JPS58120726A - 耐硫化物腐食割れ性の優れた非調質鋼の製造方法 - Google Patents
耐硫化物腐食割れ性の優れた非調質鋼の製造方法Info
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- JPS58120726A JPS58120726A JP284582A JP284582A JPS58120726A JP S58120726 A JPS58120726 A JP S58120726A JP 284582 A JP284582 A JP 284582A JP 284582 A JP284582 A JP 284582A JP S58120726 A JPS58120726 A JP S58120726A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
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- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- 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】
本発明は、耐硫化物腐食割れ性に優れた鋼を、特定の成
分組成、と熱間圧延条件とによって製造する非調質鋼の
製造方法に関する。
分組成、と熱間圧延条件とによって製造する非調質鋼の
製造方法に関する。
一般に、湿温硫化水素腐食環境下で使用される鋼材には
、耐ＨＩＣ（水素誘起割れ）および耐５ＳＣ（硫化物応
力腐食割れ）の性能、即ち優れた耐硫化物腐食割れ性が
優れていることが要求される。
、耐ＨＩＣ（水素誘起割れ）および耐５ＳＣ（硫化物応
力腐食割れ）の性能、即ち優れた耐硫化物腐食割れ性が
優れていることが要求される。
ところが、非調質！Ｉ（熱間圧延まま鋼材、熱間圧延後
加速冷却して製造する鋼材、規準鋼材等）においては、
鋳造時の偏析に起因してその部分にマルテンサイトある
いはベーナイトのような硬い低温変態組織が生成する。
加速冷却して製造する鋼材、規準鋼材等）においては、
鋳造時の偏析に起因してその部分にマルテンサイトある
いはベーナイトのような硬い低温変態組織が生成する。
その結果、ＨＩＣの発生を抑制するため超低硫とした上
で、Ｃａ処理を行った鋼においてすら、偏析部分にＨＩ
ＣＳ８８Ｃが発生する。耐ＳＳＣに関しては、前記の低
温変態組織を含１１にいフェライト・パーライト鋼であ
って亀、パーライト相に微細割れが発生し易く、焼入焼
戻処理を施したＱＴ材と比較してσｔｈ （割れ発生限
界応力）が低い。
で、Ｃａ処理を行った鋼においてすら、偏析部分にＨＩ
ＣＳ８８Ｃが発生する。耐ＳＳＣに関しては、前記の低
温変態組織を含１１にいフェライト・パーライト鋼であ
って亀、パーライト相に微細割れが発生し易く、焼入焼
戻処理を施したＱＴ材と比較してσｔｈ （割れ発生限
界応力）が低い。
また、一般的にガス輸送管においては、脆性破壊の伝播
阻止特性としてＢＤＷＴＴ試験で評価される低温朝性な
らびに不安定延性破壊の伝播阻止特性としてシャルピー
試験で評価される切欠延性のいずれもが優れていること
が要求される。
阻止特性としてＢＤＷＴＴ試験で評価される低温朝性な
らびに不安定延性破壊の伝播阻止特性としてシャルピー
試験で評価される切欠延性のいずれもが優れていること
が要求される。
既に説明したように、湿潤硫化水素腐食環境下で使用さ
れるラインパイプ、タンク等にはブリスター（水素７ク
レ）、ＨＩＣあるいはＳＳＣなどの原因により破壊が発
生することがあるので、このような用逮に用いる鋼材に
は耐硫化物腐食割れ性の優れたものが要求される。又、
一般的にガス輸送管でけ脆性破壊の伝播停止特性として
ＢＤＷＴＴ試験で評価される低ｍ靭性ならびに不安定延
性破壊の伝播阻止特性としてシャルピー試験の吸収エネ
ルギーで評価される切欠延性のいずれも優れていること
が要求される。
れるラインパイプ、タンク等にはブリスター（水素７ク
レ）、ＨＩＣあるいはＳＳＣなどの原因により破壊が発
生することがあるので、このような用逮に用いる鋼材に
は耐硫化物腐食割れ性の優れたものが要求される。又、
一般的にガス輸送管でけ脆性破壊の伝播停止特性として
ＢＤＷＴＴ試験で評価される低ｍ靭性ならびに不安定延
性破壊の伝播阻止特性としてシャルピー試験の吸収エネ
ルギーで評価される切欠延性のいずれも優れていること
が要求される。
これらのうち、ブリスター或いけＨＩＣｑ介在物／地鉄
界面に集積した水素の圧力と、鋼中水素（腐食反応によ
って鋼中に侵入した水素）にょる地鉄の水素脆化の重畳
によって発生することが知られており、この対策として
例えば特開昭５６−１４＜Ｓ０６号、特開昭５５−１３
４１５５号、特開昭５４−３８２１４号などに開示され
ているような、大型介在物（ＭｎＳ 、 ＭｓＯｓ ）
Ｏ減少やＭｎ８の形状制御が有効であること。又、熱
間圧延終了後空冷を行って製造する鋼板においては、Ｐ
、Ｍｎ。
界面に集積した水素の圧力と、鋼中水素（腐食反応によ
って鋼中に侵入した水素）にょる地鉄の水素脆化の重畳
によって発生することが知られており、この対策として
例えば特開昭５６−１４＜Ｓ０６号、特開昭５５−１３
４１５５号、特開昭５４−３８２１４号などに開示され
ているような、大型介在物（ＭｎＳ 、 ＭｓＯｓ ）
Ｏ減少やＭｎ８の形状制御が有効であること。又、熱
間圧延終了後空冷を行って製造する鋼板においては、Ｐ
、Ｍｎ。
Ｃｒ、Ｍｏ等の不純物元素あるいけ合金元素量が鋳造組
織の偏析部に濃化し、この部分が容易にベーナイトやマ
ルテンサイト変態を起し易く、このため硬い低温変態組
織が形成されること。そしてこの低温変態組織のＨＩＣ
感受性社極めて高く、介在物の形状開園を行ってもＨＩ
Ｃの発生を完全に防止するのけ困廻であり、この対策と
して該鋼材に焼戻処理または、焼入・焼戻処理を施すこ
とは知られている・さらに１組成上Ｍｎ、Ｐ量の低減が
有効であることは特公昭５４−３８５６８号、特公昭５
６−３１８４５号などに提案されている。
織の偏析部に濃化し、この部分が容易にベーナイトやマ
ルテンサイト変態を起し易く、このため硬い低温変態組
織が形成されること。そしてこの低温変態組織のＨＩＣ
感受性社極めて高く、介在物の形状開園を行ってもＨＩ
Ｃの発生を完全に防止するのけ困廻であり、この対策と
して該鋼材に焼戻処理または、焼入・焼戻処理を施すこ
とは知られている・さらに１組成上Ｍｎ、Ｐ量の低減が
有効であることは特公昭５４−３８５６８号、特公昭５
６−３１８４５号などに提案されている。
一方、８８Ｃｄ応力（残留応力、外部応力）と地鉄の水
素脆化の重畳またはこれらに介在物の影響がさらに重畳
して発生することが知られている。
素脆化の重畳またはこれらに介在物の影響がさらに重畳
して発生することが知られている。
又、地鉄の水素脆化に対する感受性は！ルチンすイトあ
るいけベーナイトのような硬い組織を含む場合非常に高
い（割れやすい）こと１知られている。さらに、優れた
耐ＨＩＣ性を有する７エライト・パーライト鋼において
も第８図（Ｊｌ）Φ）に示すようにパーライト相に微細
割れが発生するため焼入・焼戻材（ＱＴ材）と比較する
とσｔｈが低いという問題があった。
るいけベーナイトのような硬い組織を含む場合非常に高
い（割れやすい）こと１知られている。さらに、優れた
耐ＨＩＣ性を有する７エライト・パーライト鋼において
も第８図（Ｊｌ）Φ）に示すようにパーライト相に微細
割れが発生するため焼入・焼戻材（ＱＴ材）と比較する
とσｔｈが低いという問題があった。
その上、最近溶接の能率向上のために、狭間先小人熱の
条件で溶接することが多くなり、その結果例えばパイプ
ラインでは円周溶接部の最高硬度が高くなって耐ＳＳＣ
性の面で問題が発生している。
条件で溶接することが多くなり、その結果例えばパイプ
ラインでは円周溶接部の最高硬度が高くなって耐ＳＳＣ
性の面で問題が発生している。
上述のことから、介在物に対して種々の対策を実施する
と同時に焼入・焼戻熱処理を施した鋼材が１耐ＨＩＣ性
、耐ＳＳＣ性の特性に最も優れていることになるが、こ
の焼入・焼戻材（ＱＴ材）は非調質材に比較して生産性
が劣り、製造コストが高くなるばかりか、低温靭性（Ｄ
ＷＴＴ試験）Ｉ／ｃ限界があるという間ＭＳある。
と同時に焼入・焼戻熱処理を施した鋼材が１耐ＨＩＣ性
、耐ＳＳＣ性の特性に最も優れていることになるが、こ
の焼入・焼戻材（ＱＴ材）は非調質材に比較して生産性
が劣り、製造コストが高くなるばかりか、低温靭性（Ｄ
ＷＴＴ試験）Ｉ／ｃ限界があるという間ＭＳある。
本発明は、かかる問題に鑑みてこれを改善するためにな
されたものであって、炭素量をα０３％以下に制限する
とともに、熱間圧延条件を特定することにより生産性の
高い非調質鋼材を得る製造方法を提供するものであって
、偏析硬度の低下および組織の均質化を図ることによっ
て耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性、低温靭性および切欠延性の
すべてを同時に向上させるものである。さらに、パイプ
ラインの現地溶接のような低入熱で実施される溶接部に
おいても、最高硬度を低く抑え、耐８８Ｃ性を向上させ
るものである。
されたものであって、炭素量をα０３％以下に制限する
とともに、熱間圧延条件を特定することにより生産性の
高い非調質鋼材を得る製造方法を提供するものであって
、偏析硬度の低下および組織の均質化を図ることによっ
て耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性、低温靭性および切欠延性の
すべてを同時に向上させるものである。さらに、パイプ
ラインの現地溶接のような低入熱で実施される溶接部に
おいても、最高硬度を低く抑え、耐８８Ｃ性を向上させ
るものである。
本発明け、Ｃ０，０３％以下、８ｉＱ、１〜α５％、Ｍ
ｎ １．０〜２．０％、ＡｔＱ、００５〜１１１ ％を
含み残部はＦｅと不可避不純物からなる鋼を、Ａｃ１点
〜１２０（７Ｃの温度範囲に加熱後９００℃以下におけ
る累積圧下率を３０％以上とする熱間圧延を行い、圧延
終了後放冷又は加速冷却することを特徴とする耐硫化物
腐食割れ性の優れた非調質鋼の製造方法である。
ｎ １．０〜２．０％、ＡｔＱ、００５〜１１１ ％を
含み残部はＦｅと不可避不純物からなる鋼を、Ａｃ１点
〜１２０（７Ｃの温度範囲に加熱後９００℃以下におけ
る累積圧下率を３０％以上とする熱間圧延を行い、圧延
終了後放冷又は加速冷却することを特徴とする耐硫化物
腐食割れ性の優れた非調質鋼の製造方法である。
又、本発明では、必要に応じて上記の化学成分に、更に
Ｃｍα００７％以下、Ｒ冨Ｍ１１％以下、ＭｇＱ、００
７％以下、Ｚｒα２％以下からなるグループの一種また
は二種以上、あるいはＣｕ １．０噂以下、Ｎｉ １．
０％以下、Ｎｂα１０％以下、７１１５％以下からなる
グループのデ種また祉二種以上、１Ｌ〈は前者のグルー
プの一種または二種以上と１１！者のグループの一種ま
たは二種以上の両方を添加するものである。
Ｃｍα００７％以下、Ｒ冨Ｍ１１％以下、ＭｇＱ、００
７％以下、Ｚｒα２％以下からなるグループの一種また
は二種以上、あるいはＣｕ １．０噂以下、Ｎｉ １．
０％以下、Ｎｂα１０％以下、７１１５％以下からなる
グループのデ種また祉二種以上、１Ｌ〈は前者のグルー
プの一種または二種以上と１１！者のグループの一種ま
たは二種以上の両方を添加するものである。
本発明は、上記成分組成を有する鋼を、２０トン以上の
大型鋼塊あるいは連続鋳造スラブから熱間圧延−放冷又
は熱間圧延−加速冷却によって鋼材を製造する−のであ
って、その際炭素量を００３％以下Ｋｆｌｌ＠すること
によシ母材および溶接部の耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性
の優れた鋼材を得んとするものである。Ｃ量を少なく抑
える理由は、不純物元素や合金元素が濃化している偏析
部の硬度を低下させることにより、耐ＨＩＣ性を向上さ
せるとともに、組織を均質化して微細割れの発生を抑制
し耐ＳＳＣ性を向上さぜることにある０本発明の製造方
法によって得られた鋼の溶接部においては低入熱で高能
率の溶接を行った場合でも最高硬度がすべてＮＡＣＥ
ＭＲ−０１−７５で推奨されているＨＲｃ２２以下に
なり、耐ＳＳＣ性の面で問題のないものである。
大型鋼塊あるいは連続鋳造スラブから熱間圧延−放冷又
は熱間圧延−加速冷却によって鋼材を製造する−のであ
って、その際炭素量を００３％以下Ｋｆｌｌ＠すること
によシ母材および溶接部の耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性
の優れた鋼材を得んとするものである。Ｃ量を少なく抑
える理由は、不純物元素や合金元素が濃化している偏析
部の硬度を低下させることにより、耐ＨＩＣ性を向上さ
せるとともに、組織を均質化して微細割れの発生を抑制
し耐ＳＳＣ性を向上さぜることにある０本発明の製造方
法によって得られた鋼の溶接部においては低入熱で高能
率の溶接を行った場合でも最高硬度がすべてＮＡＣＥ
ＭＲ−０１−７５で推奨されているＨＲｃ２２以下に
なり、耐ＳＳＣ性の面で問題のないものである。
次に、本発明において成分組成を上記の如く限定した理
由を説明する。
由を説明する。
Ｃをα０３％以下に限定したのは、これを超えると偏析
部の一部！ｃＨｖ ３００を超える硬い組織が生成され
ＨＩＣ感受性が高まるためであり、また耐ＳＳＣ性の面
でもα０３％を超えるとパーライト相が現われ、ＳＳＣ
試験で微細割れが発生し易くなるので、これを上限とし
た。
部の一部！ｃＨｖ ３００を超える硬い組織が生成され
ＨＩＣ感受性が高まるためであり、また耐ＳＳＣ性の面
でもα０３％を超えるとパーライト相が現われ、ＳＳＣ
試験で微細割れが発生し易くなるので、これを上限とし
た。
Ｓｉは脱酸上必要な元素であり、しかも強度、靭性に効
果があるが、α１％未満ではこれらの効果か得られない
のでこれを下限とし、［１，５％を超えると靭性が急激
に劣化するのでこれを上限としな。
果があるが、α１％未満ではこれらの効果か得られない
のでこれを下限とし、［１，５％を超えると靭性が急激
に劣化するのでこれを上限としな。
Ｍｎは強度、靭性を確保するために必要な元素であり、
１．０弧未満ではこの効果が期待できないのでこれを下
限とし、２．０弧を超えるとＣ量を前述の０．０３％以
下Ｋ１１ｌｉｉ しても耐ＨＩＣ性が劣化するのでこれ
を上限とした。
１．０弧未満ではこの効果が期待できないのでこれを下
限とし、２．０弧を超えるとＣ量を前述の０．０３％以
下Ｋ１１ｌｉｉ しても耐ＨＩＣ性が劣化するのでこれ
を上限とした。
Ｍは脱酸上必要な元素であることから下限をｏ、 ｏ
ｏ ｓ％とする。しかし過度の添加は鋼の清浄性を損う
ので上限を０．１％とした。
ｏ ｓ％とする。しかし過度の添加は鋼の清浄性を損う
ので上限を０．１％とした。
又、必要に応じて添加するＣａはＭｎＳの形状＊御をし
、ＨＩＣの発生起点を減少させるのに有効であるが、０
００７％を超えるとＣａ８のクラスターを形成し、ＨＩ
Ｃが発生しゃすくなるのでこれを上限とした。
、ＨＩＣの発生起点を減少させるのに有効であるが、０
００７％を超えるとＣａ８のクラスターを形成し、ＨＩ
Ｃが発生しゃすくなるのでこれを上限とした。
ＲＩＭ ＪＩ′１Ｍｎ８の形状制衛作用によ＃ｊＨＩｃ
ｃ）発生起点を減少させるのに有効であるため１１％以
下の範囲で添加することｋした。
ｃ）発生起点を減少させるのに有効であるため１１％以
下の範囲で添加することｋした。
Ｍｇ ＦｉＣａ同様Ｍｎ Ｓ ＯＮＩ状制御によりＨＩ
Ｃの発生起点を減少さ破るのに有効であるからα００７
％以下の範囲で添加することにした。
Ｃの発生起点を減少さ破るのに有効であるからα００７
％以下の範囲で添加することにした。
ＺｒけＣｓｉ同様Ｍｎ８０形状制御によりＨＩＣの発生
起点を減少させるのに有効であるから０．２％以下の範
囲で添加することにした。
起点を減少させるのに有効であるから０．２％以下の範
囲で添加することにした。
更に、必要に応じて添加するＣｒ、Ｃｕは共に耐食性元
素であり、強度の面でも有効であるが、夫々１．０％を
超えると溶接性、靭性の劣化を生じるのでこれを上限と
した。
素であり、強度の面でも有効であるが、夫々１．０％を
超えると溶接性、靭性の劣化を生じるのでこれを上限と
した。
Ｎｉけ強度、靭性に有効な元素であり、しか４Ｃｕ含有
鋼の熱間加工性を改善する元素である。しかし１．０％
を超えて添加すゐと耐ＳＳＣ性が劣化するのでこれを上
限とした。
鋼の熱間加工性を改善する元素である。しかし１．０％
を超えて添加すゐと耐ＳＳＣ性が劣化するのでこれを上
限とした。
Ｎｂ、Ｖは鋼の靭性或いは強度の面で有効な元素である
が、ＮｂではＱ、１０％、■でけα１５％を超えて添加
すると逆に靭性が劣化するので夫々これを上限とした。
が、ＮｂではＱ、１０％、■でけα１５％を超えて添加
すると逆に靭性が劣化するので夫々これを上限とした。
次に、本発明において熱間圧延条件を上記の如く限定し
た理由を説明する。
た理由を説明する。
圧延前工程での一片又は鋼塊の加熱温度ＦｉＡｃｓ点〜
１２００℃の温度範囲とすることが必要であるが、この
加熱温度がＡＣ８点未満であると圧延前の組織が著しく
不均一になり゛、所定の圧延を行つても変態後の組織が
不均一となって高靭性が得られな≠のでこれを下限とし
た。ｔた上限を１２００℃としたのけ、これを超える温
度で加熱するとオーステナイト粒が粗大化し、その後所
定の圧延を施してもヤはり高靭性が得られるからである
。
１２００℃の温度範囲とすることが必要であるが、この
加熱温度がＡＣ８点未満であると圧延前の組織が著しく
不均一になり゛、所定の圧延を行つても変態後の組織が
不均一となって高靭性が得られな≠のでこれを下限とし
た。ｔた上限を１２００℃としたのけ、これを超える温
度で加熱するとオーステナイト粒が粗大化し、その後所
定の圧延を施してもヤはり高靭性が得られるからである
。
さらに熱間圧延において、９００℃以下における累積圧
下率を３０％以上とする圧延を行う必要があるが、この
累積圧下率が３０％未満では変態後の組織の微細化が図
れず高靭性が得られないからである。
下率を３０％以上とする圧延を行う必要があるが、この
累積圧下率が３０％未満では変態後の組織の微細化が図
れず高靭性が得られないからである。
なお、圧延終了温度は特定しないけれどもＡｒｓ点以上
であることが好ましい。しかし、一部人ｒ１点以下で圧
延が行われても良好な強度、靭性、耐ＨＩＣ特性、耐８
ＳＣ特性が維持される。
であることが好ましい。しかし、一部人ｒ１点以下で圧
延が行われても良好な強度、靭性、耐ＨＩＣ特性、耐８
ＳＣ特性が維持される。
又、本発明は上記の諸要件を満足する限り、熱間圧延後
放冷しても、また圧延完了後引続いて水などの冷媒によ
り加速冷却してもよく、厚板圧延機又は連続圧延機（ホ
ットストリップミル）Ｋよる製造の別なく適用すること
が可能である。
放冷しても、また圧延完了後引続いて水などの冷媒によ
り加速冷却してもよく、厚板圧延機又は連続圧延機（ホ
ットストリップミル）Ｋよる製造の別なく適用すること
が可能である。
以下、本発明の実施例に基づいて説明する。
試験に用いたスラブの成分組成、熱間圧延条件および各
供試材によって得られた特性値は、表１と表２に示す通
りであった（なお、表２中９００℃以下の累積圧下率は
本発明材、従来材共６０％以上であった）。
供試材によって得られた特性値は、表１と表２に示す通
りであった（なお、表２中９００℃以下の累積圧下率は
本発明材、従来材共６０％以上であった）。
ＨＩＣ試験は、図１の（イ）（ロ）に示す試験片の採取
要領および寸法形状で試験片を作成しく尚、寸法は次の
通り）、 試験片厚さ：Ｂ＝Ｔ−２’ｗａ（最大２０謔）ｌ 幅
：Ｗ＝２ Ｏ鴎 ｌ 長さ：Ｌ＝１００簡 この試験片を９６時間硫化水素飽和（５％食塩十０．５
％酢＃）水溶液に浸漬した後、各試験片の３断面で割れ
の測定を行う方法を採用した。図１の（ハ）は次式 によって求めるＨＩＣ試験のＣＬ几（４）、Ｃ３Ｒ（資
）の算出方法を示したものである。
要領および寸法形状で試験片を作成しく尚、寸法は次の
通り）、 試験片厚さ：Ｂ＝Ｔ−２’ｗａ（最大２０謔）ｌ 幅
：Ｗ＝２ Ｏ鴎 ｌ 長さ：Ｌ＝１００簡 この試験片を９６時間硫化水素飽和（５％食塩十０．５
％酢＃）水溶液に浸漬した後、各試験片の３断面で割れ
の測定を行う方法を採用した。図１の（ハ）は次式 によって求めるＨＩＣ試験のＣＬ几（４）、Ｃ３Ｒ（資
）の算出方法を示したものである。
図２は非偏析部のＭｎｌに相当すると考えられるレード
ル動量とＨＩＣ試験の結果を示したもので、Ｃをα０４
％〜０．１５％添加した従来鋼では、Ｍｎ量が１．０％
を超えるとＨＩＣ感受性が急に増加するのに対し、Ｃを
α０３％以下に制限した本発明鋼では動量が１．０％以
上の場合でも割れはほとんど発生せず、破壊事故に至る
可能性かあると言われているステップ割れは全く発生し
ないことが示されている（前記Ｃ３Ｂ＝０６％以下）。
ル動量とＨＩＣ試験の結果を示したもので、Ｃをα０４
％〜０．１５％添加した従来鋼では、Ｍｎ量が１．０％
を超えるとＨＩＣ感受性が急に増加するのに対し、Ｃを
α０３％以下に制限した本発明鋼では動量が１．０％以
上の場合でも割れはほとんど発生せず、破壊事故に至る
可能性かあると言われているステップ割れは全く発生し
ないことが示されている（前記Ｃ３Ｂ＝０６％以下）。
図３は鋼板の偏析部の微小部分においてＥＰＭ人で鳩の
最高濃度を測定し、シードルＭｎ量との比（偏析係数）
を調査した結果である。Ｃをα０４襲〜α１５％添加し
た従来鋼ではレードルの動量に無関係に偏析係数は２．
０〜２．５倍と大きい。一方、Ｃを０．０３％以下に制
限した本発明鋼では偏析係数は１．２〜１．５倍と小さ
いことが示され、従来鋼と比較して本発明鋼の場合は動
量が多いにも拘らず偏析がかなり弱いことがわかる。こ
の傾向Ｗ−以外の元素についても同様であり、例えばＰ
Ｏ偏析Ｆｉａｏ〜１０倍（従来鋼）が５，０倍程度（本
発明ｍ）に減少し、またＭＯの偏析は２．０〜２．５倍
（従来鋼）が１．５〜１．６倍（本発明鋼）に減少する
ことが確認された。
最高濃度を測定し、シードルＭｎ量との比（偏析係数）
を調査した結果である。Ｃをα０４襲〜α１５％添加し
た従来鋼ではレードルの動量に無関係に偏析係数は２．
０〜２．５倍と大きい。一方、Ｃを０．０３％以下に制
限した本発明鋼では偏析係数は１．２〜１．５倍と小さ
いことが示され、従来鋼と比較して本発明鋼の場合は動
量が多いにも拘らず偏析がかなり弱いことがわかる。こ
の傾向Ｗ−以外の元素についても同様であり、例えばＰ
Ｏ偏析Ｆｉａｏ〜１０倍（従来鋼）が５，０倍程度（本
発明ｍ）に減少し、またＭＯの偏析は２．０〜２．５倍
（従来鋼）が１．５〜１．６倍（本発明鋼）に減少する
ことが確認された。
図４に偏析部論量と偏析部硬度の関係を示す。
既に硬度がＨＹ（５０１＝３００以上にな、ＬとＨＩＣ
感受性が増加することは明らかにされている〔日本鋼管
技報、８７（１９８０）６１）。従来鋼では偏析部当量
が増加すると偏析部の硬度がＨｖ５００以上に上昇し、
ＨＩＣ４増加するのに対し本発明鋼では偏析部Ｍｎ量が
５．０％以下の範囲では硬度がＨＶ３００以下となり、
ＨＩＣの発生を防止できることが示されている。但し、
ＣＱ、０３≦以下の鋼においても、偏析部Ｍｎ量が３．
０％を趨えると偏析部の一部でＨｖ３００を超えるため
ＨＩＣの発生が増加する。
感受性が増加することは明らかにされている〔日本鋼管
技報、８７（１９８０）６１）。従来鋼では偏析部当量
が増加すると偏析部の硬度がＨｖ５００以上に上昇し、
ＨＩＣ４増加するのに対し本発明鋼では偏析部Ｍｎ量が
５．０％以下の範囲では硬度がＨＶ３００以下となり、
ＨＩＣの発生を防止できることが示されている。但し、
ＣＱ、０３≦以下の鋼においても、偏析部Ｍｎ量が３．
０％を趨えると偏析部の一部でＨｖ３００を超えるため
ＨＩＣの発生が増加する。
図６および図４を合せて考えると、Ｃ量がα０３％以下
の鋼において、当量（非偏析部）の上限〈動電（偏析部
）の上限／偏析係数の最大値＝２．０即ち、非偏析部の
当量に相当するし一ドル量を２．０襲以下にするとＨＩ
Ｃの発生を防止できることがわかり、これらの結果は図
２の結果を裏付けるものである。
の鋼において、当量（非偏析部）の上限〈動電（偏析部
）の上限／偏析係数の最大値＝２．０即ち、非偏析部の
当量に相当するし一ドル量を２．０襲以下にするとＨＩ
Ｃの発生を防止できることがわかり、これらの結果は図
２の結果を裏付けるものである。
又、ＳＳＣ試験は図５の（イ）（ロ）に示す試験片Ｏｍ
！取要領、寸法（Ｉｌｌ−）で試験片を作成し、この試
験片を図５の（ハ）に示す試験装置によって試験測定す
るものである。（ハ）の図のおける符号（１）は試験片
、（２）は試験液槽、（３１（３）は試験片固定チャッ
ク、（４）は荷重伝達アーム、（５）は荷重であり、前
記試験液槽（２）内にはＮＡＣＦｉ液（５％ＮａＣｌ
＋ Ｑ５％ｃＨｓ（ＯＯＨ）４−Ｈ，８飽和）が充たし
である。試験方法は先づ試験片をクランプし、試験液槽
にＮＡＣＢ液を入れ、所定の応力を負荷して試験片が破
断するか、または５００時間経過するまで継続して行な
う方法である。
！取要領、寸法（Ｉｌｌ−）で試験片を作成し、この試
験片を図５の（ハ）に示す試験装置によって試験測定す
るものである。（ハ）の図のおける符号（１）は試験片
、（２）は試験液槽、（３１（３）は試験片固定チャッ
ク、（４）は荷重伝達アーム、（５）は荷重であり、前
記試験液槽（２）内にはＮＡＣＦｉ液（５％ＮａＣｌ
＋ Ｑ５％ｃＨｓ（ＯＯＨ）４−Ｈ，８飽和）が充たし
である。試験方法は先づ試験片をクランプし、試験液槽
にＮＡＣＢ液を入れ、所定の応力を負荷して試験片が破
断するか、または５００時間経過するまで継続して行な
う方法である。
図６は炭素量とＳＳＣ試験結果の関係を示したものであ
り、Ｃ量がα０３％以下の場合はｅｔｈ／、□＝０．８
以下では破断することはな（、ｒｔｈ／、□＝Ｑ、５５
〜α６５の従来の鋼と比較してσｔｂ／／Ｉ□８がα２
０程度向上していることがわかる。これは、本発明鋼の
組織を示した図９のように均質化されＳＳＣ試験で微小
な割れの発生がなくなったためである。
り、Ｃ量がα０３％以下の場合はｅｔｈ／、□＝０．８
以下では破断することはな（、ｒｔｈ／、□＝Ｑ、５５
〜α６５の従来の鋼と比較してσｔｂ／／Ｉ□８がα２
０程度向上していることがわかる。これは、本発明鋼の
組織を示した図９のように均質化されＳＳＣ試験で微小
な割れの発生がなくなったためである。
さらに高能率の溶接施工を必要とされるパイプラインの
現地溶接を想定して図７の（イ）（ロ）ｋ示す開先寸法
〔但し、げ）は板厚（１）が９．５ｍ、１２ｍ、１６鴎
、１９ｍ５の場合であ沙、（ロ）は板厚（１）が２５Ｍ
の場合である〕により次表の溶接条件によって溶接を行
った結果を表２に示す。尚、溶接に用いたワイヤは神戸
製鋼新製Ｍ０８６３Ｂ（１，２φ）シールドガス（Ａｒ
＋２０％ＣＯ，） ２５ Ｌ／ｗｋｃあツタ表２から明
らか表ように、従来鋼で２はＨｖ ２３５〜３５ｏと高
＜、ＮＡＣＲＭＲ−０１−７５がｍ１ｌｔル硬度ノ上１
１ＨＲｃ２２ （Ｈｖ２４８ ’）を大巾に超えるもの
がある。これに対して本発明鋼では、いずれの鋼種にお
いてもＨマ１９５〜２３５の範囲でＨｖ２４８と比較し
てかな腔低く、円周溶接部Ｏ耐ＳＳＣ性に関して何ら間
Ｉ！かないことが明らかになった。なお、耐ＳＳＣ性に
関する硬度の上ｆｉｌ（Ｈｖ２４８）と耐ＨＩＣ性に関
する硬度の上限（Ｈマ３００）の差は、応力状態の違い
によるものである。即ち、前者は実際の使用状態に対応
して高い応力負荷をする場合を想定して限界硬度を求め
ているのに対して、徒者は外力が負荷されない状態での
割れ発生の限界硬度であることによる。
現地溶接を想定して図７の（イ）（ロ）ｋ示す開先寸法
〔但し、げ）は板厚（１）が９．５ｍ、１２ｍ、１６鴎
、１９ｍ５の場合であ沙、（ロ）は板厚（１）が２５Ｍ
の場合である〕により次表の溶接条件によって溶接を行
った結果を表２に示す。尚、溶接に用いたワイヤは神戸
製鋼新製Ｍ０８６３Ｂ（１，２φ）シールドガス（Ａｒ
＋２０％ＣＯ，） ２５ Ｌ／ｗｋｃあツタ表２から明
らか表ように、従来鋼で２はＨｖ ２３５〜３５ｏと高
＜、ＮＡＣＲＭＲ−０１−７５がｍ１ｌｔル硬度ノ上１
１ＨＲｃ２２ （Ｈｖ２４８ ’）を大巾に超えるもの
がある。これに対して本発明鋼では、いずれの鋼種にお
いてもＨマ１９５〜２３５の範囲でＨｖ２４８と比較し
てかな腔低く、円周溶接部Ｏ耐ＳＳＣ性に関して何ら間
Ｉ！かないことが明らかになった。なお、耐ＳＳＣ性に
関する硬度の上ｆｉｌ（Ｈｖ２４８）と耐ＨＩＣ性に関
する硬度の上限（Ｈマ３００）の差は、応力状態の違い
によるものである。即ち、前者は実際の使用状態に対応
して高い応力負荷をする場合を想定して限界硬度を求め
ているのに対して、徒者は外力が負荷されない状態での
割れ発生の限界硬度であることによる。
次に、一般的な材料特性として低温靭性について説明す
る。
る。
表３は、表１に示した鋼種Ｊのスラブを用いて！４なる
条件で熱間圧延した場合の緒特性を示した（尚Ｊ−２は
表２と同一のもの）ものである。この表から明らかなよ
うに耐ＨＩＣ特性、耐Ｓ８Ｃ特性の面では５＠（Ｊ−’
ｌ 、 Ｊ−５、Ｊ−６）間に差は認められないが、９
００°Ｃ以下の累積臣下率が３０≦に満たないＪ−６は
充分な低温靭性が得られていない。表４は、表１に示し
た＠にのスラブを熱間圧延して得た鋼板に−１（表２参
照）と、熱間圧延後ＱＴ熱処理を施した鋼板に−３の緒
特性を示したものである。この表から明らかなように鋼
板に−３も褒３に示したＪ−６同様充分な低温靭性が得
られない。これらと比較すると表２に示す鋼種Ｊ−Ｌの
低温靭性が非常に優れていることがわかる。
条件で熱間圧延した場合の緒特性を示した（尚Ｊ−２は
表２と同一のもの）ものである。この表から明らかなよ
うに耐ＨＩＣ特性、耐Ｓ８Ｃ特性の面では５＠（Ｊ−’
ｌ 、 Ｊ−５、Ｊ−６）間に差は認められないが、９
００°Ｃ以下の累積臣下率が３０≦に満たないＪ−６は
充分な低温靭性が得られていない。表４は、表１に示し
た＠にのスラブを熱間圧延して得た鋼板に−１（表２参
照）と、熱間圧延後ＱＴ熱処理を施した鋼板に−３の緒
特性を示したものである。この表から明らかなように鋼
板に−３も褒３に示したＪ−６同様充分な低温靭性が得
られない。これらと比較すると表２に示す鋼種Ｊ−Ｌの
低温靭性が非常に優れていることがわかる。
さらに、切欠靭性について説明する。
表２に示す従来鋼は、いずれもフェライト・パーライト
組織であり、延性破壊の際脆いパーライト部分が破壊の
起点となるため、Ｃ量がα０３％以下でパーライトが存
在しない本発明鋼と比較するとｖＥｏが極めて低い。
組織であり、延性破壊の際脆いパーライト部分が破壊の
起点となるため、Ｃ量がα０３％以下でパーライトが存
在しない本発明鋼と比較するとｖＥｏが極めて低い。
以上の本発明の実施例から明らかなように、本発明の方
法により製造した鋼は、耐ＨＩＣ特性、耐ＳＳＣ特性、
低温靭性および切欠延性のすべてにおいて優れな特性を
有している。
法により製造した鋼は、耐ＨＩＣ特性、耐ＳＳＣ特性、
低温靭性および切欠延性のすべてにおいて優れな特性を
有している。
図１ピ）（ロ）（ハ）はＨＩＣ試験片の採取要領および
寸法、形状を示す説＠図、図２はレードル協量とＨＩＣ
の関係を示すグラフ図、図３はＭｓ＆の偏析傾向を示す
グラフ図、図４は偏析部の１量とミクロ硬度の関係を示
すグラフ図、図５（イ）（ロ）（ハ）はＳＳＣ試験片お
よび試験装置を示す説明図、図６はＣ量とＳＳＣ試験結
果の関係を示すグラフ図、図７ピ）（ロ）は溶接時の開
先の寸法、形状を示す説明図、ｖ！Ｊ８はフェライト・
パーライト鋼のＳＳＣを示す組織検微鏡写真であって、
（ａ）は（ｘ５０）、伽）は（１）に口で囲った部分（
Ｘ２００）、である。図９は本発明の方法による渭の組
織検微鏡写真（Ｘ２００）である。 代理人 弁理士 佐 藤 正 年 回 阿 木村三朗 同 同 佐々木 宗 治 第１崗 第２図 Ｍｎ（ｉドル）ｗｔ％ 第３図 Ｍｎ（ｉ）’ル）−１％ 第４図 Ｍｎ ｉ＠＠５ｐ ） ｗ？％ 第５図 （杓 （
〕１、ＪＣ！ （トードル茅 （ｗｔ％） 勇′ 手続補正書（自発） ”長官殿 昭和５７年２月１５日の表示 昭和５７年特許願 第２８４５号 の名称 耐硫化物腐食割れ性の優れた非調質鋼の製造方法士する
者 事件との関係 ％ＦＦ出願人 １ 祢 （４１２）日本鋼管株式会社 −人 つ対象 （１） 明細書（以下同じ）第４］ｊ１８行に「シャ
ルピー」とあるのを「シャルピー」と訂正する。 （２）２８頁７行の「あるいけ」の次にｒ Ｃｒ １．
０１１以下」を加入する。 （３）第１２頁５行Ｋ「得られるからである。」とある
を「得られないからである。」と訂正する。 （４） 牙１４頁１０に「α６％」とあるをｒｏｌＪ
と訂正する。 （５） 牙１６頁８行にｒ （３） （３） Ｊとあ
るをｒ （３） Ｊと訂正する。 （６） 同頁１０行のｒ ＮＡＣＥ Ｊの次に「水溶
」を加入する。 （７） １ｉｉＸｅＩ行Ｋ ｒ ＣＨｓ （ＯＯＨ）
ＪとあるをｒＣＨｓＣＯＯＨＪと訂正する。 （８） 第１９Ｊｊ７行に「切欠靭性」とあるを「切
欠延性」と訂正する。 （９） 牙２０頁の表１中ＫｒＧｙａｄｅＪとある會
ｒＧｒａｄｅＪと訂正する。 （６） 牙２１頁表２中の記号ｒＤ−ＩＪｑ項の「ＣＬ
ＲＪ、ｒｃｓＲＪの数値がｒ５．ＯＪ、ｒｏ、２Ｊとな
っているのを夫々「０」、「０」と訂正する。 αや 同頁同表中の記号ｒＥ−ＩＪの項のｒ ＣＳ Ｒ
Ｊの数値がｒｏ、２」となっているのをｒ ＯＪ （！
：訂正する。 （ロ） 同頁同表中の記号ｒＦ−ＩＪの項のｒＣＬＪ、
ｒＣ８ＲＪの数値が「＆０」、ｒＯ，３」となっている
のを夫々「０」、「０」と訂正する。 （至） 同頁同表中の記号ｒＪ−２Ｊの項のｒＴｓＪの
数値がｒ４７１Ｊとなっているのをｒ ４９． Ｉ Ｊ
と訂正する。 α◆ 第４図及び第５図（嗜を夫々補正第４図、補正牙
５図（ロ）に訂正する。 ａ 添付書類の目録 （１）補正図面 １通
寸法、形状を示す説＠図、図２はレードル協量とＨＩＣ
の関係を示すグラフ図、図３はＭｓ＆の偏析傾向を示す
グラフ図、図４は偏析部の１量とミクロ硬度の関係を示
すグラフ図、図５（イ）（ロ）（ハ）はＳＳＣ試験片お
よび試験装置を示す説明図、図６はＣ量とＳＳＣ試験結
果の関係を示すグラフ図、図７ピ）（ロ）は溶接時の開
先の寸法、形状を示す説明図、ｖ！Ｊ８はフェライト・
パーライト鋼のＳＳＣを示す組織検微鏡写真であって、
（ａ）は（ｘ５０）、伽）は（１）に口で囲った部分（
Ｘ２００）、である。図９は本発明の方法による渭の組
織検微鏡写真（Ｘ２００）である。 代理人 弁理士 佐 藤 正 年 回 阿 木村三朗 同 同 佐々木 宗 治 第１崗 第２図 Ｍｎ（ｉドル）ｗｔ％ 第３図 Ｍｎ（ｉ）’ル）−１％ 第４図 Ｍｎ ｉ＠＠５ｐ ） ｗ？％ 第５図 （杓 （
〕１、ＪＣ！ （トードル茅 （ｗｔ％） 勇′ 手続補正書（自発） ”長官殿 昭和５７年２月１５日の表示 昭和５７年特許願 第２８４５号 の名称 耐硫化物腐食割れ性の優れた非調質鋼の製造方法士する
者 事件との関係 ％ＦＦ出願人 １ 祢 （４１２）日本鋼管株式会社 −人 つ対象 （１） 明細書（以下同じ）第４］ｊ１８行に「シャ
ルピー」とあるのを「シャルピー」と訂正する。 （２）２８頁７行の「あるいけ」の次にｒ Ｃｒ １．
０１１以下」を加入する。 （３）第１２頁５行Ｋ「得られるからである。」とある
を「得られないからである。」と訂正する。 （４） 牙１４頁１０に「α６％」とあるをｒｏｌＪ
と訂正する。 （５） 牙１６頁８行にｒ （３） （３） Ｊとあ
るをｒ （３） Ｊと訂正する。 （６） 同頁１０行のｒ ＮＡＣＥ Ｊの次に「水溶
」を加入する。 （７） １ｉｉＸｅＩ行Ｋ ｒ ＣＨｓ （ＯＯＨ）
ＪとあるをｒＣＨｓＣＯＯＨＪと訂正する。 （８） 第１９Ｊｊ７行に「切欠靭性」とあるを「切
欠延性」と訂正する。 （９） 牙２０頁の表１中ＫｒＧｙａｄｅＪとある會
ｒＧｒａｄｅＪと訂正する。 （６） 牙２１頁表２中の記号ｒＤ−ＩＪｑ項の「ＣＬ
ＲＪ、ｒｃｓＲＪの数値がｒ５．ＯＪ、ｒｏ、２Ｊとな
っているのを夫々「０」、「０」と訂正する。 αや 同頁同表中の記号ｒＥ−ＩＪの項のｒ ＣＳ Ｒ
Ｊの数値がｒｏ、２」となっているのをｒ ＯＪ （！
：訂正する。 （ロ） 同頁同表中の記号ｒＦ−ＩＪの項のｒＣＬＪ、
ｒＣ８ＲＪの数値が「＆０」、ｒＯ，３」となっている
のを夫々「０」、「０」と訂正する。 （至） 同頁同表中の記号ｒＪ−２Ｊの項のｒＴｓＪの
数値がｒ４７１Ｊとなっているのをｒ ４９． Ｉ Ｊ
と訂正する。 α◆ 第４図及び第５図（嗜を夫々補正第４図、補正牙
５図（ロ）に訂正する。 ａ 添付書類の目録 （１）補正図面 １通
Claims (3)
- （１） Ｃ０，０３％以下、８ｉ１１〜０．５％、Ｍ
ｎ１．０〜２．０ ％、ＡｊａＯ０５〜０． ｊ％を含
み残部＃ｉＦｅと不可避不純物からなる鋼を、Ａｃ３点
〜１２００℃の温度範囲に加熱後９００°Ｃ以下におけ
る累積圧下率を３０％以上とする熱間圧延を行い、圧延
終了後放冷又は加速冷却することを特徴とする耐硫化物
腐食割れ性の優れた非調質鋼の製造方法。 - （２）ＣＤ、０３％以下、５ｉＯ１１〜Ｑ、５％、Ｍｎ
１．０〜２．０％１．ｕＱ、００５〜０．１％、および
Ｃａ０．００７％以下、Ｒａｍ Ｏ，１％以下Ｎ Ｍｇ
α００７％以下、Ｚｒ０６２％以下の一種または二種以
上を含み残部けＦｅと不可避不純物からなる鋼を、Ａｃ
、点〜１２００℃の温度範囲に加熱後９００°Ｃ以下に
おける累積圧下率を６０％以上とする熱間圧延を行い、
圧延終了後放冷又は加速冷却することを特徴とする耐硫
化物腐食割れ性の優れた非調質鋼の製造方法。 - （３）Ｃα０３％以下、ＳｉＱ、１〜Ｃ１，５％、Ｍｎ
１． Ｏ〜２．０％、Ｍα００５〜（１１％、および
Ｃｒ １． Ｏ％以下、 Ｃｕ １．０％以下、Ｎｉ１
．０％以下、Ｎｂα１０％以下、Ｖα１５％以下の一種
または二種以上を含み残部けＦｅと不可避不純物からな
る鋼を、Ａｃｓ点〜１２００℃の温度範囲に加熱後９０
０℃以下における累積圧下率を３０％以上とする熱間圧
延を行い、圧延終了後放冷又は加速冷却することを特徴
とする耐硫化物腐食割れ性の優れた非調質鋼の製造方法
。 （４１Ｃ０，０３弾以下、８４ Ｑ、 １〜α５％、Ｍ
ｎ １．０〜２．０％、Ｍα００５〜１１％、およびＣ
ａα００７襲以下、ＲＩＭα１％以下、Ｍｇα００７％
以下、ｚｒα２％以下の一種または二種以上と、さらに
Ｃｒ １．０％以下、Ｃｕ１．０％以下、Ｎｉ１，０％
以下、Ｎｂα１０％以下、■ｃＬ１５％以下の一種また
は二種以上を含み残部けＦｅと不可避不純物からなる鋼
を、Ａｃ ３点〜１２００℃の温度範囲に加熱後９００
℃以下における累積圧下率を３０％以上とする熱間圧延
な行い、圧延終了後放冷又は加速冷却することを特徴と
する耐硫化物腐食割れ性の優れた非調質鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP284582A JPS58120726A (ja) | 1982-01-13 | 1982-01-13 | 耐硫化物腐食割れ性の優れた非調質鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP284582A JPS58120726A (ja) | 1982-01-13 | 1982-01-13 | 耐硫化物腐食割れ性の優れた非調質鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58120726A true JPS58120726A (ja) | 1983-07-18 |
| JPH0319285B2 JPH0319285B2 (ja) | 1991-03-14 |
Family
ID=11540735
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP284582A Granted JPS58120726A (ja) | 1982-01-13 | 1982-01-13 | 耐硫化物腐食割れ性の優れた非調質鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58120726A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58199813A (ja) * | 1982-05-17 | 1983-11-21 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐ｈｉｃ性に優れた高張力鋼板の製造法 |
| JPS6070122A (ja) * | 1983-09-26 | 1985-04-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼の製造方法 |
| JPS61124555A (ja) * | 1984-11-20 | 1986-06-12 | Nippon Steel Corp | 耐サワ−性の優れた鋼 |
| JPS63250417A (ja) * | 1987-04-08 | 1988-10-18 | Nippon Steel Corp | 耐硫化物応力腐食割れ性の優れた低降伏比鋼材の製造法 |
| CN110923570A (zh) * | 2019-11-20 | 2020-03-27 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种抗应力导向氢致开裂压力容器用钢板及其制造方法 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS54102223A (en) * | 1978-01-30 | 1979-08-11 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Manufacture of ultra low carbon, fine grain, high tensile steel with superior hydrogen induced cracking resistance |
| JPS54118325A (en) * | 1978-03-08 | 1979-09-13 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Production of hydrogen crack resistant nonrefined steel plate |
| JPS57120615A (en) * | 1981-01-16 | 1982-07-27 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Production of high toughness steel material of superior sulfide corrosion 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 |
-
1982
- 1982-01-13 JP JP284582A patent/JPS58120726A/ja active Granted
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS54102223A (en) * | 1978-01-30 | 1979-08-11 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Manufacture of ultra low carbon, fine grain, high tensile steel with superior hydrogen induced cracking resistance |
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| 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 |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58199813A (ja) * | 1982-05-17 | 1983-11-21 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐ｈｉｃ性に優れた高張力鋼板の製造法 |
| JPH0569884B2 (ja) * | 1982-05-17 | 1993-10-04 | Sumitomo Metal Ind | |
| JPS6070122A (ja) * | 1983-09-26 | 1985-04-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼の製造方法 |
| JPH0121849B2 (ja) * | 1983-09-26 | 1989-04-24 | Sumitomo Metal Ind | |
| JPS61124555A (ja) * | 1984-11-20 | 1986-06-12 | Nippon Steel Corp | 耐サワ−性の優れた鋼 |
| JPH0588298B2 (ja) * | 1984-11-20 | 1993-12-21 | Nippon Steel Corp | |
| JPS63250417A (ja) * | 1987-04-08 | 1988-10-18 | Nippon Steel Corp | 耐硫化物応力腐食割れ性の優れた低降伏比鋼材の製造法 |
| CN110923570A (zh) * | 2019-11-20 | 2020-03-27 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种抗应力导向氢致开裂压力容器用钢板及其制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0319285B2 (ja) | 1991-03-14 |
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