JP3570376B2 - 耐原油タンク腐食性に優れた鋼材およびその製造方法 - Google Patents
耐原油タンク腐食性に優れた鋼材およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3570376B2 JP3570376B2 JP2000368318A JP2000368318A JP3570376B2 JP 3570376 B2 JP3570376 B2 JP 3570376B2 JP 2000368318 A JP2000368318 A JP 2000368318A JP 2000368318 A JP2000368318 A JP 2000368318A JP 3570376 B2 JP3570376 B2 JP 3570376B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- corrosion
- crude oil
- less
- steel material
- oil tank
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、原油を輸送するタンクまたは貯蔵するタンクに用いて好適な原油タンク用鋼材に係り、とくに原油タンク内で生じる腐食を低減できる鋼材に関する。本発明では、原油を輸送するタンクまたは貯蔵するタンク内で生じる腐食に対する抵抗性を耐原油タンク腐食性と呼ぶ。なお、本発明でいう鋼材は、厚鋼板、薄鋼板、形鋼を含むものとする。
【０００２】
【従来の技術】
従来、原油を輸送または貯蔵するタンク（以下、原油タンクともいう）においては、原油そのものは腐食抑制作用があるため、使用される鋼材には腐食は生じないと考えられていた。
ところが、最近、原油タンク内で鋼材に激しい腐食が生じることが明らかになってきた。この原油タンクにおける腐食（以下、原油タンク腐食ともいう）は、タンク底等の、原油（液相）に接する部位（液相部という）ではお碗型の局部腐食であり、タンク天井等の、原油の気相に接する部位（気相部という）では、層状剥離性の錆を伴い、凹凸を伴った全面腐食であることに特徴がある。
【０００３】
かかる原油タンク腐食の原因として、
▲１▼過剰な洗浄による原油タンク保護フィルム（原油による、タンク内の腐食を抑制する保護的なフィルム）の離脱、
▲２▼原油中の硫化物の高濃度化、
▲３▼防爆用に封入されるイナートガス（Ｏ２約５ｖｏｌ ％、ＣＯ２ 約１３ｖｏｌ ％、ＳＯ２ 約０．０１ｖｏｌ ％、残部Ｎ２ガスを代表組成とするエンジンの排ガス）中の、Ｏ２、ＣＯ２ 、ＳＯ２ の高濃度化、
▲４▼微生物の関与、
などの項目があげられている。しかし、いずれも推定の域を出ず、未だ明確な原因は判明していない。
【０００４】
そのため、現状では、鋼材に防錆塗料を塗布して鋼材を腐食環境から遮断する方法以外に有効な方法がないと考えられている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、防錆塗料の塗布はその塗布面積が膨大であり、また約１０年に１度は塗り替えが必要であるため、多大な費用がかかるという問題があった。
一方、鋼材側からの対策は現在までのところ殆どなく、対策がとられていないに等しいが、例えば特開２０００−１７３８１号公報には、船舶外板、バラストタンク、カーゴオイルタンク、鉱炭船カーゴホールド等の使用環境で優れた耐食性を有する造船用耐食鋼が提案されている。特開２０００−１７３８１号公報に記載された造船用耐食鋼は、Ｃ：０．０１〜０．２５％と、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌを適正量に調整したうえで含み、さらにＣｕ：０．０１〜２．００％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１５０％を含有しており、このような組成の鋼とすることにより、鋼材の耐食性および耐局部腐食性が向上するとしている。しかしながら、特開２０００−１７３８１号公報に記載された鋼材でもなお、原油タンクにおける腐食に対する抵抗性が安定して十分に発揮できるとは考えがたく、更なる耐原油タンク腐食性の向上が要望されている。
【０００６】
本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、原油を輸送するタンクまたは原油を貯蔵するタンクの環境下でも優れた耐食性を有し、塗装なしで、原油タンクに用いて好適な、耐原油タンク腐食性に優れた鋼材およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するため、まず、原油の輸送または原油の貯蔵タンク内の腐食に関与する因子の抽出を行い、それら因子の組み合せによる実験室腐食試験を行った。その結果、実原油タンク内で生じるものと同じ形態の腐食の再現に成功し、原油タンク内で生じる原油タンク腐食の支配因子および腐食機構を明確にした。
【０００８】
すなわち、実原油タンクの液相部で発生するお椀型の局部腐食を再現するため、実験室腐食試験を行ったところ、液中に含まれるＯ２およびＨ２Ｓ が特に原油タンク腐食の支配因子として働くことが明らかとなった。ただし、Ｏ２を含みかつＨ２Ｓ を含まない試験液（Ｏ２分圧約２１％のガスを含んだ水溶液）、もしくはＨ２Ｓ のみを含んだ試験液（Ｈ２Ｓ 分圧 １００％のガスを含んだ水溶液）中では発生せず、Ｏ２とＨ２Ｓ が共存し、かつ低Ｏ２分圧（Ｏ２分圧：２〜８％）、低Ｈ２Ｓ 分圧（Ｈ２Ｓ 分圧：５〜２０％）の環境下で生じることがわかった。Ｏ２とＨ２Ｓ が共存し、試験液中の両者の含有量が高い場合は全面腐食が大きいものの局部腐食は発生しないが、低Ｏ２、低Ｈ２Ｓ 分圧の環境下では、まず鋼材表面に強固な腐食生成皮膜が形成され、この腐食生成皮膜がＣｌ− 存在下で部分的に破壊されて、局部腐食が発生するのである。
【０００９】
また、実原油タンクの気相部で発生する、層状剥離性の錆を伴い、凹凸を伴った全面腐食は、実原油タンクの気相部に封入されるイナートガス中のＯ２と原油中のＨ２Ｓ および結露した水とが関係して発生することがわかった。そして、実原油タンクの気相部で生じる腐食も、実原油タンクの液相部で生じる腐食と同様である、Ｏ２とＨ２Ｓ が共存し、かつ低Ｏ２分圧、低Ｈ２Ｓ 分圧の環境下で生じることが明らかになった。
【００１０】
以上のことから、原油タンク内で優れた耐食性（耐原油タンク腐食性）を示す鋼材は、気相部では全面腐食を抑制する一方、液相部では、全面腐食を抑制し過ぎて局部腐食の原因となる強固な腐食生成皮膜を生じさせないため全面腐食を適度に促進させるという、相反する特性を具備する必要があることがわかる。
そこで、本発明者らは、低Ｏ２、低Ｈ２Ｓ 分圧の環境下での全面腐食および腐食生成皮膜形成に及ぼす各種合金元素の影響を調査した。その結果、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒの含有量を適正化することにより、鋼材に全面腐食に対する相反する特性を具備させることができ、耐原油タンク腐食性に優れた鋼材とすることができることを見いだした。そして、さらに鋼材の組織をベイナイト単相またはベイナイトを含む組織とすることにより、耐原油タンク腐食性をさらに向上させることができることも見いだした。
【００１１】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加え完成されたものである。
すなわち、第１の本発明は、質量％で、Ｃ：0.001 〜0.20％、Si：0.10〜0.40％、Mn：0.50〜2.0 ％、Ｐ：0.020 ％以下、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.01〜0.10％、Cu：0.5 〜1.5 ％、Ni：0.5 〜3.0 ％、Cr：0.5 〜2.0 ％（ 1.00 ％以上を除く）を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする耐原油タンク腐食性に優れた鋼材であり、また、第１の本発明では、前記組成に加えて、組織をベイナイト単相またはベイナイトを含む組織とするのが好ましく、また、第１の本発明では、前記組成が、次（１）式
1.0≦0.3 Ni＋2.0 Cr−0.5 Cu≦3.8 ………（１）
（ここに、Ni、Cr、Cu：各元素の含有量（質量％）
を満足することが好ましい。
【００１２】
また、第１の本発明では、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｍｏ：０．５ ％以下、Ｔｉ：０．２ ％以下、Ｎｂ：０．２ ％以下、Ｖ：０．２ ％以下、Ｂ：０．００５ ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することが好ましく、また、本発明では、前記各組成に加えてさらに、質量％で、Ｚｒ：０．２ ％以下、Ｃａ：０．００６ ％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有することが好ましい。
【００１３】
また、第２の本発明は、質量％で、Ｃ：0.001 〜0.20％、Si：0.10〜0.40％、Mn：0.50〜2.0 ％、Ｐ：0.020 ％以下、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.01〜0.10％、Cu：0.5 〜1.5 ％、Ni：0.5 〜3.0 ％、Cr：0.5 〜2.0 ％（ 1.00 ％以上を除く）を含み、あるいはさらに前記（１）式を満足し、好ましくは残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、所定形状の鋼材とする熱間圧延を施したのち、0.1 〜20℃/secの冷却速度で冷却することを特徴とする、耐原油タンク腐食性にすぐれた鋼材の製造方法である。
【００１４】
また、第２の本発明では、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｍｏ：０．５ ％以下、Ｔｉ：０．２ ％以下、Ｎｂ：０．２ ％以下、Ｖ：０．２ ％以下、Ｂ：０．００５ ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することが好ましく、また、本発明では、前記各組成に加えてさらに、質量％で、Ｚｒ：０．２ ％以下、Ｃａ：０．００６ ％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有してもよい。
【００１５】
【発明の実施の形態】
まず、本発明鋼材の組成限定理由について説明する。なお、以下、質量％は、単に％と記す。
Ｃ：０．００１ 〜０．２０％
Ｃは、鋼材の強度を増加させる元素であり、本発明では所望の強度を得るために、０．００１ ％以上の含有を必要とする。一方、０．２０％を超える含有は、溶接熱影響部の靱性を劣化させる。このため、Ｃは０．００１ 〜０．２０％の範囲に限定した。なお、強度、靱性の観点から好ましくは０．００５ ％〜０．１５％、より好ましくは０．０１〜０．１ ％である。
【００１６】
Ｓｉ：０．１ 〜０．４ ％
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、強度を増加させる元素であり、本発明では、０．１ ％以上の含有を必要とするが、０．４ ％を超える含有は、鋼の靱性を劣化させる。このため、Ｓｉは０．１ 〜０．４ ％の範囲に限定した。
Ｍｎ：０．５０〜２．０ ％
Ｍｎは、鋼材の強度を増加させる元素であり、所望の強度を確保するために０．５ ％以上の含有を必要とする。一方、２．０ ％を超える含有は、鋼の靱性および溶接性を低下させる。このため、Ｍｎは０．５ 〜２．０ ％の範囲に限定した。なお、好ましくは、０．５ 〜１．５ ％であり、より好ましくは、０．８ 〜１．２ ％である。
【００１７】
Ｐ：０．０２０ ％以下
Ｐは、粒界に偏析して鋼の靱性を低下させる有害な元素であり、できるだけ低減するのが好ましいが、０．０２０ ％を超えて含有すると靱性が顕著に劣化する。このため、Ｐは０．０２０ ％以下に限定した。なお、０．００５ ％未満の低減は製造コストの増大を招くので、Ｐは０．００５ 〜０．０２０ ％とするのが好ましい。
【００１８】
Ｓ：０．０１０ ％以下
Ｓは、非金属介在物のＭｎＳ を形成して原油タンクの環境下における耐食性（耐原油タンク腐食性）を低下させる有害な元素であり、できるだけ低減するのが好ましいが、０．０１０ ％を超える含有は、耐食性（耐原油タンク腐食性）の顕著な低下を招く。このため、Ｓは０．０１０ ％以下に限定した。なお、０．００３ ％未満の低減は製造コストの増大を招くので、Ｓは０．００３ 〜０．０１０ ％とするのが好ましい。
【００１９】
Ａｌ：０．０１〜０．１０％
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、本発明では０．０１％以上の含有を必要とする。一方、０．１０％を超えて含有すると、鋼の靱性が劣化する。このため、Ａｌは０．０１〜０．１０％の範囲に限定した。なお、好ましくは、０．０２〜０．０５％である。
Ｃｕ：０．５ 〜１．５ ％
Ｃｕは、全面腐食を促進する作用を有する元素であり、本発明では０．５ ％以上の含有を必要とするが、１．５ ％を超えて含有すると、全面腐食が強く促進され、Ｎｉ、Ｃｒによる腐食に対する保護作用を阻害し、全面腐食を増大させる。このため、Ｃｕは０．５ 〜１．５ ％の範囲に限定した。なお、好ましくは、０．８ 〜１．２ ％である。
【００２０】
Ni：0.5 〜3.0 ％
Niは、腐食に対する保護性を促進する作用を有する元素であり、本発明では0.5 ％以上の含有を必要とするが、3.0 ％を超えて含有すると、腐食生成皮膜が緻密化され腐食に対する保護性が強くなり過ぎて、局部腐食の発生を招く。このため、Niは0.5 〜3.0 ％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.8 〜1.5 ％である。
【００２１】
Cr：0.5 〜2.0 ％（ 1.00 ％以上を除く）
Crは、腐食生成皮膜の密着性を高めて、腐食に対する保護性を高める作用を有する元素であり、本発明では0.5 ％以上の含有を必要とするが、2.0 ％を超えて含有すると、腐食に対する保護性が強くなり過ぎ、局部腐食の発生を招く。このため、Crは0.5 〜2.0 ％（ 1.00 ％以上を除く）の範囲に限定した。
【００２２】
１．０ ≦０．３ Ｎｉ＋２．０ Ｃｒ−０．５ Ｃｕ≦３．８ ………（１）
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒは、それぞれの単独の作用に加えて、相互作用を有する。このため、本発明では、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒの含有量を前記（１）を満足するように調整するのが好ましい。（１）式中のＡ値＝０．３ Ｎｉ＋２．０ Ｃｒ−０．５ Ｃｕが、１．０ 未満では激しい全面腐食の発生を招き、一方、３．８ 超では孔食の発生を招く。このため、Ａ値を１．０ 〜３．８ を満足するようにＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ含有量を調整するのが好ましい。
【００２３】
Ｍｏ：０．５ ％以下、Ｔｉ：０．２ ％以下、Ｎｂ：０．２ ％以下、Ｖ：０．２ ％以下、Ｂ：０．００５ ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂはいずれも、鋼材の強度を増加させる元素であり、必要に応じ選択して１種または２種以上含有することができる。しかし、Ｍｏ：０．５ ％、Ｔｉ：０．２ ％、Ｎｂ：０．２ ％、Ｖ：０．２ ％、Ｂ：０．００５ ％を、それぞれ超えて含有すると、靱性が劣化する。このため、Ｍｏ：０．５ ％、Ｔｉ：０．２ ％、Ｎｂ：０．２ ％、Ｖ：０．２ ％、Ｂ：０．００５ ％を、それぞれの上限とするのが好ましい。
【００２４】
Ｚｒ：０．２ ％以下、Ｃａ：０．００６ ％以下のうちから選ばれた１種または２種
Ｚｒ、Ｃａはいずれも、非金属介在物のＭｎＳ の形成を抑制する作用を有しており、必要に応じ選択して含有できる。しかし、Ｚｒ：０．２ ％、Ｃａ：０．００６ ％をそれぞれ超えて含有すると、靱性の低下を招く。このため、Ｚｒ：０．２ Ｃａ：０．００６ ％を、それぞれ上限とするのが好ましい。
【００２５】
本発明の鋼材では、上記した成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、Ｎ：０．００７ ％以下、Ｏ：０．００８ ％以下が許容できる。
本発明の鋼材は、上記した組成を有し、さらに組織をベイナイト単相またはベイナイトを含んだ組織とすることにより、フェライト単相あるいはフェライト−パーライト複合相より耐原油タンク腐食性が顕著に向上する。
【００２６】
つぎに、本発明鋼材の製造方法について説明する。
まず、上記した組成の溶鋼を、転炉、電気炉等の通常公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法、造塊法等の通常公知の鋳造方法で鋼素材とするのが好ましい。なお、溶鋼に、取鍋精錬、真空脱ガス等の処理を付加してもよいことはいうまでもない。
【００２７】
ついで、得られた鋼素材を加熱炉に装入し加熱し、あるいは鋼素材の温度が熱間圧延可能な程度に高温である場合には加熱することなく、所望の寸法形状の鋼材に熱間圧延される。なお、結晶粒粗大化防止の観点から加熱温度は１０５０〜１２５０℃とするのが好ましい。
本発明における熱間圧延は、所望の寸法形状が得られる条件であればとくに限定されないが、圧延温度、圧下量、冷却条件を制御する、いわゆるＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ ）法を適用してもよいことはいうまでもない。
【００２８】
なお、耐原油タンク腐食性向上の観点からは、組織をベイナイト組織とするのが好ましい。このため、熱間圧延の仕上げ圧延終了温度および熱間圧延終了後の冷却速度を適正範囲内とするのが好ましい。
熱間圧延の仕上げ圧延終了温度はＡｒ３変態点以上とするのが好ましく、これにより熱間圧延中にフェライト相の析出を抑制することができる。
【００２９】
また、熱間圧延終了後、０．１ 〜２０℃／ｓの範囲の冷却速度で８００ ℃以下、好ましくは５００ ℃以上の温度域まで、制御冷却するのが好ましい。これにより、ベイナイトを含んだ組織とすることができる。制御冷却速度が０．１ ℃／ｓ未満では、冷却中にフェライトのみが析出し、ベイナイト組織が得られず耐原油タンク腐食性が低下する。一方、２０℃／ｓを超える冷却速度では、有害なマルテンサイト相が出現し、耐原油タンク腐食性が低下する。
【００３０】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す組成を有する溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法により鋼素材（スラブ）とした。これらスラブを、１２００℃に加熱し、表１に示す仕上げ圧延終了温度の熱間圧延を施し、１５ｍｍ厚の鋼板とした。熱間圧延終了後、表１に示す条件（冷却速度、冷却停止温度）で冷却した。
【００３１】
【表１】
【００３２】
これら鋼板から、試験片（５ｍｍ厚×５０ｍｍ幅×１００ｍｍ 長さ）を切り出し、図１に示す腐食試験装置にセットし、腐食試験を行った。腐食試験装置は、腐食試験槽２、恒温槽３の二重型の装置を用いた。
試験片１ａは、実原油タンクにおける液相部で生じる腐食の模擬（すなわち液相試験）とし、腐食試験槽２の試験液６ａ内（液相部）へセットした。また、試験片１ｂは、実原油タンクにおける気相部で生じる腐食の模擬（すなわち気相試験）とし、腐食試験槽２の試験液６ａに接する気相６ｂ中（気相部）にセットした。使用した試験液６は、ＡＳＴＭ Ｄ １１４１ に規定される人工海水を試験母液とし、試験母液に５％Ｏ２＋１０％Ｈ２Ｓ の分圧比に調整した混合ガス４を導入したものを使用した。混合ガスのバランス調整用不活性ガスはＮ２ガスを用いた。試験液６ａ の温度は、恒温槽３に入れた水７の温度を調整することにより、５０℃に保持した。なお、試験期間は１ヶ月間とした。
【００３３】
試験後、試験片表面に生成した錆を除去し、液相試験では腐食形態を目視で観察し、一方気相試験では試験片を秤量し、腐食量を求め、腐食速度に換算した。それらの結果を表２に示す。なお、気相試験の腐食速度は、比較例（鋼板Ｎｏ．１）の腐食速度を１としたときの比で示した。
【００３４】
【表２】
【００３５】
表２から、本発明例はいずれも、液相試験では局部腐食の発生が認められず、また、気相試験では比較例（鋼板Ｎｏ．１）にくらべ腐食速度が小さく、耐食性（耐原油タンク腐食性）に優れていることがわかる。
一方、本発明の範囲を外れる比較例では、気相試験における腐食速度が比較例（鋼板Ｎｏ．１）の腐食速度よりやや小さい場合でも、液相試験では局部腐食の発生が見られる。また、（１）式の範囲を外れると液相試験では局部腐食が発生しない場合でも、気相試験では腐食速度が比較例（鋼板Ｎｏ．１）の腐食速度に近く、耐食性（耐原油タンク腐食性）の改善効果が認められるものの、（１）式を満たす場合に比べ、その効果は小さい。
【００３６】
（実施例２）
表３に示す組成を有する溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法により鋼素材（スラブ）とした。これらスラブを、１２００℃に加熱し、表３に示す仕上げ圧延終了温度の熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、表３に示す条件（冷却速度、冷却停止温度）で冷却し、１５ｍｍ厚の鋼板とした。
【００３７】
【表３】
【００３８】
これら鋼板から、試験片（５ｍｍ厚×５０ｍｍ幅×１００ｍｍ 長さ）を切り出し、実施例１と同様に、図１に示す腐食試験装置にセットし、腐食試験を行った。
得られた結果を表４に示す。
【００３９】
【表４】
【００４０】
表４から、本発明例は、液相試験では局部腐食の発生が認められない。さらに、熱間圧延終了後の冷却速度を好適範囲内とすることにより、ベイナイトを含んだ組織となることがわかる。
【００４１】
本発明の（１）式の範囲を外れる例（鋼板No.36 ）では、局部腐食は発生しないものの気相試験での腐食速度が比較例（鋼板No.1）の腐食速度に近く、耐食性（耐原油タンク腐食性）の改善効果が小さい。
このように本発明鋼材は、原油の輸送タンクまたは原油の貯蔵タンク内の腐食環境下でも、優れた耐食性（耐原油タンク腐食性）を有する鋼材である。
【００４２】
【発明の効果】
本発明によれば、原油の輸送または原油の貯蔵タンク内の環境下で、優れた耐食性を有する鋼材を、安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例で使用した腐食試験装置の概要を示す模式図である。
【符号の説明】
１ａ、１ｂ 試験片
２ 腐食試験槽
３ 恒温槽
４ 混合ガス
５ ガス排出口
６ａ 試験液
６ｂ 気相
７ 水
【発明の属する技術分野】
本発明は、原油を輸送するタンクまたは貯蔵するタンクに用いて好適な原油タンク用鋼材に係り、とくに原油タンク内で生じる腐食を低減できる鋼材に関する。本発明では、原油を輸送するタンクまたは貯蔵するタンク内で生じる腐食に対する抵抗性を耐原油タンク腐食性と呼ぶ。なお、本発明でいう鋼材は、厚鋼板、薄鋼板、形鋼を含むものとする。
【０００２】
【従来の技術】
従来、原油を輸送または貯蔵するタンク（以下、原油タンクともいう）においては、原油そのものは腐食抑制作用があるため、使用される鋼材には腐食は生じないと考えられていた。
ところが、最近、原油タンク内で鋼材に激しい腐食が生じることが明らかになってきた。この原油タンクにおける腐食（以下、原油タンク腐食ともいう）は、タンク底等の、原油（液相）に接する部位（液相部という）ではお碗型の局部腐食であり、タンク天井等の、原油の気相に接する部位（気相部という）では、層状剥離性の錆を伴い、凹凸を伴った全面腐食であることに特徴がある。
【０００３】
かかる原油タンク腐食の原因として、
▲１▼過剰な洗浄による原油タンク保護フィルム（原油による、タンク内の腐食を抑制する保護的なフィルム）の離脱、
▲２▼原油中の硫化物の高濃度化、
▲３▼防爆用に封入されるイナートガス（Ｏ２約５ｖｏｌ ％、ＣＯ２ 約１３ｖｏｌ ％、ＳＯ２ 約０．０１ｖｏｌ ％、残部Ｎ２ガスを代表組成とするエンジンの排ガス）中の、Ｏ２、ＣＯ２ 、ＳＯ２ の高濃度化、
▲４▼微生物の関与、
などの項目があげられている。しかし、いずれも推定の域を出ず、未だ明確な原因は判明していない。
【０００４】
そのため、現状では、鋼材に防錆塗料を塗布して鋼材を腐食環境から遮断する方法以外に有効な方法がないと考えられている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、防錆塗料の塗布はその塗布面積が膨大であり、また約１０年に１度は塗り替えが必要であるため、多大な費用がかかるという問題があった。
一方、鋼材側からの対策は現在までのところ殆どなく、対策がとられていないに等しいが、例えば特開２０００−１７３８１号公報には、船舶外板、バラストタンク、カーゴオイルタンク、鉱炭船カーゴホールド等の使用環境で優れた耐食性を有する造船用耐食鋼が提案されている。特開２０００−１７３８１号公報に記載された造船用耐食鋼は、Ｃ：０．０１〜０．２５％と、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌを適正量に調整したうえで含み、さらにＣｕ：０．０１〜２．００％、Ｍｇ：０．０００２〜０．０１５０％を含有しており、このような組成の鋼とすることにより、鋼材の耐食性および耐局部腐食性が向上するとしている。しかしながら、特開２０００−１７３８１号公報に記載された鋼材でもなお、原油タンクにおける腐食に対する抵抗性が安定して十分に発揮できるとは考えがたく、更なる耐原油タンク腐食性の向上が要望されている。
【０００６】
本発明は、上記した従来技術の問題を有利に解決し、原油を輸送するタンクまたは原油を貯蔵するタンクの環境下でも優れた耐食性を有し、塗装なしで、原油タンクに用いて好適な、耐原油タンク腐食性に優れた鋼材およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するため、まず、原油の輸送または原油の貯蔵タンク内の腐食に関与する因子の抽出を行い、それら因子の組み合せによる実験室腐食試験を行った。その結果、実原油タンク内で生じるものと同じ形態の腐食の再現に成功し、原油タンク内で生じる原油タンク腐食の支配因子および腐食機構を明確にした。
【０００８】
すなわち、実原油タンクの液相部で発生するお椀型の局部腐食を再現するため、実験室腐食試験を行ったところ、液中に含まれるＯ２およびＨ２Ｓ が特に原油タンク腐食の支配因子として働くことが明らかとなった。ただし、Ｏ２を含みかつＨ２Ｓ を含まない試験液（Ｏ２分圧約２１％のガスを含んだ水溶液）、もしくはＨ２Ｓ のみを含んだ試験液（Ｈ２Ｓ 分圧 １００％のガスを含んだ水溶液）中では発生せず、Ｏ２とＨ２Ｓ が共存し、かつ低Ｏ２分圧（Ｏ２分圧：２〜８％）、低Ｈ２Ｓ 分圧（Ｈ２Ｓ 分圧：５〜２０％）の環境下で生じることがわかった。Ｏ２とＨ２Ｓ が共存し、試験液中の両者の含有量が高い場合は全面腐食が大きいものの局部腐食は発生しないが、低Ｏ２、低Ｈ２Ｓ 分圧の環境下では、まず鋼材表面に強固な腐食生成皮膜が形成され、この腐食生成皮膜がＣｌ− 存在下で部分的に破壊されて、局部腐食が発生するのである。
【０００９】
また、実原油タンクの気相部で発生する、層状剥離性の錆を伴い、凹凸を伴った全面腐食は、実原油タンクの気相部に封入されるイナートガス中のＯ２と原油中のＨ２Ｓ および結露した水とが関係して発生することがわかった。そして、実原油タンクの気相部で生じる腐食も、実原油タンクの液相部で生じる腐食と同様である、Ｏ２とＨ２Ｓ が共存し、かつ低Ｏ２分圧、低Ｈ２Ｓ 分圧の環境下で生じることが明らかになった。
【００１０】
以上のことから、原油タンク内で優れた耐食性（耐原油タンク腐食性）を示す鋼材は、気相部では全面腐食を抑制する一方、液相部では、全面腐食を抑制し過ぎて局部腐食の原因となる強固な腐食生成皮膜を生じさせないため全面腐食を適度に促進させるという、相反する特性を具備する必要があることがわかる。
そこで、本発明者らは、低Ｏ２、低Ｈ２Ｓ 分圧の環境下での全面腐食および腐食生成皮膜形成に及ぼす各種合金元素の影響を調査した。その結果、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒの含有量を適正化することにより、鋼材に全面腐食に対する相反する特性を具備させることができ、耐原油タンク腐食性に優れた鋼材とすることができることを見いだした。そして、さらに鋼材の組織をベイナイト単相またはベイナイトを含む組織とすることにより、耐原油タンク腐食性をさらに向上させることができることも見いだした。
【００１１】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加え完成されたものである。
すなわち、第１の本発明は、質量％で、Ｃ：0.001 〜0.20％、Si：0.10〜0.40％、Mn：0.50〜2.0 ％、Ｐ：0.020 ％以下、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.01〜0.10％、Cu：0.5 〜1.5 ％、Ni：0.5 〜3.0 ％、Cr：0.5 〜2.0 ％（ 1.00 ％以上を除く）を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする耐原油タンク腐食性に優れた鋼材であり、また、第１の本発明では、前記組成に加えて、組織をベイナイト単相またはベイナイトを含む組織とするのが好ましく、また、第１の本発明では、前記組成が、次（１）式
1.0≦0.3 Ni＋2.0 Cr−0.5 Cu≦3.8 ………（１）
（ここに、Ni、Cr、Cu：各元素の含有量（質量％）
を満足することが好ましい。
【００１２】
また、第１の本発明では、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｍｏ：０．５ ％以下、Ｔｉ：０．２ ％以下、Ｎｂ：０．２ ％以下、Ｖ：０．２ ％以下、Ｂ：０．００５ ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することが好ましく、また、本発明では、前記各組成に加えてさらに、質量％で、Ｚｒ：０．２ ％以下、Ｃａ：０．００６ ％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有することが好ましい。
【００１３】
また、第２の本発明は、質量％で、Ｃ：0.001 〜0.20％、Si：0.10〜0.40％、Mn：0.50〜2.0 ％、Ｐ：0.020 ％以下、Ｓ：0.010 ％以下、Al：0.01〜0.10％、Cu：0.5 〜1.5 ％、Ni：0.5 〜3.0 ％、Cr：0.5 〜2.0 ％（ 1.00 ％以上を除く）を含み、あるいはさらに前記（１）式を満足し、好ましくは残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、所定形状の鋼材とする熱間圧延を施したのち、0.1 〜20℃/secの冷却速度で冷却することを特徴とする、耐原油タンク腐食性にすぐれた鋼材の製造方法である。
【００１４】
また、第２の本発明では、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｍｏ：０．５ ％以下、Ｔｉ：０．２ ％以下、Ｎｂ：０．２ ％以下、Ｖ：０．２ ％以下、Ｂ：０．００５ ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することが好ましく、また、本発明では、前記各組成に加えてさらに、質量％で、Ｚｒ：０．２ ％以下、Ｃａ：０．００６ ％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有してもよい。
【００１５】
【発明の実施の形態】
まず、本発明鋼材の組成限定理由について説明する。なお、以下、質量％は、単に％と記す。
Ｃ：０．００１ 〜０．２０％
Ｃは、鋼材の強度を増加させる元素であり、本発明では所望の強度を得るために、０．００１ ％以上の含有を必要とする。一方、０．２０％を超える含有は、溶接熱影響部の靱性を劣化させる。このため、Ｃは０．００１ 〜０．２０％の範囲に限定した。なお、強度、靱性の観点から好ましくは０．００５ ％〜０．１５％、より好ましくは０．０１〜０．１ ％である。
【００１６】
Ｓｉ：０．１ 〜０．４ ％
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、強度を増加させる元素であり、本発明では、０．１ ％以上の含有を必要とするが、０．４ ％を超える含有は、鋼の靱性を劣化させる。このため、Ｓｉは０．１ 〜０．４ ％の範囲に限定した。
Ｍｎ：０．５０〜２．０ ％
Ｍｎは、鋼材の強度を増加させる元素であり、所望の強度を確保するために０．５ ％以上の含有を必要とする。一方、２．０ ％を超える含有は、鋼の靱性および溶接性を低下させる。このため、Ｍｎは０．５ 〜２．０ ％の範囲に限定した。なお、好ましくは、０．５ 〜１．５ ％であり、より好ましくは、０．８ 〜１．２ ％である。
【００１７】
Ｐ：０．０２０ ％以下
Ｐは、粒界に偏析して鋼の靱性を低下させる有害な元素であり、できるだけ低減するのが好ましいが、０．０２０ ％を超えて含有すると靱性が顕著に劣化する。このため、Ｐは０．０２０ ％以下に限定した。なお、０．００５ ％未満の低減は製造コストの増大を招くので、Ｐは０．００５ 〜０．０２０ ％とするのが好ましい。
【００１８】
Ｓ：０．０１０ ％以下
Ｓは、非金属介在物のＭｎＳ を形成して原油タンクの環境下における耐食性（耐原油タンク腐食性）を低下させる有害な元素であり、できるだけ低減するのが好ましいが、０．０１０ ％を超える含有は、耐食性（耐原油タンク腐食性）の顕著な低下を招く。このため、Ｓは０．０１０ ％以下に限定した。なお、０．００３ ％未満の低減は製造コストの増大を招くので、Ｓは０．００３ 〜０．０１０ ％とするのが好ましい。
【００１９】
Ａｌ：０．０１〜０．１０％
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素であり、本発明では０．０１％以上の含有を必要とする。一方、０．１０％を超えて含有すると、鋼の靱性が劣化する。このため、Ａｌは０．０１〜０．１０％の範囲に限定した。なお、好ましくは、０．０２〜０．０５％である。
Ｃｕ：０．５ 〜１．５ ％
Ｃｕは、全面腐食を促進する作用を有する元素であり、本発明では０．５ ％以上の含有を必要とするが、１．５ ％を超えて含有すると、全面腐食が強く促進され、Ｎｉ、Ｃｒによる腐食に対する保護作用を阻害し、全面腐食を増大させる。このため、Ｃｕは０．５ 〜１．５ ％の範囲に限定した。なお、好ましくは、０．８ 〜１．２ ％である。
【００２０】
Ni：0.5 〜3.0 ％
Niは、腐食に対する保護性を促進する作用を有する元素であり、本発明では0.5 ％以上の含有を必要とするが、3.0 ％を超えて含有すると、腐食生成皮膜が緻密化され腐食に対する保護性が強くなり過ぎて、局部腐食の発生を招く。このため、Niは0.5 〜3.0 ％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.8 〜1.5 ％である。
【００２１】
Cr：0.5 〜2.0 ％（ 1.00 ％以上を除く）
Crは、腐食生成皮膜の密着性を高めて、腐食に対する保護性を高める作用を有する元素であり、本発明では0.5 ％以上の含有を必要とするが、2.0 ％を超えて含有すると、腐食に対する保護性が強くなり過ぎ、局部腐食の発生を招く。このため、Crは0.5 〜2.0 ％（ 1.00 ％以上を除く）の範囲に限定した。
【００２２】
１．０ ≦０．３ Ｎｉ＋２．０ Ｃｒ−０．５ Ｃｕ≦３．８ ………（１）
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒは、それぞれの単独の作用に加えて、相互作用を有する。このため、本発明では、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒの含有量を前記（１）を満足するように調整するのが好ましい。（１）式中のＡ値＝０．３ Ｎｉ＋２．０ Ｃｒ−０．５ Ｃｕが、１．０ 未満では激しい全面腐食の発生を招き、一方、３．８ 超では孔食の発生を招く。このため、Ａ値を１．０ 〜３．８ を満足するようにＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ含有量を調整するのが好ましい。
【００２３】
Ｍｏ：０．５ ％以下、Ｔｉ：０．２ ％以下、Ｎｂ：０．２ ％以下、Ｖ：０．２ ％以下、Ｂ：０．００５ ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂはいずれも、鋼材の強度を増加させる元素であり、必要に応じ選択して１種または２種以上含有することができる。しかし、Ｍｏ：０．５ ％、Ｔｉ：０．２ ％、Ｎｂ：０．２ ％、Ｖ：０．２ ％、Ｂ：０．００５ ％を、それぞれ超えて含有すると、靱性が劣化する。このため、Ｍｏ：０．５ ％、Ｔｉ：０．２ ％、Ｎｂ：０．２ ％、Ｖ：０．２ ％、Ｂ：０．００５ ％を、それぞれの上限とするのが好ましい。
【００２４】
Ｚｒ：０．２ ％以下、Ｃａ：０．００６ ％以下のうちから選ばれた１種または２種
Ｚｒ、Ｃａはいずれも、非金属介在物のＭｎＳ の形成を抑制する作用を有しており、必要に応じ選択して含有できる。しかし、Ｚｒ：０．２ ％、Ｃａ：０．００６ ％をそれぞれ超えて含有すると、靱性の低下を招く。このため、Ｚｒ：０．２ Ｃａ：０．００６ ％を、それぞれ上限とするのが好ましい。
【００２５】
本発明の鋼材では、上記した成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、Ｎ：０．００７ ％以下、Ｏ：０．００８ ％以下が許容できる。
本発明の鋼材は、上記した組成を有し、さらに組織をベイナイト単相またはベイナイトを含んだ組織とすることにより、フェライト単相あるいはフェライト−パーライト複合相より耐原油タンク腐食性が顕著に向上する。
【００２６】
つぎに、本発明鋼材の製造方法について説明する。
まず、上記した組成の溶鋼を、転炉、電気炉等の通常公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法、造塊法等の通常公知の鋳造方法で鋼素材とするのが好ましい。なお、溶鋼に、取鍋精錬、真空脱ガス等の処理を付加してもよいことはいうまでもない。
【００２７】
ついで、得られた鋼素材を加熱炉に装入し加熱し、あるいは鋼素材の温度が熱間圧延可能な程度に高温である場合には加熱することなく、所望の寸法形状の鋼材に熱間圧延される。なお、結晶粒粗大化防止の観点から加熱温度は１０５０〜１２５０℃とするのが好ましい。
本発明における熱間圧延は、所望の寸法形状が得られる条件であればとくに限定されないが、圧延温度、圧下量、冷却条件を制御する、いわゆるＴＭＣＰ（Ｔｈｅｒｍｏ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅｓｓ ）法を適用してもよいことはいうまでもない。
【００２８】
なお、耐原油タンク腐食性向上の観点からは、組織をベイナイト組織とするのが好ましい。このため、熱間圧延の仕上げ圧延終了温度および熱間圧延終了後の冷却速度を適正範囲内とするのが好ましい。
熱間圧延の仕上げ圧延終了温度はＡｒ３変態点以上とするのが好ましく、これにより熱間圧延中にフェライト相の析出を抑制することができる。
【００２９】
また、熱間圧延終了後、０．１ 〜２０℃／ｓの範囲の冷却速度で８００ ℃以下、好ましくは５００ ℃以上の温度域まで、制御冷却するのが好ましい。これにより、ベイナイトを含んだ組織とすることができる。制御冷却速度が０．１ ℃／ｓ未満では、冷却中にフェライトのみが析出し、ベイナイト組織が得られず耐原油タンク腐食性が低下する。一方、２０℃／ｓを超える冷却速度では、有害なマルテンサイト相が出現し、耐原油タンク腐食性が低下する。
【００３０】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す組成を有する溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法により鋼素材（スラブ）とした。これらスラブを、１２００℃に加熱し、表１に示す仕上げ圧延終了温度の熱間圧延を施し、１５ｍｍ厚の鋼板とした。熱間圧延終了後、表１に示す条件（冷却速度、冷却停止温度）で冷却した。
【００３１】
【表１】
これら鋼板から、試験片（５ｍｍ厚×５０ｍｍ幅×１００ｍｍ 長さ）を切り出し、図１に示す腐食試験装置にセットし、腐食試験を行った。腐食試験装置は、腐食試験槽２、恒温槽３の二重型の装置を用いた。
試験片１ａは、実原油タンクにおける液相部で生じる腐食の模擬（すなわち液相試験）とし、腐食試験槽２の試験液６ａ内（液相部）へセットした。また、試験片１ｂは、実原油タンクにおける気相部で生じる腐食の模擬（すなわち気相試験）とし、腐食試験槽２の試験液６ａに接する気相６ｂ中（気相部）にセットした。使用した試験液６は、ＡＳＴＭ Ｄ １１４１ に規定される人工海水を試験母液とし、試験母液に５％Ｏ２＋１０％Ｈ２Ｓ の分圧比に調整した混合ガス４を導入したものを使用した。混合ガスのバランス調整用不活性ガスはＮ２ガスを用いた。試験液６ａ の温度は、恒温槽３に入れた水７の温度を調整することにより、５０℃に保持した。なお、試験期間は１ヶ月間とした。
【００３３】
試験後、試験片表面に生成した錆を除去し、液相試験では腐食形態を目視で観察し、一方気相試験では試験片を秤量し、腐食量を求め、腐食速度に換算した。それらの結果を表２に示す。なお、気相試験の腐食速度は、比較例（鋼板Ｎｏ．１）の腐食速度を１としたときの比で示した。
【００３４】
【表２】
表２から、本発明例はいずれも、液相試験では局部腐食の発生が認められず、また、気相試験では比較例（鋼板Ｎｏ．１）にくらべ腐食速度が小さく、耐食性（耐原油タンク腐食性）に優れていることがわかる。
一方、本発明の範囲を外れる比較例では、気相試験における腐食速度が比較例（鋼板Ｎｏ．１）の腐食速度よりやや小さい場合でも、液相試験では局部腐食の発生が見られる。また、（１）式の範囲を外れると液相試験では局部腐食が発生しない場合でも、気相試験では腐食速度が比較例（鋼板Ｎｏ．１）の腐食速度に近く、耐食性（耐原油タンク腐食性）の改善効果が認められるものの、（１）式を満たす場合に比べ、その効果は小さい。
【００３６】
（実施例２）
表３に示す組成を有する溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法により鋼素材（スラブ）とした。これらスラブを、１２００℃に加熱し、表３に示す仕上げ圧延終了温度の熱間圧延を施し、熱間圧延終了後、表３に示す条件（冷却速度、冷却停止温度）で冷却し、１５ｍｍ厚の鋼板とした。
【００３７】
【表３】
これら鋼板から、試験片（５ｍｍ厚×５０ｍｍ幅×１００ｍｍ 長さ）を切り出し、実施例１と同様に、図１に示す腐食試験装置にセットし、腐食試験を行った。
得られた結果を表４に示す。
【００３９】
【表４】
表４から、本発明例は、液相試験では局部腐食の発生が認められない。さらに、熱間圧延終了後の冷却速度を好適範囲内とすることにより、ベイナイトを含んだ組織となることがわかる。
【００４１】
本発明の（１）式の範囲を外れる例（鋼板No.36 ）では、局部腐食は発生しないものの気相試験での腐食速度が比較例（鋼板No.1）の腐食速度に近く、耐食性（耐原油タンク腐食性）の改善効果が小さい。
このように本発明鋼材は、原油の輸送タンクまたは原油の貯蔵タンク内の腐食環境下でも、優れた耐食性（耐原油タンク腐食性）を有する鋼材である。
【００４２】
【発明の効果】
本発明によれば、原油の輸送または原油の貯蔵タンク内の環境下で、優れた耐食性を有する鋼材を、安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例で使用した腐食試験装置の概要を示す模式図である。
【符号の説明】
１ａ、１ｂ 試験片
２ 腐食試験槽
３ 恒温槽
４ 混合ガス
５ ガス排出口
６ａ 試験液
６ｂ 気相
７ 水
Claims (7)
- 質量％で、
Ｃ：0.001 〜0.20％、 Si：0.10〜0.40％、
Mn：0.50〜2.0 ％、 Ｐ：0.020 ％以下、
Ｓ：0.010 ％以下、 Al：0.01〜0.10％、
Cu：0.5 〜1.5 ％、 Ni：0.5 〜3.0 ％、
Cr：0.5 〜2.0 ％（ 1.00 ％以上を除く）
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする耐原油タンク腐食性に優れた鋼材。 - 組織がベイナイト単相またはベイナイトを含む組織であることを特徴とする請求項１に記載の鋼材。
- 前記組成が、下記（１）式を満足することを特徴とする請求項１または２に記載の鋼材。
記
1.0≦0.3 Ni＋2.0 Cr−0.5 Cu≦3.8 ………（１）
ここに、Ni、Cr、Cu：各元素の含有量（質量％） - 前記組成に加えてさらに、質量％で、Mo：0.5 ％以下、Ti：0.2 ％以下、Nb：0.2 ％以下、Ｖ：0.2 ％以下、Ｂ：0.005 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の鋼材。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Zr：0.2 ％以下、Ca：0.006 ％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の鋼材。
- 質量％で、
Ｃ：0.001 〜0.20％、 Si：0.10〜0.40％、
Mn：0.50〜2.0 ％、 Ｐ：0.020 ％以下、
Ｓ：0.010 ％以下、 Al：0.01〜0.10％、
Cu：0.5 〜1.5 ％、 Ni：0.5 〜3.0 ％、
Cr：0.5 〜2.0 ％（ 1.00 ％以上を除く）
を含む組成を有する鋼素材に、所定形状の鋼材とする熱間圧延を施したのち、0.1 〜20℃/secの冷却速度で冷却することを特徴とする、耐原油タンク腐食性にすぐれた鋼材の製造方法。 - 前記組成が、下記（１）式を満足することを特徴とする請求項６に記載の鋼材の製造方法。
記
1.0≦0.3 Ni＋2.0 Cr−0.5 Cu≦3.8 ………（１）
ここに、Ni、Cr、Cu：各元素の含有量（質量％）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000368318A JP3570376B2 (ja) | 2000-12-04 | 2000-12-04 | 耐原油タンク腐食性に優れた鋼材およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000368318A JP3570376B2 (ja) | 2000-12-04 | 2000-12-04 | 耐原油タンク腐食性に優れた鋼材およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002173736A JP2002173736A (ja) | 2002-06-21 |
| JP3570376B2 true JP3570376B2 (ja) | 2004-09-29 |
Family
ID=18838592
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000368318A Expired - Fee Related JP3570376B2 (ja) | 2000-12-04 | 2000-12-04 | 耐原油タンク腐食性に優れた鋼材およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3570376B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20180073414A (ko) * | 2016-12-22 | 2018-07-02 | 주식회사 포스코 | 황화물을 포함하는 결로 환경에서 내식성이 우수한 강재 및 그 제조방법 |
| CN108396228A (zh) * | 2018-05-15 | 2018-08-14 | 马钢(集团)控股有限公司 | 一种屈服强度450MPa级高耐候热轧H型钢及其热处理工艺 |
| CN113201682A (zh) * | 2021-04-15 | 2021-08-03 | 华南理工大学 | 一种贝氏体耐候钢及其生产方法 |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4506029B2 (ja) * | 2001-05-14 | 2010-07-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 防食性に優れた鋼材およびその製造方法 |
| JP4267367B2 (ja) | 2002-06-19 | 2009-05-27 | 新日本製鐵株式会社 | 原油油槽用鋼およびその製造方法、原油油槽およびその防食方法 |
| JP5629279B2 (ja) * | 2005-08-08 | 2014-11-19 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐食性に優れた溶接継手および溶接構造体 |
| JP4695560B2 (ja) * | 2006-08-07 | 2011-06-08 | 株式会社神戸製鋼所 | 石油類容器用低合金鋼材の局部腐食性評価方法 |
| CN104451390A (zh) * | 2014-11-19 | 2015-03-25 | 钢铁研究总院 | 一种表层超细贝氏体船用耐蚀钢及其制造方法 |
| KR20240090929A (ko) | 2022-02-22 | 2024-06-21 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 원유 유조용 강재 |
| CN115558856B (zh) * | 2022-09-30 | 2023-11-03 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种耐微生物和二氧化碳腐蚀的管线钢及其制备方法 |
-
2000
- 2000-12-04 JP JP2000368318A patent/JP3570376B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20180073414A (ko) * | 2016-12-22 | 2018-07-02 | 주식회사 포스코 | 황화물을 포함하는 결로 환경에서 내식성이 우수한 강재 및 그 제조방법 |
| CN108396228A (zh) * | 2018-05-15 | 2018-08-14 | 马钢(集团)控股有限公司 | 一种屈服强度450MPa级高耐候热轧H型钢及其热处理工艺 |
| CN108396228B (zh) * | 2018-05-15 | 2020-05-19 | 马钢(集团)控股有限公司 | 一种屈服强度450MPa级高耐候热轧H型钢及其热处理工艺 |
| CN113201682A (zh) * | 2021-04-15 | 2021-08-03 | 华南理工大学 | 一种贝氏体耐候钢及其生产方法 |
| CN113201682B (zh) * | 2021-04-15 | 2022-05-24 | 华南理工大学 | 一种贝氏体耐候钢及其生产方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2002173736A (ja) | 2002-06-21 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP1971701B1 (en) | High mn steel sheet for high corrosion resistance and method of manufacturing galvanizing the steel sheet | |
| US4629504A (en) | Steel materials for welded structures | |
| KR101638719B1 (ko) | 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP5354600B2 (ja) | 機械的な性質及び表面品質に優れた高強度亜鉛メッキｄｐ鋼板及びその製造方法 | |
| JP4687531B2 (ja) | 原油タンク用鋼およびその製造方法 | |
| JP4525686B2 (ja) | 原油タンク用耐食鋼材および原油タンク | |
| JP2007063610A (ja) | 原油タンク用耐食鋼材 | |
| TWI460285B (zh) | 原油槽用熱軋型鋼及其製造方法 | |
| JP5481980B2 (ja) | 耐塗膜膨れ性に優れた船舶用鋼材 | |
| JP3570376B2 (ja) | 耐原油タンク腐食性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| KR20150000895A (ko) | 낮은 Si 함량의 강 스트립 | |
| RU2578618C1 (ru) | Способ производства полос из низколегированной свариваемой стали | |
| JPH0214419B2 (ja) | ||
| US9816163B2 (en) | Cost-effective ferritic stainless steel | |
| CN111108225B (zh) | 钢板及其制造方法 | |
| KR101125886B1 (ko) | 강산 염수용액 내에서 전면부식 및 국부부식 저항성과 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 선박용 강재 및 그 제조방법 | |
| JP4048874B2 (ja) | 原油タンク底板用鋼材 | |
| KR101125950B1 (ko) | 강산 염수용액 내에서 전면부식 및 국부부식 저항성이 우수한 고강도 선박용 강재 및 그 제조방법 | |
| JP2004359980A (ja) | 原油タンク底板用鋼材 | |
| JPS59166655A (ja) | 耐隙間腐食性、耐銹性のすぐれた高純、高清浄ステンレス鋼とその製造方法 | |
| JPH01201445A (ja) | 加工性及び耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼 | |
| JPH02270942A (ja) | 耐隙間腐食性、耐銹性のすぐれた高純、高清浄ステンレス鋼とその製造方法 | |
| JP2005097709A (ja) | 原油タンク底板用鋼材 | |
| JPH0435551B2 (ja) | ||
| JPH0488151A (ja) | 熱間加工性に優れた二相ステンレス鋼 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20040308 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20040311 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20040510 |
|
| 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: 20040601 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20040614 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |