JPH08295929A - 耐ｃｏ２ 腐食性および低温靱性の優れた耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法 - Google Patents
耐ｃｏ２ 腐食性および低温靱性の優れた耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法Info
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- JPH08295929A JPH08295929A JP10245795A JP10245795A JPH08295929A JP H08295929 A JPH08295929 A JP H08295929A JP 10245795 A JP10245795 A JP 10245795A JP 10245795 A JP10245795 A JP 10245795A JP H08295929 A JPH08295929 A JP H08295929A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 ＣＯ2 を含んだ石油、天然ガスに用いる耐Ｃ
Ｏ2 腐食性および低温靱性の優れた耐サワーラインパイ
プ用鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｃ
ｕ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｃａ，ＮおよびＯを特定した鋼を鋳造
後、冷片にすることなく、あるいは冷片を１１００〜１
２５０℃の温度に加熱して抽出後、圧延を開始して表面
温度が９００℃以上で圧延を一旦中断し、引続き５〜４
０℃／ｓの冷却速度で表面温度が７００℃以下になるま
で水冷した後、表面温度がＡｃ3 以下、板厚中心部温度
が９５０℃以下になるまで放冷し、しかる後に累積圧下
率が６０％以上でかつ平均１パス当たりの圧延真歪が
０．２以下となる圧下を加え、板厚平均温度がＡｒ3 以
上で圧延を終了し、直ちに５〜４０℃／ｓの冷却速度で
板厚平均温度が３５０〜５５０℃となるまで冷却し、そ
の後空冷する。
Ｏ2 腐食性および低温靱性の優れた耐サワーラインパイ
プ用鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｃ
ｕ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｃａ，ＮおよびＯを特定した鋼を鋳造
後、冷片にすることなく、あるいは冷片を１１００〜１
２５０℃の温度に加熱して抽出後、圧延を開始して表面
温度が９００℃以上で圧延を一旦中断し、引続き５〜４
０℃／ｓの冷却速度で表面温度が７００℃以下になるま
で水冷した後、表面温度がＡｃ3 以下、板厚中心部温度
が９５０℃以下になるまで放冷し、しかる後に累積圧下
率が６０％以上でかつ平均１パス当たりの圧延真歪が
０．２以下となる圧下を加え、板厚平均温度がＡｒ3 以
上で圧延を終了し、直ちに５〜４０℃／ｓの冷却速度で
板厚平均温度が３５０〜５５０℃となるまで冷却し、そ
の後空冷する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ＣＯ2 、Ｈ2 Ｓを含ん
だ石油、天然ガスを用いる耐ＣＯ2 腐食性、耐サワー特
性に優れたラインパイプ用高張力鋼板（引張強さ：５０
０ＭＰａ以上、板厚：４０ｍｍ以下）の製造方法に関す
るものである。また、本発明鋼は低温靱性および現地溶
接性にも優れているので、寒冷地やオフショアに使用可
能である。
だ石油、天然ガスを用いる耐ＣＯ2 腐食性、耐サワー特
性に優れたラインパイプ用高張力鋼板（引張強さ：５０
０ＭＰａ以上、板厚：４０ｍｍ以下）の製造方法に関す
るものである。また、本発明鋼は低温靱性および現地溶
接性にも優れているので、寒冷地やオフショアに使用可
能である。
【０００２】鉄鋼業においては厚板ミルに適用すること
が最も好ましいが、ホットコイルにも適用できる。ま
た、この方法で製造した鋼板は低温靱性、現地溶接性に
も優れているため寒冷地やオフショアにおける使用に最
も適する。
が最も好ましいが、ホットコイルにも適用できる。ま
た、この方法で製造した鋼板は低温靱性、現地溶接性に
も優れているため寒冷地やオフショアにおける使用に最
も適する。
【０００３】
【従来の技術】寒冷地やオフショアにおける石油、ガス
輸送用大径ラインパイプに対しては高強度とともに優れ
た低温靱性、現地溶接性が要求される。さらに、近年原
油の２次、３次回収におけるＣＯ2 注入や深井戸化によ
るインヒビター効果の低下によって、ＣＯ2 ガスによる
ラインパイプの腐食が大きな問題となり、耐ＣＯ2 腐食
性が要求されるようになった。
輸送用大径ラインパイプに対しては高強度とともに優れ
た低温靱性、現地溶接性が要求される。さらに、近年原
油の２次、３次回収におけるＣＯ2 注入や深井戸化によ
るインヒビター効果の低下によって、ＣＯ2 ガスによる
ラインパイプの腐食が大きな問題となり、耐ＣＯ2 腐食
性が要求されるようになった。
【０００４】一方で、硫化水素（Ｈ2 Ｓ）を含むサワー
オイル・サワーガスを輸送するラインパイプおよびその
付属設備、あるいはＨ2 Ｓを含む流体を扱う化学プラン
ト配管などの鋼管材に対しては、耐サワー性（耐ＨＩＣ
性とともに耐ＳＳＣ性）が要求される。この場合、通常
ＮＡＣＥ ＴＭ−０２−８４に規定された人工海水＋飽
和Ｈ2 Ｓ溶液（ｐＨ〜５．０）やＮＡＣＥ ＴＭ−０１
−７７に規定された５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ3 ＣＯ
ＯＨ＋飽和Ｈ2 Ｓ溶液（ｐＨ〜３．５）が評価に使用さ
れる。低ｐＨ環境における耐サワー鋼材としては、極
低Ｓ化およびＣａ添加による介在物形態制御や、Ｍｎ
やＰを低減することによる偏析部の硬さ制御による対策
がとられてきた。
オイル・サワーガスを輸送するラインパイプおよびその
付属設備、あるいはＨ2 Ｓを含む流体を扱う化学プラン
ト配管などの鋼管材に対しては、耐サワー性（耐ＨＩＣ
性とともに耐ＳＳＣ性）が要求される。この場合、通常
ＮＡＣＥ ＴＭ−０２−８４に規定された人工海水＋飽
和Ｈ2 Ｓ溶液（ｐＨ〜５．０）やＮＡＣＥ ＴＭ−０１
−７７に規定された５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ3 ＣＯ
ＯＨ＋飽和Ｈ2 Ｓ溶液（ｐＨ〜３．５）が評価に使用さ
れる。低ｐＨ環境における耐サワー鋼材としては、極
低Ｓ化およびＣａ添加による介在物形態制御や、Ｍｎ
やＰを低減することによる偏析部の硬さ制御による対策
がとられてきた。
【０００５】しかし、現在はＣｒ添加およびＮｂ−Ｔｉ
の複合添加によって耐ＣＯ2 腐食性に優れた鋼材の低温
靱性を向上させているが、耐サワー性に適合した耐ＣＯ
2 腐食性低温用大径ラインパイプは開発されるに至って
いない。特開平３−２１１２３０号公報では、耐ＣＯ2
腐食性、低温靱性および現地溶接性に優れた低温用耐Ｃ
Ｏ2 腐食性ラインパイプ用鋼が開示されているが、さら
に耐サワー性を具備した低温用耐ＣＯ2 腐食性ラインパ
イプ用鋼は存在しない。
の複合添加によって耐ＣＯ2 腐食性に優れた鋼材の低温
靱性を向上させているが、耐サワー性に適合した耐ＣＯ
2 腐食性低温用大径ラインパイプは開発されるに至って
いない。特開平３−２１１２３０号公報では、耐ＣＯ2
腐食性、低温靱性および現地溶接性に優れた低温用耐Ｃ
Ｏ2 腐食性ラインパイプ用鋼が開示されているが、さら
に耐サワー性を具備した低温用耐ＣＯ2 腐食性ラインパ
イプ用鋼は存在しない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、耐ＣＯ2 腐
食性および低温靱性の優れた耐サワーラインパイプ用鋼
板の製造方法を提供することを目的とするものである。
食性および低温靱性の優れた耐サワーラインパイプ用鋼
板の製造方法を提供することを目的とするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】すなわち、本発明の要旨
とするところは下記のとおりでしる。 （１）重量％でＣ：０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：０．
０５〜０．５％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｐ：０．０
１５％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ｎｂ：０．０１〜
０．０６％、Ｃｒ：０．４〜１．２％、Ｃｕ：０．０５
〜０．４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：
０．０５％以下、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、
Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｏ ：０．００１〜
０．００５％を含有し、かつ下記の式 ０．３５≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／１５≦０．５０ を満たし、残部鉄および不可避不純物からなる鋼を鋳造
後、冷片にすることなく、あるいは冷片を１１００〜１
２５０℃の温度に加熱し、抽出後圧延を開始して表面温
度が９００℃以上で圧延を一旦中断し、引続き５〜４０
℃／ｓの冷却速度で表面温度が７００℃以下になるまで
水冷した後、表面温度がＡｃ3 以下、板厚中心部温度が
９５０℃以下になるまで放冷し、しかる後に累積圧下率
が６０％以上でかつ平均１パス当りの圧延真歪が０．２
以下となる圧下を加え、板厚平均温度がＡｒ3 以上で圧
延を終了し、直ちに５〜４０℃／ｓの冷却速度で板厚平
均温度が３５０〜５５０℃となるまで冷却し、その後空
冷することを特徴とする耐ＣＯ2 腐食性および低温靱性
の優れた耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法。
とするところは下記のとおりでしる。 （１）重量％でＣ：０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：０．
０５〜０．５％、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｐ：０．０
１５％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ｎｂ：０．０１〜
０．０６％、Ｃｒ：０．４〜１．２％、Ｃｕ：０．０５
〜０．４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：
０．０５％以下、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、
Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｏ ：０．００１〜
０．００５％を含有し、かつ下記の式 ０．３５≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／１５≦０．５０ を満たし、残部鉄および不可避不純物からなる鋼を鋳造
後、冷片にすることなく、あるいは冷片を１１００〜１
２５０℃の温度に加熱し、抽出後圧延を開始して表面温
度が９００℃以上で圧延を一旦中断し、引続き５〜４０
℃／ｓの冷却速度で表面温度が７００℃以下になるまで
水冷した後、表面温度がＡｃ3 以下、板厚中心部温度が
９５０℃以下になるまで放冷し、しかる後に累積圧下率
が６０％以上でかつ平均１パス当りの圧延真歪が０．２
以下となる圧下を加え、板厚平均温度がＡｒ3 以上で圧
延を終了し、直ちに５〜４０℃／ｓの冷却速度で板厚平
均温度が３５０〜５５０℃となるまで冷却し、その後空
冷することを特徴とする耐ＣＯ2 腐食性および低温靱性
の優れた耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法。
【０００８】（２）重量％でＣ：０．０１〜０．０７
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．７〜１．５
％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ｎ
ｂ：０．０１〜０．０６％、Ｃｒ：０．４〜１．２％、
Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
３％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃａ：０．００１〜０．
００５％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｏ ：０．
００１〜０．００５％を含有し、さらにＶ：０．００５
〜０．０６０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：
０．０５〜０．３０％、Ｚｒ：０．００５〜０．０２５
％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％のうち１種類以
上含有し、かつ下記の式 ０．３５≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／１５≦０．５０ を満たし、残部鉄および不可避不純物からなる鋼を鋳造
後、冷片にすることなく、あるいは冷片を１１００〜１
２５０℃の温度に加熱し、抽出後圧延を開始して表面温
度が９００℃以上で圧延を一旦中断し、引続き５〜４０
℃／ｓの冷却速度で表面温度が７００℃以下になるまで
水冷した後、表面温度がＡｃ3 以下、板厚中心部温度が
９５０℃以下になるまで放冷し、しかる後に累積圧下率
が６０％以上でかつ平均１パス当りの圧延真歪が０．２
以下となる圧下を加え、板厚平均温度がＡｒ3 以上で圧
延を終了し、直ちに５〜４０℃／ｓの冷却速度で板厚平
均温度が３５０〜５５０℃となるまで冷却し、その後空
冷することを特徴とする耐ＣＯ2 腐食性および低温靱性
の優れた耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法。
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．７〜１．５
％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ｎ
ｂ：０．０１〜０．０６％、Ｃｒ：０．４〜１．２％、
Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
３％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃａ：０．００１〜０．
００５％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｏ ：０．
００１〜０．００５％を含有し、さらにＶ：０．００５
〜０．０６０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：
０．０５〜０．３０％、Ｚｒ：０．００５〜０．０２５
％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％のうち１種類以
上含有し、かつ下記の式 ０．３５≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／１５≦０．５０ を満たし、残部鉄および不可避不純物からなる鋼を鋳造
後、冷片にすることなく、あるいは冷片を１１００〜１
２５０℃の温度に加熱し、抽出後圧延を開始して表面温
度が９００℃以上で圧延を一旦中断し、引続き５〜４０
℃／ｓの冷却速度で表面温度が７００℃以下になるまで
水冷した後、表面温度がＡｃ3 以下、板厚中心部温度が
９５０℃以下になるまで放冷し、しかる後に累積圧下率
が６０％以上でかつ平均１パス当りの圧延真歪が０．２
以下となる圧下を加え、板厚平均温度がＡｒ3 以上で圧
延を終了し、直ちに５〜４０℃／ｓの冷却速度で板厚平
均温度が３５０〜５５０℃となるまで冷却し、その後空
冷することを特徴とする耐ＣＯ2 腐食性および低温靱性
の優れた耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法。
【０００９】本発明はＣＯ2 による腐食を抑制する高靱
性ラインパイプ用鋼を製造することを目的とした発明で
ある。本発明者らが耐ＣＯ2 腐食性に及ぼす不均一腐食
の影響を主に化学成分、組織に関して詳しく検討した結
果、以下のような事実が判明した。 ＣｒとＣｕの複合添加により、耐ＣＯ2 腐食性が向上
するとともに不均一な腐食を抑制する。しかし、過量の
Ｃｒ、Ｃｕ添加は低温靱性、現地溶接性を劣化させる。
性ラインパイプ用鋼を製造することを目的とした発明で
ある。本発明者らが耐ＣＯ2 腐食性に及ぼす不均一腐食
の影響を主に化学成分、組織に関して詳しく検討した結
果、以下のような事実が判明した。 ＣｒとＣｕの複合添加により、耐ＣＯ2 腐食性が向上
するとともに不均一な腐食を抑制する。しかし、過量の
Ｃｒ、Ｃｕ添加は低温靱性、現地溶接性を劣化させる。
【００１０】本発明により得られた鋼板は、その表面
が非常に微細なフェライトでかつＣが微細分散された組
織を有しているから、従来の制御圧延＋制御冷却により
得られた鋼板の表面組織（フェライトとベイナイト等の
バンド組織になりやすい）と比較して浸漬電位で＋２０
ｍＶ程度貴となり、耐ＣＯ2 腐食性は向上する。つま
り、ＣＯ2 腐食に関しては、Ｃｒ添加が有効であるが、
過量のＣｒ添加は低温靱性、現地溶接性の劣化を引き起
こす。これに対して、Ｃｒ量の上限値を規制した上で、
さらに表面組織を非常に微細なフェライトでかつＣが微
細分散された組織とすることで、有効カソードサイトを
低減することによって耐ＣＯ2 性が向上する。また、Ｃ
ｒ添加鋼にＣｕを添加することにより腐食生成物が安定
化し、耐食性がさらに向上する。
が非常に微細なフェライトでかつＣが微細分散された組
織を有しているから、従来の制御圧延＋制御冷却により
得られた鋼板の表面組織（フェライトとベイナイト等の
バンド組織になりやすい）と比較して浸漬電位で＋２０
ｍＶ程度貴となり、耐ＣＯ2 腐食性は向上する。つま
り、ＣＯ2 腐食に関しては、Ｃｒ添加が有効であるが、
過量のＣｒ添加は低温靱性、現地溶接性の劣化を引き起
こす。これに対して、Ｃｒ量の上限値を規制した上で、
さらに表面組織を非常に微細なフェライトでかつＣが微
細分散された組織とすることで、有効カソードサイトを
低減することによって耐ＣＯ2 性が向上する。また、Ｃ
ｒ添加鋼にＣｕを添加することにより腐食生成物が安定
化し、耐食性がさらに向上する。
【００１１】また、本発明においてＡｒ3 以上の高温圧
延を採用したことが、低温靱性の向上をはかる上で有効
である点について以下に述べる。一般に高温からの冷却
による降温過程で生じる変態温度域と、低温からの加熱
による昇温過程で生じる変態温度域との間には１００〜
２００℃程度の温度差があり、昇温過程で生じる変態温
度域の方が高い。
延を採用したことが、低温靱性の向上をはかる上で有効
である点について以下に述べる。一般に高温からの冷却
による降温過程で生じる変態温度域と、低温からの加熱
による昇温過程で生じる変態温度域との間には１００〜
２００℃程度の温度差があり、昇温過程で生じる変態温
度域の方が高い。
【００１２】そのため、本発明の場合のように、図１に
示すごとく厚鋼板を適切な温度域まで一度冷却した後に
復熱させる過程においては、板厚表層部は昇温中にフェ
ライトからオーステナイトへ変態し、板厚中心部はいま
だにフェライト変態が開始せずにオーステナイト単相の
状態である。そのため、復熱がある程度進行して両者の
温度差が少なくなった時点でも、板厚表層部ではフェラ
イト主体の金属組織を有し、板厚中心部ではオーステナ
イト主体の金属組織を有するため、両者の間には大きな
変形抵抗差が生じ、板厚表層部の変形抵抗が極めて大き
い。
示すごとく厚鋼板を適切な温度域まで一度冷却した後に
復熱させる過程においては、板厚表層部は昇温中にフェ
ライトからオーステナイトへ変態し、板厚中心部はいま
だにフェライト変態が開始せずにオーステナイト単相の
状態である。そのため、復熱がある程度進行して両者の
温度差が少なくなった時点でも、板厚表層部ではフェラ
イト主体の金属組織を有し、板厚中心部ではオーステナ
イト主体の金属組織を有するため、両者の間には大きな
変形抵抗差が生じ、板厚表層部の変形抵抗が極めて大き
い。
【００１３】これは、図２に示すように、フェライト主
体の金属組織とオーステナイト主体の金属組織とではそ
の応力−歪関係が異なり、圧延真歪で０．２以下の範囲
ではフェライト主体の金属組織の方が同じ歪を与えた場
合の変形抵抗が大きいためである。本発明では板厚方向
に故意に温度差をつけた状態で圧下を加え、板厚中心部
より板厚表層部を硬化させ、板厚方向の変形抵抗差を増
加させることにより板厚中心部を強圧下し、低温靱性の
向上をはかるものである。
体の金属組織とオーステナイト主体の金属組織とではそ
の応力−歪関係が異なり、圧延真歪で０．２以下の範囲
ではフェライト主体の金属組織の方が同じ歪を与えた場
合の変形抵抗が大きいためである。本発明では板厚方向
に故意に温度差をつけた状態で圧下を加え、板厚中心部
より板厚表層部を硬化させ、板厚方向の変形抵抗差を増
加させることにより板厚中心部を強圧下し、低温靱性の
向上をはかるものである。
【００１４】
【作用】本発明において化学成分を上述のように限定し
た理由は次のとおりである。 Ｃ：Ｃ量の下限を０．０１％としたのは、母材および溶
接部の強度の確保ならびにＮｂ、Ｖ等の添加時に、これ
らの効果を発揮させるための最小量であるからである。
しかし、Ｃが多すぎるとＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼすだ
けでなく、母材靱性、溶接性を劣化させるので、上限を
０．０７％とした。Ｃ量が多いとマルテンサイトが生成
し、低温靱性を著しく劣化させる。過量のＣ添加はＣＯ
2 腐食の防止の観点からは炭化物などのカソードサイト
を生成させるので、Ｃ量は低い方が望ましい。また、耐
サワー性に関しても中心偏析部へのＭｎ、Ｐの濃化を招
いて耐サワー性を劣化させるため、０．０７％以下とす
る必要がある。以上のことからＣ量は０．０１〜０．０
７％とした。
た理由は次のとおりである。 Ｃ：Ｃ量の下限を０．０１％としたのは、母材および溶
接部の強度の確保ならびにＮｂ、Ｖ等の添加時に、これ
らの効果を発揮させるための最小量であるからである。
しかし、Ｃが多すぎるとＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼすだ
けでなく、母材靱性、溶接性を劣化させるので、上限を
０．０７％とした。Ｃ量が多いとマルテンサイトが生成
し、低温靱性を著しく劣化させる。過量のＣ添加はＣＯ
2 腐食の防止の観点からは炭化物などのカソードサイト
を生成させるので、Ｃ量は低い方が望ましい。また、耐
サワー性に関しても中心偏析部へのＭｎ、Ｐの濃化を招
いて耐サワー性を劣化させるため、０．０７％以下とす
る必要がある。以上のことからＣ量は０．０１〜０．０
７％とした。
【００１５】Ｓｉ：Ｓｉは脱酸上、０．０５％以上鋼に
必要であるが、多く添加すると溶接性および溶接部の靱
性が劣化するので、上限を０．５％とした。Ｍｎ：Ｍｎ
は強度、靱性を確保する上で不可欠な元素であり、その
下限は０．７％である。ＨＡＺ靱性を改善するには、γ
粒界に生成する粗大な初析フェライトを防止する必要が
あるが、Ｍｎ添加は、これを抑制する効果がある。しか
し、Ｍｎが多すぎると焼入れ性が増加して、溶接性、Ｈ
ＡＺ靱性を劣化させるだけでなく、スラブのＭｎＳ等の
中心偏析を助長して、耐ＨＩＣ性を劣化させるので、Ｍ
ｎ添加の上限を１．５％とした。
必要であるが、多く添加すると溶接性および溶接部の靱
性が劣化するので、上限を０．５％とした。Ｍｎ：Ｍｎ
は強度、靱性を確保する上で不可欠な元素であり、その
下限は０．７％である。ＨＡＺ靱性を改善するには、γ
粒界に生成する粗大な初析フェライトを防止する必要が
あるが、Ｍｎ添加は、これを抑制する効果がある。しか
し、Ｍｎが多すぎると焼入れ性が増加して、溶接性、Ｈ
ＡＺ靱性を劣化させるだけでなく、スラブのＭｎＳ等の
中心偏析を助長して、耐ＨＩＣ性を劣化させるので、Ｍ
ｎ添加の上限を１．５％とした。
【００１６】Ｐ：本発明においては不純物であるＰを
０．０１５％以下とした。これは、耐ＨＩＣ性の向上を
はかるとともに、母材、ＨＡＺの低温靱性をより一層向
上させ、スラブの中心偏析を軽減するためである。Ｐ量
の低減は、ＨＡＺにおける粒界破壊傾向を減少させる傾
向がある。好ましくは、Ｐ量は０．０１％以下がよい。
０．０１５％以下とした。これは、耐ＨＩＣ性の向上を
はかるとともに、母材、ＨＡＺの低温靱性をより一層向
上させ、スラブの中心偏析を軽減するためである。Ｐ量
の低減は、ＨＡＺにおける粒界破壊傾向を減少させる傾
向がある。好ましくは、Ｐ量は０．０１％以下がよい。
【００１７】Ｓ：Ｓ量を上限を０．００１％としたの
は、この量を超えて添加すると、ＨＩＣの起点となるＭ
ｎＳが多量に生成するためである。従って、本発明では
Ｓ量を０．００１％以下とした。 Ｎｂ：高強度鋼においては、Ｎｂを添加することなく優
れたＨＡＺ靱性を得ることは困難である。Ｎｂはγ粒界
に生成するフェライトを抑制し、結晶粒を微細化して鋼
を高靱化させる。この効果を得るためには最低０．０１
％のＮｂ量が必要である。しかしながら、Ｎｂ量が多す
ぎると、逆に微細組織の生成が妨げられるので、その上
限を０．０６％とした。
は、この量を超えて添加すると、ＨＩＣの起点となるＭ
ｎＳが多量に生成するためである。従って、本発明では
Ｓ量を０．００１％以下とした。 Ｎｂ：高強度鋼においては、Ｎｂを添加することなく優
れたＨＡＺ靱性を得ることは困難である。Ｎｂはγ粒界
に生成するフェライトを抑制し、結晶粒を微細化して鋼
を高靱化させる。この効果を得るためには最低０．０１
％のＮｂ量が必要である。しかしながら、Ｎｂ量が多す
ぎると、逆に微細組織の生成が妨げられるので、その上
限を０．０６％とした。
【００１８】Ｃｒ：ＣｒはＣＯ2 腐食防止の観点から重
要な元素である。下限値０．４％は耐ＣＯ 2 腐食性の効
果を得るための最小値である。しかし、多すぎると現地
溶接性やＨＡＺ靱性を劣化させるので、上限を１．２％
とした。 Ｃｕ：ＣｕはＣｒ添加鋼の腐食生成物を安定化させるた
めには０．０５％以上の添加が必要である。しかし、
０．４％を超えて添加すると熱間圧延時にＣｕ−クラッ
クが発生し、製造困難となるため、Ｃｕの上限を０．４
％とした。
要な元素である。下限値０．４％は耐ＣＯ 2 腐食性の効
果を得るための最小値である。しかし、多すぎると現地
溶接性やＨＡＺ靱性を劣化させるので、上限を１．２％
とした。 Ｃｕ：ＣｕはＣｒ添加鋼の腐食生成物を安定化させるた
めには０．０５％以上の添加が必要である。しかし、
０．４％を超えて添加すると熱間圧延時にＣｕ−クラッ
クが発生し、製造困難となるため、Ｃｕの上限を０．４
％とした。
【００１９】Ｔｉ：ＴｉはＴｉＮを形成してＨＡＺ組織
を微細化し、ＨＡＺ靱性を向上させる。下限の０．００
５％は、この効果を得るための最小量であり、また上限
を０．０３％としたのはＴｉＣ形成によるＨＡＺ靱性劣
化を防止するためである。 Ａｌ：Ａｌは、一般に脱酸上鋼に含まれる元素である
が、過量の添加は鋼の清浄度を損なうため、その上限を
０．０５％とした。
を微細化し、ＨＡＺ靱性を向上させる。下限の０．００
５％は、この効果を得るための最小量であり、また上限
を０．０３％としたのはＴｉＣ形成によるＨＡＺ靱性劣
化を防止するためである。 Ａｌ：Ａｌは、一般に脱酸上鋼に含まれる元素である
が、過量の添加は鋼の清浄度を損なうため、その上限を
０．０５％とした。
【００２０】Ｃａ：Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制
御し、耐ＨＩＣ性を向上させるために、またＨＡＺ靱性
を向上させるためのＣａＯを生成させるため、０．００
１％以上添加する。一方、０．００５％を超えて添加す
るとＣａＯ、ＣａＳが多量に生成して大型介在物とな
り、鋼の清浄度を害するばかりでなく、靱性、現地溶接
性に悪影響を及ぼすため、Ｃａの上限を０．００５％と
した。
御し、耐ＨＩＣ性を向上させるために、またＨＡＺ靱性
を向上させるためのＣａＯを生成させるため、０．００
１％以上添加する。一方、０．００５％を超えて添加す
るとＣａＯ、ＣａＳが多量に生成して大型介在物とな
り、鋼の清浄度を害するばかりでなく、靱性、現地溶接
性に悪影響を及ぼすため、Ｃａの上限を０．００５％と
した。
【００２１】Ｎ：ＮはＴｉＮ等によるＨＡＺ靱性を確保
するために、０．００１％以上必要である。また、０．
００５％を超えると耐ＨＩＣ性が劣化するので、Ｎ量の
上限を０．００５％とした。 Ｏ：ＨＡＺ靱性を向上させるための有効な酸化物を生成
させるためには、Ｏ量は０．００１％以上が必要であ
る。Ｏの上限を０．００５％としたのは、非金属介在物
の生成による鋼の清浄度、靱性劣化を防止するためであ
る。
するために、０．００１％以上必要である。また、０．
００５％を超えると耐ＨＩＣ性が劣化するので、Ｎ量の
上限を０．００５％とした。 Ｏ：ＨＡＺ靱性を向上させるための有効な酸化物を生成
させるためには、Ｏ量は０．００１％以上が必要であ
る。Ｏの上限を０．００５％としたのは、非金属介在物
の生成による鋼の清浄度、靱性劣化を防止するためであ
る。
【００２２】本発明の出発鋼には、所望によりさらに強
度調整元素として、Ｖ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｚｒ，ＲＥＭの少
なくとも１種類以上を添加する。 Ｖ：ＶはＮｂとほぼ同じ効果を持つ元素であるが、０．
００５％未満では効果がなく、上限は０．０６０％まで
許容できる。
度調整元素として、Ｖ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｚｒ，ＲＥＭの少
なくとも１種類以上を添加する。 Ｖ：ＶはＮｂとほぼ同じ効果を持つ元素であるが、０．
００５％未満では効果がなく、上限は０．０６０％まで
許容できる。
【００２３】Ｎｉ：Ｎｉは０．０５％以上の添加によ
り、溶接性、ＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼすことなく、母
材の強度、靱性を向上させる。一方、１．０％を超える
と経済性の点で好ましくないため、Ｎｉの上限を１．０
％とした。 Ｍｏ：Ｍｏは０．０５％以上の添加により、母材の強
度、靱性を向上させる元素であるが、多すぎると母材、
ＨＡＺ靱性、溶接性の劣化を招き好ましくない。その上
限は０．３０％である。
り、溶接性、ＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼすことなく、母
材の強度、靱性を向上させる。一方、１．０％を超える
と経済性の点で好ましくないため、Ｎｉの上限を１．０
％とした。 Ｍｏ：Ｍｏは０．０５％以上の添加により、母材の強
度、靱性を向上させる元素であるが、多すぎると母材、
ＨＡＺ靱性、溶接性の劣化を招き好ましくない。その上
限は０．３０％である。
【００２４】Ｚｒ：ＺｒはほぼＴｉと同様の効果を持つ
元素であり、その上下限は、それぞれ、０．００５％、
０．０２５％である。 ＲＥＭ：ＲＥＭはほぼＴｉと同様の効果を持つ元素であ
り、その上下限は、それぞれ、０．０００５％、０．０
１％である。
元素であり、その上下限は、それぞれ、０．００５％、
０．０２５％である。 ＲＥＭ：ＲＥＭはほぼＴｉと同様の効果を持つ元素であ
り、その上下限は、それぞれ、０．０００５％、０．０
１％である。
【００２５】なお、個々の化学成分を上記のとおりに限
定するだけでは不十分であり、下記の式 ０．３５≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／１５≦０．５０ を満たさなければならない。これは低温靱性や現地溶接
性がＣｒを含めた化学成分の全量で決まるからである。
下限の０．３５％は必要な母材、溶接部の強度を得るた
めの最小量であり、０．５０％は、優れた低温靱性、溶
接性を得るための上限である。
定するだけでは不十分であり、下記の式 ０．３５≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／１５≦０．５０ を満たさなければならない。これは低温靱性や現地溶接
性がＣｒを含めた化学成分の全量で決まるからである。
下限の０．３５％は必要な母材、溶接部の強度を得るた
めの最小量であり、０．５０％は、優れた低温靱性、溶
接性を得るための上限である。
【００２６】次に製造条件について説明する。本発明に
おいては、鋳造後のスラブ加熱温度は１１００〜１２５
０℃の範囲とする。これは母材の強度、低温靱性を確保
するのに必要なためである。加熱温度が１１００℃未満
になるとＮｂ、Ｖ、Ｔｉ等の固溶が不十分となり、良好
な強度、靱性が得られない。しかし、再加熱温度が１２
５０℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化するため
低温靱性が劣化する。なお、鋳造後、鋳片を冷片にする
ことなく直接圧延してもよい。
おいては、鋳造後のスラブ加熱温度は１１００〜１２５
０℃の範囲とする。これは母材の強度、低温靱性を確保
するのに必要なためである。加熱温度が１１００℃未満
になるとＮｂ、Ｖ、Ｔｉ等の固溶が不十分となり、良好
な強度、靱性が得られない。しかし、再加熱温度が１２
５０℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化するため
低温靱性が劣化する。なお、鋳造後、鋳片を冷片にする
ことなく直接圧延してもよい。
【００２７】また、加熱後、圧延を行い、表面温度が９
００℃以上で圧延を一旦中断し、５〜４０℃／ｓの冷却
速度で表面温度が７００℃以下になるまで冷却する必要
がある。粗圧延を必要とするのは、オーステナイト再結
晶域での圧延によって、組織の微細化、均一化をはかる
ためである。スラブの表面温度が９００℃未満から冷却
すると、鋼板中心部の温度も低下するため、圧延終了時
に板厚平均温度をＡｒ3 以上に確保することが困難とな
る。
００℃以上で圧延を一旦中断し、５〜４０℃／ｓの冷却
速度で表面温度が７００℃以下になるまで冷却する必要
がある。粗圧延を必要とするのは、オーステナイト再結
晶域での圧延によって、組織の微細化、均一化をはかる
ためである。スラブの表面温度が９００℃未満から冷却
すると、鋼板中心部の温度も低下するため、圧延終了時
に板厚平均温度をＡｒ3 以上に確保することが困難とな
る。
【００２８】冷却による到達温度域を表面温度で７００
℃以下とした理由は、７００℃を超える温度では板厚中
心部の温度が復熱過程で未再結晶温度域まで下がらない
ためである。冷却速度は、小さ過ぎると板厚表層部での
αへの変態量が少なくなり、板厚中心部での強圧下がで
きなくなるため５℃／ｓ以上とした。冷却速度が大き過
ぎると板厚平均温度が低下して、圧延終了時に板厚平均
温度をＡｒ3 以上に確保できないため上限を４０℃／ｓ
とした。
℃以下とした理由は、７００℃を超える温度では板厚中
心部の温度が復熱過程で未再結晶温度域まで下がらない
ためである。冷却速度は、小さ過ぎると板厚表層部での
αへの変態量が少なくなり、板厚中心部での強圧下がで
きなくなるため５℃／ｓ以上とした。冷却速度が大き過
ぎると板厚平均温度が低下して、圧延終了時に板厚平均
温度をＡｒ3 以上に確保できないため上限を４０℃／ｓ
とした。
【００２９】また、冷却後、表面温度がＡｃ3 以下、板
厚中心部温度が９５０℃以下の温度域になるまで放置
し、その後累積圧下率６０％以上でかつ平均１パス当り
の圧延真歪が０．２以下となるように圧下を加える必要
がある。冷却後の圧延開始時の表面温度がＡｃ3 以下で
ある理由は、Ａｃ3 を超えてしまうと板厚表層部のαが
γへ逆変態してしまい、本発明においてαとγとの変形
抵抗差による靱性改善が困難となるからである。
厚中心部温度が９５０℃以下の温度域になるまで放置
し、その後累積圧下率６０％以上でかつ平均１パス当り
の圧延真歪が０．２以下となるように圧下を加える必要
がある。冷却後の圧延開始時の表面温度がＡｃ3 以下で
ある理由は、Ａｃ3 を超えてしまうと板厚表層部のαが
γへ逆変態してしまい、本発明においてαとγとの変形
抵抗差による靱性改善が困難となるからである。
【００３０】冷却終了後の板厚中心部の温度が９５０℃
以下の温度域に低下するまで放置するのは、板厚中心部
の温度をオーステナイト未再結晶温度域に低下させた
後、圧下を加えるためである。冷却後の圧延の累積圧下
率が６０％未満では、板厚表層部（α）と板厚中心部
（γ）の変形抵抗差による強圧下の効果は小さく、板厚
中心部へ導入される加工歪量が少ないため、累積圧下率
を６０％以上とした。
以下の温度域に低下するまで放置するのは、板厚中心部
の温度をオーステナイト未再結晶温度域に低下させた
後、圧下を加えるためである。冷却後の圧延の累積圧下
率が６０％未満では、板厚表層部（α）と板厚中心部
（γ）の変形抵抗差による強圧下の効果は小さく、板厚
中心部へ導入される加工歪量が少ないため、累積圧下率
を６０％以上とした。
【００３１】平均１パス当りの圧延真歪が０．２を超え
ると板厚中心部と板厚表層部の変形抵抗差が逆転してし
まうため（図２に示す）、圧延真歪を０．２以下に制限
した。さらに、冷却後の圧延は、板厚平均温度がＡｒ3
以上で終了し、その後直ちに５〜４０℃／ｓの冷却速度
で板厚平均温度が３５０〜５５０℃となるまで加速冷却
し、その後空冷する。
ると板厚中心部と板厚表層部の変形抵抗差が逆転してし
まうため（図２に示す）、圧延真歪を０．２以下に制限
した。さらに、冷却後の圧延は、板厚平均温度がＡｒ3
以上で終了し、その後直ちに５〜４０℃／ｓの冷却速度
で板厚平均温度が３５０〜５５０℃となるまで加速冷却
し、その後空冷する。
【００３２】冷却後の圧延は、板厚平均温度がＡｒ3 未
満で終了すると、ＭｎＳ系介在物が残存した場合延伸
化しやすい、Ｍｎ等の偏析により周囲よりもＡｒ3 の
低下している中心偏析部へγ−α変態にともなうＣの濃
化が起こり、中心偏析部にＭＡ等の硬化組織が形成され
るため低温靱性が低下する。圧延終了後の加速冷却＋放
冷は良好な強度、靱性を確保するために実施する。加速
冷却において、５℃／ｓ未満の冷却速度または５５０℃
を超える冷却停止温度にするとγ−α変態にともなうＣ
の濃化が起こり、中心偏析部にＭＡ等の硬化組織が形成
されるため低温靱性が低下する。一方、４０℃／ｓを超
える冷却速度または３５０℃未満の冷却停止温度にする
と焼入れ性が高いマルテンサイト等の硬化組織が形成さ
れ、低温靱性の確保が困難になる。加速冷却後の空冷は
焼戻の効果があり、高強度化、高靱化がはかれる。
満で終了すると、ＭｎＳ系介在物が残存した場合延伸
化しやすい、Ｍｎ等の偏析により周囲よりもＡｒ3 の
低下している中心偏析部へγ−α変態にともなうＣの濃
化が起こり、中心偏析部にＭＡ等の硬化組織が形成され
るため低温靱性が低下する。圧延終了後の加速冷却＋放
冷は良好な強度、靱性を確保するために実施する。加速
冷却において、５℃／ｓ未満の冷却速度または５５０℃
を超える冷却停止温度にするとγ−α変態にともなうＣ
の濃化が起こり、中心偏析部にＭＡ等の硬化組織が形成
されるため低温靱性が低下する。一方、４０℃／ｓを超
える冷却速度または３５０℃未満の冷却停止温度にする
と焼入れ性が高いマルテンサイト等の硬化組織が形成さ
れ、低温靱性の確保が困難になる。加速冷却後の空冷は
焼戻の効果があり、高強度化、高靱化がはかれる。
【００３３】
【実施例】表１、表２（表１のつづき）に示す化学成分
の供試鋼を使い、ＣＣスラブを表３、表４（表３のつづ
き−１）、表５（表３のつづき−２）に示すような製造
条件で再加熱、熱間圧延そして加速冷却を行った。これ
によって得られた鋼板の機械的性質、耐ＣＯ2 腐食性を
表６、表７（表６のつづき）に示す。なお、試験片の採
取状況の概略図を図３に示す。引張試験は全厚引張と
し、シャルピー試験片、ＳＳＣ試験片は板厚中心部よ
り、腐食試験片は表層の微細なフェライト組織よりそれ
ぞれ採取した。
の供試鋼を使い、ＣＣスラブを表３、表４（表３のつづ
き−１）、表５（表３のつづき−２）に示すような製造
条件で再加熱、熱間圧延そして加速冷却を行った。これ
によって得られた鋼板の機械的性質、耐ＣＯ2 腐食性を
表６、表７（表６のつづき）に示す。なお、試験片の採
取状況の概略図を図３に示す。引張試験は全厚引張と
し、シャルピー試験片、ＳＳＣ試験片は板厚中心部よ
り、腐食試験片は表層の微細なフェライト組織よりそれ
ぞれ採取した。
【００３４】なお、表２において、Ｐｃは下記式の値を
示す。 Ｐｃ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎ
ｉ）／１５
示す。 Ｐｃ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎ
ｉ）／１５
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】
【表３】
【００３８】
【表４】
【００３９】
【表５】
【００４０】
【表６】
【００４１】
【表７】
【００４２】鋼１１〜２４は適切な製造条件ではないの
で、低温靱性、耐ＣＯ2 腐食性または耐サワー性が劣化
している。鋼２５〜３２は化学成分が適切ではなく、機
械的性質が得られていない。鋼２５はＭｎ量が本発明範
囲を超えるため溶接部の焼入れ性が増加して靱性が低下
した例である。
で、低温靱性、耐ＣＯ2 腐食性または耐サワー性が劣化
している。鋼２５〜３２は化学成分が適切ではなく、機
械的性質が得られていない。鋼２５はＭｎ量が本発明範
囲を超えるため溶接部の焼入れ性が増加して靱性が低下
した例である。
【００４３】鋼２６、鋼２７は、それぞれＮｂ、Ｔｉが
不足しているために靱性が低下した例である。鋼２８は
Ｃ量が多いために靱性が低下するとともに、セメンタイ
ト等のカソードサイトが増加して耐ＣＯ2 腐食性を劣化
させた例である。鋼２９はＣｒ量が低く、ＣＯ2 腐食環
境下でカソード反応を抑制できず、耐ＣＯ2 腐食性が劣
化した例である。
不足しているために靱性が低下した例である。鋼２８は
Ｃ量が多いために靱性が低下するとともに、セメンタイ
ト等のカソードサイトが増加して耐ＣＯ2 腐食性を劣化
させた例である。鋼２９はＣｒ量が低く、ＣＯ2 腐食環
境下でカソード反応を抑制できず、耐ＣＯ2 腐食性が劣
化した例である。
【００４４】鋼３０はＣｒ量が多く、溶接部の靱性が低
下した例である。鋼３１はＣｕが少ないため耐食性が確
保できなかった例、また鋼３２はＣｕ量が多いためＨＡ
Ｚ靱性が劣化した例である。鋼３３はＣａが少ないた
め、また鋼３４はＰ、Ｓが多いために耐サワー性が劣化
した例である。
下した例である。鋼３１はＣｕが少ないため耐食性が確
保できなかった例、また鋼３２はＣｕ量が多いためＨＡ
Ｚ靱性が劣化した例である。鋼３３はＣａが少ないた
め、また鋼３４はＰ、Ｓが多いために耐サワー性が劣化
した例である。
【００４５】
【発明の効果】以上説明したような本発明により得られ
た鋼板は、ＣＯ2 を含有した環境における耐ＣＯ2 腐食
性に優れ、しかも特に母材のみならず溶接部の靱性にお
いても優れているので、耐サワーラインパイプ用鋼管材
としての用途への適用性を有効に高めることができ、本
発明の産業に及ぼす効果は極めて大である。
た鋼板は、ＣＯ2 を含有した環境における耐ＣＯ2 腐食
性に優れ、しかも特に母材のみならず溶接部の靱性にお
いても優れているので、耐サワーラインパイプ用鋼管材
としての用途への適用性を有効に高めることができ、本
発明の産業に及ぼす効果は極めて大である。
【図１】本発明の圧延、水冷パターンを示す線図であ
る。
る。
【図２】フェライトおよびオーステナイト主体組織での
圧延真歪と変形抵抗との関係を示す図である。
圧延真歪と変形抵抗との関係を示す図である。
【図３】試験片の採取位置概略図である。
１ 板厚 ２ 表層部 ３ 中心部
フロントページの続き (72)発明者 為広 博 君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君 津製鐵所内 (72)発明者 小川 洋之 君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君 津製鐵所内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．０１〜０．０７％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５％、 Ｍｎ：０．７〜１．５％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．００１％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．０６％、 Ｃｒ：０．４〜１．２％、 Ｃｕ：０．０５〜０．４％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ａｌ：０．０５％以下、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％、 Ｎ：０．００１〜０．００５％、 Ｏ ：０．００１〜０．００５％を含有し、かつ下記の
式 ０．３５≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／１５≦０．５０ を満たし、残部鉄および不可避不純物からなる鋼を鋳造
後、冷片にすることなく、あるいは冷片を１１００〜１
２５０℃の温度に加熱し、抽出後圧延を開始して表面温
度が９００℃以上で圧延を一旦中断し、引続き５〜４０
℃／ｓの冷却速度で表面温度が７００℃以下になるまで
水冷した後、表面温度がＡｃ3 以下、板厚中心部温度が
９５０℃以下になるまで放冷し、しかる後に累積圧下率
が６０％以上でかつ平均１パス当りの圧延真歪が０．２
以下となる圧下を加え、板厚平均温度がＡｒ3 以上で圧
延を終了し、直ちに５〜４０℃／ｓの冷却速度で板厚平
均温度が３５０〜５５０℃となるまで冷却し、その後空
冷することを特徴とする耐ＣＯ2 腐食性および低温靱性
の優れた耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ：０．０１〜０．０７％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５％、 Ｍｎ：０．７〜１．５％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．００１％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．０６％、 Ｃｒ：０．４〜１．２％、 Ｃｕ：０．０５〜０．４％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ａｌ：０．０５％以下、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％、 Ｎ：０．００１〜０．００５％、 Ｏ ：０．００１〜０．００５％ を含有し、さらに Ｖ：０．００５〜０．０６０％、 Ｎｉ：０．０５〜１．０％、 Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、 Ｚｒ：０．００５〜０．０２５％、 ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％のうち１種類以上含
有し、かつ下記の式 ０．３５≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／１５≦０．５０ を満たし、残部鉄および不可避不純物からなる鋼を鋳造
後、冷片にすることなく、あるいは冷片を１１００〜１
２５０℃の温度に加熱し、抽出後圧延を開始して表面温
度が９００℃以上で圧延を一旦中断し、引続き５〜４０
℃／ｓの冷却速度で表面温度が７００℃以下になるまで
水冷した後、表面温度がＡｃ3 以下、板厚中心部温度が
９５０℃以下になるまで放冷し、しかる後に累積圧下率
が６０％以上でかつ平均１パス当りの圧延真歪が０．２
以下となる圧下を加え、板厚平均温度がＡｒ3 以上で圧
延を終了し、直ちに５〜４０℃／ｓの冷却速度で板厚平
均温度が３５０〜５５０℃となるまで冷却し、その後空
冷することを特徴とする耐ＣＯ2 腐食性および低温靱性
の優れた耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10245795A JPH08295929A (ja) | 1995-04-26 | 1995-04-26 | 耐ｃｏ２ 腐食性および低温靱性の優れた耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10245795A JPH08295929A (ja) | 1995-04-26 | 1995-04-26 | 耐ｃｏ２ 腐食性および低温靱性の優れた耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08295929A true JPH08295929A (ja) | 1996-11-12 |
Family
ID=14328002
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10245795A Withdrawn JPH08295929A (ja) | 1995-04-26 | 1995-04-26 | 耐ｃｏ２ 腐食性および低温靱性の優れた耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08295929A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100564324B1 (ko) * | 2001-12-21 | 2006-03-29 | 주식회사 포스코 | 내 이산화탄소 부식성이 우수한 저합금 열연강재 |
| JP2008169467A (ja) * | 2006-12-14 | 2008-07-24 | Nippon Steel Corp | 脆性き裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板及びその製造方法 |
| JP2010100872A (ja) * | 2008-10-21 | 2010-05-06 | Kobe Steel Ltd | 鉱物を収容する容器に用いられる鋼材 |
| 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 |
| EP2380997A4 (en) * | 2009-01-15 | 2016-12-28 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | STEEL FOR WELDING CONSTRUCTION WITH EXCELLENT HIGH AND LOW TEMPERATURE STRENGTH AND METHOD OF PRODUCTION THEREOF |
-
1995
- 1995-04-26 JP JP10245795A patent/JPH08295929A/ja not_active Withdrawn
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100564324B1 (ko) * | 2001-12-21 | 2006-03-29 | 주식회사 포스코 | 내 이산화탄소 부식성이 우수한 저합금 열연강재 |
| JP2008169467A (ja) * | 2006-12-14 | 2008-07-24 | Nippon Steel Corp | 脆性き裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板及びその製造方法 |
| JP2010100872A (ja) * | 2008-10-21 | 2010-05-06 | Kobe Steel Ltd | 鉱物を収容する容器に用いられる鋼材 |
| EP2380997A4 (en) * | 2009-01-15 | 2016-12-28 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | STEEL FOR WELDING CONSTRUCTION WITH EXCELLENT HIGH AND LOW TEMPERATURE STRENGTH AND METHOD OF PRODUCTION THEREOF |
| 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 |
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