JPH0569884B2 - - Google Patents
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- JPH0569884B2 JPH0569884B2 JP57082715A JP8271582A JPH0569884B2 JP H0569884 B2 JPH0569884 B2 JP H0569884B2 JP 57082715 A JP57082715 A JP 57082715A JP 8271582 A JP8271582 A JP 8271582A JP H0569884 B2 JPH0569884 B2 JP H0569884B2
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- 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
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- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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Description
この発明は、低Ｃ−低Mn−Ｂ系鋼をCa処理す
ることによつて得られるMnSを大幅に減少させ
た材料に、特定条件にて制御圧延を施すことより
なる、優れた耐水素誘起割れ性能（以下、耐HIC
性能と称する）を具備した高張力鋼板の製造方法
に関するものである。 近年、エネルギー事情の悪化に対処するために
新たな油田やガス田の開発が盛んに行なわれてお
り、特に従来放置されていた深層にして硫化水素
などの腐食性の強いガス（サワーガス）を含む環
境下にある油田やガス田の開発の必要性が強く叫
ばれている。 ところで、通常、油田やガス田から供給される
天然ガスや原油は、ほとんどがラインパイプによ
つて必要とされる場所にまで輸送されているが、
最近では大径でかつ耐圧性に優れたものを採用し
て輸送効率の向上を図る傾向が強まつてきてい
る。このようなわけで、ラインパイプにはＸ−70
級（AIP規格）以上の高強度、高靭性および優れ
た溶接性が要求されるようになつて、高Mn鋼、
Nb添加鋼、Ｖ添加鋼、あるいはMo系鋼等が多用
されているのが現状である。 しかしながら、このような強靭高張力鋼材を上
述のような湿潤サワーガス田に使用すると、HIC
（水素誘起割れ）を起して設備の操業停止を招く
という問題を生ずることがわかつた。 本発明者等は、上述のような観点から、ライン
パイプとしての必要条件であるＸ−70級（降伏強
さ：50Kg／mm2以上、引張強さ：57Kg／mm2以上）よ
りも高い強度を有し、溶接性や靭性も良好であ
り、しかも耐HIC性が格段に優れた高張力鋼板を
コスト安く製造すべく研究を行なつたところ、高
張力鋼材を湿潤サワーガス雰囲気中に曝した場合
に、鋼材のMn、Mo、Ｐ等の偏析部が異常組織
となつて偏析部に共存するMnSあるいはSiO2系
介在物から割れが発生するというのがHICの発生
機構であり、これを防止するにはMn含有量を下
げるか、圧延後直接焼入れを施す方法しか見出せ
ないが、鋼のMn成分含有量を抑えると肝心の強
度を確保することができなくなり、他方、直接焼
入れを施すとなると製造コストが高くなつてその
普及が困難であるという具体的な問題点が明らか
となつてきた。 そこで、本発明者等は、Mn含有量を低く抑え
るとともにＣ含有量をも低く抑えた鋼材が耐HIC
性と溶接性並びに靭性に優れていることに着目
し、この鋼材の強度を確保するために焼入性向上
元素であるＢを添加して低Ｃ−低Mn−Ｂ系鋼材
とするとともに、さらにこの鋼材にCaを添加し
たところ、鋼材中のMnSが大幅に減少して、優
れた耐HIC性と、良好な強度および靭性が付与さ
れることを見出し、さらに研究を続けた結果、低
Ｃ−低Mn−Ｂ系鋼材をCa処理し、これに制御圧
延を施すことによつて、優れた耐HIC性を有する
とともに、強度および靭性が著しく向上した鋼板
を得ることができるとの知見を得るに至つたので
ある。 したがつて、この発明は上記知見に基いてなさ
れたもので、 (1) Ｃ：0.005〜0.05％、Si：0.05〜0.80％、
Mn：0.6〜1.2％未満、Ti：0.005〜0.03％（但
し、Ti％≧3.4N％）、Ｂ：0.0003〜0.0020％、
Ca：0.0005〜0.0050％、Al：0.005〜0.100％、 を含有するとともに、 Cu：0.5％以下、Cr：0.8％以下、および
Ni：1.0％以下、 のうちの１種以上を含有することによつて
（Mn％＋Cr％＋Cu％＋Ni％）の値を1.30以上
とし、かつ、下記不純物元素含有量を、 Ｓ：0.008％以下、Ｐ：0.020％以下、Mo：
0.05％以下、Ｎ：0.008％以下とし、 Feおよびその他の不可避不純物：残り、 （以上重量％なお、以下成分組成割合を表わ
す％は重量％とする）から成る鋼片を、900〜
1150℃に加熱した後、引続いて900℃以下の温
度範囲にて、圧下率：50％以上の圧延を施すと
ともに、800〜650℃で圧延を終了する耐水素誘
起割れ性能に優れた高張力鋼板の製造法、 および、 (2) Ｃ：0.005〜0.05％、Si：0.05〜0.80％、
Mn：0.6〜1.2％未満、Ti：0.005〜0.03％（但
し、Ti％≧3.4N％）、Ｂ：0.0003〜0.0020％、
Ca：0.0005〜0.0050％、Al：0.005〜0.100％、 を含有するとともに、 Cu：0.5％以下、Cr：0.8％以下、および
Ni：1.0％以下、 のうちの１種以上を含有することによつて
（Mn％＋Cr％＋Cu％＋Ni％）の値を1.30以上
とし、かつ、下記不純物元素含有量を、 Ｓ：0.008％以下、Ｐ：0.020％以下、Mo：
0.05％以下、Ｎ：0.008％以下とし、 さらに、 Nb：0.001〜0.08％ Ｖ：0.002〜0.200％ の１種以上を含有し、 Feおよびその他の不可避不純物：残り、 から成る鋼片を、900〜1150℃に加熱した後、
引続いて900℃以下の温度範囲にて、圧下率：
50％以上の圧延を施すとともに、800〜650℃で
圧延を終了する耐水素誘起割れ性能に優れた高
張力鋼板の製造法、 に特徴を有するものである。 つぎに、この発明の高張力鋼板の製造法におい
て、化学組成成分および圧延条件を上述のように
限定した理由を説明する。 () 化学組成成分量 Ｃ Ｃ成分には、鋼材の強度を確保する作用が
あるが、その含有量が0.005％未満では所望
の強度を確保することができず、他方0.05％
を越えて含有せしめると靭性劣化が著しくな
ることから、その含有量を0.005〜0.05％と
限定した。なお、ラインパイプ等の用途には
Ｃ含有量が低い方が良く、特に0.03％以下で
良好な衝撃値が確保できるものである。 Si Si成分は脱酸剤として有効な元素であり、
その含有量が0.05％未満では脱酸不足で耐
HIC性能が劣化するようになり、他方0.80％
を越えて含有せしめると靭性並びに溶接性が
劣化することから、その含有量を0.05〜0.80
％と定めた。 Mn Mn成分には、焼入性を向上して鋼の強度
および靭性を改善する作用があるが、その含
有量が0.6％未満では所望の強度および靭性
を確保することができず、他方1.2％以上含
有せしめると偏析部が異常組織となつて耐
HIC性が劣るようになることから、その含有
量を0.6〜1.2％未満と限定した。 Ti Ti成分には、鋼中のＮ分を固定してＢ成
分の焼入性向上効果を確保する作用がある
が、その含有量が0.005％未満では前記作用
に所望の効果を得ることができず、他方、
0.03％を越えて含有せしめると靭性が劣化す
るようになることから、その含有量を0.005
〜0.03％と限定した。またTi％が3.4N％よ
りも少ないと、TiはＮと優先的に結合する
ためにＢの効果が発揮されなくなり、このた
めTi％≧3.4N％と定めた。 Ｂ Ｂ成分には、鋼の焼入性を向上させて強度
および靭性を確保する作用があるが、その含
有量が0.0003％未満では十分な焼入性向上効
果が期待できず、他方0.0020％を越えて含有
せしめると靭性、特に溶接熱影響部の靭性劣
化を来たすようになることから、その含有量
を0.0003〜0.0020％と限定した。 Ca Ca成分にはMnSを球状化して減少せしめ、
耐HIC性能を向上させる作用があるが、その
含有量が0.0005％未満では所望の耐HUC性
能向上効果を確保することができず、他方
0.0050％を越えて含有せしめると鋼の清浄度
が悪化して靭性を劣化するようになることか
ら、その含有量を0.0005〜0.0050％と定め
た。 Al Al成分には、脱酸作用および細粒化作用
があるが、その含有量が0.005％未満では前
記作用に所望の効果が得られず、他方0.100
％を越えて含有せしめるとやはり非金属介在
物の量が増加して鋼質を害するようになるこ
とから、その含有量を0.005〜0.100％と定め
た。 Cu、Cr、およびNi これらの成分は、鋼中において偏析が少な
く、固溶して焼入性を増し、強度を向上する
作用を有しているので、より一層の強度が要
求される場合に必要に応じて含有されるが、
Cu成分含有量が0.5％を越えた場合には表面
割れが発生しやすくなり、Cr成分含有量が
0.8％を越えた場合には靭性の劣化を来たす
ようになり、またNi成分含有量が1.0％を越
えた場合にはさらに靭性を増す作用があるけ
れどもその傾向は次第に鈍くなり、しかもコ
スト高を招くことから、Cu、Cr、およびNi
の含有量をそれぞれ0.5％以下、0.8％以下、
および1.0％以下と定めた。また、このとき、
（Mn％＋Cr％＋Cu％＋Ni％）の値を1.30％
未満とすると所望の強度を確保できなくなる
ことから、その値を1.30％以上と限定した。 Ｓ Ｓ分は耐HIC性能に悪影響を及ぼす元素で
あり、その含有量が0.008％を越えるとCaに
よつて完全に球状化せず、耐HIC性能を劣化
することから、その含有量を0.008％以下と
限定した。 Ｐ Ｐ分が0.020％を越えると偏析部に異常組
織を増やして耐HIC性能を劣化するようにな
ることから、その含有量を0.020％以下と定
めた。 Mo Mo分も、その含有量が0.05％を越えると
Ｐ分と同様、偏析部に異常組織を増やすの
で、その含有量を0.05％と限定した。 Ｎ Ｎ分が0.008％を越えて含有されると、Ｂ
と結合してＢの焼入性向上効果を抑えるよう
になる上、溶接熱影響部の靭性を劣化するよ
うになることから、その含有量を0.008％以
下と定めた。 Nb、およびＶ これらの成分には、鋼材の強度をさらに向
上させる作用があるので、さらに高強度を要
求される場合に必要に応じて１種または２種
以上含有されるものであるが、Nb含有量が
0.001％未満あるいはＶ含有量が0.002％未満
では前記作用に所望の効果を得ることができ
ず、他方、Nbが0.080％を越えて含有されて
もそれ以上の強度向上効果を得ることができ
ず、またＶが0.200％を越えて含有せしめら
れると強度向上効果が飽和してしまう上に靭
性悪化を招くようになることから、その含有
量を、Nb：0.001〜0.080％、Ｖ：0.002〜
0.200％と限定した。 () 圧延条件 加熱温度：900〜1150℃ 加熱温度が900℃未満ということは、鋼の
オーステナイト化する温度（Ar3点）に達し
ていないということであり、所望の圧延組織
を得ることができないのに対して、加熱温度
が1150℃を越えると鋼材組織が粗粒化し、靭
性に悪影響を及ぼすようになることから、加
熱温度を900〜1150℃と定めた。 圧下条件：900℃以下で50％以上 圧下時の温度が900℃を越えたり、その圧
下率が50％未満である場合には、歪をもつた
微細なオーステナイト粒を得ることができ
ず、強度及び靭性の向上が望めないことか
ら、圧下条件を上記のように定めた。 仕上温度 圧延仕上温度が800℃を越えると圧延組織
の細粒化が不十分であり、強度および靭性値
が所望の値を示す鋼材が得られず、他方その
温度が650℃未満ではフエライト圧延中に析
出物の析出が生じて靭性を劣化するようにな
ることから、その温度を800〜650℃と定め
た。 ついで、この発明を実施例ぬより比較例と対比
しながら説明する。 実施例 通常の溶解法により、それぞれ第１表に示され
る成分組成をもつた鋼を溶製し、通常の条件で鋳
造して、本発明方法を満足する組成の鋼Ａ〜Ｆと
本発明方法で使用する鋼の成分組成から外れた組
成の鋼Ｇのスラブを得た。 ついで、それぞれのスラブＡ〜Ｇを、第２表に
示した加熱温度に加熱保持後、同表に示した条件
にて圧延し、所定の板厚の鋼板を得た。 得られた鋼板について、その機械的性質および
耐HIC性能を測定し、その結果も第２表に併せて
示した。なお、耐HIC試験は、H2Oガスで飽和さ
れた人工海水中に、素材表面のミルスケール
ることによつて得られるMnSを大幅に減少させ
た材料に、特定条件にて制御圧延を施すことより
なる、優れた耐水素誘起割れ性能（以下、耐HIC
性能と称する）を具備した高張力鋼板の製造方法
に関するものである。 近年、エネルギー事情の悪化に対処するために
新たな油田やガス田の開発が盛んに行なわれてお
り、特に従来放置されていた深層にして硫化水素
などの腐食性の強いガス（サワーガス）を含む環
境下にある油田やガス田の開発の必要性が強く叫
ばれている。 ところで、通常、油田やガス田から供給される
天然ガスや原油は、ほとんどがラインパイプによ
つて必要とされる場所にまで輸送されているが、
最近では大径でかつ耐圧性に優れたものを採用し
て輸送効率の向上を図る傾向が強まつてきてい
る。このようなわけで、ラインパイプにはＸ−70
級（AIP規格）以上の高強度、高靭性および優れ
た溶接性が要求されるようになつて、高Mn鋼、
Nb添加鋼、Ｖ添加鋼、あるいはMo系鋼等が多用
されているのが現状である。 しかしながら、このような強靭高張力鋼材を上
述のような湿潤サワーガス田に使用すると、HIC
（水素誘起割れ）を起して設備の操業停止を招く
という問題を生ずることがわかつた。 本発明者等は、上述のような観点から、ライン
パイプとしての必要条件であるＸ−70級（降伏強
さ：50Kg／mm2以上、引張強さ：57Kg／mm2以上）よ
りも高い強度を有し、溶接性や靭性も良好であ
り、しかも耐HIC性が格段に優れた高張力鋼板を
コスト安く製造すべく研究を行なつたところ、高
張力鋼材を湿潤サワーガス雰囲気中に曝した場合
に、鋼材のMn、Mo、Ｐ等の偏析部が異常組織
となつて偏析部に共存するMnSあるいはSiO2系
介在物から割れが発生するというのがHICの発生
機構であり、これを防止するにはMn含有量を下
げるか、圧延後直接焼入れを施す方法しか見出せ
ないが、鋼のMn成分含有量を抑えると肝心の強
度を確保することができなくなり、他方、直接焼
入れを施すとなると製造コストが高くなつてその
普及が困難であるという具体的な問題点が明らか
となつてきた。 そこで、本発明者等は、Mn含有量を低く抑え
るとともにＣ含有量をも低く抑えた鋼材が耐HIC
性と溶接性並びに靭性に優れていることに着目
し、この鋼材の強度を確保するために焼入性向上
元素であるＢを添加して低Ｃ−低Mn−Ｂ系鋼材
とするとともに、さらにこの鋼材にCaを添加し
たところ、鋼材中のMnSが大幅に減少して、優
れた耐HIC性と、良好な強度および靭性が付与さ
れることを見出し、さらに研究を続けた結果、低
Ｃ−低Mn−Ｂ系鋼材をCa処理し、これに制御圧
延を施すことによつて、優れた耐HIC性を有する
とともに、強度および靭性が著しく向上した鋼板
を得ることができるとの知見を得るに至つたので
ある。 したがつて、この発明は上記知見に基いてなさ
れたもので、 (1) Ｃ：0.005〜0.05％、Si：0.05〜0.80％、
Mn：0.6〜1.2％未満、Ti：0.005〜0.03％（但
し、Ti％≧3.4N％）、Ｂ：0.0003〜0.0020％、
Ca：0.0005〜0.0050％、Al：0.005〜0.100％、 を含有するとともに、 Cu：0.5％以下、Cr：0.8％以下、および
Ni：1.0％以下、 のうちの１種以上を含有することによつて
（Mn％＋Cr％＋Cu％＋Ni％）の値を1.30以上
とし、かつ、下記不純物元素含有量を、 Ｓ：0.008％以下、Ｐ：0.020％以下、Mo：
0.05％以下、Ｎ：0.008％以下とし、 Feおよびその他の不可避不純物：残り、 （以上重量％なお、以下成分組成割合を表わ
す％は重量％とする）から成る鋼片を、900〜
1150℃に加熱した後、引続いて900℃以下の温
度範囲にて、圧下率：50％以上の圧延を施すと
ともに、800〜650℃で圧延を終了する耐水素誘
起割れ性能に優れた高張力鋼板の製造法、 および、 (2) Ｃ：0.005〜0.05％、Si：0.05〜0.80％、
Mn：0.6〜1.2％未満、Ti：0.005〜0.03％（但
し、Ti％≧3.4N％）、Ｂ：0.0003〜0.0020％、
Ca：0.0005〜0.0050％、Al：0.005〜0.100％、 を含有するとともに、 Cu：0.5％以下、Cr：0.8％以下、および
Ni：1.0％以下、 のうちの１種以上を含有することによつて
（Mn％＋Cr％＋Cu％＋Ni％）の値を1.30以上
とし、かつ、下記不純物元素含有量を、 Ｓ：0.008％以下、Ｐ：0.020％以下、Mo：
0.05％以下、Ｎ：0.008％以下とし、 さらに、 Nb：0.001〜0.08％ Ｖ：0.002〜0.200％ の１種以上を含有し、 Feおよびその他の不可避不純物：残り、 から成る鋼片を、900〜1150℃に加熱した後、
引続いて900℃以下の温度範囲にて、圧下率：
50％以上の圧延を施すとともに、800〜650℃で
圧延を終了する耐水素誘起割れ性能に優れた高
張力鋼板の製造法、 に特徴を有するものである。 つぎに、この発明の高張力鋼板の製造法におい
て、化学組成成分および圧延条件を上述のように
限定した理由を説明する。 () 化学組成成分量 Ｃ Ｃ成分には、鋼材の強度を確保する作用が
あるが、その含有量が0.005％未満では所望
の強度を確保することができず、他方0.05％
を越えて含有せしめると靭性劣化が著しくな
ることから、その含有量を0.005〜0.05％と
限定した。なお、ラインパイプ等の用途には
Ｃ含有量が低い方が良く、特に0.03％以下で
良好な衝撃値が確保できるものである。 Si Si成分は脱酸剤として有効な元素であり、
その含有量が0.05％未満では脱酸不足で耐
HIC性能が劣化するようになり、他方0.80％
を越えて含有せしめると靭性並びに溶接性が
劣化することから、その含有量を0.05〜0.80
％と定めた。 Mn Mn成分には、焼入性を向上して鋼の強度
および靭性を改善する作用があるが、その含
有量が0.6％未満では所望の強度および靭性
を確保することができず、他方1.2％以上含
有せしめると偏析部が異常組織となつて耐
HIC性が劣るようになることから、その含有
量を0.6〜1.2％未満と限定した。 Ti Ti成分には、鋼中のＮ分を固定してＢ成
分の焼入性向上効果を確保する作用がある
が、その含有量が0.005％未満では前記作用
に所望の効果を得ることができず、他方、
0.03％を越えて含有せしめると靭性が劣化す
るようになることから、その含有量を0.005
〜0.03％と限定した。またTi％が3.4N％よ
りも少ないと、TiはＮと優先的に結合する
ためにＢの効果が発揮されなくなり、このた
めTi％≧3.4N％と定めた。 Ｂ Ｂ成分には、鋼の焼入性を向上させて強度
および靭性を確保する作用があるが、その含
有量が0.0003％未満では十分な焼入性向上効
果が期待できず、他方0.0020％を越えて含有
せしめると靭性、特に溶接熱影響部の靭性劣
化を来たすようになることから、その含有量
を0.0003〜0.0020％と限定した。 Ca Ca成分にはMnSを球状化して減少せしめ、
耐HIC性能を向上させる作用があるが、その
含有量が0.0005％未満では所望の耐HUC性
能向上効果を確保することができず、他方
0.0050％を越えて含有せしめると鋼の清浄度
が悪化して靭性を劣化するようになることか
ら、その含有量を0.0005〜0.0050％と定め
た。 Al Al成分には、脱酸作用および細粒化作用
があるが、その含有量が0.005％未満では前
記作用に所望の効果が得られず、他方0.100
％を越えて含有せしめるとやはり非金属介在
物の量が増加して鋼質を害するようになるこ
とから、その含有量を0.005〜0.100％と定め
た。 Cu、Cr、およびNi これらの成分は、鋼中において偏析が少な
く、固溶して焼入性を増し、強度を向上する
作用を有しているので、より一層の強度が要
求される場合に必要に応じて含有されるが、
Cu成分含有量が0.5％を越えた場合には表面
割れが発生しやすくなり、Cr成分含有量が
0.8％を越えた場合には靭性の劣化を来たす
ようになり、またNi成分含有量が1.0％を越
えた場合にはさらに靭性を増す作用があるけ
れどもその傾向は次第に鈍くなり、しかもコ
スト高を招くことから、Cu、Cr、およびNi
の含有量をそれぞれ0.5％以下、0.8％以下、
および1.0％以下と定めた。また、このとき、
（Mn％＋Cr％＋Cu％＋Ni％）の値を1.30％
未満とすると所望の強度を確保できなくなる
ことから、その値を1.30％以上と限定した。 Ｓ Ｓ分は耐HIC性能に悪影響を及ぼす元素で
あり、その含有量が0.008％を越えるとCaに
よつて完全に球状化せず、耐HIC性能を劣化
することから、その含有量を0.008％以下と
限定した。 Ｐ Ｐ分が0.020％を越えると偏析部に異常組
織を増やして耐HIC性能を劣化するようにな
ることから、その含有量を0.020％以下と定
めた。 Mo Mo分も、その含有量が0.05％を越えると
Ｐ分と同様、偏析部に異常組織を増やすの
で、その含有量を0.05％と限定した。 Ｎ Ｎ分が0.008％を越えて含有されると、Ｂ
と結合してＢの焼入性向上効果を抑えるよう
になる上、溶接熱影響部の靭性を劣化するよ
うになることから、その含有量を0.008％以
下と定めた。 Nb、およびＶ これらの成分には、鋼材の強度をさらに向
上させる作用があるので、さらに高強度を要
求される場合に必要に応じて１種または２種
以上含有されるものであるが、Nb含有量が
0.001％未満あるいはＶ含有量が0.002％未満
では前記作用に所望の効果を得ることができ
ず、他方、Nbが0.080％を越えて含有されて
もそれ以上の強度向上効果を得ることができ
ず、またＶが0.200％を越えて含有せしめら
れると強度向上効果が飽和してしまう上に靭
性悪化を招くようになることから、その含有
量を、Nb：0.001〜0.080％、Ｖ：0.002〜
0.200％と限定した。 () 圧延条件 加熱温度：900〜1150℃ 加熱温度が900℃未満ということは、鋼の
オーステナイト化する温度（Ar3点）に達し
ていないということであり、所望の圧延組織
を得ることができないのに対して、加熱温度
が1150℃を越えると鋼材組織が粗粒化し、靭
性に悪影響を及ぼすようになることから、加
熱温度を900〜1150℃と定めた。 圧下条件：900℃以下で50％以上 圧下時の温度が900℃を越えたり、その圧
下率が50％未満である場合には、歪をもつた
微細なオーステナイト粒を得ることができ
ず、強度及び靭性の向上が望めないことか
ら、圧下条件を上記のように定めた。 仕上温度 圧延仕上温度が800℃を越えると圧延組織
の細粒化が不十分であり、強度および靭性値
が所望の値を示す鋼材が得られず、他方その
温度が650℃未満ではフエライト圧延中に析
出物の析出が生じて靭性を劣化するようにな
ることから、その温度を800〜650℃と定め
た。 ついで、この発明を実施例ぬより比較例と対比
しながら説明する。 実施例 通常の溶解法により、それぞれ第１表に示され
る成分組成をもつた鋼を溶製し、通常の条件で鋳
造して、本発明方法を満足する組成の鋼Ａ〜Ｆと
本発明方法で使用する鋼の成分組成から外れた組
成の鋼Ｇのスラブを得た。 ついで、それぞれのスラブＡ〜Ｇを、第２表に
示した加熱温度に加熱保持後、同表に示した条件
にて圧延し、所定の板厚の鋼板を得た。 得られた鋼板について、その機械的性質および
耐HIC性能を測定し、その結果も第２表に併せて
示した。なお、耐HIC試験は、H2Oガスで飽和さ
れた人工海水中に、素材表面のミルスケール
【表】
【表】
【表】
を削り落とされた試片を96時間浸漬し、割れがあ
るかないかを、任意の３断面を切断し、光学顕微
鏡によつて観察する方法を採用した。 第２表に示される結果から、本発明方法１〜６
によつて製造された鋼板は、いずれも高強度と優
れた低温靭性とを有するとともに、耐HIC性能に
も優れたものであるのに対して、鋼の成分組成が
本発明のそれと異なる比較法によつて製造された
鋼板は、耐HIC性能が劣つていることがわかる。 上述のように、この発明の方法によれば、引張
り強さが60Kg／mm2以上の高強度と、シヤルピー破
面遷移温度（vTs）やDWTT落下試験85％延性
破面遷移温度で示される低温靭性に優れた特性と
を兼ね備えている上に、耐HIC性能にもすぐれた
鋼板を簡単な手段で得ることができ、サワー環境
下の油田やガス田の開発の際に、ラインパイプ等
として用いた場合、著しく優れた性能を発揮する
のである。
るかないかを、任意の３断面を切断し、光学顕微
鏡によつて観察する方法を採用した。 第２表に示される結果から、本発明方法１〜６
によつて製造された鋼板は、いずれも高強度と優
れた低温靭性とを有するとともに、耐HIC性能に
も優れたものであるのに対して、鋼の成分組成が
本発明のそれと異なる比較法によつて製造された
鋼板は、耐HIC性能が劣つていることがわかる。 上述のように、この発明の方法によれば、引張
り強さが60Kg／mm2以上の高強度と、シヤルピー破
面遷移温度（vTs）やDWTT落下試験85％延性
破面遷移温度で示される低温靭性に優れた特性と
を兼ね備えている上に、耐HIC性能にもすぐれた
鋼板を簡単な手段で得ることができ、サワー環境
下の油田やガス田の開発の際に、ラインパイプ等
として用いた場合、著しく優れた性能を発揮する
のである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.005〜0.05％、Si：0.05〜0.80％、
Mn：0.6〜1.2％未満、Ti：0.005〜0.03％（但し、
Ti％≧3.4N％）、Ｂ：0.0003〜0.0020％、Ca：
0.0005〜0.0050％、Al：0.005〜0.100％、 を含有するとともに、 Cu：0.5％以下、Cr：0.8％以下、およびNi：
1.0％以下、 のうちの１種以上を含有することによつて（Mn
％＋Cr％＋Cu％＋Ni％）の値を1.30以上とし、
かつ、下記不純物元素含有量を、 Ｓ：0.008％以下、Ｐ：0.020％以下、Mo：0.05
％以下、Ｎ：0.008％以下とし、 Feおよびその他の不可避不純物：残り、 （以上重量％）から成る鋼片を、900〜1150℃
に加熱した後、引続いて900℃以下の温度範囲に
て、圧下率：50％以上の圧延を施すとともに、
800〜650℃で圧延を終了することを特徴とする耐
水素誘起割れ性能に優れた高張力鋼板の製造法。 ２ Ｃ：0.005〜0.05％、Si：0.05〜0.80％、
Mn：0.6〜1.2％未満、Ti：0.005〜0.03％（但し、
Ti％≧3.4N％）、Ｂ：0.0003〜0.0020％、Ca：
0.0005〜0.0050％、Al：0.005〜0.100％、 を含有するとともに、 Cu：0.5％以下、Cr：0.8％以下、およびNi：
1.0％以下、 のうちの１種以上を含有することによつて（Mn
％＋Cr％＋Cu％＋Ni％）の値を1.30以上とし、
かつ、下記不純物元素含有量を、 Ｓ：0.008％以下、Ｐ：0.020％以下、Mo：0.05
％以下、Ｎ：0.008％以下とし、 さらに、 Nb：0.001〜0.080％ Ｖ：0.002〜0.200％ の１種以上を含有し、 Feおよびその他の不可避不純物：残り、 （以上重量％）から成る鋼片を、900〜1150℃
に加熱した後、引続いて900℃以下の温度範囲に
て、圧下率：50％以上の圧延を施すとともに、
800〜650℃で圧延を終了することを特徴とする耐
水素誘起割れ性能に優れた高張力鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8271582A JPS58199813A (ja) | 1982-05-17 | 1982-05-17 | 耐ｈｉｃ性に優れた高張力鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8271582A JPS58199813A (ja) | 1982-05-17 | 1982-05-17 | 耐ｈｉｃ性に優れた高張力鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58199813A JPS58199813A (ja) | 1983-11-21 |
| JPH0569884B2 true JPH0569884B2 (ja) | 1993-10-04 |
Family
ID=13782103
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8271582A Granted JPS58199813A (ja) | 1982-05-17 | 1982-05-17 | 耐ｈｉｃ性に優れた高張力鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58199813A (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| JPS61221326A (ja) * | 1985-03-27 | 1986-10-01 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐硫化物腐食割れ性に優れた鋼材の製造方法 |
| JPH064902B2 (ja) * | 1985-05-07 | 1994-01-19 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接部応力腐食割れ抵抗の優れた耐サワ−用鋼材 |
| JPS62112722A (ja) * | 1985-11-13 | 1987-05-23 | Nippon Steel Corp | 耐水素誘起割れ性及び耐硫化物応力腐食割れ性の優れた鋼板の製造方法 |
| JPS6314843A (ja) * | 1986-07-07 | 1988-01-22 | Kawasaki Steel Corp | 入熱７０ＫＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接用鋼 |
Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5352228A (en) * | 1976-10-25 | 1978-05-12 | Nippon Steel Corp | Production of high tensile high toughness steel |
| JPS5531101A (en) * | 1978-03-02 | 1980-03-05 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of steel having superior hydrogen cracking resistance in wet hydrogen sulfide surroundings of high hydrogen ion concentration |
| JPS55134155A (en) * | 1979-04-03 | 1980-10-18 | Nippon Steel Corp | Steel plate with superior hydrogen-induced crack resistance |
| JPS5754224A (ja) * | 1980-09-18 | 1982-03-31 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Taisawaagasutokuseinosuguretakokofukukyodokozainoseizohoho |
| JPS5887221A (ja) * | 1981-11-20 | 1983-05-25 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐硫化物腐食割れ性に優れた高張力鋼の製造方法 |
| JPS58120726A (ja) * | 1982-01-13 | 1983-07-18 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐硫化物腐食割れ性の優れた非調質鋼の製造方法 |
| JPS58157948A (ja) * | 1982-03-16 | 1983-09-20 | Kawasaki Steel Corp | 耐水素誘起割れ性にすぐれた鋼材の製造方法 |
-
1982
- 1982-05-17 JP JP8271582A patent/JPS58199813A/ja active Granted
Patent Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5352228A (en) * | 1976-10-25 | 1978-05-12 | Nippon Steel Corp | Production of high tensile high toughness steel |
| JPS5531101A (en) * | 1978-03-02 | 1980-03-05 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of steel having superior hydrogen cracking resistance in wet hydrogen sulfide surroundings of high hydrogen ion concentration |
| JPS55134155A (en) * | 1979-04-03 | 1980-10-18 | Nippon Steel Corp | Steel plate with superior hydrogen-induced crack resistance |
| JPS5754224A (ja) * | 1980-09-18 | 1982-03-31 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Taisawaagasutokuseinosuguretakokofukukyodokozainoseizohoho |
| JPS5887221A (ja) * | 1981-11-20 | 1983-05-25 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐硫化物腐食割れ性に優れた高張力鋼の製造方法 |
| JPS58120726A (ja) * | 1982-01-13 | 1983-07-18 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐硫化物腐食割れ性の優れた非調質鋼の製造方法 |
| JPS58157948A (ja) * | 1982-03-16 | 1983-09-20 | Kawasaki Steel Corp | 耐水素誘起割れ性にすぐれた鋼材の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS58199813A (ja) | 1983-11-21 |
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