JPS6033310A - 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 - Google Patents
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Info
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- JPS6033310A JPS6033310A JP13872483A JP13872483A JPS6033310A JP S6033310 A JPS6033310 A JP S6033310A JP 13872483 A JP13872483 A JP 13872483A JP 13872483 A JP13872483 A JP 13872483A JP S6033310 A JPS6033310 A JP S6033310A
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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
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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- Organic Chemistry (AREA)
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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〕
本発明は鋼の成分に特別な条件を設けるとともに加熱圧
延条件及び圧延直後の冷却条件を制御することにより、
湿潤な硫化水素環境（以後サワー環境と言う）、とぐに
高濃度の硫イし水素あるいはさらに二酸化炭素を含む湿
潤環境下において耐水素誘起割れ性及び爾（Ｉ！化物応
力腐食割れ性の優れた鋼板の製造方法に関するものであ
る。
延条件及び圧延直後の冷却条件を制御することにより、
湿潤な硫化水素環境（以後サワー環境と言う）、とぐに
高濃度の硫イし水素あるいはさらに二酸化炭素を含む湿
潤環境下において耐水素誘起割れ性及び爾（Ｉ！化物応
力腐食割れ性の優れた鋼板の製造方法に関するものであ
る。
〔従来技術〕
近年、パイプラインの敷設が大規模的に行なわれている
が、このようなパイプラインにおいて腐食による材料の
劣化が問題となっている。特に石油や天然ガスのパイプ
ライン輸送において原油や天然ガスに硫化水素（以後Ｈ
２Ｓと言う）や二酸化炭素（以後ＣＯ２と言う）を含む
場合が多く、これらのＨ２Ｓ 、 Ｃｏ２Ｕ水と共存し
腐食作用により発生した原子状の水素が鋼中に侵入して
起る破壊が問題と寿っている。
が、このようなパイプラインにおいて腐食による材料の
劣化が問題となっている。特に石油や天然ガスのパイプ
ライン輸送において原油や天然ガスに硫化水素（以後Ｈ
２Ｓと言う）や二酸化炭素（以後ＣＯ２と言う）を含む
場合が多く、これらのＨ２Ｓ 、 Ｃｏ２Ｕ水と共存し
腐食作用により発生した原子状の水素が鋼中に侵入して
起る破壊が問題と寿っている。
この腐食作用により発生した原子状の水素が鋼中に侵入
して起る破壊には、板面に平行な割れである水素誘起割
れ（以後ＨＩ Ｃ）と板面に垂直な割れである硫化物応
力腐食割れ（以後５ＳＣ）とがある。
して起る破壊には、板面に平行な割れである水素誘起割
れ（以後ＨＩ Ｃ）と板面に垂直な割れである硫化物応
力腐食割れ（以後５ＳＣ）とがある。
ＨＩ Ｃの発生機構は、サワー環境下で起こる銅相表面
の鉄の腐食によって生じた原子状の水素が鋼中に侵入し
、鋼片中のＭｎｓや酸化物系のクラスターのような層状
の広がりをもつ介在物の甘わりに乗積して起るものであ
る。しかもかかる層状の介在物は、−Ｌばしは偏析帯の
中に存在するために、介在物を起点に発生したＩ−Ｉ
Ｉ Ｃが偏析帯によって助長はれることが知られている
。
の鉄の腐食によって生じた原子状の水素が鋼中に侵入し
、鋼片中のＭｎｓや酸化物系のクラスターのような層状
の広がりをもつ介在物の甘わりに乗積して起るものであ
る。しかもかかる層状の介在物は、−Ｌばしは偏析帯の
中に存在するために、介在物を起点に発生したＩ−Ｉ
Ｉ Ｃが偏析帯によって助長はれることが知られている
。
一方、ＳＳＣけ特に高強度側で起る現象であり、更に、
ラインパイプ等の製造、敷設に際しては溶接施工が必須
となるから、これらの用途に供これる９岡の溶接部の硬
度は旨くなり、パイプラインの操業化及び残留応力と鋼
中の原子状の水素によりＳＳＣが発生することが知られ
ている。
ラインパイプ等の製造、敷設に際しては溶接施工が必須
となるから、これらの用途に供これる９岡の溶接部の硬
度は旨くなり、パイプラインの操業化及び残留応力と鋼
中の原子状の水素によりＳＳＣが発生することが知られ
ている。
しかして従来これらのＨＩＣ，ＳＳＣの防止には以下の
様な手段が用いられている。
様な手段が用いられている。
１−１ Ｉ Ｃについては、（１）Ｎｉ 、 Ｃｕ 、
Ｃｒ等のように鋼の腐食を抑制するか、あるいは表面
に安定皮膜を形成する元素を添加して腐食にともなう侵
入水素を低減でせる方法、（２１Ｃａ 、 ｌ’ＬＥＭ
等を添加しＭｎＳを球状化きせる方法、（３１Ｍｎ 、
Ｐ等の含有量を低減し、あるいは圧延生成品を均熱拡
散処理することによって偏析帯の偏析度を低下さぜる方
法、（４）圧延後、再加熱を行ない焼入れ焼戻し、又は
焼ならしを施することによって主として偏析部のミクロ
組織を改善することによってｉ（Ｉ Ｃ感受性を低くす
る方法、などが試みられてきた。
Ｃｒ等のように鋼の腐食を抑制するか、あるいは表面
に安定皮膜を形成する元素を添加して腐食にともなう侵
入水素を低減でせる方法、（２１Ｃａ 、 ｌ’ＬＥＭ
等を添加しＭｎＳを球状化きせる方法、（３１Ｍｎ 、
Ｐ等の含有量を低減し、あるいは圧延生成品を均熱拡
散処理することによって偏析帯の偏析度を低下さぜる方
法、（４）圧延後、再加熱を行ない焼入れ焼戻し、又は
焼ならしを施することによって主として偏析部のミクロ
組織を改善することによってｉ（Ｉ Ｃ感受性を低くす
る方法、などが試みられてきた。
一方、ＳＳＣの防止手段としては、（ｉ）鋼板の表面硬
度を式げる、（１１）施工時の溶接条件を制限する、等
の対策が行なわれてきた。
度を式げる、（１１）施工時の溶接条件を制限する、等
の対策が行なわれてきた。
しかしながら腐食環境条件がこれ才でのところで最も厳
しいとされているｐＨ” ３．０のＨ２Ｓ人工海水飽和
溶液ではＨＩＣ及びＳＳＣを完全に防止することが出来
なかった。それは以下の様な問題点を有していたからで
ある。
しいとされているｐＨ” ３．０のＨ２Ｓ人工海水飽和
溶液ではＨＩＣ及びＳＳＣを完全に防止することが出来
なかった。それは以下の様な問題点を有していたからで
ある。
ＨＩＣについての問題点に以下のとおりである。
前記（＋１の方法により鋼にＣｕ添加ないしけＮ１゜Ｃ
ｒ添加をすることによって鋼の腐食を抑制し、それによ
って鋼中への水素侵入を抑制しようとする場合Ｋｕ、ｐ
Ｈの下限制約が存在し、例えばＣｕけｌ）Ｈ５以」７あ
れは安定な腐食生成物を生成す鬼、低１）ＩＩになると
Ｃｕの腐食生成物は溶解し、水素侵入を抑制することが
出来ない。甘だ通常パイプラインではパイプ内の堆積物
を除去するために定期的にピグ（Ｐｉｇ）と称する内部
清掃用の器具を導通ζせる。このＰｉｇの擦過によって
生じる傷のだ１うに局部的な腐食は避は得ない。
ｒ添加をすることによって鋼の腐食を抑制し、それによ
って鋼中への水素侵入を抑制しようとする場合Ｋｕ、ｐ
Ｈの下限制約が存在し、例えばＣｕけｌ）Ｈ５以」７あ
れは安定な腐食生成物を生成す鬼、低１）ＩＩになると
Ｃｕの腐食生成物は溶解し、水素侵入を抑制することが
出来ない。甘だ通常パイプラインではパイプ内の堆積物
を除去するために定期的にピグ（Ｐｉｇ）と称する内部
清掃用の器具を導通ζせる。このＰｉｇの擦過によって
生じる傷のだ１うに局部的な腐食は避は得ない。
前記（２）の方法ではＨＩ Ｃの発生点であるＭｎＳを
球状化するためにＣａ 、几ＥＭ等の添加を行なってい
るが、鋼片の中心部は不純物が多く集積するため完全に
ＭｎＳｉ球状化することにむすかしい。捷た、中心部を
完全に球状化しようとすれば多量のＣａ 。
球状化するためにＣａ 、几ＥＭ等の添加を行なってい
るが、鋼片の中心部は不純物が多く集積するため完全に
ＭｎＳｉ球状化することにむすかしい。捷た、中心部を
完全に球状化しようとすれば多量のＣａ 。
ＲＥＭの添加が必要となり中心部以外ではクラスター状
の酸化物系介在物が増加しＩＨＣの原因となる。
の酸化物系介在物が増加しＩＨＣの原因となる。
し１くがってＩ−Ｉ Ｉ Ｃの発生点であるＭｎＳを完
全に球状化することはむずかしい。
全に球状化することはむずかしい。
（３）の方法に関して言えばＰ、Ｍｎ等の偏析を助長し
やすい元素をできるかぎり低めてＨＩＣの伝播を防止し
ようとするものであるが、この方法は次の２点で１（Ｉ
Ｃを完璧に抑制しようとすると不十分である。す々わち
第１に伝播経路を取り除′いても発生点を除去し々いこ
とにばＩＨＣけなく°ならない。
やすい元素をできるかぎり低めてＨＩＣの伝播を防止し
ようとするものであるが、この方法は次の２点で１（Ｉ
Ｃを完璧に抑制しようとすると不十分である。す々わち
第１に伝播経路を取り除′いても発生点を除去し々いこ
とにばＩＨＣけなく°ならない。
第２に今日の工業技術からみて犬叶生産には適用できな
いよう々制限範囲、たとえは鋼中のＰを０００２％以下
と極端に下げる条件を設けなければならず実用上採用で
きないなどが指摘できよう。
いよう々制限範囲、たとえは鋼中のＰを０００２％以下
と極端に下げる条件を設けなければならず実用上採用で
きないなどが指摘できよう。
前記（４）の方法、すなわち圧延後、再加熱を行ない、
焼入れ焼戻し、又は焼ならしを施こす方法は（３）の方
法と基本的には考え方を−にするものであるが（３）の
方法が大量製造工程には採用できないのにくらべて現実
的には有用な手段である。しかしながら、（３）の方法
と同様Ｈ，Ｉ Ｃの発生点を除去しないかぎりは完全な
Ｉ（Ｉ Ｃフリー鋼とはならない。ただしＱＴ処理材は
同−介在物形態制ｉ卸の圧延ま１利と比較してＩ−ＨＣ
感受性が改善される。
焼入れ焼戻し、又は焼ならしを施こす方法は（３）の方
法と基本的には考え方を−にするものであるが（３）の
方法が大量製造工程には採用できないのにくらべて現実
的には有用な手段である。しかしながら、（３）の方法
と同様Ｈ，Ｉ Ｃの発生点を除去しないかぎりは完全な
Ｉ（Ｉ Ｃフリー鋼とはならない。ただしＱＴ処理材は
同−介在物形態制ｉ卸の圧延ま１利と比較してＩ−ＨＣ
感受性が改善される。
一方５ＳＣＯ問題としては、次のとおりである。
（１） ｌ−１１Ｃの（４）で述べたＱＴ処理はＨＩＣ
の割れ感受性を改善させるが、加熱後直接水冷するため
焼戻処理を行なっても表面硬度が板厚中心部と比較して
非常に高い。しだがってサワー環境下でばＨＩＣに有利
であるが、ＳＳＣが発生しやすく、問題となる。
の割れ感受性を改善させるが、加熱後直接水冷するため
焼戻処理を行なっても表面硬度が板厚中心部と比較して
非常に高い。しだがってサワー環境下でばＨＩＣに有利
であるが、ＳＳＣが発生しやすく、問題となる。
前記した０１）の力包丁時の溶Ｉ妾条件の制限は、溶接
入熱が低いと熱影響部（ＨＡ、Ｚ ）に焼きが入り硬化
組織が生成され硬度を高めＳＳＣを発生するため、その
対策として、例えば溶接入熱を上げ硬度を低下させるも
のであるがＩ−ＩＡＺ部の靭性を劣下さ亡る等の問題が
ある。
入熱が低いと熱影響部（ＨＡ、Ｚ ）に焼きが入り硬化
組織が生成され硬度を高めＳＳＣを発生するため、その
対策として、例えば溶接入熱を上げ硬度を低下させるも
のであるがＩ−ＩＡＺ部の靭性を劣下さ亡る等の問題が
ある。
以−ヒの事から高濃度の硫化水素あるいは二酸化炭素を
含む湿潤環境下においてＩ−Ｉ Ｉ Ｃ及びＳＳＣを完
全に防止することは出来なかった。
含む湿潤環境下においてＩ−Ｉ Ｉ Ｃ及びＳＳＣを完
全に防止することは出来なかった。
本発明者らは上記の欠点を解決すべく成分系、加熱、圧
延、冷却プロセスについて鋭意研究の結果、鋼板の強度
、靭性は勿論であるが、耐ＨＩＣ。
延、冷却プロセスについて鋭意研究の結果、鋼板の強度
、靭性は勿論であるが、耐ＨＩＣ。
耐ＳＳＣ特性の優れた全く新しい鋼板の製造法を発明す
るに至った。
るに至った。
以下この点について詳しく説明する。
本発明の特徴は、Ｓ含有−量を極端に下げるとともにＣ
ａ添加によｊ２Ｍｎｓの形態制御処理を実施し、Ｍｏ
、 Ｔｉ添加した鋼片を加熱し、オーステナイト粒の再
結晶１威の圧延に加えて、９００ ’Ｃ以下の未再結晶
域で十分な圧下（６０％以上）を加え、ノ〜ｒ３変態点
以上で圧延を終了した後、直ちに比較的速い冷却速度（
１０−４０°Ｃ／ ５ｅｃ）で冷却し５５０°Ｃ未満の
任意の温度で水冷停止し、その後放冷することにある。
ａ添加によｊ２Ｍｎｓの形態制御処理を実施し、Ｍｏ
、 Ｔｉ添加した鋼片を加熱し、オーステナイト粒の再
結晶１威の圧延に加えて、９００ ’Ｃ以下の未再結晶
域で十分な圧下（６０％以上）を加え、ノ〜ｒ３変態点
以上で圧延を終了した後、直ちに比較的速い冷却速度（
１０−４０°Ｃ／ ５ｅｃ）で冷却し５５０°Ｃ未満の
任意の温度で水冷停止し、その後放冷することにある。
この方法に従えば冷却後の組織は微細なヘイナイトある
いは微細なフェライト−ベイナイトの混合組織となり板
厚方向の硬度は一定となり、また中心偏析部のミクロ組
織も改善され、強度、靭性は優れ、耐■ＩＴＣ耐ＳＳＣ
性も非常に改善される。又、耐ラメラ−テア性、耐溶接
熱影響割れ性の改善も犬である。
いは微細なフェライト−ベイナイトの混合組織となり板
厚方向の硬度は一定となり、また中心偏析部のミクロ組
織も改善され、強度、靭性は優れ、耐■ＩＴＣ耐ＳＳＣ
性も非常に改善される。又、耐ラメラ−テア性、耐溶接
熱影響割れ性の改善も犬である。
このため本発明鋼はあらゆる用途（化学プラント・１・
幾滞、圧力容器、造船、ラインパイプ等）に適用可能で
ある。
幾滞、圧力容器、造船、ラインパイプ等）に適用可能で
ある。
以Ｆ本発明における加熱、圧延、冷却条件の限定理由に
ついて詳細に説明する。
ついて詳細に説明する。
まず、加熱１′晶度を１０００〜１２００°Ｃに限定し
た理由は、加熱時のオーステナイト粒を小さく保ち、圧
延組織の細粒化をはかるだめである。１２００°Ｇは加
熱時のオーステナイ）・粒が粗大化しない一ヒ限温度で
あって、加熱温度がこれを超えるとオーステナイト粒が
粗大化し、冷却１麦のフェライト、ヘイリーイト組織も
粗大化するため鋼の靭性が劣化する。
た理由は、加熱時のオーステナイト粒を小さく保ち、圧
延組織の細粒化をはかるだめである。１２００°Ｇは加
熱時のオーステナイ）・粒が粗大化しない一ヒ限温度で
あって、加熱温度がこれを超えるとオーステナイト粒が
粗大化し、冷却１麦のフェライト、ヘイリーイト組織も
粗大化するため鋼の靭性が劣化する。
一方、加熱温度が余りに低すぎると、添加合金元素が十
分に溶体化されず、１ｊ１ｉ１１の内質が劣化すると共
に、圧延終段の温度が下がり過ぎるため、制御冷却によ
る十分な材質向上効果が期待できない。
分に溶体化されず、１ｊ１ｉ１１の内質が劣化すると共
に、圧延終段の温度が下がり過ぎるため、制御冷却によ
る十分な材質向上効果が期待できない。
このメζめ下限を１０００℃とする必要がある。
しかしなから、加熱温度を上記のように制限しても圧延
条件が不適当であると良好な材質を得ることができない
だめ、９００°Ｃ以下の未再結晶温度域での圧Ｆ量が６
０％以−Ｊ二必要である。これは低温加熱に未再結晶温
度域での十分な圧延を加えることによって細粒オーステ
ナイトの延伸化を１敵底し、冷却後に生成する変態組織
を細粒均一化するためであり圧下量が６０％未満である
とその効果（徒手さい。
条件が不適当であると良好な材質を得ることができない
だめ、９００°Ｃ以下の未再結晶温度域での圧Ｆ量が６
０％以−Ｊ二必要である。これは低温加熱に未再結晶温
度域での十分な圧延を加えることによって細粒オーステ
ナイトの延伸化を１敵底し、冷却後に生成する変態組織
を細粒均一化するためであり圧下量が６０％未満である
とその効果（徒手さい。
このように細粒オーステナイトを」分延沖化することに
より、圧延冷却後生成するフェライト−ベイナイト組織
を十分細粒化しないと、靭性が犬［ＩＪに劣化するばか
りでなく、板厚方向の硬度差が大きくなり、（ｌｌＩｔ
ＳＳＣ性も劣化する。
より、圧延冷却後生成するフェライト−ベイナイト組織
を十分細粒化しないと、靭性が犬［ＩＪに劣化するばか
りでなく、板厚方向の硬度差が大きくなり、（ｌｌＩｔ
ＳＳＣ性も劣化する。
圧延仕」二げ温度は特殊な組織を発達させないと共に、
Ｉ−（ｉ Ｃに影響を鳥えるＭｎＳの伸長化を防止し、
又次工程の水冷効果を発揮させるため、Ａｒ３変態点以
−１−とする。
Ｉ−（ｉ Ｃに影響を鳥えるＭｎＳの伸長化を防止し、
又次工程の水冷効果を発揮させるため、Ａｒ３変態点以
−１−とする。
次に順延後の冷却であるが、これは良好な強度、靭性及
び耐■ＪＴＣ２ｌＩｉＩｔＳＳＣ性を得るだめに板厚方
向に均一なフェライト−ヘイナイト ように行なわなければならない。
び耐■ＪＴＣ２ｌＩｉＩｔＳＳＣ性を得るだめに板厚方
向に均一なフェライト−ヘイナイト ように行なわなければならない。
冷却開始温１変は、均一で微細なフェライト−ヘイナイ
ト組織を得るためにＡ．ｒ３変態点以上が方寸しい。た
だしＡｒ３ − ３ ＱｏＣまでは有効である。しかし
それ以下になるとミクロ組ｆ哉中のン田犬フェライト量
が多くなり耐ＨＩＣ特性に必ずしも有効でなく オｉ
る。
ト組織を得るためにＡ．ｒ３変態点以上が方寸しい。た
だしＡｒ３ − ３ ＱｏＣまでは有効である。しかし
それ以下になるとミクロ組ｆ哉中のン田犬フェライト量
が多くなり耐ＨＩＣ特性に必ずしも有効でなく オｉ
る。
冷却及び冷却停止温度条件の限定は本発明の耐ＨＪＣ
、耐ＳＳＣ性改善のための必須条件であり、以下その理
由について述べる。
、耐ＳＳＣ性改善のための必須条件であり、以下その理
由について述べる。
冷却は、圧延終了直後から５５０℃未満の任意の温度ま
で１０〜４０°Ｃ／ｓｅｃの１５包囲の冷却速度で実施
する必要がある。この理由は１０℃／ ＳＱＣ未講では
微，ｉ′ｉＩＴｊなフェライト−ヘイナイト組織が生成
しにくく、４ ０ ０Ｃ ／ ｓｅｃ超では多量のマル
テンナイトが生成し耐１１１Ｃ特性を劣化させるばかり
でなく、靭性をも劣化させる。しプピがって耐ＨＩＣ特
性の改善には組織を均一、且つ微細なフェライト−ベイ
ナイトに制御することが必須条件である。
で１０〜４０°Ｃ／ｓｅｃの１５包囲の冷却速度で実施
する必要がある。この理由は１０℃／ ＳＱＣ未講では
微，ｉ′ｉＩＴｊなフェライト−ヘイナイト組織が生成
しにくく、４ ０ ０Ｃ ／ ｓｅｃ超では多量のマル
テンナイトが生成し耐１１１Ｃ特性を劣化させるばかり
でなく、靭性をも劣化させる。しプピがって耐ＨＩＣ特
性の改善には組織を均一、且つ微細なフェライト−ベイ
ナイトに制御することが必須条件である。
ヌ冷却停止温度については、均一で且つ微細なフェライ
ト−ベイナイトを得るだめに上限を５５０℃とした。
ト−ベイナイトを得るだめに上限を５５０℃とした。
第１図に本発明ｉｉ１ｉ１の水冷停止温度とｉｌ．Ｔｃ
− ＵＳＴ欠陥面積率（（７）との関係を示す。
− ＵＳＴ欠陥面積率（（７）との関係を示す。
第１図に示す如く、水冷停止温度が５５０℃未、１１４
では微細，ケフエライトーベイナイト組織となり、中心
偏析部の，相識も改善され、その効果により耐１１１Ｃ
特性も向．」ニする。
では微細，ケフエライトーベイナイト組織となり、中心
偏析部の，相識も改善され、その効果により耐１１１Ｃ
特性も向．」ニする。
水面停止温度５５００す」二では組織としてはパーライ
トが一部分ベイナイト化するが、層状組織が残留しＨｒ
Ｃ將性はある程度改善されるが十分てはない。
トが一部分ベイナイト化するが、層状組織が残留しＨｒ
Ｃ將性はある程度改善されるが十分てはない。
第２図に板厚方向の硬度分布を示したが、５５０゛Ｃ未
イ偶で水冷停止した鋼は板厚方向のイ所度差が小さく、
通常Ｑ Ｔ材より同一強度レベルでの表面硬度か非常に
低くなり、その結果、耐ＳＳＣ特性が名１−２り改善さ
れ、高強度厚肉利が製造可能となる。
イ偶で水冷停止した鋼は板厚方向のイ所度差が小さく、
通常Ｑ Ｔ材より同一強度レベルでの表面硬度か非常に
低くなり、その結果、耐ＳＳＣ特性が名１−２り改善さ
れ、高強度厚肉利が製造可能となる。
以下本発明′１１１１１の成分範囲の（・μ定理由につ
いて説明する。
いて説明する。
一１１記特徴を持つ本発明１欄中第１発明の鋼の成分範
囲はＣ：０１２係以下， Ｓｉ °０６係以π。Ｍ皇１
：０６〜１５％，Ｐ：Ｏ．ＩＪ１５襲以下，Ａｌ：ｏ．
ｏｉ〜０１〔１係， Ｔｉ ：０００５〜００２５ヂ，
Ｍｏ ： ０． １〜０５％を基本成分としてＳ 、
Ｏ 、 Ｃａの含有量がＳ：Ｏ．ＯＣｌ％以下，０
： ０００５％以下， Ｃａ ：しｉｏ０６％以丁であ
以下、かつ の条件を満足させたものである。
囲はＣ：０１２係以下， Ｓｉ °０６係以π。Ｍ皇１
：０６〜１５％，Ｐ：Ｏ．ＩＪ１５襲以下，Ａｌ：ｏ．
ｏｉ〜０１〔１係， Ｔｉ ：０００５〜００２５ヂ，
Ｍｏ ： ０． １〜０５％を基本成分としてＳ 、
Ｏ 、 Ｃａの含有量がＳ：Ｏ．ＯＣｌ％以下，０
： ０００５％以下， Ｃａ ：しｉｏ０６％以丁であ
以下、かつ の条件を満足させたものである。
ｌｔｌｃの原因は（１）非金属介在物、（２）腐食反応
によｉ）４（素浸入、（３１偏析等に起因Ｊ−る内質の
劣化による。
によｉ）４（素浸入、（３１偏析等に起因Ｊ−る内質の
劣化による。
寸ず最初に（１）の非金属介在物対果について述べる。
４り発明÷潤において不純１勿であるＳを０００６係以
丁、（、）をＯ．ＱＯＳ係以下、（二３を０．００６％
以下に限定し、≦１５の条件を満足するように規定した
中々る理由は、Ｉ−１Ｉ Ｃの発生主因であるＭｎＳの
球状化と主に低ｐＨ域でＨＩＣの起点となるクラスター
状の酸化物系介在物の減少にある。この対策として鋼中
のＳ量、 ）ｊｌち、八１１１Ｓ、の絶対量を減少させ
、史にＣａ添加により八４ＩＩＳを形態制御ｉ１１する
と共に０吊−即ちＡｌ２Ｏ３ノ絶対量を減少させ、Ｃａ
添加によりクラスクー状の酸化物であるＡ１２ｏ、を還
元させ球状のＣａＯ・Ａｌ２Ｏ３に転化させる。このた
めの条件を鋭意検討しノそ結果、本発明者は、Ｓを０．
００３係以下と少なくした上で、 〔０ａ〕 １．２！５ 〔’、９）＋０．６２５（Ｃ））を０７頃
−１１にすることにより、伸長介在物ＩＶＩｎＳをｋ
７ｊＡｉに減少化物系介在物の発生量を最少に抑えるこ
とがｉＪ’ ｉ指であり、耐１−１１ＣＫ頒著な効果が
認められることを見した。ＶＳは低い程改善効果が大き
く、０．００１係以下にすることにより飛躍的に向上す
る。
丁、（、）をＯ．ＱＯＳ係以下、（二３を０．００６％
以下に限定し、≦１５の条件を満足するように規定した
中々る理由は、Ｉ−１Ｉ Ｃの発生主因であるＭｎＳの
球状化と主に低ｐＨ域でＨＩＣの起点となるクラスター
状の酸化物系介在物の減少にある。この対策として鋼中
のＳ量、 ）ｊｌち、八１１１Ｓ、の絶対量を減少させ
、史にＣａ添加により八４ＩＩＳを形態制御ｉ１１する
と共に０吊−即ちＡｌ２Ｏ３ノ絶対量を減少させ、Ｃａ
添加によりクラスクー状の酸化物であるＡ１２ｏ、を還
元させ球状のＣａＯ・Ａｌ２Ｏ３に転化させる。このた
めの条件を鋭意検討しノそ結果、本発明者は、Ｓを０．
００３係以下と少なくした上で、 〔０ａ〕 １．２！５ 〔’、９）＋０．６２５（Ｃ））を０７頃
−１１にすることにより、伸長介在物ＩＶＩｎＳをｋ
７ｊＡｉに減少化物系介在物の発生量を最少に抑えるこ
とがｉＪ’ ｉ指であり、耐１−１１ＣＫ頒著な効果が
認められることを見した。ＶＳは低い程改善効果が大き
く、０．００１係以下にすることにより飛躍的に向上す
る。
次に（２）の腐食反応による水素侵入防止について述べ
る。
る。
Ｆｅ−→Ｆｅ’−″ｌ−２ｅ 、 ２Ｈ＋＋ ２ｅ −
＞ ２Ｈの腐食反応により発生した原子状の水素が鋼中
に侵入し。
＞ ２Ｈの腐食反応により発生した原子状の水素が鋼中
に侵入し。
ＨＩＣの原因となる。一般的な対策としてはＣｕ等を添
加して安定な表面皮膜を生成させているが低ｐＨ域では
その効果が薄れてくる。
加して安定な表面皮膜を生成させているが低ｐＨ域では
その効果が薄れてくる。
（〜たがって、本発明者は低ｐＨ域において水素が鋼中
に侵入してもＨＩＣを発生させない方法についで検討を
行った。（３）の内質の劣化について（ｔｉ中心制析を
軽（威するＭｏ添加と前述し、た加熱、圧延、冷却条件
の限定で組織の改善を行う。
に侵入してもＨＩＣを発生させない方法についで検討を
行った。（３）の内質の劣化について（ｔｉ中心制析を
軽（威するＭｏ添加と前述し、た加熱、圧延、冷却条件
の限定で組織の改善を行う。
次に各成分の限定理由について説明する。
Ｃの上限を０１２係とし艮のｌ・ま母材及び溶接部の強
度確１呆のためであるが、０１２係を超えると制御冷却
した場合島状マルチ／′！Ｉ′イトが生成１．、延靭（
ｙｉに悪影響を及ぼすはかりでなく、内質、溶接１生及
び１−ＴＡ、Ｚ靭性も劣化させるだめ上限を０１２係と
［〜た。
度確１呆のためであるが、０１２係を超えると制御冷却
した場合島状マルチ／′！Ｉ′イトが生成１．、延靭（
ｙｉに悪影響を及ぼすはかりでなく、内質、溶接１生及
び１−ＴＡ、Ｚ靭性も劣化させるだめ上限を０１２係と
［〜た。
なお、Ｃは０．０３６１）未満であれば中心偏析部を非
常に改善することから００３％未満が方寸しい。
常に改善することから００３％未満が方寸しい。
Ｓｌは脱酸上鋼に必然的に含−まれる元素であろうく８
１も寸だ溶接性及びＨＡ−Ｚ部靭性を劣化させるため上
限を０６多とした（鋼の脱酸ばＡｌだけでも可能であり
好ましくは０２％以下が重重しい）。
１も寸だ溶接性及びＨＡ−Ｚ部靭性を劣化させるため上
限を０６多とした（鋼の脱酸ばＡｌだけでも可能であり
好ましくは０２％以下が重重しい）。
Ｍｎは強度、靭性を同時に向上せしめる極めて重要な元
素である。Ｍｎが０６％未満では低Ｃであるため強度が
確保できず、靭性改善効果も少ないため下限を０６係と
した。しかしＭｎが多量がで焼入性が増加するとマルテ
ンサイトが多量に生成し易くなると共に、中心偏析が著
しくなり、１１１Ｃ伝播停止能力が低下する。又、母材
及びＩＩｌ＼Ｚの靭性を劣化さぜるため、その上限を１
５％とした。
素である。Ｍｎが０６％未満では低Ｃであるため強度が
確保できず、靭性改善効果も少ないため下限を０６係と
した。しかしＭｎが多量がで焼入性が増加するとマルテ
ンサイトが多量に生成し易くなると共に、中心偏析が著
しくなり、１１１Ｃ伝播停止能力が低下する。又、母材
及びＩＩｌ＼Ｚの靭性を劣化さぜるため、その上限を１
５％とした。
Ｐについては、中心偏析を助長する元素であるから上限
を００１５％以下としだ。
を００１５％以下としだ。
八ｅは脱酸上この種のギルド鋼に必然的に乱心される元
素であるが、Ａ１０．０１ ％未（茜では脱酸か不十分
となり、母料靭性が劣化するため下限をｏｏ１係とし７
た。一方ｈｔｇが０．１０％を超えるとクラスター状の
酸化物系介在物が増加し、ＨＩＣに悪影響を及ぼすと共
に、ＨＡＺ靭性が劣化するため」二限を０１０係にしだ
。
素であるが、Ａ１０．０１ ％未（茜では脱酸か不十分
となり、母料靭性が劣化するため下限をｏｏ１係とし７
た。一方ｈｔｇが０．１０％を超えるとクラスター状の
酸化物系介在物が増加し、ＨＩＣに悪影響を及ぼすと共
に、ＨＡＺ靭性が劣化するため」二限を０１０係にしだ
。
１゛Ｉは添加量が少ない範囲（’Ｊ’ｉ ０．００５〜
００２５％９では微細な’Ｉ”ｉＮを形成し、圧延組織
及びＨＡＺの細粒化、つ′まり靭性向上に効果的である
。又Ｔｉ 、 Ｃａの相乗効果によりＩ−Ｉ Ｉ Ｃの
発生原因であるＭｎＳを球状化する効果もある。（−た
がってＴ１添加蓋の下限は材質上の効果か発揮される最
少量であり、上限は依Ａ１１ｌｌなＴｉＮが鋼片中に通
常の製造法で得られ、寸だ］ＩＣによる靭性劣化が７■
きない条件から００２５係とした。
００２５％９では微細な’Ｉ”ｉＮを形成し、圧延組織
及びＨＡＺの細粒化、つ′まり靭性向上に効果的である
。又Ｔｉ 、 Ｃａの相乗効果によりＩ−Ｉ Ｉ Ｃの
発生原因であるＭｎＳを球状化する効果もある。（−た
がってＴ１添加蓋の下限は材質上の効果か発揮される最
少量であり、上限は依Ａ１１ｌｌなＴｉＮが鋼片中に通
常の製造法で得られ、寸だ］ＩＣによる靭性劣化が７■
きない条件から００２５係とした。
Ｎ１０については低ｐｌｊ項境において１旧Ｃに有効な
元素であるが０１係以下ではこの効果は小さく、又０５
以上ではこの効果が薄く、かつコストアップになるデこ
め上限を０５係とした。
元素であるが０１係以下ではこの効果は小さく、又０５
以上ではこの効果が薄く、かつコストアップになるデこ
め上限を０５係とした。
（’） 、 Ｃａについてはすでに詳しく説明したが、
０の−に限をｏ、ｏｏｓｓとしたのは（：１．［ｌ［）
５％を超えるとクラスター状の酸化物系介在物が増加し
Ｉ−Ｉ Ｉ Ｃの原因となるため上限を０００５係と制
限した。ＣａについてはＩＣＰとの関係があるが、Ｃａ
量の上限を［）、００６％と制限したのは０と同様、０
．００６％を超えるとクラスター状の酸化物系介在物か
増加し、ＨＩＣの原因となるため上限を０．００６％と
制限した。
０の−に限をｏ、ｏｏｓｓとしたのは（：１．［ｌ［）
５％を超えるとクラスター状の酸化物系介在物が増加し
Ｉ−Ｉ Ｉ Ｃの原因となるため上限を０００５係と制
限した。ＣａについてはＩＣＰとの関係があるが、Ｃａ
量の上限を［）、００６％と制限したのは０と同様、０
．００６％を超えるとクラスター状の酸化物系介在物か
増加し、ＨＩＣの原因となるため上限を０．００６％と
制限した。
特許請求の範囲第２項に示した第２の発明においては、
第１項に示しだ第１の発明の鋼の成分及び製造プロセス
にさらにＮｂ：０．１０係以丁、 Ｖ：０．１０％以下
、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ ： １．０ ％以下、Ｃ
ｒ：１．２５％以丁、Ｂ：０００５％、ｌ！下の１種又
は２種以上を含有さするものである。
第１項に示しだ第１の発明の鋼の成分及び製造プロセス
にさらにＮｂ：０．１０係以丁、 Ｖ：０．１０％以下
、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ ： １．０ ％以下、Ｃ
ｒ：１．２５％以丁、Ｂ：０００５％、ｌ！下の１種又
は２種以上を含有さするものである。
これらの元素を含有させる主たる目的は本発明鋼の特徴
を損なうことなく、強度、靭性の向上及び製造板厚の拡
大を可能とすることにあり、その添加量は自ら制限され
るべき性質のものである。
を損なうことなく、強度、靭性の向上及び製造板厚の拡
大を可能とすることにあり、その添加量は自ら制限され
るべき性質のものである。
Ｎｌ）は圧延組織の細粒比、焼入性の向上と析１９ｈ便
化のため含有させるもので強度、靭性を共に向上させる
重要な元素であるが、制御冷却利では０１０乃を超えて
添加しても材質上効果なく、寸だ溶接性及びＩ］請Ｚ靭
性に有害であるだめ上限を０１０係に限定し７だ。
化のため含有させるもので強度、靭性を共に向上させる
重要な元素であるが、制御冷却利では０１０乃を超えて
添加しても材質上効果なく、寸だ溶接性及びＩ］請Ｚ靭
性に有害であるだめ上限を０１０係に限定し７だ。
ＶはＮｂとほぼ同様の効果をもつが、上限はいずれも０
．１０係まで許容できる。
．１０係まで許容できる。
Ｎ１は耐食性、耐ＳＳＣ特性等に効果的な元素であり、
しかも母材の強度、靭性を向上させる。しかし、１チを
超えると耐ＳＳＣ性及びＨＡＺの硬化性、靭性に好まし
くないため上限を１係としだ。
しかも母材の強度、靭性を向上させる。しかし、１チを
超えると耐ＳＳＣ性及びＨＡＺの硬化性、靭性に好まし
くないため上限を１係としだ。
Ｃｕは、前述の如く比較的ｐＨの高いザワー環境での水
素浸入防止に有効であるが、１係を超えるとＮ１を添加
しても圧延中にＣｕ−クラックが発生し、製造が雌しく
なる。このため上限を０１係とした。
素浸入防止に有効であるが、１係を超えるとＮ１を添加
しても圧延中にＣｕ−クラックが発生し、製造が雌しく
なる。このため上限を０１係とした。
（シｒは母材及び溶接部の強度を高め、耐ＨＩＣ性等（
［も効果を有するが多きに失するとＨＡ、Ｚの硬化性を
増大させ靭性及び溶接性の低下を招き好ましくない。そ
の上限は１２５係である。
［も効果を有するが多きに失するとＨＡ、Ｚの硬化性を
増大させ靭性及び溶接性の低下を招き好ましくない。そ
の上限は１２５係である。
Ｉ３は圧延中にオーステナイト粒界に偏析し、焼入性を
上げベイナイト組織を生成しやすくするが、０．００５
％超になるとＩ３ＮやＢ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔを生
成するようになるため母材及びＩ−ＩＡＺの４Ｗ性を劣
化させる。このため上限を０００５係とした。
上げベイナイト組織を生成しやすくするが、０．００５
％超になるとＩ３ＮやＢ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔを生
成するようになるため母材及びＩ−ＩＡＺの４Ｗ性を劣
化させる。このため上限を０００５係とした。
次に本発明の実施例について説明する。
転炉一連鋳工程で製造した第１表の化学成分の鋳片を用
い、加熱、圧延、冷却プロセスを変えて比較鋼である。
い、加熱、圧延、冷却プロセスを変えて比較鋼である。
第２表には機械的性質及び１ｌｉｉＩＨＪＣ％性、耐Ｓ
ＳＣ特性を示す。ＨＩ Ｃ試験は鋼板より表裏面１龍切
削した厚さで、ｔｌＪ２０ ｍｍ 、長さ１００ ＋＋
ｌｌａの試ｊ険片を用い、又ＳＳＣ試験は厚さ３ ｍｍ
、巾１Ｑｍｍ、長さ１１５ｍｍの試１１険片を用いて
行なった。
ＳＣ特性を示す。ＨＩ Ｃ試験は鋼板より表裏面１龍切
削した厚さで、ｔｌＪ２０ ｍｍ 、長さ１００ ＋＋
ｌｌａの試ｊ険片を用い、又ＳＳＣ試験は厚さ３ ｍｍ
、巾１Ｑｍｍ、長さ１１５ｍｍの試１１険片を用いて
行なった。
試験条件としてはＨＩＣ試ｊ倹は外部応力を負荷せずに
行ない、ＳＳＣ試験は４点曲げ治具により帰臥応力に相
当するたわみを試験片に負荷１〜だ。浸漬条件としては
２５°ＣのＨ２Ｓ飽和で０５係ＣＨ３ＣＯＯ１，Ｊ−５
％ＮａＣ／水溶Ｗ （ｐｔ（＝ろ）中に、１．（Ｉ Ｃ
試験片は４日間、 ＳＳＣ試、験片は２１日間浸漬した
。浸漬結果を第２表に示す。
行ない、ＳＳＣ試験は４点曲げ治具により帰臥応力に相
当するたわみを試験片に負荷１〜だ。浸漬条件としては
２５°ＣのＨ２Ｓ飽和で０５係ＣＨ３ＣＯＯ１，Ｊ−５
％ＮａＣ／水溶Ｗ （ｐｔ（＝ろ）中に、１．（Ｉ Ｃ
試験片は４日間、 ＳＳＣ試、験片は２１日間浸漬した
。浸漬結果を第２表に示す。
比較ニド間中、鋼１１は■Ｃ■〕が０３０と低いだめそ
の他の条件は適旧な製造条件の範囲であるにもかかわら
す１４Ｉ Ｃが発生する。
の他の条件は適旧な製造条件の範囲であるにもかかわら
す１４Ｉ Ｃが発生する。
鋼１２は鋼１１とは逆でＩＣＰか１６６と高いためｌ−
ｌＩＣが発生ずる。
ｌＩＣが発生ずる。
ｔｌｉＵ １３ 、１４は本発明鋼ろ〜７と同一の化学
成分であるが、鋼１３．Ｉｚｌは冷却停止温度が高量き
るため、ＨＩ Ｃが発生する。又強度も低く、靭性も」
；りない。
成分であるが、鋼１３．Ｉｚｌは冷却停止温度が高量き
るため、ＨＩ Ｃが発生する。又強度も低く、靭性も」
；りない。
伸１１５はＮｉが１１２係と高く、冷却停止温度も低量
き′るため、ＨＩＣ及びＳＳＣも発生する。
き′るため、ＨＩＣ及びＳＳＣも発生する。
第１図は水冷停止温度と酬１−Ｉ Ｉ Ｃ特性、機械的
性質（１” Ｓ 、 Ｂ −ＤＷＩ Ｔ）の関係を示す
ダラフ、第２図げ鋼４と通常ＱＴ材の板厚方向の硬度分
布を示す図である。 第１回 永 □ンくヒ１年 ｉヒ、濫ハ〔（°Ｃン算２図 板厚中心乃＼らめ距離とｍｍ）
性質（１” Ｓ 、 Ｂ −ＤＷＩ Ｔ）の関係を示す
ダラフ、第２図げ鋼４と通常ＱＴ材の板厚方向の硬度分
布を示す図である。 第１回 永 □ンくヒ１年 ｉヒ、濫ハ〔（°Ｃン算２図 板厚中心乃＼らめ距離とｍｍ）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （１１Ｃ： ０．１２係以下、ｓｉ：ｏ６％以下。 Ｍｎ：０．６−１．５％、Ｐ：０．０１５％以下、 Ａ
ｌ：００１〜０１０％、Ｔｉ：０．００５〜００２５係
。 Ｍｎ ： ０１−０．５％を基本成分としてＳ 、 Ｏ
、Ｃａの含有液がＳ：０．ｒ１０３％以下、０：０００
５％以下、Ｃａ：０．００６％以下であって、かつ次式
％式％（２） （１） を満足する成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純
物からなる鋼片を、１０００〜１２００℃に加熱し、そ
の後の圧延に当って９００℃以下の圧下量６０チ以上、
仕上り温閃Ａ、ｒ３変態点以上で圧延を行ない、圧延終
了後、冷却速度１０〜４０℃／ｓ ｅ ｃで５５０℃未
満の任意の温度１で冷却し、その後放冷することを特徴
とする１ｌｉＪ水素誘起割れ性及び１ｌｌｉＩ硫化物応
力腐食割れ性の優れた鋼板の製造方法。 （２１Ｃ：０１２係以下、 Ｓｉ °０６％以下。 へＩｎ ： ０．６〜１．５％、Ｐ：０．０１５％以下
、 ｈｌ：００１〜０１０φ、’ｒｉ：ｏ、ｏｏｓ〜０
０２５係。 Ｍｏ ： ０．１〜０５％を基本成分とし、さらにＮ１
：１０％以下、 Ｃｔｔ ： １．０ ％以下、Ｃｒ：
１．２５４以下、Ｎｌｌ ： ０． Ｉ ０％以下、Ｖ
：０．１０％以下。 Ｂ：０．００５％以下の一種または二神以上を含有し、
Ｓ 、 ０ 、 Ｃａの含有量がＳ ： ０００ろ係以
下。 ０ ： ［１，００５％以下、Ｃａ：０．００６％以下
であって、かつ次式（１） 、 ｆ２１ ０７≦ＩＣＰ≦１５ ・・・・・・・・・ （１）を満
足する成分を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物か
らなる鋼片を、１０００〜１２００℃に加熱し、その後
の圧延に当って９００℃以下の圧下量６０％以上、仕上
温度Ａ、ｒ３変態点以上で圧延を行ない、圧延終了後、
冷却速度１０〜４０℃／ ｓ ｅ ｃで５５０°Ｃ未満
の任意の温度寸で冷却し、その後放冷することを特徴と
する耐水素誘起割れ性及び耐硫化物応力腐食割れ性の優
で、た鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13872483A JPS6033310A (ja) | 1983-07-30 | 1983-07-30 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13872483A JPS6033310A (ja) | 1983-07-30 | 1983-07-30 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6033310A true JPS6033310A (ja) | 1985-02-20 |
| JPS631369B2 JPS631369B2 (ja) | 1988-01-12 |
Family
ID=15228664
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13872483A Granted JPS6033310A (ja) | 1983-07-30 | 1983-07-30 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6033310A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61221326A (ja) * | 1985-03-27 | 1986-10-01 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐硫化物腐食割れ性に優れた鋼材の製造方法 |
| JPS61253345A (ja) * | 1985-05-07 | 1986-11-11 | Nippon Steel Corp | 溶接部応力腐食割れ抵抗の優れた耐サワ−用鋼材 |
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| JPS62290847A (ja) * | 1986-06-11 | 1987-12-17 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 硫化水素を含む湿潤環境で使用される母材鋼の製造方法 |
| JPH02173208A (ja) * | 1988-12-25 | 1990-07-04 | Kobe Steel Ltd | 耐水素誘起割れ性の優れた鋼板の製造方法 |
| JPH07176U (ja) * | 1991-06-06 | 1995-01-06 | 悦雄 谷原 | 折り畳み式洋服掛け |
| JP2008056962A (ja) * | 2006-08-30 | 2008-03-13 | Jfe Steel Kk | 耐水素誘起割れ性能に優れたバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造方法 |
| JP2015059880A (ja) * | 2013-09-20 | 2015-03-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | カルシウム添加鋼の耐水素誘起割れ特性の推定方法 |
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|---|---|---|---|---|
| JPS6384184A (ja) * | 1986-09-29 | 1988-04-14 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 半導体レ−ザ装置 |
| KR102364255B1 (ko) | 2017-09-19 | 2022-02-17 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 강관 및 강판 |
| JP6460297B1 (ja) | 2018-06-29 | 2019-01-30 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼管及び鋼板 |
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| JPS5538901A (en) * | 1978-03-17 | 1980-03-18 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of unrefined steel sheet having excellent hydrogen cracking resistance in wet hydrogen sulfide environment of high hydrogen ion concentration |
| JPS5785928A (en) * | 1980-11-14 | 1982-05-28 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufactue of nonrefined high tensile steel with superior sulfide corrosion cracking resistance |
-
1983
- 1983-07-30 JP JP13872483A patent/JPS6033310A/ja active Granted
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JPS62112722A (ja) * | 1985-11-13 | 1987-05-23 | 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 |
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| JPH0543766B2 (ja) * | 1986-06-11 | 1993-07-02 | Nippon Kokan Kk | |
| JPH02173208A (ja) * | 1988-12-25 | 1990-07-04 | Kobe Steel Ltd | 耐水素誘起割れ性の優れた鋼板の製造方法 |
| JPH0730393B2 (ja) * | 1988-12-25 | 1995-04-05 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐水素誘起割れ性の優れた鋼板の製造方法 |
| JPH07176U (ja) * | 1991-06-06 | 1995-01-06 | 悦雄 谷原 | 折り畳み式洋服掛け |
| JP2008056962A (ja) * | 2006-08-30 | 2008-03-13 | Jfe Steel Kk | 耐水素誘起割れ性能に優れたバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造方法 |
| JP2015059880A (ja) * | 2013-09-20 | 2015-03-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | カルシウム添加鋼の耐水素誘起割れ特性の推定方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS631369B2 (ja) | 1988-01-12 |
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