JP2016223013A - 高強度高靭性鋼管用鋼板の製造方法及び高強度高靭性鋼管用鋼板 - Google Patents
高強度高靭性鋼管用鋼板の製造方法及び高強度高靭性鋼管用鋼板 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2016223013A JP2016223013A JP2016106044A JP2016106044A JP2016223013A JP 2016223013 A JP2016223013 A JP 2016223013A JP 2016106044 A JP2016106044 A JP 2016106044A JP 2016106044 A JP2016106044 A JP 2016106044A JP 2016223013 A JP2016223013 A JP 2016223013A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- rolling
- cooling
- mass
- 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
Abstract
【課題】吸収エネルギーに悪影響を及ぼすことなく低ＹＲ化を達成する高強度高靭性鋼管用鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】特定の成分組成を有する鋼素材を、表面温度：１０００℃以上１２５０℃以下に加熱し、再結晶温度域において第一圧延し、該第一圧延後、９００℃以下の未再結晶温度域において累積圧下率４０％以上７５％以下の条件で第二圧延し、該第二圧延後、下記の冷却開始温度及び冷却停止温度の加速冷却条件で冷却を行うことを特徴とする高変形能を備えた高強度高靭性鋼管用鋼板の製造方法とする。
冷却開始温度： （Ａｒ３−５０℃）以上Ａｒ３未満
冷却停止温度： ２５０〜５００℃
【選択図】なし
【解決手段】特定の成分組成を有する鋼素材を、表面温度：１０００℃以上１２５０℃以下に加熱し、再結晶温度域において第一圧延し、該第一圧延後、９００℃以下の未再結晶温度域において累積圧下率４０％以上７５％以下の条件で第二圧延し、該第二圧延後、下記の冷却開始温度及び冷却停止温度の加速冷却条件で冷却を行うことを特徴とする高変形能を備えた高強度高靭性鋼管用鋼板の製造方法とする。
冷却開始温度： （Ａｒ３−５０℃）以上Ａｒ３未満
冷却停止温度： ２５０〜５００℃
【選択図】なし
Description
本発明は、高変形能を備え靭性に優れ、高い強度を有する高強度高靭性鋼管用鋼板及びその製造方法に関する。特に、本発明の製造方法は、強度レベルがＡＰＩ Ｘ８０以上で、板厚２０ｍｍ以下のＵＯＥまたはプレスベンド法によって製造されるラインパイプ用の鋼板の製造方法として好適である。
天然ガス供給地の遠隔化に伴い、天然ガス輸送用パイプラインの長距離化が進み、輸送効率向上のため、操業ガス圧の高圧化やパイプの大径化が図られ、このために厚肉材や高強度グレード材が使用される。
厚肉材では現地においてパイプ同士をつなげる際の多層盛溶接のパス数が増大してしまいコスト高となってしまうことや、一定の厚み以上では円周溶接後のＰＷＨＴ（ＰＯＳＴ ＷＥＬＤ ＨＥＡＴ ＴＲＥＡＴＭＥＮＴ）が必要となることから、薄肉の高強度グレード材の需要が高まっている。
天然ガス輸送用パイプラインにおいて、高圧操業もしくはリッチガスの輸送の場合、ガスバースト発生時の不安定延性破壊における亀裂伝播防止の観点から、シャルピー衝撃試験における高吸収エネルギー化が求められている。なお、本発明における高圧操業とは、ガス圧が１０ＭＰa以上のものを指す。また、リッチガスとは飽和炭化水素ガスにおいてメタン(化学式：ＣＨ４)より重分子のガスを指す。
不安定延性破壊における亀裂の伝播の防止には、亀裂伝播速度よりもガスの流出速度が大きく、亀裂先端のガス圧が十分低下する必要がある。また、亀裂伝播速度は吸収エネルギーが大きいほど遅い傾向を有する。高圧操業を目的とする場合、亀裂伝播の駆動力が大きくなるため、より高い吸収エネルギーが求められることとなる。
例えば、特許文献１には、高速延性破壊伝播停止性能を向上させるために、制御圧延、加速冷却により微細ベイナイト組織として、鋼板のシャルピー吸収エネルギーを向上させる方法が開示されている。
また、天然ガス輸送用ラインパイプの素材として用いられる鋼板は高靭性であることも求められ、この観点からも吸収エネルギーを高めることが求められる。
一方、天然ガス輸送用パイプラインの場合、大地震や凍土地帯における地盤変動により、大変形が生じても、亀裂の発生防止が可能な高変形能を備えることも要求されるようになってきた。
鋼材の高変形能の指標として、降伏強度を引張強度で割った降伏比（ＹＲ（％））が使われ、低ＹＲ化されるほどパイプ座屈発生の限界歪が向上する。
鋼材のミクロ組織を軟質なフェライト相と、硬質なベイナイトやマルテンサイトなどが適度に分散した硬質相の２相組織とすることで、低ＹＲとなることが知られている。例えば特許文献２、３および４には、ミクロ組織をフェライト＋ベイナイト、あるいはフェライト＋マルテンサイト、またはフェライト＋ベイナイト＋マルテンサイトとしている。
しかしながら、特許文献１記載の均質単相組織鋼では、２相組織鋼でないために低ＹＲ特性を得ることが出来ない。
特許文献２のように、２相域で圧延を実施したのちに加速冷却を実施すると低ＹＲかつ低温靭性が向上できることが知られているが、第２相であるフェライトの分率が高くなる傾向となり、吸収エネルギーは大きく低下しているものと考えらえる。
また、特許文献３のような２相組織鋼においては高強度かつ低ＹＲの特性が得られるものの、吸収エネルギーについては均質単相組織鋼と比較して劣る。
特許文献４において、靭性に悪影響を及ぼす粗大フェライト析出を回避する製造条件を提案しているものの、強度レベルは６３０ＭＰａと低く、高強度域での適用に懸念がある。
そこで、本発明は、吸収エネルギーに悪影響を及ぼすことなく低ＹＲ化を達成する高強度高靭性鋼管用鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者等は、上記課題を解決するため、鋼組織における第２相の形態に及ぼす圧延時の圧下量及び冷却条件に着目して鋭意検討した結果、再結晶温度域での圧延後、未再結晶温度域の圧延での圧下量を制御し、（Ａｒ３−５０℃）以上Ａｒ３未満からの加速冷却の冷却条件を制御することにより、優れた吸収エネルギー、高強度および低ＹＲ特性が得られることを見出した。ここで、Ａｒ３変態点は以下の式で表される。式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味し、含有しない元素については０とする。
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ
具体的には、下記１、２を見出した。
具体的には、下記１、２を見出した。
１．再結晶温度域における圧延により均一なオーステナイト粒を得た後、未再結晶温度域での圧延を９００℃以下の低温領域において所定の累積圧下率で実施することにより、オーステナイト粒に均一な多量のひずみを導入することが可能となる。
２．（Ａｒ３−５０℃）以上Ａｒ３未満を開始温度とする加速冷却により、均一かつ多量のひずみが導入されたオーステナイト粒を、ベイナイト主体の組織中に均質微細なフェライトが微量形成された２相組織にできることが見出された。
本発明は以下のものを提供する。
［１］質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０９％、Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００３〜０．０５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．００１０〜０．００６０％を含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｏ：０．００４％未満に制限し、さらに、質量％でＣｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、のうちから選ばれる１種または２種以上を任意成分として含有し、下記（１）式で計算されるＣｅｑ値が０．４０〜０．６０であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼素材を、表面温度：１０００℃以上１２５０℃以下に加熱し、再結晶温度域において第一圧延し、該第一圧延後、９００℃以下の未再結晶温度域において累積圧下率４０％以上７５％以下の条件で第二圧延し、該第二圧延後、下記の冷却開始温度及び冷却停止温度の冷却条件で冷却を行うことを特徴とする高強度高靭性鋼管用鋼板の製造方法。
冷却開始温度： （Ａｒ３−５０℃）以上Ａｒ３未満
冷却停止温度： ２５０〜５００℃
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ （１）
各元素は質量％での値とする。
冷却停止温度： ２５０〜５００℃
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ （１）
各元素は質量％での値とする。
［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％を含有することを特徴とする［１］に記載の高強度高靭性鋼管用鋼板の製造方法。
［３］質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０９％、Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００３〜０．０５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．００１０〜０．００６０％を含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｏ：０．００４％未満に制限し、さらに、質量％でＣｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、のうちから選ばれる１種または２種以上を任意成分として含有し、下記（１）式で計算されるＣｅｑ値が０．４０〜０．６０であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、ベイナイトを主体とし、フェライトを含有し、該フェライトの平均粒径が５μｍ未満、面積率でのフェライト分率が５％未満である鋼組織とを有することを特徴とする高強度高靭性鋼管用鋼板。
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ （１）
各元素は質量％での値とする。
［４］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％を含有することを特徴とする［３］に記載の高強度高靭性鋼管用鋼板。
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ （１）
各元素は質量％での値とする。
［４］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％を含有することを特徴とする［３］に記載の高強度高靭性鋼管用鋼板。
本発明の高強度高靭性鋼管用鋼板は、圧延−加速冷却プロセスの最適化により特定の鋼組織に調整され、この特定の鋼組織と特定の成分組成との組み合わせで降伏比８０％以下の低降伏比特性を備える。そして、本発明の高強度高靭性鋼管用鋼板は、従来の高変形能材と比較して、延性破壊領域において２５０Ｊ以上の優れた吸収エネルギーを示す。２５０Ｊ以上の吸収エネルギーであれば、高靭性であると評価できる。また、強度レベルは、降伏強度５５５ＭＰａ以上および引張強度７００ＭＰａ以上である。
特に、本発明の高強度高靭性鋼管用鋼板は、板厚２０ｍｍ以下で上記の特性を有することから、産業上極めて有用である。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
＜高強度高靭性鋼管用鋼板の製造方法＞
本発明の製造方法では、以下の成分組成を有する鋼素材を用いて、高強度高靭性鋼管用鋼板を製造する。先ず、鋼素材について説明する。
本発明の製造方法では、以下の成分組成を有する鋼素材を用いて、高強度高靭性鋼管用鋼板を製造する。先ず、鋼素材について説明する。
鋼素材は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０９％、Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００３〜０．０５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．００１０〜０．００６０％を含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｏ：０．００４％未満に制限し、さらに、質量％でＣｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、のうちから選ばれる１種または２種以上を任意成分として含有し、下記（１）式で計算されるＣｅｑ値が０．４０〜０．６０であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する。なお、成分含有量の質量％を単に％と記載する場合がある。なお、Ｐ含有量、Ｓ含有量及びＯ含有量の「制限し」とは、製造時にこれらの含有量を制限する工程が必須になることを意味するものではなく、これらの元素の含有量が上記範囲にあれば本発明範囲内である。
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ （１）
（１）式中の各元素は質量％での値とする。
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ （１）
（１）式中の各元素は質量％での値とする。
また、上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５％〜０．０１００％を含有してもよい。
Ｃ：０．０２〜０．０９％
ＣはＡＰＩ Ｘ８０以上の強度を確保するために有効な成分である。そのためには、Ｃ含有量を少なくとも０．０２％にすることが必要である。一方、Ｃ含有量が０．０９％を超えると加速冷却後に形成される硬質相がマルテンサイトとなり、母材シャルピー吸収エネルギーが低下する。そこで、Ｃ含有量は０．０２％以上０．０９％以下（以下、０．０２〜０．０９％）とする。後述する固溶Ｎｂの活用および、優れた母材吸収エネルギーを得るためには、Ｃ含有量は０．０３以上０．０６％以下とすることが好ましい。
ＣはＡＰＩ Ｘ８０以上の強度を確保するために有効な成分である。そのためには、Ｃ含有量を少なくとも０．０２％にすることが必要である。一方、Ｃ含有量が０．０９％を超えると加速冷却後に形成される硬質相がマルテンサイトとなり、母材シャルピー吸収エネルギーが低下する。そこで、Ｃ含有量は０．０２％以上０．０９％以下（以下、０．０２〜０．０９％）とする。後述する固溶Ｎｂの活用および、優れた母材吸収エネルギーを得るためには、Ｃ含有量は０．０３以上０．０６％以下とすることが好ましい。
Ｓｉ：０．０１〜０．３０％
Ｓｉは脱酸に必要な元素である。Ｓｉ含有量が０．０１％未満ではその効果は少ない。また、Ｓｉ含有量が０．３０％を超えると溶接性および母材部のシャルピー吸収エネルギーが著しく低下する。そこで、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．３０％とする。母材部のシャルピー吸収エネルギーをさらに向上させたい場合には、Ｓｉ含有量を０．０１〜０．１０％とすることが好ましい。
Ｓｉは脱酸に必要な元素である。Ｓｉ含有量が０．０１％未満ではその効果は少ない。また、Ｓｉ含有量が０．３０％を超えると溶接性および母材部のシャルピー吸収エネルギーが著しく低下する。そこで、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．３０％とする。母材部のシャルピー吸収エネルギーをさらに向上させたい場合には、Ｓｉ含有量を０．０１〜０．１０％とすることが好ましい。
Ｍｎ：１．０〜３．０％
ＭｎはＣと同様に鋼板の強度を確保するために必要であり、ＡＰＩ Ｘ８０以上の強度を確保するためには、Ｍｎ含有量を１．０％以上にすることが必要である。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、鋳造時に不可避的に形成される偏析部に特に濃化し、セパレーションを誘発し、吸収エネルギーの低下をまねく原因となる。そこで、Ｍｎ含有量は１．０〜３．０％とする。高強度と吸収エネルギーをより改善したい場合は、Ｍｎ含有量を１．５〜２．２％とすることが好ましい。ここで述べるセパレーションとは、シャルピー衝撃試験時に破面において観察される亀裂伝播方向に対して垂直に生じる割れのことを指す。
ＭｎはＣと同様に鋼板の強度を確保するために必要であり、ＡＰＩ Ｘ８０以上の強度を確保するためには、Ｍｎ含有量を１．０％以上にすることが必要である。一方、Ｍｎ含有量が３．０％を超えると、鋳造時に不可避的に形成される偏析部に特に濃化し、セパレーションを誘発し、吸収エネルギーの低下をまねく原因となる。そこで、Ｍｎ含有量は１．０〜３．０％とする。高強度と吸収エネルギーをより改善したい場合は、Ｍｎ含有量を１．５〜２．２％とすることが好ましい。ここで述べるセパレーションとは、シャルピー衝撃試験時に破面において観察される亀裂伝播方向に対して垂直に生じる割れのことを指す。
Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下
Ｐ、Ｓは不純物として鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼母材や、溶接熱影響部の靭性を劣化させるため、これらの含有量は経済性を考慮して可能な範囲で低減することが好ましい。本発明では、Ｐ含有量を０．０３０％以下、Ｓ含有量を０．０１０％以下とする。母材の中心偏析部の靭性を特に向上させたい場合は、Ｐ含有量を０．００８％以下、Ｓ含有量を０．００１％以下とすることが好ましい。
Ｐ、Ｓは不純物として鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼母材や、溶接熱影響部の靭性を劣化させるため、これらの含有量は経済性を考慮して可能な範囲で低減することが好ましい。本発明では、Ｐ含有量を０．０３０％以下、Ｓ含有量を０．０１０％以下とする。母材の中心偏析部の靭性を特に向上させたい場合は、Ｐ含有量を０．００８％以下、Ｓ含有量を０．００１％以下とすることが好ましい。
Ａｌ：０．００３〜０．０５０％
Ａｌは脱酸元素であり、Ａｌ含有量が０．００３％未満ではその効果は十分ではなく、過剰に添加すると靭性の劣化をもたらす。そこで、Ａｌ含有量は０．００３〜０．０５０％とする。特に、母材において優れたシャルピー吸収エネルギーを確保するためには、０．０１〜０．０４％とすることが好ましい。なお、Ａｌはｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶性Ａｌ）とする。
Ａｌは脱酸元素であり、Ａｌ含有量が０．００３％未満ではその効果は十分ではなく、過剰に添加すると靭性の劣化をもたらす。そこで、Ａｌ含有量は０．００３〜０．０５０％とする。特に、母材において優れたシャルピー吸収エネルギーを確保するためには、０．０１〜０．０４％とすることが好ましい。なお、Ａｌはｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶性Ａｌ）とする。
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％
Ｎｂはオーステナイト未再結晶温度域を高温側に拡大する働きをする。後述するオーステナイト未再結晶温度域での４０％以上の累積圧下率を十分確保するために、少なくともＮｂを０．００５％含有する必要がある。また、Ｎｂは固溶強化元素としても有用であり、ＡＰＩ Ｘ８０グレードの強度を確保するためにも不可欠である。しかし、Ｎｂ含有量が０．１０％を超えると組織が過剰に硬化し、母材のシャルピー吸収エネルギーが低下する。そこで、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．１０％とする。母材の、高強度と優れたシャルピー吸収エネルギーを両立させる観点からは、Ｎｂ含有量を０．０１０〜０．０７％とすることが好ましい。
Ｎｂはオーステナイト未再結晶温度域を高温側に拡大する働きをする。後述するオーステナイト未再結晶温度域での４０％以上の累積圧下率を十分確保するために、少なくともＮｂを０．００５％含有する必要がある。また、Ｎｂは固溶強化元素としても有用であり、ＡＰＩ Ｘ８０グレードの強度を確保するためにも不可欠である。しかし、Ｎｂ含有量が０．１０％を超えると組織が過剰に硬化し、母材のシャルピー吸収エネルギーが低下する。そこで、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．１０％とする。母材の、高強度と優れたシャルピー吸収エネルギーを両立させる観点からは、Ｎｂ含有量を０．０１０〜０．０７％とすることが好ましい。
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉは鋼中で窒化物を形成する。Ｔｉ含有量が０．００５％以上であると、窒化物のピンニング効果でオーステナイト粒の粗大化を防げる。このため、Ｔｉ含有量を０．００５％以上にすることは、母材の靭性確保や溶接熱影響部での靭性確保の観点から有効である。Ｔｉ含有量が０．０５％を超えると、ＴｉＣの析出強化により靭性が著しく低下する。そこで、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０５％とする。オーステナイト粒をさらに微細化し、あるいは、析出硬化をさらに抑制するためには、Ｔｉ含有量を０．００８〜０．０１６％とすることが好ましい。
Ｔｉは鋼中で窒化物を形成する。Ｔｉ含有量が０．００５％以上であると、窒化物のピンニング効果でオーステナイト粒の粗大化を防げる。このため、Ｔｉ含有量を０．００５％以上にすることは、母材の靭性確保や溶接熱影響部での靭性確保の観点から有効である。Ｔｉ含有量が０．０５％を超えると、ＴｉＣの析出強化により靭性が著しく低下する。そこで、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０５％とする。オーステナイト粒をさらに微細化し、あるいは、析出硬化をさらに抑制するためには、Ｔｉ含有量を０．００８〜０．０１６％とすることが好ましい。
Ｎ：０．００１０〜０．００６０％
ＮはＴｉと窒化物を形成してオーステナイトの粗大化を抑制し、靭性の向上に寄与する。このようなピンニング効果を得るため、Ｎを０．００１０％以上含有する。一方、Ｎ含有量が０．００６０％を超えると、溶接部、特に溶融線近傍で１４５０℃以上に加熱された溶接熱影響部でＴｉＮが分解した場合、固溶Ｎに起因した溶接熱影響部の靭性が劣る場合がある。したがって、Ｎ含有量はＮ：０．００１０〜０．００６０％とする。溶接熱影響部の靭性に対する要求レベルが高い場合には、Ｎ含有量は０．００１０〜０．００５０％とすることが好ましい。
ＮはＴｉと窒化物を形成してオーステナイトの粗大化を抑制し、靭性の向上に寄与する。このようなピンニング効果を得るため、Ｎを０．００１０％以上含有する。一方、Ｎ含有量が０．００６０％を超えると、溶接部、特に溶融線近傍で１４５０℃以上に加熱された溶接熱影響部でＴｉＮが分解した場合、固溶Ｎに起因した溶接熱影響部の靭性が劣る場合がある。したがって、Ｎ含有量はＮ：０．００１０〜０．００６０％とする。溶接熱影響部の靭性に対する要求レベルが高い場合には、Ｎ含有量は０．００１０〜０．００５０％とすることが好ましい。
Ｏ：０．００４％未満
Ｏは鋼中で酸化物を形成し、母材の吸収エネルギーや靭性を低下させる要因となる。Ｏ含有量が０．００４％以上になると吸収エネルギーが著しく低下するため、Ｏ含有量は０．００４％未満とする。酸化物形成を抑制し、吸収エネルギーをさらに高めるためにはＯ含有量を０．００３％以下とすることが好ましい。
Ｏは鋼中で酸化物を形成し、母材の吸収エネルギーや靭性を低下させる要因となる。Ｏ含有量が０．００４％以上になると吸収エネルギーが著しく低下するため、Ｏ含有量は０．００４％未満とする。酸化物形成を抑制し、吸収エネルギーをさらに高めるためにはＯ含有量を０．００３％以下とすることが好ましい。
鋼素材は、強度調整の観点から必要に応じてＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏのうちから選ばれる１種または２種以上を任意元素として含有することができる。
Ｃｕ：０．０１〜１．０％
Ｃｕは強度を増加させるための元素である。その効果を得るためにはＣｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量が１．０％を超えると熱間脆性により鋼板表面の性状が劣化する。そこで、Ｃｕを添加する場合は、その含有量を０．０１〜１．０％とする。
Ｃｕは強度を増加させるための元素である。その効果を得るためにはＣｕ含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｕ含有量が１．０％を超えると熱間脆性により鋼板表面の性状が劣化する。そこで、Ｃｕを添加する場合は、その含有量を０．０１〜１．０％とする。
Ｎｉ：０．０１〜１．０％
Ｎｉは母材の強度を増加させつつ靭性も向上させる。この効果を得るためにはＮｉ含有量を０．０１％以上にする。Ｎｉ含有量が１．０％を超えると効果が飽和し経済性を損なう。そこで、Ｎｉを添加する場合は、その含有量を０．０１〜１．０％とする。
Ｎｉは母材の強度を増加させつつ靭性も向上させる。この効果を得るためにはＮｉ含有量を０．０１％以上にする。Ｎｉ含有量が１．０％を超えると効果が飽和し経済性を損なう。そこで、Ｎｉを添加する場合は、その含有量を０．０１〜１．０％とする。
Ｃｒ：０．０１〜１．０％
Ｃｒは強度を増加するのに有効であり、Ｃｒ含有量が０．０１％以上でその効果を発揮する。Ｃｒ含有量が１．０％を超えると靭性が劣化する。そこで、Ｃｒを添加する場合は、Ｃｒ含有量を０．０１〜１．０％とする。
Ｃｒは強度を増加するのに有効であり、Ｃｒ含有量が０．０１％以上でその効果を発揮する。Ｃｒ含有量が１．０％を超えると靭性が劣化する。そこで、Ｃｒを添加する場合は、Ｃｒ含有量を０．０１〜１．０％とする。
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは強度を増加するのに有効であり、Ｍｏ含有量が０．０１％以上でその効果を発揮し、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると著しく靭性が劣化するとともに経済性が損なわれる。そこで、Ｍｏを添加する場合は、その含有量を０．０１〜１．０％とする。
Ｍｏは強度を増加するのに有効であり、Ｍｏ含有量が０．０１％以上でその効果を発揮し、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると著しく靭性が劣化するとともに経済性が損なわれる。そこで、Ｍｏを添加する場合は、その含有量を０．０１〜１．０％とする。
Ｃｅｑ（％）：０．４０〜０．６０
Ｃｅｑ（％）はＣ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５）で表され、式中の各元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する（含まないものは０とする）。板厚２０ｍｍ以下で、ＡＰＩ Ｘ８０以上の強度を達成するため、Ｃｅｑを０．４０以上とする。一方、Ｃｅｑ（％）が０．６０を超える場合、溶接性が劣化し特にパイプの円周溶接時の低温割れを防止できない。そこで、Ｃｅｑの上限を０．６０とする。なお、含有しない元素は０とする。
Ｃｅｑ（％）はＣ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５）で表され、式中の各元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する（含まないものは０とする）。板厚２０ｍｍ以下で、ＡＰＩ Ｘ８０以上の強度を達成するため、Ｃｅｑを０．４０以上とする。一方、Ｃｅｑ（％）が０．６０を超える場合、溶接性が劣化し特にパイプの円周溶接時の低温割れを防止できない。そこで、Ｃｅｑの上限を０．６０とする。なお、含有しない元素は０とする。
また、上記の通り、本発明では上記成分組成がＣａを含んでもよい。
Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％
Ｃａは鋼中のＳを固定して鋼板の靭性を向上させる働きがあり、この効果を発揮させるためには０．０００５％以上含有することが好ましく、０．００１０％以上含有することがさらに好ましい。一方、０．０１００％を超えてＣａを含有すると鋼中の介在物が増加し、靭性を劣化させる場合がある。したがって、Ｃａを含有させる場合には、Ｃａの含有量を０．０１００％以下とすることが好ましく、０．００８０％以下とすることがさらに好ましい。
Ｃａは鋼中のＳを固定して鋼板の靭性を向上させる働きがあり、この効果を発揮させるためには０．０００５％以上含有することが好ましく、０．００１０％以上含有することがさらに好ましい。一方、０．０１００％を超えてＣａを含有すると鋼中の介在物が増加し、靭性を劣化させる場合がある。したがって、Ｃａを含有させる場合には、Ｃａの含有量を０．０１００％以下とすることが好ましく、０．００８０％以下とすることがさらに好ましい。
上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物には、製造プロセスにおいて不可避的に混入するする成分の他、本発明の効果を害さない範囲で、他の添加成分とともに不可避的に含有される成分を含む。なお、上記任意成分の含有量が下限値未満であっても本発明の効果は害されないため、上記任意成分の含有量が上記下限値未満の場合には上記任意成分を不可避的不純物として含有するものとする。
上記の成分組成を有する鋼素材の製造方法は特に限定されない。例えば、上記成分組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉等の溶製手段で常法により溶製し、連続鋳造法または造塊〜分塊法等で常法によりスラブ等の鋼素材とする。なお、溶製方法、鋳造方法については上記した方法に限定されるものではない。その後、特定の成分組成を有する上記鋼素材を再結晶温度域で圧延後、９００℃以下の未再結晶温度域で圧延した後、所定の温度範囲内から加速冷却を開始することにより、ベイナイト組織中にフェライトが均質微細かつ微量分散した組織とすることができる。以下、製造条件について、スラブ加熱、圧延条件、加速冷却の順で説明する。下記の製造条件における温度は表面温度を意味する。
１．スラブ加熱
鋳造後、スラブ温度（鋼素材の温度）が室温まで低下してからあるいは高温の状態で、加熱炉に装入して１０００℃以上に加熱する。
鋳造後、スラブ温度（鋼素材の温度）が室温まで低下してからあるいは高温の状態で、加熱炉に装入して１０００℃以上に加熱する。
加熱温度は、靭性確保の観点からはより低温が好ましいが、１０００℃未満ではスラブ厚中央の未厚着ザクが残存して板厚中心でのシャルピー特性を劣化させる可能性がある。また、Ｎｂ、Ｖなどを十分に固溶させるため、加熱温度を１０００℃以上とする。より好ましくは、Ｎｂを十分に固溶させるため以下の式から算出される温度Ｔｓｏｌ．Ｎｂ以上にすることが望ましい。
Ｔｓｏｌ．Ｎｂ＝６７７０／（２．２６−Ｌｏｇ（Ｎｂ（Ｃ＋０．８５７Ｎ）））−２７３
式中の各元素記号は各元素の含有量（質量％）とする。
Ｔｓｏｌ．Ｎｂ＝６７７０／（２．２６−Ｌｏｇ（Ｎｂ（Ｃ＋０．８５７Ｎ）））−２７３
式中の各元素記号は各元素の含有量（質量％）とする。
一方、１２５０℃を超える温度に加熱すると、加熱段階でオーステナイト粒が粗大化し、圧延終了時において微細なオーステナイト粒を得にくくなり靭性が劣化する。そこで、加熱温度の上限を１２５０℃とする。また、シャルピー吸収エネルギーを向上させるという理由で１２００℃以下がより好ましい。
２．圧延条件
再結晶温度域の圧延（第一圧延）は、スラブ等の鋼素材を、所望の形状とし、再結晶による組織の均質化を図るために行う。引き続き、９００℃以下の未再結晶温度域で累積圧下率４０％以上の圧延（第二圧延）を行う。
再結晶温度域の圧延（第一圧延）は、スラブ等の鋼素材を、所望の形状とし、再結晶による組織の均質化を図るために行う。引き続き、９００℃以下の未再結晶温度域で累積圧下率４０％以上の圧延（第二圧延）を行う。
再結晶温度域の圧延は、加熱時のオーステナイト粒をある程度まで均一微細化するのに必要であり、１パス以上、好ましくは累積で２０％以上の圧下率で圧延を行う。
また、９００℃以下の未再結晶温度域圧延は、圧下率が小さいと、その後の変態においてミクロ組織の微細化がなされず、強度の確保が困難となる。また、９００℃より高温で圧延を実施すると、部分再結晶によりオーステナイトが十分に微細化されず靭性の低下を招く。そこで、９００℃以下の未再結晶温度域において４０％以上の累積圧下率を確保する。この未再結晶温度域の圧延では、圧下率（累積圧下率）は高い方が好ましいが、圧下率を高くしすぎて集合組織が発達しすぎるとセパレーションを誘発し、吸収エネルギーの低下をまねく。そこで、上記累積圧下率の上限を７５％以下とした。
また、板厚が薄い場合は板厚中心における冷却速度が速く、圧延開始から冷却開始までの温度低下が著しい。したがって、冷却開始温度を制御する観点から、第二圧延の圧延開始温度は７５０℃超であることが好ましい。なお、板厚が１５ｍｍを下回る場合は８００℃以上であることがさらに好ましい。
また、Ａｒ３変態点〜９００℃の間の未再結晶温度域において上記未再結晶温度域圧延を施すことにより、オーステナイト粒に効果的にひずみを導入することができる。このひずみ導入は、加速冷却後の変態組織を微細化させ、強度や靭性の向上に寄与する。
一方、Ａｒ３変態点を下回ってオーステナイト−フェライト２相域での圧延を施した場合、変態生成したフェライトが加工により伸展し、集合組織が過度に発達することから圧延終了温度はＡｒ３変態点より高温とすることが好ましい。
３．加速冷却
加速冷却は、ＡＰＩ Ｘ８０以上の強度を確保しつつ、鋼組織をベイナイト主体とし微細フェライトを含有する２相組織化とする目的で、冷却開始温度を（Ａｒ３−５０℃）以上Ａｒ３未満、冷却停止温度を２５０℃以上５００℃以下の条件とする。なお、加速冷却とは冷却速度が１０℃／ｓ以上１００℃／ｓ未満であることを意味する。
加速冷却は、ＡＰＩ Ｘ８０以上の強度を確保しつつ、鋼組織をベイナイト主体とし微細フェライトを含有する２相組織化とする目的で、冷却開始温度を（Ａｒ３−５０℃）以上Ａｒ３未満、冷却停止温度を２５０℃以上５００℃以下の条件とする。なお、加速冷却とは冷却速度が１０℃／ｓ以上１００℃／ｓ未満であることを意味する。
（Ａｒ３変態点−５０℃）より低い温度から加速冷却を開始した場合、圧延終了から加速冷却開始までのオーステナイト−フェライト二相域での保持時間が長くなるためにフェライトが不規則に変態生成し、この段階で十分成長した粗大なフェライトと、加速冷却中あるいは加速冷却終了後に生成する変態初期のフェライトとが混在し、均質微細なフェライトが得られず吸収エネルギーの低下をまねく。
一方、Ａｒ３変態点以上の温度から加速冷却を開始した場合、組織はベイナイト単相となるため、ＹＲが所定の値を満たすことが不可能である。したがって、冷却開始温度は（Ａｒ３−５０℃）以上Ａｒ３未満の温度範囲内とすることが不可欠である。
加速冷却の冷却速度はベイナイト主体の組織にするために１０℃／ｓ以上とする。１０℃／ｓ未満の場合、板厚中央部でフェライト変態が生じて強度が低下する。一方、冷却速度が１００℃／ｓ以上ではマルテンサイトが形成され靭性に悪影響を及ぼすことから、加速冷却の冷却速度は、１０℃／ｓ以上１００℃／ｓ未満とする。加速冷却の冷却速度は、高変形能、高靭性、高強度の全てを満たす観点から４０℃／ｓ以上であることが好ましい。なお、冷却速度は平均冷却速度を意味する。
加速冷却停止温度が５００℃より高温の場合、変態強化の効果が小さくなり、ＡＰＩ Ｘ８０グレードの強度を確保することが困難となる。一方、加速冷却停止温度を２５０℃より低温とした場合、マルテンサイト変態が生じ、靭性の劣化をまねく恐れがある。そこで、加速冷却の停止温度は２５０〜５００℃とする。高強度材を得るためにより好ましい条件として、加速冷却の停止温度は２５０〜４００℃とする。なお、加速冷却停止後は、水冷や強制空冷ではなく、放冷（自然空冷）とすることが好ましい。
＜高強度高靭性鋼管用鋼板＞
本発明の高強度高靭性鋼管用鋼板の成分組成は、上記鋼素材の成分組成と同様であり、各成分の技術的意義も同様であるため、説明を省略する。
本発明の高強度高靭性鋼管用鋼板の成分組成は、上記鋼素材の成分組成と同様であり、各成分の技術的意義も同様であるため、説明を省略する。
本発明の高靭性鋼管用鋼板の鋼組織は、ベイナイトを主体とし、フェライトを含有し、該フェライトの平均粒径が５μｍ未満、面積率でのフェライト分率が５％未満である。
「ベイナイトを主体とし」とは、面積率でのベイナイト分率が８０％以上であることを意味する。ベイナイト主体とすることで、所定の強度を確保しつつ優れた靭性を得ることができる。
本発明の高強度高靭性鋼管用鋼板の鋼組織は、第２相として、フェライトを含有し、フェライトの平均粒径が５μｍ未満、面積率でのフェライト分率が５％未満である。本発明の高強度高靭性鋼管用鋼板が、高変形特性を併せ持つためには２相組織とする必要がある。この２相組織による効果を十分に得るためにはフェライト分率を２.０％以上にすることが好ましい。また、第２相の分率が高まるにつれ吸収エネルギーは低下する傾向を有するため、形成されるフェライトの分率を面積率で５％未満とする。また、組織の均一性を保つためにもその平均粒径を５μｍ未満とする。また、平均粒径は塑性変形時の変形を担うために１．０μｍ以上が好ましい。
なお、ベイナイト、フェライト以外の相を面積率で１０％以下含んでもよい。その他の相としてはマルテンサイト、ＭＡ(Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ)、パーライト等が挙げられる。
また、本発明では、特定の成分組成を有する鋼素材を特定の条件で圧延した後に行われる加速冷却の冷却開始温度が（Ａｒ３−５０℃）以上Ａｒ３未満であるため、微量のフェライトを有する鋼組織になる。
本発明の高強度高靭性鋼管用鋼板は、板厚が薄くても、高変形能、高靭性、高強度の全てを満たすことができる。「板厚が薄い」とは厚みが２０ｍｍ以下を意味する。より具体的には１０〜２０ｍｍである。
表１に示す組成の鋳片を、表２に示すスラブ加熱条件、熱間圧延条件、加速冷却条件により１２〜１８ｍｍ厚の鋼板とした（なお、再結晶温度域での累積圧延率は７０〜８５％とした（具体的な条件は表２に示した。）。）。
ここで、Ａｒ３変態点は以下の式で計算した値を用いた。式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味し、含有しない元素については０とする。
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ
得られた鋼板について、板厚中心から６ｍｍφの引張試験片を採取し、圧延直角方向（Ｃ方向）に引っ張る引張試験を実施し、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＹＳ）および降伏比（降伏強度と引張強度の比、ＹＲ）を求めた。結果を表３に示した。
得られた鋼板について、板厚中心から６ｍｍφの引張試験片を採取し、圧延直角方向（Ｃ方向）に引っ張る引張試験を実施し、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＹＳ）および降伏比（降伏強度と引張強度の比、ＹＲ）を求めた。結果を表３に示した。
シャルピー衝撃試験は、板厚方向１／２の位置からＪＩＳ Ｚ ２２０２（１９９８改訂版）に準拠したＶノッチ標準寸法のシャルピー衝撃試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（１９９８改訂版）に準拠して−２０℃でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギー（ｖＥ−２０℃）を求めた。
主相の確認および第２相の分率の測定には、得られた鋼板について３％ナイタールで腐食し、鋼板表面から１／４厚みの位置を観察位置とし、５００倍のＳＥＭ観察視野において観察されるフェライトの平均断面積率をフェライトの組織分率（分率）とした。結果を表３に示した。また、この観察によりフェライト以外は面積率で８０％以上のベイナイトおよび合計の面積率が１０％以下のマルテンサイトおよび／またはＭＡであることが確認された（マルテンサイトやＭＡを含まない開発例もあった。）。
フェライト粒径Ｒは、フェライト粒を等方的な球形ととらえ、観察視野における断面積と同じ面積の円の直径を粒径とした。すなわちフェライト粒径Ｒは以下の式で求められる。結果を表３に示した。
Ｒ ＝ ２×√（Ａ／π） （Ａ：測定したフェライトの断面積）
本発明に適合した発明例は、いずれもフェライトの平均粒径が５μｍ未満、分率が５％未満かつ、降伏強度５５５ＭＰａ以上、引張強度７００ＭＰａ以上、降伏比８０％以下、−２０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２５０Ｊ以上と優れた特性が認められた。
本発明に適合した発明例は、いずれもフェライトの平均粒径が５μｍ未満、分率が５％未満かつ、降伏強度５５５ＭＰａ以上、引張強度７００ＭＰａ以上、降伏比８０％以下、−２０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが２５０Ｊ以上と優れた特性が認められた。
また、発明例３−１、発明例３−２から、スラブ加熱温度をやや低く設定することで、シャルピー吸収エネルギーを向上させられることが確認された。
一方、比較例７は、鋼の化学組成は適合しているものの、圧延条件が最適でないため、セパレーションの発生、組織の不均一性からエネルギーの低下につながっている。
比較例８、９は、冷却条件が適切でないため、フェライト分率が所定の割合にならず、エネルギーの低下を招いている、もしくはＹＲが高い値となっている。
比較例１０は、Ｃｅｑ値が下限を下回っており、目標とする強度レベルを満足できなかった。
比較例１１〜１４は吸収エネルギーに悪影響を及ぼす元素が上限値を超えたため、吸収エネルギーの目標値を下回っている。
Claims (4)
- 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０９％、Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００３〜０．０５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．００１０〜０．００６０％を含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｏ：０．００４％未満に制限し、さらに、質量％でＣｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、のうちから選ばれる１種または２種以上を任意成分として含有し、下記（１）式で計算されるＣｅｑ値が０．４０〜０．６０であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼素材を、表面温度：１０００℃以上１２５０℃以下に加熱し、再結晶温度域において第一圧延し、該第一圧延後、９００℃以下の未再結晶温度域において累積圧下率４０％以上７５％以下の条件で第二圧延し、該第二圧延後、下記の冷却開始温度及び冷却停止温度の冷却条件で加速冷却を行うことを特徴とする高強度高靭性鋼管用鋼板の製造方法。
冷却開始温度： （Ａｒ３−５０℃）以上Ａｒ３未満
冷却停止温度： ２５０〜５００℃
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ （１）
各元素は質量％での値とする。 - 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度高靭性鋼管用鋼板の製造方法。
- 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０９％、Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００３〜０．０５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．００１０〜０．００６０％を含有し、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｏ：０．００４％未満に制限し、さらに、質量％でＣｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、のうちから選ばれる１種または２種以上を任意成分として含有し、下記（１）式で計算されるＣｅｑ値が０．４０〜０．６０であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
ベイナイトを主体とし、フェライトを含有し、該フェライトの平均粒径が５μｍ未満、面積率でのフェライト分率が５％未満である鋼組織とを有することを特徴とする高強度高靭性鋼管用鋼板。
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ （１）
各元素は質量％での値とする。 - 前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％を含有することを特徴とする請求項３に記載の高強度高靭性鋼管用鋼板。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2015109248 | 2015-05-29 | ||
| JP2015109248 | 2015-05-29 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2016223013A true JP2016223013A (ja) | 2016-12-28 |
| JP6354789B2 JP6354789B2 (ja) | 2018-07-11 |
Family
ID=57747444
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2016106044A Active JP6354789B2 (ja) | 2015-05-29 | 2016-05-27 | 高強度高靭性鋼管用鋼板の製造方法及び高強度高靭性鋼管用鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP6354789B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN114752863A (zh) * | 2022-05-28 | 2022-07-15 | 日钢营口中板有限公司 | 一种薄规格tmcp+回火管件用钢板及其制造方法 |
| WO2023121032A1 (ko) * | 2021-12-21 | 2023-06-29 | 주식회사 포스코 | 변형 후 충격인성이 우수한 고강도 후강판 및 그 제조방법 |
| JP7388371B2 (ja) | 2021-01-07 | 2023-11-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 電縫鋼管および電縫鋼管の製造方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2015030210A1 (ja) * | 2013-08-30 | 2015-03-05 | 新日鐵住金株式会社 | 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 |
-
2016
- 2016-05-27 JP JP2016106044A patent/JP6354789B2/ja active Active
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2015030210A1 (ja) * | 2013-08-30 | 2015-03-05 | 新日鐵住金株式会社 | 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 |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP7388371B2 (ja) | 2021-01-07 | 2023-11-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 電縫鋼管および電縫鋼管の製造方法 |
| WO2023121032A1 (ko) * | 2021-12-21 | 2023-06-29 | 주식회사 포스코 | 변형 후 충격인성이 우수한 고강도 후강판 및 그 제조방법 |
| CN114752863A (zh) * | 2022-05-28 | 2022-07-15 | 日钢营口中板有限公司 | 一种薄规格tmcp+回火管件用钢板及其制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP6354789B2 (ja) | 2018-07-11 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4853575B2 (ja) | 耐座屈性能及び溶接熱影響部靭性に優れた低温用高強度鋼管およびその製造方法 | |
| JP4844687B2 (ja) | 低降伏比高強度高靭性鋼板及びその製造方法 | |
| RU2623562C2 (ru) | Высокопрочная листовая сталь, имеющая низкое отношение предела текучести к пределу прочности, превосходная с точки зрения устойчивости к последеформационному старению, способ ее производства и изготавливаемая из нее высокопрочная сварная стальная труба | |
| RU2623551C2 (ru) | Высокопрочная листовая сталь, имеющая низкое отношение предела текучести к пределу прочности, превосходная с точки зрения устойчивости к последеформационному старению, способ ее производства и изготавливаемая из нее высокопрочная сварная стальная труба | |
| JP5590253B2 (ja) | 変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管、高強度鋼板、および前記鋼板の製造方法 | |
| JP5476763B2 (ja) | 延性に優れた高張力鋼板及びその製造方法 | |
| WO2011040622A1 (ja) | 低降伏比、高強度および高一様伸びを有した鋼板及びその製造方法 | |
| JP5055774B2 (ja) | 高変形性能を有するラインパイプ用鋼板およびその製造方法。 | |
| JP5532800B2 (ja) | 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高一様伸び鋼板及びその製造方法 | |
| JP4071906B2 (ja) | 低温靱性の優れた高張力ラインパイプ用鋼管の製造方法 | |
| JP2009270194A (ja) | 低温靭性の優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼板の製造方法 | |
| JP2009127069A (ja) | 高靭性ラインパイプ用鋼板およびその製造方法 | |
| WO2014199488A1 (ja) | 溶接用超高張力鋼板 | |
| JP6354789B2 (ja) | 高強度高靭性鋼管用鋼板の製造方法及び高強度高靭性鋼管用鋼板 | |
| JPWO2016056216A1 (ja) | ラインパイプ用鋼板及びその製造方法とラインパイプ用鋼管 | |
| JP5439889B2 (ja) | 厚肉高靭性鋼管素材用厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5157387B2 (ja) | 高変形能を備えた厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法 | |
| JP5157386B2 (ja) | 厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法 | |
| JP5151034B2 (ja) | 高張力ラインパイプ用鋼板の製造方法および高張力ラインパイプ用鋼板 | |
| JP2009084598A (ja) | 変形能ならびに低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法および超高強度ラインパイプ用鋼管の製造方法 | |
| JP4116817B2 (ja) | 低温靭性と変形能に優れた高強度鋼管および鋼管用鋼板の製造法 | |
| JP6354790B2 (ja) | 高強度高靭性鋼管用鋼板の製造方法及び高強度高靭性鋼管用鋼板 | |
| WO2011043287A1 (ja) | 強度、延性の良好なラインパイプ用鋼およびその製造方法 | |
| JP2005194607A (ja) | 耐高速延性破壊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 | |
| JPH05148539A (ja) | （γ＋α）２相域加熱脆化の少ないＵＯＥ鋼管用鋼の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20161220 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20171025 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20171114 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20180105 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| RD03 | Notification of appointment of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7423 Effective date: 20180502 |
|
| RD04 | Notification of resignation of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7424 Effective date: 20180509 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20180515 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20180528 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6354789 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| RD04 | Notification of resignation of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R3D04 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |