JPH05132715A - 湿潤硫化水素環境で疲労亀裂進展特性に優れる鋼の製造方法 - Google Patents
湿潤硫化水素環境で疲労亀裂進展特性に優れる鋼の製造方法Info
- Publication number
- JPH05132715A JPH05132715A JP29568191A JP29568191A JPH05132715A JP H05132715 A JPH05132715 A JP H05132715A JP 29568191 A JP29568191 A JP 29568191A JP 29568191 A JP29568191 A JP 29568191A JP H05132715 A JPH05132715 A JP H05132715A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- hydrogen sulfide
- steel
- crack growth
- wet hydrogen
- sulfide environment
- 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
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】湿潤硫化水素環境下で使用されたときに疲労亀
裂が進展しにくい性質をもつ鋼の製造。 【構成】重量％で、Ｃ: 0.01〜0.2 ％、Si:0.2〜0.6
％、Mn:0.3〜2.0 ％、sol.Al：0.01〜0.1 ％を含み、残
部は不可避不純物とFeからなる連続鋳造スラブまたはイ
ンゴットを熱間鍛造または熱間圧延した後、(Ar3点−30
℃）以上の温度域から冷却速度５〜25℃/sで 400〜600
℃の温度域まで加速冷却し、その後放冷または徐冷する
ことを特徴とする湿潤硫化水素環境で疲労亀裂進展特性
に優れる鋼の製造方法。上記のスラブまたはインゴット
は下記の元素群の一方または両方から選んだ１種以上元
素を含んでいてもよい。 第１群・・・それぞれ0.01〜0.1 ％のNb、TiおよびＶ 第２群・・・0.1 〜1.0 ％のCuおよび0.1 〜2.0 ％のCr 【効果】ＹＳ20〜45kgf/mm2 、ＴＳ35〜60kgf/mm2 級の
鋼材であって、タンカー、ラインパイプ等、湿潤硫化水
素環境下で繰返し応力に曝される機器の材料として好適
な鋼材が製造できる。
裂が進展しにくい性質をもつ鋼の製造。 【構成】重量％で、Ｃ: 0.01〜0.2 ％、Si:0.2〜0.6
％、Mn:0.3〜2.0 ％、sol.Al：0.01〜0.1 ％を含み、残
部は不可避不純物とFeからなる連続鋳造スラブまたはイ
ンゴットを熱間鍛造または熱間圧延した後、(Ar3点−30
℃）以上の温度域から冷却速度５〜25℃/sで 400〜600
℃の温度域まで加速冷却し、その後放冷または徐冷する
ことを特徴とする湿潤硫化水素環境で疲労亀裂進展特性
に優れる鋼の製造方法。上記のスラブまたはインゴット
は下記の元素群の一方または両方から選んだ１種以上元
素を含んでいてもよい。 第１群・・・それぞれ0.01〜0.1 ％のNb、TiおよびＶ 第２群・・・0.1 〜1.0 ％のCuおよび0.1 〜2.0 ％のCr 【効果】ＹＳ20〜45kgf/mm2 、ＴＳ35〜60kgf/mm2 級の
鋼材であって、タンカー、ラインパイプ等、湿潤硫化水
素環境下で繰返し応力に曝される機器の材料として好適
な鋼材が製造できる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、硫化水素を含む原油あ
るいはガスを輸送するラインパイプやタンカー用の鋼
板、更に、硫化水素を含む原油あるいはガスを精製する
塔、槽等の構造材として好適な湿潤硫化水素環境下で疲
労亀裂進展特性に優れる鋼の製造方法に関する。
るいはガスを輸送するラインパイプやタンカー用の鋼
板、更に、硫化水素を含む原油あるいはガスを精製する
塔、槽等の構造材として好適な湿潤硫化水素環境下で疲
労亀裂進展特性に優れる鋼の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】上記のような用途に用いられる鋼材にお
いて水素誘起割れ(HIC) あるいは硫化物応力割れ(SSC)
が問題となることは既に衆知の事実であり、その防止に
関しては数多くの研究がなされ、幾多の対策が提案され
ている。
いて水素誘起割れ(HIC) あるいは硫化物応力割れ(SSC)
が問題となることは既に衆知の事実であり、その防止に
関しては数多くの研究がなされ、幾多の対策が提案され
ている。
【０００３】HIC は外部応力のない状態で鋼材に生じる
割れであり、SSC は静的な応力下での割れである。HIC
やSSC は、湿潤硫化水素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生じる水素脆化
であり、鋼の脆化現象の１つである。
割れであり、SSC は静的な応力下での割れである。HIC
やSSC は、湿潤硫化水素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生じる水素脆化
であり、鋼の脆化現象の１つである。
【０００４】一方、繰り返し応力のかかる状態で生じる
疲労破壊および腐食疲労破壊も、鋼のもう一つの大きな
脆化現象である。
疲労破壊および腐食疲労破壊も、鋼のもう一つの大きな
脆化現象である。
【０００５】波浪による繰り返し応力がかかる船舶ある
いは海洋構造物、自動車のホイールやクランク軸、さら
には歯車用材料等の疲労および腐食疲労についてもまた
数多くの研究例がある。
いは海洋構造物、自動車のホイールやクランク軸、さら
には歯車用材料等の疲労および腐食疲労についてもまた
数多くの研究例がある。
【０００６】最近、ラインパイプの分野では輸送効率向
上のための操業圧力の高圧化、タンカー等では大型化や
コストダウンの観点から、高張力鋼の使用が広がって来
ている。その場合、鋼材にはこれまで以上の応力がかか
ることになり、割れ以外に疲労の問題が懸念されるよう
になってきた。ところが、先に述べたような湿潤硫化水
素環境に曝されるラインパイプ、タンカー、石油精製装
置などに用いられる鋼について、湿潤硫化水素環境下の
疲労挙動を調査した例は少ない。
上のための操業圧力の高圧化、タンカー等では大型化や
コストダウンの観点から、高張力鋼の使用が広がって来
ている。その場合、鋼材にはこれまで以上の応力がかか
ることになり、割れ以外に疲労の問題が懸念されるよう
になってきた。ところが、先に述べたような湿潤硫化水
素環境に曝されるラインパイプ、タンカー、石油精製装
置などに用いられる鋼について、湿潤硫化水素環境下の
疲労挙動を調査した例は少ない。
【０００７】Corrosion NACE、vol.32、No.12 （Decemb
er、1976) のO.VOSHIKOVSKI による「Fatigue Crack Gr
