JPS61143555A - 耐水素誘起割れ性の優れた鋼 - Google Patents
耐水素誘起割れ性の優れた鋼Info
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- JPS61143555A JPS61143555A JP26456384A JP26456384A JPS61143555A JP S61143555 A JPS61143555 A JP S61143555A JP 26456384 A JP26456384 A JP 26456384A JP 26456384 A JP26456384 A JP 26456384A JP S61143555 A JPS61143555 A JP S61143555A
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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】
〔発明の技術分野〕
この発明は、耐水素誘起割れ性の優れた鋼、特に、硫化
水素と水分とを含む腐食環境下において発生する水素誘
起割れに対して優れた抵抗性を有する、ラインパイプ用
に好適な謂に関するものである。
水素と水分とを含む腐食環境下において発生する水素誘
起割れに対して優れた抵抗性を有する、ラインパイプ用
に好適な謂に関するものである。
原油や天然ガス中に多量の硫化水素が含有されている場
合、このような原油や天然ガスを輸送するために使用さ
れるラインパイプには、水素誘起割れに起因する漏洩事
故や爆発事故が発生し、大きな問題となっている。
合、このような原油や天然ガスを輸送するために使用さ
れるラインパイプには、水素誘起割れに起因する漏洩事
故や爆発事故が発生し、大きな問題となっている。
この水素誘起割れは、高張力漠に発生する硫化物応力腐
食割れとは異なり、応力がほとんど負荷されていない状
態でもかつ鋼材の強度や硬度とは関係なく発生する。
食割れとは異なり、応力がほとんど負荷されていない状
態でもかつ鋼材の強度や硬度とは関係なく発生する。
このような水素誘起割れの発生原因は、硫化水素を含む
湿潤な腐食環境下における鋼の腐食に伴って鋼中に侵入
した水素が、非金属介在物と地鉄との境界に集まり、そ
のガス圧によって前記境界に亀裂が発生するためである
。非金属介在物のうち、特にＭｎＳなどのいわゆるＡ系
硫化物系介在物は、介在物先端に応力集中が生じやすい
形状なため、その切欠き作用と相まって、水素誘起割れ
を発生させやすく、もつとも有害である。
湿潤な腐食環境下における鋼の腐食に伴って鋼中に侵入
した水素が、非金属介在物と地鉄との境界に集まり、そ
のガス圧によって前記境界に亀裂が発生するためである
。非金属介在物のうち、特にＭｎＳなどのいわゆるＡ系
硫化物系介在物は、介在物先端に応力集中が生じやすい
形状なため、その切欠き作用と相まって、水素誘起割れ
を発生させやすく、もつとも有害である。
従って、水素誘起割れの発生は、鋼中に含有されている
ＭｎＳの量と、その展延度とに強い相関があり、伸長し
たＭｎＳ量が少いほど水素誘起割れ感受性が低下する。
ＭｎＳの量と、その展延度とに強い相関があり、伸長し
たＭｎＳ量が少いほど水素誘起割れ感受性が低下する。
上述した水素誘起割れを防止する手段について従来から
多くの研究がなされており、例えば特公昭５４−３８５
６８号公報や特公昭５７−１４７４７号公報には、鋼中
にＣｓ等の合金元素を添加して、展延するＡ系非金属介
在物を、展延しないＣ系非金属介在物へと形態制御する
ことによって耐水素誘起割れ性を改善すること、および
、鋼中にＣｕを添加して鋼の腐食を抑制し、鋼中に侵入
する水素量を減少させることによって耐水素誘起割れ性
を改善することが開示されている。
多くの研究がなされており、例えば特公昭５４−３８５
６８号公報や特公昭５７−１４７４７号公報には、鋼中
にＣｓ等の合金元素を添加して、展延するＡ系非金属介
在物を、展延しないＣ系非金属介在物へと形態制御する
ことによって耐水素誘起割れ性を改善すること、および
、鋼中にＣｕを添加して鋼の腐食を抑制し、鋼中に侵入
する水素量を減少させることによって耐水素誘起割れ性
を改善することが開示されている。
しかしながら、鋼中へのＣｕの添加による耐水素誘起割
れ性の向上対策は、Ｈ２Ｓを飽和させた人工海水等でみ
られるように、腐食環境の水素イオン濃度がｐＨ４，５
以下即ち両値が４．５またはそれより大きい比較的ゆる
い腐食環境領域においてのみ有効であって、水素イオン
濃度が…４．５以上即ち両値が４．５またはそれより小
さい厳しい腐食環境においてはその効果がない。
れ性の向上対策は、Ｈ２Ｓを飽和させた人工海水等でみ
られるように、腐食環境の水素イオン濃度がｐＨ４，５
以下即ち両値が４．５またはそれより大きい比較的ゆる
い腐食環境領域においてのみ有効であって、水素イオン
濃度が…４．５以上即ち両値が４．５またはそれより小
さい厳しい腐食環境においてはその効果がない。
たとえ、特公昭５７−１４７４７号公報に開示されてい
るように、鋼中のＳ含有量を減少させた上、適量のＣａ
を含有させることによって、展延するＭｎＳ非金属介在
物を展延しないＭｎＳ非金属介在物へと形態制御しても
、鋼材の板厚中央部にマルテンサイトやベイナイト等の
低温変態相が生成して、水素誘起割れの感受性が高まる
結果、水素誘起割れが発生しやすくなり、満足すべき耐
水素誘起割れ性は得られない。
るように、鋼中のＳ含有量を減少させた上、適量のＣａ
を含有させることによって、展延するＭｎＳ非金属介在
物を展延しないＭｎＳ非金属介在物へと形態制御しても
、鋼材の板厚中央部にマルテンサイトやベイナイト等の
低温変態相が生成して、水素誘起割れの感受性が高まる
結果、水素誘起割れが発生しやすくなり、満足すべき耐
水素誘起割れ性は得られない。
第２図は、従来鋼の板厚中央部におけるＭｎ量とＰ量と
の関係を示すグラフである。第２図かられかるように、
Ｍｎ量とＰ量とは相関関係にある。
の関係を示すグラフである。第２図かられかるように、
Ｍｎ量とＰ量とは相関関係にある。
第３図は、従来鋼の板厚中央部における動量およびＰ量
と耐水素誘起割れ性との関係を示すグラフである。第３
図かられかるようＫＳｉｌ中のＭｎ量が０．８ｗｔ％以
上、Ｐ量が０．０２ ｗｔ％以上に蝮ると水素誘起割れ
の発生が認められる。従って、板厚中央部におけるＭｎ
およびＰの偏析を防止すれば、耐水素誘起割れ性を著し
く改善し得ることがわかる。
と耐水素誘起割れ性との関係を示すグラフである。第３
図かられかるようＫＳｉｌ中のＭｎ量が０．８ｗｔ％以
上、Ｐ量が０．０２ ｗｔ％以上に蝮ると水素誘起割れ
の発生が認められる。従って、板厚中央部におけるＭｎ
およびＰの偏析を防止すれば、耐水素誘起割れ性を著し
く改善し得ることがわかる。
このような耐水素誘起割れ性に対して有害な作用をもつ
、鋼材の板厚中央部におけるＭｎおよびＰの偏析量を減
少させて耐水素誘起割れ性の向上を図るために、例えば
特開昭５０−９７５１７号公報には所定成分組成の鋼片
を、熱間圧延するに先立ち長時間高温で均熱処理して、
ＭｎおよびＰを拡散させる方法が開示され、その他、熱
間圧延後の鋼材に対し、徐冷または焼戻し処理を施して
、当該部分の軟化をはかる方法等が知られている。
、鋼材の板厚中央部におけるＭｎおよびＰの偏析量を減
少させて耐水素誘起割れ性の向上を図るために、例えば
特開昭５０−９７５１７号公報には所定成分組成の鋼片
を、熱間圧延するに先立ち長時間高温で均熱処理して、
ＭｎおよびＰを拡散させる方法が開示され、その他、熱
間圧延後の鋼材に対し、徐冷または焼戻し処理を施して
、当該部分の軟化をはかる方法等が知られている。
上述の方法によれば、ＭｎおよびＰの板厚中央部への偏
析は軽減され、逆Ｖ偏析帯やＶ偏析帯に対応する鋼材部
分においても、耐水素誘起割れ性の改善効果カー認めら
れる。しかしながら、満足すべき耐水素誘起割れ性を得
るためには、１０時間以上の長時間にわたる高温加熱が
必要であって、このために製造コストが高くなり、実用
的ではない。
析は軽減され、逆Ｖ偏析帯やＶ偏析帯に対応する鋼材部
分においても、耐水素誘起割れ性の改善効果カー認めら
れる。しかしながら、満足すべき耐水素誘起割れ性を得
るためには、１０時間以上の長時間にわたる高温加熱が
必要であって、このために製造コストが高くなり、実用
的ではない。
近時、エネルギー資源に関する供給の不安定を考えると
、ラインノぐイブは、ますますきびしい腐食環境下で使
用されることが明らかである。従って、水素イオン濃度
がｐＨ４，５以上の水素誘起割れが生じやすい腐食環境
下においても優れた耐水素誘起割れ性を有し且つ経済的
な特にライン／’Ｐイグ用に好適な鋼の開発が強く要望
されているが、かかる鋼はまだ提案されていない。
、ラインノぐイブは、ますますきびしい腐食環境下で使
用されることが明らかである。従って、水素イオン濃度
がｐＨ４，５以上の水素誘起割れが生じやすい腐食環境
下においても優れた耐水素誘起割れ性を有し且つ経済的
な特にライン／’Ｐイグ用に好適な鋼の開発が強く要望
されているが、かかる鋼はまだ提案されていない。
従って、この発明の目的は、上述した従来技術の問題点
を解決し、更に、水素イオン濃度が−４，５以上の苛酷
な腐食環境下においても、極めて良好な耐水素誘起割れ
性を有する特にラインパイプ用として好適な鋼を提供す
ることにある。
を解決し、更に、水素イオン濃度が−４，５以上の苛酷
な腐食環境下においても、極めて良好な耐水素誘起割れ
性を有する特にラインパイプ用として好適な鋼を提供す
ることにある。
本発明者等は、上述した従来技術の問題点を解決すべく
鋭意研究を重ねた。その結果、鋼中のＭｎおよびＰの含
有量の上限を特定し、Ｓ含有量を極微量に減少させると
ともに適量のＣａを含有させ、且つ真空脱ガス処理によ
り非金属介在物の形態制御を行なえば、ｐ）（４，５以
上の苛酷な腐食環境下においても、耐水素誘起割れ性の
優れた鋼が得られることを知見した。
鋭意研究を重ねた。その結果、鋼中のＭｎおよびＰの含
有量の上限を特定し、Ｓ含有量を極微量に減少させると
ともに適量のＣａを含有させ、且つ真空脱ガス処理によ
り非金属介在物の形態制御を行なえば、ｐ）（４，５以
上の苛酷な腐食環境下においても、耐水素誘起割れ性の
優れた鋼が得られることを知見した。
この発明は、上記知見に基いてなされたものであって、
Ｃ： ０．０５〜０．２０ｗｔ％、
Ｓｉ ： ０．０１〜０．５０ｗ１％、Ｍｎ ： ０．
５ ｗｔ％未満、 Ｐ ： ０．０１５ ｗｔ％未満、 Ｓ ： ０．００１０ ｗｔ％以下、 ０ ： ０．０４０ ｗｔ％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．１０ｗｔ％、 Ｃａ ： ０．００５０ ｗｔ％以下、残り：Ｆｅおよ
び不可避不純物 および、上記成分組成に加えて、 （’ｒ ： ０．８０ ｗｔ％以下、 Ｃｕ ： ０．２０〜０．６０ ｗｔ％とＮｉ ： ０
．０５〜０．３０ｗｔ％、 からなる群のうちの少なくとも１種、および／または、 Ｍｏ ： ０．８０ ｗｔ％以下、 Ｎｂ ： ０．０１〜０．１５ ｗｔ％、Ｖ ： ０．
０１〜０．１５ ｗｔ％、Ｚｒ ： ０．０１〜０．１
０ ｗｔ％、Ｂ ： ０．０００５〜０．００５ ｗｔ
％、Ｔ！ ： ０．０１〜０．１０ ｗｔ％、からなる
群のうちの少なくとも１種とからなることに特徴を有す
るものである。
５ ｗｔ％未満、 Ｐ ： ０．０１５ ｗｔ％未満、 Ｓ ： ０．００１０ ｗｔ％以下、 ０ ： ０．０４０ ｗｔ％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．１０ｗｔ％、 Ｃａ ： ０．００５０ ｗｔ％以下、残り：Ｆｅおよ
び不可避不純物 および、上記成分組成に加えて、 （’ｒ ： ０．８０ ｗｔ％以下、 Ｃｕ ： ０．２０〜０．６０ ｗｔ％とＮｉ ： ０
．０５〜０．３０ｗｔ％、 からなる群のうちの少なくとも１種、および／または、 Ｍｏ ： ０．８０ ｗｔ％以下、 Ｎｂ ： ０．０１〜０．１５ ｗｔ％、Ｖ ： ０．
０１〜０．１５ ｗｔ％、Ｚｒ ： ０．０１〜０．１
０ ｗｔ％、Ｂ ： ０．０００５〜０．００５ ｗｔ
％、Ｔ！ ： ０．０１〜０．１０ ｗｔ％、からなる
群のうちの少なくとも１種とからなることに特徴を有す
るものである。
この発明において、Ｍｎの含有量を０．５ｗｔ％未満に
、Ｐの含有量を０．０１５ ｗｔ％未満に限定したこと
は重要な意味をもつ。以下に、ＭｎおよびＰを上記のよ
うに限定した理由について述べる。
、Ｐの含有量を０．０１５ ｗｔ％未満に限定したこと
は重要な意味をもつ。以下に、ＭｎおよびＰを上記のよ
うに限定した理由について述べる。
予め十分に脱硫処理を施した溶銑を使用し、転炉により
、スクラップおよび副原料から入るＳ量を極力低減させ
て製鋼作業を行ない、Ｐ量がほぼ０．０２ｗｔ％未満、
動量が１．５ｗｔ％以下の範囲内で種々の含有量となる
ように成分調整し、次いで脱酸剤を添加し、鋼中の酸素
濃度が４０ ｐｐｍ以下になるように、溶鋼撹拌による
真空脱ガス処理を施した。
、スクラップおよび副原料から入るＳ量を極力低減させ
て製鋼作業を行ない、Ｐ量がほぼ０．０２ｗｔ％未満、
動量が１．５ｗｔ％以下の範囲内で種々の含有量となる
ように成分調整し、次いで脱酸剤を添加し、鋼中の酸素
濃度が４０ ｐｐｍ以下になるように、溶鋼撹拌による
真空脱ガス処理を施した。
そして、普通造塊の場合は下注ぎ注入管内の溶鋼中に、
連続鋳造の場合はタンディツシュ内の溶鋼中に薄鉄板で
被覆されたＣａワイヤを添加し、銅塊または鋼片を調製
した。
連続鋳造の場合はタンディツシュ内の溶鋼中に薄鉄板で
被覆されたＣａワイヤを添加し、銅塊または鋼片を調製
した。
このようにして調製された鋼塊または鋼片を熱間圧延し
て製造した鋼板または鋼管から試験片を採取した。試験
片の採取は、第４図（イ）に鋼板の場合について、同図
（ロ）に銅管の場合について示すように、鋼板Ａまたは
鋼管Ｂの表裏両面の各々を１ ｍ’ｌＬの深さに切削除
去し、圧延方向に１０１０Ｏｘ圧延幅方向に２０朋、厚
さがｔ −２ｔｔｒｙｔの鋼片を切りとることによって
行なった。
て製造した鋼板または鋼管から試験片を採取した。試験
片の採取は、第４図（イ）に鋼板の場合について、同図
（ロ）に銅管の場合について示すように、鋼板Ａまたは
鋼管Ｂの表裏両面の各々を１ ｍ’ｌＬの深さに切削除
去し、圧延方向に１０１０Ｏｘ圧延幅方向に２０朋、厚
さがｔ −２ｔｔｒｙｔの鋼片を切りとることによって
行なった。
次いで、上記により得た試験片を、５％食塩と０．５％
酢酸との２５℃の温度でｐＨ２，８の水溶液および５％
食塩と希塩酸との２５℃の温度でｐＨ２，０〜２．５の
水溶液に、硫化水素を飽和させた溶液中に、応力無負荷
の状態で９６時間浸漬した。しかる後、上記試験片を、
連続走査型の水浸式超音波探傷器を防用して、圧延面と
平行な面の全面を走査し、この面に投影された割れを自
動的に作図させ、走査面積に対する割れ面積の比率（以
下、「Ｃ−スキャン割れ面積率」という）を測定した。
酢酸との２５℃の温度でｐＨ２，８の水溶液および５％
食塩と希塩酸との２５℃の温度でｐＨ２，０〜２．５の
水溶液に、硫化水素を飽和させた溶液中に、応力無負荷
の状態で９６時間浸漬した。しかる後、上記試験片を、
連続走査型の水浸式超音波探傷器を防用して、圧延面と
平行な面の全面を走査し、この面に投影された割れを自
動的に作図させ、走査面積に対する割れ面積の比率（以
下、「Ｃ−スキャン割れ面積率」という）を測定した。
第５図はＣ−スキャン割れ面積率の測定要領の一例であ
る。更に、Ｃ−スキャン割れ面積率を測定した試験片を
、圧延方向に対し垂直な方向に４等分し、その３つの断
面を顕微鏡で観察して水素誘起割れを調べた。
る。更に、Ｃ−スキャン割れ面積率を測定した試験片を
、圧延方向に対し垂直な方向に４等分し、その３つの断
面を顕微鏡で観察して水素誘起割れを調べた。
なお上述した連続走査型の水浸式超音波探傷器による測
定は、試験片の全面にわたって行なわれるから、従来一
般に行なわれている試験片の長手方向を数箇所切断し、
その断面を光学顕微鏡により観察する方法に比べて小さ
な割れや薄い割れも見落しがなく、厳格な測定を行なう
ことができる。
定は、試験片の全面にわたって行なわれるから、従来一
般に行なわれている試験片の長手方向を数箇所切断し、
その断面を光学顕微鏡により観察する方法に比べて小さ
な割れや薄い割れも見落しがなく、厳格な測定を行なう
ことができる。
第１図は、水素イオン濃度がｐＨ４，５以上の硫化水素
を飽和させた５％食塩と０．５％酢酸の水溶液による腐
食環境下における、上述した連続走査型の水浸式超音波
探傷器で調べた水素誘起割れ性と、ＭｎおよびＰの含有
量との関係を示すグラフである。
を飽和させた５％食塩と０．５％酢酸の水溶液による腐
食環境下における、上述した連続走査型の水浸式超音波
探傷器で調べた水素誘起割れ性と、ＭｎおよびＰの含有
量との関係を示すグラフである。
図面において白丸印は割れ・なしを、黒丸印は割れあり
を示す。図面から明らかなように、励が０．５ｗｔ％未
満で且つＰが０．０１５ ｗｔ％未満の範囲内であれば
、水素誘起割れは発生しない。
を示す。図面から明らかなように、励が０．５ｗｔ％未
満で且つＰが０．０１５ ｗｔ％未満の範囲内であれば
、水素誘起割れは発生しない。
上記から、Ｍｎの含有量はＱ、５ｗｔ％未満に、そして
、Ｐの含有量は０．０１５ｗｔ％未満とすべきである。
、Ｐの含有量は０．０１５ｗｔ％未満とすべきである。
庫およびＰの含有量を上述のように限定したことによっ
て、ＭｎおよびＰの板厚中央部への偏析率を小さな値に
することができ、異状組織の生成も抑制される結果、腐
食環境の水素イオン濃度がｐＨ４，５以上であっても極
めて優れた耐水素誘起割れ性が得られ、超音波探傷試験
による厳格な測定によっても、全く水素誘起割れが検出
されない鋼材を製造することができる。
て、ＭｎおよびＰの板厚中央部への偏析率を小さな値に
することができ、異状組織の生成も抑制される結果、腐
食環境の水素イオン濃度がｐＨ４，５以上であっても極
めて優れた耐水素誘起割れ性が得られ、超音波探傷試験
による厳格な測定によっても、全く水素誘起割れが検出
されない鋼材を製造することができる。
次に、この発明における、ＭｎおよびＰ以外の成分の限
定理由について述べる。
定理由について述べる。
Ｃの含有量が０．０５ ｗｔ％未満では必要な強度が得
られず、一方、０．２ｗｔ％を超えると大型鋼塊や連続
鋳造鋳片の中央偏析帯において異常組織が生じやすく且
つ熱間圧延後の板厚中央部への濃化が著し〈なり、しか
も、漠の靭性および溶接性に好ましくない影響を与える
。従って、Ｃの含有量は、０．０５から０．２０ ｗｔ
％の範囲内とすべきである。
られず、一方、０．２ｗｔ％を超えると大型鋼塊や連続
鋳造鋳片の中央偏析帯において異常組織が生じやすく且
つ熱間圧延後の板厚中央部への濃化が著し〈なり、しか
も、漠の靭性および溶接性に好ましくない影響を与える
。従って、Ｃの含有量は、０．０５から０．２０ ｗｔ
％の範囲内とすべきである。
Ｓｉは、脱酸上必要な元素である。しかしながらその含
有量が０．０１ｗｔ％未満では脱酸効果がなく、一方、
その含有量が０．５０ｗｔ％を超えると靭性が劣化する
問題が生ずる。従って、Ｓｉの含有量は、０．０１から
０．５０ ｗｔ％の範囲内とすべきである。
有量が０．０１ｗｔ％未満では脱酸効果がなく、一方、
その含有量が０．５０ｗｔ％を超えると靭性が劣化する
問題が生ずる。従って、Ｓｉの含有量は、０．０１から
０．５０ ｗｔ％の範囲内とすべきである。
Ｓは、水素誘起割れに鋭敏に作用し、鋼材の板厚中央部
での異常組織中においても、水素誘起割れの起点となる
上、硫化物系非金属介在物を形成する有害な元素であり
、その含有量が０．００１０ ｗｔ％を超えると上述し
た問題が生ずる。従って、Ｓの含有量は０．００１０
ｗｔ％以下とすべきである。
での異常組織中においても、水素誘起割れの起点となる
上、硫化物系非金属介在物を形成する有害な元素であり
、その含有量が０．００１０ ｗｔ％を超えると上述し
た問題が生ずる。従って、Ｓの含有量は０．００１０
ｗｔ％以下とすべきである。
Ｃａは、鋼中の硫化物系介在物を形態制御させる作用を
有している。しかしながらその含有量が０．００５０
ｗｔ％を超えると、上述した作用に所望の効果が得られ
ず、且つ、超音波探傷欠陥や表面欠陥の原因となるよう
な大型介在物が増加する。従って、Ｃａの含有量は、０
．００５０ ｗｔ％以下とすべきである。
有している。しかしながらその含有量が０．００５０
ｗｔ％を超えると、上述した作用に所望の効果が得られ
ず、且つ、超音波探傷欠陥や表面欠陥の原因となるよう
な大型介在物が増加する。従って、Ｃａの含有量は、０
．００５０ ｗｔ％以下とすべきである。
０は、鋼中の硫化物系介在物をＣａの添加によって形態
制御する際に、ＣａＯの大型介在物が生じて水素誘気割
れの起点となる有害な元素であり、その含有量が０．０
０４０ ｗｔ％を超えると上述した問題が生ずる。従っ
て、０の含有量は、０．００４０ ｗｔ％以下とすべき
である。
制御する際に、ＣａＯの大型介在物が生じて水素誘気割
れの起点となる有害な元素であり、その含有量が０．０
０４０ ｗｔ％を超えると上述した問題が生ずる。従っ
て、０の含有量は、０．００４０ ｗｔ％以下とすべき
である。
Ａｌは、脱酸上必要な元素である。しかしながらその含
有量が、０．０１ｗｔ％未満では脱酸効果がなく、一方
、その含有量が０．１０ｗｔ％を超えると結晶粒の粗大
化が促進されて、材質の劣化を招く０従って、ＡＩの含
有量は、０．０１から０．１０ｗｔ％の範囲内とすべき
である。
有量が、０．０１ｗｔ％未満では脱酸効果がなく、一方
、その含有量が０．１０ｗｔ％を超えると結晶粒の粗大
化が促進されて、材質の劣化を招く０従って、ＡＩの含
有量は、０．０１から０．１０ｗｔ％の範囲内とすべき
である。
次に、この発明において、必要に応じ上記成分に付加さ
れる付加的成分の限定理由について述べるＯ Ｃｒは、耐食性を向上させ、顕微鏡組織の均一微細化を
促進させる作用を有している。しかしながらその含有量
が０．８０ ｗｔ％を超えると靭性が劣化する問題が生
ずる。従って、Ｃｒの含有量は、０．８０ｗｔ％以下と
すべきである。
れる付加的成分の限定理由について述べるＯ Ｃｒは、耐食性を向上させ、顕微鏡組織の均一微細化を
促進させる作用を有している。しかしながらその含有量
が０．８０ ｗｔ％を超えると靭性が劣化する問題が生
ずる。従って、Ｃｒの含有量は、０．８０ｗｔ％以下と
すべきである。
Ｃｕは、耐食性を向上させる作用を有している。
しかしながらその含有量が０．２０ｗｔ％未満では耐食
性向上の効果が少なく、一方、その含有量が０．６０ｗ
ｔ％を超えると、上記効果は飽和する。従って、Ｃｕの
含有量は、０．２０から０．６０ｗｔ％の範囲内とすべ
きである。但し、上記範囲のＣｕを含有させると、脆性
を伴なう場合が生ずる。そこで、この現象を防止するた
め、Ｃｕと共にＮｉを含有させる必要がある。Ｎｉの含
有量が０．０５ｗｔ％未満では、上記作用に所望の効果
が得られず、一方、Ｎｉの含有量が０．３０ ｗｔ％を
超えると、Ｈ２Ｓによる割れに対して有害な作用が生じ
る。従って、Ｃｕと共に含有させるＮｉの含有量は、０
．０５から帆３０ｗｔ％の範囲内とすべきである。
性向上の効果が少なく、一方、その含有量が０．６０ｗ
ｔ％を超えると、上記効果は飽和する。従って、Ｃｕの
含有量は、０．２０から０．６０ｗｔ％の範囲内とすべ
きである。但し、上記範囲のＣｕを含有させると、脆性
を伴なう場合が生ずる。そこで、この現象を防止するた
め、Ｃｕと共にＮｉを含有させる必要がある。Ｎｉの含
有量が０．０５ｗｔ％未満では、上記作用に所望の効果
が得られず、一方、Ｎｉの含有量が０．３０ ｗｔ％を
超えると、Ｈ２Ｓによる割れに対して有害な作用が生じ
る。従って、Ｃｕと共に含有させるＮｉの含有量は、０
．０５から帆３０ｗｔ％の範囲内とすべきである。
ＭＯは、強度を向上させる作用を有している。しかしな
がらその含有量が０．８０ｗｔ％を超えると靭性の劣化
を招く。従って、ＭＯの含有量は、Ｏ，５０ｗｔ％以下
とすべきである。
がらその含有量が０．８０ｗｔ％を超えると靭性の劣化
を招く。従って、ＭＯの含有量は、Ｏ，５０ｗｔ％以下
とすべきである。
Ｎｂ、ＶおよびＺｒは、強度を向上させる作用を有して
いる。しかしながらその含有量が０．０１ ｗｔ％未満
では強度向上の効果が少なく、一方、その含有量がＮｂ
およびＶの場合は０．１５ｗｔ％を超えると、またＺｒ
の場合は０．１０ｗｔ％を超えると各々靭性の劣化を招
く。従って、歯およびＶの含有量は、０．０１から０．
１５ｗｔ％の範囲内とし、また、Ｚｒの含有量は、０．
０１から０．１０ ｗｔ％の範囲内とすべきである。
いる。しかしながらその含有量が０．０１ ｗｔ％未満
では強度向上の効果が少なく、一方、その含有量がＮｂ
およびＶの場合は０．１５ｗｔ％を超えると、またＺｒ
の場合は０．１０ｗｔ％を超えると各々靭性の劣化を招
く。従って、歯およびＶの含有量は、０．０１から０．
１５ｗｔ％の範囲内とし、また、Ｚｒの含有量は、０．
０１から０．１０ ｗｔ％の範囲内とすべきである。
満またはＴｉの含有量が０．０１ ｗｔ％未満では、上
記作用に所望の効果が得られず、一方、Ｂの含有量が０
．ＩＯ：Ｏ’５０ ｗｔ％を超えまたはＴ１の含有量が
０．１０ｗｔ％を超えると、靭性の劣化を招く。従って
、Ｂの含有量は、０．０００５から０．００５０ ｗｔ
％の範囲内とし、Ｔｉの含有量は０．０１から０．１０
ｗｔ％の範囲内とすべきである。
記作用に所望の効果が得られず、一方、Ｂの含有量が０
．ＩＯ：Ｏ’５０ ｗｔ％を超えまたはＴ１の含有量が
０．１０ｗｔ％を超えると、靭性の劣化を招く。従って
、Ｂの含有量は、０．０００５から０．００５０ ｗｔ
％の範囲内とし、Ｔｉの含有量は０．０１から０．１０
ｗｔ％の範囲内とすべきである。
次に、この発明を更に実施例により詳述する。
転炉での出鋼時に溶鋼中にＡｌを添加し、次いで、３０
分間ＲＨ処理を施して十分に酸素濃度を下げた溶鋼に対
し、取鍋から鋳型に至る中間容器中において、薄鉄板で
被覆したＣａワイヤを溶鋼中に供給し、第１表に示す成
分組成の屋１〜１１の本発明鋼と、應１２〜１７の比較
鋼とを溶製した。
分間ＲＨ処理を施して十分に酸素濃度を下げた溶鋼に対
し、取鍋から鋳型に至る中間容器中において、薄鉄板で
被覆したＣａワイヤを溶鋼中に供給し、第１表に示す成
分組成の屋１〜１１の本発明鋼と、應１２〜１７の比較
鋼とを溶製した。
比較ｗ４Ａ Ｉ ２〜１７は、何れもＭｎおよびＰの含
有量が本発明の範囲を外れて高＜ 、Ａ １４および
・Ａ １７は更にＯの含有量が本発明の範囲を外れて高
い。
有量が本発明の範囲を外れて高＜ 、Ａ １４および
・Ａ １７は更にＯの含有量が本発明の範囲を外れて高
い。
このような本発明鋼および比較鋼に対し、Ｈ，Ｓ飽和５
％食塩と０．５％酢酸の水溶液による腐食環壇下（ＰＨ
３，８１）での割れ長さ率とＣ−スキャン割れ面積率と
を調べ、その結果を第１表に併記した。
％食塩と０．５％酢酸の水溶液による腐食環壇下（ＰＨ
３，８１）での割れ長さ率とＣ−スキャン割れ面積率と
を調べ、その結果を第１表に併記した。
第１表から明らかなように、本発明鋼は、何れも割れ長
さ率が零であり、且つ、水素誘起割れ性の洋画でもつと
も厳格な検査法である走査型超音波探傷器によるＣ−ス
キャン割れ面積率も零である。
さ率が零であり、且つ、水素誘起割れ性の洋画でもつと
も厳格な検査法である走査型超音波探傷器によるＣ−ス
キャン割れ面積率も零である。
これに対し、比較鋼は何れ覗水素誘起割れ感受性が高く
、比較！１Ａ１２のように割れ長さ率は零であっても、
Ｃ−スキャン割れ面積率は９％であつ〔発明の効果〕 以上詳述したように、この発明によれば、ＭｎおよびＰ
の含有量の上限を特定したことにより、鋼材の板厚中央
部の異常組織に沿って水素誘起割れが生じていた従来鋼
の欠点が解消され＼水素誘起割れの発生を防止すること
ができ、しかも、十分な強度および靭性を有していて、
特にラインパイプ用鋼として優れた特性が発揮される。
、比較！１Ａ１２のように割れ長さ率は零であっても、
Ｃ−スキャン割れ面積率は９％であつ〔発明の効果〕 以上詳述したように、この発明によれば、ＭｎおよびＰ
の含有量の上限を特定したことにより、鋼材の板厚中央
部の異常組織に沿って水素誘起割れが生じていた従来鋼
の欠点が解消され＼水素誘起割れの発生を防止すること
ができ、しかも、十分な強度および靭性を有していて、
特にラインパイプ用鋼として優れた特性が発揮される。
本発明の鋼材は、鋼塊および連続鋳造鋳片の何れからで
も製造することができ、その特性は、熱間圧延のままで
もまたは適当な焼入れ焼戻し処理または焼ならし処理を
施しても良好に発揮される。
も製造することができ、その特性は、熱間圧延のままで
もまたは適当な焼入れ焼戻し処理または焼ならし処理を
施しても良好に発揮される。
なお、その用途は、ライジノ４イブ用に限らず、例えば
油井管やＬＰＧタンク材等、硫化水素を含む環境下で使
用される多くの鋼材に適用して優れた効果がもたらされ
る。
油井管やＬＰＧタンク材等、硫化水素を含む環境下で使
用される多くの鋼材に適用して優れた効果がもたらされ
る。
第１図は耐水素誘起割れ性と鋼中の兇およびＰの含有量
との関係を示すグラフ、第２図は従来鋼の板厚中央部に
おける動量とＰ量との関係を示すグラフ、第３図は従来
鋼の耐水素誘起割れ性と板厚中央部におげろ庫およびＰ
の含有量との関係を示すグラフ、第４図は試験片の採取
方法を示す図、第５図はＣ−スキャン割れ面積率の測定
要領の一例を示す図である。
との関係を示すグラフ、第２図は従来鋼の板厚中央部に
おける動量とＰ量との関係を示すグラフ、第３図は従来
鋼の耐水素誘起割れ性と板厚中央部におげろ庫およびＰ
の含有量との関係を示すグラフ、第４図は試験片の採取
方法を示す図、第５図はＣ−スキャン割れ面積率の測定
要領の一例を示す図である。
Claims (4)
- （１）Ｃ：０．０５〜０．２０ｗｔ％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５０ｗｔ％、 Ｍｎ：０．５ｗｔ％未満、 Ｐ：０．０１５ｗｔ％未満、 Ｓ：０．００１０ｗｔ％以下、 Ｏ：０．００４０ｗｔ％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．１０ｗｔ％、 Ｃａ：０．００５０ｗｔ％以下、 残り：Ｆｅおよび不可避不純物 からなることを特徴とする耐水素誘起割れ性の優れた鋼
。 - （２）Ｃ：０．０５〜０．２０ｗｔ％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５０ｗｔ％、 Ｍｎ：０．５ｗｔ％未満、 Ｐ：０．０１５ｗｔ％未満、 Ｓ：０．００１０ｗｔ％以下、 Ｏ：０．００４０ｗｔ％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．１０ｗｔ％、 Ｃａ：０．００５０ｗｔ％以下、 を含有し、更に、 Ｃｒ：０．８０ｗｔ％以下、 Ｃｕ：０．２０〜０．６０ｗｔ％とＮｉ：０．０５〜０
．３０ｗｔ％、 からなる群のうちの少なくとも１種を含有し、残り：Ｆ
ｅおよび不可避不純物 からなることを特徴とする耐水素誘起割れ性の優れた鋼
。 - （３）Ｃ：０．０５〜０．２０ｗｔ％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５０ｗｔ％、 Ｍｎ：０．５ｗｔ％未満、 Ｐ：０．０１５ｗｔ％未満、 Ｓ：０．００１０ｗｔ％以下、 Ｏ：０．００４０ｗｔ％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．１０ｗｔ％、 Ｃａ：０．００５０ｗｔ％以下、 を含有し、更に、 Ｍｏ：０．８０ｗｔ％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．１５ｗｔ％、 Ｖ：０．０１〜０．１５ｗｔ％、 Ｚｒ：０．０１〜０．１０ｗｔ％、 Ｂ：０．０００５〜０．００５０ｗｔ％、 Ｔｉ：０．０１〜０．１０ｗｔ％、 からなる群のうちの少なくとも１種を含有し、残り：Ｆ
ｅおよび不可避不純物 からなることを特徴とする耐水素誘起割れ性の優れた鋼
。 - （４）Ｃ：０．０５〜０．２０ｗｔ％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５０ｗｔ％、 Ｍｎ：０．５ｗｔ％未満、 Ｐ：０．０１５ｗｔ％未満、 Ｓ：０．００１０ｗｔ％以下、 Ｏ：０．００４０ｗｔ％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．１０ｗｔ％、 Ｃａ：０．００５０ｗｔ％以下、 を含有し、更に、 Ｃｒ：０．８０ｗｔ％以下、 Ｃｕ：０．２０〜０．６０ｗｔ％とＮｉ：０．０５〜０
．３０ｗｔ％ からなる群から選んだ少なくとも１種と、 Ｍｏ：０．８０ｗｔ％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．１５ｗｔ％、 Ｖ：０．０１〜０．１５ｗｔ％、 Ｚｒ：０．０１〜０．１０ｗｔ％、 Ｂ：０．０００５〜０．００５０ｗｔ％、 Ｔｉ：０．０１〜０．１０ｗｔ％、 からなる群から選んだ少なくとも１種と、 残り：Ｆｅおよび不可避不純物と からなることを特徴とする耐水素誘起割れ性の優れた鋼
。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26456384A JPS61143555A (ja) | 1984-12-17 | 1984-12-17 | 耐水素誘起割れ性の優れた鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26456384A JPS61143555A (ja) | 1984-12-17 | 1984-12-17 | 耐水素誘起割れ性の優れた鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61143555A true JPS61143555A (ja) | 1986-07-01 |
Family
ID=17405018
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26456384A Pending JPS61143555A (ja) | 1984-12-17 | 1984-12-17 | 耐水素誘起割れ性の優れた鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61143555A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006086853A1 (en) * | 2005-02-21 | 2006-08-24 | Bluescope Steel Limited | Linepipe steel |
| WO2007111285A1 (ja) * | 2006-03-16 | 2007-10-04 | Jfe Steel Corporation | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト系レール |
| JP2007277716A (ja) * | 2006-03-16 | 2007-10-25 | Jfe Steel Kk | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト系レール |
| AU2006214807B2 (en) * | 2005-02-21 | 2011-11-03 | Bluescope Steel Limited | Linepipe steel |
-
1984
- 1984-12-17 JP JP26456384A patent/JPS61143555A/ja active Pending
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006086853A1 (en) * | 2005-02-21 | 2006-08-24 | Bluescope Steel Limited | Linepipe steel |
| AU2006214807B2 (en) * | 2005-02-21 | 2011-11-03 | Bluescope Steel Limited | Linepipe steel |
| US9487841B2 (en) | 2005-02-21 | 2016-11-08 | Bluescope Steel Limited | Linepipe steel |
| WO2007111285A1 (ja) * | 2006-03-16 | 2007-10-04 | Jfe Steel Corporation | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト系レール |
| JP2007277716A (ja) * | 2006-03-16 | 2007-10-25 | Jfe Steel Kk | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度パーライト系レール |
| AU2007230254B2 (en) * | 2006-03-16 | 2010-12-02 | Jfe Steel Corporation | High-strength pearlitic steel rail having excellent delayed fracture properties |
| US8361382B2 (en) | 2006-03-16 | 2013-01-29 | Jfe Steel Corporation | High-strength pearlitic steel rail having excellent delayed fracture properties |
| US8404178B2 (en) | 2006-03-16 | 2013-03-26 | Jfe Steel Corporation | High-strength pearlitic steel rail having excellent delayed fracture properties |
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