JPH1112642A - 耐硫化物腐食割れ性に優れるラインパイプ用鋼材の製造方法 - Google Patents
耐硫化物腐食割れ性に優れるラインパイプ用鋼材の製造方法Info
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- JPH1112642A JPH1112642A JP16613497A JP16613497A JPH1112642A JP H1112642 A JPH1112642 A JP H1112642A JP 16613497 A JP16613497 A JP 16613497A JP 16613497 A JP16613497 A JP 16613497A JP H1112642 A JPH1112642 A JP H1112642A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 従来なし得なかったフェライト−パーライト
鋼の硫化物腐食割れ性を大幅に改善することのできる耐
硫化物腐食割れ性に優れるラインパイプ用鋼材の製造方
法を提案する。 【解決手段】 Ｃ：0.04wt％以上0.2 wt％以下、Mn：0.
5 wt％以上2.0 wt％以下、Ｐ：0.01wt％以下及びＳ：0.
005 wt％以下を基本成分として含有する鋼を熱間圧延後
あるいは再加熱後に、フェライト変態開始温度の低くと
も50℃高温からフェライト変態開始温度から高くても20
0 ℃低い温度までの降温過程にわたり、２テスラ以上の
磁場を印加する。
鋼の硫化物腐食割れ性を大幅に改善することのできる耐
硫化物腐食割れ性に優れるラインパイプ用鋼材の製造方
法を提案する。 【解決手段】 Ｃ：0.04wt％以上0.2 wt％以下、Mn：0.
5 wt％以上2.0 wt％以下、Ｐ：0.01wt％以下及びＳ：0.
005 wt％以下を基本成分として含有する鋼を熱間圧延後
あるいは再加熱後に、フェライト変態開始温度の低くと
も50℃高温からフェライト変態開始温度から高くても20
0 ℃低い温度までの降温過程にわたり、２テスラ以上の
磁場を印加する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、ラインパイプ、
圧力容器の用途に用いて、優れた耐硫化物腐食割れ性
（耐HIC (Hydrogen Induced Cracking) 性及び耐SSC (S
ulfide Stress corosion cracking)性）をそなえた鋼材
を製造する方法に関するものである。
圧力容器の用途に用いて、優れた耐硫化物腐食割れ性
（耐HIC (Hydrogen Induced Cracking) 性及び耐SSC (S
ulfide Stress corosion cracking)性）をそなえた鋼材
を製造する方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】天然ガスや石油ガス、原油などの輸送手
段として、パイプラインが大規模に利用されている。か
かるパイプラインにおいては、硫化水素を含む環境にお
ける脆化は原油の漏洩等の事故の原因となることから、
従来より問題となっている。特に近年ではパイプライン
の使用環境がますます苛酷になっているため、ラインパ
イプや圧力容器としては、優れた耐硫化水素環境割れ性
（耐HIC 性と耐SSC 性とを合わせ総称する。) を兼ね備
えることが要求されている。
段として、パイプラインが大規模に利用されている。か
かるパイプラインにおいては、硫化水素を含む環境にお
ける脆化は原油の漏洩等の事故の原因となることから、
従来より問題となっている。特に近年ではパイプライン
の使用環境がますます苛酷になっているため、ラインパ
イプや圧力容器としては、優れた耐硫化水素環境割れ性
（耐HIC 性と耐SSC 性とを合わせ総称する。) を兼ね備
えることが要求されている。
【０００３】ここに硫化物腐食割れの発生機構を水素誘
起割れ（以下、「HIC 」という。）で代表されると、鋼
材に侵入した原子状の水素（Ｈ）が、鋼材中のMnS やク
ラスター上の酸化物介在物などに集積し、分子化するこ
とで、Ｈ自身の脆化作用と分子化に伴うガス圧力が割れ
開口を生じさせることで発生するとされている。したが
って、鋼中のミクロ組織偏析に起因して生成するパーラ
イトバンドやパーライトのコロニーは、発生した割れの
伝播を助長し、大きく危険な割れに至らしめることにな
る。こうした割れが外部応力下で助長されるものがSSC
である。
起割れ（以下、「HIC 」という。）で代表されると、鋼
材に侵入した原子状の水素（Ｈ）が、鋼材中のMnS やク
ラスター上の酸化物介在物などに集積し、分子化するこ
とで、Ｈ自身の脆化作用と分子化に伴うガス圧力が割れ
開口を生じさせることで発生するとされている。したが
って、鋼中のミクロ組織偏析に起因して生成するパーラ
イトバンドやパーライトのコロニーは、発生した割れの
伝播を助長し、大きく危険な割れに至らしめることにな
る。こうした割れが外部応力下で助長されるものがSSC
である。
【０００４】そこで、耐HIC 性や耐SSC 性に優れる鋼を
得る方法について研究開発が勧められ、従来開示されて
いるHIC やSSC の抑止法としては、(1) Ni，Cu，Crの添
加により表面の腐食作用（水素の侵入作用）を抑制する
方法、(2) 圧延により伸長して割れ感受性を上げる介在
物であるMnS を、Ca，REM の添加によりCaS やREM 硫化
物にすることで、圧延後も球状化状態を保ち割れ感受性
を下げる方法（特開昭53−14606 号公報，特開昭54−38
214 号公報）、(3) Mn，Ｐ，Ｓ量を減じるかあるいは均
熱拡散処理を行ってMnS 等の偏析度を軽減する方法（特
開昭52−111815号公報，特開昭50−97515 号公報）(4)
圧延後の熱処理あるいは最近では加工熱処理技術(TMCP)
により偏析部のミクロ組織を改善する方法（特開昭62−
112722号公報，特公昭62−23056 号公報，特公昭62−35
452 号公報）など提案されている。
得る方法について研究開発が勧められ、従来開示されて
いるHIC やSSC の抑止法としては、(1) Ni，Cu，Crの添
加により表面の腐食作用（水素の侵入作用）を抑制する
方法、(2) 圧延により伸長して割れ感受性を上げる介在
物であるMnS を、Ca，REM の添加によりCaS やREM 硫化
物にすることで、圧延後も球状化状態を保ち割れ感受性
を下げる方法（特開昭53−14606 号公報，特開昭54−38
214 号公報）、(3) Mn，Ｐ，Ｓ量を減じるかあるいは均
熱拡散処理を行ってMnS 等の偏析度を軽減する方法（特
開昭52−111815号公報，特開昭50−97515 号公報）(4)
圧延後の熱処理あるいは最近では加工熱処理技術(TMCP)
により偏析部のミクロ組織を改善する方法（特開昭62−
112722号公報，特公昭62−23056 号公報，特公昭62−35
452 号公報）など提案されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかし、こうした諸方
法は、ＰやＳを極限まで減じた高級鋼や低Ｃ化を前提と
して加工熱処理を駆使して組織を造り込む高度な製造方
法のもとでは効果が発揮されるが、フェライト−パーラ
イト組織を基盤とする、経済性を重視した一般鋼や熱処
理を前提としてＣ量を低減できない一部の圧力容器用鋼
などでは十分な効果を上げるに至っていない。
法は、ＰやＳを極限まで減じた高級鋼や低Ｃ化を前提と
して加工熱処理を駆使して組織を造り込む高度な製造方
法のもとでは効果が発揮されるが、フェライト−パーラ
イト組織を基盤とする、経済性を重視した一般鋼や熱処
理を前提としてＣ量を低減できない一部の圧力容器用鋼
などでは十分な効果を上げるに至っていない。
【０００６】そこで、この発明の目的は、従来なし得な
かったフェライト−パーライト鋼の硫化物腐食割れ性を
大幅に改善することのできる耐硫化物腐食割れ性に優れ
るラインパイプ用鋼材の製造方法を提案することであ
る。
かったフェライト−パーライト鋼の硫化物腐食割れ性を
大幅に改善することのできる耐硫化物腐食割れ性に優れ
るラインパイプ用鋼材の製造方法を提案することであ
る。
【０００７】
【課題を解決するための手段】さて、かかるフェライト
−パーライト組織を基盤とするラインパイプ鋼や圧力容
器用の耐硫化物腐食割れ性を向上させるべく研究を進め
た発明者らの研究によれば、HIC やSSC は主としてパー
ライトバンドやそのコロニーを水素の集積帯として伝ぱ
するため、パーライトを微細に分散させることで実質的
にパーライトバンドの間隔を大きくすることによって、
耐硫化物腐食割れ性が大幅に改善されることが分かっ
た。そして、こうしたパーライトの微細分散を達成すべ
くさらに開発を進めた結果、熱間圧延後あるいは再加熱
熱処理後の冷却過程において適切な磁場を付与すること
によって、パーライトの微細分散促進されることが分か
った。
−パーライト組織を基盤とするラインパイプ鋼や圧力容
器用の耐硫化物腐食割れ性を向上させるべく研究を進め
た発明者らの研究によれば、HIC やSSC は主としてパー
ライトバンドやそのコロニーを水素の集積帯として伝ぱ
するため、パーライトを微細に分散させることで実質的
にパーライトバンドの間隔を大きくすることによって、
耐硫化物腐食割れ性が大幅に改善されることが分かっ
た。そして、こうしたパーライトの微細分散を達成すべ
くさらに開発を進めた結果、熱間圧延後あるいは再加熱
熱処理後の冷却過程において適切な磁場を付与すること
によって、パーライトの微細分散促進されることが分か
った。
【０００８】この発明は、上記の知見に立脚するもので
ある。すなわち、この発明の要旨構成は、次のとおりで
ある。 （第１発明）Ｃ：0.04wt％以上0.2 wt％以下、Mn：0.5
wt％以上2.0 wt％以下、Ｐ：0.01wt％以下及びＳ：0.00
5 wt％以下を含有し、残部はFe及び不可避的不純物より
なる鋼を熱間圧延後あるいは再加熱後に、フェライト変
態開始温度の低くとも50℃高温からフェライト変態開始
温度から高くても200 ℃低い温度までの降温過程にわた
り、、２テスラ以上の磁場を印加することを特徴とする
耐硫化物腐食割れ性に優れるラインパイプ用鋼材の製造
方法。 （第２発明）Ｃ：0.04wt％以上0.2 wt％以下、Mn：0.5
wt％以上2.0 wt％以下、Ｐ：0.01wt％以下及びＳ：0.00
5 wt％以下を含み、かつNb：0.015 wt％以上0.2 wt％以
下及びTi：0.01wt％以上0.05wt％以下の一種又は二種か
ら選ばれる群、Ｂ：0.0003wt％以上0.005 wt％以下Cu：
0.7 wt％以下、Ni：1.0 wt％以下、Cr：1.0 wt％以下及
びMo：1.0 wt％以下の一種又は二種以上から選ばれる群
Ca：0.001 wt％以上0.005 wt％以下からなる群のうち少
なくとも一群を含有し、残部はFe及び不可避的不純物よ
りなる鋼を、熱間圧延後あるいは再加熱後、フェライト
変態開始温度の低くとも50℃高温からフェライト変態開
始温度から高くとも200 ℃低い温度までの降温過程にわ
たり、２テスラ以上の磁場を印加することを特徴とする
耐硫化物腐食割れ性に優れるラインパイプ用鋼材の製造
方法。 （第３発明）第１発明又は第２発明において、熱間圧延
後あるいは再加熱後の降温を、水冷により行うことを特
徴とする溶接性に優れる高強度低降伏比鋼材の製造方
法。
ある。すなわち、この発明の要旨構成は、次のとおりで
ある。 （第１発明）Ｃ：0.04wt％以上0.2 wt％以下、Mn：0.5
wt％以上2.0 wt％以下、Ｐ：0.01wt％以下及びＳ：0.00
5 wt％以下を含有し、残部はFe及び不可避的不純物より
なる鋼を熱間圧延後あるいは再加熱後に、フェライト変
態開始温度の低くとも50℃高温からフェライト変態開始
温度から高くても200 ℃低い温度までの降温過程にわた
り、、２テスラ以上の磁場を印加することを特徴とする
耐硫化物腐食割れ性に優れるラインパイプ用鋼材の製造
方法。 （第２発明）Ｃ：0.04wt％以上0.2 wt％以下、Mn：0.5
wt％以上2.0 wt％以下、Ｐ：0.01wt％以下及びＳ：0.00
5 wt％以下を含み、かつNb：0.015 wt％以上0.2 wt％以
下及びTi：0.01wt％以上0.05wt％以下の一種又は二種か
ら選ばれる群、Ｂ：0.0003wt％以上0.005 wt％以下Cu：
0.7 wt％以下、Ni：1.0 wt％以下、Cr：1.0 wt％以下及
びMo：1.0 wt％以下の一種又は二種以上から選ばれる群
Ca：0.001 wt％以上0.005 wt％以下からなる群のうち少
なくとも一群を含有し、残部はFe及び不可避的不純物よ
りなる鋼を、熱間圧延後あるいは再加熱後、フェライト
変態開始温度の低くとも50℃高温からフェライト変態開
始温度から高くとも200 ℃低い温度までの降温過程にわ
たり、２テスラ以上の磁場を印加することを特徴とする
耐硫化物腐食割れ性に優れるラインパイプ用鋼材の製造
方法。 （第３発明）第１発明又は第２発明において、熱間圧延
後あるいは再加熱後の降温を、水冷により行うことを特
徴とする溶接性に優れる高強度低降伏比鋼材の製造方
法。
【０００９】
【発明の実施の形態】以下、この発明をより具体的に説
明する。まず鋼材の各成分組成範囲について、限定した
理由について説明する。 （Ｃ：0.04wt％以上0.2 wt％以下）Ｃは、パーライト分
率を決める成分であり、また、鋼を廉価に強化する成分
でもある。この発明では、基本的にはこうしたパーライ
ト強化鋼を対象としていることから、パーライトが生成
し易い0.04wt％以上のＣ量が必要となる。一方、靱性の
観点からは0.2 wt％を超えると著しく劣化して、この発
明の鋼の使途たるラインパイプや圧力容器として適さな
いため、上限を0.2 wt％とする。
明する。まず鋼材の各成分組成範囲について、限定した
理由について説明する。 （Ｃ：0.04wt％以上0.2 wt％以下）Ｃは、パーライト分
率を決める成分であり、また、鋼を廉価に強化する成分
でもある。この発明では、基本的にはこうしたパーライ
ト強化鋼を対象としていることから、パーライトが生成
し易い0.04wt％以上のＣ量が必要となる。一方、靱性の
観点からは0.2 wt％を超えると著しく劣化して、この発
明の鋼の使途たるラインパイプや圧力容器として適さな
いため、上限を0.2 wt％とする。
【００１０】（Mn：0.5 wt％以上2.0 wt％以下）Mnは、
固溶強化に寄与するとともに焼入れ性を向上させる成分
であり、圧延後のAr3 変態を遅らせ磁場の付与を容易と
し、かつその効果を向上するために添加する。パイプあ
るいは圧力容器用鋼材の強度を確保するための固溶強化
には0.5wt％以上が必要であり、一方、2.0 wt％を超え
ると変態点が下がり過ぎて（オーステナイトが安定化し
過ぎて）フェライトと残留オーステナイトの相分離が困
難となりパーライトを生成し難く（換言すればベイナイ
トを生成し易く）なり、その結果、後述するような磁場
印加の効果を達成することができなくなる。こうした理
由から、Mn量は0.5 〜2.0 wt％の範囲に限定する。
固溶強化に寄与するとともに焼入れ性を向上させる成分
であり、圧延後のAr3 変態を遅らせ磁場の付与を容易と
し、かつその効果を向上するために添加する。パイプあ
るいは圧力容器用鋼材の強度を確保するための固溶強化
には0.5wt％以上が必要であり、一方、2.0 wt％を超え
ると変態点が下がり過ぎて（オーステナイトが安定化し
過ぎて）フェライトと残留オーステナイトの相分離が困
難となりパーライトを生成し難く（換言すればベイナイ
トを生成し易く）なり、その結果、後述するような磁場
印加の効果を達成することができなくなる。こうした理
由から、Mn量は0.5 〜2.0 wt％の範囲に限定する。
【００１１】（Ｐ：0.01wt％以下）Ｐは、鋳片製造の際
の凝固時に偏析する成分であり、濃化により凝固偏析帯
の硬さを上昇させて、耐硫化水素環境割れ性を劣化させ
るばかりでなく、粒界に偏析して粒界強度を低下させ、
粒界破壊を助長するので靱性の面からも含有量は低いこ
とが好ましい。もっとも、Ｐ量を無闇に低減するのはコ
ストアップの要因となるので、Ｐの悪影響が生じない範
囲で、経済性の観点から0.01％以下とすれば良い。
の凝固時に偏析する成分であり、濃化により凝固偏析帯
の硬さを上昇させて、耐硫化水素環境割れ性を劣化させ
るばかりでなく、粒界に偏析して粒界強度を低下させ、
粒界破壊を助長するので靱性の面からも含有量は低いこ
とが好ましい。もっとも、Ｐ量を無闇に低減するのはコ
ストアップの要因となるので、Ｐの悪影響が生じない範
囲で、経済性の観点から0.01％以下とすれば良い。
【００１２】（Ｓ：0.005 wt％以下）Ｓは、圧延工程で
伸長し易いMnS の生成原因となる成分であり、このMnS
が多量に生成すると、たとえＰの軽減により偏析帯の硬
度を低下しても水素誘起割れ(HIC) などを助長し、HIC
感受性を高めてしまうことからできるだけ低減すべき成
分である。Ｓが0.005 wt％を超えて含有すると、その悪
影響が顕在化する。したがって、Ｓの含有量は0.005 wt
％以下とした。
伸長し易いMnS の生成原因となる成分であり、このMnS
が多量に生成すると、たとえＰの軽減により偏析帯の硬
度を低下しても水素誘起割れ(HIC) などを助長し、HIC
感受性を高めてしまうことからできるだけ低減すべき成
分である。Ｓが0.005 wt％を超えて含有すると、その悪
影響が顕在化する。したがって、Ｓの含有量は0.005 wt
％以下とした。
【００１３】なお、Al，Si，Ｎ，Ｏなどの成分は商用鋼
で通常含まれる程度に含有してもこの発明に本質的な影
響を与えない。Al、Siは、それぞれ0.005 〜0.08wt％、
0.01〜0.7 wt％程度、Ｎ，Ｏは、0.005 wt％以下、0.00
6 wt％以下程度とする。第２発明においては、上記の成
分組成に加え、Nb，Tiの一種又は二種から選ばれる群、
Ｂ，Cu，Ni，Cr，Moの一種又は二種以上から選ばれる群
及びCaからなる群の少なくとも一群を、Nbの場合0.015
wt％以上0.2 wt％以下、Tiの場合0.01wt％以上0.05wt％
以下、Ｂの場合0.0003wt％以上0.005 wt％以下、Cuの場
合0.7 ％以下、Ni，Cr及びMoの場合にはそれぞれ1.0 ％
以下、Caの場合0.001 wt％以上0.005 wt％以下の範囲で
含有できる。
で通常含まれる程度に含有してもこの発明に本質的な影
響を与えない。Al、Siは、それぞれ0.005 〜0.08wt％、
0.01〜0.7 wt％程度、Ｎ，Ｏは、0.005 wt％以下、0.00
6 wt％以下程度とする。第２発明においては、上記の成
分組成に加え、Nb，Tiの一種又は二種から選ばれる群、
Ｂ，Cu，Ni，Cr，Moの一種又は二種以上から選ばれる群
及びCaからなる群の少なくとも一群を、Nbの場合0.015
wt％以上0.2 wt％以下、Tiの場合0.01wt％以上0.05wt％
以下、Ｂの場合0.0003wt％以上0.005 wt％以下、Cuの場
合0.7 ％以下、Ni，Cr及びMoの場合にはそれぞれ1.0 ％
以下、Caの場合0.001 wt％以上0.005 wt％以下の範囲で
含有できる。
【００１４】Nbは、Tiと同様に組織の焼き入れ性を高め
る成分であり、また炭窒化物を形成して制御圧延による
組織微細化を促進しかつ析出強化に寄与する成分である
ため、最終的な組織を制御すべくTiを添加することでこ
の発明における鋼の靱性を高めることが可能である。そ
の際のNb量は0.015 〜0.2 wt％とする。Nbが0.015 wt％
未満では上記の微細化や析出強化に効果を発揮せず、0.
2 wt％を超えるとHAZ靱性が著しく劣化する。TiもNbと
同様に組織の焼き入れ性を高める成分であり、また炭窒
化物を形成して制御圧延による組織微細化を促進しかつ
析出強化に寄与する成分であるため、最終的な組織を制
御すべくTiを添加することでこの発明における鋼の靱性
を高めることが可能である。その際のTi量の下限、上限
をそれぞれ0.01wt％、0.05wt％以下とする理由は、Nbと
同じである。
る成分であり、また炭窒化物を形成して制御圧延による
組織微細化を促進しかつ析出強化に寄与する成分である
ため、最終的な組織を制御すべくTiを添加することでこ
の発明における鋼の靱性を高めることが可能である。そ
の際のNb量は0.015 〜0.2 wt％とする。Nbが0.015 wt％
未満では上記の微細化や析出強化に効果を発揮せず、0.
2 wt％を超えるとHAZ靱性が著しく劣化する。TiもNbと
同様に組織の焼き入れ性を高める成分であり、また炭窒
化物を形成して制御圧延による組織微細化を促進しかつ
析出強化に寄与する成分であるため、最終的な組織を制
御すべくTiを添加することでこの発明における鋼の靱性
を高めることが可能である。その際のTi量の下限、上限
をそれぞれ0.01wt％、0.05wt％以下とする理由は、Nbと
同じである。
【００１５】Ｂは、Ar3 変態を遅延させる効果があり、
NbC の微細化をはかり靱性をあまり劣化させることなく
析出強化する。また、オーステナイト粒界に偏析してポ
リゴナルフェライトの析出を抑制することにより、より
転位密度の高い疑似ポリゴナルフェライトの生成を助長
して強化する。この効果を得るためには、0.0003％以上
の含有が必要である。しかし、0.005 ％を超える過度の
添加は粗大なFe23(C,B)6の生成により靱性が劣化するた
めその添加効果が発揮されない。
NbC の微細化をはかり靱性をあまり劣化させることなく
析出強化する。また、オーステナイト粒界に偏析してポ
リゴナルフェライトの析出を抑制することにより、より
転位密度の高い疑似ポリゴナルフェライトの生成を助長
して強化する。この効果を得るためには、0.0003％以上
の含有が必要である。しかし、0.005 ％を超える過度の
添加は粗大なFe23(C,B)6の生成により靱性が劣化するた
めその添加効果が発揮されない。
【００１６】Cu，Ni，Cr及びMoは、いずれもAr3 変態を
遅延させる効果があり、TiC やNbCの微細化をはかり、
同じＣ，Ti，Nb量であっても高い強度を得ることができ
る。Cuについては、析出強化を利用するとフェライトの
破壊靱性が低下し水素割れを発生させやすくするため変
態固溶強化作用の範囲内に止める必要がある。このため
Cu量の上限を0.7 wt％以下とした。NiにはCuを含有する
鋼の圧延中のCu割れを防止する効果とHAZ 靱性を改善す
る効果があるが、過剰な添加は焼入性の過剰を招き、か
えって靭性を劣化させる。CrやMoは過剰に添加すると、
熱影響部の硬化性を上昇させて溶接割れ感受性を上げて
しまう。以上の理由から、Ni，Cr，Mo各成分の上限はそ
れぞれ1.0 wt％である。なお、かかるCu，Ni，Cr及びMo
の効果を得るための最低量は、それぞれ0.03wt％、0.05
wt％、0.03wt％、0.03wt％程度である。
遅延させる効果があり、TiC やNbCの微細化をはかり、
同じＣ，Ti，Nb量であっても高い強度を得ることができ
る。Cuについては、析出強化を利用するとフェライトの
破壊靱性が低下し水素割れを発生させやすくするため変
態固溶強化作用の範囲内に止める必要がある。このため
Cu量の上限を0.7 wt％以下とした。NiにはCuを含有する
鋼の圧延中のCu割れを防止する効果とHAZ 靱性を改善す
る効果があるが、過剰な添加は焼入性の過剰を招き、か
えって靭性を劣化させる。CrやMoは過剰に添加すると、
熱影響部の硬化性を上昇させて溶接割れ感受性を上げて
しまう。以上の理由から、Ni，Cr，Mo各成分の上限はそ
れぞれ1.0 wt％である。なお、かかるCu，Ni，Cr及びMo
の効果を得るための最低量は、それぞれ0.03wt％、0.05
wt％、0.03wt％、0.03wt％程度である。
【００１７】CaはＳと優先的に結合して球状のCaS を生
成し、耐HIC と耐SSC 特性に有害なMnS の生成を抑制す
る。こうした形態制御効果が発揮されるためには、0.00
1 wt％以上の添加が必要であるが、0.005 wt％を超えて
添加すると多量のCaS 自体が介在物クラスタとなって水
素集積帯を形成してしまい、耐HIC と耐SSC 特性をかえ
って劣化させてしまう。
成し、耐HIC と耐SSC 特性に有害なMnS の生成を抑制す
る。こうした形態制御効果が発揮されるためには、0.00
1 wt％以上の添加が必要であるが、0.005 wt％を超えて
添加すると多量のCaS 自体が介在物クラスタとなって水
素集積帯を形成してしまい、耐HIC と耐SSC 特性をかえ
って劣化させてしまう。
【００１８】これらの成分組成になる鋼を、熱間圧延し
た後、あるいは焼きならし等の熱処理を経た後の冷却の
際に、フェライト変態開始温度の低くとも50℃高温から
フェライト変態開始温度から高くとも200 ℃低い温度ま
での降温過程にわたって、２テスラ以上の磁場を印加す
ることがこの発明の特徴の一つである。このように磁場
を印加することによって、Mnなどのミクロ組織偏析に起
因した、フェライト変態後に生成するパーライトバンド
を分断することが可能となる。
た後、あるいは焼きならし等の熱処理を経た後の冷却の
際に、フェライト変態開始温度の低くとも50℃高温から
フェライト変態開始温度から高くとも200 ℃低い温度ま
での降温過程にわたって、２テスラ以上の磁場を印加す
ることがこの発明の特徴の一つである。このように磁場
を印加することによって、Mnなどのミクロ組織偏析に起
因した、フェライト変態後に生成するパーライトバンド
を分断することが可能となる。
【００１９】かかる磁場の付与方法は厳密に行う必要が
ある。すなわち、磁場はフェライト変態開始温度に達す
る前に付与する必要がある。この目安はフェライト変態
開始温度よりも50℃高い温度であり、この温度よりも高
温では磁気特性の低下とともに磁場印加効果が急激に減
退する。また、磁場の印加は、印加を開始してフェライ
ト変態開始温度から高くとも200 ℃低い温度まで継続す
る必要がある。この温度よりも高い温度で磁場付与を中
断すると、パーライトの分断が不完全でばらついてしま
い引張特性がばらつく原因となる。なお、フェライト変
態開始温度から200 ℃より低い温度まで磁場をかけすぎ
ても効果は変わらず、経済性から決定して良い。さら
に、こうした磁場の変態への効果を得るためには、２テ
スラ以上の磁界が必要である。
ある。すなわち、磁場はフェライト変態開始温度に達す
る前に付与する必要がある。この目安はフェライト変態
開始温度よりも50℃高い温度であり、この温度よりも高
温では磁気特性の低下とともに磁場印加効果が急激に減
退する。また、磁場の印加は、印加を開始してフェライ
ト変態開始温度から高くとも200 ℃低い温度まで継続す
る必要がある。この温度よりも高い温度で磁場付与を中
断すると、パーライトの分断が不完全でばらついてしま
い引張特性がばらつく原因となる。なお、フェライト変
態開始温度から200 ℃より低い温度まで磁場をかけすぎ
ても効果は変わらず、経済性から決定して良い。さら
に、こうした磁場の変態への効果を得るためには、２テ
スラ以上の磁界が必要である。
【００２０】かかる熱間圧延後あるいは再加熱後の降温
には、水冷を用いることができる。水冷により、細かく
分散した第２相を一層強化したり微細化を図れるという
効果がある。ただし、組織がパーライトを含む範囲の冷
却速度に止める必要がある。完全なベイナイト組織やマ
ルテンサイト組織ではこの発明の効果は得られない。
には、水冷を用いることができる。水冷により、細かく
分散した第２相を一層強化したり微細化を図れるという
効果がある。ただし、組織がパーライトを含む範囲の冷
却速度に止める必要がある。完全なベイナイト組織やマ
ルテンサイト組織ではこの発明の効果は得られない。
【００２１】
【実施例】表１に示す化学組成の鋼を溶製し、表２に示
す製造条件で板厚25mmの厚鋼板を製造した得られた各鋼
板の板厚中心部より、JIS ４号２mmＶノッチシャルピー
実験片を圧延方向と直角方向に、また、平行部６mmφ−
ＧＬ25mmの丸棒引張試験片を圧延方向にそれぞれ採取
し、各試験辺によりその機械的性質を調査した。
す製造条件で板厚25mmの厚鋼板を製造した得られた各鋼
板の板厚中心部より、JIS ４号２mmＶノッチシャルピー
実験片を圧延方向と直角方向に、また、平行部６mmφ−
ＧＬ25mmの丸棒引張試験片を圧延方向にそれぞれ採取
し、各試験辺によりその機械的性質を調査した。
【００２２】また、耐硫化水素割れ感受性評価として、
HIC 特性、SSC 特性を調査した。耐HIC 性は、各鋼板の
板厚中心部より30mm厚×20mm幅×100 mm長の矩形のHIC
試験片を採取し、このHIC 試験片をNACETM 0177-90に規
定されている腐食液（以後NACE液）中に96 Hr 浸漬し、
その後、超音波探傷装置（Ｃスキャン装置）を用いて腐
食割れの面積率を測定し、その大きさでHIC 感受性を評
価した。SSC 性は、各鋼板の板厚中心部より平行部６mm
φ-GL30mm の定荷重式SSC 試験片を採取し、平行部をNA
CE液に浸漬してから種々の荷重を加え、応力腐食割れに
よる破断までの時間を調査した。そして、720 Hrでも未
破断となる荷重条件の最大値の降伏応力に対する比を未
破断限界強度比として、その大きさでSSC 特性を評価し
た。
HIC 特性、SSC 特性を調査した。耐HIC 性は、各鋼板の
板厚中心部より30mm厚×20mm幅×100 mm長の矩形のHIC
試験片を採取し、このHIC 試験片をNACETM 0177-90に規
定されている腐食液（以後NACE液）中に96 Hr 浸漬し、
その後、超音波探傷装置（Ｃスキャン装置）を用いて腐
食割れの面積率を測定し、その大きさでHIC 感受性を評
価した。SSC 性は、各鋼板の板厚中心部より平行部６mm
φ-GL30mm の定荷重式SSC 試験片を採取し、平行部をNA
CE液に浸漬してから種々の荷重を加え、応力腐食割れに
よる破断までの時間を調査した。そして、720 Hrでも未
破断となる荷重条件の最大値の降伏応力に対する比を未
破断限界強度比として、その大きさでSSC 特性を評価し
た。
【００２３】
【表１】
【００２４】
【表２】
【００２５】これらの機械的特性、耐HIC 性、SSC 性の
調査結果を表３にまとめて示す。この結果より、この発
明による製造方法により、HIC 特性及びSSC 特性が向上
し、優れた耐硫化水素割れ感受性を示す鋼板の製造が可
能となった。
調査結果を表３にまとめて示す。この結果より、この発
明による製造方法により、HIC 特性及びSSC 特性が向上
し、優れた耐硫化水素割れ感受性を示す鋼板の製造が可
能となった。
【００２６】
【表３】
【００２７】
【発明の効果】この発明によると、厳しい不純物成分の
低減や硬度の加工熱処理技術を用いることなく、ライン
パイプや圧力容器などの用途に用いて良好な耐硫化物腐
食割れ性を発揮するフェライト−パーライト組織を主体
とする比較的廉価な鋼材を提供できる。
低減や硬度の加工熱処理技術を用いることなく、ライン
パイプや圧力容器などの用途に用いて良好な耐硫化物腐
食割れ性を発揮するフェライト−パーライト組織を主体
とする比較的廉価な鋼材を提供できる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 林 透 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 天野 虔一 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 下斗米 道夫 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内
Claims (3)
- 【請求項１】Ｃ：0.04wt％以上0.2 wt％以下、 Mn：0.5 wt％以上2.0 wt％以下、 Ｐ：0.01wt％以下及び Ｓ：0.005 wt％以下 を含有し、残部はFe及び不可避的不純物よりなる鋼を熱
間圧延後あるいは再加熱後に、フェライト変態開始温度
の低くとも50℃高温からフェライト変態開始温度から高
くても200 ℃低い温度までの降温過程にわたり、、２テ
スラ以上の磁場を印加することを特徴とする耐硫化物腐
食割れ性に優れるラインパイプ用鋼材の製造方法。 - 【請求項２】Ｃ：0.04wt％以上0.2 wt％以下、 Mn：0.5 wt％以上2.0 wt％以下、 Ｐ：0.01wt％以下及び Ｓ：0.005 wt％以下 を含み、かつ Nb：0.015 wt％以上0.2 wt％以下及び Ti：0.01wt％以上0.05wt％以下 の一種又は二種から選ばれる群、 Ｂ：0.0003wt％以上0.005 wt％以下 Cu：0.7 wt％以下、 Ni：1.0 wt％以下、 Cr：1.0 wt％以下及び Mo：1.0 wt％以下 の一種又は二種以上から選ばれる群 Ca：0.001 wt％以上0.005 wt％以下 からなる群のうち少なくとも一群を含有し、残部はFe及
び不可避的不純物よりなる鋼を、熱間圧延後あるいは再
加熱後、フェライト変態開始温度の低くとも50℃高温か
らフェライト変態開始温度から高くとも200 ℃低い温度
までの降温過程にわたり、２テスラ以上の磁場を印加す
ることを特徴とする耐硫化物腐食割れ性に優れるライン
パイプ用鋼材の製造方法。 - 【請求項３】 熱間圧延後あるいは再加熱後の降温を、
水冷により行うことを特徴とする請求項１又は２記載の
溶接性に優れる高強度低降伏比鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16613497A JPH1112642A (ja) | 1997-06-23 | 1997-06-23 | 耐硫化物腐食割れ性に優れるラインパイプ用鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16613497A JPH1112642A (ja) | 1997-06-23 | 1997-06-23 | 耐硫化物腐食割れ性に優れるラインパイプ用鋼材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1112642A true JPH1112642A (ja) | 1999-01-19 |
Family
ID=15825672
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16613497A Withdrawn JPH1112642A (ja) | 1997-06-23 | 1997-06-23 | 耐硫化物腐食割れ性に優れるラインパイプ用鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1112642A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008045631A2 (en) | 2006-10-06 | 2008-04-17 | Exxonmobil Upstream Research Company | Low yield ratio dual phase steel linepipe with superior strain aging resistance |
| CN107190202A (zh) * | 2017-05-31 | 2017-09-22 | 武汉钢铁有限公司 | 用薄板坯连铸连轧生产抗拉强度≥800MPa铁路集装箱用钢及方法 |
| CN111500941A (zh) * | 2020-05-15 | 2020-08-07 | 佛山科学技术学院 | 一种基于组织调控的抗hic管道用钢及其制备方法 |
-
1997
- 1997-06-23 JP JP16613497A patent/JPH1112642A/ja not_active Withdrawn
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2008045631A2 (en) | 2006-10-06 | 2008-04-17 | Exxonmobil Upstream Research Company | Low yield ratio dual phase steel linepipe with superior strain aging resistance |
| EP2089556A2 (en) * | 2006-10-06 | 2009-08-19 | Exxonmobile Upstream Research Company | Low yield ratio dual phase steel linepipe with superior strain aging resistance |
| EP2089556A4 (en) * | 2006-10-06 | 2011-10-05 | Exxonmobile Upstream Res Company | DUALPHASE STEEL PIPE TUBE WITH SMALL TRAVEL LIMIT RATIO AND SUPERIOR RECEIVER RESISTANCE |
| CN107190202A (zh) * | 2017-05-31 | 2017-09-22 | 武汉钢铁有限公司 | 用薄板坯连铸连轧生产抗拉强度≥800MPa铁路集装箱用钢及方法 |
| CN107190202B (zh) * | 2017-05-31 | 2019-05-24 | 武汉钢铁有限公司 | 用薄板坯连铸连轧生产抗拉强度≥800MPa铁路集装箱用钢及方法 |
| CN111500941A (zh) * | 2020-05-15 | 2020-08-07 | 佛山科学技术学院 | 一种基于组织调控的抗hic管道用钢及其制备方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20040907 |