JP2004143499A - 耐座屈特性に優れた高強度鋼管およびその製造方法 - Google Patents
耐座屈特性に優れた高強度鋼管およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2004143499A JP2004143499A JP2002308183A JP2002308183A JP2004143499A JP 2004143499 A JP2004143499 A JP 2004143499A JP 2002308183 A JP2002308183 A JP 2002308183A JP 2002308183 A JP2002308183 A JP 2002308183A JP 2004143499 A JP2004143499 A JP 2004143499A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel pipe
- temperature
- strength steel
- buckling resistance
- 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.)
- Granted
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
Abstract
【解決手段】平均結晶粒径が10μm以下、面積率が70〜90%のフェライトを含むミクロ組織を有し、X線解析による残留オーステナイト量が体積分率で5〜15%であることを特徴とする耐座屈特性に優れた高強度鋼管。Ar3以上900℃以下で累積圧下量が65%以上の仕上げ圧延を行い、Ar3以上の温度から5℃/s以上で冷却し、Ts−50[℃]〜Ts+100[℃]の範囲で3〜300s保持した後、20℃/s以上で350〜450℃の温度まで冷却する製造方法。ただし、Tsは、各元素の単位を質量%として以下の計算式による。
Ts[℃]=780−270×C−90×Mn−37×Ni−70×Cr−83×Mo
【選択図】 なし
Description
【発明に属する技術分野】
本発明は、局所座屈特性等の変形特性に優れ、かつ低温靭性に優れた高強度鋼管に関し、ラインパイプ等の配管、あるいは、鋼管柱、鋼管杭等の構造用鋼管に好適な、特に圧縮および曲げにおける耐座屈特性に優れた鋼管に関するものである。
【0002】
【従来の技術】
原油・天然ガスを輸送するラインパイプ、あるいは、柱や杭に使用される構造用鋼管は、これまで主として高強度・高靱化が求められてきたが、最近になって、耐震特性等の観点から強度・靭性に加えて変形特性に優れた高強度鋼管の開発ニーズが高まっている。
【0003】
ラインパイプ、鋼管柱および鋼管杭は、地震等が発生した際には、主として圧縮あるいは曲げ変形による局部的な座屈によって破壊する。これまでに耐局部座屈特性の向上には、低降伏化が有効であることが報告されている。また、例えば、特許文献1には、ミクロ組織をフェライトとマルテンサイトあるいはベイナイトを含む硬質第二相の複合組織とし、加工硬化指数(以下、n値)を高くした鋼管およびその製造方法が開示されている。しかしながら、この方法は低温の二相域で圧延するものであり、フェライトと硬質第二相が層状に形成されるため、セパレーションが発生して靭性が大きく劣化するという問題があった。
【0004】
【特許文献1】
特開平11−279700号公報
【0005】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、ラインパイプ等の配管、あるいは、鋼管柱、鋼管杭等の構造用鋼管に好適な、圧縮および曲げによる耐座屈特性に優れかつ低温靭性にも優れた高強度鋼管およびその製造方法を提供するものである。
【0006】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、低温靭性を確保しつつn値を向上できる組織制御方法について詳細な調査を行った。その結果、鋼板製造条件で厳密な冷却制御を行い、ミクロ組織を、微細なフェライトと、残留オーステナイトを含むベイナイトおよびマルテンサイトとの複合組織とすることで、低温靭性を損なうことなくn値を向上させることを見いだし、耐座屈特性に優れた高強度鋼管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、以下の通りである。
(1) 質量%で、C:0.02%〜0.15%、Si:0.1%〜2.0%、Mn:0.5%〜2.5%、Al:0.01%〜0.1%、N:0.01%以下、P:0.02%以下、S:0.005%以下を含有し、さらに、Nb:0.1%以下、V:0.1%以下、Ti:0.1%以下の1種または2種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、平均結晶粒径が10μm以下、面積率が70〜90%のフェライトと残部が残留オーステナイト、ベイナイトおよびマルテンサイトからなるミクロ組織を有し、X線解析による残留オーステナイト量が体積分率で5〜15%であり、肉厚が10mm以上、外径が100mm以上であることを特徴とする耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
(2) 質量%で、さらに、Mo:1.0%以下、Cu:2.0%以下、Ni:2.0%以下、Cr:1.0%以下の1種または2種以上を含有することを特徴とする(1)に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
(3) 質量%で、さらに、B:0.005%以下を含有することを特徴とすることを特徴とする(1)または(2)に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
(4) 質量%で、さらに、Ca:0.01%以下、Mg:0.1%以下、REM:0.02%以下の1種または2種以上を含有することを特徴とする(1)〜(3)の何れか1項に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
(5) 管軸方向のn値が0.2以上、かつ−20℃においてシャルピー吸収エネルギーが150J以上であることを特徴とする(1)〜(4)の何れか1項に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
(6) (1)〜(4)の何れか1項に記載の成分からなるスラブを1050℃以上に加熱後、再結晶温度以上で粗圧延を行い、その後引き続き、Ar3以上900℃以下で累積圧下量が65%以上の仕上げ圧延を行い、Ar3以上の温度から5℃/s以上で冷却し、Ts−50[℃]〜Ts+100[℃]の範囲で30〜300秒保持した後、20℃/s以上で350〜450℃の温度まで冷却し、放冷した鋼板を、冷間成形で中空形状とした後、シーム溶接を施すことを特徴とする耐座屈特性に優れた高強度鋼管の製造方法。ただし、各元素の単位を質量%として、
Ts[℃]=780−270×C−90×Mn−37×Ni−70×Cr−83×Mo ・・・ (1)
【0007】
【発明の実施の形態】
本発明者は、座屈が歪み集中部分の局部変形であることから、歪み集中により塑性変形を生じた部分を著しく硬化させて、局部変形の発生を抑制する方法を指向した。これには、歪み集中部分が塑性変形によって著しく硬化することが必要であり、鋼材中に残留させたオーステナイトの加工誘起マルテンサイト変態の利用が有効であると考えた。
【0008】
そこで、耐座屈特性に及ぼす残留オーステナイト量の影響を明らかにするため、以下の実験を行った。表1に示すような残留オーステナイト量が異なる外径690mm、肉厚19mmの鋼管を用い、4点曲げ試験を行った。
【0009】
【表1】
【0010】
アーム間の距離を1000mmとし、試験体中央の曲げ外側部に歪みゲージを貼り、アームに荷重を負荷しながら歪みを測定した。最大荷重を示す歪みεmを耐座屈特性として表し、残留オーステナイト量との関係を示したものが図1である。このように、残留オーステナイト量を増やすと耐座屈特性が高くなることを新たな知見として得た。
【0011】
なお、残留オーステナイト量の測定は、鋼管の肉厚中央部より小片を採取し、MoのKα線を用いたX線解析によって行い、体積分率として算出した。具体的には、X線回折法によりフェライトの(200)面、(211)面およびオーステナイトの(200)面、(220)面、(311)面の積分反射強度を測定し、Journal of The iron and steel institute,206(1968)P60に示された方法によって求めた。
【0012】
また、本発明者は、残留オーステナイト量の制御には、オーステナイトのベイナイト変態およびマルテンサイト変態に及ぼす影響の大きい、圧延後の冷却が有効であると考えた。そこで、表2に示すスラブを1100℃に再加熱し、再結晶温度域で粗圧延を行い、引き続き累積圧下率80%の未再結晶圧延を行って16mm厚に仕上げ、種々のパターンで冷却する小型圧延実験を行った。
【0013】
【表2】
【0014】
その結果、図2に示す二段冷却パターンが有効であることを見いだし、残留オーステナイトを含むベイナイトおよびマルテンサイトとフェライトとの複合組織を得る製造方法を明らかにした。
【0015】
すなわち、圧延後、フェライト変態を抑制するためにAr3[℃]以上の温度から第一段冷却を開始し、十分なフェライトが生成する温度で冷却を終了して保持した後、残留オーステナイトのフェライトおよび炭化物への分解を抑制してベイナイト変態させるために第二段冷却し、その後放冷する。これにより、フェライトの平均粒径を微細化し、安定な残留オーステナイトを生成させることができる。
【0016】
なお、第一段冷却を終了して十分なフェライトを生成させるためには、下記(1)式によって鋼中の化学成分から計算されるTs[℃]よりも100℃高い温度から50℃低い温度で保持することが必要であることを見いだした。
Ts[℃]=780−270×C−90×Mn−37×Ni−70×Cr−83×Mo ・・・ (1)
以下、成分含有量の規定した理由について述べる。
【0017】
C量は、0.02〜0.15%以下に限定する。Cは高強度化には最も有効な元素であり、十分な強度を得るためには0.02%以上は必要である。しかしながら、過度に多くなると、溶接性が悪くなることから上限を0.15%以下とした。
【0018】
Siは脱酸あるいは強度向上に有効であるとともに、安定な残留オーステナイトの生成に有効な元素である。その効果を得るためには0.1%以上必要であるが、2.0%以上含有すると溶接熱影響部の靭性が著しく劣化する。したがって、Siの添加量を0.1〜2.0%の範囲とした。
【0019】
Mnは強度上昇に有効な元素であり、十分な強度向上を得るためには0.5%以上の添加が必要である。しかしながら、2.5%よりも多く含有すると伸びが確保できなくなり、上限を2.5%以下とした。
【0020】
PおよびSは不純物であり、Pは粒界に偏析し、また、SはMnSとして析出する。PおよびSはそれぞれ、0.02%超および0.005%超を含有すると靭性を劣化させるので、PおよびSの上限は、それぞれ0.02%以下、0.005%以下とする。
【0021】
Alは強力な脱酸元素であり、組織微細化にも寄与する。脱酸するためには、0.01%以上必要である。ただし、0.1%超となると溶接熱影響部の靭性を劣化させるので、上限を0.1%とした。
【0022】
Nは強化元素として有効であるが、0.01%超を含有すると固溶N量が多くなり、伸びを著しく劣化させるので、上限を0.01%以下とした。
【0023】
Nb、V、Tiは強化のため1種または2種以上含有する。これらは炭窒化物を形成し、析出強化として寄与する。しかしながら、それぞれ0.1%よりも多く含有すると粗大な析出物として存在し靭性を劣化させることから、それぞれの上限を0.1%以下とした。下限は、特に限定しないが、析出強化を発揮するためそれぞれ0.01%以上が好ましい。
【0024】
さらに、必要に応じて、Mo、Cu、Ni、Cr、B、Ca、Mg、REMの1種または2種以上を含有しても良い。
【0025】
Mo、Cu、Ni、Crは焼き入れ性を高め、高強度化に寄与する。しかし、添加元素が多すぎると、経済性だけでなく、溶接熱影響部の靭性あるいは現地溶接性を劣化させるので、Mo、Cu、Ni、Crの上限を、それぞれ、1.0%、2.0%、2.0%、1.0%とすることが好ましい。強化の効果は得るためには、Mo、Cu、Ni、Crがそれぞれ0.05%以上含有することが好ましい。
【0026】
Bは少量で焼き入れ性を大幅に高め強化に寄与する。しかしながら、多量に添加すると、伸びの劣化、溶接熱影響部の硬化を招くので、上限を0.005%以下とすることが好ましい。強化の効果を得るためには、0.0001%以上含有することが好ましい。
【0027】
Ca、REMは硫化物の形態を制御し、靭性の向上に寄与する。しかしながら過度に添加すると、大型の介在物として存在しかえって靭性を劣化させるので、それぞれの上限を0.01%、0.02%以下とすることが好ましい。硫化物の形態制御のためには、それぞれ0.0001%以上含有することが好ましい。
【0028】
Mgは巨力な脱酸元素であり、微細な酸化物として分散した場合、溶接熱影響部の靭性向上に大きく寄与する。しかしながら、0.1%超を添加すると粗大な酸化物として存在しかえって靭性を劣化させるので、上限を0.1%とすることが好ましい。靭性向上の効果を得るためには、0.0001%以上含有することが好ましい。
【0029】
次にミクロ組織について説明する。
【0030】
フェライトの平均結晶粒径の微細化によって靭性が向上するが、−20℃におけるシャルピー吸収エネルギーを150J以上とするには、フェライトの平均結晶粒径を10μm以下とする必要がある。フェライトの平均結晶粒径は微細であるほど好ましいが、現状の技術では1μm程度が限界である。また、フェライトの面積率は、70%未満では硬質のベイナイトおよびマルテンサイト量が多くなるため耐座屈特性およびn値が低下し、90%超では強度が低下する。したがって、フェライトの面積率を70〜90%の範囲とした。ミクロ組織において、面積率70〜90%のフェライトの残部は、残留オーステナイトを含むベイナイトおよびマルテンサイトである。
【0031】
なお、フェライトの平均結晶粒径および面積率は以下の方法で求めることができる。鋼管の肉厚中心部より小片を切り出し、管軸方向に平行な断面を鏡面研磨後、エッチングし、現出した組織を観察し、フェライトとベイナイトおよびマルテンサイトを区別して、任意の10視野におけるフェライトの平均結晶粒径をJIS G 0552に準じて切断法によって求め、平均値をフェライトの平均結晶粒径とする。フェライトの面積率は、画像解析装置を用いてフェライト粒の面積の和を求め、視野の面積で除した百分率として算出した。
【0032】
耐座屈特性が顕著に向上するには、残留オーステナイトの体積分率は5%以上が必要である。しかしながら、15%超になると靭性を損ねるため、残留オーステナイトの体積分率は、5〜15%に限定した。なお、残留オーステナイトの体積分率は、ミクロ組織による測定が難しいため、X線解析により求めることとする。
【0033】
本発明の鋼管は、その使用環境で求められる強度を満足するために、鋼管のサイズを肉厚10mm以上、外径100mm以上に限定する。なお現状の技術では、肉厚および外形をそれぞれ50mm超および1200mm超とすることは困難である。
【0034】
n値の向上とともに耐座屈特性が向上するが、この効果を得るにはn値を0.2以上とすることが好ましい。n値の上限は規定しないが、現状の技術では0.26超とすることは困難である。なお、n値の測定は、鋼管の管軸方向を長手としてJIS Z 2201に準じて12B号または12C号の弧状引張試験片を採取し、JIS Z 2241に準じて引張試験を行い、歪みが1%から8%の範囲の加工硬化率として求めることができる。
【0035】
次に製造方法について述べる。
【0036】
スラブの加熱温度は、熱間圧延でNbの炭窒化物を微細に析出させるために、Nbが固溶する1050℃以上に限定する。上限は特に規定しないが、オーステナイト粒径の粗大化を抑制して靭性を向上させるためには、スラブの加熱温度の上限は1250℃が好ましい。
【0037】
仕上げ圧延は、フェライトの平均結晶粒径を微細化するために再結晶温度未満の900℃以下で行うことが必要である。また、圧延終了温度が、Ar3[℃]を下回ると圧延による加工歪みを導入されたフェライトが残存し、靭性を大きく劣化させる。したがって、圧延終了温度はAr3以上に限定する。さらに、仕上げ圧延の累積圧下量は、フェライトの平均結晶粒径を10μm以下とするために65%以上に限定する。上限は規定しないが、技術的な制限から90%以下にすることが好ましい。
【0038】
なお、Ar3は、鋼中の化学成分から、各元素の単位を質量%として、次式によって求められる。
Ar3[℃]=921−325×C+33×Si+287×P+40×Al−92×(Mn+Mo+Cu)−46×(Cr+Ni)
本発明において、圧延後の冷却はフェライトの平均結晶粒径の微細化および残留オーステナイト量の制御に最も重要なプロセスである。仕上げ圧延後、フェライト変態を抑制するために第一段冷却し、十分なフェライトを生成させるための中間保持を行い、残留オーステナイトのフェライトと炭化物への分解を抑制するために第二段冷却を行い、その後放冷する。
【0039】
第一段冷却は、熱延後のフェライト変態を抑制するために、開始温度をAr3以上とし、冷却速度を5℃/s以上とする。これは、開始温度がAr3未満、冷却速度が5℃/s未満であると粗大なフェライト粒が生成し、靭性が低下するためである。第一段冷却は、Ar3よりも高い温度であれば良いため、上限を規定しない。したがって、仕上げ圧延の終了直後に開始しても良い。冷却速度の上限は規定しないが、現状の技術では300℃/sを超えることは困難である。
【0040】
さらに、十分なフェライト生成をさせるためには、鋼中の化学成分から各元素の単位を質量%として、下記(1)式によって求められるTs[℃]よりも100℃高い温度からTSよりも50℃低い温度の範囲で保持する必要がある。その理由は、TS+100℃超の温度で保持するとフェライトの平均結晶粒径が粗大化して靭性が低下し、TS−50℃よりも低い温度で保持するとベイナイト変態が起こり、フェライト面積率が減少して耐座屈特性が低下するためである。
【0041】
Ts[℃]=780−270×C−90×Mn−37×Ni−70×Cr−83×Mo ・・・ (1)
保持時間は、フェライトを十分に生成させ、面積率を70%以上とするために、30秒以上必要である。ただし、300秒超になると生成したフェライトの平均結晶粒径が粗大化して靭性が低下するため、上限を300秒に限定する。なお、この保持時間内に急激な温度低下が生じることは好ましくない。通常は、放冷すれば良いが、保熱炉、保熱カバーによって温度低下を抑制しても構わない。
【0042】
この中間保持の後、第二段冷却を行うが、これは残留オーステナイト量を5〜10%に制御して耐座屈特性を向上させるために20℃/s以上で行う必要がある。その理由は、冷却を20℃/s未満で行うとベイナイト中の残留オーステナイトがフェライトと炭化物に分解が多量に生成し、残留オーステナイト量が低下するためである。上限は特に規定しないが、現状の加速冷却装置の制限で、100℃/sを超えることは困難である。
【0043】
また、耐座屈特性の向上のため残留オーステナイトを生成させるには、第二段冷却の終了温度を350〜450℃の範囲内とすることが必要である。第二段冷却の終了温度が450℃超では、第二段冷却によって残留オーステナイトが炭化物とフェライトに分解して残留オーステナイト量が減少する。一方、第二段冷却を350℃未満まで行うとマルテンサイト変態が生じて残留オーステナイト量が減少する。したがって、第二段冷却の終了温度は、350℃〜450℃に限定する。
【0044】
造管は冷間加工により成形し、端部をシーム溶接によって接合する製造プロセスで行う。冷間加工はプレス加工、ロール成形の何れでも良く、その組み合わせても構わないが、C成形、U成形およびO成形を行い、端部をシーム溶接して拡管するUOE方式による鋼管製造プロセスが好ましい。シーム溶接は、MAGアーク溶接、サブマージアーク溶接の何れでも良く、その組み合わせでも良い。
【0045】
【実施例】
表3に示す成分の鋼を溶製し、表4に示す条件で熱間圧延して第一段冷却、中間保持および第ニ段冷却を行い、板厚16mmの鋼板を製造した。粗圧延は再結晶温度以上で、仕上げ圧延はAr3以上900℃以下の範囲で行った。その鋼板を冷間成形し、内外面溶接を行った後、拡管を行い、外径690mm、肉厚16mmのUOE鋼管に造管した。
【0046】
鋼管の肉厚中心部より小片を切り出し、管軸方向に平行な断面を鏡面研磨後、ナイタールによりエッチングして現出した組織を観察した。ミクロ組織は、フェライトと、残部が残留オーステナイトを含むベイナイトおよびマルテンサイトであった。フェライトと残留オーステナイトを含むベイナイトおよびマルテンサイトを区別して、任意の10視野におけるフェライトの平均結晶粒径をJIS G0552に準じて切断法によって求め、平均値をフェライトの平均結晶粒径とした。フェライトの面積率は、画像解析装置を用いてフェライト粒の面積の和を求め、視野の面積で除した百分率として算出した。残留オーステナイトの体積分率は、X線解析により求めた。鋼管の溶接部から周方向に90°、180°、270°の位置からJIS Z2201に準じて12C号円弧状引張試験片を採取し、JIS Z 2241に準じて引張特性を測定し、引張強度の平均値を求めた。管軸方向のn値の測定は、歪みが1〜8%における加工硬化率として行い、平均値を求めた。
【0047】
各鋼材の耐座屈特性は、4点曲げ試験によって評価した。試験対のサイズは、肉厚16mm、外径690mm、長さ3000mmとし、押しつけアーム部間の距離を1000mmとした。試験体中央の曲げ外側部に歪みゲージを貼って管軸方向の歪みを測定しながら、アーム部に荷重を負荷し、最大荷重までの歪みεmを座屈歪みとして求め、耐座屈特性の指標とした。
【0048】
靭性の測定は、鋼管の肉厚中央部から周方向を長手としてJIS Z 2202に準じて2mmVノッチのシャルピー試験片を採取し、JIS Z 2242に準じて0℃でのシャルピー試験を行い、吸収エネルギーを測定した。
【0049】
表5に得られた結果を示す。本発明に従って製造した鋼管は、体積分率で5%以上の残留オーステナイト量を有し、n値が0.2以上である結果、従来鋼管と比較して座屈歪みが高いとともに、靭性も良好である。
【0050】
一方、試験No.14は仕上げ圧延の累積圧下量が少なく、試験No.15および16は、第一段冷却開始温度が低く、試験No.22は中間保持の時間が長いため、何れもフェライトの平均結晶粒径が大きくなり靭性が低下している。試験No.17および18は、第一段冷却の冷却速度が遅いため、フェライトの平均結晶粒径が大きくなって靭性が低下し、フェライト面積率が多くなり引張強度がやや低めになっている。
【0051】
試験No.19および20は中間保持の開始温度及び終了温度がともに本発明の範囲よりも低いため、残留オーステナイト量が減少し、耐座屈特性が低下している。試験No.21は中間保持時間が短いため、フェライト面積率が少なく、座屈歪みが低下している。No.23および24は中間保持の終了温度が低いため、試験No.25は第二段冷却速度が遅く、試験No.26は第二段冷却の終了温度が低いため、何れも残留オーステナイト量が少なく、座屈歪みが低い。
【0052】
【表3】
【0053】
【表4】
【0054】
【表5】
【図面の簡単な説明】
【図1】座屈歪みに及ぼす残留オーステナイト体積分率の影響を示す図。
【図2】本発明による二段冷却パターンを示す図。
Claims (6)
- 質量%で、
C:0.02%〜0.15%、
Si:0.1%〜2.0%、
Mn:0.5%〜2.5%、
Al:0.01%〜0.1%、
N:0.01%以下、
P:0.02%以下、
S:0.005%以下、
を含有し、さらに、
Nb:0.1%以下、
V:0.1%以下、
Ti:0.1%以下
の1種または2種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、平均結晶粒径が10μm以下、面積率が70〜90%のフェライトと残部が残留オーステナイト、ベイナイトおよびマルテンサイトからなるミクロ組織を有し、X線解析による残留オーステナイト量が体積分率で5〜15%であり、肉厚が10mm以上、外径が100mm以上であることを特徴とする耐座屈特性に優れた高強度鋼管。 - 質量%で、さらに、Mo:1.0%以下、Cu:2.0%以下、Ni:2.0%以下、Cr:1.0%以下の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に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
- 質量%で、さらに、B:0.005%以下を含有することを特徴とすることを特徴とする請求項1または2に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
- 質量%で、さらに、Ca:0.01%以下、Mg:0.1%以下、REM:0.02%以下の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1項に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
- 管軸方向のn値が0.2以上、かつ−20℃においてシャルピー吸収エネルギーが150J以上であることを特徴とする請求項1〜4の何れか1項に記載の耐座屈特性に優れた高強度鋼管。
- 請求項1〜4の何れか1項に記載の成分からなるスラブを1050℃以上に加熱後、再結晶温度以上で粗圧延を行い、その後引き続き、Ar3[℃]以上900℃以下で累積圧下量が65%以上の仕上げ圧延を行い、Ar3[℃]以上の温度から5℃/s以上で冷却し、Ts−50[℃]〜Ts+100[℃]の範囲で30〜300秒保持した後、20℃/s以上で350〜450℃の温度まで冷却し、放冷した鋼板を、冷間成形で中空形状とした後、シーム溶接を施すことを特徴とする耐座屈特性に優れた高強度鋼管の製造方法。ただし、各元素の単位を質量%として、
Ts[℃]=780−270×C−90×Mn−37×Ni−70×Cr−83×Mo ・・・ (1)
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2002308183A JP3749704B2 (ja) | 2002-10-23 | 2002-10-23 | 耐座屈特性に優れた高強度鋼管およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2002308183A JP3749704B2 (ja) | 2002-10-23 | 2002-10-23 | 耐座屈特性に優れた高強度鋼管およびその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2004143499A true JP2004143499A (ja) | 2004-05-20 |
JP3749704B2 JP3749704B2 (ja) | 2006-03-01 |
Family
ID=32454390
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2002308183A Expired - Fee Related JP3749704B2 (ja) | 2002-10-23 | 2002-10-23 | 耐座屈特性に優れた高強度鋼管およびその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP3749704B2 (ja) |
Cited By (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2006312773A (ja) * | 2005-05-09 | 2006-11-16 | Jfe Steel Kk | 成形性、低温靭性に優れかつ断面成形加工後の耐捻り疲労特性に優れた自動車構造部材用非調質高張力溶接鋼管およびその製造方法 |
CN100359034C (zh) * | 2005-02-06 | 2008-01-02 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种1000Mpa级高强度热轧防弹钢板及其制造方法 |
CN103255344A (zh) * | 2013-05-17 | 2013-08-21 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种245MPa级集输管线管及其制造方法 |
KR101304859B1 (ko) * | 2009-12-04 | 2013-09-05 | 주식회사 포스코 | 표면균열 저항성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판 및 그 제조방법 |
KR101455459B1 (ko) | 2012-08-30 | 2014-10-27 | 현대제철 주식회사 | 강판 및 그 제조 방법 |
KR101507943B1 (ko) | 2012-12-27 | 2015-04-07 | 주식회사 포스코 | 라인파이프 강재 및 그 제조방법 |
KR20200065480A (ko) * | 2018-11-30 | 2020-06-09 | 주식회사 포스코 | 우수한 저항복비 및 저온인성 특성을 가지는 구조용강 및 그 제조방법 |
JP2021507119A (ja) * | 2017-12-24 | 2021-02-22 | ポスコPosco | 低降伏比特性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 |
Families Citing this family (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP6004144B1 (ja) | 2015-03-06 | 2016-10-05 | Jfeスチール株式会社 | 高強度電縫鋼管およびその製造方法 |
-
2002
- 2002-10-23 JP JP2002308183A patent/JP3749704B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (12)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN100359034C (zh) * | 2005-02-06 | 2008-01-02 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种1000Mpa级高强度热轧防弹钢板及其制造方法 |
JP2006312773A (ja) * | 2005-05-09 | 2006-11-16 | Jfe Steel Kk | 成形性、低温靭性に優れかつ断面成形加工後の耐捻り疲労特性に優れた自動車構造部材用非調質高張力溶接鋼管およびその製造方法 |
JP4635708B2 (ja) * | 2005-05-09 | 2011-02-23 | Jfeスチール株式会社 | 成形性、低温靭性に優れかつ断面成形加工後の耐捻り疲労特性に優れた自動車構造部材用非調質高張力溶接鋼管およびその製造方法 |
KR101304859B1 (ko) * | 2009-12-04 | 2013-09-05 | 주식회사 포스코 | 표면균열 저항성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판 및 그 제조방법 |
KR101455459B1 (ko) | 2012-08-30 | 2014-10-27 | 현대제철 주식회사 | 강판 및 그 제조 방법 |
KR101507943B1 (ko) | 2012-12-27 | 2015-04-07 | 주식회사 포스코 | 라인파이프 강재 및 그 제조방법 |
CN103255344A (zh) * | 2013-05-17 | 2013-08-21 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种245MPa级集输管线管及其制造方法 |
JP2021507119A (ja) * | 2017-12-24 | 2021-02-22 | ポスコPosco | 低降伏比特性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 |
JP7032540B2 (ja) | 2017-12-24 | 2022-03-08 | ポスコ | 低降伏比特性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 |
KR20200065480A (ko) * | 2018-11-30 | 2020-06-09 | 주식회사 포스코 | 우수한 저항복비 및 저온인성 특성을 가지는 구조용강 및 그 제조방법 |
WO2020111867A3 (ko) * | 2018-11-30 | 2020-08-13 | 주식회사 포스코 | 우수한 저항복비 및 저온인성 특성을 가지는 구조용강 및 그 제조방법 |
KR102236852B1 (ko) | 2018-11-30 | 2021-04-06 | 주식회사 포스코 | 우수한 저항복비 및 저온인성 특성을 가지는 구조용강 및 그 제조방법 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP3749704B2 (ja) | 2006-03-01 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP4833835B2 (ja) | バウシンガー効果の発現が小さい鋼管およびその製造方法 | |
CA2867798C (en) | High strength steel plate having low yield ratio excellent in terms of strain ageing resistance, method for manufacturing the same and high strength welded steel pipe made of the same | |
JP5561120B2 (ja) | 高圧縮強度高靭性ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 | |
JP4969915B2 (ja) | 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 | |
JP4575995B2 (ja) | 変形特性に優れた鋼管 | |
JP5499733B2 (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 | |
JP5679114B2 (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 | |
KR101410588B1 (ko) | 저온 인성이 우수한 후육 용접 강관 및 저온 인성이 우수한 후육 용접 강관의 제조 방법, 후육 용접 강관 제조용 강판 | |
EP3276026B1 (en) | Thick steel sheet for structural pipe, method for manufacturing thick steel sheet for structural pipe, and structural pipe | |
CA3007073C (en) | High-strength hot-rolled steel sheet for electric resistance welded steel pipe and manufacturing method therefor | |
JP2005040816A (ja) | 溶接金属の低温割れ性に優れた超高強度溶接継手及び超高強度溶接鋼管並びにそれらの製造方法 | |
KR20040084807A (ko) | 고강도 전봉관용 열연강대 및 그 제조방법 | |
KR20140138933A (ko) | 내변형 시효 특성이 우수한 저항복비 고강도 강판 및 그 제조 방법 그리고 그것을 사용한 고강도 용접 강관 | |
JP6773020B2 (ja) | 疲労強度に優れた厚肉大径電縫鋼管およびその製造方法 | |
EP3276025B1 (en) | Steel plate for structural pipe, method for producing steel plate for structural pipe, and structural pipe | |
JPWO2013089156A1 (ja) | 低温靭性に優れた高強度h形鋼及びその製造方法 | |
EP3276024A1 (en) | Thick steel plate for structural pipe, method for producing thick steel plate for structural pipe, and structural pipe. | |
KR20150088320A (ko) | 인장 강도 540 ㎫ 이상의 고강도 라인 파이프용 열연 강판 | |
KR102002241B1 (ko) | 구조관용 강판, 구조관용 강판의 제조 방법, 및 구조관 | |
CN104937125A (zh) | 高强度管线钢管用热轧钢板 | |
JP4949541B2 (ja) | 二相組織油井鋼管及びその製造方法 | |
JP3749704B2 (ja) | 耐座屈特性に優れた高強度鋼管およびその製造方法 | |
JP7216902B2 (ja) | 油井用電縫鋼管およびその製造方法 | |
JP2004143500A (ja) | 耐座屈特性に優れた高強度鋼管およびその製造方法 | |
JP4523908B2 (ja) | 低温靱性に優れた引張強さ900MPa級以上の高強度ラインパイプ用鋼板およびそれを用いたラインパイプならびにそれらの製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20041217 |
|
A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20050930 |
|
TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20051122 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20051202 |
|
R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 3749704 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081209 Year of fee payment: 3 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091209 Year of fee payment: 4 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101209 Year of fee payment: 5 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101209 Year of fee payment: 5 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111209 Year of fee payment: 6 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111209 Year of fee payment: 6 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121209 Year of fee payment: 7 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121209 Year of fee payment: 7 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131209 Year of fee payment: 8 |
|
S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131209 Year of fee payment: 8 |
|
S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131209 Year of fee payment: 8 |
|
R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |