0.0045% or less, the balance being iron and inevitable impurities Is 2.0 or more, and the Ca, S and O satisfy (Ca-1.25S) /O ⁇ 1.80, and the Ar gas content in the steel is 0.50 microliter / It is characterized by being no more than cm 3 .
  • the steel sheet as another element, (A) B: more than 0% to 0.005% or less, V: more than 0% to 0.1% or less, Cu: more than 0% to 1.5% or less, Ni: more than 0% to 1.5% or less, Cr: 0 More than 1.5%, Mo: more than 0%, 1.5% or less, and Nb: more than 0% and 0.06% or less, or (b) Ti: 0 % Selected from the group consisting of more than% 0.03% or less, Mg: more than 0% 0.01% or less, REM: more than 0% 0.02% or less, and Zr: more than 0% 0.010% or less.
  • the above elements may be included.
  • the steel sheet is suitable for line pipes and pressure vessels.
  • the steel pipe for line pipes manufactured using the said steel plate is also contained in this invention.
  • the steel plate and the steel pipe may be collectively referred to as a steel material.
  • a steel plate or a line pipe steel pipe excellent in hydrogen-induced crack resistance and toughness is obtained because the steel sheet satisfies the specified component composition and the Ar gas content in the steel is kept within the specified range. Can be provided.
  • the inventors of the present invention have made extensive studies to solve the above-mentioned problems.
  • the present inventors performed HIC tests specified in NACE (National Association of Corrosion and Engineer) TM0284 for various steel plates, and evaluated HIC resistance.
  • the NACE test is a test for evaluating the generation of HIC after 96 hours by saturating hydrogen sulfide gas in a solution of 5% NaCl solution + 0.5% acetic acid, pH 2.7.
  • the Ar gas content in the steel may be 0.50 ⁇ L / cm 3 or less.
  • the Ar gas content is preferably 0.30 ⁇ L / cm 3 or less, more preferably 0.25 [mu] L / cm 3 or less.
  • Ar is blown into the molten steel in the production process, for example, by suppressing clogging of the injection nozzle, refluxing with RH for degassing, stirring in a tundish (TD) for inclusion floating separation, etc. Since it is necessary, it is difficult to suppress the Ar gas content in the steel to zero.
  • the “Ar gas content in steel” is obtained by the method described in the examples described later.
  • the component composition of the steel plates needs to be as follows. Hereinafter, the reasons for defining each component will be described.
  • Component composition [C: 0.02 to 0.15%]
  • C is an indispensable element for securing the strength of the base material and the welded portion, and needs to be contained by 0.02% or more.
  • the amount of C is preferably 0.03% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • the amount of C is too large, the HAZ toughness and weldability deteriorate.
  • the amount of C is excessive, NbC and island-shaped martensite that become the starting point of HIC and the fracture propagation path are likely to be generated. Therefore, the C amount needs to be 0.15% or less. Preferably it is 0.12% or less, More preferably, it is 0.10% or less.
  • Si 0.02 to 0.50%
  • Si is an element that has a deoxidizing action and is effective in improving the strength of the base material and the welded portion.
  • the Si content is set to 0.02% or more.
  • the amount of Si is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.15% or more.
  • the amount of Si is preferably 0.45% or less, more preferably 0.35% or less.
  • Mn is an element effective for improving the strength of the base material and the welded portion, and is contained in an amount of 0.6% or more in the present invention.
  • the amount of Mn is preferably 0.8% or more, and more preferably 1.0% or more.
  • the upper limit of the amount of Mn is set to 2.0%.
  • the amount of Mn is preferably 1.8% or less, more preferably 1.5% or less, and still more preferably 1.2% or less.
  • P more than 0% and 0.030% or less
  • P is an element inevitably contained in the steel material. If the amount of P exceeds 0.030%, the toughness of the base material and the HAZ part is significantly deteriorated, and the resistance to hydrogen-induced cracking is also deteriorated. Therefore, in the present invention, the amount of P is suppressed to 0.030% or less.
  • the amount of P is preferably 0.020% or less, more preferably 0.010% or less.
  • the upper limit of the amount of S is set to 0.003%.
  • the amount of S is preferably 0.002% or less, more preferably 0.0015% or less, and still more preferably 0.0010% or less. Thus, the smaller one is desirable from the viewpoint of improving hydrogen-induced crack resistance.
  • Al is a strong deoxidizing element.
  • the amount of Al is small, the Ca concentration in the oxide increases, that is, Ca inclusions are easily formed in the surface layer portion of the steel sheet and fine HIC is generated. Therefore, in the present invention, Al needs to be 0.010% or more.
  • the amount of Al is preferably 0.020% or more, more preferably 0.030% or more.
  • the oxide of Al will produce
  • the amount of Al is preferably 0.06% or less, and more preferably 0.05% or less.
  • Ca has the effect
  • the Ca content needs to be 0.0003% or more.
  • the Ca content is preferably 0.0005% or more, and more preferably 0.0010% or more.
  • the upper limit of the Ca amount is set to 0.0060%.
  • the Ca content is preferably 0.0045% or less, more preferably 0.0035% or less, and still more preferably 0.0025% or less.
  • N is an element that precipitates as TiN in the steel structure, suppresses coarsening of the austenite grains in the HAZ part, further promotes ferrite transformation, and improves the toughness of the HAZ part.
  • the N amount is preferably 0.003% or more, and more preferably 0.0040% or more.
  • the amount of N is too large, the HAZ toughness deteriorates due to the presence of solute N, so the amount of N needs to be 0.01% or less.
  • it is 0.008% or less, More preferably, it is 0.0060% or less.
  • O oxygen is preferably low from the viewpoint of improving cleanliness.
  • the amount of O needs to be 0.0045% or less, preferably 0.0030% or less, more preferably 0.0020% or less.
  • Ca / S which is a mass ratio of the Ca and the S: 2.0 or more
  • S forms MnS as sulfide inclusions, and HIC is generated starting from the MnS.
  • Ca is added to control the form of the sulfide inclusions in the steel as CaS, thereby detoxifying S against HIC resistance.
  • Ca / S needs to be 2.0 or more.
  • Ca / S is preferably 2.5 or more, more preferably 3.0 or more.
  • the upper limit of Ca / S is about 17 from the Ca amount and S amount specified in the present invention.
  • Ca-1.25S which is the amount of Ca obtained by subtracting the Ca content existing as CaS from the total amount of Ca in the steel, must not be excessive with respect to the amount of O. If the amount of Ca “Ca-1.25S” is excessive with respect to the amount of O, CaO is likely to be formed as oxide inclusions, and the aggregated coalescence of CaO, that is, coarse Ca inclusions are formed. A large amount is easily formed on the surface layer portion of the steel sheet.
  • (Ca-1.25S) / O is 1. It was found that it was necessary to make it 80 or less.
  • the (Ca-1.25S) / O is preferably 1.40 or less, more preferably 1.30 or less, still more preferably 1.20 or less, and particularly preferably 1.00 or less.
  • the lower limit of (Ca-1.25S) / O is about 0.1 from the viewpoint of suppressing Al 2 O 3 which is likely to form an aggregated coal like CaO.
  • the components of the steel plate and steel pipe of the present invention are as described above, with the balance being iron and inevitable impurities.
  • the strength and toughness can be further increased
  • the HAZ toughness is improved and desulfurization is promoted to further improve the HIC resistance. be able to.
  • B enhances hardenability, enhances the strength of the base metal and the welded part, and bonds with N during the process of cooling the heated HAZ part during welding, thereby precipitating BN and causing ferrite transformation from within the austenite grains.
  • HAZ toughness is improved.
  • the amount of B is more preferably 0.0005% or more, and further preferably 0.0010% or more.
  • the B content is preferably 0.005% or less.
  • the amount of B is more preferably 0.004% or less, and still more preferably 0.0030% or less.
  • V is an element effective for improving the strength.
  • V is preferably contained in an amount of 0.003% or more. More preferably, it is 0.010% or more.
  • the V amount is preferably 0.1% or less, and more preferably 0.08% or less.
  • Cu is an element effective for improving the hardenability and increasing the strength. In order to acquire this effect, it is preferable to contain 0.01% or more of Cu.
  • the amount of Cu is more preferably 0.05% or more, and still more preferably 0.10% or more. However, if the Cu content exceeds 1.5%, the toughness deteriorates, so it is preferable to set it to 1.5% or less.
  • the amount of Cu is more preferably 1.0% or less, still more preferably 0.50% or less.
  • Ni is an element effective for improving the strength and toughness of the base material and the welded portion.
  • the Ni content is preferably 0.01% or more. More preferably, it is 0.05% or more, More preferably, it is 0.10% or more.
  • the Ni content is preferably 1.5% or less from an economical viewpoint.
  • the amount of Ni is more preferably 1.0% or less, and still more preferably 0.50% or less.
  • Cr more than 0% and 1.5% or less
  • Cr is an element effective for improving the strength, and in order to obtain this effect, it is preferable to contain 0.01% or more.
  • the amount of Cr is more preferably 0.05% or more, and still more preferably 0.10% or more.
  • the Cr content is preferably 1.5% or less.
  • the amount of Cr is more preferably 1.0% or less, and still more preferably 0.50% or less.
  • Mo more than 0% and 1.5% or less
  • Mo is an element effective for improving the strength and toughness of the base material.
  • the Mo amount is preferably 0.01% or more.
  • the amount of Mo is more preferably 0.05% or more, and still more preferably 0.10% or more.
  • the Mo amount is preferably 1.5% or less, more preferably 1.0% or less, and still more preferably 0.50% or less.
  • Nb is an element effective for increasing strength and base metal toughness without degrading weldability.
  • the Nb content is preferably 0.002% or more.
  • the Nb amount is more preferably 0.010% or more, and still more preferably 0.020% or more.
  • the upper limit of the Nb amount is preferably 0.06%.
  • the Nb amount is more preferably 0.050% or less, still more preferably 0.040% or less, and still more preferably 0.030% or less.
  • Ti is an element effective for improving the toughness of the HAZ part because it precipitates as TiN in the steel to prevent coarsening of austenite grains in the HAZ part during welding and promote ferrite transformation. . Further, Ti is an element effective for improving the HIC resistance because it exhibits a desulfurization action. In order to obtain these effects, it is preferable to contain 0.003% or more of Ti. More preferably it is 0.005% or more, and still more preferably 0.010% or more. On the other hand, if the Ti content is excessive, solid solution Ti or TiC is precipitated and the toughness of the base material and the HAZ part is deteriorated. Therefore, the content is preferably 0.03% or less. The amount of Ti is more preferably 0.02% or less.
  • Mg is an element effective for improving toughness through refinement of crystal grains, and is also an element effective for improving HIC resistance since it exhibits a desulfurization action.
  • it is preferable to contain 0.0003% or more of Mg. More preferably, it is 0.001% or more.
  • the upper limit of the amount of Mg is preferably 0.01%.
  • the amount of Mg is more preferably 0.005% or less.
  • REM more than 0% and 0.02% or less
  • REM is an element that is effective in suppressing the formation of MnS by desulfurization and enhancing the resistance to hydrogen-induced cracking.
  • the amount of REM is more preferably 0.0005% or more, and further preferably 0.0010% or more.
  • the effect is saturated even if a large amount of REM is contained. Therefore, the upper limit of the REM amount is preferably 0.02%.
  • the REM content is more preferably 0.015% or less, still more preferably 0.010% or less, and still more preferably 0.0050%. It is as follows.
  • the REM means lanthanoid elements, that is, 15 elements from La to Lu, and Sc and Y.
  • Zr is an element that contributes to the improvement of HAZ toughness by improving HIC resistance by desulfurization and forming oxides and finely dispersing them.
  • the Zr content is preferably 0.0003% or more.
  • the amount of Zr is more preferably 0.0005% or more, still more preferably 0.0010% or more, and still more preferably 0.0015% or more.
  • the Zr content is preferably 0.010% or less.
  • the amount of Zr is more preferably 0.0070% or less, still more preferably 0.0050% or less, and still more preferably 0.0030% or less.
  • the method for producing the steel plate of the present invention is not particularly limited as long as it is a method for obtaining a steel plate satisfying the above-mentioned definition of Ar gas content.
  • the following method is recommended as a method for easily obtaining the steel sheet specified above.
  • the number density of inclusions having a major axis of 3 ⁇ m or more with a melting point of 1550 ° C. or more is preferably 3 pieces / cm 2 or more in the mold. Is recommended.
  • Inclusions with a melting point of 1550 ° C. or higher are present as solids in the mold, so that the wettability with molten steel is poor, the inclusions aggregate together, and float due to volume expansion by involving Ar gas in the inclusions. Becomes easy.
  • relatively coarse inclusions having a major axis of 3 ⁇ m or more come into contact with each other in the mold and become coarser, and involve Ar bubbles, thereby promoting the floating separation of Ar bubbles in the mold.
  • the Ar gas content in the steel can be reduced.
  • Ar gas when Ar gas is used in the process before pouring molten steel into the mold, Ar gas tends to remain in the steel, so that the floating separation by the inclusions is effective.
  • inclusions having a melting point of 1550 ° C. or higher include Al 2 O 3 and CaO, and composite inclusions thereof. If the melting point is unknown for composite inclusions, etc., quantitative analysis of the inclusions is performed by energy dispersive X-ray spectroscopy, etc., and artificial inclusions simulating the composition are created, and the artificial inclusions are analyzed using a laser microscope, etc. The melting point can be ascertained by measuring the temperature at which the dissolution starts. More simply, by utilizing the fact that liquid inclusions in a mold are observed in a spherical shape after solidification, inclusions having an aspect ratio of 1.3 or more can be handled as inclusions having a temperature of 1550 ° C. or more. Good.
  • the number density of the inclusions is more preferably 5 pieces / cm 2 or more, and even more preferably 10 pieces / cm 2 or more.
  • the toughness of the base material and the HAZ part even if the number density of the inclusions is excessive. Therefore, the upper limit of the number density of the inclusions is approximately 100 / cm 2 .
  • the recirculation time in RH in the refining process is 45 minutes or less, and after 15 minutes or more have elapsed from the addition of Ca in the RH, (A) In a continuous casting machine using a hot reuse tundish, a method of casting using a tundish that has passed 30 minutes or more after the completion of the pre-charge casting; and (B) to the molten steel in the hot reuse tundish
  • the method of casting after adding metal Al for example, 0.04 kg / ton or more;
  • the method (A) or (B) may be employed, or the method (B) may be employed in addition to the method (A).
  • the amount of the metal Al added can be set to, for example, about 0.2 kg / ton.
  • the upper limit is about 0.50 kg / ton or less, preferably 0.40 kg / ton or less.
  • Another way to reduce the Ar gas content in steel is to suppress and stop the use of Ar in the injection nozzle, RH, and tundish.
  • it is effective to blow Ar from a position of 50 mm or more from the upper part of the discharge hole of the injection nozzle.
  • the Ar blowing amount in the injection nozzle is preferably 9.0 L (liter) / t (tons) or less, more preferably 6.0 L / t or less. It is recommended.
  • the nitrogen gas is not preferable because the N amount of the steel sheet cannot be controlled and the toughness tends to deteriorate.
  • the process after casting as described above is not particularly limited, and the steel sheet can be manufactured by performing hot rolling according to a conventional method. Moreover, the steel pipe for line pipes can be manufactured by the method generally performed using this steel plate. The steel pipe for line pipes obtained using the steel plate of the present invention is also excellent in HIC resistance and toughness.
  • the molten steel is filled with the tundish that has passed 30 minutes or more and 60 minutes or less after the completion of the casting of the precharge, and then 0.04 kg / More than ton, the upper limit was about 0.50 kg / ton of metal Al was added for casting.
  • the inclusion number density was measured using a sample taken from the mold 10 minutes after casting.
  • the number of inclusions in the mold was observed with a SEM (Scanning Electron Microscope) by collecting a molten steel sample from the mold. In the observation, the magnification was 400 times and the number of fields was 30 fields.
  • the number density was determined by regarding an inclusion having a major axis of 3 ⁇ m or more and an aspect ratio of 1.3 or more as an inclusion having a melting point of 1550 ° C. or more. Table 2 shows “OK” when the number density of the inclusions is 3 / cm 2 or more in the mold by the above method, and “NG” otherwise.
  • the steel sheet surface temperature is 900 ° C. or higher, and the cumulative reduction at a steel plate average temperature of 1000 ° C. or higher is obtained by calculation.
  • the hot rolling is performed so that the pass having a reduction rate of 40% or more and the reduction rate per pass of 10% or more becomes 2 passes or more, and then the cumulative reduction rate of 700 ° C. or more and less than 900 ° C. is 20% or more.
  • Hot rolling is performed so that the rolling end temperature is 700 ° C. or higher and lower than 900 ° C., and then water cooling is started from a temperature of 650 ° C.
  • the Ar gas content in the steel was measured as shown below.
  • the HIC test was conducted to evaluate the HIC resistance
  • the Charpy impact test was conducted to evaluate the toughness.
  • the G-straight drill one having a product number GSDD3000, a diameter D1: 3.0 mm, a groove length L3: 32 mm, a total length: 71 mm, and a blade diameter: 3.0 mm was used. And ratio (microliter / cm ⁇ 3 >) of Ar amount with respect to the volume of the steel materials drilled by the said drill process was calculated
  • the HIC test was performed and evaluated according to NACE standard TM0284-2003. Specifically, 20 test pieces were collected from the 1/4 position and 1/2 position of the width W of each steel plate. The size of the test piece was set to plate thickness ⁇ width: 100 mm ⁇ rolling direction: 20 mm. The test piece was immersed in an aqueous solution containing 0.5% NaCl and 0.5% acetic acid at 25 ° C. saturated with 1 atm of hydrogen sulfide for 96 hours, and the cross section was evaluated according to NACE standard TM0284-2003 FIGURE 3. The crack length ratio, specifically, the ratio (%) of the total crack length to the test piece width was measured. The ratio is hereinafter referred to as CLR (Crack Length Ratio). The case where the CLR was 3% or less was evaluated as being excellent in HIC resistance, that is, OK, and the case where the CLR was more than 3% was evaluated as being inferior in HIC resistance, that is, NG.
  • CLR Crack Length Ratio
  • Table 1 and Table 2 show the following. No. Nos. 1 to 13 satisfy the prescribed component composition and the Ar gas content in the steel is kept within the prescribed range, so that the HIC resistance is excellent and the excellent toughness is stably obtained.
  • the steel sheet according to the present invention is excellent in hydrogen-induced crack resistance and HAZ toughness, it is suitably used for a natural gas / crude oil transportation line pipe, pressure vessel, storage tank, and the like.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)

Abstract

　耐水素誘起割れ性と靭性に確実に優れた鋼板を実現する。該鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１５％、Ｓｉ：０．０２～０．５０％、Ｍｎ：０．６～２．０％、Ｐ：０％超０．０３０％以下、Ｓ：０％超０．００３％以下、Ａｌ：０．０１０～０．０８％、Ｃａ：０．０００３～０．００６０％、Ｎ：０．００１～０．０１％、およびＯ：０％超０．００４５％以下を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなり、前記Ｃａと前記Ｓの質量比であるＣａ／Ｓが２．０以上であり、かつ前記Ｃａ、前記Ｓおよび前記Ｏが（Ｃａ－１．２５Ｓ）／Ｏ ≦ １．８０を満たし、更に、鋼中のＡｒガス含有量が０．５μＬ／ｃｍ3以下であるところに特徴を有する。

Description

耐水素誘起割れ性と靭性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管
　本発明は、耐水素誘起割れ性と靭性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管に関する。特には、天然ガス・原油輸送用ラインパイプや圧力容器、貯蔵用タンクなどに好適な、耐水素誘起割れ性と靭性に優れた鋼板、および該鋼板を用いて得られる耐水素誘起割れ性と靭性に優れたラインパイプ用鋼管に関する。
　主に石油・ガスなどの輸送用ラインパイプや圧力容器、貯蔵用タンクでは、安全性の観点から脆性破壊の発生を抑制すると共に、破壊が発生した際に亀裂の伝播を防止・抑制するため、該ラインパイプ等を構成する鋼材には高い靭性が要求される。さらに近年では、硫化水素を含有する劣質資源の開発に伴い、耐水素誘起割れ性や耐応力腐食割れ性などのいわゆる耐サワー性も必要とされる。水素誘起割れは、上記硫化水素等による腐食反応に伴って鋼材内部に侵入した水素が、ＭｎＳやＮｂ（Ｃ，Ｎ）をはじめとする非金属介在物などに集積し、ガス化により生じる割れであることが知られている。以下では、上記水素誘起割れを、ＨＩＣ（Ｈｙｄｒｏｇｅｎ－Ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｃｒａｃｋｉｎｇ）といい、上記耐水素誘起割れ性を、耐ＨＩＣ性ということがある。ラインパイプ等の使用中にＨＩＣが発生すると、構造物の靭性が低下してしまう。
　従来より、耐ＨＩＣ性を高める技術について幾つか提案されている。例えば特許文献１には、板厚中心部のＭｎ、Ｎｂ、Ｔｉの偏析度を抑制することにより水素誘起割れ性を改善した鋼材が開示されている。また特許文献２には、ＣａとＯとＳの含有量からなるパラメータ式によりＭｎＳやＣａ系酸硫化物を起点としたＨＩＣを抑制する方法が開示されている。
　これらの方法により、多くのＨＩＣは抑制されるものの、後述する通り、光学顕微鏡レベルでは観察困難な微細なＨＩＣが局所的に多数発生する場合があり、実使用中に相当するＨＩＣ試験後の局所的な靭性の低下を招く。よって該ＨＩＣ試験後の靭性の高位安定化が求められている。
特開２０１０－２０９４６１号公報 特開平０６－１３６４４０号公報
　本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、耐水素誘起割れ性と靭性に優れた鋼板やラインパイプ用鋼管を実現することにある。
　上記課題を解決し得た本発明の耐水素誘起割れ性と靭性に優れた鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１５％、Ｓｉ：０．０２～０．５０％、Ｍｎ：０．６～２．０％、Ｐ：０％超０．０３０％以下、Ｓ：０％超０．００３％以下、Ａｌ：０．０１０～０．０８％、Ｃａ：０．０００３～０．００６０％、Ｎ：０．００１～０．０１％、およびＯ：０％超０．００４５％以下を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなり、前記Ｃａと前記Ｓの比であるＣａ／Ｓが２．０以上であり、かつ前記Ｃａ、前記Ｓおよび前記Ｏが（Ｃａ－１．２５Ｓ）／Ｏ≦ １．８０を満たし、更に、鋼中のＡｒガス含有量が０．５０マイクロリットル／ｃｍ3以下であるところに特徴を有する。以下、マイクロリットルを「μＬ」と示す。
　前記鋼板は、更に他の元素として、
（ａ）Ｂ：０％超０．００５％以下、Ｖ：０％超０．１％以下、Ｃｕ：０％超１．５％以下、Ｎｉ：０％超１．５％以下、Ｃｒ：０％超１．５％以下、Ｍｏ：０％超１．５％以下、およびＮｂ：０％超０．０６％以下よりなる群から選択される１種以上の元素や、（ｂ）Ｔｉ：０％超０．０３％以下、Ｍｇ：０％超０．０１％以下、ＲＥＭ：０％超０．０２％以下、およびＺｒ：０％超０．０１０％以下よりなる群から選択される１種以上の元素を含んでいてもよい。
　上記鋼板は、ラインパイプ用や圧力容器用として好適である。また本発明には、上記鋼板を用いて製造されるラインパイプ用鋼管も含まれる。以下では、前記鋼板と前記鋼管を総称して鋼材という場合がある。
　本発明によれば、規定の成分組成を満たし、かつ鋼中のＡｒガス含有量が規定範囲内に抑えた鋼板としているため、耐水素誘起割れ性と靭性に優れた鋼板やラインパイプ用鋼管を提供できる。
　本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた。まず本発明者らは、種々の鋼板について、ＮＡＣＥ（Ｎａｔｉｏｎａｌ　Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ　ｏｆ　Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ａｎｄ　Ｅｎｇｉｎｅｅｒ）ＴＭ０２８４に規定されたＨＩＣ試験を実施し、耐ＨＩＣ性を評価した。上記ＮＡＣＥ試験は、５％ＮａＣｌ溶液＋０．５％酢酸、ｐＨ２．７の溶液中に硫化水素ガスを飽和させて、９６時間後にＨＩＣの発生を評価する試験である。
　次に本発明者らは、例えばＣＡＭＰ－ＩＳＩＪ　Ｖｏｌ．２４（２０１１）－Ｐ６７１に示されている通りＨＩＣ試験中に特に水素濃度が高くなることが知られている鋼板表層部について、ＨＩＣ試験後のシャルピー衝撃特性をＡＳＴＭ　Ａ３７０に従い実施した。その結果、シャルピー衝撃吸収エネルギーの値にばらつきがあることが分かった。
　その原因について調査、特には、シャルピー衝撃吸収エネルギーの値にばらつきがあり、低い値を示す試料について調べたところ、前記ＮＡＣＥ試験で規定される１００倍での顕微鏡観察では観察されない、観察限界以下の微細なＨＩＣが発生していることがわかった。更に上記微細なＨＩＣの発生原因について検討した結果、鋼中のＡｒガスが原因であることをまず見出した。
　そこで、鋼中のＡｒガスの含有量と、ＨＩＣ試験後の鋼板表層部の靭性のばらつきの関係について調査したところ、両者には、明確な相関関係が見出された。さらに詳細に調査した結果、上記Ａｒガス含有量が多い場合には、スラブ中に残存したＡｒ気泡が熱間圧延時に完全に圧着されず微細な欠陥として鋼板中に残存しており、これを起点として微細なＨＩＣが発生し、シャルピー試験により鋼板表面に平行な割れとなるセパレーションを発生させるため、シャルピー衝撃吸収エネルギーが低下していることが分かった。
　次いで、後述する実施例で評価の通り、ＨＩＣ試験後の鋼板表層部の高位安定した靭性を得るには、上記鋼中のＡｒガス含有量をどの程度抑制すればよいかについて検討した。その結果、上記鋼中のＡｒガス含有量を０．５０μＬ／ｃｍ3以下とすればよいことを見出した。上記Ａｒガス含有量は、好ましくは０．３０μＬ／ｃｍ3以下、より好ましくは０．２５μＬ／ｃｍ3以下である。但し、製造工程における例えば注入ノズルの閉塞の抑制、脱ガスのためのＲＨでの還流や、介在物浮上分離のためのタンディッシュ（ｔｕｎｄｉｓｈ、ＴＤ）内での撹拌等でＡｒを溶鋼中に吹き込む必要があることから、鋼中のＡｒガス含有量をゼロに抑制することは困難である。
　尚、上記「鋼中のＡｒガス含有量」は、後述する実施例に記載の方法で求められる。
　優れた耐ＨＩＣ性と靭性を確保するには、上記鋼中のＡｒガス含有量の制御と共に鋼材の成分組成を制御する必要がある。更には例えばラインパイプ用鋼板や圧力容器として求められる、高強度や優れた溶接性等のその他の特性を確保するにも、鋼板の成分組成を下記の通りとする必要がある。以下、各成分の規定理由について説明する。
　〔成分組成〕
　［Ｃ：０．０２～０．１５％］
　Ｃは、母材および溶接部の強度を確保するために必要不可欠な元素であり、０．０２％以上含有させる必要がある。Ｃ量は、好ましくは０．０３％以上であり、より好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｃ量が多すぎるとＨＡＺ靭性と溶接性が劣化する。またＣ量が過剰であると、ＨＩＣの起点や破壊進展経路となるＮｂＣや島状マルテンサイトが生成しやすくなる。よってＣ量は０．１５％以下とする必要がある。好ましくは０．１２％以下、より好ましくは０．１０％以下である。
　［Ｓｉ：０．０２～０．５０％］
　Ｓｉは、脱酸作用を有すると共に、母材および溶接部の強度向上に有効な元素である。これらの効果を得るため、Ｓｉ量を０．０２％以上とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．１５％以上である。しかし、Ｓｉ量が多すぎると溶接性や靭性が劣化する。またＳｉ量が過剰であると、島状マルテンサイトが生じてＨＩＣが発生・進展する。よってＳｉ量は、０．５０％以下に抑える必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．３５％以下である。
　［Ｍｎ：０．６～２．０％］
　Ｍｎは、母材および溶接部の強度向上に有効な元素であり、本発明では０．６％以上含有させる。Ｍｎ量は、好ましくは０．８％以上であり、より好ましくは１．０％以上である。しかし、Ｍｎ量が多すぎると、ＭｎＳが生成されて耐水素誘起割れ性が劣化するだけでなくＨＡＺ靭性や溶接性も劣化する。よってＭｎ量の上限を２．０％とする。Ｍｎ量は、好ましくは１．８％以下であり、より好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは１．２％以下である。
　［Ｐ：０％超０．０３０％以下］
　Ｐは、鋼材中に不可避的に含まれる元素であり、Ｐ量が０．０３０％を超えると母材やＨＡＺ部の靭性劣化が著しく、耐水素誘起割れ性も劣化する。よって本発明ではＰ量を０．０３０％以下に抑える。Ｐ量は、好ましくは０．０２０％以下、より好ましくは０．０１０％以下である。
　［Ｓ：０％超０．００３％以下］
　Ｓは、多すぎるとＭｎＳを多量に生成し耐水素誘起割れ性を著しく劣化させる元素であるため、本発明ではＳ量の上限を０．００３％とする。Ｓ量は、好ましくは０．００２％以下であり、より好ましくは０．００１５％以下、更に好ましくは０．００１０％以下である。この様に耐水素誘起割れ性向上の観点からは少ない方が望ましい。
　［Ａｌ：０．０１０～０．０８％］
　Ａｌは強脱酸元素であり、Ａｌ量が少ないと、酸化物中のＣａ濃度が上昇、即ち、Ｃａ系介在物が鋼板表層部に形成されやすくなり微細なＨＩＣが発生する。よって本発明では、Ａｌを０．０１０％以上とする必要がある。Ａｌ量は、好ましくは０．０２０％以上、より好ましくは０．０３０％以上である。一方、Ａｌ含有量が多すぎると、Ａｌの酸化物がクラスター状に生成し水素誘起割れの起点となる。よってＡｌ量は０．０８％以下とする必要がある。Ａｌ量は、好ましくは０．０６％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。
　［Ｃａ：０．０００３～０．００６０％］
　Ｃａは、硫化物の形態を制御する作用があり、ＣａＳを形成することによってＭｎＳの形成を抑制する効果がある。この効果を得るには、Ｃａ量を０．０００３％以上とする必要がある。Ｃａ量は、好ましくは０．０００５％以上であり、より好ましくは０．００１０％以上である。一方、Ｃａ量が０．００６０％を超えると、Ｃａ系介在物を起点にＨＩＣが多く発生する。よって本発明では、Ｃａ量の上限を０．００６０％とする。Ｃａ量は、好ましくは０．００４５％以下であり、より好ましくは０．００３５％以下、さらに好ましくは０．００２５％以下である。
　［Ｎ：０．００１～０．０１％］
　Ｎは、鋼組織中にＴｉＮとして析出し、ＨＡＺ部のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、さらにフェライト変態を促進させて、ＨＡＺ部の靭性を向上させる元素である。この効果を得るにはＮを０．００１％以上含有させる必要がある。Ｎ量は、好ましくは０．００３％以上であり、より好ましくは０．００４０％以上である。しかしＮ量が多すぎると、固溶Ｎの存在によりＨＡＺ靭性がかえって劣化するため、Ｎ量は、０．０１％以下とする必要がある。好ましくは０．００８％以下であり、より好ましくは０．００６０％以下である。
　［Ｏ：０％超０．００４５％以下］
　Ｏ、即ち酸素は、清浄度向上の観点から低いほうが望ましく、Ｏが多量に含まれる場合、靭性が劣化することに加え、酸化物を起点にＨＩＣが発生し、耐水素誘起割れ性が劣化する。この観点から、Ｏ量は０．００４５％以下とする必要があり、好ましくは０．００３０％以下、より好ましくは０．００２０％以下である。
　［前記Ｃａと前記Ｓの質量比であるＣａ／Ｓ：２．０以上］
　前述の通り、Ｓは硫化物系介在物としてＭｎＳを形成し、該ＭｎＳを起点にＨＩＣが発生する。このため、Ｃａを添加して鋼中の硫化物系介在物をＣａＳとして形態を制御し、耐ＨＩＣ性に対するＳの無害化を図る。この作用効果を十分に発揮させるには、Ｃａ／Ｓを２．０以上とする必要がある。Ｃａ／Ｓは、好ましくは２．５以上、より好ましくは３．０以上である。尚、本発明で規定するＣａ量とＳ量からＣａ／Ｓの上限は１７程度となる。
　［（Ｃａ－１．２５Ｓ）／Ｏ ≦ １．８０］
　Ｃａ系酸硫化物によるＨＩＣの発生を抑制するには、Ｃａ系介在物の中でも特に凝集合体を形成しやすいＣａＯを抑制することが有効である。そしてそのためには、鋼中全Ｃａ量からＣａＳとして存在するＣａ分を差し引いたＣａ量である「Ｃａ－１．２５Ｓ」が、Ｏ量に対して過剰とならないようにしなければならない。Ｏ量に対して、Ｃａ量である「Ｃａ－１．２５Ｓ」が過剰であると、酸化物系介在物としてＣａＯが形成され易くなり、該ＣａＯの凝集合体、即ち粗大なＣａ系介在物が鋼板表層部に大量に形成されやすくなる。これを抑制するため、本発明者らは、（Ｃａ－１．２５Ｓ）／Ｏと靭性との関係について検討したところ、優れた靭性を得るには（Ｃａ－１．２５Ｓ）／Ｏを１．８０以下とする必要があることを見出した。前記（Ｃａ－１．２５Ｓ）／Ｏは、好ましくは１．４０以下、より好ましくは１．３０以下、更に好ましくは１．２０以下、特に好ましくは１．００以下である。尚、ＣａＯと同様に凝集合体を形成しやすいＡｌ2Ｏ3を抑制する観点から、（Ｃａ－１．２５Ｓ）／Ｏの下限値は０．１程度となる。
　本発明の鋼板や鋼管の成分は、上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物からなる。また、上記元素に加えて更に、
（ａ）下記量のＢ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、およびＮｂよりなる群から選択される１種類以上の元素を含有させることによって、強度や靭性をより高めたり、
（ｂ）下記量のＴｉ、Ｍｇ、ＲＥＭ、およびＺｒよりなる群から選択される１種類以上の元素を含有させることによって、ＨＡＺ靭性の向上や、脱硫が促進されて耐ＨＩＣ性をより改善することができる。以下、これらの元素について詳述する。
　［Ｂ：０％超０．００５％以下］
　Ｂは、焼入れ性を高め、母材および溶接部の強度を高めるとともに、溶接時に、加熱されたＨＡＺ部が冷却する過程でＮと結合してＢＮを析出し、オーステナイト粒内からのフェライト変態を促進するため、ＨＡＺ靭性を向上させる。この効果を得るには、Ｂ量を０．０００２％以上含有させることが好ましい。Ｂ量は、より好ましくは０．０００５％以上であり、更に好ましくは０．００１０％以上である。しかし、Ｂ含有量が過多になると、母材とＨＡＺ部の靭性が劣化したり、溶接性の劣化を招くため、Ｂ量は０．００５％以下とすることが好ましい。Ｂ量は、より好ましくは０．００４％以下、更に好ましくは０．００３０％以下である。
　［Ｖ：０％超０．１％以下］
　Ｖは、強度の向上に有効な元素であり、この効果を得るには０．００３％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｖ含有量が０．１％を超えると溶接性と母材靭性が劣化する。よってＶ量は、０．１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０８％以下である。
　［Ｃｕ：０％超１．５％以下］
　Ｃｕは、焼入れ性を向上させて強度を高めるのに有効な元素である。この効果を得るにはＣｕを０．０１％以上含有させることが好ましい。Ｃｕ量は、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｃｕ含有量が１．５％を超えると靭性が劣化するため、１．５％以下とすることが好ましい。Ｃｕ量は、より好ましくは１．０％以下、更に好ましくは０．５０％以下である。
　［Ｎｉ：０％超１．５％以下］
　Ｎｉは、母材および溶接部の強度と靭性の向上に有効な元素である。この効果を得るためには、Ｎｉ量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。しかしＮｉが多量に含まれると、構造用鋼材として極めて高価となるため、経済的な観点からＮｉ量は１．５％以下とすることが好ましい。Ｎｉ量は、より好ましくは１．０％以下、更に好ましくは０．５０％以下である。
　［Ｃｒ：０％超１．５％以下］
　Ｃｒは、強度の向上に有効な元素であり、この効果を得るには０．０１％以上含有させることが好ましい。Ｃｒ量は、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｃｒ量が１．５％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化する。よってＣｒ量は１．５％以下とすることが好ましい。Ｃｒ量は、より好ましくは１．０％以下、更に好ましくは０．５０％以下である。
　［Ｍｏ：０％超１．５％以下］
　Ｍｏは、母材の強度と靭性の向上に有効な元素である。この効果を得るには、Ｍｏ量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｍｏ量は、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｍｏ量が１．５％を超えるとＨＡＺ靭性および溶接性が劣化する。よってＭｏ量は１．５％以下とすることが好ましく、より好ましくは１．０％以下、更に好ましくは０．５０％以下である。
　［Ｎｂ：０％超０．０６％以下］
　Ｎｂは、溶接性を劣化させることなく強度と母材靭性を高めるのに有効な元素である。この効果を得るには、Ｎｂ量を０．００２％以上とすることが好ましい。Ｎｂ量は、より好ましくは０．０１０％以上、更に好ましくは０．０２０％以上である。しかし、Ｎｂ量が０．０６％を超えると母材とＨＡＺの靭性が劣化する。よって、本発明ではＮｂ量の上限を０．０６％とすることが好ましい。Ｎｂ量は、より好ましくは０．０５０％以下、更に好ましくは０．０４０％以下、より更に好ましくは０．０３０％以下である。
　［Ｔｉ：０％超０．０３％以下］
　Ｔｉは、鋼中にＴｉＮとして析出することで、溶接時のＨＡＺ部でのオーステナイト粒の粗大化を防止しかつフェライト変態を促進するため、ＨＡＺ部の靭性を向上させるのに有効な元素である。さらにＴｉは、脱硫作用を示すため耐ＨＩＣ特性の向上にも有効な元素である。これらの効果を得るには、Ｔｉを０．００３％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．００５％以上、更に好ましくは０．０１０％以上である。一方、Ｔｉ含有量が過多になると、固溶ＴｉやＴｉＣが析出して母材とＨＡＺ部の靭性が劣化するため、０．０３％以下とすることが好ましい。Ｔｉ量は、より好ましくは０．０２％以下である。
　［Ｍｇ：０％超０．０１％以下］
　Ｍｇは、結晶粒の微細化を通じて靭性の向上に有効な元素であり、また脱硫作用を示すため耐ＨＩＣ特性の向上にも有効な元素である。これらの効果を得るには、Ｍｇを０．０００３％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．００１％以上である。一方、Ｍｇを過剰に含有させても効果が飽和するため、Ｍｇ量の上限は０．０１％とすることが好ましい。Ｍｇ量は、より好ましくは０．００５％以下である。
　［ＲＥＭ：０％超０．０２％以下］
　ＲＥＭ（Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ、希土類元素）は、脱硫作用によりＭｎＳの生成を抑制し耐水素誘起割れ性を高めるのに有効な元素である。このような効果を発揮させるには、ＲＥＭを０．０００２％以上含有させることが好ましい。ＲＥＭ量は、より好ましくは０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１０％以上である。一方、ＲＥＭを多量に含有させても効果が飽和する。よってＲＥＭ量の上限は０．０２％とすることが好ましい。鋳造時の浸漬ノズルの閉塞を抑えて生産性を高める観点からは、ＲＥＭ量を０．０１５％以下とすることがより好ましく、更に好ましくは０．０１０％以下、より更に好ましくは０．００５０％以下である。尚、本発明において、上記ＲＥＭとは、ランタノイド元素、即ちＬａからＬｕまでの１５元素と、ＳｃおよびＹとを意味する。
　［Ｚｒ：０％超０．０１０％以下］
　Ｚｒは、脱硫作用により耐ＨＩＣ特性を向上させるとともに、酸化物を形成し微細に分散することでＨＡＺ靭性の向上に寄与する元素である。これらの効果を発揮させるには、Ｚｒ量を０．０００３％以上とすることが好ましい。Ｚｒ量は、より好ましくは０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１０％以上、より更に好ましくは０．００１５％以上である。一方、Ｚｒを過剰に添加すると粗大な介在物を形成して耐水素誘起割れ性および母材靭性を劣化させる。よってＺｒ量は０．０１０％以下とすることが好ましい。Ｚｒ量は、より好ましくは０．００７０％以下、更に好ましくは０．００５０％以下、より更に好ましくは０．００３０％以下である。
　以上、本発明で規定する鋼板について説明した。本発明の鋼板を製造する方法は上記Ａｒガス含有量の規定を満たす鋼板が得られる方法であれば特に限定されない。上記規定の鋼板を容易に得る方法として、下記の方法が推奨される。
　〔製造方法〕
　上記Ａｒガス含有量を達成するには、連続鋳造工程において、鋳型内に、融点が１５５０℃以上である長径が３μｍ以上の介在物の個数密度を、好ましくは３個／ｃｍ2以上存在させることが推奨される。
　上記融点が１５５０℃以上の介在物は、鋳型内で固体として存在するため溶鋼との濡れ性が悪く、介在物同士が凝集するとともに、介在物中にＡｒガスを巻き込むことで体積膨張するため浮上が容易となる。また長径が３μｍ以上の比較的粗大な介在物は、鋳型内で相互に接触してより粗大化するとともにＡｒ気泡を巻き込むため、鋳型内でのＡｒ気泡の浮上分離を促進させることができる。その結果、鋼中のＡｒガス含有量を低減できる。特に、鋳型内に溶鋼を注入する以前の工程でＡｒガスを使用した場合、鋼中にＡｒガスが残存しやすいため、上記介在物による浮上分離が有効である。
　上記融点が１５５０℃以上の介在物として、例えばＡｌ2Ｏ3やＣａＯおよびこれらの複合介在物が挙げられる。複合介在物等で融点が不明な場合は、エネルギー分散型Ｘ線分光法等により介在物の定量分析を実施し、その組成を模擬した人工介在物を作成し、レーザー顕微鏡等により該人工介在物の溶解が開始する温度を測定することで融点を把握することができる。また、より簡易的には、鋳型内での液体介在物は凝固後に球形で観察されることを利用して、アスペクト比が１．３以上の介在物を１５５０℃以上の介在物として取り扱ってもよい。
　上記介在物の個数密度は、より好ましくは５個／ｃｍ2以上、更に好ましくは１０個／ｃｍ2以上であるが、上記介在物の個数密度が過剰となっても母材とＨＡＺ部の靭性が劣化するため、上記介在物の個数密度の上限は、おおよそ１００個／ｃｍ2である。
　上記介在物の個数密度を達成する具体的な手段としては、例えば、精錬工程におけるＲＨでの環流時間を４５分以下とし、上記ＲＨでＣａを添加してから１５分以上経過した後に、
（Ａ）熱間再使用タンディッシュを用いた連続鋳造機において、前チャージ鋳造終了後３０分以上経過したタンディッシュを用いて鋳造する方法；や
（Ｂ）熱間再使用タンディッシュ内の溶鋼に金属Ａｌを、例えば０．０４ｋｇ／ｔｏｎ以上添加した後に鋳造する方法；等が挙げられる。上記（Ａ）または（Ｂ）の方法を採用するか、上記（Ａ）の方法に加えて上記（Ｂ）の方法を採用することが挙げられる。上記金属Ａｌの添加量は、例えば０．２ｋｇ／ｔｏｎ程度とすることができる。上限はおおよそ０．５０ｋｇ／ｔｏｎ以下、好ましくは０．４０ｋｇ／ｔｏｎ以下である。
　鋼中のＡｒガス含有量を減らす別の手段として、注入ノズル、ＲＨ、タンディッシュでのＡｒの使用を抑制・停止することも挙げられる。しかし上記注入ノズルの閉塞を抑制して歩留まりの低下を防ぐには、注入ノズルの吐出孔上部から５０ｍｍ以上の位置からＡｒを吹き込むことが有効であるため、注入ノズルでのＡｒの使用の停止は推奨されない。尚、規定のＡｒガス含有量を達成するには、上記注入ノズルにおけるＡｒ吹込み量を、好ましくは９．０Ｌ（リットル）／ｔ（トン）以下、より好ましくは６．０Ｌ／ｔ以下とすることが推奨される。尚、上記注入ノズルでの吹き込みに用いるガスをＡｒガスから窒素ガスに変えることも考えられるが、窒素ガスの場合、鋼板のＮ量の制御ができず靭性が劣化しやすくなるため、好ましくない。
　本発明では、上記の様にして鋳造した後の工程については特に問わず、常法に従って熱間圧延を行い、鋼板を製造することができる。また、該鋼板を用い、一般的に行われている方法でラインパイプ用鋼管を製造することができる。本発明の鋼板を用いて得られるラインパイプ用鋼管もまた耐ＨＩＣ性および靭性に優れている。
　本願は、２０１３年７月１日に出願された日本国特許出願第２０１３－１３８１７８号に基づく優先権の利益を主張するものである。２０１３年７月１日に出願された日本国特許出願第２０１３－１３８１７８号の明細書の全内容が、本願の参考のため援用される。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
　表１に示す成分組成の鋼を溶製し、連続鋳造により、厚みが２８０ｍｍである鋼片としてスラブを得た。尚、鋳型内において長径３μｍ以上の介在物個数が３個／ｃｍ2以上になるよう鋳造した。具体的には、該介在物の個数制御は、本実施例では、ＲＨでの環流時間を５分以上４５分以下とし、ＲＨ環流後Ｃａを添加し、その後１５分以上４５分以下経過させた。その後、熱間再使用タンディッシュを用いた連続鋳造機において、前チャージの鋳造終了後３０分以上６０分以下を経過したタンディッシュに溶鋼を満たし、その後にタンディッシュ内の溶鋼に０．０４ｋｇ／ｔｏｎ以上、上限は０．５０ｋｇ／ｔｏｎ程度の金属Ａｌを添加して鋳造を行った。尚、介在物個数密度の測定は、鋳造後１０分後における鋳型内から採取したサンプルを用いた。
　上記鋳型内での介在物個数は、鋳型内より溶鋼サンプルを採取し、ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）により観察した。観察において、倍率は４００倍、視野数は３０視野とした。そして、長径が３μｍ以上であって、アスペクト比が１．３以上の介在物を融点が１５５０℃以上の介在物とみなして、その個数密度を求めた。表２には、上記方法により鋳型内に上記介在物の個数密度を３個／ｃｍ2以上存在させた場合を「ＯＫ」、そうでない場合を「ＮＧ」と示している。
　その後、連続鋳造により製造した鋼片を、１０５０～１２５０℃となるよう上記スラブを再加熱した後、鋼板の表面温度で９００℃以上、計算により求められる１０００℃以上の鋼板平均温度での累積圧下率が４０％以上でかつ１パス当りの圧下率が１０％以上であるパスが２パス以上になるよう熱間圧延し、その後さらに、７００℃以上９００℃未満の累積圧下率が２０％以上となるよう熱間圧延を行い、圧延終了温度が７００℃以上９００℃未満となるようにし、その後、６５０℃以上の温度から水冷を開始し、３５０～６００℃の温度で停止し、更にその後、室温まで空冷した。この様にして、サイズが９～５０ｍｍ板厚×２０００～３５００ｍｍ幅×１２０００～３５０００ｍｍ長さであって、種々の成分組成の鋼板を得た。
　そして各鋼板を用いて、下記に示す通り、鋼中のＡｒガス含有量の測定を行った。また、ＨＩＣ試験を行って耐ＨＩＣ性を評価し、シャルピー衝撃試験を行って靭性を評価した。
　［鋼中のＡｒガス含有量の測定］
　鋼板表面より切り出した製品板厚×１５ｍｍ×１５ｍｍの試験片を真空チャンバー中に装入し、真空度を２×１０-5Ｔｏｒｒ以下とした後、三菱マテリアル社製　Ｇ－ストレートドリルを用いて鋼板表面より表面下５ｍｍまで穴あけ加工することにより鋼中のガス成分を抽出し、その後、四重極質量分析計として、アネルバ社製Ｍ－１０１ＱＡ－ＴＤＭ型、質量数測定範囲：１～１００ａｍｕを用いてガス成分を定量分析した。前記Ｇ－ストレートドリルとして、品番ＧＳＤＤ３０００、直径Ｄ１：３．０ｍｍ、溝長Ｌ３：３２ｍｍ、全長：７１ｍｍ、刃径：３．０ｍｍのものを用いた。そして、前記ドリル加工により穴あけされた鋼材の体積に対するＡｒ量の比（μＬ／ｃｍ3）を求めた。この測定を、鋼板の任意の位置の１０箇所で行い、１０箇所のうちの最大値を「鋼中のＡｒガス含有量」とした。
　［ＨＩＣ試験］
　ＨＩＣ試験は、ＮＡＣＥ ｓｔａｎｄａｒｄ ＴＭ０２８４－２００３に従って実施・評価した。詳細には、各鋼板の幅Ｗの１／４位置と１／２位置から、それぞれ各２０本の試験片を採取した。該試験片のサイズは、板厚×幅：１００ｍｍ×圧延方向：２０ｍｍとした。そして該試験片を、１ａｔｍの硫化水素を飽和させた２５℃の、０．５％ＮａＣｌと０．５％酢酸を含む水溶液中に９６時間浸漬し、断面評価をＮＡＣＥ　ｓｔａｎｄａｒｄ　ＴＭ０２８４－２００３　ＦＩＧＵＲＥ３に従って行い、割れ長さ率、具体的には試験片幅に対する割れ長さ合計の割合（％）を測定した。該割合は、以下、ＣＬＲ（Ｃｒａｃｋ　Ｌｅｎｇｔｈ　Ｒａｔｉｏ）という。そして、前記ＣＬＲが３％以下の場合を耐ＨＩＣ性に優れる、即ちＯＫと評価し、ＣＬＲが３％超の場合を耐ＨＩＣ性に劣る、即ちＮＧと評価した。
　［シャルピー衝撃試験］
　ＮＡＣＥ試験後、鋼板表面下６ｍｍを中心にＡＳＴＭ Ａ３７０に従い、板厚方向１０ｍｍ×圧延方向１０ｍｍのシャルピー試験片を圧延方向に垂直な方向で１０本採取し、鋼板の板厚方向にノッチを施した。シャルピー衝撃試験はＡＳＴＭ Ａ３７０に従い実施し、試験温度２０℃とし、シャルピー吸収エネルギーおよび脆性破面率を評価した。採取した計１０本のシャルピー試験片について、脆性破面率が５％以下のものを抽出した上で、シャルピー吸収エネルギーの値の標準偏差σを求め、この標準偏差σが２０Ｊ以下のものを靭性に優れる、特には靭性のばらつきが小さく、高靭性を確実に達成できると評価した。
　これらの結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１および表２より次のことがわかる。Ｎｏ．１～１３は、規定の成分組成を満たし、かつ鋼中のＡｒガス含有量が規定範囲内に抑えられているため、耐ＨＩＣ性に優れ、かつ優れた靭性が安定して得られている。
　これに対し、Ｎｏ．１４および１５は鋼中のＡｒガス含有量が過剰であるため、靭性のばらつきが大きくなった。Ｎｏ．１６は、鋼板の化学成分組成においてＣａ／Ｓが本発明の規定を外れているため、耐ＨＩＣ性に劣る結果となった。またＮｏ．１７は、（Ｃａ－１．２５Ｓ）／Ｏの値が大きく、Ｃａ系介在物、特にＣａＯが多く形成されたため、耐ＨＩＣ性に劣ると共に、靭性のばらつきも大きくなった。
　本発明に係る鋼板は、耐水素誘起割れ性とＨＡＺ靭性に優れているので、天然ガス・原油の輸送用ラインパイプや圧力容器、貯蔵用タンクなどに好適に用いられる。