owth in an X65 Line-Pipe Steel in Sour Crude Oil」
と題する報告には、硫化水素濃度が高くなると疲労亀裂
進展速度が著しく加速することが明らかにされており、
湿潤硫化水素環境下の疲労に及ぼす環境効果は決して無
視できない問題であると考えられる。この硫化水素によ
ると思われる亀裂進展速度の加速は、水素脆性と重畳し
たためと考察されている。しかしながら、湿潤硫化水素
環境下の疲労に及ぼす材料因子について詳細に研究した
例は少なく、具体的な対策も見出されていない。
er、1976) のO.VOSHIKOVSKI による「Fatigue Crack Gr
owth in an X65 Line-Pipe Steel in Sour Crude Oil」
と題する報告には、硫化水素濃度が高くなると疲労亀裂
進展速度が著しく加速することが明らかにされており、
湿潤硫化水素環境下の疲労に及ぼす環境効果は決して無
視できない問題であると考えられる。この硫化水素によ
ると思われる亀裂進展速度の加速は、水素脆性と重畳し
たためと考察されている。しかしながら、湿潤硫化水素
環境下の疲労に及ぼす材料因子について詳細に研究した
例は少なく、具体的な対策も見出されていない。
【０００８】図１は、後述する実施例で試験した従来鋼
の大気中および湿潤硫化水素環境における疲労試験結果
である。縦軸のda/dN は亀裂進展速度で、応力サイクル
１回当たりの進展距離（mm）で表している。横軸のΔＫ
は最大応力拡大係数（Ｋmax)と最小応力拡大係数（Ｋmi
n)の差である。即ち、ΔＫ＝Ｋmax −Ｋmin である。
の大気中および湿潤硫化水素環境における疲労試験結果
である。縦軸のda/dN は亀裂進展速度で、応力サイクル
１回当たりの進展距離（mm）で表している。横軸のΔＫ
は最大応力拡大係数（Ｋmax)と最小応力拡大係数（Ｋmi
n)の差である。即ち、ΔＫ＝Ｋmax −Ｋmin である。
【０００９】一般に、亀裂進展速度（da/dN)は、ΔＫに
対して da/dN＝Ｃ（ΔＫ) m の関係が広く認められるこ
とから、横軸にΔＫを取った。なお、応力拡大係数と
は、腐食疲労現象を、亀裂 (欠陥あるいは割れ) が存在
するときの亀裂の寸法・形状、材料の寸法・形状、荷重
条件などの力学的境界条件を標準化して取り扱う破壊力
学において、応力として取り扱われるものである。
対して da/dN＝Ｃ（ΔＫ) m の関係が広く認められるこ
とから、横軸にΔＫを取った。なお、応力拡大係数と
は、腐食疲労現象を、亀裂 (欠陥あるいは割れ) が存在
するときの亀裂の寸法・形状、材料の寸法・形状、荷重
条件などの力学的境界条件を標準化して取り扱う破壊力
学において、応力として取り扱われるものである。
【００１０】図１から明かなように、大気中に比べ湿潤
硫化水素環境中では亀裂進展速度が大きい。特に、ΔＫ
の大きい領域（約 20ksi√in以上) で亀裂進展が加速さ
れている。
硫化水素環境中では亀裂進展速度が大きい。特に、ΔＫ
の大きい領域（約 20ksi√in以上) で亀裂進展が加速さ
れている。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、使用環境の
過酷化と、鋼材の高強度化に伴って頻発することが予想
される湿潤硫化水素環境下での疲労破壊に対処すること
を課題としてなされたものである。
過酷化と、鋼材の高強度化に伴って頻発することが予想
される湿潤硫化水素環境下での疲労破壊に対処すること
を課題としてなされたものである。
【００１２】本発明の具体的な目的は、タンカーやライ
ンパイプ用をはじめとする前記のような各種の用途に使
用されるYS (降伏応力 )20〜45kgf/mm2 、TS (引張強
さ) 35〜60kgf/mm2 級の鋼材であって、湿潤硫化水素環
境下で使用されたときに疲労亀裂が進展しにくい性質を
もった鋼の製造方法を提供することにある。
ンパイプ用をはじめとする前記のような各種の用途に使
用されるYS (降伏応力 )20〜45kgf/mm2 、TS (引張強
さ) 35〜60kgf/mm2 級の鋼材であって、湿潤硫化水素環
境下で使用されたときに疲労亀裂が進展しにくい性質を
もった鋼の製造方法を提供することにある。
【００１３】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記の
製造方法にある。
製造方法にある。
【００１４】(1) 重量％で、Ｃ: 0.01〜0.2 ％、Si:0.2
〜0.6 ％、Mn:0.3〜2.0 ％、sol.Al：0.01〜0.1 ％を含
み、残部は不可避不純物とFeからなる連続鋳造スラブま
たはインゴットを熱間鍛造または熱間圧延した後、（Ar
3 点−30）℃以上の温度域から冷却速度５〜25℃/sで 4
00〜600 ℃の温度域まで加速冷却し、その後放冷または
徐冷することを特徴とする湿潤硫化水素環境で疲労亀裂
進展特性に優れる鋼の製造方法。
〜0.6 ％、Mn:0.3〜2.0 ％、sol.Al：0.01〜0.1 ％を含
み、残部は不可避不純物とFeからなる連続鋳造スラブま
たはインゴットを熱間鍛造または熱間圧延した後、（Ar
3 点−30）℃以上の温度域から冷却速度５〜25℃/sで 4
00〜600 ℃の温度域まで加速冷却し、その後放冷または
徐冷することを特徴とする湿潤硫化水素環境で疲労亀裂
進展特性に優れる鋼の製造方法。
【００１５】(2) 上記(1) に記載の合金成分に加えて更
に、重量％で、Nb: 0.01〜0.1 ％、Ti: 0.01〜0.1 ％お
よびＶ: 0.01〜0.1 ％の中の１種以上を含み、残部は不
可避不純物とFeからなる連続鋳造スラブまたはインゴッ
トを (1)と同じ工程で処理する湿潤硫化水素環境で疲労
亀裂進展特性に優れる鋼の製造方法。
に、重量％で、Nb: 0.01〜0.1 ％、Ti: 0.01〜0.1 ％お
よびＶ: 0.01〜0.1 ％の中の１種以上を含み、残部は不
可避不純物とFeからなる連続鋳造スラブまたはインゴッ
トを (1)と同じ工程で処理する湿潤硫化水素環境で疲労
亀裂進展特性に優れる鋼の製造方法。
【００１６】(3) 上記(1) に記載の合金成分に加えて更
に、重量％で、Cu:0.1〜1.0 ％とCr:0.1 〜2.0 ％の１
種または２種を含み、残部は不可避不純物とFeからなる
連続鋳造スラブまたはインゴットを (1)と同じ工程で処
理する湿潤硫化水素環境で疲労亀裂進展特性に優れる鋼
の製造方法。
に、重量％で、Cu:0.1〜1.0 ％とCr:0.1 〜2.0 ％の１
種または２種を含み、残部は不可避不純物とFeからなる
連続鋳造スラブまたはインゴットを (1)と同じ工程で処
理する湿潤硫化水素環境で疲労亀裂進展特性に優れる鋼
の製造方法。
【００１７】(4) 上記(1) に記載の合金成分に加えて更
に、重量％で、Cu:0.1〜1.0 ％とCr:0.1 〜2.0 ％の１
種または２種、ならびにNb: 0.01〜0.1 ％、Ti: 0.01〜
0.1 ％およびＶ: 0.01〜0.1 ％の中の１種以上を含み、
残部は不可避不純物とFeからなる連続鋳造スラブまたは
インゴットを (1)と同じ工程で処理する湿潤硫化水素環
境で疲労亀裂進展特性に優れる鋼の製造方法。
に、重量％で、Cu:0.1〜1.0 ％とCr:0.1 〜2.0 ％の１
種または２種、ならびにNb: 0.01〜0.1 ％、Ti: 0.01〜
0.1 ％およびＶ: 0.01〜0.1 ％の中の１種以上を含み、
残部は不可避不純物とFeからなる連続鋳造スラブまたは
インゴットを (1)と同じ工程で処理する湿潤硫化水素環
境で疲労亀裂進展特性に優れる鋼の製造方法。
【００１８】
【作用】本発明は、従来ほとんど検討のなされていなか
った湿潤硫化水素環境下の疲労挙動に及ぼす材料因子に
ついて検討した結果に基づいてなされたものである。
った湿潤硫化水素環境下の疲労挙動に及ぼす材料因子に
ついて検討した結果に基づいてなされたものである。
【００１９】後の実施例でも明らかにするが、湿潤硫化
水素環境下の疲労挙動を観察すると、ΔＫの大きい、即
ち、塑性変形域が広くなる応力状態で亀裂進展が著しく
加速されている。また、湿潤硫化水素環境下の疲労で
は、硫化水素濃度が高いほど亀裂進展が大きい。硫化水
素濃度が高いほど腐食に伴って発生する水素原子が鋼中
に侵入して固溶する量が多くなるからであると考えられ
る。また、塑性変形域が広くなる応力状態で亀裂進展が
加速されることから、この疲労破壊挙動には水素脆性が
大きく関与していると推定される。
水素環境下の疲労挙動を観察すると、ΔＫの大きい、即
ち、塑性変形域が広くなる応力状態で亀裂進展が著しく
加速されている。また、湿潤硫化水素環境下の疲労で
は、硫化水素濃度が高いほど亀裂進展が大きい。硫化水
素濃度が高いほど腐食に伴って発生する水素原子が鋼中
に侵入して固溶する量が多くなるからであると考えられ
る。また、塑性変形域が広くなる応力状態で亀裂進展が
加速されることから、この疲労破壊挙動には水素脆性が
大きく関与していると推定される。
【００２０】更に、この疲労破壊が主にフェライト粒内
を進展し、塑性変形の大きい領域で亀裂進展速度が大き
いことに注目すると、フェライト粒の塑性変形挙動がこ
の疲労破壊挙動に密接に関係していると考えられる。
を進展し、塑性変形の大きい領域で亀裂進展速度が大き
いことに注目すると、フェライト粒の塑性変形挙動がこ
の疲労破壊挙動に密接に関係していると考えられる。
【００２１】本発明は、鋼の化学組成と製造条件を適正
に選べば、フェライト粒の強度を上げ、従来の鋼に較べ
て繰り返し応力下でフェライト粒の受ける塑性変形を小
さくすることができ、疲労亀裂の進展速度を低下させる
ことができるという新しい知見に基づいてなされたもの
である。
に選べば、フェライト粒の強度を上げ、従来の鋼に較べ
て繰り返し応力下でフェライト粒の受ける塑性変形を小
さくすることができ、疲労亀裂の進展速度を低下させる
ことができるという新しい知見に基づいてなされたもの
である。
【００２２】化学組成の面から言えば、Nb、TiおよびＶ
の中の１種以上を添加することによってフェライト結晶
粒を細粒化し、かつ炭化物の生成によってフェライト自
体を強化することができ、亀裂の進展速度を一層小さく
することができる。また、CuとCrの一方または両方の添
加により、硫化水素を含む雰囲気での鋼の耐食性を向上
させ、腐食速度を低下させ、その結果、鋼の固溶水素の
量を減らして亀裂進展速度を小さくすることができる。
の中の１種以上を添加することによってフェライト結晶
粒を細粒化し、かつ炭化物の生成によってフェライト自
体を強化することができ、亀裂の進展速度を一層小さく
することができる。また、CuとCrの一方または両方の添
加により、硫化水素を含む雰囲気での鋼の耐食性を向上
させ、腐食速度を低下させ、その結果、鋼の固溶水素の
量を減らして亀裂進展速度を小さくすることができる。
【００２３】以下、本発明の製造方法の素材となる鋼の
化学組成の選定理由と、製造条件の選定理由を詳しく説
明する。
化学組成の選定理由と、製造条件の選定理由を詳しく説
明する。
【００２４】１）鋼の化学組成について Ｃは、鋼の強度を高める成分である。本発明では、前記
の強度レベルを保持するためにＣの含有量を0.01％（以
下、合金成分に関する％は重量％を意味する）以上とし
た。これを下回ると本発明方法で製造される鋼（以下、
便宜的に本発明鋼と記す）の用途に必要な鋼の強度を確
保するのが困難である。一方、鋼の溶接性を良好に保つ
ために、Ｃ含有量の上限は 0.2％とした。本発明鋼の主
要な用途では、溶接施工を受けることが多い。Ｃ含有量
が 0.2％を上回ると、溶接時に鋼中に溶け込んだ水素が
原因で、溶接熱影響部の硬化部に溶接後しばらくして割
れを生じる、いわゆる溶接割れが発生しやすい。溶接割
れには溶接熱影響部の硬さが大きく影響し硬いほど割れ
やすくなる。Ｃの高い材料ほど硬化しやすいから、これ
を防ぐにはＣが低い方がよい。望ましいＣ含有量は0.03
〜0.18％である。
の強度レベルを保持するためにＣの含有量を0.01％（以
下、合金成分に関する％は重量％を意味する）以上とし
た。これを下回ると本発明方法で製造される鋼（以下、
便宜的に本発明鋼と記す）の用途に必要な鋼の強度を確
保するのが困難である。一方、鋼の溶接性を良好に保つ
ために、Ｃ含有量の上限は 0.2％とした。本発明鋼の主
要な用途では、溶接施工を受けることが多い。Ｃ含有量
が 0.2％を上回ると、溶接時に鋼中に溶け込んだ水素が
原因で、溶接熱影響部の硬化部に溶接後しばらくして割
れを生じる、いわゆる溶接割れが発生しやすい。溶接割
れには溶接熱影響部の硬さが大きく影響し硬いほど割れ
やすくなる。Ｃの高い材料ほど硬化しやすいから、これ
を防ぐにはＣが低い方がよい。望ましいＣ含有量は0.03
〜0.18％である。
【００２５】Siは、鋼の脱酸剤として有用であり、その
外に本発明では湿潤硫化水素環境での疲労亀裂進展特性
の改善のために積極的に利用する。Siの含有量が 0.2％
未満では、これらの効果が期待できない。一方、Siが
0.6％を超えると鋼の靱性が損なわれる。Siの望ましい
含有量は0.25〜0.5 ％である。
外に本発明では湿潤硫化水素環境での疲労亀裂進展特性
の改善のために積極的に利用する。Siの含有量が 0.2％
未満では、これらの効果が期待できない。一方、Siが
0.6％を超えると鋼の靱性が損なわれる。Siの望ましい
含有量は0.25〜0.5 ％である。
【００２６】Mnも、鋼の強度を向上させる成分である。
0.3 ％未満では本発明鋼の意図する用途に必要な強度を
確保するのが困難である。しかし、MnもＣと同様、溶接
熱影響部を硬化させ溶接割れ惹起する成分であるから、
その含有量には上限がある。
0.3 ％未満では本発明鋼の意図する用途に必要な強度を
確保するのが困難である。しかし、MnもＣと同様、溶接
熱影響部を硬化させ溶接割れ惹起する成分であるから、
その含有量には上限がある。
【００２７】即ち、2.0 ％を上回ると溶接割れが発生し
やすくなる。望ましいMnの含有量は0.5 〜1.8 ％であ
る。
やすくなる。望ましいMnの含有量は0.5 〜1.8 ％であ
る。
【００２８】Alは、鋼の脱酸のために使用するものであ
り、sol.Alとして0.01％の含有量となるように添加する
必要がある。ただし、sol.Alの含有量が 0.1％を上回る
と鋼の清浄度および靱性が損なわれる。望ましいsol.Al
含有量の範囲は0.01〜0.05％である。
り、sol.Alとして0.01％の含有量となるように添加する
必要がある。ただし、sol.Alの含有量が 0.1％を上回る
と鋼の清浄度および靱性が損なわれる。望ましいsol.Al
含有量の範囲は0.01〜0.05％である。
【００２９】本発明方法の素材となる鋼の一つは、上記
の成分の外、残部がFeと不可避の不純物からなるもので
ある。不純物の中、ＰとＳはそれぞれ 0.025％以下、0.
020％以下に抑えるのが望ましい。
の成分の外、残部がFeと不可避の不純物からなるもので
ある。不純物の中、ＰとＳはそれぞれ 0.025％以下、0.
020％以下に抑えるのが望ましい。
【００３０】本発明方法の素材となる鋼は、上記の成分
に加えてさらに次の２群の元素の中の１種以上を含むも
のであってもよい。
に加えてさらに次の２群の元素の中の１種以上を含むも
のであってもよい。
【００３１】第１群・・・それぞれ0.01〜0.1 ％のNb、
TiおよびＶ 第２群・・・ 0.1〜1.0 ％のCuおよび 0.1〜2.0 ％のCr 第１群の元素は、フェライト粒の細粒化およびその強化
によって亀裂進展特性を改善する作用をもつ。
TiおよびＶ 第２群・・・ 0.1〜1.0 ％のCuおよび 0.1〜2.0 ％のCr 第１群の元素は、フェライト粒の細粒化およびその強化
によって亀裂進展特性を改善する作用をもつ。
【００３２】Nb、Ti、Ｖのいずれも0.01％未満では湿潤
硫化水素環境での疲労亀裂進展特性の改善の効果が乏し
い。一方、それぞれの含有量が 0.1％を超えると効果が
飽和するばかりか、鋼の強度が上がりすぎて靱性を損な
う。いずれも望ましい含有量は0.02〜0.05％である。
硫化水素環境での疲労亀裂進展特性の改善の効果が乏し
い。一方、それぞれの含有量が 0.1％を超えると効果が
飽和するばかりか、鋼の強度が上がりすぎて靱性を損な
う。いずれも望ましい含有量は0.02〜0.05％である。
【００３３】第２群の元素は、前記のように鋼の耐食性
を向上させるものである。ただし、Cuは 0.1％未満では
添加の効果が小さい。一方、Cuは溶接割れを誘発し、ま
た、高温で融解し鋼の粒界強度を下げて熱間圧延途中に
割れや傷を発生させやすくするから、その含有量は 1.0
％までにとどめるべきである。望ましいCuの含有量は0.
2〜0.5 ％である。
を向上させるものである。ただし、Cuは 0.1％未満では
添加の効果が小さい。一方、Cuは溶接割れを誘発し、ま
た、高温で融解し鋼の粒界強度を下げて熱間圧延途中に
割れや傷を発生させやすくするから、その含有量は 1.0
％までにとどめるべきである。望ましいCuの含有量は0.
2〜0.5 ％である。
【００３４】Crは、0.1 ％以上の含有量で湿潤硫化水素
環境での疲労亀裂進展特性の一層の改善に有効である。
ただし、CrもＣ、Mnと同様、溶接熱影響部を硬化させ溶
接割れを惹起する成分であるから、添加する場合は含有
量の上限を 2.0％とすべきである。Crの望ましい含有量
は 0.5〜1.5 ％である。
環境での疲労亀裂進展特性の一層の改善に有効である。
ただし、CrもＣ、Mnと同様、溶接熱影響部を硬化させ溶
接割れを惹起する成分であるから、添加する場合は含有
量の上限を 2.0％とすべきである。Crの望ましい含有量
は 0.5〜1.5 ％である。
【００３５】前記の第１群および第２群の一方または双
方から１種以上の元素を選んで添加することができる。
方から１種以上の元素を選んで添加することができる。
【００３６】２）製造方法について 上記の化学組成をもつ鋼は、通常の溶製、鋳造（連続鋳
造またはインゴット鋳造）の後、熱間鍛造または熱間圧
延（以下、まとめて熱間加工という）されて、板、管、
フランジ等の製品となる。
造またはインゴット鋳造）の後、熱間鍛造または熱間圧
延（以下、まとめて熱間加工という）されて、板、管、
フランジ等の製品となる。
【００３７】連続鋳造スラブまたはインゴットを熱間加
工する際の加熱温度には特に制約はない。次の熱間加工
および加速冷却が可能な温度域に加熱すればよい。
工する際の加熱温度には特に制約はない。次の熱間加工
および加速冷却が可能な温度域に加熱すればよい。
【００３８】重要なのは熱間加工後の冷却条件である。
この冷却は、(Ar3点−30℃) 以上の温度からの加速冷却
でなければならない。冷却開始温度が(Ar3−30℃) より
も低いと、初析フェライトが多く形成され、そのフェラ
イトは加速冷却によっても強化されずに疲労亀裂進展特
性の改善効果がないばかりか、ブロック状のベイナイト
およびマルテンサイトが生成し亀裂進展がむしろ加速さ
れる。望ましい冷却開始温度はAr3 点以上の温度であ
る。
この冷却は、(Ar3点−30℃) 以上の温度からの加速冷却
でなければならない。冷却開始温度が(Ar3−30℃) より
も低いと、初析フェライトが多く形成され、そのフェラ
イトは加速冷却によっても強化されずに疲労亀裂進展特
性の改善効果がないばかりか、ブロック状のベイナイト
およびマルテンサイトが生成し亀裂進展がむしろ加速さ
れる。望ましい冷却開始温度はAr3 点以上の温度であ
る。
【００３９】なお、熱間加工の仕上温度が(Ar3−30℃)
以上であれば、引き続き次の加速冷却を行ってよいが、
(Ar3−30℃) を下回る場合には、再加熱してそれ以上の
温度としてから冷却を開始する。
以上であれば、引き続き次の加速冷却を行ってよいが、
(Ar3−30℃) を下回る場合には、再加熱してそれ以上の
温度としてから冷却を開始する。
【００４０】冷却速度は、５℃／ｓから10℃／ｓまでの
範囲とする。５℃／ｓより遅い冷却速度では加速冷却の
効果がなく、本発明の目的とする湿潤硫化水素環境での
疲労亀裂進展特性の改善効果がない。一方、25℃／ｓを
上回る冷却速度では、鋼の強度が上がりすぎるばかり
か、前記のブロック状のベイナイトおよびマルテンサイ
トが生成し亀裂進展が加速される。
範囲とする。５℃／ｓより遅い冷却速度では加速冷却の
効果がなく、本発明の目的とする湿潤硫化水素環境での
疲労亀裂進展特性の改善効果がない。一方、25℃／ｓを
上回る冷却速度では、鋼の強度が上がりすぎるばかり
か、前記のブロック状のベイナイトおよびマルテンサイ
トが生成し亀裂進展が加速される。
【００４１】上記の加速冷却の停止温度は、400 〜600
℃の範囲が適当である。400 ℃よりも低温では、冷却速
度が大きすぎる場合と同様に、鋼の強度が上がりすぎ、
またブロック状のベイナイトおよびマルテンサイトの生
成によって亀裂進展が加速される。加速冷却の停止温度
が 600℃を上回るとフェライトが強化されず加速冷却の
効果が乏しい。加速冷却の終了後は、放冷または徐冷を
行う。このようにして得られた鋼材 (製品) は、そのま
まで使用できる。
℃の範囲が適当である。400 ℃よりも低温では、冷却速
度が大きすぎる場合と同様に、鋼の強度が上がりすぎ、
またブロック状のベイナイトおよびマルテンサイトの生
成によって亀裂進展が加速される。加速冷却の停止温度
が 600℃を上回るとフェライトが強化されず加速冷却の
効果が乏しい。加速冷却の終了後は、放冷または徐冷を
行う。このようにして得られた鋼材 (製品) は、そのま
まで使用できる。
【００４２】
【実施例】以下に、本発明を実施例について説明する。
【００４３】表１に、供試鋼の化学組成を示す。これら
の鋼を溶製し、連続鋳造で 240mm厚のスラブとし、これ
を1150℃に加熱して 15mm厚の板に圧延した。その仕上
温度を表２に示す。なお括弧内に示すのは、仕上温度が
(Ar3点−30℃) より低いために再加熱した温度である。
次いで、同じく表２に示す加速冷却開始温度から冷却を
行った。冷却速度、加速冷却停止温度も表２に示す。
の鋼を溶製し、連続鋳造で 240mm厚のスラブとし、これ
を1150℃に加熱して 15mm厚の板に圧延した。その仕上
温度を表２に示す。なお括弧内に示すのは、仕上温度が
(Ar3点−30℃) より低いために再加熱した温度である。
次いで、同じく表２に示す加速冷却開始温度から冷却を
行った。冷却速度、加速冷却停止温度も表２に示す。
【００４４】以上によって得られた鋼板から、図４の
(b) に示す試験片を採取し、同図 (a)に示す装置で湿潤
硫化水素環境における疲労試験を行った。即ち、図４の
(a)に示すように、試験溶液槽２中で試験片１に油圧シ
リンダー５により繰り返し応力を負荷した。３は溶液循
環ポンプ、４はロードセル、６は油圧源、７はサーボバ
ルブ、８は波形発生器、９は負荷制御器である。疲労試
験条件は以下のとおりである。
(b) に示す試験片を採取し、同図 (a)に示す装置で湿潤
硫化水素環境における疲労試験を行った。即ち、図４の
(a)に示すように、試験溶液槽２中で試験片１に油圧シ
リンダー５により繰り返し応力を負荷した。３は溶液循
環ポンプ、４はロードセル、６は油圧源、７はサーボバ
ルブ、８は波形発生器、９は負荷制御器である。疲労試
験条件は以下のとおりである。
【００４５】ｆ（繰り返し速度）＝30 Hz Ｒ（応力比）＝0.1 Ｔ（試験温度）＝室温 表２に、湿潤硫化水素環境下で、ΔＫ＝ 20ksi√inにお
ける亀裂進展速度（da/dN)およびその値と大気中でΔＫ
＝ 20ksi√inにおける亀裂進展速度（da/dN)との比を示
す。なお、亀裂進展速度としてΔＫ＝ 20ksi√inの時の
値を採用した理由は、以下に説明する図１に示すよう
に、この領域で亀裂進展速度が大気中のそれと大きく差
がつくからである。湿潤硫化水素環境は、水を10％含む
懸濁させた原油に、硫化水素濃度１vol.％ (残りは窒
素) の混合ガスを試験期間中常時吹き込むというもので
ある。
ける亀裂進展速度（da/dN)およびその値と大気中でΔＫ
＝ 20ksi√inにおける亀裂進展速度（da/dN)との比を示
す。なお、亀裂進展速度としてΔＫ＝ 20ksi√inの時の
値を採用した理由は、以下に説明する図１に示すよう
に、この領域で亀裂進展速度が大気中のそれと大きく差
がつくからである。湿潤硫化水素環境は、水を10％含む
懸濁させた原油に、硫化水素濃度１vol.％ (残りは窒
素) の混合ガスを試験期間中常時吹き込むというもので
ある。
【００４６】図１に従来例（表２の試番Ａ−１）の鋼の
大気中および湿潤硫化水素環境における亀裂進展速度の
比較を示す。図１から明らかなように大気中に比べ湿潤
硫化水素環境中では亀裂進展速度が大きい。特に、ΔＫ
の大きい領域（約 20ksi√in以上) で湿潤硫化水素環境
中での亀裂進展が加速されている。
大気中および湿潤硫化水素環境における亀裂進展速度の
比較を示す。図１から明らかなように大気中に比べ湿潤
硫化水素環境中では亀裂進展速度が大きい。特に、ΔＫ
の大きい領域（約 20ksi√in以上) で湿潤硫化水素環境
中での亀裂進展が加速されている。
【００４７】図２は、同じく従来例（表２の試番Ａ−
１）の鋼を用いて、鋼に固溶した水素濃度の疲労亀裂進
展速度に及ぼす影響を調査した結果を示す。この実験で
は、硫化水素濃度１vol.％と10vol.％の混合ガスおよび
純粋の硫化水素ガスを用いて、それぞれ固溶水素濃度を
変えた。硫化水素濃度が高いほど、鋼に固溶する水素濃
度は高くなる。従って、図２から明らかなように、硫化
水素濃度が高いほど、すなわち、固溶水素濃度が高いほ
ど亀裂進展速度が大きい。
１）の鋼を用いて、鋼に固溶した水素濃度の疲労亀裂進
展速度に及ぼす影響を調査した結果を示す。この実験で
は、硫化水素濃度１vol.％と10vol.％の混合ガスおよび
純粋の硫化水素ガスを用いて、それぞれ固溶水素濃度を
変えた。硫化水素濃度が高いほど、鋼に固溶する水素濃
度は高くなる。従って、図２から明らかなように、硫化
水素濃度が高いほど、すなわち、固溶水素濃度が高いほ
ど亀裂進展速度が大きい。
【００４８】図３は、試番Ｅ−１〜Ｆ−６の湿潤硫化水
素環境下における亀裂進展速度と大気中のそれとの比に
及ぼす加速冷却停止温度の影響を示したものであり、冷
却停止温度が 600〜400 ℃の範囲で亀裂進展速度が大気
中のそれの３倍以内に抑えられている。
素環境下における亀裂進展速度と大気中のそれとの比に
及ぼす加速冷却停止温度の影響を示したものであり、冷
却停止温度が 600〜400 ℃の範囲で亀裂進展速度が大気
中のそれの３倍以内に抑えられている。
【００４９】表２における試番Ａ−１、Ｂ−１、Ｃ−１
およびＤ−１は、前記第１群元素も第２群元素も添加さ
れていない鋼を素材とし、かつ加速冷却を行わなかった
例である。これらの例で得られた鋼の湿潤硫化水素環境
における亀裂進展速度は大気中のそれの５倍以上であ
る。
およびＤ−１は、前記第１群元素も第２群元素も添加さ
れていない鋼を素材とし、かつ加速冷却を行わなかった
例である。これらの例で得られた鋼の湿潤硫化水素環境
における亀裂進展速度は大気中のそれの５倍以上であ
る。
【００５０】試番Ｅ−１〜Ｅ−８は、同じく第１群元素
も第２群元素も添加されていない鋼を素材とするが、加
速冷却を行ってその冷却停止温度の影響を調べたもので
ある。Ｅ−１は従来法と同じ自然放冷であり、湿潤硫化
水素環境における亀裂進展速度は大気中のそれの５倍以
上と何ら改善されていない。
も第２群元素も添加されていない鋼を素材とするが、加
速冷却を行ってその冷却停止温度の影響を調べたもので
ある。Ｅ−１は従来法と同じ自然放冷であり、湿潤硫化
水素環境における亀裂進展速度は大気中のそれの５倍以
上と何ら改善されていない。
【００５１】一方、試番Ｅ−３〜Ｅ−７は加速冷却停止
温度が本発明で定める600〜400 ℃の範囲にあり、亀裂
進展速度は大気中のそれの３倍以内に改善されている。
しかし、試番Ｅ−２は加速冷却停止温度が高すぎ、ま
た、Ｅ−８は加速冷却停止温度が低すぎて、いずれも、
湿潤硫化水素環境における亀裂進展速度は従来例に比べ
て殆ど改善されていない。
温度が本発明で定める600〜400 ℃の範囲にあり、亀裂
進展速度は大気中のそれの３倍以内に改善されている。
しかし、試番Ｅ−２は加速冷却停止温度が高すぎ、ま
た、Ｅ−８は加速冷却停止温度が低すぎて、いずれも、
湿潤硫化水素環境における亀裂進展速度は従来例に比べ
て殆ど改善されていない。
【００５２】試番Ｆ−１〜Ｆ−６は第１群元素の中のNb
を添加した鋼を使用し、加速冷却条件の中で冷却停止温
度の影響を調べたものである。Ｆ−１は従来法と同じ自
然放冷であり、湿潤硫化水素環境における亀裂進展速度
は大気中の８倍にも達する。
を添加した鋼を使用し、加速冷却条件の中で冷却停止温
度の影響を調べたものである。Ｆ−１は従来法と同じ自
然放冷であり、湿潤硫化水素環境における亀裂進展速度
は大気中の８倍にも達する。
【００５３】一方、試番Ｆ−３〜Ｆ−５は加速冷却停止
温度が 600〜400 ℃の範囲にあり、亀裂進展速度は大気
中の２倍以内と改善が認められる。しかし、試番Ｆ−２
は加速冷却停止温度が高すぎ、また、Ｆ−６は加速冷却
停止温度が低くすぎて、いずれも湿潤硫化水素環境にお
ける亀裂進展速度は従来例に比べて殆ど改善されていな
い。
温度が 600〜400 ℃の範囲にあり、亀裂進展速度は大気
中の２倍以内と改善が認められる。しかし、試番Ｆ−２
は加速冷却停止温度が高すぎ、また、Ｆ−６は加速冷却
停止温度が低くすぎて、いずれも湿潤硫化水素環境にお
ける亀裂進展速度は従来例に比べて殆ど改善されていな
い。
【００５４】試番Ｇ−１〜Ｇ−４は第２群元素の中のCu
を添加した鋼を用いて、加速冷却条件の中で加速冷却開
始温度と停止温度の影響を調べたものである。試番Ｇ−
１〜Ｇ−３は加速冷却停止温度が 600〜400 ℃の範囲に
あり、冷却速度が６℃／ｓであっても亀裂進展速度は大
気中の２倍以内におさまっている。しかし、Ｇ−４は加
速冷却開始温度が低すぎて、湿潤硫化水素環境における
亀裂進展速度は従来例に比べてあまり小さくなっていな
い。
を添加した鋼を用いて、加速冷却条件の中で加速冷却開
始温度と停止温度の影響を調べたものである。試番Ｇ−
１〜Ｇ−３は加速冷却停止温度が 600〜400 ℃の範囲に
あり、冷却速度が６℃／ｓであっても亀裂進展速度は大
気中の２倍以内におさまっている。しかし、Ｇ−４は加
速冷却開始温度が低すぎて、湿潤硫化水素環境における
亀裂進展速度は従来例に比べてあまり小さくなっていな
い。
【００５５】試番Ｈ−１〜Ｈ−５は前記第１群および第
２群の元素の全て添加した鋼を素材として、加速冷却条
件の中で加速冷却開始温度と冷却速度の影響を調べたも
のである。試番Ｈ−１とＨ−４は加速冷却停止温度が 6
00〜400 ℃の範囲にあり、冷却速度がそれぞれ25℃／
ｓ、12℃／ｓであるから亀裂進展速度は大気中の２倍以
内と大きな改善が認められる。しかし、試番Ｈ−２は加
速冷却開始温度が低すぎるため、湿潤硫化水素環境にお
ける亀裂進展速度は従来例に比べて殆ど改善されていな
い。試番Ｈ−３は冷却速度が小さく、Ｈ−５は冷却速度
が大き過ぎ、これらも改善の効果が乏しい。試番Ｉ−１
も同様に、冷却速度が小さすぎて湿潤硫化水素環境にお
ける亀裂進展特性の改善が小さい。
２群の元素の全て添加した鋼を素材として、加速冷却条
件の中で加速冷却開始温度と冷却速度の影響を調べたも
のである。試番Ｈ−１とＨ−４は加速冷却停止温度が 6
00〜400 ℃の範囲にあり、冷却速度がそれぞれ25℃／
ｓ、12℃／ｓであるから亀裂進展速度は大気中の２倍以
内と大きな改善が認められる。しかし、試番Ｈ−２は加
速冷却開始温度が低すぎるため、湿潤硫化水素環境にお
ける亀裂進展速度は従来例に比べて殆ど改善されていな
い。試番Ｈ−３は冷却速度が小さく、Ｈ−５は冷却速度
が大き過ぎ、これらも改善の効果が乏しい。試番Ｉ−１
も同様に、冷却速度が小さすぎて湿潤硫化水素環境にお
ける亀裂進展特性の改善が小さい。
【００５６】試番Ｉ−２、Ｊ−１、Ｋ−１、Ｌ−１、Ｍ
−１、Ｎ−１およびＯ−１は、本発明で定める条件を全
て満たす例である。いずれも湿潤硫化水素環境における
亀裂進展速度は大気中それの２〜３倍以内と大きく改善
されている。
−１、Ｎ−１およびＯ−１は、本発明で定める条件を全
て満たす例である。いずれも湿潤硫化水素環境における
亀裂進展速度は大気中それの２〜３倍以内と大きく改善
されている。
【００５７】なお、試番Ｌ−１とＬ−２は、熱間加工の
仕上温度が低かったために再加熱した後に加速冷却を施
したものである。試番Ｌ−１のように本発明の条件を満
たすものは湿潤硫化水素環境における亀裂進展速度の改
善が認められ、試番Ｌ−２のように加速冷却停止温度が
低く場合には改善が認められず、圧延仕上から引き続き
加速冷却を行った他の例と同じ傾向が認められた。
仕上温度が低かったために再加熱した後に加速冷却を施
したものである。試番Ｌ−１のように本発明の条件を満
たすものは湿潤硫化水素環境における亀裂進展速度の改
善が認められ、試番Ｌ−２のように加速冷却停止温度が
低く場合には改善が認められず、圧延仕上から引き続き
加速冷却を行った他の例と同じ傾向が認められた。
【００５８】
【表１】
【００５９】
【表２（１）】
【００６０】
【表２（２）】
【００６１】
【表２（３）】
【００６２】
【発明の効果】実施例に示したように、本発明方法で製
造される鋼は、湿潤硫化水素環境での疲労亀裂進展速度
が著しく小さく、大気中における疲労亀裂進展速度の２
〜３倍以内におさまる。即ち、この鋼は亀裂進展特性に
おいて著しく優れており、湿潤硫化水素環境に曝され、
かつ繰り返し応力を受けるラインパイプ、タンカー、石
油精製装置等の素材として極めて実用性が高い。
造される鋼は、湿潤硫化水素環境での疲労亀裂進展速度
が著しく小さく、大気中における疲労亀裂進展速度の２
〜３倍以内におさまる。即ち、この鋼は亀裂進展特性に
おいて著しく優れており、湿潤硫化水素環境に曝され、
かつ繰り返し応力を受けるラインパイプ、タンカー、石
油精製装置等の素材として極めて実用性が高い。
【図１】従来鋼の大気中および湿潤硫化水素環境におけ
る疲労試験結果である。
る疲労試験結果である。
【図２】従来鋼の疲労亀裂進展速度に及ぼす硫化水素濃
度の影響を示す図である。
度の影響を示す図である。
【図３】湿潤硫化水素環境下（硫化水素濃度１vol.％）
における亀裂進展速度と大気中の亀裂進展速度との比に
及ぼす熱間圧延後の加速冷却停止温度の影響を示す図で
ある。
における亀裂進展速度と大気中の亀裂進展速度との比に
及ぼす熱間圧延後の加速冷却停止温度の影響を示す図で
ある。
【図４】(a)は疲労試験装置の概要を示す図、(b) は試
験片の形状と寸法を示す図である。
験片の形状と寸法を示す図である。
Claims (4)
- 【請求項１】重量％で、Ｃ: 0.01〜0.2 ％、Si：0.2 〜
0.6 ％、Mn：0.3 〜2.0 ％、sol.Al：0.01〜0.1 ％を含
み、残部は不可避不純物とFeからなる連続鋳造スラブま
たはインゴットを熱間鍛造または熱間圧延した後、(Ar3
点−30℃) 以上の温度域から冷却速度５〜25℃/sで 400
〜600 ℃の温度域まで加速冷却し、その後放冷または徐
冷することを特徴とする湿潤硫化水素環境で疲労亀裂進
展特性に優れる鋼の製造方法。 - 【請求項２】重量％で、Ｃ: 0.01〜0.2 ％、Si：0.2 〜
0.6 ％、Mn：0.3 〜2.0 ％、sol.Al：0.01〜0.1 ％を含
み、さらに、Nb: 0.01〜0.1 ％、Ti: 0.01〜0.1 ％およ
びＶ：0.01〜0.1 ％の中の１種以上を含み、残部は不可
避不純物とFeからなる連続鋳造スラブまたはインゴット
を熱間鍛造または熱間圧延した後、(Ar3点−30℃) 以上
の温度域から冷却速度５〜25℃/sで 400〜600 ℃の温度
域まで加速冷却し、その後放冷または徐冷することを特
徴とする湿潤硫化水素環境で疲労亀裂進展特性に優れる
鋼の製造方法。 - 【請求項３】重量％で、Ｃ: 0.01〜0.2 ％、Si：0.2 〜
0.6 ％、Mn：0.3 〜2.0 ％、sol.Al：0.01〜0.1 ％を含
み、さらに、Cu:0.1〜1.0 ％とCr:0.1〜2.0 ％の１種ま
たは２種を含み、残部は不可避不純物とFeからなる連続
鋳造スラブまたはインゴットを熱間鍛造または熱間圧延
した後、(Ar3点−30℃) 以上の温度域から冷却速度５〜
25℃/sで 400〜600 ℃の温度域まで加速冷却し、その後
放冷または徐冷することを特徴とする湿潤硫化水素環境
で疲労亀裂進展特性に優れる鋼の製造方法。 - 【請求項４】重量％で、Ｃ: 0.01〜0.2 ％、Si：0.2 〜
0.6 ％、Mn：0.3 〜2.0 ％、sol.Al：0.01〜0.1 ％を含
み、さらに、Cu:0.1〜1.0 ％とCr:0.1〜2.0.％の１種ま
たは２種、ならびにNb: 0.01〜0.1 ％、Ti: 0.01〜0.1
％およびＶ: 0.01〜0.1 ％の１種以上を含み、残部は不
可避不純物とFeからなる連続鋳造スラブまたはインゴッ
トを熱間鍛造または熱間圧延した後、(Ar3点−30℃) 以
上の温度域から冷却速度５〜25℃/sで 400〜600 ℃の温
度域まで加速冷却し、その後放冷または徐冷することを
特徴とする湿潤硫化水素環境で疲労亀裂進展特性に優れ
る鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3295681A JP2967889B2 (ja) | 1991-11-12 | 1991-11-12 | 湿潤硫化水素環境で疲労亀裂進展特性に優れる鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3295681A JP2967889B2 (ja) | 1991-11-12 | 1991-11-12 | 湿潤硫化水素環境で疲労亀裂進展特性に優れる鋼の製造方法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP09225299A Division JP3085253B2 (ja) | 1997-08-21 | 1997-08-21 | 湿潤硫化水素環境で疲労亀裂進展特性に優れる原油タンカー用鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05132715A true JPH05132715A (ja) | 1993-05-28 |
| JP2967889B2 JP2967889B2 (ja) | 1999-10-25 |
Family
ID=17823811
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3295681A Expired - Fee Related JP2967889B2 (ja) | 1991-11-12 | 1991-11-12 | 湿潤硫化水素環境で疲労亀裂進展特性に優れる鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2967889B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105483521A (zh) * | 2015-12-21 | 2016-04-13 | 中国石油天然气集团公司 | 一种高铬耐腐蚀高强度管线钢及其制造方法 |
| CN107974613A (zh) * | 2017-11-23 | 2018-05-01 | 武汉钢铁有限公司 | 抗硫化物应力腐蚀开裂的x80级管线钢的生产方法 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5785928A (en) * | 1980-11-14 | 1982-05-28 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufactue of nonrefined high tensile steel with superior sulfide corrosion cracking resistance |
| JPS5877530A (ja) * | 1981-10-31 | 1983-05-10 | Nippon Steel Corp | 耐水素誘起割れ性及び耐硫化物応力腐食割れ性の優れた鋼板の製造方法 |
| JPS6338519A (ja) * | 1986-08-01 | 1988-02-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板の製造方法 |
| JPH02263918A (ja) * | 1989-04-03 | 1990-10-26 | Nippon Steel Corp | 耐ｈｉｃ性および耐ｓｓｃ性に優れた高張力鋼板の製造法 |
-
1991
- 1991-11-12 JP JP3295681A patent/JP2967889B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5785928A (en) * | 1980-11-14 | 1982-05-28 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufactue of nonrefined high tensile steel with superior sulfide corrosion cracking resistance |
| JPS5877530A (ja) * | 1981-10-31 | 1983-05-10 | Nippon Steel Corp | 耐水素誘起割れ性及び耐硫化物応力腐食割れ性の優れた鋼板の製造方法 |
| JPS6338519A (ja) * | 1986-08-01 | 1988-02-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板の製造方法 |
| JPH02263918A (ja) * | 1989-04-03 | 1990-10-26 | Nippon Steel Corp | 耐ｈｉｃ性および耐ｓｓｃ性に優れた高張力鋼板の製造法 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105483521A (zh) * | 2015-12-21 | 2016-04-13 | 中国石油天然气集团公司 | 一种高铬耐腐蚀高强度管线钢及其制造方法 |
| CN107974613A (zh) * | 2017-11-23 | 2018-05-01 | 武汉钢铁有限公司 | 抗硫化物应力腐蚀开裂的x80级管线钢的生产方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2967889B2 (ja) | 1999-10-25 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| AU2006282412B2 (en) | Seamless steel pipe for line pipe and a process for its manufacture | |
| AU2006225855B2 (en) | Steel for oil well pipe having excellent sulfide stress cracking resistance and method for manufacturing seamless steel pipe for oil well | |
| RU2215813C2 (ru) | Низколегированная, практически не содержащая бора сталь | |
| JP4848966B2 (ja) | 厚肉高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JPH01230713A (ja) | 耐応力腐食割れ性の優れた高強度高靭性鋼の製造法 | |
| JPH09249935A (ja) | 耐硫化物応力割れ性に優れる高強度鋼材とその製造方法 | |
| JP2647302B2 (ja) | 耐水素誘起割れ性の優れた高強度鋼板の製造方法 | |
| JPH06322477A (ja) | 湿潤硫化水素環境で疲労亀裂進展特性に優れる鋼材 | |
| EP0738784B1 (en) | High chromium martensitic steel pipe having excellent pitting resistance and method of manufacturing | |
| JPH08104922A (ja) | 低温靱性の優れた高強度鋼管の製造方法 | |
| JP3085253B2 (ja) | 湿潤硫化水素環境で疲労亀裂進展特性に優れる原油タンカー用鋼板の製造方法 | |
| JP3520619B2 (ja) | 材質ばらつきの少ないベイナイト鋼材およびその製造方法 | |
| JPH05132715A (ja) | 湿潤硫化水素環境で疲労亀裂進展特性に優れる鋼の製造方法 | |
| KR20180073207A (ko) | 저온인성과 암모니아 응력부식균열(scc) 저항성이 우수한 고강도 저항복비 강재 및 그 제조방법 | |
| NO300552B1 (no) | Fremgangsmåte for fremstilling av lavlegert stål med höy korrosjonsmotstand for rörledninger | |
| JPH1161250A (ja) | 湿潤硫化水素環境で疲労亀裂進展特性に優れる原油タンカー用鋼板の製造方法 | |
| KR100345704B1 (ko) | 내수소유기응력부식균열성이우수한고강도열연강판의제조방법 | |
| KR101443445B1 (ko) | 비열처리형 고강도 열연강판 및 그 제조 방법 | |
| JPH0569884B2 (ja) | ||
| JP3393314B2 (ja) | 低温靱性の優れた耐サワー高強度鋼板の製造法 | |
| JPH07150251A (ja) | 熱間加工性および耐食性に優れた高靭性マルテンサイト系ステンレス鋼継目無鋼管の製造法 | |
| JPH09263831A (ja) | 低温靭性の優れた極厚高強度ベンド管の製造法 | |
| JPH08109413A (ja) | 湿潤硫化水素環境で疲労亀裂進展特性に優れる鋼の製造方法 | |
| JPH08269566A (ja) | Ｓｒ特性に優れた高強度・高靱性ｕｏｅ鋼管の製造方法 | |
| JP2663769B2 (ja) | 湿潤硫化水素環境で疲労亀裂進展特性に優れる鋼 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20070820 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080820 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080820 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090820 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090820 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100820 Year of fee payment: 11 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Year of fee payment: 12 Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110820 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |