JPH0774374B2

JPH0774374B2 - 耐水素誘起割れ性の優れた鋼材の製造方法

Info

Publication number: JPH0774374B2
Application number: JP61285959A
Authority: JP
Inventors: 昭伊藤; 博竹澤; 敬治今野; 公一遠藤
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1986-12-02
Filing date: 1986-12-02
Publication date: 1995-08-09
Anticipated expiration: 2010-08-09
Also published as: JPS63140033A

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明は硫化水素あるいはさらに二酸化炭素を含む潤環
境下（以後サワー環境と言う）において、特にこれを高
濃度に含むサワー環境下において、極めて優れた耐水素
誘起割れ特性を有する鋼材に関するものである。

（従来の技術）サワー環境において使用されるラインパイプ，タンク類
等の鋼材には水素誘起割れ（以後HICと言う）と称する
割れが発生し、構造物の破損につながることが知られて
いる。

HICの発生機構は、サワー環境下で起る鋼材表面の腐食
によつて生じた原子状の水素が鋼材中に侵入し、鋼材中
のMnSや酸化物系クラスター状介在物のような帯状な広
がりをもつ介在物のまわりに集積して割れが生じるもの
と考えられている。

介在物を起点に発生したHICは、鋼材中の成分、組織、
硬さ等の不均質な部分に沿つて伝播・助長する。この不
均質部分は特に鋼片の最終凝固部つまり均等冷却で凝固
した鋳片の所謂中心部に相当する位置（以下中心偏析帯
と言う。）に発生しやすく、この位置にHICが発生しや
すいことも知られている。

この問題を解決するため、従来次に示すような方法が試
みられている。

（１）鋼材表面の腐食を抑制するか、あるいは表面に
安定被膜を形成する元素であるCu,Mi,Cr等を添加して、
腐食に伴う鋼中への侵入水素を低減させる方法。

（２）Ｓ含有量の低減あるいはCa,REM等を添加し、Mn
Sを減少させ、あるいは有害度の小さい球状介在物に形
態制御し、HICの発生を抑制する方法。

（３） C,Mn,P等の含有量を低減し、あるいは鋳片を均
熱拡散処理して、中心偏析帯の凝縮した成分を稀釈し、
HICの伝播・助長を抑制する方法。

（４）適切な熱延方法により鋼材の組織や硬さを均一
化し、HICの伝播・助長を抑制する方法。

しかし、従来試みられた方法には次のような問題点を有
している。即ち（１）の方法に関しては、石油・天然ガ
ス用ラインパイプを例にとると、通常定期的に行われる
内部清掃の際に、内部を通す器具（ピグ;Pigと称す）に
よつてパイプの内面に傷を生じることがあり、一度傷を
生ずるとこれが原因となつて局部的な腐食が発生する。
そのため、（１）の方法のみでは十分な効果は望み得
ず、他の方法を併用しているのが一般的である。

（２）の方法に関しては、HICの発生起点となるMnSを消
滅させるために、Ｓを低減する方法が試みられている。

しかし鋳片の最終凝固部は合金および不純物元素を多く
含む液化溶鋼が存在するので、MnSが発生しやすく、最
終凝固部を含む鋳片全断面において、MnSを消滅させる
程度までＳを低減させることは、現在の工業的規模の生
産工程においては極めて困難である。

従つて、Ca,REM等を添加しMnSを形態制御する方法が、
Ｓを低減させる方法とともに試みられてきた。

しかし、CaあるいはREMを過剰に添加するとクラスター
状介在物が多く生成し有害となり、添加量が不足すると
MnSを完全に形態制御できず目的を達し得ない。

そのため、MnSを完全に形態制御し、かつクラスター状
介在物を生じさせない適正なCaあるいはREM添加量をＳ
およびＯ含有量との関係において求めようとする試みが
種々行われている。

例えば、このMnSの生成防止に必要な鋼中のCa濃度につ
いては、特公昭57−16184号公報および特公昭60−7686
号公報に開示がある。

これは、MnSの生成を防止するためには、Ｓの全量をCaS
化するに必要なCa量があればよく、そのために、若干の
余剰Ca量の存在を考慮することが望ましいことを開示し
ている。

（発明が解決しようとする問題点）これらの技術は、MnSの生成を防止するために溶鋼段階
からCaSを優先生成させることを提案し、この際Caを効
果的に添加するため、CaSの生成に優先してCaOを生成す
る量を低減することを提案し、具体的にはCa添加に先立
つて溶鋼を脱酸し、更には溶鋼中Ｓを低減することを提
案している。

また、この場合に必要な鋼中のCa濃度については、溶鋼
段階ですでにCaSおよびCaOとなつているCa,S,O量をも含
めた全Ca量を規制したものである。

換言すれば、全Ca量が、鋳造機内に至るまでの溶鋼段階
および鋳造機内の区別なく、同様な反応過程を経てMnS,
CaO,CaSの生成に寄与する考え方にもとづき規制された
ものである。

一般に、溶鋼から鋼材を得るには、鋳造機内での凝固過
程があり、ここでは成分偏析が不可避的に発生する。例
えば、連続鋳造鋳片では中心偏析部での成分偏析度があ
ることは衆知の通りである。この部分では各成分の温度
が局所的に高くなる。

従つて、Mn,S等偏析傾向の著しい元素の挙動が問題とな
る。MnSの生成を防止するためには、この偏析の影響を
考慮することが必須である。しかも精錬技術の進歩によ
り、鋼中Ｓ濃度が20ppm以下の極低硫域にまで低減する
ことが容易となつた現状では、この中心偏析部のみにMn
Sが生成するため、この現実に立つて偏析の実体に対応
することが極めて重要な技術課題になる。

前記した従来技術はいずれも、この偏析部のみにMnSが
存在することを知得しておらず、したがつて、それぞれ
の提案通りに実施しても、中心偏析部においてはMnSを
完全に形態制御し得ず、所要の効果が常に得られないの
が現実である。

一方、溶鋼段階で生成するCaS,CaOの量は精錬条件によ
つて変化するため、全Ca量を規制する従来技術では、製
造条件が変わる毎に必要Ca量の適正範囲が異なる。

特に、全Ca中に占めるCaO,CaSに消費されたCa量の割合
が高い場合には、仮に従来技術の提案に上記した偏析の
影響を考慮した場合でも、鋳造機内でのMnS生成防止が
図れない場合が多々生じる。

これは偏析の影響、および溶鋼段階におけるCaの好まし
い存在形態の把握がなされないため、鋳片の偏析部にお
いても、MnSの生成を完全に防止するための必要Ca添加
量を決定することができないためである。

（３）の方法に関しては、C,Mnの低減は、経済的理由を
考慮して、鋼材の強度および靭性を確保する点から自ず
から下限が規制され、Ｐの低減についても、実質的に無
害な程度まで低減することは、現在の工業的規模の生産
工程においては作業上および経済的障害が極めて大き
い。

また鋼片を均熱拡散して偏析を軽減する方法も、耐水素
誘起割れ性の優れた鋼材を得るには極めて長時間かつ高
温の均熱（例えば1200℃以上の温度で３時間）が必要で
あり、製造コストさらには省エネルギーの観点から問題
である。

本発明は先ず上述した問題点を解消した鋼鋳片を得、次
いで本鋳片に適切な熱間圧延を施すことにより、中心偏
析部におけるMnSの生成を安定かつ確実に防止した耐水
素誘起割れ性に優れた鋼材を製造することを目的とす
る。

（問題点を解決するための手段、作用）本発明者等は、中心偏析部でのMnSの生成を防止するた
めに、種々実験、検討を重ねた。

その過程で、Ca添加を行つて鋼鋳片の凝固過程における
MnSの生成を防止するに当たつては、溶鋼段階で既にCa
O,CaSとして存在しているCa,O,Sは、鋳造機内で起こる
凝固過程でMnSの生成反応に関与しないことを見いだし
た。

すなわち、鋳造機内で起こる偏析を伴わない凝固におい
ても、溶鋼中の全Ca量、全Ｏ量、全Ｓ量から溶鋼段階で
既にCaO、およびCaSの生成に消費されているCa量、Ｏ
量、Ｓ量を各々差引いた残Ca量、残Ｏ量、残Ｓ量が重要
な意味をもつことを知見した。

さらに、上記した知見にもとづき、実鋳造材を詳細に調
査研究し、凝固過程に起こるMnS,CaS,CaOの生成反応お
よび、各成分の偏析による濃縮を詳細に検討した結果、
MnS生成を防止できるとして、残Ca,残O,残Ｓ量が、鋼中
の各成分の凝固偏析率によつて大きく変化することを知
見した。

なお、ここで用いる溶鋼段階とは、鋳造機のモールドに
注入される直前、直後の溶鋼を指し、例えば連続鋳造機
においてはノズルよりモールド内に注入された直後の溶
鋼、ならびに注入容器であるタンデイシユ内の溶鋼を対
象とするものである。

本発明は、上記した２つの知見にもとづいてなされたも
のであり、溶鋼段階における残Ｏ量および残Ｓ量が、凝
固偏析率に応じて鋳造機内でCaOおよびCaSを形成するの
に必要な偏析補正Ca量以上に、溶鋼段階における残Ca量
を確保することによつて、偏析部におけるMnSの生成を
防止し得たのである。

すなわち、第２図に連続鋳造鋳片の１例で示すように、
偏析率がある一定条件下における鋳片の偏析部のMnS個
数は、溶鋼段階における残Ca量と、鋳造機内で残Ｏ、残
Ｓと反応するCa量との比と相関関係があり、（１）式の
ごとく偏析率一定条件下におけるMnS生成防止条件が成
りたつ。

ここで、a,b,およびｃは、鋳造機の凝固条件によつて変
化する定数であるが、鋳造機の凝固条件が一定の場合に
は、a,b,cは一定である。

例えば第２図に示した連続鋳造鋳片の場合には、ａ＝0.
8,b＝1.4,c＝８を用いることによつて、各偏析率一定条
件におけるMnS生成量の増減と良く対応する。

また、Ｋは偏析率によつて変わる値であるが、（１）式
をさらに（２）式のように変換することができる。

すなわち、溶鋼段階における残Ｏおよび残Ｓ量が、前記
した凝固偏析率に応じて、鋳造機内でCaOおよびCaS化す
るに必要な偏析補正Ca量が、（２）式の左辺の分母のよ
うに表わされ、（２）式の左辺が１以上になるように残
Ca量を制御することによつて、偏析部においてもMnS生
成が防止できるのである。

以下、Ｋについては偏析補正係数と称して説明する。

さらに偏析補正係数Ｋは、偏析の評価方法によつて定義
方法が異なるが、偏析の評価方法が一定であれば、その
定義式が一義的に求められるのである。

通常用いられる偏析の評価方法としては、EPMAとコンピ
ュータを組合せた新Ｘ線マイクロアナライザによる画像
解析法、ピクリン酸水溶液等の腐食液を用いる鋳片の偏
析部の腐食法等によつて、Mn,S,P,C等の偏析濃化領域を
検出し、その偏析粒径や面積率等を求める方法があり、
本発明の偏析補正係数Ｋを定義するためにはいずれもが
適用できる。

中でも、Mn偏析の大きさを測定する方法は、鋼中Mn濃度
が他成分に比べて高いこと、凝固鋼中におけるMnの拡散
が遅く、凝固直後の偏析の実態を良く再現できること、
MnSの溶解度積におよぼすMnの影響をも合わせて考慮で
きる等、利点が多く極めて高精度に上記した偏析補正係
数を定義することができるのである。

例えば、溶鋼段階のMn濃度に対して、Mnがある濃度以上
に濃化したMn偏析粒の円相当径をｄ（mm）とするとMn偏
析率Ｋとｄには（３）式のような関係が成立する。

Ｋ＝xd＋ｙ（３）ここで、x,yはMn偏析粒が定義されるMnの濃化度によつ
て変わる定数である。

１例として溶鋼段階のMn濃度に対して、Mnが1.32倍以上
に濃化して部位をMn偏析粒と定義した場合には、ｘ＝2,
y＝0.3とすることによつて、第１図に示すように、全て
の偏析状況下において、鋳片のMnS生成が防止できるの
である。

したがつて、（２），（３）式より、鋼鋳片の偏析部に
おいてもMnS生成を防止するための条件を（４）式、あ
るいは（５）式のように表わすことができる。

残Ca≧（xD＋ｙ）｛ａ（残Ｏ）＋ｂ（残Ｓ）−ｃ｝
（４）すなわち、（４）式の右辺、（５）式の左辺の分母で示
される偏析補正必要Ca量以上に、鋳造開始前の溶鋼中の
残Ca量を確保することによつて、添加したCaがMnS生成
防止のために有効に作用するのである。

したがつて溶鋼段階のMn濃度に対して、Mnが1.32倍以上
に濃化した部位をMn偏析粒と定義すると、第１図、第２
図で示す連続鋳造鋳片の場合には、第３図に示すごと
く、（６）式に示す条件を確保することによつて、中心
偏析部におけるMnSの生成が防止できるのである。

次いで、本発明者らは、この知見をもとに、更に実験検
討を重ねた結果、HICは、MnS以外の炭化物や窒化物或は
酸化物を起点として発生し、この様な介在物起因のHIC
を防ぐためには、鋳片の熱間圧延をオーステナイト温度
域あるいはオーステナイト・フエライト二相共存温度域
で温度を限定し、かつ断面減少率を限定して実施する
か、最終熱間圧延の圧延終了温度、冷却停止点およびそ
こまでの冷却速度を限定するか、更に両者を併用するこ
とにより、耐HIC性は更に向上することを見出した。

本発明者等は上記の知見をもとにC,Mn,P等の偏析を軽減
ないし消滅させることが、偏析帯に相当する位置のHIC
の発生，伝播・助長を無くすには不可欠と考え、凝固す
る迄の段階でC,Mn,P等の偏析を実質上無害な程度まで低
減することを検討し、現在の工業的規模の生産工程には
経済的に極めて困難であり、これにかえて、鋳片内に発
生した或る程度の偏析を、均熱拡散により実質上無害な
程度に低減することが、コスト的にも有利な方法で、し
かもこれを効果的に実施するには、比較的低いオーステ
ナイト温度域で、鋳片に十分な加工を加え、加熱拡散処
理に供することが、鋳片内の偏析元素の拡散を著しく促
進、助長させることができ、HICの伝播・助長を抑制す
る効果大なることを見出した。

以下本発明の構成要件の限定理由について述べる。

まず、A/B≧1.0の関係を満足する量をCa添加量としたの
は、鋼鋳片の溶鋼段階からの凝固過程を考慮して、中心
偏析部でMnSの生成を防止するためである。

即ち、溶鋼段階で既にCaOやCaSとして存在しているCa,
O,Sは鋳造機内で起こる凝固過程が起こるMnSの生成反応
に関与しないため、溶鋼中に存在し、かつ凝固過程でＳ
やＯと反応するCa量を求める場合には、溶鋼中の全Ca量
から溶鋼中のCaOやCaSの生成に消費されているCa量を差
し引き、この量をＡとする。

次いで、鋳造機内での凝固偏析率に応じて、溶鋼が凝固
するまでの間に、CaO及びCaSを形成するのに必要な偏析
補正必量Ca量を求め、この量をＢとする。

A/B≧1.0の関係を成立させるようにCa添加量を決定する
ことにより、いずれの中心偏析部に於てもMnSの生成防
止が図られる。

なお、MnS生成防止を目的として添加される元素として
は、上記したCaの他、REM,Ti等がある。これらの元素を
用いて、MnSの生成を防止する場合においても、本発明
を適用することによつて、同様の作用効果が期待でき
る。

中心偏析部でのMnSの生成を防止した本スラグを用い、
最終熱間加工を行うにおいて、Ar₃温度以上の温度で最
終熱間加工を終了し、加工終了後平均冷却速度５〜40℃
/secで400℃以上600℃以下の範囲まで冷却し、その後放
冷する方法を必須要件としたのは、かかる条件を満足し
ない場合は鋼材中、特に厚み方向最終凝固部つまり中心
偏析帯に相当する位置に、バンド状の不均一組織を生
じ、あるいは異常硬化した硬さ不均一部を生じで、HIC
の発生および伝播を阻止し得ないからである。

第５図及び第６図は熱間加工終了温度および冷却停止温
度とHIC発生率の関係を示すものであるが、熱間加工終
了温度が、Ar₃温度以上で冷却停止温度が400〜600℃の
領域ではPH4.3のサワー環境下においても全くHICの発生
はなく、優れた耐水素誘起割れ特性を有している。

即ち、熱間加工終了温度がAr₃温度未満では、オーステ
ナイト−フエライト二相域圧延のため、延伸したままで
回復しない硬化した組織が発生し、冷却停止温度が600
℃超においても、バンド状組織が発生する。

また冷却停止温度が400℃未満では、中心偏析帯に相当
する位置に異常硬化した硬さ不均一部を生じる。

加工終了後の平均冷却速度が５℃/sec未満では、第７図
に示すようにHIC発生率が増加する。その理由はやはり
バンド状組織の発生による。

また、40℃/sec起では厚み方向最終凝固部つまり中心偏
析帯に相当する位置に、異常硬化した重さ不均一部を生
じるため、やはりHIC発生率が高くなる。

最終熱間圧延における前述の構成要件を満足した鋼材に
おいては、鋼材中の組織および硬さが均一となり、HIC
の伝播・助長が阻止され、優れた耐水素誘起割れ性が得
られる。

次いで鋳片の中心温度を1000℃以上で30分以上保定する
のは、前記製造工程に本工程を付加することにより、中
心偏析部の偏析が軽減され、尚一層優れた耐サワー特性
が得られるためである。

1000℃未満では偏析拡散の効果が小さいため下限を1000
℃とする。又、1000℃での保定時間が30分未満では偏析
拡散の距離が小さいため、下限を30分とする。

さらに、1.0≦A/Bの鋳片に1200℃以下のオーステナイト
温度域、或はAr₁温度以上Ac₃温度以下のオーステナイト
・フエライト二相共存温度域で、断面減少率20％以上の
熱間加工を施し、その後、鋳片の中心温度を1000℃以上
で30分以上保定する工程を付加したのは、本熱間加工を
1000℃以上での偏析拡散熱処理前に実施することによ
り、偏析拡散の効果が一層促進され、さらに優れた耐サ
ワー特性が得られるからである。

第７図は、前記した加工による偏析元素の拡散促進効果
の一つである拡散定数の増大効果と、熱間加工温度との
関係を示したもので、本発明はこの効果を活用してHIC
特性を更に改善できるものである。

偏析元素としては、Si−Mn系普通鋼のＰに着目し、各熱
間加工温度において鋳片の断面減少率45％の加工を加
え、その後、1100℃において保定した場合の結果であ
る。

破線は熱間加工を加えなかつた場合の1100℃における
Ｐの拡散定数、実線は熱間加工を加えた場合の1100℃
におけるＰの拡散定数を示す。

あらかじめ熱間加工を加えておくことにより、その後の
高温保定における拡散定数の値が、熱間加工を加えなか
つた場合に比べ増大していることがわかる。その場合、
熱間加工による拡散定数の増大効果は、熱間加工温度が
1200〜1150℃以下で顕著であり、1200℃以上ではほとん
ど効果はない。

鋳片に熱間加工を加えるためには、変形抵抗を低くする
観点からは、オーステナイト温度域で加工するのがよい
が、加工の効果を与えるためには、オーステナイト・フ
エライト二相共存温度域で加工してもよい。

特に、鋳片または鋳片を加熱して熱間加工を行う場合に
は、全体がオーステナイト化する以前に加工をすること
がしばしば実際的である。

鋳片の一次熱間加工量は大きい方が、その後の偏析元素
の拡散を促進する効果が大きく、実質的な効果を得るた
めには、鋳片の断面減少率で20％以上が必要である。鋳
片の断面減少率が20％未満の熱間加工量では、偏析元素
の拡散に対する効果が少ない。

第８図は、拡散定数の増大効果と熱間加工量との関係を
示したものである。

第４図と同様に偏析元素としてはSi−Mn系普通鋼のＰに
着目し、1000℃において鋳片に各断面減少率の熱間加工
を加え、その後、1100℃において保定した場合の結果で
ある。

破線は熱間加工を加えなかつた場合の1100℃における
Ｐの拡散定数、実線は熱間加工を加えた場合の1100℃
におけるＰの拡散定数が示す。

熱間加工による拡散定数が20％以上の場合に顕著であ
り、20％以下ではほとんど効果がない。

熱間加工工程には鋳片を加熱して加工温度に到達させて
もよいし、連続鋳造鋳片のような場合には、凝固後の冷
却過程で加工に入つてもよい。

次に鋳片の熱間加工後の加熱拡散条件における保定につ
いて述べる。

鋳片の熱間加工により導入された欠陥を媒介とする偏析
元素の拡散が十分に行われるように、鋳片の中心温度が
1000℃以上で保定は30分以上が必要である。

鋳片内に存在する偏析の状態（偏析領域の大きさ、偏析
比、偏析元素等）および所要の鋼材特性により必要保定
時間は異なり、例えば、通常の連続鋳造鋳片から製造さ
れた鋼板が、硫化水素飽和PH3の溶液中で、割れの発生
が著しく低減するためには、１時間以上の保定が必要で
ある。

また、保定時間が著しく長くなる場合は、経済的に本発
明の効果が減少するので、５時間の保定時間を上限とす
る。なお保定時間とは拡散が効率的におこる温度範囲で
の積算時間であつて、一定温度に保たれる時間を意味し
ない。

尚、偏析比とは、ある合金元素もしくは不純物元素の平
均温度と偏析領域での最高温度との比をさす。

鋳片の熱間加工工程からその後の加熱拡散工程へは、熱
間加工および高温保定の設定温度条件に従つて、連続的
に移行してもよいし、再加熱によつて移行してもよい。

この熱間加工後の加熱拡散工程の温度は1000℃以上と指
定したが、合金元素もしくは不純物元素の拡散常数は、
温度にたいして連続的に変化するものであり、1000℃以
下であつても保定時間を十分に長くとれば均一化は可能
である。

ただ長時間を要するので経済的な利点が減少し、実用性
が低下する。

また加熱拡散工程の温度は熱間加工温度よりも高い場合
には拡散促進効果が大きいことは、経験的に見出された
ことであり、1000℃以上でかつ熱間加工開始温度よりも
高くすることが有効である。

尚、加熱拡散工程の上限温度に対しても経済的な利点を
考慮すれば、1250℃以下であることが望ましい。

従来から鋼材の製造においては、鋼塊あるいは連続鋳造
鋳片の分塊圧延が行われている。この場合の分塊圧延の
目的は、鋼材圧延機の能力の範囲内で、圧延後の鋼材か
ら所定寸法の製品が歩留りよく得られるように、鋼片の
大きさを調整することにある。

最近、省エネルギーの観点から分塊圧延時の加熱温度お
よび圧延温度を低下させる傾向にあるが、これは鋼塊あ
るいは連続鋳造鋳片内に存在する偏析を、偏析元素の拡
散により軽減せしめるとの観点から行われているもので
はない。

むしろ、一般的には分塊圧延時の加熱温度および圧延温
度の低下は、偏析軽減効果に対して逆の作用をもたらす
と考えるのが普通である。

また分塊圧延後の鋼片の圧延に先だつ再加熱工程は、鋼
片を圧延に必要な温度に均熱化させることが目的であ
り、本発明の中心をなす鋳片の熱間加工工程と組み合わ
された高温保定工程とは目的，作用，効果ともに異なる
ものである。

従つて、本発明における加工および保定は、上記の鋼塊
あるいは連続鋳造鋳片の分塊圧延とは、本質的に異る全
く新しい目的のもとに、全く新しい作用効果をもたらす
ものである。

尚本発明においては、化学成分について特に限定するも
のではないが、好ましい範囲を示せば、Ｃは主として脱
酸剤および強度確保の目的で添加するものであり、耐サ
ワー性、靭性および溶接性確保の面からできるだけ少い
方がよく、両者の兼合いから適当な含有量が決定される
もので、通常0.02〜0.14％（重量比、以下同じ）が望ま
しい。

Mnは主として強度および靭性確保の目的で添加するが、
耐サワー性の確保およびコストの点からできるだけ少い
方がよく、0.5〜1.4％が好ましく、 Siは脱酸剤として添加するものであるが、過大な添加は
靭性劣化を招くおそれがあり、0.40％以下が望ましい。

Alは同じく脱脂の目的で添加するものであるが、過大な
添加は酸化物系介在物の増加、靭性劣化等を招くおそれ
があり、好ましくは0.08％以下とする。

Ｐは耐サワー性の面からできるだけ少い方がよく、工業
的規模における通常の製造方法においては、好ましき範
囲を0.015％以下（尚、さらに好ましくは0.006％以下）
とする。

全ＳはＰと同様にできるだけ少い方がよく、好ましくは
0.004％以下、全Ｏは介在物生成の面からできるだけ少い方がよく、好
ましくは0.004％以下のそれぞれが望ましい。

尚、全CaはＳおよびＯ含有量に基いて、必要添加量が決
まるものであるが、全Ｓおよび全Ｏをできるだけ低くし
て、全Ca添加量を必要量少限にすることが、酸化物系ク
ラスター状介在物の増加を避ける意味から望ましく、Ca
添加コストをも考えて好ましくは0.008％以下とする。

上記成分の他に、本発明の鋼材の特性を損うことなく鋼
材の腐食防止、水素径入の低減による耐サワー性の確
保，強度，靭性並びに溶接性の確保等の目的で必要に応
じて、Cu:0.1〜0.5％,N;0.1〜0.5％,Nb;0.01〜0.1％,V;
0.01〜0.1％,Ti;0.003〜0.05％,Mo≦0.50％,B;00005〜
0.005％等の一種又は二種以上の元素を添加することは
好ましい。

（実施例）連続鋳造鋳片より降伏強さが30〜56kg/mm²であるライン
パイプ用素材の製造を行つた。

ラインパイプはその使用環境から、前述の如く水素誘起
割れが発生し、破損につながることがある。

そこで本発明を実施することにより、HICの発生しやす
い苛酷なサワー環境（PH4.3からPH2.7へとPHが低くなる
ほど厳しい条件となる）においても、HI皆無あるいは実
質的に無害な程度の優れた耐水素誘起割れ用鋼材を製造
することを意図した。

成分，鋳片の処理条件，均熱拡散条件，最終熱間圧延条
件と、得られたラインパイプ用素材の水素融起割れ試験
結果を第１表及び第２表に示す。

尚、本発明でAr₁温度とは鉄または鋼を冷却した場合
に、オーステ・ナイトからフエライトへの変態が終了す
る程度、Ac₃温度とは鉄または鋼を加熱した場合にフエ
ライトからオーステナイトへの変態が終了する温度とい
う。又、Ar₃とは鉄又は鋼を冷却した場合に、オーステ
ナイトからフエライトへの変態が開始する温度という。

水素誘起割れ試験は、硫化水素を飽和させた５％NaCl溶
液に於て、PH4.3,3.5,2.7とした試験液を25℃±３℃に
保ち、その中に試験片を96時間浸漬した後、試験片を超
音波探傷（UST）により、欠陥面積率を求め、耐サワー
特性を評価した。

実施例NO.1〜３は本発明鋼（１）の構成要件を満足しな
い場合の比較例である。一方、NO.4〜13は本発明鋼
（１）の実施例であり、PH＝4.3のサワー環境に於て比
較鋼NO.1〜３のHIC発生率が18〜25％であるのに対し
て、本発明鋼（１）はHICが皆無であり、A/Bの値を１以
上、かつAr₃温度以上で最終熱間加工を終了し、加工終
了後の平均冷却速度を５〜40℃/sで、400℃以上600℃以
下の範囲まで冷却する理由の妥当性が明確である。

次にNO.14〜23は本発明鋼（１）に従属する本発明鋼
（２）の実施例、NO.24〜33は本発明鋼（１）に従属す
る本発明鋼（３）の実施例である。

PH＝4.3とPH＝3.5での欠陥面積率をNO.4〜13とNO.14〜2
3で比歓すると、スラブを均熱保定することの妥当性が
明確である。

さらにPH＝3.5と2.7での欠陥面積率をNO.14〜23とNO.24
〜33で比較すると、スラブの熱間加工後に均熱拡散熱処
理を施す理由が明瞭であり、本発明における各構成要件
を全て満足することを必須とした理由の妥当性が明確で
ある。

尚、本発明は鋼塊からなる鋼片および連続鋳造鋳片のい
ずれにおいても適用が可能であるが、同一母溶鋼全体
を、均一な凝固状態に保つことが、より困難な連鋳材に
おいて適用の効果が大きい。

また本発明における加工には圧延の他、プレス，鋳造を
用いることができ、また本発明は鋼板，形鋼，棒鋼，鋼
管等の製造に適用できる。

（発明の効果）以上の如く本発明は、従来不可能であつた苛酷なサワー
環境下における耐水素誘起割れ皆無ないし実質的無害な
程度を完全に保証し得る、極めて優れた耐水素起割れ用
鋼材の製造を、初めて可能にしたものである。

即ち、従来最大の懸案であつた鋼材の厚み方向中心部に
発生する水素誘起割れを、中心偏析部でのMnSの生成を
完全に防止すべく、Ca添加量を管理し、更には鋳片を低
温で熱間加工し、加えて低温・短時間の均熱拡散、最終
熱間加工での加工温度，冷却停止温度およびその間の冷
却速度を限定して、経済的に完全に消滅したものであ
る。

かかる鋼材の使用環境が益々苛酷さを増し、鋼材に対す
る耐水素誘起割れ性保証の信頼性が高度に要求されるよ
うになりつつある現状において、本発明の及ぼす効果は
極めて多大である。

【図面の簡単な説明】

第１図は連続鋳造鋳片中心偏析部のMnS生成におよぼすM
n偏析径（溶鋼中のMn濃度に対して1.32倍以上に濃化し
たMn偏析粒径）と、残Ca/｛0.8（残Ｏ）＋1.4（残Ｓ）
−８｝の関係、および実線はMnS生成が防止できるＫとM
n偏析径との関係を示す図表、第２図は連続鋳造鋳片に
おいてMn偏析径（溶鋼中のMn濃度に対して1.32倍以上に
濃化したMn偏析粒径）が0.3,0.5,1.0mmの場合の残Ca/
｛0.8（残Ｏ）＋1.4（残Ｓ）−８｝と中心偏析部のMnS
個数の関係を示す図表、第３図は連続鋳造鋳片における
残Ca/（2.4d＋0.3）｛0.8（残Ｏ）＋1.4（残Ｓ）−８｝
と中心偏析部のMn偏析粒内のMnS個数の関係を示す図
表、第４図はA/BとPH4.3のサワー環境下でのUSTによる
欠陥面積率の関係を示す図表、第５図はA/B≧1.0を満足
する鋼の耐サワー性と最終熱間圧延終了温度−Ar₃温度
と最終熱間圧延終了後の冷却停止温度の関係を示す図
表、第６図はA/B≧1.0を満足する鋼の耐サワー性と熱間
圧延終了後の平均冷却速度を示す図表、第７図は鋳片処
理での熱間加工温度とＰの拡散定数の関係を示す図表、
第８図は鋳片熱間加工での断面減少率とＰの拡散定数の
関係を示す図表である。

フロントページの続き (72)発明者遠藤公一大分県大分市大字西ノ洲１新日本製鐵株式会社大分製鐵所内 (56)参考文献特開昭59−76818（ＪＰ，Ａ)

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】溶鋼へのCa添加に際し、溶鋼中の全Ca量か
ら溶鋼中のCaO及びCaSの生成に消費されているCa量を差
し引いて残Ca量を求め、これをＡとし、一方溶鋼中の全
Ｏ量及び全Ｓ量から、溶鋼中のCaO及びCaSの生成に消費
されているＯ量及びＳ量を各々差引いて求めた残Ｏ及び
残Ｓが、凝固偏析率に応じて鋳造機内で溶鋼が凝固する
までの間に、CaO及びCaSを形成するのに必要な偏析補正
必要Ca量を求めこれをＢとした時、1.0≦A/Bの関係を満
足する量をCa添加量として得られた鋼鋳片を、所望の温
度に加熱し、引き続きAr₃温度以上で最終熱間加工を終
了し、加工終了後の平均冷却速度５〜40℃/secで、400
℃以上600℃以下の範囲まで冷却し、その後放冷するこ
とを特徴とする耐水素誘起割れ性の優れた鋼材の製造方
法。
【請求項２】最終熱間加工に先立ち、鋳片の中心温度を
1000℃以上で30分以上保定することを特徴とする特許請
求の範囲第１項記載の耐水素誘起割れ性の優れた鋼材の
製造方法。
【請求項３】鋳片に1200℃以下のオーステナイト温度域
あるいはAr₁温度以上Ac₃温度以下のオーステナイト・フ
エライト二相共存温度域で、断面減少率20％以上の熱間
加工を施し、その後、鋳片の中心温度を1000℃以上で30
分以上保定、Ar₃温度以上で最終熱間加工を終了し、加
工終了後の平均冷却速度５〜40℃/secで、400℃以上600
℃以下の範囲まで冷却し、その後放冷することを特徴と
する特許請求の範囲第１項記載の耐水素誘起割れ性の優
れた鋼材の製造方法。