JPS61279631A - 耐硫化物応力腐食割れ性及び耐アンモニア応力腐食割れ性のすぐれた調質６０Ｋｇｆ／ｍｍ↑２級高張力鋼板の製造方 - Google Patents
耐硫化物応力腐食割れ性及び耐アンモニア応力腐食割れ性のすぐれた調質６０Ｋｇｆ／ｍｍ↑２級高張力鋼板の製造方Info
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- JPS61279631A JPS61279631A JP12120585A JP12120585A JPS61279631A JP S61279631 A JPS61279631 A JP S61279631A JP 12120585 A JP12120585 A JP 12120585A JP 12120585 A JP12120585 A JP 12120585A JP S61279631 A JPS61279631 A JP S61279631A
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- steel
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- corrosion cracking
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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、耐硫化物応力腐食割れ性及び耐アンモニア応
力腐食割れ性のすぐれた調質６０ ｋｇｆ／ｍｒａｔ級
高張力鋼板の製造方法に関する。
力腐食割れ性のすぐれた調質６０ ｋｇｆ／ｍｒａｔ級
高張力鋼板の製造方法に関する。
（従来の技術）
調質６０ ｋｇｆ／ｍｍ”扱高張力鋼板は、従来より種
々の圧力容器及びその配管に使用されているが、その使
用環境に腐食性物質が含まれる場合に、引張応力がこれ
に作用するとき、応力腐食割れを起こすおそれがある。
々の圧力容器及びその配管に使用されているが、その使
用環境に腐食性物質が含まれる場合に、引張応力がこれ
に作用するとき、応力腐食割れを起こすおそれがある。
例えば、ＬＰＧタンクや都市ガスタンク等の圧力容器に
おいては、硫化水素に １よる応力腐食割れ
が懸念され、液体アンモニア容器は、アンモニアによる
応力腐食割れが懸念される。
おいては、硫化水素に １よる応力腐食割れ
が懸念され、液体アンモニア容器は、アンモニアによる
応力腐食割れが懸念される。
従って、従来より、これらの割れに対する調査に基づい
て、高圧ガス保安協会の高張力鋼使用基準によれば、調
質６０ ｋｇｆ／ｍｍ”高張力鋼板のこれ、１カ□へ。
て、高圧ガス保安協会の高張力鋼使用基準によれば、調
質６０ ｋｇｆ／ｍｍ”高張力鋼板のこれ、１カ□へ。
□４ｏ９い、１□、つ２１．わ、お 、；；り、Ｌ
ＰＧタンクでは、液中の硫化水素濃度が５０ ｐｐａ＋
を越える可能性がある場合に、また、常温貯蔵液体アン
モニアタンクでは、無条件にて全体 １焼鈍
による溶接後熱処理を施すべきことが規定さ
扛１”。
ＰＧタンクでは、液中の硫化水素濃度が５０ ｐｐａ＋
を越える可能性がある場合に、また、常温貯蔵液体アン
モニアタンクでは、無条件にて全体 １焼鈍
による溶接後熱処理を施すべきことが規定さ
扛１”。
れている。一方、都市ガスタンクにおいては、こ
ｇのような規制はなされていないものの、ガス中
に ・：、微量の硫化水素が含まれることが
あり、同様に硫 ′１ニド・ 化物応力腐食割れ発生が懸念される・
：１′これら硫化物及びアンモニア応力腐食割れ
に影 （、：響する最も重要な材質的な因子
は、鋼板の強度及 ：□・ｊ、エユ、あり、
え□、□７４、い２．５、□、、 ＩＩ・・応力
腐食割れが発生しやすいことが知られている。
ｇのような規制はなされていないものの、ガス中
に ・：、微量の硫化水素が含まれることが
あり、同様に硫 ′１ニド・ 化物応力腐食割れ発生が懸念される・
：１′これら硫化物及びアンモニア応力腐食割れ
に影 （、：響する最も重要な材質的な因子
は、鋼板の強度及 ：□・ｊ、エユ、あり、
え□、□７４、い２．５、□、、 ＩＩ・・応力
腐食割れが発生しやすいことが知られている。
即ち、一般には、硫化物応力腐食割れは、Ｈｖ２５０以
下の硬度であれば、また、アンモニア応力腐食割れは、
）（Ｖ２１０以下の硬度であれば、それぞれの応力腐食
割れを防止することができるとされている。
下の硬度であれば、また、アンモニア応力腐食割れは、
）（Ｖ２１０以下の硬度であれば、それぞれの応力腐食
割れを防止することができるとされている。
しかしながら、通常の調質６ Ｑｋｇｆ／ａｍ”級高張
。
。
力鋼板は、その溶接継手においては、最高硬さがＨＶ３
００以上に達するため、溶接継手は割れ感受性が高い、
従って、硬化性の小さい化学成分系が選択されることも
あるが、引張強さ６０ ｋｇｆ／＋ｕ＋”級の母材強度
を確保するためには、硬化性の低減にも限界がある。
００以上に達するため、溶接継手は割れ感受性が高い、
従って、硬化性の小さい化学成分系が選択されることも
あるが、引張強さ６０ ｋｇｆ／＋ｕ＋”級の母材強度
を確保するためには、硬化性の低減にも限界がある。
このような経緯から、鋼板の表面のみを軟化させつつ、
鋼板としての強度を維持する方法が従来より種々提案さ
れている。例えば、特開昭４９−６７８１５号公報には
、焼入れ時に表面温度のみを鋼材のＡｒ、点板下に下げ
て焼入れる方法が提案されている。この方法によれば、
母材表面は軟化するが、溶接継手部は、溶接熱によって
再度オーステナイト化された後に冷却されるので、溶接
継手の硬化部の硬度は、通常の焼入れ焼戻し材の硬度と
変わらず、溶接継手において割れが発生することとなる
。
鋼板としての強度を維持する方法が従来より種々提案さ
れている。例えば、特開昭４９−６７８１５号公報には
、焼入れ時に表面温度のみを鋼材のＡｒ、点板下に下げ
て焼入れる方法が提案されている。この方法によれば、
母材表面は軟化するが、溶接継手部は、溶接熱によって
再度オーステナイト化された後に冷却されるので、溶接
継手の硬化部の硬度は、通常の焼入れ焼戻し材の硬度と
変わらず、溶接継手において割れが発生することとなる
。
特−昭５７−１１０６１５号公報には、焼入れ処理過程
において、冷却する前に予め表面から０゜３鶴以内をＣ
量が鋼材の母材部分の５０％以下となるように脱炭処理
を施すと共に、焼入れ時に表面温度のみを鋼材のＡｒ３
点以下に低下させて焼入れる方法が提案されている。し
かし、この方法によれば、脱炭量を母材のＣ量にかかわ
らずに一律に規定しているために、母材のＣ量が多いと
きは、上記の脱炭処理を施しても、十分な軟化層が得ら
１れないことがあり、工業的には採用し難
い。 ・１更に、特開昭５７−１４９
４２１号公報には、 ｉ熱間圧延９先立″
′８う７゛を加熱す″際９・２° １の酸化
を抑制しつつ、Ｃの酸化による脱炭を促進
：するために、加熱雰囲気中の酸素濃度及び水蒸気
１゜分圧を制限し、更に、在炉時間を通常より
も延長 ｊすることによってスラブ表面を脱
炭させると共に、圧延後の鋼板に所定の厚さの脱炭層を
形成せしめ、この後に焼入れる方法が提案されている。
において、冷却する前に予め表面から０゜３鶴以内をＣ
量が鋼材の母材部分の５０％以下となるように脱炭処理
を施すと共に、焼入れ時に表面温度のみを鋼材のＡｒ３
点以下に低下させて焼入れる方法が提案されている。し
かし、この方法によれば、脱炭量を母材のＣ量にかかわ
らずに一律に規定しているために、母材のＣ量が多いと
きは、上記の脱炭処理を施しても、十分な軟化層が得ら
１れないことがあり、工業的には採用し難
い。 ・１更に、特開昭５７−１４９
４２１号公報には、 ｉ熱間圧延９先立″
′８う７゛を加熱す″際９・２° １の酸化
を抑制しつつ、Ｃの酸化による脱炭を促進
：するために、加熱雰囲気中の酸素濃度及び水蒸気
１゜分圧を制限し、更に、在炉時間を通常より
も延長 ｊすることによってスラブ表面を脱
炭させると共に、圧延後の鋼板に所定の厚さの脱炭層を
形成せしめ、この後に焼入れる方法が提案されている。
しかし、この方法によるときも、上記第２の方法と同様
に、母材のＣ量による軟化程度の変動が考慮されておら
ず、工業的技術として採用するには難点がある。
に、母材のＣ量による軟化程度の変動が考慮されておら
ず、工業的技術として採用するには難点がある。
また、「鉄と鋼」第７０巻第７１９頁（１９８４）には
、鋳込圧延法又は肉盛法によって、表面軟化二層クラツ
ド鋼板を得る方法が提案されている。
、鋳込圧延法又は肉盛法によって、表面軟化二層クラツ
ド鋼板を得る方法が提案されている。
この方法による場合、前者の方法では、分離材に起因す
る併せ材表面の荒れが著しく、その手入れが製造費用を
高くする難点がある。また、後者の方法によれば、母材
の硬化性が大きいときは、肉感溶接時に割れが発生する
ことがあり、また、肉盛溶接なる工程が付加されるので
、製造費用が著しく高くなる問題もある。
る併せ材表面の荒れが著しく、その手入れが製造費用を
高くする難点がある。また、後者の方法によれば、母材
の硬化性が大きいときは、肉感溶接時に割れが発生する
ことがあり、また、肉盛溶接なる工程が付加されるので
、製造費用が著しく高くなる問題もある。
（発明の目的）
本発明者らは、上記したような表面軟化によって、耐硫
化物応力腐食割れ性及び耐アンモニア応力腐食割れ性を
改善する調質高張力鋼板の製造における問題を解決する
ために鋭意研究した結果・鋼板に所定の溶接割れ感受性
組成、即ちＰＣＭ値を有せしめると共に、この鋼板を所
定温度で所定時間ゝわた′ｒａ＊ｔ−，且Ｑ−鋼’ｔｌ
ｉｌｉ’ Ｂ ＠含有ｔ ４ 。
化物応力腐食割れ性及び耐アンモニア応力腐食割れ性を
改善する調質高張力鋼板の製造における問題を解決する
ために鋭意研究した結果・鋼板に所定の溶接割れ感受性
組成、即ちＰＣＭ値を有せしめると共に、この鋼板を所
定温度で所定時間ゝわた′ｒａ＊ｔ−，且Ｑ−鋼’ｔｌ
ｉｌｉ’ Ｂ ＠含有ｔ ４ 。
場合には脱ホウ素することによって、溶接継手最高硬さ
が、硫化物応力腐食割れ及びアンモニア応
）隻 力腐食割れを発生し″パ限界硬さとし７一般ゞ認
（められ、ているＨＶ２１０以下である６０ｋｇ
ｆ／ＩＩＩＩ＋！１゜級鋼板を得ることができることを
見出して・零発 ［明に至ったものである
。 １従って、本
発明は、耐硫化物応力腐食割れ性及 １１゜
、ア７．．アあヵ、□ｈａｅｔ＜’ゎ、□６ （
Ｏｋｇｆ／ａｓ”扱高張力鋼板の製造方法を提供するこ
１．１とを目的とする。
ｉ、［・ （発明の構成）
［，１′ 本発明による耐硫化物応力腐食割れ性及び耐液
１体アンモニア応力腐食割れ性にすぐれた調質６
０ｋｇｆ／＋＋＋ｖｉ”扱高張力鋼板の製造方法の第１
は、重量％で Ｃ０．０６〜０．１４％、 Ｓｉ０．５０％以下、
；Ｍｎ ０．３０〜１．８０％、 Ｐ ０．０２５％以下、 Ｓ ０．０２０％以下、 ｖ ｏ、ｏｉ〜０．１０％、 ＡＩ ０．０１０〜０．１０％、 Ｎ ０．００５０％以下、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、且つ、とするとき
、 ＰＣＮ≦０．２４％ である鋼片を所定の板厚に圧延した後、焼入れ処理加熱
の前に１１００〜１３００℃の温度に加熱し、Ｃ５０，
０５％及びＢ量０．０００３％である厚さ０．５ ｔａ
以上の脱炭及び脱ホウ素層を鋼板表面部に形成し、次い
で、焼入れ焼戻し処理を施すことを特徴とする。
が、硫化物応力腐食割れ及びアンモニア応
）隻 力腐食割れを発生し″パ限界硬さとし７一般ゞ認
（められ、ているＨＶ２１０以下である６０ｋｇ
ｆ／ＩＩＩＩ＋！１゜級鋼板を得ることができることを
見出して・零発 ［明に至ったものである
。 １従って、本
発明は、耐硫化物応力腐食割れ性及 １１゜
、ア７．．アあヵ、□ｈａｅｔ＜’ゎ、□６ （
Ｏｋｇｆ／ａｓ”扱高張力鋼板の製造方法を提供するこ
１．１とを目的とする。
ｉ、［・ （発明の構成）
［，１′ 本発明による耐硫化物応力腐食割れ性及び耐液
１体アンモニア応力腐食割れ性にすぐれた調質６
０ｋｇｆ／＋＋＋ｖｉ”扱高張力鋼板の製造方法の第１
は、重量％で Ｃ０．０６〜０．１４％、 Ｓｉ０．５０％以下、
；Ｍｎ ０．３０〜１．８０％、 Ｐ ０．０２５％以下、 Ｓ ０．０２０％以下、 ｖ ｏ、ｏｉ〜０．１０％、 ＡＩ ０．０１０〜０．１０％、 Ｎ ０．００５０％以下、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、且つ、とするとき
、 ＰＣＮ≦０．２４％ である鋼片を所定の板厚に圧延した後、焼入れ処理加熱
の前に１１００〜１３００℃の温度に加熱し、Ｃ５０，
０５％及びＢ量０．０００３％である厚さ０．５ ｔａ
以上の脱炭及び脱ホウ素層を鋼板表面部に形成し、次い
で、焼入れ焼戻し処理を施すことを特徴とする。
また、本発明による第２の製造方法は、含Ｂ１１１に適
用される方法であって、重量％で Ｃ０．０６〜０．１４％、 ３ｉ０．５０％以下、 Ｍｎ ０．３０−１．８０％、 Ｐ ０．０２５％以下、 Ｓ ０．０２０％以下、 Ｖ ０．０１〜０．１０！％、 Ａ１ ０．０１０〜０．１０％、 Ｂ ０．００１５％以下、 Ｎ ０．００５０％以下、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、且つ、とするとき
、 ＰＣＭ≦０．２４％ である鋼片を所定の板厚に圧延した後、焼入れ処理加熱
の前に１１００〜１３００℃の温度に加熱し、Ｃ５０，
０５％及びＢ量０．０００３％である厚さ０．５１以上
の脱炭及び脱ホウ素層を鋼板表面部に形成し、次いで、
焼入れ焼戻し処理を施すことを特徴とする。
用される方法であって、重量％で Ｃ０．０６〜０．１４％、 ３ｉ０．５０％以下、 Ｍｎ ０．３０−１．８０％、 Ｐ ０．０２５％以下、 Ｓ ０．０２０％以下、 Ｖ ０．０１〜０．１０！％、 Ａ１ ０．０１０〜０．１０％、 Ｂ ０．００１５％以下、 Ｎ ０．００５０％以下、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、且つ、とするとき
、 ＰＣＭ≦０．２４％ である鋼片を所定の板厚に圧延した後、焼入れ処理加熱
の前に１１００〜１３００℃の温度に加熱し、Ｃ５０，
０５％及びＢ量０．０００３％である厚さ０．５１以上
の脱炭及び脱ホウ素層を鋼板表面部に形成し、次いで、
焼入れ焼戻し処理を施すことを特徴とする。
即ち、従来より提案されている熱処理を利用した前記表
面軟化技術と比較するとき、本発明の方法は、脱炭と共
に、含Ｂ鋼板の場合には、脱ホウ素を併せて採用し、更
に、脱炭及び脱ホウ素処理のための加熱雰囲気を何ら特
定することなく、例えば、スラブ加熱炉のような酸化雰
囲気とすると共に、所要の加熱温度と時間を明確化した
点に重要な特徴を有する。
面軟化技術と比較するとき、本発明の方法は、脱炭と共
に、含Ｂ鋼板の場合には、脱ホウ素を併せて採用し、更
に、脱炭及び脱ホウ素処理のための加熱雰囲気を何ら特
定することなく、例えば、スラブ加熱炉のような酸化雰
囲気とすると共に、所要の加熱温度と時間を明確化した
点に重要な特徴を有する。
先ず、本発明の方法における脱ホウ素について説明する
。
。
ホウ素は、微量の添加によって鋼の焼入れ性を高める元
素であるので、調質高張力鋼板に広く利用されている。
素であるので、調質高張力鋼板に広く利用されている。
ここにおいて、焼入れ性は、焼入れ深度と同義であり、
厚肉材の中心のように焼入れ時の冷却速度の遅い部分に
おいて硬度を高める作用を意味する。一方、焼入れ時の
鋼板表面や低入熱の溶接継手熱影響部のように、十分早
い冷却速度にて冷却される部分の組織はマルテンサイト
であり、その硬度は、通常の低合金調質高張力鋼板では
、鋼板のＣ量によってほぼ決定されるとされている。
厚肉材の中心のように焼入れ時の冷却速度の遅い部分に
おいて硬度を高める作用を意味する。一方、焼入れ時の
鋼板表面や低入熱の溶接継手熱影響部のように、十分早
い冷却速度にて冷却される部分の組織はマルテンサイト
であり、その硬度は、通常の低合金調質高張力鋼板では
、鋼板のＣ量によってほぼ決定されるとされている。
これに対して、本発明者らは、Ｓｉ−Ｍｎ−Ｖ−Ｂ系の
６０ ｋｇｆ／ａｍ”級鋼板を基本鋼板として、Ｃ量及
びＢ量のみを種々変化させて、ジョミニー焼入れ試験を
行ない、Ｃ量及びホウ素量と焼入れ端部の硬度との関係
を調べた。その結果、第１図に示すように、Ｃ量が０．
０５％よりも少ないときは、焼入れ端部の硬度がＢ量に
も依存するようになること、Ｂ量が０．０００３％より
も少ないときは、Ｂ量が０．００１０％の場合と比較し
て、焼入れ端部の硬度がＨｖにて７０以上硬度が低下し
、Ｈｖ２１０以下となることを見出した。
６０ ｋｇｆ／ａｍ”級鋼板を基本鋼板として、Ｃ量及
びＢ量のみを種々変化させて、ジョミニー焼入れ試験を
行ない、Ｃ量及びホウ素量と焼入れ端部の硬度との関係
を調べた。その結果、第１図に示すように、Ｃ量が０．
０５％よりも少ないときは、焼入れ端部の硬度がＢ量に
も依存するようになること、Ｂ量が０．０００３％より
も少ないときは、Ｂ量が０．００１０％の場合と比較し
て、焼入れ端部の硬度がＨｖにて７０以上硬度が低下し
、Ｈｖ２１０以下となることを見出した。
この知見は、焼入れ端部の硬度や継手最高硬さがＣ量に
よってほぼ決定されるという従来の知見からかけ離れた
全く新規な知見であって、本発明 トは、かか
る新規な知見に基づいて、溶接継手硬化、、９お。１．
．６、エイ、エヵお。９□ゎうｄｒｙ：ｅ＝ １７
応力腐食割れ発生の限界硬さＨＶ２１０以下をＴｏｎ□
あ。、５１．つよ。よイ、□□、６．□。 ）ｌよ
ヵ、ｒｓａ、：よや。８，７、ええあ。え６゜７あ
する。
よってほぼ決定されるという従来の知見からかけ離れた
全く新規な知見であって、本発明 トは、かか
る新規な知見に基づいて、溶接継手硬化、、９お。１．
．６、エイ、エヵお。９□ゎうｄｒｙ：ｅ＝ １７
応力腐食割れ発生の限界硬さＨＶ２１０以下をＴｏｎ□
あ。、５１．つよ。よイ、□□、６．□。 ）ｌよ
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次に、本発明者らは、雰囲気については、燃料の特殊な
制限をしないことを前提として、スラブ加熱炉のような
酸化雰囲気を選択して、焼入端部の硬度をＨＶ２１０以
下とする上記ｃｉｔｏ、ｏｓ％以下、Ｂ量０．０００３
％の脱炭脱ホウ素層をＳｉ−Ｍｎ−Ｖ−Ｂ系６０ ｋｇ
ｆ／ｍｓ”級鋼板ノ表面層トシテ形成させるための熱処
理条件を検討した。第２図及び第３図に加熱温度、加熱
時間と脱炭及び脱ホウ素量の関係、即ち、鋼板表面下０
．感龍における残留Ｃ量／母材のＣ量の比、及び残留Ｂ
量／母材のＢ量の比をそれぞれ示す。
制限をしないことを前提として、スラブ加熱炉のような
酸化雰囲気を選択して、焼入端部の硬度をＨＶ２１０以
下とする上記ｃｉｔｏ、ｏｓ％以下、Ｂ量０．０００３
％の脱炭脱ホウ素層をＳｉ−Ｍｎ−Ｖ−Ｂ系６０ ｋｇ
ｆ／ｍｓ”級鋼板ノ表面層トシテ形成させるための熱処
理条件を検討した。第２図及び第３図に加熱温度、加熱
時間と脱炭及び脱ホウ素量の関係、即ち、鋼板表面下０
．感龍における残留Ｃ量／母材のＣ量の比、及び残留Ｂ
量／母材のＢ量の比をそれぞれ示す。
Ｃ及びＢ共に、１０００℃以下の加熱温度では、脱炭及
び脱ホウ素され難いこと、１１００℃以上の加熱温度で
は加熱時間が５時間を越えても、脱炭及び脱ホウ素に飽
和がみられることが理解される。後者の現象は、脱炭及
び脱ホウ素層を含む鋼板表面が酸化スケールとなって失
なわれるためである。しかしながら、本発明に従って、
Ｃ量０．０６〜０．１４％、Ｂ量０．００１５％以下の
範囲とするとき、５ｉＪ１ｎ−Ｖ−Ｂ系６０ｋｇｆ／ａ
＋ｍ”級鋼板を１１００℃以上の温度で０．５時間以上
、好ましくは１時間以上の適宜時間加熱すれば、鋼板の
表面下０゜５ｆｉ以上において、Ｃ量０．０５％以下、
Ｂ ｔ ０．０−００３％以下の脱炭脱ホウ素層を形成
し得ることが理解できる。
び脱ホウ素され難いこと、１１００℃以上の加熱温度で
は加熱時間が５時間を越えても、脱炭及び脱ホウ素に飽
和がみられることが理解される。後者の現象は、脱炭及
び脱ホウ素層を含む鋼板表面が酸化スケールとなって失
なわれるためである。しかしながら、本発明に従って、
Ｃ量０．０６〜０．１４％、Ｂ量０．００１５％以下の
範囲とするとき、５ｉＪ１ｎ−Ｖ−Ｂ系６０ｋｇｆ／ａ
＋ｍ”級鋼板を１１００℃以上の温度で０．５時間以上
、好ましくは１時間以上の適宜時間加熱すれば、鋼板の
表面下０゜５ｆｉ以上において、Ｃ量０．０５％以下、
Ｂ ｔ ０．０−００３％以下の脱炭脱ホウ素層を形成
し得ることが理解できる。
このように、脱炭脱ホウ素層からなる表面軟化層が鋼板
表面から厚さ０．５鶴以上にわたって形成されるとき、
硫化物応力腐食割れ及びアンモニア応力腐食割れのいず
れもが発生しないが、鋼板の使用時に生じる疵や腐食を
考慮すれば、表面軟化層は鋼板表面から１鶴以上にわた
る厚さを有する １１ことが好ましい。加
熱温度の上限については、■３００ ｔｌ！、ｔ″、！
″！ ｌ−！ｔ１４Ｉ′：ｌ、）ｒ−）ｂ（Ｄ＊１ｉｌ
ｉ＜１ 。
表面から厚さ０．５鶴以上にわたって形成されるとき、
硫化物応力腐食割れ及びアンモニア応力腐食割れのいず
れもが発生しないが、鋼板の使用時に生じる疵や腐食を
考慮すれば、表面軟化層は鋼板表面から１鶴以上にわた
る厚さを有する １１ことが好ましい。加
熱温度の上限については、■３００ ｔｌ！、ｔ″、！
″！ ｌ−！ｔ１４Ｉ′：ｌ、）ｒ−）ｂ（Ｄ＊１ｉｌ
ｉ＜１ 。
しく、燃料費用が上昇するので、上限を１３００
。
。
℃とする。
１次に、本発明において用いる鋼片におけ
る化学 １□ 成分の限定理由について説明する。
１次に、本発明において用いる鋼片におけ
る化学 １□ 成分の限定理由について説明する。
。、よ、やｏｉｍ□、いい。よ５、□工ゎ□ ゛
。
。
が良好であり、また、表面軟化層を容易に形成させるこ
とができるが、余りに少ないときは、６０ｋｇｆ／ｍｍ
” 綱板としての所要の強度を確保することができない
ので、少なくとも０．０６％を添加することが必要であ
る。しかし、過度に多量に添加するときは、耐溶接割れ
性を劣化させるので、Ｃ添加量の上限は０．１４％とす
る。
とができるが、余りに少ないときは、６０ｋｇｆ／ｍｍ
” 綱板としての所要の強度を確保することができない
ので、少なくとも０．０６％を添加することが必要であ
る。しかし、過度に多量に添加するときは、耐溶接割れ
性を劣化させるので、Ｃ添加量の上限は０．１４％とす
る。
Ｓｉは、鋼の脱酸及び強度上昇のために添加することが
好ましいが、過多に添加するときは、溶接性の劣化を招
くので、添加量の上限を０．５０％とする。
好ましいが、過多に添加するときは、溶接性の劣化を招
くので、添加量の上限を０．５０％とする。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を増大させるために必要不可欠の
元素であり、この効果を有効に発現させるためには、少
なくとも０．３０％の添加を必要とする。しかし、過多
に添加するときは、溶接性を損ない、また、焼戻し脆化
感受性を増大させるので、その添加量の上限を１．８０
％とする。
元素であり、この効果を有効に発現させるためには、少
なくとも０．３０％の添加を必要とする。しかし、過多
に添加するときは、溶接性を損ない、また、焼戻し脆化
感受性を増大させるので、その添加量の上限を１．８０
％とする。
Ｐは、鋼の靭性や溶接性を損なうので、含有量は低いほ
どよいが、経済性を考慮して、含有量は０、０２５％以
下とする。
どよいが、経済性を考慮して、含有量は０、０２５％以
下とする。
Ｓは、鋼の靭性、溶接性及び板厚方向の特性に有害な影
響を与えるので、極力含有量を低減させることが望まし
いが、経済性を考慮して、含有量は０．０２０％以下と
する。
響を与えるので、極力含有量を低減させることが望まし
いが、経済性を考慮して、含有量は０．０２０％以下と
する。
■は、鋼の焼入れ性を増し、焼戻し軟化抵抗を高める効
果を有する。この効果を有効に発現させるためには、０
．０１％以上の添加を必要とする。
果を有する。この効果を有効に発現させるためには、０
．０１％以上の添加を必要とする。
しかし、過多に添加するときは、溶接性及び靭性を劣化
させるので、添加量の上限は０．１０％とする。
させるので、添加量の上限は０．１０％とする。
Ａｌは、鋼の脱酸剤としてと共に、ＡＩＮとして析出し
て、組織を微細化する作用を有し、更に、鋼がＢを含有
する場合は、Ｎを固定することによって、焼入れ性向上
に効果のある固溶Ｂを確保する効果を有する。しかし、
その添加量が０．０１０％よりも少ないときは、かかる
効化の発現が乏しく、他方、過多に添加するときは、鋼
塊表面割れの原因となるので、添加量の上限をｏ、ｉｏ
％とする。
て、組織を微細化する作用を有し、更に、鋼がＢを含有
する場合は、Ｎを固定することによって、焼入れ性向上
に効果のある固溶Ｂを確保する効果を有する。しかし、
その添加量が０．０１０％よりも少ないときは、かかる
効化の発現が乏しく、他方、過多に添加するときは、鋼
塊表面割れの原因となるので、添加量の上限をｏ、ｉｏ
％とする。
Ｎは、その含有量が多いほど、溶接継手熱影響部の靭性
を劣化させ、また、Ｂと結合して焼入れ性向上に有効な
固溶Ｂ量を減少させるので、上限を０．００５０％とす
る。
を劣化させ、また、Ｂと結合して焼入れ性向上に有効な
固溶Ｂ量を減少させるので、上限を０．００５０％とす
る。
本発明においては、鋼は、上記した元素に加えて、０．
００１５％以下のＢを含有することができる。Ｂは、微
量の添加によって焼入れ性を増す元素であって、本発明
においては、必要に応じて添加される。しかし、０．０
０１５％を越えて過多に添加するときは、Ｂ化合物を多
量に生成し、焼入れ性の低下及び靭性の劣化を招くので
、添加量の上限は０．００１５％とする。特に、焼入れ
性を増す効果を有効に得るには、通常、０．ＯＯＯ５％
以上を添加することが好ましい。
００１５％以下のＢを含有することができる。Ｂは、微
量の添加によって焼入れ性を増す元素であって、本発明
においては、必要に応じて添加される。しかし、０．０
０１５％を越えて過多に添加するときは、Ｂ化合物を多
量に生成し、焼入れ性の低下及び靭性の劣化を招くので
、添加量の上限は０．００１５％とする。特に、焼入れ
性を増す効果を有効に得るには、通常、０．ＯＯＯ５％
以上を添加することが好ましい。
更に、本発明においては、鋼は、Ｂと共に、又はＢとは
別に、 Ｃｕ０．５０％以下、 Ｎｉ０．５０％以下、 Ｃｒ０．５０％以下、 Ｍｏ０．５０％以下、 Ｔｉ ０．００２０％以下、 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有す
ることができる。
別に、 Ｃｕ０．５０％以下、 Ｎｉ０．５０％以下、 Ｃｒ０．５０％以下、 Ｍｏ０．５０％以下、 Ｔｉ ０．００２０％以下、 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有す
ることができる。
Ｃｕは、固溶強化及び析出強化によって鋼を強化するの
に有効である。しかし、０．５０％を越えて過多に添加
するときは、熱間加工性を劣化させるので、添加量の上
限は０．５０％とする。
に有効である。しかし、０．５０％を越えて過多に添加
するときは、熱間加工性を劣化させるので、添加量の上
限は０．５０％とする。
Ｎｉは、鋼の靭性を高めるのに非常に効果的である。し
かし、高価な元素であり、更に、過多に添加するときは
、硫化物応力腐食割れを促進することとなるので、その
添加量の上限は０．５０％とする。
かし、高価な元素であり、更に、過多に添加するときは
、硫化物応力腐食割れを促進することとなるので、その
添加量の上限は０．５０％とする。
Ｃｒは、鋼の耐食性及び焼入れ性を高めるのに有効であ
る。しかし、過多に添加すれば、溶接性の劣化を招くの
で、添加量の上限は０．５０％とする。
る。しかし、過多に添加すれば、溶接性の劣化を招くの
で、添加量の上限は０．５０％とする。
ＭＯは、鋼の焼入れ性を増し、焼戻し軟化抵抗を高め、
また、焼戻し脆化感受性を低めるのに有効であるが、他
方、高価な元素であるので、経済性を考慮して、０．５
０％以下の範囲で添加される。
また、焼戻し脆化感受性を低めるのに有効であるが、他
方、高価な元素であるので、経済性を考慮して、０．５
０％以下の範囲で添加される。
Ｔｉは、スラブ加熱時のオーステナイト結晶粒度の粗大
化を防止し、また、Ｎを固定化して、焼入れ性の向上に
効果を有する固溶Ｂを確保する効果を有する。しかし、
過多に添加するときは、鋼の溶接性を阻害することとな
るので、添加量の上限は０．０２０％とする。
化を防止し、また、Ｎを固定化して、焼入れ性の向上に
効果を有する固溶Ｂを確保する効果を有する。しかし、
過多に添加するときは、鋼の溶接性を阻害することとな
るので、添加量の上限は０．０２０％とする。
また、本発明による鋼はＣａを含有してもよい。
Ｃａは、ＭｎＳを球状化することによって、鋼板の異方
性を低減するために添加される。しかし、過多に添加す
るときは、介在物として内部品質を害するので、添加量
の上限を０．００５０％とする。
性を低減するために添加される。しかし、過多に添加す
るときは、介在物として内部品質を害するので、添加量
の上限を０．００５０％とする。
本発明において用いる鋼は、上記した化学成分を存する
と共に、 とするとき、予熱温度を従来の調質６０ｋｇｆ／ｍｍ”
級鋼板と同等程度に抑えるために、その上限を０゜２４
％とする。
と共に、 とするとき、予熱温度を従来の調質６０ｋｇｆ／ｍｍ”
級鋼板と同等程度に抑えるために、その上限を０゜２４
％とする。
（発明の効果）
以上のように、本発明の方法によれば、Ｃ５０゜０５％
及びＢ≦０．０００３％である厚さ０．５ ｎ以上の脱
炭及び脱ホウ素層が鋼板表面部に形成されるので、溶接
継手硬化部においても、最高硬さを硫化物応力腐食割れ
の限界硬さとされているＨｖ２１０以下とすることがで
き、このようにして、 ：耐硫化物応力腐食
割れ性及び耐アンモニア応力ｇ １食割れ性
にすぐれた調質６０ｋｇｆ／ｍｍ”扱高張力鋼板を得る
ことができる・ ［
ウーＦ、オ８．。アカ、ヶやや、オ、。 ■パ
・（実施例） 実施例１１′： 第１表に示す化学組成を有する本発明ｆｉＡ−Ｈ及び比
較鋼■〜Ｐを板厚３８龍に熱間圧延した後、酸化雰囲気
下に第１表に示す温度及び時間条件にて加熱して、鋼板
表面部の軟化を行なった。この［ 後・９３０″７２０分加熱後焼入０ゝ・６５０ ’Ｃ１
゜で１０分加熱する焼戻しを行なった。
：）。
及びＢ≦０．０００３％である厚さ０．５ ｎ以上の脱
炭及び脱ホウ素層が鋼板表面部に形成されるので、溶接
継手硬化部においても、最高硬さを硫化物応力腐食割れ
の限界硬さとされているＨｖ２１０以下とすることがで
き、このようにして、 ：耐硫化物応力腐食
割れ性及び耐アンモニア応力ｇ １食割れ性
にすぐれた調質６０ｋｇｆ／ｍｍ”扱高張力鋼板を得る
ことができる・ ［
ウーＦ、オ８．。アカ、ヶやや、オ、。 ■パ
・（実施例） 実施例１１′： 第１表に示す化学組成を有する本発明ｆｉＡ−Ｈ及び比
較鋼■〜Ｐを板厚３８龍に熱間圧延した後、酸化雰囲気
下に第１表に示す温度及び時間条件にて加熱して、鋼板
表面部の軟化を行なった。この［ 後・９３０″７２０分加熱後焼入０ゝ・６５０ ’Ｃ１
゜で１０分加熱する焼戻しを行なった。
：）。
これら鋼板を用いて、実施工上の手溶接に準じ
：ｉｓ ３１（ｉｆｆｉＡ！、□。００ Ｊ ／ｃａ
ｌ： ｒｉｔｊＪＩ−ｔ”ｅ！！！（’？ ’し
、母材と共に硬度を測定した。尚、溶接に際しでは、溶
接金属の表面硬度を下げるために、最終層の溶接には軟
鋼用溶接棒を用いた。上記硬度測定結果を第２表に示す
。
：ｉｓ ３１（ｉｆｆｉＡ！、□。００ Ｊ ／ｃａ
ｌ： ｒｉｔｊＪＩ−ｔ”ｅ！！！（’？ ’し
、母材と共に硬度を測定した。尚、溶接に際しでは、溶
接金属の表面硬度を下げるために、最終層の溶接には軟
鋼用溶接棒を用いた。上記硬度測定結果を第２表に示す
。
本発明鋼板の場合は、母材、溶接継手共に鋼板表面下０
．５ ｍにおいて、硬度ＨＶ２１０以下である。しかし
、比較鋼■及びＪは脱炭膜ホウ素のための加熱温度が低
いために、また、比較鋼には母材のＣ量が高すぎるため
に、それぞれ溶接継手の最高硬度はＨｖ２１０を越えて
いる。また、比較鋼り及びＭはＰｏが高すぎるために、
比較ｌ１ｌＮ乃至Ｐは、化学組成の点では本発明の範囲
に属するが、脱炭膜ホウ素していないので、溶接継手の
最高硬度が著しく高く、Ｉ（ｖ２１０を越えている。
．５ ｍにおいて、硬度ＨＶ２１０以下である。しかし
、比較鋼■及びＪは脱炭膜ホウ素のための加熱温度が低
いために、また、比較鋼には母材のＣ量が高すぎるため
に、それぞれ溶接継手の最高硬度はＨｖ２１０を越えて
いる。また、比較鋼り及びＭはＰｏが高すぎるために、
比較ｌ１ｌＮ乃至Ｐは、化学組成の点では本発明の範囲
に属するが、脱炭膜ホウ素していないので、溶接継手の
最高硬度が著しく高く、Ｉ（ｖ２１０を越えている。
第１図は、ＰＣＭが０．２４％であるＳｔ−Ｍｎ−Ｖ−
Ｂ系６０ ｋｇｆ／ｓａｄ”級鋼板を基本鋼板とし、Ｃ
量及びＢ量のみを変化させてジョミニー焼入れ試験を行
ったときのＣ量及びＢ量と、ジョミニー試験片焼入端部
硬度との関係を示すグラフ、第２図は、上記鋼板を酸化
雰囲気下に加熱したときの加熱温度及び時間と、母材の
Ｃ量に対する鋼板表面下０．５ ｎ＋における残留Ｃ量
の比との関係を示すグラフ、第３図は同様のＢ量の比を
示すグラフである。 第１図 Ｃ−ｔ（′／、″） 第２図 第３図 力０＃ ＄１ｂｌ （ｈＰ）
Ｂ系６０ ｋｇｆ／ｓａｄ”級鋼板を基本鋼板とし、Ｃ
量及びＢ量のみを変化させてジョミニー焼入れ試験を行
ったときのＣ量及びＢ量と、ジョミニー試験片焼入端部
硬度との関係を示すグラフ、第２図は、上記鋼板を酸化
雰囲気下に加熱したときの加熱温度及び時間と、母材の
Ｃ量に対する鋼板表面下０．５ ｎ＋における残留Ｃ量
の比との関係を示すグラフ、第３図は同様のＢ量の比を
示すグラフである。 第１図 Ｃ−ｔ（′／、″） 第２図 第３図 力０＃ ＄１ｂｌ （ｈＰ）
Claims (6)
- （１）重量％で Ｃ ０．０６〜０．１４％、 Ｓｉ ０．５０％以下、 Ｍｎ ０．３０〜１．８０％、 Ｐ ０．０２５％以下、 Ｓ ０．０２０％以下、 Ｖ ０．０１〜０．１０％、 Ａｌ ０．０１０〜０．１０％、 Ｎ ０．００５０％以下、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、且つ、Ｐ＿Ｃ＿Ｍ
＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６
０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）と
するとき、 Ｐ＿Ｃ＿Ｍ≦０．２４％ である鋼片を所定の板厚に圧延した後、焼入れ処理加熱
の前に１１００〜１３００℃の温度に加熱し、Ｃ≦０．
０５％である厚さ０．５ｍｍ以上の脱炭層を鋼板表面部
に形成し、次いで、焼入れ焼戻し処理を施すことを特徴
とする耐硫化物応力腐食割れ性及び耐アンモニア応力腐
食割れ性のすぐれた調質６０ｋｇｆ／ｍｍ＾２級高張力
鋼板の製造方法。 - （２）重量％で Ｃ ０．０６〜０．１４％、 Ｓｉ ０．５０％以下、 Ｍｎ ０．３０〜１．８０％、 Ｐ ０．０２５％以下、 Ｓ ０．０２０％以下、 Ｖ ０．０１〜０．１０％、 Ａｌ ０．０１０〜０．１０％、 Ｂ ０．００１５％以下、 Ｎ ０．００５０％以下、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、且つ、Ｐ＿Ｃ＿Ｍ
＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６
０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）と
するとき、 Ｐ＿Ｃ＿Ｍ≦０．２４％ である鋼片を所定の板厚に圧延した後、焼入れ処理加熱
の前に１１００〜１３００℃の温度に加熱し、Ｃ≦０．
０５％及びＢ≦０．０００３％である厚さ０．５ｍｍ以
上の脱炭及び脱ホウ素層を鋼板表面部に形成し、次いで
、焼入れ焼戻し処理を施すことを特徴とする耐硫化物応
力腐食割れ性及び耐アンモニア応力腐食割れ性のすぐれ
た調質６０ｋｇｆ／ｍｍ＾２級高張力鋼板の製造方法。 - （３）重量％で Ｃ ０．０６〜０．１４％、 Ｓｉ ０．５０％以下、 Ｍｎ ０．３０〜１．８０％、 Ｐ ０．０２５％以下、 Ｓ ０．０２０％以下、 Ｖ ０．０１〜０．１０％、 Ａｌ ０．０１０〜０．１０％及び Ｎ ０．００５０％以下を含有し、更に、 （ｂ）Ｃｕ ０．５０％以下、 Ｎｉ ０．５０％以下、 Ｃｒ ０．５０％以下、 Ｍｏ ０．５０％以下、 Ｔｉ ０．００２０％以下、 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し
、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、且つ、Ｐ＿Ｃ＿Ｍ
＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６
０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）と
するとき、 Ｐ＿Ｃ＿Ｍ≦０．２４％ である鋼片を所定の板厚に圧延した後、焼入れ処理加熱
の前に１１００〜１３００℃の温度に加熱し、Ｃ≦０．
０５％である厚さ０．５ｍｍ以上の脱炭層を鋼板表面部
に形成し、次いで、焼入れ焼戻し処理を施すことを特徴
とする耐硫化物応力腐食割れ性及び耐アンモニア応力腐
食割れ性のすぐれた調質６０ｋｇｆ／ｍｍ＾２級高張力
鋼板の製造方法。 - （４）重量％で （ａ）Ｃ ０．０６〜０．１４％、 Ｓｉ ０．５０％以下、 Ｍｎ ０．３０〜１．８０％、 Ｐ ０．０２５％以下、 Ｓ ０．０２０％以下、 Ｖ ０．０１〜０．１０％、 Ａｌ ０．０１０〜０．１０％、 Ｂ ０．００１５％以下及び、 Ｎ ０．００５０％以下を含有し、更に、 （ｂ）Ｃｕ ０．５０％以下、 Ｎｉ ０．５０％以下、 Ｃｒ ０．５０％以下、 Ｍｏ ０．５０％以下、 Ｔｉ ０．００２０％以下、 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し
、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、且つ、Ｐ＿Ｃ＿Ｍ
＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６
０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）と
するとき、 Ｐ＿Ｃ＿Ｍ≦０．２４％ である鋼片を所定の板厚に圧延した後、焼入れ処理加熱
の前に１１００〜１３００℃の温度に加熱し、Ｃ≦０．
０５％及びＢ≦０．０００３％である厚さ０．５ｍｍ以
上の脱炭及び脱ホウ素層を鋼板表面部に形成し、次いで
、焼入れ焼戻し処理を施すことを特徴とする耐硫化物応
力腐食割れ性及び耐アンモニア応力腐食割れ性のすぐれ
た調質６０ｋｇｆ／ｍｍ＾２級高張力鋼板の製造方法。 - （５）重量％で （ａ）Ｃ ０．０６〜０．１４％、 Ｓｉ ０．５０％以下、 Ｍｎ ０．３０〜１．８０％、 Ｐ ０．０２５％以下、 Ｓ ０．０２０％以下、 Ｖ ０．０１〜０．１０％、 Ａｌ ０．０１０〜０．１０％、 Ｎ ０．００５０％以下及び、 Ｃａ ０．００５０％以下を含有し、更に、（ｂ）Ｃｕ
０．５０％以下、 Ｎｉ ０．５０％以下、 Ｃｒ ０．５０％以下、 Ｍｏ ０．５０％以下、 Ｔｉ ０．００２０％以下、 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し
、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、且つ、Ｐ＿Ｃ＿Ｍ
＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６
０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）と
するとき、 Ｐ＿Ｃ＿Ｍ≦０．２４％ である鋼片を所定の板厚に圧延した後、焼入れ処理加熱
の前に１１００〜１３００℃の温度に加熱し、Ｃ≦０．
０５％である厚さ０．５ｍｍ以上の脱炭層を鋼板表面部
に形成し、次いで、焼入れ焼戻し処理を施すことを特徴
とする耐硫化物応力腐食割れ性及び耐アンモニア応力腐
食割れ性のすぐれた調質６０ｋｇｆ／ｍｍ＾２級高張力
鋼板の製造方法。 - （６）重量％で （ａ）Ｃ ０．０６〜０．１４％、 Ｓｉ ０．５０％以下、 Ｍｎ ０．３０〜１．８０％、 Ｐ ０．０２５％以下、 Ｓ ０．０２０％以下、 Ｖ ０．０１〜０．１０％、 Ａｌ ０．０１０〜０．１０％、 Ｂ ０．００１５％以下及び Ｎ ０．００５０％以下及び、 Ｃａ ０．００５０％以下を含有し、更に、（ｂ）Ｃｕ
０．５０％以下、 Ｎｉ ０．５０％以下、 Ｃｒ ０．５０％以下、 Ｍｏ ０．５０％以下、 Ｔｉ ０．００２０％以下、 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し
、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、且つ、Ｐ＿Ｃ＿Ｍ
＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６
０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）と
するとき、 Ｐ＿Ｃ＿Ｍ≦０．２４％ である鋼片を所定の板厚に圧延した後、焼入れ処理加熱
の前に１１００〜１３００℃の温度に加熱し、Ｃ≦０．
０５％及びＢ≦０．０００３％である厚さ０．５ｍｍ以
上の脱炭及び脱ホウ素層を鋼板表面部に形成し、次いで
、焼入れ焼戻し処理を施すことを特徴とする耐硫化物応
力腐食割れ性及び耐アンモニア応力腐食割れ性のすぐれ
た調質６０ｋｇｆ／ｍｍ＾２級高張力鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12120585A JPS61279631A (ja) | 1985-06-03 | 1985-06-03 | 耐硫化物応力腐食割れ性及び耐アンモニア応力腐食割れ性のすぐれた調質６０Ｋｇｆ／ｍｍ↑２級高張力鋼板の製造方 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12120585A JPS61279631A (ja) | 1985-06-03 | 1985-06-03 | 耐硫化物応力腐食割れ性及び耐アンモニア応力腐食割れ性のすぐれた調質６０Ｋｇｆ／ｍｍ↑２級高張力鋼板の製造方 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61279631A true JPS61279631A (ja) | 1986-12-10 |
Family
ID=14805467
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12120585A Pending JPS61279631A (ja) | 1985-06-03 | 1985-06-03 | 耐硫化物応力腐食割れ性及び耐アンモニア応力腐食割れ性のすぐれた調質６０Ｋｇｆ／ｍｍ↑２級高張力鋼板の製造方 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61279631A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20220084138A (ko) | 2019-11-22 | 2022-06-21 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 액체 암모니아 수송용 및 저장용 강재, 및, 액체 암모니아 수송용 및 저장용 강재의 제조 방법 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57149421A (en) * | 1981-03-10 | 1982-09-16 | Kawasaki Steel Corp | Manufacture of surface decarburized steel excellent in resistance to stress corrosion cracking by sulfide and ammonium |
| JPS61253326A (ja) * | 1985-05-02 | 1986-11-11 | Kobe Steel Ltd | 耐硫化物応力腐食割れ性にすぐれた調質８０ｋｇｆ／ｍｍ↑２級高張力鋼板の製造方法 |
-
1985
- 1985-06-03 JP JP12120585A patent/JPS61279631A/ja active Pending
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57149421A (en) * | 1981-03-10 | 1982-09-16 | Kawasaki Steel Corp | Manufacture of surface decarburized steel excellent in resistance to stress corrosion cracking by sulfide and ammonium |
| JPS61253326A (ja) * | 1985-05-02 | 1986-11-11 | Kobe Steel Ltd | 耐硫化物応力腐食割れ性にすぐれた調質８０ｋｇｆ／ｍｍ↑２級高張力鋼板の製造方法 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20220084138A (ko) | 2019-11-22 | 2022-06-21 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 액체 암모니아 수송용 및 저장용 강재, 및, 액체 암모니아 수송용 및 저장용 강재의 제조 방법 |
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