JP3009568B2 - 耐水素誘起割れ性および低温靭性の優れた高強度鋼板の製造法 - Google Patents
耐水素誘起割れ性および低温靭性の優れた高強度鋼板の製造法Info
- Publication number
- JP3009568B2 JP3009568B2 JP5250839A JP25083993A JP3009568B2 JP 3009568 B2 JP3009568 B2 JP 3009568B2 JP 5250839 A JP5250839 A JP 5250839A JP 25083993 A JP25083993 A JP 25083993A JP 3009568 B2 JP3009568 B2 JP 3009568B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- rolling
- temperature
- steel
- steel sheet
- less
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は耐水素誘起割れ（ＨＩ
Ｃ）性および低温靭性の優れたパイプライン用高強度鋼
板（米国石油協会（ＡＰＩ）規格Ｘ８０級以上の強度、
厚み４０mm以下）の製造法に関するものである。
Ｃ）性および低温靭性の優れたパイプライン用高強度鋼
板（米国石油協会（ＡＰＩ）規格Ｘ８０級以上の強度、
厚み４０mm以下）の製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】寒冷地、オフショアーにおける原油、天
然ガス輸送用大径ラインパイプに対しては高強度ととも
に優れた低温靭性、現地溶接性が要求されるが、海水の
注入による原油・ガス井戸のサワー化や劣質資源の開発
にともなって水素誘起割れ（ＨＩＣ）に対する優れた抵
抗も同時に求められるようになった。一方最近、薄肉化
による鋼材使用量の低減、現地溶接施工の向上などを目
的としてアメリカ石油協会（ＡＰＩ）規格５Ｌ−Ｘ８０
（引張強さ６２０MPa 以上）の超高強度鋼管の使用が増
加してきた。その結果、Ｘ８０の高強度と優れた耐ＨＩ
Ｃ性が要求されるケースが次第に増えつつある。更に年
々、ラインパイプに対する高靭性化の要求も増えつつあ
る。
然ガス輸送用大径ラインパイプに対しては高強度ととも
に優れた低温靭性、現地溶接性が要求されるが、海水の
注入による原油・ガス井戸のサワー化や劣質資源の開発
にともなって水素誘起割れ（ＨＩＣ）に対する優れた抵
抗も同時に求められるようになった。一方最近、薄肉化
による鋼材使用量の低減、現地溶接施工の向上などを目
的としてアメリカ石油協会（ＡＰＩ）規格５Ｌ−Ｘ８０
（引張強さ６２０MPa 以上）の超高強度鋼管の使用が増
加してきた。その結果、Ｘ８０の高強度と優れた耐ＨＩ
Ｃ性が要求されるケースが次第に増えつつある。更に年
々、ラインパイプに対する高靭性化の要求も増えつつあ
る。
【０００３】従来、優れた耐ＨＩＣ性を有するサワーラ
インパイプは、鋼の高純化、介在物の低減、硫化物
系介在物のＣａ添加による形態制御、連続鋳造時の軽
圧下や加速冷却による中心偏析の改善、などの技術の総
合化によって製造されてきた（例えば特公昭６３−００
１３６９５号、特開昭６２−１１２７２２号公報）。し
かし、Ｘ８０のような高強度鋼管を従来技術のみによっ
て製造することはできない。その最も大きな理由は高強
度鋼では、必然的に合金元素量、特にＭｎ量（通常Ｘ８
０では１．８〜２．０％添加される）が多くなる結果、
連続鋳造スラブの中心偏析帯に偏析、硬化組織を生成し
て耐ＨＩＣ性を著しく劣化させるからである。
インパイプは、鋼の高純化、介在物の低減、硫化物
系介在物のＣａ添加による形態制御、連続鋳造時の軽
圧下や加速冷却による中心偏析の改善、などの技術の総
合化によって製造されてきた（例えば特公昭６３−００
１３６９５号、特開昭６２−１１２７２２号公報）。し
かし、Ｘ８０のような高強度鋼管を従来技術のみによっ
て製造することはできない。その最も大きな理由は高強
度鋼では、必然的に合金元素量、特にＭｎ量（通常Ｘ８
０では１．８〜２．０％添加される）が多くなる結果、
連続鋳造スラブの中心偏析帯に偏析、硬化組織を生成し
て耐ＨＩＣ性を著しく劣化させるからである。
【０００４】そこで特願平３−１６８３９９号（特開平
５−９５７５号公報）、特願平４−７４２８５号（特開
平５−２７１７６６号公報）では、Ｃ，Ｍｎ量を従来の
Ｘ８０鋼より大幅に低減し、その代替として、Ｍｎより
中心偏析し難いＣｒや中心偏析部のミクロ組織を均一化
するＭｏを添加することにより、高強度と耐ＨＩＣ性を
両立してきた。しかし、これらの従来技術では年々厳格
化の傾向にある低温靭性（特に脆性亀裂伝播停止特性）
の要求（例えば板厚２０mmのラインパイプでＢＤＷＴＴ
８５％、ＦＡＴＴ＜−３０℃）を安定に満足すること
は困難である。
５−９５７５号公報）、特願平４−７４２８５号（特開
平５−２７１７６６号公報）では、Ｃ，Ｍｎ量を従来の
Ｘ８０鋼より大幅に低減し、その代替として、Ｍｎより
中心偏析し難いＣｒや中心偏析部のミクロ組織を均一化
するＭｏを添加することにより、高強度と耐ＨＩＣ性を
両立してきた。しかし、これらの従来技術では年々厳格
化の傾向にある低温靭性（特に脆性亀裂伝播停止特性）
の要求（例えば板厚２０mmのラインパイプでＢＤＷＴＴ
８５％、ＦＡＴＴ＜−３０℃）を安定に満足すること
は困難である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は耐ＨＩＣ性お
よび低温靭性の優れたＡＰＩ規格５Ｌ−Ｘ８０級以上の
強度を有する鋼板の製造法を提供するものである。
よび低温靭性の優れたＡＰＩ規格５Ｌ−Ｘ８０級以上の
強度を有する鋼板の製造法を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記の
とおりである。 （１）重量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．０８％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．００〜１．４０％、 Ｐ ：０．０１０％以下、 Ｓ ：０．００１５％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．０６％、 Ｃｒ：０．１０〜０．４０％、 Ｍｏ：０．１０〜０．３０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０６％以下、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％、Ｎ ：０．００１〜０．００５％、 Ｏ ：０．００３％以下を含有し、 かつ０．５≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０ を満足する残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼
を、１１００〜１２８０℃の温度範囲に加熱後、続く圧
延において、鋼板温度が１０００℃以下で累積圧下量が
６０％以上となる圧延に際して、１パス当り１０％以上
の圧下回数の比率が８０％以上であり、板厚がｔ2 〜ｔ
1 での鋼板温度が９００〜１０００℃、板厚がｔ3 〜ｔ
2 での鋼板温度が６８０〜９００℃で、ｔ1 ，ｔ2 ，ｔ
3 の関係が ｔ1 ＞１．３ｔ2 …………………（１） ｔ2 ＞２．０ｔ3 …………………（２） を満足するように圧延を行った後、冷却速度３〜４０℃
／秒で３５０〜６００℃まで水冷、その後放冷すること
を特徴とする耐水素誘起割れ性および低温靭性の優れた
高強度鋼板の製造法。
とおりである。 （１）重量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．０８％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．００〜１．４０％、 Ｐ ：０．０１０％以下、 Ｓ ：０．００１５％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．０６％、 Ｃｒ：０．１０〜０．４０％、 Ｍｏ：０．１０〜０．３０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０６％以下、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％、Ｎ ：０．００１〜０．００５％、 Ｏ ：０．００３％以下を含有し、 かつ０．５≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０ を満足する残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼
を、１１００〜１２８０℃の温度範囲に加熱後、続く圧
延において、鋼板温度が１０００℃以下で累積圧下量が
６０％以上となる圧延に際して、１パス当り１０％以上
の圧下回数の比率が８０％以上であり、板厚がｔ2 〜ｔ
1 での鋼板温度が９００〜１０００℃、板厚がｔ3 〜ｔ
2 での鋼板温度が６８０〜９００℃で、ｔ1 ，ｔ2 ，ｔ
3 の関係が ｔ1 ＞１．３ｔ2 …………………（１） ｔ2 ＞２．０ｔ3 …………………（２） を満足するように圧延を行った後、冷却速度３〜４０℃
／秒で３５０〜６００℃まで水冷、その後放冷すること
を特徴とする耐水素誘起割れ性および低温靭性の優れた
高強度鋼板の製造法。
【０００７】ただし、 ｔ1 ：１０００℃以下の圧延を開始する板厚 ｔ2 ：圧延途中での板厚 ｔ3 ：最終の板厚 であり、ｔ1 ＞ｔ2 ＞ｔ3 である。
【０００８】（２）重量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．０８％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．００〜１．４０％、 Ｐ ：０．０１０％以下、 Ｓ ：０．００１５％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．０６％、 Ｃｒ：０．１０〜０．４０％、 Ｍｏ：０．１０〜０．３０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０６％以下、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％、Ｎ ：０．００１〜０．００５％、 Ｏ ：０．００３％以下を含有し、更に Ｖ ：０．０１〜０．１０％、 Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｃｕ：０．０５〜０．５０％のうち１種以上を含有し、 かつ０．５≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０ を満足する残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼
を、１１００〜１２８０℃の温度範囲に加熱後、続く圧
延において、鋼板温度が１０００℃以下で累積圧下量が
６０％以上となる圧延に際して、１パス当り１０％以上
の圧下回数の比率が８０％以上であり、板厚がｔ2 〜ｔ
1 での鋼板温度が９００〜１０００℃、板厚がｔ3 〜ｔ
2 での鋼板温度が６８０〜９００℃で、ｔ1 ，ｔ2 ，ｔ
3 の関係が ｔ1 ＞１．３ｔ2 …………………（１） ｔ2 ＞２．０ｔ3 …………………（２） を満足するように圧延を行った後、冷却速度３〜４０℃
／秒で３５０〜６００℃まで水冷、その後放冷すること
を特徴とする耐水素誘起割れ性および低温靭性の優れた
高強度鋼板の製造法。
を、１１００〜１２８０℃の温度範囲に加熱後、続く圧
延において、鋼板温度が１０００℃以下で累積圧下量が
６０％以上となる圧延に際して、１パス当り１０％以上
の圧下回数の比率が８０％以上であり、板厚がｔ2 〜ｔ
1 での鋼板温度が９００〜１０００℃、板厚がｔ3 〜ｔ
2 での鋼板温度が６８０〜９００℃で、ｔ1 ，ｔ2 ，ｔ
3 の関係が ｔ1 ＞１．３ｔ2 …………………（１） ｔ2 ＞２．０ｔ3 …………………（２） を満足するように圧延を行った後、冷却速度３〜４０℃
／秒で３５０〜６００℃まで水冷、その後放冷すること
を特徴とする耐水素誘起割れ性および低温靭性の優れた
高強度鋼板の製造法。
【０００９】ただし、 ｔ1 ：１０００℃以下の圧延を開始する板厚 ｔ2 ：圧延途中での板厚 ｔ3 ：最終の板厚 であり、ｔ1 ＞ｔ2 ＞ｔ3 である。
【００１０】以下、本発明について詳細に説明する。高
強度、優れた低温靭性、現地溶接性とともに優れた耐Ｈ
ＩＣ性を得るためには、まず第１に鋼の化学成分を限定
する必要がある。このためＣ，Ｍｎ量を従来のＸ８０鋼
よりも大幅に低減し、その代替としてＣｒ，Ｍｏを複合
添加した。この理由は連続鋳造（ＣＣ）スラブの中心偏
析を改善し、ＨＩＣの発生・伝播を防止するためであ
る。
強度、優れた低温靭性、現地溶接性とともに優れた耐Ｈ
ＩＣ性を得るためには、まず第１に鋼の化学成分を限定
する必要がある。このためＣ，Ｍｎ量を従来のＸ８０鋼
よりも大幅に低減し、その代替としてＣｒ，Ｍｏを複合
添加した。この理由は連続鋳造（ＣＣ）スラブの中心偏
析を改善し、ＨＩＣの発生・伝播を防止するためであ
る。
【００１１】Ｘ８０鋼のような高強度鋼では必然的にＭ
ｎ量が高くなるが、ＭｎはＰなどとともにＣＣスラブの
中心偏析帯に偏析し、硬化組織の生成を助長して耐ＨＩ
Ｃ性を著しく低下させる。これを防止するため、Ｍｎ量
の上限は１．４０％としなければならない。Ｍｎ量の下
限１．０％は強度・靭性を確保するための最小量であ
る。
ｎ量が高くなるが、ＭｎはＰなどとともにＣＣスラブの
中心偏析帯に偏析し、硬化組織の生成を助長して耐ＨＩ
Ｃ性を著しく低下させる。これを防止するため、Ｍｎ量
の上限は１．４０％としなければならない。Ｍｎ量の下
限１．０％は強度・靭性を確保するための最小量であ
る。
【００１２】またＣ量の低減はＭｎ，Ｐの中心偏析を軽
減するとともに、中心偏析帯に生成する硬化組織の絶対
量を低減し、硬化組織の微細化にも有効である。このた
め上限を０．０８％に限定した。Ｃ量の低減はＣｒ，Ｍ
ｏを複合添加する本発明鋼において、母材および溶接熱
影響部（ＨＡＺ）の低温靭性や現地溶接性の改善の上で
も必須である。Ｃ量の下限０．０２％は母材・溶接部の
強度を確保するための最小量である。Ｃ，Ｍｎ量の低減
はＣＣスラブの中心偏析改善に大きな効果がある。しか
し、このような低Ｃ，Ｍｎ量ではＸ８０のような高強度
を得ることはできない。そこでＣｒ，Ｍｏの複合添加に
より、高強度を達成した。
減するとともに、中心偏析帯に生成する硬化組織の絶対
量を低減し、硬化組織の微細化にも有効である。このた
め上限を０．０８％に限定した。Ｃ量の低減はＣｒ，Ｍ
ｏを複合添加する本発明鋼において、母材および溶接熱
影響部（ＨＡＺ）の低温靭性や現地溶接性の改善の上で
も必須である。Ｃ量の下限０．０２％は母材・溶接部の
強度を確保するための最小量である。Ｃ，Ｍｎ量の低減
はＣＣスラブの中心偏析改善に大きな効果がある。しか
し、このような低Ｃ，Ｍｎ量ではＸ８０のような高強度
を得ることはできない。そこでＣｒ，Ｍｏの複合添加に
より、高強度を達成した。
【００１３】ＣｒはＣＣスラブにおいても中心偏析し難
く、かつ制御圧延・加速冷却プロセスにおいて低Ｃ−低
Ｍｎ鋼の高強度に有効で、しかも低温靭性や現地溶接性
を損なわないことが明らかになった。またＭｏは低Ｃ−
低Ｍｎ鋼における中心偏析帯の組織の均一化（硬化組織
の微細分散化）に大きな効果を有し、耐ＨＩＣ性を改善
することがわかった。Ｃｒ，Ｍｏ複合添加による優れた
相乗効果を得るためには、Ｃｒ，Ｍｏはそれぞれ０．１
０％が最低必要である。しかし、添加量が多すぎるとＨ
ＡＺ靭性、現地溶接性に有害であり、Ｃｒ，Ｍｏ量はそ
れぞれ０．４０％，０．３０％を上限としなければなら
ない。
く、かつ制御圧延・加速冷却プロセスにおいて低Ｃ−低
Ｍｎ鋼の高強度に有効で、しかも低温靭性や現地溶接性
を損なわないことが明らかになった。またＭｏは低Ｃ−
低Ｍｎ鋼における中心偏析帯の組織の均一化（硬化組織
の微細分散化）に大きな効果を有し、耐ＨＩＣ性を改善
することがわかった。Ｃｒ，Ｍｏ複合添加による優れた
相乗効果を得るためには、Ｃｒ，Ｍｏはそれぞれ０．１
０％が最低必要である。しかし、添加量が多すぎるとＨ
ＡＺ靭性、現地溶接性に有害であり、Ｃｒ，Ｍｏ量はそ
れぞれ０．４０％，０．３０％を上限としなければなら
ない。
【００１４】本発明鋼は必須の元素としてＮｂ：０．０
１〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％を含
有する。Ｎｂは制御圧延における結晶粒の微細化や析出
硬化に寄与し、鋼を強靭化する。またＴｉ添加は微細な
ＴｉＮを形成し、スラブ加熱時、溶接時のγ粒粗大化を
抑制して母材靭性、ＨＡＺ靭性の改善に効果がある。
１〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％を含
有する。Ｎｂは制御圧延における結晶粒の微細化や析出
硬化に寄与し、鋼を強靭化する。またＴｉ添加は微細な
ＴｉＮを形成し、スラブ加熱時、溶接時のγ粒粗大化を
抑制して母材靭性、ＨＡＺ靭性の改善に効果がある。
【００１５】Ｃｒを添加すると制御圧延鋼においてもシ
ャルピー衝撃試験などの破面にセパレーションが発生し
難くなり、低温靭性の劣化をきたすので、特に本発明鋼
では、低温靭性確保の観点からＮｂ，Ｔｉ添加は必須で
あることがわかった。Ｎｂ，Ｔｉ量の下限は、これらの
元素がその効果を発揮するための最小量であり、その上
限はＨＡＺ靭性や現地溶接性を劣化させない添加量の限
界である。
ャルピー衝撃試験などの破面にセパレーションが発生し
難くなり、低温靭性の劣化をきたすので、特に本発明鋼
では、低温靭性確保の観点からＮｂ，Ｔｉ添加は必須で
あることがわかった。Ｎｂ，Ｔｉ量の下限は、これらの
元素がその効果を発揮するための最小量であり、その上
限はＨＡＺ靭性や現地溶接性を劣化させない添加量の限
界である。
【００１６】次に、その他元素の限定理由について説明
する。Ｓｉは多く添加すると現地溶接性、ＨＡＺ靭性を
劣化させるため、その上限を０．６％とした。鋼の脱酸
はＡｌ，Ｔｉのみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも添加
する必要はない。本発明鋼においては不純物であるＰ，
Ｓをそれぞれ０．０１０％，０．００１５％以下とし、
かつＣａを添加して、０．５≦〔Ｃａ〕（１−１２４
〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０とする。ＰはＣＣス
ラブの中心偏析を助長し、硬化組織を形成してＨＩＣの
発生・伝播を容易にするため、Ｐ量は０．０１０％以下
に限定した。
する。Ｓｉは多く添加すると現地溶接性、ＨＡＺ靭性を
劣化させるため、その上限を０．６％とした。鋼の脱酸
はＡｌ，Ｔｉのみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも添加
する必要はない。本発明鋼においては不純物であるＰ，
Ｓをそれぞれ０．０１０％，０．００１５％以下とし、
かつＣａを添加して、０．５≦〔Ｃａ〕（１−１２４
〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０とする。ＰはＣＣス
