JP2009228099A - ラインパイプ用ｕｏｅ鋼管及びその製造方法 - Google Patents
ラインパイプ用ｕｏｅ鋼管及びその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2009228099A JP2009228099A JP2008077985A JP2008077985A JP2009228099A JP 2009228099 A JP2009228099 A JP 2009228099A JP 2008077985 A JP2008077985 A JP 2008077985A JP 2008077985 A JP2008077985 A JP 2008077985A JP 2009228099 A JP2009228099 A JP 2009228099A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel pipe
- uoe steel
- stress
- pipe
- 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.)
- Pending
Links
Images
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
- B21C37/00—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape
- B21C37/06—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape of tubes or metal hoses; Combined procedures for making tubes, e.g. for making multi-wall tubes
- B21C37/08—Making tubes with welded or soldered seams
- B21C37/0815—Making tubes with welded or soldered seams without continuous longitudinal movement of the sheet during the bending operation
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
- C21D7/02—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working
- C21D7/10—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the whole cross-section, e.g. of concrete reinforcing bars
- C21D7/12—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the whole cross-section, e.g. of concrete reinforcing bars by expanding tubular bodies
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/002—Bainite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
Abstract
【課題】耐震性に優れた高強度ＵＯＥ鋼管を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．０３％以上０．１０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上０．５０％以下、Ｍｎ：１．５０％以上２．２％以下、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．０２５％以下、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下を含有するとともにＴｉ／Ｎ：４．０以上であり、残部Ｆｅ及び不純物からなる鋼組成を有し、フェライト及びベイナイトからなる金属組織、または、フェライト、ベイナイト及びマルテンサイトからなる金属組織を有するラインパイプ用高強度ＵＯＥ鋼管である。
【選択図】図１
【解決手段】Ｃ：０．０３％以上０．１０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上０．５０％以下、Ｍｎ：１．５０％以上２．２％以下、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．０２５％以下、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下を含有するとともにＴｉ／Ｎ：４．０以上であり、残部Ｆｅ及び不純物からなる鋼組成を有し、フェライト及びベイナイトからなる金属組織、または、フェライト、ベイナイト及びマルテンサイトからなる金属組織を有するラインパイプ用高強度ＵＯＥ鋼管である。
【選択図】図１
Description
本発明は、ラインパイプ用ＵＯＥ鋼管及びその製造方法に関し、具体的には、歪む設計（Ｓｔｒａｉｎ−Ｂａｓｅｄ Ｄｅｓｉｇｎ）により設計され、カナダ等の寒冷地で使用される、耐震性に優れたＸ７０グレード以上（管軸方向強度４８５ＭＰａ以上）のラインパイプ用ＵＯＥ鋼管及びその製造方法に関する。
近年、パイプラインに対するコストダウンの要望は極めて大きい。このため、パイプライン用のＵＯＥ鋼管は高強度化される傾向にある。これまで、ラインパイプ用の高強度ＵＯＥ鋼管は、これまで、十分な強度（ＴＳ：最高強度）を有すること、及び使用時の内圧に耐え得ることを重視する応力設計（Ｓｔｒｅｓｓ−Ｂａｓｅｄ Ｄｅｓｉｇｎ）に基づいて、設計されている。
近年、カナダ等の寒冷地では、敷設されたラインパイプを構成するＵＯＥ鋼管が、季節毎の気温変動により凍土（大地）が膨張や収縮等を繰り返すことによってその軸方向へ作用する引張応力により変形することが懸念されており、特に天然ガスやオイルを輸送する長距離パイプラインの破壊に起因して大事故が発生することは、絶対に防止しなければならない。このため、高強度のＵＯＥ鋼管をパイプラインに適用するためには、高強度のＵＯＥ鋼管が従来の強度のＵＯＥ鋼管に比較して、さらに高い破壊安全性を有する必要がある。このため、特に寒冷地で使用されるラインパイプを構成する高強度のＵＯＥ鋼管には、強度のみならず、破壊変形に対する変形能（例えば降伏比や一様伸び）である耐震性も優れることが要求される。
一般的に、鋼管の耐震性には、その寸法のみならず、降伏比ＹＲや一様伸びの大小、さらには応力−ひずみ曲線の形状等といった様々な要素が影響することが、知られる。そこで、寒冷地で使用されるラインパイプ用の高強度のＵＯＥ鋼管は、強度のみならず、例えば降伏比や一様伸びをも重視する応力設計に基づいて、設計される。
例えば、特許文献１や特許文献２には、耐震性に優れた鋼管として、特許文献３には、高強度、高靭性でかつ耐震性に優れたラインパイプの製造方法として、いずれも、ＵＯＥ鋼管が、降伏点を有さないラウンド型の形状の応力−ひずみ曲線を有することにより、耐震性を向上できることが開示される。さらに、特許文献４には、圧延後に放冷することによって耐震性に優れた鋼管を試験的に製造したことが開示される。
特開平９−１９６２４３号公報
特開平１１−８０９００号公報
特開平９−２０２９２２号公報
特開２００４−１３１８１０号公報
一般的に、全てのパイプライン用ＵＯＥ鋼管は、施工時の損傷、及び操業時の外面腐食をいずれも防止するために、敷設される現地において、通常１５０〜２５０℃で５分間程度保持する熱処理（本明細書では「コーティング熱処理」という）を伴う外面コーティングが施工される。
上述した特許文献１〜４により開示された従来の技術により得られる鋼管は、いずれも、このコーティング熱処理を行われた後の応力−ひずみ曲線の形状が、上降伏点を有するＹｉｅｌｄ Ｐｏｉｎｔ型となるため、耐震性が不芳である。
通常、製管後のＵＯＥ鋼管の応力−ひずみ曲線の形状は、ＵＯＥ鋼管には多くの冷間歪が付与されるため、常にＲｏｕｎｄ Ｈｏｕｓｅ型である。このため、ＵＯＥ鋼管の耐震性を向上するためには、コーティング熱処理後の応力−ひずみ曲線が、上降伏点を有するＹｉｅｌｄ Ｐｏｉｎｔ型に変化せずにＲｏｕｎｄ Ｈｏｕｓｅ型の応力−ひずみ曲線を維持できるとともに、低降伏比化を図ることができるようにすればよい。
そこで、本発明者らは、高強度ＵＯＥ鋼管の耐震性に影響する様々な因子（ＵＯＥ鋼管の寸法、降伏比ＹＲ、一様伸び、さらには応力−ひずみ曲線の形状等）のうちで、コーティング熱処理を行われた後の応力−ひずみ曲線の形状が、上降伏点を有さないＲｏｕｎｄ Ｈｏｕｓｅ型を維持できる手段を鋭意検討した。
その結果、本発明者らは、（ａ）ＵＯＥ鋼管のＴｉ及びＮそれぞれの含有量の比（Ｔｉ／Ｎ）を適正な値に制御すること、（ｂ）母材となる圧延鋼板の製造段階において、圧延を終了した後に加速冷却することによって転位を固着するフリーＮを低減し、この圧延鋼板を素材としてＵＯＥ製管法によりＵＯＥ鋼管を製造することによって、コーティング熱処理を行われた後においてもＲｏｕｎｄ Ｈｏｕｓｅ型の形状の応力−ひずみ曲線を有する高強度ＵＯＥ鋼管を製造できるようになることを知見し、さらに検討を重ねて本発明を完成した。
本発明は、Ｃ：０．０３％以上０．１０％以下（本明細書では特にことわりがない限り、組成に関する「％」は「質量％」を意味するものとする）、Ｓｉ：０．０５％以上０．５０％以下、Ｍｎ：１．５０％以上２．２％以下、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．０２５％以下、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下を含有するとともに、Ｔｉ及びＮそれぞれの含有量の比（Ｔｉ／Ｎ）：４．０以上であり、残部Ｆｅ及び不純物からなる鋼組成を有し、さらに望ましくは周方向強度が５５０ＭＰａ以上であることを特徴とするＸ７０グレード以上（管軸方向強度４８５ＭＰａ以上）のラインパイプ用ＵＯＥ鋼管である。
別の観点からは、本発明は、Ｃ：０．０３％以上０．１０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上０．５０％以下、Ｍｎ：１．５０％以上２．２％以下、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．０２５％以下、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下を含有するとともに、Ｔｉ及びＮそれぞれの含有量の比（Ｔｉ／Ｎ）：４．０以上であり、残部Ｆｅ及び不純物からなる鋼組成を有するスラブに、７００℃以上８５０℃以下の仕上温度で圧延を行った後に直ちに３℃／ｓｅｃ以上３０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却することにより得られる圧延鋼板を素材としてＵＯＥ製管法によりＵＯＥ鋼管を製造することを特徴とする、望ましくは周方向強度が５５０ＭＰａ以上であるＸ７０グレード以上のラインパイプ用ＵＯＥ鋼管の製造方法である。
本発明によれば、ＵＯＥ鋼管のＴｉ及びＮそれぞれの含有量の比（Ｔｉ／Ｎ）を適正な範囲とするとともに、ＵＯＥ鋼管の素材である圧延鋼板の熱間圧延を終了した後に加速冷却を行うことによって、転位を固着するフリーＮを低減するとともに、望ましくは、フェライト及びベイナイトからなる金属組織、もしくはフェライト、ベイナイト及びマルテンサイトからなる金属組織とすることによって、ＵＯＥ鋼管の低降伏比化を図りながら、コーティング熱処理を行われた後においてもＲｏｕｎｄ Ｈｏｕｓｅ型の形状の応力−ひずみ曲線を有するようになるので、耐震性に優れた高強度のラインパイプ用ＵＯＥ鋼管を提供することができる。
以下、本発明に係るラインパイプ用ＵＯＥ鋼管及びその製造方法を実施するための最良の形態を、添付図面も参照しながら詳細に説明する。
本実施の形態において用いるスラブの組成を限定する理由を説明する。
本実施の形態において用いるスラブの組成を限定する理由を説明する。
（Ｃ：０．０３％以上０．１０％以下）
Ｃは、強度の上昇に有効な元素であり、Ｘ７０グレード以上、特にＸ１００グレードの強度を有するために０．０３％以上含有する。一方、Ｃ含有量が０．１０％を超えると靭性の低下が著しくなり、母材の機械的特性に悪影響を及ぼすとともにスラブの表面傷の発生を助長する。このため、Ｃ含有量は０．０３％以上０．１０％以下とする。
Ｃは、強度の上昇に有効な元素であり、Ｘ７０グレード以上、特にＸ１００グレードの強度を有するために０．０３％以上含有する。一方、Ｃ含有量が０．１０％を超えると靭性の低下が著しくなり、母材の機械的特性に悪影響を及ぼすとともにスラブの表面傷の発生を助長する。このため、Ｃ含有量は０．０３％以上０．１０％以下とする。
（Ｓｉ：０．０５％以上０．５０％以下）
Ｓｉは、０．０５％以上含有することにより脱酸剤として、また鋼を強化する成分として作用するが、Ｓｉ含有量が０．５０％を越えると、溶接熱影響部に縞状マルテンサイトが多く生成して靭性を極度に劣化させ、ＵＯＥ鋼管の機械的性質の低下につながる。そこで、Ｓｉ含有量は０．０５％以上０．５０％以下と限定する。Ｓｉ含有量は、板厚とのバランスを考慮して決定することが望ましい。
Ｓｉは、０．０５％以上含有することにより脱酸剤として、また鋼を強化する成分として作用するが、Ｓｉ含有量が０．５０％を越えると、溶接熱影響部に縞状マルテンサイトが多く生成して靭性を極度に劣化させ、ＵＯＥ鋼管の機械的性質の低下につながる。そこで、Ｓｉ含有量は０．０５％以上０．５０％以下と限定する。Ｓｉ含有量は、板厚とのバランスを考慮して決定することが望ましい。
（Ｍｎ：１．５０％以上２．２％以下）
Ｍｎは、１．５０％以上含有することにより鋼を強化かつ強靭化するが、Ｍｎ含有量が２．２％を超えると溶接部の靭性が劣化する。そじで、Ｍｎ含有量は１．５０％以上２．２％以下とする。
Ｍｎは、１．５０％以上含有することにより鋼を強化かつ強靭化するが、Ｍｎ含有量が２．２％を超えると溶接部の靭性が劣化する。そじで、Ｍｎ含有量は１．５０％以上２．２％以下とする。
（Ｐ：０．０２５％以下）
Ｐは鋼中に含まれる不純物であり、その含有量が低いほうが望ましいが、極端な低減には相応の製造コストの上昇を伴うので、Ｐ含有量は０．０２５％以下とする。
Ｐは鋼中に含まれる不純物であり、その含有量が低いほうが望ましいが、極端な低減には相応の製造コストの上昇を伴うので、Ｐ含有量は０．０２５％以下とする。
（Ｓ：０．００２％以下）
Ｓは０．００２％を超えて含有すると母材の目標の靭性を確保できなくなるので、Ｓ含有量は０．００２％以下とする。
Ｓは０．００２％を超えて含有すると母材の目標の靭性を確保できなくなるので、Ｓ含有量は０．００２％以下とする。
（Ｃｕ：１．０％以下）
Ｃｕは、望ましくは０．０１％以上含有することにより、固溶強化と焼入れ性増大効果による組織変化とにより、靭性を大きく損なうことなく強化を図る作用を奏する。しかし、Ｃｕ含有量が１．０％を超えるとスラブの表面疵に有害なＣｕチェッキングが発生するためにスラブを低温加熱する必要が生じ、製造条件に対する制限が増加する。そこで、Ｃｕ含有量は１．０％以下とする。
Ｃｕは、望ましくは０．０１％以上含有することにより、固溶強化と焼入れ性増大効果による組織変化とにより、靭性を大きく損なうことなく強化を図る作用を奏する。しかし、Ｃｕ含有量が１．０％を超えるとスラブの表面疵に有害なＣｕチェッキングが発生するためにスラブを低温加熱する必要が生じ、製造条件に対する制限が増加する。そこで、Ｃｕ含有量は１．０％以下とする。
（Ｃｒ：１．０％以下）
Ｃｒは、ＣｕやＮｉと同様に、望ましくは０．０１％以上含有することにより、固溶強化と焼入れ性増大効果による組織変化とにより、靭性を大きく損なうことなく、強化を図る作用を奏する。しかし、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると熱影響部の靭性を低下させる。そこで、Ｃｒ含有量は１．０％以下とする。
Ｃｒは、ＣｕやＮｉと同様に、望ましくは０．０１％以上含有することにより、固溶強化と焼入れ性増大効果による組織変化とにより、靭性を大きく損なうことなく、強化を図る作用を奏する。しかし、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると熱影響部の靭性を低下させる。そこで、Ｃｒ含有量は１．０％以下とする。
（Ｎｉ：２．０％以下）
Ｎｉは、Ｃｕと同様に、望ましくは０．０１％以上含有することにより、固溶強化と焼入れ性増大効果による組織変化とにより、靭性を大きく損なうことなく、強化を図ることができる作用を奏するとともに、熱間曲げ加工後の母材及び熱影響部の靭性の劣化を抑制する作用を奏する。しかし、Ｎｉ含有量が２．０％を超えると、製造コストが上昇し過ぎて実用的でない。そこで、Ｎｉ含有量は２．０％以下とする。
Ｎｉは、Ｃｕと同様に、望ましくは０．０１％以上含有することにより、固溶強化と焼入れ性増大効果による組織変化とにより、靭性を大きく損なうことなく、強化を図ることができる作用を奏するとともに、熱間曲げ加工後の母材及び熱影響部の靭性の劣化を抑制する作用を奏する。しかし、Ｎｉ含有量が２．０％を超えると、製造コストが上昇し過ぎて実用的でない。そこで、Ｎｉ含有量は２．０％以下とする。
（Ｍｏ：１．０％以下）
Ｍｏは、望ましくは０．０１％以上含有することにより、母材及び溶接部の強度上昇に有効である。しかし、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、現地周溶接性や溶接熱影響部の靭性が劣化する。そこで、Ｍｏ含有量は１．０％以下とする。
Ｍｏは、望ましくは０．０１％以上含有することにより、母材及び溶接部の強度上昇に有効である。しかし、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、現地周溶接性や溶接熱影響部の靭性が劣化する。そこで、Ｍｏ含有量は１．０％以下とする。
（Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下）
Ｎｂ、Ｔｉは、いずれも、析出強化や焼入れ性増大効果による強度上昇，あるいは結晶粒微細化に伴う靭性の改善に大きな効果をもたらす。しかし、Ｎｂ含有量が０．１％を超え、またはＶ含有量が０．１％を超えると、溶接部の靭性が低下する。そこで、Ｎｂ含有量は０．１％以下とし、Ｖ含有量は０．１％以下とする。
Ｎｂ、Ｔｉは、いずれも、析出強化や焼入れ性増大効果による強度上昇，あるいは結晶粒微細化に伴う靭性の改善に大きな効果をもたらす。しかし、Ｎｂ含有量が０．１％を超え、またはＶ含有量が０．１％を超えると、溶接部の靭性が低下する。そこで、Ｎｂ含有量は０．１％以下とし、Ｖ含有量は０．１％以下とする。
（Ｔｉ：０．０２５％以下）
Ｔｉは、望ましくは０．００５％以上含有することにより、ＴｉＮを生成し、熱影響部の粒成長を抑制し、靭性を向上する作用を奏する。しかし、Ｔｉ含有量が０．０２５％を超えると溶存Ｎ量が増加して熱影響部の靭性が劣化する。そこで、Ｔｉ含有量は０．０２５％以下とする。
Ｔｉは、望ましくは０．００５％以上含有することにより、ＴｉＮを生成し、熱影響部の粒成長を抑制し、靭性を向上する作用を奏する。しかし、Ｔｉ含有量が０．０２５％を超えると溶存Ｎ量が増加して熱影響部の靭性が劣化する。そこで、Ｔｉ含有量は０．０２５％以下とする。
（Ａｌ：０．０６％以下）
Ａｌは、Ｓｉ同様に、脱酸材としての作用があるが、結晶完全整粒化のために０．０１０％以上含有することが望ましい。一方、溶接部の低温靭性を確保するために、溶接金属のＡｌ／Ｏを適正に制御するために、Ａｌ含有量は０．０６％以下とする。
Ａｌは、Ｓｉ同様に、脱酸材としての作用があるが、結晶完全整粒化のために０．０１０％以上含有することが望ましい。一方、溶接部の低温靭性を確保するために、溶接金属のＡｌ／Ｏを適正に制御するために、Ａｌ含有量は０．０６％以下とする。
（Ｎ：０．００５０％以下）
Ｎは、ＶやＴｉ等と窒化物を形成して高温強度の向上に効果をもたらす。しかし、Ｎ含有量が０．００５０％を超えるとＮｂ、Ｖ、Ｔｉと炭窒化物を形成し、母材及び熱影響部の靭性を低下させる。そこで、Ｎ含有量は０．００５０％以下とする。ただし、溶接熱影響部についての靱性の要求レベルが高い場合には、Ｎ含有量を０．００３５％以下とすることが望ましい。
Ｎは、ＶやＴｉ等と窒化物を形成して高温強度の向上に効果をもたらす。しかし、Ｎ含有量が０．００５０％を超えるとＮｂ、Ｖ、Ｔｉと炭窒化物を形成し、母材及び熱影響部の靭性を低下させる。そこで、Ｎ含有量は０．００５０％以下とする。ただし、溶接熱影響部についての靱性の要求レベルが高い場合には、Ｎ含有量を０．００３５％以下とすることが望ましい。
（Ｃａ：０．００５０％以下）
Ｃａは、介在物の形態制御、具体的には球状化に効果があり、水素誘起割れやラメラーティアーを防止する。しかし、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると、Ｃａ系介在物の発生量が過多になるため、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。一方、Ｃａ含有量は、Ｓ含有量と密接な関係があり、Ｓ含有量が０．００１０％以上である場合にはＭｎＳ系介在物の球状化のために、０．０００５％以上であることが望ましい。なお、Ｓ含有量が０．００１０％以下である極めて清浄性の高い鋼では、Ｃａ含有量の下限は特に設定する必要はない。以上の理由により、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。
Ｃａは、介在物の形態制御、具体的には球状化に効果があり、水素誘起割れやラメラーティアーを防止する。しかし、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えると、Ｃａ系介在物の発生量が過多になるため、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。一方、Ｃａ含有量は、Ｓ含有量と密接な関係があり、Ｓ含有量が０．００１０％以上である場合にはＭｎＳ系介在物の球状化のために、０．０００５％以上であることが望ましい。なお、Ｓ含有量が０．００１０％以下である極めて清浄性の高い鋼では、Ｃａ含有量の下限は特に設定する必要はない。以上の理由により、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とする。
上述した以外は、Ｆｅ及び不純物である。
（Ｔｉ及びＮそれぞれの含有量の比（Ｔｉ／Ｎ）：４．０以上）
Ｘ８０グレードの高強度ＵＯＥ鋼管を例にとって、外径Ｄと肉厚Ｔとの比（Ｄ／Ｔ）と耐震性との関係を調べた。その結果、比（Ｄ／Ｔ）が小さくなるほど座屈ひずみが大きくなり、耐震性が向上することが確認された。このため、高強度ＵＯＥ鋼管の耐震性を向上するには、まず最初にＵＯ鋼管の比（Ｄ／Ｔ）を３０以下にすることが望ましい。しかしながら、輸送圧力、輸送効率さらには輸送必要量によっては、比（Ｄ／Ｔ）を３０超に設定せざるを得ない場合もあり、このような場合も含めて、本実施の形態で説明するように、材料の特性を改善することによって、耐震性の改善及び向上を図ることが望ましい。
（Ｔｉ及びＮそれぞれの含有量の比（Ｔｉ／Ｎ）：４．０以上）
Ｘ８０グレードの高強度ＵＯＥ鋼管を例にとって、外径Ｄと肉厚Ｔとの比（Ｄ／Ｔ）と耐震性との関係を調べた。その結果、比（Ｄ／Ｔ）が小さくなるほど座屈ひずみが大きくなり、耐震性が向上することが確認された。このため、高強度ＵＯＥ鋼管の耐震性を向上するには、まず最初にＵＯ鋼管の比（Ｄ／Ｔ）を３０以下にすることが望ましい。しかしながら、輸送圧力、輸送効率さらには輸送必要量によっては、比（Ｄ／Ｔ）を３０超に設定せざるを得ない場合もあり、このような場合も含めて、本実施の形態で説明するように、材料の特性を改善することによって、耐震性の改善及び向上を図ることが望ましい。
Ｘ８０グレードのＵＯＥ鋼管を例にとって、（ｉ）降伏比ＹＲ（ＹＳ／ＴＳ）、（ｉｉ）一様伸び、及び（ｉｉｉ）応力−ひずみ曲線の形状の３項目が、耐震性（耐座屈性）に及ぼす影響を調査した。
この調査により、
（Ａ）降伏比ＹＲは、８５、８８、９１％の順に、座屈発生時の曲げ角度が、１３．９°、１４．５°、１５．３°となり、降伏比ＹＲの値が大きいほど耐震性に優れること、
（Ａ）降伏比ＹＲは、８５、８８、９１％の順に、座屈発生時の曲げ角度が、１３．９°、１４．５°、１５．３°となり、降伏比ＹＲの値が大きいほど耐震性に優れること、
（Ｂ）一様伸びは、５．８８％、７．３８％、８．８８％である場合、座屈発生時の曲げ角度はそれぞれ１４．１°、１４．５°、１５．１°となり、一様伸びが大きいほど耐震性に優れること、及び。
（Ｃ）図１は、コーティング熱処理の前後における応力−ひずみ曲線の変化を示すグラフであり、ケース１は仕上温度８００℃、圧延後冷却速度２０℃／ｓｅｃである条件により製造された圧延鋼板を素材とするＵＯＥ鋼管の２００℃コーティング熱処理後における応力−ひずみ曲線を示し、ケース２は仕上温度８００℃、圧延後冷却速度２０℃／ｓｅｃである条件により製造された圧延鋼板を素材とするＵＯＥ鋼管の２７０℃コーティング熱処理後における応力−ひずみ曲線を示す。
図１のグラフに示すように、コーティング熱処理前においてはケース１、２のいずれもＲｏｕｎｄ Ｈｏｕｓｅ型の応力−ひずみ曲線を有するものの、本発明で規定する条件を満足しないケース１では、コーティング熱処理後の応力−ひずみ曲線の形状が、Ｙｉｅｌｄ Ｐｏｉｎｔ型に変化するのに対し、本発明で規定する条件を満足するケース２では、コーティング熱処理後の応力−ひずみ曲線の形状がＲｏｕｎｄ Ｈｏｕｓｅ型を維持することがわかる。
本実施の形態では、降伏比ＹＲ及び一様伸びそれぞれの大小と、応力−ひずみ曲線の形状の３項目のうちで、特に応力−ひずみ曲線の形状に注目し、コーティング熱処理を行われた後における応力−ひずみ曲線の形状が、Ｙｉｅｌｄ Ｐｏｉｎｔ型であるＵＯＥ鋼管よりも、Ｒｏｕｎｄ Ｈｏｕｓｅ型であるＵＯＥ鋼管のほうが、耐震性が良好であることを利用する。このために、転位を固着する元素であるＣ又はＮに注目し、その中でも、Ｔｉ及びＮそれぞれの含有量の比（Ｔｉ／Ｎ）に注目した。
そして、試験片を用いて比（Ｔｉ／Ｎ）を変化させる確認試験を行い、応力−ひずみ曲線の形状の変化を調べた。
図２は、試験片のＬ方向の引張試験における応力とひずみとの関係に及ぼす（Ｔｉ／Ｎ）の影響を示すグラフである。
図２は、試験片のＬ方向の引張試験における応力とひずみとの関係に及ぼす（Ｔｉ／Ｎ）の影響を示すグラフである。
同図のグラフに示すように、（Ｔｉ／Ｎ）が２．９である場合には応力−ひずみ曲線はＹｉｅｌｄ Ｐｏｉｎｔ型の形状となり、（Ｔｉ／Ｎ）の値が４．１、５．６と大きくなるにつれて、上降伏点を有さないなだらかなＲｏｕｎｄ Ｈｏｕｓｅ型の形状となる。
このように、コーティング熱処理を行われた後におけるＵＯＥ鋼管の応力−ひずみ曲線の形状を、Ｒｏｕｎｄ Ｈｏｕｓｅ型に維持するには、転位を固着する作用を奏するフリーＮを低減することが有効であり、このためには、（Ｔｉ／Ｎ）の値を４．０以上とすることが有効である。さらにこのような作用効果を安定して得るためにはＴｉ／Ｎを５．０以上とすることが望ましい。
本実施の形態では、上述した鋼組成を有するスラブに、常法にしたがって、７００℃以上８５０℃以下の仕上温度で圧延を行った後に直ちに３℃／ｓｅｃ以上３０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却する加速冷却を行うことによって、圧延鋼板とする。
この加速冷却を行うことにより、圧延鋼板は、フェライト及びベイナイトからなる金属組織、もしくはフェライト、ベイナイト及びマルテンサイトからなる金属組織を有する。
そして、本実施の形態では、このようにして製造した圧延鋼板を素材として、公知のＵＯＥ製管法を用いてＵＯＥ鋼管を製造する。このＵＯＥ製管法は、素材である圧延鋼板にＵプレスを行ってＵ形に成形し、さらにＯプレスを行ってＯ形に成形して円筒状に成形し、その後に端部である継目を突き合わせて溶接するものである。これは当業者にとっては周囲の製管法であるので、ＵＯＥ製管法に関するこれ以上の説明は省略する。
そして、本実施の形態では、このようにして製造した圧延鋼板を素材として、公知のＵＯＥ製管法を用いてＵＯＥ鋼管を製造する。このＵＯＥ製管法は、素材である圧延鋼板にＵプレスを行ってＵ形に成形し、さらにＯプレスを行ってＯ形に成形して円筒状に成形し、その後に端部である継目を突き合わせて溶接するものである。これは当業者にとっては周囲の製管法であるので、ＵＯＥ製管法に関するこれ以上の説明は省略する。
本実施の形態では、このようにして、Ｃ：０．０３％以上０．１０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上０．５０％以下、Ｍｎ：１．５０％以上２．２％以下、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．０２５％以下、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下を含有するとともに、Ｔｉ及びＮそれぞれの含有量の比（Ｔｉ／Ｎ）：４．０以上であり、残部Ｆｅ及び不純物からなる鋼組成を有し、望ましくは、フェライト及びベイナイトからなる金属組織、もしくはフェライト、ベイナイト及びマルテンサイトからなる金属組織を有する、本実施の形態のＸ７０グレード以上のラインパイプ用ＵＯＥ鋼管が提供される。
このように、本実施の形態によれば、Ｔｉ／Ｎを適正な範囲に制限するとともに、ＵＯＥ鋼管の素材である圧延鋼板の熱間圧延後に加速冷却を行うことにより、フリーＮを低減するとともに、望ましくは、フェライト及びベイナイトからなる金属組織、もしくはフェライト、ベイナイト及びマルテンサイトからなる金属組織とすることによって、ＵＯＥ鋼管の応力−ひずみ曲線の形状を、コーティング熱処理後においてもＲｏｕｎｄ Ｈｏｕｓｅ型に維持することができるようになるとともに、ＵＯＥ鋼管の降伏比ＹＲを９０％以下、望ましくは８５％以下に抑制することができるので、これにより、耐震性に優れたＸ７０グレード以上のラインパイプ用ＵＯＥ鋼管を提供することができる。
したがって、敷設されたラインパイプを構成するＵＯＥ鋼管が、季節毎の気温変動により凍土（大地）が膨張や収縮等を繰り返すことによってその軸方向へ作用する引張応力により、変形することが懸念されている、カナダ等の寒冷地において使用されるラインパイプを構成する高強度ＵＯＥ鋼管として、強度のみならず、破壊変形に対する変形能である耐震性も優れるので、極めて望ましい。
さらに、本発明を、実施例を参照しながらより具体的に説明する。
表１に示す鋼組成（表１に示す以外はＦｅ及び不純物）を有するスラブに、表２に示す仕上温度で圧延を行った後に直ちに表２に示す冷却速度で冷却することにより得られる圧延鋼板を素材としてＵＯＥ製管法により、Ｘ８０グレードで肉厚が１６．２ｍｍであるＵＯＥ鋼管を製造した。
表１に示す鋼組成（表１に示す以外はＦｅ及び不純物）を有するスラブに、表２に示す仕上温度で圧延を行った後に直ちに表２に示す冷却速度で冷却することにより得られる圧延鋼板を素材としてＵＯＥ製管法により、Ｘ８０グレードで肉厚が１６．２ｍｍであるＵＯＥ鋼管を製造した。
そして、これらのＵＯＥ鋼管から切り出した引張試験片１〜７に、２５０℃に５分間保持するコーティング熱処理を模擬した熱処理を行ってから、引張試験を行った。
この引張試験片１〜７の化学組成及び金属組織を表１に示すとともに、素材である圧延鋼板の圧延仕上温度及び冷却速度、引張試験片１〜７の機械特性（引張強度ＴＳ、降伏強度ＹＳ、降伏比ＹＲ）および靭性（シャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ−１０（℃））の測定値を表２に示す。また、引張試験における応力−ひずみ曲線の形状を図３（ａ）〜図３（ｇ）にグラフで示す。
この引張試験片１〜７の化学組成及び金属組織を表１に示すとともに、素材である圧延鋼板の圧延仕上温度及び冷却速度、引張試験片１〜７の機械特性（引張強度ＴＳ、降伏強度ＹＳ、降伏比ＹＲ）および靭性（シャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ−１０（℃））の測定値を表２に示す。また、引張試験における応力−ひずみ曲線の形状を図３（ａ）〜図３（ｇ）にグラフで示す。
特に、応力−ひずみ曲線の形状は、下記に示す通り２種類（Ｉ）、（ＩＩ）に分類され、耐震性の良否を評価するためには重要である。
（Ｉ）Ｒｏｕｎｄ Ｈｏｕｓｅ型：
コーティング熱処理を行われない通常のＵＯＥ鋼管に現れる応力−ひずみ曲線の形状であり、耐震性に優れることを示す。
コーティング熱処理を行われない通常のＵＯＥ鋼管に現れる応力−ひずみ曲線の形状であり、耐震性に優れることを示す。
（ＩＩ）Ｙｉｅｌｄ Ｐｏｉｎｔ型：
コーティング熱処理を行われた後のＵＯＥ鋼管に表れることが多い応力−ひずみ曲線の形状であり、Ｒｏｕｎｄ型に比べると耐座屈性に劣り、Ｓｔｒａｉｎ Ｂａｓｅｄ Ｄｅｓｉｇｎに用いるには不適である。
コーティング熱処理を行われた後のＵＯＥ鋼管に表れることが多い応力−ひずみ曲線の形状であり、Ｒｏｕｎｄ型に比べると耐座屈性に劣り、Ｓｔｒａｉｎ Ｂａｓｅｄ Ｄｅｓｉｇｎに用いるには不適である。
表１、２及び図３（ａ）〜図３（ｇ）より、ＵＯＥ鋼管のＴｉ及びＮそれぞれの含有量の比（Ｔｉ／Ｎ）を適正な範囲とするとともに、ＵＯＥ鋼管の素材である圧延鋼板の熱間圧延を終了した後に加速冷却を行うことによって、転位を固着するフリーＮを低減するとともに、望ましくは、フェライト及びベイナイトからなる金属組織、もしくはフェライト、ベイナイト及びマルテンサイトからなる金属組織とすることによって、ＵＯＥ鋼管の低降伏比化を図りながら、コーティング熱処理を行われた後においてもＲｏｕｎｄ Ｈｏｕｓｅ型の形状の応力−ひずみ曲線を有するようになるので、耐震性に優れた高強度のラインパイプ用ＵＯＥ鋼管を提供できることがわかる。
Claims (2)
- 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．５０〜２．２％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．０２５％以下、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下を含有するとともにＴｉ／Ｎ：４．０以上であり、残部Ｆｅ及び不純物からなる鋼組成を有することを特徴とするＸ７０グレード以上のラインパイプ用ＵＯＥ鋼管。
- 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．５０〜２．２％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｉ：２．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｔｉ：０．０２５％以下、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下を含有するとともにＴｉ／Ｎ：４．０以上であり、残部Ｆｅ及び不純物からなる鋼組成を有するスラブに、７００〜８５０℃の仕上温度で圧延を行った後に直ちに３〜３０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却することにより得られる圧延鋼板を素材としてＵＯＥ製管法によりＵＯＥ鋼管を製造することを特徴とする、Ｘ７０グレード以上のラインパイプ用ＵＯＥ鋼管の製造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008077985A JP2009228099A (ja) | 2008-03-25 | 2008-03-25 | ラインパイプ用ｕｏｅ鋼管及びその製造方法 |
| PCT/JP2009/055803 WO2009119570A1 (ja) | 2008-03-25 | 2009-03-24 | ラインパイプ用ｕｏｅ鋼管及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008077985A JP2009228099A (ja) | 2008-03-25 | 2008-03-25 | ラインパイプ用ｕｏｅ鋼管及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2009228099A true JP2009228099A (ja) | 2009-10-08 |
Family
ID=41113762
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2008077985A Pending JP2009228099A (ja) | 2008-03-25 | 2008-03-25 | ラインパイプ用ｕｏｅ鋼管及びその製造方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2009228099A (ja) |
| WO (1) | WO2009119570A1 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012029945A1 (ja) * | 2010-09-03 | 2012-03-08 | 住友金属工業株式会社 | 耐破壊特性および耐ｈｉｃ特性に優れる高強度鋼板 |
| JP2014043627A (ja) * | 2012-08-28 | 2014-03-13 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | ポリオレフィン被覆ｕｏｅ鋼管及びその製造方法 |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102220547B (zh) * | 2011-06-10 | 2013-01-09 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | Ct80级连续油管用钢带及其制备方法 |
| KR101709887B1 (ko) * | 2013-07-25 | 2017-02-23 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 라인 파이프용 강판 및 라인 파이프 |
| CN107130173A (zh) * | 2017-05-27 | 2017-09-05 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 钢结构用q235kz抗震热轧h型钢及其制备方法 |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003293089A (ja) * | 2002-04-09 | 2003-10-15 | Nippon Steel Corp | 変形性能に優れた高強度鋼板、高強度鋼管および製造方法 |
| JP2005015823A (ja) * | 2003-06-24 | 2005-01-20 | Nippon Steel Corp | 変形性能に優れたパイプライン用高強度鋼管及びその製造方法 |
| JP2006124775A (ja) * | 2004-10-28 | 2006-05-18 | Nippon Steel Corp | パイプライン変形特性および低温靭性に優れた超高強度鋼板及び超高強度鋼管並びにそれらの製造方法 |
| JP2006283147A (ja) * | 2005-04-01 | 2006-10-19 | Nippon Steel Corp | 時効後の変形特性に優れたパイプライン用高強度鋼管およびその製造方法 |
| JP2006299398A (ja) * | 2005-03-22 | 2006-11-02 | Nippon Steel Corp | 歪み時効特性に優れた引張強さ７６０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の製造方法およびそれを用いた高強度鋼管の製造方法 |
| JP2007146230A (ja) * | 2005-11-28 | 2007-06-14 | Nippon Steel Corp | 耐水素誘起割れ性および延性破壊特性に優れた引張強さ７６０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の製造方法およびその鋼板を用いた高強度鋼管の製造方法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003201535A (ja) * | 2001-10-22 | 2003-07-18 | Jfe Steel Kk | 電子ビーム溶接用鋼板、鋼管および溶接金属部の低温靱性に優れたパイプライン |
| JP4940886B2 (ja) * | 2006-10-19 | 2012-05-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐ｈｉｃ特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法 |
-
2008
- 2008-03-25 JP JP2008077985A patent/JP2009228099A/ja active Pending
-
2009
- 2009-03-24 WO PCT/JP2009/055803 patent/WO2009119570A1/ja active Application Filing
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003293089A (ja) * | 2002-04-09 | 2003-10-15 | Nippon Steel Corp | 変形性能に優れた高強度鋼板、高強度鋼管および製造方法 |
| JP2005015823A (ja) * | 2003-06-24 | 2005-01-20 | Nippon Steel Corp | 変形性能に優れたパイプライン用高強度鋼管及びその製造方法 |
| JP2006124775A (ja) * | 2004-10-28 | 2006-05-18 | Nippon Steel Corp | パイプライン変形特性および低温靭性に優れた超高強度鋼板及び超高強度鋼管並びにそれらの製造方法 |
| JP2006299398A (ja) * | 2005-03-22 | 2006-11-02 | Nippon Steel Corp | 歪み時効特性に優れた引張強さ７６０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の製造方法およびそれを用いた高強度鋼管の製造方法 |
| JP2006283147A (ja) * | 2005-04-01 | 2006-10-19 | Nippon Steel Corp | 時効後の変形特性に優れたパイプライン用高強度鋼管およびその製造方法 |
| JP2007146230A (ja) * | 2005-11-28 | 2007-06-14 | Nippon Steel Corp | 耐水素誘起割れ性および延性破壊特性に優れた引張強さ７６０ＭＰａ級以上の高強度鋼板の製造方法およびその鋼板を用いた高強度鋼管の製造方法 |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2012029945A1 (ja) * | 2010-09-03 | 2012-03-08 | 住友金属工業株式会社 | 耐破壊特性および耐ｈｉｃ特性に優れる高強度鋼板 |
| JP5299579B2 (ja) * | 2010-09-03 | 2013-09-25 | 新日鐵住金株式会社 | 耐破壊特性および耐ｈｉｃ特性に優れる高強度鋼板 |
| US9528172B2 (en) | 2010-09-03 | 2016-12-27 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength steel sheet having improved resistance to fracture and to HIC |
| JP2014043627A (ja) * | 2012-08-28 | 2014-03-13 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | ポリオレフィン被覆ｕｏｅ鋼管及びその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| WO2009119570A1 (ja) | 2009-10-01 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5776860B1 (ja) | 耐サワー性、耐圧潰特性及び低温靭性に優れた厚肉高強度ラインパイプ用鋼板とラインパイプ | |
| JP5857400B2 (ja) | 高圧縮強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 | |
| JP5561119B2 (ja) | 高圧縮強度耐サワーラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 | |
| JP6226062B2 (ja) | 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 | |
| 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 | |
| JP5782827B2 (ja) | 高圧縮強度耐サワーラインパイプ用鋼管及びその製造方法 | |
| JP6048615B2 (ja) | 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 | |
| WO2012141220A1 (ja) | 変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板及び高強度鋼管並びにこれらの製造方法 | |
| JP5472071B2 (ja) | ラインパイプ用鋼材 | |
| JP2012241270A (ja) | 耐圧潰性に優れた高強度耐サワーラインパイプ及びその製造方法 | |
| WO2009119570A1 (ja) | ラインパイプ用ｕｏｅ鋼管及びその製造方法 | |
| JP5786351B2 (ja) | 耐コラプス性能の優れたラインパイプ用鋼管 | |
| JP3846246B2 (ja) | 鋼管の製造方法 | |
| JP4741715B2 (ja) | 高強度鋼管及びその製造方法 | |
| JP4336294B2 (ja) | 時効後の変形特性に優れたパイプライン用高強度鋼管の製造方法 | |
| JP5353760B2 (ja) | 変形特性に優れる電縫鋼管およびその製造方法 | |
| WO2013111902A1 (ja) | パイプライン及びその製造方法 | |
| JP6819835B1 (ja) | ラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびにラインパイプおよびその製造方法 | |
| JP2012241269A (ja) | 高圧縮強度鋼管及びその製造方法 | |
| JP5020691B2 (ja) | 低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板および高強度ラインパイプならびにこれらの製造方法 | |
| JP2012193446A (ja) | 高延性超高強度溶接鋼管用鋼板および鋼管ならびにその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Effective date: 20100525 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 |
|
| A521 | Written amendment |
Effective date: 20121011 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 |
|
| A711 | Notification of change in applicant |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A712 Effective date: 20121011 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Effective date: 20130521 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 |