JPS637328A - 耐硫化物腐食割れ性に優れた鋼の製造方法 - 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】 「発明の目的」 本発明は耐硫化物腐食割れ性に（５れだ鋼の製造法に関
するもので、Ｈ２Ｓを含む低ｐｔｌ（３，４〜３．８）
環境において母材及び溶接継手部の耐水素誘起割れ性（
以下耐ＨＩ　Ｃ性と称する）及び耐硫化物応力腐食割れ
性（以下耐ＳＳＣ性と称する）をともに改善することの
できる鋼の製造法を提供しようとするものである。

産業上の利用分野 硫化水′累を含む湿潤環境で使用されるサワーガスライ
ンパイプ及びその付属品（フィッティング、フランジ、
ベント管）等の耐硫化物腐食割れ性を必要とする鋼材及
び泪管の製造技術。

従来の技術 硫化水素（）［２８）を含む所謂サワーオイル・サワー
ガスを輸送するラインパイプ及びその付属設備或いはＨ
２Ｓを含む流体を扱う化学プラント配管などの鋼材には
耐ＨＩ　Ｃ性と共に耐ＳＳＣ性が要求される。その場合
耐ＨＩ　Ｃ性については通常ＮＡＣＥ　　５ｔａｎｄａ
ｒｄ　ＴＭ−０２−８４に規定された人工海水にＨ２Ｓ
ガスを飽和させた溶液（ｐｌ＋−５，０〜５．２）や、
ＮＡＣＥ　　ＴＭＯＩ−７７に規定された５％ＮａＣＡ
＋０．５％ＣＨｚＣＯＯＩｌン夜にＩ−（２Ｓガスを飽
和させた溶液（ｐＨ−３，４〜３．８）が評価に使用さ
れる。特に後者のような低ｐｌ＋環境における耐ＨＩＣ
ｉ材としては、■極低Ｓ化及びＣａ添加による介在物形
態制御や■ＭｎやＰを低減することによる偏析部の硬さ
制御による対策がとられてきた。

しかし、鋼材が高強度化した場合、偏析部への成分硝化
が増し必ずしも低ｐｌ＋環境における耐旧Ｃ性を満足し
ないこともありうる。また応力が付加した場合の耐ＳＳ
Ｃ性を、例えばＮＡＣＥ−ＴＭ０１−７７規格による定
荷重型ＳＳＣ試験（６，３５ｍｍφの丸棒試験片を５％
ＮａＣｊ！＋０．５％Ｃ）１３ｃＯＯ１１＋飽和■１□
Ｓ液内である荷重で引張応力を付与し、種々応力におけ
る破断時間を求める試験）で評価した場合、上記従来鋼
材は破断の限界応力（７２０ｈｒ破断しない最大応力）
は５０〜７０％×降伏応力（σｙ）程度である。

これらの特性を改善したものに低炭素ベイナイト鋼があ
る。これは鋼材を低Ｃ化し、それによる強度低下をＭｎ
　、Ｎｂ　、Ｂなどの添加によって補い、ミクロ組織を
均一な低炭素へイナイト組織にしたものであって、通常
Ｃ−低Ｍｎ型の鋼材に比べ比較的高強度であっても優れ
た耐ＨＩＣ性が低ｐＨ環境でも得られる。また最近では
制御圧延（Ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ　Ｒｏｌｌｉｎｇ）だ
けでなく制御冷却（Ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ　Ｃｏｏｌｉ
ｎｇ　）をも組み合わせることによって優れた母材の耐
ＨＩＣ性及び耐ＳＳＣ性が得られることが公表されてい
る。

発明が解決しようとする問題点 しかしこれとても、継手の定荷重ＳＳＣ試験（ＮＡＣＥ
　　ＴＭＯＩ−７７）の限界応力（σい）は５０〜６５
％σ、程度であり、従来鋼の耐ＳＳＣ性レベルと同等で
しかない。

一方、焼入焼戻（ＱＴ）処理によってミクロ組織を均一
な焼戻マルテンサイト組織とすることにより、耐ＨＩＣ
性及び耐ＳＳＣ性が向上し、特に溶接後ＱＴ処理したも
のでは継手の耐ＳＳＣ性も改善することが知られている
が、工業的にＱ処理とＴ処理を施さねばならず、処理工
程の能率などの問題で必ずしも量産に適しているとは言
い難い。

「発明の構成」 問題点を解決するための手段 １、　　Ｃ：０．００５〜０．０６ｗ以下、　Ｓｉ：０
．０５〜０．８　ｈ以下、Ｍｎ：０．５〜２．２　ｗ以
下、　　Ｐ　：０．０２０　　ｗ以下以下、Ｓ　：０．
００４ｗ以下以下、　　Ｎｂ：０．００５〜０．０８ｗ
以下、Ａｆ：０．０１〜０．０８讐Ｌ％、Ｎ　：０．０
０２〜０．０１ｗ以下、Ｃａ：０．０００５〜０．０１
ｗ以下、を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からな
る鋼を（Ａｃ＋＋　　３０）　℃〜１１００℃の温度に
加熱後焼入れすることを特徴とする耐硫化物腐食割れ性
に優れた鋼の製造方法。

２、　　　Ｃ二０．００５〜０．０６ｗｔ　％、　　　
Ｓｉ：０．０５　〜０．８　會以下、！１ｎ：０．５〜
２．２　ｗ以下、　　Ｐ　：０．０２０　　ｗ以下以下
、Ｓ　：０．００４ｗ以下以下、　　Ｎｂ：０．００５
〜０．０８ｗ以下、Ａ　Ｅ　：　０．０１〜０．０８ｉ
ｎ以下、Ｎ　：０．００２〜０．０１ｒＬ９１０゜Ｃａ
：Ｏ，０Ｏ０５〜０．０１ｗ以下 を含有すると共に、 Ｃｕ：１．０ｗｔ％以下、　　Ｎｉ：１．Ｏ−１％以下
、Ｃｒ：１．０ｗｔ％以下、　　Ｍｏ：０．５ｗ以下以
下、Ｖ　：０．１　ｗ以下以下、　　Ｔｉ：Ｏ，１ｗ以
下以下、Ｂ　：０．００３ｗｔ％以下 の何れか１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び
不可避不純物からなる鋼を（Ａｃ３３０）　℃〜１１０
０℃の温度に加熱後焼入れすることを特徴とする耐硫化
物腐食割れ性に優れた鋼の製造方法。

作用 ｗ以下（以下単に％という）で、Ｃ：０．００５％以上
、Ｍｎ：０．５％以上を含有させ、また適宜にＮｉ　ｓ
　Ｃｒ、Ｍｏ、ＶＳＢを含有させることによって強度を
確保する。

Ｃ：０．０６％以下、Ｍｎ：２．２％以下、Ｐ：０．０
２％以下、Ｓ：０．００４％以下、Ｎｂ　　：　０．０
８％以下とすることによって母材および溶接部の耐ＨＩ
Ｃ性を共に焼入れままで得しめる。

Ｃ：０．０６％以下、Ｓ：０．００４％以下とし、又適
宜に添加されるＮｉを１．０％以下、Ｍｏを０．５％以
下とすることにより母材および溶接部の耐ＳＳＣ性を焼
入れままで得しめる。

Ｓｉ：Ｑ、３Ｑ％以下、Ｍｎ：０．５％以上で２．２％
以下、Ｎｂ：０．０８％以下、Ａｊ！：０．０８％以下
、Ｎ：１００１］ｐｎｌ以下とし、又適宜に添加される
Ｃｒを１．０％以下、■を０．１％以下、Ｔｉを０．１
％以下、Ｂを０．００３％以下として靭性を確保する。

Ｎｂがｏ、ｏｏｓ％以上含有されることによって焼入前
組織を細粒化し、Ａ１を０．０１％以上、Ｎを２０ｐｐ
ｍ以上含有せしめて焼入れ加熱時の結晶粒粗大化ピン止
め効果を得しめる。

ＡＮを０．０８％以下、Ｎをｌｏｏｐｐｍ以下として表
面疵の発生を抑制し、Ｃａを５　ｐｐｍ以上として介在
物の形状を制御し、しかも１１００ｐｐ以下として鋼の
汚れを抑制し耐サワー特性劣化を回避する。

任意元素としてのＣｕを１．０％以下として熱間加工性
劣化を避け、同じく任意元素としてのＭ。

を０．５％以下、■を０．１％以下として溶接性を良好
にする。

焼入れ温度を（Ａｃ３３０）”Ｃ以上とすることにより
該温度以下の焼入れ温度が採用された場合の耐ＳＳＣ特
性劣化領域を避け、又この焼入れ温度を１１００℃以下
として耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性がともに劣化するこ
とを回避する。

それらの結果として焼入れままで好ましい耐ＳＳＣ性お
よび耐ＨＩ　Ｃ性が得られる。

実施例 上記したような本発明について更に説明するならば、本
発明者等は上記したような従来の実情に鑑み、種々鋭意
検討を重ねた結果本発明を完成したものであって、具体
的に説明すると、ｗ以下（以下単に％という）で、Ｃ：
０．００５〜０．０６％、Ｓｉ　　：　０．０５〜０．
８％、Ｍｎ　　：　０．５〜２．２％、Ｐ：　０．０２
０％以下、Ｓ　：　０．００４％以下、Ｎｂ：ｏ、　ｏ
　ｏ　ｓ〜０．０８％、Ａｊ！：０．０１〜０．０８％
、Ｎ　：　０．００２〜０．０１％、Ｃａ：Ｏ，０Ｏ０
５〜０．０１％を含有し、また必要に応じてＣｕ：１．
０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、
Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ　：　０．１％以下、Ｔｉ：０
．１％以下、Ｂ：０．００３％以下の何れか１種または
２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物から成る
鋼及び鋼継手を（Ａｃ３３０）　℃〜１１００℃の温度
に加熱後焼入れ、焼戻処理を省略するような耐硫化物腐
食割れ特性に優れた鋼及びｍ継手の製造法である。

即ちこのような本発明の骨子について述べると次の■〜
■の如くである。

■　低Ｃ鋼を選択し、焼入ままでも水素脆化感受性の高
いマルテンサイト、下部ベイナイトを形成しないように
し、低炭素ベイナイト組織或いはフェライトとの混合組
織にすること。

■　（Ａｃｔ　　３０）　”Ｃ（当成分ではほぼ８５０
　”Ｃに相当）から１１００℃の温度範囲から焼入（急
冷）すること。

■　焼戻処理工程を省略すること。

上記■に関して説明すると以下の如くである。

即ち、第１図（Ａ）はｘＣ−０，２１〜０．２５％５ｉ
−１，４３〜１．５６％Ｍｎ　　Ｏ，０１１〜０．０１
２％Ｐ−≦０．００１％Ｓ−０．０３６〜０．０３９％
Ｎｂ−０，０２８〜０．０３９％ＡＡ−０，００２８〜
０゜００５１％Ｎ　　Ｏ，００２０〜０．００２８％Ｃ
ａ系鋼材（いずれも板Ｔ′Ｊ、２５龍）を９５０〜１０
００”ｃ　Ｉ分間保持後水冷（８００〜４００℃の平均
冷却速度２５℃／Ｓ）後、焼戻を施さずに、５％ＮａＣ
１＋０．５　％ＣＨ：ｌ　ＣＯＯＨ→−会包和ＩＩ　２
　Ｓ　ｉ容２＆、所謂ＮＡＣＥ液内でＨＩ　Ｃテスｌ−
したときの割れ長さ率（ＣＬ　Ｒ）とＣｌの関係を示し
たものである。尚、割れ長さ率（ＣＬ　Ｒ）については
、第１図（Ｂ）で示すような鋼材の割れＴＩ、Ｔ２、Ｔ
１、（但し、Σ７！ｉ：３断面の割れ合計長さ）として
求められるものである。また、第１図のものと同じ鋼材
にて同じ熱処理を施した後、ＮＡＣＥＴＭＯＩ−７７に
基づく定荷重ＳＳＣ試験を降伏応力の８０％で実施した
ときの破断までの時間は第２図に示す如くである。第１
図、第２図より、ｃｌを０．０６％以下にしておけば焼
入れままでも耐ＨＩＣ特性と勿論のこと耐ＳＳＣ特性も
従来に比べ太き（改善することがわかる。

−方Ｃ量が多くなると組織は焼入組織すなわちベイナイ
ト−マルテンサイトに移行してきて、所謂硬化組織とな
る。これらの組織は焼戻処理することによって改善され
るが、焼入れままでは水素脆化感受性が高く耐ＨＩＣ性
、耐ＳＳＣ性をともに劣化する。特に偏析部では成分が
濃化しているため劣化の程度が大きい。

またＣ聾が低下してくると、所謂均一な低炭素ベイナイ
ト組織あるいは低炭素ベイナイト＋フェライト混合組織
となって、焼入ままでも硬さは低下することから良好な
耐ＨＩＣ１耐ＳＳＣ特性を示す。更に偏析部についても
低Ｃ化することによりＭｎ、Ｐなどの偏析部が低下する
だけでなく、加熱の際の変態拡散により硬化組織とはな
りにくり、耐硫化物腐食割れ性は向上する。

これらの現象は溶接部の熱影古部についても言える。例
えば低Ｃ鋼を潜弧溶接法によって内外面−層溶接した後
の継手のＳＳＣ限界応力は５０〜６５％σ、程度（ＮＡ
ＣＥ　　ＴＭＯＩ−７７）であるのに対しくＨＡＺで破
断）、焼入することによって焼戻をすることなくＨＡＺ
のシクロ組織は均一な低炭素ベイナイト（＋フェライト
）組織となって耐ＳＳＣ特性は向上する（但し、焼入に
よって溶接金属が硬化しないよう、やはり低Ｃ系の溶接
金属とすることが重要である）。

因みに第３図（Ａ）に第１．２図で使用した鋼材をＳＡ
Ｗで内外面１層熔接（内面５３　Ｋ　Ｊ　／　ｃｍ、外
面５６ＫＪ／ｃ＋＋＋溶接金属のＣ量が０．０５ｗ以下
程度になるような溶接ワイヤと溶融型フラックス）した
後、９５０〜１０００℃で１分間保持し然る後に水冷（
平均冷却速度約２５℃／Ｓ）した継手についてＮＡＣＥ
　　ＴＭＯＩ−７７に基＜　ＳＳＣ試験結果を示す。尚
、この継手の試験片採取位置は第３図（Ｂ）に示す如く
である。降伏応力は８０％σ、と統一しているが、第３
図（Ａ）に示す如く母材のＣｌが０．０６ｗ以下以下で
あれば、７２０ｈｒ経過しても破断しないことが分かる
。また（、１が０．０６２％以下では５％ＮａＣｊ！＋
０．５％ＣＨｚ　ＣＯＯＨ十飽和Ｈ，Ｓ液（２５℃Ｘ９
６ｈｒ）によるＨＩＣテストでもＨＩ　Ｃは全く発生し
ない。

以上より母材のＣｌを０．０６％以下に低減すれば、焼
入ままで焼戻することなく良好な耐硫化物腐食割れ（Ｈ
ＩＣ及びＳＳＣ＞性を有する母材あるいは継手が得られ
ることが分かった。勿論、極低５−Ｃａ添加によって介
在物形状制御をすることは必須である。

更に、前記■について説明すると以下の如くである。即
ち、第４図には、０．０３７％Ｃ−０，２０％Ｓｉ　　
−，１，４８％Ｍｎ−０，００８％Ｐ−０．００１％Ｓ
−０．２９％Ｃｕ−０，１１％Ｎｉ　　　Ｏ，０４１％
Ｎｂ−０．０３２％／’７！−０，００４３％Ｎ系鋼（
ｔ＝２０ｍｍ）を圧延後焼入したときの熱処理温度と耐
ＨＩＣ及びＳＳＣ性の関係を示す。熱処理保持時間は１
分間で、冷却は水冷（８００〜４００℃の平均冷却速度
約２８℃／　ｓ　）である。試験溶液はやはり５％Ｎａ
Ｃｌ　＋　０．５％Ｃ）［３ＣＯＯＨ十飽和Ｈ２Ｓの低
ｐｌ＋の所謂Ｎ　Ａ　ＣＥ液である。また継手の溶接条
件としては、内外面−層のＳＡＷ溶接（内面４６　Ｋ　
Ｊ　／　ｃｍ、外面４９　Ｋ　Ｊ　７０ｍ、　？９接金
属のＣ量が０．０７％、Ｍｎ量が１．５２％となるよう
な溶接ワイヤと溶融型塩基性フラックス）である。

この第４図より耐ＨｆＣ性については低Ｃ量のため１１
００℃までの非常に広い範囲でＣｒａｃｋなしと優れた
性能を示すのに対し、ＮＡＣＥＴＭＯＩ　　７７に基＜
　ＳＳＣ試験（応力８０％σｙ）では、８６０℃未満か
らの焼入の場合には耐ＳＳＣ特性が劣化する領域がある
ことがわかる。

また、１１００℃を超える高温から焼入れだ場合は耐Ｈ
ＩＣ性、耐ＳＳＣ性がともに劣化する。即ち、耐硫化物
腐食割れ性の観点からの適性焼入温度は、母材及び継手
の耐ＨＩＣ，ＳＳＣ性を考慮すると８６０〜１１００℃
と評価できる。８６０℃近辺はこの種の低Ｃ鋼のＡｃ、
点から約３０℃低い値でもある。

尚、焼入前の組織が細粒であればあるほど焼入後の組織
にもその１頃向が持ち越され、耐ＳＳＣ特性もよくなる
傾向にあるので、鋼スラブの圧延条件としては加熱温度
を比較的低めにとり（１０００〜１２５０℃）、未再結
晶温度以下で、３０％以上の圧下量を加え、仕上温度を
６５０〜８００℃の制御圧延をすることが望ましいが、
敢えて強制するものではない。勿論これに制御冷却を施
しても問題はない。

ところで、焼入温度は（Ａｃｚ　　３０）　’Ｃから１
１００℃としたが、高温はど結晶粒が粗大化し焼きが良
く入って硬化することによりＳＳＣ特性は劣ってくるた
め、１１００℃では２分以内が望ましい。大体の目安と
しては、 １１００℃−２分以内の保持時間 １０００°ｃ−５分以内の保持時間 ９００℃−２０分以内の保持時間 である。

一方、冷却速度は焼入れることによって低炭素ベイナイ
トあるいはそれとフェライトとの混合組織が得られれば
よく、必ずしも限定しない（Ｉ！μち成分計や焼入温度
、保持時間に依存する）が、８００〜４００℃の平均冷
却速度は５〜６０℃／Ｓである。

次に本発明における必須成分についての限定範囲につい
て述べると以下の如くである。

Ｃ二既に説明したようにｏ、ｏ６％を超えると焼入まま
で耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性が劣化する。

−方強度確保の観点から少なくとも０．００５％必要で
ある。

Ｓｉ：脱酸上受なくとも０．０５％以上必要だが、逆に
０．８０％を超えると靭性が急激に劣化してくる。

Ｍｎ　：　０．５％未満ではここでいう低炭素へイナイ
ト組織を得にくく、また強度靭性の確保のためにも０．
５％を下限とする。−方２．２％を超えると靭性劣化や
耐ＨＩＣ性の劣化が懸念される。

Ｐ：焼入ままにおける耐ＨＩＣ性、靭性の確保の点から
、０．０２０％を上限とする。

Ｓ：耐ＨＩ　Ｇ、耐ＳＳＣ性や延靭性の確保のためにＯ
，ＯＯ４％を上限とする。

Ｎｂ：焼入の加熱の際にＮｂ（ＣＮ）として結晶粒の粗
大化を抑制し、且つ焼入面組織の細粒化（ＣＲの効果）
を発揮するために、少なくともＯ，ＯＯ５％必要。また
逆に０．０８％を超えると耐ＨＩＣ性、・靭性などが劣
化してくるのでそれを上限とする。

Ａ１：Ａ７！ＮとしてＱｕｅｎｃｈ時の加熱の際結晶粒
粗大化のピン止め効果があり、また脱酸剤としても少な
くとも０．０１％は必要である。ただし、表面疵の発生
、靭性劣化等を考ｈｔ　シて０．０８％を上限とする。

Ｎ　：　Ｎ　ｂ　（ＣＮ）　、Ａ　Ｉｔ　Ｎとして加熱
の際のピン止め効果を狙うには少なくとも２０ｐｐｍは
必要であるが、−方１１００ｐｐを超えると表面疵の問
題あるいは焼入ままにおける継手の靭性劣化の傾向を生
じる。

Ｃａ：Ｓｉに応じてＣａ／Ｓ＝１〜５で添加するのが望
ましく、少なくとも５　ｐｐｍ以上添加しなければ介在
物形状制御の効果が無く、−方１００ｐｐ＋ｗを超える
とむしろカルシウムオキシサルファイドやカルシウムア
ルミネートなどによって鋼が汚れ、耐サワー特性が劣化
する。

更に本発明の鋼の任意添加元素の限定範囲について述べ
ると以下の如くである。

Ｃｕ：ｐＨ＞５の場合の耐ＨＩＣ性確保に必要なことが
あり、また焼入ままの強度には少しではあるが効果があ
るが、１．０％を超えると熱間加工性が劣化するので１
．０％を上限とする。

Ｎｉ：強度、靭性に有効であるが、低温変態生成物をつ
くりやすく、耐ＳＳＣ性に有害であるので、１．０％を
上限とする。

Ｃｒ：強度確保上添加してもよいが、１．０％を超える
と靭性を劣化させるので注意しなければならない。

門ｏ：焼入ままの鋼の強度上昇には大きな効果があるが
、硬さが硬くなり耐ＳＳＣ性、溶接性によくないため、
上限を６．５％とする。

Ｖ二強度確保上添加してもよいが、過剰添加では靭性劣
化、溶接性劣化を招くので、上限を０．１％とする。

Ｔｉ：Ｎｂと同様に焼入前の組織を細粒化させる効果を
有し、またＢを添加するときはＴｉＮとしてＢを庇護す
る役割があるが、過剰に添加するとＨＡＺの靭性、母材
の靭性を損うため上限を０．１％とする。

Ｂ：極低Ｃ領域での強度低下を補うべく添加してもよい
。その添加量はＴｉ　、Ａｌ、Ｎの量とも関連するが、
大略０．　ＯＯ３％までであり、それを超えると却って
靭性劣化を招く。

尚、これらの成分から成る鋼を溶接する際、特に後工程
の焼入によって溶接金属のビッカース硬さが２６０を超
えないように溶接材料、溶接条件を選定することが重要
である。

本発明によるものの具体的な製造例について、従来法な
いし比較例と共に示すと以下の如くである。

次の第１表は本発明法及び従来法によるものの鋼成分で
ある。

上記したような各省に対して行われた圧延条件、溶接条
件および熱処理条件を要約して示したものが次の第２表
であって、更にそれらの結果として得られた母材および
継手部のそれぞれについてのＨＩＣ試験およびＳＳＣ試
験結果は第３表の如くである。なおこの第３表における
耐ＨＩＣ性は５％ＮａＣＡ＋０．５％ＣＨ３ＣＯ０Ｈ＋
飽和Ｈｚ　Ｓなる低ｐＨの所謂ＮＡＣＥ溶液にて２５℃
Ｘ９６ｈｒテスト後のＣＬＲ（割れ長さ率）であり、−
方耐ＳＳＣ性はＮＡＣＥ　　ＴＭＯＩ−７７規格に基く
テストの破断時間で評価したものである。

即ちこのような結果によるならば本発明の製造例による
ものは従来例に比べ優れた耐ＨＩＣ１耐ＳＳＣ性を有し
ていることが明らかであり、枠に鋼■（、Ｌ、Ｍおよび
０はパイプ及び曲り管の例であるが、第３表に示したよ
うに母材部分が何れも卓越した耐硫化物腐食割れ性を示
すだけでなしに、溶接部も優れた耐硫化物腐食割れ特性
を有していることは明らかである。

「発明の効果」 以上説明したような本発明によるときはＨ２Ｓを含有し
たｐ１１３．４〜３．８のような低ｐＨｌＩＱ境におけ
る耐水素誘起割れ性および耐硫化物応力腐食割れ性を共
に改善し、特に母材のみならず溶接部に関してもそれら
の特性を適切に改善してサワーガスライン用鋼管その他
の部材における特性を有効にｉ４め得るものであって、
工業的にその効果の大きい発明である。

【図面の簡単な説明】

図面は本発明の技術的内容を示すものであって、第１図
は焼入れまま材におけるＨ　Ｉ　Ｃ割れ長さ率に及ぼす
Ｃ量の影響を示した図表とその割れ長さ率を求め方につ
いての説明図、第２図は焼入まま材におけるＳＳＣ試験
の破断時間に及ぼすＣ量の影響を示した図表、第３図は
溶接後焼入ままの継手におけるＳＳＣ試験の破断時間に
及ぼすＣ量の影響を示した図表、第４図は耐硫化物腐食
割れ特性に及ぼす焼入温度の影響についての図表である
。 なお第４図における・は継手部、Ｏは母材を示すもので
ある。 特許出願人　　日本鋼管株式会社 発　　　明　　　者　　　　北　　　１）　　豊　　　
車間　　　　　　　　　　　　　卯　　　目　　　和　
　　棒間　　　　　　　　　　　兵　　藤　　知　　肋
間　　　　　　　　　　　　石　　原　　利　　　部第
　　／　　圓 Ｃ量り ｘｌ；；ｚｍｍ西面籾ｌしる（劇り受ン。 第　　２　　圓 σ４−（修） 第　　Ｊ　　圓 試瞼轡立ｌ ＱＬっ＋Ｉψｔｉ　Ｆｕシ’ｉ１ｍ　Ｌ−Ｃ４（％） 第　　４　　圓 瀉入漁、）ｊＬ（旬Ｘ／へ犬冷

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ：０．００５〜０．０６ｗｔ％、Ｓｉ：０．０
   ５〜０．８ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜２．２ｗｔ％、Ｐ：
   ０．０２０ｗｔ％以下、Ｓ：０．００４ｗｔ％以下、Ｎ
   ｂ：０．００５〜０．０８ｗｔ％、Ａｌ：０．０１〜０
   ．０８ｗｔ％、Ｎ：０．００２〜０．０１ｗｔ％、Ｃａ
   ：０．０００５〜０．０１ｗｔ％ を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼を（
   Ａｃ＿３−３０）℃〜１１００℃の温度に加熱後焼入れ
   することを特徴とする耐硫化物腐食割れ性に優れた鋼の
   製造方法。 ２、Ｃ：０．００５〜０．０６ｗｔ％、Ｓｉ：０．０５
   〜０．８ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜２．２ｗｔ％、Ｐ：０
   ．０２０ｗｔ％以下、Ｓ：０．００４ｗｔ％以下、Ｎｂ
   ：０．００５〜０．０８ｗｔ％、Ａｌ：０．０１〜０．
   ０８ｗｔ％、Ｎ：０．００２〜０．０１ｗｔ％、Ｃａ：
   ０．０００５〜０．０１ｗｔ％ を含有すると共に、 Ｃｕ：１．０ｗｔ％以下、Ｎｉ：１．０ｗｔ％以下、Ｃ
   ｒ：１．０ｗｔ％以下、Ｍｏ：０．５ｗｔ％以下、Ｖ：
   ０．１ｗｔ％以下、Ｔｉ：０．１ｗｔ％以下、Ｂ：０．
   ００３ｗｔ％以下 の何れか１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び
   不可避不純物からなる鋼を（Ａｃ＿３−３０）℃〜１１
   ００℃の温度に加熱後焼入れすることを特徴とする耐硫
   化物腐食割れ性に優れた鋼の製造方法。