JPS63243221A - 耐水素誘起割れ性高強度高靭性鋼板の製造方法 - Google Patents
耐水素誘起割れ性高強度高靭性鋼板の製造方法Info
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- JPS63243221A JPS63243221A JP7731787A JP7731787A JPS63243221A JP S63243221 A JPS63243221 A JP S63243221A JP 7731787 A JP7731787 A JP 7731787A JP 7731787 A JP7731787 A JP 7731787A JP S63243221 A JPS63243221 A JP S63243221A
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Landscapes
- 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】
(産業上の利用分野)
本発明は、耐水素誘起割れ性に優れているとともに、高
い低温靭性を有する高強度高靭性鋼板、例えばAPI規
格5L−X52、χ56級以上の鋼板、を製造する方法
に関する。
い低温靭性を有する高強度高靭性鋼板、例えばAPI規
格5L−X52、χ56級以上の鋼板、を製造する方法
に関する。
(従来の技術とその問題点)
近年開発が盛んな腐食性の強い原油や天然ガスの輸送用
ラインパイプ等に発生する水素誘起割れ(Hydeog
en Induced Cracking、以下rHI
Clと略す)については、すでに多くの研究が積み重
ねられ、その発生機構もは一解明され尽くしている。
ラインパイプ等に発生する水素誘起割れ(Hydeog
en Induced Cracking、以下rHI
Clと略す)については、すでに多くの研究が積み重
ねられ、その発生機構もは一解明され尽くしている。
即ち、HI Cは湿潤(1□S環境で鋼が腐食したとき
に発生する水素が、鋼中に侵入することによって起こる
水素脆化現象であって、特にHIC感受性の高いのはス
ラブの中心偏析に起因して異常&[l織の発生し易い板
厚中心部である。
に発生する水素が、鋼中に侵入することによって起こる
水素脆化現象であって、特にHIC感受性の高いのはス
ラブの中心偏析に起因して異常&[l織の発生し易い板
厚中心部である。
従って、これまでに提案されているHIC防止の対策は
、割れの起点となる介在物(MnS)の低減、或いはC
a添加等によるその形状制御と、圧延終了後の加速冷却
による組織の均一微細化および中心偏析部での低温変態
組織の生成防止、が主たるものである。このような耐H
I C対策は、例えば特開昭54−118325号、同
57−8592111号、同5111−77530号、
同5B −157948号、および同60−70122
号等に開示されている。
、割れの起点となる介在物(MnS)の低減、或いはC
a添加等によるその形状制御と、圧延終了後の加速冷却
による組織の均一微細化および中心偏析部での低温変態
組織の生成防止、が主たるものである。このような耐H
I C対策は、例えば特開昭54−118325号、同
57−8592111号、同5111−77530号、
同5B −157948号、および同60−70122
号等に開示されている。
加速冷却を利用する耐HIC鋼の製造方法は、概ねAr
z点以上で仕上圧延して、直ちに水冷するというもので
、鋼板の組織は微細なフェライト士パーライトMi織あ
るいはフェライト+ベイナイト混合組織になる。
z点以上で仕上圧延して、直ちに水冷するというもので
、鋼板の組織は微細なフェライト士パーライトMi織あ
るいはフェライト+ベイナイト混合組織になる。
しかしながら、このような加速冷却材は、低温靭性、特
に叶op Weight Tear Te5t (DW
TT)で測定した低温靭性に、多少劣るところがある。
に叶op Weight Tear Te5t (DW
TT)で測定した低温靭性に、多少劣るところがある。
なぜならば、Art点以上から加速冷却するために低温
圧延材に特有のセパレーションが生成せず、これによる
靭性改善効果が期待できないからである。
圧延材に特有のセパレーションが生成せず、これによる
靭性改善効果が期待できないからである。
低温靭性を高めるのに、(α+r> 2相域圧延が効
果的であることが知られている。それは未変態Tに圧下
を加えることにより冷却過程で微細なアシキュラーフェ
ライト組織とし、さらに圧延時に初析フェライトを加工
するからである。これら細粒化の効果と、低温圧延材に
特有のセパレーションにより靭性が向上する。
果的であることが知られている。それは未変態Tに圧下
を加えることにより冷却過程で微細なアシキュラーフェ
ライト組織とし、さらに圧延時に初析フェライトを加工
するからである。これら細粒化の効果と、低温圧延材に
特有のセパレーションにより靭性が向上する。
しかし、従来用いられるようなスラブを用いて、2相域
圧延し圧延終了後加速冷却すると、耐HIC性に劣るこ
とが多い。
圧延し圧延終了後加速冷却すると、耐HIC性に劣るこ
とが多い。
それは、2相域圧延中にCが偏析部に濃縮し、加速冷却
によって高硬度(Hv 300〜400以上)の低温変
態&[l織が生成し、さらにその高硬度Mi織内の介在
物(Mn Sや、粗大炭窒化物)を起点にして、HIC
が発生・伝播するからである。
によって高硬度(Hv 300〜400以上)の低温変
態&[l織が生成し、さらにその高硬度Mi織内の介在
物(Mn Sや、粗大炭窒化物)を起点にして、HIC
が発生・伝播するからである。
本発明は、上記のような相反する現象を克服して、耐H
ICにすぐれていると同時に、特にDWTTで評価され
る低温靭性も改善された鋼板を製造する新しい方法を提
供することを目的とする。
ICにすぐれていると同時に、特にDWTTで評価され
る低温靭性も改善された鋼板を製造する新しい方法を提
供することを目的とする。
(問題点を解決するための手段)
前述のように、2相域圧延−加速冷却材の耐HIC性が
劣るのは、板厚中心部に生成する低温変態Mi織と、そ
の異常組織内に存在する粗大介在物の重畳効果である0
本発明者の知見によれば、低温変態組織もしくは粗大介
在物のいずれかがなければ、HICは発生しない。
劣るのは、板厚中心部に生成する低温変態Mi織と、そ
の異常組織内に存在する粗大介在物の重畳効果である0
本発明者の知見によれば、低温変態組織もしくは粗大介
在物のいずれかがなければ、HICは発生しない。
そこで、本発明者は、低温靭性確保のために2相域圧延
−加速冷却のプロセスを採用するという前提の下に、粗
大介在物の生成を抑えることによって、耐HIC性を改
善することを検討した。
−加速冷却のプロセスを採用するという前提の下に、粗
大介在物の生成を抑えることによって、耐HIC性を改
善することを検討した。
HICの発生起点となる介在物の1つは、MnSである
ことは従来から知られている。そして、MnSを減らす
ために、S含有量を低く抑えること、或いは、MnSの
形態制御のためCa等を添加することも知られている。
ことは従来から知られている。そして、MnSを減らす
ために、S含有量を低く抑えること、或いは、MnSの
形態制御のためCa等を添加することも知られている。
しかしながら、2相域圧延と加速冷却を行う綱板の耐H
IC性を満足すべき水準まで改善するには、従来行われ
ている程度のS低減などの対策ではなお不十分である。
IC性を満足すべき水準まで改善するには、従来行われ
ている程度のS低減などの対策ではなお不十分である。
本発明者は、S含有量の徹底的な低減とともに、Mn添
加量も通常レベルよりも低く抑えた。それによって、M
nSの形態制御Tnlのために添加されるCaの量も必
要最小限にすることができ、Caクラスターの生成を防
止できる。
加量も通常レベルよりも低く抑えた。それによって、M
nSの形態制御Tnlのために添加されるCaの量も必
要最小限にすることができ、Caクラスターの生成を防
止できる。
更に、酸化物(八QZO3> t)HI Cの起点とな
るおそれがあるため、AQの添加量も厳格に調整するこ
ととした。
るおそれがあるため、AQの添加量も厳格に調整するこ
ととした。
また、さらに、HIGの発生面を詳細に調査したところ
、TiHのような粗大窒化物あるいは、Nb系、■系、
Ti系の粗大炭化物も見受けられた。これらの介在物も
、高硬度の低温変態組織内にあるとHICの起点となっ
ているものと推定される。
、TiHのような粗大窒化物あるいは、Nb系、■系、
Ti系の粗大炭化物も見受けられた。これらの介在物も
、高硬度の低温変態組織内にあるとHICの起点となっ
ているものと推定される。
そこで粗大窒化物の生成を抑えるために、N含有量を制
限し、粗大炭化物はスラブ加熱温度を高くして完全に固
溶させるか、または析出粒径を小さくするというそれぞ
れの対策をとった。
限し、粗大炭化物はスラブ加熱温度を高くして完全に固
溶させるか、または析出粒径を小さくするというそれぞ
れの対策をとった。
上述の如き鋼の組成についての配慮と、所定の強度、靭
性を付与するための製造プロセス上の条件とを総合した
本発明は、下記のとおりの鋼板の製造方法を要旨とする
。
性を付与するための製造プロセス上の条件とを総合した
本発明は、下記のとおりの鋼板の製造方法を要旨とする
。
重量%で、C: 0.04〜0.12%、Si : 0
.03〜0.80%、Mn : 0.40〜1.20%
、P : 0.025%以下、S:0.001%未満、
Ti : 0.008〜0.150%、sol、AQ
: 0.01〜0.05%、Ca : 0.0005〜
0.0030%、N:0.004%未満、残部Feおよ
び不可避不純物から成り、1.0 < Ca(χ)/S
(χ) < 3.0である鋼の連続鋳造スラブを下記
の工程で加工することを特徴とする耐水素誘起割れ性高
強度高靭性鋼板の製造方法。
.03〜0.80%、Mn : 0.40〜1.20%
、P : 0.025%以下、S:0.001%未満、
Ti : 0.008〜0.150%、sol、AQ
: 0.01〜0.05%、Ca : 0.0005〜
0.0030%、N:0.004%未満、残部Feおよ
び不可避不純物から成り、1.0 < Ca(χ)/S
(χ) < 3.0である鋼の連続鋳造スラブを下記
の工程で加工することを特徴とする耐水素誘起割れ性高
強度高靭性鋼板の製造方法。
■スラブを1150℃以上に加熱する工程、■少なくと
もArx点〜Δr3点+150℃で圧下率40%以上の
圧延を行う工程、 [3]Ar3点より低い温度で圧下率10%以上の圧延
を行う工程、 ■圧延終了後、700℃以上の温度域から400〜55
0℃まで3〜b 以後放冷する工程。
もArx点〜Δr3点+150℃で圧下率40%以上の
圧延を行う工程、 [3]Ar3点より低い温度で圧下率10%以上の圧延
を行う工程、 ■圧延終了後、700℃以上の温度域から400〜55
0℃まで3〜b 以後放冷する工程。
上記の組成と製造条件によって、API規格5L−X5
2級以上の強度レベルは十分に確保される。しかし、X
56級以上の高強度が必要な場合、上記の素材鋼に更に
、それぞれ0.05〜0.50%のCu、、N+sCr
、 Moと、それぞれ0.01〜0.15%のNb、
Vの6成分のうちの1種以上を含存させることができる
。
2級以上の強度レベルは十分に確保される。しかし、X
56級以上の高強度が必要な場合、上記の素材鋼に更に
、それぞれ0.05〜0.50%のCu、、N+sCr
、 Moと、それぞれ0.01〜0.15%のNb、
Vの6成分のうちの1種以上を含存させることができる
。
(作用)
以下、本発明において、素材鋼の組成と、製造条件を前
記のとおり定めた理由をそれぞれの作用効果とともに分
脱する。
記のとおり定めた理由をそれぞれの作用効果とともに分
脱する。
まず、素材鋼中の成分について述べる。なお、本発明に
おいて、成分の含有量を示す「%」は、全て「重量%」
である。
おいて、成分の含有量を示す「%」は、全て「重量%」
である。
C:鋼の強度確保のために0.04%以上を必要とし、
また、耐HIC性の劣化を防ぐため0.12%以下とす
る。
また、耐HIC性の劣化を防ぐため0.12%以下とす
る。
Si;鋼の強度確保および脱酸のために0.03%以上
を必要とし、また、鋼の靭性確保および焼戻脆化の防止
のため0.80%以下とする。
を必要とし、また、鋼の靭性確保および焼戻脆化の防止
のため0.80%以下とする。
Mn: F4の強度および靭性の確保のため0.40%
以上を必要とするが、Mnの増加によって偏析部の合金
元素濃度が増加し、かつMnSの量が増加するから、上
限を1.20%とする。
以上を必要とするが、Mnの増加によって偏析部の合金
元素濃度が増加し、かつMnSの量が増加するから、上
限を1.20%とする。
P:少ないほど偏析部の合金元素濃度は減少し、耐HI
C性に優れるから、少なければ少ない程好ましい。0.
025%は許容上限値である。
C性に優れるから、少なければ少ない程好ましい。0.
025%は許容上限値である。
低P化することは製造コストの上昇になるから、求めら
れる性質とコストとの兼ね合いで、0.025%以下の
範囲で所定量に抑えればよい。
れる性質とコストとの兼ね合いで、0.025%以下の
範囲で所定量に抑えればよい。
S:Sは、耐HIC性に極めて有害な元素である。
Sを低くすれば、後述のCa添加量も少なくすることが
できる0本発明では、Sの含ffを0.001%未満に
抑える。 0.001%以上になると、急激にMnSの
数が増えHI Cを発生しやすくなる。
できる0本発明では、Sの含ffを0.001%未満に
抑える。 0.001%以上になると、急激にMnSの
数が増えHI Cを発生しやすくなる。
Ti: TiNにより圧延&1Iraの細粒化をはかり
、さらにTiNおよびTiCによる水素のトラップ効果
で耐HIC性を向上させるため0.008%以上を必要
とし、一方、0.150%を超えると靭性及び溶接性が
著しく損なわれるため、上限を0.150%とする。
、さらにTiNおよびTiCによる水素のトラップ効果
で耐HIC性を向上させるため0.008%以上を必要
とし、一方、0.150%を超えると靭性及び溶接性が
著しく損なわれるため、上限を0.150%とする。
sol.Al: tAの脱酸のため0.01%以上を必
要とする。
要とする。
しかし、前述の如<、AQfOffがHI Cの起点と
なり得るので、AQの添加は必要最小限に抑えるべきで
ある。即ち、本発明では清浄度を確保するため0.05
%以下とする。
なり得るので、AQの添加は必要最小限に抑えるべきで
ある。即ち、本発明では清浄度を確保するため0.05
%以下とする。
N:Nの含有量を低く抑えることも本発明の特徴のひと
つである。Nが0.0040%以上となると粗大窒化物
が生成してHICが発生しやすくなるので0.0040
%未満とする。
つである。Nが0.0040%以上となると粗大窒化物
が生成してHICが発生しやすくなるので0.0040
%未満とする。
Ca: Q中介在物であるMnSの形態を制御し、耐H
IC性を向上させるために0.0005%以上を含有さ
せる。しかし、0.0030%を超えると、Ca系介在
物が逆に耐HIC性を劣化させる0本発明ではかかるC
aの弊害も考慮し、下記のとおりS含有量と関係づけて
Ca添加量を必要最小量に調整している。
IC性を向上させるために0.0005%以上を含有さ
せる。しかし、0.0030%を超えると、Ca系介在
物が逆に耐HIC性を劣化させる0本発明ではかかるC
aの弊害も考慮し、下記のとおりS含有量と関係づけて
Ca添加量を必要最小量に調整している。
Ca/S: MnSの球状化を図り、かつ、Ca系介在
物(酸化物)の析出抑制のために、Ca/Sは1.0超
3.0未満とする。上記のようにSを0.001%未満
と低くし、更にMnを低めに抑えであるため、Caは従
来のCa処理鋼におけるほど必要ではない。
物(酸化物)の析出抑制のために、Ca/Sは1.0超
3.0未満とする。上記のようにSを0.001%未満
と低くし、更にMnを低めに抑えであるため、Caは従
来のCa処理鋼におけるほど必要ではない。
以上の成分の外、前記のとおりX56或いはそれ以上の
高強度が要求される場合、さらに強度調整元素として、
Cu、 Ni、 Cr、 Mo、、Nb、 Vのうちの
1種以上を添加する。
高強度が要求される場合、さらに強度調整元素として、
Cu、 Ni、 Cr、 Mo、、Nb、 Vのうちの
1種以上を添加する。
Cu;強度調整及び耐食性付与のため0.05%以上を
含有させる。しかし、Cu含有量が0.50%を超える
と溶接性及び熱間圧延性を損なう。
含有させる。しかし、Cu含有量が0.50%を超える
と溶接性及び熱間圧延性を損なう。
Ni: Ni含有量は鋼の強度、靭性改善のためには0
゜05%以上を必要とし、0.50%を超えると耐硫化
物応力腐食割れ性が劣化する。
゜05%以上を必要とし、0.50%を超えると耐硫化
物応力腐食割れ性が劣化する。
Cr、 Mo:いずれも鋼の強度、靭性を向上させるた
めそれぞれ0,05%以上、0.50%以下を含有させ
る。
めそれぞれ0,05%以上、0.50%以下を含有させ
る。
Nb、■=いずれも鋼の強度、靭性向上のためにはそれ
ぞれ0.01%以上、0.15%以下を必要とする。
ぞれ0.01%以上、0.15%以下を必要とする。
上記のような付加的な添加成分を含む鋼を対象とする場
合であっても、次に述べる製造工程の各条件は、これら
の成分を含有しない鋼を対象とする場合と本質的に変わ
りはない。
合であっても、次に述べる製造工程の各条件は、これら
の成分を含有しない鋼を対象とする場合と本質的に変わ
りはない。
次に、製造工程の各条件について説明する。
第1図は、本発明の工程(ヒートパターン)を模式的に
示すものである。
示すものである。
まず■の加熱温度は1150℃以上とする。その理由は
、先に述べた粗大な窒化物、炭化物を十分に固溶させる
ためである。加熱温度が1150’ll:未満では炭化
物の十分な固溶がなされず、2相域圧延−加速冷却法を
適用した鋼板では耐HIC性に劣る、 ものになって
しまう。
、先に述べた粗大な窒化物、炭化物を十分に固溶させる
ためである。加熱温度が1150’ll:未満では炭化
物の十分な固溶がなされず、2相域圧延−加速冷却法を
適用した鋼板では耐HIC性に劣る、 ものになって
しまう。
上限は特に規定しないが、1250℃超ではオーステナ
イト粒が著しく粗大化し、以後の熱間圧延において細粒
化することが困難となるので、1250℃以下が望まし
い。加熱の時間は、スラブのサイズにもよるが、およそ
5〜120分程度でよい。
イト粒が著しく粗大化し、以後の熱間圧延において細粒
化することが困難となるので、1250℃以下が望まし
い。加熱の時間は、スラブのサイズにもよるが、およそ
5〜120分程度でよい。
熱間圧延は、まず^rx + 150℃以下Ar3点以
上のオーステナイト域で少なくとも40%以上の圧下(
第1図の■)が必要であるa Ar、 + 150℃
を超える温度域での圧下は任意である。このときの圧下
率は、40%未満ではオーステナイト粒が十分な細粒と
ならず、以下に述べる2相域圧延の効果が乏しくなり製
品鋼板の靭性が劣る。また、加速冷却時に十分な細粒と
なっていないので、幅広くつながった低温変態組織が生
成し、耐HIC性が劣化する。
上のオーステナイト域で少なくとも40%以上の圧下(
第1図の■)が必要であるa Ar、 + 150℃
を超える温度域での圧下は任意である。このときの圧下
率は、40%未満ではオーステナイト粒が十分な細粒と
ならず、以下に述べる2相域圧延の効果が乏しくなり製
品鋼板の靭性が劣る。また、加速冷却時に十分な細粒と
なっていないので、幅広くつながった低温変態組織が生
成し、耐HIC性が劣化する。
第1図の■はAr3点未満700℃以上の温度域(α+
γ2相域)での圧延である。ここでの圧下率が10%未
満では十分な細粒とならず、またセパレーションが生成
せず、低温靭性に劣る。しかし、仕上圧延温度を下げす
ぎると冷却開始が遅れ、耐HIC性が損なわれるので、
(Ar3 50℃)以上で仕上圧延を終了するのが望ま
しい。
γ2相域)での圧延である。ここでの圧下率が10%未
満では十分な細粒とならず、またセパレーションが生成
せず、低温靭性に劣る。しかし、仕上圧延温度を下げす
ぎると冷却開始が遅れ、耐HIC性が損なわれるので、
(Ar3 50℃)以上で仕上圧延を終了するのが望ま
しい。
以上により熱間圧延を終了した鋼板は、700℃以上の
温度から加速冷却される(第1図の■)。
温度から加速冷却される(第1図の■)。
加速冷却開始温度が700℃より低いと、初析フェライ
トの著しい成長に伴い、偏析部にCが濃縮し起点(介在
物)がなくてもHICを発生するような非常に硬い低温
変態&[l織が生成する。より好ましい冷却開始温度は
(Ars 50℃)以上である。
トの著しい成長に伴い、偏析部にCが濃縮し起点(介在
物)がなくてもHICを発生するような非常に硬い低温
変態&[l織が生成する。より好ましい冷却開始温度は
(Ars 50℃)以上である。
加速冷却における水冷停止温度は上限を550℃とする
。これより高い温度ではベイナイト変態が完了していな
いので、以後の放冷時にパーライト変態が進み、さらに
中心偏析部でCの濃縮した部分に非常に硬い&[l織が
生成して、耐HIC性が劣化する。下限は400℃とす
る。400℃より低温度に加速冷却すると、マルテンサ
イト変態して硬さが上昇し、耐HIC性が劣化する。即
ち、400℃より下は放冷が必要である。
。これより高い温度ではベイナイト変態が完了していな
いので、以後の放冷時にパーライト変態が進み、さらに
中心偏析部でCの濃縮した部分に非常に硬い&[l織が
生成して、耐HIC性が劣化する。下限は400℃とす
る。400℃より低温度に加速冷却すると、マルテンサ
イト変態して硬さが上昇し、耐HIC性が劣化する。即
ち、400℃より下は放冷が必要である。
加速冷却の速度は3〜b
秒より遅いと冷却時に一部パーライトが生成し、加速冷
却の効果がなく耐HIC性が劣化する。また、25℃/
秒を超える大きな冷却速度では2相域圧延時にC及び合
金元素の濃縮した中心偏析部で冷却過程に硬さが上昇し
耐HI C性が劣化する。
却の効果がなく耐HIC性が劣化する。また、25℃/
秒を超える大きな冷却速度では2相域圧延時にC及び合
金元素の濃縮した中心偏析部で冷却過程に硬さが上昇し
耐HI C性が劣化する。
3〜b
水噴射型の鋼板加速冷却装置によって得られる。
(実施例)
第1表に示す化学組成の鋼A−にのスラブ(サイズ、2
40t X 1600w X 600 j! )を供試
材とし、次の試験を行った。第1表中備考欄の○は本発
明の条件にかなう組成の鋼、△はいずれかの成分の含有
量が本発明の条件を外れる比較材である。
40t X 1600w X 600 j! )を供試
材とし、次の試験を行った。第1表中備考欄の○は本発
明の条件にかなう組成の鋼、△はいずれかの成分の含有
量が本発明の条件を外れる比較材である。
なお、第2表、第3表に示す試験結果のうち、靭性(D
WTT)と耐HIC的中率の試験、評価方法は次のとお
りである。
WTT)と耐HIC的中率の試験、評価方法は次のとお
りである。
DWTT:第2図に示す要領で試験片を採取し、−30
℃で試験、(試験片と試験要領の詳細は、例えば、「鉄
鋼便覧」第3版(昭和56年)第■巻200頁参照)、
延性破面率5hear Area (SA)が85%以
上であれば脆性破壊は起らない。
℃で試験、(試験片と試験要領の詳細は、例えば、「鉄
鋼便覧」第3版(昭和56年)第■巻200頁参照)、
延性破面率5hear Area (SA)が85%以
上であれば脆性破壊は起らない。
耐HIC的中率: 第3図(イ)に示すようにw4仮よ
り表裏面2mm切削した厚さで、幅1100I1、長さ
10100Iの板状試験片を全幅にわたって採取し、同
じく長さ方向にも数ケ所採取した。これらの試験片は、
600メツシユエメリー研磨した後、アセトン脱脂した
。HIC試験に用いた試験液は、NACE液と呼ばれる
もので0.5%酢酸(CIhCOtH) 5%食塩(
NaCQ)水溶液で試験中はHasを通気し、飽和状態
にした。温度は25℃で、試験時間は100時間である
。
り表裏面2mm切削した厚さで、幅1100I1、長さ
10100Iの板状試験片を全幅にわたって採取し、同
じく長さ方向にも数ケ所採取した。これらの試験片は、
600メツシユエメリー研磨した後、アセトン脱脂した
。HIC試験に用いた試験液は、NACE液と呼ばれる
もので0.5%酢酸(CIhCOtH) 5%食塩(
NaCQ)水溶液で試験中はHasを通気し、飽和状態
にした。温度は25℃で、試験時間は100時間である
。
第3図(ロ)に、HIC試験後の試験片端面を示すが、
このとき観察されるHICを板幅方向の割れの長さくa
ij)で測定し、断面幅に対するこのaijの総和の比
を割れ長さ率(%)(C,L、R,)とした、そして、
耐HIC的中率は、次式で表す。
このとき観察されるHICを板幅方向の割れの長さくa
ij)で測定し、断面幅に対するこのaijの総和の比
を割れ長さ率(%)(C,L、R,)とした、そして、
耐HIC的中率は、次式で表す。
C試験l〕
まず、スラブ加熱温度と圧延および冷却条件が耐HIC
性と靭性に及ぼす影響をみるため、鋼AとBを対象に上
記の各条件を様々に変えた試験を行った。その結果を第
2表に掲げる。(試験番号のA、B、・・・は第1表の
鋼種を意味する。)第2表の試験結果を要約すると次の
通りである。
性と靭性に及ぼす影響をみるため、鋼AとBを対象に上
記の各条件を様々に変えた試験を行った。その結果を第
2表に掲げる。(試験番号のA、B、・・・は第1表の
鋼種を意味する。)第2表の試験結果を要約すると次の
通りである。
まず、耐HI Cは満足できるが靭性(DWTT)が不
満足なものは、八−1、A−2、B−3である。A−1
とA−2はAr3点未満の温度域での圧延が全くないこ
とがDWTTの低い主原因であり、B−3はAr+未満
での圧下量が少ないのが原因である。
満足なものは、八−1、A−2、B−3である。A−1
とA−2はAr3点未満の温度域での圧延が全くないこ
とがDWTTの低い主原因であり、B−3はAr+未満
での圧下量が少ないのが原因である。
一方、DWTTが85以上であっても、耐HICに劣る
のはA−5、A−6、A−8、A−9、B−2、B−5
、B−6である。A−5は水冷の開始温度が低すぎ、A
−6とB−2はスラブの加熱温度が低すぎる。A−8、
A−9は水冷の停止温度が適正範囲にない。B−5とB
−6は冷却速度が適正でない。
のはA−5、A−6、A−8、A−9、B−2、B−5
、B−6である。A−5は水冷の開始温度が低すぎ、A
−6とB−2はスラブの加熱温度が低すぎる。A−8、
A−9は水冷の停止温度が適正範囲にない。B−5とB
−6は冷却速度が適正でない。
なお、八−10は、Ar3+ 150からAr+までの
温度域での圧延量が少なく、水冷開始温度も低すぎるた
め、靭性、耐HIC性ともに悪い。
温度域での圧延量が少なく、水冷開始温度も低すぎるた
め、靭性、耐HIC性ともに悪い。
上記の結果から、仮に素材鋼の組成が本発明の条件を満
していても、圧延、冷却の条件のひとつでも適正範囲に
ないと靭性と耐1(I C性の両方を満足することはで
きない、ということが分かる。
していても、圧延、冷却の条件のひとつでも適正範囲に
ないと靭性と耐1(I C性の両方を満足することはで
きない、ということが分かる。
〔試験2〕
素材鋼の組成が靭性と耐HIC性に及ぼず影響を調べた
。圧延と冷却は全て本発明の条件を満足する範囲に設定
した。即ち、スラブ加熱温度は1200℃、Ilr:l
+ 150℃から計、までの温度域での圧下率は60
%、Ar3点未満での圧下率は20%である。
。圧延と冷却は全て本発明の条件を満足する範囲に設定
した。即ち、スラブ加熱温度は1200℃、Ilr:l
+ 150℃から計、までの温度域での圧下率は60
%、Ar3点未満での圧下率は20%である。
第3表に仕上温度から冷却速度までの各条件と、第3表
の試験結果によれば、圧延と冷却の条件が本発明の範囲
にある限り、A−にの全鋼種がD−TTを満足する。し
かし、同時に耐HIC性をも満足するためには、素材鋼
の組成を厳格に調整する必要がある。要約すればC−1
、D−1、E−1、G−1はそれぞれMn、S、N、C
の含有量が本発明で定めた上限値を超えて多すぎるため
、耐HIC性に劣る。又、I−1は、Caの総量が多す
ぎCa/Sが3.9と大きすぎて、耐HIC性に悪影響
を与えている。
の試験結果によれば、圧延と冷却の条件が本発明の範囲
にある限り、A−にの全鋼種がD−TTを満足する。し
かし、同時に耐HIC性をも満足するためには、素材鋼
の組成を厳格に調整する必要がある。要約すればC−1
、D−1、E−1、G−1はそれぞれMn、S、N、C
の含有量が本発明で定めた上限値を超えて多すぎるため
、耐HIC性に劣る。又、I−1は、Caの総量が多す
ぎCa/Sが3.9と大きすぎて、耐HIC性に悪影響
を与えている。
一方、本発明の実施例に相当するものは、素材鋼の組成
が適正範囲にあることと、圧延および冷却の条件との総
合的な効果によって、低温靭性と耐HIC性のともに優
れた鋼板になっている。
が適正範囲にあることと、圧延および冷却の条件との総
合的な効果によって、低温靭性と耐HIC性のともに優
れた鋼板になっている。
(発明の効果)
本発明は、これまでの水素誘起割れ対策を更に進めて、
特にDWTTによって評価される低温靭性と耐HIC性
とを兼ね備え、しかもAPI規格X52、X56 レベ
ルを優に満足する高強度高靭性鋼板の製造方法を提供す
るものである0本発明方法によづて製造される鋼板は、
益々過酷な環境で使用されることが多いラインパイプ用
素材、或いは優れた耐HIC性と低温靭性を必須とする
多くの用途に高い信顛性をもって使用できるものである
。
特にDWTTによって評価される低温靭性と耐HIC性
とを兼ね備え、しかもAPI規格X52、X56 レベ
ルを優に満足する高強度高靭性鋼板の製造方法を提供す
るものである0本発明方法によづて製造される鋼板は、
益々過酷な環境で使用されることが多いラインパイプ用
素材、或いは優れた耐HIC性と低温靭性を必須とする
多くの用途に高い信顛性をもって使用できるものである
。
第1図は、本発明を概念的に示すヒートパターン図、
第2図は、DWtTの試験片採取要領を示す図、第3図
は、旧C試験の試験片採取と評価方法の概要を示す図、
である。
は、旧C試験の試験片採取と評価方法の概要を示す図、
である。
Claims (2)
- (1)重量%で、C:0.04〜0.12%、Si:0
.03〜0.80%、Mn:0.40〜1.20%、P
:0.025%以下、S:0.001%未満、Ti:0
.008〜0.150%、sol.Al:0.01〜0
.05%、Ca:0.0005〜0.0030%、N:
0.004%未満、残部Feおよび不可避不純物から成
り、1.0<Ca(%)/S(%)<3.0である鋼の
連続鋳造スラブを下記の工程で加工することを特徴とす
る耐水素誘起割れ性高強度高靭性鋼板の製造方法。 [1]スラブを1150℃以上に加熱する工程、[2]
少なくともAr_3点〜Ar_3点+150℃で圧下率
40%以上の圧延を行う工程、 [3]Ar_3点より低い温度で圧下率10%以上の圧
延を行う工程、 [4]圧延終了後、700℃以上の温度域から400〜
550℃まで3〜25℃/秒の冷却速度で加速冷却し、
以後放冷する工程。 - (2)重量%で、C:0.04〜0.12%、Si:0
.03〜0.80%、Mn:0.40〜1.20%、P
:0.025%以下S:0.001%未満、Ti:0.
008〜0.150%、sol.Al:0.01〜0.
05%、Ca:0.0005〜0.0030%、N:0
.004%未満、およびそれぞれ0.05〜0.50%
のCu、Ni、Cr、Moと、それぞれ0.01〜0.
15%のNb、Vの6成分のうちの1種以上、残部Fe
および不可避不純物から成り、1.0<Ca(%)/S
(%)<3.0である鋼の連続鋳造スラブを下記の工程
で加工することを特徴とする耐水素誘起割れ性高強度高
靭性鋼板の製造方法。 [1]スラブを1150℃以上に加熱する工程、[2」
少なくともAr_3点〜Ar_3点+150℃で圧下率
40%以上の圧延を行う工程、 [3]Ar_3点より低い温度で圧下率10%以上の圧
延を行う工程、 [4]圧延終了後、700℃以上の温度域から400〜
550℃まで3〜25℃/秒の冷却速度で加速冷却し、
以後放冷する工程。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP7731787A JPS63243221A (ja) | 1987-03-30 | 1987-03-30 | 耐水素誘起割れ性高強度高靭性鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP7731787A JPS63243221A (ja) | 1987-03-30 | 1987-03-30 | 耐水素誘起割れ性高強度高靭性鋼板の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63243221A true JPS63243221A (ja) | 1988-10-11 |
Family
ID=13630551
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP7731787A Pending JPS63243221A (ja) | 1987-03-30 | 1987-03-30 | 耐水素誘起割れ性高強度高靭性鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS63243221A (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH05271766A (ja) * | 1992-03-30 | 1993-10-19 | Nippon Steel Corp | 耐水素誘起割れ性の優れた高強度鋼板の製造方法 |
KR100815717B1 (ko) | 2006-11-02 | 2008-03-20 | 주식회사 포스코 | 수소유기균열 저항성과 저온인성이 우수한 고강도 대구경라인파이프 강재 및 그 제조방법 |
JP2008169468A (ja) * | 2006-12-14 | 2008-07-24 | Nippon Steel Corp | 脆性き裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板 |
JP2010235993A (ja) * | 2009-03-31 | 2010-10-21 | Jfe Steel Corp | 圧縮強度の高いラインパイプの製造方法 |
-
1987
- 1987-03-30 JP JP7731787A patent/JPS63243221A/ja active Pending
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH05271766A (ja) * | 1992-03-30 | 1993-10-19 | Nippon Steel Corp | 耐水素誘起割れ性の優れた高強度鋼板の製造方法 |
KR100815717B1 (ko) | 2006-11-02 | 2008-03-20 | 주식회사 포스코 | 수소유기균열 저항성과 저온인성이 우수한 고강도 대구경라인파이프 강재 및 그 제조방법 |
JP2008169468A (ja) * | 2006-12-14 | 2008-07-24 | Nippon Steel Corp | 脆性き裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板 |
JP2010235993A (ja) * | 2009-03-31 | 2010-10-21 | Jfe Steel Corp | 圧縮強度の高いラインパイプの製造方法 |
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