JPH08199293A - 亀裂伝播停止特性に優れた耐サワー鋼板 - Google Patents
亀裂伝播停止特性に優れた耐サワー鋼板Info
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- JPH08199293A JPH08199293A JP935895A JP935895A JPH08199293A JP H08199293 A JPH08199293 A JP H08199293A JP 935895 A JP935895 A JP 935895A JP 935895 A JP935895 A JP 935895A JP H08199293 A JPH08199293 A JP H08199293A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 優れた脆性亀裂伝播停止特性と耐水素誘起割
れ性（耐ＨＩＣ性）とを同時に満足する、板厚が２５ｍ
ｍ以上で引張強度が５００ＭＰａ以上の耐サワー鋼板。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１２、Ｍｎ：
０．６〜１．５、Ｔｉ：０．００５〜０．０３、Ｎｂ：
０．０１〜０．１０、Ｃａ：０．００１〜０．００５、
Ｎ：０．００１〜０．００５を含有し、以下、Ｓｉ：
０．６、Ｐ：０．０１５、Ｓ：０．００１、Ａｌ：０．
０６、Ｏ：０．００３以下で、かつ０．５≦〔Ｃａ〕
（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０を満足
し、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学成分を
有し、鋼板の両表面から板厚中心部方向に板厚の１０〜
２５％の距離にわたって５μｍ以下の結晶粒径を有する
フェライトの面積率が７０％以上でビッカース硬さが１
４０以上であり、残る板厚方向内部がベイナイトあるい
はアシキュラーフェライトでビッカース硬さが２４８以
下である、板厚２５ｍｍ以上の亀裂伝播停止特性がよい
鋼板。
れ性（耐ＨＩＣ性）とを同時に満足する、板厚が２５ｍ
ｍ以上で引張強度が５００ＭＰａ以上の耐サワー鋼板。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１２、Ｍｎ：
０．６〜１．５、Ｔｉ：０．００５〜０．０３、Ｎｂ：
０．０１〜０．１０、Ｃａ：０．００１〜０．００５、
Ｎ：０．００１〜０．００５を含有し、以下、Ｓｉ：
０．６、Ｐ：０．０１５、Ｓ：０．００１、Ａｌ：０．
０６、Ｏ：０．００３以下で、かつ０．５≦〔Ｃａ〕
（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０を満足
し、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学成分を
有し、鋼板の両表面から板厚中心部方向に板厚の１０〜
２５％の距離にわたって５μｍ以下の結晶粒径を有する
フェライトの面積率が７０％以上でビッカース硬さが１
４０以上であり、残る板厚方向内部がベイナイトあるい
はアシキュラーフェライトでビッカース硬さが２４８以
下である、板厚２５ｍｍ以上の亀裂伝播停止特性がよい
鋼板。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は亀裂伝播停止特性に優
れ、引張強度が５００Ｍｐａ以上で板厚が２５ｍｍ以上
の耐サワー鋼板に関するものである。本発明による鋼板
は、高圧力、湿潤硫化水素環境および低温で使用される
ラインパイプや圧力容器などに利用できる。
れ、引張強度が５００Ｍｐａ以上で板厚が２５ｍｍ以上
の耐サワー鋼板に関するものである。本発明による鋼板
は、高圧力、湿潤硫化水素環境および低温で使用される
ラインパイプや圧力容器などに利用できる。
【０００２】
【従来の技術】従来、厚鋼板の優れた耐水素誘起割れ性
（耐ＨＩＣ性）は、例えば特公昭６３−００１３６９号
公報、特開昭６２−１１２７２２号公報のように、鋼
の高純度・高清浄度化、Ｃａ添加による硫化物系介在
物の形態制御、連続鋳造時の軽圧下による中心偏析の
低減、熱間圧延後の加速冷却による中心偏析部のミク
ロ組織の改善、などの技術を駆使して達成されてきた。
特に加速冷却の適用は、中心偏析部を含むミクロ組織を
ベイナイトあるいはアシキュラーフェライトに制御する
ことで耐ＨＩＣ性を大幅に向上させる。このような組織
制御は中心偏析部近傍において重要であり、Ａｒ3 （変
態開始温度）以上からの加速冷却が必須である。従っ
て、従来の耐サワー鋼板の圧延においては圧延終了温度
がＡｒ3 以上の高温に制限されるため、組織の微細化が
不十分となり良好な亀裂伝播停止特性を達成するのは困
難であった。
（耐ＨＩＣ性）は、例えば特公昭６３−００１３６９号
公報、特開昭６２−１１２７２２号公報のように、鋼
の高純度・高清浄度化、Ｃａ添加による硫化物系介在
物の形態制御、連続鋳造時の軽圧下による中心偏析の
低減、熱間圧延後の加速冷却による中心偏析部のミク
ロ組織の改善、などの技術を駆使して達成されてきた。
特に加速冷却の適用は、中心偏析部を含むミクロ組織を
ベイナイトあるいはアシキュラーフェライトに制御する
ことで耐ＨＩＣ性を大幅に向上させる。このような組織
制御は中心偏析部近傍において重要であり、Ａｒ3 （変
態開始温度）以上からの加速冷却が必須である。従っ
て、従来の耐サワー鋼板の圧延においては圧延終了温度
がＡｒ3 以上の高温に制限されるため、組織の微細化が
不十分となり良好な亀裂伝播停止特性を達成するのは困
難であった。
【０００３】また、板厚が増加するに従って板厚中心部
に及ぶ圧延の効果が小さくなって組織が粗大化するた
め、厚手材において良好な亀裂伝播停止特性を得ること
は困難であった。厚手材の板厚中心部組織を微細化する
方法には、板厚方向の変形抵抗差を利用して板厚中心部
を強圧下する方法、すなわち表面が硬く中心部が軟らか
い状態で圧延する方法がある。このような変形抵抗差を
達成する手段には、板厚方向温度差を大きくすること
や，特開昭６３−３０７２１６号公報に開示されている
ように表層を硬いフェライト組織に、中心部を軟らかい
オーステナイト組織にすることなどがある。また、特公
平６−９２９号公報に開示されているようにロール径や
圧下率の大きい高形状比圧延によって板厚中心部を強圧
下する方法もある。しかしながら、これらの従来技術に
よっても厚手材の板厚中心部組織の微細化には限界があ
り、良好な亀裂伝播停止特性を達成することは困難であ
った。そこで、特開昭６１−２３５５３４号公報では板
厚表層部に超細粒層を厚く形成することによって亀裂伝
播停止特性の優れた鋼板が製造できることを示してい
る。しかしながら、この技術は耐サワー性を一切考慮し
ていない。
に及ぶ圧延の効果が小さくなって組織が粗大化するた
め、厚手材において良好な亀裂伝播停止特性を得ること
は困難であった。厚手材の板厚中心部組織を微細化する
方法には、板厚方向の変形抵抗差を利用して板厚中心部
を強圧下する方法、すなわち表面が硬く中心部が軟らか
い状態で圧延する方法がある。このような変形抵抗差を
達成する手段には、板厚方向温度差を大きくすること
や，特開昭６３−３０７２１６号公報に開示されている
ように表層を硬いフェライト組織に、中心部を軟らかい
オーステナイト組織にすることなどがある。また、特公
平６−９２９号公報に開示されているようにロール径や
圧下率の大きい高形状比圧延によって板厚中心部を強圧
下する方法もある。しかしながら、これらの従来技術に
よっても厚手材の板厚中心部組織の微細化には限界があ
り、良好な亀裂伝播停止特性を達成することは困難であ
った。そこで、特開昭６１−２３５５３４号公報では板
厚表層部に超細粒層を厚く形成することによって亀裂伝
播停止特性の優れた鋼板が製造できることを示してい
る。しかしながら、この技術は耐サワー性を一切考慮し
ていない。
【０００４】以上のように、厚手材において優れた亀裂
伝播停止特性と良好な耐サワー性を同時に満足できるよ
うな鋼板はこれまでなかった。
伝播停止特性と良好な耐サワー性を同時に満足できるよ
うな鋼板はこれまでなかった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は板厚が２５ｍ
ｍ以上で引張強度が５００ＭＰａ以上である鋼板におい
て、優れた脆性亀裂伝播停止特性と耐水素誘起割れ性
（耐ＨＩＣ性）とを同時に満足する耐サワー鋼板を提供
することを目的とする。
ｍ以上で引張強度が５００ＭＰａ以上である鋼板におい
て、優れた脆性亀裂伝播停止特性と耐水素誘起割れ性
（耐ＨＩＣ性）とを同時に満足する耐サワー鋼板を提供
することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、重量で
Ｃ：０．０２〜０．１２％、 Ｓｉ：０．６％以
下、Ｍｎ：０．６〜１．５％、 Ｐ：０．
０１５％以下、Ｓ：０．００１％以下、 Ａ
ｌ：０．０６％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｃａ：０．００１
〜０．００５％、 Ｏ：０．００３％以下、Ｎ：
０．００１〜０．００５％を含有し、かつ ０．５≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５
〔Ｓ〕≦７．０ を満足し、さらに必要に応じて重量％で Ｎｉ：０．１〜０．５％ Ｃｒ：０．１〜
０．５％ Ｍｏ：０．１〜０．５％ Ｃｕ：０．１〜
０．５％ Ｖ：０．０１〜０．１％の１種以上を含有し、残部が鉄
および不可避的不純物からなる化学成分を有し、鋼板の
両表面から板厚中心部方向に板厚の１０％から３０％の
距離にわたって５μｍ以下の結晶粒径を有するフェライ
トの面積率が７０％以上でビッカース硬さが１４０以上
であり、残る板厚方向内部がベイナイトあるいはアシキ
ュラーフェライトでビッカース硬さが２４８以下である
ことを特徴とする板厚２５ｍｍ以上の亀裂伝播停止特性
に優れた耐サワー鋼板にある。
Ｃ：０．０２〜０．１２％、 Ｓｉ：０．６％以
下、Ｍｎ：０．６〜１．５％、 Ｐ：０．
０１５％以下、Ｓ：０．００１％以下、 Ａ
ｌ：０．０６％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｃａ：０．００１
〜０．００５％、 Ｏ：０．００３％以下、Ｎ：
０．００１〜０．００５％を含有し、かつ ０．５≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５
〔Ｓ〕≦７．０ を満足し、さらに必要に応じて重量％で Ｎｉ：０．１〜０．５％ Ｃｒ：０．１〜
０．５％ Ｍｏ：０．１〜０．５％ Ｃｕ：０．１〜
０．５％ Ｖ：０．０１〜０．１％の１種以上を含有し、残部が鉄
および不可避的不純物からなる化学成分を有し、鋼板の
両表面から板厚中心部方向に板厚の１０％から３０％の
距離にわたって５μｍ以下の結晶粒径を有するフェライ
トの面積率が７０％以上でビッカース硬さが１４０以上
であり、残る板厚方向内部がベイナイトあるいはアシキ
ュラーフェライトでビッカース硬さが２４８以下である
ことを特徴とする板厚２５ｍｍ以上の亀裂伝播停止特性
に優れた耐サワー鋼板にある。
【０００７】以下、本発明について詳細に説明する。本
発明の技術的思想は、特に耐サワー性の観点から化学成
分を調整した鋼板において、板厚表層部に超細粒フェ
ライト層を厚く形成することで優れた亀裂伝播停止特性
を達成すること、板厚内部をベイナイトあるいはアシ
キュラーフェライトに組織制御すると同時に板厚表層部
および内部の硬さを制御することで耐ＨＩＣ性を確保す
ること、によって亀裂伝播停止特性と耐ＨＩＣ性に優れ
た鋼板を得ることである。
発明の技術的思想は、特に耐サワー性の観点から化学成
分を調整した鋼板において、板厚表層部に超細粒フェ
ライト層を厚く形成することで優れた亀裂伝播停止特性
を達成すること、板厚内部をベイナイトあるいはアシ
キュラーフェライトに組織制御すると同時に板厚表層部
および内部の硬さを制御することで耐ＨＩＣ性を確保す
ること、によって亀裂伝播停止特性と耐ＨＩＣ性に優れ
た鋼板を得ることである。
【０００８】亀裂伝播停止特性を向上させる基本的な考
え方は組織の微細化である。一般に、鋼板の最表層部は
組織が微細であるため延性に優れており、板厚内部が脆
性破壊する場合でも最表層部の極めて薄い領域がシアリ
ップと呼ばれる延性破面を形成する。特開昭６１−２３
５５３４号公報記載の発明では板厚表層部の超細粒層の
厚みを大きくすることによってシアリップの厚みを増
し、亀裂伝播停止特性を高めている。しかしながら、こ
のような超細粒表層の耐サワー性については考慮されて
いない。
え方は組織の微細化である。一般に、鋼板の最表層部は
組織が微細であるため延性に優れており、板厚内部が脆
性破壊する場合でも最表層部の極めて薄い領域がシアリ
ップと呼ばれる延性破面を形成する。特開昭６１−２３
５５３４号公報記載の発明では板厚表層部の超細粒層の
厚みを大きくすることによってシアリップの厚みを増
し、亀裂伝播停止特性を高めている。しかしながら、こ
のような超細粒表層の耐サワー性については考慮されて
いない。
【０００９】ＨＩＣの多くは中心偏析部の硬化組織に起
因して板厚中心部に発生するが、板厚表層部にもブリス
ターとよばれる割れが発生する場合がある。優れた亀裂
伝播停止特性を有する超細粒表層におけるブリスターの
防止策は明らかではなく、本発明者らはこの点について
鋭意検討した。その結果、図１に示すように超細粒表層
のビッカース硬さ（荷重２５ｇ：以下Ｈｖ２５ｇと表
す）と表面ブリスター発生個数との間には相関が認めら
れ、Ｈｖ２５ｇの最小値が１４０以上である場合に表面
ブリスターを防止できることを見出した。超細粒表層の
なかにＨｖ２５ｇが１４０未満であるような軟らかいフ
ェライトが存在する場合、ある場所でガス化した水素の
圧力に対してこのような軟らかいフェライトが強度的に
たえられず、表面にブリスターが生成すると考えられ
る。従って、亀裂伝播停止特性の優れた超細粒表層には
耐サワー性の観点から１４０以上のビッカース硬さが必
要である。
因して板厚中心部に発生するが、板厚表層部にもブリス
ターとよばれる割れが発生する場合がある。優れた亀裂
伝播停止特性を有する超細粒表層におけるブリスターの
防止策は明らかではなく、本発明者らはこの点について
鋭意検討した。その結果、図１に示すように超細粒表層
のビッカース硬さ（荷重２５ｇ：以下Ｈｖ２５ｇと表
す）と表面ブリスター発生個数との間には相関が認めら
れ、Ｈｖ２５ｇの最小値が１４０以上である場合に表面
ブリスターを防止できることを見出した。超細粒表層の
なかにＨｖ２５ｇが１４０未満であるような軟らかいフ
ェライトが存在する場合、ある場所でガス化した水素の
圧力に対してこのような軟らかいフェライトが強度的に
たえられず、表面にブリスターが生成すると考えられ
る。従って、亀裂伝播停止特性の優れた超細粒表層には
耐サワー性の観点から１４０以上のビッカース硬さが必
要である。
【００１０】このような超細粒表層は鋼板の両表面から
板厚中心部方向に板厚の１０％から２５％の距離にわた
って５μｍ以下の結晶粒径を有するフェライトの面積率
が７０％以上でなければならない。超細粒表層の片側の
厚みが板厚の１０％未満であったり、５μｍ以下の結晶
粒径を有するフェライトの面積率が７０％未満であった
り、面積率で７０％以上を占めるフェライトの結晶粒径
が５μｍを超えたりすると、十分な亀裂伝播停止特性が
得られない。また、超細粒表層の片側の厚みが板厚の２
５％を超えると、強度が低下したり中心偏析部近傍の組
織制御が困難になったりする。
板厚中心部方向に板厚の１０％から２５％の距離にわた
って５μｍ以下の結晶粒径を有するフェライトの面積率
が７０％以上でなければならない。超細粒表層の片側の
厚みが板厚の１０％未満であったり、５μｍ以下の結晶
粒径を有するフェライトの面積率が７０％未満であった
り、面積率で７０％以上を占めるフェライトの結晶粒径
が５μｍを超えたりすると、十分な亀裂伝播停止特性が
得られない。また、超細粒表層の片側の厚みが板厚の２
５％を超えると、強度が低下したり中心偏析部近傍の組
織制御が困難になったりする。
【００１１】超細粒表層を除いた板厚内部はベイナイト
あるいはアシキュラーフェライト主体の組織に制御して
ビッカース硬さを２４８以下にしなければならない。具
体的には、熱間圧延後の加速冷却によって組織制御する
ことが有効である。特に耐サワー性の観点から化学成分
を調整した鋼板においても、板厚内部がポリゴナルフェ
ライト主体組織となる場合は中心偏析部にはビッカース
硬さが２４８を超えるような硬化組織（島状マルテンサ
イトなど）が多量に形成され、耐ＨＩＣ性が大幅に劣化
してしまう。これは、中心偏析部は合金元素の濃化によ
って周囲よりもＡｒ3 点が低下しているため、周囲のフ
ェライト変態によって吐き出されたＣが未変態部である
中心偏析部に濃化してしまい、硬化組織が多く形成され
るためである。このような硬化組織は靱性や亀裂伝播停
止特性に対しても不利となる。組織がベイナイトあるい
はアシキュラーフェライト主体に制御される場合は中心
偏析部へのこのようなＣ濃化が軽減されるため、硬化組
織の形成が抑制される。焼入れなどによって板厚内部が
マルテンサイトとなる場合、ビッカース硬さが２４８を
超えるような硬い領域が多量に形成されるため、耐ＨＩ
Ｃ性が劣化するとともに亀裂伝播停止特性も劣化してし
まう。ただし、アシキュラーフェライトは面積率で２０
％以下のポリゴナルフェライトの含有を許容し、ベイナ
イトは面積率で３％以下の島状マルテンサイトの含有を
許容する。また、靱性および亀裂伝播停止特性の観点か
ら板厚内部の組織は微細であることが望ましい。
あるいはアシキュラーフェライト主体の組織に制御して
ビッカース硬さを２４８以下にしなければならない。具
体的には、熱間圧延後の加速冷却によって組織制御する
ことが有効である。特に耐サワー性の観点から化学成分
を調整した鋼板においても、板厚内部がポリゴナルフェ
ライト主体組織となる場合は中心偏析部にはビッカース
硬さが２４８を超えるような硬化組織（島状マルテンサ
イトなど）が多量に形成され、耐ＨＩＣ性が大幅に劣化
してしまう。これは、中心偏析部は合金元素の濃化によ
って周囲よりもＡｒ3 点が低下しているため、周囲のフ
ェライト変態によって吐き出されたＣが未変態部である
中心偏析部に濃化してしまい、硬化組織が多く形成され
るためである。このような硬化組織は靱性や亀裂伝播停
止特性に対しても不利となる。組織がベイナイトあるい
はアシキュラーフェライト主体に制御される場合は中心
偏析部へのこのようなＣ濃化が軽減されるため、硬化組
織の形成が抑制される。焼入れなどによって板厚内部が
マルテンサイトとなる場合、ビッカース硬さが２４８を
超えるような硬い領域が多量に形成されるため、耐ＨＩ
Ｃ性が劣化するとともに亀裂伝播停止特性も劣化してし
まう。ただし、アシキュラーフェライトは面積率で２０
％以下のポリゴナルフェライトの含有を許容し、ベイナ
イトは面積率で３％以下の島状マルテンサイトの含有を
許容する。また、靱性および亀裂伝播停止特性の観点か
ら板厚内部の組織は微細であることが望ましい。
【００１２】本発明の対象は板厚が２５ｍｍ以上の厚手
耐サワー鋼板である。板厚が２５ｍｍ未満である比較的
薄い耐サワー鋼板においては、ＴＭＣＰ技術によって板
厚全体を微細な組織にすることが可能であり、良好な亀
裂伝播停止特性を達成することができる。板厚が２５ｍ
ｍ以上の厚手耐サワー材においては、本発明によっては
じめて優れた亀裂伝播停止特性を達成することができ
る。
耐サワー鋼板である。板厚が２５ｍｍ未満である比較的
薄い耐サワー鋼板においては、ＴＭＣＰ技術によって板
厚全体を微細な組織にすることが可能であり、良好な亀
裂伝播停止特性を達成することができる。板厚が２５ｍ
ｍ以上の厚手耐サワー材においては、本発明によっては
じめて優れた亀裂伝播停止特性を達成することができ
る。
【００１３】本発明は例えば次のような製造方法によっ
て達成される。すなわち、化学成分を調整した鋼を１０
００〜１２５０℃に加熱し、２ｔ以上の厚みに圧延した
後、９５０℃以上の温度から水量密度が０．５〜２．０
ｍ3 ／ｍ2 ・ｍｉｎで水冷時間が１０〜５０ｓである冷
却を行い、その後板厚表層部が内部の顕熱によって復熱
する過程でｔの厚みに圧延を終え、Ａｒ3 点以上の温度
から５〜４０℃／ｓの冷却速度で３００〜５５０℃まで
冷却し、その後空冷する方法である。ここで、ｔは圧延
後の最終板厚であり２５ｍｍ≦ｔである。この時、板厚
表層部が復熱し終えた降温過程において圧延してはなら
ない。そのような圧延を施してしまうと、板厚表層部の
強加工されたフェライトの一部が再結晶してしまい、超
細粒表層中にビッカース硬さが１４０未満であるような
軟らかいフェライトが生成してしまうからである。生産
性およびコストの観点から、このようなＴＭＣＰ技術を
駆使して本発明を達成することが望ましい。
て達成される。すなわち、化学成分を調整した鋼を１０
００〜１２５０℃に加熱し、２ｔ以上の厚みに圧延した
後、９５０℃以上の温度から水量密度が０．５〜２．０
ｍ3 ／ｍ2 ・ｍｉｎで水冷時間が１０〜５０ｓである冷
却を行い、その後板厚表層部が内部の顕熱によって復熱
する過程でｔの厚みに圧延を終え、Ａｒ3 点以上の温度
から５〜４０℃／ｓの冷却速度で３００〜５５０℃まで
冷却し、その後空冷する方法である。ここで、ｔは圧延
後の最終板厚であり２５ｍｍ≦ｔである。この時、板厚
表層部が復熱し終えた降温過程において圧延してはなら
ない。そのような圧延を施してしまうと、板厚表層部の
強加工されたフェライトの一部が再結晶してしまい、超
細粒表層中にビッカース硬さが１４０未満であるような
軟らかいフェライトが生成してしまうからである。生産
性およびコストの観点から、このようなＴＭＣＰ技術を
駆使して本発明を達成することが望ましい。
【００１４】以下、化学成分の限定理由について説明す
る。Ｃ量の増加はスラブの中心偏析におけるＭｎやＰの
偏析を強めて耐水素誘起割れ性を著しく劣化させるた
め、上限を０．１２％とした。下限は強度・低温靱性を
確保するため０．０２％とした。Ｍｎ，Ｐ量は中心偏析
を軽減して耐水素誘起割れ性を確保するため、上限をそ
れぞれ１．５％、０．０１５％とした。Ｍｎ量の下限は
母材および溶接部の強度・低温靱性を確保するため０．
６％とした。一方、Ｐ量は少ないほど耐水素誘起割れ性
が向上する。
る。Ｃ量の増加はスラブの中心偏析におけるＭｎやＰの
偏析を強めて耐水素誘起割れ性を著しく劣化させるた
め、上限を０．１２％とした。下限は強度・低温靱性を
確保するため０．０２％とした。Ｍｎ，Ｐ量は中心偏析
を軽減して耐水素誘起割れ性を確保するため、上限をそ
れぞれ１．５％、０．０１５％とした。Ｍｎ量の下限は
母材および溶接部の強度・低温靱性を確保するため０．
６％とした。一方、Ｐ量は少ないほど耐水素誘起割れ性
が向上する。
【００１５】Ｎｂ，Ｔｉは本発明鋼に必須の元素であ
る。Ｎｂは制御圧延におけるオーステナイト組織の微細
化や析出強化に寄与して鋼を強靱化する。Ｔｉは微細な
ＴｉＮを形成し、スラブ加熱時および溶接時の加熱オー
ステナイト粒の粗大化を抑制し、母材靱性およびＨＡＺ
靱性を改善する。Ｎｂ量の下限０．０１％、Ｔｉ量の下
限０．００５％はこれらの元素がその効果を発揮するた
めの最小量であり、Ｎｂ量の上限０．１０％、Ｔｉ量の
上限０．０３％はＨＡＺ靱性や現地溶接性を劣化させな
い添加量の限界である。
る。Ｎｂは制御圧延におけるオーステナイト組織の微細
化や析出強化に寄与して鋼を強靱化する。Ｔｉは微細な
ＴｉＮを形成し、スラブ加熱時および溶接時の加熱オー
ステナイト粒の粗大化を抑制し、母材靱性およびＨＡＺ
靱性を改善する。Ｎｂ量の下限０．０１％、Ｔｉ量の下
限０．００５％はこれらの元素がその効果を発揮するた
めの最小量であり、Ｎｂ量の上限０．１０％、Ｔｉ量の
上限０．０３％はＨＡＺ靱性や現地溶接性を劣化させな
い添加量の限界である。
【００１６】ＮはＴｉＮを形成しスラブ再加熱時や溶接
時のγ粒の粗大化抑制を通じて母材、ＨＡＺ靱性を向上
させる。このために必要な最小量は０．００１％であ
る。しかし多過ぎるとスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡ
Ｚ靱性劣化の原因となるので、その上限は０．００５％
に抑える必要がある。Ｓｉは多く添加すると現地溶接
性、ＨＡＺ靱性を劣化させるため、その上限を０．６％
とした。鋼の脱酸はＡｌ，Ｔｉのみでも十分であり、Ｓ
ｉは必ずしも添加する必要はない。
時のγ粒の粗大化抑制を通じて母材、ＨＡＺ靱性を向上
させる。このために必要な最小量は０．００１％であ
る。しかし多過ぎるとスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡ
Ｚ靱性劣化の原因となるので、その上限は０．００５％
に抑える必要がある。Ｓｉは多く添加すると現地溶接
性、ＨＡＺ靱性を劣化させるため、その上限を０．６％
とした。鋼の脱酸はＡｌ，Ｔｉのみでも十分であり、Ｓ
ｉは必ずしも添加する必要はない。
【００１７】本発明鋼においては不純物であるＳは０．
００１％以下とし、かつＣａを添加して、０．５≦〔Ｃ
ａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０を
満足させる。ＳはＭｎＳ系介在物を形成し、ＭｎＳは圧
延で伸長してＨＩＣの発生起点となる。これを防止する
には、介在物の絶対量を低減するとともに、硫化物の形
態を制御して圧延で延伸化し難いＣａＳ（−Ｏ）としな
ければならない。
００１％以下とし、かつＣａを添加して、０．５≦〔Ｃ
ａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０を
満足させる。ＳはＭｎＳ系介在物を形成し、ＭｎＳは圧
延で伸長してＨＩＣの発生起点となる。これを防止する
には、介在物の絶対量を低減するとともに、硫化物の形
態を制御して圧延で延伸化し難いＣａＳ（−Ｏ）としな
ければならない。
【００１８】そこでＳ量を０．００１％以下とし、Ｃａ
量を０．００１〜０．００５％添加し、Ｃａによる硫化
物の形態制御を十分に行うため、〔Ｃａ〕（１−１２４
〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≧０．５とした。しかしこの
値が大きすぎると、Ｃａ系介在物が増加、ＨＩＣの発生
起点となるので、その上限を７．０とした。
量を０．００１〜０．００５％添加し、Ｃａによる硫化
物の形態制御を十分に行うため、〔Ｃａ〕（１−１２４
〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≧０．５とした。しかしこの
値が大きすぎると、Ｃａ系介在物が増加、ＨＩＣの発生
起点となるので、その上限を７．０とした。
【００１９】上記に関連してＯ量を０．００３％以下に
限定した。これはＨＩＣの起点となる酸化物系介在物を
低減し、Ｃａ量で硫化物の形態制御を行うためである。
Ａｌは脱酸元素として鋼に含まれる元素であるが、脱酸
はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、必ずしも添加する
必要はない。Ａｌ量が０．０６％超になるとＡｌ系非金
属介在物が増加して鋼の清浄度を害するので、その上限
を０．０６％とした。
限定した。これはＨＩＣの起点となる酸化物系介在物を
低減し、Ｃａ量で硫化物の形態制御を行うためである。
Ａｌは脱酸元素として鋼に含まれる元素であるが、脱酸
はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、必ずしも添加する
必要はない。Ａｌ量が０．０６％超になるとＡｌ系非金
属介在物が増加して鋼の清浄度を害するので、その上限
を０．０６％とした。
【００２０】次に選択元素であるＮｉ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｃ
ｕ，Ｖを添加する理由について説明する。基本となる成
分にさらにこれらの元素を添加する主な目的は、本発明
鋼の優れた特徴を損なうことなく強度、靱性などの特性
の向上をはかるためである。従って、その添加量は自ら
制限されるべき性質のものである。
ｕ，Ｖを添加する理由について説明する。基本となる成
分にさらにこれらの元素を添加する主な目的は、本発明
鋼の優れた特徴を損なうことなく強度、靱性などの特性
の向上をはかるためである。従って、その添加量は自ら
制限されるべき性質のものである。
【００２１】Ｎｉは０．１％以上で溶接性およびＨＡＺ
靱性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靱性を向上
させるが、過剰な添加は溶接性に好ましくないため上限
を０．５％とした。Ｍｏは０．１％以上で母材の強度、
靱性をともに向上させるが、過剰な添加は母材およびＨ
ＡＺの靱性、溶接性の劣化を招くため、上限を０．５％
とした。
靱性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靱性を向上
させるが、過剰な添加は溶接性に好ましくないため上限
を０．５％とした。Ｍｏは０．１％以上で母材の強度、
靱性をともに向上させるが、過剰な添加は母材およびＨ
ＡＺの靱性、溶接性の劣化を招くため、上限を０．５％
とした。
【００２２】ＣｒはＣＣスラブにおいて中心偏析し難
く、かつ０．１％以上で母材の強度を向上させるが、過
剰な添加は母材およびＨＡＺの靱性、溶接性を劣化させ
るため、上限を０．５％とした。Ｃｕは０．１％以上で
Ｎｉとほぼ同様の効果を有するが、過剰な添加は熱間圧
延時にＣｕ−クラックを発生し製造が困難となるため、
上限を０．５％とした。
く、かつ０．１％以上で母材の強度を向上させるが、過
剰な添加は母材およびＨＡＺの靱性、溶接性を劣化させ
るため、上限を０．５％とした。Ｃｕは０．１％以上で
Ｎｉとほぼ同様の効果を有するが、過剰な添加は熱間圧
延時にＣｕ−クラックを発生し製造が困難となるため、
上限を０．５％とした。
【００２３】Ｖは０．０１％以上でＮｂとほぼ同様な効
果を有し、ミクロ組織の微細化による靱性の向上や、焼
入れ性の増大、析出硬化による強度の向上を可能とす
る。しかし、過剰な添加はＨＡＺ靱性、溶接性の劣化を
招くため、上限を０．１％とした。
果を有し、ミクロ組織の微細化による靱性の向上や、焼
入れ性の増大、析出硬化による強度の向上を可能とす
る。しかし、過剰な添加はＨＡＺ靱性、溶接性の劣化を
招くため、上限を０．１％とした。
【００２４】
【実施例】表１に鋼の化学成分を示す。表２に鋼板の組
織的特徴と硬さ、ならびに機械的性質と耐サワー性を示
す。表１、表２中鋼１〜６は本発明鋼で、鋼７〜１９は
比較鋼である。本発明鋼はＴＳが５００ＭＰａ級以上の
高強度を有し、かつ優れた亀裂伝播停止特性と優れた耐
サワー性（ＮＡＣＥ環境）を有する。一方、比較鋼は化
学成分、組織構成、硬さが適当でないために機械的性質
あるいは耐サワー性が劣る。鋼７、８、９はそれぞれＣ
量、Ｍｎ量、Ｐ量が多すぎるため、板厚内部をベイナイ
トあるいはアシキュラーフェライト主体の組織に制御し
ても中心偏析部に多くの硬化組織が形成してしまい、耐
ＨＩＣ性が劣っている。鋼１０はＳ量が多すぎるために
ＥＳＳＰ（＝〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５
〔Ｓ〕）が０．５未満となり、硫化物系介在物の形態制
御が不十分となって耐ＨＩＣが劣っている。鋼１１はＮ
ｂ量が少なすぎるために圧延によるオーステナイト組織
の微細化と析出硬化が不十分となり、靱性および強度が
劣っており、良好な亀裂伝播停止特性（例えばＫｃ（ａ
ｔ−１００℃）≧４００ｋｇｆ・ｍｍ-3/2）も得られて
いない。鋼１２はＣａ量が少なすぎるために硫化物系介
在物の形態制御が不十分となり、耐ＨＩＣ性が劣ってい
る。鋼１３はＴｉ量が少なすぎるためにＴｉＮによる加
熱オーステナイト粒の成長抑制が不十分となり、加熱γ
粒の粗大化によって変態後の組織も粗大となり、靱性が
劣っており、良好な亀裂伝播停止特性も得られていな
い。鋼１４は超細粒表層が薄いため、鋼１６は超細粒表
層における５μｍ以下のフェライト面積率が小さいた
め、亀裂伝播停止特性が大幅に劣化している。鋼１５は
超細粒表層が厚すぎるため、強度が低く、加速冷却によ
る中心偏析部の組織制御が不十分となって耐ＨＩＣ性が
劣っている。鋼１７、１８は超細粒表層のビッカース硬
さが１４０未満であるため、表面ブリスターが多く発生
している。鋼１９は板厚内部に面積率で２０％を超える
ポリゴナルフェライトが生成しているため、中心偏析部
に多くの硬化組織が形成され、耐ＨＩＣ性および靱性が
劣っている。
織的特徴と硬さ、ならびに機械的性質と耐サワー性を示
す。表１、表２中鋼１〜６は本発明鋼で、鋼７〜１９は
比較鋼である。本発明鋼はＴＳが５００ＭＰａ級以上の
高強度を有し、かつ優れた亀裂伝播停止特性と優れた耐
サワー性（ＮＡＣＥ環境）を有する。一方、比較鋼は化
学成分、組織構成、硬さが適当でないために機械的性質
あるいは耐サワー性が劣る。鋼７、８、９はそれぞれＣ
量、Ｍｎ量、Ｐ量が多すぎるため、板厚内部をベイナイ
トあるいはアシキュラーフェライト主体の組織に制御し
ても中心偏析部に多くの硬化組織が形成してしまい、耐
ＨＩＣ性が劣っている。鋼１０はＳ量が多すぎるために
ＥＳＳＰ（＝〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５
〔Ｓ〕）が０．５未満となり、硫化物系介在物の形態制
御が不十分となって耐ＨＩＣが劣っている。鋼１１はＮ
ｂ量が少なすぎるために圧延によるオーステナイト組織
の微細化と析出硬化が不十分となり、靱性および強度が
劣っており、良好な亀裂伝播停止特性（例えばＫｃ（ａ
ｔ−１００℃）≧４００ｋｇｆ・ｍｍ-3/2）も得られて
いない。鋼１２はＣａ量が少なすぎるために硫化物系介
在物の形態制御が不十分となり、耐ＨＩＣ性が劣ってい
る。鋼１３はＴｉ量が少なすぎるためにＴｉＮによる加
熱オーステナイト粒の成長抑制が不十分となり、加熱γ
粒の粗大化によって変態後の組織も粗大となり、靱性が
劣っており、良好な亀裂伝播停止特性も得られていな
い。鋼１４は超細粒表層が薄いため、鋼１６は超細粒表
層における５μｍ以下のフェライト面積率が小さいた
め、亀裂伝播停止特性が大幅に劣化している。鋼１５は
超細粒表層が厚すぎるため、強度が低く、加速冷却によ
る中心偏析部の組織制御が不十分となって耐ＨＩＣ性が
劣っている。鋼１７、１８は超細粒表層のビッカース硬
さが１４０未満であるため、表面ブリスターが多く発生
している。鋼１９は板厚内部に面積率で２０％を超える
ポリゴナルフェライトが生成しているため、中心偏析部
に多くの硬化組織が形成され、耐ＨＩＣ性および靱性が
劣っている。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】
【発明の効果】本発明によって提供される耐サワー厚手
高強度鋼板は、従来の鋼に比較して非常に優れた亀裂伝
播停止特性を有しており、高圧力、湿潤硫化水素環境お
よび低温で使用されるラインパイプや圧力容器など安全
性が格段に向する。
高強度鋼板は、従来の鋼に比較して非常に優れた亀裂伝
播停止特性を有しており、高圧力、湿潤硫化水素環境お
よび低温で使用されるラインパイプや圧力容器など安全
性が格段に向する。
【図１】表面ブリスター個数と超細粒表層のビッカース
硬さの最小値の関係を示す。
硬さの最小値の関係を示す。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％でＣ：０．０２〜０．１２％、
Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．６〜１．５％、 Ｐ：０．０１
５％以下、 Ｓ：０．００１％以下、 Ａｌ：０．０６％
以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｎｂ：０．０１
〜０．１０％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％、 Ｏ：０．００
３％以下、 Ｎ：０．００１〜０．００５％を含有し、かつ ０．５≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５
〔Ｓ〕≦７．０ を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学
成分を有し、鋼板の両表面から板厚中心部方向に板厚の
１０％から２５％の距離にわたって５μｍ以下の結晶粒
径を有するフェライトの面積率が７０％以上でビッカー
ス硬さが１４０以上であり、残る板厚方向内部がベイナ
イトあるいはアシキュラーフェライトでビッカース硬さ
が２４８以下であることを特徴とする板厚２５ｍｍ以上
の亀裂伝播停止特性に優れた耐サワー鋼板。 - 【請求項２】 重量％でＣ：０．０２〜０．１２％、
Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．６〜１．５％、 Ｐ：０．０１
５％以下、 Ｓ：０．００１％以下、 Ａｌ：０．０６％
以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｎｂ：０．０１
〜０．１０％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％、 Ｏ：０．００
３％以下、 Ｎ：０．００１〜０．００５％を含有し、かつ ０．５≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５
〔Ｓ〕≦７．０ を満足し、さらにＮｉ：０．１〜０．５％
Ｃｒ：０．１〜０．５％ Ｍｏ：０．１〜０．５％ Ｃｕ：０．１〜
０．５％ Ｖ：０．０１〜０．１％の１種以上を含有し、残部が鉄
および不可避的不純物からなる化学成分を有し、鋼板の
両表面から板厚中心部方向に板厚の１０％から３０％の
距離にわたって５μｍ以下の結晶粒径を有するフェライ
トの面積率が７０％以上でビッカース硬さが１４０以上
であり、残る板厚方向内部がベイナイトあるいはアシキ
ュラーフェライトでビッカース硬さが２４８以下である
ことを特徴とする板厚２５ｍｍ以上の亀裂伝播停止特性
に優れた耐サワー鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP00935895A JP3474661B2 (ja) | 1995-01-24 | 1995-01-24 | 亀裂伝播停止特性に優れた耐サワー鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP00935895A JP3474661B2 (ja) | 1995-01-24 | 1995-01-24 | 亀裂伝播停止特性に優れた耐サワー鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08199293A true JPH08199293A (ja) | 1996-08-06 |
| JP3474661B2 JP3474661B2 (ja) | 2003-12-08 |
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP00935895A Expired - Fee Related JP3474661B2 (ja) | 1995-01-24 | 1995-01-24 | 亀裂伝播停止特性に優れた耐サワー鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3474661B2 (ja) |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005186162A (ja) * | 2003-12-02 | 2005-07-14 | Jfe Steel Kk | 耐サワー特性に優れた高靭性厚肉溶接鋼管 |
| FR2867785A3 (fr) * | 2004-03-18 | 2005-09-23 | Ispat Unimetal | Piece mecanique de taille moyenne ou petite issue de la forge ou de la frappe |
| JP2010077492A (ja) * | 2008-09-26 | 2010-04-08 | Jfe Steel Corp | ラインパイプ用鋼管及びその製造方法 |
| JP2016108648A (ja) * | 2014-11-28 | 2016-06-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | ラインパイプ用鋼板、ラインパイプ用鋼管、およびその製造方法 |
| WO2016105003A1 (ko) * | 2014-12-24 | 2016-06-30 | 주식회사 포스코 | 취성균열전파 저항성이 우수한 구조용 극후물 강재 및 그 제조방법 |
| CN108474089A (zh) * | 2015-12-21 | 2018-08-31 | 株式会社Posco | 具有优异的低温韧性和抗氢致开裂性的厚钢板及其制造方法 |
| JP2019501281A (ja) * | 2015-12-04 | 2019-01-17 | ポスコＰｏｓｃｏ | 脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 |
| JP2019502018A (ja) * | 2015-12-04 | 2019-01-24 | ポスコＰｏｓｃｏ | 脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 |
| CN110114495A (zh) * | 2016-12-22 | 2019-08-09 | 株式会社Posco | 具有优异的低温韧性和后热处理特性的耐酸厚壁钢材及其制造方法 |
| JP2022505840A (ja) * | 2018-10-26 | 2022-01-14 | ポスコ | 硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 |
| JP2023506833A (ja) * | 2019-12-16 | 2023-02-20 | ポスコホールディングス インコーポレーティッド | 硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた鋼材及びその製造方法 |
-
1995
- 1995-01-24 JP JP00935895A patent/JP3474661B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JP4631414B2 (ja) * | 2003-12-02 | 2011-02-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐サワー特性に優れた高靭性厚肉溶接鋼管 |
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| CN107109591A (zh) * | 2014-12-24 | 2017-08-29 | Posco公司 | 耐脆性裂纹扩展性优异的构造用超厚钢材及其制造方法 |
| JP2019501281A (ja) * | 2015-12-04 | 2019-01-17 | ポスコＰｏｓｃｏ | 脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 |
| JP2019502018A (ja) * | 2015-12-04 | 2019-01-24 | ポスコＰｏｓｃｏ | 脆性亀裂伝播抵抗性及び溶接部の脆性亀裂開始抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 |
| CN108474089A (zh) * | 2015-12-21 | 2018-08-31 | 株式会社Posco | 具有优异的低温韧性和抗氢致开裂性的厚钢板及其制造方法 |
| CN110114495A (zh) * | 2016-12-22 | 2019-08-09 | 株式会社Posco | 具有优异的低温韧性和后热处理特性的耐酸厚壁钢材及其制造方法 |
| EP3561129A4 (en) * | 2016-12-22 | 2019-11-20 | Posco | ACIDITY-RESISTANT HEAVY-ACID STEEL MATERIAL HAVING EXCELLENT LOW TEMPERATURE AND HEAT POST-TREATMENT FEATURES AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME |
| US11649519B2 (en) | 2016-12-22 | 2023-05-16 | Posco Co., Ltd | Sour-resistant heavy-wall steel plate having excellent low-temperature toughness and post-heat treatment characteristics and method for manufacturing same |
| JP2022505840A (ja) * | 2018-10-26 | 2022-01-14 | ポスコ | 硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 |
| US12037667B2 (en) | 2018-10-26 | 2024-07-16 | Posco Co., Ltd | High-strength steel having excellent resistance to sulfide stress cracking, and method for manufacturing same |
| JP2023506833A (ja) * | 2019-12-16 | 2023-02-20 | ポスコホールディングス インコーポレーティッド | 硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた鋼材及びその製造方法 |
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