JPH0196329A - 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた引張強さ56Kgf/mm↑2以上の溶接構造用鋼の製造方法 - Google Patents
耐硫化物応力腐食割れ性に優れた引張強さ56Kgf/mm↑2以上の溶接構造用鋼の製造方法Info
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- JPH0196329A JPH0196329A JP25168287A JP25168287A JPH0196329A JP H0196329 A JPH0196329 A JP H0196329A JP 25168287 A JP25168287 A JP 25168287A JP 25168287 A JP25168287 A JP 25168287A JP H0196329 A JPH0196329 A JP H0196329A
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Landscapes
- 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】
[産業上の利用分野]
この発明は、硫化水素を含む環境で使用される圧力容器
等に適合する溶接熱影響部の耐硫化物応力腐食割れ性に
優れた引張強さ56kgf/a+4以上の溶接構造用鋼
の製造方法に関するものである。
等に適合する溶接熱影響部の耐硫化物応力腐食割れ性に
優れた引張強さ56kgf/a+4以上の溶接構造用鋼
の製造方法に関するものである。
[従来の技術]
硫化水素による応力腐食割れは、腐食によって発生した
水素の鋼中への拡散浸透によって生じる水素脆化が原因
であり、一般には強度(硬さ)の低下により割れ感受性
が減少するといわれている。
水素の鋼中への拡散浸透によって生じる水素脆化が原因
であり、一般には強度(硬さ)の低下により割れ感受性
が減少するといわれている。
このような考えに基づき、近年では硫化水素を含む天然
ガス、原論の輸送(貯蔵)用ラインパイプやタンクの構
成材料には特公昭54−38508号公報、特開昭57
−120615号公報など多くの種類があり、その中で
一定の硬さ基準が示されている(例えばNACEではH
RC≦21(Hv≦240))。
ガス、原論の輸送(貯蔵)用ラインパイプやタンクの構
成材料には特公昭54−38508号公報、特開昭57
−120615号公報など多くの種類があり、その中で
一定の硬さ基準が示されている(例えばNACEではH
RC≦21(Hv≦240))。
このため、硫化物応力腐食割れが最も発生し易い溶接熱
影響部の硬さを低下させる試みが当業者により行われて
いる。
影響部の硬さを低下させる試みが当業者により行われて
いる。
ところが、所定の目標、硬さを達成したとされる従来技
術では、その前提となる溶接人熱二が大きい(例えば特
公昭61−8144号公報22.5kJ/am)だめ、
実際の圧力容器などの組立施工で必ず遭遇する1okJ
/cm程度の小人熱溶接には適合しない。
術では、その前提となる溶接人熱二が大きい(例えば特
公昭61−8144号公報22.5kJ/am)だめ、
実際の圧力容器などの組立施工で必ず遭遇する1okJ
/cm程度の小人熱溶接には適合しない。
[発明が解決しようとする問題点]
この発明は、かかる問題点すなわち当該溶接構造物の施
工に際して広範囲に変動する溶接入熱量にも十分に対応
できるように、合金元素の影響に関する詳細な研究を行
い、TMCP(加工熱処理)技術との組合せにより、1
0kJ/amの小人熱溶接でもその熱影響部の硬さがH
v≦240で、かつ従来鋼よりも低コストの耐硫化物応
力腐食割れ性に優れた58kg f / s+J以上の
引張強さを有する調質型高張力鋼の製造法を提供するも
のである。
工に際して広範囲に変動する溶接入熱量にも十分に対応
できるように、合金元素の影響に関する詳細な研究を行
い、TMCP(加工熱処理)技術との組合せにより、1
0kJ/amの小人熱溶接でもその熱影響部の硬さがH
v≦240で、かつ従来鋼よりも低コストの耐硫化物応
力腐食割れ性に優れた58kg f / s+J以上の
引張強さを有する調質型高張力鋼の製造法を提供するも
のである。
[問題点を解決するための手段]
本発明の要旨は、C,0,02〜0.05%未満、Sl
;0.01〜0.50%、Mn ; 1.00〜1.8
0%、Mo;0.05〜0.50%、Nb ;0.0
05〜0.05%、T1:0.005〜0.05%、s
on Ag; 0.01〜0.10%の基本成分に、さ
らにCr ; 0.10〜0.50%、V 、 0.0
1〜0.05%、Ca ; 0.0050%を以下の1
種又は2種を含有し、残部がFcおよび不可避的不純物
からなる鋼片を1100〜1250℃に加熱し、950
℃以下でかつ再結晶温度域の範囲で、仕上板厚に対し4
0%以上の累積圧下を加える熱間圧延を行い、仕上温度
をAra点以上とし、圧延終了後Ara点以上の温度か
ら直ちに焼入れし、続いてAe 1点以下の温度で焼戻
しを行う耐硫化物応力腐食割れ性に優れた調質型の溶接
構造用高張力鋼の製造方法である。
;0.01〜0.50%、Mn ; 1.00〜1.8
0%、Mo;0.05〜0.50%、Nb ;0.0
05〜0.05%、T1:0.005〜0.05%、s
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らにCr ; 0.10〜0.50%、V 、 0.0
1〜0.05%、Ca ; 0.0050%を以下の1
種又は2種を含有し、残部がFcおよび不可避的不純物
からなる鋼片を1100〜1250℃に加熱し、950
℃以下でかつ再結晶温度域の範囲で、仕上板厚に対し4
0%以上の累積圧下を加える熱間圧延を行い、仕上温度
をAra点以上とし、圧延終了後Ara点以上の温度か
ら直ちに焼入れし、続いてAe 1点以下の温度で焼戻
しを行う耐硫化物応力腐食割れ性に優れた調質型の溶接
構造用高張力鋼の製造方法である。
本発明材は、前述したような成分組成鋼の鋼片を温度1
100〜1250℃に加熱後、仕上温度Ara点以上で
制御圧延を行い、直ちに焼入れし、つづいてAc 1点
以下の温度で焼戻しを施す。
100〜1250℃に加熱後、仕上温度Ara点以上で
制御圧延を行い、直ちに焼入れし、つづいてAc 1点
以下の温度で焼戻しを施す。
そのミクロ組織は、適正温度域の鋼片加熱と再結晶温度
域での制御圧延にもとづく微細なオーステナイトの形成
と、直接焼入れおよびその後の焼戻しにより、均一かつ
緻密に分布した上部ベーナイトあるいは上部ベーナイト
+アシキュラーフェライト地に、微細なV、Nbの炭窒
化物が均一に析出した組織となる。
域での制御圧延にもとづく微細なオーステナイトの形成
と、直接焼入れおよびその後の焼戻しにより、均一かつ
緻密に分布した上部ベーナイトあるいは上部ベーナイト
+アシキュラーフェライト地に、微細なV、Nbの炭窒
化物が均一に析出した組織となる。
このような組織は、低炭素含有量にも関らず、細粒とV
、Nbの炭窒化物による析出強化との相乗作用により、
従来の焼入れ焼戻し型のマルテンサイト組織のものと同
等以上の高強度が得られる。
、Nbの炭窒化物による析出強化との相乗作用により、
従来の焼入れ焼戻し型のマルテンサイト組織のものと同
等以上の高強度が得られる。
さらにまた本発明鋼の特徴は溶接入熱量の変動11とも
なう熱影響部の硬さの変化、すなわち硬さの溶接入熱感
受性が、第1図に示すように比較鋼(B添加、直接焼入
れ一焼戻し法で製造)や従来鋼(焼入れ一焼戻し型)に
対比して極めて鈍感であり、10 k J / Cmの
小人熱でもHv≦240であることから、その耐硫化物
応力腐食割れ性が著しく向上することが予見される。
なう熱影響部の硬さの変化、すなわち硬さの溶接入熱感
受性が、第1図に示すように比較鋼(B添加、直接焼入
れ一焼戻し法で製造)や従来鋼(焼入れ一焼戻し型)に
対比して極めて鈍感であり、10 k J / Cmの
小人熱でもHv≦240であることから、その耐硫化物
応力腐食割れ性が著しく向上することが予見される。
このようなミクロ組織を得るためには、まず鋼片加熱温
度を熱間圧延前のオーステナイト粒が粗大化しないよう
にするために上限を1250℃とし、さらに下限は焼戻
し処理により微細な炭窒化物の析出を生せしめるため、
すなわちV、Nbの炭窒化物を溶体化するために110
0℃とする。
度を熱間圧延前のオーステナイト粒が粗大化しないよう
にするために上限を1250℃とし、さらに下限は焼戻
し処理により微細な炭窒化物の析出を生せしめるため、
すなわちV、Nbの炭窒化物を溶体化するために110
0℃とする。
また加熱時に加えて圧延段階でもオーステナイト粒を微
細化し、緻密な上部ベイナイト組織を得るために950
℃以下でかつ再結晶温度域の範囲で仕上板厚に対して少
くとも40%以上の累積圧下を加え、Ara点以上の温
度で圧延を完了する。
細化し、緻密な上部ベイナイト組織を得るために950
℃以下でかつ再結晶温度域の範囲で仕上板厚に対して少
くとも40%以上の累積圧下を加え、Ara点以上の温
度で圧延を完了する。
加熱および圧延段階でオーステナイト粒の微細化とV、
Nbの炭窒化物の固溶化を図りながら、仕上圧延後A
r 、a点景上の温度から直ちに焼入れをし、その後人
01点以下の温度で焼戻しを施す。
Nbの炭窒化物の固溶化を図りながら、仕上圧延後A
r 、a点景上の温度から直ちに焼入れをし、その後人
01点以下の温度で焼戻しを施す。
圧延仕上温度および焼入れ温度をA r s点景上と限
定したのは、ポリゴナルフェライトの生成をおさえて板
厚中心部の強度および靭性を確保し、焼戻し処理におけ
る微細炭窒化物の生成による析出強化を有効利用するた
めである。
定したのは、ポリゴナルフェライトの生成をおさえて板
厚中心部の強度および靭性を確保し、焼戻し処理におけ
る微細炭窒化物の生成による析出強化を有効利用するた
めである。
本発明における化学成分の限定理由を以下にのべる。
C;溶接熱影響部の硬化を防ぎ耐硫化物応力腐食割れ性
を向上させるためには、極力低減する必要があるが、強
度確保のためには一定量が必要である。本発明では直接
焼入れ法を採用するため、その上限は0.02%に上限
は0.05%未満とした。
を向上させるためには、極力低減する必要があるが、強
度確保のためには一定量が必要である。本発明では直接
焼入れ法を採用するため、その上限は0.02%に上限
は0.05%未満とした。
Sj;強度向上に有効であるか、0.50%を超えると
靭性を害するため、上限を0.50%とした。
靭性を害するため、上限を0.50%とした。
Mn;下限は強度確保のため1.00%とし、耐硫化物
応力腐食割れ性および靭性、溶接割れ性を害するため1
.80%を上限とした。
応力腐食割れ性および靭性、溶接割れ性を害するため1
.80%を上限とした。
Mo;強度確保のためにその下限は0,05%とする。
また0.50%を超えると応力集中=き裂発生起点とな
る孔食を促進すること、ならびに溶接熱影響部の硬化と
靭性低下を生じるため、その上限は0.50%とした。
る孔食を促進すること、ならびに溶接熱影響部の硬化と
靭性低下を生じるため、その上限は0.50%とした。
Nb;圧延前の加熱時におけるオーステナイト粒の細粒
化とNbの炭窒化物による析出強化を利用するため、そ
の下限を0.005%とし、靭性確保の観点から上限を
0.05%とした。
化とNbの炭窒化物による析出強化を利用するため、そ
の下限を0.005%とし、靭性確保の観点から上限を
0.05%とした。
Ti;圧延前の加熱時におけるオーステナイト粒の微細
化および溶接熱影響部を微細組織化し、焼入性軽減−低
硬度化による耐硫化物応力腐食割れ性向上のため添加す
る。0.005%未満では効果がなく、0,05%を超
えると靭性が悪化する。
化および溶接熱影響部を微細組織化し、焼入性軽減−低
硬度化による耐硫化物応力腐食割れ性向上のため添加す
る。0.005%未満では効果がなく、0,05%を超
えると靭性が悪化する。
soΩAg、介在物低減のため0.01%以上添加する
が、0.10%を超えると介在物増加による靭性低下を
もたらす。
が、0.10%を超えると介在物増加による靭性低下を
もたらす。
V;焼戻し処理における析出強化を図るため0.01%
以上必要であり、0.05%を超えると靭性が低下する
。
以上必要であり、0.05%を超えると靭性が低下する
。
Cr;焼入性を上げ強度を高めるため0.10%以上添
加する。0.50%を超えると溶接熱影響部の硬化が増
大し、耐硫化物応力腐食割れ性を損う。
加する。0.50%を超えると溶接熱影響部の硬化が増
大し、耐硫化物応力腐食割れ性を損う。
Ca;硫化物系介在物の形状制御に有効であり、侵入水
素のトラップサイトを減少させるが、0.005%以上
では鋼が汚染される。
素のトラップサイトを減少させるが、0.005%以上
では鋼が汚染される。
この発明で重要な点は、焼入性を高め強度を確保する観
点から従来60kg f / mnf級以上の高張力鋼
に多用されてきたBが、第2図に示すように、その良好
な焼入性が災いして本発明にかかわる極低炭素の領域で
も、溶接熱影響部の硬さを著しく上昇させることを見い
出し、発明鋼はB無添加とした。
点から従来60kg f / mnf級以上の高張力鋼
に多用されてきたBが、第2図に示すように、その良好
な焼入性が災いして本発明にかかわる極低炭素の領域で
も、溶接熱影響部の硬さを著しく上昇させることを見い
出し、発明鋼はB無添加とした。
なお不純物としてのP、S、N等は多量に残存すると靭
性および溶接性を劣化させる有害な元素で、その量は少
ないほど好ましく、P≦0.02%、S≦0,02%、
N≦0.0060%にすることが望ましい。
性および溶接性を劣化させる有害な元素で、その量は少
ないほど好ましく、P≦0.02%、S≦0,02%、
N≦0.0060%にすることが望ましい。
[実 施 例]
転炉で溶製し、連続鋳造法で製造した第1表の成分組成
のうち、本発明にかかわるIA〜■08種、比較鋼J−
Qの4種、および従来鋼Rのそれぞれを、第2表に示す
条件で製造した。なおft4A。
のうち、本発明にかかわるIA〜■08種、比較鋼J−
Qの4種、および従来鋼Rのそれぞれを、第2表に示す
条件で製造した。なおft4A。
Fは本発明法と従来法の差異を示すため焼入・焼戻しの
従来法でも製造した。
従来法でも製造した。
かかる方法にて製造した本発明鋼、比較鋼および従来鋼
の40關厚鋼板の強度、靭性および入熱量10kJ/a
nの被覆アーク溶接で製作したビードオンプレートの表
面下1關の熱影響部最高硬さを第3表に、硬度分布を第
3図に示す。
の40關厚鋼板の強度、靭性および入熱量10kJ/a
nの被覆アーク溶接で製作したビードオンプレートの表
面下1關の熱影響部最高硬さを第3表に、硬度分布を第
3図に示す。
また応力腐食割れ試験片(3t X 10w X 11
5 ml)を、ビードオンプレートの第4図に示す位置
から採取し、0.5%酢酸水溶液+硫化水素飽和溶液中
にて、四点支持曲げ応力腐食試験(21日間浸漬)を行
った。
5 ml)を、ビードオンプレートの第4図に示す位置
から採取し、0.5%酢酸水溶液+硫化水素飽和溶液中
にて、四点支持曲げ応力腐食試験(21日間浸漬)を行
った。
その結果も第3表に示す。
すなわち、この結果によれば、従来法の焼入れ一焼戻し
では目標強度を確保できない0.02%〜0.05%C
未満でも、本発明法で製造した鋼板は56kg f /
−以上の強度と優れた靭性を有していることがわかる(
本発明法により製造した鋼A、Fと従来法で製造した鋼
A、Fとの対比)。
では目標強度を確保できない0.02%〜0.05%C
未満でも、本発明法で製造した鋼板は56kg f /
−以上の強度と優れた靭性を有していることがわかる(
本発明法により製造した鋼A、Fと従来法で製造した鋼
A、Fとの対比)。
また、発明鋼のいずれもが溶接熱影響部の硬さHv≦2
40を満足するのに対して、直接焼入れ一焼戻し法で製
造したB添加の比較m (J、に、L)は発明鋼と同−
C量でも溶接熱影響部の硬さが著しく高い。
40を満足するのに対して、直接焼入れ一焼戻し法で製
造したB添加の比較m (J、に、L)は発明鋼と同−
C量でも溶接熱影響部の硬さが著しく高い。
これは第3図に代表例で示したように、従来鋼や比較鋼
の溶接部硬度分布に、その熱形U部に牛角様の突出が生
じているのに対して、発明鋼にはそれが現出しないこと
と併せて、本発明が限定した成分範囲とその製造方法の
優位性を実証している。
の溶接部硬度分布に、その熱形U部に牛角様の突出が生
じているのに対して、発明鋼にはそれが現出しないこと
と併せて、本発明が限定した成分範囲とその製造方法の
優位性を実証している。
[発明の効果コ
このような特性を有する本発明法で製造した鋼板は、そ
のいずれもが耐硫化物応力腐食割れ性が飛躍的に向上し
ていることは、四点支持曲げ応力腐食割れ試験の結果か
らも明らかである。
のいずれもが耐硫化物応力腐食割れ性が飛躍的に向上し
ていることは、四点支持曲げ応力腐食割れ試験の結果か
らも明らかである。
また、発明鋼は第3表に示すように液体アンモニア環境
における耐応力腐食割れ性にも優れている。
における耐応力腐食割れ性にも優れている。
第1図は本発明鋼にかかわる成分鋼と比較鋼、従来鋼の
溶接入熱量と熱影響部最高硬さの関係を示す図表、第2
図は、本発明鋼にかかわる成分鋼と比較鋼、従来鋼の溶
接入熱10kJ/amの場合の熱影響部最高硬さとC量
の関係を示す図表、第3図は本発明鋼と比較鋼、従来鋼
との溶接部硬度分布の比較を示す図表、第4図は四点支
持曲げ応力腐食割れ試験片の採取要領の説明図である。 代 理 人 弁理士 茶野木 立 夫洛雄入悠量(
にJ/cyyt) 第2図 C量(y、)
溶接入熱量と熱影響部最高硬さの関係を示す図表、第2
図は、本発明鋼にかかわる成分鋼と比較鋼、従来鋼の溶
接入熱10kJ/amの場合の熱影響部最高硬さとC量
の関係を示す図表、第3図は本発明鋼と比較鋼、従来鋼
との溶接部硬度分布の比較を示す図表、第4図は四点支
持曲げ応力腐食割れ試験片の採取要領の説明図である。 代 理 人 弁理士 茶野木 立 夫洛雄入悠量(
にJ/cyyt) 第2図 C量(y、)
Claims (2)
- (1)重量で C;0.02〜0.05%未満、 Si;0.01〜0.50%、 Mn;1.00〜1.80%、 Mo;0.05〜0.50%、 Nb;0.005〜0.050%、 Ti;0.005〜0.05%、 solAl;0.01〜0.10% を含み、さらに Cr;0.10〜0.50%、 V;0.01〜0.05% の1種又は2種を含有し、残部がFeおよび不可避的不
純物からなる鋼片を1100〜1250℃に加熱した後
、950℃以下でかつ再結晶温度域の温度範囲で、仕上
板厚に対して40%以上の累積圧下率を確保する熱間圧
延を行い、Ar_3点以上で圧延を完了した後、Ar_
3点以上の温度から直接焼入れを施し、続いてAC_1
点以下の温度で焼戻しを行うことを特徴とする、耐硫化
物応力腐食割れ性に優れた引張強さ56kgf/mm^
2以上の溶接構造用鋼の製造方法。 - (2)重量で C;0.02〜0.05%未満、 Si;0.01〜0.50%、 Mn;1.00〜1.80%、 Mo;0.05〜0.50%、 Nb;0.005〜0.050%、 Ti;0.005〜0.05%、 solAl;0.01〜0.10% Ca;0.0050%を以下 を含有して Cr;0.10〜0.50%、 V;0.01〜0.05% の1種又は2種以上を含有し、残部がFeおよび不可避
的不純物からなる鋼片を1100〜1250℃に加熱し
た後、950℃以下でかつ再結晶温度域の温度範囲で、
仕上板厚に対して40%以上の累積圧下率を確保する熱
間圧延を行い、Ar_3点以上で圧延を行い、Ar_3
点以上で圧延を完了した後、Ar_3点以上の温度から
直接焼入れを施し、続いてAc_1点以下の温度で焼戻
しを行うことを特徴とする、耐硫化物応力腐食割れ性に
優れた引張強さ56kgf/mm^2以上の溶接構造用
鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP25168287A JPH0196329A (ja) | 1987-10-07 | 1987-10-07 | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた引張強さ56Kgf/mm↑2以上の溶接構造用鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP25168287A JPH0196329A (ja) | 1987-10-07 | 1987-10-07 | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた引張強さ56Kgf/mm↑2以上の溶接構造用鋼の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0196329A true JPH0196329A (ja) | 1989-04-14 |
Family
ID=17226442
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP25168287A Pending JPH0196329A (ja) | 1987-10-07 | 1987-10-07 | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた引張強さ56Kgf/mm↑2以上の溶接構造用鋼の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0196329A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2015087940A1 (ja) | 2013-12-11 | 2015-06-18 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐サワー性、haz靭性及びhaz硬さに優れた鋼板及びラインパイプ用鋼管 |
EP3159418A1 (en) | 2015-10-21 | 2017-04-26 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Steel plate and bonded assembly |
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-
1987
- 1987-10-07 JP JP25168287A patent/JPH0196329A/ja active Pending
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