JPH11302776A - 耐サワ−性に優れた高強度鋼板およびその製造法 - Google Patents
耐サワ−性に優れた高強度鋼板およびその製造法Info
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- JPH11302776A JPH11302776A JP14469298A JP14469298A JPH11302776A JP H11302776 A JPH11302776 A JP H11302776A JP 14469298 A JP14469298 A JP 14469298A JP 14469298 A JP14469298 A JP 14469298A JP H11302776 A JPH11302776 A JP H11302776A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 耐サワ−性と優れたＨＡＺ靱性を有するＡＰ
Ｉ規格Ｘ６０以上の高強度鋼板およびその製造法を提供
すること。 【解決手段】 低Ｃ−低Ｍｎ−Ｎｂ−Ｔｉ系を基本に
Ｓ，Ｍｇ，ＣａおよびＯ量を厳格に制限した鋼片を制御
圧延した後、加速冷却することにより鋼板を製造する。 【効果】 ＨＡＺ靱性、耐ＨＩＣ性に優れた高強度鋼板
（Ｘ６０以上）の製造が可能となった。その結果、パイ
プラインの安全性が著しく向上した。
Ｉ規格Ｘ６０以上の高強度鋼板およびその製造法を提供
すること。 【解決手段】 低Ｃ−低Ｍｎ−Ｎｂ−Ｔｉ系を基本に
Ｓ，Ｍｇ，ＣａおよびＯ量を厳格に制限した鋼片を制御
圧延した後、加速冷却することにより鋼板を製造する。 【効果】 ＨＡＺ靱性、耐ＨＩＣ性に優れた高強度鋼板
（Ｘ６０以上）の製造が可能となった。その結果、パイ
プラインの安全性が著しく向上した。
Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】本発明は耐水素誘起割れ（Ｈ
ＩＣ）性および耐硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ）性の優
れた耐サワ−パイプライン用高強度鋼板（米国石油協会
（ＡＰＩ）規格Ｘ６０以上の強度、厚み４０ｍｍ以下）
およびそのの製造法に関するものである。
ＩＣ）性および耐硫化物応力腐食割れ（ＳＳＣ）性の優
れた耐サワ−パイプライン用高強度鋼板（米国石油協会
（ＡＰＩ）規格Ｘ６０以上の強度、厚み４０ｍｍ以下）
およびそのの製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】寒冷地、オフショア−における原油、天
然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、海水の注入による原油・ガス井戸のサワ−化や劣質
資源の開発にともなって、パイプラインのサワ−化が進
行し、ＨＩＣ，ＳＳＣに対する優れた抵抗（耐サワ−
性）が求められるようになった。
然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、海水の注入による原油・ガス井戸のサワ−化や劣質
資源の開発にともなって、パイプラインのサワ−化が進
行し、ＨＩＣ，ＳＳＣに対する優れた抵抗（耐サワ−
性）が求められるようになった。
【０００３】従来、優れた耐サワ−性を有するラインパ
イプは、（１）鋼の高純化、介在物の低減、（２）硫化
物系介在物のＣａ添加による形態制御、（３）連続鋳造
（ＣＣ）時の軽圧下による中心偏析軽減、（４）圧延後
の加速冷却によるミクロ組織制御などの技術を駆使して
製造されてきた（たとえば特公昭６３−１３６９号公
報、特開昭６２−１１２７２２号公報、特開昭６１−１
２４５５５号公報、特公平７−５９６８号公報）。
イプは、（１）鋼の高純化、介在物の低減、（２）硫化
物系介在物のＣａ添加による形態制御、（３）連続鋳造
（ＣＣ）時の軽圧下による中心偏析軽減、（４）圧延後
の加速冷却によるミクロ組織制御などの技術を駆使して
製造されてきた（たとえば特公昭６３−１３６９号公
報、特開昭６２−１１２７２２号公報、特開昭６１−１
２４５５５号公報、特公平７−５９６８号公報）。
【０００４】しかし、さらなる高強度化にともなう合金
元素量の増加および極厚化にともなう溶接入熱量の上昇
により、これらの鋼の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱
性は必ずしも十分ではなくなってきた。特公平７−５９
６８号公報では耐サワ−性とＨＡＺ靱性の改善を目的と
した鋼板の製造法が開示されているが、この場合、Ａｌ
量が０．００４％以下であるため溶鋼中の溶存酸素量が
高くなり脱硫反応が起こりにくい。この結果、精錬工程
における脱硫処理時間が増加するために製造コストの面
で問題があった。また極厚化にともない溶接入熱量が上
昇した場合にはこの鋼でも良好なＨＡＺ靱性を得ること
ができなくなっている。このため従来の耐サワ−ライン
パイプよりも格段にＨＡＺ靱性の優れた耐サワ−ライン
パイプの開発が強く望まれていた。
元素量の増加および極厚化にともなう溶接入熱量の上昇
により、これらの鋼の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱
性は必ずしも十分ではなくなってきた。特公平７−５９
６８号公報では耐サワ−性とＨＡＺ靱性の改善を目的と
した鋼板の製造法が開示されているが、この場合、Ａｌ
量が０．００４％以下であるため溶鋼中の溶存酸素量が
高くなり脱硫反応が起こりにくい。この結果、精錬工程
における脱硫処理時間が増加するために製造コストの面
で問題があった。また極厚化にともない溶接入熱量が上
昇した場合にはこの鋼でも良好なＨＡＺ靱性を得ること
ができなくなっている。このため従来の耐サワ−ライン
パイプよりも格段にＨＡＺ靱性の優れた耐サワ−ライン
パイプの開発が強く望まれていた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は耐サワ−性の
優れたＡＰＩ規格５Ｌ−Ｘ６０以上の高強度を有する鋼
板およびその製造法を提供するものである。
優れたＡＰＩ規格５Ｌ−Ｘ６０以上の高強度を有する鋼
板およびその製造法を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、重量％
で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．８〜１．５％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：
０．００１％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．０２〜０．０
５％、Ｍｇ：０．００５〜０．０３％、Ｃａ：０．００
１〜０．００４％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、
Ｏ：０．００１〜０．００３％にさらに必要に応じて、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｃ
ｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｖ：
０．０１〜０．１０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０
０５％の一種または二種以上を含有し、かつ１．０≦
〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．
０を満足する残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼
板。
で、Ｃ：０．０２〜０．０８％、Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．８〜１．５％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：
０．００１％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．０２〜０．０
５％、Ｍｇ：０．００５〜０．０３％、Ｃａ：０．００
１〜０．００４％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、
Ｏ：０．００１〜０．００３％にさらに必要に応じて、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｃ
ｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｖ：
０．０１〜０．１０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０
０５％の一種または二種以上を含有し、かつ１．０≦
〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．
０を満足する残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼
板。
【０００７】および重量％で、Ｃ：０．０２〜０．０８
％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．５％、
Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ｎｂ：
０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３
％、Ａｌ：０．０２〜０．０５％、Ｍｇ：０．００５〜
０．０３％、Ｃａ：０．００１〜０．００４％、Ｎ：
０．００１〜０．００５％、Ｏ：０．００１〜０．００
３％に、さらに必要に応じて、Ｎｉ：０．１〜１．０
％、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０
％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１０
％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％の一種または
二種以上を含有し、かつ１．０≦〔Ｃａ〕（１−１２４
〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０を満足する残部が鉄
および不可避的不純物からなる鋼片を１０５０〜１２５
０℃の温度範囲に加熱して、９５０℃以下の累積圧下量
６０％以上、圧延終了温度７５０〜９００℃で圧延を行
なった後、ただちに冷却速度３〜４０℃／秒で３５０〜
６００℃まで水冷、その後放冷すること、である。
％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜１．５％、
Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ｎｂ：
０．０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３
％、Ａｌ：０．０２〜０．０５％、Ｍｇ：０．００５〜
０．０３％、Ｃａ：０．００１〜０．００４％、Ｎ：
０．００１〜０．００５％、Ｏ：０．００１〜０．００
３％に、さらに必要に応じて、Ｎｉ：０．１〜１．０
％、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０
％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１０
％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％の一種または
二種以上を含有し、かつ１．０≦〔Ｃａ〕（１−１２４
〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０を満足する残部が鉄
および不可避的不純物からなる鋼片を１０５０〜１２５
０℃の温度範囲に加熱して、９５０℃以下の累積圧下量
６０％以上、圧延終了温度７５０〜９００℃で圧延を行
なった後、ただちに冷却速度３〜４０℃／秒で３５０〜
６００℃まで水冷、その後放冷すること、である。
【０００８】以下に本発明について詳細に説明する。本
発明の特徴は、（１）低Ｃ−低Ｍｎ−Ｎｂ−Ｔｉ系を基
本にＳ，Ｍｇ，ＣａおよびＯ量を厳格に制限した鋼およ
びこの鋼を、（２）制御圧延した後、加速冷却するとこ
ろにあり、これによって耐サワ−性と優れたＨＡＺ靱性
を同時に達成できることにある。Ｃ，Ｍｎ，Ｐ量を低減
することにより、ＣＣスラブの中心偏析を改善し、ＨＩ
Ｃの発生・伝播を防止できる。またＳ，Ｍｇ，Ｃａおよ
びＯ量を厳格に制限することにより、ＨＩＣの発生起点
となりうるＭｎＳの生成を防止するとともに、Ｍｇ添加
するによりＣａ系介在物を微細化することができ、良好
な耐サワ−性を得ることができる。
発明の特徴は、（１）低Ｃ−低Ｍｎ−Ｎｂ−Ｔｉ系を基
本にＳ，Ｍｇ，ＣａおよびＯ量を厳格に制限した鋼およ
びこの鋼を、（２）制御圧延した後、加速冷却するとこ
ろにあり、これによって耐サワ−性と優れたＨＡＺ靱性
を同時に達成できることにある。Ｃ，Ｍｎ，Ｐ量を低減
することにより、ＣＣスラブの中心偏析を改善し、ＨＩ
Ｃの発生・伝播を防止できる。またＳ，Ｍｇ，Ｃａおよ
びＯ量を厳格に制限することにより、ＨＩＣの発生起点
となりうるＭｎＳの生成を防止するとともに、Ｍｇ添加
するによりＣａ系介在物を微細化することができ、良好
な耐サワ−性を得ることができる。
【０００９】また低合金鋼のＨＡＺ靱性は、（１）結晶
粒のサイズ、（２）高炭素島状マルテンサイト（Ｍ*
）、上部ベイナイト（Ｂｕ）などの硬化相の分散状
態、（３）粒界脆化の有無、（４）元素のミクロ偏析な
ど種々の冶金学的要因に支配される。なかでもＨＡＺの
結晶粒のサイズおよびＭ* は低温靱性に大きな影響を与
えることが知られている。本発明ではＭｇの添加により
Ｍｇを含む微細な酸化物やその酸化物とＴｉＮなどの炭
窒化物との複合体を鋼中に生成させることによりＨＡＺ
におけるオ−ステナイト（γ）粒の粗大化を抑制してＨ
ＡＺ靱性を向上させる。とくに極厚化した場合、必然的
に溶接入熱量が増加して、ＨＡＺにおけるγ粒の粗大化
およびその後の冷却速度が遅くなるためＨＡＺ組織は粗
大化し、ＨＡＺ靱性は劣化する。しかし、このような場
合でもＭｇを含む微細な酸化物やその酸化物とＴｉＮな
どの炭窒化物との複合体の作用によりＨＡＺにおけるγ
粒の粗大化が著しく抑制され、良好なＨＡＺ靱性を得る
ことができる。
粒のサイズ、（２）高炭素島状マルテンサイト（Ｍ*
）、上部ベイナイト（Ｂｕ）などの硬化相の分散状
態、（３）粒界脆化の有無、（４）元素のミクロ偏析な
ど種々の冶金学的要因に支配される。なかでもＨＡＺの
結晶粒のサイズおよびＭ* は低温靱性に大きな影響を与
えることが知られている。本発明ではＭｇの添加により
Ｍｇを含む微細な酸化物やその酸化物とＴｉＮなどの炭
窒化物との複合体を鋼中に生成させることによりＨＡＺ
におけるオ−ステナイト（γ）粒の粗大化を抑制してＨ
ＡＺ靱性を向上させる。とくに極厚化した場合、必然的
に溶接入熱量が増加して、ＨＡＺにおけるγ粒の粗大化
およびその後の冷却速度が遅くなるためＨＡＺ組織は粗
大化し、ＨＡＺ靱性は劣化する。しかし、このような場
合でもＭｇを含む微細な酸化物やその酸化物とＴｉＮな
どの炭窒化物との複合体の作用によりＨＡＺにおけるγ
粒の粗大化が著しく抑制され、良好なＨＡＺ靱性を得る
ことができる。
【００１０】すなわち、本発明におけるＭｇの役割り
は、（１）Ｃａと同様にＳをＭｇＳとして固定し、ＨＩ
Ｃに有害なＭｎＳの生成を防止すること、（２）Ｃａ系
介在物を微細に分散させること、（３）ＨＡＺにおいて
Ｍｇを含む酸化物等によりγ粒の粗大化を抑制し、ＨＡ
Ｚ靱性を向上させることにある。前述した通り、Ｍｇは
耐サワ−性を改善する効果とＨＡＺ靱性を向上させる効
果がある。Ｃａを添加してＭｎＳの生成を抑制した耐サ
ワ−鋼においてはＣａＳやＣａＯなどのＣａ系介在物が
生成する。しかしながらＣａＯなどのＣａ系酸化物は粗
大化しやすく、粗大化した酸化物はＨＩＣの発生起点と
なるためＣａ系酸化物の微細化が必須であった。
は、（１）Ｃａと同様にＳをＭｇＳとして固定し、ＨＩ
Ｃに有害なＭｎＳの生成を防止すること、（２）Ｃａ系
介在物を微細に分散させること、（３）ＨＡＺにおいて
Ｍｇを含む酸化物等によりγ粒の粗大化を抑制し、ＨＡ
Ｚ靱性を向上させることにある。前述した通り、Ｍｇは
耐サワ−性を改善する効果とＨＡＺ靱性を向上させる効
果がある。Ｃａを添加してＭｎＳの生成を抑制した耐サ
ワ−鋼においてはＣａＳやＣａＯなどのＣａ系介在物が
生成する。しかしながらＣａＯなどのＣａ系酸化物は粗
大化しやすく、粗大化した酸化物はＨＩＣの発生起点と
なるためＣａ系酸化物の微細化が必須であった。
【００１１】そこで本発明者らは鋭意検討した結果、Ｍ
ｇを添加することによりＣａ系酸化物を微細に分散でき
るとともに、Ｍｇを含む微細な酸化物がＴｉＮなどの炭
窒化物の生成サイトとして働き、ＴｉＮが微細に分散す
ることにより良好なＨＡＺ靱性が得られるとともに優れ
た耐ＨＩＣ性が得られることを見いだした。これらの効
果を発揮させるためには０．００５％以上のＭｇ添加量
が必要である。また多すぎるとＭｇ系酸化物が増加し、
低温靱性を劣化させるとともに耐ＨＩＣ性も劣化させる
のでその上限を０．０３％に限定した。
ｇを添加することによりＣａ系酸化物を微細に分散でき
るとともに、Ｍｇを含む微細な酸化物がＴｉＮなどの炭
窒化物の生成サイトとして働き、ＴｉＮが微細に分散す
ることにより良好なＨＡＺ靱性が得られるとともに優れ
た耐ＨＩＣ性が得られることを見いだした。これらの効
果を発揮させるためには０．００５％以上のＭｇ添加量
が必要である。また多すぎるとＭｇ系酸化物が増加し、
低温靱性を劣化させるとともに耐ＨＩＣ性も劣化させる
のでその上限を０．０３％に限定した。
【００１２】本発明では、不純物元素であるＳ量を０．
００１％以下とし、かつＣａを添加して、１．０≦〔Ｃ
ａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０と
する。ＳはＭｎＳ系介在物を形成し、ＭｎＳは圧延で伸
長してＨＩＣの発生起点となる。これを防止するために
は、介在物の絶対量を低減するとともに、硫化物の形態
を制御して圧延で延伸化し難いＣａＳ（−Ｏ）としなけ
ればならない。そこで、Ｓ量を０．００１％以下とし、
Ｃａを０．００１〜０．００４％添加し、Ｃａによる硫
化物の形態制御を十分に行うため、〔Ｃａ〕（１−１２
４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕で表されるＥＳＳＰ値を
１．０以上とした。しかしＥＳＳＰ値が大きすぎると、
Ｃａ系介在物が増加し、ＨＩＣの発生起点となるので、
その上限を７．０とした。
００１％以下とし、かつＣａを添加して、１．０≦〔Ｃ
ａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０と
する。ＳはＭｎＳ系介在物を形成し、ＭｎＳは圧延で伸
長してＨＩＣの発生起点となる。これを防止するために
は、介在物の絶対量を低減するとともに、硫化物の形態
を制御して圧延で延伸化し難いＣａＳ（−Ｏ）としなけ
ればならない。そこで、Ｓ量を０．００１％以下とし、
Ｃａを０．００１〜０．００４％添加し、Ｃａによる硫
化物の形態制御を十分に行うため、〔Ｃａ〕（１−１２
４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕で表されるＥＳＳＰ値を
１．０以上とした。しかしＥＳＳＰ値が大きすぎると、
Ｃａ系介在物が増加し、ＨＩＣの発生起点となるので、
その上限を７．０とした。
【００１３】上記に関連してＯ量を０．００３％以下に
限定した。これはＨＩＣの発生起点となる酸化物系介在
物を低減して、Ｃａ、Ｍｇで硫化物の形態制御を行うた
めである。Ｏ量の下限０．００１％はＴｉＮの生成サイ
トとなる微細な酸化物を生成させるための最小値であ
る。優れた耐サワ−性を得るためにはさらにＣ，Ｍｎ，
Ｐ量を限定する必要がある。この理由はＣＣスラブの中
心偏析を改善し、ＨＩＣの発生・伝播を防止するためで
ある。Ｘ６０以上の高強度鋼では必然的にＣ量が高くな
るが、Ｃ量の増加はＣＣスラブの凝固時の中心偏析帯に
おけるＭｎ，Ｐの偏析を強め、硬化組織の生成を助長し
て耐サワ−性を著しく劣化させる。
限定した。これはＨＩＣの発生起点となる酸化物系介在
物を低減して、Ｃａ、Ｍｇで硫化物の形態制御を行うた
めである。Ｏ量の下限０．００１％はＴｉＮの生成サイ
トとなる微細な酸化物を生成させるための最小値であ
る。優れた耐サワ−性を得るためにはさらにＣ，Ｍｎ，
Ｐ量を限定する必要がある。この理由はＣＣスラブの中
心偏析を改善し、ＨＩＣの発生・伝播を防止するためで
ある。Ｘ６０以上の高強度鋼では必然的にＣ量が高くな
るが、Ｃ量の増加はＣＣスラブの凝固時の中心偏析帯に
おけるＭｎ，Ｐの偏析を強め、硬化組織の生成を助長し
て耐サワ−性を著しく劣化させる。
【００１４】これを防止するためＣ量の上限は０．０８
％としなければならない。Ｃ量の下限０．０２％は強度
・低温靱性を確保するための最小量である。Ｃ量の低減
に加えて、さらにＭｎ，Ｐ量を低減することは中心偏析
を軽減、すなわち硬化組織の生成抑制に有効である。こ
のためＭｎ，Ｐ量の上限をそれぞれ１．５％、０．０１
０％に限定した。Ｍｎ量の下限０．８％は母材・溶接部
の強度を確保するための最小値である。一方、Ｐ量は低
いほど耐サワ−性は向上する。
％としなければならない。Ｃ量の下限０．０２％は強度
・低温靱性を確保するための最小量である。Ｃ量の低減
に加えて、さらにＭｎ，Ｐ量を低減することは中心偏析
を軽減、すなわち硬化組織の生成抑制に有効である。こ
のためＭｎ，Ｐ量の上限をそれぞれ１．５％、０．０１
０％に限定した。Ｍｎ量の下限０．８％は母材・溶接部
の強度を確保するための最小値である。一方、Ｐ量は低
いほど耐サワ−性は向上する。
【００１５】本発明鋼では必須の元素としてＮｂ：０．
０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％を
含有する。Ｎｂは制御圧延において結晶粒の微細化や析
出硬化に寄与し、鋼を強靱化する作用を有する。しかし
Ｎｂを０．０５％以上添加すると、現地溶接性やＨＡＺ
靱性に悪影響をもたらすので、その上限を０．０５％と
した。またＴｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、スラブ再
加熱時および溶接ＨＡＺのγ粒の粗大化を抑制してミク
ロ組織を微細化し、母材およびＨＡＺの低温靱性を改善
する。このようなＴｉＮの効果を発現させるためには、
最低０．００５％のＴｉ添加が必要である。しかしＴｉ
量が多すぎると、ＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬
化が生じ、低温靱性が劣化するので、その上限は０．０
３％に限定しなければならない。
０１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％を
含有する。Ｎｂは制御圧延において結晶粒の微細化や析
出硬化に寄与し、鋼を強靱化する作用を有する。しかし
Ｎｂを０．０５％以上添加すると、現地溶接性やＨＡＺ
靱性に悪影響をもたらすので、その上限を０．０５％と
した。またＴｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、スラブ再
加熱時および溶接ＨＡＺのγ粒の粗大化を抑制してミク
ロ組織を微細化し、母材およびＨＡＺの低温靱性を改善
する。このようなＴｉＮの効果を発現させるためには、
最低０．００５％のＴｉ添加が必要である。しかしＴｉ
量が多すぎると、ＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬
化が生じ、低温靱性が劣化するので、その上限は０．０
３％に限定しなければならない。
【００１６】つぎに、その他元素の限定理由について説
明する。Ｓｉは脱酸や強度向上のため添加する元素であ
るが、多く添加すると現地溶接性、ＨＡＺ靱性を劣化さ
せるので、上限を０．５％とした。鋼の脱酸はＡｌのみ
でも十分であり、Ｓｉは必ずしも添加する必要はない。
Ａｌは脱酸元素として鋼に含まれ、本発明ではＡｌを添
加することにより鋼中酸素濃度を低下させて、その後の
脱硫反応を促進させる効果がある。Ａｌ量が少なすぎる
と脱硫反応が遅れ、精錬工程における処理時間が長くな
り、製造コストが高くなるので、その下限を０．０２％
とした。一方、Ａｌ量が０．０５％以上になるとＡｌ系
非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害するので、その
上限を０．０５％とした。
明する。Ｓｉは脱酸や強度向上のため添加する元素であ
るが、多く添加すると現地溶接性、ＨＡＺ靱性を劣化さ
せるので、上限を０．５％とした。鋼の脱酸はＡｌのみ
でも十分であり、Ｓｉは必ずしも添加する必要はない。
Ａｌは脱酸元素として鋼に含まれ、本発明ではＡｌを添
加することにより鋼中酸素濃度を低下させて、その後の
脱硫反応を促進させる効果がある。Ａｌ量が少なすぎる
と脱硫反応が遅れ、精錬工程における処理時間が長くな
り、製造コストが高くなるので、その下限を０．０２％
とした。一方、Ａｌ量が０．０５％以上になるとＡｌ系
非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害するので、その
上限を０．０５％とした。
【００１７】ＮはＴｉＮを形成してスラブ再加熱時およ
び溶接時のγ粒の粗大化を抑制して母材、ＨＡＺの低温
靱性を向上させる。このために必要な最小量は０．００
１％である。しかし多すぎるとスラブ表面疵や固溶Ｎに
よるＨＡＺ靱性劣化の原因となるので、その上限は０．
００５％に抑える必要がある。つぎに選択元素であるＮ
ｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，ＲＥＭを添加する理由につ
いて説明する。基本となる成分に、さらに、これらの元
素を添加する主たる目的は本発明により得られる鋼板の
優れた特徴を損なうことなく、強度・低温靱性などの特
性向上を図るためである。したがって、その添加量は自
ら制限される性質のものである。
び溶接時のγ粒の粗大化を抑制して母材、ＨＡＺの低温
靱性を向上させる。このために必要な最小量は０．００
１％である。しかし多すぎるとスラブ表面疵や固溶Ｎに
よるＨＡＺ靱性劣化の原因となるので、その上限は０．
００５％に抑える必要がある。つぎに選択元素であるＮ
ｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，ＲＥＭを添加する理由につ
いて説明する。基本となる成分に、さらに、これらの元
素を添加する主たる目的は本発明により得られる鋼板の
優れた特徴を損なうことなく、強度・低温靱性などの特
性向上を図るためである。したがって、その添加量は自
ら制限される性質のものである。
【００１８】Ｎｉを添加する目的は低炭素の本発明鋼の
強度を低温靱性や現地溶接性を劣化させることなく向上
させるためである。Ｎｉ添加はＭｎに比較して、圧延組
織（とくにスラブの中心偏析帯）中に低温靱性、耐サワ
−性に有害な硬化組織を形成することが少なく、強度を
増加させる。しかし、添加量が多すぎると経済性だけで
なく、現地溶接性やＨＡＺ靱性などを劣化させるので、
その上限を１．０％とした。Ｎｉは連続鋳造時、熱間圧
延時におけるＣｕクラックの防止にも有効である。
強度を低温靱性や現地溶接性を劣化させることなく向上
させるためである。Ｎｉ添加はＭｎに比較して、圧延組
織（とくにスラブの中心偏析帯）中に低温靱性、耐サワ
−性に有害な硬化組織を形成することが少なく、強度を
増加させる。しかし、添加量が多すぎると経済性だけで
なく、現地溶接性やＨＡＺ靱性などを劣化させるので、
その上限を１．０％とした。Ｎｉは連続鋳造時、熱間圧
延時におけるＣｕクラックの防止にも有効である。
【００１９】Ｃｕは０．１％以上でＮｉとほぼ同様にＨ
ＡＺ靱性に大きな影響をおよぼすことなく、強度・低温
靱性を向上させるほか、耐食性、耐水素誘起割れ特性の
向上にも効果がある。またＣｕ析出硬化によって強度を
大幅に増加させる。しかし過剰に添加すると析出硬化に
より母材、ＨＡＺの靱性低下や熱間圧延時にＣｕクラッ
クが生じるので、その上限を１．０％とした。ＣｒはＭ
ｎに比較してＣＣスラブにおいても中心偏析し難く、低
温靱性や耐サワ−性を損なうことなく強度を増加させる
のに有効である。この効果を発揮させるためには０．１
％以上の添加が必要である。しかし多すぎると現地溶接
性やＨＡＺ靱性を著しく劣化させる。このためＣｒ量の
上限は１．０％とした。
ＡＺ靱性に大きな影響をおよぼすことなく、強度・低温
靱性を向上させるほか、耐食性、耐水素誘起割れ特性の
向上にも効果がある。またＣｕ析出硬化によって強度を
大幅に増加させる。しかし過剰に添加すると析出硬化に
より母材、ＨＡＺの靱性低下や熱間圧延時にＣｕクラッ
クが生じるので、その上限を１．０％とした。ＣｒはＭ
ｎに比較してＣＣスラブにおいても中心偏析し難く、低
温靱性や耐サワ−性を損なうことなく強度を増加させる
のに有効である。この効果を発揮させるためには０．１
％以上の添加が必要である。しかし多すぎると現地溶接
性やＨＡＺ靱性を著しく劣化させる。このためＣｒ量の
上限は１．０％とした。
【００２０】ＭｏもＣｒと同様にＭｎに比較してＣＣス
ラブにおいても中心偏析し難く、低温靱性や耐サワ−性
を損なうことなく強度を増加させるのに有効な元素であ
る。このような効果を得るためには、Ｍｏは最低０．１
％必要である。しかし過剰なＭｏ添加はＨＡＺ靱性、現
地溶接性を劣化させるので、その上限を１．０％とし
た。ＶはほぼＮｂと同様の効果を有し、ミクロ組織の微
細化による低温靱性の向上や焼入れ性の増大、析出硬化
による高強度化などに効果がある。しかし、添加量が多
すぎると現地溶接性やＨＡＺ靱性の劣化を招くので、そ
の上限を０．１０％とした。Ｖ添加量の下限は、前述の
効果を発揮するための最小量である。ＲＥＭはＣａと同
様にＭｎＳの形態制御に効果がある。この効果を発揮さ
せるためには０．０００５％以上の添加が必要である。
また添加量が多すぎるとＲＥＭ系酸化物が増加し、耐Ｈ
ＩＣ性を劣化させるためにその上限の値を０．００５％
とした。
ラブにおいても中心偏析し難く、低温靱性や耐サワ−性
を損なうことなく強度を増加させるのに有効な元素であ
る。このような効果を得るためには、Ｍｏは最低０．１
％必要である。しかし過剰なＭｏ添加はＨＡＺ靱性、現
地溶接性を劣化させるので、その上限を１．０％とし
た。ＶはほぼＮｂと同様の効果を有し、ミクロ組織の微
細化による低温靱性の向上や焼入れ性の増大、析出硬化
による高強度化などに効果がある。しかし、添加量が多
すぎると現地溶接性やＨＡＺ靱性の劣化を招くので、そ
の上限を０．１０％とした。Ｖ添加量の下限は、前述の
効果を発揮するための最小量である。ＲＥＭはＣａと同
様にＭｎＳの形態制御に効果がある。この効果を発揮さ
せるためには０．０００５％以上の添加が必要である。
また添加量が多すぎるとＲＥＭ系酸化物が増加し、耐Ｈ
ＩＣ性を劣化させるためにその上限の値を０．００５％
とした。
【００２１】上記のような本発明により得られる鋼板に
おいて母材の低温靱性を改善するためには、さらに鋼板
製造法が適切でなければならない。このため鋼片（スラ
ブ）の再加熱、圧延、冷却条件を限定する必要がある。
まず再加熱温度を１０５０℃〜１２５０℃の範囲に限定
する。再加熱温度はＮｂ析出物を固溶させ、かつ圧延終
了温度を確保するために１０５０℃以上としなければな
らない（望ましい再加熱温度は１１５０〜１２００℃で
ある）。しかし再加熱温度が１２５０℃を超えると、γ
粒が著しく粗大化し圧延によっても完全に微細化できな
いため、優れた低温靱性が得られない。このため再加熱
温度の上限を１２５０℃とした。
おいて母材の低温靱性を改善するためには、さらに鋼板
製造法が適切でなければならない。このため鋼片（スラ
ブ）の再加熱、圧延、冷却条件を限定する必要がある。
まず再加熱温度を１０５０℃〜１２５０℃の範囲に限定
する。再加熱温度はＮｂ析出物を固溶させ、かつ圧延終
了温度を確保するために１０５０℃以上としなければな
らない（望ましい再加熱温度は１１５０〜１２００℃で
ある）。しかし再加熱温度が１２５０℃を超えると、γ
粒が著しく粗大化し圧延によっても完全に微細化できな
いため、優れた低温靱性が得られない。このため再加熱
温度の上限を１２５０℃とした。
【００２２】さらに９５０℃以下の累積圧下量を６０％
以上、圧延終了温度を７５０〜９００℃としなければな
らない（望ましくはＡｒ3 変態点以上）。これは再結晶
域圧延で微細化したγ粒を低温圧延によって延伸化し、
結晶粒の徹底的な微細化をはかって低温靱性を改善する
ためである。累積圧下量が６０％未満ではγ組織の延伸
化が不十分で、微細な結晶粒が得られない。また圧延終
了温度が９００℃以上では、たとえば累積圧下量が６０
％以上でも微細な結晶粒は達成できない。しかし圧延終
了温度が低下し、（γ＋α）２相域から水冷すると組織
の制御が困難となり、耐ＨＩＣ性や強度・低温靱性の劣
化を招くので、圧延終了温度の下限を７５０℃とした。
以上、圧延終了温度を７５０〜９００℃としなければな
らない（望ましくはＡｒ3 変態点以上）。これは再結晶
域圧延で微細化したγ粒を低温圧延によって延伸化し、
結晶粒の徹底的な微細化をはかって低温靱性を改善する
ためである。累積圧下量が６０％未満ではγ組織の延伸
化が不十分で、微細な結晶粒が得られない。また圧延終
了温度が９００℃以上では、たとえば累積圧下量が６０
％以上でも微細な結晶粒は達成できない。しかし圧延終
了温度が低下し、（γ＋α）２相域から水冷すると組織
の制御が困難となり、耐ＨＩＣ性や強度・低温靱性の劣
化を招くので、圧延終了温度の下限を７５０℃とした。
【００２３】圧延後、鋼板を加速冷却することが必須で
ある。加速冷却は中心偏析を含めたミクロ組織の改善に
有効で、低温靱性を損なわずに強度の増加、耐ＨＩＣ性
の向上を可能にする。加速冷却の条件としては圧延後、
ただちに冷却速度３〜４０℃／秒で３５０℃以上６００
℃以下の温度まで冷却、その後空冷しなければならな
い。冷却速度が遅すぎたり、冷却停止温度が高すぎると
加速冷却の効果が十分に得られず、適正なミクロ組織を
得ることができない。一方、冷却速度が大きすぎたり、
停止温度が低すぎると硬化組織が生成して低温靱性や耐
ＨＩＣ性が大幅に劣化する。
ある。加速冷却は中心偏析を含めたミクロ組織の改善に
有効で、低温靱性を損なわずに強度の増加、耐ＨＩＣ性
の向上を可能にする。加速冷却の条件としては圧延後、
ただちに冷却速度３〜４０℃／秒で３５０℃以上６００
℃以下の温度まで冷却、その後空冷しなければならな
い。冷却速度が遅すぎたり、冷却停止温度が高すぎると
加速冷却の効果が十分に得られず、適正なミクロ組織を
得ることができない。一方、冷却速度が大きすぎたり、
停止温度が低すぎると硬化組織が生成して低温靱性や耐
ＨＩＣ性が大幅に劣化する。
【００２４】なお、この鋼を製造後、焼戻し、脱水素な
どの目的でＡｃ1 変態点以下の温度で再加熱熱処理して
も本発明の特徴を損なうものではない。また省エネルギ
−などを目的としてＣＣスラブを加熱炉にホットチャ−
ジ、圧延してもよい。本発明は厚板ミルに適用すること
がもっとも好ましいが、ホットコイルにも適用できる
（この場合、圧延冷却後の鋼板は巻き取られ、冷却され
る）。また、この方法で製造した鋼板は低温靱性に優れ
ているので、寒冷地におけるパイプラインのほか圧力容
器などにも適用できる。
どの目的でＡｃ1 変態点以下の温度で再加熱熱処理して
も本発明の特徴を損なうものではない。また省エネルギ
−などを目的としてＣＣスラブを加熱炉にホットチャ−
ジ、圧延してもよい。本発明は厚板ミルに適用すること
がもっとも好ましいが、ホットコイルにも適用できる
（この場合、圧延冷却後の鋼板は巻き取られ、冷却され
る）。また、この方法で製造した鋼板は低温靱性に優れ
ているので、寒冷地におけるパイプラインのほか圧力容
器などにも適用できる。
【００２５】
【実施例】つぎに本発明の実施例について述べる。転炉
−連続鋳造−厚板工程で表１に示す種々の鋼成分の鋼板
（厚み１６〜３８ｍｍ）を表２に示す種々の製造条件に
より製造し、その強度、低温靱性、ＨＡＺ靱性および耐
ＨＩＣ性を調査し、その結果を表２に示す。本発明にし
たがって製造した鋼板（本発明鋼）はすべて良好な特性
を有する。これに対して本発明によらない比較鋼は化学
成分または鋼板製造条件が適切でなく、強度、低温靱
性、ＨＡＺ靱性、耐ＨＩＣ性のいずれかの特性が劣る。
−連続鋳造−厚板工程で表１に示す種々の鋼成分の鋼板
（厚み１６〜３８ｍｍ）を表２に示す種々の製造条件に
より製造し、その強度、低温靱性、ＨＡＺ靱性および耐
ＨＩＣ性を調査し、その結果を表２に示す。本発明にし
たがって製造した鋼板（本発明鋼）はすべて良好な特性
を有する。これに対して本発明によらない比較鋼は化学
成分または鋼板製造条件が適切でなく、強度、低温靱
性、ＨＡＺ靱性、耐ＨＩＣ性のいずれかの特性が劣る。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】鋼１３はＣ量が高すぎるため、母材・ＨＡ
Ｚ靱性、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼14はＭｎ量が高すぎるた
め、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼１５はＰ量が高すぎるため、
耐ＨＩＣ性が劣る。鋼１６はＳ量が高すぎるため、耐Ｈ
ＩＣ性が劣る。鋼１７はＮｂを含有していないため、母
材の強度、靱性が悪い。鋼１８はＴｉを含有していない
ため、母材・ＨＡＺ靱性が悪い。鋼１９はＭｇを含有し
ていないため、ＨＡＺ靱性、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼２０
はＭｇ量が高すぎるため、母材・ＨＡＺ靱性、耐ＨＩＣ
性が劣る。鋼２１はＣａが添加されていないため、かつ
硫化物の形態制御を表すＥＳＳＰ値が０となるため、耐
ＨＩＣ性が劣る。
Ｚ靱性、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼14はＭｎ量が高すぎるた
め、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼１５はＰ量が高すぎるため、
耐ＨＩＣ性が劣る。鋼１６はＳ量が高すぎるため、耐Ｈ
ＩＣ性が劣る。鋼１７はＮｂを含有していないため、母
材の強度、靱性が悪い。鋼１８はＴｉを含有していない
ため、母材・ＨＡＺ靱性が悪い。鋼１９はＭｇを含有し
ていないため、ＨＡＺ靱性、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼２０
はＭｇ量が高すぎるため、母材・ＨＡＺ靱性、耐ＨＩＣ
性が劣る。鋼２１はＣａが添加されていないため、かつ
硫化物の形態制御を表すＥＳＳＰ値が０となるため、耐
ＨＩＣ性が劣る。
【００２９】鋼２２はＥＳＳＰ値が１．０以上を満足し
ないため、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼２３はＥＳＳＰ値が
７．０以下を満足しないため、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼２
４〜鋼２８の成分は本発明鋼と同様であるが、製造条件
が適当でないために母材強度、低温靱性あるいは耐ＨＩ
Ｃ性が劣る。鋼２４はスラブ再加熱温度が低く、母材強
度が低い。鋼２５は９５０℃以下の累積圧下量が少ない
ため、低温靱性が劣る。鋼２６は圧延終了温度が低いた
め、低温靱性、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼２７は圧延後の冷
却速度が遅いため、強度が低く、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼
２８は水冷停止温度が低いため、耐ＨＩＣ性が劣る。
ないため、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼２３はＥＳＳＰ値が
７．０以下を満足しないため、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼２
４〜鋼２８の成分は本発明鋼と同様であるが、製造条件
が適当でないために母材強度、低温靱性あるいは耐ＨＩ
Ｃ性が劣る。鋼２４はスラブ再加熱温度が低く、母材強
度が低い。鋼２５は９５０℃以下の累積圧下量が少ない
ため、低温靱性が劣る。鋼２６は圧延終了温度が低いた
め、低温靱性、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼２７は圧延後の冷
却速度が遅いため、強度が低く、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼
２８は水冷停止温度が低いため、耐ＨＩＣ性が劣る。
【００３０】
【発明の効果】以上述べたように、本発明により耐サワ
−性の優れた高強度パイプライン用鋼を安価に大量生産
することが可能となった。その結果、パイプラインの安
全性が著しく向上した。
−性の優れた高強度パイプライン用鋼を安価に大量生産
することが可能となった。その結果、パイプラインの安
全性が著しく向上した。
【図面の簡単な説明】
【図１】両面潜弧溶接部からのシャルピ−試験片の採取
位置を示す図である。
位置を示す図である。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．０８％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．８〜１．５％、 Ｐ ：０．０１０％以下、 Ｓ ：０．００１％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ａｌ：０．０２〜０．０５％、 Ｍｇ：０．００５〜０．０３％、 Ｃａ：０．００１〜０．００４％、 Ｎ ：０．００１〜０．００５％、 Ｏ ：０．００１〜０．０ ０３％を含有し、 かつ、１．０≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２
５〔Ｓ〕≦７．０を満足する残部が鉄および不可避的不
純物からなる耐サワ−性に優れた高強度鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．０８％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．８〜１．５％、 Ｐ ：０．０１０％以下、 Ｓ ：０．００１％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ａｌ：０．０２〜０．０５％、 Ｍｇ：０．００５〜０．０３％、 Ｃａ：０．００１〜０．００４％、 Ｎ ：０．００１〜０．００５％、 Ｏ ：０．００１〜０．００３％に、 必要に応じて、 Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．１〜１．０％、 Ｖ：０．０１〜０．１０％、 ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％の一種または二種
以上を含有し、かつ、１．０≦〔Ｃａ〕（１−１２４
〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０を満足する残部が鉄
および不可避的不純物からなる耐サワ−性に優れた高強
度鋼板。 - 【請求項３】 重量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．０８％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．８〜１．５％、 Ｐ ：０．０１０％以下、 Ｓ ：０．００１％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ａｌ：０．０２〜０．０５％、 Ｍｇ：０．００５〜０．０３％、 Ｃａ：０．００１〜０．００４％、 Ｎ ：０．００１〜０．００５％、 Ｏ ：０．００１〜０．００３％を含有し、 かつ、１．０≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２
５〔Ｓ〕≦７．０を満足する残部が鉄および不可避的不
純物からなる鋼片を１０５０〜１２５０℃の温度範囲に
加熱して、９５０℃以下の累積圧下量６０％以上、圧延
終了温度７５０〜９００℃で圧延を行なった後、ただち
に冷却速度３〜４０℃／秒で３５０〜６００℃まで水
冷、その後放冷することを特徴とする耐サワ−性に優れ
た高強度鋼板の製造法。 - 【請求項４】 重量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．０８％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．８〜１．５％、 Ｐ ：０．０１０％以下、 Ｓ ：０．００１％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ａｌ：０．０２〜０．０５％、 Ｍｇ：０．００５〜０．０３％、 Ｃａ：０．００１〜０．００４％、 Ｎ ：０．００１〜０．００５％、 Ｏ ：０．００１〜０．００３％、 に必要に応じて、 Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．１〜１．０％、 Ｖ：０．０１〜０．１０％、 ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％の一種または二種
以上を含有し、かつ、１．０≦〔Ｃａ〕（１−１２４
〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０を満足する残部が鉄
および不可避的不純物からなる鋼片を１０５０〜１２５
０℃の温度範囲に加熱して、９５０℃以下の累積圧下量
６０％以上、圧延終了温度７５０〜９００℃で圧延を行
なった後、ただちに冷却速度３〜４０℃／秒で３５０〜
６００℃まで水冷、その後放冷することを特徴とする耐
サワ−性に優れた高強度鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14469298A JP3752078B2 (ja) | 1998-02-17 | 1998-05-26 | 耐サワ−性に優れた高強度鋼板およびその製造法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3493398 | 1998-02-17 | ||
| JP10-34933 | 1998-02-17 | ||
| JP14469298A JP3752078B2 (ja) | 1998-02-17 | 1998-05-26 | 耐サワ−性に優れた高強度鋼板およびその製造法 |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11302776A true JPH11302776A (ja) | 1999-11-02 |
| JPH11302776A5 JPH11302776A5 (ja) | 2005-07-21 |
| JP3752078B2 JP3752078B2 (ja) | 2006-03-08 |
Family
ID=26373807
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14469298A Expired - Fee Related JP3752078B2 (ja) | 1998-02-17 | 1998-05-26 | 耐サワ−性に優れた高強度鋼板およびその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3752078B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002348609A (ja) * | 2001-03-23 | 2002-12-04 | Nkk Corp | 耐ｈｉｃ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方法 |
| WO2008132882A1 (ja) * | 2007-03-01 | 2008-11-06 | Nippon Steel Corporation | 低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| EP3235921A4 (en) * | 2014-12-19 | 2018-07-25 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | Good fatigue- and crack growth-resistant steel plate and manufacturing method therefor |
-
1998
- 1998-05-26 JP JP14469298A patent/JP3752078B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002348609A (ja) * | 2001-03-23 | 2002-12-04 | Nkk Corp | 耐ｈｉｃ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼の製造方法 |
| WO2008132882A1 (ja) * | 2007-03-01 | 2008-11-06 | Nippon Steel Corporation | 低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| US8562762B2 (en) | 2007-03-01 | 2013-10-22 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High strength hot rolled steel products for line-pipes excellent in low temperature toughness and production method of the same |
| EP3235921A4 (en) * | 2014-12-19 | 2018-07-25 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | Good fatigue- and crack growth-resistant steel plate and manufacturing method therefor |
| US10920298B2 (en) | 2014-12-19 | 2021-02-16 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | Good fatigue- and crack growth-resistant steel plate and manufacturing method therefor |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3752078B2 (ja) | 2006-03-08 |
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