ラブの中心偏析を助長し、硬化組織を形成してＨＩＣの
発生・伝播を容易にするため、Ｐ量は０．０１０％以下
に限定した。
【００１７】またＳはＭｎＳ系介在物を形成し、ＭｎＳ
は圧延で伸長してＨＩＣの発生起点となる。これを防止
するには介在物の絶対量を低減するとともに硫化物の形
態を制御して、圧延で伸長し難いＣａＳとしなければな
らない。そこで、Ｓ量は０．００１５％以下（望ましく
は０．００１０％以下）とし、Ｃａを０．００１〜０．
００５％添加した。Ｃａによる硫化物の形態制御を十分
に行うため、ＥＳＳＰ＝〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）
／１．２５〔Ｓ〕≧０．５とした。しかもＥＳＳＰが大
きすぎると、Ｃａ系介在物が増加、ＨＩＣの発生起点と
なるので、その上限を７．０とした。
は圧延で伸長してＨＩＣの発生起点となる。これを防止
するには介在物の絶対量を低減するとともに硫化物の形
態を制御して、圧延で伸長し難いＣａＳとしなければな
らない。そこで、Ｓ量は０．００１５％以下（望ましく
は０．００１０％以下）とし、Ｃａを０．００１〜０．
００５％添加した。Ｃａによる硫化物の形態制御を十分
に行うため、ＥＳＳＰ＝〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）
／１．２５〔Ｓ〕≧０．５とした。しかもＥＳＳＰが大
きすぎると、Ｃａ系介在物が増加、ＨＩＣの発生起点と
なるので、その上限を７．０とした。
【００１８】上記に関連してＯ量を０．００３％以下に
限定した。これはＨＩＣの起点となる酸化物系介在物を
低減するとともに少ないＣａ量で硫化物の形態制御を行
うためである。Ａｌは脱酸元素として鋼に含まれる元素
であるが、脱酸はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、必
ずしも添加する必要はない。Ａｌ量が０．０６％以上に
なるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害す
るので、その上限を０．０６％とした。
限定した。これはＨＩＣの起点となる酸化物系介在物を
低減するとともに少ないＣａ量で硫化物の形態制御を行
うためである。Ａｌは脱酸元素として鋼に含まれる元素
であるが、脱酸はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、必
ずしも添加する必要はない。Ａｌ量が０．０６％以上に
なるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害す
るので、その上限を０．０６％とした。
【００１９】ＮはＴｉＮを形成しスラブ再加熱時や溶接
時のγ粒の粗大化抑制を通じて母材、ＨＡＺ靭性を向上
させる。このために必要な最小量は０．００１％であ
る。しかし多すぎるとスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡ
Ｚ靭性劣化の原因となるので、その上限は０．００５％
以下に抑える必要がある。
時のγ粒の粗大化抑制を通じて母材、ＨＡＺ靭性を向上
させる。このために必要な最小量は０．００１％であ
る。しかし多すぎるとスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡ
Ｚ靭性劣化の原因となるので、その上限は０．００５％
以下に抑える必要がある。
【００２０】次にＶ，Ｎｉ，Ｃｕを添加する理由につい
て説明する。基本となる成分に、更にこれらの元素を添
加する主たる目的は本発明鋼の優れた特徴を損なうこと
なく、強度、靭性などの特性向上をはかるためである。
従って、その添加量は自ら制限される性質のものであ
る。ＶはほぼＮｂと同様な効果を有し、ミクロ組織の微
細化による低温靭性の向上や焼入性の増大、析出硬化に
よる高強度化などに効果がある。その効果を発揮するた
めの最小量は、０．０１％である。しかし、添加量が多
すぎると現地溶接性やＨＡＺ靭性の劣化を招くので、そ
の上限を０．１０％とした。
て説明する。基本となる成分に、更にこれらの元素を添
加する主たる目的は本発明鋼の優れた特徴を損なうこと
なく、強度、靭性などの特性向上をはかるためである。
従って、その添加量は自ら制限される性質のものであ
る。ＶはほぼＮｂと同様な効果を有し、ミクロ組織の微
細化による低温靭性の向上や焼入性の増大、析出硬化に
よる高強度化などに効果がある。その効果を発揮するた
めの最小量は、０．０１％である。しかし、添加量が多
すぎると現地溶接性やＨＡＺ靭性の劣化を招くので、そ
の上限を０．１０％とした。
【００２１】Ｎｉは現地溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を
及ぼすことなく、強度・靭性をともに向上させるほか、
Ｃｕ添加時の熱間割れ防止にも効果がある。その効果を
発揮するための最小量は、０．０５％である。しかし
０．５％を超えると経済性の点で好ましくないため、そ
の上限を０．５％とした。Ｃｕは耐食性、耐ＨＩＣ性に
も効果がある。その効果を発揮するための最小量は、
０．０５％である。しかし、０．５％を超えると熱間圧
延時にＣｕ−クラックが生じ、製造が困難になる。この
ため上限を０．５％とした。
及ぼすことなく、強度・靭性をともに向上させるほか、
Ｃｕ添加時の熱間割れ防止にも効果がある。その効果を
発揮するための最小量は、０．０５％である。しかし
０．５％を超えると経済性の点で好ましくないため、そ
の上限を０．５％とした。Ｃｕは耐食性、耐ＨＩＣ性に
も効果がある。その効果を発揮するための最小量は、
０．０５％である。しかし、０．５％を超えると熱間圧
延時にＣｕ−クラックが生じ、製造が困難になる。この
ため上限を０．５％とした。
【００２２】上記のようなＣｒ，Ｍｏ複合添加鋼におい
て母材の低温靭性を改善するためには、更に製造法が適
切でなければならない。このため鋼（スラブ）の再加
熱、圧延、冷却条件を限定する必要がある。まず再加熱
温度を１１００〜１２８０℃の範囲に限定する。再加熱
温度はＮｂ析出物を固溶させ、かつ圧延終了温度を確保
するために１１００℃以上としなければならない（望ま
しくは１１５０〜１２００℃である）。しかし再加熱温
度が１２８０℃以上では、γ粒が著しく粗大化し圧延に
よっても完全に微細化できないため、優れた低温靭性が
得られない。このため再加熱温度を１２８０℃以下とし
た。
て母材の低温靭性を改善するためには、更に製造法が適
切でなければならない。このため鋼（スラブ）の再加
熱、圧延、冷却条件を限定する必要がある。まず再加熱
温度を１１００〜１２８０℃の範囲に限定する。再加熱
温度はＮｂ析出物を固溶させ、かつ圧延終了温度を確保
するために１１００℃以上としなければならない（望ま
しくは１１５０〜１２００℃である）。しかし再加熱温
度が１２８０℃以上では、γ粒が著しく粗大化し圧延に
よっても完全に微細化できないため、優れた低温靭性が
得られない。このため再加熱温度を１２８０℃以下とし
た。
【００２３】続く圧延において、鋼板温度が１０００℃
以下で累積圧下量が６０％以上となる圧延に際して、１
パス当り１０％以上の圧下回数の比率が８０％以上であ
り、板厚がｔ2 〜ｔ1 での鋼板温度が９００〜１０００
℃、板厚がｔ3 〜ｔ2 での鋼板温度が６８０〜９００℃
で、ｔ1 ，ｔ2 ，ｔ3 の関係が ｔ1 ＞１．３ｔ2 ……………………（１） ｔ2 ＞２．０ｔ3 ……………………（２） を満足するように圧延を行わなければならない。ただ
し、 ｔ1 ：１０００℃以下の圧延を開始する板厚 ｔ2 ：圧延途中での板厚 ｔ3 ：最終の板厚 であり、ｔ1 ＞ｔ2 ＞ｔ3 である。
以下で累積圧下量が６０％以上となる圧延に際して、１
パス当り１０％以上の圧下回数の比率が８０％以上であ
り、板厚がｔ2 〜ｔ1 での鋼板温度が９００〜１０００
℃、板厚がｔ3 〜ｔ2 での鋼板温度が６８０〜９００℃
で、ｔ1 ，ｔ2 ，ｔ3 の関係が ｔ1 ＞１．３ｔ2 ……………………（１） ｔ2 ＞２．０ｔ3 ……………………（２） を満足するように圧延を行わなければならない。ただ
し、 ｔ1 ：１０００℃以下の圧延を開始する板厚 ｔ2 ：圧延途中での板厚 ｔ3 ：最終の板厚 であり、ｔ1 ＞ｔ2 ＞ｔ3 である。
【００２４】図１に本発明法の圧延における温度履歴模
式図を示す。鋼板温度が１０００℃以下で累積圧下量６
０％以上とするのは、γ低温域圧延によってγ粒を十分
に微細化および延伸化することにより、微細なフェライ
ト粒を得るためである。１０００℃以下の累積圧下量が
６０％未満では、γ低温域圧延の効果が不十分となり、
微細なフェライト粒は得られない。
式図を示す。鋼板温度が１０００℃以下で累積圧下量６
０％以上とするのは、γ低温域圧延によってγ粒を十分
に微細化および延伸化することにより、微細なフェライ
ト粒を得るためである。１０００℃以下の累積圧下量が
６０％未満では、γ低温域圧延の効果が不十分となり、
微細なフェライト粒は得られない。
【００２５】１パス当りの圧下率を大きく限定すること
は、γ未再結晶域での１パス当りの圧下率の増加によっ
て加工γ中の変形帯密度が増加することにより、フェラ
イト核生成サイトが増加し、フェライト粒が微細化す
る、という発明者らの新たな知見に基づくものである。
図２にフェライト粒径に及ぼすγ未再結晶域での１パス
当りの圧下率の影響を示す。一般にフェライト粒を微細
化することは鋼板の高靭性化を達成する最も有効な手段
である。１パス当り１０％以上の圧下回数の比率が８０
％未満の場合、γ粒内に導入・蓄積される変形帯密度が
不十分となり、微細なフェライト粒が得られない。
は、γ未再結晶域での１パス当りの圧下率の増加によっ
て加工γ中の変形帯密度が増加することにより、フェラ
イト核生成サイトが増加し、フェライト粒が微細化す
る、という発明者らの新たな知見に基づくものである。
図２にフェライト粒径に及ぼすγ未再結晶域での１パス
当りの圧下率の影響を示す。一般にフェライト粒を微細
化することは鋼板の高靭性化を達成する最も有効な手段
である。１パス当り１０％以上の圧下回数の比率が８０
％未満の場合、γ粒内に導入・蓄積される変形帯密度が
不十分となり、微細なフェライト粒が得られない。
【００２６】また、厚手材の場合、板厚方向の表面側に
比較して中心部は圧延の効果が減少するため、板厚中心
部のフェライト粒が混粒および粗大となって低温靭性の
劣化を招くことが知られている（特に板厚１５mm以
上）。そこで、発明者らの鋭意研究の結果、板厚方向全
域にわたって微細なフェライト粒を得るためには、γ高
温域での再結晶域圧延に引続くγ低温域での圧延に際し
て、前述した各パス大圧下率圧延において、板厚表層
部よりも温度の高い板厚中心部については、圧延前段で
γ再結晶域圧延することによって均一で微細なγ粒とし
た後、圧延後段でγ未再結晶域圧延すること、板厚表
層部については圧延前段からγ未再結晶域圧延するこ
と、が効果的であることがわかった。これが本発明にお
ける高靭性化の冶金的思想である。
比較して中心部は圧延の効果が減少するため、板厚中心
部のフェライト粒が混粒および粗大となって低温靭性の
劣化を招くことが知られている（特に板厚１５mm以
上）。そこで、発明者らの鋭意研究の結果、板厚方向全
域にわたって微細なフェライト粒を得るためには、γ高
温域での再結晶域圧延に引続くγ低温域での圧延に際し
て、前述した各パス大圧下率圧延において、板厚表層
部よりも温度の高い板厚中心部については、圧延前段で
γ再結晶域圧延することによって均一で微細なγ粒とし
た後、圧延後段でγ未再結晶域圧延すること、板厚表
層部については圧延前段からγ未再結晶域圧延するこ
と、が効果的であることがわかった。これが本発明にお
ける高靭性化の冶金的思想である。
【００２７】圧延前段のｔ2 〜ｔ1 での鋼板温度が９０
０℃以下では、板厚中心部が比較的低温でγ未再結晶域
圧延となるために、粗大な再結晶γ粒がそのまま延伸化
され、板厚中心部のフェライト粒が粗大かつ混粒とな
る。一方、ｔ2 〜ｔ1 での鋼板温度が１０００℃以上で
は、板厚表層部がγ再結晶域圧延となるため、表層部の
フェライト粒が十分に微細化されない。従って、圧延前
段のｔ2 〜ｔ1 においては、板厚中心部はγ再結晶域
で、板厚表層部はγ未再結晶域で圧延されなければなら
ない。
０℃以下では、板厚中心部が比較的低温でγ未再結晶域
圧延となるために、粗大な再結晶γ粒がそのまま延伸化
され、板厚中心部のフェライト粒が粗大かつ混粒とな
る。一方、ｔ2 〜ｔ1 での鋼板温度が１０００℃以上で
は、板厚表層部がγ再結晶域圧延となるため、表層部の
フェライト粒が十分に微細化されない。従って、圧延前
段のｔ2 〜ｔ1 においては、板厚中心部はγ再結晶域
で、板厚表層部はγ未再結晶域で圧延されなければなら
ない。
【００２８】圧延後段のｔ3 〜ｔ2 での鋼板温度が９０
０℃以上では、板厚中心部が比較的高温でγ再結晶域圧
延となるため、板厚中心部のフェライト粒が十分に微細
化されない。一方、ｔ3 〜ｔ2 での鋼板温度が６８０℃
以下では、過度のγ／α（フェライト）二相域圧延とな
るため、粗大な再結晶フェライトが生成して低温靭性が
大幅に劣化し、更に圧延後の水冷開始温度が低すぎるた
めに加速冷却による中心偏析部の組織制御が不十分とな
る。従って、圧延後段のｔ3 〜ｔ2 においては板厚全域
にわたってγ未再結晶域あるいは一部γ／α二相域で圧
延されなければならない。
０℃以上では、板厚中心部が比較的高温でγ再結晶域圧
延となるため、板厚中心部のフェライト粒が十分に微細
化されない。一方、ｔ3 〜ｔ2 での鋼板温度が６８０℃
以下では、過度のγ／α（フェライト）二相域圧延とな
るため、粗大な再結晶フェライトが生成して低温靭性が
大幅に劣化し、更に圧延後の水冷開始温度が低すぎるた
めに加速冷却による中心偏析部の組織制御が不十分とな
る。従って、圧延後段のｔ3 〜ｔ2 においては板厚全域
にわたってγ未再結晶域あるいは一部γ／α二相域で圧
延されなければならない。
【００２９】次に、板厚ｔ1 ，ｔ2 ，ｔ3 の関係につい
て説明する。本発明における最終の板厚ｔ3 は主として
１５〜４０mmの範囲である。（１）式の関係をｔ1 ≦
１．３ｔ2 とすると、圧延前段（ｔ2 〜ｔ1 ）における
板厚中心部の累積圧下量が小さくなるため再結晶γ粒が
十分に微細化せず、板厚中心部のフェライト粒が混粒お
よび粗大となる。（２）式の関係をｔ2 ≦２．０ｔ3 と
すると圧延後段（ｔ3 〜ｔ2 ）における板厚中心部の累
積圧下量が小さくなるため、たとえ各パス大圧下率圧延
においてもγ粒の延伸化およびγ粒内の変形帯密度が不
十分となり、板厚中心部のフェライト粒が粗大化する。
（１）式と（２）式からｔ1 ＞２．６ｔ3の関係が得ら
れる。
て説明する。本発明における最終の板厚ｔ3 は主として
１５〜４０mmの範囲である。（１）式の関係をｔ1 ≦
１．３ｔ2 とすると、圧延前段（ｔ2 〜ｔ1 ）における
板厚中心部の累積圧下量が小さくなるため再結晶γ粒が
十分に微細化せず、板厚中心部のフェライト粒が混粒お
よび粗大となる。（２）式の関係をｔ2 ≦２．０ｔ3 と
すると圧延後段（ｔ3 〜ｔ2 ）における板厚中心部の累
積圧下量が小さくなるため、たとえ各パス大圧下率圧延
においてもγ粒の延伸化およびγ粒内の変形帯密度が不
十分となり、板厚中心部のフェライト粒が粗大化する。
（１）式と（２）式からｔ1 ＞２．６ｔ3の関係が得ら
れる。
【００３０】圧延後、鋼板を加速冷却することが必須で
ある。加速冷却は中心偏析帯を含めたミクロ組織の改善
に有効で、靭性を損なわずに強度の増加、耐ＨＩＣ性の
向上を可能にする。加速冷却の条件として圧延後、ただ
ちに冷却速度３〜４０℃／秒で３５０℃以上６００℃以
下の温度まで冷却、その後空冷しなければならない。冷
却速度が遅すぎたり、冷却停止温度が高すぎると加速冷
却の効果が十分に得られず、適正なミクロ組織を得るこ
とができない。一方、冷却速度が大きすぎたり、停止温
度が低すぎると硬化組織が生成して低温靭性や耐ＨＩＣ
性が大幅に劣化する。
ある。加速冷却は中心偏析帯を含めたミクロ組織の改善
に有効で、靭性を損なわずに強度の増加、耐ＨＩＣ性の
向上を可能にする。加速冷却の条件として圧延後、ただ
ちに冷却速度３〜４０℃／秒で３５０℃以上６００℃以
下の温度まで冷却、その後空冷しなければならない。冷
却速度が遅すぎたり、冷却停止温度が高すぎると加速冷
却の効果が十分に得られず、適正なミクロ組織を得るこ
とができない。一方、冷却速度が大きすぎたり、停止温
度が低すぎると硬化組織が生成して低温靭性や耐ＨＩＣ
性が大幅に劣化する。
【００３１】なお、この鋼を製造後、焼戻、脱水素など
の目的でＡｃ1 点以下の温度で再加熱処理しても本発明
の特徴を損なうものではない。また省エネルギーなどを
目的としてＣＣスラブを加熱炉にホットチャージ、圧延
してもよい。本発明は厚板ミルに適用することが最も好
ましいが、ホットコイルにも適用できる。また、この方
法で製造した鋼板は低温靭性、現地溶接性も優れている
ので、寒冷地におけるパイプラインのほか圧力容器など
にも適する。
の目的でＡｃ1 点以下の温度で再加熱処理しても本発明
の特徴を損なうものではない。また省エネルギーなどを
目的としてＣＣスラブを加熱炉にホットチャージ、圧延
してもよい。本発明は厚板ミルに適用することが最も好
ましいが、ホットコイルにも適用できる。また、この方
法で製造した鋼板は低温靭性、現地溶接性も優れている
ので、寒冷地におけるパイプラインのほか圧力容器など
にも適する。
【００３２】
【実施例】転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の
鋼板（厚み１５〜３８mm）を製造し、その強度、低温靭
性（ＢＤＷＴＴ特性）、ＨＡＺ靭性および耐ＨＩＣ性を
調査した。表１に実施例を示す。
鋼板（厚み１５〜３８mm）を製造し、その強度、低温靭
性（ＢＤＷＴＴ特性）、ＨＡＺ靭性および耐ＨＩＣ性を
調査した。表１に実施例を示す。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】
【表３】
【００３６】本発明法に従って製造した鋼板（本発明
鋼）はすべて良好な特性を有する。これに対して、本発
明によらない比較鋼は、強度、低温靭性、ＨＡＺ靭性、
耐ＨＩＣ性のいずれかが劣る。比較鋼７〜１８におい
て、鋼７はＣ量が多すぎるために低温靭性、ＨＡＺ靭
性、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼８はＭｎおよびＭｏ量が多す
ぎるためにＨＡＺ靭性、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼９はＣｒ
量が多すぎるためにＨＡＺ靭性が劣る。鋼１０はＳ量が
多く、かつＥＳＳＰが小さいために耐ＨＩＣ性が劣る。
鋼１１は加熱温度が低すぎるため、析出強化に寄与する
固溶Ｎｂ量が少なく、かつ中心偏析の改善度合が小さい
ため、強度、耐ＨＩＣ性が劣る。
鋼）はすべて良好な特性を有する。これに対して、本発
明によらない比較鋼は、強度、低温靭性、ＨＡＺ靭性、
耐ＨＩＣ性のいずれかが劣る。比較鋼７〜１８におい
て、鋼７はＣ量が多すぎるために低温靭性、ＨＡＺ靭
性、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼８はＭｎおよびＭｏ量が多す
ぎるためにＨＡＺ靭性、耐ＨＩＣ性が劣る。鋼９はＣｒ
量が多すぎるためにＨＡＺ靭性が劣る。鋼１０はＳ量が
多く、かつＥＳＳＰが小さいために耐ＨＩＣ性が劣る。
鋼１１は加熱温度が低すぎるため、析出強化に寄与する
固溶Ｎｂ量が少なく、かつ中心偏析の改善度合が小さい
ため、強度、耐ＨＩＣ性が劣る。
【００３７】鋼１２，１３は１パス当り１０％以上の圧
下回数の比率が小さいため、フェライト粒の微細化が不
十分となり、低温靭性が劣る。鋼１４はｔ3 での鋼板温
度が高すぎるため、フェライト粒が粗大化し、低温靭性
が劣る。鋼１５はｔ3 での鋼板温度が低すぎるため、粗
大再結晶フェライト粒が生成し、また中心偏析部の組織
制御が不十分となるため、低温靭性、耐ＨＩＣ性が劣
る。鋼１６，１７はｔ1，ｔ2 ，ｔ3 の関係が不適切で
あるため、フェライト粒が微細化されず、低温靭性が劣
る。鋼１８，１９は水冷冷却速度が遅すぎる、あるいは
水冷停止温度が高すぎるために、中心偏析部の組織の制
御が不十分となり、耐ＨＩＣ性が劣る。
下回数の比率が小さいため、フェライト粒の微細化が不
十分となり、低温靭性が劣る。鋼１４はｔ3 での鋼板温
度が高すぎるため、フェライト粒が粗大化し、低温靭性
が劣る。鋼１５はｔ3 での鋼板温度が低すぎるため、粗
大再結晶フェライト粒が生成し、また中心偏析部の組織
制御が不十分となるため、低温靭性、耐ＨＩＣ性が劣
る。鋼１６，１７はｔ1，ｔ2 ，ｔ3 の関係が不適切で
あるため、フェライト粒が微細化されず、低温靭性が劣
る。鋼１８，１９は水冷冷却速度が遅すぎる、あるいは
水冷停止温度が高すぎるために、中心偏析部の組織の制
御が不十分となり、耐ＨＩＣ性が劣る。
【００３８】
【発明の効果】本発明により、耐ＨＩＣ性および低温靭
性の優れた高強度Ｘ８０鋼板を大量生産することが可能
となった。その結果、現場での溶接施工能率やパイプラ
インの安全性が著しく向上した。
性の優れた高強度Ｘ８０鋼板を大量生産することが可能
となった。その結果、現場での溶接施工能率やパイプラ
インの安全性が著しく向上した。
【図１】本発明の圧延における温度履歴模式図。
【図２】フェライト粒径に及ぼすγ未再結晶域での１パ
ス当りの圧下率の影響を示す図表。
ス当りの圧下率の影響を示す図表。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平５−9575（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−358021（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−9573（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−136929（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−109520（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/02 - 8/04 B21B 1/00 - 3/02
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．０８％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．００〜１．４０％、 Ｐ ：０．０１０％以下、 Ｓ ：０．００１５％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．０６％、 Ｃｒ：０．１０〜０．４０％、 Ｍｏ：０．１０〜０．３０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０６％以下、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％、Ｎ ：０．００１〜０．００５％、 Ｏ ：０．００３％以下 かつ ０．５≦〔Ｃａ〕（１−１２４〔Ｏ〕）／１．２５〔Ｓ〕≦７．０ を満足する残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼
を、１１００〜１２８０℃の温度範囲に加熱後、続く圧
延において、鋼板温度が１０００℃以下で累積圧下量が
６０％以上となる圧延に際して、１パス当り１０％以上
の圧下回数の比率が８０％以上であり、板厚がｔ2 〜ｔ
1 での鋼板温度が９００〜１０００℃、板厚がｔ3 〜ｔ
2 での鋼板温度が６８０〜９００℃で、ｔ1 ，ｔ2 ，ｔ
3 の関係が ｔ1 ＞１．３ｔ2 ………………………（１） ｔ2 ＞２．０ｔ3 ………………………（２） を満足するように圧延を行った後、冷却速度３〜４０℃
／秒で３５０〜６００℃まで水冷、その後放冷すること
を特徴とする耐水素誘起割れ性および低温靭性の優れた
高強度鋼板の製造法。ただし、 ｔ1 ：１０００℃以下の圧延を開始する板厚 ｔ2 ：圧延途中での板厚 ｔ3 ：最終の板厚 であり、ｔ1 ＞ｔ2 ＞ｔ3 である。 - 【請求項２】 重量％でさらに、 Ｖ ：０．０１〜０．１０％、 Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｃｕ：０．０５〜０．５０％ のうち１種以上を含有することを特徴とする請求項１記
載の耐水素誘起割れ性および低温靭性の優れた高強度鋼
板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5250839A JP3009568B2 (ja) | 1993-10-06 | 1993-10-06 | 耐水素誘起割れ性および低温靭性の優れた高強度鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5250839A JP3009568B2 (ja) | 1993-10-06 | 1993-10-06 | 耐水素誘起割れ性および低温靭性の優れた高強度鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07109519A JPH07109519A (ja) | 1995-04-25 |
| JP3009568B2 true JP3009568B2 (ja) | 2000-02-14 |
Family
ID=17213785
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5250839A Expired - Fee Related JP3009568B2 (ja) | 1993-10-06 | 1993-10-06 | 耐水素誘起割れ性および低温靭性の優れた高強度鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3009568B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4700741B2 (ja) * | 2009-02-18 | 2011-06-15 | 新日本製鐵株式会社 | 靭性に優れた厚肉耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法 |
| JP4700740B2 (ja) * | 2009-02-18 | 2011-06-15 | 新日本製鐵株式会社 | 耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法 |
| WO2010143726A1 (ja) * | 2009-06-11 | 2010-12-16 | 新日本製鐵株式会社 | 大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び、大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板 |
-
1993
- 1993-10-06 JP JP5250839A patent/JP3009568B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07109519A (ja) | 1995-04-25 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP1025272B1 (en) | Ultra-high strength, weldable steels with excellent ultra-low temperature toughness | |
| EP1288316A1 (en) | Method for making high-strength high-toughness martensitic stainless steel seamless pipe | |
| JP3898814B2 (ja) | 低温靱性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片およびその製造法、および低温靱性に優れた高強度鋼 | |
| JP3344308B2 (ja) | 超高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造法 | |
| JPH07173536A (ja) | 耐サワー性の優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造法 | |
| JP2647302B2 (ja) | 耐水素誘起割れ性の優れた高強度鋼板の製造方法 | |
| JP3612115B2 (ja) | 低温靭性に優れた超高強度鋼板の製造方法 | |
| JP3922805B2 (ja) | 低温靭性に優れた高張力鋼材の製造方法 | |
| JP2711163B2 (ja) | 耐ｃｏ▲下２▼腐食性の優れた高耐食性低合金ラインパイプ用鋼の製造法 | |
| JP3274013B2 (ja) | 優れた低温靭性を有する耐サワー高強度鋼板の製造方法 | |
| JP3009569B2 (ja) | 低温靭性の優れた耐ｃｏ２腐食性耐サワー鋼板の製造法 | |
| JPH07292416A (ja) | 超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法 | |
| JP3009558B2 (ja) | 耐サワー性の優れた薄手高強度鋼板の製造方法 | |
| JP3009568B2 (ja) | 耐水素誘起割れ性および低温靭性の優れた高強度鋼板の製造法 | |
| JPH059575A (ja) | 耐食性の優れた高強度鋼板の製造法 | |
| JP3218447B2 (ja) | 優れた低温靱性を有する耐サワー薄手高強度鋼板の製造方法 | |
| JP7265008B2 (ja) | 水素誘起割れ抵抗性に優れた圧力容器用鋼材及びその製造方法 | |
| JP7197699B2 (ja) | 水素誘起割れ抵抗性に優れた圧力容器用鋼材及びその製造方法 | |
| JPH06136440A (ja) | 耐サワー性の優れた高強度鋼板の製造法 | |
| JP3854412B2 (ja) | 溶接熱影響部靱性に優れた耐サワー鋼板およびその製造法 | |
| JPS6144123B2 (ja) | ||
| JP3393314B2 (ja) | 低温靱性の優れた耐サワー高強度鋼板の製造法 | |
| JPH08311548A (ja) | 溶接部靭性の優れた超高強度鋼管用鋼板の製造方法 | |
| JP3752078B2 (ja) | 耐サワ−性に優れた高強度鋼板およびその製造法 | |
| JPH08311550A (ja) | 超高強度鋼管用鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 19991026 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081203 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20081203 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091203 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101203 Year of fee payment: 11 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101203 Year of fee payment: 11 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111203 Year of fee payment: 12 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111203 Year of fee payment: 12 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121203 Year of fee payment: 13 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |