JPS61165207A - 耐サワ−特性の優れた非調質鋼板の製造方法 - Google Patents
耐サワ−特性の優れた非調質鋼板の製造方法Info
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- JPS61165207A JPS61165207A JP325485A JP325485A JPS61165207A JP S61165207 A JPS61165207 A JP S61165207A JP 325485 A JP325485 A JP 325485A JP 325485 A JP325485 A JP 325485A JP S61165207 A JPS61165207 A JP S61165207A
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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、湿潤な硫化水素環境（以後サワー環境と言う
）とくに高濃度の硫化水素あるいはさらに二酸化炭素、
塩化物イオンを含むｐＨ５以下のサワー環境下において
、優れた耐水素誘起割れ特性と強靭性を宥する（ＡＰＩ
規格Ｘ８０〜Ｘ？Ｏ相当程度の）高強度鋼板の製造方法
に関するものである。
）とくに高濃度の硫化水素あるいはさらに二酸化炭素、
塩化物イオンを含むｐＨ５以下のサワー環境下において
、優れた耐水素誘起割れ特性と強靭性を宥する（ＡＰＩ
規格Ｘ８０〜Ｘ？Ｏ相当程度の）高強度鋼板の製造方法
に関するものである。
（従来技術）
近年、原油及び天然ガスを輸送するためのパイプライン
の敷設が盛んに行われているが、油井の深化にともない
それらの原油や天然ガスには硫化水素ガスが含まれる場
合が多くなり、ラインパイプの腐食による劣化が問題と
なっている。特に、硫化水素、二酸化炭素を含む湿潤な
サワー環境下においては、Ｈ２Ｓ 、 ＧＯ２は水と共
存し、鋼板表面での腐食反応により発生した原子状の水
素が鋼中に侵入して、鋼材中のＭｎＳや酸化物などの非
金属介在物のまわりに集積して地鉄を脆化させ、いわゆ
る水素誘起割れが生じる。しかもこような介在物は、し
ばしば中心偏析帯中に存在するために、介在物を起点に
発生した水素誘起割れが、中心偏析帯に生じる硬度の高
い低温変態生成物に沿って伝播することが知られている
。
の敷設が盛んに行われているが、油井の深化にともない
それらの原油や天然ガスには硫化水素ガスが含まれる場
合が多くなり、ラインパイプの腐食による劣化が問題と
なっている。特に、硫化水素、二酸化炭素を含む湿潤な
サワー環境下においては、Ｈ２Ｓ 、 ＧＯ２は水と共
存し、鋼板表面での腐食反応により発生した原子状の水
素が鋼中に侵入して、鋼材中のＭｎＳや酸化物などの非
金属介在物のまわりに集積して地鉄を脆化させ、いわゆ
る水素誘起割れが生じる。しかもこような介在物は、し
ばしば中心偏析帯中に存在するために、介在物を起点に
発生した水素誘起割れが、中心偏析帯に生じる硬度の高
い低温変態生成物に沿って伝播することが知られている
。
かような割れ発生を防止するために、■Ｃｕ、Ｏｒ等の
ように鋼の表面に安定な皮膜を形成する元素を添加し、
腐食反応により生じた水素の侵入を防Ｉ卜する方法、■
Ｃａ、ＲＥＭの添加によるＭｎＳの形状を制御する方法
、■スラブを分塊圧延後、均熱処理して中心偏析部のＰ
の拡散を促進する方法、■圧延後、再加熱を行い、焼入
れ、焼戻し、あるいは焼ならしにより鋼板組織の均一化
をはかる方法、ざらに■圧延加熱温度、圧延温度域、圧
下率、を厳密に制御した圧延を施した後、冷却開始温度
。
ように鋼の表面に安定な皮膜を形成する元素を添加し、
腐食反応により生じた水素の侵入を防Ｉ卜する方法、■
Ｃａ、ＲＥＭの添加によるＭｎＳの形状を制御する方法
、■スラブを分塊圧延後、均熱処理して中心偏析部のＰ
の拡散を促進する方法、■圧延後、再加熱を行い、焼入
れ、焼戻し、あるいは焼ならしにより鋼板組織の均一化
をはかる方法、ざらに■圧延加熱温度、圧延温度域、圧
下率、を厳密に制御した圧延を施した後、冷却開始温度
。
冷却速度、冷却停止温度を制御した加速冷却を行うこと
により、低温変態生成物の制御をはかる方法が採られて
いる。（例えばＩ＃開昭５４−１１８３２５号公報） （発明が解決しようとする問題点） しかしながら腐食環境条件が、これまでのところで最も
厳しいとされる０、５ｇ酢酸＋５ＸＮａＣ１＋ Ｈ２Ｓ
ｃ７）ｐＨ３，０（７）溶液（ＮＡＣＥ溶液）中で、Ｘ
７０程度以上の強度を有する鋼板の水素誘起割れを防止
することは困難で、前記■〜■の方法にはそれぞれ次の
ような問題があった。■Ｃｕ、Ｃｒによる鋼板表面上の
安定な腐食皮膜の形成は、ｐｌ化５程度の環境までであ
り、それ以下のｐＨではもはやＣｕ、Ｃｒの腐食生成物
は溶解し、水素侵入を抑制することができない。■鋼板
の清浄度を保ちながらＣａ 、 ＲＥＭを故加しても、
鋼板中心部のＭｎＳを完全に球状化することは不可能で
ある。■、■のような熱処理工程により水素誘起割れ感
受性は低下するが、いずれも生産能率を低下させ、エネ
ルギー原単位を上昇させるので、不利な方法と言わざる
を得ない。■の方法の工程を採用した場合、Ｘ７０相当
以上の強度を安定して得ることは、冷却速度の制限上困
難となる。またしいて冷却速度を２０℃／Ｓ以上とする
と、特開昭５４−１１８３２５号公報でも指摘している
ように、バンド状のマルテンサイト組織あるいはブロッ
ク状の粗いベイナイト組織が出現し、ミクロ組織を不均
一にすると同時に水素誘起割れの感受性を大きくする。
により、低温変態生成物の制御をはかる方法が採られて
いる。（例えばＩ＃開昭５４−１１８３２５号公報） （発明が解決しようとする問題点） しかしながら腐食環境条件が、これまでのところで最も
厳しいとされる０、５ｇ酢酸＋５ＸＮａＣ１＋ Ｈ２Ｓ
ｃ７）ｐＨ３，０（７）溶液（ＮＡＣＥ溶液）中で、Ｘ
７０程度以上の強度を有する鋼板の水素誘起割れを防止
することは困難で、前記■〜■の方法にはそれぞれ次の
ような問題があった。■Ｃｕ、Ｃｒによる鋼板表面上の
安定な腐食皮膜の形成は、ｐｌ化５程度の環境までであ
り、それ以下のｐＨではもはやＣｕ、Ｃｒの腐食生成物
は溶解し、水素侵入を抑制することができない。■鋼板
の清浄度を保ちながらＣａ 、 ＲＥＭを故加しても、
鋼板中心部のＭｎＳを完全に球状化することは不可能で
ある。■、■のような熱処理工程により水素誘起割れ感
受性は低下するが、いずれも生産能率を低下させ、エネ
ルギー原単位を上昇させるので、不利な方法と言わざる
を得ない。■の方法の工程を採用した場合、Ｘ７０相当
以上の強度を安定して得ることは、冷却速度の制限上困
難となる。またしいて冷却速度を２０℃／Ｓ以上とする
と、特開昭５４−１１８３２５号公報でも指摘している
ように、バンド状のマルテンサイト組織あるいはブロッ
ク状の粗いベイナイト組織が出現し、ミクロ組織を不均
一にすると同時に水素誘起割れの感受性を大きくする。
（問題点を解決するための手段９作用）本発明は、上記
の欠点を有利に解消するものであり、その要旨とすると
ころは、 重量％で Ｃ： ０．０２〜０．１５％ Ｓｉ ： ０．１〜０．６％ Ｍｎ ： ０．５〜１．５％ Ｐ ： ０．０１５％以下 Ｓ ： ０．０１０％以下 ＡＩ ＋ ０．００５〜０．１％ Ｔｉ ： ０．００５〜０．０２５％ を基本成分とじ１ さらに Ｎｂ ： ０．１０％以下、Ｂ ： ０．００５％以下
、Ｎｉ ： １．０％以下、Ｃｕ：１．ＯＸ以下、Ｃｒ
： １．２５Ｘ以下、Ｃａ ： ０．００５％以下の
一種または二種以上を含有し、残部が鉄及び不可癖不純
物より成る組成の鋼を、１０００ ℃〜１２００℃に加
熱し、その後の圧延に当って８５０’Ｃ以下の圧下率６
０ｚ以上で仕上温度Ａｒ３変態点以上で圧延を行ない、
次いで、このＡｒ３変態点以上の温度から、冷却゛速度
３０００／Ｓ以上で、３５０’Ｃ以上５５０’Ｃ！未満
の範囲まで冷却し、以後放冷することから成り、板厚方
向に均一微細なベイナイト組織を有するようにした耐サ
ワー特性の優れた鋼板の製造方法である。
の欠点を有利に解消するものであり、その要旨とすると
ころは、 重量％で Ｃ： ０．０２〜０．１５％ Ｓｉ ： ０．１〜０．６％ Ｍｎ ： ０．５〜１．５％ Ｐ ： ０．０１５％以下 Ｓ ： ０．０１０％以下 ＡＩ ＋ ０．００５〜０．１％ Ｔｉ ： ０．００５〜０．０２５％ を基本成分とじ１ さらに Ｎｂ ： ０．１０％以下、Ｂ ： ０．００５％以下
、Ｎｉ ： １．０％以下、Ｃｕ：１．ＯＸ以下、Ｃｒ
： １．２５Ｘ以下、Ｃａ ： ０．００５％以下の
一種または二種以上を含有し、残部が鉄及び不可癖不純
物より成る組成の鋼を、１０００ ℃〜１２００℃に加
熱し、その後の圧延に当って８５０’Ｃ以下の圧下率６
０ｚ以上で仕上温度Ａｒ３変態点以上で圧延を行ない、
次いで、このＡｒ３変態点以上の温度から、冷却゛速度
３０００／Ｓ以上で、３５０’Ｃ以上５５０’Ｃ！未満
の範囲まで冷却し、以後放冷することから成り、板厚方
向に均一微細なベイナイト組織を有するようにした耐サ
ワー特性の優れた鋼板の製造方法である。
この方法によれば冷却後の組織は、板厚方向に均一で微
細な上部ベイナイトあるいはアンキュラーフェライトと
なり、中心偏析部のミクロ組織が改善され、強度、靭性
に優れ、耐サワー特性に優れた鋼板が得られる。
細な上部ベイナイトあるいはアンキュラーフェライトと
なり、中心偏析部のミクロ組織が改善され、強度、靭性
に優れ、耐サワー特性に優れた鋼板が得られる。
次に本発明について詳細に説明する。
まず、加熱、圧延、冷却条件について説明する。上記成
分範囲を有するスラブの加熱温度を１０００℃〜１２０
０℃に限定した理由は、加熱時のオーステナイトを細粒
にし、冷却後の組織を微細にするためである。１２００
℃以上では加熱時にオーステナイトが粗大化し、圧延後
の組織を十分微細にできない。また加熱温度が１０００
℃より低いと、Ｎｂ等の合金添加元素が十分に固溶せず
、材質向上効果が期待できない。
分範囲を有するスラブの加熱温度を１０００℃〜１２０
０℃に限定した理由は、加熱時のオーステナイトを細粒
にし、冷却後の組織を微細にするためである。１２００
℃以上では加熱時にオーステナイトが粗大化し、圧延後
の組織を十分微細にできない。また加熱温度が１０００
℃より低いと、Ｎｂ等の合金添加元素が十分に固溶せず
、材質向上効果が期待できない。
また仕上圧延において、強度、靭性を同時に得るために
８５０℃以下の温度域で６０％以上の圧下が必要である
。これは未再結晶域でのオーステナイトを十分に延伸し
、圧延冷却後に粗大なブロック状のベイナイトが出現す
るのを抑えて鋼板のミクロ組織を板厚方向に微細均一な
ベイナイト組織とするためである。ただし、圧延仕上温
度は、以下に述べる冷却条件からＡｒ３変態点以上とす
る。ここでＡｒ３は以下の回帰式により推定されるもの
とする。
８５０℃以下の温度域で６０％以上の圧下が必要である
。これは未再結晶域でのオーステナイトを十分に延伸し
、圧延冷却後に粗大なブロック状のベイナイトが出現す
るのを抑えて鋼板のミクロ組織を板厚方向に微細均一な
ベイナイト組織とするためである。ただし、圧延仕上温
度は、以下に述べる冷却条件からＡｒ３変態点以上とす
る。ここでＡｒ３は以下の回帰式により推定されるもの
とする。
Ａｒ３ ＝ −３９８０＋ ２４．ｌ３Ｓｉ −８８，
ＩＭｎ −３６，ＩＮｉ −２０，７Ｃｕ −２４，８
Ｃｒ＋ ２９．ＥｉＭｏ＋ ８１３８℃冷却開始温度は
、均一微細なベイナイト組織を得るためにＡｒ３変態点
以上としなければならない。Ａｒ３変態点以下では、ミ
クロ組織中に粗大なポリゴナルフエライトが混在し、良
好な靭性が得られないばかりか、初析フェライトの生成
によりＣ原子が濃化し、焼入れ性が向上した未変態オー
ステナイトからマルテンサイトが生成し、ミクロ組織が
板厚方向に不均一となるため耐サワー特性も劣化する。
ＩＭｎ −３６，ＩＮｉ −２０，７Ｃｕ −２４，８
Ｃｒ＋ ２９．ＥｉＭｏ＋ ８１３８℃冷却開始温度は
、均一微細なベイナイト組織を得るためにＡｒ３変態点
以上としなければならない。Ａｒ３変態点以下では、ミ
クロ組織中に粗大なポリゴナルフエライトが混在し、良
好な靭性が得られないばかりか、初析フェライトの生成
によりＣ原子が濃化し、焼入れ性が向上した未変態オー
ステナイトからマルテンサイトが生成し、ミクロ組織が
板厚方向に不均一となるため耐サワー特性も劣化する。
冷却速度及び冷却停止温度条件の限定は、高強度、高靭
性に加え、耐サワー特性を兼備するための必須条件であ
り、以下その理由について述べる。
性に加え、耐サワー特性を兼備するための必須条件であ
り、以下その理由について述べる。
冷却は、圧延終了直後から３５０℃以上５５０℃未満ま
で３０℃／Ｓ以上の冷却速度で実施する必要がある。こ
の理由は８５０℃以下で８０％以上の圧下を施されたた
め焼入性が低下しているオーステナイトから板厚方向に
均一微細なベイナイトあるいはアシキュラーフェライト
組織を得るために３０℃ｌＳ以上の冷却速度で急冷する
必要がある。冷却速度が３０℃／Ｓ未満では、冷却後の
ミクロ組織がポリゴナルフエライトーパーライトあるい
はポリゴナルフエライトーベイナイトとなり、所要の強
度が得られない。また冷却停止温度については、マルテ
ンサイトの生成を抑え、均一微細なベイナイトを得るた
めに、上限を５５０℃未満とし、下限を３５０℃とした
。
で３０℃／Ｓ以上の冷却速度で実施する必要がある。こ
の理由は８５０℃以下で８０％以上の圧下を施されたた
め焼入性が低下しているオーステナイトから板厚方向に
均一微細なベイナイトあるいはアシキュラーフェライト
組織を得るために３０℃ｌＳ以上の冷却速度で急冷する
必要がある。冷却速度が３０℃／Ｓ未満では、冷却後の
ミクロ組織がポリゴナルフエライトーパーライトあるい
はポリゴナルフエライトーベイナイトとなり、所要の強
度が得られない。また冷却停止温度については、マルテ
ンサイトの生成を抑え、均一微細なベイナイトを得るた
めに、上限を５５０℃未満とし、下限を３５０℃とした
。
以下、本発明鋼の成分について述べる。
Ｃの下限０．０２％は母材・及び溶接部の強度確保及び
Ｎｂの析出効果を十分に発揮させるための最少量である
。しかしＣ含有量が多過ぎると、制御冷却した場合島状
マルテンサイトが生成し、延靭性に悪影響を及ぼすばか
りか溶接性及びＨＡＺ靭性も劣化させるため、上限を０
．１５％とした。
Ｎｂの析出効果を十分に発揮させるための最少量である
。しかしＣ含有量が多過ぎると、制御冷却した場合島状
マルテンサイトが生成し、延靭性に悪影響を及ぼすばか
りか溶接性及びＨＡＺ靭性も劣化させるため、上限を０
．１５％とした。
Ｓｉは脱酸上鋼に必然的に含まれる元素であるが、Ｓｉ
もまた溶接性及びＨＡＺ部靭性を劣化させるため上限を
０．６％とした。
もまた溶接性及びＨＡＺ部靭性を劣化させるため上限を
０．６％とした。
Ｍｎは０．５ｚ以下では充分な強度が得られない。また
１、５ｚを越えると粗大なブロック状ベイナイトあるい
は島状マルテンサイトが形成され易くなり、耐水素誘起
割れ特性のみならず靭性も害するようになるので０．５
〜１．５ｚとした。
１、５ｚを越えると粗大なブロック状ベイナイトあるい
は島状マルテンサイトが形成され易くなり、耐水素誘起
割れ特性のみならず靭性も害するようになるので０．５
〜１．５ｚとした。
Ｐについては、中心偏析を低減するために上限を０．０
１５′Ｘ以下とした。
１５′Ｘ以下とした。
Ｓは０．０１０％を超すと硫化物系介在物周辺から水素
誘起割れが著しく多発するので上限をｏ、ｏｔｏｘとす
る。
誘起割れが著しく多発するので上限をｏ、ｏｔｏｘとす
る。
ＡＩは鋼の脱酸剤として必要であるが、０．１０％以上
添加すると鋼を汚染し、また靭性を劣化するので好まし
くない。
添加すると鋼を汚染し、また靭性を劣化するので好まし
くない。
Ｔｉ添加量の下限０．００５％は、微細なＴｉＮを形成
し、圧延組織及びＨＡＺの細粒化が期待される最少量で
あり、上限はＴｉＣによる靭性劣化が起きない条件から
０．０２５％とした。
し、圧延組織及びＨＡＺの細粒化が期待される最少量で
あり、上限はＴｉＣによる靭性劣化が起きない条件から
０．０２５％とした。
Ｎｂは圧延組織の細粒化、焼入性の向上と析出硬化のた
め含有させるもので、強度、靭性を共に向上させる重要
な元素であるが、制御冷却材では０．１０％：を越えて
添加しても材質上効果なく、また溶接性及びＨＡＺ靭性
に有害であるため上限を０．１０２に限定した。
め含有させるもので、強度、靭性を共に向上させる重要
な元素であるが、制御冷却材では０．１０％：を越えて
添加しても材質上効果なく、また溶接性及びＨＡＺ靭性
に有害であるため上限を０．１０２に限定した。
Ｂは圧延中にオーステナイト粒界に偏析し、焼入性を上
げベイナイト組織を生成しやすくするが、０．００５％
超になると、靭性な劣化させる。
げベイナイト組織を生成しやすくするが、０．００５％
超になると、靭性な劣化させる。
Ｎｉは耐食性に効果的な元素である。しかし１％を超え
ると、靭性に好ましくない。
ると、靭性に好ましくない。
Ｃｕは、前述のごとく、ｐ）Ｉ”？ ５．２程度のサワ
ー環境下で鋼板表面に安定な皮膜を形成し原子状水素の
侵入量を低下させる。しかし、１ｚを超えると圧延中に
割れが生じやすくなる。
ー環境下で鋼板表面に安定な皮膜を形成し原子状水素の
侵入量を低下させる。しかし、１ｚを超えると圧延中に
割れが生じやすくなる。
Ｏｒは、焼入性を向上させる元素であるが、１．２５％
を超えると、靭性が劣化する。
を超えると、靭性が劣化する。
Ｇａは鋼における硫化物系介在物の形状を制御するのに
有効な元素であって、その効果は（１，０Ｑ（ＩＩＸ以
上で顕われるが、０．００５％以上となると鋼が汚染さ
れるのでこれを上限とする。
有効な元素であって、その効果は（１，０Ｑ（ＩＩＸ以
上で顕われるが、０．００５％以上となると鋼が汚染さ
れるのでこれを上限とする。
なお、本発明ではＮｂ 、Ｂ 、Ｎｉ 、Ｃｕ 、Ｃｒ
、Ｃａは一種または二種・以上含有させる。
、Ｃａは一種または二種・以上含有させる。
（実施例）
次に本発明あ実施例について説明する。表１に化学成分
とスラブ加熱温度、仕上圧延条件、冷却条件等の製造条
件及びその結果得られた機械的性質と、ＨＩＧ試験後Ｕ
ＳＴにより測定したクラック割れ面積率（ＣＡＲ）を示
す。
とスラブ加熱温度、仕上圧延条件、冷却条件等の製造条
件及びその結果得られた機械的性質と、ＨＩＧ試験後Ｕ
ＳＴにより測定したクラック割れ面積率（ＣＡＲ）を示
す。
素材は、現場溶製スラブあるいは実験室不溶解材である
。１１００℃〜１２００℃に加熱し、オーステナイト化
したのち、仕上げ圧延において８５０℃以下で種々の圧
下率が採れるように適当な粗圧延を行い、引続いて仕上
げ圧延を施し、しかる後すみやかに冷却ゾーンに搬送し
て加速冷却を行った。
。１１００℃〜１２００℃に加熱し、オーステナイト化
したのち、仕上げ圧延において８５０℃以下で種々の圧
下率が採れるように適当な粗圧延を行い、引続いて仕上
げ圧延を施し、しかる後すみやかに冷却ゾーンに搬送し
て加速冷却を行った。
ＨＩＧ試験は、鋼板より表裏面１ＩｌｌＩ１１切削した
厚さで、幅２０ｆｉＩＩ１１、長さ１００ＩＩＩＩｌｌ
の試験片を用い、２５℃のＨａｓ飽和テ０．５ＸＣＨ３
ＣＯＱＨ＋ ５％ＮａＣ１水溶液中ニ８６時間浸漬した
。
厚さで、幅２０ｆｉＩＩ１１、長さ１００ＩＩＩＩｌｌ
の試験片を用い、２５℃のＨａｓ飽和テ０．５ＸＣＨ３
ＣＯＱＨ＋ ５％ＮａＣ１水溶液中ニ８６時間浸漬した
。
Ａ−１，Ｂ−１，Ｃ−１，Ｄ−１，Ｅ−１は本発明鋼で
、Ａ−２，Ａ−３゜Ｂ−２，Ｂ−３，Ｇ−２，Ｄ−２，
Ｅ−２は比較鋼である。
、Ａ−２，Ａ−３゜Ｂ−２，Ｂ−３，Ｇ−２，Ｄ−２，
Ｅ−２は比較鋼である。
本発明によりＡ−１，Ｂ−１，Ｃ−１，Ｅｌ−１，Ｅ−
１に示すような、Ｘ？０クラスの強度およびｖＴｒｓが
−１００℃以下の靭性を有しかつＵＳＴによるＣＡＲ”
ＲＯなる耐サワー特性に優れた鋼板が製造できる。
１に示すような、Ｘ？０クラスの強度およびｖＴｒｓが
−１００℃以下の靭性を有しかつＵＳＴによるＣＡＲ”
ＲＯなる耐サワー特性に優れた鋼板が製造できる。
比較＠Ａ−２，Ｄ−２は、８５０”０以下の圧下率が不
充分であるため、比較鋼Ａ−３は冷却速度が不適正であ
るため、比較鋼Ｂ−２は冷却停止温度が低すぎる１ま ため、また比較鋼Ｂ−３は、仕上温度がＡｒ３変態点よ
りも低いため、それぞれ靭性、耐ＨＩｃ特性が劣化する
。さらに、比較鋼Ｃ−２、Ｅ−２では、冷却速度が遅す
ぎるため、Ｘ？Ｏクラスの強度が得られない。
充分であるため、比較鋼Ａ−３は冷却速度が不適正であ
るため、比較鋼Ｂ−２は冷却停止温度が低すぎる１ま ため、また比較鋼Ｂ−３は、仕上温度がＡｒ３変態点よ
りも低いため、それぞれ靭性、耐ＨＩｃ特性が劣化する
。さらに、比較鋼Ｃ−２、Ｅ−２では、冷却速度が遅す
ぎるため、Ｘ？Ｏクラスの強度が得られない。
（発明の効果）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 重量％で Ｃ：０．０２〜０．１５％ Ｓｉ：０．１〜０．６％ Ｍｎ：０．５〜１．５％ Ｐ：０．０１５％以下 Ｓ：０．０１０％以下 Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ を基本成分とし、さらに Ｎｂ：０．１０％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｎｉ：
１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：１．２５％
以下、Ｃａ：０．００５％以下の一種または二種以上を
含有し、残部が鉄及び不可癖不純物より成る組成の鋼を
、１０００℃〜１２００℃に加熱し、その後の圧延に当
って８５０℃以下の圧下率６０％以上で仕上温度Ａｒ＿
３変態点以上で圧延を行ない、次いで、このＡｒ＿３変
態点以上の温度から、冷却速度３０℃／Ｓ以上で、３５
０℃以上５５０℃未満の範囲まで冷却し、以後放冷する
ことから成り、板厚方向に均一微細なベイナイト組織を
有するようにした耐サワー特性の優れた鋼板の製造方法
。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP325485A JPS61165207A (ja) | 1985-01-14 | 1985-01-14 | 耐サワ−特性の優れた非調質鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP325485A JPS61165207A (ja) | 1985-01-14 | 1985-01-14 | 耐サワ−特性の優れた非調質鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61165207A true JPS61165207A (ja) | 1986-07-25 |
| JPH0250967B2 JPH0250967B2 (ja) | 1990-11-06 |
Family
ID=11552327
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP325485A Granted JPS61165207A (ja) | 1985-01-14 | 1985-01-14 | 耐サワ−特性の優れた非調質鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61165207A (ja) |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62205230A (ja) * | 1986-03-04 | 1987-09-09 | Kobe Steel Ltd | 脆性亀裂伝播停止特性の優れた低温用鋼板の製造方法 |
| JPH0211722A (ja) * | 1988-06-30 | 1990-01-16 | Kobe Steel Ltd | 耐水素誘起割れ性の優れた鋼板の製造方法 |
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| JPH0250967B2 (ja) | 1990-11-06 |
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