JPS63140033A - 耐水素誘起割れ性の優れた鋼材の製造方法 - 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】 （産業上の利用分野） 本発明は硫化水素あるいはさらに二酸化炭素を含む潤環
境下（以後サワー環境と言う）において。

特にこれを高濃度に含むサワー環境下において、極めて
優れた耐水素誘起割れ特性を有する鋼材（：関するもの
である。

（従来の技術） サワー環境において使用されるラインパイプ。

タンク類等の鋼材には水素誘起割れ（以後ＨＩＣと言う
）と称する割れが発生し、構造物の破損につながること
が知られている。

ＨＩＣの発生機構は、サワー環境下で起る鋼材表面の腐
食（＝よって生じた原子状の水素が鋼材中に侵入し、鋼
材中のＭｎＳや酸化物系クラスター状介在物のような帯
状な広がりをもつ介在物のまわりに集積して割れが生じ
るものと考えられている。

介在物を起点に発生したＨＩＣは、鋼材中の成分、組織
、硬さ等の不均質な部分に沿って伝播・助長する。この
不均質部分は特に鋳片の最終凝固部つまり均等冷却で凝
固した鋳片の所謂中心部に相当する位置（以下中心偏析
帯と言う。）に発生しやすく、この位置にＨＩＣが発生
しやすいことも知られている。

この問題を解決するため、従来次に示すような方法が試
みられている。

（１）　　鋼材表面の腐食を抑制するか、あるいは表面
に安定被膜を形成する元素であるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ等を
添加して、腐食に伴う鋼中への侵入水素を低減させる方
法。

（２）Ｓ含有量の低減あるいはＱ、　、　ＲＥＭ　等を
添加し、ＭｎＳを減少させ、あるいは有害度の小さい球
状介在物に形態制御し、ＨＩＣの発生を抑制する方法。

（３）Ｃ，Ｍｌｌｌ、Ｐ　等の含有量を低減し、あるい
は鋳片を均熱拡散処理して、中心偏析帯の凝縮した成分
を稀釈し、ＨＩＣの伝播・助長を抑制する゛方法。

（４）適切な熱延方法によ！１１ｗ４材の組織や硬さを
均一化し、ＨＩＣの伝播・助長を抑制する方法。

しかし、従来試みられた方法には次のような問題点を有
している。即ち（１）の方法に関しては、石油・天然ガ
ス用ラインパイプを例にとると、通常定期的に行われる
内部清掃の際に、内部を通す器具（ピグ；　Ｐｉｇと称
す）によってパイプの内面に傷を生じることがあり、一
度傷を生ずるとこれが原因となって局部的な腐食が発生
する。そのため、（１）の方法のみでは十分な効果は望
み得す、他の方法を併用しているのが一般的である。

（２）の方法に関しては、ＨＩＣの発生起点となるＭｆ
ｉ８を消滅させるために、Ｓを低減する方法が試みられ
ている。

しかし鋳片の最終凝固部は合金および不純物元素を多く
含む液化溶鋼が存在するので、ＭｎＳが発生しやすく、
最終凝固部を含む鋳片全断面において、ＭｎＳを消滅さ
せる程度までＳを低減させることは、現在の工業的規模
の生産工程においては極めて困難である。

従って、Ｃａ、ＲＥＭ等を添加しＭｎＳを形態制御する
方法が、Ｓを低減させる方法とともに試みられてきた。

しかし、Ｃ４あるいはＲＥＭを過剰に添加するとクラス
ター状介在物が多く生成し有害となり、添加量が不足す
るとＭｎＳを完全（＝形態制御できず目的を達し得ない
。

そのため、ＭｎＳを完全に形態制御し、かつクラスター
状介在物を生じさせない適正なＣａあるいは１Ｍ添加量
を８およびＯ含有量との関係において求めようとする試
みが種々行われている。

例えば、このＭｎ’ｌの生成防止に必要な鋼中のＣａ濃
度については、特公昭５７−１６１８４号公報および特
公昭６０−７６８６号公報に開示がある。

これは、ＭｎＳの生成を防止するためには、Ｓの全量を
ＣａＳ化するに必要なＣａ量があればよく、そのために
、若干の余剰Ｃａ量の存在を考慮することが望ましいこ
とを開示している。

（発明が解決しようとする問題点） これらの技術は、ＭｎＳの生成を防止するために溶鋼段
階からＣｃＬＳを優先生成させることを提案し、この際
Ｃ４を効果的（二添加するため、ＣｃＬＳの生成に優先
してＣａＯを生成する量を低減することを提案し、具体
的にはＣ，添加に先立って溶鋼を脱酸し、更には溶鋼中
Ｓを低減することを提案している。

また、この場合に必要な鋼中のＣ，ｉ□ｉ□については
、溶鋼段階ですでにＣａＳおよびＣａＯとなっているＣ
ａ、Ｆ３，０　　量をも含めた全Ｃａ量を規制したもの
である。

換言すれば、全Ｃａ量が、鋳造機内に至るまでの溶鋼段
階および鋳造機内の区別なく、同様な反応過程を経てＭ
ｎＳ　、　ＣｔＬＯ、ＣａＳの生成に寄与する考え方に
もとづき規制されたものである。

一般（＝、溶鋼から鋼材を得るには、鋳造機内での凝固
過程があり、ここでは成分偏析が不可避的に発生する。

例えば、連続鋳造鋳片では中心偏析部での成分偏析度が
あることは衆知の通りである。

この部分では各成分の濃度が局所的に高くなる。

従って、Ｍｎ、Ｓ等偏析傾向の著しい元素の挙動が問題
となる。ＭｎＳの生成を防止するため（二は、との偏析
の影響を考慮することが必須である。しかも精錬技術の
進歩により、鋼中ｓｍ度が２０ｐｐｍ以下の極低硫域に
まで低減することが容易となった現状では、この中心偏
析部のみにＭｎＳが生成するため、この現実に立って偏
析の実体（一対応することが極めて重要な技術課題にな
る。

前記した従来技術はいずれも、この偏析部のみｉ：Ｍｎ
ｓが存在することを知得しておらず、したがって、それ
ぞれの提案通りに実施しても、中心偏析部においてはＭ
ｎＳを完全に形態制御し得す、所要の効果が常に得られ
ないのが現実である。

一方、溶鋼段階で生成するＣａＳ　、　ＣｅＬＯの量は
精錬条件によって変化するため、全Ｃ４量を規制する従
来技術では、製造条件が変わる毎に必要Ｃａ量の適正範
囲が異なる。

特に、全Ｃａ中に占めるＣ４０　、　ＣｔＬＳに消費さ
れたＣａ　量の割合が高い場合には、仮に従来技術の提
案；；上記した偏析の影響を考慮した場合でも、鋳造機
内でのＭｎＳ生成防止が図れない場合が多々生じる。

これは偏析の影響、および溶鋼段階におけるＣａの好ま
しい存在形態の把握がセされないため、鋳片の偏析部に
おいても、ＭｎＳの生成を完全に防止するための必要Ｃ
，Ｌ添加量を決定することができないためである。

（３）の方法（＝関しては、Ｃ，Ｍｎの低減は、経済的
理由を考慮して、鋼材の強度および靭性な確保する点か
ら自ずから下限が規制され、Ｐの低減についても、実質
的に無害な程度まで低減することは、現在の工業的規模
の生産工程においては作業上および経済的障害が極めて
大きい。

また鋼片を均熱拡散して偏析を軽減する方法も、耐水素
誘起割れ性の優れた鋼材を得るには極めて長時間かつ高
温の均熱（例えば１２００℃以上の温度で３時間）が必
要であり、製造コストさら（＝は省エネルギーの観点か
ら問題である。

本発明は先ず上述した問題点を解消した鋼鋳片を得、次
いで本鋳片に適切な熱間圧延を施すことにより、中心偏
析部（二おけるＭｎＳの生成を安定かつ確実に防止した
耐水素誘起割れ性に優れた鋼材を製造することを目的と
する。

（問題点を解決するための手段、作用）本発明者等は、
中心偏析部でのＭｎＳの生成を防止するために、種々実
験、検討を重ねた。

その過程で、（４添加を行ってｗ４４量の凝固過程にお
けるＭｎＳの生成を防止するに当たっては、溶鋼段階で
既にＣａＯ，Ｃａ８として存在しているＣａ。

Ｏ，Ｓは、鋳造機内で起こる凝固過程でＭｎＳの生成反
応に関与しないことを見いだした。

すなわち、鋳造機内で起こる偏析を伴わない凝固におい
ても、溶鋼中の全Ｃａ量、全０量、　全Ｓ貴から溶鋼段
階で既にＣａＯ１およびＣａＳの生成に消費されている
Ｃａ量、０量、Ｓ量を各々差引いた残ｃａ量、残Ｏ量、
残Ｓ量が重要な意味をもつことを知見した。

さらに、上記した知見にもとづき、実鋳造材を詳細に調
査研究し、凝固過程（−起こるＭｎＳ　、　Ｃａｂ。

Ｃｏｏの生成反応および、各成分の偏析による濃縮を詳
細に検討した結果、ＭｎＳ生成を防止できるとして、残
Ｃａ、ｆｉｏ＋　　残Ｓ量が、鋼中の各成分の凝固偏析
率によって大きく変化することを知見した。

なお、ここで用いる溶鋼段階とは、鋳造機のモールドに
注入される直前、直後の溶鋼を指し、例えば連続鋳造機
においてはノズルよりモールド内に注入された直後の溶
鋼、ならびに注入容器であるタンディシュ内の溶鋼を対
象とするものである。

本発明は、上記した２つの知見にもとづいてなされたも
のであり、溶鋼段階における残０量および残Ｓ量が、凝
固偏析率に応じて鋳造機内でＣａ０およびＣａＳを形成
するのに必要な偏析補正Ｃａ量以上に、溶鋼段階におけ
る残Ｃａ量を確保することによって、偏析部におけるＭ
ｎＳの生成を防止し得たのである。

すなわち、第２図に連続鋳造鋳片の１例で示すように、
偏析率がある一定条件下における鋳片の偏析部のＭｎ８
個数は、溶鋼段階（＝おける残Ｃａ量と、鋳造機内で残
Ｏ１残Ｓと反応するＣａ量との比と相関関係かあり、（
１）式のととく偏析率一定条件下におけるＭｎＳ生成防
止条件が成りたつ。

ここで、Ｑ、ｂ、およびＣは、鋳造機の凝固条件（＝よ
って変化する定数であるが、鋳造機の凝固条件が一定の
場合には、α、ｂ、Ｃは一定である。

例えば第２図に示した連続鋳造鋳片の場合には、α＝＝
０．８．　ｂ＝１．４．Ｃ＝８を用いること（二よって
、各偏析率一定条件下におけるＭｎＳ生成量の増減と良
く対応する。

また、には偏析率によって変わる値であるが、（１）式
をさらに（２）式のように変換することができる。

すなわち、溶鋼段階における残０および残Ｓ量が、前記
した凝固偏析率に応じて、鋳造機内でＣａ０およびＣａ
Ｓ化するに必要な偏析補正Ｃａ量が、（２）式の左辺の
分母のように表わされ、（２）式の左辺が１以上になる
ように残Ｃａ量を制御することによって、偏析部におい
てもＭｎＳ生成が防止できるのである。

以下、Ｋについては偏析補正係数と称して説明する。

さらに偏析補正係数には、偏析の評価方法によって定義
方法が異なるが、偏析の評価方法が一定であれば、その
定義式が一義的に求められるのである。

通常用いられる偏析の評価方法としては、ＥＰＭＡとコ
ンピュータを組合せた新Ｘ線マイクロアナライザ；二よ
る画像解析法、ピクリン酸水溶液等の腐食液を用いる鋳
片の偏析部の腐食法等によって、Ｍｎ、Ｓ、Ｐ、Ｃ等の
偏析濃化領域を検出し、その偏析粒径や面積率等を求め
る方法があり、本発明の偏析補正係数Ｋを定義するため
にはいずれもが適用できる。

中でも、　Ｍｎ偏析の大きさを測定する方法は、鋼中Ｍ
ｎ濃度が他成分に比べて高いこと、凝固鋼中におけるＭ
ｎの拡散が遅く、凝固直後の偏析の実態を良く再現でき
ること、ＭｎＳの溶解度積におよぼすＭｎ　　の影響を
も合わせて考慮できる等、利点が多く極めて高精度に上
記した偏析補正係数を定義することができるのである。

例えば、溶鋼段階のＭｎ濃度に対して、Ｍｎがある濃度
以上に濃化したＭｎ偏析粒の円相当径をｄ　（ｍ）とす
るとＭｎ偏析率にとｄには（３）式のような関係が成立
する。

Ｋ　：　ｘｄ＋ｙ　　　　　　　　　　　（３）ここで
、Ｘ、　ｙはＭｎ　偏析粒が定義されるＭｎの濃化塵に
よって変わる定数である。

１例として溶鋼段階のＭｎｆｉ度に対して、Ｍｎが１．
３２倍以上に濃化した部位をＭｎ偏析粒と定義した場合
には、ｘ＝２．ｙ＝０．３とすることによって、第１図
に示すように、全ての偏析状況下において、鋳片のＭｎ
Ｓ生成が防止できるのである。

したがって、（２）　、　（３）式より、鋼鋳片の偏析
部においてもｋＡｎｓ生成を防止するだめの条件を（４
）式、あるいは（５）式のように表わすことができる。

残ｃａ≧（ｘＤ＋ｙ）（ａ（残ｏ　）＋ｂ　（残Ｓ　）
−ｃ　ｊ　　（４）すなわち、（４）式の右辺、（５）
式の左辺の分母で示される偏析補正必要Ｃａ量以上に、
鋳造開始前の溶鋼中の残Ｃａ量を確保することによって
、添加したＣａがＭｎＳ　　生成防止のために有効に作
用するのである。

したがって溶鋼段階のＭｎｎ変度一対して、Ｍｎが１．
３２倍以上に濃化した部位をＭｎ偏析粒と定義すると、
第１図、第２図で示す連続鋳造鋳片の場合には、第３図
に示すとと＜　、（６）式に示す条件を確保することに
よって、中心偏析部におけるＭｎＳの生成が防止できる
のである。

次いで、本発明者らは、この知見をもとじ、更に実験検
討を重ねた結果、ＨＩＣは、ＭｎＳ以外の炭化物や窒化
物或は酸化物を起点として発生し、この様な介在物起因
のＨＩＣを防ぐためには、鋳片の熱間圧延をオーステナ
イト温度域あるいはオーステナイト・フエライト二相共
存温度域で温度を限定し、かつ断面減少率を限定して実
施するか、最終熱間圧延の圧延終了温度、冷却停止点お
よびそこまでの冷却速度を限定するか、更に両者を併用
することにより、耐旧Ｃ性は更に向上することを見出し
た。

本発明者等は上記の知見をもとにＣ９・Ｍｎ、Ｐ等の偏
析を軽減ないし消滅させることが、偏析帯に相当する位
置のＨＩＣの発生、伝播・助長を無くすには不可欠と考
え、凝固する迄の段階でＣ，Ｍｎ。

Ｐ等の偏析を実質上無害な程度まで低減することを検討
し、現在の工業的規模の生産工程には経済的に極めて困
難であり、これにかえて、鋳片内に発生した成る程度の
偏析を、均熱拡散により実質上無害な程度に低減するこ
とが、コスト的にも有利な方法で、しかもこれを効果的
に実施するには、比較的低いオーステナイト温度域で、
鋳片に十分な加工を加え、加熱拡散処理に供することが
、鋳片内の偏析元素の拡散を著しく促進、助長させるこ
とができ、ＨＩＣの伝播・助長を抑制する効果大なるこ
とを見出した。

以下本発明の構成要件の限定理由について述べる。

まず、Ａ／Ｂ≧１．０の関係を満足する量をＣａ添加量
としたのは、鋼鋳片の溶鋼段階からの凝固過程を考慮し
て、中心偏析部でＭｎＳの生成を防止するためである。

ｔ 即ち、溶鋼段階で既にＣａ０やＣａＳと相存在している
Ｃａ、Ｏ，Ｓ　　は鋳造機内で起こる凝固過程が起こる
ＭｎＳの生成反応に関与しないため、溶鋼中に存在し、
かつ凝固過程でＳや０と反応するＣａ量を求める場合に
は、溶鋼中の全Ｃａ量から溶鋼中のＣａ０やＣｃＬＳの
生成に消費されている０４量を差し引き、この量をＡと
する。

次いで、鋳造機内での凝固偏析率に応じて、溶鋼が凝固
するまでの間に、Ｃａ０及びＣａ　Ｓを形成するのに必
要な偏析補正必量ＣｃＬ量を求め、この量をＢとする。

Ａ／Ｂ≧１．０の関係を成立させるようにＣａ添加量を
決定することにより、いずれの中心偏析部に於てもＭｎ
Ｓの生成防止が図られる。

なお、ＭｎＳ生成防止を目的として添加される元素とし
ては、上記したＣｃＬの他、ＲＥＭ、Ｔｉ　　等がある
。これらの元素を用いて、ＭｎＳの生成を防止する場合
においても、本発明を適用することによって、同様の作
用効果が期待できる。

中心偏析部でのＭｎＳの生成を防止した基スラグを用い
、最終熱間加工を行うにおいて、Ａｒ３温度以上の温度
で最終熱間加工を終了し、加工終了後平均冷却速度５〜
４０℃／ｓｅｃで４００℃以上６００℃以下の範囲まで
冷却し、その後放冷する方法を必須要件としたのは、か
かる条件を満足しない場合は鋼材中、特に厚み方向最終
凝固部つまり中心偏析帯に相当する位置に、バンド状の
不均一組織を生じ、あるいは異常硬化した硬さ不均一部
を生じて、ＨＩＣの発生および伝播を阻止し得ないから
である。

第５図及び第６図は熱間加工終了温度および冷却停止温
度とＨＩＣ発生率の関係を示すものであるが、熱間加工
終了温度が、Ａｒ３温度以上で冷却停止温度が４００〜
６００℃の領域ではＰＨ４，３のサワー環境下において
も全くＨＩＣの発生はなく、優れた耐水素誘起割れ特性
を有している。

即ち、熱間加工終了温度がＡｒ、温度未満では、オース
テナイトーフエライトニ相域圧延のため、延伸したまま
で回復しない硬化した組織が発生し、冷却停止温度が６
ｏｏ℃超においても、バンド状組織が発生する。

また冷却停止温度が４００℃未満では、中心偏析帯に相
当する位置に異常硬化した硬さ不均一部を生じる。

加工終了後の平均冷却速度が５°Ｃ／ｓｅｃ未満では。

第７図に示すようｉ：、ＨＩｃ発生率が増加する。その
理由はやは９バンド状組織の発生による。

また、４０℃／　ｓｅｃ超では厚み方向最終凝固部つま
９中心偏析帯に相当する位置に、異常硬化した硬さ不均
一部を生じるため、やはり　ＨＩＣ発生率が高くなる。

最終熱間圧延における前述の構成要件を満足した鋼材に
おいては、鋼材中の組織および硬さが均一となり、ＨＩ
Ｃの伝播・助長が阻止され、優れた耐水素誘起割れ性が
得られる。

次いで鋳片の中心温度を１０００℃以上で３０分以上保
定するのは、前記製造工程に本工程を付加することによ
プ、中心偏析部の偏析が軽減され、尚一層優れた耐サワ
ー特性が得られるためである。

１０．１００℃未満では偏析拡散の効果が小さいため下
限を１０００℃とする。又、１０００℃での保定時間が
３０分未満では偏析拡散の距離が小さいため、下限を３
０分とする。

さらに、１．０≦Ａ／Ｂの鋳片に１２００　”（：以下
のオーステナイト温度域、或はＡｒ、温度以上ＡＣ３＠
度以下のオーステナイト・フエライト二相共存温度域で
、断面減少率２０チ以上の熱間加工を施し、その後、鋳
片の中心温度を１０００’Ｃ以上で３０分以上保定する
工程を付加したのは、水熱間加工を１０００℃以上での
偏析拡散熱処理前に実施することにより、偏析拡散の効
果が一層促進され、さらに優れた耐サワー特性が得られ
るからである。

第７図は、前記した加工による偏析元素の拡散促進効果
の一つでちる拡散定数の増大効果と、熱間加工温度との
関係を示したもので、本発明はこの効果を活用してＨＩ
Ｃ特性を更に改善できるものである。

偏析元素としては、Ｓｔ−Ｍｎ　　系普通鋼のＰに着目
し、各熱間加工温度において鋳片の断面減少率４５％の
加工を加え、その後、ｌ　＝ｌ　Ｏ０℃において保定し
た場合の結果である。

破線■は熱間加工を加えなかった場合の１１００℃にお
けるＰの拡散定数、実線■は熱間加工を加えた場合の１
１００℃におけるＰの拡散定数を示す。

あらかじめ熱間加工を加えておくことにより、その後の
高温保定における拡散定数の値が、熱間加工を加えなか
った場合に比べ増大していることがわかる。その場合、
熱間加工による拡散定数の増大効果は、熱間加工温度が
１２００〜１１５０℃以下で顕著であり、１２００℃以
上ではほとんど効果はない。

鋳片に熱間加工を加えるためには、変形抵抗を低くする
観点からは、オーステナイト温度域で加工するのがよい
が、加工の効果を与えるためには、オーステナイト・フ
エライト二相共存温度域で加工してもよい。

特に、鋳片または鋼片を加熱して熱間加工を行う場合に
は、全体がオーステナイト化する以前に加工をすること
がしばしば実際的である。

鋳片の一次熱間加工量は大きい方が、その後の偏析元素
の拡散を促進する効果が大きく、実質的な効果を得るた
めには、鋳片の断面減少率で２０チ以上が必要である。

鋳片の断面減少率が２０チ未満の熱間加工量では、偏析
元素の拡散に対する効果が少ない。

第８図は、拡散定数の塊大効果と熱間加工量との関係を
示したものである。

第４図と同様に偏析元素としては５１−Ｍｎ　　系普通
鋼のＰに着目し、１０００℃において鋳片に各断面減６
少率の熱間加工を加え、その後、１１００℃において保
定した場合の結果である。

破線◎は熱間加工を加えなかった場合の１１０゜°Ｃに
おけるＰの拡散定数、実線■は熱間加工を加えた場合の
１１００℃におけるＰの拡散定数を示す。

熱間加工による拡散定数が２０ｑ６以上の場合に顕著で
あり、２０％以下ではほとんど効果がない。

熱間加工工程には鋳片を加熱して加工温度に到達させて
もよいし、連続鋳造鋳片のような場合には、凝固後の冷
却過程で加工に入ってもよい。

次に鋳片の熱間加工後の加熱拡散条件における保定につ
いて述べる。

鋳片の熱間加工によシ導入された欠陥を媒介とする偏析
元素の拡散が十分に行われるように、鋳片の中心温度が
１　ｏ　ｏ　Ｏ’Ｃ以上で保定は３０分以上が必要であ
る。

鋳片内に存在する偏析の状態（偏析領域の大きさ、偏析
比、偏析元素等）および所要の鋼材特性により必要保定
時間は異なり、例えば、通常の連続鋳造鋳片から製造さ
れた鋼板が、硫化水素飽和ＰＨ３の溶液中で、割れの発
生が著しく低減するためには、１時間以上の保定か必要
である。

また、保定時間が著しく長くなる場合は、経済的に本発
明の効果が減少するので、５時間の保定時間を上限とす
る。なお保定時間とは拡散が効率的におこる温度範囲で
の積算時間であって、一定温度に保たれる時間を意味し
ない。

尚、偏析比とは、ある合金元素もしくは不純物元素の平
均温度と偏析領域での最高温度との比をさす。

鋳片の熱間加工工程からその後の加熱拡散工程へは、熱
間加工および高温保定の設定温度条件に従って、連続的
に移行してもよいし、再加熱によって移行してもよい。

この熱間加後の加熱拡散工程の温度は１０００℃以上と
指定したが、合金元素もしくは不純物元素の拡散常数は
、温度にたいして連続的・に変化するものであり、１０
００℃以下であっても保定時間を十分に長くとれば均一
化は可能である。

だだ長時間を要するので経済的な利点が減少し、実用性
が低下する。

また加熱拡散工程の温度は熱間加工温度よりも高い場合
には拡散促進効果が大きいことは、経験的（二見出され
たことであり、１０００℃以上でかつ熱間加工開始温度
よりも高くすることが有効である。

尚、加熱拡散工程の上限温度に対しても経済的な利点を
考慮すれば、ｌ　２　ｓ　ｏ　’（：、以下であること
が望ましい。

従来から鋼材の製造においては、鋼塊あるいは連続鋳造
鋳片の分塊圧延が行われている。この場合の分塊圧延の
目的は、鋼材圧延機の能力の範囲内で、圧延後の鋼材か
ら所定寸法の製品が歩留りよく得られるように、鋼片の
大きさを調整することにある。

最近、省エネルギーの観点から分塊圧延時の加熱温度お
よび圧延温度を低下させる傾向にあるが、これは−塊あ
るいは連続鋳造鋳片内に存在する偏析を、偏析元素の拡
散により軽減せしめるとの観点から行われているもので
はない。

むしろ、一般的には分塊圧延時の加熱温度および圧延温
度の低下は、偏析軽減効果に対して逆の作用をもたらす
と考えるのが普通である。

また分塊圧延後の鋼片の圧延に先たつ再加熱工程は、鋼
片を圧延に必要な温度に均熱化させることが目的であり
、本発明の中心をなす鋳片の熱間加工工程と組み合わさ
れた高温保定工程とは目的。

作用、効果ともζ二異なるものである。

従って、本発明における加工および保定は、上記の鋼塊
あるいは連続鋳造鋳片の分塊圧延とは、本質的に異る全
く新しい目的のもとに、全く新しい作用効果をもたらす
ものである。

尚本発明においては、化学成分について特に限定するも
のではないが、好ましい範囲を示せば、Ｃは主として脱
酸剤および強度確保の目的で添加するものであり、耐サ
ワー性、靭性および溶接性確保の面からできるだけ少い
方がよく、両者の兼合いから適当な含有量が決定される
もので、通常０．０２〜０．１４％（重量比、以下同じ
）が望ましい。

Ｍｎ　　は主として強度および靭性確保の目的で添加す
るが、耐サワー性の確保およびコストの点からできるだ
け少い方がよく、０．５〜１．４％が好ましく、 Ｓｌ　　は脱酸剤として添加するものであるが、過大な
添加は靭性劣化を招くおそれがあり、０．４０係以下が
望ましい。

Ｍは同じく脱脂の目的で添加するものであるが、過大な
添加は酸化物系介在物の増加、靭性劣化等を招くおそれ
があり、好捷しくは０．０８％以下とする。

Ｐは耐サワー性の面からできるだけ少い方がよく、工業
的規模における通常の製造方法においては、好ましき範
囲を０．０１５％以下（尚、さらに好ましくは０．００
６％以下）とする。

全ＳはＰと同様にできるだけ姦い方がよく、好ましくは
０．００４チ以下、 全０は介在物生成の面からできるだけ少い方がよく、好
ましくは０．００４％以下のそれぞれが望ましい。

尚、全Ｃ４はＳおよび０含有量（二基いて、必要添加量
が決まるものであるが、全Ｓおよび全０をできるだけ低
くして、全Ｃａ添加量を必要量少眼にすることが、酸化
物系クラスター状介在物の増加を避ける意味から望まし
く、Ｃａ添加コストをも考えて好ましくはｏ、ｏｏｓ％
以下とする。

上記成分の他に、本発明の鋼材の特性を損うことなく鋼
材の腐食防止、水素後入の低減による耐サワー性の確保
１強度、靭性並びに溶接性の確保等の目的で必要に応じ
て、Ｃｕ：Ｏ，１〜０．５％。

ｗｌ；　　０．１〜０．５％、　　Ｎｂ　　；　　０．
０　１〜Ｏ，１％、　　Ｖ　　；０．０１〜０．１　％
、Ｔｉ；０．００３〜０．０５　％、　　Ｍ。

≦０．５０％、Ｂ；０，０００５〜０．００５チ等の一
種又は二種以上の元素を添加することは好ましい。

（実施例） 連続鋳造鋳片より降伏強さが３０〜５６　Ｋｇ／ｍＡで
あるラインパイプ用素材の製造を行った。

ラインパイプはその使用環境から、前述の如く水素誘起
側ｎが発生し、破損につながることがある。

そこで本発明を実施することにより、ＨＩＣの発生しや
すい苛酷なサワー環境（ＰＨ４，３からＰＨ２，７へと
ＰＨが低くなるほど厳しい条件となる）においても、Ｈ
ｘｃ％’＝、あるいは実質的に無害な程度の優れた耐水
素誘起割れ用鋼材を製造することを意図した。

成分、鋳片の処理条件、均熱拡散条件、最終熱間圧延条
件と、得られたラインパイプ用素材の水素融起割れ試験
結果を第１表及び第２表に示す。

尚、本発明でＡｒ、温度とは鉄または鋼を冷却した場合
に、オーステ・ナイトからフェライトへの変態が終了す
る程度、Ａｃ、温度とは鉄または鋼を加熱した場合にフ
ェライトからオーステナイトへの変態が終了する温度を
いう。又、Ａｒ、とは鉄又は鋼を冷却した場合に、オー
ステナイトからフェライトへの変態が開始する温度をい
う。

水素誘起割れ試験は、硫化水素を飽和させた５％ＮａＣ
Ｊ、溶液に於て、ＰＨ４，３、３，５、２，７とした試
験液を２５゛Ｃ±３°Ｃ１＝保ち、その中に試験片を９
６時間浸漬した後、試験片を超音波探傷（ＵＳＴ）によ
り、欠陥面積率を求め、耐サワー特性を評価した。

実施例Ｎａｌ〜３は本発明鋼（１）の構成要件を満足し
ない場合の比較例である。一方、階４〜１３は本発明ｍ
　（１）の実施例であり、ＰＨ＝　４．３　　のサワー
環境に於て比較鋼Ｎ１１ｌ〜３のＨＩＣ発生率が１８〜
２５％であるの１′一対して、本発明鋼（１）はＨＩＣ
が皆無であり、Ａ／Ｂの値を１以上、かつＡｒ３温度以
上で最終熱間加工を終了し、加工終了後の平均冷却速度
を５〜ｂ 以下の範囲まで冷却する理由の妥当性が明確である。

次にｌ＠１４〜２３は本発明鋼（１）に従属する本発明
鋼（２）の実施例、Ｎ［１２４〜３３は本発明鋼（１）
に従属する本発明鋼（３）の実施例である。

ＰＨ＝　４．３とＰＨ＝　３．−５，１で−の欠陥面積
率を醜４〜１３と随１４〜２３で地歌すると、スラブを
均熱保定することの妥当性が明確である。

さらにＰＨ＝　３．５と２．７　での欠陥面積率を、階
１４〜２３と１２４〜３３で比較すると、スラブの熱間
加工後に均熱拡散熱処理を施す理由が明瞭であり、本発
明における各構成要件を全て満足することを必須とした
理由の妥当性が明確である。

尚、本発明は鋼塊からなる鋼片および連続鋳造鋳片のい
ずれにおいても適用が可能であるが、同一母溶鋼全体を
、均一な凝固状態に保つことが、より困難な連鋳材にお
いて適用の効果が太きい。

また本発明における加工には圧延の他、プレス。

鋳造を用いることができ、また本発明は鋼板、形鋼、棒
鋼、鋼管等の製造に適用できる。

（発明の効果） 以上の如く本発明は、従来不可能であった苛酷なサワー
環境下における耐水素誘起割れ皆無ないし実質的無害な
程度を完全に保証し得る、極めて優れた耐水素誘起割れ
用鋼材の製造を、初めて可能にしたものである。

即ち、従来最大の懸案であった鋼材の厚み方向中心部に
発生する水素誘起割れを、中心偏析部でのＭｎＳの生成
を完全に防止すべく、Ｃａ添加量を管理し、更には鋳片
を低温で熱間加工し、加えて低温・短時間の均熱拡散、
最終熱間加工での加工温度、冷却停止温度およびその間
の冷却速度を限定して、経済的に完全に消滅したもので
ある。

かかる鋼材の使用環境が益々苛酷さを増し、鋼材に対す
る耐水素誘起割れ性保証の信頼性が高度に要求されるよ
うになりつつある現状において、本発明の及ぼす効果は
極めて多大である。

【図面の簡単な説明】

第１図は連！鋳造鋳片中心偏析部のＭｎＳ生成におよぼ
すＭｎ偏析径（溶鋼中のＭｎ９度に対して１．３２倍以
上（二濃化したＭｎ偏析粒径）と、残Ｃａ／（Ｏ，Ｓ（
残０）＋１．４（残５）−ｓ）　　の関係、および実線
はＭｎＳ生成が防止できるＫとＭｎ偏析径との関係を示
す図表、第２図は連続鋳造鋳片においてＭｎ偏析径（溶
鋼中のＭｎＪ度に対して１．３２倍以上に濃化した）７
１ｎ偏析粒径）が０．３．０．５．１．０ｍｍの場合の
残ｃ、Ｌ／　（０，８（残０）＋１．４（残５）−ｓ’
１と中心偏析部のＭｎＳ個数の関係を示す図表、第３図
は連続鋳造鋳片における残Ｃａ　／　（２，４ｄ　＋０
．３　）　（０，８（残０）＋１．４（残５）−Ｓ）　
　と中心偏析部のＭｎ偏析粒内のＭｎＳ個数の関係を示
す図表、第４図はＡ／ＢとＰ）１４．３　のサワー環境
下でのＵＳＴ　　による欠陥面積率の関係を示す図表、
第５図はＡ／Ｂ≧１．０を満足する鋼の耐サワー性と最
終熱間圧延終了温度−Ａｒ、　ｇ度と最終熱間圧延終了
後の冷却停止温度の関係を示す図表、第６図はＡ／Ｂ≧
１．０を満足する鋼の耐サワー性と熱間圧延終了後の平
均冷却速度を示す図表、第７図は鋳片処理での熱間加工
温度とＰの拡散定数の関係を示す図表、第８図は鋳片熱
間加工での断面減少率とＰの拡散定数の関係を示す図表
である。 代理人　弁理士　　茶野木　立　夫 第１図 廟庫ＸＴ粒径ａ 第２図 第３図 第４図 ４−ππ耶へ脂フＣ９’Ｘ５）−８） 第５図 第６図 第７図 第Ｓ図

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）溶鋼へのＣａ添加に際し、溶鋼中の全Ｃａ量から
   溶鋼中のＣａＯ及びＣａＳの生成に消費されているＣａ
   量を差し引いて残Ｃａ量を求め、これをＡとし、一方溶
   鋼中の全Ｏ量及び全Ｓ量から、溶鋼中のＣａＯ及びＣａ
   Ｓの生成に消費されているＯ量及びＳ量を各々差引いて
   求めた残Ｏ及び残Ｓが、凝固偏析率に応じて鋳造機内で
   溶鋼が凝固するまでの間に、ＣａＯ及びＣａＳを形成す
   るのに必要な偏析補正必要Ｃａ量を求めこれをＢとした
   時、１．０≦Ａ／Ｂの関係を満足する量をＣａ添加量と
   して得られた鋼鋳片を、所望の温度に加熱し、引き続き
   Ａｒ＿３温度以上で最終熱間加工を終了し、加工終了後
   の平均冷却速度５〜４０℃／ｓｅｃで、４００℃以上６
   ００℃以下の範囲まで冷却し、その後放冷することを特
   徴とする耐水素誘起割れ性の優れた鋼材の製造方法。
2. （２）最終熱間加工に先立ち、鋳片の中心温度を１００
   ０℃以上で３０分以上保定することを特徴とする特許請
   求の範囲第１項記載の耐水素誘起割れ性の優れた鋼材の
   製造方法。
3. （３）鋳片に１２００℃以下のオーステナイト温度域あ
   るいはＡｒ＿１温度以上Ａｃ＿３温度以下のオーステナ
   イト・フエライト二相共存温度域で、断面減少率２０％
   以上の熱間加工を施し、その後、鋳片の中心温度を１０
   ００℃以上で３０分以上保定、Ａｒ＿３温度以上で最終
   熱間加工を終了し、加工終了後の平均冷却速度５〜４０
   ℃／ｓｅｃで、４００℃以上６００℃以下の範囲まで冷
   却し、その後放冷することを特徴とする特許請求の範囲
   第１項記載の耐水素誘起割れ性の優れた鋼材の製造方法
   。