JPH05295434A - 耐水素誘起割れ性，耐硫化物応力腐食割れ性および低温靱性に優れた高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
耐水素誘起割れ性，耐硫化物応力腐食割れ性および低温靱性に優れた高張力鋼板の製造方法Info
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- JPH05295434A JPH05295434A JP9958092A JP9958092A JPH05295434A JP H05295434 A JPH05295434 A JP H05295434A JP 9958092 A JP9958092 A JP 9958092A JP 9958092 A JP9958092 A JP 9958092A JP H05295434 A JPH05295434 A JP H05295434A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は耐ＳＳＣ性及び耐ＨＩＣ性かつ低温
靱性に優れた高張力ラインパイプ用鋼板の製造方法を提
供するものである。 【構成】 低Ｃ−極低Ｓで、実質的にＡｌレスＭｏ−Ｔ
ｉ−Ｃａ系の鋼を連続鋳造方法によってスラブとし、こ
れを１１００〜１２５０℃の温度領域で再加熱後、適正
な温度領域及び条件で熱間圧延を終了し、適正な温度領
域及び条件で加速冷却をし、水冷停止後放冷することを
特徴とする耐水素誘起割れ性、耐硫化物応力腐食割れ性
及び低温靱性特に溶接部靱性に優れた高張力鋼の製造方
法。
靱性に優れた高張力ラインパイプ用鋼板の製造方法を提
供するものである。 【構成】 低Ｃ−極低Ｓで、実質的にＡｌレスＭｏ−Ｔ
ｉ−Ｃａ系の鋼を連続鋳造方法によってスラブとし、こ
れを１１００〜１２５０℃の温度領域で再加熱後、適正
な温度領域及び条件で熱間圧延を終了し、適正な温度領
域及び条件で加速冷却をし、水冷停止後放冷することを
特徴とする耐水素誘起割れ性、耐硫化物応力腐食割れ性
及び低温靱性特に溶接部靱性に優れた高張力鋼の製造方
法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、Ｈ2Ｓを含んだ石油、
天然ガスに用いるラインパイプ用として有用な、耐水素
誘起割れ性（以後耐ＨＩＣ性）、耐硫化物応力腐食割れ
性（以後耐ＳＳＣ性）に優れかつ、低温靱性に優れたこ
とを特徴とする鋼板の製造方法、特に小入熱溶接から大
入熱溶接に至るまで熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性が優
れた高張力鋼板の製造方法に関する。
天然ガスに用いるラインパイプ用として有用な、耐水素
誘起割れ性（以後耐ＨＩＣ性）、耐硫化物応力腐食割れ
性（以後耐ＳＳＣ性）に優れかつ、低温靱性に優れたこ
とを特徴とする鋼板の製造方法、特に小入熱溶接から大
入熱溶接に至るまで熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性が優
れた高張力鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】硫化水素（Ｈ2Ｓ）を含むサワーオイル
・サワーガスを輸送するラインパイプ及びその付属設備
あるいはＨ2Ｓを含む流体を扱う化学プラント配管など
の鋼管材に対しては耐ＨＩＣ性と共に耐ＳＳＣ性が要求
される。この場合、耐ＨＩＣ性については通常ＮＡＣＥ
ＴＭ−０２−８４に規定された人工海水＋飽和Ｈ2Ｓ
溶液（ｐＨ〜５．０）やＮＡＣＥ ＴＭ−０１−７７に
規定された５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ3ＣＯＯＨ＋飽
和Ｈ2Ｓ溶液（ｐＨ〜３．５）が評価に使用される。特
に後者のような低ｐＨ環境における耐ＨＩＣ鋼材として
は、極低Ｓ化及びＣａ添加による介在物形態制御や
ＭｎやＰを低減することによる偏析部の硬さ制御による
対策が取られてきた。
・サワーガスを輸送するラインパイプ及びその付属設備
あるいはＨ2Ｓを含む流体を扱う化学プラント配管など
の鋼管材に対しては耐ＨＩＣ性と共に耐ＳＳＣ性が要求
される。この場合、耐ＨＩＣ性については通常ＮＡＣＥ
ＴＭ−０２−８４に規定された人工海水＋飽和Ｈ2Ｓ
溶液（ｐＨ〜５．０）やＮＡＣＥ ＴＭ−０１−７７に
規定された５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ3ＣＯＯＨ＋飽
和Ｈ2Ｓ溶液（ｐＨ〜３．５）が評価に使用される。特
に後者のような低ｐＨ環境における耐ＨＩＣ鋼材として
は、極低Ｓ化及びＣａ添加による介在物形態制御や
ＭｎやＰを低減することによる偏析部の硬さ制御による
対策が取られてきた。
【０００３】しかし、鋼材が高強度化した場合、偏析部
への成分濃化が増し必ずしも低ｐＨ環境における耐ＨＩ
Ｃ性を満足しないこともあり、応力が付加した場合の耐
ＳＳＣ性を、例えばＮＡＣＥ ＴＭ−０１−７７規格に
よる定荷重ＳＳＣ試験（６．３５ｍｍφの丸棒試験片を
５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ3ＣＯＯＨ＋飽和Ｈ2Ｓ液内
である荷重で引張応力を付与し、種々の応力における破
断時間を求める試験）で評価した場合、上記従来鋼材は
破断の限界応力値（７２０ｈｒ破断しない最大応力）は
０．５〜０．８×降伏応力（σy ）程度である。
への成分濃化が増し必ずしも低ｐＨ環境における耐ＨＩ
Ｃ性を満足しないこともあり、応力が付加した場合の耐
ＳＳＣ性を、例えばＮＡＣＥ ＴＭ−０１−７７規格に
よる定荷重ＳＳＣ試験（６．３５ｍｍφの丸棒試験片を
５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ3ＣＯＯＨ＋飽和Ｈ2Ｓ液内
である荷重で引張応力を付与し、種々の応力における破
断時間を求める試験）で評価した場合、上記従来鋼材は
破断の限界応力値（７２０ｈｒ破断しない最大応力）は
０．５〜０．８×降伏応力（σy ）程度である。
【０００４】これに対し、鋼材を低Ｃ化し、それによる
強度低下をＭｎ，Ｎｂ等の合金添加によって補い、ミク
ロ組織を均一な低炭素ベイナイト組織にすることによ
り、通常Ｃ−低Ｍｎ系の鋼に比べて比較的高強度であっ
ても優れた耐ＨＩＣ性が低ｐＨ環境でも得られる。ま
た、制御圧延（ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ ｒｏｌｌｉｎ
ｇ）だけでなく制御冷却（ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ ｃｏ
ｏｌｉｎｇ）をも組み合わせることによって、微細で均
一なベイナイト組織が得られ、優れた母材の耐ＨＩＣ性
及び耐ＳＳＣ性が得られる。一方、Ｈ2 Ｓガスを含む油
井等、最近益々その使用条件は過酷になり、一層の高靱
化が求められるようになってきた。
強度低下をＭｎ，Ｎｂ等の合金添加によって補い、ミク
ロ組織を均一な低炭素ベイナイト組織にすることによ
り、通常Ｃ−低Ｍｎ系の鋼に比べて比較的高強度であっ
ても優れた耐ＨＩＣ性が低ｐＨ環境でも得られる。ま
た、制御圧延（ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ ｒｏｌｌｉｎ
ｇ）だけでなく制御冷却（ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ ｃｏ
ｏｌｉｎｇ）をも組み合わせることによって、微細で均
一なベイナイト組織が得られ、優れた母材の耐ＨＩＣ性
及び耐ＳＳＣ性が得られる。一方、Ｈ2 Ｓガスを含む油
井等、最近益々その使用条件は過酷になり、一層の高靱
化が求められるようになってきた。
【０００５】低合金鋼のＨＡＺ靱性確保は結晶粒のサ
イズ、高炭素島状マルテンサイト（Ｍ* ) 、上部ベイ
ナイト（Ｂｕ）等の硬化組織の分散状態、粒界脆化の
有無、元素のミクロ偏析等の種々の冶金学的な要因に
支配される。この内、ＨＡＺの結晶粒内のサイズが低温
靱性に影響を与えることから、ＨＡＺ組織を微細化する
数多くの技術が開発実用化されている。ＴｉＮ等の高温
でも比較的安定な窒化物を鋼中に微細分散させ、これに
よってＨＡＺのオーステナイト（γ）粒の粗大化を抑制
する技術は特に有名である。さらに、ＨＡＺの１４００
℃以上に加熱される領域では、ＴｉＮは粗大化もしくは
溶解し、γ粒の粗大化抑制能力は消失し、溶融線近傍で
の靱性劣化が大きくなるため、Ｔｉ酸化物（主としてＴ
ｉ2 Ｏ3 ) を微細分散させた鋼（特開昭６１−７９７４
５号公報）による溶融線近傍でのＨＡＺ組織の細粒化に
よる低温靱性の優れた鋼が開発実用化されている。さら
に、特開平３−２３６４２０号公報によれば、Ｔｉ酸化
物によるＨＡＺの低温靱性の向上とＣａによる介在物制
御等によりＨＡＺを含む全ての領域での低温靱性かつ耐
ＳＳＣ性、耐ＨＩＣ性の両特性に優れた鋼が可能となっ
た。
イズ、高炭素島状マルテンサイト（Ｍ* ) 、上部ベイ
ナイト（Ｂｕ）等の硬化組織の分散状態、粒界脆化の
有無、元素のミクロ偏析等の種々の冶金学的な要因に
支配される。この内、ＨＡＺの結晶粒内のサイズが低温
靱性に影響を与えることから、ＨＡＺ組織を微細化する
数多くの技術が開発実用化されている。ＴｉＮ等の高温
でも比較的安定な窒化物を鋼中に微細分散させ、これに
よってＨＡＺのオーステナイト（γ）粒の粗大化を抑制
する技術は特に有名である。さらに、ＨＡＺの１４００
℃以上に加熱される領域では、ＴｉＮは粗大化もしくは
溶解し、γ粒の粗大化抑制能力は消失し、溶融線近傍で
の靱性劣化が大きくなるため、Ｔｉ酸化物（主としてＴ
ｉ2 Ｏ3 ) を微細分散させた鋼（特開昭６１−７９７４
５号公報）による溶融線近傍でのＨＡＺ組織の細粒化に
よる低温靱性の優れた鋼が開発実用化されている。さら
に、特開平３−２３６４２０号公報によれば、Ｔｉ酸化
物によるＨＡＺの低温靱性の向上とＣａによる介在物制
御等によりＨＡＺを含む全ての領域での低温靱性かつ耐
ＳＳＣ性、耐ＨＩＣ性の両特性に優れた鋼が可能となっ
た。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、耐サワ
ー性（耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性）を確保するために
低Ｃ−低Ｍｎ化が必須であり該公報においてはＴＳで４
９〜６３ｋｇｆ／ｍｍ2程度の強度レベルであり、高張
力化がはかれない。すなわち、従来技術では耐サワー
性、高ＨＡＺ靱性および高張力性の３特性を兼ね備える
ことはできない。従って、本発明の目的とするところ
は、耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性かつ低温靱性に優れた
高張力ラインパイプ用鋼板の製造方法を提供することで
ある。さらに、本発明の目的は、Ａｌレス化および低Ｃ
化によるマルテンサイトの生成、ベイナイトの硬さの上
昇を阻止し、低Ｃ化に対するＭｏ添加による焼入性の向
上による強度レベルのアップ、実質的にＡｌを含有せ
ず、低Ｓ化にＴｉおよびＣａ添加、制御圧延、制御冷却
による、低温靱性、かつ耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性に
優れた高張力鋼板の製造方法を提供することである。
ー性（耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性）を確保するために
低Ｃ−低Ｍｎ化が必須であり該公報においてはＴＳで４
９〜６３ｋｇｆ／ｍｍ2程度の強度レベルであり、高張
力化がはかれない。すなわち、従来技術では耐サワー
性、高ＨＡＺ靱性および高張力性の３特性を兼ね備える
ことはできない。従って、本発明の目的とするところ
は、耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性かつ低温靱性に優れた
高張力ラインパイプ用鋼板の製造方法を提供することで
ある。さらに、本発明の目的は、Ａｌレス化および低Ｃ
化によるマルテンサイトの生成、ベイナイトの硬さの上
昇を阻止し、低Ｃ化に対するＭｏ添加による焼入性の向
上による強度レベルのアップ、実質的にＡｌを含有せ
ず、低Ｓ化にＴｉおよびＣａ添加、制御圧延、制御冷却
による、低温靱性、かつ耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性に
優れた高張力鋼板の製造方法を提供することである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は耐ＳＳＣ性およ
び耐ＨＩＣ性を損なうことなく、高靱性高張力ラインパ
イプ用鋼板を製造することを目的とした発明である。本
発明者らが制御圧延＋加速冷却鋼の耐ＳＳＣ性および耐
ＨＩＣ性とＨＡＺ靱性と強度とを、主に化学成分、組織
に関して詳しく検討した結果以下のような事実が判明し
た。 低Ｓ化にＣａ添加と共にＡｌを低減した場合、ＨＡＺ
におけるＩＦＰの生成が多くなるとともに島状マルテン
サイトの生成が減少し、低温靱性が向上する。また、こ
の場合、耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性は劣化しない。 Ａｌを低減しＭｏを添加した場合、ＨＡＺにおける島
状マルテンサイトの生成は抑えられ靱性は劣化しない。
一方、強度レベルは著しく向上する。 低Ｃ化により硬さを２５０Ｈｖ以下とした微細で均一
なベイナイト（第２相としてフェライトまたはＩＦＰ）
からなる組織が最も耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性に優れ
ている。 低Ｓ化にＣａ添加により、耐ＨＩＣ性特性が向上す
る。
び耐ＨＩＣ性を損なうことなく、高靱性高張力ラインパ
イプ用鋼板を製造することを目的とした発明である。本
発明者らが制御圧延＋加速冷却鋼の耐ＳＳＣ性および耐
ＨＩＣ性とＨＡＺ靱性と強度とを、主に化学成分、組織
に関して詳しく検討した結果以下のような事実が判明し
た。 低Ｓ化にＣａ添加と共にＡｌを低減した場合、ＨＡＺ
におけるＩＦＰの生成が多くなるとともに島状マルテン
サイトの生成が減少し、低温靱性が向上する。また、こ
の場合、耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性は劣化しない。 Ａｌを低減しＭｏを添加した場合、ＨＡＺにおける島
状マルテンサイトの生成は抑えられ靱性は劣化しない。
一方、強度レベルは著しく向上する。 低Ｃ化により硬さを２５０Ｈｖ以下とした微細で均一
なベイナイト（第２相としてフェライトまたはＩＦＰ）
からなる組織が最も耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性に優れ
ている。 低Ｓ化にＣａ添加により、耐ＨＩＣ性特性が向上す
る。
【０００８】つまり、圧延条件および冷却条件を適正に
選択することにより、パーライトの生成を抑え、ベイナ
イト変態を起こさせる。加えて、マルテンサイトの生成
を抑え、微細で均一なベイナイト組織により耐ＳＳＣ性
および耐ＨＩＣ性は向上する。さらに低Ｓ化にＣａ添加
することにより、ＭｎＳ等の介在物の形態制御により、
耐ＨＩＣ性が向上する。また、高靱性を得るための最も
効果的な組織はＩＦＰであるが、低Ｓ化ＴｉおよびＣａ
添加およびＡｌの低減により、ＩＦＰの生成核（Ｃａ酸
化物、Ｔｉ酸化物）が増加し高靱化がはかれる。さら
に、Ａｌの低減は島状マルテンサイトの生成を抑えるた
め強化元素のＭｏの添加が容易となり、強度レベルが向
上しても靱性は劣化しない。本発明の重要性は耐ＳＳＣ
性および耐ＨＩＣ性と低温靱性と高張力とを向上すると
言う、耐サワーラインパイプとして３つの重要な特性を
確保した点にある。
選択することにより、パーライトの生成を抑え、ベイナ
イト変態を起こさせる。加えて、マルテンサイトの生成
を抑え、微細で均一なベイナイト組織により耐ＳＳＣ性
および耐ＨＩＣ性は向上する。さらに低Ｓ化にＣａ添加
することにより、ＭｎＳ等の介在物の形態制御により、
耐ＨＩＣ性が向上する。また、高靱性を得るための最も
効果的な組織はＩＦＰであるが、低Ｓ化ＴｉおよびＣａ
添加およびＡｌの低減により、ＩＦＰの生成核（Ｃａ酸
化物、Ｔｉ酸化物）が増加し高靱化がはかれる。さら
に、Ａｌの低減は島状マルテンサイトの生成を抑えるた
め強化元素のＭｏの添加が容易となり、強度レベルが向
上しても靱性は劣化しない。本発明の重要性は耐ＳＳＣ
性および耐ＨＩＣ性と低温靱性と高張力とを向上すると
言う、耐サワーラインパイプとして３つの重要な特性を
確保した点にある。
【０００９】よって、本発明の要旨とするところは、 （１）重量％で Ｃ ：０．０１〜０．０７％ Ｓｉ：０．０５〜
０．５％ Ｍｎ：０．８〜１．５％ Ｐ ：０．０１５
％以下 Ｓ ：０．００１０％以下 Ａｌ：０．００８
％以下 Ｍｏ：０．０５〜０．３０％ Ｃａ：０．００１
〜０．００５％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ Ｎ ：０．００１
〜０．００５％ Ｏ ：０．００１〜０．００５％ を含有し、 ２．０≦ＥＳＳＰ＝［Ｃａ］( １−１２４［Ｏ］）／
（１．２５［Ｓ］）≦７．０ を満足する残留不可避不純物および鉄からなる鋼を連続
鋳造方法によってスラブとし、これを１１００〜１２５
０℃の温度領域で再加熱後、９５０℃以下の温度領域
で、少なくとも累積圧下量５０％以上の熱間圧延を行
い、７５０℃以上で該熱間圧延を終了し、７００℃以上
の温度領域から５５０℃以下、４００℃以上の温度域ま
で冷却速度５〜４０℃／ｓの範囲で加速冷却をし、水冷
停止後放冷することを特徴とする耐水素誘起割れ性、耐
硫化物応力腐食割れ性および低温靱性特に溶接部靱性に
優れた高張力鋼板の製造方法。
０．５％ Ｍｎ：０．８〜１．５％ Ｐ ：０．０１５
％以下 Ｓ ：０．００１０％以下 Ａｌ：０．００８
％以下 Ｍｏ：０．０５〜０．３０％ Ｃａ：０．００１
〜０．００５％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ Ｎ ：０．００１
〜０．００５％ Ｏ ：０．００１〜０．００５％ を含有し、 ２．０≦ＥＳＳＰ＝［Ｃａ］( １−１２４［Ｏ］）／
（１．２５［Ｓ］）≦７．０ を満足する残留不可避不純物および鉄からなる鋼を連続
鋳造方法によってスラブとし、これを１１００〜１２５
０℃の温度領域で再加熱後、９５０℃以下の温度領域
で、少なくとも累積圧下量５０％以上の熱間圧延を行
い、７５０℃以上で該熱間圧延を終了し、７００℃以上
の温度領域から５５０℃以下、４００℃以上の温度域ま
で冷却速度５〜４０℃／ｓの範囲で加速冷却をし、水冷
停止後放冷することを特徴とする耐水素誘起割れ性、耐
硫化物応力腐食割れ性および低温靱性特に溶接部靱性に
優れた高張力鋼板の製造方法。
【００１０】（２）重量％で Ｃ ：０．０１〜０．０７％ Ｓｉ：０．０５〜
０．５％ Ｍｎ：０．８〜１．５％ Ｐ ：０．０１５
％以下 Ｓ ：０．００１０％以下 Ａｌ：０．００８
％以下 Ｍｏ：０．０５〜０．３０％ Ｃａ：０．００１
〜０．００５％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ Ｎ ：０．００１
〜０．００５％ Ｏ ：０．００１〜０．００５％ を含有し、 Ｎｂ：０．０２０〜０．０６０％ Ｚｒ：０．００５
〜０．０２５％ Ｖ ：０．００５〜０．０６０％ Ｎｉ：０．０５〜
１．０％ Ｃｕ：０．０５〜１．０％ Ｃｒ：０．０５〜
１．０％ ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％ のうちの１種類以上、 ２．０≦ＥＳＳＰ＝［Ｃａ］( １−１２４［Ｏ］）／
（１．２５［Ｓ］）≦７．０ を満足する残留不可避不純物および鉄からなる鋼を連続
鋳造方法によってスラブとし、これを１１００〜１２５
０℃の温度領域で再加熱後、９５０℃以下の温度領域
で、少なくとも累積圧下量５０％以上の熱間圧延を行
い、７５０℃以上で該熱間圧延を終了し、７００℃以上
の温度領域から５５０℃以下、４００℃以上の温度域ま
で冷却速度５〜４０℃／ｓの範囲で加速冷却をし、水冷
停止後放冷することを特徴とする耐水素誘起割れ性、耐
硫化物応力腐食割れ性および低温靱性特に溶接部靱性に
優れた高張力鋼板の製造方法。
０．５％ Ｍｎ：０．８〜１．５％ Ｐ ：０．０１５
％以下 Ｓ ：０．００１０％以下 Ａｌ：０．００８
％以下 Ｍｏ：０．０５〜０．３０％ Ｃａ：０．００１
〜０．００５％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ Ｎ ：０．００１
〜０．００５％ Ｏ ：０．００１〜０．００５％ を含有し、 Ｎｂ：０．０２０〜０．０６０％ Ｚｒ：０．００５
〜０．０２５％ Ｖ ：０．００５〜０．０６０％ Ｎｉ：０．０５〜
１．０％ Ｃｕ：０．０５〜１．０％ Ｃｒ：０．０５〜
１．０％ ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％ のうちの１種類以上、 ２．０≦ＥＳＳＰ＝［Ｃａ］( １−１２４［Ｏ］）／
（１．２５［Ｓ］）≦７．０ を満足する残留不可避不純物および鉄からなる鋼を連続
鋳造方法によってスラブとし、これを１１００〜１２５
０℃の温度領域で再加熱後、９５０℃以下の温度領域
で、少なくとも累積圧下量５０％以上の熱間圧延を行
い、７５０℃以上で該熱間圧延を終了し、７００℃以上
の温度領域から５５０℃以下、４００℃以上の温度域ま
で冷却速度５〜４０℃／ｓの範囲で加速冷却をし、水冷
停止後放冷することを特徴とする耐水素誘起割れ性、耐
硫化物応力腐食割れ性および低温靱性特に溶接部靱性に
優れた高張力鋼板の製造方法。
【００１１】
【作用】本発明において化学成分を上述のように限定し
た理由は次の通りである。 Ｃ：Ｃ量の下限を０．０１％としたのは、母材および溶
接部の強度の確保ならびにＮｂ，Ｖ等の添加時に、これ
らの効果を発揮させるための最小量である。しかし、Ｃ
が多すぎるとＨＡＺ靱性に悪影響をおよぼすだけでな
く、母材靱性、溶接性を劣化させるので、上限を０．０
７％とした。Ｃ量が多いとマルテンサイトが生成し、低
温靱性を著しく劣化する。 Ｓｉ：Ｓｉは脱酸上、０．０５％以上鋼に必要である
が、多く添加すると溶接性および溶接部の靱性が劣化す
るので上限を０．５％とした。
た理由は次の通りである。 Ｃ：Ｃ量の下限を０．０１％としたのは、母材および溶
接部の強度の確保ならびにＮｂ，Ｖ等の添加時に、これ
らの効果を発揮させるための最小量である。しかし、Ｃ
が多すぎるとＨＡＺ靱性に悪影響をおよぼすだけでな
く、母材靱性、溶接性を劣化させるので、上限を０．０
７％とした。Ｃ量が多いとマルテンサイトが生成し、低
温靱性を著しく劣化する。 Ｓｉ：Ｓｉは脱酸上、０．０５％以上鋼に必要である
が、多く添加すると溶接性および溶接部の靱性が劣化す
るので上限を０．５％とした。
【００１２】Ｍｎ：Ｍｎは強度、靱性を確保する上で不
可欠な元素であり、その下限は０．８％である。ＨＡＺ
靱性を改善するには、γ粒界に生成する粗大な初析フェ
ライトを防止する必要があるが、Ｍｎ添加は、これを抑
制する効果がある。しかし、Ｍｎが多すぎると焼入性が
増加して、溶接性、ＨＡＺ靱性を劣化させるだけでな
く、スラブのＭｎＳ等の中心偏析を助長して、耐ＨＩＣ
性を劣化させるので、Ｍｎ添加の上限を１．５％とし
た。 Ｐ：本発明において不純物であるＰを０．０１５％以下
とした。これは、母材、ＨＡＺの低温靱性をより一層向
上させ、スラブの中心偏析を軽減するためである。Ｐ量
の低減は、ＨＡＺにおける粒界破壊傾向を減少する傾向
がある。好ましくはＰ量は０．０１０％以下が望まし
い。 Ｓ：Ｓ量の上限を０．００１％以上にすると、Ｃａによ
る形態制御が不可能なＭｎＳが生成し、ＨＩＣが起点と
なる。従って、本発明ではＳ量を０．００１％以下とし
た。
可欠な元素であり、その下限は０．８％である。ＨＡＺ
靱性を改善するには、γ粒界に生成する粗大な初析フェ
ライトを防止する必要があるが、Ｍｎ添加は、これを抑
制する効果がある。しかし、Ｍｎが多すぎると焼入性が
増加して、溶接性、ＨＡＺ靱性を劣化させるだけでな
く、スラブのＭｎＳ等の中心偏析を助長して、耐ＨＩＣ
性を劣化させるので、Ｍｎ添加の上限を１．５％とし
た。 Ｐ：本発明において不純物であるＰを０．０１５％以下
とした。これは、母材、ＨＡＺの低温靱性をより一層向
上させ、スラブの中心偏析を軽減するためである。Ｐ量
の低減は、ＨＡＺにおける粒界破壊傾向を減少する傾向
がある。好ましくはＰ量は０．０１０％以下が望まし
い。 Ｓ：Ｓ量の上限を０．００１％以上にすると、Ｃａによ
る形態制御が不可能なＭｎＳが生成し、ＨＩＣが起点と
なる。従って、本発明ではＳ量を０．００１％以下とし
た。
【００１３】Ａｌ：Ａｌは、一般に脱酸上鋼に含まれる
元素であるが、本発明では好ましくない元素であり、そ
の上限を０．００８％とした。これは、Ａｌが鋼中に含
まれているとＯと結合して、Ｔｉ酸化物、Ｃａ酸化物が
生成しないためである。また、Ａｌの低減により島状マ
ルテンサイト生成を低減する。好ましくはＡｌ量は０．
００５％以下が望ましい。 Ｍｏ：Ｍｏは本発明鋼において重要な元素であり、ＨＡ
Ｚ靱性の優れた鋼においてはＮｂを添加することなく高
強度を得ることは困難である。Ｍｏは０．０５％以上の
添加により、母材の強度を向上させる。しかし、多すぎ
ると母材、ＨＡＺ靱性、溶接性の靱性劣化を招き好まし
くない。その上限は０．３０％である。
元素であるが、本発明では好ましくない元素であり、そ
の上限を０．００８％とした。これは、Ａｌが鋼中に含
まれているとＯと結合して、Ｔｉ酸化物、Ｃａ酸化物が
生成しないためである。また、Ａｌの低減により島状マ
ルテンサイト生成を低減する。好ましくはＡｌ量は０．
００５％以下が望ましい。 Ｍｏ：Ｍｏは本発明鋼において重要な元素であり、ＨＡ
Ｚ靱性の優れた鋼においてはＮｂを添加することなく高
強度を得ることは困難である。Ｍｏは０．０５％以上の
添加により、母材の強度を向上させる。しかし、多すぎ
ると母材、ＨＡＺ靱性、溶接性の靱性劣化を招き好まし
くない。その上限は０．３０％である。
【００１４】Ｃａ：鋼中介在物であるＭｎＳの形態を制
御し耐ＨＩＣ性を向上させるために、また、ＨＡＺにお
いて靱性を向上するためのＣａＯを生成するために０．
００１％以上を添加する。しかし、０．００５％を超え
るとＣａ系の大型介在物やクラスターにより耐ＨＩＣ性
および耐ＳＳＣ性が劣化するので０．００５％を上限と
した。 Ｔｉ：Ｔｉを本発明鋼に添加するとＴｉＯおよびＴｉＮ
を形成して、ＨＡＺ組織を微細化し、ＨＡＺ靱性を向上
させる。下限の０．００５％は、この効果を得るための
最小量であり、また、上限の０．０２５％はＴｉＣ形成
によるＨＡＺ靱性劣化を防止するためである。
御し耐ＨＩＣ性を向上させるために、また、ＨＡＺにお
いて靱性を向上するためのＣａＯを生成するために０．
００１％以上を添加する。しかし、０．００５％を超え
るとＣａ系の大型介在物やクラスターにより耐ＨＩＣ性
および耐ＳＳＣ性が劣化するので０．００５％を上限と
した。 Ｔｉ：Ｔｉを本発明鋼に添加するとＴｉＯおよびＴｉＮ
を形成して、ＨＡＺ組織を微細化し、ＨＡＺ靱性を向上
させる。下限の０．００５％は、この効果を得るための
最小量であり、また、上限の０．０２５％はＴｉＣ形成
によるＨＡＺ靱性劣化を防止するためである。
【００１５】Ｎ：ＴｉＮ等によるＨＡＺ靱性を確保する
ためには０．００１％以上必要である。また、０．００
５％を超えると耐ＨＩＣ性が劣化するので、上限を０．
００５％とした。 Ｏ：ＨＡＺにおいてＣａＯ，ＴｉＯを生成するために
は、Ｏ量が０．００１％以上必要である。Ｏ量の上限を
０．００５％としたのは、非金属介在物の生成による鋼
の清浄度、靱性劣化を防止するためである。
ためには０．００１％以上必要である。また、０．００
５％を超えると耐ＨＩＣ性が劣化するので、上限を０．
００５％とした。 Ｏ：ＨＡＺにおいてＣａＯ，ＴｉＯを生成するために
は、Ｏ量が０．００１％以上必要である。Ｏ量の上限を
０．００５％としたのは、非金属介在物の生成による鋼
の清浄度、靱性劣化を防止するためである。
【００１６】本発明にあたっては、所望によりさらに強
度調整元素として、Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖ，Ｎｉ，Ｃｕ，ＲＥ
Ｍの少なくとも１種類以上を添加する。 Ｎｂ：Ｎｂはγ粒界に生成するフェライトを抑制し、Ｃ
ａＯを核とする微細なＩＦＰの生成を促進する働きがあ
る。この効果を得るためには最低０．０２０％のＮｂ量
が必要である。しかしながら、Ｎｂ量が多すぎると、逆
に微細なＩＦＰの生成が妨げられるので、その上限を
０．０６０％とした。 Ｚｒ：ＺｒはほぼＴｉと同様の効果を持つ元素である。
その上下限は、それぞれ、０．００５％、０．０２５％
である。
度調整元素として、Ｎｂ，Ｚｒ，Ｖ，Ｎｉ，Ｃｕ，ＲＥ
Ｍの少なくとも１種類以上を添加する。 Ｎｂ：Ｎｂはγ粒界に生成するフェライトを抑制し、Ｃ
ａＯを核とする微細なＩＦＰの生成を促進する働きがあ
る。この効果を得るためには最低０．０２０％のＮｂ量
が必要である。しかしながら、Ｎｂ量が多すぎると、逆
に微細なＩＦＰの生成が妨げられるので、その上限を
０．０６０％とした。 Ｚｒ：ＺｒはほぼＴｉと同様の効果を持つ元素である。
その上下限は、それぞれ、０．００５％、０．０２５％
である。
【００１７】Ｖ：ＶはＮｂとほぼ同じ効果を持つ元素で
あるが、０．００５％以下では効果がなく、上限は０．
０６０％まで許容できる。 Ｎｉ：Ｎｉは０．０５％以上の添加により、溶接性、Ｈ
ＡＺ靱性に悪影響をおよぼすことなく、母材の強度、靱
性を向上させる。一方、１．０％を超えると耐ＳＳＣ性
が劣化するので、上限を１．０％とした。 Ｃｕ：ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果が０．０５％以上の
添加によって得られる。しかし、１．０％以上添加する
と熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し製造困難とな
る。このため、上限を１．０％とした。
あるが、０．００５％以下では効果がなく、上限は０．
０６０％まで許容できる。 Ｎｉ：Ｎｉは０．０５％以上の添加により、溶接性、Ｈ
ＡＺ靱性に悪影響をおよぼすことなく、母材の強度、靱
性を向上させる。一方、１．０％を超えると耐ＳＳＣ性
が劣化するので、上限を１．０％とした。 Ｃｕ：ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果が０．０５％以上の
添加によって得られる。しかし、１．０％以上添加する
と熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し製造困難とな
る。このため、上限を１．０％とした。
【００１８】Ｃｒ：Ｃｒは０．０５％以上の添加によ
り、母材、溶接部の強度を高めるが、多すぎると溶接性
やＨＡＺ靱性を劣化させる。そのため、上限を１．０％
とした。 ＲＥＭ：Ｃａの場合と同様にＭｎＳの形態制御のために
０．０００５％以上添加するが、０．０１％を超えると
清浄度が損なわれ、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性が劣化
するので、その上限を０．０１％とした。 ２．０≦ＥＳＳＰ＝７．０ 本発明において、鋼中にＣａＯを微細分散させ、ＣａＳ
を形成させるためには、特にＣａ，ＯおよびＳ量のバラ
ンスの適正化が必須である。そのためにＣａ：０．００
１〜０．００５％、Ｏ：０．００１〜０．００５％、
Ｓ：０．０００６％以下に限定し、かつ２．０≦ＥＳＳ
Ｐ≦７．０とする必要がある。
り、母材、溶接部の強度を高めるが、多すぎると溶接性
やＨＡＺ靱性を劣化させる。そのため、上限を１．０％
とした。 ＲＥＭ：Ｃａの場合と同様にＭｎＳの形態制御のために
０．０００５％以上添加するが、０．０１％を超えると
清浄度が損なわれ、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性が劣化
するので、その上限を０．０１％とした。 ２．０≦ＥＳＳＰ＝７．０ 本発明において、鋼中にＣａＯを微細分散させ、ＣａＳ
を形成させるためには、特にＣａ，ＯおよびＳ量のバラ
ンスの適正化が必須である。そのためにＣａ：０．００
１〜０．００５％、Ｏ：０．００１〜０．００５％、
Ｓ：０．０００６％以下に限定し、かつ２．０≦ＥＳＳ
Ｐ≦７．０とする必要がある。
【００１９】このような組成のＣＣスラブを、熱間圧延
そして加速冷却するが、図１はこのときの水冷パターン
を示すものである。すなわち、１１００〜１２５０℃の
温度領域１で再加熱後、９５０℃以下の温度領域で、少
なくとも累積圧下量５０％以上の熱間圧延２を行い、７
５０℃以上で該熱間圧延を終了し、７００℃以上の温度
領域から５５０℃以下、４００℃以上の温度域４まで冷
却速度５〜４０℃／ｓの範囲で加速冷却３をし、水冷停
止後放冷５する。本発明においての再加熱条件、熱間圧
延条件および水冷条件を上述のように限定した理由は次
の通りである。
そして加速冷却するが、図１はこのときの水冷パターン
を示すものである。すなわち、１１００〜１２５０℃の
温度領域１で再加熱後、９５０℃以下の温度領域で、少
なくとも累積圧下量５０％以上の熱間圧延２を行い、７
５０℃以上で該熱間圧延を終了し、７００℃以上の温度
領域から５５０℃以下、４００℃以上の温度域４まで冷
却速度５〜４０℃／ｓの範囲で加速冷却３をし、水冷停
止後放冷５する。本発明においての再加熱条件、熱間圧
延条件および水冷条件を上述のように限定した理由は次
の通りである。
【００２０】まず、再加熱温度は上限を１２５０℃とし
た。これはγ粒が粗大化し、靱性が劣化するためであ
る。また、１１００℃低くするとＮｂ（ＣＮ）等の析出
物が粗大化して、耐ＨＩＣ性を劣化させる。熱間仕上温
度は、上限を９５０℃とするが、これを超えた温度で熱
間圧延を終了すると十分細粒化されず、高強度、高靱性
が得られない。また、７５０℃以下で終了すると、所定
の水冷開始温度が得られない。累積圧下量は、５０％未
満ではオーステナイト粒が十分な細粒にならず、加速冷
却しても均一な細粒組織が得られない。それ以外の再加
熱−仕上温度の途中の圧延は任意である。
た。これはγ粒が粗大化し、靱性が劣化するためであ
る。また、１１００℃低くするとＮｂ（ＣＮ）等の析出
物が粗大化して、耐ＨＩＣ性を劣化させる。熱間仕上温
度は、上限を９５０℃とするが、これを超えた温度で熱
間圧延を終了すると十分細粒化されず、高強度、高靱性
が得られない。また、７５０℃以下で終了すると、所定
の水冷開始温度が得られない。累積圧下量は、５０％未
満ではオーステナイト粒が十分な細粒にならず、加速冷
却しても均一な細粒組織が得られない。それ以外の再加
熱−仕上温度の途中の圧延は任意である。
【００２１】水冷開始温度は約６８０℃より低い温度か
ら初析フェライトの生成にともない、偏析部に合金元素
が濃化し、水冷時に低温変態組織が生成するので、耐Ｈ
ＩＣ性を劣化させるので７００℃以上が望ましい。水冷
停止温度の上限を５５０℃としたのはこの温度を超える
と放冷時にパーライトが析出し、耐ＨＩＣ性を劣化させ
るからである。また、４００℃以上としたのは水冷時に
マルテンサイトを生成し、耐ＨＩＣ性を劣化させるから
である。冷速の下限は５℃／ｓとした。これより低いと
初析フェライトが多量に生成し、微細で均一なベイナイ
ト組織が得られず、耐ＨＩＣ性が劣化する。また、４０
℃／ｓを超えると水冷停止温度の制御が困難となる。
ら初析フェライトの生成にともない、偏析部に合金元素
が濃化し、水冷時に低温変態組織が生成するので、耐Ｈ
ＩＣ性を劣化させるので７００℃以上が望ましい。水冷
停止温度の上限を５５０℃としたのはこの温度を超える
と放冷時にパーライトが析出し、耐ＨＩＣ性を劣化させ
るからである。また、４００℃以上としたのは水冷時に
マルテンサイトを生成し、耐ＨＩＣ性を劣化させるから
である。冷速の下限は５℃／ｓとした。これより低いと
初析フェライトが多量に生成し、微細で均一なベイナイ
ト組織が得られず、耐ＨＩＣ性が劣化する。また、４０
℃／ｓを超えると水冷停止温度の制御が困難となる。
【００２２】
【実施例】表１に示す化学成分の供試鋼を使い、ＣＣス
ラブを表２に示すような製造条件で再加熱、熱間圧延そ
して加速冷却を行った。それによって得られた鋼板の機
械的性質、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性を表３に示す。
試験片は図２に示す位置から採取した。図において６は
熱影響部、７は試験片のノッチである。鋼１３〜１７は
適切な製造条件ではないので、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳ
Ｃ性が劣化している。まず、冷却条件であるが、鋼１３
は空冷により冷速が低すぎる。鋼１４は水冷停止温度が
低すぎ、鋼１５は水冷停止温度が高すぎる。なお、鋼１
４に関してはマルテンサイトの生成が多く靱性も劣化し
ている。鋼１６に関しては水冷開始温度が低くなってい
る。鋼１７は再加熱温度が低い。
ラブを表２に示すような製造条件で再加熱、熱間圧延そ
して加速冷却を行った。それによって得られた鋼板の機
械的性質、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性を表３に示す。
試験片は図２に示す位置から採取した。図において６は
熱影響部、７は試験片のノッチである。鋼１３〜１７は
適切な製造条件ではないので、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳ
Ｃ性が劣化している。まず、冷却条件であるが、鋼１３
は空冷により冷速が低すぎる。鋼１４は水冷停止温度が
低すぎ、鋼１５は水冷停止温度が高すぎる。なお、鋼１
４に関してはマルテンサイトの生成が多く靱性も劣化し
ている。鋼１６に関しては水冷開始温度が低くなってい
る。鋼１７は再加熱温度が低い。
【００２３】鋼１８〜２５は化学成分が適切でなく、機
械的性質が得られない。鋼１８はＣ量が多く微細で均一
なベイナイト組織が得られないため、鋼１９はＭｎ量が
超で多量のＭｎＳの析出のため、鋼２０はＳ量が多くＭ
ｎＳの形態制御が行えないため、耐ＨＩＣ性および耐Ｓ
ＳＣ性が得られない。また、鋼２１に関しては化学成分
の上下限は満足しているが、ＥＳＳＰが０．５と低値で
あるため、また鋼２２はＥＳＳＰが８．６と高いため耐
ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性が向上しない例である。鋼２
２はＡｌが多すぎるため、Ｃａ酸化物の生成が阻害され
靱性が劣化している。また、鋼２３はＯ量が多く、清浄
度が損なわれ、靱性が劣化した例である。鋼２４はＭｏ
量が少ないため強度が不足しており、鋼２５ではＭｏ量
が多いため靱性が劣化した例である。
械的性質が得られない。鋼１８はＣ量が多く微細で均一
なベイナイト組織が得られないため、鋼１９はＭｎ量が
超で多量のＭｎＳの析出のため、鋼２０はＳ量が多くＭ
ｎＳの形態制御が行えないため、耐ＨＩＣ性および耐Ｓ
ＳＣ性が得られない。また、鋼２１に関しては化学成分
の上下限は満足しているが、ＥＳＳＰが０．５と低値で
あるため、また鋼２２はＥＳＳＰが８．６と高いため耐
ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性が向上しない例である。鋼２
２はＡｌが多すぎるため、Ｃａ酸化物の生成が阻害され
靱性が劣化している。また、鋼２３はＯ量が多く、清浄
度が損なわれ、靱性が劣化した例である。鋼２４はＭｏ
量が少ないため強度が不足しており、鋼２５ではＭｏ量
が多いため靱性が劣化した例である。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】
【表３】
【００２７】
【発明の効果】以上、説明したような本発明によりＨ2
Ｓを含有した約ｐＨ３のような低ｐＨ環境における耐水
素誘起割れ性および耐硫化物応力腐食割れ性を改善し、
特に母材のみならず溶接部の靱性を適切に改善して高張
力耐サワーラインパイプ用鋼管材としての特性を有効に
高められる。工業的にその効果の大きい発明である。
Ｓを含有した約ｐＨ３のような低ｐＨ環境における耐水
素誘起割れ性および耐硫化物応力腐食割れ性を改善し、
特に母材のみならず溶接部の靱性を適切に改善して高張
力耐サワーラインパイプ用鋼管材としての特性を有効に
高められる。工業的にその効果の大きい発明である。
【図１】本発明法の圧延、水冷パターンを示す線図
【図２】各試験片の採取位置概略図である。
１ 再加熱温度域 ２ 熱間圧延域 ３ 加速冷却域 ４ 水冷停止温度域 ５ 放冷域 ６ 熱影響部 ７ ノッチ
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．０１〜０．０７％ Ｓｉ：０．０５〜０．５％ Ｍｎ：０．８〜１．５％ Ｐ ：０．０１５％以下 Ｓ ：０．００１０％以下 Ａｌ：０．００８％以下 Ｍｏ：０．０５〜０．３０％ Ｃａ：０．００１〜０．００５％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ Ｎ ：０．００１〜０．００５％ Ｏ ：０．００１〜０．００５％ を含有し、 ２．０≦ＥＳＳＰ＝［Ｃａ］( １−１２４［Ｏ］）／
（１．２５［Ｓ］）≦７．０ を満足する残留不可避不純物および鉄からなる鋼を連続
鋳造方法によってスラブとし、これを１１００〜１２５
０℃の温度領域で再加熱後、９５０℃以下の温度領域
で、少なくとも累積圧下量５０％以上の熱間圧延を行
い、７５０℃以上で該熱間圧延を終了し、７００℃以上
の温度領域から５５０℃以下、４００℃以上の温度域ま
で冷却速度５〜４０℃／ｓの範囲で加速冷却をし、水冷
停止後放冷することを特徴とする耐水素誘起割れ性、耐
硫化物応力腐食割れ性および低温靱性特に溶接部靱性に
優れた高張力鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ ：０．０１〜０．０７％ Ｓｉ：０．０５〜０．５％ Ｍｎ：０．８〜１．５％ Ｐ ：０．０１５％以下 Ｓ ：０．００１０％以下 Ａｌ：０．００８％以下 Ｍｏ：０．０５〜０．３０％ Ｃａ：０．００１〜０．００５％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ Ｎ ：０．００１〜０．００５％ Ｏ ：０．００１〜０．００５％ を含有し、 Ｎｂ：０．０２０〜０．０６０％ Ｚｒ：０．００５〜０．０２５％ Ｖ ：０．００５〜０．０６０％ Ｎｉ：０．０５〜１．０％ Ｃｕ：０．０５〜１．０％ Ｃｒ：０．０５〜１．０％ ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％ のうちの１種類以上、 ２．０≦ＥＳＳＰ＝［Ｃａ］( １−１２４［Ｏ］）／
（１．２５［Ｓ］）≦７．０ を満足する残留不可避不純物および鉄からなる鋼を連続
鋳造方法によってスラブとし、これを１１００〜１２５
０℃の温度領域で再加熱後、９５０℃以下の温度領域
で、少なくとも累積圧下量５０％以上の熱間圧延を行
い、７５０℃以上で該熱間圧延を終了し、７００℃以上
の温度領域から５５０℃以下、４００℃以上の温度域ま
で冷却速度５〜４０℃／ｓの範囲で加速冷却をし、水冷
停止後放冷することを特徴とする耐水素誘起割れ性、耐
硫化物応力腐食割れ性および低温靱性特に溶接部靱性に
優れた高張力鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9958092A JPH05295434A (ja) | 1992-04-20 | 1992-04-20 | 耐水素誘起割れ性，耐硫化物応力腐食割れ性および低温靱性に優れた高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9958092A JPH05295434A (ja) | 1992-04-20 | 1992-04-20 | 耐水素誘起割れ性，耐硫化物応力腐食割れ性および低温靱性に優れた高張力鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05295434A true JPH05295434A (ja) | 1993-11-09 |
Family
ID=14251046
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9958092A Pending JPH05295434A (ja) | 1992-04-20 | 1992-04-20 | 耐水素誘起割れ性，耐硫化物応力腐食割れ性および低温靱性に優れた高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05295434A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100273948B1 (ko) * | 1996-12-26 | 2000-12-15 | 이구택 | 항복강도가 우수한 고강도 고연성 열연변태 유기소성강 제조방법 |
| KR100544619B1 (ko) * | 2001-12-24 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 유화물 응력 부식 균열 저항성이 우수한 고강도라인파이프강 및 그 제조방법 |
| KR100635074B1 (ko) * | 1999-12-28 | 2006-10-16 | 주식회사 포스코 | 조대 석출물에 의한 고강도 고인성 열연강판 제조방법 |
| KR100723169B1 (ko) * | 2005-12-26 | 2007-05-30 | 주식회사 포스코 | 열간압연성이 우수한 석출강화형 라인파이프용 강재의제조방법 |
| JP2007302949A (ja) * | 2006-05-11 | 2007-11-22 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部の靭性が優れた鋼およびその製造方法 |
| JP2008163456A (ja) * | 2006-12-04 | 2008-07-17 | Nippon Steel Corp | 低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 |
| JP2008163455A (ja) * | 2006-12-04 | 2008-07-17 | Nippon Steel Corp | 低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 |
| KR20140019483A (ko) | 2009-02-18 | 2014-02-14 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 내사워 라인 파이프용 강판의 제조 방법 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03236420A (ja) * | 1990-02-13 | 1991-10-22 | Nippon Steel Corp | 耐水素誘起割れ性、耐硫化物応力腐食割れ性および低温靭性に優れた鋼板の製造方法 |
-
1992
- 1992-04-20 JP JP9958092A patent/JPH05295434A/ja active Pending
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03236420A (ja) * | 1990-02-13 | 1991-10-22 | Nippon Steel Corp | 耐水素誘起割れ性、耐硫化物応力腐食割れ性および低温靭性に優れた鋼板の製造方法 |
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| JP2008163456A (ja) * | 2006-12-04 | 2008-07-17 | Nippon Steel Corp | 低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 |
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| KR20140019483A (ko) | 2009-02-18 | 2014-02-14 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 내사워 라인 파이프용 강판의 제조 방법 |
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