JPS5819431A - 脆性亀裂伝播停止特性の優れたラインパイプ用鋼の製造方法 - Google Patents
脆性亀裂伝播停止特性の優れたラインパイプ用鋼の製造方法Info
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- JPS5819431A JPS5819431A JP11597581A JP11597581A JPS5819431A JP S5819431 A JPS5819431 A JP S5819431A JP 11597581 A JP11597581 A JP 11597581A JP 11597581 A JP11597581 A JP 11597581A JP S5819431 A JPS5819431 A JP S5819431A
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- cooled
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/10—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
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- Thermal Sciences (AREA)
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- Organic Chemistry (AREA)
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、脆性亀裂伝播停止特性の優れ九ツインノ臂イ
ゾ用鋼の製造方法に関するものである。
ゾ用鋼の製造方法に関するものである。
溶接端管および継目無鋼管材について社近年天然ガスノ
臂イブツインの増加とと−に脆性破壊さらに社不安定延
性破壊の伝播停止特性が特に注目されている、この伝播
停止特性を評価する方法・と、して米圓ノ々ツテル研究
所によシ提案されたＢ−ＤＷＴ Ｔ （ＤｒｏｐＷｅｉ
ｇｈｔ Ｔ＠ａｒ Ｔｅ５ｔ ）が実際の、ｅイゾの破
壊特性との対応が良好であると認められＡＰＩ規格に取
り入れられている。との脆性亀裂伝播停止特性の改善方
法としては従来よりＮｂあるいｒｉｖ添加鋼等でいわゆ
る＝ントロールドローリングに代表されるようにスラブ
を低温加熱し未再結晶温度域での圧延を行なうことによ
って結晶粒を微細化させ、さらに圧延後の冷却時ＫＮｈ
、Ｖ等の炭窒化物を析出させるという圧延方法が広く行
われている。しかしこの方法では圧延条件を厳しく制御
するため生歯性の低下が大きく、また加工温度が低い丸
め継目無鋼管等に適用することは困難である。
臂イブツインの増加とと−に脆性破壊さらに社不安定延
性破壊の伝播停止特性が特に注目されている、この伝播
停止特性を評価する方法・と、して米圓ノ々ツテル研究
所によシ提案されたＢ−ＤＷＴ Ｔ （ＤｒｏｐＷｅｉ
ｇｈｔ Ｔ＠ａｒ Ｔｅ５ｔ ）が実際の、ｅイゾの破
壊特性との対応が良好であると認められＡＰＩ規格に取
り入れられている。との脆性亀裂伝播停止特性の改善方
法としては従来よりＮｂあるいｒｉｖ添加鋼等でいわゆ
る＝ントロールドローリングに代表されるようにスラブ
を低温加熱し未再結晶温度域での圧延を行なうことによ
って結晶粒を微細化させ、さらに圧延後の冷却時ＫＮｈ
、Ｖ等の炭窒化物を析出させるという圧延方法が広く行
われている。しかしこの方法では圧延条件を厳しく制御
するため生歯性の低下が大きく、また加工温度が低い丸
め継目無鋼管等に適用することは困難である。
本発明はコントロール）′シーリングのような厳しい加
工方法を用いず圧延後の焼入れ焼もどし熱処理により脆
性亀裂伝播停止特性の優れたラインノ臂イブ用鋼を製造
する方法を提供するものであもすなわち本発明は熱処理
後の組織が細粒フェライトを主体とした組織となること
を目的として、まず再加熱時のオーステナイト結晶粒の
微細化と急速冷却時フェライトの析出核として有効に働
ら〈ＮｂＦ）利用とα変態時に細粒効果として働ら（Ｎ
ｉ１さらにアレスト性能を向上させるＳとの組み合せに
よυ高強度でかつ脆性亀裂伝播停止特性の優れた鋼材を
製造する方法であり、鋼板のみでなく継目無鋼管のよう
な複雑な圧延加工を行、なう場合にも容易に適用可能で
ある。
工方法を用いず圧延後の焼入れ焼もどし熱処理により脆
性亀裂伝播停止特性の優れたラインノ臂イブ用鋼を製造
する方法を提供するものであもすなわち本発明は熱処理
後の組織が細粒フェライトを主体とした組織となること
を目的として、まず再加熱時のオーステナイト結晶粒の
微細化と急速冷却時フェライトの析出核として有効に働
ら〈ＮｂＦ）利用とα変態時に細粒効果として働ら（Ｎ
ｉ１さらにアレスト性能を向上させるＳとの組み合せに
よυ高強度でかつ脆性亀裂伝播停止特性の優れた鋼材を
製造する方法であり、鋼板のみでなく継目無鋼管のよう
な複雑な圧延加工を行、なう場合にも容易に適用可能で
ある。
鋼材の靭性値の評価方法として従来よ〉その簡便さから
シャルピー衝撃試験が用いられている力へこの試験法は
試験片の採取規定よシ熱処理後の焼入れ表層部は必らず
しも評価されない丸め焼入れ表層部を除いた部分の組織
を平均的に微細化すれば本試験法での靭性値は改善され
るととＫなる。
シャルピー衝撃試験が用いられている力へこの試験法は
試験片の採取規定よシ熱処理後の焼入れ表層部は必らず
しも評価されない丸め焼入れ表層部を除いた部分の組織
を平均的に微細化すれば本試験法での靭性値は改善され
るととＫなる。
したがって組織の微細化に有効に働ら〈元素（Ｎｂ等）
単独でもシャルピー衝撃試験による靭性改善効果は発樺
されるが焼入れ表層部の組織改善は必らずしも果し得な
い。すなわち一般的に焼入れ後の組繊がフェライト主体
となる成什元素範囲においても焼入れ表層部は冷却速度
が速いため中間段階組織（以下Ｂｔａ織と記す）あるい
は島状マルテンサイトー織となりやすい。このＢｕ（上
部ベイナイト）および島状ｉルチンサイト組織は強度を
高めるが靭性に対しては有害な組織である０本発明は７
工ライト粒の微細化と靭性に対して有害となる燐入れ表
層部のＢｕあるいは島状マルテンサイト組織の出現を極
力抑えることを目的としてＮｂとＮｉの腹合添加を行な
いさらに８の添加効果によシ高強藏でかつ脆性亀裂伝播
停止特性の優れ九ラインパイプ用鋼の製造方法に関する
ものである。
単独でもシャルピー衝撃試験による靭性改善効果は発樺
されるが焼入れ表層部の組織改善は必らずしも果し得な
い。すなわち一般的に焼入れ後の組繊がフェライト主体
となる成什元素範囲においても焼入れ表層部は冷却速度
が速いため中間段階組織（以下Ｂｔａ織と記す）あるい
は島状マルテンサイトー織となりやすい。このＢｕ（上
部ベイナイト）および島状ｉルチンサイト組織は強度を
高めるが靭性に対しては有害な組織である０本発明は７
工ライト粒の微細化と靭性に対して有害となる燐入れ表
層部のＢｕあるいは島状マルテンサイト組織の出現を極
力抑えることを目的としてＮｂとＮｉの腹合添加を行な
いさらに８の添加効果によシ高強藏でかつ脆性亀裂伝播
停止特性の優れ九ラインパイプ用鋼の製造方法に関する
ものである。
以下に本発明の対象となる鋼の成分および製造上の限定
理由を述べる。
理由を述べる。
Ｏｔｉ鋼の強化および焼入れ後の組織の細粒化に必曽で
らるため下限を０．０４ Ｎとしたが多すぎるとＢｕお
よび島状マルテンサイト組織の出現により靭性の劣化を
きたし、ｉ九溶接性にも悪影響をおよげずため上限を０
．１８ Ｎとした。
らるため下限を０．０４ Ｎとしたが多すぎるとＢｕお
よび島状マルテンサイト組織の出現により靭性の劣化を
きたし、ｉ九溶接性にも悪影響をおよげずため上限を０
．１８ Ｎとした。
８Ｉは製鋼上および強度上昇に必要であるため下限を０
．０ Ｉ ％とし九が多すぎると靭性が劣化するため上
限を０．９０ Ｎとした。
．０ Ｉ ％とし九が多すぎると靭性が劣化するため上
限を０．９０ Ｎとした。
Ｍｎは強度上昇および靭性の向上に必要なため下限を０
．３０ Ｎとしたが多すぎると焼入れ性を高め籾性劣化
の原因となるＢｕあるいは島状マルテンサイト組織が出
現しやすくなるため上限を２．０ Ｑ Ｎとした。
．３０ Ｎとしたが多すぎると焼入れ性を高め籾性劣化
の原因となるＢｕあるいは島状マルテンサイト組織が出
現しやすくなるため上限を２．０ Ｑ Ｎとした。
Ｎｂｔｉ熱間成形加工時および再加熱時に析出する炭窒
化物が再オーステナイト化の際のオーステナイト結晶粒
の粗大化を防止し、また急速冷却時のα変帳核として鋤
らき細粒フェライト組織とならしめるに必要なため下限
を０．００８ Ｎとしたが多すぎてもその効果が飽和す
るため上限をα０６０％とした。
化物が再オーステナイト化の際のオーステナイト結晶粒
の粗大化を防止し、また急速冷却時のα変帳核として鋤
らき細粒フェライト組織とならしめるに必要なため下限
を０．００８ Ｎとしたが多すぎてもその効果が飽和す
るため上限をα０６０％とした。
Ｓは圧延により仲秋Ａ系介在物となり脆性亀裂伝播停止
特性を向上させる効果がある。少ないとその効果が現ら
れれないため下限を０３０１２Ｘとしたが多すぎてもそ
の効果は飽和するため上限を０、０２０ Ｘとした。
特性を向上させる効果がある。少ないとその効果が現ら
れれないため下限を０３０１２Ｘとしたが多すぎてもそ
の効果は飽和するため上限を０、０２０ Ｘとした。
Ｎ１は焼入れ時のα変態温度を低下させることにより、
焼入れ後のフェライト粒の微細化が可能である。少なす
ぎるとその効果があられれず多すぎまた以下の元素は１
種または２種以上添加するＶは焼もどし熱処理時に主に
炭化物として析出させ強度の増大を目的とするが少ない
と効果がなく、多すぎてもその効果は飽和するため０．
０１〜０、１０ Ｘとした。
焼入れ後のフェライト粒の微細化が可能である。少なす
ぎるとその効果があられれず多すぎまた以下の元素は１
種または２種以上添加するＶは焼もどし熱処理時に主に
炭化物として析出させ強度の増大を目的とするが少ない
と効果がなく、多すぎてもその効果は飽和するため０．
０１〜０、１０ Ｘとした。
Ｏｒ １ ｈｂ）は強度の増大を目的とするが少ないと
効果がなく多すぎると強度が出すぎ靭性は劣化するたメ
ソレぞし０．０５〜１． ＯＮ 、 ０．０５〜０．５
０ Ｘとし丸。
効果がなく多すぎると強度が出すぎ靭性は劣化するたメ
ソレぞし０．０５〜１． ＯＮ 、 ０．０５〜０．５
０ Ｘとし丸。
ＴｉはＩ’ｉ炭化物の析出によシ強度を上昇させるが少
ないと効果がなく多すぎると巨大な窒化物を生成し靭性
を低下させるので０．００５〜α０５０ｘとし丸。
ないと効果がなく多すぎると巨大な窒化物を生成し靭性
を低下させるので０．００５〜α０５０ｘとし丸。
（ｌｕは強度を増加させると共に耐候性、耐食性、耐水
素誘起割れ性を与えることを目的とするが少ないと効果
がなく多すぎても効果は飽和するため００５〜α５ＯＮ
とした。
素誘起割れ性を与えることを目的とするが少ないと効果
がなく多すぎても効果は飽和するため００５〜α５ＯＮ
とした。
鋼板、継目無鋼管等に成形加工する熱間加工条件のうち
加熱温度は熱間成形加工前にほとんどのＮｂ Ｖを固
溶させておくために充分高くしておかねばならない。こ
の温度はＯ，ＮとＮｂ、ｖの溶解度積に支配されるが本
発明範囲内および実施例範囲内＋７）Ｏ，Ｎ、Ｎｂ、Ｖ
量であれば１２００℃以上の温ばですべて固溶し、また
熱間成形加工能率上なんら支障を生じないので加熱温度
は１２００℃以上とした。また本発明はコントロールト
ローリングのような低温度での圧延によるものではなく
焼入れ焼もどし熱処理によって鋼板、継目無鋼管等の脆
性亀裂伝播停止特性の向上をはかることを目的とするこ
とから圧延条件は特に限定しない。
加熱温度は熱間成形加工前にほとんどのＮｂ Ｖを固
溶させておくために充分高くしておかねばならない。こ
の温度はＯ，ＮとＮｂ、ｖの溶解度積に支配されるが本
発明範囲内および実施例範囲内＋７）Ｏ，Ｎ、Ｎｂ、Ｖ
量であれば１２００℃以上の温ばですべて固溶し、また
熱間成形加工能率上なんら支障を生じないので加熱温度
は１２００℃以上とした。また本発明はコントロールト
ローリングのような低温度での圧延によるものではなく
焼入れ焼もどし熱処理によって鋼板、継目無鋼管等の脆
性亀裂伝播停止特性の向上をはかることを目的とするこ
とから圧延条件は特に限定しない。
この場合の加工方法として圧延、押し出しなどが用いら
れるが本発明では加工方法は限定しない。
れるが本発明では加工方法は限定しない。
熱間成形加工終了後熱処理を行なうため−ｍＡｒｘ点以
下の温度に冷却させる必要があるが冷却速度については
４１に限定しない。またこの場合のＡｒ１点はすべての
オーステナイトが低温変態組織（フェライト、）に−ラ
イト、ベイナイト、マルテンサイト）に変態を終了する
温度とする。次いでＡｒ１点以下の温度から再加熱して
オーステナイト化する場合、熱間成形加工中および再加
熱中に析出するＮｂ（ＯＮ ）をオーステナイト結晶粒
の粗大化防止に、またその後の急速冷却の際にα変態核
として働らかせ、さらＫＮＩによる細粒効果によって焼
入れ表層部から肉厚中心部にわたり大部分を細粒フェラ
イト組織とならしめ脆性亀裂伝播停止特性を向上させる
ことが可能となる。オーステナイト化＋Ｉ：Ａ、 ｊｌ
における保持時間はオーステナイト結晶粒の粗大化防止
のため必要最小限にとどめることが望ましい１、また急
速冷却時の冷却速度は添加元素により異なるが冷却後の
組織の大部分が細粒フェライトとなるような速度が必要
である。したがって本発明では冷却速度は限定しないが
空冷よシ速い速度がＡましい。焼入れ後の焼もどし熱処
理温間は鋼（４の靭性を安定させるため４００℃以上は
必要であるがＡｃ１点を超えると焼もどし本来の意味が
失なわれるため上限をＡｃ１点以下とした。
下の温度に冷却させる必要があるが冷却速度については
４１に限定しない。またこの場合のＡｒ１点はすべての
オーステナイトが低温変態組織（フェライト、）に−ラ
イト、ベイナイト、マルテンサイト）に変態を終了する
温度とする。次いでＡｒ１点以下の温度から再加熱して
オーステナイト化する場合、熱間成形加工中および再加
熱中に析出するＮｂ（ＯＮ ）をオーステナイト結晶粒
の粗大化防止に、またその後の急速冷却の際にα変態核
として働らかせ、さらＫＮＩによる細粒効果によって焼
入れ表層部から肉厚中心部にわたり大部分を細粒フェラ
イト組織とならしめ脆性亀裂伝播停止特性を向上させる
ことが可能となる。オーステナイト化＋Ｉ：Ａ、 ｊｌ
における保持時間はオーステナイト結晶粒の粗大化防止
のため必要最小限にとどめることが望ましい１、また急
速冷却時の冷却速度は添加元素により異なるが冷却後の
組織の大部分が細粒フェライトとなるような速度が必要
である。したがって本発明では冷却速度は限定しないが
空冷よシ速い速度がＡましい。焼入れ後の焼もどし熱処
理温間は鋼（４の靭性を安定させるため４００℃以上は
必要であるがＡｃ１点を超えると焼もどし本来の意味が
失なわれるため上限をＡｃ１点以下とした。
また焼入れ焼もどし熱処理に用いる装置としては炉加熱
、訪導加熱、火焔輻射、塩浴、金属浴等があるが本発明
では特に限定しない。しかしながら、紡導加熱装置等オ
ーステナイト化に要する加熱時間が短かい方が本発明−
に対して有利となん以上、本発明によシ製造された脆性
亀裂伝播停止特性の優れた鋼板および継目無鋼管は特に
厚肉材のラインノぞイブ用として有効である。
、訪導加熱、火焔輻射、塩浴、金属浴等があるが本発明
では特に限定しない。しかしながら、紡導加熱装置等オ
ーステナイト化に要する加熱時間が短かい方が本発明−
に対して有利となん以上、本発明によシ製造された脆性
亀裂伝播停止特性の優れた鋼板および継目無鋼管は特に
厚肉材のラインノぞイブ用として有効である。
以下、本発す１」の実砲例につい−Ｃ説明する。
表１に実施例供試材の化学成分を示し、表２に熱間成形
圧延条件ｊ・・よび熱処理条件を示す。
圧延条件ｊ・・よび熱処理条件を示す。
熱処理装置は炉加熱、塩γ「ハ錦尋加熱装置を用いた。
脆性亀裂伝播停止特性の評価手段としてはＬｌ −Ｄ
Ｗ Ｔ Ｔを行ない、加えて従来から靭性のは１３−
Ｄ Ｗ Ｔ Ｔは全肉厚、シャルピー試験は肉厚中心部
とした。なおり −１） Ｗ １”ｒについては緘性；
ハ裂ｆバ、１浮止特性をより正しく評価するため試験片
のノツ戸部にあらかじめＴＩＧＩＩ化ビード処理と行っ
た後プレスノツチを行った。この方法によりプレスノツ
チだけの場合によく現われる逆破面（、ノツチ底から−
ｊＬ延性亀裂が発生しその後脆性亀裂に転化）はまった
く現われなかった。
Ｗ Ｔ Ｔを行ない、加えて従来から靭性のは１３−
Ｄ Ｗ Ｔ Ｔは全肉厚、シャルピー試験は肉厚中心部
とした。なおり −１） Ｗ １”ｒについては緘性；
ハ裂ｆバ、１浮止特性をより正しく評価するため試験片
のノツ戸部にあらかじめＴＩＧＩＩ化ビード処理と行っ
た後プレスノツチを行った。この方法によりプレスノツ
チだけの場合によく現われる逆破面（、ノツチ底から−
ｊＬ延性亀裂が発生しその後脆性亀裂に転化）はまった
く現われなかった。
表３にシャルピー試験、Ｂ−ＤＷＴＴ、引張試験結果を
示す。同表から明らかなように焼入れ表１一部を評価し
ないシャルピー試験では比較鋼においても良好な値を示
し本発明方法により得られた鋼（以下、本発明鋼という
）と同８度であるが、Ｂ−ＤＷＴＴでは比較鋼に比らべ
本発明鋼が大幅に改善されることがわかる。
示す。同表から明らかなように焼入れ表１一部を評価し
ないシャルピー試験では比較鋼においても良好な値を示
し本発明方法により得られた鋼（以下、本発明鋼という
）と同８度であるが、Ｂ−ＤＷＴＴでは比較鋼に比らべ
本発明鋼が大幅に改善されることがわかる。
すなわち本発明によれば、 Ｎｂおよび歯による７工ラ
イト粒の細粒効果に併わせ従来ではなし得なかった焼入
れ表層部の組織改縛が可能となシさらに顧えてＳによる
改善効果を組み合せることによツー’（コントロールト
ローリングのような低温度域での厳しい圧延法によらず
通常行う焼入れ焼屯どし熱処理法で脆性亀裂伝播停止特
性の優れたライン、ｅイブ用鋼の製造が可能となる。
イト粒の細粒効果に併わせ従来ではなし得なかった焼入
れ表層部の組織改縛が可能となシさらに顧えてＳによる
改善効果を組み合せることによツー’（コントロールト
ローリングのような低温度域での厳しい圧延法によらず
通常行う焼入れ焼屯どし熱処理法で脆性亀裂伝播停止特
性の優れたライン、ｅイブ用鋼の製造が可能となる。
表１ 供試材の化学成分 （ｗｔｓ
Ｊ表２ 実験方法
Ｊ表２ 実験方法
４１図は鋼中Ｎｉ含有量とシャルピー特性、 ＤＷＴＴ
特性の１係を示す図である。 ０ θ、５ １．０ ／、
５Ｎｉ含肩量（０１０） あ１図 （金 １’ｌ） 昭和５６
年８り？５日特許庁長 官 殿 １、事件の表示 特願昭５６−第１１５９７５号 事件との関係 出 願 人 住所（居所） 東京都千代田区大手町２丁目６番３号氏
名（名称） （ｆｉ６５）新日本製鉄株式会社４、代
理 人 居 所 東京都中央区日本僑兜町２丁目３８番地大洋ビ
ル６、補正により増加する発明の数 なし８、補正の内
容 別紙の通り ；、、、、、。 補 正 の 内 容 ノ「２ ｍｎ、Ｖノツチシャルピー試験」ヲ１２ｍｍＶ
ノツチシャルピー試験」と改める。
特性の１係を示す図である。 ０ θ、５ １．０ ／、
５Ｎｉ含肩量（０１０） あ１図 （金 １’ｌ） 昭和５６
年８り？５日特許庁長 官 殿 １、事件の表示 特願昭５６−第１１５９７５号 事件との関係 出 願 人 住所（居所） 東京都千代田区大手町２丁目６番３号氏
名（名称） （ｆｉ６５）新日本製鉄株式会社４、代
理 人 居 所 東京都中央区日本僑兜町２丁目３８番地大洋ビ
ル６、補正により増加する発明の数 なし８、補正の内
容 別紙の通り ；、、、、、。 補 正 の 内 容 ノ「２ ｍｎ、Ｖノツチシャルピー試験」ヲ１２ｍｍＶ
ノツチシャルピー試験」と改める。
Claims (2)
- （１） Ｏ：ａ０４〜（ｋｉｌｌ、８１：ａｏｌ 〜
０１ＯＮ、Ｍｍ：α３０〜２．０ＯＮ、 Ｎｂ：αｅｏ
ｓ〜α０６ＯＮ、８ ： ００１１〜ａＯ！ＯＮと、Ｖ
：（Ｌｏｔ〜αｌＱ＊、Ｏｕ：αＯＳ〜α！！０＊、Ｏ
ｒ：αＯｓ〜１．０．Ｘ、 Ｍｏ： ａｏ ５〜ａ８
Ｇ １％ ””αＯＯＳを１雪ＯＯ℃以上Ｏａｔに加熱
し、引き続き熱間速度で常温近く壜で冷却後４００℃〜
ム匂変態点の温１１に加熱篩もどし熱処理を行１に一大
部分を細粒７工ライト組織とならしめることを特徴とし
た詭性亀袈伝播停止善性Ｏ優れたラインパイゾ用鋼の製
造方法。 - （２）０：０．０４〜α１８．８１： α０１〜α９０
Ｘ、Ｍｎ： ０．３０〜２．０ ＯＮ、 Ｎｂ：（１
００８”’α０６ＧＮ、８：０．０１２〜００２０Ｘと
Ｖ：０．０１〜０．１０Ｘ、Ｏｕ： ００５〜０．５
０Ｘ、Ｏｒ： αＯｓ〜１．ＯＮ、 Ｍｅ： ０
．０８〜α５０ Ｘ ｓ ？＋ ： α００５〜ｏ
、 ｏ ｓ ｏにの１種ま１■種以上を目的に応じてｔ
有し、さらＦＣＮｉ： ０．２０１−４００Ｘとその他
止むを得ざる不純物を含有する鋼を１２００℃以上の温
度に加熱し、引き続き熱間加工を行ったのちＡｒ１変態
点以下の温度に冷却して再びオーステナイト化したのち
空冷速度より速い速度で常温近くまで冷却後４００℃〜
Ａｃｌ変態点の温度に加熱部もどし熱処理を行ない大部
分を細粒フェライト組織とならしめることを＄９とし九
脆性亀襞伝播停止特性の優れたラインパイプ用鋼の製造
方島
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11597581A JPS5819431A (ja) | 1981-07-24 | 1981-07-24 | 脆性亀裂伝播停止特性の優れたラインパイプ用鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11597581A JPS5819431A (ja) | 1981-07-24 | 1981-07-24 | 脆性亀裂伝播停止特性の優れたラインパイプ用鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5819431A true JPS5819431A (ja) | 1983-02-04 |
Family
ID=14675759
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11597581A Pending JPS5819431A (ja) | 1981-07-24 | 1981-07-24 | 脆性亀裂伝播停止特性の優れたラインパイプ用鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5819431A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6187818A (ja) * | 1984-10-03 | 1986-05-06 | Nippon Steel Corp | 高温高圧容器用極厚鋼材の製造方法 |
| JPH02129318A (ja) * | 1988-11-08 | 1990-05-17 | Nippon Steel Corp | アレスト特性の優れた鋼材の製造方法 |
| CN101985722A (zh) * | 2010-09-20 | 2011-03-16 | 南京钢铁股份有限公司 | 低屈强比细晶粒高强管线钢板及其生产方法 |
-
1981
- 1981-07-24 JP JP11597581A patent/JPS5819431A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6187818A (ja) * | 1984-10-03 | 1986-05-06 | Nippon Steel Corp | 高温高圧容器用極厚鋼材の製造方法 |
| JPH02129318A (ja) * | 1988-11-08 | 1990-05-17 | Nippon Steel Corp | アレスト特性の優れた鋼材の製造方法 |
| CN101985722A (zh) * | 2010-09-20 | 2011-03-16 | 南京钢铁股份有限公司 | 低屈强比细晶粒高强管线钢板及其生产方法 |
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