JPH0211721A - 耐応力腐食割れ性に優れた液体アンモニア用低温圧力容器鋼材の製造方法 - Google Patents
耐応力腐食割れ性に優れた液体アンモニア用低温圧力容器鋼材の製造方法Info
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- JPH0211721A JPH0211721A JP16304388A JP16304388A JPH0211721A JP H0211721 A JPH0211721 A JP H0211721A JP 16304388 A JP16304388 A JP 16304388A JP 16304388 A JP16304388 A JP 16304388A JP H0211721 A JPH0211721 A JP H0211721A
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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〕
この発明は、耐応力腐食割れ性に優れた液体アンモニア
用低温圧力容器鋼材の製造方法に関するものである。
用低温圧力容器鋼材の製造方法に関するものである。
液体アンモニアを貯蔵するタンクにおいては、１９５０
年代に米国において農業用液体アンモニアタンクに割れ
が発生したのに端を発して、この割れ発生の原因究明の
研究がなされ、貯蔵方法および使用鋼材の種類に特別の
配慮が施されるようになった。使用鋼材についてみるな
らば、特開昭５０８５５１６号および特開昭５７−１３
９４９３号において、アンモニア貯蔵容器用鋼が開示さ
れている。当該公報によれば、液体アンモニアにより貯
蔵容器に発生する応力腐食割れ（ＳＣＣ）を防止するた
めにピンカース硬度を１９０以下に抑制することが提案
されている。
年代に米国において農業用液体アンモニアタンクに割れ
が発生したのに端を発して、この割れ発生の原因究明の
研究がなされ、貯蔵方法および使用鋼材の種類に特別の
配慮が施されるようになった。使用鋼材についてみるな
らば、特開昭５０８５５１６号および特開昭５７−１３
９４９３号において、アンモニア貯蔵容器用鋼が開示さ
れている。当該公報によれば、液体アンモニアにより貯
蔵容器に発生する応力腐食割れ（ＳＣＣ）を防止するた
めにピンカース硬度を１９０以下に抑制することが提案
されている。
このような、液体アンモニア貯蔵容器用の鋼材として、
従来から、溶接構造用圧延鋼材のＪＩＳ・Ｇ３１０６・
５Ｍ５０が使用されている。
従来から、溶接構造用圧延鋼材のＪＩＳ・Ｇ３１０６・
５Ｍ５０が使用されている。
この鋼材（５Ｍ５０ ）によって液体アンモニア貯蔵用
の低温圧力容器を製造したときは、溶接部残留応力除去
のために、溶接後熱処理を施して、溶接熱影響部および
母材に発生する応力腐食割れを防止している。
の低温圧力容器を製造したときは、溶接部残留応力除去
のために、溶接後熱処理を施して、溶接熱影響部および
母材に発生する応力腐食割れを防止している。
しかしながら、上記熱処理を施すことは、コスト面、生
産効率上等において好ましくないので、この熱処理を省
くことが可能な鋼材が望まれている。
産効率上等において好ましくないので、この熱処理を省
くことが可能な鋼材が望まれている。
従って、この発明の目的は、液体アンモニア貯蔵用低温
圧力容器を製造後、溶接部残留応力の除去のための熱処
理を施さなくても、溶接熱影響部および母材において応
力腐食割れが発生することのない液体アンモニア低温圧
力容器用鋼材の製造方法を提供することにある。
圧力容器を製造後、溶接部残留応力の除去のための熱処
理を施さなくても、溶接熱影響部および母材において応
力腐食割れが発生することのない液体アンモニア低温圧
力容器用鋼材の製造方法を提供することにある。
この発明は、
Ｃ： ０．０３〜０．１６ｗｔ、χ。
Ｓｉ ： ０．０１〜０．５５１１ｔ、χ。
門ｎ ： ０．８〜１．６ ｗｔ、χ。
Ｐ ： ０．０３ｗｔ９％以下。
Ｓ ： ０．０２５ｗｔ１％以下
Ｎｂ ： ０．１ ｗｔ、％以下
Ｖ ：０．１ ｉｙｔ、％以下。
Ｔｉ ： ０．１ｗｔ、％以下、および、Ｃｕ ： ０
．５ ｗｔ、Ｘ以下。
．５ ｗｔ、Ｘ以下。
Ｎｉ ： ０．５皆も８％以下
Ｃｒ ： ０．５ ｗｔ、Ｘ以下
Ｍｏ ： ０．５ｗｔ０％以下。
ただし、Ｃｕ、 Ｎｉ、 Ｃｒ、 Ｍｏの含有量が合計
で０．５ｗＬ、％以下 残部：Ｆｅおよび不可避不純物 からなる鋼スラブを９００〜１２５０℃の温度で加熱し
た後、Ａｒ３＋５０℃点以上の温度により、３０％以上
の累積圧下率で圧延を行ない、次いで、Ａｒｓ ２０
゛Ｃ点〜Ａｒ３＋ ５０℃点の範囲の温度により、３０
〜８０％の範囲の累積圧下率で圧延を行ない、その後水
冷により強制冷却することに特徴を有するものである。
で０．５ｗＬ、％以下 残部：Ｆｅおよび不可避不純物 からなる鋼スラブを９００〜１２５０℃の温度で加熱し
た後、Ａｒ３＋５０℃点以上の温度により、３０％以上
の累積圧下率で圧延を行ない、次いで、Ａｒｓ ２０
゛Ｃ点〜Ａｒ３＋ ５０℃点の範囲の温度により、３０
〜８０％の範囲の累積圧下率で圧延を行ない、その後水
冷により強制冷却することに特徴を有するものである。
本発明者等は、液体アンモニア中における各種鋼板の応
力腐食割れの研究を重ねた。本発明はその結果見出され
たものであって液体アンモニア中において、耐応力腐食
割れ性に優れる化学成分を含有し、且つ、貯蔵用容器製
造上必要な強度を備え、母材ならびに溶接後の熱影響部
の硬度部が応力腐食割れの発生が起きるような値になら
ない鋼材の化学成分と製造履歴に関するものである。本
発明の製造方法により製造した鋼材によって、溶接部の
残留応力の除去焼鈍を施すことなく、溶接したままで使
用できる液体アンモニア貯蔵用容器を製造しうる。
力腐食割れの研究を重ねた。本発明はその結果見出され
たものであって液体アンモニア中において、耐応力腐食
割れ性に優れる化学成分を含有し、且つ、貯蔵用容器製
造上必要な強度を備え、母材ならびに溶接後の熱影響部
の硬度部が応力腐食割れの発生が起きるような値になら
ない鋼材の化学成分と製造履歴に関するものである。本
発明の製造方法により製造した鋼材によって、溶接部の
残留応力の除去焼鈍を施すことなく、溶接したままで使
用できる液体アンモニア貯蔵用容器を製造しうる。
次に、液体アンモニア環境中において、耐応力腐食割れ
性に優れた鋼材を製造するために、鋼材の成分組成を限
定した理由を以下に述べる。
性に優れた鋼材を製造するために、鋼材の成分組成を限
定した理由を以下に述べる。
Ｃ：
Ｃは鋼の強度を向上させる元素であり、溶接部の硬度を
支配する最も重要な因子である。しかしながら、Ｃの含
有量が０．１６ｗｔ、χを超えると応力腐食割れ性が発
生する。一方、０．０３ｗｔ、χ未満では製造コストの
面で好ましくない。従って、Ｃの含有量は０．０３〜０
．１６ｗｔ、Ｘの範囲に限定すべきである。
支配する最も重要な因子である。しかしながら、Ｃの含
有量が０．１６ｗｔ、χを超えると応力腐食割れ性が発
生する。一方、０．０３ｗｔ、χ未満では製造コストの
面で好ましくない。従って、Ｃの含有量は０．０３〜０
．１６ｗｔ、Ｘの範囲に限定すべきである。
Ｓｉ ：
Ｓｉは脱酸上必要な元素である。しかしながら、Ｓｔの
含有量が０．０１ｗｔ、χ未満では所望の効果が得られ
ない。一方、０．５５ｗｔ、χを超えると靭性に悪影響
を及ぼす。従って、Ｓｔの含有量は０．０１〜０．５５
ｗｔ、χの範囲に限定すべきである。
含有量が０．０１ｗｔ、χ未満では所望の効果が得られ
ない。一方、０．５５ｗｔ、χを超えると靭性に悪影響
を及ぼす。従って、Ｓｔの含有量は０．０１〜０．５５
ｗｔ、χの範囲に限定すべきである。
Ｍｎ ；
Ｍｎは強度を向上させるための元素であり、またとくに
均一微細フェライトおよびベイナイトを得るために必要
な元素である。しかしながら、Ｍｎの含有量が０．８
ｗｔ、χ未満では所定の組織および強度が得られない。
均一微細フェライトおよびベイナイトを得るために必要
な元素である。しかしながら、Ｍｎの含有量が０．８
ｗｔ、χ未満では所定の組織および強度が得られない。
一方、１．５ ｗｔ、χを超えると鋼の靭性に悪影響を
与える。従って、Ｍｎの含有量は０．８〜１．６ ｗｔ
、χの範囲に限定すべきである。
与える。従って、Ｍｎの含有量は０．８〜１．６ ｗｔ
、χの範囲に限定すべきである。
Ｐは偏析しやすく少ない方が、望ましいが製造コストの
面から０．０３％以下に限定した。
面から０．０３％以下に限定した。
ＳはＭｎなどと結合して介在物をつくり、これが割れの
発生の起点になる恐れがあるので、できる限り低下させ
ることが望ましいが、製造コストの面から０．０２５％
以下に限定した。
発生の起点になる恐れがあるので、できる限り低下させ
ることが望ましいが、製造コストの面から０．０２５％
以下に限定した。
Ｃｕ、 Ｎｉ、 Ｃｒ、 Ｍｏ ：
Ｃｕ、 Ｎｉ、 ＣｒおよびＭｏは、いずれも鋼の焼入
れ性向上に有効な元素であり、熱間圧延のまま、あるい
は焼入れ、焼戻し等の熱処理後の強度を上昇させる。特
にＮｉは低温靭性改善にも有効な元素である。しかしな
がら、Ｃｕ、 Ｎｉ、 ＣｒおよびＭｏの含有量が単独
または複合添加の場合のいずれにおいても、その合計量
がＱ、５ ｗｔ、χを超えると液体アンモニア中でのＳ
ＣＣ感受性を高める。従って、Ｃｕ、 Ｎｉ。
れ性向上に有効な元素であり、熱間圧延のまま、あるい
は焼入れ、焼戻し等の熱処理後の強度を上昇させる。特
にＮｉは低温靭性改善にも有効な元素である。しかしな
がら、Ｃｕ、 Ｎｉ、 ＣｒおよびＭｏの含有量が単独
または複合添加の場合のいずれにおいても、その合計量
がＱ、５ ｗｔ、χを超えると液体アンモニア中でのＳ
ＣＣ感受性を高める。従って、Ｃｕ、 Ｎｉ。
ＣｒおよびＭｏの含有量は以下の通りとするべきである
。
。
（１） Ｃｕ、 Ｎｉ、 Ｃｒまたはヒ０のいずれか
を単独添加する場合は０．５ ｗｔ、％以下。
を単独添加する場合は０．５ ｗｔ、％以下。
（２） Ｃｕ、 Ｎｉ、 ＣｒおよびＨＯの２種以上
を複合添加する場合は合計で０．５ ｗｔ、％以下。
を複合添加する場合は合計で０．５ ｗｔ、％以下。
Ｎｂ Ｖ Ｔｉ：
Ｎｂ ＶおよびＴｉはいずれも低温靭性の向上および
高強度化に有効である。Ｎｂ、 ＶおよびＴｉはＳＣ
Ｃ感受性には影響はない。しかしながら、Ｎｂ、 ＶＴ
ｉを単独で０．１ ｗｔ、χを超えて添加すると溶接性
および靭性を劣化させる。従って、Ｎｂ、 Ｖ、 Ｔ
ｉの含有量はいずれも０．１ ｗｔ、Ｘ以下とするべき
である。
高強度化に有効である。Ｎｂ、 ＶおよびＴｉはＳＣ
Ｃ感受性には影響はない。しかしながら、Ｎｂ、 ＶＴ
ｉを単独で０．１ ｗｔ、χを超えて添加すると溶接性
および靭性を劣化させる。従って、Ｎｂ、 Ｖ、 Ｔ
ｉの含有量はいずれも０．１ ｗｔ、Ｘ以下とするべき
である。
次に、上述した成分の限定範囲内において、液体アンモ
ニア低温圧力容器用鋼材としての強度および靭性を満足
するために、この発明において鋼材に施される加工熱処
理工程の限定理由を以下に述べる。
ニア低温圧力容器用鋼材としての強度および靭性を満足
するために、この発明において鋼材に施される加工熱処
理工程の限定理由を以下に述べる。
熱間圧延に先立ち、鋼スラブを９００〜１２５０℃の範
囲の温度で加熱することが必要である。加熱温度をＡｃ
：１点以上の９００℃以上に保持する理由は、圧延中の
熱間割れを防止し整粒組織を得るために、スラブ加熱時
にスラブの組織をオーステナイト単相にするためである
。しかしながら、加熱温度が１２５０℃を超えるとオー
ステナイト結晶粒の粗大化が起き、且つ、スラブの熱間
割れが生じやすくなり、しかも、スゲールが発生し易く
なる。従って、スラブの加熱温度は９００〜１２５０℃
の範囲に限定すべきである。
囲の温度で加熱することが必要である。加熱温度をＡｃ
：１点以上の９００℃以上に保持する理由は、圧延中の
熱間割れを防止し整粒組織を得るために、スラブ加熱時
にスラブの組織をオーステナイト単相にするためである
。しかしながら、加熱温度が１２５０℃を超えるとオー
ステナイト結晶粒の粗大化が起き、且つ、スラブの熱間
割れが生じやすくなり、しかも、スゲールが発生し易く
なる。従って、スラブの加熱温度は９００〜１２５０℃
の範囲に限定すべきである。
加熱したスラブは、次いでＡｒ、、 ＋ ５０℃点以上
の温度により、３０％以上の累積圧下率で圧延を行なう
。加熱したままのスラブのオーステナイト結晶粒をその
まま圧延すると混粒組織の発生原因となるので、オース
テナイト粒の再結晶が生じるＡｒ３＋５０℃点以上の温
度においてオーステナイト粒の再粒化を図る。また、こ
の温度域においては累積圧下率が３０％未満の場合には
、部分的再結晶による混粒組織発生の原因となる。従っ
て、圧延温度はＡｒｎ ＋５０℃点以上、累積圧下率は
３０％以上に限定すべきである。
の温度により、３０％以上の累積圧下率で圧延を行なう
。加熱したままのスラブのオーステナイト結晶粒をその
まま圧延すると混粒組織の発生原因となるので、オース
テナイト粒の再結晶が生じるＡｒ３＋５０℃点以上の温
度においてオーステナイト粒の再粒化を図る。また、こ
の温度域においては累積圧下率が３０％未満の場合には
、部分的再結晶による混粒組織発生の原因となる。従っ
て、圧延温度はＡｒｎ ＋５０℃点以上、累積圧下率は
３０％以上に限定すべきである。
上記圧延が施されたスラブは次いで、Ａｒ：＋ ２０
℃”−Ａｒ３＋ ５０℃点の範囲の温度により、３０−
８０％の範囲の累積圧下率で圧延を行なう。Ａｒ３−１
−５０”６点以下の未再結晶温度域での圧延は累積圧下
率の増加とともに微細なフェライト粒を得ることができ
るが、細粒化の効果を考慮して累積圧下率は３０％以上
に限定した。一方、累積圧下率が８０％を超えると細粒
化効果が飽和すること、および、実生産上実現が困難で
ある。また、圧延温度がＡｒ：＋ ２０℃未満では、
フェライトの体積率が増加して靭性が劣化し、且つ、圧
延後の加速冷却の際にパーライト変態が起き微細なフェ
ライトおよびヘーナイト組織が得られない。従って、圧
延温度はＡｒ３ ２０℃−Ａｒｓ ＋ ５０℃点の範囲
、累積圧下率は３０〜８０％の範囲に限定すべきである
。
℃”−Ａｒ３＋ ５０℃点の範囲の温度により、３０−
８０％の範囲の累積圧下率で圧延を行なう。Ａｒ３−１
−５０”６点以下の未再結晶温度域での圧延は累積圧下
率の増加とともに微細なフェライト粒を得ることができ
るが、細粒化の効果を考慮して累積圧下率は３０％以上
に限定した。一方、累積圧下率が８０％を超えると細粒
化効果が飽和すること、および、実生産上実現が困難で
ある。また、圧延温度がＡｒ：＋ ２０℃未満では、
フェライトの体積率が増加して靭性が劣化し、且つ、圧
延後の加速冷却の際にパーライト変態が起き微細なフェ
ライトおよびヘーナイト組織が得られない。従って、圧
延温度はＡｒ３ ２０℃−Ａｒｓ ＋ ５０℃点の範囲
、累積圧下率は３０〜８０％の範囲に限定すべきである
。
なお、上述した所定の化学成分の範囲内の鋼に焼き入れ
−焼きもどし処理からなる熱処理を施すことによっても
強度靭性を満足する液体アンモニア低温圧力容器用鋼材
を製造することができるが、コスト上、上述した加工熱
処理工程によって得られる鋼材と比較して不利であるの
で本発明の範囲には含めなかった。
−焼きもどし処理からなる熱処理を施すことによっても
強度靭性を満足する液体アンモニア低温圧力容器用鋼材
を製造することができるが、コスト上、上述した加工熱
処理工程によって得られる鋼材と比較して不利であるの
で本発明の範囲には含めなかった。
次にこの発明を実施例によって説明する。
［実施例１］
第１表に示す本発明の範囲内の化学成分を含有する鋼ス
ラブを本発明の製造方法によって鋼材に調製し、本発明
の供試体Ｎｏ、 １〜８を得た。
ラブを本発明の製造方法によって鋼材に調製し、本発明
の供試体Ｎｏ、 １〜８を得た。
同様に本発明と同範囲の化学成分を含有する綱スラブを
本発明の製造方法以外の製造方法によって鋼材に調製し
、比較用供試体Ｎｏ、１． ２． ５． ６を得た。
本発明の製造方法以外の製造方法によって鋼材に調製し
、比較用供試体Ｎｏ、１． ２． ５． ６を得た。
同様に、本発明の範囲外の化学成分を含有する鋼スラブ
を第１表に示す本発明の製造方法以外の製造方法によっ
て鋼材に調製し、比較用供試体Ｎ０３４．７乃至１０を
得た。
を第１表に示す本発明の製造方法以外の製造方法によっ
て鋼材に調製し、比較用供試体Ｎ０３４．７乃至１０を
得た。
次いで、得られた各供試体にＳＣＣ試験を施し、引張強
度および腐食割れを測定し、その結果を第１表に併せて
示した。ＳＣＣ試験方法は以下に示す通りである。
度および腐食割れを測定し、その結果を第１表に併せて
示した。ＳＣＣ試験方法は以下に示す通りである。
（１） 引張強度
各供試体を３ ｍｍｔＸ １５ ｍｍ’Ｘ ７５ ｍｍ
ｌの矩形試験片に機械加工により調製し、この試験片を
第２回に示すようにＵ字型に曲げ、ポル１−で固定する
方法によって応力を負荷し引張強さを測定した。
ｌの矩形試験片に機械加工により調製し、この試験片を
第２回に示すようにＵ字型に曲げ、ポル１−で固定する
方法によって応力を負荷し引張強さを測定した。
（２） 腐食割れ
液体アンモニア４Ｎにカルバミン酸アンモニア５０ｇを
添加し試験片、を調製した。この試験液に上記（１）で
調製した試験液を浸漬した。この時の温度は３０℃１圧
力は約１５気圧、であった。さらにＳＣＣの発生を促進
するため、１ｍＡ／ａｆｌの条件で定電流アノード電解
を実施し、この状態で１週間保持した。試験後に表面ま
たは断面のミクロ観察を行ないＳＣＣの有無と腐食割れ
の最大長さを測定した。
添加し試験片、を調製した。この試験液に上記（１）で
調製した試験液を浸漬した。この時の温度は３０℃１圧
力は約１５気圧、であった。さらにＳＣＣの発生を促進
するため、１ｍＡ／ａｆｌの条件で定電流アノード電解
を実施し、この状態で１週間保持した。試験後に表面ま
たは断面のミクロ観察を行ないＳＣＣの有無と腐食割れ
の最大長さを測定した。
第１表においてＱＴは９１０℃の温度の水冷による強制
冷却を施した後、６５０℃の温度の空冷冷却を行なった
ことを示している。
冷却を施した後、６５０℃の温度の空冷冷却を行なった
ことを示している。
第１表に示すように、本発明の供試体Ｎｏ、 １〜８は
いずれもＳＣＣの発生は無く、引張強度も優れていた。
いずれもＳＣＣの発生は無く、引張強度も優れていた。
比較用供試体１は引張強度がやや低かった。
比較用供試体２，４．６．７および８は、冷却をＱＴに
よって行なっているのでコスト高となる。
よって行なっているのでコスト高となる。
比較用供試体３乃至１０は、いずれもＳＣＣが発生した
。
。
〔実施例２〕
実施例１ （］） （２）で述べた腐食割れ試験を行な
った第１表に示す本発明の供試体および比較用供試体の
Ｃｕ、 Ｎｉ、 ＣｒおよびＭｏの含有量と引張強度と
の関係を第１図に示した。
った第１表に示す本発明の供試体および比較用供試体の
Ｃｕ、 Ｎｉ、 ＣｒおよびＭｏの含有量と引張強度と
の関係を第１図に示した。
第１図において、０および・印は本発明の製造条件、△
、Ａおよびム印は普通圧延条件、口および園は熱処理が
行われたことを示している。
、Ａおよびム印は普通圧延条件、口および園は熱処理が
行われたことを示している。
また、○、△および目印はＳＣＣの発生無し。
・、ムおよび閣はＳＣＣの発生を、Ａ印は微小ＳＣＣの
発生を示す。
発生を示す。
第１図に示すように、Ｃｕ十Ｎ１ｆＣｒ十Ｍｏの含有量
が０．５ ｗｔ、％以下で、且つ、本発明の製造条件で
製造された本発明の供試体は、ＳＣＣの発生は無く、引
張強度も良好であった。
が０．５ ｗｔ、％以下で、且つ、本発明の製造条件で
製造された本発明の供試体は、ＳＣＣの発生は無く、引
張強度も良好であった。
〔発明の効果］
以上説明したように、この発明の製造方法によれば、耐
応力腐食割れ性に優れた液体アンモニア用低温圧力容器
鋼材が製造できる産業上有用な効果が得られる。
応力腐食割れ性に優れた液体アンモニア用低温圧力容器
鋼材が製造できる産業上有用な効果が得られる。
第１図はＣｕ、 Ｎｉ、 ＣｒおよびＭＯの含有量と引
張強度との関係を示すグラフ、第２図はＳＣＣ試験方法
を示す図である。図面において、 １・・・試験片、 ２・・・ボルト。
張強度との関係を示すグラフ、第２図はＳＣＣ試験方法
を示す図である。図面において、 １・・・試験片、 ２・・・ボルト。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０３〜０．１６ｗｔ．％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５５ｗｔ．％、 Ｍｎ：０．８〜１．６ｗｔ．％、 Ｐ：０．０３ｗｔ．％以下、 Ｓ：０．０２５ｗｔ．％以下、 残部：Ｆｅおよび不可避不純物、 からなる鋼スラブを９００〜１２５０℃の温度で加熱し
た後、Ａｒ＿３＋５０℃点以上の温度により、３０％以
上の累積圧下率で圧延を行ない、次いで、Ａｒ＿３−２
０℃点〜Ａｒ＿３＋５０℃点の範囲の温度により、３０
〜８０％の範囲の累積圧下率で圧延を行ない、その後水
冷により強制冷却することを特徴とする、耐応力腐食割
れ性に優れた液体アンモニア用低温圧力容器鋼材の製造
方法。 ２、Ｃ：０．０３〜０．１６ｗｔ．％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５５ｗｔ．％、 Ｍｎ：０．８〜１．６ｗｔ．％、 Ｐ：０．０３ｗｔ．％以下、 Ｓ：０．０２５ｗｔ．％以下、 下記からなる群のうち１種乃至２種以上、 Ｃｕ：０．５ｗｔ．％以下、 Ｎｉ：０．５ｗｔ．％以下、 Ｃｒ：０．５ｗｔ．％以下、 Ｍｏ：０．５ｗｔ．％以下、 ただし、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの１種乃至２種以上の
含有量が合計で０．５ｗｔ．％以下、 残部：Ｆｅおよび不可避不純物、 からなる鋼スラブを９００〜１２５０℃の温度で加熱し
た後、Ａｒ＿３＋５０℃点以上の温度により、３０％以
上の累積圧下率で圧延を行ない、次いで、Ａｒ＿３−２
０℃点〜Ａｒ＿３＋５０℃点の範囲の温度により、３０
〜８０％の範囲の累積圧下率で圧延を行ない、その後水
冷により強制冷却することを特徴とする、耐応力腐食割
れ性に優れた液体アンモニア用低温圧力容器鋼材の製造
方法。 ３、Ｃ：０．０３〜０．１６ｗｔ．％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５５ｗｔ．％、 Ｍｎ：０．８〜１．６ｗｔ．％、 Ｐ：０．０３ｗｔ．％以下、 Ｓ：０．０２５ｗｔ．％以下、 下記からなる群のうち１種乃至２種以上、 Ｎｂ：０．１ｗｔ．％以下、 Ｖ：０．１ｗｔ．％以下、 Ｔｉ：０．１ｗｔ．％以下、 下記からなる群のうち１種乃至２種以上、 Ｃｕ：０．５ｗｔ．％以下、 Ｎｉ：０．５ｗｔ．％以下、 Ｃｒ：０．５ｗｔ．％以下、 Ｍｏ：０．５ｗｔ．％以下、 ただし、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの１種乃至２種以上の
含有量が合計で０．５ｗｔ．％以下、 残部：Ｆｅおよび不可避不純物、 からなる鋼スラブを９００〜１２５０℃の温度で加熱し
た後、Ａｒ＿３＋５０℃点以上の温度により、３０％以
上の累積圧下率で圧延を行ない、次いで、Ａｒ＿３−２
０℃点〜Ａｒ＿３＋５０℃点の範囲の温度により、３０
〜８０％の範囲の累積圧下率で圧延を行ない、その後水
冷により強制冷却することを特徴とする、耐応力腐食割
れ性に優れた液体アンモニア用低温圧力容器鋼材の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16304388A JPH0211721A (ja) | 1988-06-30 | 1988-06-30 | 耐応力腐食割れ性に優れた液体アンモニア用低温圧力容器鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16304388A JPH0211721A (ja) | 1988-06-30 | 1988-06-30 | 耐応力腐食割れ性に優れた液体アンモニア用低温圧力容器鋼材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0211721A true JPH0211721A (ja) | 1990-01-16 |
Family
ID=15766099
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16304388A Pending JPH0211721A (ja) | 1988-06-30 | 1988-06-30 | 耐応力腐食割れ性に優れた液体アンモニア用低温圧力容器鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0211721A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5523755A (en) * | 1993-11-10 | 1996-06-04 | Compaq Computer Corp. | N-key rollover keyboard without diodes |
| JP2003105439A (ja) * | 2001-10-01 | 2003-04-09 | Kawasaki Steel Corp | 低温用低降伏比鋼材およびその製造方法 |
| CN110331328A (zh) * | 2019-08-02 | 2019-10-15 | 武汉钢铁集团鄂城钢铁有限责任公司 | 一种超薄抗氨腐蚀移动压力容器用钢板及其生产方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6096718A (ja) * | 1983-10-31 | 1985-05-30 | Kobe Steel Ltd | 耐水素誘起割れ性及び耐応力腐食割れ性の優れた鋼板の製造方法 |
| JPS6220822A (ja) * | 1985-07-19 | 1987-01-29 | Kawasaki Steel Corp | 溶接性と低温じん性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法 |
| JPS6247430A (ja) * | 1985-08-26 | 1987-03-02 | Kawasaki Steel Corp | 応力除去焼鈍用高張力鋼の製造方法 |
-
1988
- 1988-06-30 JP JP16304388A patent/JPH0211721A/ja active Pending
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| CN110331328A (zh) * | 2019-08-02 | 2019-10-15 | 武汉钢铁集团鄂城钢铁有限责任公司 | 一种超薄抗氨腐蚀移动压力容器用钢板及其生产方法 |
| CN110331328B (zh) * | 2019-08-02 | 2020-06-30 | 武汉钢铁集团鄂城钢铁有限责任公司 | 一种超薄抗氨腐蚀移动压力容器用钢板及其生产方法 |
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