JPH0613732B2 - 潜弧溶接鋼管用鋼材の製造方法 - Google Patents
潜弧溶接鋼管用鋼材の製造方法Info
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- JPH0613732B2 JPH0613732B2 JP18484583A JP18484583A JPH0613732B2 JP H0613732 B2 JPH0613732 B2 JP H0613732B2 JP 18484583 A JP18484583 A JP 18484583A JP 18484583 A JP18484583 A JP 18484583A JP H0613732 B2 JPH0613732 B2 JP H0613732B2
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- 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
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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
【発明の詳細な説明】 この発明は水素誘起割れが問題となる湿潤硫化水素環境
下で使用される潜弧溶接（サブマージアーク溶接）鋼管
用鋼材の製造方法に関するものである。
下で使用される潜弧溶接（サブマージアーク溶接）鋼管
用鋼材の製造方法に関するものである。
近年、硫化水素を含む原油や天然ガスの輸送に用いられ
るラインパイプにおいては、水素誘起割れに起因する漏
洩事故あるいは破壊事故が報告されて、ラインパイプ用
鋼の耐水素誘起割れ性が重要な問題となり、そこで種々
の研究がなされて、ある程度の効果を有する耐水素誘起
割れ対策が確立されるに至っている。
るラインパイプにおいては、水素誘起割れに起因する漏
洩事故あるいは破壊事故が報告されて、ラインパイプ用
鋼の耐水素誘起割れ性が重要な問題となり、そこで種々
の研究がなされて、ある程度の効果を有する耐水素誘起
割れ対策が確立されるに至っている。
しかしながら最近では良質石油資源の減少に伴ない、硫
化水素濃度の高い所謂サワーガス田、サワーオイル田が
多く開発されるようになり、また輸送効率を上げるため
にラインの操業圧力を高めることが多くなり、従来の使
用環境と比較してよりpH値が低くかつ硫化水素濃度の高
い厳しい使用環境が課されるようになったため、鋼に対
する要求もより厳しくなり、耐水素誘起割れ性もより一
層向上させることが望まれている。
化水素濃度の高い所謂サワーガス田、サワーオイル田が
多く開発されるようになり、また輸送効率を上げるため
にラインの操業圧力を高めることが多くなり、従来の使
用環境と比較してよりpH値が低くかつ硫化水素濃度の高
い厳しい使用環境が課されるようになったため、鋼に対
する要求もより厳しくなり、耐水素誘起割れ性もより一
層向上させることが望まれている。
ところで水素誘起割れの発生原因については、鋼の腐食
反応によって発生した水素が鋼中に侵入し、鋼中の非金
属介在物、特に介在物先端のノッチ効果による応力集中
の生じ易いMnSのようなＡ系介在物と地鉄との界面に集
積・ガス化して割れを発生し、板厚中央部の偏析部に生
じ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（以下単に異常組織と記す）を伝播拡大するも
のであることが知られている。
反応によって発生した水素が鋼中に侵入し、鋼中の非金
属介在物、特に介在物先端のノッチ効果による応力集中
の生じ易いMnSのようなＡ系介在物と地鉄との界面に集
積・ガス化して割れを発生し、板厚中央部の偏析部に生
じ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（以下単に異常組織と記す）を伝播拡大するも
のであることが知られている。
従来の耐水素誘起割れ性向上対策としては、割れの起点
となる硫化物系介在物をCaあるいはREMの如き形態制御
効果のある元素の添加によって分散球状化させ、割れの
発生を防ぐ方法が一般的である。しかしながら最近の厳
しい使用環境下、すなわちpH4.0以下、硫化水素濃度２
５００ppm以上の環境では、上述のような介在物形態制
御だけでは充分に対処し切れず、水素誘起割れの発生を
完全に防止することは困難であった。
となる硫化物系介在物をCaあるいはREMの如き形態制御
効果のある元素の添加によって分散球状化させ、割れの
発生を防ぐ方法が一般的である。しかしながら最近の厳
しい使用環境下、すなわちpH4.0以下、硫化水素濃度２
５００ppm以上の環境では、上述のような介在物形態制
御だけでは充分に対処し切れず、水素誘起割れの発生を
完全に防止することは困難であった。
この発明は以上の事情に鑑みてなされたもので、上述の
ような厳しい環境下においても充分に使用に耐え得る耐
水素誘起割れ性の優れた鋼材、特に潜弧溶接鋼管用鋼材
を製造する方法を提供することを目的とするものであ
る。
ような厳しい環境下においても充分に使用に耐え得る耐
水素誘起割れ性の優れた鋼材、特に潜弧溶接鋼管用鋼材
を製造する方法を提供することを目的とするものであ
る。
本発明者等は上述の目的を達成するべく鋭意実験・検討
を重ねた結果、低Ｓ化してCaを添加した鋼を熱間圧延後
４００℃以上の温度から５℃/min以下の冷却速度で徐冷
することにより前述のような厳しい環境下で充分な耐水
素誘起割れ性が得られることを見出し、この発明をなす
に至ったのである。
を重ねた結果、低Ｓ化してCaを添加した鋼を熱間圧延後
４００℃以上の温度から５℃/min以下の冷却速度で徐冷
することにより前述のような厳しい環境下で充分な耐水
素誘起割れ性が得られることを見出し、この発明をなす
に至ったのである。
すなわち第１発明の潜弧溶接鋼管用鋼材の製造方法は、
Ｃ0.03〜0.25％、Ｓｉ0.010〜0.50％、Ｍｎ0.70〜1.70
％、Ａｌ0.01〜0.10％、Ｐ0.030％以下、Ｓ0.0010％以
下、Ｃａ0.0005〜0.0050％、Ｃｕ0.10〜0.60％、Ｎｉ0.
10〜0.60％を含有し、残部が実質的にＦｅよりなる鋼を
熱間圧延後、400℃以上の温度から少くとも200℃以下の
温度まで５℃／min以下の冷却速度で徐冷することを特
徴とするものであり、また第２発明の潜弧溶接鋼管用鋼
材は、前記鋼成分のほか、さらにCr3.0％以下、Mo1.0％
以下、Nb0.10％以下、Ｖ0.15％以下、Zr0.10％以下、Ti
0.10％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含
有する鋼を熱間圧延後、前記同様に400℃以上の温度か
ら少くとも200℃以下の温度まで５℃/min以下の冷却速
度で徐冷することを特徴とするものである。
Ｃ0.03〜0.25％、Ｓｉ0.010〜0.50％、Ｍｎ0.70〜1.70
％、Ａｌ0.01〜0.10％、Ｐ0.030％以下、Ｓ0.0010％以
下、Ｃａ0.0005〜0.0050％、Ｃｕ0.10〜0.60％、Ｎｉ0.
10〜0.60％を含有し、残部が実質的にＦｅよりなる鋼を
熱間圧延後、400℃以上の温度から少くとも200℃以下の
温度まで５℃／min以下の冷却速度で徐冷することを特
徴とするものであり、また第２発明の潜弧溶接鋼管用鋼
材は、前記鋼成分のほか、さらにCr3.0％以下、Mo1.0％
以下、Nb0.10％以下、Ｖ0.15％以下、Zr0.10％以下、Ti
0.10％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含
有する鋼を熱間圧延後、前記同様に400℃以上の温度か
ら少くとも200℃以下の温度まで５℃/min以下の冷却速
度で徐冷することを特徴とするものである。
以下この発明の方法をさらに詳細に説明する。
先ず第１発明および第２発明に共通する鋼素材成分の限
定理由を説明する。
定理由を説明する。
Ｃ：Ｃは0.03％未満では必要な強度が得られず、一方0.
25％を越えれば溶接部の靱性を損なうから、0.03〜0.25
％の範囲に限定した。
25％を越えれば溶接部の靱性を損なうから、0.03〜0.25
％の範囲に限定した。
Si：Siは鋼の脱酸に必要な元素であるが、0.010％未満
では脱酸効果がなく、一方0.50％を越えれば鋼の靱性を
劣化させるから0.010〜0.50％の範囲に限定した。
では脱酸効果がなく、一方0.50％を越えれば鋼の靱性を
劣化させるから0.010〜0.50％の範囲に限定した。
Mn：Mnは0.70％未満では必要な強度を確保する上で好ま
しくなく、一方1.70％を越えれば、プレートミルで圧延
する鋼材では圧延後に徐冷を行っても異常組織の生成が
起こり、耐水素誘起割れ性を低下させるから、0.70〜1.
70％の範囲に限定した。
しくなく、一方1.70％を越えれば、プレートミルで圧延
する鋼材では圧延後に徐冷を行っても異常組織の生成が
起こり、耐水素誘起割れ性を低下させるから、0.70〜1.
70％の範囲に限定した。
Al：Alは鋼の脱酸に必要であり、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得られ
ず、一方0.10％を越えれば結晶粒の粗大化を招いて材質
を劣化させるから、0.01〜0.10％の範囲に限定した。
させる元素であるが、0.01％未満ではその効果が得られ
ず、一方0.10％を越えれば結晶粒の粗大化を招いて材質
を劣化させるから、0.01〜0.10％の範囲に限定した。
Ｐ：Ｐは機械的諸特性に悪影響を与える有害な不純物元
素であり、また偏析して中心偏析部の硬度を上昇させる
から、可及的にその含有量が少ないことが望ましいが、
製造コストとの兼ね合いから0.030％以下とした。
素であり、また偏析して中心偏析部の硬度を上昇させる
から、可及的にその含有量が少ないことが望ましいが、
製造コストとの兼ね合いから0.030％以下とした。
Ｓ：Ｓは水素誘起割れの起点となる硫化物系介在物を生
成する元素であり、Ｓ含有量が0.0010％を越えれば充分
な耐水素誘起割れ性が得られなくなるから、Ｓは0.0010
％以下に規制する。
成する元素であり、Ｓ含有量が0.0010％を越えれば充分
な耐水素誘起割れ性が得られなくなるから、Ｓは0.0010
％以下に規制する。
Ca：Caは水素誘起割れの起点となる硫化物系介在物の形
態を制御して、耐水素誘起割れ性の向上に効果がある元
素である。Ca添加による耐水素誘起割れ性の確保のため
には、Ｓを0.0010％以下と極低Ｓ化したこの発明の場合
でも少くとも0.0005％を必要とする。一方Caが0.0050％
を越えればスラグ中の大型介在物を増加させ、逆に耐水
素誘起割れ性および耐水素ふくれ性を低下させるおそれ
がある。したがってCaは0.0005〜0.0050％の範囲に限定
した。
態を制御して、耐水素誘起割れ性の向上に効果がある元
素である。Ca添加による耐水素誘起割れ性の確保のため
には、Ｓを0.0010％以下と極低Ｓ化したこの発明の場合
でも少くとも0.0005％を必要とする。一方Caが0.0050％
を越えればスラグ中の大型介在物を増加させ、逆に耐水
素誘起割れ性および耐水素ふくれ性を低下させるおそれ
がある。したがってCaは0.0005〜0.0050％の範囲に限定
した。
Cu：Cuは0.10％以上の添加により耐食性の向上、耐水素
誘起割れ性の向上に効果があるが、0.60％を越えれば熱
間加工性を損なうから、0.10〜0.60％の範囲に限定し
た。
誘起割れ性の向上に効果があるが、0.60％を越えれば熱
間加工性を損なうから、0.10〜0.60％の範囲に限定し
た。
Ni：Niは耐食性の向上、靱性の向上に効果のある元素で
あり、この発明の場合0.10〜0.60％のCuの添加による脆
化を防ぐために0.10％以上のNiを添加する必要がある。
しかし0.60％以上の添加は耐硫化物応力腐食割れ性を損
なうから0.10〜0.60％の範囲とした。
あり、この発明の場合0.10〜0.60％のCuの添加による脆
化を防ぐために0.10％以上のNiを添加する必要がある。
しかし0.60％以上の添加は耐硫化物応力腐食割れ性を損
なうから0.10〜0.60％の範囲とした。
以上のような各成分元素の他、第２発明においては、C
r,Mo,Nb,V,Zr,Ti,Bのうちから選ばれた１種以上を含有
する鋼を素材とする。
r,Mo,Nb,V,Zr,Ti,Bのうちから選ばれた１種以上を含有
する鋼を素材とする。
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｂはいずれも強度
を向上させるに有効な元素である。ここでＣｒが3.0％
を越えれば加工性に悪影響を与えるから、Ｃｒは3.0％
以下に限定し、またＭｏが1.0％を越えれば靱性の劣化
を招くから、Ｍｏは1.0％以下とした。さらにＮｂ，
Ｖ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｂもそれぞれ0.10％、0.15％、0.10
％、0.10％、0.005％を越えれば靱性劣化を招くから、
それぞれ0.10％以下、0.15％、0.10％以下、0.10％以
下、0.005％以下に限定した。なおこれらのうちＴｉは
Ｂと複合添加することによってより強度を向上させるこ
とができる。
を向上させるに有効な元素である。ここでＣｒが3.0％
を越えれば加工性に悪影響を与えるから、Ｃｒは3.0％
以下に限定し、またＭｏが1.0％を越えれば靱性の劣化
を招くから、Ｍｏは1.0％以下とした。さらにＮｂ，
Ｖ，Ｚｒ，Ｔｉ，Ｂもそれぞれ0.10％、0.15％、0.10
％、0.10％、0.005％を越えれば靱性劣化を招くから、
それぞれ0.10％以下、0.15％、0.10％以下、0.10％以
下、0.005％以下に限定した。なおこれらのうちＴｉは
Ｂと複合添加することによってより強度を向上させるこ
とができる。
上述のように規定される成分の鋼素材に対して、第１発
明、第２発明のいずれにおいても、常法にしたがって熱
間圧延を行った後、その冷却過程において４００℃以上
の温度から５℃/min以下の冷却速度で徐冷する。このよ
うに４００℃以上の温度から５℃/min以下で徐冷するこ
とにより、水素誘起割れの伝播組織である異常組織、す
なわち主として板厚中央の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の生成を
抑制し、耐水素誘起割れ性の優れた鋼材を得ることがで
きる。
明、第２発明のいずれにおいても、常法にしたがって熱
間圧延を行った後、その冷却過程において４００℃以上
の温度から５℃/min以下の冷却速度で徐冷する。このよ
うに４００℃以上の温度から５℃/min以下で徐冷するこ
とにより、水素誘起割れの伝播組織である異常組織、す
なわち主として板厚中央の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の生成を
抑制し、耐水素誘起割れ性の優れた鋼材を得ることがで
きる。
熱間圧延後の徐冷開始温度が４００℃よりも低い場合に
は、後述する実施例で示すように徐冷開始までの間に異
常組織が発生してしまって耐水素誘起割れ性向上に効果
がない。また冷却速度が５℃/minを越える場合も異常組
織の発生を防止できず、そのため耐水素誘起割れ性の向
上に有効ではない。なお５℃/min以下の徐冷を行なわな
い場合に異常組織が生成される温度領域は４００℃から
２００℃程度であるから、この発明の方法においても、
４００℃以上の温度から開始された５℃/min以下の冷却
速度での徐冷は２００℃以下の温度まで行えば良い。
は、後述する実施例で示すように徐冷開始までの間に異
常組織が発生してしまって耐水素誘起割れ性向上に効果
がない。また冷却速度が５℃/minを越える場合も異常組
織の発生を防止できず、そのため耐水素誘起割れ性の向
上に有効ではない。なお５℃/min以下の徐冷を行なわな
い場合に異常組織が生成される温度領域は４００℃から
２００℃程度であるから、この発明の方法においても、
４００℃以上の温度から開始された５℃/min以下の冷却
速度での徐冷は２００℃以下の温度まで行えば良い。
以上のようにこの発明では、鋼素材中のＳを極微量に規
制することによって水素誘起割れの起点となる硫化物系
介在物の量そのものを減少させると同時に、Caの添加に
よりその硫化物系介在物を球状化して割れの起点となり
にくし、しかも熱間圧延後の特定温度範囲内の徐冷によ
って割れの伝播組織となる異常組織の生成を抑制し、こ
れによって耐水素誘起割れ性の極めて優れた潜弧溶接鋼
管用鋼材を得ることができたのである。
制することによって水素誘起割れの起点となる硫化物系
介在物の量そのものを減少させると同時に、Caの添加に
よりその硫化物系介在物を球状化して割れの起点となり
にくし、しかも熱間圧延後の特定温度範囲内の徐冷によ
って割れの伝播組織となる異常組織の生成を抑制し、こ
れによって耐水素誘起割れ性の極めて優れた潜弧溶接鋼
管用鋼材を得ることができたのである。
以下この発明の実施例を比較例とともに記す。
第１表の試料番号１〜１０に示すこの発明の成分組成範
囲内の鋼、および同じく第１表の試料番号１１〜１６に
示すこの発明の成分範囲外の鋼の連鋳スラブを素材とし
て用意した。そして先ずこれらの素材のうち試料番号
１，４，８，１０の素材スラブについて、常法にしたが
って熱間圧延後、徐冷開始温度を３８０℃，４００℃，
４２０℃の３段階に変え、かつそれらの温度からの冷却
速度を種々変化させて冷却した。得られた各鋼材におけ
る最も偏析が大きいと考えられる連鋳スラブの幅方向中
心部に相当する位置から各鋼種、各条件ごとに３本ずつ
耐水素誘起割れ性試験片を採取した。その試験片採取位
置を第１図に示す。第１図において１は圧延鋼材、２は
試験片、Ｌは圧延方向を示し、試験片２の寸法は圧延方
向Ｌに平行な方向の長さを１００mm、幅を２０mmとし厚
さｔは圧延鋼材１の両面をそれぞれ１mmずつ切削した厚
さすなわち（元板厚−２mm）の厚さとした。これらの試
験片に対しいわゆるB.P.試験法に準じて次のような耐水
素誘起割れ性試験を施した。すなわち試験片をNACE液
（0.5％酢酸＋５％食塩水、H2S−気圧飽和、pH約3.0）
中に９６時間浸漬した後、第２図に示すように各試験片
毎に３断面を検鏡面３ａ，３ｂ，３ｃとし、各検鏡面を
倍率１０倍で観察して耐水素誘起割れ性を評価した。
囲内の鋼、および同じく第１表の試料番号１１〜１６に
示すこの発明の成分範囲外の鋼の連鋳スラブを素材とし
て用意した。そして先ずこれらの素材のうち試料番号
１，４，８，１０の素材スラブについて、常法にしたが
って熱間圧延後、徐冷開始温度を３８０℃，４００℃，
４２０℃の３段階に変え、かつそれらの温度からの冷却
速度を種々変化させて冷却した。得られた各鋼材におけ
る最も偏析が大きいと考えられる連鋳スラブの幅方向中
心部に相当する位置から各鋼種、各条件ごとに３本ずつ
耐水素誘起割れ性試験片を採取した。その試験片採取位
置を第１図に示す。第１図において１は圧延鋼材、２は
試験片、Ｌは圧延方向を示し、試験片２の寸法は圧延方
向Ｌに平行な方向の長さを１００mm、幅を２０mmとし厚
さｔは圧延鋼材１の両面をそれぞれ１mmずつ切削した厚
さすなわち（元板厚−２mm）の厚さとした。これらの試
験片に対しいわゆるB.P.試験法に準じて次のような耐水
素誘起割れ性試験を施した。すなわち試験片をNACE液
（0.5％酢酸＋５％食塩水、H2S−気圧飽和、pH約3.0）
中に９６時間浸漬した後、第２図に示すように各試験片
毎に３断面を検鏡面３ａ，３ｂ，３ｃとし、各検鏡面を
倍率１０倍で観察して耐水素誘起割れ性を評価した。
試料１，４，８，１０における徐冷開始温度および冷却
速度が耐水素誘起割れ性に及ぼす影響を第３図〜第５図
に示す。なお耐水素誘起割れ性は、割れ長さ率で評価し
た。ここで割れ長さ率とは、試験片に生じた割れの長さ
をaijとし、試片の幅をＷとして、 により算出した。
速度が耐水素誘起割れ性に及ぼす影響を第３図〜第５図
に示す。なお耐水素誘起割れ性は、割れ長さ率で評価し
た。ここで割れ長さ率とは、試験片に生じた割れの長さ
をaijとし、試片の幅をＷとして、 により算出した。
第３図から明らかなように徐冷開始温度が４００℃より
も低い３８０℃の場合には、冷却速度を５℃/min以下の
著しく小さい値としても水素誘起割れを防止することは
困難であった。一方、第４図および第５図から明らかな
ように徐冷開始温度が４００℃，４２０℃の場合には、
いずれも冷却速度を５℃/min以下とすることによって優
れた耐水素誘起割れ性が得られた。これらの実験結果か
ら、優れた耐水素誘起割れ性を得るために、徐冷開始温
度４００℃以上、冷却速度５℃/min以下の条件が必要で
あることが明らかである。
も低い３８０℃の場合には、冷却速度を５℃/min以下の
著しく小さい値としても水素誘起割れを防止することは
困難であった。一方、第４図および第５図から明らかな
ように徐冷開始温度が４００℃，４２０℃の場合には、
いずれも冷却速度を５℃/min以下とすることによって優
れた耐水素誘起割れ性が得られた。これらの実験結果か
ら、優れた耐水素誘起割れ性を得るために、徐冷開始温
度４００℃以上、冷却速度５℃/min以下の条件が必要で
あることが明らかである。
さらに第１表に示される試料番号１〜１６の全ての鋼の
連鋳スラブについて常法に従って熱間圧延し、この発明
の冷却条件に従って４２０℃から0.6℃/minの冷却速度
で徐冷した。得られた各鋼材について前記同様に試験片
を切出し、前記同様な耐水素誘起割れ性試験を行ない、
階段状割れおよび直線状割れの発生状況を調べた。その
結果を第２表に示す。なおここで階段状割れとは、試験
片の板厚方向に階段状に続いた割れであって、割れの先
端から他の割れの先端までの距離が0.5mm以内にある場
合にそれらを連続した階段状割れと判定した。また直線
状割れとは上記規定に含まれず、互いに0.5mm以上離れ
て孤立している直接状の割れを指す。
連鋳スラブについて常法に従って熱間圧延し、この発明
の冷却条件に従って４２０℃から0.6℃/minの冷却速度
で徐冷した。得られた各鋼材について前記同様に試験片
を切出し、前記同様な耐水素誘起割れ性試験を行ない、
階段状割れおよび直線状割れの発生状況を調べた。その
結果を第２表に示す。なおここで階段状割れとは、試験
片の板厚方向に階段状に続いた割れであって、割れの先
端から他の割れの先端までの距離が0.5mm以内にある場
合にそれらを連続した階段状割れと判定した。また直線
状割れとは上記規定に含まれず、互いに0.5mm以上離れ
て孤立している直接状の割れを指す。
第２表から明らかなように、この発明の成分範囲内の試
料番号１〜１０の鋼はいずれも優れた耐水素誘起割れ性
を示したが、Ｓ含有量が0.001％を越える試料番号１
１，１３の比較鋼、Caが添加されていない試料番号１
２，１４の鋼はいずれも充分な耐水素誘起割れ性が得ら
れなかった。またCaが0.0050％を越えて過剰に添加され
た試料番号１５の鋼も水素誘起割れが発生し、さらにMn
が1.70％を越えて過剰に含有されている試料番号１６の
鋼も異常組織が発達して充分な耐水素誘起割れ性が得ら
れなかった。したがって冷却条件のみならず、鋼組成も
優れた耐水素誘起割れ性を得るために重要であることが
明らかである。なお参考のため上記条件で条件した各試
料１〜１６の鋼の機械的性質を第３表に示す。
料番号１〜１０の鋼はいずれも優れた耐水素誘起割れ性
を示したが、Ｓ含有量が0.001％を越える試料番号１
１，１３の比較鋼、Caが添加されていない試料番号１
２，１４の鋼はいずれも充分な耐水素誘起割れ性が得ら
れなかった。またCaが0.0050％を越えて過剰に添加され
た試料番号１５の鋼も水素誘起割れが発生し、さらにMn
が1.70％を越えて過剰に含有されている試料番号１６の
鋼も異常組織が発達して充分な耐水素誘起割れ性が得ら
れなかった。したがって冷却条件のみならず、鋼組成も
優れた耐水素誘起割れ性を得るために重要であることが
明らかである。なお参考のため上記条件で条件した各試
料１〜１６の鋼の機械的性質を第３表に示す。
以上のようにこの発明の製造方法によれば、鋼成分を特
定範囲に規制すると同時に熱間圧延後の冷却条件を規制
することによって、極めて優れた耐水素誘起割れ性を有
する潜弧溶接鋼管用鋼材を得ることが可能となり、その
結果硫化水素濃度が高くpH値が低い厳しい環境下でも高
い安全性を有する潜弧溶接鋼管を得ることができる顕著
な効果が得られる。
定範囲に規制すると同時に熱間圧延後の冷却条件を規制
することによって、極めて優れた耐水素誘起割れ性を有
する潜弧溶接鋼管用鋼材を得ることが可能となり、その
結果硫化水素濃度が高くpH値が低い厳しい環境下でも高
い安全性を有する潜弧溶接鋼管を得ることができる顕著
な効果が得られる。
第１図は実施例における圧延鋼材からの耐水素誘起割れ
性試験片採取位置を示す模式的な斜視図、第２図は耐水
素誘起割れ性試験片の検鏡面の位置を示す模式的な斜視
図、第３図は徐冷開始温度を３８０℃とした場合の冷却
速度と水素誘起割れ長さ率との関係を示す相関図、第４
図は徐冷開始温度を４００℃とした場合の冷却速度と水
素誘起割れ長さ率との関係を示す相関図、第５図は徐冷
開始温度を４２０℃とした場合の冷却速度と水素誘起割
れ長さ率との関係を示す相関図である。
性試験片採取位置を示す模式的な斜視図、第２図は耐水
素誘起割れ性試験片の検鏡面の位置を示す模式的な斜視
図、第３図は徐冷開始温度を３８０℃とした場合の冷却
速度と水素誘起割れ長さ率との関係を示す相関図、第４
図は徐冷開始温度を４００℃とした場合の冷却速度と水
素誘起割れ長さ率との関係を示す相関図、第５図は徐冷
開始温度を４２０℃とした場合の冷却速度と水素誘起割
れ長さ率との関係を示す相関図である。
フロントページの続き (72)発明者 中井 揚一 千葉県千葉市川崎町１番地 川崎製鉄株式 会社技術研究所内
Claims (2)
- 【請求項１】Ｃ0.03〜0.25％（重量％、以下同じ）、Ｓ
ｉ0.010〜0.50％、Ｍｎ0.70〜1.70％、Ａｌ0.01〜0.10
％、Ｐ0.030％以下、Ｓ0.0010％以下、Ｃａ0.0005〜0.0
050％、Ｃｕ0.10〜0.60％、Ｎｉ0.10〜0.60％を含有
し、残部が実質的にＦｅよりなる鋼を、熱間圧延後400
℃以上の温度から200℃以下の温度まで５℃／min以下の
冷却速度で徐冷することを特徴とする潜弧溶接鋼管用鋼
材の製造方法。 - 【請求項２】Ｃ0.03〜0.25％、Ｓｉ0.010〜0.50％、Ｍ
ｎ0.70〜1.70％、Ａｌ0.01〜0.10％、Ｐ0.030％以下、
Ｓ0.0010％以下、Ｃａ0.0005〜0.0050％、Ｃｕ0.10〜0.
60％、Ｎｉ0.10〜0.60％を含有し、かつＣｒ3.0％以
下、Ｍｏ1.0％以下、Ｎｂ0.10％以下、Ｖ0.15％以下、
Ｚｒ0.10％以下、Ｔｉ0.10％以下、Ｂ0.005％以下のう
ちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部が実
質的にＦｅよりなる鋼を、熱間圧延後400℃以上の温度
から200℃以下の温度まで５℃／min以下の冷却速度で徐
冷することを特徴とする潜弧溶接鋼管用鋼材の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18484583A JPH0613732B2 (ja) | 1983-10-03 | 1983-10-03 | 潜弧溶接鋼管用鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18484583A JPH0613732B2 (ja) | 1983-10-03 | 1983-10-03 | 潜弧溶接鋼管用鋼材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6077925A JPS6077925A (ja) | 1985-05-02 |
| JPH0613732B2 true JPH0613732B2 (ja) | 1994-02-23 |
Family
ID=16160316
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18484583A Expired - Lifetime JPH0613732B2 (ja) | 1983-10-03 | 1983-10-03 | 潜弧溶接鋼管用鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0613732B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103952639B (zh) * | 2014-04-04 | 2016-05-04 | 日照钢铁控股集团有限公司 | 具有优异抗延展性破坏的管线钢 |
-
1983
- 1983-10-03 JP JP18484583A patent/JPH0613732B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6077925A (ja) | 1985-05-02 |
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