JP2001303191A - 溶接部ｈａｚ靱性に優れた超高強度ラインパイプ鋼管とその製造方法 - Google Patents
溶接部ｈａｚ靱性に優れた超高強度ラインパイプ鋼管とその製造方法Info
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- Y02P10/143—Reduction of greenhouse gas [GHG] emissions of methane [CH4]
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- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 低温靱性のバランスが優れ、かつ現地溶接が
容易な引張強さ９００ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００
超）の超高強度ラインパイプおよびその製造方法を提供
する。 【解決手段】 Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｔｉ：０．０
０３〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％を
含み、粒子径が０．２〜５μm のＭｇ含有酸化物を核に
して、硫化物および窒化物の一方が単独で、もしくは、
両方が複合して析出した複合粒子が、平均粒子間隔３０
〜１００μm で鋼中に含有し、かつ粒子径が０．００５
〜０．２μm 未満のＭｇ含有酸化物を核にして、硫化物
および窒化物の一方が単独で析出した０．０１〜２μm
の複合粒子を平均間隔で１０μm 以下で鋼中に含有し、
かつ、溶接熱影響部でのベイナイト・マルテンサイト分
率が８０％以上である超高強度ラインパイプ鋼管。
容易な引張強さ９００ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００
超）の超高強度ラインパイプおよびその製造方法を提供
する。 【解決手段】 Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｔｉ：０．０
０３〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％を
含み、粒子径が０．２〜５μm のＭｇ含有酸化物を核に
して、硫化物および窒化物の一方が単独で、もしくは、
両方が複合して析出した複合粒子が、平均粒子間隔３０
〜１００μm で鋼中に含有し、かつ粒子径が０．００５
〜０．２μm 未満のＭｇ含有酸化物を核にして、硫化物
および窒化物の一方が単独で析出した０．０１〜２μm
の複合粒子を平均間隔で１０μm 以下で鋼中に含有し、
かつ、溶接熱影響部でのベイナイト・マルテンサイト分
率が８０％以上である超高強度ラインパイプ鋼管。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、天然ガス・原油輸
送用ラインパイプとして広く使用できる９００ＭＰａ以
上の引張強さ（ＴＳ）を有する低温靱性の優れた超高強
度ラインパイプに関するものである。
送用ラインパイプとして広く使用できる９００ＭＰａ以
上の引張強さ（ＴＳ）を有する低温靱性の優れた超高強
度ラインパイプに関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、原油・天然ガスの長距離輸送方法
としてパイプラインの重要性がますます高まっている。
現在、長距離輸送用の幹線ラインパイプとしては米国石
油協会（ＡＰＩ）規格Ｘ６５が設計の基本になってお
り、実際の使用量も圧倒的に多い。しかし、高圧化に
よる輸送効率の向上やラインパイプの外径・重量の低
減による現地施工能率の向上のため、より高強度ライン
パイプが要望されている。これまでにＸ８０（引張強さ
６２０ＭＰａ以上）までのラインパイプの実用化がされ
ているが、さらに９００ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）
を有し、且つ低温靱性の優れた超高強度のラインパイプ
に対するニーズが強くなってきた。この強度水準の超高
強度ラインパイプでは、従来主流であるＸ６５と較べて
約２倍の圧力に耐えるため、同じサイズで約２倍のガス
を輸送することが可能になる。Ｘ６５の場合は圧力を高
めるためには肉厚を厚くする必要があり、材料費、輸送
費、現地溶接施工費が高くなってパイプライン敷設費が
大幅に上昇する。これが９００ＭＰａ以上の引張強さ
（ＴＳ）を有する低温靱性の優れた超高強度ラインパイ
プが必要とされる理由である。
としてパイプラインの重要性がますます高まっている。
現在、長距離輸送用の幹線ラインパイプとしては米国石
油協会（ＡＰＩ）規格Ｘ６５が設計の基本になってお
り、実際の使用量も圧倒的に多い。しかし、高圧化に
よる輸送効率の向上やラインパイプの外径・重量の低
減による現地施工能率の向上のため、より高強度ライン
パイプが要望されている。これまでにＸ８０（引張強さ
６２０ＭＰａ以上）までのラインパイプの実用化がされ
ているが、さらに９００ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）
を有し、且つ低温靱性の優れた超高強度のラインパイプ
に対するニーズが強くなってきた。この強度水準の超高
強度ラインパイプでは、従来主流であるＸ６５と較べて
約２倍の圧力に耐えるため、同じサイズで約２倍のガス
を輸送することが可能になる。Ｘ６５の場合は圧力を高
めるためには肉厚を厚くする必要があり、材料費、輸送
費、現地溶接施工費が高くなってパイプライン敷設費が
大幅に上昇する。これが９００ＭＰａ以上の引張強さ
（ＴＳ）を有する低温靱性の優れた超高強度ラインパイ
プが必要とされる理由である。
【０００３】現在、超高強度ラインパイプ製造法の研究
は、従来のＸ８０ラインパイプの製造技術（たとえばＮ
ＫＫ技報N Ｏ.138(1992), ＰＰ24-31 およびThe 7th Ｏ
ffＳhore Mechanics and Arctic Engineering (1988),
VolumeＶ，pp179-185)を基本に検討されているが、これ
では高々、Ｘ１００（引張強さ７６０ＭＰａ以上）ライ
ンパイプの製造が限界と考えられる。Ｘ１００を越える
超高強度ラインパイプについては、既に鋼板製造の研究
は行われている（ＰＣＴ／ＪＰ９６／００１５５、００
１５７）。しかし、このような超高強度ラインパイプで
は溶接熱影響部の靱性を確保することは難しく、この課
題が解決できないと鋼板は製造できても鋼管の製造は不
可能である。
は、従来のＸ８０ラインパイプの製造技術（たとえばＮ
ＫＫ技報N Ｏ.138(1992), ＰＰ24-31 およびThe 7th Ｏ
ffＳhore Mechanics and Arctic Engineering (1988),
VolumeＶ，pp179-185)を基本に検討されているが、これ
では高々、Ｘ１００（引張強さ７６０ＭＰａ以上）ライ
ンパイプの製造が限界と考えられる。Ｘ１００を越える
超高強度ラインパイプについては、既に鋼板製造の研究
は行われている（ＰＣＴ／ＪＰ９６／００１５５、００
１５７）。しかし、このような超高強度ラインパイプで
は溶接熱影響部の靱性を確保することは難しく、この課
題が解決できないと鋼板は製造できても鋼管の製造は不
可能である。
【０００４】９００ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）を有
する高強度になると急激に鋼管の製造が困難になる。こ
の場合、シーム溶接部も含めた目標特性を得るには特に
溶接部の低温靱性を改善し、バースト試験で管体破断さ
せなければならない。特に、溶接熱影響部の１／２ｔ部
の会合部あるいは会合部＋１ｍｍでのＶノッチシャルピ
ー吸収エネルギー( 例えば−３０℃で６４Ｊ以上) を満
足させることはかなり困難なことである( 現状では５０
Ｊ未満) 。これは溶接熱影響部の会合部から１ｍｍまで
に旧オーステナイト粒界に沿って粗大なＭＡ（島状マル
テンサイト）が存在し、これが破壊の起点となり、吸収
エネルギー値を著しく低下させている。
する高強度になると急激に鋼管の製造が困難になる。こ
の場合、シーム溶接部も含めた目標特性を得るには特に
溶接部の低温靱性を改善し、バースト試験で管体破断さ
せなければならない。特に、溶接熱影響部の１／２ｔ部
の会合部あるいは会合部＋１ｍｍでのＶノッチシャルピ
ー吸収エネルギー( 例えば−３０℃で６４Ｊ以上) を満
足させることはかなり困難なことである( 現状では５０
Ｊ未満) 。これは溶接熱影響部の会合部から１ｍｍまで
に旧オーステナイト粒界に沿って粗大なＭＡ（島状マル
テンサイト）が存在し、これが破壊の起点となり、吸収
エネルギー値を著しく低下させている。
【０００５】一般に、鋼の溶接熱影響部の低温靱性を向
上させるためにＭｇを添加することが知られている。Ｍ
ｇ添加は、従来から強脱酸剤、脱硫剤として鋼の清浄度
を高めるので溶接熱影響部の低温靱性を向上させると考
えられている。さらに、酸化物の分散を制御してＨＡＺ
靱性を向上させる技術として、特開昭５９−１９０３１
３号公報に記載されているように、Ｔｉ添加後、Ｍｇを
添加する複合添加技術が明らかになっている。しかしな
がら、その技術の目的は、Ｍｇ添加により粒内変態核で
あるＴｉ酸化物の増加を促進することであり、酸化物を
より微細に分散させてピニングにより、結晶粒の細粒化
を達成させるものではない。また、特開平１１−２６４
０４８号公報には、酸化物あるいはＴｉN あるいはＭｎ
Ｓの粒子径および分散状態を規定して溶接部靱性を向上
させた９００ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）の高強度鋼
板が開示されているが、高強度鋼管の場合には酸化物、
ＴｉN 、ＭｎＳの粒子径および分散状態以外に溶接熱影
響部での組織を規定しないと溶接熱影響部の靱性に優れ
た高強度鋼管を製造することが難しい。
上させるためにＭｇを添加することが知られている。Ｍ
ｇ添加は、従来から強脱酸剤、脱硫剤として鋼の清浄度
を高めるので溶接熱影響部の低温靱性を向上させると考
えられている。さらに、酸化物の分散を制御してＨＡＺ
靱性を向上させる技術として、特開昭５９−１９０３１
３号公報に記載されているように、Ｔｉ添加後、Ｍｇを
添加する複合添加技術が明らかになっている。しかしな
がら、その技術の目的は、Ｍｇ添加により粒内変態核で
あるＴｉ酸化物の増加を促進することであり、酸化物を
より微細に分散させてピニングにより、結晶粒の細粒化
を達成させるものではない。また、特開平１１−２６４
０４８号公報には、酸化物あるいはＴｉN あるいはＭｎ
Ｓの粒子径および分散状態を規定して溶接部靱性を向上
させた９００ＭＰａ以上の引張強さ（ＴＳ）の高強度鋼
板が開示されているが、高強度鋼管の場合には酸化物、
ＴｉN 、ＭｎＳの粒子径および分散状態以外に溶接熱影
響部での組織を規定しないと溶接熱影響部の靱性に優れ
た高強度鋼管を製造することが難しい。
【０００６】このように、パイプラインの超高強度化は
強度・低温靱性バランスを始めとして溶接熱影響部（Ｈ
ＡＺ）靱性、現地溶接性、継手軟化、バースト試験によ
る管体破断など多くの問題を抱えており、これらを克服
した画期的な超高強度ラインパイプ（Ｘ１００超）の早
期開発が要望されている。
強度・低温靱性バランスを始めとして溶接熱影響部（Ｈ
ＡＺ）靱性、現地溶接性、継手軟化、バースト試験によ
る管体破断など多くの問題を抱えており、これらを克服
した画期的な超高強度ラインパイプ（Ｘ１００超）の早
期開発が要望されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、低温靱性の
バランスが優れ、かつ現地溶接が容易な９００ＭＰａ以
上（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）の引張強度を有する超高強
度ラインパイプおよびその製造方法を提供するものであ
る。
バランスが優れ、かつ現地溶接が容易な９００ＭＰａ以
上（ＡＰＩ規格Ｘ１００超）の引張強度を有する超高強
度ラインパイプおよびその製造方法を提供するものであ
る。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、引張強さ
が900MＰa 以上で、かつ低温靱性・現地溶接性の優れた
超高強度鋼管を得るための鋼材とシーム溶接部が満足す
べき条件について鋭意研究を行い、新しい超高強度ライ
ンパイプおよびその製造方法を発明するに至った。本発
明の要旨は以下のとおりである。 （１）粒子径：０．２〜５μｍのＭｇ含有酸化物を核に
した平均粒子間隔：３０〜１００μｍの硫化物および窒
化物の単独または複合析出粒子と、粒子径：０．００５
〜０．２μｍ未満のＭｇＯまたはＭｇ含有酸化物を核に
した平均間隔：１０μｍ以下の硫化物および窒化物の単
独または複合析出粒子が混在した状態で鋼中にそれぞれ
微細分散した状態で含有し、かつ溶接熱影響部でのベイ
ナイト・マルテンサイト組織の鋼組織全体に対する比率
が８０％以上であることを特徴とする溶接ＨＡＺ靱性に
優れた９００ＭＰａ以上の引張強度を有する超高強度ラ
インパイプ鋼管。 （２）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、硫化物およ
び窒化物形成元素として、Ｔｉ：０．００３０〜０．０
５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％を基本的に含
み、粒子径：０．２〜５μｍのＭｇ含有酸化物を核にし
て、硫化物および窒化物の単独または複合して析出した
複合粒子が、平均粒子間隔：３０〜１００μｍで鋼中に
含有し、かつ粒子径：０．００５〜０．２μｍ未満のＭ
ｇＯまたはＭｇ含有酸化物を核にして、硫化物および窒
化物の単独または複合して析出した０．０１〜２μｍの
複合粒子を平均間隔で１０μｍ以下で鋼中にそれぞれ微
細分散した状態で含有し、かつ溶接熱影響部でのベイナ
イト・マルテンサイト組織の鋼組織全体に対する比率が
８０％以上であることを特徴とする溶接ＨＡＺ靱性に優
れた９００ＭＰａ以上の引張強度を有する超高強度ライ
ンパイプ鋼管。 （３）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．
０２〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｐ：≦０．０３
％、Ｓ：０．０００１〜０．０３％、Ａｌ：０．０００
５〜０．１％、Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、Ｍｇ：
０．０００１〜０．０１％、Ｏ：０．０００１〜０．０
０８％を含み、残部が鉄および不可避的不純物からな
り、粒子径が０．２〜５μm のＭｇ含有酸化物を核にし
て、硫化物および窒化物のいずれか一方の単独粒子、も
しくは、両者が複合して析出した複合粒子が、平均粒子
間隔３０〜１００μm で鋼中に含有し、かつ粒子径が
０．００５〜０．２μm 未満のＭｇＯまたはＭｇ含有酸
化物を核にして、硫化物および窒化物のいずれか一方の
単独粒子、もしくは両者が複合して析出した複合粒子が
０．０１〜２μm の平均間隔で１０μm 以下で鋼中に含
有し、かつ、溶接熱影響部でのベイナイト・マルテンサ
イト分率が８０％以上であることを特徴とする溶接部Ｈ
ＡＺ靱性に優れた９００ＭＰａ以上の引張強度を有する
超高強度ラインパイプ鋼管。 （４）さらに、０．００５〜０．１μm のＭｇ硫化物を
核にして、窒化物が析出した０．０１〜２μm の複合粒
子を平均間隔で１０μm 以下で鋼中に含有することを特
徴とする上記（３）に記載の溶接部ＨＡＺ靱性に優れた
９００ＭＰａ以上の引張強度を有する超高強度ラインパ
イプ鋼管。 （５）さらに、質量％で、Ｃu ：０．０５〜１．５％、
Ｎｉ：０．０５〜５％、Ｃr ：０．０２〜１．５％、Ｍ
ｏ：０．０２〜１．５％、V ：０．０１〜０．１％、Ｎ
ｂ：０．０００１〜０．２％、Ｚｒ：０．０００１〜
０．０５％、Ｔａ：０．０００１〜０．０５％、W ：
０．０００１〜０．００５％、B ：０．０００３〜０．
０５％のうちの１種または２種以上を含有することを特
徴とする上記（３）または（４）に記載の溶接部ＨＡＺ
靱性に優れた９００ＭＰａ以上の引張強度を有する超高
強度ラインパイプ鋼管。 （６）さらに、質量％で、Ｃa ：０．０００１〜０．０
０５％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５％、Y ：
０．０００１〜０．００５％、Ｈｆ：０．０００１〜
０．００５、Ｒｅ：０．０００１〜０．００５％のうち
の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記
（３）から（５）の何れかの項に記載の溶接部ＨＡＺ靱
性に優れた９００ＭＰａ以上の引張強度を有する超高強
度ラインパイプ鋼管。 （７）溶接熱影響部の旧オーステナイト粒径が、溶接入
熱によらず１０〜２００μm であることを特徴とする上
記（１）〜（６）の何れかの項に記載の溶接部ＨＡＺ靱
性に優れた９００ＭＰａ以上の引張強度を有する超高強
度ラインパイプ鋼管。 （８）製鋼段階において、Ｓｉ、Ｍｎを添加して弱脱酸
処理を行った後、最終含有量で０．００３〜０．０５質
量％のＴｉと、０．００５質量％以下のＡｌ、Ｍｇ、Ｃ
a のうちの何れかを順次あるいは同時に添加して溶存酸
素を５０ｐｐｍ以下とし、さらに最終含有量で０．０１
質量％以下のＭｇを添加し、これを１５２０〜１６５０
℃の温度で鋳造後、熱間圧延して鋼板を製造後、U Ｏ工
程で管状に成形し、その突き合わせ部を内外面サブマー
ジドアーク溶接し、拡管することを特徴とする上記
（１）から（７）の何れかの項に記載の溶接部ＨＡＺ靱
性に優れた９００ＭＰａ以上の引張強度を有する超高強
度ラインパイプ鋼管の製造方法。
が900MＰa 以上で、かつ低温靱性・現地溶接性の優れた
超高強度鋼管を得るための鋼材とシーム溶接部が満足す
べき条件について鋭意研究を行い、新しい超高強度ライ
ンパイプおよびその製造方法を発明するに至った。本発
明の要旨は以下のとおりである。 （１）粒子径：０．２〜５μｍのＭｇ含有酸化物を核に
した平均粒子間隔：３０〜１００μｍの硫化物および窒
化物の単独または複合析出粒子と、粒子径：０．００５
〜０．２μｍ未満のＭｇＯまたはＭｇ含有酸化物を核に
した平均間隔：１０μｍ以下の硫化物および窒化物の単
独または複合析出粒子が混在した状態で鋼中にそれぞれ
微細分散した状態で含有し、かつ溶接熱影響部でのベイ
ナイト・マルテンサイト組織の鋼組織全体に対する比率
が８０％以上であることを特徴とする溶接ＨＡＺ靱性に
優れた９００ＭＰａ以上の引張強度を有する超高強度ラ
インパイプ鋼管。 （２）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、硫化物およ
び窒化物形成元素として、Ｔｉ：０．００３０〜０．０
５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％を基本的に含
み、粒子径：０．２〜５μｍのＭｇ含有酸化物を核にし
て、硫化物および窒化物の単独または複合して析出した
複合粒子が、平均粒子間隔：３０〜１００μｍで鋼中に
含有し、かつ粒子径：０．００５〜０．２μｍ未満のＭ
ｇＯまたはＭｇ含有酸化物を核にして、硫化物および窒
化物の単独または複合して析出した０．０１〜２μｍの
複合粒子を平均間隔で１０μｍ以下で鋼中にそれぞれ微
細分散した状態で含有し、かつ溶接熱影響部でのベイナ
イト・マルテンサイト組織の鋼組織全体に対する比率が
８０％以上であることを特徴とする溶接ＨＡＺ靱性に優
れた９００ＭＰａ以上の引張強度を有する超高強度ライ
ンパイプ鋼管。 （３）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．
０２〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｐ：≦０．０３
％、Ｓ：０．０００１〜０．０３％、Ａｌ：０．０００
５〜０．１％、Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、Ｍｇ：
０．０００１〜０．０１％、Ｏ：０．０００１〜０．０
０８％を含み、残部が鉄および不可避的不純物からな
り、粒子径が０．２〜５μm のＭｇ含有酸化物を核にし
て、硫化物および窒化物のいずれか一方の単独粒子、も
しくは、両者が複合して析出した複合粒子が、平均粒子
間隔３０〜１００μm で鋼中に含有し、かつ粒子径が
０．００５〜０．２μm 未満のＭｇＯまたはＭｇ含有酸
化物を核にして、硫化物および窒化物のいずれか一方の
単独粒子、もしくは両者が複合して析出した複合粒子が
０．０１〜２μm の平均間隔で１０μm 以下で鋼中に含
有し、かつ、溶接熱影響部でのベイナイト・マルテンサ
イト分率が８０％以上であることを特徴とする溶接部Ｈ
ＡＺ靱性に優れた９００ＭＰａ以上の引張強度を有する
超高強度ラインパイプ鋼管。 （４）さらに、０．００５〜０．１μm のＭｇ硫化物を
核にして、窒化物が析出した０．０１〜２μm の複合粒
子を平均間隔で１０μm 以下で鋼中に含有することを特
徴とする上記（３）に記載の溶接部ＨＡＺ靱性に優れた
９００ＭＰａ以上の引張強度を有する超高強度ラインパ
イプ鋼管。 （５）さらに、質量％で、Ｃu ：０．０５〜１．５％、
Ｎｉ：０．０５〜５％、Ｃr ：０．０２〜１．５％、Ｍ
ｏ：０．０２〜１．５％、V ：０．０１〜０．１％、Ｎ
ｂ：０．０００１〜０．２％、Ｚｒ：０．０００１〜
０．０５％、Ｔａ：０．０００１〜０．０５％、W ：
０．０００１〜０．００５％、B ：０．０００３〜０．
０５％のうちの１種または２種以上を含有することを特
徴とする上記（３）または（４）に記載の溶接部ＨＡＺ
靱性に優れた９００ＭＰａ以上の引張強度を有する超高
強度ラインパイプ鋼管。 （６）さらに、質量％で、Ｃa ：０．０００１〜０．０
０５％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５％、Y ：
０．０００１〜０．００５％、Ｈｆ：０．０００１〜
０．００５、Ｒｅ：０．０００１〜０．００５％のうち
の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記
（３）から（５）の何れかの項に記載の溶接部ＨＡＺ靱
性に優れた９００ＭＰａ以上の引張強度を有する超高強
度ラインパイプ鋼管。 （７）溶接熱影響部の旧オーステナイト粒径が、溶接入
熱によらず１０〜２００μm であることを特徴とする上
記（１）〜（６）の何れかの項に記載の溶接部ＨＡＺ靱
性に優れた９００ＭＰａ以上の引張強度を有する超高強
度ラインパイプ鋼管。 （８）製鋼段階において、Ｓｉ、Ｍｎを添加して弱脱酸
処理を行った後、最終含有量で０．００３〜０．０５質
量％のＴｉと、０．００５質量％以下のＡｌ、Ｍｇ、Ｃ
a のうちの何れかを順次あるいは同時に添加して溶存酸
素を５０ｐｐｍ以下とし、さらに最終含有量で０．０１
質量％以下のＭｇを添加し、これを１５２０〜１６５０
℃の温度で鋳造後、熱間圧延して鋼板を製造後、U Ｏ工
程で管状に成形し、その突き合わせ部を内外面サブマー
ジドアーク溶接し、拡管することを特徴とする上記
（１）から（７）の何れかの項に記載の溶接部ＨＡＺ靱
性に優れた９００ＭＰａ以上の引張強度を有する超高強
度ラインパイプ鋼管の製造方法。
【０００９】
【発明の実施の形態】以下、本発明の内容について詳細
に説明する。本発明者らは、Ｔｉを添加し弱脱酸した溶
鋼中にＭｇを添加した場合の酸化物の状態を系統的に調
べた。その結果、Ｓｉ, Ｍｎによる脱酸後に、Ｔｉ添
加、Ｍｇ添加の順に添加した場合に、あるいはＴｉ添加
とＭｇ添加を同時に行い、さらに、平衡状態になった状
態で再度Ｍｇを添加することで、酸化物の粒子径に2 種
類のものが生成されることを見いだした。すなわち、1
つは粒子径が０．２〜５μm のＭｇ含有酸化物であり、
他は０．００５〜０．２μm の超微細なＭｇＯないしは
Ｍｇ含有酸化物である。このような酸化物の生成原因は
以下のような理由に基づくものと推定される。
に説明する。本発明者らは、Ｔｉを添加し弱脱酸した溶
鋼中にＭｇを添加した場合の酸化物の状態を系統的に調
べた。その結果、Ｓｉ, Ｍｎによる脱酸後に、Ｔｉ添
加、Ｍｇ添加の順に添加した場合に、あるいはＴｉ添加
とＭｇ添加を同時に行い、さらに、平衡状態になった状
態で再度Ｍｇを添加することで、酸化物の粒子径に2 種
類のものが生成されることを見いだした。すなわち、1
つは粒子径が０．２〜５μm のＭｇ含有酸化物であり、
他は０．００５〜０．２μm の超微細なＭｇＯないしは
Ｍｇ含有酸化物である。このような酸化物の生成原因は
以下のような理由に基づくものと推定される。
【００１０】まず、Ｔｉ添加あるいはＴｉと少量のＭｇ
同時添加により、一旦Ｔｉを主体とするミクロンサイズ
の酸化物が生成され、この状態では脱酸力の強いＭｇが
さらに添加されると既に生成されている酸化物はＭｇに
より還元されるため、最終的にミクロンサイズのＭｇを
主体とするＭｇ含有酸化物が生成されるものと思われ
る。また、この際に溶存酸素が少なくなっているにもか
かわらずＭｇがＴｉよりも脱酸力が強いために新たなＭ
ｇ単独のサブミクロンサイズの微細な酸化物も同時に生
成される。その結果、従来の添加法では達成できなかっ
た粒子数の増加とサイズの微細化が生じることとなる。
一般にミクロンサイズの酸化物に対しては5 μm 以上の
ものが多くなるほど破壊の起点になりやすく、Ｍｇ添加
を図った場合には、特開平９−１５７７８７号公報に開
示されているように、Ｍｇ量が30〜50ｐｐｍ程度が限界
とされている。しかしながら、本発明においてはこのよ
うな問題は回避され100 ｐｐｍまではＭｇの添加が可能
になる。
同時添加により、一旦Ｔｉを主体とするミクロンサイズ
の酸化物が生成され、この状態では脱酸力の強いＭｇが
さらに添加されると既に生成されている酸化物はＭｇに
より還元されるため、最終的にミクロンサイズのＭｇを
主体とするＭｇ含有酸化物が生成されるものと思われ
る。また、この際に溶存酸素が少なくなっているにもか
かわらずＭｇがＴｉよりも脱酸力が強いために新たなＭ
ｇ単独のサブミクロンサイズの微細な酸化物も同時に生
成される。その結果、従来の添加法では達成できなかっ
た粒子数の増加とサイズの微細化が生じることとなる。
一般にミクロンサイズの酸化物に対しては5 μm 以上の
ものが多くなるほど破壊の起点になりやすく、Ｍｇ添加
を図った場合には、特開平９−１５７７８７号公報に開
示されているように、Ｍｇ量が30〜50ｐｐｍ程度が限界
とされている。しかしながら、本発明においてはこのよ
うな問題は回避され100 ｐｐｍまではＭｇの添加が可能
になる。
【００１１】一方、Ｔｉ脱酸やＴｉ＋少量Ｍｇ脱酸では
弱脱酸元素あるいは少量の強脱酸元素故に溶存酸素がま
だ残っているため、その時点で再度Ｍｇが添加された場
合には前述のミクロン〜サブミクロンの酸化物だけでな
く、そのような溶存酸素とＭｇの酸化反応が穏やかに生
じるために超微細な酸化物の生成がさらに起こるものと
思われる。超微細な酸化物が生成される理由は溶存酸素
量が少なくなっていることに加えて、溶存酸素の溶鋼中
での分布が均一化されることから、酸化物のクラスター
化が抑制されたものと推定される。
弱脱酸元素あるいは少量の強脱酸元素故に溶存酸素がま
だ残っているため、その時点で再度Ｍｇが添加された場
合には前述のミクロン〜サブミクロンの酸化物だけでな
く、そのような溶存酸素とＭｇの酸化反応が穏やかに生
じるために超微細な酸化物の生成がさらに起こるものと
思われる。超微細な酸化物が生成される理由は溶存酸素
量が少なくなっていることに加えて、溶存酸素の溶鋼中
での分布が均一化されることから、酸化物のクラスター
化が抑制されたものと推定される。
【００１２】以上のように鋼中に生成された酸化物は鋳
造時あるいはその後の冷却過程や再加熱−熱間工程中に
硫化物および窒化物の核生成サイトになる。電子顕微鏡
を用いて１万倍〜１０万倍でその様子を調査した結果、
鋼中酸化物の存在状態は以下のように整理できる。な
お、酸化物の存在状態については特定倍率（例えば超微
細な酸化物の場合には１０万倍程度）で１０視野以上を
観察し、平均粒子間隔等を測定する事が望ましい。
造時あるいはその後の冷却過程や再加熱−熱間工程中に
硫化物および窒化物の核生成サイトになる。電子顕微鏡
を用いて１万倍〜１０万倍でその様子を調査した結果、
鋼中酸化物の存在状態は以下のように整理できる。な
お、酸化物の存在状態については特定倍率（例えば超微
細な酸化物の場合には１０万倍程度）で１０視野以上を
観察し、平均粒子間隔等を測定する事が望ましい。
【００１３】１）粒子径が０．２〜５．０μｍのＭｇ含
有酸化物が存在し、この酸化物を核にしてその周辺に硫
化物あるいは窒化物が析出している。酸化物−硫化物お
よび／または窒化物の複合粒子は平均粒子間隔で５０〜
１００μｍで鋼中に含有されている。 ２）粒子径が０．００５〜０．2 μｍの超微細なＭｇＯ
ないしはＭｇ含有酸化物も存在する。この酸化物を核に
して、酸化物を包含するようにもしくは周辺に析出した
硫化物および／または窒化物より構成される複合粒子は
平均粒子間隔で３０μｍ以下で鋼中に含有されている。
有酸化物が存在し、この酸化物を核にしてその周辺に硫
化物あるいは窒化物が析出している。酸化物−硫化物お
よび／または窒化物の複合粒子は平均粒子間隔で５０〜
１００μｍで鋼中に含有されている。 ２）粒子径が０．００５〜０．2 μｍの超微細なＭｇＯ
ないしはＭｇ含有酸化物も存在する。この酸化物を核に
して、酸化物を包含するようにもしくは周辺に析出した
硫化物および／または窒化物より構成される複合粒子は
平均粒子間隔で３０μｍ以下で鋼中に含有されている。
【００１４】３）粒子径が０．００５〜０．2 μｍの超
微細なＭｇＳないしはＭｇ含有硫化物も存在する。この
硫化物を核にして、もしくは周辺に析出した窒化物より
構成される複合粒子は平均粒子間隔で３０μｍ以下で鋼
中に含有されている。本発明は、上記の酸化物の存在状
態によって達成されるＨＡＺ部靱性の優れた鋼材に関す
るものであり、従来は入熱量に大きく依存していたＨＡ
Ｚ部の靱性変化を極力抑えた画期的な発明である。以下
にＨＡＺ靭性向上についてさらに言及する。
微細なＭｇＳないしはＭｇ含有硫化物も存在する。この
硫化物を核にして、もしくは周辺に析出した窒化物より
構成される複合粒子は平均粒子間隔で３０μｍ以下で鋼
中に含有されている。本発明は、上記の酸化物の存在状
態によって達成されるＨＡＺ部靱性の優れた鋼材に関す
るものであり、従来は入熱量に大きく依存していたＨＡ
Ｚ部の靱性変化を極力抑えた画期的な発明である。以下
にＨＡＺ靭性向上についてさらに言及する。
【００１５】これまで知られているように、粒内変態は
酸化物の個数が多いほど酸化物のサイズが0.3 〜5 μm
の範囲のもので、かつ硫化物と窒化物の酸化物上への析
出がある場合の方が促進される。上記１）で説明したよ
うに個数については従来に比較して１０倍以上増加して
いること、また複合析出についても確認した限りにおい
て１００％硫化物あるいは窒化物が複合的に析出してい
ることから、本発明のＭｇ含有酸化物は極めて粒内変態
能が大きくなる。
酸化物の個数が多いほど酸化物のサイズが0.3 〜5 μm
の範囲のもので、かつ硫化物と窒化物の酸化物上への析
出がある場合の方が促進される。上記１）で説明したよ
うに個数については従来に比較して１０倍以上増加して
いること、また複合析出についても確認した限りにおい
て１００％硫化物あるいは窒化物が複合的に析出してい
ることから、本発明のＭｇ含有酸化物は極めて粒内変態
能が大きくなる。
【００１６】次いで、本発明で最も重要な加熱γ粒径の
微細化について説明する。Ａｌ脱酸、Ｔｉ含有Ａｌ脱
酸、Ｍｇ脱酸をそれぞれ行った０．０５％Ｃ−２．０％
Ｍｎ鋼をベース成分とし、入熱条件を２．０ｋＪ／ｍ
ｍ、３．５ｋＪ／ｍｍに変えたときの旧γ粒径を測定し
たものである。旧γ粒径の測定は実継手の場合には、Ｈ
ＡＺ部を切断加工等により抽出した後、研磨処理を行
い、さらにナイタール腐食して得られるミクロ組織を５
０倍〜２００倍で光学顕微鏡により写真撮影（５枚以
上）し、切断法によって旧γ粒径を測定した。その結
果、Ｍｇ脱酸鋼以外では旧γ粒径が顕著に大きくなるこ
とが判明した。
微細化について説明する。Ａｌ脱酸、Ｔｉ含有Ａｌ脱
酸、Ｍｇ脱酸をそれぞれ行った０．０５％Ｃ−２．０％
Ｍｎ鋼をベース成分とし、入熱条件を２．０ｋＪ／ｍ
ｍ、３．５ｋＪ／ｍｍに変えたときの旧γ粒径を測定し
たものである。旧γ粒径の測定は実継手の場合には、Ｈ
ＡＺ部を切断加工等により抽出した後、研磨処理を行
い、さらにナイタール腐食して得られるミクロ組織を５
０倍〜２００倍で光学顕微鏡により写真撮影（５枚以
上）し、切断法によって旧γ粒径を測定した。その結
果、Ｍｇ脱酸鋼以外では旧γ粒径が顕著に大きくなるこ
とが判明した。
【００１７】旧γ粒が微細化した鋼板を電子顕微鏡で観
察した結果、０．１μm 以下の面心立方構造のＭｇＯや
Ｍｇを主構成元素とするスピネル型構造のＭIIＭIII ２
Ｏ４（II：Ｍｇ，Ｃａ，Ｆｅ，Ｍｎ等、III ：Ａｌ，Ｔ
ｉ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｖ等）粒子が多数認められ、Ｍｇ含有
酸化物−硫化物および／または窒化物［ＴｉＮ等］の複
合粒子が多数存在することがわかった。電子顕微鏡観察
において、Ｍｇ含有酸化物−硫化物あるいは窒化物粒子
間の結晶学的な方位関係を調べると、いずれも完全平行
の方位関係を持っていることも明らかになった。このこ
とは、Ｍｇの超微細酸化物が硫化物や窒化物の優先析出
サイトとして作用していることを示しており、この析出
サイトが多数存在するために、結晶粒のピニングに有効
な窒化物を増加させているものと考えられる。つまり、
入熱が小さい場合にはこれらの複合粒子がピニング粒子
として作用しているものと考えられ、さらに、超大入熱
溶接時のような高温での滞留時間が長い場合、窒化物粒
子の溶解が生じるが、本発明では、多数のＭｇＯないし
はＭｇ含有酸化物が存在しており、例え窒化物粒子が溶
解したとしても、依然として微細な酸化物粒子が存在す
るために、これらが高温でのピニング粒子として作用
し、従来鋼では決して得ることが出来なかったＨＡＺ部
における旧γの粒成長抑制が達成されたものと思われ
る。
察した結果、０．１μm 以下の面心立方構造のＭｇＯや
Ｍｇを主構成元素とするスピネル型構造のＭIIＭIII ２
Ｏ４（II：Ｍｇ，Ｃａ，Ｆｅ，Ｍｎ等、III ：Ａｌ，Ｔ
ｉ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｖ等）粒子が多数認められ、Ｍｇ含有
酸化物−硫化物および／または窒化物［ＴｉＮ等］の複
合粒子が多数存在することがわかった。電子顕微鏡観察
において、Ｍｇ含有酸化物−硫化物あるいは窒化物粒子
間の結晶学的な方位関係を調べると、いずれも完全平行
の方位関係を持っていることも明らかになった。このこ
とは、Ｍｇの超微細酸化物が硫化物や窒化物の優先析出
サイトとして作用していることを示しており、この析出
サイトが多数存在するために、結晶粒のピニングに有効
な窒化物を増加させているものと考えられる。つまり、
入熱が小さい場合にはこれらの複合粒子がピニング粒子
として作用しているものと考えられ、さらに、超大入熱
溶接時のような高温での滞留時間が長い場合、窒化物粒
子の溶解が生じるが、本発明では、多数のＭｇＯないし
はＭｇ含有酸化物が存在しており、例え窒化物粒子が溶
解したとしても、依然として微細な酸化物粒子が存在す
るために、これらが高温でのピニング粒子として作用
し、従来鋼では決して得ることが出来なかったＨＡＺ部
における旧γの粒成長抑制が達成されたものと思われ
る。
【００１８】すなわち、本発明の特徴は、顕著な粒内変
態の向上に加え、ＴｉＮなど窒化物を利用して結晶粒の
ピニングを図った従来鋼に比べ、ＭｇＯ等の酸化物を鋼
中に微細に導入することで、窒化物の析出核を創出し、
これにより窒化物の個数の増加を実現するために、窒化
物が有効な小入熱溶接ではこれらの複合粒子の存在によ
りＨＡＺ部において１０μｍ〜２００μｍ以下の旧γ粒
が得られる点にある。さらに、窒化物が溶解してしまい
従来全く靱性の改善効果が見られなかった大入熱〜超大
入熱溶接でも、酸化物単独の粒成長抑制効果により、ほ
とんどＨＡＺ部の旧γ粒径には変化が生じない。
態の向上に加え、ＴｉＮなど窒化物を利用して結晶粒の
ピニングを図った従来鋼に比べ、ＭｇＯ等の酸化物を鋼
中に微細に導入することで、窒化物の析出核を創出し、
これにより窒化物の個数の増加を実現するために、窒化
物が有効な小入熱溶接ではこれらの複合粒子の存在によ
りＨＡＺ部において１０μｍ〜２００μｍ以下の旧γ粒
が得られる点にある。さらに、窒化物が溶解してしまい
従来全く靱性の改善効果が見られなかった大入熱〜超大
入熱溶接でも、酸化物単独の粒成長抑制効果により、ほ
とんどＨＡＺ部の旧γ粒径には変化が生じない。
【００１９】本発明におけるＭｇの添加方法であるが、
上述したように、最初に、Ｓｉ、Ｍｎを添加後、まず、
Ｔｉを添加し溶鋼中の酸素量を調整した後、少量のＭｇ
を徐々に添加するか、あるいは、Ｔｉと少量のＭｇを同
時に添加した後に、最終段階で再度Ｍｇを添加する。最
適なＭｇの添加量は、Ｔｉ添加後、溶鋼中に存在する酸
素量などに依存するが、実験では、その時の酸素濃度は
Ｔｉ添加量とＭｇ添加までの時間に依存し、ＴｉとＭｇ
添加量を適正な範囲で制御すれば良い。なお、最終的な
Ｍｇ添加時の溶存酸素量は０．１〜５０ｐｐｍ程度が適
量である。最小の０．１ｐｐｍは微細なＭｇ酸化物がで
きる最小の量であり、５０ｐｐｍを超えると粗大なＭｇ
酸化物ができるようになり、ピニング力が弱くなること
からこれを限度とした。
上述したように、最初に、Ｓｉ、Ｍｎを添加後、まず、
Ｔｉを添加し溶鋼中の酸素量を調整した後、少量のＭｇ
を徐々に添加するか、あるいは、Ｔｉと少量のＭｇを同
時に添加した後に、最終段階で再度Ｍｇを添加する。最
適なＭｇの添加量は、Ｔｉ添加後、溶鋼中に存在する酸
素量などに依存するが、実験では、その時の酸素濃度は
Ｔｉ添加量とＭｇ添加までの時間に依存し、ＴｉとＭｇ
添加量を適正な範囲で制御すれば良い。なお、最終的な
Ｍｇ添加時の溶存酸素量は０．１〜５０ｐｐｍ程度が適
量である。最小の０．１ｐｐｍは微細なＭｇ酸化物がで
きる最小の量であり、５０ｐｐｍを超えると粗大なＭｇ
酸化物ができるようになり、ピニング力が弱くなること
からこれを限度とした。
【００２０】また、Ｍｇを添加する際に用いるＭｇの素
材は、Ｆｅ箔に金属Ｍｇを包む方法、Ｍｇ合金による方
法などを試みた結果、前者は、溶鋼投入の際の酸化反応
が激しく、歩留まりが低下する。従って、通常の大気圧
下で溶製する場合には比重の比較的重いＭｇ合金の添加
が好ましい。以下、本発明の成分の限定理由について述
べる。
材は、Ｆｅ箔に金属Ｍｇを包む方法、Ｍｇ合金による方
法などを試みた結果、前者は、溶鋼投入の際の酸化反応
が激しく、歩留まりが低下する。従って、通常の大気圧
下で溶製する場合には比重の比較的重いＭｇ合金の添加
が好ましい。以下、本発明の成分の限定理由について述
べる。
【００２１】Ｃ：Ｃは鋼における母材強度を向上させる
基本的な元素として欠かせない元素であり、その有効な
下限として０．０１％以上の添加が必要であるが、０．
２０％を越える過剰の添加では、鋼材の溶接性や靱性の
低下を招くので、その上限を０．２０％とした。 Ｓｉ：Ｓｉは製鋼上脱酸元素として必要な元素であり、
鋼中に０．０２％以上の添加が必要であるが、０．５％
を越えるとＨＡＺ靱性を低下させるのでそれを上限とす
る。
基本的な元素として欠かせない元素であり、その有効な
下限として０．０１％以上の添加が必要であるが、０．
２０％を越える過剰の添加では、鋼材の溶接性や靱性の
低下を招くので、その上限を０．２０％とした。 Ｓｉ：Ｓｉは製鋼上脱酸元素として必要な元素であり、
鋼中に０．０２％以上の添加が必要であるが、０．５％
を越えるとＨＡＺ靱性を低下させるのでそれを上限とす
る。
【００２２】Ｍｎ：Ｍｎは、母材の強度および靱性の確
保に必要な元素であるが、３．０％を越えるとＨＡＺ靱
性を著しく阻害するが、逆に０．３％未満では、母材の
強度確保が困難になるために、その範囲を０．３〜３．
０％とする。 Ｐ：Ｐは鋼の靱性に影響を与える元素であり、０．０３
％を越えて含有すると鋼材の母材だけでなくＨＡＺの靱
性を著しく阻害するのでその含有される上限を０．０３
％とした。
保に必要な元素であるが、３．０％を越えるとＨＡＺ靱
性を著しく阻害するが、逆に０．３％未満では、母材の
強度確保が困難になるために、その範囲を０．３〜３．
０％とする。 Ｐ：Ｐは鋼の靱性に影響を与える元素であり、０．０３
％を越えて含有すると鋼材の母材だけでなくＨＡＺの靱
性を著しく阻害するのでその含有される上限を０．０３
％とした。
【００２３】Ｓ：Ｓは０．０３０％を越えて過剰に添加
されると粗大な硫化物の生成の原因となり、靱性を阻害
するが、その含有量が０．０００１％未満になると、粒
内フェライトの生成に有効なＭｎＳ等の硫化物生成量が
著しく低下するために、０．０００１〜０．０３０％を
その範囲とする。 Ａｌ：Ａｌは通常脱酸材として添加されるが、本発明に
おいては、０．０５％越えて添加されるとＭｇの添加の
効果を阻害するために、これを上限とする。また、安定
にＭIIＭIII ２Ｏ４を生成するためには０．０００５％
は必要であり、これを下限とした。
されると粗大な硫化物の生成の原因となり、靱性を阻害
するが、その含有量が０．０００１％未満になると、粒
内フェライトの生成に有効なＭｎＳ等の硫化物生成量が
著しく低下するために、０．０００１〜０．０３０％を
その範囲とする。 Ａｌ：Ａｌは通常脱酸材として添加されるが、本発明に
おいては、０．０５％越えて添加されるとＭｇの添加の
効果を阻害するために、これを上限とする。また、安定
にＭIIＭIII ２Ｏ４を生成するためには０．０００５％
は必要であり、これを下限とした。
【００２４】Ｔｉ：Ｔｉは、脱酸材として、さらには窒
化物形成元素としてし結晶粒の細粒化に効果を発揮する
元素であるが、多量の添加は炭化物の形成による靱性の
著しい低下をもたらすために、その上限を０．０５０％
にする必要があるが、所定の効果を得るためには０．０
０３％以上の添加が必要であり、その範囲を０．００３
〜０．０５０％とする。
化物形成元素としてし結晶粒の細粒化に効果を発揮する
元素であるが、多量の添加は炭化物の形成による靱性の
著しい低下をもたらすために、その上限を０．０５０％
にする必要があるが、所定の効果を得るためには０．０
０３％以上の添加が必要であり、その範囲を０．００３
〜０．０５０％とする。
【００２５】Ｍｇ：Ｍｇは本発明の主たる合金元素であ
り、主に脱酸材として添加されるが、０．０１０％を越
えて添加されると、粗大な酸化物が生成し易くなり、母
材およびＨＡＺ靱性の低下をもたらす。しかしながら、
０．０００１％未満の添加では、粒内変態およびピニン
グ粒子として必要な酸化物の生成が十分に期待できなく
なるため、その添加範囲を０．０００１〜０．０１０％
と限定する。
り、主に脱酸材として添加されるが、０．０１０％を越
えて添加されると、粗大な酸化物が生成し易くなり、母
材およびＨＡＺ靱性の低下をもたらす。しかしながら、
０．０００１％未満の添加では、粒内変態およびピニン
グ粒子として必要な酸化物の生成が十分に期待できなく
なるため、その添加範囲を０．０００１〜０．０１０％
と限定する。
【００２６】Ｏ：ＯはＭｇ含有酸化物を生成させるため
の必須元素である。鋼中に最終的に残存する酸素量とし
ては、０．０００１％未満では酸化物の個数が十分とは
ならないために、０．０００１％を下限値とする。一
方、０．００８０％を超えて残存した場合は、粗大な酸
化物が多くなり、母材およびＨＡＺ靭性の低下をもたら
す。従って、上限値を０．００８０％とした。
の必須元素である。鋼中に最終的に残存する酸素量とし
ては、０．０００１％未満では酸化物の個数が十分とは
ならないために、０．０００１％を下限値とする。一
方、０．００８０％を超えて残存した場合は、粗大な酸
化物が多くなり、母材およびＨＡＺ靭性の低下をもたら
す。従って、上限値を０．００８０％とした。
【００２７】なお、本発明においては、強度および靱性
を改善する元素として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭＯ、Ｖ、
Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｂの中で、１種または２種以上の元
素を添加することができる。 Ｃｕ：Ｃｕは、靱性を低下させずに強度の上昇に有効な
元素であるが、０．０５％未満では効果がなく、１．５
％を越えると鋼片加熱時や溶接時に割れを生じやすくす
る。従って、その含有量を０．０５〜１．５％以下とす
る。
を改善する元素として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭＯ、Ｖ、
Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｂの中で、１種または２種以上の元
素を添加することができる。 Ｃｕ：Ｃｕは、靱性を低下させずに強度の上昇に有効な
元素であるが、０．０５％未満では効果がなく、１．５
％を越えると鋼片加熱時や溶接時に割れを生じやすくす
る。従って、その含有量を０．０５〜１．５％以下とす
る。
【００２８】Ｎｉ：Ｎｉは、靱性および強度の改善に有
効な元素であり、その効果を得るためには０．０５％以
上の添加が必要であるが、５．０％以上の添加では溶接
性が低下するために、その上限を５．０％とする。 Ｃｒ：Ｃｒは析出強化による鋼の強度を向上させるため
に、０．０２％以上の添加が有効であるが、多量に添加
すると、焼入れ性を上昇させ、ベイナイト組織を生じさ
せ、靱性を低下させる。従って、その上限を１．５％と
する。
効な元素であり、その効果を得るためには０．０５％以
上の添加が必要であるが、５．０％以上の添加では溶接
性が低下するために、その上限を５．０％とする。 Ｃｒ：Ｃｒは析出強化による鋼の強度を向上させるため
に、０．０２％以上の添加が有効であるが、多量に添加
すると、焼入れ性を上昇させ、ベイナイト組織を生じさ
せ、靱性を低下させる。従って、その上限を１．５％と
する。
【００２９】Ｍｏ：Ｍｏは、焼入れ性を向上させると同
時に、炭窒化物を形成し強度を改善する元素であり、そ
の効果を得るためには、０．０２％以上の添加が必要に
なるが、１．５０％を越えた多量の添加は必要以上の強
化とともに、靱性の著しい低下をもたらすために、その
範囲を０．０２〜１．５０％以下とする。 Ｖ：Ｖは、炭化物、窒化物を形成し強度の向上に効果が
ある元素であるが、０．０１％以下の添加ではその効果
がなく、０．１０％を越える添加では、逆に靱性の低下
を招くために、その範囲を０．０１〜０．１０％以下と
する。
時に、炭窒化物を形成し強度を改善する元素であり、そ
の効果を得るためには、０．０２％以上の添加が必要に
なるが、１．５０％を越えた多量の添加は必要以上の強
化とともに、靱性の著しい低下をもたらすために、その
範囲を０．０２〜１．５０％以下とする。 Ｖ：Ｖは、炭化物、窒化物を形成し強度の向上に効果が
ある元素であるが、０．０１％以下の添加ではその効果
がなく、０．１０％を越える添加では、逆に靱性の低下
を招くために、その範囲を０．０１〜０．１０％以下と
する。
【００３０】Ｎｂ：Ｎｂは、炭化物、窒化物を形成し強
度の向上に効果がある元素であるが、０．０００１％以
下の添加ではその効果がなく、０．２０％を越える添加
では、靱性の低下を招くために、その範囲を０．０００
１〜０．２０％以下とする。Ｚｒ、Ｔａ：ＺｒとＴａも
Ｎｂと同様に炭化物、窒化物を形成し強度の向上に効果
がある元素であるが、０．０００１％以下の添加ではそ
の効果がなく、０．０５０％を越える添加では、逆に靱
性の低下を招くために、その範囲を０．０００１〜０．
０５０％以下とする。
度の向上に効果がある元素であるが、０．０００１％以
下の添加ではその効果がなく、０．２０％を越える添加
では、靱性の低下を招くために、その範囲を０．０００
１〜０．２０％以下とする。Ｚｒ、Ｔａ：ＺｒとＴａも
Ｎｂと同様に炭化物、窒化物を形成し強度の向上に効果
がある元素であるが、０．０００１％以下の添加ではそ
の効果がなく、０．０５０％を越える添加では、逆に靱
性の低下を招くために、その範囲を０．０００１〜０．
０５０％以下とする。
【００３１】Ｂ：Ｂは一般に、固溶すると焼入れ性を増
加させるが、またＢＮとして固溶Ｎを低下させ、溶接熱
影響部の靱性を向上させる元素である。従って、０．０
００３％以上の添加でその効果を利用できるが、過剰の
添加は、靱性の低下を招くために、その上限を０．０５
０％とする。Ｃａ，ＲＥＭ、Y 、Ｈｆ、W 、Ｒｅ：Ｃａ
およびＲＥＭ、Y 、Ｈｆ、Ｗ，Ｒｅは硫化物を生成する
ことにより伸長ＭｎＳの生成を抑制し、鋼材の板厚方向
の特性、特に耐ラメラティアー性を改善する。Ｃａ、Ｒ
ＥＭ、Y 、Ｈｆ、Ｗ，Ｒｅはともに０．０００５％未満
では、この効果が得られないので下限値を０．０００５
％にした。逆に、０．００５０％を越えると、Ｃａ及び
ＲＥＭ、Y 、Ｈｆ、Ｗ，Ｒｅの酸化物個数が増加し、超
微細なＭｇ含有酸化物の個数が低下するため、その上限
を０．００５０％とする。
加させるが、またＢＮとして固溶Ｎを低下させ、溶接熱
影響部の靱性を向上させる元素である。従って、０．０
００３％以上の添加でその効果を利用できるが、過剰の
添加は、靱性の低下を招くために、その上限を０．０５
０％とする。Ｃａ，ＲＥＭ、Y 、Ｈｆ、W 、Ｒｅ：Ｃａ
およびＲＥＭ、Y 、Ｈｆ、Ｗ，Ｒｅは硫化物を生成する
ことにより伸長ＭｎＳの生成を抑制し、鋼材の板厚方向
の特性、特に耐ラメラティアー性を改善する。Ｃａ、Ｒ
ＥＭ、Y 、Ｈｆ、Ｗ，Ｒｅはともに０．０００５％未満
では、この効果が得られないので下限値を０．０００５
％にした。逆に、０．００５０％を越えると、Ｃａ及び
ＲＥＭ、Y 、Ｈｆ、Ｗ，Ｒｅの酸化物個数が増加し、超
微細なＭｇ含有酸化物の個数が低下するため、その上限
を０．００５０％とする。
【００３２】上記の成分を含有する鋼は、製鋼工程で溶
製後、連続鋳造などをへてスラブ加熱、圧延を施され厚
板とされる。この場合、圧延方法と加熱冷却方法および
熱処理方法においては、当該分野のおいて従来から適用
されている方法を用いてもＨＡＺ靱性に関しては、何ら
差し支えがない。特に、母材の粒径が小さければ小さい
程、ＨＡＺ部との粒径差が大きくなることから、本発明
によるＨＡＺ旧γ粒径の微細化はＨＡＺ靭性だけでなく
硬度マッチングなどを考慮する必要がある場合にはます
ます効力を発揮する。しかしながら、発明者らの実験に
よれば、ＨＡＺの粒径が１０〜２００μm の範囲に存在
したとしても、組織が上部ベイナイトであってはＨＡＺ
靱性が劣化することが判明している。ＨＡＺ靱性を良好
にするには、ＨＡＺ組織を擬似上部ベイナイト、粒内ベ
イナイトおよび下部ベイナイト、マルテンサイトの分率
を８０％以上にしなければならない。ここで、上部ベイ
ナイトはラスの界面に炭化物が析出するのに対して、擬
似上部ベイナイトはラスの界面に炭化物が生成しないも
のをいう。粒内ベイナイトは介在物を核にして生成した
ベイナイトのことをいう。下部ベイナイトはラスの中に
炭化物が析出する。マルテンサイトはラス界面、ラス内
に炭化物が生成していないものである。従って、ここで
言うベイナイトとは擬似上部ベイナイト、粒内ベイナイ
トおよび下部ベイナイトのことを言う。
製後、連続鋳造などをへてスラブ加熱、圧延を施され厚
板とされる。この場合、圧延方法と加熱冷却方法および
熱処理方法においては、当該分野のおいて従来から適用
されている方法を用いてもＨＡＺ靱性に関しては、何ら
差し支えがない。特に、母材の粒径が小さければ小さい
程、ＨＡＺ部との粒径差が大きくなることから、本発明
によるＨＡＺ旧γ粒径の微細化はＨＡＺ靭性だけでなく
硬度マッチングなどを考慮する必要がある場合にはます
ます効力を発揮する。しかしながら、発明者らの実験に
よれば、ＨＡＺの粒径が１０〜２００μm の範囲に存在
したとしても、組織が上部ベイナイトであってはＨＡＺ
靱性が劣化することが判明している。ＨＡＺ靱性を良好
にするには、ＨＡＺ組織を擬似上部ベイナイト、粒内ベ
イナイトおよび下部ベイナイト、マルテンサイトの分率
を８０％以上にしなければならない。ここで、上部ベイ
ナイトはラスの界面に炭化物が析出するのに対して、擬
似上部ベイナイトはラスの界面に炭化物が生成しないも
のをいう。粒内ベイナイトは介在物を核にして生成した
ベイナイトのことをいう。下部ベイナイトはラスの中に
炭化物が析出する。マルテンサイトはラス界面、ラス内
に炭化物が生成していないものである。従って、ここで
言うベイナイトとは擬似上部ベイナイト、粒内ベイナイ
トおよび下部ベイナイトのことを言う。
【００３３】また、鋼管の製造方法としては引張り強度
が９００ＭＰａ以上を有する鋼板をU 形次いでＯ形に成
形するU Ｏ工程で製管し、突き合わせ部を仮付け溶接し
た後に、内外面からサブマージドアーク溶接を行い、そ
の後拡管を行って鋼管とするものである。溶接条件につ
いては両面を1 パス溶接で十分な溶け込みを確保するた
めには入熱の増加と共に溶接速度をある速度以上にする
必要があり、１〜3 ｍ／分程度が適切な範囲である。１
ｍ／分未満の溶接はラインパイプのシーム溶接としては
非効率であり、３ｍ／分を越える拘束溶接ではビード形
状が安定しない。入熱は０．５〜１０ｋＪ／ｍｍが望ま
しい範囲である。入熱が小さすぎると溶け込みが不十分
であり、大きすぎると溶接熱影響部の組織が上部ベイナ
イト組織になるために靱性も低下する。
が９００ＭＰａ以上を有する鋼板をU 形次いでＯ形に成
形するU Ｏ工程で製管し、突き合わせ部を仮付け溶接し
た後に、内外面からサブマージドアーク溶接を行い、そ
の後拡管を行って鋼管とするものである。溶接条件につ
いては両面を1 パス溶接で十分な溶け込みを確保するた
めには入熱の増加と共に溶接速度をある速度以上にする
必要があり、１〜3 ｍ／分程度が適切な範囲である。１
ｍ／分未満の溶接はラインパイプのシーム溶接としては
非効率であり、３ｍ／分を越える拘束溶接ではビード形
状が安定しない。入熱は０．５〜１０ｋＪ／ｍｍが望ま
しい範囲である。入熱が小さすぎると溶け込みが不十分
であり、大きすぎると溶接熱影響部の組織が上部ベイナ
イト組織になるために靱性も低下する。
【００３４】
【実施例】次に、本発明の実施例について述べる。表１
の化学成分を有する240mm の厚みを有するスラブまたは
鋼塊を1100℃に加熱した後に80mmまで950 ℃以上の温度
で熱間圧延を行う。さらに16mm厚まで880℃から800 ℃
の温度範囲で熱間圧延を行い、750 ℃で水冷を開始し、
400 ℃の温度で水冷を停止させた。その後、溶接入熱が
2.0 ｋＪ／ｍｍの小入熱および3.5ｋＪ／ｍｍの中入熱
溶接を付与し、旧γ粒径を測定するとともに、ＨＡＺ靭
性（試験片採取位置はFL+1mm）を評価した。鋼１〜２２
は本発明の例を示す。表２から明らかなように、これら
の鋼板はいずれの入熱ともすべて70μｍ以下の旧γ粒径
を示しており、すべて-30 ℃シャルピー吸収エネルギー
は84J を超える高い靭性値を示している。それに対し、
鋼２３〜３５は本発明方法から逸脱した比較例を示す。
すなわち、鋼２３、２４、２５、２６、２７、２９、３
０、３３、３４、３５は基本成分あるいは選択元素の内
いずれかの元素が、発明の用件を越えて添加されている
例であり、本発明の重要な部分である酸化物個数の要件
は満たしているものの靱性劣化要因となる元素が過剰に
添加された事により小入熱および超大入熱ＨＡＺ靱性の
劣化が助長されたものである。鋼２８、３１ではＡｌと
Ｔｉが下限値より小さい場合に相当し、旧γ粒径は粗大
化しており、両入熱とも靱性値は低い。また、鋼３２は
Ｍｇが無添加であり、吸収エネルギ―は低い。以上の比
較例ではいずれもＨＡＺ靱性は低いレベルにあることが
分かる。なお、比較鋼の３３と３４に示すように、微細
な酸化物が多く存在していることから粒径が小さいにも
関わらず靱性劣化が大きくなっているのは過剰のＭｇあ
るいはＯが添加された事に起因しており、５μｍ以上の
粗大な粒子が増大したためである。鋼36は溶接熱影響部
のベイナイト・マルテンサイト分率が８０％に満たない
ために、ＨＡＺ靱性が劣化している。
の化学成分を有する240mm の厚みを有するスラブまたは
鋼塊を1100℃に加熱した後に80mmまで950 ℃以上の温度
で熱間圧延を行う。さらに16mm厚まで880℃から800 ℃
の温度範囲で熱間圧延を行い、750 ℃で水冷を開始し、
400 ℃の温度で水冷を停止させた。その後、溶接入熱が
2.0 ｋＪ／ｍｍの小入熱および3.5ｋＪ／ｍｍの中入熱
溶接を付与し、旧γ粒径を測定するとともに、ＨＡＺ靭
性（試験片採取位置はFL+1mm）を評価した。鋼１〜２２
は本発明の例を示す。表２から明らかなように、これら
の鋼板はいずれの入熱ともすべて70μｍ以下の旧γ粒径
を示しており、すべて-30 ℃シャルピー吸収エネルギー
は84J を超える高い靭性値を示している。それに対し、
鋼２３〜３５は本発明方法から逸脱した比較例を示す。
すなわち、鋼２３、２４、２５、２６、２７、２９、３
０、３３、３４、３５は基本成分あるいは選択元素の内
いずれかの元素が、発明の用件を越えて添加されている
例であり、本発明の重要な部分である酸化物個数の要件
は満たしているものの靱性劣化要因となる元素が過剰に
添加された事により小入熱および超大入熱ＨＡＺ靱性の
劣化が助長されたものである。鋼２８、３１ではＡｌと
Ｔｉが下限値より小さい場合に相当し、旧γ粒径は粗大
化しており、両入熱とも靱性値は低い。また、鋼３２は
Ｍｇが無添加であり、吸収エネルギ―は低い。以上の比
較例ではいずれもＨＡＺ靱性は低いレベルにあることが
分かる。なお、比較鋼の３３と３４に示すように、微細
な酸化物が多く存在していることから粒径が小さいにも
関わらず靱性劣化が大きくなっているのは過剰のＭｇあ
るいはＯが添加された事に起因しており、５μｍ以上の
粗大な粒子が増大したためである。鋼36は溶接熱影響部
のベイナイト・マルテンサイト分率が８０％に満たない
ために、ＨＡＺ靱性が劣化している。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】
【表３】
【００３８】
【表４】
【００３９】
【発明の効果】本発明の化学成分および製造方法に限定
し、Ｔｉ添加後にＭｇを適切に添加、あるいはＴｉとＭ
ｇの同時添加後にＭｇを適切に添加することで、溶接入
熱に関わらずＨＡＺの旧γ粒の粒成長を抑制することが
でき、この効果によりＨＡＺ靱性を広い入熱範囲で向上
させることが可能である。その結果、ラインパイプに対
する安全性が大幅に向上する。
し、Ｔｉ添加後にＭｇを適切に添加、あるいはＴｉとＭ
ｇの同時添加後にＭｇを適切に添加することで、溶接入
熱に関わらずＨＡＺの旧γ粒の粒成長を抑制することが
でき、この効果によりＨＡＺ靱性を広い入熱範囲で向上
させることが可能である。その結果、ラインパイプに対
する安全性が大幅に向上する。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58
Claims (8)
- 【請求項１】 粒子径：０．２〜５μｍのＭｇ含有酸化
物を核にした平均粒子間隔：３０〜１００μｍの硫化物
および窒化物の単独または複合析出粒子と、粒子径：
０．００５〜０．２μｍ未満のＭｇＯまたはＭｇ含有酸
化物を核にした平均間隔：１０μｍ以下の硫化物および
窒化物の単独または複合析出粒子が混在した状態で鋼中
にそれぞれ微細分散した状態で含有し、かつ溶接熱影響
部でのベイナイト・マルテンサイト組織の鋼組織全体に
対する比率が８０％以上であることを特徴とする溶接Ｈ
ＡＺ靱性に優れた９００ＭＰａ以上の引張強度を有する
超高強度ラインパイプ鋼管。 - 【請求項２】 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、硫
化物および窒化物形成元素として、Ｔｉ：０．００３０
〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％を基本
的に含み、粒子径：０．２〜５μｍのＭｇ含有酸化物を
核にして、硫化物および窒化物の単独または複合して析
出した複合粒子が、平均粒子間隔：３０〜１００μｍで
鋼中に含有し、かつ粒子径：０．００５〜０．２μｍ未
満のＭｇＯまたはＭｇ含有酸化物を核にして、硫化物お
よび窒化物の単独または複合して析出した０．０１〜２
μｍの複合粒子を平均間隔で１０μｍ以下で鋼中にそれ
ぞれ微細分散した状態で含有し、かつ溶接熱影響部での
ベイナイト・マルテンサイト組織の鋼組織全体に対する
比率が８０％以上であることを特徴とする溶接ＨＡＺ靱
性に優れた９００ＭＰａ以上の引張強度を有する超高強
度ラインパイプ鋼管。 - 【請求項３】 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｐ：≦
０．０３％、Ｓ：０．０００１〜０．０３％、Ａｌ：
０．０００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００３〜０．０５
％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｏ：０．０００
１〜０．００８％を含み、残部鉄および不可避的不純物
からなり、粒子径が０．２〜５μm のＭｇ含有酸化物を
核にして、硫化物および窒化物のいずれか一方の単独粒
子、もしくは、両者が複合して析出した複合粒子が、平
均粒子間隔３０〜１００μm で鋼中に含有し、かつ粒子
径が０．００５〜０．２μm 未満のＭｇＯまたはＭｇ含
有酸化物を核にして、硫化物および窒化物のいずれか一
方の単独粒子、もしくは両者が複合して析出した複合粒
子が０．０１〜２μm で平均間隔で１０μm 以下で鋼中
に含有し、かつ、溶接熱影響部でのベイナイト・マルテ
ンサイト分率が８０％以上であることを特徴とする溶接
部ＨＡＺ靱性に優れた超高強度ラインパイプ鋼管。 - 【請求項４】 さらに、０．００５〜０．１μm のＭｇ
硫化物を核にして、窒化物が析出した０．０１〜２μm
の複合粒子を平均間隔で１０μm 以下で鋼中に含有する
ことを特徴とする請求項３に記載の溶接部ＨＡＺ靱性に
優れた９００ＭＰａ以上の引張強度を有する超高強度ラ
インパイプ鋼管。 - 【請求項５】 さらに、質量％で、Ｃu ：０．０５〜
１．５％、Ｎｉ：０．０５〜５％、Ｃr ：０．０２〜
１．５％、Ｍｏ：０．０２〜１．５％、V ：０．０１〜
０．１％、Ｎｂ：０．０００１〜０．２％、Ｚｒ：０．
０００１〜０．０５％、Ｔａ：０．０００１〜０．０５
％、W ：０．０００１〜０．００５％、B：０．０００
３〜０．０５％のうちの１種または２種以上を含有する
ことを特徴とする請求項３または４記載の溶接部ＨＡＺ
靱性に優れた９００ＭＰａ以上の引張強度を有する超高
強度ラインパイプ鋼管。 - 【請求項６】 さらに、質量％で、Ｃa ：０．０００１
〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．００５
％、Y ：０．０００１〜０．００５％、Ｈｆ：０．００
０１〜０．００５、Ｒｅ：０．０００１〜０．００５％
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とす
る請求項１〜３の何れかの項に記載の溶接部ＨＡＺ靱性
に優れた９００ＭＰａ以上の引張強度を有する超高強度
ラインパイプ鋼管。 - 【請求項７】 溶接熱影響部の旧オーステナイト粒径
が、溶接入熱によらず１０〜２００μm であることを特
徴とする請求項１〜６の何れかの項に記載の溶接部ＨＡ
Ｚ靱性に優れた９００ＭＰａ以上の引張強度を有する超
高強度ラインパイプ鋼管。 - 【請求項８】 製鋼段階において、Ｓｉ、Ｍｎを添加し
て弱脱酸処理を行った後、最終含有量で０．００３〜
０．０５質量％のＴｉと、０．００５質量％以下のＡ
ｌ、Ｍｇ、Ｃa のうちの何れかを順次あるいは同時に添
加して溶存酸素を５０ｐｐｍ以下とし、さらに最終含有
量で０．０１質量％以下のＭｇを添加し、これを１５２
０〜１６５０℃の温度で鋳造後、熱間圧延して鋼板を製
造後、U Ｏ工程で管状に成形し、その突き合わせ部を内
外面サブマージドアーク溶接し、拡管することを特徴と
する請求項１〜７の何れかの項に記載の溶接部ＨＡＺ靱
性に優れた９００ＭＰａ以上の引張強度を有する超高強
度ラインパイプ鋼管の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000118463A JP2001303191A (ja) | 2000-04-19 | 2000-04-19 | 溶接部ｈａｚ靱性に優れた超高強度ラインパイプ鋼管とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000118463A JP2001303191A (ja) | 2000-04-19 | 2000-04-19 | 溶接部ｈａｚ靱性に優れた超高強度ラインパイプ鋼管とその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001303191A true JP2001303191A (ja) | 2001-10-31 |
Family
ID=18629594
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000118463A Withdrawn JP2001303191A (ja) | 2000-04-19 | 2000-04-19 | 溶接部ｈａｚ靱性に優れた超高強度ラインパイプ鋼管とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001303191A (ja) |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005105322A (ja) * | 2003-09-29 | 2005-04-21 | Kobe Steel Ltd | 大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板とその製造方法 |
| JP2006328523A (ja) * | 2005-04-26 | 2006-12-07 | Nippon Steel Corp | 低温用高強度鋼管 |
| WO2007136019A1 (ja) | 2006-05-24 | 2007-11-29 | Nippon Steel Corporation | 耐歪時効性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及び高強度ラインパイプ用鋼板並びにそれらの製造方法 |
| WO2008004680A1 (fr) | 2006-07-04 | 2008-01-10 | Nippon Steel Corporation | TUYAU EN ACIER à haute résistance prÉsentant UNE EXCELLENTe DURETé à BASSE TEMPéRATURE POUR TUYAU DE REVêTEMENT, tôle en ACIER à haute résistance POUR TUYAU DE REVêTEMENT ET PROCÉDÉ POUR LES FABRIQUER |
| JP2008108075A (ja) * | 2006-10-25 | 2008-05-08 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | タスク切替え制御方法及びコンピュータシステム |
| CN100434562C (zh) * | 2005-11-30 | 2008-11-19 | 鞍钢股份有限公司 | 含Cr高强度管线钢热轧平板及其生产方法 |
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| CN103233185A (zh) * | 2013-05-10 | 2013-08-07 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种x100管线用钢及其生产方法 |
| CN108103410A (zh) * | 2018-03-05 | 2018-06-01 | 石英楠 | 一种屈服强度≥910MPa的管线钢及其制备方法 |
-
2000
- 2000-04-19 JP JP2000118463A patent/JP2001303191A/ja not_active Withdrawn
Cited By (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| US8764918B2 (en) | 2006-07-04 | 2014-07-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High strength steel pipe for line pipe superior in low temperature toughness and high strength steel plate for line pipe and methods of production of the same |
| WO2008004680A1 (fr) | 2006-07-04 | 2008-01-10 | Nippon Steel Corporation | TUYAU EN ACIER à haute résistance prÉsentant UNE EXCELLENTe DURETé à BASSE TEMPéRATURE POUR TUYAU DE REVêTEMENT, tôle en ACIER à haute résistance POUR TUYAU DE REVêTEMENT ET PROCÉDÉ POUR LES FABRIQUER |
| US9719615B2 (en) | 2006-07-04 | 2017-08-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High strength steel pipe for line pipe superior in low temperature toughness and high strength steel plate for line pipe and methods of production of the same |
| JP2008108075A (ja) * | 2006-10-25 | 2008-05-08 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | タスク切替え制御方法及びコンピュータシステム |
| EP2105513A4 (en) * | 2006-12-04 | 2011-06-29 | Nippon Steel Corp | WELDED STEEL PIPE HAVING EXCELLENT LOW TEMPERATURE RESISTANCE FOR HIGH STRENGTH THIN WALL PIPE PIPE AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME |
| US8084144B2 (en) | 2006-12-04 | 2011-12-27 | Nippon Steel Corporation | High strength thick welded steel pipe for line pipe superior in low temperature toughness and method of production of the same |
| EP2105513A1 (en) * | 2006-12-04 | 2009-09-30 | Nippon Steel Corporation | Weld steel pipe with excellent low-temperature toughness for high-strength thick-walled line pipe and process for producing the same |
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