JPH08209241A - 耐ｃｏ２ 腐食性および低温靱性の優れたラインパイプ用鋼板の製造方法 - Google Patents
耐ｃｏ２ 腐食性および低温靱性の優れたラインパイプ用鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPH08209241A JPH08209241A JP1627795A JP1627795A JPH08209241A JP H08209241 A JPH08209241 A JP H08209241A JP 1627795 A JP1627795 A JP 1627795A JP 1627795 A JP1627795 A JP 1627795A JP H08209241 A JPH08209241 A JP H08209241A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- less
- rolling
- cooling
- toughness
- 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.)
- Withdrawn
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 ＣＯ2 を含んだ石油、天然ガスに用いる耐Ｃ
Ｏ2 腐食性に優れたラインパイプ用高張力鋼板の製造方
法を提供する。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｃ
ｕ，Ｔｉ，ＡＬ，Ｎ，Ｖ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃａ，Ｚｒおよ
びＲＥＭを特定した鋼を鋳造後、冷片にすることなく、
あるいは冷片を１１００〜１２５０℃の温度に加熱して
抽出後、圧延を開始して表面温度が９００℃以上で圧延
を一旦中断し、引続き５〜４０℃／ｓの冷却速度で表面
温度が７００℃以下になるまで水冷した後、表面温度が
Ａｃ3 以下、板厚中心部温度が９５０℃以下になるまで
放冷し、しかる後に累積圧下率が６０％以上でかつ平均
１パス当りの圧延真歪が０．２以下となる圧下を加え、
板厚平均温度がＡｃ3 以上で圧延を終了し、直ちに５〜
４０℃／ｓの冷却速度で板厚平均温度が３５０〜５５０
℃となるまで冷却し、その後空冷する。
Ｏ2 腐食性に優れたラインパイプ用高張力鋼板の製造方
法を提供する。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｃ
ｕ，Ｔｉ，ＡＬ，Ｎ，Ｖ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃａ，Ｚｒおよ
びＲＥＭを特定した鋼を鋳造後、冷片にすることなく、
あるいは冷片を１１００〜１２５０℃の温度に加熱して
抽出後、圧延を開始して表面温度が９００℃以上で圧延
を一旦中断し、引続き５〜４０℃／ｓの冷却速度で表面
温度が７００℃以下になるまで水冷した後、表面温度が
Ａｃ3 以下、板厚中心部温度が９５０℃以下になるまで
放冷し、しかる後に累積圧下率が６０％以上でかつ平均
１パス当りの圧延真歪が０．２以下となる圧下を加え、
板厚平均温度がＡｃ3 以上で圧延を終了し、直ちに５〜
４０℃／ｓの冷却速度で板厚平均温度が３５０〜５５０
℃となるまで冷却し、その後空冷する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ＣＯ2 を含んだ石油、
天然ガスに用いる耐ＣＯ2 腐食性に優れたラインパイプ
用高張力鋼板（引張強さ：５００ＭＰａ以上、板厚４０
ｍｍ以下）の製造方法に関するものである。また、本発
明鋼は低温靱性および現地溶接性にも優れているので、
寒冷地やオフショアに使用可能である。
天然ガスに用いる耐ＣＯ2 腐食性に優れたラインパイプ
用高張力鋼板（引張強さ：５００ＭＰａ以上、板厚４０
ｍｍ以下）の製造方法に関するものである。また、本発
明鋼は低温靱性および現地溶接性にも優れているので、
寒冷地やオフショアに使用可能である。
【０００２】鉄鋼業においては厚板ミルに適用すること
が最も好ましいがホットコイルにも適用できる。また、
この方法で製造した鋼板は低温靱性、現地溶接性にも優
れているため寒冷地やオフショアにおける使用に最も適
する。
が最も好ましいがホットコイルにも適用できる。また、
この方法で製造した鋼板は低温靱性、現地溶接性にも優
れているため寒冷地やオフショアにおける使用に最も適
する。
【０００３】
【従来の技術】寒冷地やオフショアにおける石油、ガス
輸送用大径ラインパイプに対しては高強度とともに優れ
た低温靱性、現地溶接性が要求される。さらに、近年原
油の２次、３次回収におけるＣＯ2 注入や深井戸化によ
るインヒビター効果の低下によって、ＣＯ2 ガスによる
ラインパイプの腐食が大きな問題となり、耐ＣＯ2 腐食
性が要求されるようになった。
輸送用大径ラインパイプに対しては高強度とともに優れ
た低温靱性、現地溶接性が要求される。さらに、近年原
油の２次、３次回収におけるＣＯ2 注入や深井戸化によ
るインヒビター効果の低下によって、ＣＯ2 ガスによる
ラインパイプの腐食が大きな問題となり、耐ＣＯ2 腐食
性が要求されるようになった。
【０００４】Ｃｒの多量添加は溶接性を阻害するので、
現地溶接時に溶接割れ防止の観点から高温での予熱、後
熱処理が必須となり、施工能率を著しく低下させる。ま
た、多量のＣｒ添加は母材、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の
靱性を劣化させる。このため耐ＣＯ2 腐食性が優れ、か
つ良好な低温靱性、現地溶接性を有するラインパイプ用
鋼板の開発が強く望まれている。
現地溶接時に溶接割れ防止の観点から高温での予熱、後
熱処理が必須となり、施工能率を著しく低下させる。ま
た、多量のＣｒ添加は母材、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の
靱性を劣化させる。このため耐ＣＯ2 腐食性が優れ、か
つ良好な低温靱性、現地溶接性を有するラインパイプ用
鋼板の開発が強く望まれている。
【０００５】特開平３−２１１２３０号公報には、耐Ｃ
Ｏ2 腐食性、低温靱性および現地溶接性に優れた低温用
耐ＣＯ2 腐食性ラインパイプ用鋼が開示されている。し
かし、ＣＯ2 を含有する環境で１．２％Ｃｒ以下ではＣ
ｒによる不働態域の形成はできないため、１０％ＮａＣ
ｌ＋１ａｔｍＣＯ2 （ｐＨ５、８０℃）で０．５ｍｍ／
ｙの確保がやっとである。そこで組織上で耐ＣＯ2 腐食
性に優れたラインパイプ用鋼の開発が望まれている。
Ｏ2 腐食性、低温靱性および現地溶接性に優れた低温用
耐ＣＯ2 腐食性ラインパイプ用鋼が開示されている。し
かし、ＣＯ2 を含有する環境で１．２％Ｃｒ以下ではＣ
ｒによる不働態域の形成はできないため、１０％ＮａＣ
ｌ＋１ａｔｍＣＯ2 （ｐＨ５、８０℃）で０．５ｍｍ／
ｙの確保がやっとである。そこで組織上で耐ＣＯ2 腐食
性に優れたラインパイプ用鋼の開発が望まれている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】このような現状に鑑み
て、本発明は耐ＣＯ2 腐食性および低温靱性の優れたラ
インパイプ用鋼板の製造方法を提供することを目的とす
る。
て、本発明は耐ＣＯ2 腐食性および低温靱性の優れたラ
インパイプ用鋼板の製造方法を提供することを目的とす
る。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨の要旨とす
るところは下記のとおりである。 （１）重量％で Ｃ ：０．０１〜０．０９％ Ｓｉ：０．５％以
下 Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ ：０．０３％
以下 Ｓ ：０．００５％以下 Ｎｂ：０．０１〜
０．０６％ Ｃｒ：０．４〜１．２％ Ｃｕ：０．０５〜
０．４％ Ｔｉ：０．００５〜０．０３％ Ａｌ：０．０５％
以下 Ｎ ：０．００１〜０．００５％ を含有し、かつ下記の式 ０．３５≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／１５≦０．５０ を満たし、残部鉄および不可避不純物からなる鋼を鋳造
後、冷片にすることなく、或は冷片を１１００〜１２５
０℃の温度に加熱し抽出後、圧延を開始して表面温度が
９００℃以上で圧延を一旦中断し、引続き５〜４０℃／
ｓの冷却速度で表面温度が７００℃以下になるまで水冷
した後、表面温度がＡｃ3以下、板厚中心部温度が９５
０℃以下になるまで放冷し、しかる後に累積圧下率が６
０％以上でかつ平均１パス当りの圧延真歪が０．２以下
となる圧下を加え、板厚平均温度がＡｒ3以上で圧延を
終了し、直ちに５〜４０℃／ｓの冷却速度で板厚平均温
度が３５０〜５５０℃となるまで冷却し、その後空冷す
ることを特徴とする耐ＣＯ2腐食性および低温靱性に優
れた鋼板の製造方法。
るところは下記のとおりである。 （１）重量％で Ｃ ：０．０１〜０．０９％ Ｓｉ：０．５％以
下 Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ ：０．０３％
以下 Ｓ ：０．００５％以下 Ｎｂ：０．０１〜
０．０６％ Ｃｒ：０．４〜１．２％ Ｃｕ：０．０５〜
０．４％ Ｔｉ：０．００５〜０．０３％ Ａｌ：０．０５％
以下 Ｎ ：０．００１〜０．００５％ を含有し、かつ下記の式 ０．３５≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／１５≦０．５０ を満たし、残部鉄および不可避不純物からなる鋼を鋳造
後、冷片にすることなく、或は冷片を１１００〜１２５
０℃の温度に加熱し抽出後、圧延を開始して表面温度が
９００℃以上で圧延を一旦中断し、引続き５〜４０℃／
ｓの冷却速度で表面温度が７００℃以下になるまで水冷
した後、表面温度がＡｃ3以下、板厚中心部温度が９５
０℃以下になるまで放冷し、しかる後に累積圧下率が６
０％以上でかつ平均１パス当りの圧延真歪が０．２以下
となる圧下を加え、板厚平均温度がＡｒ3以上で圧延を
終了し、直ちに５〜４０℃／ｓの冷却速度で板厚平均温
度が３５０〜５５０℃となるまで冷却し、その後空冷す
ることを特徴とする耐ＣＯ2腐食性および低温靱性に優
れた鋼板の製造方法。
【０００８】（２）重量％で Ｃ ：０．０１〜０．０９％ Ｓｉ：０．５％
以下 Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ ：０．０３
％以下 Ｓ ：０．００５％以下 Ｎｂ：０．０１
〜０．０６％ Ｃｒ：０．４〜１．２％ Ｃｕ：０．０５
〜０．４％ Ｔｉ：０．００５〜０．０３％ Ａｌ：０．０５
％以下 Ｎ ：０．００１〜０．００５％ を含有し、さらに Ｖ ：０．００５〜０．０６０％ Ｎｉ ：０．０５
〜１．０％ Ｍｏ：０．０５〜０．３０％ Ｃａ ：０．００
１〜０．００５％ Ｚｒ：０．００５〜０．０２５％ ＲＥＭ：０．００
０５〜０．０１％ のうち１種以上を含有し、かつ下記の式 ０．３５≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／１５≦０．５０ を満たし、残部鉄および不可避不純物からなる鋼を鋳造
後、冷片にすることなく、或は冷片を１１００〜１２５
０℃の温度に加熱し抽出後、圧延を開始して表面温度が
９００℃以上で圧延を一旦中断し、引続き５〜４０℃／
ｓの冷却速度で表面温度が７００℃以下になるまで放冷
した後、表面温度がＡｃ3以下、板厚中心部温度が９５
０℃以下になるまで水冷し、しかる後に累積圧下率が６
０％以上でかつ平均１パス当りの圧延真歪が０．２以下
となる圧下を加え、板厚平均温度がＡｒ3以上で圧延を
終了し、直ちに５〜４０℃／ｓの冷却速度で板厚平均温
度が３５０〜５５０℃となるまで冷却し、その後空冷す
ることを特徴とする耐ＣＯ2腐食性、低温靱性および耐
サワー性に優れた鋼板の製造方法。
以下 Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ ：０．０３
％以下 Ｓ ：０．００５％以下 Ｎｂ：０．０１
〜０．０６％ Ｃｒ：０．４〜１．２％ Ｃｕ：０．０５
〜０．４％ Ｔｉ：０．００５〜０．０３％ Ａｌ：０．０５
％以下 Ｎ ：０．００１〜０．００５％ を含有し、さらに Ｖ ：０．００５〜０．０６０％ Ｎｉ ：０．０５
〜１．０％ Ｍｏ：０．０５〜０．３０％ Ｃａ ：０．００
１〜０．００５％ Ｚｒ：０．００５〜０．０２５％ ＲＥＭ：０．００
０５〜０．０１％ のうち１種以上を含有し、かつ下記の式 ０．３５≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／１５≦０．５０ を満たし、残部鉄および不可避不純物からなる鋼を鋳造
後、冷片にすることなく、或は冷片を１１００〜１２５
０℃の温度に加熱し抽出後、圧延を開始して表面温度が
９００℃以上で圧延を一旦中断し、引続き５〜４０℃／
ｓの冷却速度で表面温度が７００℃以下になるまで放冷
した後、表面温度がＡｃ3以下、板厚中心部温度が９５
０℃以下になるまで水冷し、しかる後に累積圧下率が６
０％以上でかつ平均１パス当りの圧延真歪が０．２以下
となる圧下を加え、板厚平均温度がＡｒ3以上で圧延を
終了し、直ちに５〜４０℃／ｓの冷却速度で板厚平均温
度が３５０〜５５０℃となるまで冷却し、その後空冷す
ることを特徴とする耐ＣＯ2腐食性、低温靱性および耐
サワー性に優れた鋼板の製造方法。
【０００９】本発明はＣＯ2 による腐食を抑制する高靱
性ラインパイプ用鋼を製造することを目的とした発明で
ある。本発明者らが耐ＣＯ2 腐食性におよぼす不均一腐
食の影響を主に化学成分、組織に関して詳しく検討した
結果以下のような事実が判明した。 ＣｒとＣｕの複合添加により耐ＣＯ2 腐食性が向上す
るとともに、不均一な腐食を抑制する。しかし、過量の
Ｃｒ，Ｃｕ添加は低温靱性、現地溶接性を劣化させる。
性ラインパイプ用鋼を製造することを目的とした発明で
ある。本発明者らが耐ＣＯ2 腐食性におよぼす不均一腐
食の影響を主に化学成分、組織に関して詳しく検討した
結果以下のような事実が判明した。 ＣｒとＣｕの複合添加により耐ＣＯ2 腐食性が向上す
るとともに、不均一な腐食を抑制する。しかし、過量の
Ｃｒ，Ｃｕ添加は低温靱性、現地溶接性を劣化させる。
【００１０】本発明により得られた鋼板は、その表面
が非常に微細なフェライトでかつＣが微細分散された組
織を有しているから、従来の制御圧延＋制御冷却により
得られた鋼板の表面組織（フェライトとベイナイト等の
バンド組織になりやすい）と比較して浸漬電位で＋２０
ｍＶ程度貴となり、耐ＣＯ2 腐食性は向上する。 つまり、ＣＯ2 腐食に関してはＣｒ添加が有効である
が、過量のＣｒ添加は低温靱性、現地溶接性の劣化を引
き起こす。これに対しＣｒ量の上限値を規制した上で、
さらに表面組織を著しく微細なフェライトでかつＣの微
細分散された組織にすることにより、有効カソードサイ
トが低減して耐ＣＯ2 性が向上する。また、Ｃｒ添加鋼
にＣｕを添加することにより腐食生成物が安定化し耐食
性がさらに向上する。
が非常に微細なフェライトでかつＣが微細分散された組
織を有しているから、従来の制御圧延＋制御冷却により
得られた鋼板の表面組織（フェライトとベイナイト等の
バンド組織になりやすい）と比較して浸漬電位で＋２０
ｍＶ程度貴となり、耐ＣＯ2 腐食性は向上する。 つまり、ＣＯ2 腐食に関してはＣｒ添加が有効である
が、過量のＣｒ添加は低温靱性、現地溶接性の劣化を引
き起こす。これに対しＣｒ量の上限値を規制した上で、
さらに表面組織を著しく微細なフェライトでかつＣの微
細分散された組織にすることにより、有効カソードサイ
トが低減して耐ＣＯ2 性が向上する。また、Ｃｒ添加鋼
にＣｕを添加することにより腐食生成物が安定化し耐食
性がさらに向上する。
【００１１】また、本発明においてＡｒ3以上の高温圧
延を採用したことが、低温靱性の向上をはかる上で有効
である点について以下に述べる。一般に高温からの冷却
による降温過程で生じる変態温度域と、低温からの加熱
による昇温過程で生じる変態温度域との間には１００〜
２００℃程度の温度差があり、昇温過程で生じる変態温
度域の方が高い。
延を採用したことが、低温靱性の向上をはかる上で有効
である点について以下に述べる。一般に高温からの冷却
による降温過程で生じる変態温度域と、低温からの加熱
による昇温過程で生じる変態温度域との間には１００〜
２００℃程度の温度差があり、昇温過程で生じる変態温
度域の方が高い。
【００１２】そのため、本発明の場合のように図１に示
すごとく厚鋼板を適切な温度域まで一度冷却した後に復
熱させる過程においては、板厚表層部は昇温中にフェラ
イトからオーステナイトへ変態し、板厚中心部はいまだ
にフェライト変態が開始せずにオーステナイト単相の状
態である。そのため、復熱がある程度進行して両者の温
度差が少なくなった時点でも、板厚表層部ではフェライ
ト主体の金属組織を有し、板厚中心部ではオーステナイ
ト主体の金属組織を有するため、両者の間には大きな変
形抵抗差が生じ、板厚表層部の変形抵抗が極めて大き
い。
すごとく厚鋼板を適切な温度域まで一度冷却した後に復
熱させる過程においては、板厚表層部は昇温中にフェラ
イトからオーステナイトへ変態し、板厚中心部はいまだ
にフェライト変態が開始せずにオーステナイト単相の状
態である。そのため、復熱がある程度進行して両者の温
度差が少なくなった時点でも、板厚表層部ではフェライ
ト主体の金属組織を有し、板厚中心部ではオーステナイ
ト主体の金属組織を有するため、両者の間には大きな変
形抵抗差が生じ、板厚表層部の変形抵抗が極めて大き
い。
【００１３】これは、図２に示すように、フェライト主
体の金属組織とオーステナイト主体の金属組織とではそ
の応力−歪関係が異なり、圧延真歪で０．２以下の範囲
ではフェライト主体の金属組織の方が同じ歪を与えた場
合の変形抵抗が大きいためである。本発明では板厚方向
に故意に温度差をつけた状態で圧下を加え、板厚中心部
より板厚表層部を硬化させ、板厚方向の変形抵抗差を増
加させることにより板厚中心部を強圧下し、低温靱性の
向上をはかるものである。
体の金属組織とオーステナイト主体の金属組織とではそ
の応力−歪関係が異なり、圧延真歪で０．２以下の範囲
ではフェライト主体の金属組織の方が同じ歪を与えた場
合の変形抵抗が大きいためである。本発明では板厚方向
に故意に温度差をつけた状態で圧下を加え、板厚中心部
より板厚表層部を硬化させ、板厚方向の変形抵抗差を増
加させることにより板厚中心部を強圧下し、低温靱性の
向上をはかるものである。
【００１４】
【作用】本発明において化学成分範囲を限定した理由を
説明する。 Ｃ：Ｃ量の下限を０．０１％としたのは、母材および溶
接部の強度の確保ならびにＮｂ，Ｖ等の添加時に、これ
らの効果を発揮させるための最小量であるからである。
しかし、Ｃが多すぎるとＨＡＺ靱性に悪影響をおよぼす
だけでなく、母材靱性、溶接性を劣化させるので、上限
を０．０９％とした。Ｃ量が多いとマルテンサイトが生
成し、低温靱性を著しく劣化する。また過量のＣ添加は
ＣＯ2 腐食の防止の観点からは炭化物などのカソードサ
イトを生成するので、Ｃ量は低い方が望ましい。
説明する。 Ｃ：Ｃ量の下限を０．０１％としたのは、母材および溶
接部の強度の確保ならびにＮｂ，Ｖ等の添加時に、これ
らの効果を発揮させるための最小量であるからである。
しかし、Ｃが多すぎるとＨＡＺ靱性に悪影響をおよぼす
だけでなく、母材靱性、溶接性を劣化させるので、上限
を０．０９％とした。Ｃ量が多いとマルテンサイトが生
成し、低温靱性を著しく劣化する。また過量のＣ添加は
ＣＯ2 腐食の防止の観点からは炭化物などのカソードサ
イトを生成するので、Ｃ量は低い方が望ましい。
【００１５】Ｓｉ：Ｓｉは脱酸上、好ましくは０．０５
％以上必要であるが、多く添加すると溶接性および溶接
部の靱性が劣化するので上限を０．５％とした。 Ｍｎ：Ｍｎは強度、靱性を確保する上で不可欠な元素で
あり、その下限は０．７％である。ＨＡＺ靱性を改善す
るには、γ粒界に生成する粗大な初析フェライトを防止
する必要があるが、Ｍｎ添加は、これを抑制する効果が
ある。しかし、Ｍｎが多すぎると焼入れ性が増加して、
溶接性、ＨＡＺ靱性を劣化させるだけでなく、スラブの
ＭｎＳ等の中心偏析を助長して、耐ＨＩＣ性を劣化させ
るので、Ｍｎ添加の上限を１．５％とする。
％以上必要であるが、多く添加すると溶接性および溶接
部の靱性が劣化するので上限を０．５％とした。 Ｍｎ：Ｍｎは強度、靱性を確保する上で不可欠な元素で
あり、その下限は０．７％である。ＨＡＺ靱性を改善す
るには、γ粒界に生成する粗大な初析フェライトを防止
する必要があるが、Ｍｎ添加は、これを抑制する効果が
ある。しかし、Ｍｎが多すぎると焼入れ性が増加して、
溶接性、ＨＡＺ靱性を劣化させるだけでなく、スラブの
ＭｎＳ等の中心偏析を助長して、耐ＨＩＣ性を劣化させ
るので、Ｍｎ添加の上限を１．５％とする。
【００１６】Ｐ：本発明において不純物であるＰを０．
０３％以下とした。これは、母材、ＨＡＺの低温靱性を
より一層向上させ、スラブの中心偏析を軽減するためで
ある。Ｐ量の低減は、ＨＡＺにおける粒界破壊傾向を減
少させる傾向がある。好ましくはＰ量は０．０１％以下
とする。
０３％以下とした。これは、母材、ＨＡＺの低温靱性を
より一層向上させ、スラブの中心偏析を軽減するためで
ある。Ｐ量の低減は、ＨＡＺにおける粒界破壊傾向を減
少させる傾向がある。好ましくはＰ量は０．０１％以下
とする。
【００１７】Ｓ：Ｓ量が０．００５％を超えるとと、Ｍ
ｎＳにより低温靱性が劣化する。従って、本発明ではＳ
量を０．００５％以下とした。 Ｎｂ：高強度鋼においてはＮｂを添加することなく優れ
たＨＡＺ靱性を得ることは困難である。Ｎｂはγ粒界に
生成する初析フェライトを抑制し結晶粒を微細化し鋼を
高靱化する。この効果を得るためには最低０．０２％の
Ｎｂ量が必要である。しかしながら、Ｎｂ量が多すぎる
と、逆に微細組織の生成が妨げられるので、その上限を
０．０６％とした。
ｎＳにより低温靱性が劣化する。従って、本発明ではＳ
量を０．００５％以下とした。 Ｎｂ：高強度鋼においてはＮｂを添加することなく優れ
たＨＡＺ靱性を得ることは困難である。Ｎｂはγ粒界に
生成する初析フェライトを抑制し結晶粒を微細化し鋼を
高靱化する。この効果を得るためには最低０．０２％の
Ｎｂ量が必要である。しかしながら、Ｎｂ量が多すぎる
と、逆に微細組織の生成が妨げられるので、その上限を
０．０６％とした。
【００１８】Ｃｒ：ＣｒはＣＯ2 腐食防止の観点から重
要な元素である。下限値０．４％は耐ＣＯ 2 腐食性の効
果を得る最小値である。しかし、多すぎると現地溶接性
やＨＡＺ靱性を劣化させる。そのため、上限を１．２％
とした。 Ｃｕ：ＣｕはＣｒ添加鋼の腐食生成物を安定化させるた
めには０．０５％以上の添加が必要である。しかし、
０．４％を超えて添加すると熱間圧延時にＣｕ−クラッ
クが発生し製造困難となる。このため、上限を０．４％
とした。
要な元素である。下限値０．４％は耐ＣＯ 2 腐食性の効
果を得る最小値である。しかし、多すぎると現地溶接性
やＨＡＺ靱性を劣化させる。そのため、上限を１．２％
とした。 Ｃｕ：ＣｕはＣｒ添加鋼の腐食生成物を安定化させるた
めには０．０５％以上の添加が必要である。しかし、
０．４％を超えて添加すると熱間圧延時にＣｕ−クラッ
クが発生し製造困難となる。このため、上限を０．４％
とした。
【００１９】Ｔｉ：ＴｉはＴｉＮを形成して、ＨＡＺ組
織を微細化し、ＨＡＺ靱性を向上させる。下限の０．０
０５％は、この効果を得るための最小量であり、また上
限の０．０３％はＴｉＣ形成によるＨＡＺ靱性劣化を防
止するためである。 Ａｌ：Ａｌは、一般に脱酸上鋼に含まれる元素である
が、過量の添加は鋼の清浄度が損なわれるため、その上
限を０．０５％とした。
織を微細化し、ＨＡＺ靱性を向上させる。下限の０．０
０５％は、この効果を得るための最小量であり、また上
限の０．０３％はＴｉＣ形成によるＨＡＺ靱性劣化を防
止するためである。 Ａｌ：Ａｌは、一般に脱酸上鋼に含まれる元素である
が、過量の添加は鋼の清浄度が損なわれるため、その上
限を０．０５％とした。
【００２０】Ｎ：ＮはＴｉＮ等によるＨＡＺ靱性を確保
するためには０．００１％以上必要である。また、０．
００５％を超えると耐ＨＩＣ性が劣化するので、上限を
０．００５％とした。 本発明の出発鋼には、所望によりさらに強度調整元素と
して、Ｖ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃａ，Ｚｒ，ＲＥＭの少なくと
も１種を添加する。
するためには０．００１％以上必要である。また、０．
００５％を超えると耐ＨＩＣ性が劣化するので、上限を
０．００５％とした。 本発明の出発鋼には、所望によりさらに強度調整元素と
して、Ｖ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃａ，Ｚｒ，ＲＥＭの少なくと
も１種を添加する。
【００２１】Ｖ：ＶはＮｂとほぼ同じ効果を持つ元素で
あるが、０．００５％未満では効果がなく、上限は０．
０６０％まで許容できる。 Ｎｉ：Ｎｉは０．０５％以上の添加により、溶接性、Ｈ
ＡＺ靱性に悪影響をおよぼすことなく、母材の強度、靱
性を向上させる。一方、１．０％を超えると経済性の点
で好ましくないため、その上限を１．０％とした。
あるが、０．００５％未満では効果がなく、上限は０．
０６０％まで許容できる。 Ｎｉ：Ｎｉは０．０５％以上の添加により、溶接性、Ｈ
ＡＺ靱性に悪影響をおよぼすことなく、母材の強度、靱
性を向上させる。一方、１．０％を超えると経済性の点
で好ましくないため、その上限を１．０％とした。
【００２２】Ｍｏ：Ｍｏは０．０５％以上の添加によ
り、母材の強度、靱性を向上させる元素であるが、多す
ぎると母材、ＨＡＺ靱性、溶接性の劣化を招き好ましく
ない。その上限は０．３０％である。 Ｃａ：Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靱
性を向上させる。Ｃａ量が０．００１％未満では実用上
効果がなく、また０．００５％を超えて添加するとＣａ
Ｏ，ＣａＳが多量に生成して大型介在物となり鋼の清浄
度を害するばかりでなく靱性、現地溶接性に悪影響をお
よぼす。
り、母材の強度、靱性を向上させる元素であるが、多す
ぎると母材、ＨＡＺ靱性、溶接性の劣化を招き好ましく
ない。その上限は０．３０％である。 Ｃａ：Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靱
性を向上させる。Ｃａ量が０．００１％未満では実用上
効果がなく、また０．００５％を超えて添加するとＣａ
Ｏ，ＣａＳが多量に生成して大型介在物となり鋼の清浄
度を害するばかりでなく靱性、現地溶接性に悪影響をお
よぼす。
【００２３】Ｚｒ：ＺｒはほぼＴｉと同様の効果を持つ
元素である。その上下限は、それぞれ、０．００５％、
０．０２５％である。 ＲＥＭ：ＲＥＭはほぼＴｉと同様の効果を持つ元素であ
る。その下限は０．０００５％、上限は０．０１％であ
る。
元素である。その上下限は、それぞれ、０．００５％、
０．０２５％である。 ＲＥＭ：ＲＥＭはほぼＴｉと同様の効果を持つ元素であ
る。その下限は０．０００５％、上限は０．０１％であ
る。
【００２４】なお、個々の化学成分を上記のとおり限定
するだけでは不十分であり、下記の式 ０．３５≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋
Ｃｕ）／１５≦０．５０ を満たさなければならない。これは低温靱性や現地溶接
性がＣｒを含めた化学成分の全量で決まるからである。
下限の０．３５％は必要な母材、溶接部の強度を得るた
めの最小量であり、０．５０％は優れた低温靱性、溶接
性を得るための上限である。
するだけでは不十分であり、下記の式 ０．３５≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋
Ｃｕ）／１５≦０．５０ を満たさなければならない。これは低温靱性や現地溶接
性がＣｒを含めた化学成分の全量で決まるからである。
下限の０．３５％は必要な母材、溶接部の強度を得るた
めの最小量であり、０．５０％は優れた低温靱性、溶接
性を得るための上限である。
【００２５】次に製造条件について説明する。本発明に
おいて鋳造後のスラブ加熱温度は１０００〜１２５０℃
の範囲である。これは母材の強度、低温靱性を確保する
ために必要である。加熱温度が１０００℃未満になると
Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ等の固溶が不十分となり、良好な強度、
靱性が得られない。しかし再加熱温度が１２５０℃を超
えると、オーステナイト粒が粗大化するため低温靱性が
劣化する。なお、鋳造後、鋳片を冷片にすることなく直
接圧延してもよい。
おいて鋳造後のスラブ加熱温度は１０００〜１２５０℃
の範囲である。これは母材の強度、低温靱性を確保する
ために必要である。加熱温度が１０００℃未満になると
Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ等の固溶が不十分となり、良好な強度、
靱性が得られない。しかし再加熱温度が１２５０℃を超
えると、オーステナイト粒が粗大化するため低温靱性が
劣化する。なお、鋳造後、鋳片を冷片にすることなく直
接圧延してもよい。
【００２６】また、加熱後、圧延を行い表面温度が９０
０℃以上で圧延を一旦中断し、５〜４０℃／ｓの冷却速
度で表面温度が７００℃以下になるまで冷却する必要が
ある。粗圧延を必要とするのはオーステナイト再結晶域
での圧延によって、組織の微細化の均一化をはかるため
である。スラブの表面温度が９００℃未満から冷却する
と、鋼板中心部の温度も低下するために圧延終了時に板
厚平均温度をＡｒ3以上に確保することが困難となる。
０℃以上で圧延を一旦中断し、５〜４０℃／ｓの冷却速
度で表面温度が７００℃以下になるまで冷却する必要が
ある。粗圧延を必要とするのはオーステナイト再結晶域
での圧延によって、組織の微細化の均一化をはかるため
である。スラブの表面温度が９００℃未満から冷却する
と、鋼板中心部の温度も低下するために圧延終了時に板
厚平均温度をＡｒ3以上に確保することが困難となる。
【００２７】冷却による到達温度域を表面温度で７００
℃以下とした理由は、７００℃を超える温度では板厚中
心部の温度が復熱過程で未再結晶温度域まで下がらない
ためである。冷却速度は、小さ過ぎると板厚表層部での
αへの変態量が少なくなり、板厚中心部での強圧下がで
きなくなるため５℃／ｓ以上とした。冷却速度が大き過
ぎると板厚平均温度が低下して、圧延終了時に板厚平均
温度をＡｒ3以上に確保できないため上限を４０℃／ｓ
とした。
℃以下とした理由は、７００℃を超える温度では板厚中
心部の温度が復熱過程で未再結晶温度域まで下がらない
ためである。冷却速度は、小さ過ぎると板厚表層部での
αへの変態量が少なくなり、板厚中心部での強圧下がで
きなくなるため５℃／ｓ以上とした。冷却速度が大き過
ぎると板厚平均温度が低下して、圧延終了時に板厚平均
温度をＡｒ3以上に確保できないため上限を４０℃／ｓ
とした。
【００２８】また、冷却後、表面温度がＡｃ3以下、板
厚中心部温度が９５０℃以下の温度域になるまで放置
し、その後累積圧下率で６０％以上でかつ平均１パス当
りの圧延真歪が０．２以下となるように圧下を加える必
要がある。冷却後の圧延開始時の表面温度をＡｃ3以下
とした理由はＡｃ3を超えてしまうと板厚表層部のαが
γへ逆変態してしまい、本発明においてαとγとの変形
抵抗差による靱性改善が困難となるからである。
厚中心部温度が９５０℃以下の温度域になるまで放置
し、その後累積圧下率で６０％以上でかつ平均１パス当
りの圧延真歪が０．２以下となるように圧下を加える必
要がある。冷却後の圧延開始時の表面温度をＡｃ3以下
とした理由はＡｃ3を超えてしまうと板厚表層部のαが
γへ逆変態してしまい、本発明においてαとγとの変形
抵抗差による靱性改善が困難となるからである。
【００２９】冷却終了後の板厚中心部の温度が９５０℃
以下の温度域に低下するまで放置するのは、板厚中心部
の温度をオーステナイト未再結晶温度域に低下させた
後、圧下を加えるためである。冷却後の圧延の累積圧下
率は、６０％未満では板厚表層部（α）と板厚中心部
（γ）の変形抵抗差による強圧下の効果は小さく、板厚
中心部へ導入される加工歪量が少ないので、６０％以上
とした。
以下の温度域に低下するまで放置するのは、板厚中心部
の温度をオーステナイト未再結晶温度域に低下させた
後、圧下を加えるためである。冷却後の圧延の累積圧下
率は、６０％未満では板厚表層部（α）と板厚中心部
（γ）の変形抵抗差による強圧下の効果は小さく、板厚
中心部へ導入される加工歪量が少ないので、６０％以上
とした。
【００３０】平均１パス当りの圧延真歪は、０．２を超
えると板厚中心部と板厚表層部の変形抵抗差が逆転して
しまうため（図２に示す）、０．２以下に限定した。さ
らに、冷却後の圧延は板厚平均温度がＡｃ3以上で終了
し、その後直ちに５〜４０℃／ｓの冷却速度で板厚平均
が３５０〜５５０℃となるまで加速冷却し、その後空冷
する。
えると板厚中心部と板厚表層部の変形抵抗差が逆転して
しまうため（図２に示す）、０．２以下に限定した。さ
らに、冷却後の圧延は板厚平均温度がＡｃ3以上で終了
し、その後直ちに５〜４０℃／ｓの冷却速度で板厚平均
が３５０〜５５０℃となるまで加速冷却し、その後空冷
する。
【００３１】冷却後の圧延が、板厚平均温度がＡｃ3未
満で終了すると、ＭｎＳ系介在物が残存した場合延伸
化しやすい、Ｍｎ等の偏析により周囲よりもＡｃ3の
低下している中心偏析部へγ−α変態にともなうＣの濃
化が起こり中心偏析部にマルテンサイト等の硬化組織が
形成されるため低温靱性が低下する。圧延終了後の加速
冷却＋放冷は良好な強度、靱性を確保するために実施す
る。加速度冷却において、５℃／ｓ未満の冷却速度また
は５５０℃を超える冷却開始温度にすると、γ−α変態
にともなうＣの濃化が起こり、中心偏析部にマルテンサ
イト等の硬化組織が形成されるため低温靱性が低下す
る。
満で終了すると、ＭｎＳ系介在物が残存した場合延伸
化しやすい、Ｍｎ等の偏析により周囲よりもＡｃ3の
低下している中心偏析部へγ−α変態にともなうＣの濃
化が起こり中心偏析部にマルテンサイト等の硬化組織が
形成されるため低温靱性が低下する。圧延終了後の加速
冷却＋放冷は良好な強度、靱性を確保するために実施す
る。加速度冷却において、５℃／ｓ未満の冷却速度また
は５５０℃を超える冷却開始温度にすると、γ−α変態
にともなうＣの濃化が起こり、中心偏析部にマルテンサ
イト等の硬化組織が形成されるため低温靱性が低下す
る。
【００３２】４０℃／ｓを超える冷却速度または３５０
℃未満の冷却開始温度では焼入れ性が高いマルテンサイ
ト等の硬化組織が形成され、低温靱性の確保が困難にな
る。加速冷却後の空冷は焼戻しの効果があり、高強度
化、高靱化がはかれる。
℃未満の冷却開始温度では焼入れ性が高いマルテンサイ
ト等の硬化組織が形成され、低温靱性の確保が困難にな
る。加速冷却後の空冷は焼戻しの効果があり、高強度
化、高靱化がはかれる。
【００３３】
【実施例】表１に示す化学成分の供試鋼のＣＣスラブを
表２、表３（表２のつつぎ）に示すような製造条件で再
加熱、熱間圧延そして加速冷却を行った。得られた鋼板
の機械的性質、耐ＣＯ2 腐食性を表４に示す。なお、試
験片の採取状況の概略図を図３に示す。引張試験は全厚
引張とし、シャルピー試験片は板厚中心部より、腐食試
験片は表層の微細なフェライト組織よりそれぞれ採取し
た。
表２、表３（表２のつつぎ）に示すような製造条件で再
加熱、熱間圧延そして加速冷却を行った。得られた鋼板
の機械的性質、耐ＣＯ2 腐食性を表４に示す。なお、試
験片の採取状況の概略図を図３に示す。引張試験は全厚
引張とし、シャルピー試験片は板厚中心部より、腐食試
験片は表層の微細なフェライト組織よりそれぞれ採取し
た。
【００３４】鋼１１〜２４は適切な製造条件ではないの
で、低温靱性および耐ＣＯ2 腐食性が劣化している。鋼
２５〜３０は化学成分が適切でなく、所望の機械的性質
が得られない。鋼２５はＭｎ量が本発明範囲を超えてい
るため溶接部の焼入れ性が増加して靱性が低下した。鋼
２６はＴｉが、鋼２７はＮｂが本発明範囲よりそれぞれ
不足しているために靱性が低下した例である。鋼２８は
本発明範囲よりＣ量が多いため靱性が低下するととも
に、セメンタイト等のカソードサイトが増加し耐ＣＯ2
腐食性を劣化させた例である。鋼２９は本発明範囲より
Ｃｒ量が低く、ＣＯ2 腐食環境下でカソード反応を抑制
できず耐ＣＯ2 腐食性が劣化した。鋼３０は本発明範囲
よりＣｒ量が多く溶接部の靱性が低下した。
で、低温靱性および耐ＣＯ2 腐食性が劣化している。鋼
２５〜３０は化学成分が適切でなく、所望の機械的性質
が得られない。鋼２５はＭｎ量が本発明範囲を超えてい
るため溶接部の焼入れ性が増加して靱性が低下した。鋼
２６はＴｉが、鋼２７はＮｂが本発明範囲よりそれぞれ
不足しているために靱性が低下した例である。鋼２８は
本発明範囲よりＣ量が多いため靱性が低下するととも
に、セメンタイト等のカソードサイトが増加し耐ＣＯ2
腐食性を劣化させた例である。鋼２９は本発明範囲より
Ｃｒ量が低く、ＣＯ2 腐食環境下でカソード反応を抑制
できず耐ＣＯ2 腐食性が劣化した。鋼３０は本発明範囲
よりＣｒ量が多く溶接部の靱性が低下した。
【００３５】なお、表１において、Ｐｃは下記式の値を
示す。 Ｐｃ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎ
ｉ）／１５
示す。 Ｐｃ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎ
ｉ）／１５
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【表３】
【００３９】
【表４】
【００４０】
【発明の効果】以上、説明したような本発明により得ら
れた鋼板は、ＣＯ2 を含有した環境における耐ＣＯ2 腐
食性に優れ、しかも特に母材のみならず溶接部の靱性に
おいても優れているので、ラインパイプ用鋼管材として
の用途への適用性を有効に高めることができ、本発明の
産業に及ぼす効果は極めて大である。
れた鋼板は、ＣＯ2 を含有した環境における耐ＣＯ2 腐
食性に優れ、しかも特に母材のみならず溶接部の靱性に
おいても優れているので、ラインパイプ用鋼管材として
の用途への適用性を有効に高めることができ、本発明の
産業に及ぼす効果は極めて大である。
【図１】本発明の圧延、水冷パターンを示す線図であ
る。
る。
【図２】フェライトおよびオーステナイト主体組織での
圧延真歪と変形抵抗との関係を示す図である。
圧延真歪と変形抵抗との関係を示す図である。
【図３】試験片の採取位置概略図である。
１ 板厚 ２ 表層部 ３ 中心部
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 為広 博 東京都千代田区大手町二丁目６番３号 新 日本製鐵株式会社内 (72)発明者 小川 洋之 東京都千代田区大手町二丁目６番３号 新 日本製鐵株式会社内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．０１〜０．０９％ Ｓｉ：０．５％以
下 Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ ：０．０３％
以下 Ｓ ：０．００５％以下 Ｎｂ：０．０１〜
０．０６％ Ｃｒ：０．４〜１．２％ Ｃｕ：０．０５〜
０．４％ Ｔｉ：０．００５〜０．０３％ Ａｌ：０．０５％
以下 Ｎ ：０．００１〜０．００５％ を含有し、かつ下記の式 ０．３５≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／１５≦０．５０ を満たし、残部鉄および不可避不純物からなる鋼を鋳造
後、冷片にすることなく、或は冷片を１１００〜１２５
０℃の温度に加熱し抽出後、圧延を開始して表面温度が
９００℃以上で圧延を一旦中断し、引続き５〜４０℃／
ｓの冷却速度で表面温度が７００℃以下になるまで水冷
した後、表面温度がＡｃ3以下、板厚中心部温度が９５
０℃以下になるまで放冷し、しかる後に累積圧下率が６
０％以上でかつ平均１パス当りの圧延真歪が０．２以下
となる圧下を加え、板厚平均温度がＡｒ3以上で圧延を
終了し、直ちに５〜４０℃／ｓの冷却速度で板厚平均温
度が３５０〜５５０℃となるまで冷却し、その後空冷す
ることを特徴とする耐ＣＯ2腐食性および低温靱性に優
れた鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ ：０．０１〜０．０９％ Ｓｉ：０．５％
以下 Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ ：０．０３
％以下 Ｓ ：０．００５％以下 Ｎｂ：０．０１
〜０．０６％ Ｃｒ：０．４〜１．２％ Ｃｕ：０．０５
〜０．４％ Ｔｉ：０．００５〜０．０３％ Ａｌ：０．０５
％以下 Ｎ ：０．００１〜０．００５％ を含有し、さらに Ｖ ：０．００５〜０．０６０％ Ｎｉ ：０．０５
〜１．０％ Ｍｏ：０．０５〜０．３０％ Ｃａ：０．００１
〜０．００５％ Ｚｒ：０．００５〜０．０２５％ ＲＥＭ：０．００
０５〜０．０１％ のうち１種以上を含有し、かつ下記の式 ０．３５≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／１５≦０．５０ を満たし、残部鉄および不可避不純物からなる鋼を鋳造
後、冷片にすることなく、或は冷片を１１００〜１２５
０℃の温度に加熱し抽出後、圧延を開始して表面温度が
９００℃以上で圧延を一旦中断し、引続き５〜４０℃／
ｓの冷却速度で表面温度が７００℃以下になるまで放冷
した後、表面温度がＡｃ3以下、板厚中心部温度が９５
０℃以下になるまで水冷し、しかる後に累積圧下率が６
０％以上でかつ平均１パス当りの圧延真歪が０．２以下
となる圧下を加え、板厚平均温度がＡｒ3以上で圧延を
終了し、直ちに５〜４０℃／ｓの冷却速度で板厚平均温
度が３５０〜５５０℃となるまで冷却し、その後空冷す
ることを特徴とする耐ＣＯ2腐食性、低温靱性および耐
サワー性に優れた鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1627795A JPH08209241A (ja) | 1995-02-02 | 1995-02-02 | 耐ｃｏ２ 腐食性および低温靱性の優れたラインパイプ用鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1627795A JPH08209241A (ja) | 1995-02-02 | 1995-02-02 | 耐ｃｏ２ 腐食性および低温靱性の優れたラインパイプ用鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08209241A true JPH08209241A (ja) | 1996-08-13 |
Family
ID=11912062
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1627795A Withdrawn JPH08209241A (ja) | 1995-02-02 | 1995-02-02 | 耐ｃｏ２ 腐食性および低温靱性の優れたラインパイプ用鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08209241A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1302128C (zh) * | 2003-12-15 | 2007-02-28 | 中国科学院金属研究所 | 一种高性能超细针状铁素体型输气管线钢制备工艺 |
| CN103695788A (zh) * | 2013-12-24 | 2014-04-02 | 天津钢铁集团有限公司 | 耐高压、高浓度酸腐蚀的海洋软管用盘条生产工艺 |
| WO2015151469A1 (ja) * | 2014-03-31 | 2015-10-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐歪時効特性及び耐ｈｉｃ特性に優れた高変形能ラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびに溶接鋼管 |
| EP2380997A4 (en) * | 2009-01-15 | 2016-12-28 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | STEEL FOR WELDING CONSTRUCTION WITH EXCELLENT HIGH AND LOW TEMPERATURE STRENGTH AND METHOD OF PRODUCTION THEREOF |
-
1995
- 1995-02-02 JP JP1627795A patent/JPH08209241A/ja not_active Withdrawn
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1302128C (zh) * | 2003-12-15 | 2007-02-28 | 中国科学院金属研究所 | 一种高性能超细针状铁素体型输气管线钢制备工艺 |
| EP2380997A4 (en) * | 2009-01-15 | 2016-12-28 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | STEEL FOR WELDING CONSTRUCTION WITH EXCELLENT HIGH AND LOW TEMPERATURE STRENGTH AND METHOD OF PRODUCTION THEREOF |
| CN103695788A (zh) * | 2013-12-24 | 2014-04-02 | 天津钢铁集团有限公司 | 耐高压、高浓度酸腐蚀的海洋软管用盘条生产工艺 |
| WO2015151469A1 (ja) * | 2014-03-31 | 2015-10-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐歪時効特性及び耐ｈｉｃ特性に優れた高変形能ラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびに溶接鋼管 |
| CN106133175A (zh) * | 2014-03-31 | 2016-11-16 | 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 |
| US10344362B2 (en) | 2014-03-31 | 2019-07-09 | Jfe Steel Corporation | Steel material for highly deformable line pipes having superior strain aging resistance and superior HIC resistance, method for manufacturing same, and welded steel pipe |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US8765269B2 (en) | High strength steel pipe for low-temperature usage having excellent buckling resistance and toughness of welded heat affected zone and method for producing the same | |
| JP5928405B2 (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 | |
| JP7155702B2 (ja) | 耐サワーラインパイプ用厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP3711896B2 (ja) | 高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法 | |
| CN103635600A (zh) | 耐酸性优良的管线管用厚壁高强度无缝钢管及其制造方法 | |
| CN101965414A (zh) | 低温韧性优异的高强度钢板和钢管以及它们的制造方法 | |
| JP5991175B2 (ja) | 鋼板内の材質均一性に優れたラインパイプ用高強度鋼板とその製造方法 | |
| WO2013011791A1 (ja) | 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP6519024B2 (ja) | 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法 | |
| JP2013139630A (ja) | 鋼板内の材質均一性に優れた耐サワーラインパイプ用高強度鋼板とその製造方法 | |
| JP2010037567A (ja) | 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4264177B2 (ja) | 表層に粗粒フェライト層を有する鋼材の製造方法 | |
| JP2006291349A (ja) | 高変形性能を有するラインパイプ用鋼板およびその製造方法。 | |
| JPH06293915A (ja) | 耐ｃｏ２ 腐食性、耐サワー性に優れた低合金ラインパイプ用鋼板の製造方法 | |
| JP3612115B2 (ja) | 低温靭性に優れた超高強度鋼板の製造方法 | |
| JP2013139627A (ja) | 鋼板内の材質均一性に優れた耐サワーラインパイプ用高強度鋼板とその製造方法 | |
| JPH08104922A (ja) | 低温靱性の優れた高強度鋼管の製造方法 | |
| JPH1180833A (ja) | 耐ｈｉｃ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法 | |
| JP3009569B2 (ja) | 低温靭性の優れた耐ｃｏ２腐食性耐サワー鋼板の製造法 | |
| JP3214353B2 (ja) | 耐水素誘起割れ性に優れた高強度鋼板の製造方法 | |
| JPH08295929A (ja) | 耐ｃｏ２ 腐食性および低温靱性の優れた耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法 | |
| JPH08209241A (ja) | 耐ｃｏ２ 腐食性および低温靱性の優れたラインパイプ用鋼板の製造方法 | |
| JPH07278659A (ja) | 耐ｃｏ２腐食性、耐サワー特性および低温靭性に優れたラインパイプ用鋼板の製造方法 | |
| JPH06293914A (ja) | 耐ｃｏ２ 腐食性、ｈａｚ靱性に優れた低合金ラインパイプ用鋼板の製造方法 | |
| JPH08311548A (ja) | 溶接部靭性の優れた超高強度鋼管用鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20020402 |