JPS62290847A - 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 - Google Patents
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Info
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- JPS62290847A JPS62290847A JP13379386A JP13379386A JPS62290847A JP S62290847 A JPS62290847 A JP S62290847A JP 13379386 A JP13379386 A JP 13379386A JP 13379386 A JP13379386 A JP 13379386A JP S62290847 A JPS62290847 A JP S62290847A
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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」
本発明は耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼およびその
製造法に係り、硫化水素腐食環境下で使用されるライン
パイプ、圧力容器などの鋼材について、鋼中にＮを６０
〜２００ｐｐｍ含有させることにより、窒化物を微細に
分散析出させ、組織の微細均一化をはかり、耐硫化物応
力腐食割れ性を大巾に改善することのできる鋼およびそ
の製造法を提供しようとするものである。
製造法に係り、硫化水素腐食環境下で使用されるライン
パイプ、圧力容器などの鋼材について、鋼中にＮを６０
〜２００ｐｐｍ含有させることにより、窒化物を微細に
分散析出させ、組織の微細均一化をはかり、耐硫化物応
力腐食割れ性を大巾に改善することのできる鋼およびそ
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
硫化水素を含む湿潤環境で使用されるサワーラインパイ
プおよびその附設物、圧力容器、化学配管等の耐応力腐
食割れ性を必要とする鋼材およびその製造技術。
プおよびその附設物、圧力容器、化学配管等の耐応力腐
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
硫化水素を含有した湿潤環境で使用される鋼材には、外
部応力が存在しない場合でも発生する水素誘起割れ（Ｈ
Ｉ Ｃ）を防止する耐ＨＩＣ性能および外部応力存在下
で発生する硫化物応力腐食割れ（Ｓ Ｓ Ｃ）を防止す
る耐ＳＳＣ性能が要求される。然してこの耐ＨＩＣ性能
に関しては、介在物の形状制御や、中心偏析部における
低温変態生成物を抑制することにより、低ｐｉ（の苛酷
環境下においてもＨＩＣの発生しない鋼を製造すること
が可能となった。
部応力が存在しない場合でも発生する水素誘起割れ（Ｈ
Ｉ Ｃ）を防止する耐ＨＩＣ性能および外部応力存在下
で発生する硫化物応力腐食割れ（Ｓ Ｓ Ｃ）を防止す
る耐ＳＳＣ性能が要求される。然してこの耐ＨＩＣ性能
に関しては、介在物の形状制御や、中心偏析部における
低温変態生成物を抑制することにより、低ｐｉ（の苛酷
環境下においてもＨＩＣの発生しない鋼を製造すること
が可能となった。
発明が解決しようとする問題点
しかし、耐ＨＩＣ性能の良好な材料でも、必ずしも耐Ｓ
ＳＣ性能が良好であるとは限らない。即ち、例えばＡＰ
Ｉ−Ｘ４２〜Ｘ６０級の耐サワーラインパイプに用いら
れることの多いフェライトパーライト鋼では、上記した
ような介在物形状制御、偏析対策などにより、試験環境
の苛酷なＮＡＣＥｆｆｌ境（０，５％Ｃｔ（＋Ｃ０（１
１（＋ ５％Ｎａ（１＋）１．０．１（２Ｓ飽和）でも
ＨＩＣが発生しないにもかかわらず、該ＮＡＣＥ環境に
おける丸棒引張ＳＳＣ試験では、割れ性が発生しない限
界応力は、降伏応力の約６０％前後と低く問題がある。
ＳＣ性能が良好であるとは限らない。即ち、例えばＡＰ
Ｉ−Ｘ４２〜Ｘ６０級の耐サワーラインパイプに用いら
れることの多いフェライトパーライト鋼では、上記した
ような介在物形状制御、偏析対策などにより、試験環境
の苛酷なＮＡＣＥｆｆｌ境（０，５％Ｃｔ（＋Ｃ０（１
１（＋ ５％Ｎａ（１＋）１．０．１（２Ｓ飽和）でも
ＨＩＣが発生しないにもかかわらず、該ＮＡＣＥ環境に
おける丸棒引張ＳＳＣ試験では、割れ性が発生しない限
界応力は、降伏応力の約６０％前後と低く問題がある。
「発明の構成」
問題点を解決するための手段
ｊ、 Ｃ： ０．００２〜０．１５會ｔ％、Ｓｉ ：
０．０５〜Ｑ、３ ｗｔ％、門ｎ ： ０．５〜２．２
ｗｔ％、 Ｐ ： ０，０２５ ｗｔ％以下、Ｓ二０
．００４ ｗｔ％以下、 Ｎｂ ： ０．００５〜０，
１２讐ｔ％、Ａｊ！：０．０１〜０．０８ｗｔ％、Ｎ
： ０．００６０〜０．０２００ｗｔ％、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耐硫化
物応力腐食割れ性に優れた鋼。
０．０５〜Ｑ、３ ｗｔ％、門ｎ ： ０．５〜２．２
ｗｔ％、 Ｐ ： ０，０２５ ｗｔ％以下、Ｓ二０
．００４ ｗｔ％以下、 Ｎｂ ： ０．００５〜０，
１２讐ｔ％、Ａｊ！：０．０１〜０．０８ｗｔ％、Ｎ
： ０．００６０〜０．０２００ｗｔ％、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耐硫化
物応力腐食割れ性に優れた鋼。
２、 Ｃ： ０．０’０２〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ ：
０．０５〜Ｑ、３ ｗｔ％、Ｍｎ ： ０．５〜２．
２ ｗｔ％、 Ｐ ： ０．０２５ ｗｔ％以下、Ｓ
： ０．００４ ｗｔ％以下、 Ｎｂ ： ０．００５
〜０．１２ｗｔ％、Ａ／：０．０１〜０．０８ｗｔ％、
Ｎ ： ０．００６０〜０．０２００ｗｔ％、Ｃａ ：
０．０００５〜０．００８０ｗｔ％を含有すると共に
、 Ｃｕ ： １．０ｗｔ％以下、 Ｎｉ ： ｉ、０ｗｔ
％以下、Ｃｒ ： １．０ｗｔ％以下、 Ｍｏ ： ０
．５ ｗｔ％以下、Ｖ ： ０．１５ｗｔ％以下、 Ｔ
ｉ ： ０．１５ｗｔ％以下、Ｂ ： ０．００２ ｗ
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耐硫化物応
力腐食割れ性に優れた鋼。
０．０５〜Ｑ、３ ｗｔ％、Ｍｎ ： ０．５〜２．
２ ｗｔ％、 Ｐ ： ０．０２５ ｗｔ％以下、Ｓ
： ０．００４ ｗｔ％以下、 Ｎｂ ： ０．００５
〜０．１２ｗｔ％、Ａ／：０．０１〜０．０８ｗｔ％、
Ｎ ： ０．００６０〜０．０２００ｗｔ％、Ｃａ ：
０．０００５〜０．００８０ｗｔ％を含有すると共に
、 Ｃｕ ： １．０ｗｔ％以下、 Ｎｉ ： ｉ、０ｗｔ
％以下、Ｃｒ ： １．０ｗｔ％以下、 Ｍｏ ： ０
．５ ｗｔ％以下、Ｖ ： ０．１５ｗｔ％以下、 Ｔ
ｉ ： ０．１５ｗｔ％以下、Ｂ ： ０．００２ ｗ
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耐硫化物応
力腐食割れ性に優れた鋼。
３、 Ｃ： ０．００２〜Ｏ，１５ｗｔ％、Ｓｉ ：
０．０５〜０．８ ｗｔ％、Ｍｎ ： ０．５〜２．２
ｗｔ％、 Ｐ ： ０．０２５−１％以下、Ｓ ：
０．００４ ｗｔ％以下、 Ｎｂ ： ０．００５〜０
．１２ｗｔ％、Ａｌ：０１〜０ 、０８ｗ ｔ％、Ｎ
： ０．００６０〜０．０２００ｗｔ％、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℃により加熱圧延
することを特徴とする耐硫化物応力腐食割れ性に優れた
鋼の製造方法。
０．０５〜０．８ ｗｔ％、Ｍｎ ： ０．５〜２．２
ｗｔ％、 Ｐ ： ０．０２５−１％以下、Ｓ ：
０．００４ ｗｔ％以下、 Ｎｂ ： ０．００５〜０
．１２ｗｔ％、Ａｌ：０１〜０ 、０８ｗ ｔ％、Ｎ
： ０．００６０〜０．０２００ｗｔ％、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℃により加熱圧延
することを特徴とする耐硫化物応力腐食割れ性に優れた
鋼の製造方法。
４、Ｃ二 〇。００２〜０．１５１−ｔ％、 Ｓｉ
： ０．０５〜０．８ ）曽ｔ２％、Ｍｎ ： ０．
５〜２．２ ｗｔ％、 Ｐ ： ０．０２５ ｗｔ％以
下、Ｓ ： ０．００４ ｗｔ％以下、 Ｎｂ ： ０
．００５〜０．１２ｗｔ％、Ａ １ ： ０．０１〜０
．０８ｗｔ％、Ｎ ： ０．００６０〜０．０２００ｗ
ｔ９ａ、Ｃａ ： ０．０００５〜０．００８０ｗｔ％
を含有すると共に、 Ｃｕ ： １．Ｏｉｖｔ％以下、 Ｎｉ ： １．Ｑ
ｗｔ％以下、Ｃｒ ： １．０ｗｔ％以下、 Ｍｏ ：
０．５ ｗｔ％以下、Ｖ ： ０．１５ｗｔ％以下、
７ｉ ： Ｑ、１５ｗｔ％以下、Ｂ ： ０．００２
ｗｔ％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針を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″Ｃにより加熱圧延す
ることを特徴とする耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼
の製造方法。
： ０．０５〜０．８ ）曽ｔ２％、Ｍｎ ： ０．
５〜２．２ ｗｔ％、 Ｐ ： ０．０２５ ｗｔ％以
下、Ｓ ： ０．００４ ｗｔ％以下、 Ｎｂ ： ０
．００５〜０．１２ｗｔ％、Ａ １ ： ０．０１〜０
．０８ｗｔ％、Ｎ ： ０．００６０〜０．０２００ｗ
ｔ９ａ、Ｃａ ： ０．０００５〜０．００８０ｗｔ％
を含有すると共に、 Ｃｕ ： １．Ｏｉｖｔ％以下、 Ｎｉ ： １．Ｑ
ｗｔ％以下、Ｃｒ ： １．０ｗｔ％以下、 Ｍｏ ：
０．５ ｗｔ％以下、Ｖ ： ０．１５ｗｔ％以下、
７ｉ ： Ｑ、１５ｗｔ％以下、Ｂ ： ０．００２
ｗｔ％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針を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″Ｃにより加熱圧延す
ることを特徴とする耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼
の製造方法。
５、 Ｃ： ０．００２〜０．１５ｗｔ％、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 ： ０．００５〜
０．１２ｗｔ％、Ａｊ！：０．０１〜０．０８ｗｔ％、
Ｎ ： ０．００６０〜０．０２００ｗｔ％、Ｃａ ：
０．０００５〜０．００８０ｉｗｔ％を含有し、残部
がＦｅおよび不可避的不純物からなる泪を１０００〜１
３００“Ｃ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
加熱圧延後、直ちに冷却速度３〜５０℃／ｓｅｃ、冷却
停止温度４００〜６５０℃まで冷却することを特徴とす
る耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼の製造方法。
０．０５〜０．８ ｗｔ％、Ｍｎ ： ０．５〜２．２
ｗｔ％、 Ｐ ： ０．０２５ ｗｔ％以下、Ｓ ：
０．００４ ｗｔ％以下、 Ｎｂ ： ０．００５〜
０．１２ｗｔ％、Ａｊ！：０．０１〜０．０８ｗｔ％、
Ｎ ： ０．００６０〜０．０２００ｗｔ％、Ｃａ ：
０．０００５〜０．００８０ｉｗｔ％を含有し、残部
がＦｅおよび不可避的不純物からなる泪を１０００〜１
３００“Ｃ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
加熱圧延後、直ちに冷却速度３〜５０℃／ｓｅｃ、冷却
停止温度４００〜６５０℃まで冷却することを特徴とす
る耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼の製造方法。
６、 Ｃ： ０．００２〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ ：
０．０５〜０．８ ｗｔ％、Ｍｎ ： ０．５〜２．２
ｗｔ％、 Ｐ ： ０．０２５ ｗｔ％以下、Ｓ ：
０．００４讐ｔ％以下、 Ｎｂ ： ０．００５〜０
．１２ｗｔ％、へ１：０．０１〜０．０８ｗｔ％、Ｎ
： ０．００６０〜０．０２００ｗｔ％、Ｃａ ： ０
．０００５〜０．００８０ｉｉｔ％を含有すると共に、 Ｃｕ ： １．０ｗｔ％以下、 Ｎｉ ： １．０ｗｔ
％以下、Ｃｒ ： １．０ ｗｔ％以下、 Ｍｏ ：
０．５ ｗｔ％以下、Ｖ ： ０．１５ｗＬ％以下、
Ｔｉ ： ０．１５ｗｔ％Ｌｕ下、Ｂ ： ０．００２
ｗｔ％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℃により加熱圧延後、
直ちに冷却速度３〜５０℃／ｓｅｔ：、、冷却停止温度
４００〜６５０℃まで冷却することを特徴とする耐硫化
物応力腐食割れ性に優れた鋼の製造方法。
０．０５〜０．８ ｗｔ％、Ｍｎ ： ０．５〜２．２
ｗｔ％、 Ｐ ： ０．０２５ ｗｔ％以下、Ｓ ：
０．００４讐ｔ％以下、 Ｎｂ ： ０．００５〜０
．１２ｗｔ％、へ１：０．０１〜０．０８ｗｔ％、Ｎ
： ０．００６０〜０．０２００ｗｔ％、Ｃａ ： ０
．０００５〜０．００８０ｉｉｔ％を含有すると共に、 Ｃｕ ： １．０ｗｔ％以下、 Ｎｉ ： １．０ｗｔ
％以下、Ｃｒ ： １．０ ｗｔ％以下、 Ｍｏ ：
０．５ ｗｔ％以下、Ｖ ： ０．１５ｗＬ％以下、
Ｔｉ ： ０．１５ｗｔ％Ｌｕ下、Ｂ ： ０．００２
ｗｔ％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℃により加熱圧延後、
直ちに冷却速度３〜５０℃／ｓｅｔ：、、冷却停止温度
４００〜６５０℃まで冷却することを特徴とする耐硫化
物応力腐食割れ性に優れた鋼の製造方法。
作用
Ｃ＞０．００２ ｗｔ％、Ｓｉ ＞０．０５ｗｔ％、Ｍ
ｎ＞０．５ ｗｔ％、Ｎｂ＞０．００５ ｗｔ％を含有
させることによって強度を得しめる。
ｎ＞０．５ ｗｔ％、Ｎｂ＞０．００５ ｗｔ％を含有
させることによって強度を得しめる。
Ｓｉ ＞０．０５ｗｔ％、Ｍｎ＞Ｑ、５ ｗｔ％、Ｓｉ
＜０．８ ｗｔ％、Ｍｎ＜２．２ ｗｔ％、Ｎｂ＜０．
１２ｗｔ％、Ｎ＜ ２００ｐｐｍ とすることにより靭
性を確保し、又必要に応じて含有される成分についてＴ
ｉ＜０．１５ｗｔ％、Ｖ＜０，１５ｗｔ％、Ｃｒ＜１．
０ｗｔ％、Ｂ ＜０．００２ ｗｔ％とすることによっ
ても靭性が得しめられる。
＜０．８ ｗｔ％、Ｍｎ＜２．２ ｗｔ％、Ｎｂ＜０．
１２ｗｔ％、Ｎ＜ ２００ｐｐｍ とすることにより靭
性を確保し、又必要に応じて含有される成分についてＴ
ｉ＜０．１５ｗｔ％、Ｖ＜０，１５ｗｔ％、Ｃｒ＜１．
０ｗｔ％、Ｂ ＜０．００２ ｗｔ％とすることによっ
ても靭性が得しめられる。
Ｃ＜ Ｏ，１５ｗｔ％として溶接性を得しめ、又、Ｍｏ
＜０．５ ｗｔ％とすることによっても溶接性が確保さ
れる。
＜０．５ ｗｔ％とすることによっても溶接性が確保さ
れる。
Ｍｎ＞２．２ ｗｔ％、Ｐ≦０．０２５ ｗｔ％、Ｓ≦
０．００４ ｗｔ％、Ｃａ５〜８０ｐｐｍとすることに
より耐ＨＩＣ性が高められる。
０．００４ ｗｔ％、Ｃａ５〜８０ｐｐｍとすることに
より耐ＨＩＣ性が高められる。
Ｎｂ＞０．００５ ｗｔ％、Ｎ＞６０ｐｐｍとして耐Ｓ
ＳＣ性が高められる。
ＳＣ性が高められる。
Ａ ｌ！ ＞０．０８ｗｔ％、Ｎ＜２００ｐｐｍたるこ
とにより鋼塊表面疵を低減し、Ｃｕが１．０ｗｔ％以下
とされて熱間加工性を良好とし、又Ｎｉが１．Ｑ ｗｔ
％以下とされることにより畜温割れ感受性増加を回避す
ることができる。
とにより鋼塊表面疵を低減し、Ｃｕが１．０ｗｔ％以下
とされて熱間加工性を良好とし、又Ｎｉが１．Ｑ ｗｔ
％以下とされることにより畜温割れ感受性増加を回避す
ることができる。
加熱温度が１０００℃以上として組織を均一化すると共
に製品強度を高め、又１３００℃以下とすることによる
結晶粒粗大化を避けて靭性を確保する。
に製品強度を高め、又１３００℃以下とすることによる
結晶粒粗大化を避けて靭性を確保する。
未再結晶温度以下で２０％以上の圧下を加えることによ
り変態組織を細粒化し、初析フェライトの加工による転
位導入などのサブ組織を適切に発達せしめる。
り変態組織を細粒化し、初析フェライトの加工による転
位導入などのサブ組織を適切に発達せしめる。
仕上圧延温度を６５０℃以上としてミル負荷の増大を避
け、また圧延後の制御冷却による回復抑制効果を確保し
、一方その上限を８００℃として制御冷却開始前にサブ
Ｍｉ織の回復が充分に図れることを回避して制御冷却に
よる回復抑制効果を得しめる。
け、また圧延後の制御冷却による回復抑制効果を確保し
、一方その上限を８００℃として制御冷却開始前にサブ
Ｍｉ織の回復が充分に図れることを回避して制御冷却に
よる回復抑制効果を得しめる。
仕上圧延後の冷却速度を３℃／ｓｅｅ以上としてサブ組
織回復抑制による高張力化を図り、又５０’Ｃ／ｓｅｃ
以下として鋼板の歪発生の少ない高精度製品を得しめる
。
織回復抑制による高張力化を図り、又５０’Ｃ／ｓｅｃ
以下として鋼板の歪発生の少ない高精度製品を得しめる
。
冷却停止温度が４００℃以上とされることにより鋼板の
歪発生を制限し、一方その上限を６５０℃としてベイナ
イトの好ましい生成と変態組織改善を図る。
歪発生を制限し、一方その上限を６５０℃としてベイナ
イトの好ましい生成と変態組織改善を図る。
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の問題点に対し種々検討を重
ねた結果、熱間圧延によって製造される鋼材において鋼
中のＮｆｉを６０ｐｐｍ以上、２００ｐｐｍ以下とする
ことにより耐ＳＳＣ性に優れた鋼およびその好ましい製
造方法を発明したものである。
者等は前記したような従来の問題点に対し種々検討を重
ねた結果、熱間圧延によって製造される鋼材において鋼
中のＮｆｉを６０ｐｐｍ以上、２００ｐｐｍ以下とする
ことにより耐ＳＳＣ性に優れた鋼およびその好ましい製
造方法を発明したものである。
即ち、本発明によるものは、必須要素として−ｔ％（以
下単に％という）で、Ｃ： ０．００２〜０．１５％、
Ｓｉ ： ０．０５〜０．８％、Ｍｎ ： ０．５〜２
．２％、Ｐ ： ０．０２５％以下、Ｓ ： ０．００
４％以下、Ｎｂ ： ０．００５〜０．１２％、Ａ ６
： ０．０１〜０．０８％、Ｎ ： ０．００６０〜
０．０２００％、Ｃａ：０．０００５〜０．００８０％
を含有し、また必要に応じてＣｕ＝１．０％以下、Ｎｉ
： １．０％以下、Ｃｒ ： １．０％以下、Ｍｏ
： ０．５％以下、Ｖ ： ０．１５％以下、Ｔｉ ：
０．１５％以下、Ｂ ： ０．００２０％以下の範囲
で１種又は２種以上を添加する耐ＳＳＣ性に優れた鋼で
あって、その製造方法としては加熱温度：１０００〜１
３００℃、未再結晶温度以下の圧下率２０％以上で制御
圧延し、圧延仕上温度を６５０〜８００℃とし、更に必
要に応じ仕上圧延後直ちに冷却速度３〜５０℃／ｓｅｃ
で、冷却停止温度４００〜６５０℃まで制御冷却するこ
とを特徴とするものである。
下単に％という）で、Ｃ： ０．００２〜０．１５％、
Ｓｉ ： ０．０５〜０．８％、Ｍｎ ： ０．５〜２
．２％、Ｐ ： ０．０２５％以下、Ｓ ： ０．００
４％以下、Ｎｂ ： ０．００５〜０．１２％、Ａ ６
： ０．０１〜０．０８％、Ｎ ： ０．００６０〜
０．０２００％、Ｃａ：０．０００５〜０．００８０％
を含有し、また必要に応じてＣｕ＝１．０％以下、Ｎｉ
： １．０％以下、Ｃｒ ： １．０％以下、Ｍｏ
： ０．５％以下、Ｖ ： ０．１５％以下、Ｔｉ ：
０．１５％以下、Ｂ ： ０．００２０％以下の範囲
で１種又は２種以上を添加する耐ＳＳＣ性に優れた鋼で
あって、その製造方法としては加熱温度：１０００〜１
３００℃、未再結晶温度以下の圧下率２０％以上で制御
圧延し、圧延仕上温度を６５０〜８００℃とし、更に必
要に応じ仕上圧延後直ちに冷却速度３〜５０℃／ｓｅｃ
で、冷却停止温度４００〜６５０℃まで制御冷却するこ
とを特徴とするものである。
即ち、本発明の骨子としては、Ｎ量を６０〜２００ｐｐ
ｍと従来鋼（Ｎ＜６０ｐｐｍ）よりも多くすることによ
り、鋼中に窒化物を微細分散析出させ、ミクロ組織の均
一細粒化をはかることにより耐ＳＳＣ性を改善する点に
あり、また制御冷却を施した場合は、ミクロ組織の均一
細粒化がより一層促進するため更に耐ＳＳＣ性に対し改
善効果がある。
ｍと従来鋼（Ｎ＜６０ｐｐｍ）よりも多くすることによ
り、鋼中に窒化物を微細分散析出させ、ミクロ組織の均
一細粒化をはかることにより耐ＳＳＣ性を改善する点に
あり、また制御冷却を施した場合は、ミクロ組織の均一
細粒化がより一層促進するため更に耐ＳＳＣ性に対し改
善効果がある。
更に、この本発明について具体的に詳述すると、ＳＳＣ
試験は第２図（Ａ）に示すように直径１り龍の丸棒試験
片（１）の中間部に径６．３５ｍｍの縮径部（２）を形
成した各部がこの図に附記して示す寸法（Ｍｌ）のもの
で、これを圧延方向と直角に採取し、この試験片（１）
を第２図（Ｂ）に示す試験装置によって行なった。即ち
、この試験方法は２５℃の恒温槽内における一定の試験
液中で試験するもので、ＮＡＣＥ ＴＭ−０１−７７
に準するものであるが、他の曲げ応力付加による三点曲
げ試験や四点曲げ試験よりも厳しく耐ＳＳＣ性を評価で
きるため、本発明ではこの試験法により耐ＳＳＣ性を評
価した。試験溶液はＮＡＣＥ溶液（５％ＮａＣｊ２＋０
．５％Ｃ１ｌ：＋Ｃ０ＯＨ＋Ｉｌ、ｏ、 Ｈｚ！Ｊａ和
）である。また試験方法は、まず試験片（１）をクラン
プし、試験液槽（１０）にＮＡＣＥ溶液を入れ、所定の
応力を負荷して試験片（１）が破断するか、または７２
０時間経過するまで継続して行なう方法である。
試験は第２図（Ａ）に示すように直径１り龍の丸棒試験
片（１）の中間部に径６．３５ｍｍの縮径部（２）を形
成した各部がこの図に附記して示す寸法（Ｍｌ）のもの
で、これを圧延方向と直角に採取し、この試験片（１）
を第２図（Ｂ）に示す試験装置によって行なった。即ち
、この試験方法は２５℃の恒温槽内における一定の試験
液中で試験するもので、ＮＡＣＥ ＴＭ−０１−７７
に準するものであるが、他の曲げ応力付加による三点曲
げ試験や四点曲げ試験よりも厳しく耐ＳＳＣ性を評価で
きるため、本発明ではこの試験法により耐ＳＳＣ性を評
価した。試験溶液はＮＡＣＥ溶液（５％ＮａＣｊ２＋０
．５％Ｃ１ｌ：＋Ｃ０ＯＨ＋Ｉｌ、ｏ、 Ｈｚ！Ｊａ和
）である。また試験方法は、まず試験片（１）をクラン
プし、試験液槽（１０）にＮＡＣＥ溶液を入れ、所定の
応力を負荷して試験片（１）が破断するか、または７２
０時間経過するまで継続して行なう方法である。
ＨＩＣ試験は゛、第３図（Ａ）に示すように圧延方向に
そい長さ１００ｕで、咳図に附記した寸法（ｉｎ）の試
験片を第３図（Ｂ）に示す試験装置によって、現在世界
的に最も厳しいＨＩＣ試験法として評価され、通常よく
用いられているＮＡＣＥ溶液中において９６時間浸漬す
る方法で行なった。
そい長さ１００ｕで、咳図に附記した寸法（ｉｎ）の試
験片を第３図（Ｂ）に示す試験装置によって、現在世界
的に最も厳しいＨＩＣ試験法として評価され、通常よく
用いられているＮＡＣＥ溶液中において９６時間浸漬す
る方法で行なった。
試験手順はＮＡＣＥ ＴＭ−０２−８４に規定された
方法に準する。
方法に準する。
尚、耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性の良否を判定する基準
値として規定されたものはないが、本発明では従来より
改善するために、耐ＳＳＣ性に関しては降伏応力の８０
％以上、耐ＨＩＣ性に関しては割れ長さ率（ＣＬ Ｒ）
が１５％以下を良好な耐Ｈ２ｓ特性の指標とした。
値として規定されたものはないが、本発明では従来より
改善するために、耐ＳＳＣ性に関しては降伏応力の８０
％以上、耐ＨＩＣ性に関しては割れ長さ率（ＣＬ Ｒ）
が１５％以下を良好な耐Ｈ２ｓ特性の指標とした。
第１図には０．０５％Ｃ−０，８０％Ｍｎ−０，０２５
％Ｎｂ−０，０７５％ｖ−０．００３０％Ｃａ鋼をベー
ス成分とし、Ｎ量を変化させた場合の耐ＳＳＣ性能に及
ぼす影響を示すが、この第１図（Ａ）に示した制御圧延
鋼の場合はＮｌが６０ｐｐｍ未満では付加応力／降伏応
力（σ／σ□）が０．６０〜０．７０で破断しないのに
対し、６０ｐｐｍ以上のＮを含む本発明鋼ではσ／σｒ
ｓが０．８０以上の良好な耐ＳＳＣ性を有することが分
かる。また第１図（Ｂ）の制御圧延十制御冷却鋼の場合
は、Ｎｉｌが６０ｐｐｍ未満の従来鋼ではσ／σｒｓが
０．６５〜０．７５となり、単に制御圧延のみの場合に
比しこの耐ＳＳＣ性は向上するとしても依然として基準
値とした０、８０を満足することはできない。これに対
し６０ｐｐｍ以上のＮｌを含有する場合は、このσ／σ
ｒｓが０．８５〜０．９０の良好な耐ＳＳＣ性を有する
。尚、Ｎｌの多少にかかわらず引張強度は５０ｋｇ／龍
２前後、降伏応力は４２．５ｋｇ／韮２前後と大きな変
化はなかった。また、いずれのＮｉにおいてもＨＩ Ｃ
は発生しなかった。
％Ｎｂ−０，０７５％ｖ−０．００３０％Ｃａ鋼をベー
ス成分とし、Ｎ量を変化させた場合の耐ＳＳＣ性能に及
ぼす影響を示すが、この第１図（Ａ）に示した制御圧延
鋼の場合はＮｌが６０ｐｐｍ未満では付加応力／降伏応
力（σ／σ□）が０．６０〜０．７０で破断しないのに
対し、６０ｐｐｍ以上のＮを含む本発明鋼ではσ／σｒ
ｓが０．８０以上の良好な耐ＳＳＣ性を有することが分
かる。また第１図（Ｂ）の制御圧延十制御冷却鋼の場合
は、Ｎｉｌが６０ｐｐｍ未満の従来鋼ではσ／σｒｓが
０．６５〜０．７５となり、単に制御圧延のみの場合に
比しこの耐ＳＳＣ性は向上するとしても依然として基準
値とした０、８０を満足することはできない。これに対
し６０ｐｐｍ以上のＮｌを含有する場合は、このσ／σ
ｒｓが０．８５〜０．９０の良好な耐ＳＳＣ性を有する
。尚、Ｎｌの多少にかかわらず引張強度は５０ｋｇ／龍
２前後、降伏応力は４２．５ｋｇ／韮２前後と大きな変
化はなかった。また、いずれのＮｉにおいてもＨＩ Ｃ
は発生しなかった。
上記のような耐ＳＳＣ性向上の詳細な機構は未だ不明で
あるが、概ね以下のように考えられる。
あるが、概ね以下のように考えられる。
即ちＮｊｌが２８ｐｐｍおよび１６０ｐｐｍの場合の制
御圧延鋼について断面ミクロ組織を観察した結果、いず
れの鋼においてもフェライトとベイナイトの組織に１部
パーライトが混合した組織を呈しているが、特に高Ｎ鋼
ではほぼ均質で且つ微細な組織を呈することが判明した
。
御圧延鋼について断面ミクロ組織を観察した結果、いず
れの鋼においてもフェライトとベイナイトの組織に１部
パーライトが混合した組織を呈しているが、特に高Ｎ鋼
ではほぼ均質で且つ微細な組織を呈することが判明した
。
このように高Ｎ鋼で均質且つ抛細な組織を呈する原因と
しては、泪中に微細に且つ均一に分散析出した窒化物に
よりフェライトの析出が促進されフェライトが微細化し
たものと考えられ、Ｎ量を高めに本発明鋼は、組織が微
細且つ均質化されたことにより耐ＳＳＣ性が改善された
ものと考えられる。
しては、泪中に微細に且つ均一に分散析出した窒化物に
よりフェライトの析出が促進されフェライトが微細化し
たものと考えられ、Ｎ量を高めに本発明鋼は、組織が微
細且つ均質化されたことにより耐ＳＳＣ性が改善された
ものと考えられる。
本発明による鋼成分組成の限定理由について説明すると
、以下の如くである。
、以下の如くである。
Ｃ： ０．００２〜０．１５％。
鋼の強度を確保するためには、Ｃを０．００２％以上含
存させることが必要であるが、このＣが０．１５％を超
えて含有せしめられると、高張力鋼の場合、その炭素当
量（Ｃｅｑ）が上昇し、溶接性が損われるので好ましく
ない。従って０．００２〜０．１５％とした。
存させることが必要であるが、このＣが０．１５％を超
えて含有せしめられると、高張力鋼の場合、その炭素当
量（Ｃｅｑ）が上昇し、溶接性が損われるので好ましく
ない。従って０．００２〜０．１５％とした。
Ｓｉ ： ０．０５〜０．８０％。
このＳｉは脱酸上必要な元素であり、しかも鋼の強度、
および靭性を確保する上においても有効であって、０．
０５％未満ではこれらの効果を適切に得ることができな
い。しかしこのＳｉが０．８０％を超えると靭性が急激
に劣化するのでこれを上限とし、０．０５〜０．８０％
とした。
および靭性を確保する上においても有効であって、０．
０５％未満ではこれらの効果を適切に得ることができな
い。しかしこのＳｉが０．８０％を超えると靭性が急激
に劣化するのでこれを上限とし、０．０５〜０．８０％
とした。
門ｎ ： ０．５０〜２．２０％。
強度、靭性を確保するため０．５０％以上必要であるが
、一方２．２０％を超えると強度的には上昇するとして
も、靭性や耐Ｈｒ Ｃ性が劣化し、更にＣｅｑも増大す
ることとなるので２．２０％を上限とする。
、一方２．２０％を超えると強度的には上昇するとして
も、靭性や耐Ｈｒ Ｃ性が劣化し、更にＣｅｑも増大す
ることとなるので２．２０％を上限とする。
Ｐ≦０．０２５％。
０．０２５％を超えると耐ＨＩ Ｃ性が劣化するので０
．０２５％を上限とした。
．０２５％を上限とした。
Ｓ≦０．００４％。
０．００４％を超えると−ｎＳが増加し、これを起点と
してＨＩＣが発生し易くなるため上限を０．００４％と
する。
してＨＩＣが発生し易くなるため上限を０．００４％と
する。
Ｎｂ ： ０．００５〜０．１２％。
強度や靭性を向上させる元素であると同時に、Ｎと結び
つき窒化物を形成し耐ＳＳＣ性を向上させるためｏ、ｏ
ｏｓ％以上添加する。しかし過剰に添加すると却って靭
性を劣化させるため０．１２％を上限とする。
つき窒化物を形成し耐ＳＳＣ性を向上させるためｏ、ｏ
ｏｓ％以上添加する。しかし過剰に添加すると却って靭
性を劣化させるため０．１２％を上限とする。
ｉ：ｏ、０１〜０．０８％。
脱酸剤として有効な元素であり、少なくとも０．０１％
以上添加する必要であるが、一方０．０８％を超えると
鋼塊に表面疵が発生するため上限を０．０８％とした。
以上添加する必要であるが、一方０．０８％を超えると
鋼塊に表面疵が発生するため上限を０．０８％とした。
Ｎ ： ０．００６０〜０．０２％。
窒化物を微細均一析出させ耐ＳＳＣ性を向上させるため
６０ｐｐｍ以上添加する必要がある。しかし、０．０２
％を超えて添加すると表面疵が発生し易くなり、また溶
接部の靭性も劣化するため０．０２％を上限とする。
６０ｐｐｍ以上添加する必要がある。しかし、０．０２
％を超えて添加すると表面疵が発生し易くなり、また溶
接部の靭性も劣化するため０．０２％を上限とする。
Ｃａ ： ０．０００５〜０．００８０％。
耐ＨＩＣ性を改善するために５ ｐｐｍ以上添加するが
、８０ｐｐｍを超えるとカルシウムオキシサルファイド
、カルシウムアルミネートなどの介在物を形成し、むし
ろ耐ＨＩＣ性に有害となるので上限を０．００８％とす
る。
、８０ｐｐｍを超えるとカルシウムオキシサルファイド
、カルシウムアルミネートなどの介在物を形成し、むし
ろ耐ＨＩＣ性に有害となるので上限を０．００８％とす
る。
又本発明において適宜に添加する元素の限定範囲につい
て説明すると以下の如くである。
て説明すると以下の如くである。
Ｃｕ≦１．０％。
強度確保の点から添加してもよいが、１．０％を超える
と熱間加工性が劣化するので上限を１．０％とする。
と熱間加工性が劣化するので上限を１．０％とする。
Ｎｉ≦１．０％。
強度、靭性を向上させるのに有効な元素であり、しかも
Ｃａ疵を防止させる作用もあるが、１．０％を超えると
溶接高温割れの感受性が増すため上限を１．０％とすべ
きである。
Ｃａ疵を防止させる作用もあるが、１．０％を超えると
溶接高温割れの感受性が増すため上限を１．０％とすべ
きである。
Ｃｒ≦１．０％。
強度上昇には効果があるが、１．０％を超えると靭性を
劣化させるため上限を１．０％とした。
劣化させるため上限を１．０％とした。
−０５０，５％。
鋼の強度上昇には効果があるが、０．５％を超えると溶
接性をｔ員うため０．５％を上■とする。
接性をｔ員うため０．５％を上■とする。
■≦０．１５％。
強度や靭性を向上させる元素であるが、過剰に添加する
とかえって靭性を劣化させるため０．１５９％を上限と
すべきである。
とかえって靭性を劣化させるため０．１５９％を上限と
すべきである。
ＴｉＳ２．１５％。
■と同様に強度あるいは靭性を向上させる元素であるが
、過剰に添加すると靭性を劣化させるため０．１５％を
上限とする。
、過剰に添加すると靭性を劣化させるため０．１５％を
上限とする。
Ｂ≦０．００２０％。
極低０頭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％を超えるとかえって靭性に有害であ
るため上限を０．００２％とする。更に、本発明におけ
る製造条件（制御冷却）の限定理由について述べると以
下の如くである。
いが、０．００２％を超えるとかえって靭性に有害であ
るため上限を０．００２％とする。更に、本発明におけ
る製造条件（制御冷却）の限定理由について述べると以
下の如くである。
加熱温度＝１０００〜１３００℃。
１３００℃を超える温度域で加熱される場合は、結晶粒
が粗大化し、靭性が劣化するため、１３００℃を上限と
した。一方、１０００℃未満の加熱温度では製品の強度
が大幅に不足し、また組織が不均一となり靭性が劣化す
るため１０００℃を下限とした。
が粗大化し、靭性が劣化するため、１３００℃を上限と
した。一方、１０００℃未満の加熱温度では製品の強度
が大幅に不足し、また組織が不均一となり靭性が劣化す
るため１０００℃を下限とした。
未再結晶温度以下の圧下率２０％以上。
圧下率が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、また制御
冷却を実施しても多大の効果的な畜張力化が期待できな
いため２０％を下限とした。
転位の導入などのサブ組織が充分に発達せず、また制御
冷却を実施しても多大の効果的な畜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相域圧延後の制御冷却の効果は、従来行
なわれている圧延後空冷する場合に生じる圧延によるサ
ブ組織の回復を制９月冷却により抑：Ｌすすることにあ
るので、サブ′！Ｊｉ織つまりは高転位置度組織を制御
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。
なわれている圧延後空冷する場合に生じる圧延によるサ
ブ組織の回復を制９月冷却により抑：Ｌすすることにあ
るので、サブ′！Ｊｉ織つまりは高転位置度組織を制御
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。
また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、Ｎｂ。
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、Ｎｂ。
Ｖ、 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。
ト未再結晶域の上限温度は約９００℃である。
仕上圧延後直二６５０〜８００℃。
８００℃を超える温度では高過ぎるため、制御冷却を開
始する以前にサブ組織の充分な回復が行なわれ、制御冷
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は
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、圧延後の制御冷却による回復抑制の
効果が失われる傾向にあり、本発明の制御冷却の木質的
な効果がもはや効率的に発揮されないがちである。
始する以前にサブ組織の充分な回復が行なわれ、制御冷
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は
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、圧延後の制御冷却による回復抑制の
効果が失われる傾向にあり、本発明の制御冷却の木質的
な効果がもはや効率的に発揮されないがちである。
仕上圧延後直ちに冷却停止温度までを冷却速度３〜５０
’Ｃ／ｓｅｃで冷却。
’Ｃ／ｓｅｃで冷却。
冷却速度が３℃／ｓｅｃ未満では、制御冷却によるサブ
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℃／Ｓを下限とした。また５０℃ｌ３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、鋼板の
歪が大きくなり精度の良い形状を持つ厚鋼板の製造が困
難となるため、５０’Ｃ／ｓを上限とした。
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℃／Ｓを下限とした。また５０℃ｌ３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、鋼板の
歪が大きくなり精度の良い形状を持つ厚鋼板の製造が困
難となるため、５０’Ｃ／ｓを上限とした。
冷却停止温度：４００〜６５０℃。
下限を４００℃としたのは、４ｏｏ℃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
へイナイトが十分生成しない等、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
へイナイトが十分生成しない等、変態組織の改善効果が
期待できないためである。
本発明によるものの具体的な製造例について説明すると
以下の如くである。
以下の如くである。
本発明者等が供試材として用いた泪の代表的な成分組成
は次の第１表に示す通りである。
は次の第１表に示す通りである。
又前記第１表に示した各鋼に対する製造条件は次の第２
表に示す通りである。
表に示す通りである。
然して上記のようにして得られたそれぞれの鋼における
引張試験結果、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性について試
験した結果は次の第３表の如くである。
引張試験結果、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性について試
験した結果は次の第３表の如くである。
即ちこれらの結果によるときは、Ｎ量が６０ｐｐｍ未満
の従来ユでは耐ＨＩＣ性能あるいは製造条件の如何によ
らずσ／σ１．．は０．７０以下であるのに対し、Ｎ量
が６０ｐρｍ以上の本発明によるものでは、制御圧延鋼
では０．８０〜０．９０、また制御圧延十制御冷却鋼で
は０．９０〜０．９５の良好な耐ＳＳＣ性を存すること
が明示されている。
の従来ユでは耐ＨＩＣ性能あるいは製造条件の如何によ
らずσ／σ１．．は０．７０以下であるのに対し、Ｎ量
が６０ｐρｍ以上の本発明によるものでは、制御圧延鋼
では０．８０〜０．９０、また制御圧延十制御冷却鋼で
は０．９０〜０．９５の良好な耐ＳＳＣ性を存すること
が明示されている。
尚、本発明は厚板圧延機または連続圧延機（ホットスト
リップミル）による製造の別なく適用することが可能で
ある。また、製造品種も厚板、溶接鋼管の母材、シーム
レス鋼管の別なく適用することが可能である。
リップミル）による製造の別なく適用することが可能で
ある。また、製造品種も厚板、溶接鋼管の母材、シーム
レス鋼管の別なく適用することが可能である。
「発明の効果」
以上説明したような本発明によるときは硫化水素腐食環
境下において使用されるラインパイプや圧力容器その他
の鋼材に関してその耐硫化物応力腐食割れ性を大幅に改
善し得るものであって、工業的にその効果の大きい発明
である。
境下において使用されるラインパイプや圧力容器その他
の鋼材に関してその耐硫化物応力腐食割れ性を大幅に改
善し得るものであって、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
は鋼中Ｎ量の耐ＳＳＣ性に及ぼす影宮を要約して示した
図表で、同図（Ａ）は制御圧延鋼の場合、同図（Ｂ）は
制御圧延十制御冷却圀の場合を示し、第２図は耐ＳＳＣ
試験に関してその試験片と試験方法についての説明図、
第３図は耐ＨＩＣ試験についてその試験片と試験方法に
関する説明図である。 特 許 出 願 人 日本鋼管株式会社発 明
者 関 信 博同
平 野 攻同
石 火 嘉
−同 卯 目
和 巧同 兵
藤 知 明す− Ｊ ｉ−二、１ ・ ０ ウーな （Δ２
は鋼中Ｎ量の耐ＳＳＣ性に及ぼす影宮を要約して示した
図表で、同図（Ａ）は制御圧延鋼の場合、同図（Ｂ）は
制御圧延十制御冷却圀の場合を示し、第２図は耐ＳＳＣ
試験に関してその試験片と試験方法についての説明図、
第３図は耐ＨＩＣ試験についてその試験片と試験方法に
関する説明図である。 特 許 出 願 人 日本鋼管株式会社発 明
者 関 信 博同
平 野 攻同
石 火 嘉
−同 卯 目
和 巧同 兵
藤 知 明す− Ｊ ｉ−二、１ ・ ０ ウーな （Δ２
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．００２〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ：０．０５
〜０．８ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜２．２ｗｔ％、Ｐ：０
．０２５ｗｔ％以下、Ｓ：０．００４ｗｔ％以下、Ｎｂ
：０．００５〜０．１２ｗｔ％、Ａｌ：０．０１〜０．
０８ｗｔ％、Ｎ：０．００６０〜０．０２００ｗｔ％、
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
とを特徴とする耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼。 ２、Ｃ：０．００２〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ：０．０５
〜０．８ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜２．２ｗｔ％、Ｐ：０
．０２５ｗｔ％以下、Ｓ：０．００４ｗｔ％以下、Ｎｂ
：０．００５〜０．１２ｗｔ％、Ａｌ：０．０１〜０．
０８ｗｔ％、Ｎ：０．００６０〜０．０２００ｗｔ％、
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、Ｖ：
０．１５ｗｔ％以下、Ｔｉ：０．１５ｗｔ％以下、Ｂ：
０．００２ｗｔ％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耐硫化物応
力腐食割れ性に優れた鋼。 ３、Ｃ：０．００２〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ：０．０５
〜０．８ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜２．２ｗｔ％、Ｐ：０
．０２５ｗｔ％以下、Ｓ：０．００４ｗｔ％以下、Ｎｂ
：０．００５〜０．１２ｗｔ％、Ａｌ：０．０１〜０．
０８ｗｔ％、Ｎ：０．００６０〜０．０２００ｗｔ％、
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６５０〜８
００℃により加熱圧延することを特徴とする耐硫化物応
力腐食割れ性に優れた鋼の製造方法。 ４、Ｃ：０．００２〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ：０．０５
〜０．８ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜２．２ｗｔ％、Ｐ：０
．０２５ｗｔ％以下、Ｓ：０．００４ｗｔ％以下、Ｎｂ
：０．００５〜０．１２ｗｔ％、Ａｌ：０．０１〜０．
０８ｗｔ％、Ｎ：０．００６０〜０．０２００ｗｔ％、
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、Ｖ：
０．１５ｗｔ％以下、Ｔｉ：０．１５ｗｔ％以下、Ｂ：
０．００２ｗｔ％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℃により加熱圧延する
ことを特徴とする耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼の
製造方法。 ５、Ｃ：０．００２〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ：０．０５
〜０．８ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜２．２ｗｔ％、Ｐ：０
．０２５ｗｔ％以下、Ｓ：０．００４ｗｔ％以下、Ｎｂ
：０．００５〜０．１２ｗｔ％、Ａｌ：０．０１〜０．
０８ｗｔ％、Ｎ：０．００６０〜０．０２００ｗｔ％、
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６５０〜８
００℃により加熱圧延後、直ちに冷却速度３〜５０℃／
ｓｅｃ、冷却停止温度４００〜６５０℃まで冷却するこ
とを特徴とする耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼の製
造方法。 ６、Ｃ：０．００２〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ：０．０５
〜０．８ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜２．２ｗｔ％、Ｐ：０
．０２５ｗｔ％以下、Ｓ：０．００４ｗｔ％以下、Ｎｂ
：０．００５〜０．１２ｗｔ％、Ａｌ：０．０１〜０．
０８ｗｔ％、Ｎ：０．００６０〜０．０２００ｗｔ％、
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、Ｖ：
０．１５ｗｔ％以下、Ｔｉ：０．１５ｗｔ％以下、Ｂ：
０．００２ｗｔ％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℃により加熱圧延後、
直ちに冷却速度３〜５０℃／ｓｅｃ、冷却停止温度４０
０〜６５０℃まで冷却することを特徴とする耐硫化物応
力腐食割れ性に優れた鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13379386A JPS62290847A (ja) | 1986-06-11 | 1986-06-11 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13379386A JPS62290847A (ja) | 1986-06-11 | 1986-06-11 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62290847A true JPS62290847A (ja) | 1987-12-17 |
| JPH0543766B2 JPH0543766B2 (ja) | 1993-07-02 |
Family
ID=15113149
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13379386A Granted JPS62290847A (ja) | 1986-06-11 | 1986-06-11 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62290847A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20160129875A (ko) * | 2014-03-31 | 2016-11-09 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 내변형 시효 특성 및 내hic 특성이 우수한 고변형능 라인 파이프용 강재 및 그 제조 방법 그리고 용접 강관 |
| CN106164314A (zh) * | 2014-03-31 | 2016-11-23 | 杰富意钢铁株式会社 | 耐应变时效特性和耐hic特性优良的高变形能力管线管用钢材及其制造方法以及焊接钢管 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| 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 |
| JPS56119759A (en) * | 1980-02-28 | 1981-09-19 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | High tensile steel with superior sulfide corrosion crack 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 |
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| 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 |
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| 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 |
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| JPS62284043A (ja) * | 1986-06-03 | 1987-12-09 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 溶接部の耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼の製造法 |
-
1986
- 1986-06-11 JP JP13379386A patent/JPS62290847A/ja active Granted
Patent Citations (17)
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| JPS58199812A (ja) * | 1982-05-18 | 1983-11-21 | Kobe Steel Ltd | 耐硫化物応力腐食割れ性の優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 |
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0543766B2 (ja) | 1993-07-02 |
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