JPS62284043A - 溶接部の耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼の製造法 - Google Patents
溶接部の耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼の製造法Info
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- JPS62284043A JPS62284043A JP12719786A JP12719786A JPS62284043A JP S62284043 A JPS62284043 A JP S62284043A JP 12719786 A JP12719786 A JP 12719786A JP 12719786 A JP12719786 A JP 12719786A JP S62284043 A JPS62284043 A JP S62284043A
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Landscapes
- 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】
３、発明の詳細な説明
「発明の目的」
本発明は溶接部の耐硫化物応力腐食割れ性に優れた綱お
よびその製造法に係り、母材部に比し劣らざるを得ない
ものとされている溶接部、特に溶接熱影響部の耐硫化物
応力腐食割れ性を適切に向上することのできる銅および
その製造法を提供しようとするものである。
よびその製造法に係り、母材部に比し劣らざるを得ない
ものとされている溶接部、特に溶接熱影響部の耐硫化物
応力腐食割れ性を適切に向上することのできる銅および
その製造法を提供しようとするものである。
産業上の利用分野
サワーラインパイプおよびその附設物あるいはサワーガ
スに曝される圧力容器、化学配管等の溶接部の耐応力腐
食割れ性を必要とする鋼材およびその製造技術。
スに曝される圧力容器、化学配管等の溶接部の耐応力腐
食割れ性を必要とする鋼材およびその製造技術。
従来の技術
硫化水素（Ｈ２ｓ ）を含有した、いわゆるサワーオイ
ルやサワーガスを輸送するラインパイプ及びその付属設
備、或いはその他のＯ２Ｓを含む流体を扱う化学プラン
トの配管や圧力容器などの鋼構造物には耐水素誘起割れ
性（耐ＨＩＣ性）とともに耐硫化物応力腐食割れ性（以
下耐ＳＳＣ性という）が要求されることが多い。然して
この耐ＳＳＣ性については通常Ｎ Ａ ＣＥ （Ｎａｔ
ｉｏｎａｌ八５ｓｏｃｉａへｉｏｎｏｆ Ｃｏｒｒｏｓ
ｉｏｎ ｔ！ｎｇｉｎｅｅｒｓ） ＴＭ Ｏ１−７７規
格による定荷重型ＳＳＣ試験（６，３５ｎ＋φの後述第
２図に示すような丸棒試験片に５％ＮａＣｊｌ！ ＋〇
、 ５％ＣＨ３ＣＯ０Ｈ＋飽和Ｈ，Ｓ液内で、ある荷重
による引張応力を付与し、種々の応力における破断時間
を求める試験）や、４点曲げ試験などによって材料の耐
ＳＳＣ性が評価される。
ルやサワーガスを輸送するラインパイプ及びその付属設
備、或いはその他のＯ２Ｓを含む流体を扱う化学プラン
トの配管や圧力容器などの鋼構造物には耐水素誘起割れ
性（耐ＨＩＣ性）とともに耐硫化物応力腐食割れ性（以
下耐ＳＳＣ性という）が要求されることが多い。然して
この耐ＳＳＣ性については通常Ｎ Ａ ＣＥ （Ｎａｔ
ｉｏｎａｌ八５ｓｏｃｉａへｉｏｎｏｆ Ｃｏｒｒｏｓ
ｉｏｎ ｔ！ｎｇｉｎｅｅｒｓ） ＴＭ Ｏ１−７７規
格による定荷重型ＳＳＣ試験（６，３５ｎ＋φの後述第
２図に示すような丸棒試験片に５％ＮａＣｊｌ！ ＋〇
、 ５％ＣＨ３ＣＯ０Ｈ＋飽和Ｈ，Ｓ液内で、ある荷重
による引張応力を付与し、種々の応力における破断時間
を求める試験）や、４点曲げ試験などによって材料の耐
ＳＳＣ性が評価される。
一般に鋼材の耐ＳＳＣ性を改善するには耐ＨＩＣ性を向
上させておくことが必要条件である（例えば、極低Ｓ化
とＣａの適量添加などによる介在物形状制御や、偏析部
の硬化低減策など）が、ミクロ組織の管理が非常に重要
であって、低炭素ベイナイトの細粒組織、焼戻マルテン
サイト細粒組織などを得ることによって、鋼材の耐ＳＳ
Ｃ性（具体的には例えば限界応力σｔｈ）が大巾に向上
することが知られている。
上させておくことが必要条件である（例えば、極低Ｓ化
とＣａの適量添加などによる介在物形状制御や、偏析部
の硬化低減策など）が、ミクロ組織の管理が非常に重要
であって、低炭素ベイナイトの細粒組織、焼戻マルテン
サイト細粒組織などを得ることによって、鋼材の耐ＳＳ
Ｃ性（具体的には例えば限界応力σｔｈ）が大巾に向上
することが知られている。
因みに通常の耐サワー材料でフェライト−パーライト系
組織を呈するものではＮＡＣＥ ＴＭ ０１−７７テス
トのσいレベルは０．５〜０．６５σ、、（σｙ ：降
伏応力）程度であるが、低炭素ベイナイト組織や焼戻マ
ルテンサイト組織を呈するものでは０．７５〜０．９５
σ９前後にも向上する。
組織を呈するものではＮＡＣＥ ＴＭ ０１−７７テス
トのσいレベルは０．５〜０．６５σ、、（σｙ ：降
伏応力）程度であるが、低炭素ベイナイト組織や焼戻マ
ルテンサイト組織を呈するものでは０．７５〜０．９５
σ９前後にも向上する。
発明が解決しようとする問題点
ところが、溶接継手部の耐ＳＳＣ性（σｔｈ）母材のミ
クロ組織に依らず、はぼ０．４５〜０．６５σ。
クロ組織に依らず、はぼ０．４５〜０．６５σ。
の範囲にあり、母材の耐ＳＳＣ性を向上させても、必ず
しも継手ＳＳＣ性は改善しないことが知られている。こ
れは溶接による熱履歴によって良好なｍ織が変化するの
に加えて溶接熱影響部が大きく硬化したり、溶接熱歪に
よるミクロ的な残留応力などが関与するからと考えられ
る。
しも継手ＳＳＣ性は改善しないことが知られている。こ
れは溶接による熱履歴によって良好なｍ織が変化するの
に加えて溶接熱影響部が大きく硬化したり、溶接熱歪に
よるミクロ的な残留応力などが関与するからと考えられ
る。
溶接部の耐ＳＳＣ性を母材なみに改善する方策の１つと
して、溶接後に焼入焼戻のような熱処理を施すことも１
つの手段であるが、必ずしも工業的にやりやすい方策で
もないし、焼きの入りにくい鋼の場合はそれほど耐ＳＳ
Ｃ性の改善は期待できない。
して、溶接後に焼入焼戻のような熱処理を施すことも１
つの手段であるが、必ずしも工業的にやりやすい方策で
もないし、焼きの入りにくい鋼の場合はそれほど耐ＳＳ
Ｃ性の改善は期待できない。
「発明の構成」
問題点を解決するための手段
（１１Ｃ： ０．００５〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ ：
０．０５〜０．８ ｗｔ％、Ｍｎ ： ０．５〜２．２
ｗｔ％、 Ｐ ： ０．０２５ ｗｔ％以下、Ｓ ：
０．００４ ｗｔ％以下、 Ｎｂ ： ０．０１０〜
０ 、０８０ｗ ｔ％、Ｖ ： ０．０２０〜０．１０
ｗｔ％、Ａ Ｉ！ ：０．００５〜０．０７０ｗｔ％、
Ｎ ： ０．０１〜０．０２ｗｔ％、 Ｃａ ： ０．
０００５〜０．００８０ｗｔ％、を含有゛し、残部がＦ
ｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする溶接
部の耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼。
０．０５〜０．８ ｗｔ％、Ｍｎ ： ０．５〜２．２
ｗｔ％、 Ｐ ： ０．０２５ ｗｔ％以下、Ｓ ：
０．００４ ｗｔ％以下、 Ｎｂ ： ０．０１０〜
０ 、０８０ｗ ｔ％、Ｖ ： ０．０２０〜０．１０
ｗｔ％、Ａ Ｉ！ ：０．００５〜０．０７０ｗｔ％、
Ｎ ： ０．０１〜０．０２ｗｔ％、 Ｃａ ： ０．
０００５〜０．００８０ｗｔ％、を含有゛し、残部がＦ
ｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする溶接
部の耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼。
ｆ２１ Ｃ： ０．００５〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ ：
０．０５〜０．８ ｗｔ％、Ｍｎ ： ０．５〜２．
２ ｗｔ％、 Ｐ ： ０．０２５ ｗｔ％以下、Ｓ
： ０．００４ ｗｔ％以下、 Ｎｂ ： ０．０１０
〜０．０８０騙ｔ％、Ｖ ： ０．０２０〜０．１０ｗ
ｔ％、Ａ Ｉ！：０．００５〜０．０７０ｗｔ％、Ｎ
： ０．０１〜０．０２ｗｔ％、 Ｃａ ： ０．００
０５〜０．００８０ｗｔ％を含有すると共に、 Ｃｕ：１．０ｗｔ％以下、Ｎｉ ： １．０ｗｔ％以下
、Ｃｒ：１．０ｗｔ％以下、Ｍｏ：０．５ｗｔ％以下、
Ｔｉ ： ０．１ｗｔ％以下、Ｂ ： ０．００２０ｗ
ｔ％以下の何れか１種または２種以上を含有し、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする溶
接部の耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼。
０．０５〜０．８ ｗｔ％、Ｍｎ ： ０．５〜２．
２ ｗｔ％、 Ｐ ： ０．０２５ ｗｔ％以下、Ｓ
： ０．００４ ｗｔ％以下、 Ｎｂ ： ０．０１０
〜０．０８０騙ｔ％、Ｖ ： ０．０２０〜０．１０ｗ
ｔ％、Ａ Ｉ！：０．００５〜０．０７０ｗｔ％、Ｎ
： ０．０１〜０．０２ｗｔ％、 Ｃａ ： ０．００
０５〜０．００８０ｗｔ％を含有すると共に、 Ｃｕ：１．０ｗｔ％以下、Ｎｉ ： １．０ｗｔ％以下
、Ｃｒ：１．０ｗｔ％以下、Ｍｏ：０．５ｗｔ％以下、
Ｔｉ ： ０．１ｗｔ％以下、Ｂ ： ０．００２０ｗ
ｔ％以下の何れか１種または２種以上を含有し、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする溶
接部の耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼。
（３１Ｃ： ０．００５〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ ：
０．０５〜０．８賀ｔ％、Ｍｎ ： ０．５〜２．２
ｗｔ％、 Ｐ ： ０．０２５ ｗｔ％以下、Ｓ ：
０．００４ ｗｔ％以下、 Ｎｂ ： ０．０１０〜０
．０８０ｅｖｔ％、Ｖ ： ０．０２０〜０．１０ｗｔ
％、Ａ １ ：０．００５〜０．０７０呵％、Ｎ ：
０．０１〜０．０２ｗｔ％、 Ｃａ ： ０．０００５
〜０．００８０ｉｙｔ％を含有し、残部がＦｅおよび不
可避的不純物からなる鋼を１０００〜１３００℃に加熱
し、未再結晶温度以下における圧下率を２０％以上で仕
上圧延温度６５０〜８００℃で圧延することを特徴とす
る溶接部の耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼の製造法
。
０．０５〜０．８賀ｔ％、Ｍｎ ： ０．５〜２．２
ｗｔ％、 Ｐ ： ０．０２５ ｗｔ％以下、Ｓ ：
０．００４ ｗｔ％以下、 Ｎｂ ： ０．０１０〜０
．０８０ｅｖｔ％、Ｖ ： ０．０２０〜０．１０ｗｔ
％、Ａ １ ：０．００５〜０．０７０呵％、Ｎ ：
０．０１〜０．０２ｗｔ％、 Ｃａ ： ０．０００５
〜０．００８０ｉｙｔ％を含有し、残部がＦｅおよび不
可避的不純物からなる鋼を１０００〜１３００℃に加熱
し、未再結晶温度以下における圧下率を２０％以上で仕
上圧延温度６５０〜８００℃で圧延することを特徴とす
る溶接部の耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼の製造法
。
（４） Ｃ： ０．００５〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ ：
０．０３〜０．８ ｗｔ％、Ｍｎ ： ０．５〜２．
２ ｗｔ％、 Ｐ ： ０．０２５ ｗｔ％以下、Ｓ
： ０．００４ ｗｔ％以下、 Ｎｂ ： ０．０１０
〜０．０８０ｗｔ％、Ｖ ： ０．０２０〜０．１０ｗ
ｔ％、Ａ ｌ ：０．００５〜０．０７０ｗｔ％、Ｎ
： ０．０１〜０．０２ｗｔ ％、 Ｃａ ：
０．０００５〜０．００８０ｗｔ ％を含有すると共
に、 Ｃｕ：１．０ｗｔ％以下、Ｎｉ ： １．０ｗｔ％以下
、Ｃｒ：１．０ｉ１ｔ％以下、Ｍｏ：０．５ｗｔ％以下
、Ｔｉ：０．１ｗｔ％以下、Ｂ ： ０．００２０ｗｔ
％以下の何れか１種または２種以上を含有し、残部がＦ
ｅおよび不可避的不純物からなる鋼を１０００〜１３０
０℃に加熱し、未再結晶温度以下における圧下率を２０
％以上で仕上圧延温度６５０〜８００℃により圧延する
ことを特徴とする溶接部の耐硫化物応力腐食割れ性に優
れた鋼の製造法。
０．０３〜０．８ ｗｔ％、Ｍｎ ： ０．５〜２．
２ ｗｔ％、 Ｐ ： ０．０２５ ｗｔ％以下、Ｓ
： ０．００４ ｗｔ％以下、 Ｎｂ ： ０．０１０
〜０．０８０ｗｔ％、Ｖ ： ０．０２０〜０．１０ｗ
ｔ％、Ａ ｌ ：０．００５〜０．０７０ｗｔ％、Ｎ
： ０．０１〜０．０２ｗｔ ％、 Ｃａ ：
０．０００５〜０．００８０ｗｔ ％を含有すると共
に、 Ｃｕ：１．０ｗｔ％以下、Ｎｉ ： １．０ｗｔ％以下
、Ｃｒ：１．０ｉ１ｔ％以下、Ｍｏ：０．５ｗｔ％以下
、Ｔｉ：０．１ｗｔ％以下、Ｂ ： ０．００２０ｗｔ
％以下の何れか１種または２種以上を含有し、残部がＦ
ｅおよび不可避的不純物からなる鋼を１０００〜１３０
０℃に加熱し、未再結晶温度以下における圧下率を２０
％以上で仕上圧延温度６５０〜８００℃により圧延する
ことを特徴とする溶接部の耐硫化物応力腐食割れ性に優
れた鋼の製造法。
＋５１ Ｃ： ０．００５〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ ：
０．０５〜０．８ ｗｔ％、Ｍｎ ： ０．５〜２．
２ ｗｔ％、 Ｐ ： ０．０２５ ｗｔ％以下、Ｓ
： ０．００４ ｗｔ％以下、 Ｎｂ ： ０．０１０
〜Ｑ、ＱＢＱｗｔ％、Ｖ ： ０．０２０ 〜０．１０
賀ｔ％、八Ｎ ：０．００５〜０．０７０別ｔ％、Ｎ
： ０．０１〜０．０２ｗｔ％、 Ｃａ ： ０．００
０５〜０．００８０ｉ１ｔ％を含有し、残部がＦｅおよ
び不可避的不純物からなる鋼を１０００〜１３００℃に
加熱し、未再結晶温度以下における圧下率を２０％以上
で仕上圧延温度６５０〜８００℃によりで圧延後、直ち
に冷却速度３〜５０℃／ｓｅｃ、冷却停止温度４００〜
６５０℃で冷却することを特徴とする溶接部の耐硫化物
応力腐食割れ性に優れた鋼の製造法。
０．０５〜０．８ ｗｔ％、Ｍｎ ： ０．５〜２．
２ ｗｔ％、 Ｐ ： ０．０２５ ｗｔ％以下、Ｓ
： ０．００４ ｗｔ％以下、 Ｎｂ ： ０．０１０
〜Ｑ、ＱＢＱｗｔ％、Ｖ ： ０．０２０ 〜０．１０
賀ｔ％、八Ｎ ：０．００５〜０．０７０別ｔ％、Ｎ
： ０．０１〜０．０２ｗｔ％、 Ｃａ ： ０．００
０５〜０．００８０ｉ１ｔ％を含有し、残部がＦｅおよ
び不可避的不純物からなる鋼を１０００〜１３００℃に
加熱し、未再結晶温度以下における圧下率を２０％以上
で仕上圧延温度６５０〜８００℃によりで圧延後、直ち
に冷却速度３〜５０℃／ｓｅｃ、冷却停止温度４００〜
６５０℃で冷却することを特徴とする溶接部の耐硫化物
応力腐食割れ性に優れた鋼の製造法。
（６） Ｃ： ０．００５〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ ：
０．０５〜０．８ ｗｔ％、Ｍｎ ： ０．５〜２．
２ ｗｔ％、 Ｐ ： ０．０２５ ｗｔ％以下、Ｓ
： ０．００４圓ｔ％以下、 Ｎｂ ： ０．０１０〜
０．０８０ｗｔ％、Ｖ ： ０．０２０ 〜０．１０騙
ｔ％、へβ：０．００５〜０．０７０ｗｔ％、Ｎ ：
０．０１〜０．０２ｗｔ％、 Ｃａ ： ０．０００
５〜０．００８１ｈｔ％を含有すると共に、 Ｃｕ：１．０ｗｔ％以下、Ｎｉ ： １．０ｗｔ％以下
、Ｃｒ：１．０ｉｙｔ％以下、Ｍｏ：０．５ｗｔ％以下
、Ｔｉ ： ０．１賀ｔ％以下、Ｂ ： ０．００２０
讐ｔ％以下の何れか１種または２種以上を含有し、残部
がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を１０００〜１
３００℃に加熱し、未再結晶温度以下における圧下率を
２０％以上で仕上圧延温度６５０〜８００℃により圧延
後、直ちに冷却速度３〜５０℃／ｓｅｃ、冷却停止温度
４００〜６５０℃で冷却することを特徴とする溶接部の
耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼の製造法。
０．０５〜０．８ ｗｔ％、Ｍｎ ： ０．５〜２．
２ ｗｔ％、 Ｐ ： ０．０２５ ｗｔ％以下、Ｓ
： ０．００４圓ｔ％以下、 Ｎｂ ： ０．０１０〜
０．０８０ｗｔ％、Ｖ ： ０．０２０ 〜０．１０騙
ｔ％、へβ：０．００５〜０．０７０ｗｔ％、Ｎ ：
０．０１〜０．０２ｗｔ％、 Ｃａ ： ０．０００
５〜０．００８１ｈｔ％を含有すると共に、 Ｃｕ：１．０ｗｔ％以下、Ｎｉ ： １．０ｗｔ％以下
、Ｃｒ：１．０ｉｙｔ％以下、Ｍｏ：０．５ｗｔ％以下
、Ｔｉ ： ０．１賀ｔ％以下、Ｂ ： ０．００２０
讐ｔ％以下の何れか１種または２種以上を含有し、残部
がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を１０００〜１
３００℃に加熱し、未再結晶温度以下における圧下率を
２０％以上で仕上圧延温度６５０〜８００℃により圧延
後、直ちに冷却速度３〜５０℃／ｓｅｃ、冷却停止温度
４００〜６５０℃で冷却することを特徴とする溶接部の
耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼の製造法。
作用
Ｎｂを０．０１０ｗｔ％以上含有させ、又■を０．０２
ｗｔ％以上含有せしめ、しかもＮを０．０１ｗｔ％以上
として細粒化効果と窒化物の微細分散析出効果を重畳さ
せ溶接熱サイクルによっても良好な組織をできる限り維
持する。
ｗｔ％以上含有せしめ、しかもＮを０．０１ｗｔ％以上
として細粒化効果と窒化物の微細分散析出効果を重畳さ
せ溶接熱サイクルによっても良好な組織をできる限り維
持する。
Ｃを０．００５ｗｔ％以上含有させ、又Ｍｎを０．５ｗ
ｔ％以上含有させ、且つＳｉを０．８０ｗｔ％以下、Ｍ
ｎの上限を２．２ｗｔ％、■の上限を０．０２ｗｔ％、
ＮｂおよびＡｌの上限を共に０．０８ｗｔ％となし、Ｎ
の上限を０．０２ｗｔ％とすることにより強度、靭性を
確保し、Ｓを０．００４ｗｔ％以下として延靭性および
耐旧Ｃ性を確保する。更にＣａの上限を８０ｐｐｍとし
て耐ＨＩＣ性が得られる。
ｔ％以上含有させ、且つＳｉを０．８０ｗｔ％以下、Ｍ
ｎの上限を２．２ｗｔ％、■の上限を０．０２ｗｔ％、
ＮｂおよびＡｌの上限を共に０．０８ｗｔ％となし、Ｎ
の上限を０．０２ｗｔ％とすることにより強度、靭性を
確保し、Ｓを０．００４ｗｔ％以下として延靭性および
耐旧Ｃ性を確保する。更にＣａの上限を８０ｐｐｍとし
て耐ＨＩＣ性が得られる。
ＡＪが０．０８％以下、Ｎが２００ｐｐｍ以下とされる
ことによって表面疵の発生を低減する。
ことによって表面疵の発生を低減する。
Ｃｕ扮１．０ｗｔ％、Ｎｉ扮１．０ｗｔ％、Ｃｒ扮１．
０ｗｔ％、Ｍｏ扮０．５ｗｔ％を含有させることにより
強度を更に高め、又靭性を得しめると共に熱間加工性劣
化、高温割れ性増加、靭性劣化および溶接性劣化を回避
する。
０ｗｔ％、Ｍｏ扮０．５ｗｔ％を含有させることにより
強度を更に高め、又靭性を得しめると共に熱間加工性劣
化、高温割れ性増加、靭性劣化および溶接性劣化を回避
する。
Ｔｉ扮１．０ｗｔ％を含有させることにより耐ＳＳＣ性
を向上し、しかもＨＡＺおよび母材の靭性を損わない。
を向上し、しかもＨＡＺおよび母材の靭性を損わない。
Ｂを０．００２％以下含有させることにより極低Ｃ領域
での強度低下を補い、しかも靭性劣化を避ける。
での強度低下を補い、しかも靭性劣化を避ける。
製造法として、加熱温度が１０００〜１３００℃とされ
ることで強度と靭性を確保し、しかも結晶粒粗大化を避
ける。
ることで強度と靭性を確保し、しかも結晶粒粗大化を避
ける。
未再結晶温度域で２０％以上の圧下をなすことで高張力
化を図る。
化を図る。
仕上圧延温度を６５０〜８００℃としてミル負荷の低減
を図り、しかも加速冷却前におけるサブ組織の回復を制
限する。
を図り、しかも加速冷却前におけるサブ組織の回復を制
限する。
上記した熱間圧延仕上後の冷却速度を３℃八へｃ以上と
して加速冷却によるサブ組織回復抑制を得しめて高張力
化をもたらし、その上限を５０℃／ｓｅｃとし、又この
冷却停止温度の下限を４００℃以上として歪のない好ま
しい精度の厚鋼板を得しめる。冷却停止温度の上限が６
５０℃とされることに変態組織の改善効果が適切に得ら
れる。
して加速冷却によるサブ組織回復抑制を得しめて高張力
化をもたらし、その上限を５０℃／ｓｅｃとし、又この
冷却停止温度の下限を４００℃以上として歪のない好ま
しい精度の厚鋼板を得しめる。冷却停止温度の上限が６
５０℃とされることに変態組織の改善効果が適切に得ら
れる。
実施例
上記したような本発明について更に説明すると、本発明
者等は前記したような従来技術の問題点に鑑み、種々検
討を重ねた結果、溶接部の耐ＳＳＣ性を改善せしめる鋼
およびその製造法を見い出したものであって、仔細は以
下の如くである。
者等は前記したような従来技術の問題点に鑑み、種々検
討を重ねた結果、溶接部の耐ＳＳＣ性を改善せしめる鋼
およびその製造法を見い出したものであって、仔細は以
下の如くである。
即ち、本発明によるものは、ｗｔ％（以下単に％という
）で、ｃ：ｏ、ｏｏ５〜０．１５％、Ｓｉ ： ０．０
５〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．２％、Ｐ≦０．０２
５％、Ｓ≦０．００４％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０８
０％、Ｖ ： ０．０２０〜０．１０％、ＡＩ！、：０
．００５〜０、０７０％、Ｎ ｊ ０．０１〜０．０２
％、Ｃａ ： ０．０００５〜ｏ、 ｏ ｏ ｓ ｏ％
で残部がＦｅ及び不可避的不純物から成る溶接部の耐Ｓ
ＳＣ性に優れることを特徴とする鋼であって、更にＣｕ
≦１．０％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｒ≦１．０％、Ｍｏ≦
０．５％、Ｔｉ≦１．０％、Ｂ≦０、 ＯＯ２０％を任
意添加元素とし、またその製造法としては、このような
鋼成分を有する鋼スラブを加熱温度１０００〜１３００
℃、未再結晶温度以下の圧下率２０％以上、仕上温度６
５０〜８００℃で制御圧延し、必要に応じその後３〜５
０℃／ｓｅｃの冷却速度で、停止温度４００〜６５０℃
まで制御冷却するような溶接部の耐ＳＳＣ性に優れるこ
とを特徴とする鋼の製造法である。
）で、ｃ：ｏ、ｏｏ５〜０．１５％、Ｓｉ ： ０．０
５〜０．８％、Ｍｎ：０．５〜２．２％、Ｐ≦０．０２
５％、Ｓ≦０．００４％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０８
０％、Ｖ ： ０．０２０〜０．１０％、ＡＩ！、：０
．００５〜０、０７０％、Ｎ ｊ ０．０１〜０．０２
％、Ｃａ ： ０．０００５〜ｏ、 ｏ ｏ ｓ ｏ％
で残部がＦｅ及び不可避的不純物から成る溶接部の耐Ｓ
ＳＣ性に優れることを特徴とする鋼であって、更にＣｕ
≦１．０％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｒ≦１．０％、Ｍｏ≦
０．５％、Ｔｉ≦１．０％、Ｂ≦０、 ＯＯ２０％を任
意添加元素とし、またその製造法としては、このような
鋼成分を有する鋼スラブを加熱温度１０００〜１３００
℃、未再結晶温度以下の圧下率２０％以上、仕上温度６
５０〜８００℃で制御圧延し、必要に応じその後３〜５
０℃／ｓｅｃの冷却速度で、停止温度４００〜６５０℃
まで制御冷却するような溶接部の耐ＳＳＣ性に優れるこ
とを特徴とする鋼の製造法である。
本発明の骨子としては、まずＮｂ添加による制御圧延の
細粒化効果と、通常Ｎ量（＜ ６０ｐｐｍ ）よりも大
幅にＮ量を増加させることによる窒化物の微細分散析出
の効果を重畳させ、７００〜８５０℃の溶接熱サイクル
がかかっても、良好な組織をできうる限り維持し、軟化
を防くことであり、更には、制御圧延−制御冷却するこ
とにより細粒の高転位密度組織を導入し、水素のトラッ
プ効果を増加させることである。
細粒化効果と、通常Ｎ量（＜ ６０ｐｐｍ ）よりも大
幅にＮ量を増加させることによる窒化物の微細分散析出
の効果を重畳させ、７００〜８５０℃の溶接熱サイクル
がかかっても、良好な組織をできうる限り維持し、軟化
を防くことであり、更には、制御圧延−制御冷却するこ
とにより細粒の高転位密度組織を導入し、水素のトラッ
プ効果を増加させることである。
また、溶接継手部に生ずるＳＳＣは、一般にビッカース
硬さ２４８以上とか、２６０以上の硬化Ｎｉ織があると
、その部分から発生することは既に公知である。しかし
このような硬さ制御（）ＩＶ≦２８０ｏｒ≦２６０）を
行った溶接継手部でも前述した如〈従来はＮＡＣＥ定荷
重ＳＳＣ試験でσいレベルは０．５５σ９前後であった
。しかも該ＳＳＣは溶接金属や粗粒域ＨＡ Ｚ （Ｆｕ
ｓｉｏｎ Ｌｉｎｅに近い高温ＨＡＺ）に発生するので
はなく、むしろ上記の７００〜８５０℃に溶接熱サイク
ルがかかった２相域ＨＡＺで主に発生し、伝播する。２
相域ＨＡ Ｚ （Ａｃ＋点〜Ａ ｃ３点）は、強度が低
下することの他にミクロ組織的にも水素感受性の高い島
状マルテンサイトなどが発生しやすく、耐ＳＳＣ特性が
劣化しやすいことが知られている。
硬さ２４８以上とか、２６０以上の硬化Ｎｉ織があると
、その部分から発生することは既に公知である。しかし
このような硬さ制御（）ＩＶ≦２８０ｏｒ≦２６０）を
行った溶接継手部でも前述した如〈従来はＮＡＣＥ定荷
重ＳＳＣ試験でσいレベルは０．５５σ９前後であった
。しかも該ＳＳＣは溶接金属や粗粒域ＨＡ Ｚ （Ｆｕ
ｓｉｏｎ Ｌｉｎｅに近い高温ＨＡＺ）に発生するので
はなく、むしろ上記の７００〜８５０℃に溶接熱サイク
ルがかかった２相域ＨＡＺで主に発生し、伝播する。２
相域ＨＡ Ｚ （Ａｃ＋点〜Ａ ｃ３点）は、強度が低
下することの他にミクロ組織的にも水素感受性の高い島
状マルテンサイトなどが発生しやすく、耐ＳＳＣ特性が
劣化しやすいことが知られている。
次に、溶接部耐ＳＳＣ特性に及ぼす母材Ｎ量の影響と制
御冷却の効果の例については第１回に示す如くであって
、鋼成分は０．０６％Ｃ−０，２２％５ｔ−０，８７％
Ｍｎ−０，００９％Ｐ−０．００１％Ｓ−０．０２５％
Ｎｂ−０，０７％Ｖ−０．０２％Ａｌ−０、００２５％
Ｃａ系で、板厚は１５寵であり、制御圧延条件は、加熱
温度１１５０℃、未再結晶温度以下の圧下率５０％、仕
上圧延温度７５０℃であって、制御冷却条件は冷却速度
８℃／ｓｅｃであり、冷却停止温度は５７０℃である。
御冷却の効果の例については第１回に示す如くであって
、鋼成分は０．０６％Ｃ−０，２２％５ｔ−０，８７％
Ｍｎ−０，００９％Ｐ−０．００１％Ｓ−０．０２５％
Ｎｂ−０，０７％Ｖ−０．０２％Ａｌ−０、００２５％
Ｃａ系で、板厚は１５寵であり、制御圧延条件は、加熱
温度１１５０℃、未再結晶温度以下の圧下率５０％、仕
上圧延温度７５０℃であって、制御冷却条件は冷却速度
８℃／ｓｅｃであり、冷却停止温度は５７０℃である。
溶接条件としては、Ｘ開先内外面１層のサブマージアー
ク溶接で、入熱は内面３５ＫＪ／ｃｍ、外面３９ＫＪ／
ｃｍである（溶接ワイヤはＣ−Ｍｎ−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｔｉ
系、フラツクスは塩基性溶融型）。ＳＳＣ試験法は、Ｎ
ＡＣＥ ＴＭ０１−７７に基く丸棒試片の定荷重テスト
で、採取法は第２図に示す如く、母材１間における溶接
部２に関して丸棒状の試片３をＧ、Ｌ、の中心にｐ（Ｉ
ｓｉｏｎ Ｌｉｎｅが来るように内面側から採取したも
のである。
ク溶接で、入熱は内面３５ＫＪ／ｃｍ、外面３９ＫＪ／
ｃｍである（溶接ワイヤはＣ−Ｍｎ−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｔｉ
系、フラツクスは塩基性溶融型）。ＳＳＣ試験法は、Ｎ
ＡＣＥ ＴＭ０１−７７に基く丸棒試片の定荷重テスト
で、採取法は第２図に示す如く、母材１間における溶接
部２に関して丸棒状の試片３をＧ、Ｌ、の中心にｐ（Ｉ
ｓｉｏｎ Ｌｉｎｅが来るように内面側から採取したも
のである。
即ち第１図によれば、１１００ｐｐ以上のＮを含有した
ときの限界応力σいは従来レベルより向上すること、ま
た制御圧延に加えて制御冷却を施すと、制御圧延のみの
場合と比較し、より一層σｔ５レベルが改善することが
わかる。
ときの限界応力σいは従来レベルより向上すること、ま
た制御圧延に加えて制御冷却を施すと、制御圧延のみの
場合と比較し、より一層σｔ５レベルが改善することが
わかる。
尚、破断位置はいずれもＡ （１直上の２相域ＨＡＺで
ある。継手における耐ＳＳＣ性の向上の理由は必ずしも
明確にできないが、概ね次の■〜■のように推論できる
。
ある。継手における耐ＳＳＣ性の向上の理由は必ずしも
明確にできないが、概ね次の■〜■のように推論できる
。
■ Ｎｂ添加による溶接前組織の細粒化。
■ Ｎｂ、 Ｖ添加、高ＮによるＷｂ（ＣＪＩ）、ＶＮ
などの微細分散析出による細粒化への寄与。
などの微細分散析出による細粒化への寄与。
■ 溶接熱サイクルがかかったときの２相域ＨＡＺでの
軟化防止と窒化物による水素のトラップ効果。
軟化防止と窒化物による水素のトラップ効果。
■ 制御冷却による高転位密度のサブ組織確保による水
素のトラップ効果。
素のトラップ効果。
即ちこれらの■〜■の相乗作用により、２相域ＨＡＺの
耐ＳＳＣ性が従来より改善され、延いては継手の耐ＳＳ
Ｃ性が向上したものと考えられる。
耐ＳＳＣ性が従来より改善され、延いては継手の耐ＳＳ
Ｃ性が向上したものと考えられる。
次に、本発明鋼における添加元素の限定理由について述
べると以下の如くである。
べると以下の如くである。
Ｃは、強度確保上少なくとも０．ＯＯ５％以上必要であ
るが、０．１５％を超えると溶接性が劣化し、ＳＡＷな
どでは高温割れの危険性も生ずるので０、００５〜０．
１５％とした。
るが、０．１５％を超えると溶接性が劣化し、ＳＡＷな
どでは高温割れの危険性も生ずるので０、００５〜０．
１５％とした。
Ｓｉは、脱酸上少なくとも０．０５％以上必要であるが
、０．８０％を超えると靭性が急激に劣化するので、０
．０５〜０．８％とする。
、０．８０％を超えると靭性が急激に劣化するので、０
．０５〜０．８％とする。
Ｍｎは、ミクロ組織を改善し、強度靭性の確保の為に少
なくとも０．５％以上は必要であるが、２．２％を超え
ると靭性劣化や耐ＨＩＣ性の劣化が懸念され、０．５〜
２．２％とした。
なくとも０．５％以上は必要であるが、２．２％を超え
ると靭性劣化や耐ＨＩＣ性の劣化が懸念され、０．５〜
２．２％とした。
Ｐは、耐ＨＩＣ性確保の観点から≦０．０２５％とする
。
。
Ｓは、延靭性及び耐ＨＩＣ性の確保の観点から≦０．０
０４％とする。
０４％とする。
Ｎｂは、制御圧延時の細粒化効果を発揮するには少なく
とも０．０１０％必要であるが、過剰に添加しすぎると
低Ｃ系の場合ＨＡＺのＨＩＣ性、靭性に加え母材の靭性
も劣化するので上限は０．０８％とする。
とも０．０１０％必要であるが、過剰に添加しすぎると
低Ｃ系の場合ＨＡＺのＨＩＣ性、靭性に加え母材の靭性
も劣化するので上限は０．０８％とする。
■は、ＶＮとして析出させ、特に溶接部の２相域ＨＡＺ
にて析出させることによってＳＳＣ性の改善が期待でき
るので少なくとも０．０２０％とし、上限は靭性劣化の
点から０．１０％とした。
にて析出させることによってＳＳＣ性の改善が期待でき
るので少なくとも０．０２０％とし、上限は靭性劣化の
点から０．１０％とした。
ＡＡは、脱酸剤として０．ＯＯ５％は最少必要であるが
、０．０８％を超えると表面疵の発生及び靭性劣化のた
め０．０８％を上限とする。
、０．０８％を超えると表面疵の発生及び靭性劣化のた
め０．０８％を上限とする。
Ｎは、既に述べであるように窒化物分散析出の為に１１
００ｐｐは必要であるが、２００ｐｐｍを超えると表面
疵の問題及び溶接部の靭性劣化が著しいので２００ｐｐ
ｍを上限とすべきである。
００ｐｐは必要であるが、２００ｐｐｍを超えると表面
疵の問題及び溶接部の靭性劣化が著しいので２００ｐｐ
ｍを上限とすべきである。
Ｃａは、Ｃａ／Ｓ＝１．５〜ＩＯが適当であり、少なく
とも５ ｐｐｍ必要であるが、多く入れ過ぎると却って
鋼を汚しくカルシウムオキシサルファイドなどにより）
、耐ＨＩＣ性に有害であり上限は８０ｐｐｍ とする。
とも５ ｐｐｍ必要であるが、多く入れ過ぎると却って
鋼を汚しくカルシウムオキシサルファイドなどにより）
、耐ＨＩＣ性に有害であり上限は８０ｐｐｍ とする。
以上は、本発明網の必須元素であるが、更に任意添加元
素としては次のように限定される。
素としては次のように限定される。
Ｃｕは、強度確保及びｐＨ＞５の場合の耐ＨＩＣ性確保
に必要なことがあるが、１．０％を超えると熱間加工性
が劣化するので上限は１．０％とする。
に必要なことがあるが、１．０％を超えると熱間加工性
が劣化するので上限は１．０％とする。
Ｎｉは、強度靭性に有効であるが、溶接ＨＡＺに低温変
態生成物をつくりやすくなること、高温割れ性を増すこ
と、高価であることなどより１．０％を上限とすべきで
ある。
態生成物をつくりやすくなること、高温割れ性を増すこ
と、高価であることなどより１．０％を上限とすべきで
ある。
Ｃｒは、強度確保上添加してもよいが、１．０％を超え
ると靭性を劣化させるので１．０％を上限とする。
ると靭性を劣化させるので１．０％を上限とする。
Ｍｏは、鋼の強度上昇には大きな効果があるが、溶接性
にはあまりよくないので、その上限は０．５％とする。
にはあまりよくないので、その上限は０．５％とする。
Ｔｉは、Ｎｂと置き換え可能な元素でもあり、Ｎｂ、■
と同様窒化物形成傾向が強く耐ＳＳＣ性の向上には有効
と考えられるが、過剰に添加するとＨＡ２の靭性及び母
材の靭性を損うため上限は０．１％とした。
と同様窒化物形成傾向が強く耐ＳＳＣ性の向上には有効
と考えられるが、過剰に添加するとＨＡ２の靭性及び母
材の靭性を損うため上限は０．１％とした。
Ｂは、極低０ｗ４域での強度低下を補うものとして添加
してもよいが、０．００２％を超えると却って靭性に有
害であるため上限は０．ＯＯ２％とした。
してもよいが、０．００２％を超えると却って靭性に有
害であるため上限は０．ＯＯ２％とした。
以上の成分を有する鋼を加熱温度１０００〜１３００℃
、未再結晶温度以下における圧下率２０％以上、仕上圧
延温度６５０〜８００℃の普通の制御圧延を行っても従
来よりＳＳＣのσいレベルは向上する（例えば第１図）
が、更に制御圧延に引き続き、冷却速度３〜５０℃／Ｓ
、冷却停止温度４００〜６５０℃の制御冷却を組合わせ
ることによって、より改善度は大きくなる。
、未再結晶温度以下における圧下率２０％以上、仕上圧
延温度６５０〜８００℃の普通の制御圧延を行っても従
来よりＳＳＣのσいレベルは向上する（例えば第１図）
が、更に制御圧延に引き続き、冷却速度３〜５０℃／Ｓ
、冷却停止温度４００〜６５０℃の制御冷却を組合わせ
ることによって、より改善度は大きくなる。
次に、本発明鋼の製造法の限定理由について述べると以
下の如くである。
下の如くである。
■加熱温度： １０００〜１３００℃。
１３００℃を超えると結晶粒が粗大化し、靭性が大幅に
劣化する。一方、下限１０００℃を下廻ると製品強度を
確保できないばかりか、組織が不均一となり靭性が劣化
する。
劣化する。一方、下限１０００℃を下廻ると製品強度を
確保できないばかりか、組織が不均一となり靭性が劣化
する。
■未再結晶温度以下の圧下率２０％以上。
２０％未満では初析フェライトの加工による転位の導入
などのサブ組織が充分に発達せず、加速冷却を実施して
も多大の効果的な高張力化が期待できないため２０％を
下限とした。言い換えれば、２相域圧延後の加速冷却の
効果は、従来行われている圧延後空冷する場合に生じる
圧延によるサブ組織の回復を加速冷却により抑制するこ
とにあるので、サブ組織、つまりは高転位密度組織を加
速冷却直前に形成発達させておくことが必要であるから
である。未再結晶温度以下と限定した理由は、実用鋼の
制御圧延に際しては、オーステナイト未再結晶域での圧
下を加え変態組織を細粒化させることが重要であるから
である。具体的に述べると、Ｎｂｓ Ｖ ｓ Ｔｉ等を
含有する鋼においては、オーステナイト未再結晶域の上
限温度は約９００℃である。
などのサブ組織が充分に発達せず、加速冷却を実施して
も多大の効果的な高張力化が期待できないため２０％を
下限とした。言い換えれば、２相域圧延後の加速冷却の
効果は、従来行われている圧延後空冷する場合に生じる
圧延によるサブ組織の回復を加速冷却により抑制するこ
とにあるので、サブ組織、つまりは高転位密度組織を加
速冷却直前に形成発達させておくことが必要であるから
である。未再結晶温度以下と限定した理由は、実用鋼の
制御圧延に際しては、オーステナイト未再結晶域での圧
下を加え変態組織を細粒化させることが重要であるから
である。具体的に述べると、Ｎｂｓ Ｖ ｓ Ｔｉ等を
含有する鋼においては、オーステナイト未再結晶域の上
限温度は約９００℃である。
Ｏ仕上圧延温度：６５０〜８００℃。
８００℃を超える温度では高過ぎるため加速冷却を開始
する以前にサブ組織の充分な回復が行われ、加速冷却に
よる回復抑制の効果が発揮されないからである。また下
限を６５０℃としたのは、６５０℃未満ではミル負荷増
大などの圧延上の困難が著しく増大し実生産的でないこ
と、また空冷ままでも加工フェライトの回復量が減少し
てくるため圧延後の加速冷却による回復抑制の効果が失
われる傾向にあり、本発明の加速冷却の本質的な効果が
もはや効率的に発揮されないからである。
する以前にサブ組織の充分な回復が行われ、加速冷却に
よる回復抑制の効果が発揮されないからである。また下
限を６５０℃としたのは、６５０℃未満ではミル負荷増
大などの圧延上の困難が著しく増大し実生産的でないこ
と、また空冷ままでも加工フェライトの回復量が減少し
てくるため圧延後の加速冷却による回復抑制の効果が失
われる傾向にあり、本発明の加速冷却の本質的な効果が
もはや効率的に発揮されないからである。
■仕上温度から冷却停止温度までの冷却速度３〜５０℃
／ｓｅｃ。
／ｓｅｃ。
３℃／ｓｅｅ未満では加速冷却によるサブ組織回復抑制
による充分な高張力化が期待できないため３℃／ｓｅｃ
を下限とした。また５０℃／ｓｅｃを超えるとサブ組織
回復による高張力化が飽和することに加え、銅板の歪が
大きくなり精度の良い形状を持った厚鋼板の製造が困難
となるため５０℃／ｓｅｃを上限とした。
による充分な高張力化が期待できないため３℃／ｓｅｃ
を下限とした。また５０℃／ｓｅｃを超えるとサブ組織
回復による高張力化が飽和することに加え、銅板の歪が
大きくなり精度の良い形状を持った厚鋼板の製造が困難
となるため５０℃／ｓｅｃを上限とした。
■停止温度４００〜６５０℃
下限を４００℃としたのは、４００℃未満では鋼板の歪
が大きく製造工程上好ましくないからである。また上限
を６５０℃としたのは、６５０℃より高い停止温度では
ベイナイトが充分生成しない等変態組織の改善効果が期
待できないためである。
が大きく製造工程上好ましくないからである。また上限
を６５０℃としたのは、６５０℃より高い停止温度では
ベイナイトが充分生成しない等変態組織の改善効果が期
待できないためである。
尚、溶接はＳＡＷ、ＴＩＧ、ＭＩＧ、ＭＭＡ（手）など
の何れによってもよく、特に限定はしないが溶接金属、
溶接熱影響部のヴイッカース硬さが２６０を超えないよ
うに溶接材料（ワイヤ、棒、フラックス）、溶接条件（
入熱など）を選定することは本発明の前提である。
の何れによってもよく、特に限定はしないが溶接金属、
溶接熱影響部のヴイッカース硬さが２６０を超えないよ
うに溶接材料（ワイヤ、棒、フラックス）、溶接条件（
入熱など）を選定することは本発明の前提である。
本発明によるものの具体的な製造例について従来法と共
に仔細を説明すると、以下の如くである。
に仔細を説明すると、以下の如くである。
第１表、第２表、第３表にそれぞれ本発明法と従来法の
比較として鋼成分、圧延条件と溶接条件、及び継手強度
と継手ＳＳＣ試験結果（ＮＡＣＡ ＴＭ０１−７７規格
に基づく評価）を示す。即ちこのような結果によるとき
は、本発明によるものが従未決によるものに比較して優
れた継手の耐ＳＳＣ特性を有していることは明白である
。
比較として鋼成分、圧延条件と溶接条件、及び継手強度
と継手ＳＳＣ試験結果（ＮＡＣＡ ＴＭ０１−７７規格
に基づく評価）を示す。即ちこのような結果によるとき
は、本発明によるものが従未決によるものに比較して優
れた継手の耐ＳＳＣ特性を有していることは明白である
。
記１）試片採取方法は第２図に準ず
２）ＮＡＣＥ ＳＳＣテストはＴＭＯＩ−７７規格に
基く （溶液５％ＮａＣｉｔ ＋ ０．５％ＣＨ３ＣＯＯ■十
飽和ＵＺＳ ） ３）試験片方向は溶接線に直角（Ｃ方向）「発明の効果
」 以上説明したような本発明によるときはサワーオイルや
サワーガスに曝されるラインパイプや圧力容器それらの
付属機器、あるいは化学配管などの溶接部ないし溶接熱
影響部における耐硫化物応力腐食割れ性を有効に改善し
、従来技術によるものに比し頗る卓越した特性を得しめ
るものであって、工業的にその効果の大きい発明である
。
基く （溶液５％ＮａＣｉｔ ＋ ０．５％ＣＨ３ＣＯＯ■十
飽和ＵＺＳ ） ３）試験片方向は溶接線に直角（Ｃ方向）「発明の効果
」 以上説明したような本発明によるときはサワーオイルや
サワーガスに曝されるラインパイプや圧力容器それらの
付属機器、あるいは化学配管などの溶接部ないし溶接熱
影響部における耐硫化物応力腐食割れ性を有効に改善し
、従来技術によるものに比し頗る卓越した特性を得しめ
るものであって、工業的にその効果の大きい発明である
。
図面は本発明の技術的内容を示すものであって、第１図
は溶接部の耐ＳＳＣ特性に及ぼす母材Ｎ量の影響と制御
冷却の効果についての具体例を要約して示した図表、第
２図はその試片採取法を示した説明図である。 然してこれらの図面において、１は母材、２は溶接部、
３は丸棒試験片を夫々示すものである。
は溶接部の耐ＳＳＣ特性に及ぼす母材Ｎ量の影響と制御
冷却の効果についての具体例を要約して示した図表、第
２図はその試片採取法を示した説明図である。 然してこれらの図面において、１は母材、２は溶接部、
３は丸棒試験片を夫々示すものである。
Claims (6)
- （１）Ｃ：０．００５〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ：０．０
５〜０．８ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜２．２ｗｔ％、Ｐ：
０．０２５ｗｔ％以下、Ｓ：０．００４ｗｔ％以下、Ｎ
ｂ：０．０１０〜０．０８０ｗｔ％、Ｖ：０．０２０〜
０．１０ｗｔ％、Ａｌ：０．００５〜０．０７０ｗｔ％
、Ｎ：０．０１〜０．０２ｗｔ％、Ｃａ：０．０００５
〜０．００８０ｗｔ％を含有し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなることを特徴とする溶接部の耐硫化物
応力腐食割れ性に優れた鋼。 - （２）Ｃ：０．００５〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ：０．０
５〜０．８ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜２．２ｗｔ％、Ｐ：
０．０２５ｗｔ％以下、Ｓ：０．００４ｗｔ％以下、Ｎ
ｂ：０．０１０〜０．０８０ｗｔ％、Ｖ：０．０２０〜
０．１０ｗｔ％、Ａｌ：０．００５〜０．０７０ｗｔ％
、Ｎ：０．０１〜０．０２ｗｔ％、Ｃａ：０．０００５
〜０．００８０ｗｔ％を含有すると共に、 Ｃｕ：１．０ｗｔ％以下、Ｎｉ：１．０ｗｔ％以下、Ｃ
ｒ：１．０ｗｔ％以下、Ｍｏ：０．５ｗｔ％以下、Ｔｉ
：０．１ｗｔ％以下、Ｂ：０．００２０ｗｔ％以下の何
れか１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不
可避的不純物からなることを特徴とする溶接部の耐硫化
物応力腐食割れ性に優れた鋼。 - （３）Ｃ：０．００５〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ：０．０
５〜０．８ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜２．２ｗｔ％、Ｐ：
０．０２５ｗｔ％以下、Ｓ：０．００４ｗｔ％以下、Ｎ
ｂ：０．０１０〜０．０８０ｗｔ％、Ｖ：０．０２０〜
０．１０ｗｔ％、Ａｌ：０．００５〜０．０７０ｗｔ％
、Ｎ：０．０１〜０．０２ｗｔ％、Ｃａ：０．０００５
〜０．００８０ｗｔ％を含有し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなる鋼を１０００〜１３００℃に加熱し
、未再結晶温度以下における圧下率を２０％以上で仕上
圧延温度６５０〜８００℃で圧延することを特徴とする
溶接部の耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼の製造法。 - （４）Ｃ：０．００５〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ：０．０
５〜０．８ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜２．２ｗｔ％、Ｐ：
０．０２５ｗｔ％以下、Ｓ：０．００４ｗｔ％以下、Ｎ
ｂ：０．０１０〜０．０８０ｗｔ％、Ｖ：０．０２０〜
０．１０ｗｔ％、Ａｌ：０．００５〜０．０７０ｗｔ％
、Ｎ：０．０１〜０．０２ｗｔ％、Ｃａ：０．０００５
〜０．００８０ｗｔ％を含有すると共に、 Ｃｕ：１．０ｗｔ％以下、Ｎｉ：１．０ｗｔ％以下、Ｃ
ｒ：１．０ｗｔ％以下、Ｍｏ：０．５ｗｔ％以下、Ｔｉ
：０．１ｗｔ％以下、Ｂ：０．００２０ｗｔ％以下の何
れか１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不
可避的不純物からなる鋼を１０００〜１３００℃に加熱
し、未再結晶温度以下における圧下率を２０％以上で仕
上圧延温度６５０〜８００℃により圧延することを特徴
とする溶接部の耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼の製
造法。 - （５）Ｃ：０．００５〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ：０．０
５〜０．８ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜２．２ｗｔ％、Ｐ：
０．０２５ｗｔ％以下、Ｓ：０．００４ｗｔ％以下、Ｎ
ｂ：０．０１０〜０．０８０ｗｔ％、Ｖ：０．０２０〜
０．１０ｗｔ％、Ａｌ：０．００５〜０．０７０ｗｔ％
、Ｎ：０．０１〜０．０２ｗｔ％、Ｃａ：０．０００５
〜０．００８０ｗｔ％を含有し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物からなる鋼を１０００〜１３００℃に加熱し
、未再結晶温度以下における圧下率を２０％以上で仕上
圧延温度６５０〜８００℃によりで圧延後、直ちに冷却
速度３〜５０℃／ｓｅｃ、冷却停止温度４００〜６５０
℃で冷却することを特徴とする溶接部の耐硫化物応力腐
食割れ性に優れた鋼の製造法。 - （６）Ｃ：０．００５〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ：０．０
５〜０．８ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜２．２ｗｔ％、Ｐ：
０．０２５ｗｔ％以下、Ｓ：０．００４ｗｔ％以下、Ｎ
ｂ：０．０１０〜０．０８０ｗｔ％、Ｖ：０．０２０〜
０．１０ｗｔ％、Ａｌ：０．００５〜０．０７０ｗｔ％
、Ｎ：０．０１〜０．０２ｗｔ％、Ｃａ：０．０００５
〜０．００８０ｗｔ％を含有すると共に、 Ｃｕ：１．０ｗｔ％以下、Ｎｉ：１．０ｗｔ％以下、Ｃ
ｒ：１．０ｗｔ％以下、Ｍｏ：０．５ｗｔ％以下、Ｔｉ
：０．１ｗｔ％以下、Ｂ：０．００２０ｗｔ％以下の何
れか１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不
可避的不純物からなる鋼を１０００〜１３００℃に加熱
し、未再結晶温度以下における圧下率を２０％以上で仕
上圧延温度６５０〜８００℃により圧延後、直ちに冷却
速度３〜５０℃／ｓｅｃ、冷却停止温度４００〜６５０
℃で冷却することを特徴とする溶接部の耐硫化物応力腐
食割れ性に優れた鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12719786A JPS62284043A (ja) | 1986-06-03 | 1986-06-03 | 溶接部の耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12719786A JPS62284043A (ja) | 1986-06-03 | 1986-06-03 | 溶接部の耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62284043A true JPS62284043A (ja) | 1987-12-09 |
| JPH0543765B2 JPH0543765B2 (ja) | 1993-07-02 |
Family
ID=14954101
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12719786A Granted JPS62284043A (ja) | 1986-06-03 | 1986-06-03 | 溶接部の耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62284043A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| JPH0196329A (ja) * | 1987-10-07 | 1989-04-14 | Nippon Steel Corp | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた引張強さ５６Ｋｇｆ／ｍｍ↑２以上の溶接構造用鋼の製造方法 |
| JPH0593243A (ja) * | 1991-07-02 | 1993-04-16 | Kawasaki Steel Corp | 炭酸ガスおよび硫化水素ガスに対する耐食性にすぐれたラインパイプ用鋼 |
Citations (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS54118325A (en) * | 1978-03-08 | 1979-09-13 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Production of hydrogen crack resistant nonrefined steel plate |
| JPS54157718A (en) * | 1978-06-02 | 1979-12-12 | Kobe Steel Ltd | Steel for line pipe excellent in hydrogen- induced embrittlement resistance |
| JPS5573850A (en) * | 1978-11-27 | 1980-06-03 | Kobe Steel Ltd | Steel for line pipe with superior hydrogen-induced cracking resistance |
| JPS57126959A (en) * | 1981-01-29 | 1982-08-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | High strength and high toughness steel for pipe line with excellent hydrogen sulfide crack resistance |
| JPS58164722A (ja) * | 1982-03-25 | 1983-09-29 | Kobe Steel Ltd | 耐水素誘起割れ性のすぐれた鋼材の製造方法 |
| JPS59232220A (ja) * | 1983-06-14 | 1984-12-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐硫化物腐食割れ性に優れた高強度鋼の製法 |
| JPS59232222A (ja) * | 1983-06-13 | 1984-12-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐硫化物腐食割れ性に優れた高強度鋼の製法 |
| JPS59232221A (ja) * | 1983-06-13 | 1984-12-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐硫化物腐食割れ性に優れた高強度鋼の製法 |
| JPS61213346A (ja) * | 1985-03-19 | 1986-09-22 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐水素誘起割れ及び耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼 |
| JPS62182220A (ja) * | 1986-02-07 | 1987-08-10 | Kobe Steel Ltd | 耐硫化水素性及び靭性の優れた高強度鋼板の製造方法 |
-
1986
- 1986-06-03 JP JP12719786A patent/JPS62284043A/ja active Granted
Patent Citations (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS54118325A (en) * | 1978-03-08 | 1979-09-13 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Production of hydrogen crack resistant nonrefined steel plate |
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| JPS5573850A (en) * | 1978-11-27 | 1980-06-03 | Kobe Steel Ltd | Steel for line pipe with superior hydrogen-induced cracking resistance |
| JPS57126959A (en) * | 1981-01-29 | 1982-08-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | High strength and high toughness steel for pipe line with excellent hydrogen sulfide crack resistance |
| JPS58164722A (ja) * | 1982-03-25 | 1983-09-29 | Kobe Steel Ltd | 耐水素誘起割れ性のすぐれた鋼材の製造方法 |
| JPS59232222A (ja) * | 1983-06-13 | 1984-12-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐硫化物腐食割れ性に優れた高強度鋼の製法 |
| JPS59232221A (ja) * | 1983-06-13 | 1984-12-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐硫化物腐食割れ性に優れた高強度鋼の製法 |
| JPS59232220A (ja) * | 1983-06-14 | 1984-12-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐硫化物腐食割れ性に優れた高強度鋼の製法 |
| JPS61213346A (ja) * | 1985-03-19 | 1986-09-22 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐水素誘起割れ及び耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼 |
| JPS62182220A (ja) * | 1986-02-07 | 1987-08-10 | Kobe Steel Ltd | 耐硫化水素性及び靭性の優れた高強度鋼板の製造方法 |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| JPH0543766B2 (ja) * | 1986-06-11 | 1993-07-02 | Nippon Kokan Kk | |
| JPH0196329A (ja) * | 1987-10-07 | 1989-04-14 | Nippon Steel Corp | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた引張強さ５６Ｋｇｆ／ｍｍ↑２以上の溶接構造用鋼の製造方法 |
| JPH0593243A (ja) * | 1991-07-02 | 1993-04-16 | Kawasaki Steel Corp | 炭酸ガスおよび硫化水素ガスに対する耐食性にすぐれたラインパイプ用鋼 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0543765B2 (ja) | 1993-07-02 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |