JPS6070122A - 耐水素誘起割れ性に優れた鋼の製造方法 - Google Patents
耐水素誘起割れ性に優れた鋼の製造方法Info
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- JPS6070122A JPS6070122A JP17770283A JP17770283A JPS6070122A JP S6070122 A JPS6070122 A JP S6070122A JP 17770283 A JP17770283 A JP 17770283A JP 17770283 A JP17770283 A JP 17770283A JP S6070122 A JPS6070122 A JP S6070122A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
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- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、サワーオイルやサワーガスの輸送に好適な
、耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の
製造方法に関するものである。
、耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の
製造方法に関するものである。
近年、エネルギー事情の変化にともなって新たな油田や
ガス田の開発が盛んに行われており、従来放置されてい
た硫化水素（Ｈ２Ｓ）等の腐食性の強いガスを含む油（
サワーオイル）やガス（サワーガス）に壕で開発の目が
向けられるようになって、これらを輸送するラインパイ
プの需要も増加の一途をたどるようになってきた。
ガス田の開発が盛んに行われており、従来放置されてい
た硫化水素（Ｈ２Ｓ）等の腐食性の強いガスを含む油（
サワーオイル）やガス（サワーガス）に壕で開発の目が
向けられるようになって、これらを輸送するラインパイ
プの需要も増加の一途をたどるようになってきた。
ところが、このようなサワー環境下で使用される鋼材は
、湿潤Ｈ，Ｓの影響によって割れを生ずる場合があり、
これが重大な破壊事故につながる高い危険性を有してい
ることから、油田或いはガス田開発上の大きな問題とな
っていた。その中でも、ラインパイプ材のような比較的
低強度の鋼では、特に水素誘起割れ（以下、” ＨＴ
Ｃ”と略称する）が問題であり、最近の使用環境の益々
の苛酷化にともなって一層高い耐ＨＩＣ性能が要求され
るようになっている。
、湿潤Ｈ，Ｓの影響によって割れを生ずる場合があり、
これが重大な破壊事故につながる高い危険性を有してい
ることから、油田或いはガス田開発上の大きな問題とな
っていた。その中でも、ラインパイプ材のような比較的
低強度の鋼では、特に水素誘起割れ（以下、” ＨＴ
Ｃ”と略称する）が問題であり、最近の使用環境の益々
の苛酷化にともなって一層高い耐ＨＩＣ性能が要求され
るようになっている。
しかしながら、これまで、所望とされる良好な耐ＨＩＣ
性を備えた鋼を安定かつ経済的に製造することは極めて
困難であるとされており、耐ＨＩＣ性に優れたラインパ
イプ用鋼を工業的規模で量産するための研究開発が競わ
れているのが現状である。
性を備えた鋼を安定かつ経済的に製造することは極めて
困難であるとされており、耐ＨＩＣ性に優れたラインパ
イプ用鋼を工業的規模で量産するための研究開発が競わ
れているのが現状である。
ところで、ＨＴＣは、湿潤Ｈ２Ｓを含むサワー環境下で
の腐食によシ発生した水素が鋼中に侵入して非金属介在
物の界面等に集積したときの内圧で生じる水素脆性の一
種であって、外部応力がなくても発生することが知られ
ており、まだ、ＨＩＣの発生は使用環境条件に依存し、
例えばＨ２Ｓ濃度。
の腐食によシ発生した水素が鋼中に侵入して非金属介在
物の界面等に集積したときの内圧で生じる水素脆性の一
種であって、外部応力がなくても発生することが知られ
ており、まだ、ＨＩＣの発生は使用環境条件に依存し、
例えばＨ２Ｓ濃度。
ＣＯ２濃度、塩素イオン濃度、或いは温度等の多くの因
子に支配されていることも解明されていることからみて
も、最近のラインパイプ使用環境におけるＨＩＣ発生の
危険性は益々高まっているもの５− と考えられる。
子に支配されていることも解明されていることからみて
も、最近のラインパイプ使用環境におけるＨＩＣ発生の
危険性は益々高まっているもの５− と考えられる。
即ち、ＨＩＣ発生に対する環境条件の厳しさの程度は、
一般に鋼中への侵入水素量を指標として評価されており
、従って鋼材の耐ＨＩＣ性を評価する場合、腐食反応で
発生する水素量レベルの異なる各種の試験浴（具体的に
は、ＰＨ値の異なる液）が用いられているわけであるが
、前述のような状況から、これまで許容されていたより
も更に低いＰＨ条件（ＰＨ３，０〜３．５の、Ｈ２Ｓを
飽和した０、 ５係酢酸−５係食塩の水溶液中に、浸漬
するという条件）での耐ＨＩＣ性が要求されるようにな
ってきたのである。
一般に鋼中への侵入水素量を指標として評価されており
、従って鋼材の耐ＨＩＣ性を評価する場合、腐食反応で
発生する水素量レベルの異なる各種の試験浴（具体的に
は、ＰＨ値の異なる液）が用いられているわけであるが
、前述のような状況から、これまで許容されていたより
も更に低いＰＨ条件（ＰＨ３，０〜３．５の、Ｈ２Ｓを
飽和した０、 ５係酢酸−５係食塩の水溶液中に、浸漬
するという条件）での耐ＨＩＣ性が要求されるようにな
ってきたのである。
一方、近年の高圧操業化傾向を反映して、ラインパイプ
材にも従来以上の高強度を要求されるようになったが、
一般に、鋼材の強度が高くなるほどＨＩＣ感受性も増加
する傾向にある。即ち、鋼材強度を上げるためには各種
の合金元素を添加するのが普通であるが、これらの合金
元素には、鋼材中で偏析しやすく、その部分の硬さを上
昇させて耐ＨＩＣ性劣化を招くものが多いので、高強度
６− 鋼はど耐ＨＩＣ性が劣化する傾向にあり、特に、環境が
厳しくなって鋼中への侵入水素量が増加するようか状況
では、Ｉ（Ｉ Ｃの完全防市が極めて困難な課題となっ
ていたのである。
材にも従来以上の高強度を要求されるようになったが、
一般に、鋼材の強度が高くなるほどＨＩＣ感受性も増加
する傾向にある。即ち、鋼材強度を上げるためには各種
の合金元素を添加するのが普通であるが、これらの合金
元素には、鋼材中で偏析しやすく、その部分の硬さを上
昇させて耐ＨＩＣ性劣化を招くものが多いので、高強度
６− 鋼はど耐ＨＩＣ性が劣化する傾向にあり、特に、環境が
厳しくなって鋼中への侵入水素量が増加するようか状況
では、Ｉ（Ｉ Ｃの完全防市が極めて困難な課題となっ
ていたのである。
従来、ＨＩＣ防止策としては。
■ 微量のＣｕ添加によって、環境からの侵入水素量を
抑制する方法、 ■ 割れ起点となる非金属介在物を減少したり。
抑制する方法、 ■ 割れ起点となる非金属介在物を減少したり。
ＣａやＲＥＭ（希土類元素）を添加して非金属介在物の
形態制御を行って、鋼自体の割れ感受性を低減させる方
法、 等が試みられていだが、前者における効果には強い環境
依存性があり、最近になって要求されているような苛酷
な環境条件（例えばＰＨ４以下の条件）に対しては効力
を失ってしまうものであった。
形態制御を行って、鋼自体の割れ感受性を低減させる方
法、 等が試みられていだが、前者における効果には強い環境
依存性があり、最近になって要求されているような苛酷
な環境条件（例えばＰＨ４以下の条件）に対しては効力
を失ってしまうものであった。
他方、後者の場合には、苛酷な環境条件（例えばＮＡＣ
Ｅ条件）に対しては必ずしも十分とは言えず、特に高強
度材になるほど割れの防止が困難になるという問題があ
った。高強度鋼の割れは、前述のように鋼材内の成分偏
析の影響を強く受けるものであり、例えば大型鋼塊や連
続鋳造鋼片を経て製造されたものでは、Ｖ偏析や中心部
偏析のためにＭｎやＰ等の偏析を生じているので割れ感
受性が極めて高くなっている。このため、圧延前に鋼片
を高温に加熱１呆持するスラブリーキング処理によって
偏析を軽減する試みもなされているが、その効果は十分
とは言えず、しかも多大なコスト上昇を招くものであっ
た。
Ｅ条件）に対しては必ずしも十分とは言えず、特に高強
度材になるほど割れの防止が困難になるという問題があ
った。高強度鋼の割れは、前述のように鋼材内の成分偏
析の影響を強く受けるものであり、例えば大型鋼塊や連
続鋳造鋼片を経て製造されたものでは、Ｖ偏析や中心部
偏析のためにＭｎやＰ等の偏析を生じているので割れ感
受性が極めて高くなっている。このため、圧延前に鋼片
を高温に加熱１呆持するスラブリーキング処理によって
偏析を軽減する試みもなされているが、その効果は十分
とは言えず、しかも多大なコスト上昇を招くものであっ
た。
この発明は、上述のような問題点をふまえて、ＮＡＣＥ
条件にも十分に耐え得る優れた耐ＨＩＣ性とＡＰＩ規格
のｘ−５２鋼以上の高強度とを兼備するラインパイプ用
鋼を工業的規模でコスト安く量産する方法を見出すべく
、特に、ＨＩＣ感受性の軽減に有効であるとみられる偏
析の解消に着目して行った、偏析の小さい成分系と組織
の均一微細化最適条件とに関する本発明者等の研究の結
果なされたものであシ、その特徴とするところは、Ｃ：
０．０４％以下（以下、成分割合を表わす係は重量％と
する）。
条件にも十分に耐え得る優れた耐ＨＩＣ性とＡＰＩ規格
のｘ−５２鋼以上の高強度とを兼備するラインパイプ用
鋼を工業的規模でコスト安く量産する方法を見出すべく
、特に、ＨＩＣ感受性の軽減に有効であるとみられる偏
析の解消に着目して行った、偏析の小さい成分系と組織
の均一微細化最適条件とに関する本発明者等の研究の結
果なされたものであシ、その特徴とするところは、Ｃ：
０．０４％以下（以下、成分割合を表わす係は重量％と
する）。
８ｉ： ０．０１〜０．５０ ％、Ｍｎ： ０．８〜２
．０ ％。
．０ ％。
ＡＡ ： ０．０ １〜０．１０ 係。
Ｃａ： ０．０００５〜０．００５０％。
Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．００２係以下。
を含むとともに、更に必要により
Ｃｕ：○０５〜０．５０ ％、 Ｎｉ： ０．０５〜０
．５０ ％。
．５０ ％。
Ｃｒ： ０．０５〜０．５０ ％、 Ｍｏ： ｏ、ｏ
５〜０．５０ ％。
５〜０．５０ ％。
Ｎｂ：０．０１〜０．１０係、Ｖ：０．０１〜０．１０
係。
係。
Ｔｉ：０．００５〜００５０係。
Ｂ：０．０００５〜Ｏ，ＯＯ８０チ
のうちの１種以上をも含有し、
Ｆｅ及びその他の不可避的不純物：残シ。
から成る鋼をＡＣ３変態点以上に加熱した後、圧延仕上
温度が［Ａｒ３変態点±５０℃〕の範囲で、かつ９５０
℃以下での圧下率が５０係以上である熱間圧延を施し、
次いで、パーライト生成温度以上から冷却速度：３〜ｂ 任意の温度まで冷却するか、或いはその後頁に〔５００
℃〜Ａｃｔ変態点〕の温度にて焼もどすことにより、耐
水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼を製造
する点にある。
温度が［Ａｒ３変態点±５０℃〕の範囲で、かつ９５０
℃以下での圧下率が５０係以上である熱間圧延を施し、
次いで、パーライト生成温度以上から冷却速度：３〜ｂ 任意の温度まで冷却するか、或いはその後頁に〔５００
℃〜Ａｃｔ変態点〕の温度にて焼もどすことにより、耐
水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼を製造
する点にある。
９−
即ち、この発明は、強度確保のために高Ｍｎ系鋼を前提
とし、その低Ｃ１低Ｐ化により偏析を軽減するとともに
強度調整元素も特定のものに限定した成分系にてライン
パイプ用鋼を構成して偏析を極力抑制し、一方で、圧延
後の冷却条件を特定のものにコントロールして組織の均
一微細化を図るか、更にその後の焼もどしによって中心
偏析部の影響軽減を図るという複数の手段を組合せるこ
とによって、個々の手段から得られる効果を単に加算し
ただけでは推し量れない極めて優れた耐ＨＩＣ特性を備
えだ高強度ラインパイプ用鋼を実現したものであって、
ＮＡＣＥ条件を十分に満足し、かつＡＰ Ｉ Ｘ−５２
以上の高強度を有するラインパ・イブ用鋼を工業的規模
で量産することが可能となり、エネルギー産業分野にも
たらす効果は量り知れないものである。
とし、その低Ｃ１低Ｐ化により偏析を軽減するとともに
強度調整元素も特定のものに限定した成分系にてライン
パイプ用鋼を構成して偏析を極力抑制し、一方で、圧延
後の冷却条件を特定のものにコントロールして組織の均
一微細化を図るか、更にその後の焼もどしによって中心
偏析部の影響軽減を図るという複数の手段を組合せるこ
とによって、個々の手段から得られる効果を単に加算し
ただけでは推し量れない極めて優れた耐ＨＩＣ特性を備
えだ高強度ラインパイプ用鋼を実現したものであって、
ＮＡＣＥ条件を十分に満足し、かつＡＰ Ｉ Ｘ−５２
以上の高強度を有するラインパ・イブ用鋼を工業的規模
で量産することが可能となり、エネルギー産業分野にも
たらす効果は量り知れないものである。
以下、この発明の方法において、鋼の成分組成割合及び
圧延・熱処理条件を前述のように数値限定した理由を説
明する。
圧延・熱処理条件を前述のように数値限定した理由を説
明する。
Ａ）鋼の成分組成
１０−
（ａ） Ｃ
Ｃは、鋼の偏析増大に関与し、耐ＨＩＣ性を劣化する元
素であり、その含有量は低ければ低いほど好ましい。そ
して５Ｃ含有量が０．０４ ％を越えると偏析が急激に
増大し、所望の耐ＨＩＣ性を確保できなくなることから
、その含有量を０．０４ ％以下と定めた。
素であり、その含有量は低ければ低いほど好ましい。そ
して５Ｃ含有量が０．０４ ％を越えると偏析が急激に
増大し、所望の耐ＨＩＣ性を確保できなくなることから
、その含有量を０．０４ ％以下と定めた。
このように、耐ＨＩＣ性向上の面からはＣ含有量を極力
抑えることが推奨されるが、強度確保という見地からは
Ｃ含有量の下限をＯ，Ｑ Ｏ５％程度とするのが望まし
い。
抑えることが推奨されるが、強度確保という見地からは
Ｃ含有量の下限をＯ，Ｑ Ｏ５％程度とするのが望まし
い。
（ｂ） ５ｉ
Ｓ１成分は鋼の脱酸剤として有効なものであるが、その
含有量が０．０１％未満では脱酸剤としての所望の効果
を得ることができず、他方０５０チを越えて含有させる
と鋼の靭性劣化を招くことから、Ｓ１含有量を０．０１
〜０．５０％と定めた。
含有量が０．０１％未満では脱酸剤としての所望の効果
を得ることができず、他方０５０チを越えて含有させる
と鋼の靭性劣化を招くことから、Ｓ１含有量を０．０１
〜０．５０％と定めた。
（ｃ） Ｍｎ
Ｍｎ成分は、鋼の強度を向上する作用を有しているほか
、脱酸剤としても有効なものであるが、その含有量が０
．８ ｑ６未満では鋼に所望の強度を確保することがで
きず、他方２．０係を越えて含有させると偏析が増大し
て耐ＨＩＣ性を劣化するようになることに加えて、靭性
劣化、或いは溶接性劣化をも招くようになることから、
Ｍｎ含有量を０８〜２０係と定めた。
、脱酸剤としても有効なものであるが、その含有量が０
．８ ｑ６未満では鋼に所望の強度を確保することがで
きず、他方２．０係を越えて含有させると偏析が増大し
て耐ＨＩＣ性を劣化するようになることに加えて、靭性
劣化、或いは溶接性劣化をも招くようになることから、
Ｍｎ含有量を０８〜２０係と定めた。
（ｄ）ＡＱ
ＡＣ成分は酸の脱酸剤として有効なものであるが、その
含有量がｏ、 ０１ ％未満では脱酸作用に所望の効果
が得られず、他方０．１０ ％を越えて含有させると靭
性劣化を招くようになることから、Ａ９含有量を０．０
１〜０．１０％と定めた。
含有量がｏ、 ０１ ％未満では脱酸作用に所望の効果
が得られず、他方０．１０ ％を越えて含有させると靭
性劣化を招くようになることから、Ａ９含有量を０．０
１〜０．１０％と定めた。
（ｅ）Ｃａ
Ｃａ成分には、介在物を球状化して割れ起点となること
を防止し、これによって鋼の耐ＨＩＣ性を向上する作用
があるが、その含有量が０．０００！５係未満では前記
作用に所望の効果を得ることができず、他方０．００５
０％を越えて含有させると逆に耐ＨＩＣ性が劣化するよ
うになる上、靭性劣化をも招くことから、Ｃａ含有量を
０． ＯＯＯ５〜０、９０５０チと定めた。
を防止し、これによって鋼の耐ＨＩＣ性を向上する作用
があるが、その含有量が０．０００！５係未満では前記
作用に所望の効果を得ることができず、他方０．００５
０％を越えて含有させると逆に耐ＨＩＣ性が劣化するよ
うになる上、靭性劣化をも招くことから、Ｃａ含有量を
０． ＯＯＯ５〜０、９０５０チと定めた。
（ｆ） ｐ
Ｐは、偏析を生じて鋼の耐ＨＩＣ性を劣化する不純物で
あるので、極力低減することが好ましい元素である。特
に、Ｐ含有量が０．０１５％を越えると偏析が急増し、
所望の耐ＨＩＣ性を確保できなくなることから、Ｐ含有
量を０．０１５％以下と定めた。
あるので、極力低減することが好ましい元素である。特
に、Ｐ含有量が０．０１５％を越えると偏析が急増し、
所望の耐ＨＩＣ性を確保できなくなることから、Ｐ含有
量を０．０１５％以下と定めた。
（ｇ） Ｓ
Ｓは、非金属介在物を形成して、やはり鋼の耐ＨＩＣ性
を劣化する不純物であるので極力低減する必要がある。
を劣化する不純物であるので極力低減する必要がある。
特に、Ｓ含有量が０． ＯＯ２％を越えると、非金属介
在物増加のために所望の耐ＨＩＣ性を確保できなくなる
ことから、Ｓ含有量を０、 ＯＯ２係以下と定めた。
在物増加のために所望の耐ＨＩＣ性を確保できなくなる
ことから、Ｓ含有量を０、 ＯＯ２係以下と定めた。
（ｈ）ｃｕ、旧、 Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、 Ｖ、 Ｔｉ、
及びＢこれらの成分には、いずれも偏析を助長すること
なく鋼の強度を向上させる作用があるので、鋼の強度を
より向上させる必要のある場合に、Ｃｕ： ０．０５〜
０．５０ ％、 Ｎｉ： ０．０５〜０．５０ ％。
及びＢこれらの成分には、いずれも偏析を助長すること
なく鋼の強度を向上させる作用があるので、鋼の強度を
より向上させる必要のある場合に、Ｃｕ： ０．０５〜
０．５０ ％、 Ｎｉ： ０．０５〜０．５０ ％。
１３−
Ｃｒ： ０．０ ５〜０．５ ０ ％、Ｍｏ： ０．０
５〜０．５ ０ ％。
５〜０．５ ０ ％。
Ｎｂ： ０．０ １〜０．１０ ％、Ｖ ： ０．０
１〜０．１０ ％。
１〜０．１０ ％。
Ｔｉ： ０．０ ０ ５〜０．０ ５ ０ ％。
Ｂ：Ｏ，０Ｏ０５〜Ｏ，ＯＯ８０チ
の範囲で１種以上添加含有せしめられるものであるが、
その含有量が前記下限値未満では強度向上効果が顕著で
はなく、他方、上限値を越える量で含有させても強度向
上効果が飽和してしまう上、経済的不利をも招くことか
ら、それぞれの成分の添加量を前記のように限定した。
その含有量が前記下限値未満では強度向上効果が顕著で
はなく、他方、上限値を越える量で含有させても強度向
上効果が飽和してしまう上、経済的不利をも招くことか
ら、それぞれの成分の添加量を前記のように限定した。
Ｂ）圧延・熱処理処条件
（ａ）圧延加熱温度
圧延の際の加熱温度がＡＣ３変態点未満の温度であると
、均一溶体化がなされずにα＋γ組織となるので、圧延
・熱処理後の製品組織も均一なものとならないので、圧
延加熱温度なＡｃ３変態点以上と定めた。
、均一溶体化がなされずにα＋γ組織となるので、圧延
・熱処理後の製品組織も均一なものとならないので、圧
延加熱温度なＡｃ３変態点以上と定めた。
（ｂ） 圧延仕上温度
圧延仕上温度が［： Ａｒ３変態点−５０℃〕未満では
鋼材に均一組織を実現することができず、他方、１４− ［Ａｒ３変態点＋５０℃〕を越えた温度で仕上げると所
望の微細組織を実現できず、いずれも耐ＨＩＣ性を劣化
することとなるので、圧延仕上温度を（Ａｒ３変態点±
５０℃〕と定めた。
鋼材に均一組織を実現することができず、他方、１４− ［Ａｒ３変態点＋５０℃〕を越えた温度で仕上げると所
望の微細組織を実現できず、いずれも耐ＨＩＣ性を劣化
することとなるので、圧延仕上温度を（Ａｒ３変態点±
５０℃〕と定めた。
（Ｃ）圧下率
組織の微細化のためには、低温域（仕上温度〜９５０℃
）において５０％以上の圧下率を確保する必要があるが
、該低温域での圧下率が５０％未満では組織が粗くなっ
て所望の耐ＨＩ Ｃ性を実現できないばかりでなく、靭
性もが劣化することから、９５０℃以下での圧下率を５
０％以上と定めた。
）において５０％以上の圧下率を確保する必要があるが
、該低温域での圧下率が５０％未満では組織が粗くなっ
て所望の耐ＨＩ Ｃ性を実現できないばかりでなく、靭
性もが劣化することから、９５０℃以下での圧下率を５
０％以上と定めた。
（ｄ） 冷却条件
パーライト形成を避けて耐ＨＩＣ性の良好な均一組織を
得るためには、パーライト生成温度以上から６００℃以
下（常温までをも含む）までの間を３〜ｂ なぜなら、冷却速度が３℃／就未満では所望の微細組織
と強度を確保できず、他方１５℃／冠を越える速度で冷
却すると偏析部の組織不均一化を招くこととなる。
得るためには、パーライト生成温度以上から６００℃以
下（常温までをも含む）までの間を３〜ｂ なぜなら、冷却速度が３℃／就未満では所望の微細組織
と強度を確保できず、他方１５℃／冠を越える速度で冷
却すると偏析部の組織不均一化を招くこととなる。
（ｅ）焼もどし温度
焼もどし温度が５００℃未満では偏析部の組織均一化が
達成できず、従って、所望の耐ＨＩＣ性向上効果が得ら
れない。一方、焼もどし温度がＡｃ４変態点を越えると
、鋼材強度が大幅に変動する上、耐ＨＩＣ性能も劣化す
るようになる。このようなことから、焼もどし温度を〔
５００℃〜Ａｃ１変態点〕の範囲に定めた。
達成できず、従って、所望の耐ＨＩＣ性向上効果が得ら
れない。一方、焼もどし温度がＡｃ４変態点を越えると
、鋼材強度が大幅に変動する上、耐ＨＩＣ性能も劣化す
るようになる。このようなことから、焼もどし温度を〔
５００℃〜Ａｃ１変態点〕の範囲に定めた。
次いで、この発明を実施例により比較例と対比しながら
説明する。
説明する。
実施例 ｌ
まず、通常の方法によって第１表に示される如き成分組
成の鋼Ａ−Ｒを溶製した。
成の鋼Ａ−Ｒを溶製した。
次に、これらの鋼を１２００℃に加熱した後、全圧下率
：９０チ、９５０〜８００℃間の圧下率ニア０％、仕上
温度−８００℃の熱間圧延を施し、仕上げ後直ちに、水
スプレーによって１０℃／ｓｅｅの冷却速度にて室温ま
で冷却してから、更に６５０℃で焼もどし処理した。
：９０チ、９５０〜８００℃間の圧下率ニア０％、仕上
温度−８００℃の熱間圧延を施し、仕上げ後直ちに、水
スプレーによって１０℃／ｓｅｅの冷却速度にて室温ま
で冷却してから、更に６５０℃で焼もどし処理した。
このようにして得られた鋼材について、機械的性質及び
耐ＨＩＣ特性を調べ、その結果も第１表に併せて示した
。
耐ＨＩＣ特性を調べ、その結果も第１表に併せて示した
。
ナオ、ＨＩＣ試験は、１５″′×２ｏｗＸ１ｏｏｔの寸
法の試験片を切り出し、これをＮ Ａ ＣＥ浴（０，５
％酢酸＋５チ食塩の水溶液にＨ２Ｓを飽和したもの）中
に９６時間浸漬し、その後、超音波探傷によってＨＩＣ
を探傷する方法を採用した。そして、その結果は、０１
割れなし、×：割れ発生、として第１表に記号で示しだ
。
法の試験片を切り出し、これをＮ Ａ ＣＥ浴（０，５
％酢酸＋５チ食塩の水溶液にＨ２Ｓを飽和したもの）中
に９６時間浸漬し、その後、超音波探傷によってＨＩＣ
を探傷する方法を採用した。そして、その結果は、０１
割れなし、×：割れ発生、として第１表に記号で示しだ
。
第１表に示される結果からも、本発明の条件を満足する
鋼Ａ −Ｊを使用したものはいずれも割れを生ぜず、良
好な耐ＨＩ Ｃ性を示すことが明らかである。これに対
して、Ｃ，Ｍｎ、Ｐ及びＳのいずれかの含有量の高いも
の、そしてＣａ含有量が本発明の範囲から外れているも
のは、いずれも耐ＨＩＣ性に劣っていることがわかる。
鋼Ａ −Ｊを使用したものはいずれも割れを生ぜず、良
好な耐ＨＩ Ｃ性を示すことが明らかである。これに対
して、Ｃ，Ｍｎ、Ｐ及びＳのいずれかの含有量の高いも
の、そしてＣａ含有量が本発明の範囲から外れているも
のは、いずれも耐ＨＩＣ性に劣っていることがわかる。
まだ、Ｍｎ含有量が本発明の範囲から外れて低いものは
強度不足を招くことも明らかである。
強度不足を招くことも明らかである。
この実施例においては、強度調整元素であるＣｕ。
トＴｉ、 Ｃｒ、 Ｍｏ、 Ｎｂ、Ｖ 、 Ｔｉ及びＢ
のうち、■以外のものに関する単独添加の例を示さなか
ったが、これらの元素をそれぞれ単独に添加した場合、
或いは如何なる組合せで２種以上複合添加した場合のい
ずれにおいても、十分満足し得る強度向上効果を確認で
きたことはもちろんのことである。
のうち、■以外のものに関する単独添加の例を示さなか
ったが、これらの元素をそれぞれ単独に添加した場合、
或いは如何なる組合せで２種以上複合添加した場合のい
ずれにおいても、十分満足し得る強度向上効果を確認で
きたことはもちろんのことである。
実施例 ２
常法で溶製したところの、第１表中の鋼Ｆに、第２表に
示される如き条件の熱間圧延及び熱処理を施して、得ら
れた鋼材の機械的性質並びに耐ＨＩＣ性を実施例１と同
様にして調べた。その結果を第２表に併せて示す（なお
、耐ＨＩ Ｃ性の表示は、第１表におけると同様、０１
割れなし、×：割れ発生、とした）。
示される如き条件の熱間圧延及び熱処理を施して、得ら
れた鋼材の機械的性質並びに耐ＨＩＣ性を実施例１と同
様にして調べた。その結果を第２表に併せて示す（なお
、耐ＨＩ Ｃ性の表示は、第１表におけると同様、０１
割れなし、×：割れ発生、とした）。
第２表に示される結果からも、熱間圧延、及び熱処理の
条件が本発明範囲内であれば、良好な耐ＨＩＣ性と機械
的性質を示す鋼材が得られるのに対して、前記条件が本
発明範囲から外れた場合にはそれらの特性に劣る鋼材し
か得られないことがわかる。
条件が本発明範囲内であれば、良好な耐ＨＩＣ性と機械
的性質を示す鋼材が得られるのに対して、前記条件が本
発明範囲から外れた場合にはそれらの特性に劣る鋼材し
か得られないことがわかる。
上述のように、この発明によれば、苛酷な腐食環境にも
十分に耐える優れた耐ＨＩ Ｃ性を有する高強度ライン
パイプ用鋼を、コスト安く量産することができ、サワー
環境下のエネルギー資源開発にともなう構造物破壊事故
防止等に大きく貢献することが期待できるなど、産業上
有用な効果がもたらされるのである。
十分に耐える優れた耐ＨＩ Ｃ性を有する高強度ライン
パイプ用鋼を、コスト安く量産することができ、サワー
環境下のエネルギー資源開発にともなう構造物破壊事故
防止等に大きく貢献することが期待できるなど、産業上
有用な効果がもたらされるのである。
出願人 住友金属工業株式会社
代理人 富 １） 和 夫 ほか１名
２１−
１１５−
Claims (2)
- （１）重量割合で、 Ｃ：０．０４係以下。 Ｓｌ：０．０１〜０．５０％。 Ｍｎ： ０．８〜２．０ ％。 Ｍ ： ０．０１〜０．１０％。 Ｃａ ： ０．０００５〜０．００５０ ％。 Ｐ：０．０１５％以下。 Ｓ：０．００２係以下 を含むとともに、更に必要により Ｃｕ： ０．０５〜０．５０ ％。 Ｎｉ：０．０５〜０．５０ 係。 Ｃｒ： ０．０５〜０．５０ ％。 Ｍｏ： ０．０５〜０．５０係。 １− Ｎｂ： ０．０１〜０．１０ 係。 Ｖ ： Ｏ，○ ｌ〜０．１０ 係。 Ｔｉ： ０．０ ０ ５〜０．０ ５ ０ ％。 Ｂ：Ｏ，０Ｏ０５〜ｏ、ｏｏｓｏ係。 のうちの１種以上をも含有し、 Ｆｅ及びその他の不可避的不純物：残り。 から成る鋼をＡ、ｃ３変態点以上に加熱した後、圧延仕
上温度が（Ａｒ３変態点±５０℃〕の範囲で、かつ９５
０℃以下での圧下率が５０係以上である熱間圧延を施し
、次いで、パーライト生成温度以上から冷却速度：３〜
ｂ 任意の温度まで冷却することを特徴とする、耐水素誘起
割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方法。 - （２）重量割合で、 Ｃ：０．０４％以下。 Ｓｉ：０．０１〜０．５０ｑ６゜ Ｍｎ： ０．８〜２．０ ％。 Ａｔ！ ： ０．０１〜０．１０％。 Ｃａ： ０．０００５〜０．００５０％。 Ｐ：０．０１５係以下。 Ｓ：０．００２係以下 を含むとともに、更に必要により Ｃｕ： ０．０５〜０．５０ ％。 Ｎｉ：０．０５〜０．５０係。 Ｃｒ： ０．０５〜０．５０ ％。 Ｍｏ：Ｑ、Ｑ５〜０．５０係。 Ｎｂ： ０．０１〜０．１０％。 Ｖ ： ０．０１〜０．１０ ％。 Ｔｉ：０．００５〜０．０５０係。 Ｂ：０：０００５〜０．００８０係 のうちの１種以上をも含有し、 Ｆｅ及びその他の不可避的不純物：残り。 から成る鋼をＡｃ３変態点以上に加熱した後、圧延仕上
温度が（Ａｒ３変態点±５０℃〕の範囲で、かつ９５０
℃以下での圧下率が５０係以上である熱間圧延を施し、
次いで、パーライト生成温度以上から冷却速度°３〜１
５℃／ｓｅｅで６００℃以下の任意の温度まで冷却した
後、更に〔５００℃〜ＡＣＩ変態点〕の温度にて焼もど
すことを特徴とする、耐水素誘起割れ性に優れた高強度
ラインパイプ用鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17770283A JPS6070122A (ja) | 1983-09-26 | 1983-09-26 | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17770283A JPS6070122A (ja) | 1983-09-26 | 1983-09-26 | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6070122A true JPS6070122A (ja) | 1985-04-20 |
| JPH0121849B2 JPH0121849B2 (ja) | 1989-04-24 |
Family
ID=16035606
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17770283A Granted JPS6070122A (ja) | 1983-09-26 | 1983-09-26 | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6070122A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6169918A (ja) * | 1984-09-12 | 1986-04-10 | Kawasaki Steel Corp | 耐ｈｉｃ特性及びじん性に優れた高強度極厚コイルの製造方法 |
| JPH0211722A (ja) * | 1988-06-30 | 1990-01-16 | Kobe Steel Ltd | 耐水素誘起割れ性の優れた鋼板の製造方法 |
| KR100979046B1 (ko) | 2007-12-27 | 2010-08-30 | 주식회사 포스코 | 냉간변형 하에서 내수소유기균열 특성이 우수한 열연강판및 그 제조방법 |
| CN107876720A (zh) * | 2017-10-12 | 2018-04-06 | 首钢集团有限公司 | 一种抗氢致裂纹C‑Mn钢的生产工艺 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS54118325A (en) * | 1978-03-08 | 1979-09-13 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Production of hydrogen crack resistant nonrefined steel plate |
| JPS5538901A (en) * | 1978-03-17 | 1980-03-18 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of unrefined steel sheet having excellent hydrogen cracking resistance in wet hydrogen sulfide environment of high hydrogen ion concentration |
| JPS5877530A (ja) * | 1981-10-31 | 1983-05-10 | Nippon Steel Corp | 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 |
| JPS58120726A (ja) * | 1982-01-13 | 1983-07-18 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐硫化物腐食割れ性の優れた非調質鋼の製造方法 |
-
1983
- 1983-09-26 JP JP17770283A patent/JPS6070122A/ja active Granted
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS54118325A (en) * | 1978-03-08 | 1979-09-13 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Production of hydrogen crack resistant nonrefined steel plate |
| JPS5538901A (en) * | 1978-03-17 | 1980-03-18 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of unrefined steel sheet having excellent hydrogen cracking resistance in wet hydrogen sulfide environment of high hydrogen ion concentration |
| JPS5877530A (ja) * | 1981-10-31 | 1983-05-10 | Nippon Steel Corp | 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 |
| JPS58120726A (ja) * | 1982-01-13 | 1983-07-18 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐硫化物腐食割れ性の優れた非調質鋼の製造方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JPH0148335B2 (ja) * | 1984-09-12 | 1989-10-18 | Kawasaki Steel Co | |
| JPH0211722A (ja) * | 1988-06-30 | 1990-01-16 | Kobe Steel Ltd | 耐水素誘起割れ性の優れた鋼板の製造方法 |
| JPH0730392B2 (ja) * | 1988-06-30 | 1995-04-05 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐水素誘起割れ性の優れた鋼板の製造方法 |
| KR100979046B1 (ko) | 2007-12-27 | 2010-08-30 | 주식회사 포스코 | 냉간변형 하에서 내수소유기균열 특성이 우수한 열연강판및 그 제조방법 |
| CN107876720A (zh) * | 2017-10-12 | 2018-04-06 | 首钢集团有限公司 | 一种抗氢致裂纹C‑Mn钢的生产工艺 |
| CN107876720B (zh) * | 2017-10-12 | 2019-04-23 | 首钢集团有限公司 | 一种抗氢致裂纹C-Mn钢的生产工艺 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0121849B2 (ja) | 1989-04-24 |
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