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０２～０．１５％、
    Ｓｉ：０．０２～０．５０％、
    Ｍｎ：０．６～２．０％、
    Ｐ：０％超０．０３０％以下、
    Ｓ：０％超０．００３％以下、
    Ａｌ：０．０１０～０．０８％、
    Ｃａ：０．０００３～０．００６０％、
    Ｎ：０．００１～０．０１％、および
    Ｏ：０％超０．００４５％以下を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなり、
    　前記Ｃａと前記Ｓの質量比であるＣａ／Ｓが２．０以上であり、かつ
    　前記Ｃａ、前記Ｓおよび前記Ｏが（Ｃａ－１．２５Ｓ）／Ｏ ≦ １．８０を満たし、
    更に、鋼中のＡｒガス含有量が０．５０マイクロリットル／ｃｍ3以下であることを特徴とする耐水素誘起割れ性と靭性に優れた鋼板。
  2. 　更に他の元素として、質量％で、以下の（ａ）および（ｂ）の少なくとも１つを含有する請求項１に記載の鋼板。
    （ａ）Ｂ：０％超０．００５％以下、
    Ｖ：０％超０．１％以下、
    Ｃｕ：０％超１．５％以下、
    Ｎｉ：０％超１．５％以下、
    Ｃｒ：０％超１．５％以下、
    Ｍｏ：０％超１．５％以下、および
    Ｎｂ：０％超０．０６％以下
    よりなる群から選択される１種以上の元素。
    （ｂ）Ｔｉ：０％超０．０３％以下、
    Ｍｇ：０％超０．０１％以下、
    ＲＥＭ：０％超０．０２％以下、および
    Ｚｒ：０％超０．０１０％以下
    よりなる群から選択される１種以上の元素。
  3. 　ラインパイプ用である請求項１または２に記載の鋼板。
  4. 　圧力容器用である請求項１または２に記載の鋼板。
  5. 　請求項１または２に記載の鋼板を用いて製造されるラインパイプ用鋼管。
PCT/JP2014/066852 2013-07-01 2014-06-25 耐水素誘起割れ性と靭性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管 Ceased WO2015002046A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP18189539.2A EP3428301A1 (en) 2013-07-01 2014-06-25 Steel plate with excellent hydrogen-induced cracking resistance and toughness, and steel pipe for line pipe
KR1020157036038A KR20160013103A (ko) 2013-07-01 2014-06-25 내수소유기균열성과 인성이 우수한 강판 및 라인 파이프용 강관
KR1020177015001A KR20170065677A (ko) 2013-07-01 2014-06-25 내수소유기균열성과 인성이 우수한 강판 및 라인 파이프용 강관
EP14819986.2A EP3018231A4 (en) 2013-07-01 2014-06-25 Steel plate having excellent hydrogen-induced-cracking resistance and toughness, and steel tube for line pipe
CN201480037371.5A CN105358724B (zh) 2013-07-01 2014-06-25 抗氢致裂纹性和韧性优异的钢板和管线管用钢管

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013-138178 2013-07-01
JP2013138178A JP6316548B2 (ja) 2013-07-01 2013-07-01 耐水素誘起割れ性と靭性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2015002046A1 true WO2015002046A1 (ja) 2015-01-08

Family

ID=52143624

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2014/066852 Ceased WO2015002046A1 (ja) 2013-07-01 2014-06-25 耐水素誘起割れ性と靭性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管

Country Status (5)

Country Link
EP (2) EP3428301A1 (ja)
JP (1) JP6316548B2 (ja)
KR (2) KR20170065677A (ja)
CN (1) CN105358724B (ja)
WO (1) WO2015002046A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016104528A1 (ja) * 2014-12-26 2016-06-30 株式会社神戸製鋼所 耐水素誘起割れ性と靭性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管
JP2016125140A (ja) * 2014-12-26 2016-07-11 株式会社神戸製鋼所 耐水素誘起割れ性と靭性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管

Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6343472B2 (ja) * 2014-03-28 2018-06-13 株式会社神戸製鋼所 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板および高強度ラインパイプ用鋼管
JP6584912B2 (ja) * 2014-12-26 2019-10-02 株式会社神戸製鋼所 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管
JP2016125139A (ja) * 2014-12-26 2016-07-11 株式会社神戸製鋼所 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管
JP2016125137A (ja) * 2014-12-26 2016-07-11 株式会社神戸製鋼所 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管
JP6869151B2 (ja) * 2016-11-16 2021-05-12 株式会社神戸製鋼所 鋼板およびラインパイプ用鋼管並びにその製造方法
CN106756538A (zh) * 2016-11-30 2017-05-31 武汉钢铁股份有限公司 抗腐蚀和开裂的高强度移动压力容器钢及其制造方法
CN109694991A (zh) * 2017-10-20 2019-04-30 鞍钢股份有限公司 一种抗氢致裂纹性能优异的容器钢板
CN108893683A (zh) * 2018-08-01 2018-11-27 石钢京诚装备技术有限公司 一种抗硫管线钢及其生产方法
CN110396647B (zh) * 2019-08-22 2020-09-08 中天钢铁集团有限公司 一种高电磁性能及高强度低合金钢及其生产工艺与用途
CN115652183A (zh) * 2022-11-08 2023-01-31 湖南华菱涟源钢铁有限公司 合金结构钢的制备方法和合金结构钢
CN116426826B (zh) * 2023-04-17 2025-03-21 承德建龙特殊钢有限公司 一种油气输送管线钢及其制备方法
CN119220889B (zh) * 2023-06-29 2025-12-16 宝山钢铁股份有限公司 一种高韧性x60/x65级抗酸管线钢及其制造方法
CN121087368A (zh) * 2025-05-30 2025-12-09 江苏沙钢钢铁有限公司 氢能输送用管线钢板及其生产方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06136440A (ja) 1992-10-28 1994-05-17 Nippon Steel Corp 耐サワー性の優れた高強度鋼板の製造法
JPH0941083A (ja) * 1995-07-28 1997-02-10 Nkk Corp 耐ｈｉｃ及び耐ｓｓｃｃ特性に優れた電縫管及びその製造方法
JP2008274355A (ja) * 2007-04-27 2008-11-13 Jfe Steel Kk 表面品質、破壊靱性および耐サワー性に優れる熱延鋼板の製造方法
JP2010116611A (ja) * 2008-11-13 2010-05-27 Kobe Steel Ltd 大入熱時でのｈａｚ靱性に優れた低硫厚板鋼板の製造方法
JP2010209461A (ja) 2009-02-12 2010-09-24 Nippon Steel Corp 耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2914138B2 (ja) * 1993-11-17 1999-06-28 住友金属工業株式会社 高耐食性電縫鋼管用鋼の製造方法
JPH07216500A (ja) * 1994-01-28 1995-08-15 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐食性の優れた高強度鋼材及びその製造方法
JPH08283826A (ja) * 1995-04-10 1996-10-29 Sumitomo Metal Ind Ltd 高清浄極低硫耐ｈｉｃ鋼の製造方法
CN102002630A (zh) * 2010-11-29 2011-04-06 南阳汉冶特钢有限公司 抗hic压力容器用钢q345r-z35特厚板及其生产方法
CN102719744B (zh) * 2012-06-25 2014-03-19 宝山钢铁股份有限公司 低温结构用钢及其制造方法
CN102732666A (zh) * 2012-07-05 2012-10-17 首钢总公司 控制抗氢致开裂管线钢中厚板非金属夹杂物的方法
CN102839326B (zh) * 2012-09-07 2014-10-29 首钢总公司 抗氢致裂纹bns钢板及其生产方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06136440A (ja) 1992-10-28 1994-05-17 Nippon Steel Corp 耐サワー性の優れた高強度鋼板の製造法
JPH0941083A (ja) * 1995-07-28 1997-02-10 Nkk Corp 耐ｈｉｃ及び耐ｓｓｃｃ特性に優れた電縫管及びその製造方法
JP2008274355A (ja) * 2007-04-27 2008-11-13 Jfe Steel Kk 表面品質、破壊靱性および耐サワー性に優れる熱延鋼板の製造方法
JP2010116611A (ja) * 2008-11-13 2010-05-27 Kobe Steel Ltd 大入熱時でのｈａｚ靱性に優れた低硫厚板鋼板の製造方法
JP2010209461A (ja) 2009-02-12 2010-09-24 Nippon Steel Corp 耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
CAMP-ISIJ, vol. 24, 2011, pages 671
See also references of EP3018231A4

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016104528A1 (ja) * 2014-12-26 2016-06-30 株式会社神戸製鋼所 耐水素誘起割れ性と靭性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管
JP2016125140A (ja) * 2014-12-26 2016-07-11 株式会社神戸製鋼所 耐水素誘起割れ性と靭性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管

Also Published As

Publication number Publication date
KR20160013103A (ko) 2016-02-03
JP2015010266A (ja) 2015-01-19
JP6316548B2 (ja) 2018-04-25
EP3018231A1 (en) 2016-05-11
EP3428301A1 (en) 2019-01-16
KR20170065677A (ko) 2017-06-13
CN105358724A (zh) 2016-02-24
EP3018231A4 (en) 2017-03-22
CN105358724B (zh) 2017-11-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6316548B2 (ja) 耐水素誘起割れ性と靭性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管
JP6165088B2 (ja) 耐水素誘起割れ性と溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管
KR101709034B1 (ko) 내수소유기균열성과 인성이 우수한 강판 및 라인 파이프용 강관
JP4897126B2 (ja) 厚鋼板の製造方法
EP2975148B1 (en) Thick steel sheet having excellent ctod properties in multilayer welded joints, and manufacturing method for thick steel sheet
JP6211296B2 (ja) 耐サワー性とｈａｚ靭性に優れた鋼板
JPWO2019069771A1 (ja) 鋼板および鋼板の製造方法
EP3447161B1 (en) High tensile steel and marine structure
KR20170093961A (ko) 내수소유기균열성과 인성이 우수한 강판 및 라인 파이프용 강관
JP2006063351A (ja) 耐水素誘起割れ性に優れた高強度鋼板および製造方法、並びにラインパイプ用鋼管
KR20190077470A (ko) 고 Mn 강판 및 그 제조 방법
JP5708431B2 (ja) 溶接熱影響部の靱性に優れた鋼板およびその製造方法
KR20130064799A (ko) 내파괴 특성 및 내hic 특성이 뛰어난 고강도 강판
KR20170093965A (ko) 내수소유기균열성이 우수한 강판 및 라인 파이프용 강관
EP3730642A1 (en) Structural steel having excellent brittle crack propagation resistance, and manufacturing method therefor
KR20170093964A (ko) 내수소유기균열성이 우수한 강판 및 라인 파이프용 강관
WO2016104528A1 (ja) 耐水素誘起割れ性と靭性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管
JP2018083981A (ja) 鋼板およびラインパイプ用鋼管並びにその製造方法
JP6086036B2 (ja) 溶接熱影響部靱性に優れた厚板鋼材とその溶製方法
JP2024119238A (ja) 炭素鋼鋳片、および炭素鋼鋳片の製造方法
WO2018092605A1 (ja) 鋼板およびラインパイプ用鋼管並びにその製造方法
WO2016104526A1 (ja) 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 201480037371.5

Country of ref document: CN

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 14819986

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2014819986

Country of ref document: EP

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20157036038

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE