JPS5877530A - 耐水素誘起割れ性及び耐硫化物応力腐食割れ性の優れた鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は鋼の成分に特別な条件を設けるとともに加熱圧
延条件及び圧延血抜の冷却条伺を制御することにより、
湿潤な硫化水素環境（以後ザＩ）−環境と吾う）、とく
に置議度の硫化７ト′素あるいはさらに二１毀化炭素を
沈む湿潤環境下において１酬水素誘起割れ１ヤト及び耐
（ｌＩＩｒ化物応力腐食割れ性の陵れた鋼板の製造方法
に関するものである。

近年、・！イブラインの敷設が犬親模的に行なわれてい
るか、このような・平イゾラインにおいて腐食による拐
料の劣化が問題となっている。特に石油や天然ガスの・
にイブライン輸送において原油や天然ガスに硫化水素（
以後Ｈ２Ｓと菖う）や二酸化炭素（以後ＣＯ２と宮う）
を含む場合が多く、これらのＨ２Ｓ、ＣＯ２は水と共存
し腐食作用により発生した原子状の水素が銅ｊ中に侵入
して起る破壊が問題となっている。

この腐食作用により発生し７た原子状の水素が鋼中に侵
入して起る破壊には、板曲に３１を行々割れである水素
誘起割れ（以後）ＩＩＢＣ）と４１ノ面にＩＩ号直々割
れである硫化物応力悪食割れ（以後８ＳＣ）とがある。

ＨＩＢＣの発生機構は、−リ゛ワー環境丁でノ日ころ鋼
材表向の鉄の腐食によって牛じ／こ原ｒ−状の水勢′が
鋼中に侵入し、銅相中のＭｎＳ＋ｆ？化物糸のクラスタ
ーのような層状の広がりをもつ介在物の１わりに集積し
て起るものである。し２かもかかる層状の介在物はしば
しば偏析帯の中に合作ｒる／こめに、介在物を起点に発
生したＨＩＢＣが偏４ノ１帯に、ｌ、って助長されるこ
とが知られている。

一方、ＳＳＣは勃に高強度側で起る現中であり、更に、
ラインノｅイノ等の製造、敷設に際１．．−Ｃｉｃｌ溶
接施工が必須となるから、これらの月ｌ′Ａｘに供され
る鋼の浴接部の硬度は島くなり、・ｅイｌラインの操業
化及び残留応力と鋼中の原子状の水素によりＳＳＣが発
生することが知られている。

しかして従来これらのＨＩＢＣ，ＳＳＣの１υ月１−に
は以下の様な手段が用いられている。

ＨｒＢＣについてｒｌｌ、（１，）　Ｃｕ　、　Ｃｒ　
衿のように鋼の腐食を抑制するか、あるいは表面に安定
皮膜を形成する元崇を添加して）１熱食にともなう侵入
水素を低減させる方法、（２）　Ｃａ　＋　ＲＥＭ等を
添加しＭｎＳを球状化させる方法、（３）Ｍｎ、　Ｐ等
の含翁ｈｔを低θ表１−７、あるいは圧延生成品を均熱
拡散処理することによって偏析帯の偏析度を低下させる
方法、（４）圧延後、再加熱を行庁い焼、入れ焼戻［７
、又は焼々らしを施すことによって主として偏析部のミ
クロ糾Ｉ＆ヲ改ψすることによってＩ（ＩＢＣ感受性を
低くする方法、などがル（みられてきた。

一方、ＳＳＣの防止手段としては、（１）鋼板の表面硬
度をさげる、（ｉｉ）族ゴ一時の浴接条件を制限する、
等の対策が行なわれてきた。

しかしながら腐食環境条件がこれ１でのところで最も厳
しいとされているｐｉ（＝３０の■２Ｓ人工海水飽和溶
液ではＨＩ　ＢＣ及びＳＳＣを完全に防止することが出
来なかった。ぞれｄ、以下の様な問題点を有し、ていた
からである。

ＨＩＢＣについての問題点は以下のとおりである。

（５） 前記（１）の方法により鋼にＣＩＪ添加ないし１．Ｉ’
、　Ｃｒ添加をすることによって鋼の眉食を抑制御１、
それによって鋼中への水素侵入を抑制しようとする場合
には、１１１１の下限制約が存在し、例えばＣｕ　ｔ：
ＪＩＪＩ　５以上であれば安定々膓食牛成物を生成−ｒ
るが低ｐＨになるとＣｕの可食生成物は溶解し、水’７
．’１人を抑制することが出来ない。丑だ通常・七イプ
ラ・１ンでけパイゾ内の堆積物を除去するために定期的
にピグ（Ｐｉｇ　）と狛、する内部清掃用１の器具を力
ｊ山させる。

このＰｉｇの擦暎によって生じる傷の／でめに局部的な
腐食は避は得ない。

前記（２）の方法で１ｉｉ（ＩＤＣの発生点であるＭｎ
Ｓを球状化するためにＣａ、　ＲＦ、Ｍ等の添加を行な
っているが、鋼片の中心部ｉｆ不純物が多く集イ★する
だめ完全にＭｎＳを球状化することはむすか【７い。才
だ、中心部を完全に球状化しようとすれば多拗のＣａ＋
ＲＥＭの添加が必要となり中心部以外ではクラスター状
の酸化物系介在物が増加しＨＩＢＣの原因となる。

したがってＨＩＢＣの発生点であるＭｎ８を完全に球状
化することはむずかしい。

（６） （３）の方法に関して言えはＰ　、　Ｍｎ々ｌの偏析を
助長［−２やすい元素をできるかぎり低めてＨＩＢＣの
伝播を１タノ月１−１．ようとするものであるが、この
方法な１次の２点で旧ＢＣを完璧に抑１行１目７ようと
すると不十分である。すなわち第１に伝播経路をｔ４ｙ
り除いても発生点を除去［−２ないことにＣ１’　ＨＩ
ＢＣに１なくならない。

第２に今１１の工業技術からみて人出生産には適用でき
ないような制限電１）囲、たとえば鋼中のＰを０．００
６　％以下と１少端に一トげる条件を設けな０ればなら
ず実用土採用できないなどが指摘できょう。

前記（４）の方法、すなわち圧延伏、］］）加熱を行な
い、焼入れ焼戻し、又は〜、ならｊ７を施こす方法は（
３）の方法と基本的には瑚え力を−にするものであるが
（３）の方法が人知製造工程にＣ採用できないのにくら
べて現実的には有ｊ旧な手帳である。しかしながら、（
３）の方法と同様ＨＩＢＣの発生点を除去し々いかぎり
は完全なＨＩＢＣフリー鋼と０ならない。ただしＱＴ処
理Ｉけ同−介在物形態副側１の圧延ま−チ利と比較し、
てＨＩＢＣ感受性が改善される。

一方５ＳＣＯ問題としては、次のとおりである。

（１）ＨＩＢＣの（４）で述べたＱＴ処理け１ｒＩ１１
ｃの割れ感受（ｔｌを改善させるが、Ｐ］加加熱後接接
水冷る／ｒめ・；、Ｉν戻処（４］１１を行なっても表
面硬度が４′Ｎ’　Ｊ！７中心部と１１ツ１佼し７て非
常に商い。１７たがってタワー壇墳下で？ＪｆＴ　Ｉ　
ＢＣに有利であるが、ＳＳＣが発生１７マ・すく、問題
となる。

前記］−７７こ（１１）のノイ１）Ｔｈの溶接条件の！
ｂｌｌ　ｌす＼ＩＱ１、芹ｉ接入熱が低いど熱影制・部
（ＨＡＺ　）に１８１．きが入りｒｉｄ’化絹織が組織
されず硬度を高め５Ｓｃｆ発生ずるため、その対策とし
７て、例えば浴接入熱をにげ（５４ＩＩｌ：ｌ：を低下
させるものであるがＨＡＺ部の靭４１１を劣下させる等
の問題かある。

以」−の牛から筒皺度の硫化水性あるいＱｌ−酸化炭素
を含む湿潤環境下においてＴＨＩＩＣ及びＳＳＣを完全
に防１１−することは出来なかっ′／Ｔ。

本発明者らは上記の欠点を解決−ｔべ（ＩＪＶ！’ｔ）
糸、加熱、圧延、冷却ゾロセヌについて鋭詳４（１（す
にの結果、鋼板の強度、靭性は勿論であン）が、、　＋
ｆｉｉ・ｌ’ＨＩＢｃ。

面＝ｔＳＳＣ躬・伯の優れた全く新しい鋼４ｊｑの隼１
）　；／、！、法を発明するに至った。

以下この点について詳しく説明する。

本発明の特徴は、Ｓ含有−搦を極端に下げるとともにＣ
ａ添加によりＭｎＳの形態制御処理を実施］〜、Ｎｉ　
、　Ｔｉ添加し７た鋼片を加熱し、オーステナイト粒の
再結晶域の圧延に加えて、９００℃以下の未再結晶域で
十分な川下（６０％以十）を加え、Ａｒ５変態点以上で
圧延を終了した後、泊ちに比較的速い冷却速度（１０〜
ｂ 上５５０℃未満の間で水冷停止し、その稜放玲すること
にある。

この方法に従えば冷却後の組ＭＩ！は微細なベイナイト
あるいは微細なフェライト−ベイナイトの混合組織とな
り板厚方向の硬度は一定となり、１だ中心偏析部のミク
ロ組織も改善され、強度、靭性は優れ、耐ＨＴＢＣ，１
ｆｎｄＳｓｃ性も非常に改善される。

又、１１ｉ−１ラメラ−テア性、耐溶接熱影響割れ性の
改善も大である。

このため本発明鋼Ｑまあらゆる用途（化学プラント機器
、圧力容器、造船、ライン・七イノ等）に適用可能であ
る。

（９） 以下本発明における加熱、圧延、ｌ”ｉｉ却イ・件のｌ
！ｌｉ！定理由について詳細にｉｉ！ｐ、明する。

まず、加熱同慶を１０００〜１２（１０℃に限定した理
由は、加熱時のメーステナイト粒を小τ＼く保ち、圧机
絹鍼の細粒化をはかるためである。＋　２　（１（１℃
は加熱時のオーステナイト粒が和犬化ｔ、；／ｆい一］
−限温度であって、加熱温度がこれをメ１イ１えるとぢ
一ステナイト粒が和犬化し、冷却後のフェライト、ベイ
ナイト組織も和犬化するため鋼の靭１／１が劣化する。

一方、加熱温度が余りに低すぎると、添加合金元素が十
分に溶体化されず、鋼の内′川が劣化すると共に、圧延
終段の温度が下がり過ぎ／）′＃め、ｆｌｉ’制御冷却
による十分な拐質向上効果が期イ、）でき々い。

このため下限を１０００℃とする必要がある。

しかしながら、加熱温度を」二記のようにｆｌｉｌｌ限
【、２ても圧延条件が不適当であると良４ｆな祠Ｎをイ
；することができないため、９０（１℃ＪＪ下の未＋１
ｒ結晶編度域での川下量が６０％以上必要である。これ
ｔ」低温加熱に未再結晶淵度域での十り〕な圧延を加え
（１０） ることによって細粒オーステナイトの延伸化を徹底し、
冷却後に生成する変態組織を細粒均一化するためであり
圧下量が６０％未満であるとその効果は小さい。

このように細粒オーステナイトを十分延伸化することに
より、圧延冷却後生成するフェライト−ベイナイト組織
を十分細粒化しないと、靭性が大巾に劣化するばかシで
ガく、板厚方向の硬度差が大きくなり、耐ＳＳＣ性も劣
化する。

圧延仕上げ温度は特殊な組織を発達させないと共に、Ｉ
（Ｉ　ＢＣに影響を与えるＭｎＳの伸長化を防止し、又
次工程の水冷効果を発揮させるため、Ａｒ３変態点以上
とする。

次に圧延後の冷却であるが１．これは良好な強度、靭性
及び耐ＨＩＢＣ、酎’　ＳＳＣ性を得るために板厚方向
に均一なフェライト−ベイナイト紹織が得られるように
行々わなければならない。

冷却開始温度は、均一で微細なフェライト−ベイナイト
組織を得るためにＡｒ３変態点以上が好ましい。ただし
Ａｒ３　３０℃までは有効である。しかしそれ以下にな
るとミクロ組織中の粗大フェライト量が多くなり耐ＨＩ
ＢＣ性に必ずしも有効でなくなる。

冷却及び冷却停止温度条件の限定は本発明の耐ＨＩ　Ｂ
Ｃ、耐ＳＳＣ性改善のだめの必須条件であり、以下その
理由について述べる。

冷却は、圧延終了直後から３５０℃以上５５０℃未満ま
で］Ｏ〜４０℃／ｓ８ｃの範囲の冷却速度で実施する必
要がある。この理由は１０℃／（社）未満では微細々フ
ェライト−ベイナイト組織が生成しにくく、４０℃／ｓ
ｅｃ超では多量のマルテンサイトが生成し耐ＨＩＢＣ特
性を劣化させるばかりでなく、靭Ｖ１−をも劣化させる
。したがって耐ＨＩ　ＢＣ特性の改善には組織を均一、
且つ微細なフェライト−ベイナイトに制御することが必
須条件である。又冷却停止１一温度については、均一で
且つ微細なフェライト−ベイナイトを得るために上限を
５５０℃未満とし、下限を３５０℃とした。

第１図に本発明鋼の水冷停止温度と旧Ｂｅ−ＶＳＴ欠陥
面桝率（チ）との関係を示す。

第１図に示す如く、水冷停止温度が３５０℃以上、５５
０℃未満の間では微細なフェライト−ベイナイト組織と
なり、中心偏析部の組織も改善され、その効果によって
ＨＩＢＣも皆無となる。水冷停止温度５５０℃以上では
組織としては・七−ライトが一部分ペイナイト化するが
、層状組織が残留しＨＩＢＣ特性はある程度改善される
が十分ではない。

又、水冷停止温度が３５０℃未満では顕微鏡組織はフェ
ライト−ベイナイト−マルテンサイトの層状組織であり
、ＨＩＢＣ特性は改善されない。

第２図に板厚方向の硬度分布を示したが、３５０〜５５
０℃間で水冷停止した鋼は板厚方向の硬度差が小さく、
通常ＱＴ材より同一強度レベルでの表面硬度が非常に低
くなり、その結果、耐ＳＳＣ性が著しく改善され、高強
度厚肉材が製造可能とガる。

以下本発明鋼の成分範囲の限定理由について説明する。

上記特徴を持つ本発明鋼中第１発明の鋼の成分範囲はＣ
：０．０２〜０．１２％、　８１　：　０．６係以下。

（１３） Ｍｎ　：　０．６〜１．５％、Ｐ　：　０．０１５％以
下、Ａｔ：０．０１〜０．ｌ　Ｏ係　、　　Ｔｉ　　：
　　０．００５〜０．０２５％、Ｎｉ：０．１〜１．０
％を基本成分としてＳ　＋　Ｏｒ　Ｃａの含有計がＳ：
０．００３％以下、０　：　０．００５％以下、　Ｃａ
：　０．００６係以下であって、かつ の条件を満足させたものである。

ＨＩＢＣの原因は（１）非金属介在物、（２）腐食反応
による水素侵入、（３）偏析等に起因する肉質の劣化に
よる。

まず最初に（１）の非金属介在物対策について述べる。

本発明鋼において不純物であるＳを０．００３　％以下
、Ｏを９．００５　％以下、Ｃａを０００６％以下に限
≦１．５の条件を満足するように規定した主なる理由は
、ＨＩｎｃの発生主因であるＭｎ８の球状化と主に低−
域でＨＩ　ＢＣの起点となるクラスター状の酸化物系介
在物の減少にある。との対策として鋼中の５ｌｉ１：。

即ち、Ｍｎ８の絶対量を減少させ、更にＣａ添加によ（
１４） リＭｎＳを形態制御すると共に０量即ちＡｔ２０３の絶
対量を減少させ、Ｃａ添加によりクラスター状の酸化物
であるＡｔ２０３を還元させ球状のＣａＯψＡｔ２０３
に転化させる。このだめの条件を鉄量検討した結果、本
発明者は、Ｓを０．００３　％以下と少なくした上で、
伸長介在物ＭｎＳを極端に減少させることが可能でえる
ことによシフラスター状の酸化物系介在物の発生量を最
少に抑えることが可能であり、耐ＨＩ　ＢＣに顕著な効
果が認められることを見出した。このの上限を１．５．
下限を０．７とした。又Ｓは低い程改善効果が太き（，
０，００１％以下にすることにより飛躍的に向上する。

次に（２）の腐食反応による水素侵入防止について述べ
る。

Ｆｅ　−＋　Ｆｅ”＋　２ｅ　ｒ　２Ｈ”＋２ｅ　−＋
　２Ｈの暦食反応によ多発生した原子状の水素が鋼中に
侵入しＨＩＢＣの原因とガる。一般的力対策としてはＣ
ｕ等を添加して安定寿表面皮膜を生成させているが低ｒ
１１１域ではその効果が薄れてくる。したがって低％４
Ｉ域でも安定ガ皮膜形成元素を鋭意検削した結果、Ｎ１
が有効で有ることを発見した。ＮｌＯ下１服を０．１チ
とした理由は０．１係未満であると表面皮膜が不安窒で
腐食量が大きくそのため水素侵入量も減少しガい。

その効果がある最少量゛は０１％であるため下限を０．
１％とした。父上限を１．０％としたのは耐ＩＩＩＢＣ
性は改善されるが、もう一方の耐ＳＳＣ性に悪影響を及
ぼすため上限を１．０係とした。

（３）の内質の劣化については前述した加熱、圧延冷却
条件の限定で組織の改善を行う。

次に各成分の限定理由について説明する。

Ｃの下＠０．０１％は母材及び溶接部の強度確保及びＮ
ｂ、Ｖの析出効果を十分に発揮させるだめの最少量であ
る。しかしＣ含有量が多過ぎると、制御冷却した場合島
状マッシテンサイドが生成【７、延靭性に悪影響を及は
すばかりか、内質、溶接性及びＨＡＺ靭性も劣化させる
ため、上限を０．１２％とした。

ＳＩは脱酸上鋼に必然的に含まれる元素であるが、Ｓｌ
も“まだ溶接性及びＨＡＺ部靭性を劣化させるため上限
を０．６チとした（鋼の脱酸はＡｔだけでも可能であシ
好ましくは０２％以下が望ましい）。

Ｍｎは強度、靭性を同時に向上せしめる極めて重要な元
素である。Ｍｎが０．６係未満では低Ｃであるため強度
が確保できず、靭性改善効果も少々いため下限を０．６
％とした。しかしＭｎが多過ぎて焼入性が増加するとマ
ルテンサイトが多量に生成し易く々ると共に、中心偏析
が著しくなり、ＨＩＢＣ伝播停止能力が低下する。又、
母材及びＩ（ＡＺの靭性を劣化させるため、その上限を
１．５％とした。

Ｐについては、中心偏析を助長する元素であるから上限
を０．０１５％以下とした。

ｋｌは脱酸上この種のキルド鋼に必然的に含有される元
素であるが、ＡｔＯ，０１％未満では脱酸が不十分とな
り、母材靭性が劣化するため下限を００１チとした。−
力ＡＡが０．１０％を超えるとクラスター状の酸化物系
介在物が増加し、ＨＩＢＣに悪影響を及ぼすと共に、Ｈ
Ａｚ靭性が劣化するため上限を（１７） ０．１０係にした。

Ｔｉは添加量が少ない範囲（Ｔ１０．００５〜０．０２
５チ）では微細ｆｉ　ＴｉＮを形成し、圧延組織及びＩ
（ＡＺＯ細粒化、つまり靭性向上に効果的である。又Ｔ
ｉ　、　Ｃａの相乗効果によりＨＩＢＣの発生原因であ
るＭｎＳを球状化する効果もある。したがってＴＩ添加
量の下限は拐質上の効果が発揮される最少量であり、上
限は微細なＴｉＮが鋼片中に通常の製造法で得られ、ま
たＴｉｅによる靭性劣化がＡ’＝ｆ、きない条件から０
．０２５％とした。

Ｎｉ　、　Ｏ、Ｃａについてはすでに詳しく説明したが
Ｎｌは耐食性、耐１（ＩＮｌＣ特性等に効果内々元素で
あり、しかも母相の強度、靭性を向」二させる。したが
ってそれらの効果が得られる下限が０．１９６であるこ
とから下限を０．１俤とした。しかＬ、１％を超えると
耐ＳＳＣ性及びＨＡＺの硬化セ１−１靭Ｖトに好ましく
ないため上限を１％とした。

Ｑ　、　Ｃａについては、０の上限を０．００５％とし
たのは０．００５１を超えるとクラスター状の酸化物系
介在物が増加し１（ＩＢＣの原因となるため上限を０．
００５（１８） チと制限した。ＣａについてはＩＣＰとの関係があるが
、Ｃａ量の上限を０．００６　％と制限したのは０と同
様、０００６％を超えるとクラスター状の酸化物系介在
物が増加し、ＨよりＣの原因となるため上限を０００６
チと制限し２、 特許請求の範囲第２項に示しだ第２の発明においては、
第１項に示した第１の発明の鋼の成分及び製造プロセス
にさらにＮｂ：０ＩＯｑ６以下、Ｖ：Ｏ，ｌＯチ以下、
Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：１．２５％以下、Ｂ　：　
０．００５％以下の１棟又は２種以上を含有させるもの
である。

これらの元素を含有させる主たる目的は本発明鋼の特徴
を損なうことなく、強度、靭性の向」二及び製造板厚の
拡大を可能とすることにあり、その添加量は自ら制限さ
れるべき性質のものである。

Ｎｂは圧延組織の細粒化、焼入性の向上と析出硬化のた
め含有させるもので強度、靭性を共に向上させる重要な
元素であるが、制御冷却拐では０．１０チを超えて添加
しても材質上効果なく、また溶接性及びＨＡＺ靭性に有
害であるため上限を０１０％に限定した。

■はＮｂとほぼ同様の効果をもつが、−、Ｉ−１狐し１
いずれも０１０％壕で許容できる。

Ｃｕは、前述の如く比較的ｐＨのｉＭ＋い世ソー」４１
境での水素侵入防止に有効であるが、１襲を超えるとＮ
ｉを添加しても圧延中にＣｕ−クラックが発生し、製造
が朝ｆ、　Ｌ　くなる。このため−に限”４−１．０係
と１７た。

Ｃｒけ母相及び溶接部の強度を１（）、め、１制旧Ｂｃ
　１４１゜等にも効果を有するが多きに失す４．とＩＩ
ＡＺのイ１Ｉｊ４化性を増大させ靭性及び浴接伯の１バ
下を招き好」・シくない。その上限は１．２５％である
。

Ｂは圧延中にオーステナイト粒界に偏析１〜、焼入性を
上げベイナイト組織を生成しやすくするが、０．００５
％超になるとＢＮやＢ　ｃｏｎｓ口１ｕｏｎｔを生成す
るようになるため母料及びＨＡＺの靭（＜４：を劣化さ
せる。このため上限をＱ、００５％と【７た。

次に本発明の実施例についで説明する。

転炉一連鋳工程で製造した第１衣の化学成分の鋳片を用
い、加熱、圧砥、玲却ゾロセスを変えて板厚１２〜３２
ｍ１の鋼板を製造した。鋼１〜８は本発明鋼であり、又
鋼９〜１５は比較鋼である。

第２衣には機誠的性質及び１ｉ１ＨＩＢＣ特性、４８８
０％性を示す。ＨＩＢＣ試験は鉢コ板より表裏面１　ｍ
ｍ切削した厚さで、ｒｌ］２０酎、長さ１．　ＯＯｍｒ
ｎの試験片を用い、又ＳＳＣ試験６−１厚さ３　ｒｍｎ
　＋中１０　＋ｎｙ＋　１長さ］、　１５　ｍｍの試験
片を用いて行なった。

試験条件としてはＨＩＢＣ試験は外部応力を負荷せずに
行ない、ＳＳＣ試験は４点曲げ治具により降伏応力に相
当するたわみを試験片に負荷した。浸漬条件としては２
５℃のＨ２Ｓ飽和でＱ、５チＣＨ３ＣＯ０Ｈ−５％Ｎａ
　ＣＬ水溶液（ｐＨ＝３）中に、ＨＩ　ＢＣ試験片は４
日間、　ＳＳＣ試験片は２１日間浸漬した。浸漬結果を
第２表に示す。

比較鋼中、鋼９はＩＣＰが０２４と低いだめその他の条
件は適正な製造条件の範囲であるにもかかわらすＨＩ　
ＢＣが発生する。

鋼１０は鋼９とは逆でＩＣＰが１．８０と高いだめＨＩ
ＢＣが発生する。

鋼１１，１２．１３．１４は本発明鋼３，４゜５と同一
の化学成分であるが、ｌｉｔ　ｊ、　１２は冷（２１） 動停止温度が高過ぎるため、ＨＩＢＣが発生する。又強
度も低く、靭性もよくない。鋼１３　、１４は冷却停止
湿度が低過ぎるためＨＩＢＣｉｊ改善されずむしろ悪く
なっている。又強度は高いが靭Ｖ１−は犬ｒＩＪに劣化
する。

銅１５はＮｉが１．５係と高く、玲却停市幅ｉ度も低過
ぎるため、ＨＩＢＣ及びＳＳＣも発生する。

（２２）

【図面の簡単な説明】

第１図は水冷停止温度と耐ＨＩＢＣ特性、機械的性質（
ＴＳ、ｖＴｒｓ　）の関係を示すグラフ、第２図は鋼４
と通常ＱＴ材の板厚方向の硬度分布を示す図である。 （２５） 第７図 氷〃停上盪席じＣ）

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ：０．０２〜０１２％ｒ　８＋　　：　０．６
   ％以下。 Ｍｎ　：　０．６〜１．．５　％　、　Ｐ　：　０．０
   １５％以下、Ａｔ：０．０１〜０．１０　％　、　Ｔｉ
   　：　０．００５〜００２５係＋　Ｎｓ：０１〜１．０
   ％を基本成分としてＳ　＋　０　＋　Ｃａの含有量がＳ
   ：０．００３％以下、Ｏ：　０．００５％以下、Ｃａ：
   ０．００６％以下であって、かつ次式（１）　、　（２
   ）％式％（１） を満足する成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純
   物からなる鋼片を、１０００〜１２００℃に加熱し、そ
   の後の圧延に当って９００℃以下の圧下歇６０チ以上、
   仕上り温度Ａ　ｒ　ｓ変態点以上で圧延を行ない、圧延
   終了後、冷却速度１０〜４０℃／ｓｅｃで３５０℃以上
   ５５０℃未満の範囲まで冷却し、その後放冷することを
   特徴とする耐水素＠１割れ性及び耐硫化物応力腐食割れ
   性の優れた鋼板の製造方法。
2. （２）Ｃ：０．０２〜０１２襲、８１：０．６チ以下。 Ｍｎ：０６〜１．５％、Ｐ　：　０．０１５％以下、　
   Ａ／！、　：０．０１〜０．１０％、　Ｔｉ　：　０．
   ００５〜０．０２５％、Ｎｉ：０．１〜１．０％を基本
   成分とし、さらにＣｕ　：　１．０％以下、Ｃｒ：１．
   ２５％以下、Ｎｂ：０．１０％以下。 Ｖ：０．１０係以下、Ｂ　：　０．００５％以下の一棹
   または二柚以上を含有し、Ｓ　＋　Ｏｒ　Ｃａの含有Ｍ
   がＳ：０．００３　％以下、０：０．００５％以下、　
   Ｃａ　：０．００６　％以下であって、かつ次式（１）
   　、　（２）％式％（１） を満足する成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純
   物からなる鋼片を、１０００〜１２００℃に加熱し、そ
   の後の圧延に当って９００℃以下の圧下糧６０係以上、
   仕上温度Ａｒ、変態点以上で圧延を行々い、圧延終了後
   、冷却速度１０〜４０℃／ｓｅｅで３５０℃以上５５０
   ℃未満の範囲まで冷却し、その後放冷することを特徴と
   する１制水素誘起割れ性及びｉｉｌ硫化物応力腐食割れ
   ＋ｆ−Ｕの１１れた鋼４反の製造方法。