JPH0774383B2 - 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板の製造方法 - Google Patents
耐水素誘起割れ性に優れた鋼板の製造方法Info
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- JPH0774383B2 JPH0774383B2 JP61181496A JP18149686A JPH0774383B2 JP H0774383 B2 JPH0774383 B2 JP H0774383B2 JP 61181496 A JP61181496 A JP 61181496A JP 18149686 A JP18149686 A JP 18149686A JP H0774383 B2 JPH0774383 B2 JP H0774383B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、H2Sを含んだ原油、天然ガスの輸送に用いる
ラインパイプ用として有用な、耐水素誘起割れ性に優れ
かつ、低降伏比を特徴とする鋼板の製造方法、特に、二
段冷却法を採用して微細かつ均一なベイナイト＋フェラ
イト組織とした耐水素誘起割れ性に優れかつ、低降伏比
を特徴とする鋼板の製造方法に関する。
ラインパイプ用として有用な、耐水素誘起割れ性に優れ
かつ、低降伏比を特徴とする鋼板の製造方法、特に、二
段冷却法を採用して微細かつ均一なベイナイト＋フェラ
イト組織とした耐水素誘起割れ性に優れかつ、低降伏比
を特徴とする鋼板の製造方法に関する。
（従来の技術） 水素誘起割れ（HIC）は、湿潤H2S環境下で鋼が腐食した
ときに発生する水素が、鋼中に侵入することによって起
こる水素脆化現象である。
ときに発生する水素が、鋼中に侵入することによって起
こる水素脆化現象である。
HIC感受性が最も高い部分は、板厚中心部であり、スラ
ブの中心偏析に起因する部分である。
ブの中心偏析に起因する部分である。
従来、HICを防止する手段としては、次の方法等がとら
れている。
れている。
スラブソーキングによる偏析の軽減 Ｐの低減による偏析の軽減 Ca、REMによる非金属介在物の形態を制御して、HICの
起点となる介在物を減らす。
起点となる介在物を減らす。
しかし、これらの手段のうち、は非常なコスト上昇
を招く。また、に至っては効果があいまいである。
を招く。また、に至っては効果があいまいである。
そこで、最近、圧延後加速水冷することによって、合金
元素の濃化を防止し、均一・微細な組織にして、偏析部
の低温変態組織の生成を抑えた鋼の製造が試みられてい
る。例えば、特開昭54−118325号、同57−85928号、同5
8−77530号、および60−33310号参照。
元素の濃化を防止し、均一・微細な組織にして、偏析部
の低温変態組織の生成を抑えた鋼の製造が試みられてい
る。例えば、特開昭54−118325号、同57−85928号、同5
8−77530号、および60−33310号参照。
そのような加速水冷を利用した耐水素誘起割れ性鋼（以
下、耐HIC鋼という）の製造方法はおおよそ、Ar3点以上
で仕上圧延を終了し、Ar3−30℃以上から水冷して、組
織を微細なフェライト＋パーライト組織あるいはフェラ
イト＋ベイナイト混合組織にして耐HIC性を向上させる
というものである。
下、耐HIC鋼という）の製造方法はおおよそ、Ar3点以上
で仕上圧延を終了し、Ar3−30℃以上から水冷して、組
織を微細なフェライト＋パーライト組織あるいはフェラ
イト＋ベイナイト混合組織にして耐HIC性を向上させる
というものである。
つまり、水冷条件としては、ある温度範囲をある一定の
冷却速度で均等に冷却するというものである。また、そ
の冶金学的組織もフェライト＋パーライト組織あるいは
フェライト＋ベイナイト組織である。
冷却速度で均等に冷却するというものである。また、そ
の冶金学的組織もフェライト＋パーライト組織あるいは
フェライト＋ベイナイト組織である。
しかしながら、水冷条件が適当でないと、マルテンサイ
トのような低温変態組織が生成したり、硬度の高いベイ
ナイトが生成したりして、かえって耐HIC性が低下す
る。
トのような低温変態組織が生成したり、硬度の高いベイ
ナイトが生成したりして、かえって耐HIC性が低下す
る。
また、圧延−水冷条件が適当であっても、ある成分系に
おいては耐HIC性の余り良好でない鋼が得られたりす
る。
おいては耐HIC性の余り良好でない鋼が得られたりす
る。
一方、万一、HICが発生してもそれが破裂のような重大
事故につながらないよう、低降伏比（低YR）型高強度鋼
が求められるようになっている。つまり、YR（YS/TS
比）が低ければ、HICが発生して割れ部に応力が集中し
て一部降伏現象が発生しても破断には至らないと考えら
れる。その場合のYRはおよそ85％以下と考えられてい
る。
事故につながらないよう、低降伏比（低YR）型高強度鋼
が求められるようになっている。つまり、YR（YS/TS
比）が低ければ、HICが発生して割れ部に応力が集中し
て一部降伏現象が発生しても破断には至らないと考えら
れる。その場合のYRはおよそ85％以下と考えられてい
る。
ところで、そのような低YR型鋼を製造するには、Ｃはで
きるだけ高いのが望ましいが、Ｃはスラブの中心偏析を
助長するので、単純水冷だけでは十分な耐HIC性を得る
のが困難になる。一方、Ｃ量が低い場合（0.05〜0.10％
程度）、低YRを水冷によって得るには比較的早い水冷速
度（10〜40℃/S）で350〜300℃以下まで冷却せねばなら
ず、それはマルテンサイトの生成をもたらすから、耐HI
C性が劣化するのは免れない。
きるだけ高いのが望ましいが、Ｃはスラブの中心偏析を
助長するので、単純水冷だけでは十分な耐HIC性を得る
のが困難になる。一方、Ｃ量が低い場合（0.05〜0.10％
程度）、低YRを水冷によって得るには比較的早い水冷速
度（10〜40℃/S）で350〜300℃以下まで冷却せねばなら
ず、それはマルテンサイトの生成をもたらすから、耐HI
C性が劣化するのは免れない。
ここに、第１図および第２図は、従来法の代表的水冷パ
ターンを示すものであり、それらにそれぞれ示すよう
に、いずれの場合にあっても一定の温度範囲を均等に冷
却することが特徴となっている。
ターンを示すものであり、それらにそれぞれ示すよう
に、いずれの場合にあっても一定の温度範囲を均等に冷
却することが特徴となっている。
すなわち、第１図の場合、熱間圧延終了後、Ar3点以上
で水冷を開始し、650〜550℃の温度範囲まで３〜20℃/S
の冷却速度で冷却し、その後、放冷を行うのである。第
２図の場合は、Ar3−30℃以上から水冷を開始し、550〜
350℃の温度範囲まで10〜40℃/Sの冷却速度で冷却し、
その後第１図の場合と同様に放冷するのである。
で水冷を開始し、650〜550℃の温度範囲まで３〜20℃/S
の冷却速度で冷却し、その後、放冷を行うのである。第
２図の場合は、Ar3−30℃以上から水冷を開始し、550〜
350℃の温度範囲まで10〜40℃/Sの冷却速度で冷却し、
その後第１図の場合と同様に放冷するのである。
第３図は、後述する第１表の鋼Ａに相当する組成の鋼に
ついての従来法における水冷停止温度とYRおよびHIC感
受性、つまりCLR（％）との関係を示すグラフである。
このグラフからは、耐HIC性は水冷停止温度がほゞ375℃
以上でなければならないが、一方、低YRとするには水冷
停止温度は375℃以下でなければならないことが分か
る。
ついての従来法における水冷停止温度とYRおよびHIC感
受性、つまりCLR（％）との関係を示すグラフである。
このグラフからは、耐HIC性は水冷停止温度がほゞ375℃
以上でなければならないが、一方、低YRとするには水冷
停止温度は375℃以下でなければならないことが分か
る。
したがって、従来の水冷法では、特に低Ｃ材（0.05％程
度）で低YR（YR＜85％）かつ耐HIC性に優れた鋼板を得
るのが困難であることが分かる。
度）で低YR（YR＜85％）かつ耐HIC性に優れた鋼板を得
るのが困難であることが分かる。
（発明が解決しようとする問題点） したがって、本発明の目的とするところは、低YR、かつ
耐HIC性にすぐれた鋼板の製造方法を提供することであ
る。
耐HIC性にすぐれた鋼板の製造方法を提供することであ
る。
さらに本発明の目的は、低Ｃ材にあってマルテンサイト
の生成、ベイナイトの硬度上昇を阻止した水冷法によ
る、低YR（85％以下）、かつ耐HIC性にすぐれた鋼板の
製造方法を提供することである。
の生成、ベイナイトの硬度上昇を阻止した水冷法によ
る、低YR（85％以下）、かつ耐HIC性にすぐれた鋼板の
製造方法を提供することである。
本発明のなお別の目的は、湿潤H2環境下において問題と
なるHICに優れた抵抗性を有し、かつ、経済的なライン
パイプ用の低YR型鋼板の製造方法を提供することであ
る。
なるHICに優れた抵抗性を有し、かつ、経済的なライン
パイプ用の低YR型鋼板の製造方法を提供することであ
る。
（問題点を解決するための手段） 本発明は、耐HIC性を損なうことなく、ラインパイプ用
低YR型高張力鋼を製造することを目的とした発明であ
る。
低YR型高張力鋼を製造することを目的とした発明であ
る。
本発明者らが加速水冷鋼の耐HIC性を、圧延−水冷条件
との関係において、詳しく検討した結果、次の事実が判
明した。
との関係において、詳しく検討した結果、次の事実が判
明した。
フェライト＋パーライトのバンド状組織あるいは、パ
ーライトが残存する組織を有する鋼板は耐HIC性が劣
る。
ーライトが残存する組織を有する鋼板は耐HIC性が劣
る。
硬度が250以下のベイナイトとフェライトから成る混
合組織は耐HIC性に優れる。
合組織は耐HIC性に優れる。
硬度が250以上のベイナイト、あるいはマルテンサイ
トを含む組織を有する鋼は耐HIC性に劣る。
トを含む組織を有する鋼は耐HIC性に劣る。
つまり、圧延後の冷却速度を適当に選択し、パーライト
の生成を抑える一方、ベイナイト変態を起こさせ、しか
も、マルテンサイトが生成しないようにすれば、耐HIC
性が向上する。
の生成を抑える一方、ベイナイト変態を起こさせ、しか
も、マルテンサイトが生成しないようにすれば、耐HIC
性が向上する。
また、低YR鋼を得るには、ポリゴナルフェライト組織あ
るいは針状のアシキュラー・フェライト組織、またはフ
ェライトとベイナイトの混合組織が望ましい。このよう
な組織を有する鋼は、引張試験において降伏点伸びを示
さないＳ−Ｓ曲線を示し、低降伏比（約85％以下）を特
徴とする。
るいは針状のアシキュラー・フェライト組織、またはフ
ェライトとベイナイトの混合組織が望ましい。このよう
な組織を有する鋼は、引張試験において降伏点伸びを示
さないＳ−Ｓ曲線を示し、低降伏比（約85％以下）を特
徴とする。
本発明の重要性は、単に低降伏比現象のみならず、この
低降伏比化と耐HIC性の向上という２つの重要な要素を
（L/P用鋼にとって）組み合わせた条件を見出したこと
である。
低降伏比化と耐HIC性の向上という２つの重要な要素を
（L/P用鋼にとって）組み合わせた条件を見出したこと
である。
すなわち、均一かつ微細なフェライト−ベイナイト組織
を水冷によって得て、低降伏比化をはかり、また耐HIC
性をそこなう中心偏析部の低温変態組織やパーライトバ
ンド組織をなくすことにより耐HIC性の向上をはかる。
を水冷によって得て、低降伏比化をはかり、また耐HIC
性をそこなう中心偏析部の低温変態組織やパーライトバ
ンド組織をなくすことにより耐HIC性の向上をはかる。
なお、このとき、合金元素の濃化も同時に可及的に抑
え、中心偏析も軽減されるように合金組成も調整する。
え、中心偏析も軽減されるように合金組成も調整する。
よって、本願発明の要旨とするところは、重量％で、 C:0.01〜0.20％、Si:0.03〜0.80％、Mn:0.40〜1.80％、 P:0.025％以下、S:0.002％以下、Ti:0.008〜0.15％、 sol.Al:0.01〜0.10％ ならびに Cu:0.05〜0.50％および／または、Ca:0.0005〜0.0050％
およびREM:0.0005〜0.01％のうちの１種以上、 そして所望により、 Ni:0.05〜0.50％、Cr:0.05〜0.50％、Mo:0.05〜0.50
％、 Nb:0.01〜0.15％、およびV:0.01〜0.15％のうちの１種
以上 残部不可避不純物および鉄 から成る組成のCCスラブを加熱し、Ar3＋150℃以下、Ar
3点以上の温度域で少なくとも50％以上の熱間圧延を行
い、Ar3点以上、850℃未満で該熱間圧延を終了し、Ar3
−30℃以上の温度域から、650℃以下、550℃以上の温度
域まで冷却速度15〜30℃/Sの範囲で加速水冷し、続いて
550℃以下、400℃以上の温度域まで、前記冷却速度より
小さい冷却速度３〜15℃/Sの範囲で加速水冷し、水冷停
止後放冷することを特徴とする、耐水素誘起割れ性に優
れかつ、低降伏比を特徴とする鋼板の製造方法である。
およびREM:0.0005〜0.01％のうちの１種以上、 そして所望により、 Ni:0.05〜0.50％、Cr:0.05〜0.50％、Mo:0.05〜0.50
％、 Nb:0.01〜0.15％、およびV:0.01〜0.15％のうちの１種
以上 残部不可避不純物および鉄 から成る組成のCCスラブを加熱し、Ar3＋150℃以下、Ar
3点以上の温度域で少なくとも50％以上の熱間圧延を行
い、Ar3点以上、850℃未満で該熱間圧延を終了し、Ar3
−30℃以上の温度域から、650℃以下、550℃以上の温度
域まで冷却速度15〜30℃/Sの範囲で加速水冷し、続いて
550℃以下、400℃以上の温度域まで、前記冷却速度より
小さい冷却速度３〜15℃/Sの範囲で加速水冷し、水冷停
止後放冷することを特徴とする、耐水素誘起割れ性に優
れかつ、低降伏比を特徴とする鋼板の製造方法である。
このようにして得た鋼板に、500℃以上、Ac1点以下の温
度域まで加熱し焼戻しを行ってもよい。
度域まで加熱し焼戻しを行ってもよい。
本発明はいわば２段水冷法とも言うべく、第１段の急水
冷（＞Ar3−30℃→650〜550℃、15〜30℃/S）は、非常
に微細かつ均一にベイナイト変態が起こるように初析フ
ェライトの生成および成長を抑えるもので、第２段の緩
水冷（650〜550℃→550〜400℃、３〜15℃/S）は、パー
ライトの生成を防止し、かつ硬度が上昇し過ぎないよう
にベイナイト変態を続けて進行させ、その後、放冷して
マルテンサイトの生成を防止するものである。
冷（＞Ar3−30℃→650〜550℃、15〜30℃/S）は、非常
に微細かつ均一にベイナイト変態が起こるように初析フ
ェライトの生成および成長を抑えるもので、第２段の緩
水冷（650〜550℃→550〜400℃、３〜15℃/S）は、パー
ライトの生成を防止し、かつ硬度が上昇し過ぎないよう
にベイナイト変態を続けて進行させ、その後、放冷して
マルテンサイトの生成を防止するものである。
（作用） 本発明において鋼組成を上述のように限定した理由は次
の通りである。
の通りである。
C: 鋼の強度確保のために0.01％以上を必要とし、また、鋼
の靱性確保および溶接低温割れの防止のため0.20％以下
とする。
の靱性確保および溶接低温割れの防止のため0.20％以下
とする。
Si: 鋼の強度確保および脱酸のために0.03％以上を必要と
し、また、鋼の靱性確保および焼戻脆化の防止のため0.
80％以下とする。
し、また、鋼の靱性確保および焼戻脆化の防止のため0.
80％以下とする。
Mn: 鋼の強度および靱性の確保のため0.40％以上を必要と
し、またMnの増加によって偏析部の合金元素濃度が増加
するが、1.80％以下までは許容できる。
し、またMnの増加によって偏析部の合金元素濃度が増加
するが、1.80％以下までは許容できる。
P: 少ないほど偏析部の合金元素濃度は減少し、耐HIC性に
優れるが、低Ｐ化することは製造コストを上昇させるの
で、本発明に悪影響を与えない範囲で可及的に高含有量
である0.025％を上限とする。しかし、少なければ少な
い程好ましいのは言うまでもない。
優れるが、低Ｐ化することは製造コストを上昇させるの
で、本発明に悪影響を与えない範囲で可及的に高含有量
である0.025％を上限とする。しかし、少なければ少な
い程好ましいのは言うまでもない。
S: Ｓは0.002％超になると、Caによる形態制御が不能なMnS
が生成し、HICの起点となる。したがって、本発明にあ
ってＳは0.002％以下に制限する。
が生成し、HICの起点となる。したがって、本発明にあ
ってＳは0.002％以下に制限する。
Ti: TiNにより圧延組織の細粒化をはかり、第１段水冷時の
非常に微細かつ均一なベイナイト変態を起こすのを助長
する。TiNおよびTiCによる水素のトラップ効果で耐HIC
性を向上させるため0.008％以上を必要とし、一方、0.1
5％超になると靱性が著しく損なわれるため、上限を0.1
5％とする。
非常に微細かつ均一なベイナイト変態を起こすのを助長
する。TiNおよびTiCによる水素のトラップ効果で耐HIC
性を向上させるため0.008％以上を必要とし、一方、0.1
5％超になると靱性が著しく損なわれるため、上限を0.1
5％とする。
sol.Al: 鋼の脱酸のため0.01％以上を必要とし、また、清浄度を
確保するため0.10％以下とする。
確保するため0.10％以下とする。
本発明にあっては、その他、耐食性付与元素として、C
u、CaおよびREMの少なくとも１種を添加する。
u、CaおよびREMの少なくとも１種を添加する。
Cu: 耐食性付与のため0.05％以上を添加する。
しかし、0.50％を超えると溶接性を損なう。
Ca: 鋼中介在物であるMnSの形態を制御し、耐HIC性を向上さ
せるために0.0005％以上を添加する。しかし、0.0050％
を超えると、Ca系介在物が逆に耐HIC性、耐SSCC性を劣
化させる。
せるために0.0005％以上を添加する。しかし、0.0050％
を超えると、Ca系介在物が逆に耐HIC性、耐SSCC性を劣
化させる。
REM: Caの場合と同様にMnSの形態の制御のため0.0005％以上
添加するが、0.01％を超えると、清浄度が損なわれ、耐
HIC性、耐SSCC性が低下する。
添加するが、0.01％を超えると、清浄度が損なわれ、耐
HIC性、耐SSCC性が低下する。
本発明にあっては、所望により、さらに強度調整元素と
して、Ni、Cr、Mo、Nb、Ｖの少なくとも１種を添加す
る。
して、Ni、Cr、Mo、Nb、Ｖの少なくとも１種を添加す
る。
Ni: 鋼の強度、靱性確保のため0.05％以上を必要とし、0.50
％を超えると耐SSCC性が劣化する。
％を超えると耐SSCC性が劣化する。
Cr、Mo: いずれも鋼の強度、あるいは靱性確保のためそれぞれ0.
05％以上、0.50％以下を添加する。
05％以上、0.50％以下を添加する。
Nb、V: いずれも鋼の強度、あるいは靱性確保のためそれぞれ0.
01％以上、0.15％以下を必要とする。
01％以上、0.15％以下を必要とする。
このような組成のCCスラブを、次に、本発明によって
は、熱間圧延そして２段加速水冷するが、第４図はこの
ときの水冷パターンを示すものである。
は、熱間圧延そして２段加速水冷するが、第４図はこの
ときの水冷パターンを示すものである。
すなわち、熱間圧延を行う適宜温度に加熱してからAr3
＋150℃以下、Ar3点以上の温度域で少なくとも50％以上
の熱間圧延を行い、Ar3点以上、850℃未満の仕上げ温度
で制御熱間圧延を行い、次いで、（Ar3点〜Ar3−30℃）
以上の範囲の温度から15〜30℃/Sの冷却速度で第１段加
速水冷を行なう。この第１段急水冷は650〜550℃の温度
範囲で停止し、次いで550〜400℃の範囲の温度にまで前
記冷却速度よりは小さい３〜15℃/Sの冷却速度で第２段
緩水冷を行い、その後放冷する。
＋150℃以下、Ar3点以上の温度域で少なくとも50％以上
の熱間圧延を行い、Ar3点以上、850℃未満の仕上げ温度
で制御熱間圧延を行い、次いで、（Ar3点〜Ar3−30℃）
以上の範囲の温度から15〜30℃/Sの冷却速度で第１段加
速水冷を行なう。この第１段急水冷は650〜550℃の温度
範囲で停止し、次いで550〜400℃の範囲の温度にまで前
記冷却速度よりは小さい３〜15℃/Sの冷却速度で第２段
緩水冷を行い、その後放冷する。
本発明において熱間圧延条件ならびに前記急水冷および
緩水冷の水冷条件を上述のように限定した理由は次の通
りである。
緩水冷の水冷条件を上述のように限定した理由は次の通
りである。
まず、熱間圧延に当っては以下の熱間圧延が可能な温度
にまで加熱する。
にまで加熱する。
熱間圧延はAr3〜Ar3＋150℃の温度域で少なくとも50％
以上の熱間圧延を行うが、これはオーステナイト領域で
十分な圧延を行うためである。仕上温度はAr3点以上、8
50℃未満とするが、850℃以上の温度で圧延を終了する
と、十分な細粒とならず、高強度、高靱性が得られな
い。また、Ar3点未満で終了すると、所定の水冷開始温
度が得られない。
以上の熱間圧延を行うが、これはオーステナイト領域で
十分な圧延を行うためである。仕上温度はAr3点以上、8
50℃未満とするが、850℃以上の温度で圧延を終了する
と、十分な細粒とならず、高強度、高靱性が得られな
い。また、Ar3点未満で終了すると、所定の水冷開始温
度が得られない。
圧下率は、50％未満ではオーステナイト粒が十分な細粒
とならず、加速冷却しても均一な組織とならない。
とならず、加速冷却しても均一な組織とならない。
水冷開始温度は、Ar3−30℃より低い温度では初析フェ
ライトの成長に伴い、偏析部に合金元素が濃化し水冷時
に低温変態組織が生成するので、耐HIC性が低下する。
より好ましくはAr3点以上が良い。
ライトの成長に伴い、偏析部に合金元素が濃化し水冷時
に低温変態組織が生成するので、耐HIC性が低下する。
より好ましくはAr3点以上が良い。
第１段水冷冷却速度は、下限を15℃/Sとし、これより小
では初析フェライトが多量に生成してしまうので均一か
つ微細なベイナイト変態が起こらず、低YRかつ耐HIC性
を満足しない。また、30℃/S超では、水冷停止温度のコ
ントロールが難しくなる。好ましくは18〜25℃/Sであ
る。
では初析フェライトが多量に生成してしまうので均一か
つ微細なベイナイト変態が起こらず、低YRかつ耐HIC性
を満足しない。また、30℃/S超では、水冷停止温度のコ
ントロールが難しくなる。好ましくは18〜25℃/Sであ
る。
第１段水冷における水冷停止温度は、上限を650℃と
し、これより高い温度では水冷の効果がなく、初析フェ
ライトが成長し、一方、550℃未満ではベイナイトの硬
度上昇を招く。
し、これより高い温度では水冷の効果がなく、初析フェ
ライトが成長し、一方、550℃未満ではベイナイトの硬
度上昇を招く。
第２段水冷冷却速度は、第１段水冷冷却速度より小と
し、下限を３℃/Sとし、これ未満では一部パーライトが
生成する。また、15℃/S超では、ベイナイトの硬度上昇
を引き起こし、ある成分系においてはマルテンサイトの
生成を招く。好ましくは、５〜10℃/Sである。
し、下限を３℃/Sとし、これ未満では一部パーライトが
生成する。また、15℃/S超では、ベイナイトの硬度上昇
を引き起こし、ある成分系においてはマルテンサイトの
生成を招く。好ましくは、５〜10℃/Sである。
第２段水冷における水冷停止温度は、上限を550℃と
し、これを超えると放冷時にパーライトが生成してしま
う。また、400℃未満では水冷時にマルテンサイトが生
成してしまう。
し、これを超えると放冷時にパーライトが生成してしま
う。また、400℃未満では水冷時にマルテンサイトが生
成してしまう。
第５図は、本発明の範囲内の後述する第１表の鋼Ａに相
当する0.05％Ｃ材を830℃の仕上げ温度で熱間圧延を行
い、770℃から冷却速度25℃/Sで水冷を開始し、次いで6
00℃まで冷却してから第２段水冷を８℃/Sの冷却速度で
行い、放冷したときの第２段水冷停止温度とYR（％）さ
らにCLR（％）との関係を示すグラフである。第２段水
冷停止温度を400〜550℃とすることによりYR、CLRとも
に満足する範囲にくることが分かる。
当する0.05％Ｃ材を830℃の仕上げ温度で熱間圧延を行
い、770℃から冷却速度25℃/Sで水冷を開始し、次いで6
00℃まで冷却してから第２段水冷を８℃/Sの冷却速度で
行い、放冷したときの第２段水冷停止温度とYR（％）さ
らにCLR（％）との関係を示すグラフである。第２段水
冷停止温度を400〜550℃とすることによりYR、CLRとも
に満足する範囲にくることが分かる。
さらに、本発明の好適態様にあっては、上述のように製
造された鋼板に焼戻し処理をするが、焼戻温度がAc1点
超では再結晶が起きてしまう。一方、500℃未満では、
焼戻による効果が得られない。
造された鋼板に焼戻し処理をするが、焼戻温度がAc1点
超では再結晶が起きてしまう。一方、500℃未満では、
焼戻による効果が得られない。
次に、本発明を実施例によってさらに説明する。
実施例 第１表に示す組成の供試鋼を使い、慣用法によりCCスラ
ブを製造し、これを第２表および第３表に示す条件下で
熱間圧延そして加速冷却を行った。
ブを製造し、これを第２表および第３表に示す条件下で
熱間圧延そして加速冷却を行った。
得られた熱間圧延材の機械的特性および耐HIC性につい
て同じく第２表および第３表にまとめて示す。
て同じく第２表および第３表にまとめて示す。
第２表は、0.05％Ｃ材における従来水冷法、本発明法そ
れぞれによって製造した鋼のYRおよび耐HIC性の比較を
示す。
れぞれによって製造した鋼のYRおよび耐HIC性の比較を
示す。
第２表に示す結果からも明らかなように、従来の水冷法
でも水冷条件によっては耐HIC性を満足するが、YRは必
ずしも85％以下にならない。また、YRを85％以下にしよ
うと思えば、水冷停止温度を下げねばならず、耐HIC性
を損なう。この点、本発明方法では、耐HIC性も、YR85
％以下も両方とも満足する鋼板が得られている。
でも水冷条件によっては耐HIC性を満足するが、YRは必
ずしも85％以下にならない。また、YRを85％以下にしよ
うと思えば、水冷停止温度を下げねばならず、耐HIC性
を損なう。この点、本発明方法では、耐HIC性も、YR85
％以下も両方とも満足する鋼板が得られている。
第３表は、第１表に示した各鋼種Ｂ〜Ｆによる同様な実
施例についてその製造条件および機械的特性そしてYRお
よび耐HIC性をまとめて示すものである。
施例についてその製造条件および機械的特性そしてYRお
よび耐HIC性をまとめて示すものである。
第３表に示す結果からも明らかなように、本発明による
ものはYRおよび耐HIC性のいずれも所要条件を満足す
る。しかし、Ｆ鋼は、Tiを含んでいないので、耐HIC性
または低YRのいずれかを満足しない。
ものはYRおよび耐HIC性のいずれも所要条件を満足す
る。しかし、Ｆ鋼は、Tiを含んでいないので、耐HIC性
または低YRのいずれかを満足しない。
第６図（ａ）ないし（ｆ）は本例により製造された各種
鋼板の顕微鏡組織写真を示す。
鋼板の顕微鏡組織写真を示す。
第６図（ａ）は第２表のA9の顕微鏡組織写真（×100）
を、第６図（ｂ）は同じく拡大したもの（×500）を示
す。均一、微細なフェライト＋ベイナイト組織になって
いるのがわかる。
を、第６図（ｂ）は同じく拡大したもの（×500）を示
す。均一、微細なフェライト＋ベイナイト組織になって
いるのがわかる。
第６図（ｃ）は、第１表のＢ鋼を仕上げ温度910℃で熱
間圧延を行い、次いでこれを840℃から540℃まで25℃/S
の冷却速度で急冷したときの鋼組織（×100）を示すも
ので、マルテンサイトが生成しているのが分かる。第６
図（ｄ）は同じ×500の顕微鏡組織写真である。
間圧延を行い、次いでこれを840℃から540℃まで25℃/S
の冷却速度で急冷したときの鋼組織（×100）を示すも
ので、マルテンサイトが生成しているのが分かる。第６
図（ｄ）は同じ×500の顕微鏡組織写真である。
第６図（ｅ）は第２表のAlの顕微鏡組織写真（×100）
を示すものである。これは、従来の一段冷却によるもの
であり、冷却速度は12℃/Sと遅いためパーライトが生成
しているのが分かる。第６図（ｆ）は同じ×500の顕微
鏡組織の写真を示すものである。
を示すものである。これは、従来の一段冷却によるもの
であり、冷却速度は12℃/Sと遅いためパーライトが生成
しているのが分かる。第６図（ｆ）は同じ×500の顕微
鏡組織の写真を示すものである。
なお、耐HIC性の試験は第７図および第８図に示す要領
で行った。
で行った。
すなわち、HIC試験には、第７図に示すように鋼板より
表裏面2mm切削した厚さで、幅100mm、長さ100mmの板状
試験片を全幅にわたって採取し、同じく長さ方向にも数
ヶ所採取した。これらの試験片は、600メッシュエメリ
ー研磨した後、アセトン脱脂した。HIC試験に用いた試
験液は、NACE液と呼ばれるもので0.5％酢酸（CH3CO2H）
−５％食塩（NaCl）水溶液で試験中はH2Sを通気し、飽
和状態にした。温度は25℃で100時間試験した。
表裏面2mm切削した厚さで、幅100mm、長さ100mmの板状
試験片を全幅にわたって採取し、同じく長さ方向にも数
ヶ所採取した。これらの試験片は、600メッシュエメリ
ー研磨した後、アセトン脱脂した。HIC試験に用いた試
験液は、NACE液と呼ばれるもので0.5％酢酸（CH3CO2H）
−５％食塩（NaCl）水溶液で試験中はH2Sを通気し、飽
和状態にした。温度は25℃で100時間試験した。
第８図に、HIC試験後の試験片端面を示すが、このとき
観察されるHICを板幅方向の割れの長さ（aij）で測定
し、断面幅に対するこのaijの総和の比を割れ長さ率
（％）（C.L.R.）とした。そして、耐HIC適中率は、次
式で表す。
観察されるHICを板幅方向の割れの長さ（aij）で測定
し、断面幅に対するこのaijの総和の比を割れ長さ率
（％）（C.L.R.）とした。そして、耐HIC適中率は、次
式で表す。
第１図および第２図は、従来法の代表的水冷パターンを
示す線図； 第３図は、従来法における水冷停止温度とYR（％）およ
びCLR（％）との関係を示すグラフ； 第４図は、本発明方法の水冷パターンを示す線図、 第５図は、本発明方法における第２段水冷停止温度とYR
（％）およびCLR（％）との関係を示すグラフ；および 第６図（ａ）ないし（ｆ）は実施例により製造された鋼
板を比較例のそれとともに示す顕微鏡金属組織写真； 第７図および第８図は、HIC試験および耐HIC性評価要領
を示す略式説明図である。
示す線図； 第３図は、従来法における水冷停止温度とYR（％）およ
びCLR（％）との関係を示すグラフ； 第４図は、本発明方法の水冷パターンを示す線図、 第５図は、本発明方法における第２段水冷停止温度とYR
（％）およびCLR（％）との関係を示すグラフ；および 第６図（ａ）ないし（ｆ）は実施例により製造された鋼
板を比較例のそれとともに示す顕微鏡金属組織写真； 第７図および第８図は、HIC試験および耐HIC性評価要領
を示す略式説明図である。
Claims (4)
- 【請求項１】重量％で、 C:0.01〜0.20％、Si:0.03〜0.80％、Mn:0.40〜1.80％、 P:0.025％以下、S:0.002％以下、Ti:0.008〜0.15％、 sol.Al:0.01〜0.10％ ならびに Ca:0.0005〜0.0050％、およびREM:0.0005〜0.01％のう
ちの１種以上、 残部不可避不純物および鉄 から成る組成のCCスラブを加熱し、Ar3＋150℃以下、Ar
3点以上の温度域で、少なくとも50％以上の熱間圧延を
行い、Ar3点以上、850℃未満で該熱間圧延を終了し、Ar
3−30℃以上の温度域から、650℃以下、550℃以上の温
度域まで冷却速度15〜30℃/Sの範囲で加速水冷し、続い
て550℃以下、400℃以上の温度域まで、前記冷却速度よ
り小さい冷却速度３〜15℃/Sの範囲で加速水冷し、水冷
停止後放冷することを特徴とする、耐水素誘起割れ性に
優れかつ、低降伏比を特徴とする鋼板の製造方法。 - 【請求項２】重量％で、 C:0.01〜0.20％、Si:0.03〜0.80％、Mn:0.40〜1.80％、 P:0.025％以下、S:0.002％以下、Ti:0.008〜0.15％、 sol.Al:0.01〜0.10％ ならびに Ca:0.0005〜0.0050％、およびREM:0.0005〜0.01％のう
ちの１種以上、 および Ni:0.05〜0.50％、Cr:0.05〜0.50％、Mo:0.05〜0.50
％、Nb:0.01〜0.15％、およびV:0.01〜0.15％のうちの
１種以上 残部不可避不純物および鉄 から成る組成のCCスラブを加熱し、Ar3＋150℃以下、Ar
3点以上の温度域で、少なくとも50％以上の熱間圧延を
行い、Ar3点以上、850℃未満で該熱間圧延を終了し、Ar
3−30℃以上の温度域から、650℃以下、550℃以上の温
度域まで冷却速度15〜30℃/Sの範囲で加速水冷し、続い
て550℃以下、400℃以上の温度域まで、前記冷却速度よ
り小さい冷却速度３〜15℃/Sの範囲で加速水冷し、水冷
停止後放冷することを特徴とする、耐水素誘起割れ性に
優れかつ、低降伏比を特徴とする鋼板の製造方法。 - 【請求項３】重量％で、 C:0.01〜0.20％、Si:0.03〜0.80％、Mn:0.40〜1.80％、 P:0.025％以下、S:0.002％以下、Ti:0.008〜0.15％、 sol.Al:0.01〜0.10％、Cu:0.05〜0.50％、 ならびに Ca:0.0005〜0.0050％、およびREM:0.0005〜0.01％のう
ちの１種以上、 残部不可避不純物および鉄 から成る組成のCCスラブを加熱し、Ar3＋150℃以下、Ar
3点以上の温度域で、少なくとも50％以上の熱間圧延を
行い、Ar3点以上、850℃未満で該熱間圧延を終了し、Ar
3−30℃以上の温度域から、650℃以下、550℃以上の温
度域まで冷却速度15〜30℃/Sの範囲で加速水冷し、続い
て550℃以下、400℃以上の温度域まで、前記冷却速度よ
り小さい冷却速度３〜15℃/Sの範囲で加速水冷し、水冷
停止後放冷することを特徴とする、耐水素誘起割れ性に
優れかつ、低降伏比を特徴とする鋼板の製造方法。 - 【請求項４】重量％で、 C:0.01〜0.20％、Si:0.03〜0.80％、Mn:0.40〜1.80％、 P:0.025％以下、S:0.002％以下、Ti:0.008〜0.15％、 sol.Al:0.01〜0.10％、Cu:0.05〜0.50％、 ならびに Ca:0.0005〜0.0050％、およびREM:0.0005〜0.01％のう
ちの１種以上、 および Ni:0.05〜0.50％、Cr:0.05〜0.50％、Mo:0.05〜0.50
％、Nb:0.01〜0.15％、 およびV:0.01〜0.15％のうちの１種以上 残部不可避不純物および鉄 から成る組成のCCスラブを加熱し、Ar3＋150℃以下、Ar
3点以上の温度域で、少なくとも50％以上の熱間圧延を
行い、Ar3点以上、850℃未満で該熱間圧延を終了し、Ar
3−30℃以上の温度域から、650℃以下、550℃以上の温
度域まで冷却速度15〜30℃/Sの範囲で加速水冷し、続い
て550℃以下、400℃以上の温度域まで、前記冷却速度よ
り小さい冷却速度３〜15℃/Sの範囲で加速水冷し、水冷
停止後放冷することを特徴とする、耐水素誘起割れ性に
優れかつ、低降伏比を特徴とする鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61181496A JPH0774383B2 (ja) | 1986-08-01 | 1986-08-01 | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61181496A JPH0774383B2 (ja) | 1986-08-01 | 1986-08-01 | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6338518A JPS6338518A (ja) | 1988-02-19 |
| JPH0774383B2 true JPH0774383B2 (ja) | 1995-08-09 |
Family
ID=16101773
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61181496A Expired - Lifetime JPH0774383B2 (ja) | 1986-08-01 | 1986-08-01 | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0774383B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2781000B2 (ja) * | 1989-04-03 | 1998-07-30 | 新日本製鐵株式会社 | 耐ｈｉｃ性および耐ｓｓｃ性に優れた高張力鋼板の製造法 |
| JP2544121Y2 (ja) * | 1991-09-27 | 1997-08-13 | 日本ヒューレット・パッカード株式会社 | リード・リレー及びこれを用いたスイッチ・マトリクス装置 |
| JPH05125438A (ja) * | 1991-11-06 | 1993-05-21 | Nippon Steel Corp | 低降伏比高張力鋼の製造方法 |
| CN102343371A (zh) * | 2011-07-08 | 2012-02-08 | 南阳汉冶特钢有限公司 | 60～100mm保性能厚钢板轧后冷却方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0730391B2 (ja) * | 1986-07-15 | 1995-04-05 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐硫化水素性及び靭性の優れた高強度ホツト・コイル材の製造方法 |
-
1986
- 1986-08-01 JP JP61181496A patent/JPH0774383B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6338518A (ja) | 1988-02-19 |
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|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |