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
- Publication number
- 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
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- temperature
- stress corrosion
- corrosion cracking
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 47
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 47
- 238000005336 cracking Methods 0.000 title claims abstract description 21
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 20
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 title claims abstract description 19
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 title claims abstract description 19
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 42
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 16
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 15
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 15
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims abstract description 15
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims abstract description 15
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 14
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 14
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 40
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 14
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims description 13
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims description 13
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 10
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 abstract description 11
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 abstract description 8
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 19
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 16
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 16
- 239000011575 calcium Substances 0.000 description 12
- 239000000463 material Substances 0.000 description 12
- 238000011084 recovery Methods 0.000 description 9
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 9
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 8
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 6
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 6
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 5
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 5
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 5
- RWSOTUBLDIXVET-UHFFFAOYSA-N Dihydrogen sulfide Chemical compound S RWSOTUBLDIXVET-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 4
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 4
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 4
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 4
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 3
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 3
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 2
- TZCXTZWJZNENPQ-UHFFFAOYSA-L barium sulfate Chemical compound [Ba+2].[O-]S([O-])(=O)=O TZCXTZWJZNENPQ-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 2
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 2
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- 230000001747 exhibiting effect Effects 0.000 description 2
- 230000004907 flux Effects 0.000 description 2
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 2
- 150000002500 ions Chemical class 0.000 description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 2
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 2
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 2
- UJCHIZDEQZMODR-BYPYZUCNSA-N (2r)-2-acetamido-3-sulfanylpropanamide Chemical compound CC(=O)N[C@@H](CS)C(N)=O UJCHIZDEQZMODR-BYPYZUCNSA-N 0.000 description 1
- NLZUEZXRPGMBCV-UHFFFAOYSA-N Butylhydroxytoluene Chemical compound CC1=CC(C(C)(C)C)=C(O)C(C(C)(C)C)=C1 NLZUEZXRPGMBCV-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 241001669680 Dormitator maculatus Species 0.000 description 1
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 1
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 1
- 239000004744 fabric Substances 0.000 description 1
- 239000012530 fluid Substances 0.000 description 1
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 1
- 150000002431 hydrogen Chemical class 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000013001 point bending Methods 0.000 description 1
- 230000002265 prevention Effects 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 238000005070 sampling Methods 0.000 description 1
- RSSSMDWSXNHTKC-UHFFFAOYSA-N sulfinylcalcium Chemical compound O=S=[Ca] RSSSMDWSXNHTKC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000001629 suppression Effects 0.000 description 1
- 230000002195 synergetic effect Effects 0.000 description 1
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 1
- 238000010998 test method Methods 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
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 |
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 |
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 |
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 |
-
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 |
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 |
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 |
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 |
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 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
KR0157540B1 (ko) | 용접부의 피로강도와 용접성이 뛰어난 고장력강 및 그 제조방법 | |
JP6048436B2 (ja) | 調質高張力厚鋼板及びその製造方法 | |
JP5407478B2 (ja) | 1層大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
JP2014218707A (ja) | 耐水素誘起割れ性に優れた調質鋼板及びその製造方法 | |
JP4310591B2 (ja) | 溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法 | |
JP2000256777A (ja) | 強度および低温靱性に優れた高張力鋼板 | |
JP3487262B2 (ja) | Ctod特性に優れた高強度厚鋼板及びその製造方法 | |
JPS631369B2 (ja) | ||
JP5008879B2 (ja) | 強度および低温靭性の優れた高張力鋼板および高張力鋼板の製造方法 | |
JPH08283906A (ja) | 耐水素誘起割れ性および耐硫化物応力腐食割れ性に優れたフィッティング材用高張力鋼板 | |
JPS647138B2 (ja) | ||
JPS62284043A (ja) | 溶接部の耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼の製造法 | |
JP2023045253A (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
JP2002339037A (ja) | 低温継手靱性と耐ssc性に優れた高張力鋼とその製造方法 | |
JPH05245657A (ja) | 母材の脆性破壊伝播停止特性に優れた高ニッケル合金クラッド鋼板の製造方法 | |
JP2001020035A (ja) | 耐食性と耐腐食疲労特性に優れた構造用鋼とその製造方法 | |
JPH11131177A (ja) | 溶接後熱処理の省略可能な中常温圧力容器用鋼板およびその製造方法 | |
JP2001064749A (ja) | 溶接haz部の靱性に優れた耐hic非調質高張力鋼材 | |
JP2898455B2 (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
KR20160075900A (ko) | 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법 | |
JPH0813087A (ja) | シーム部の耐ssc性に優れた溶接鋼管用鋼 | |
JP3541746B2 (ja) | Ctod特性に優れた高強度厚鋼板及びその製造方法 | |
JPS6393845A (ja) | 溶接部のcod特性の優れた高張力鋼 | |
JPH0319285B2 (ja) | ||
JPS637328A (ja) | 耐硫化物腐食割れ性に優れた鋼の製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |