JP2003013175A - 耐水素誘起割れ性に優れた鋼材 - Google Patents
耐水素誘起割れ性に優れた鋼材Info
- Publication number
- JP2003013175A JP2003013175A JP2001194355A JP2001194355A JP2003013175A JP 2003013175 A JP2003013175 A JP 2003013175A JP 2001194355 A JP2001194355 A JP 2001194355A JP 2001194355 A JP2001194355 A JP 2001194355A JP 2003013175 A JP2003013175 A JP 2003013175A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- concentration
- less
- plate thickness
- average
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Continuous Casting (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】ラインパイプ、カーゴタンク、石油精製用の圧
力容器や搭槽類等に用いて好適な安価な高Ｍｎ鋼からな
る耐ＨＩＣ性に優れた高強度鋼材の提供。 【解決手段】本発明の鋼材は、板厚中心部の平均Ｍｎ濃
度が鋼中平均Ｍｎ濃度よりも低く、かつ、板厚中心部に
おける最大Ｍｎ濃度が２．９質量％以下である。
力容器や搭槽類等に用いて好適な安価な高Ｍｎ鋼からな
る耐ＨＩＣ性に優れた高強度鋼材の提供。 【解決手段】本発明の鋼材は、板厚中心部の平均Ｍｎ濃
度が鋼中平均Ｍｎ濃度よりも低く、かつ、板厚中心部に
おける最大Ｍｎ濃度が２．９質量％以下である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、硫化水素を含む原
油や天然ガス等の輸送に使用されるラインパイプやカー
ゴタンク、あるいは石油精製の圧力容器や搭槽類用とし
て好適な、耐水素誘起割れ性に優れる鋼材に関するもの
である。
油や天然ガス等の輸送に使用されるラインパイプやカー
ゴタンク、あるいは石油精製の圧力容器や搭槽類用とし
て好適な、耐水素誘起割れ性に優れる鋼材に関するもの
である。
【０００２】
【従来の技術】硫化水素を含む原油や天然ガス等の輸送
に使用されるラインパイプやカーゴタンク、あるいは石
油精製の圧力容器や搭槽類として用いられる鋼材では、
しばしば水素誘起割れ（以降、ＨＩＣと称する）が問題
となる。ＨＩＣとは、硫化水素を含む環境で鋼材が使用
されて腐食したときに、鋼中に侵入した水素によって引
き起こされる割れのことである。
に使用されるラインパイプやカーゴタンク、あるいは石
油精製の圧力容器や搭槽類として用いられる鋼材では、
しばしば水素誘起割れ（以降、ＨＩＣと称する）が問題
となる。ＨＩＣとは、硫化水素を含む環境で鋼材が使用
されて腐食したときに、鋼中に侵入した水素によって引
き起こされる割れのことである。
【０００３】連続鋳造スラブから製造される鋼材、特に
鋼板では、板厚中心部の正偏析帯で、ＨＩＣ感受性が高
い。その理由は、正偏析帯においては、特にＭｎおよび
Ｐ濃度が母材よりも高くなり、その結果として正偏析帯
は母材よりも硬くなりやすいからである。したがって、
従来の耐水素誘起割れ性（以降、耐ＨＩＣ性と称する）
に優れる鋼材は、正偏析帯の硬さをＨＩＣが発生しない
レベルまで抑えた、偏析しにくい組成、すなわち、低Ｃ
−低Ｍｎ系を基本としたものである。
鋼板では、板厚中心部の正偏析帯で、ＨＩＣ感受性が高
い。その理由は、正偏析帯においては、特にＭｎおよび
Ｐ濃度が母材よりも高くなり、その結果として正偏析帯
は母材よりも硬くなりやすいからである。したがって、
従来の耐水素誘起割れ性（以降、耐ＨＩＣ性と称する）
に優れる鋼材は、正偏析帯の硬さをＨＩＣが発生しない
レベルまで抑えた、偏析しにくい組成、すなわち、低Ｃ
−低Ｍｎ系を基本としたものである。
【０００４】たとえば、特開平５−２７１７６６号公報
には、連続鋳造スラブの中心偏析を改善するため、低Ｃ
−低Ｍｎ−Ｎｂ−微量Ｔｉ添加のベース鋼に、それぞれ
０．３％以下のＣｒ、Ｍｏを複合添加して制御圧延後、
加速冷却する方法が示されている。また、特開平１１−
３０２７７６号公報には、低Ｃ−低Ｍｎ−Ｎｂ−Ｔｉ系
鋼のＳ、Ｍｇ、ＣａおよびＯの含有量を厳格に制限して
制御圧延した後、加速冷却する方法が示されている。
には、連続鋳造スラブの中心偏析を改善するため、低Ｃ
−低Ｍｎ−Ｎｂ−微量Ｔｉ添加のベース鋼に、それぞれ
０．３％以下のＣｒ、Ｍｏを複合添加して制御圧延後、
加速冷却する方法が示されている。また、特開平１１−
３０２７７６号公報には、低Ｃ−低Ｍｎ−Ｎｂ−Ｔｉ系
鋼のＳ、Ｍｇ、ＣａおよびＯの含有量を厳格に制限して
制御圧延した後、加速冷却する方法が示されている。
【０００５】しかし、上記の両公報に示されている方法
では、いずれも、安価に高強度を得やすい元素であるＭ
ｎの上限を制限せざるを得ないという問題があった。具
体的には、前者の公報に示される鋼のＭｎ含有量の上限
は１．４％であり、後者の公報に示される鋼のＭｎ含有
量の上限は１．５％である。したがって、Ｍｎ含有量の
上限を規定するのに代えて高価なＣｒやＭｏを添加した
り、複雑なＳ、Ｍｇ、ＣａおよびＯの含有量の制御をお
こなう必要があるのである。すなわち、これら従来の発
明には、安価な高Ｍｎ鋼からなる耐ＨＩＣ性に優れた鋼
材を得るという技術的思想は全くない。
では、いずれも、安価に高強度を得やすい元素であるＭ
ｎの上限を制限せざるを得ないという問題があった。具
体的には、前者の公報に示される鋼のＭｎ含有量の上限
は１．４％であり、後者の公報に示される鋼のＭｎ含有
量の上限は１．５％である。したがって、Ｍｎ含有量の
上限を規定するのに代えて高価なＣｒやＭｏを添加した
り、複雑なＳ、Ｍｇ、ＣａおよびＯの含有量の制御をお
こなう必要があるのである。すなわち、これら従来の発
明には、安価な高Ｍｎ鋼からなる耐ＨＩＣ性に優れた鋼
材を得るという技術的思想は全くない。
【０００６】なお、特開平６−２２０５７７号公報に
は、偏析部のＭｎ濃度を鋼中平均Ｍｎ濃度の１．２０倍
以下に規制したＭｎ含有量の上限が２．５％の耐ＨＩＣ
性に優れた高張力鋼板が示されている。しかし、そこに
示されている高張力鋼板は、必須成分として高価なＣ
ｕ、Ｎｉを多量に含むので、コスト高につくという欠点
を有している。また、この公報には、高価なＣｕ、Ｎｉ
を含まない安価な高Ｍｎ鋼の耐ＨＩＣ性を向上させると
いう技術的思想は全く示されていない。
は、偏析部のＭｎ濃度を鋼中平均Ｍｎ濃度の１．２０倍
以下に規制したＭｎ含有量の上限が２．５％の耐ＨＩＣ
性に優れた高張力鋼板が示されている。しかし、そこに
示されている高張力鋼板は、必須成分として高価なＣ
ｕ、Ｎｉを多量に含むので、コスト高につくという欠点
を有している。また、この公報には、高価なＣｕ、Ｎｉ
を含まない安価な高Ｍｎ鋼の耐ＨＩＣ性を向上させると
いう技術的思想は全く示されていない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明の課題は、硫化
水素を含む原油や天然ガス等の輸送に使用されるライン
パイプやカーゴタンク、あるいは石油精製の圧力容器や
搭槽類として用いられる鋼材であって、素材の鋼が安価
な高Ｍｎ鋼であっても良好な耐ＨＩＣ性を発揮する高強
度鋼材を提供することにある。
水素を含む原油や天然ガス等の輸送に使用されるライン
パイプやカーゴタンク、あるいは石油精製の圧力容器や
搭槽類として用いられる鋼材であって、素材の鋼が安価
な高Ｍｎ鋼であっても良好な耐ＨＩＣ性を発揮する高強
度鋼材を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、次の耐
水素誘起割れ性に優れた鋼材にある。
水素誘起割れ性に優れた鋼材にある。
【０００９】板厚中心部の平均Ｍｎ濃度が鋼中平均Ｍｎ
濃度よりも低く、かつ、板厚中心部における最大Ｍｎ濃
度が２．９質量％以下である耐水素誘起割れ性に優れた
鋼材。
濃度よりも低く、かつ、板厚中心部における最大Ｍｎ濃
度が２．９質量％以下である耐水素誘起割れ性に優れた
鋼材。
【００１０】上記本発明の鋼材は、板厚中心部の平均Ｍ
ｎ濃度が鋼中平均Ｍｎ濃度の０．９５倍以下であること
が望ましく、この場合には耐ＨＩＣ性が一段と向上す
る。
ｎ濃度が鋼中平均Ｍｎ濃度の０．９５倍以下であること
が望ましく、この場合には耐ＨＩＣ性が一段と向上す
る。
【００１１】また、上記本発明の鋼材は、化学組成が、
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜
０．５％、Ｍｎ：０．８〜２％、Ｐ：０．０２５％以
下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．
００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎｂ：０．
００５〜０．１％、sol.Ａｌ：０．００５〜０．０５
％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不純物
であることが望ましく、この場合にはラインパイプや圧
力容器用として好適である。
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜
０．５％、Ｍｎ：０．８〜２％、Ｐ：０．０２５％以
下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．
００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎｂ：０．
００５〜０．１％、sol.Ａｌ：０．００５〜０．０５
％、Ｎ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅおよび不純物
であることが望ましく、この場合にはラインパイプや圧
力容器用として好適である。
【００１２】本発明の鋼材は、Ｆｅの一部に代えて、
Ｖ：０．２％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５
％以下、Ｃｒ：３％以下、Ｍｏ：１．５％以下および
Ｂ：０．００２％以下のうちの１種以上を含むものであ
ってもよい。
Ｖ：０．２％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５
％以下、Ｃｒ：３％以下、Ｍｏ：１．５％以下および
Ｂ：０．００２％以下のうちの１種以上を含むものであ
ってもよい。
【００１３】
【発明の実施の形態】以下、本発明の鋼材を上記のよう
に定めた理由について鋼板を例にとって詳細に説明す
る。
に定めた理由について鋼板を例にとって詳細に説明す
る。
【００１４】従来の鋼板では、板厚中心部における合金
元素の濃度は、図１に示すような濃度分布を示す。そし
て、板厚中心部の偏析部とそれ以外の部分との合金元素
の濃度比（偏析度）は、合金元素の種類とその濃度に依
存する。
元素の濃度は、図１に示すような濃度分布を示す。そし
て、板厚中心部の偏析部とそれ以外の部分との合金元素
の濃度比（偏析度）は、合金元素の種類とその濃度に依
存する。
【００１５】たとえば、図１に示すＭｎは、前記の用途
用鋼において使用される種々の合金元素のうちでは最も
偏析度の高い合金元素の１つであり、鋼のＭｎ濃度とＣ
濃度を高くすればするほど、その偏析度は上昇する。し
たがって、耐ＨＩＣ性に優れる鋼板を得るには、従来は
前述したように、偏析しにくい低Ｃ−低Ｍｎ系とする以
外になかった。
用鋼において使用される種々の合金元素のうちでは最も
偏析度の高い合金元素の１つであり、鋼のＭｎ濃度とＣ
濃度を高くすればするほど、その偏析度は上昇する。し
たがって、耐ＨＩＣ性に優れる鋼板を得るには、従来は
前述したように、偏析しにくい低Ｃ−低Ｍｎ系とする以
外になかった。
【００１６】しかしながら、もし、板厚中心部の合金元
素の濃度自体が母材部の濃度よりも低い、すなわち、図
２に示すように、板厚中心部がマクロ（巨視）的に負偏
析になっていれば、その負偏析帯の中でミクロ（微視）
的に正偏析帯が生じていたとしても、負偏析帯の合金元
素の濃度が低いので偏析度自体が低下し、その正偏析帯
の合金元素濃度の絶対値が高くならないと予想される。
素の濃度自体が母材部の濃度よりも低い、すなわち、図
２に示すように、板厚中心部がマクロ（巨視）的に負偏
析になっていれば、その負偏析帯の中でミクロ（微視）
的に正偏析帯が生じていたとしても、負偏析帯の合金元
素の濃度が低いので偏析度自体が低下し、その正偏析帯
の合金元素濃度の絶対値が高くならないと予想される。
【００１７】また、日本刀が折れにくいのは、硬い芯金
が軟らかい巻金で覆われているからであり、これと同様
に、硬い正偏析帯が軟らかい負偏析帯で覆われている鋼
板では、硬さのわりには割れにくいことが期待される。
つまり、結果として、板厚中心偏析部の耐ＨＩＣ性が従
来は芳しくなかった高Ｍｎ鋼も、耐ＨＩＣ性が改善され
ることが期待される。
が軟らかい巻金で覆われているからであり、これと同様
に、硬い正偏析帯が軟らかい負偏析帯で覆われている鋼
板では、硬さのわりには割れにくいことが期待される。
つまり、結果として、板厚中心偏析部の耐ＨＩＣ性が従
来は芳しくなかった高Ｍｎ鋼も、耐ＨＩＣ性が改善され
ることが期待される。
【００１８】そこで、本発明者は、従来は良好な耐ＨＩ
Ｃ性を確保することが困難であった高Ｍｎ鋼を用いて、
板厚中心部をマクロ的に負偏析として、その負偏析帯で
残存する正偏析部を覆うようにすることで、耐ＨＩＣ性
が改善されるかどうかを実験によって検証した。
Ｃ性を確保することが困難であった高Ｍｎ鋼を用いて、
板厚中心部をマクロ的に負偏析として、その負偏析帯で
残存する正偏析部を覆うようにすることで、耐ＨＩＣ性
が改善されるかどうかを実験によって検証した。
【００１９】その結果、板厚中心部の平均Ｍｎ濃度が鋼
中平均Ｍｎ濃度よりも低く、かつ、板厚中心部における
最大Ｍｎ濃度が２．９質量％以下であれば、鋼中平均Ｍ
ｎ濃度が１．５質量％を超える高Ｍｎ鋼よりなる鋼材で
も良好な耐ＨＩＣ性が確保されることを知見し、本発明
を完成させた。
中平均Ｍｎ濃度よりも低く、かつ、板厚中心部における
最大Ｍｎ濃度が２．９質量％以下であれば、鋼中平均Ｍ
ｎ濃度が１．５質量％を超える高Ｍｎ鋼よりなる鋼材で
も良好な耐ＨＩＣ性が確保されることを知見し、本発明
を完成させた。
【００２０】さらに、上記本発明の鋼材は、連続鋳造に
よるスラブ製造時の凝固末期に圧下を加えることにより
容易に製造可能である。具体的に説明すると、例えば、
メニスカスからの離間距離が３ｍ程度の位置において一
旦スラブ厚にして２０ｍｍ程度バルジングさせた後、メ
ニスカスからの離間距離が１２ｍの位置から１７ｍの位
置までの間にかけてスラブ厚にして１０〜２０ｍｍ程度
の圧下を加えることにより容易に得ることができる。
よるスラブ製造時の凝固末期に圧下を加えることにより
容易に製造可能である。具体的に説明すると、例えば、
メニスカスからの離間距離が３ｍ程度の位置において一
旦スラブ厚にして２０ｍｍ程度バルジングさせた後、メ
ニスカスからの離間距離が１２ｍの位置から１７ｍの位
置までの間にかけてスラブ厚にして１０〜２０ｍｍ程度
の圧下を加えることにより容易に得ることができる。
【００２１】板厚中心部における最大Ｍｎ濃度：２．９
％以下後述する実施例からも明らかなように、板厚中心
部における最大Ｍｎ濃度が２．９％を超えると、耐ＨＩ
Ｃ性が不芳となる。このため、板厚中心部における最大
Ｍｎ濃度は２．９％以下と定めた。なお、好ましくは
２．４％以下であり、この場合にはＨＩＣは全く発生し
ない。
％以下後述する実施例からも明らかなように、板厚中心
部における最大Ｍｎ濃度が２．９％を超えると、耐ＨＩ
Ｃ性が不芳となる。このため、板厚中心部における最大
Ｍｎ濃度は２．９％以下と定めた。なお、好ましくは
２．４％以下であり、この場合にはＨＩＣは全く発生し
ない。
【００２２】板厚中心部における平均Ｍｎ濃度：鋼中平
均Ｍｎ濃度よりも低いこと後述する実施例からも明らか
なように、板厚中心部における最大Ｍｎ濃度が２．９％
以下、もしくは好ましい２．４％以下であっても、板厚
中心部における平均Ｍｎ濃度が鋼中平均Ｍｎ濃度よりも
高いと、耐ＨＩＣ性が不芳となる。このため、板厚中心
部における平均Ｍｎ濃度は鋼中平均Ｍｎ濃度よりも低い
ことと定めた。
均Ｍｎ濃度よりも低いこと後述する実施例からも明らか
なように、板厚中心部における最大Ｍｎ濃度が２．９％
以下、もしくは好ましい２．４％以下であっても、板厚
中心部における平均Ｍｎ濃度が鋼中平均Ｍｎ濃度よりも
高いと、耐ＨＩＣ性が不芳となる。このため、板厚中心
部における平均Ｍｎ濃度は鋼中平均Ｍｎ濃度よりも低い
ことと定めた。
【００２３】なお、板厚中心部における平均Ｍｎ濃度が
鋼中平均Ｍｎ濃度よりも低いとは、板厚中心部が安定し
て負偏析となっているという意味であり、板厚中心部に
おける平均Ｍｎ濃度は鋼中平均Ｍｎ濃度の０．９５倍以
下であることが望ましい。
鋼中平均Ｍｎ濃度よりも低いとは、板厚中心部が安定し
て負偏析となっているという意味であり、板厚中心部に
おける平均Ｍｎ濃度は鋼中平均Ｍｎ濃度の０．９５倍以
下であることが望ましい。
【００２４】ここで、板厚中心部とは、最終製品である
鋼板の板厚中心から板厚方向両側にそれぞれ板厚の１／
２０ずつ、すなわち厚み中心部の板厚の１／１０の領域
をいう。
鋼板の板厚中心から板厚方向両側にそれぞれ板厚の１／
２０ずつ、すなわち厚み中心部の板厚の１／１０の領域
をいう。
【００２５】また、板厚中心部の平均Ｍｎ濃度とは、上
記に記載定義した板厚中心部の領域のＭｎ濃度の平均値
で、ＭＡ（マッピングアナライザー）やＥＰＭＡなどを
用いて測定される値のことであり、鋼中平均Ｍｎ濃度と
は、鋼全体の平均Ｍｎ濃度のことであり、レードル値に
等しい。
記に記載定義した板厚中心部の領域のＭｎ濃度の平均値
で、ＭＡ（マッピングアナライザー）やＥＰＭＡなどを
用いて測定される値のことであり、鋼中平均Ｍｎ濃度と
は、鋼全体の平均Ｍｎ濃度のことであり、レードル値に
等しい。
【００２６】本発明の鋼材は、板厚中心部の平均Ｍｎ濃
度が鋼中平均Ｍｎ濃度よりも低く、かつ、板厚中心部に
おける最大Ｍｎ濃度が２．９質量％以下であればよく、
鋼材の化学組成に特別な制限はない。しかし、ラインパ
イプや圧力容器用として望ましい本発明になる鋼材の化
学組成を例示すれば、次のとおりである。なお、以下の
説明中における「％」は、特に断らない限り、「質量
％」を意味する。
度が鋼中平均Ｍｎ濃度よりも低く、かつ、板厚中心部に
おける最大Ｍｎ濃度が２．９質量％以下であればよく、
鋼材の化学組成に特別な制限はない。しかし、ラインパ
イプや圧力容器用として望ましい本発明になる鋼材の化
学組成を例示すれば、次のとおりである。なお、以下の
説明中における「％」は、特に断らない限り、「質量
％」を意味する。
【００２７】Ｃ：０．０１〜０．１％
Ｃには、鋼材の強度を安定して確保する作用がある。し
かし、その含有量が０．０１％を下回ると強度確保が困
難となる。一方、０．１％を超えて含有させると連続鋳
造し難い包晶域となる。したがって、Ｃ含有量は０．０
１〜０．１％とするのが望ましい。より望ましい範囲は
０．０３〜０．０９％である。
かし、その含有量が０．０１％を下回ると強度確保が困
難となる。一方、０．１％を超えて含有させると連続鋳
造し難い包晶域となる。したがって、Ｃ含有量は０．０
１〜０．１％とするのが望ましい。より望ましい範囲は
０．０３〜０．０９％である。
【００２８】Ｓｉ：０．０１〜０．５％
Ｓｉは、脱酸剤として必要である。しかし、その含有量
が０．０１％を下回ると充分な脱酸効果を確保できな
い。一方、０．５％を超えて含有させると靱性が低下す
る。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．５％とす
るのが望ましい。より望ましい範囲は０．０５〜０．３
５％である。
が０．０１％を下回ると充分な脱酸効果を確保できな
い。一方、０．５％を超えて含有させると靱性が低下す
る。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．５％とす
るのが望ましい。より望ましい範囲は０．０５〜０．３
５％である。
【００２９】Ｍｎ：０．８〜２％
Ｍｎには、鋼材の強度を安定して確保する作用がある。
また、Ｍｎは、比較的安価な元素でもある。しかし、そ
の含有量が０．８％を下回ると安価に強度を確保するの
が困難となる。一方、２％を超えて含有させると、板厚
中央部における負偏析帯の中の正偏析帯のＭｎ濃度を、
耐ＨＩＣ性が良好な２．９％以下に制御するのが困難と
なり、湿潤Ｈ２Ｓ 環境下でＨＩＣを起こしやすくな
る。したがって、Ｍｎ含有量は０．８〜２％とするのが
望ましい。より望ましい範囲は１．２〜１．８％であ
る。
また、Ｍｎは、比較的安価な元素でもある。しかし、そ
の含有量が０．８％を下回ると安価に強度を確保するの
が困難となる。一方、２％を超えて含有させると、板厚
中央部における負偏析帯の中の正偏析帯のＭｎ濃度を、
耐ＨＩＣ性が良好な２．９％以下に制御するのが困難と
なり、湿潤Ｈ２Ｓ 環境下でＨＩＣを起こしやすくな
る。したがって、Ｍｎ含有量は０．８〜２％とするのが
望ましい。より望ましい範囲は１．２〜１．８％であ
る。
【００３０】Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、不純物元素で、上記のＭｎと同様に、板厚中心部
において正偏析しやすく、結果として正偏析部を硬化さ
せ、ＨＩＣを発生しやすくする。このため、Ｐ含有量は
低ければ低いほど望ましいが、過度な低減はコスト上昇
を招く。しかし、その含有量が０．０２５％までであれ
ば特に問題ない。望ましい上限は０．０１５％である。
において正偏析しやすく、結果として正偏析部を硬化さ
せ、ＨＩＣを発生しやすくする。このため、Ｐ含有量は
低ければ低いほど望ましいが、過度な低減はコスト上昇
を招く。しかし、その含有量が０．０２５％までであれ
ば特に問題ない。望ましい上限は０．０１５％である。
【００３１】Ｓ：０．００２％以下
Ｓは、上記のＰと同様の不純物元素で、その含有量が
０．００２％を超えると、下記のＣａ添加によって硫化
物の形態制御をおこなってもＭｎＳが残存して耐ＨＩＣ
性が損なわれる。したがって、Ｓ含有量は０．００２％
以下とするのが望ましい。より望ましい上限は０．００
１％以下である。なお、Ｓ含有量は低ければ低いほどよ
い。
０．００２％を超えると、下記のＣａ添加によって硫化
物の形態制御をおこなってもＭｎＳが残存して耐ＨＩＣ
性が損なわれる。したがって、Ｓ含有量は０．００２％
以下とするのが望ましい。より望ましい上限は０．００
１％以下である。なお、Ｓ含有量は低ければ低いほどよ
い。
【００３２】Ｃａ：０．０００５〜０．００５％
Ｃａには、硫化物の形態を制御する作用があり、ＨＩＣ
の起点となるＭｎＳの生成を防ぐ。しかし、０．０００
５％未満の含有量では、硫化物の形態制御効果が乏し
く、０．００５％を超えて含有させると、硫化物の形態
制御効果が飽和するばかりか、過剰のＣａ介在物が靱性
および耐ＨＩＣ性を損ねる。したがって、Ｃａ含有量は
０．０００５〜０．００５％とするのが望ましい。より
望ましい範囲は０．００１〜０．００３％である。
の起点となるＭｎＳの生成を防ぐ。しかし、０．０００
５％未満の含有量では、硫化物の形態制御効果が乏し
く、０．００５％を超えて含有させると、硫化物の形態
制御効果が飽和するばかりか、過剰のＣａ介在物が靱性
および耐ＨＩＣ性を損ねる。したがって、Ｃａ含有量は
０．０００５〜０．００５％とするのが望ましい。より
望ましい範囲は０．００１〜０．００３％である。
【００３３】Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉは、鋼に含まれる不純物元素のＮをＴｉＮとして固
定し、フリーＮによる靱性低下を防ぐとともに、ＴｉＮ
がスラブ加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制して細
粒化を促進し、靱性を向上させる作用がある。しかし、
その含有量が０．００５％未満では前記の効果が得られ
ず、０．０５％を超えて含有させるとかえって靭性が低
下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０
５％とするのが望ましい。より望ましい範囲は０．０１
〜０．０３％であり、フリーＮによる靱性低下を防ぐ観
点からはＴｉ／Ｎが３．４程度になるようにＴｉを含有
させるのが望ましい。
定し、フリーＮによる靱性低下を防ぐとともに、ＴｉＮ
がスラブ加熱時のオーステナイト粒の成長を抑制して細
粒化を促進し、靱性を向上させる作用がある。しかし、
その含有量が０．００５％未満では前記の効果が得られ
ず、０．０５％を超えて含有させるとかえって靭性が低
下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０
５％とするのが望ましい。より望ましい範囲は０．０１
〜０．０３％であり、フリーＮによる靱性低下を防ぐ観
点からはＴｉ／Ｎが３．４程度になるようにＴｉを含有
させるのが望ましい。
【００３４】Ｎｂ：０．００５〜０．１％
Ｎｂには、炭化物析出によって鋼を細粒化して靭性を向
上させる作用がある。しかし、その含有量が０．００５
％未満では前記の効果が得られず、０．１％を超えて含
有させると溶接部の靭性低下を招く。したがって、Ｎｂ
含有量は０．００５〜０．１％とするのが望ましい。よ
り望ましい範囲は０．０１〜０．０５％である。
上させる作用がある。しかし、その含有量が０．００５
％未満では前記の効果が得られず、０．１％を超えて含
有させると溶接部の靭性低下を招く。したがって、Ｎｂ
含有量は０．００５〜０．１％とするのが望ましい。よ
り望ましい範囲は０．０１〜０．０５％である。
【００３５】sol.Ａｌ：０．００５〜０．０５％
Ａｌは、脱酸剤として必要である。しかし、その含有量
がsol.Ａｌ含有量で０．００５％を下回ると充分な脱酸
効果を確保できない。一方、０．０５％を超えて含有さ
せると鋼材の清浄性および靱性が低下する。したがっ
て、sol.Ａｌ含有量は０．００５〜０．０５％とするの
が望ましい。より望ましい範囲は０．０１〜０．０４％
である。
がsol.Ａｌ含有量で０．００５％を下回ると充分な脱酸
効果を確保できない。一方、０．０５％を超えて含有さ
せると鋼材の清浄性および靱性が低下する。したがっ
て、sol.Ａｌ含有量は０．００５〜０．０５％とするの
が望ましい。より望ましい範囲は０．０１〜０．０４％
である。
【００３６】Ｎ：０．０１％以下
Ｎは、上記のＰおよびＳと同様の不純物元素で、その含
有量が０．０１％を超えると、前記のＴｉによりＮをＴ
ｉＮとして固定したとしても母材靱性が低下するように
なる。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下とするの
が望ましい。より望ましい上限は０．００５％である。
なお、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。
有量が０．０１％を超えると、前記のＴｉによりＮをＴ
ｉＮとして固定したとしても母材靱性が低下するように
なる。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下とするの
が望ましい。より望ましい上限は０．００５％である。
なお、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。
【００３７】ラインパイプや圧力容器用として望ましい
鋼材の化学組成としては、上記を満たせば十分である
が、必要に応じて、以下に述べる元素のうちの１種以上
を積極的に添加含有させたものである方が好ましい。
鋼材の化学組成としては、上記を満たせば十分である
が、必要に応じて、以下に述べる元素のうちの１種以上
を積極的に添加含有させたものである方が好ましい。
【００３８】Ｖ：０．２％以下（積極添加時の好ましい
下限：０．０１％） Ｖは、鋼を細粒化して靱性を向上させるほか、析出した
Ｖ炭化物かは鋼を強化する作用もあり、これらの効果は
不純物量レベルの含有量でも得られるが、０．０１％以
上の含有量で顕著になる。したがって、前記の効果を得
たい場合には積極的に添加含有させてもよい。しかし、
０．２％を超えて含有させると、溶接部の靭性が低下す
る。このため、添加含有させる場合のＶ含有量は０．０
１〜０．２％とするのが望ましい。より望ましい範囲は
０．０５〜０．１％である。
下限：０．０１％） Ｖは、鋼を細粒化して靱性を向上させるほか、析出した
Ｖ炭化物かは鋼を強化する作用もあり、これらの効果は
不純物量レベルの含有量でも得られるが、０．０１％以
上の含有量で顕著になる。したがって、前記の効果を得
たい場合には積極的に添加含有させてもよい。しかし、
０．２％を超えて含有させると、溶接部の靭性が低下す
る。このため、添加含有させる場合のＶ含有量は０．０
１〜０．２％とするのが望ましい。より望ましい範囲は
０．０５〜０．１％である。
【００３９】Ｃｕ：０．５％以下（積極添加時の好まし
い下限：０．０５％） Ｎｉ：０．５％以下（積極添加時の好ましい下限：０．
０５％） Ｃｒ：３％以下（積極添加時の好ましい下限：０．１
％） Ｍｏ：１．５％以下（積極添加時の好ましい下限：０．
０５％） Ｂ：０．００２％以下（積極添加時の好ましい下限：
０．０００２％） これらの元素には、鋼の強度を向上させる作用があり、
この効果はいずれの元素も不純物量レベルの含有量でも
得られるが、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏは０．０５％以上、
Ｃｒは０．１％以上の含有量で顕著になる。したがっ
て、前記の効果を得たい場合には、これら元素のうちの
１種以上を積極的に添加含有させてもよい。しかし、Ｃ
ｕおよびＮｉは０．５％を超えて含有させると、その効
果が飽和するばかりか、Ｎｉについては高価な合金元素
でもあるのでコスト上昇を招く。また、Ｃｒは３％、Ｍ
ｏは１．５％を超えて含有させると、いずれも、溶接部
の靱性が低下するばかりか、Ｍｏについては高価な合金
元素でもあるのでコスト上昇を招く。このため、添加含
有させる場合のＣｕおよびＮｉの含有量はいずれも０．
００５〜０．０５％、Ｃｒ含有量は０．１〜３％、Ｍｏ
含有量は０．０５〜１．５％とするのが望ましい。好ま
しいＣｕおよびＮｉの含有量範囲は０．１〜０．３％、
Ｃｒの含有量範囲は０．２５〜２．５％、Ｍｏの含有量
範囲は０．１〜１．２％である。なお、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃ
ｒおよびＮｉには、耐食性をも向上させる作用もある。
い下限：０．０５％） Ｎｉ：０．５％以下（積極添加時の好ましい下限：０．
０５％） Ｃｒ：３％以下（積極添加時の好ましい下限：０．１
％） Ｍｏ：１．５％以下（積極添加時の好ましい下限：０．
０５％） Ｂ：０．００２％以下（積極添加時の好ましい下限：
０．０００２％） これらの元素には、鋼の強度を向上させる作用があり、
この効果はいずれの元素も不純物量レベルの含有量でも
得られるが、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏは０．０５％以上、
Ｃｒは０．１％以上の含有量で顕著になる。したがっ
て、前記の効果を得たい場合には、これら元素のうちの
１種以上を積極的に添加含有させてもよい。しかし、Ｃ
ｕおよびＮｉは０．５％を超えて含有させると、その効
果が飽和するばかりか、Ｎｉについては高価な合金元素
でもあるのでコスト上昇を招く。また、Ｃｒは３％、Ｍ
ｏは１．５％を超えて含有させると、いずれも、溶接部
の靱性が低下するばかりか、Ｍｏについては高価な合金
元素でもあるのでコスト上昇を招く。このため、添加含
有させる場合のＣｕおよびＮｉの含有量はいずれも０．
００５〜０．０５％、Ｃｒ含有量は０．１〜３％、Ｍｏ
含有量は０．０５〜１．５％とするのが望ましい。好ま
しいＣｕおよびＮｉの含有量範囲は０．１〜０．３％、
Ｃｒの含有量範囲は０．２５〜２．５％、Ｍｏの含有量
範囲は０．１〜１．２％である。なお、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃ
ｒおよびＮｉには、耐食性をも向上させる作用もある。
【００４０】次に、ラインパイプや圧力容器用として望
ましい本発明になる鋼材の連続鋳造によるスラブ製造後
における好ましい製造条件について説明する。
ましい本発明になる鋼材の連続鋳造によるスラブ製造後
における好ましい製造条件について説明する。
【００４１】スラブの加熱温度：前述したように、偏析
度合が増した濃厚溶鋼を鋳片の軸心部から排出するため
に凝固の末期に圧下を加えて得られたスラブは、圧延や
鍛造等の熱間加工に先立ち加熱するが、その際の加熱温
度が１０５０℃を下回ると、スラブ中の炭化物が充分に
固溶せず、熱間加工後に所望の強度が得られないことが
ある。また、加熱温度が１２５０℃を上回ると、粗粒化
して靱性の低下を招くことがある。したがって、スラブ
の加熱温度は１０５０〜１２５０℃とするのが望まし
い。より望ましい範囲は１１００〜１２５０℃である。
なお、熱間加工後に熱処理を実施する場合はこの限りで
はない。
度合が増した濃厚溶鋼を鋳片の軸心部から排出するため
に凝固の末期に圧下を加えて得られたスラブは、圧延や
鍛造等の熱間加工に先立ち加熱するが、その際の加熱温
度が１０５０℃を下回ると、スラブ中の炭化物が充分に
固溶せず、熱間加工後に所望の強度が得られないことが
ある。また、加熱温度が１２５０℃を上回ると、粗粒化
して靱性の低下を招くことがある。したがって、スラブ
の加熱温度は１０５０〜１２５０℃とするのが望まし
い。より望ましい範囲は１１００〜１２５０℃である。
なお、熱間加工後に熱処理を実施する場合はこの限りで
はない。
【００４２】熱間加工の仕上温度：最近は、製造コスト
低減の観点から、熱間加工（圧延）のままで所望の強
度、靱性が得られるように、鋼の化学組成と製造条件を
制御するのが一般的である。しかし、熱間加工（圧延）
の仕上温度が６５０℃を下回ると、鋼の変形抵抗が増大
して加工（圧延）が困難になり、９００℃を超えると、
鋼の組織が充分微細化せず、所望の強度と靱性が圧延の
ままで得られないことがある。したがって、熱間加工
（圧延）の仕上温度は６５０〜９００℃とするのが望ま
しい。より望ましい範囲は７００〜８５０℃であり、熱
間加工後、以下に述べる加速冷却処理をおこなう場合に
おける好ましい仕上温度範囲はＡｒ３〜８５０℃、より
好ましい範囲はＡｒ３＋３０℃〜８５０℃である。
低減の観点から、熱間加工（圧延）のままで所望の強
度、靱性が得られるように、鋼の化学組成と製造条件を
制御するのが一般的である。しかし、熱間加工（圧延）
の仕上温度が６５０℃を下回ると、鋼の変形抵抗が増大
して加工（圧延）が困難になり、９００℃を超えると、
鋼の組織が充分微細化せず、所望の強度と靱性が圧延の
ままで得られないことがある。したがって、熱間加工
（圧延）の仕上温度は６５０〜９００℃とするのが望ま
しい。より望ましい範囲は７００〜８５０℃であり、熱
間加工後、以下に述べる加速冷却処理をおこなう場合に
おける好ましい仕上温度範囲はＡｒ３〜８５０℃、より
好ましい範囲はＡｒ３＋３０℃〜８５０℃である。
【００４３】熱間加工後の加速冷却開始温度：最近は、
前述したように、熱間加工（圧延）のままで所望の強度
と靱性を得るにしても、より低コストの鋼組成で達成さ
れるように、熱間加工（圧延）後に水冷等の加速冷却を
おこなうのがより一般的である。しかし、加速冷却の開
始温度がＡｒ３変態点−３０℃を下回ると、その時点で
の残留オーステナイトが変態硬化して耐ＨＩＣ性と耐Ｓ
ＳＣ性が損なわれることがある。したがって、加速冷却
の開始温度はＡｒ３変態点−３０℃以上とするのが望ま
しい。より望ましい下限は範囲はＡｒ３変態点以上であ
る。
前述したように、熱間加工（圧延）のままで所望の強度
と靱性を得るにしても、より低コストの鋼組成で達成さ
れるように、熱間加工（圧延）後に水冷等の加速冷却を
おこなうのがより一般的である。しかし、加速冷却の開
始温度がＡｒ３変態点−３０℃を下回ると、その時点で
の残留オーステナイトが変態硬化して耐ＨＩＣ性と耐Ｓ
ＳＣ性が損なわれることがある。したがって、加速冷却
の開始温度はＡｒ３変態点−３０℃以上とするのが望ま
しい。より望ましい下限は範囲はＡｒ３変態点以上であ
る。
【００４４】加速冷却の冷却速度：板厚中心における冷
却速度が６℃／ｓを下回ると、加速冷却の効果がなく、
逆に、２５℃／ｓを上回ると、鋼が硬化しすぎて耐ＨＩ
Ｃ性と耐ＳＳＣ性が損なわれることがある。したがっ
て、加速冷却時の冷却速度は、板厚中心における冷却速
度で６〜２５℃／ｓとするのが望ましい。より望ましい
範囲は１０〜２０℃／ｓである。
却速度が６℃／ｓを下回ると、加速冷却の効果がなく、
逆に、２５℃／ｓを上回ると、鋼が硬化しすぎて耐ＨＩ
Ｃ性と耐ＳＳＣ性が損なわれることがある。したがっ
て、加速冷却時の冷却速度は、板厚中心における冷却速
度で６〜２５℃／ｓとするのが望ましい。より望ましい
範囲は１０〜２０℃／ｓである。
【００４５】加速冷却の停止温度：加速冷却の停止温度
が５５０℃を上回ると、加速冷却の効果がなく、逆に、
３５０℃を下回ると鋼が硬化しすぎて耐ＨＩＣ性と耐Ｓ
ＳＣ性が損なわれることがある。したがって、加速冷却
の停止温度は５５０〜３５０℃とするのが望ましい。よ
り望ましい範囲は５５０〜４００℃である。
が５５０℃を上回ると、加速冷却の効果がなく、逆に、
３５０℃を下回ると鋼が硬化しすぎて耐ＨＩＣ性と耐Ｓ
ＳＣ性が損なわれることがある。したがって、加速冷却
の停止温度は５５０〜３５０℃とするのが望ましい。よ
り望ましい範囲は５５０〜４００℃である。
【００４６】熱間加工後の熱処理：熱間加工後の熱処理
は必ずしもおこなう必要はないが、焼入れ−焼戻し処理
や焼ならし処理等の熱処理をおこなってもよく、この場
合には靱性が一段と向上し、所望の強度が安定して得ら
れる。ただし、その際の再加熱温度が８５０℃を下回る
と、鋼中の炭化物が充分に固溶せず、所望の強度が得ら
れないことがあり、１１００℃を上回ると、粗粒化して
靱性が低下することがある。したがって、熱間加工後に
熱処理をおこなう場合の再加熱温度は、８５０〜１１０
０℃とするのが望ましい。より望ましい範囲は９００〜
１０５０℃である。なお、熱間加工後の熱処理は、一工
程余計にかけることになり、その分だけ製造コストが上
昇するので、製造コストの低減を図る観点からは推奨で
きない。
は必ずしもおこなう必要はないが、焼入れ−焼戻し処理
や焼ならし処理等の熱処理をおこなってもよく、この場
合には靱性が一段と向上し、所望の強度が安定して得ら
れる。ただし、その際の再加熱温度が８５０℃を下回る
と、鋼中の炭化物が充分に固溶せず、所望の強度が得ら
れないことがあり、１１００℃を上回ると、粗粒化して
靱性が低下することがある。したがって、熱間加工後に
熱処理をおこなう場合の再加熱温度は、８５０〜１１０
０℃とするのが望ましい。より望ましい範囲は９００〜
１０５０℃である。なお、熱間加工後の熱処理は、一工
程余計にかけることになり、その分だけ製造コストが上
昇するので、製造コストの低減を図る観点からは推奨で
きない。
【００４７】
【実施例】表１に示す化学組成を有する４種類の鋼を溶
製して連続鋳造により厚さ２３８ｍｍ、幅１８００ｍｍ
のスラブにする際、メニスカスからの離間距離が３ｍの
位置においてスラブ厚を一旦２０ｍｍバルジングさた
後、表２に示す種々の条件で圧下を加えて中心部のＭｎ
負偏析度合を種々に調整したスラブを得た。なお、比較
のために、一部のスラブにはバルジングおよび圧下を加
えなかった。
製して連続鋳造により厚さ２３８ｍｍ、幅１８００ｍｍ
のスラブにする際、メニスカスからの離間距離が３ｍの
位置においてスラブ厚を一旦２０ｍｍバルジングさた
後、表２に示す種々の条件で圧下を加えて中心部のＭｎ
負偏析度合を種々に調整したスラブを得た。なお、比較
のために、一部のスラブにはバルジングおよび圧下を加
えなかった。
【００４８】次いで、得られた各スラブの中心部から厚
みと幅の中心がスラブの中心に一致する厚さ１５０ｍ
ｍ、幅１００ｍｍの圧延用ブロックを切り出し、表２に
示す条件の熱間圧延を施した後、表２に示す条件の加速
冷却処理または大気放冷処理を施し、板厚中心部の平均
Ｍｎ偏析度合と最大Ｍｎ濃度が種々異なる板厚１９．５
ｍｍ、幅１１０ｍｍの鋼板とした。
みと幅の中心がスラブの中心に一致する厚さ１５０ｍ
ｍ、幅１００ｍｍの圧延用ブロックを切り出し、表２に
示す条件の熱間圧延を施した後、表２に示す条件の加速
冷却処理または大気放冷処理を施し、板厚中心部の平均
Ｍｎ偏析度合と最大Ｍｎ濃度が種々異なる板厚１９．５
ｍｍ、幅１１０ｍｍの鋼板とした。
【００４９】得られた各鋼板から、１００ｍｍ×１００
ｍｍの全板厚試験片を採取し、ＮＡＣＥ Ｔ０２８４に
規定されているＨＩＣ試験法に準拠し、５質量％ＮａＣ
ｌ＋０．５質量％ＣＨ３ＯＯＨ＋１気圧Ｈ２Ｓ飽和の温
度２５℃のＮＡＣＥ ＴＭ０１７７溶液中に９６時間浸
漬した。
ｍｍの全板厚試験片を採取し、ＮＡＣＥ Ｔ０２８４に
規定されているＨＩＣ試験法に準拠し、５質量％ＮａＣ
ｌ＋０．５質量％ＣＨ３ＯＯＨ＋１気圧Ｈ２Ｓ飽和の温
度２５℃のＮＡＣＥ ＴＭ０１７７溶液中に９６時間浸
漬した。
【００５０】ＨＩＣ試験の評価は、浸漬後の試験片にお
けるＨＩＣによる割れの面積を超音波によるＣスキャン
で測定して試験片全面積に占めるＨＩＣの割れ面積率
（ＣＡＲ）を求め、ＣＡＲが３％以下のものを耐ＨＩＣ
性が良好、３％を超えるものを耐ＨＩＣ性が不芳とし
た。
けるＨＩＣによる割れの面積を超音波によるＣスキャン
で測定して試験片全面積に占めるＨＩＣの割れ面積率
（ＣＡＲ）を求め、ＣＡＲが３％以下のものを耐ＨＩＣ
性が良好、３％を超えるものを耐ＨＩＣ性が不芳とし
た。
【００５１】なお、板厚中心部の平均Ｍｎ濃度と最大Ｍ
ｎ濃度は、上記ＣＡＲ測定後の試験片を切断して、その
板厚中心部、すなわち板厚中心から両側にそれぞれ１．
０ｍｍ、板幅中心から両側にそれぞれ２０ｍｍの領域の
Ｍｎ濃度をＭＡ（マッピングアナライザー）を用いて２
０μｍピッチで１０万点測定し、各測定値の平均値を平
均Ｍｎ濃度、各測定値中の最大値を最大Ｍｎ濃度とし
た。
ｎ濃度は、上記ＣＡＲ測定後の試験片を切断して、その
板厚中心部、すなわち板厚中心から両側にそれぞれ１．
０ｍｍ、板幅中心から両側にそれぞれ２０ｍｍの領域の
Ｍｎ濃度をＭＡ（マッピングアナライザー）を用いて２
０μｍピッチで１０万点測定し、各測定値の平均値を平
均Ｍｎ濃度、各測定値中の最大値を最大Ｍｎ濃度とし
た。
【００５２】以上の結果を、表２に、各鋼板の降伏強さ
ＹＳ（ＭＰａ）および引張強さＴＳ（ＭＰａ）と併せて
示した。なお、降伏強さＹＳと引張強さＴＳは、各鋼板
から外径６ｍｍの引張試験片を採取し、室温下で引張試
験をおこなって調べた値である。
ＹＳ（ＭＰａ）および引張強さＴＳ（ＭＰａ）と併せて
示した。なお、降伏強さＹＳと引張強さＴＳは、各鋼板
から外径６ｍｍの引張試験片を採取し、室温下で引張試
験をおこなって調べた値である。
【００５３】表２に示す結果からわかるように、本発明
で規定する条件を満たす試番２〜８および試番１３〜１
６の鋼板は、ＣＡＲが０〜２．８％で、耐ＨＩＣ性が良
好である。
で規定する条件を満たす試番２〜８および試番１３〜１
６の鋼板は、ＣＡＲが０〜２．８％で、耐ＨＩＣ性が良
好である。
【００５４】これに対し、板厚中心部の平均Ｍｎ濃度ま
たは板厚中心部の最大Ｍｎ濃度が本発明で規定する条件
を満たさない試番９〜１２の鋼板は、ＣＡＲが４．４〜
１０．４％で、耐ＨＩＣ性が不芳である。また、スラブ
の製造時に圧下を加えなかった試番１の鋼板は、板厚中
心部の最大Ｍｎ濃度は本発明で条件を満たすものの、板
厚中心部の平均Ｍｎ濃度が鋼中平均Ｍｎ濃度よりも高い
ため、ＣＡＲが１８．３％で、耐ＨＩＣ性が不芳であ
る。
たは板厚中心部の最大Ｍｎ濃度が本発明で規定する条件
を満たさない試番９〜１２の鋼板は、ＣＡＲが４．４〜
１０．４％で、耐ＨＩＣ性が不芳である。また、スラブ
の製造時に圧下を加えなかった試番１の鋼板は、板厚中
心部の最大Ｍｎ濃度は本発明で条件を満たすものの、板
厚中心部の平均Ｍｎ濃度が鋼中平均Ｍｎ濃度よりも高い
ため、ＣＡＲが１８．３％で、耐ＨＩＣ性が不芳であ
る。
【００５５】
【表１】
【表２】
【発明の効果】本発明の鋼材は、Ｍｎ含有量が１．５％
を超える場合でも、安定して良好な耐ＨＩＣ性を発揮す
る。このため、今後は益々需要が多くなる高強度鋼材を
安価な高Ｍｎ鋼で供給することができる。
を超える場合でも、安定して良好な耐ＨＩＣ性を発揮す
る。このため、今後は益々需要が多くなる高強度鋼材を
安価な高Ｍｎ鋼で供給することができる。
【図１】従来の連続鋳造スラブより製造された鋼材（鋼
板）の板厚中心偏析部における合金元素（Ｍｎ）の濃度
分布状態を示す模式図である。
板）の板厚中心偏析部における合金元素（Ｍｎ）の濃度
分布状態を示す模式図である。
【図２】本発明になる鋼材（鋼板）の板厚中心偏析部に
おける合金元素（Ｍｎ）の濃度分布状態を示す模式図で
ある。
おける合金元素（Ｍｎ）の濃度分布状態を示す模式図で
ある。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考）
Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58
Claims (5)
- 【請求項１】板厚中心部の平均Ｍｎ濃度が鋼中平均Ｍｎ
濃度よりも低く、かつ、板厚中心部における最大Ｍｎ濃
度が２．９質量％以下である耐水素誘起割れ性に優れた
鋼材。 - 【請求項２】板厚中心部の平均Ｍｎ濃度が鋼中平均Ｍｎ
濃度の０．９５倍以下である請求項１に記載の耐水素誘
起割れ性に優れた鋼材。 - 【請求項３】鋼の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１
〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．８
〜２％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２％以
下、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、sol.
Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．０１％以下を
含み、残部Ｆｅおよび不純物である請求項１または２に
記載の耐水素誘起割れ性に優れた鋼材。 - 【請求項４】Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｖ：０．
２％以下を含む請求項３に記載の耐水素誘起割れ性に優
れた鋼材。 - 【請求項５】Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：
０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：３％以下、
Ｍｏ：１．５％以下およびＢ：０．００２％以下のうち
の１種以上を含む請求項３または請求項４に記載の耐水
素誘起割れ性に優れた鋼材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001194355A JP3846233B2 (ja) | 2001-06-27 | 2001-06-27 | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001194355A JP3846233B2 (ja) | 2001-06-27 | 2001-06-27 | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003013175A true JP2003013175A (ja) | 2003-01-15 |
| JP3846233B2 JP3846233B2 (ja) | 2006-11-15 |
Family
ID=19032506
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001194355A Expired - Fee Related JP3846233B2 (ja) | 2001-06-27 | 2001-06-27 | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3846233B2 (ja) |
Cited By (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005075694A1 (ja) | 2004-02-04 | 2005-08-18 | Sumitomo Metal Industries,Ltd. | 耐ｈｉｃ性に優れたラインパイプ用鋼材及びその鋼材を用いて製造されるラインパイプ |
| JP2007197801A (ja) * | 2006-01-30 | 2007-08-09 | Jfe Steel Kk | 靱性に優れた熱間圧延型非調質棒鋼及びその製造方法 |
| JP2008007841A (ja) * | 2006-06-30 | 2008-01-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 厚鋼板用連続鋳造鋳片及びその製造方法並びに厚鋼板 |
| CN102605296A (zh) * | 2012-03-13 | 2012-07-25 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种核电压力容器用钢及其制造方法 |
| WO2013190750A1 (ja) | 2012-06-18 | 2013-12-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 厚肉高強度耐サワーラインパイプおよびその製造方法 |
| WO2014010150A1 (ja) | 2012-07-09 | 2014-01-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 厚肉高強度耐サワーラインパイプおよびその製造方法 |
| US9130118B2 (en) | 2012-01-18 | 2015-09-08 | Seiko Epson Corporation | Photoconductive antenna, terahertz wave generating device, camera, imaging device, and measuring device |
| WO2017111416A1 (ko) * | 2015-12-23 | 2017-06-29 | 주식회사 포스코 | 수소유기 균열 (hic) 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법 |
| KR20180053464A (ko) | 2016-11-11 | 2018-05-23 | 주식회사 포스코 | 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법 |
| KR20190078023A (ko) | 2017-12-26 | 2019-07-04 | 주식회사 포스코 | 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법 |
| KR20190077830A (ko) | 2017-12-26 | 2019-07-04 | 주식회사 포스코 | 수소유기균열 저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법 |
| WO2020111858A1 (ko) | 2018-11-30 | 2020-06-04 | 주식회사 포스코 | 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법 |
| WO2020111628A1 (ko) | 2018-11-29 | 2020-06-04 | 주식회사 포스코 | 수소유기균열 저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법 |
| WO2020111547A1 (ko) | 2018-11-30 | 2020-06-04 | 주식회사 포스코 | 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법 |
| KR20210080698A (ko) | 2019-12-20 | 2021-07-01 | 주식회사 포스코 | 수소유기균열 저항성이 우수한 피팅부품 및 그 제조방법 |
| KR20210080697A (ko) | 2019-12-20 | 2021-07-01 | 주식회사 포스코 | 수소유기균열 저항성이 우수한 피팅부품 및 그 제조방법 |
| US11578376B2 (en) | 2016-12-23 | 2023-02-14 | Posco Co., Ltd | Steel for pressure vessels having excellent resistance to hydrogen induced cracking and manufacturing method thereof |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5824401B2 (ja) | 2012-03-30 | 2015-11-25 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板およびその製造方法 |
-
2001
- 2001-06-27 JP JP2001194355A patent/JP3846233B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (31)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7648587B2 (en) | 2004-02-04 | 2010-01-19 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Steel product for use as line pipe having high HIC resistance and line pipe produced using such steel product |
| WO2005075694A1 (ja) | 2004-02-04 | 2005-08-18 | Sumitomo Metal Industries,Ltd. | 耐ｈｉｃ性に優れたラインパイプ用鋼材及びその鋼材を用いて製造されるラインパイプ |
| JP2007197801A (ja) * | 2006-01-30 | 2007-08-09 | Jfe Steel Kk | 靱性に優れた熱間圧延型非調質棒鋼及びその製造方法 |
| JP2008007841A (ja) * | 2006-06-30 | 2008-01-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 厚鋼板用連続鋳造鋳片及びその製造方法並びに厚鋼板 |
| US9130118B2 (en) | 2012-01-18 | 2015-09-08 | Seiko Epson Corporation | Photoconductive antenna, terahertz wave generating device, camera, imaging device, and measuring device |
| US9349917B2 (en) | 2012-01-18 | 2016-05-24 | Seiko Epson Corporation | Photoconductive antenna, terahertz wave generating device, camera, imaging device, and measuring device |
| CN102605296A (zh) * | 2012-03-13 | 2012-07-25 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种核电压力容器用钢及其制造方法 |
| KR20150003322A (ko) | 2012-06-18 | 2015-01-08 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 후육 고강도 내사우어 라인 파이프, 그의 제조 방법 및 그의 내hic성능의 판정 방법 |
| WO2013190750A1 (ja) | 2012-06-18 | 2013-12-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 厚肉高強度耐サワーラインパイプおよびその製造方法 |
| WO2014010150A1 (ja) | 2012-07-09 | 2014-01-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 厚肉高強度耐サワーラインパイプおよびその製造方法 |
| WO2017111416A1 (ko) * | 2015-12-23 | 2017-06-29 | 주식회사 포스코 | 수소유기 균열 (hic) 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법 |
| CN108368595A (zh) * | 2015-12-23 | 2018-08-03 | 株式会社Posco | 抗氢致开裂性优异的压力容器用钢材及其制造方法 |
| JP2019504210A (ja) * | 2015-12-23 | 2019-02-14 | ポスコＰｏｓｃｏ | 耐水素誘起割れ（ｈｉｃ）性に優れた圧力容器用鋼材及びその製造方法 |
| KR20180053464A (ko) | 2016-11-11 | 2018-05-23 | 주식회사 포스코 | 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법 |
| US11155906B2 (en) | 2016-11-11 | 2021-10-26 | Posco | Pressure vessel steel having excellent hydrogen induced cracking resistance, and manufacturing method therefor |
| US11578376B2 (en) | 2016-12-23 | 2023-02-14 | Posco Co., Ltd | Steel for pressure vessels having excellent resistance to hydrogen induced cracking and manufacturing method thereof |
| KR20190078023A (ko) | 2017-12-26 | 2019-07-04 | 주식회사 포스코 | 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법 |
| KR20190077830A (ko) | 2017-12-26 | 2019-07-04 | 주식회사 포스코 | 수소유기균열 저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법 |
| US12331373B2 (en) | 2017-12-26 | 2025-06-17 | Posco Co., Ltd | Steel material, for pressure vessel, showing excellent hydrogen-induced cracking resistance and method for preparing same |
| WO2019132465A1 (ko) | 2017-12-26 | 2019-07-04 | 주식회사 포스코 | 수소유기균열 저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법 |
| US11634785B2 (en) | 2017-12-26 | 2023-04-25 | Posco Co., Ltd | Steel material showing excellent hydrogen-induced cracking resistance and method for preparing same |
| WO2019132478A1 (ko) | 2017-12-26 | 2019-07-04 | 주식회사 포스코 | 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법 |
| WO2020111628A1 (ko) | 2018-11-29 | 2020-06-04 | 주식회사 포스코 | 수소유기균열 저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법 |
| KR20200065140A (ko) | 2018-11-29 | 2020-06-09 | 주식회사 포스코 | 수소유기균열 저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법 |
| WO2020111547A1 (ko) | 2018-11-30 | 2020-06-04 | 주식회사 포스코 | 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법 |
| KR20200066507A (ko) | 2018-11-30 | 2020-06-10 | 주식회사 포스코 | 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법 |
| KR20200066508A (ko) | 2018-11-30 | 2020-06-10 | 주식회사 포스코 | 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법 |
| US12227826B2 (en) | 2018-11-30 | 2025-02-18 | Posco Co., Ltd | Steel plate for pressure vessel having excellent hydrogen induced cracking resistance and method of manufacturing same |
| WO2020111858A1 (ko) | 2018-11-30 | 2020-06-04 | 주식회사 포스코 | 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법 |
| KR20210080697A (ko) | 2019-12-20 | 2021-07-01 | 주식회사 포스코 | 수소유기균열 저항성이 우수한 피팅부품 및 그 제조방법 |
| KR20210080698A (ko) | 2019-12-20 | 2021-07-01 | 주식회사 포스코 | 수소유기균열 저항성이 우수한 피팅부품 및 그 제조방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3846233B2 (ja) | 2006-11-15 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP7201068B2 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
| JP3846233B2 (ja) | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼材 | |
| JP7147960B2 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
| CN103154295B (zh) | 拉丝加工性优异的高碳钢线材 | |
| JP4363403B2 (ja) | 耐ｈｉｃ性に優れたラインパイプ用鋼材及びその鋼材を用いて製造されるラインパイプ | |
| WO1994022606A1 (fr) | Cylindre de laminage a chaud resistant a l'usure et au grippage | |
| CN102317491A (zh) | 抗氢致开裂性优异的高强度管线管用钢板和高强度管线管用钢管 | |
| CN102317492A (zh) | 抗氢致开裂性优异的高强度管线管用钢板和高强度管线管用钢管 | |
| JP5181496B2 (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP6509187B2 (ja) | 曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JP3633515B2 (ja) | 耐水素誘起割れ性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 | |
| CN113412337A (zh) | 高Mn钢及其制造方法 | |
| JP3303647B2 (ja) | 耐サワー性と耐炭酸ガス腐食性とに優れた溶接鋼管 | |
| JP2000256777A (ja) | 強度および低温靱性に優れた高張力鋼板 | |
| JPH07292416A (ja) | 超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法 | |
| JP7230454B2 (ja) | 継目無鋼管用鋼材 | |
| JP7332692B2 (ja) | 高強度構造用鋼及びその製造方法 | |
| JP7192819B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP7192818B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JPH06256894A (ja) | 耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ | |
| JPH07268467A (ja) | 高靭性耐サワー鋼管用ホットコイルの製造方法 | |
| JPH08232042A (ja) | 耐食性電縫溶接鋼管用鋼 | |
| JP4419572B2 (ja) | 疲労特性に優れた複合組織鋼板の製造方法 | |
| JP7429782B2 (ja) | 耐海水性に優れた構造用鋼板及びこの製造方法 | |
| JP3861640B2 (ja) | 冷延鋼板及びその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20040531 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20040608 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20040806 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050927 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20051004 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20051122 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20060801 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20060814 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 3846233 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090901 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100901 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110901 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120901 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120901 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130901 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130901 Year of fee payment: 7 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313111 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130901 Year of fee payment: 7 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |