JPH07278659A - 耐ｃｏ２腐食性、耐サワー特性および低温靭性に優れたラインパイプ用鋼板の製造方法 - Google Patents
耐ｃｏ２腐食性、耐サワー特性および低温靭性に優れたラインパイプ用鋼板の製造方法Info
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- JPH07278659A JPH07278659A JP7349394A JP7349394A JPH07278659A JP H07278659 A JPH07278659 A JP H07278659A JP 7349394 A JP7349394 A JP 7349394A JP 7349394 A JP7349394 A JP 7349394A JP H07278659 A JPH07278659 A JP H07278659A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 ＣＯ２，Ｈ２Ｓを含んだ石油、天然ガスに用
いる耐ＣＯ２腐食性、耐サワー特性に優れたラインパイ
プ用高張力鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 重量％でＣ：０．０１〜０．０７％、Ｃｒ：
０．５〜１．２％，Ｎｂ−Ｔｉを含有する鋼を鋳造後、
１１００〜１２５０℃の温度に加熱し、抽出後圧延を開
始して表面温度が９００℃以上で圧延を一旦中断し、引
続き５〜４０℃／ｓの冷却速度で表面温度が７００℃以
下になるまで水冷した後、表面温度がＡｃ３以下、板厚
中心部温度が９５０℃以下になるまで放冷し、しかる後
に累積圧下率が６０％以上でかつ平均１パス当りの圧延
真歪が０．２以下となる圧下を加え、板厚平均温度がＡ
ｒ３以上で圧延を終了し、直ちに５〜４０℃／ｓの冷却
速度で板厚平均温度が３５０〜５００℃となるまで冷却
し、その後空冷することを特徴とする低温靭性、耐サワ
ー性および耐ＣＯ２腐食性に優れた鋼板の製造方法。
いる耐ＣＯ２腐食性、耐サワー特性に優れたラインパイ
プ用高張力鋼板の製造方法を提供する。 【構成】 重量％でＣ：０．０１〜０．０７％、Ｃｒ：
０．５〜１．２％，Ｎｂ−Ｔｉを含有する鋼を鋳造後、
１１００〜１２５０℃の温度に加熱し、抽出後圧延を開
始して表面温度が９００℃以上で圧延を一旦中断し、引
続き５〜４０℃／ｓの冷却速度で表面温度が７００℃以
下になるまで水冷した後、表面温度がＡｃ３以下、板厚
中心部温度が９５０℃以下になるまで放冷し、しかる後
に累積圧下率が６０％以上でかつ平均１パス当りの圧延
真歪が０．２以下となる圧下を加え、板厚平均温度がＡ
ｒ３以上で圧延を終了し、直ちに５〜４０℃／ｓの冷却
速度で板厚平均温度が３５０〜５００℃となるまで冷却
し、その後空冷することを特徴とする低温靭性、耐サワ
ー性および耐ＣＯ２腐食性に優れた鋼板の製造方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ＣＯ２、Ｈ２Ｓを含ん
でいる石油、天然ガスに用いる耐ＣＯ２腐食性および耐
サワー特性に優れたラインパイプ用高張力鋼板（引張強
さ：５００ＭＰａ以上、板厚４０ｍｍ以下）の鋼板の製
造方法に関するものである。また、本発明の鋼は、低温
靭性及び現地溶接性にも優れているので、寒冷地やオフ
ショアに使用可能である。鉄鋼業においては、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、現地溶接性にも優れているため寒冷地やオフショア
における使用に最も適する。
でいる石油、天然ガスに用いる耐ＣＯ２腐食性および耐
サワー特性に優れたラインパイプ用高張力鋼板（引張強
さ：５００ＭＰａ以上、板厚４０ｍｍ以下）の鋼板の製
造方法に関するものである。また、本発明の鋼は、低温
靭性及び現地溶接性にも優れているので、寒冷地やオフ
ショアに使用可能である。鉄鋼業においては、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、現地溶接性にも優れているため寒冷地やオフショア
における使用に最も適する。
【０００２】
【従来の技術】寒冷地やオフショアにおける石油、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。さらに、近年、
原油の２次、３次回収におけるＣＯ２注入や深井戸化に
よるインヒビター効果の低下によって、ＣＯ２ガスによ
るラインパイプの腐食が大きな問題となり、耐ＣＯ２腐
食性が要求されるようになった。
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。さらに、近年、
原油の２次、３次回収におけるＣＯ２注入や深井戸化に
よるインヒビター効果の低下によって、ＣＯ２ガスによ
るラインパイプの腐食が大きな問題となり、耐ＣＯ２腐
食性が要求されるようになった。
【０００３】一方、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、耐サワー性、すなわち、耐Ｈ
ＩＣ性と耐ＳＳＣ性、が要求される。この場合、通常Ｎ
ＡＣＥ ＴＭ−０２−８４に規定された人工海水＋飽和
Ｈ２Ｓ溶液（ｐＨ〜５．０）、すなわち、耐ＨＩＣ性、
やＮＡＣＥ ＴＭ−０１−７７に規定された５％ＮａＣ
ｌ＋０．５％ＣＨ３ＣＯＯＨ＋飽和Ｈ２Ｓ溶液（ｐＨ〜
３．５）、すなわち、耐ＳＳＣ性、が評価指標として使
用されている。低ｐＨ環境における耐サワー鋼材として
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。
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、耐サワー性、すなわち、耐Ｈ
ＩＣ性と耐ＳＳＣ性、が要求される。この場合、通常Ｎ
ＡＣＥ ＴＭ−０２−８４に規定された人工海水＋飽和
Ｈ２Ｓ溶液（ｐＨ〜５．０）、すなわち、耐ＨＩＣ性、
やＮＡＣＥ ＴＭ−０１−７７に規定された５％ＮａＣ
ｌ＋０．５％ＣＨ３ＣＯＯＨ＋飽和Ｈ２Ｓ溶液（ｐＨ〜
３．５）、すなわち、耐ＳＳＣ性、が評価指標として使
用されている。低ｐＨ環境における耐サワー鋼材として
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。
【０００４】しかし現在、Ｃｒ添加およびＮｂ‐Ｔｉの
複合添加により耐ＣＯ２腐食性に優れた低温靭性を向上
させているが、耐サワー性に適合した耐ＣＯ２腐食性低
温用大径ラインパイプは開発されるに至っていない。特
開平３−２１１２３０号公報では耐ＣＯ２腐食性、低温
靭性および現地溶接性に優れた低温用耐ＣＯ２腐食性ラ
インパイプ用鋼が開示されているが、さらに耐サワー性
を具備した低温用耐ＣＯ２腐食性ラインパイプ用鋼はい
まだ存在しない。
複合添加により耐ＣＯ２腐食性に優れた低温靭性を向上
させているが、耐サワー性に適合した耐ＣＯ２腐食性低
温用大径ラインパイプは開発されるに至っていない。特
開平３−２１１２３０号公報では耐ＣＯ２腐食性、低温
靭性および現地溶接性に優れた低温用耐ＣＯ２腐食性ラ
インパイプ用鋼が開示されているが、さらに耐サワー性
を具備した低温用耐ＣＯ２腐食性ラインパイプ用鋼はい
まだ存在しない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、耐ＣＯ２腐
食性および低温靭性の優れたラインパイプ用鋼板の製造
方法を提供することを目的としている。
食性および低温靭性の優れたラインパイプ用鋼板の製造
方法を提供することを目的としている。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、下記の事項を
その要旨とするものである。 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：０．
５％以下、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｐ：０．０１５％
以下、Ｓ：０．００１％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０
６％、Ｃｒ：０．５〜１．２％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃａ：０．００１
〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｏ：
０．００１〜０．００５％を含有し、残部Ｆｅおよび不
可避不純物からなる鋼、あるいは 前記の合金組成に、さらにＶ：０．００５〜０．
０６０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０５
〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｚｒ：０．
００５〜０．０２５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０
１％のうち１種類以上含有し、残部Ｆｅおよび不可避不
純物からなる鋼を、鋳造後、冷片にすることなく或は、
冷片を１１００〜１２５０℃の温度に加熱し、抽出後、
圧延を開始して表面温度が９００℃以上で圧延を一旦中
断し、引続き５〜４０℃／ｓの冷却速度で表面温度が７
００℃以下になるまで水冷した後、表面温度がＡｃ３以
下、板厚中心部温度が９５０℃以下になるまで放冷し、
その後、累積圧下率が６０％以上で、かつ平均１パス当
りの圧延真歪が０．２以下となる圧下を加え、板厚平均
温度がＡｒ３以上で圧延を終了し、直ちに５〜４０℃／
ｓの冷却速度で板厚平均温度が３５０〜５００℃となる
まで冷却し、その後空冷する、ことを特徴とする低温靭
性、耐サワー性および耐ＣＯ２腐食性に優れた鋼板の製
造方法。
その要旨とするものである。 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．０７％、Ｓｉ：０．
５％以下、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｐ：０．０１５％
以下、Ｓ：０．００１％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０
６％、Ｃｒ：０．５〜１．２％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃａ：０．００１
〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｏ：
０．００１〜０．００５％を含有し、残部Ｆｅおよび不
可避不純物からなる鋼、あるいは 前記の合金組成に、さらにＶ：０．００５〜０．
０６０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０５
〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｚｒ：０．
００５〜０．０２５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０
１％のうち１種類以上含有し、残部Ｆｅおよび不可避不
純物からなる鋼を、鋳造後、冷片にすることなく或は、
冷片を１１００〜１２５０℃の温度に加熱し、抽出後、
圧延を開始して表面温度が９００℃以上で圧延を一旦中
断し、引続き５〜４０℃／ｓの冷却速度で表面温度が７
００℃以下になるまで水冷した後、表面温度がＡｃ３以
下、板厚中心部温度が９５０℃以下になるまで放冷し、
その後、累積圧下率が６０％以上で、かつ平均１パス当
りの圧延真歪が０．２以下となる圧下を加え、板厚平均
温度がＡｒ３以上で圧延を終了し、直ちに５〜４０℃／
ｓの冷却速度で板厚平均温度が３５０〜５００℃となる
まで冷却し、その後空冷する、ことを特徴とする低温靭
性、耐サワー性および耐ＣＯ２腐食性に優れた鋼板の製
造方法。
【０００７】以下に、本発明を詳細に説明する。本発明
者らは、耐ＣＯ２腐食性に及ぼす不均一腐食の影響を、
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。 Ｃｒ添加により耐ＣＯ２腐食性が向上するととも
に、不均一な腐食を抑制する。しかし、過量のＣｒ添加
は、低温靭性、現地溶接性を劣化させる。 板表面の組織が非常に微細なフェライトでかつＣの
微細分散された組織では、従来の制御圧延＋制御冷却の
表面組織（フェライトとベイナイト等のバンド組織にな
りやすい）と比較して浸漬電位で２０ｍＶ程度上昇し、
耐ＣＯ２腐食性は向上する。つまり、ＣＯ２腐食に関し
てはＣｒ添加が有効であるが、過量のＣｒ添加は低温靭
性、現地溶接性の劣化を引き起こす。これに対し、Ｃｒ
量の上限値を規制し、さらに表面組織を非常に微細なフ
ェライトで、かつＣの微細分散された組織にすると有効
カソードサイトが低減することにより耐ＣＯ２性が向上
する。
者らは、耐ＣＯ２腐食性に及ぼす不均一腐食の影響を、
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。 Ｃｒ添加により耐ＣＯ２腐食性が向上するととも
に、不均一な腐食を抑制する。しかし、過量のＣｒ添加
は、低温靭性、現地溶接性を劣化させる。 板表面の組織が非常に微細なフェライトでかつＣの
微細分散された組織では、従来の制御圧延＋制御冷却の
表面組織（フェライトとベイナイト等のバンド組織にな
りやすい）と比較して浸漬電位で２０ｍＶ程度上昇し、
耐ＣＯ２腐食性は向上する。つまり、ＣＯ２腐食に関し
てはＣｒ添加が有効であるが、過量のＣｒ添加は低温靭
性、現地溶接性の劣化を引き起こす。これに対し、Ｃｒ
量の上限値を規制し、さらに表面組織を非常に微細なフ
ェライトで、かつＣの微細分散された組織にすると有効
カソードサイトが低減することにより耐ＣＯ２性が向上
する。
【０００８】さらに、本発明者らは、耐ＣＯ２腐食性お
よび耐ＳＳＣ性を、主に化学成分、組織に関して詳しく
検討した結果、次のような事実が判明した。 低Ｃ化によって硬さを２５０Ｈｖ以下とした微細で
かつ均一なベイナイト（第２相としてフェライトまたは
ＩＧＦ（粒内フェライト））からなる組織は最も耐ＳＳ
Ｃ性および耐ＨＩＣ性に優れている。 低Ｓ化のためのＣａ添加によって、耐ＨＩＣ性およ
び低温靭性の両特性が向上する。また、Ｎｂ‐Ｔｉの複
合添加によって、Ｃｒ添加による低温靭性の劣化が抑制
できる。 適正なＣｒ添加であれば耐サワー性が確保できる。
よび耐ＳＳＣ性を、主に化学成分、組織に関して詳しく
検討した結果、次のような事実が判明した。 低Ｃ化によって硬さを２５０Ｈｖ以下とした微細で
かつ均一なベイナイト（第２相としてフェライトまたは
ＩＧＦ（粒内フェライト））からなる組織は最も耐ＳＳ
Ｃ性および耐ＨＩＣ性に優れている。 低Ｓ化のためのＣａ添加によって、耐ＨＩＣ性およ
び低温靭性の両特性が向上する。また、Ｎｂ‐Ｔｉの複
合添加によって、Ｃｒ添加による低温靭性の劣化が抑制
できる。 適正なＣｒ添加であれば耐サワー性が確保できる。
【０００９】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、ベーナ
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性が向上する。さらに、低Ｓ化のために
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。
選択することにより、パーライトの生成を抑え、ベーナ
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性が向上する。さらに、低Ｓ化のために
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。
【００１０】次に、Ａｒ３以上の高温圧延が低温靭性の
向上に有効であることについて述べる。一般に高温から
の冷却による降温過程で生じる変態温度域と、低温から
の加熱による昇温過程で生じる変態温度域との間には１
００〜２００℃程度の温度差があり、昇温過程で生じる
変態温度域の方が高い。そのため、図１に示すように、
厚鋼板を適切な温度域まで一度冷却した後に復熱させる
過程においては、板厚表層部は昇温中にフェライトから
オーステナイトへ変態し、板厚中心部はいまだフェライ
ト変態が開始せずにオーステナイト単相の状態である。
向上に有効であることについて述べる。一般に高温から
の冷却による降温過程で生じる変態温度域と、低温から
の加熱による昇温過程で生じる変態温度域との間には１
００〜２００℃程度の温度差があり、昇温過程で生じる
変態温度域の方が高い。そのため、図１に示すように、
厚鋼板を適切な温度域まで一度冷却した後に復熱させる
過程においては、板厚表層部は昇温中にフェライトから
オーステナイトへ変態し、板厚中心部はいまだフェライ
ト変態が開始せずにオーステナイト単相の状態である。
【００１１】復熱がある程度進行して両者の温度差が少
なくなった時点でも、板厚表層部ではフェライト主体の
金属組織を有し、板厚中心部ではオーステナイト主体の
金属組織を有するので、両者の間には大きな変形抵抗差
が生じ、板厚表層部の変形抵抗が極めて大きい。これ
は、図２に示すように、フェライト主体の金属組織とオ
ーステナイト主体の金属組織とではその応力−歪関係が
異なり、圧延真歪で０．２以下の範囲ではフェライト主
体の金属組織の方が同じ歪を与えた場合の変形抵抗が大
きいためである。
なくなった時点でも、板厚表層部ではフェライト主体の
金属組織を有し、板厚中心部ではオーステナイト主体の
金属組織を有するので、両者の間には大きな変形抵抗差
が生じ、板厚表層部の変形抵抗が極めて大きい。これ
は、図２に示すように、フェライト主体の金属組織とオ
ーステナイト主体の金属組織とではその応力−歪関係が
異なり、圧延真歪で０．２以下の範囲ではフェライト主
体の金属組織の方が同じ歪を与えた場合の変形抵抗が大
きいためである。
【００１２】本発明は、板厚方向に故意に温度差をつけ
た状態で圧下を加え、板厚中心部より板厚表層部を硬化
させ、板厚方向の変形抵抗差を増加させることにより板
厚中心部を強圧下し、低温靭性の向上をはかるものであ
る。
た状態で圧下を加え、板厚中心部より板厚表層部を硬化
させ、板厚方向の変形抵抗差を増加させることにより板
厚中心部を強圧下し、低温靭性の向上をはかるものであ
る。
【００１３】本発明において化学成分を限定した理由
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からであ
る。しかし、Ｃが多すぎるとＨＡＺ靭性に悪影響をおよ
ぼすだけでなく、母材靭性、溶接性を劣化させるので、
上限を０．０７％とした。Ｃ量が多いとマルテンサイト
が生成し、低温靭性を著しく劣化させる。過量のＣ添加
は耐ＣＯ２腐食の防止の観点からは炭化物などのカソー
ドサイトを生成するので、Ｃ量は低い方が望ましい。耐
サワー性に関しても中心偏析部へのＭｎ，Ｐの濃化を招
き、耐サワー特性を劣化させるので低くする方が望まし
い。
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からであ
る。しかし、Ｃが多すぎるとＨＡＺ靭性に悪影響をおよ
ぼすだけでなく、母材靭性、溶接性を劣化させるので、
上限を０．０７％とした。Ｃ量が多いとマルテンサイト
が生成し、低温靭性を著しく劣化させる。過量のＣ添加
は耐ＣＯ２腐食の防止の観点からは炭化物などのカソー
ドサイトを生成するので、Ｃ量は低い方が望ましい。耐
サワー性に関しても中心偏析部へのＭｎ，Ｐの濃化を招
き、耐サワー特性を劣化させるので低くする方が望まし
い。
【００１４】Ｓｉ： 脱酸のために、０．０５％以上必
要であるが、多く添加すると溶接性および溶接部の靭性
が劣化するので上限を０．５％とした。 Ｍｎ： 強度、靭性を確保する上で不可欠な元素であ
り、その下限は０．７％である。ＨＡＺ靭性を改善する
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靭性を劣化させるだけでなく、スラブのＭｎ
Ｓ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。
要であるが、多く添加すると溶接性および溶接部の靭性
が劣化するので上限を０．５％とした。 Ｍｎ： 強度、靭性を確保する上で不可欠な元素であ
り、その下限は０．７％である。ＨＡＺ靭性を改善する
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靭性を劣化させるだけでなく、スラブのＭｎ
Ｓ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。
【００１５】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
靭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における粒界破壊を
減少させる傾向があり、好ましくは、Ｐ量は０．０１０
％以下である。 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を起点
となる。従って、本発明ではＳ量を０．００１％以下と
した。 Ｎｂ： 高強度鋼においてはＮｂを添加することなく優
れたＨＡＺ靭性を得ることは困難である。Ｎｂはγ粒界
に生成するフェライトを抑制し、結晶粒を微細化して鋼
を高靭化する。この効果を得るためには最低０．０２％
のＮｂ量が必要である。しかしながら、Ｎｂ量が多すぎ
ると、逆に微細組織の生成が妨げられるので、その上限
を０．０６％とした。
０．０１５％以下とした。これは、母材、ＨＡＺの低温
靭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における粒界破壊を
減少させる傾向があり、好ましくは、Ｐ量は０．０１０
％以下である。 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を起点
となる。従って、本発明ではＳ量を０．００１％以下と
した。 Ｎｂ： 高強度鋼においてはＮｂを添加することなく優
れたＨＡＺ靭性を得ることは困難である。Ｎｂはγ粒界
に生成するフェライトを抑制し、結晶粒を微細化して鋼
を高靭化する。この効果を得るためには最低０．０２％
のＮｂ量が必要である。しかしながら、Ｎｂ量が多すぎ
ると、逆に微細組織の生成が妨げられるので、その上限
を０．０６％とした。
【００１６】Ｃｒ： 耐ＣＯ２腐食防止の観点から重要
な元素であり、下限値０．５％は耐ＣＯ２腐食性の効果
を得る最小値である。しかし、多すぎると現地溶接性や
ＨＡＺ靭性を劣化させるので、上限を１．２％とした。 Ｔｉ： ＴｉＮを形成して、ＨＡＺ組織を微細化し、Ｈ
ＡＺ靭性を向上させる。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０．０３％
はＴｉＣ形成によるＨＡＺ靭性劣化を防止するためであ
る。 Ａｌ： 一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、過量
の添加は鋼清浄度が損なわれるため、その上限を０．０
５％とした。
な元素であり、下限値０．５％は耐ＣＯ２腐食性の効果
を得る最小値である。しかし、多すぎると現地溶接性や
ＨＡＺ靭性を劣化させるので、上限を１．２％とした。 Ｔｉ： ＴｉＮを形成して、ＨＡＺ組織を微細化し、Ｈ
ＡＺ靭性を向上させる。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０．０３％
はＴｉＣ形成によるＨＡＺ靭性劣化を防止するためであ
る。 Ａｌ： 一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、過量
の添加は鋼清浄度が損なわれるため、その上限を０．０
５％とした。
【００１７】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
おいて靭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ＨＩ
Ｃ性および耐ＳＳＣ性が劣化するので、０．００５％を
上限とした。 Ｎ： ＴｉＮ等によるＨＡＺ靭性を確保するためには
０．００１％以上必要である。また、０．００５％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において鋼靭化に有効な酸化物を生成する
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、靭性劣化を防止するためである。耐サ
ワー性を特に向上させるためには、０．００３％以下が
望ましい。
制御し耐ＨＩＣ性を向上させるために、また、ＨＡＺに
おいて靭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ＨＩ
Ｃ性および耐ＳＳＣ性が劣化するので、０．００５％を
上限とした。 Ｎ： ＴｉＮ等によるＨＡＺ靭性を確保するためには
０．００１％以上必要である。また、０．００５％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において鋼靭化に有効な酸化物を生成する
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、靭性劣化を防止するためである。耐サ
ワー性を特に向上させるためには、０．００３％以下が
望ましい。
【００１８】所望により、さらに強度調整元素として、
Ｖ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｚｒ，ＲＥＭの少なくとも１種
類以上を添加する。 Ｖ： Ｎｂとほぼ同じ効果を持つ元素であるが、０．０
０５％以下では効果がなく、上限は０．０６０％まで許
容できる。 Ｎｉ： ０．０５％以上の添加により、溶接性、ＨＡＺ
靭性に悪影響をおよぼすことなく、母材の強度、靭性を
向上させる。一方、１．０％を超えると経済性の点で好
ましくないため、その上限を１．０％とした。 Ｃｕ： 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、製造困難となるの
で、上限を１．０％とした。
Ｖ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｚｒ，ＲＥＭの少なくとも１種
類以上を添加する。 Ｖ： Ｎｂとほぼ同じ効果を持つ元素であるが、０．０
０５％以下では効果がなく、上限は０．０６０％まで許
容できる。 Ｎｉ： ０．０５％以上の添加により、溶接性、ＨＡＺ
靭性に悪影響をおよぼすことなく、母材の強度、靭性を
向上させる。一方、１．０％を超えると経済性の点で好
ましくないため、その上限を１．０％とした。 Ｃｕ： 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、製造困難となるの
で、上限を１．０％とした。
【００１９】Ｍｏ： ０．０５％以上の添加により、母
材の強度、靭性を向上させる元素であるが、多すぎると
母材、ＨＡＺ靭性、溶接性の劣化を招き好ましくない。
その上限は０．４０％である。 Ｚｒ： 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％、０．０１％であ
る。 ＲＥＭ： 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。
材の強度、靭性を向上させる元素であるが、多すぎると
母材、ＨＡＺ靭性、溶接性の劣化を招き好ましくない。
その上限は０．４０％である。 Ｚｒ： 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％、０．０１％であ
る。 ＲＥＭ： 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。
【００２０】次に、本発明の製造条件について説明す
る。本発明において鋳造後のスラブ加熱温度は、１１０
０〜１２５０℃の範囲である。これは母材の強度、低温
靭性を確保するために必要である。加熱温度が１１００
℃未満になるとＮｂ，Ｖ，Ｔｉ等の固溶が不十分とな
り、良好な強度、靭性が得られない。しかし、再加熱温
度が１２５０℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化
するため低温靭性が劣化する。なお、鋳造後、鋳片を冷
片にすることなく直接圧延してもよい。
る。本発明において鋳造後のスラブ加熱温度は、１１０
０〜１２５０℃の範囲である。これは母材の強度、低温
靭性を確保するために必要である。加熱温度が１１００
℃未満になるとＮｂ，Ｖ，Ｔｉ等の固溶が不十分とな
り、良好な強度、靭性が得られない。しかし、再加熱温
度が１２５０℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化
するため低温靭性が劣化する。なお、鋳造後、鋳片を冷
片にすることなく直接圧延してもよい。
【００２１】また、加熱後、圧延を行い表面温度が９０
０℃以上で圧延を一旦中断し、５〜４０℃／ｓの冷却速
度で表面温度が７００℃以下になるまで冷却する必要が
ある。粗圧延を必要とするのはオーステナイト再結晶域
での圧延によって、組織の微細化および均一化をはかる
ためである。スラブの表面温度が９００℃未満から冷却
すると、鋼板中心部の温度も低下するので圧延終了時に
板厚平均温度をＡｒ３以上に確保することが困難とな
る。冷却による到達温度域を表面温度で７００℃以下と
した理由は、７００℃を超える温度では板厚中心部の温
度が復熱過程で未再結晶温度域まで下がらないためであ
る。
０℃以上で圧延を一旦中断し、５〜４０℃／ｓの冷却速
度で表面温度が７００℃以下になるまで冷却する必要が
ある。粗圧延を必要とするのはオーステナイト再結晶域
での圧延によって、組織の微細化および均一化をはかる
ためである。スラブの表面温度が９００℃未満から冷却
すると、鋼板中心部の温度も低下するので圧延終了時に
板厚平均温度をＡｒ３以上に確保することが困難とな
る。冷却による到達温度域を表面温度で７００℃以下と
した理由は、７００℃を超える温度では板厚中心部の温
度が復熱過程で未再結晶温度域まで下がらないためであ
る。
【００２２】冷却速度が小さ過ぎると板厚表層部でのα
へ変態量が少なくなり、板厚中心部での強圧下ができな
くなるので５℃／ｓとした。冷却速度が大き過ぎると板
厚平均温度が低下して、圧延終了時に板厚平均温度をＡ
ｒ３以上に確保できないため上限を４０℃／ｓとした。
また、冷却後、表面温度がＡｃ３以下、板厚中心部温度
が９５０℃以下の温度域になるまで放置し、その後累積
圧下率６０％以上で、かつ平均１パス当りの圧延真歪が
０．２以下となるように圧下を加える必要がある。
へ変態量が少なくなり、板厚中心部での強圧下ができな
くなるので５℃／ｓとした。冷却速度が大き過ぎると板
厚平均温度が低下して、圧延終了時に板厚平均温度をＡ
ｒ３以上に確保できないため上限を４０℃／ｓとした。
また、冷却後、表面温度がＡｃ３以下、板厚中心部温度
が９５０℃以下の温度域になるまで放置し、その後累積
圧下率６０％以上で、かつ平均１パス当りの圧延真歪が
０．２以下となるように圧下を加える必要がある。
【００２３】冷却後の圧延開始時の表面温度がＡｃ３以
下である理由は、Ａｃ３を超えてしまうと板厚表層部の
αがγへ逆変態してしまい、αとγとの変形抵抗差によ
る靭性改善が困難となるからである。冷却終了後の板厚
中心部の温度が９５０℃以下の温度域に低下するまで放
置するのは、板厚中心部の温度をオーステナイト未再結
晶温度域に低下させた後、圧下を加えるためである。
下である理由は、Ａｃ３を超えてしまうと板厚表層部の
αがγへ逆変態してしまい、αとγとの変形抵抗差によ
る靭性改善が困難となるからである。冷却終了後の板厚
中心部の温度が９５０℃以下の温度域に低下するまで放
置するのは、板厚中心部の温度をオーステナイト未再結
晶温度域に低下させた後、圧下を加えるためである。
【００２４】冷却後の圧延の累積圧下率が６０％未満で
は、板厚表層部（α）と板厚中心部（γ）の変形抵抗差
による強圧下の効果は小さく、板厚中心部へ導入される
加工歪量が少なくなるので、累積圧下率を６０％以上と
した。図２に示すように、平均１パス当りの圧延真歪が
０．２を超えると板厚中心部と板厚表層部の変形抵抗差
が逆転してしまうので、圧延真歪を０．２以下に制限し
た。
は、板厚表層部（α）と板厚中心部（γ）の変形抵抗差
による強圧下の効果は小さく、板厚中心部へ導入される
加工歪量が少なくなるので、累積圧下率を６０％以上と
した。図２に示すように、平均１パス当りの圧延真歪が
０．２を超えると板厚中心部と板厚表層部の変形抵抗差
が逆転してしまうので、圧延真歪を０．２以下に制限し
た。
【００２５】さらに、冷却後の圧延は、板厚平均温度が
Ａｒ３以上で終了し、その後直ちに５〜４０℃／ｓの冷
却速度で板厚平均が３５０〜５５０℃となるまで加速冷
却し、その後空冷する。冷却後の圧延は、板厚平均温度
がＡｒ３未満で終了すると、ＭｎＳ系介在物が残存し
た場合延伸化しやすい、またＭｎ等の偏析により周囲
よりもＡｒ３の低下している中心偏析部へγ‐α変態に
ともなうＣの濃化が起こり中心偏析部にＭＡ（高Ｃ島状
マルテンサイト）等の硬化組織が形成されるため耐サワ
ー性、低温靭性が低下する。
Ａｒ３以上で終了し、その後直ちに５〜４０℃／ｓの冷
却速度で板厚平均が３５０〜５５０℃となるまで加速冷
却し、その後空冷する。冷却後の圧延は、板厚平均温度
がＡｒ３未満で終了すると、ＭｎＳ系介在物が残存し
た場合延伸化しやすい、またＭｎ等の偏析により周囲
よりもＡｒ３の低下している中心偏析部へγ‐α変態に
ともなうＣの濃化が起こり中心偏析部にＭＡ（高Ｃ島状
マルテンサイト）等の硬化組織が形成されるため耐サワ
ー性、低温靭性が低下する。
【００２６】圧延終了後の加速度冷却＋放冷は、良好な
強度、靭性を確保するために実施する。加速度冷却にお
いて、５℃／ｓ以下の冷却速度または５５０℃を超える
冷却開始温度にするとγ‐α変態に伴うＣの濃化が起こ
り、中心偏析部にＭＡ等の硬化組織が形成されるため耐
サワー性、低温靭性が低下する。４０℃／ｓ以上の冷却
速度また、３５０℃未満の冷却開始温度では焼入れ性が
高いマルテンサイト等の硬化組織が形成され、耐サワー
性、低温靭性の確保が困難になる。加速冷却後の空冷
は、焼戻の効果があり、高強度化、高靭化がはかられ
る。
強度、靭性を確保するために実施する。加速度冷却にお
いて、５℃／ｓ以下の冷却速度または５５０℃を超える
冷却開始温度にするとγ‐α変態に伴うＣの濃化が起こ
り、中心偏析部にＭＡ等の硬化組織が形成されるため耐
サワー性、低温靭性が低下する。４０℃／ｓ以上の冷却
速度また、３５０℃未満の冷却開始温度では焼入れ性が
高いマルテンサイト等の硬化組織が形成され、耐サワー
性、低温靭性の確保が困難になる。加速冷却後の空冷
は、焼戻の効果があり、高強度化、高靭化がはかられ
る。
【００２７】
【実施例】以下、本発明を実施例に基づいてさらに説明
する。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ＣＯ２腐食性、耐サワー性を、表３に示す。
する。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ＣＯ２腐食性、耐サワー性を、表３に示す。
【００２８】試験片の採取状況の概略図を、図３に示
す。シャルピー試験片、ＳＳＣ試験片は板厚１／２ｔよ
り採取した。また、耐ＣＯ２腐食試験片は、表層部より
採取した。
す。シャルピー試験片、ＳＳＣ試験片は板厚１／２ｔよ
り採取した。また、耐ＣＯ２腐食試験片は、表層部より
採取した。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】
【表３】
【００３２】
【表４】
【００３３】表１〜表３から下記のことが分る。鋼１１
〜２４は、本発明の範囲外の適切な製造条件ではないの
で、低温靭性および耐ＣＯ２腐食性が劣化している。鋼
１５，１７は、仕上終了板厚温度が低いため、鋼２１，
２２は、適切な冷却速度でないため、さらに鋼２３，２
４は、適切な冷却停止板厚平均温度でないため、それぞ
れ耐サワー性が劣化している。
〜２４は、本発明の範囲外の適切な製造条件ではないの
で、低温靭性および耐ＣＯ２腐食性が劣化している。鋼
１５，１７は、仕上終了板厚温度が低いため、鋼２１，
２２は、適切な冷却速度でないため、さらに鋼２３，２
４は、適切な冷却停止板厚平均温度でないため、それぞ
れ耐サワー性が劣化している。
【００３４】鋼２５〜３２は、本発明の範囲外の化学成
分であるので、適切な機械的性質が得られていない。鋼
２５は、Ｍｎ量が超であるため溶接部の焼入性が増加し
て、靭性を低下させ、ＭｎＳにより耐サワー性も低下し
た。鋼２６および２７は、ＮｂおよびＴｉがそれぞれ不
足しているため靭性が低下している。鋼２８は、Ｃ量が
多いため靭性が低下するとともに、セメンタイト等のカ
ソードサイトが増加し、耐ＣＯ２腐食性を劣化させてい
る。また、中心偏析部へのＭｎ，Ｐの濃化を引き起こ
し、耐サワー特性が劣化している。鋼２９は、Ｃｒ量が
低いのでＣＯ２腐食環境下でカソード反応を抑制でき
ず、耐ＣＯ２腐食性が劣化した。鋼３０は、Ｃｒ量が多
いので溶接部の靭性が低下した。鋼３１は、Ｐが多いた
め靭性と耐サワー性が低下した。同様に鋼３２は、Ｃａ
量が少ないので、靭性と耐サワー性が低下した。
分であるので、適切な機械的性質が得られていない。鋼
２５は、Ｍｎ量が超であるため溶接部の焼入性が増加し
て、靭性を低下させ、ＭｎＳにより耐サワー性も低下し
た。鋼２６および２７は、ＮｂおよびＴｉがそれぞれ不
足しているため靭性が低下している。鋼２８は、Ｃ量が
多いため靭性が低下するとともに、セメンタイト等のカ
ソードサイトが増加し、耐ＣＯ２腐食性を劣化させてい
る。また、中心偏析部へのＭｎ，Ｐの濃化を引き起こ
し、耐サワー特性が劣化している。鋼２９は、Ｃｒ量が
低いのでＣＯ２腐食環境下でカソード反応を抑制でき
ず、耐ＣＯ２腐食性が劣化した。鋼３０は、Ｃｒ量が多
いので溶接部の靭性が低下した。鋼３１は、Ｐが多いた
め靭性と耐サワー性が低下した。同様に鋼３２は、Ｃａ
量が少ないので、靭性と耐サワー性が低下した。
【００３５】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
ＣＯ２，Ｈ２Ｓを含有した環境における耐ＣＯ２腐食
性、耐サワー性を改善し、特に母材のみならず溶接部の
靭性を適切に改善して、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。
ＣＯ２，Ｈ２Ｓを含有した環境における耐ＣＯ２腐食
性、耐サワー性を改善し、特に母材のみならず溶接部の
靭性を適切に改善して、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。
【図１】本発明における圧延、水冷パターンを示す説明
図である。
図である。
【図２】フェライトおよびオーステナイト主体組織での
圧延真歪と変形抵抗との関係を示すグラフである。
圧延真歪と変形抵抗との関係を示すグラフである。
【図３】試験片の採取位置を示す概略図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 為 広 博 千葉県君津市君津１番地 新日本製鐵株式 会社君津製鐵所内
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．０１〜０．０７％、Ｓ
ｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｐ：０．
０１５％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ｎｂ：０．０１
〜０．０６％、Ｃｒ：０．５〜１．２％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．０３％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃａ：０．
００１〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．００５
％、Ｏ：０．００１〜０．００５％を含有し、残部Ｆｅ
および不可避不純物からなる鋼を、 鋳造後、冷片にすることなく或は、冷片を１１００〜１
２５０℃の温度に加熱し、抽出後、圧延を開始して表面
温度が９００℃以上で圧延を一旦中断し、引続き５〜４
０℃／ｓの冷却速度で表面温度が７００℃以下になるま
で水冷した後、表面温度がＡｃ３以下、板厚中心部温度
が９５０℃以下になるまで放冷し、その後累積圧下率が
６０％以上で、かつ平均１パス当りの圧延真歪が０．２
以下となる圧下を加え、板厚平均温度がＡｒ３以上で圧
延を終了し、直ちに５〜４０℃／ｓの冷却速度で板厚平
均温度が３５０〜５００℃となるまで冷却し、その後空
冷する、 ことを特徴とする耐ＣＯ２腐食性、耐サワー性および低
温靭性に優れた鋼板の製造方法。 - 【請求項２】重量％で、Ｃ：０．０１〜０．０７％、Ｓ
ｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．７〜１．５％、Ｐ：０．
０１５％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ｎｂ：０．０１
〜０．０６％、Ｃｒ：０．５〜１．２％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．０３％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃａ：０．
００１〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．００５
％、Ｏ：０．００１〜０．００５％を含有し、更にＶ：
０．００５〜０．０６０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０
％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．
３０％、Ｚｒ：０．００５〜０．０２５％、ＲＥＭ：
０．０００５〜０．０１％のうち１種類以上含有し、残
部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼を、 鋳造後、冷片にすることなく或は、冷片を１１００〜１
２５０℃の温度に加熱し、抽出後、圧延を開始して表面
温度が９００℃以上で圧延を一旦中断し、引続き５〜４
０℃／ｓの冷却速度で表面温度が７００℃以下になるま
で水冷した後、表面温度がＡｃ３以下、板厚中心部温度
が９５０℃以下になるまで放冷し、その後累積圧下率が
６０％以上で、かつ平均１パス当りの圧延真歪が０．２
以下となる圧下を加え、板厚平均温度がＡｒ３以上で圧
延を終了し、直ちに５〜４０℃／ｓの冷却速度で板厚平
均温度が３５０〜５００℃となるまで冷却し、その後空
冷する、 ことを特徴とする耐ＣＯ２腐食性、耐サワー性および低
温靭性に優れた鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7349394A JPH07278659A (ja) | 1994-04-12 | 1994-04-12 | 耐ｃｏ２腐食性、耐サワー特性および低温靭性に優れたラインパイプ用鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7349394A JPH07278659A (ja) | 1994-04-12 | 1994-04-12 | 耐ｃｏ２腐食性、耐サワー特性および低温靭性に優れたラインパイプ用鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07278659A true JPH07278659A (ja) | 1995-10-24 |
Family
ID=13519853
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7349394A Withdrawn JPH07278659A (ja) | 1994-04-12 | 1994-04-12 | 耐ｃｏ２腐食性、耐サワー特性および低温靭性に優れたラインパイプ用鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07278659A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005186162A (ja) * | 2003-12-02 | 2005-07-14 | Jfe Steel Kk | 耐サワー特性に優れた高靭性厚肉溶接鋼管 |
| JP2010100872A (ja) * | 2008-10-21 | 2010-05-06 | Kobe Steel Ltd | 鉱物を収容する容器に用いられる鋼材 |
| CN103938094A (zh) * | 2014-04-28 | 2014-07-23 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种超高强度高韧性石油套管及其制造方法 |
| JP2020111791A (ja) * | 2019-01-11 | 2020-07-27 | 日本製鉄株式会社 | 鋼材 |
| JP2020111790A (ja) * | 2019-01-11 | 2020-07-27 | 日本製鉄株式会社 | 鋼材 |
| CN114737109A (zh) * | 2022-02-28 | 2022-07-12 | 鞍钢股份有限公司 | 厚壁抗hic油气管道用x52直缝焊管用钢及制造方法 |
-
1994
- 1994-04-12 JP JP7349394A patent/JPH07278659A/ja not_active Withdrawn
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005186162A (ja) * | 2003-12-02 | 2005-07-14 | Jfe Steel Kk | 耐サワー特性に優れた高靭性厚肉溶接鋼管 |
| JP4631414B2 (ja) * | 2003-12-02 | 2011-02-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐サワー特性に優れた高靭性厚肉溶接鋼管 |
| JP2010100872A (ja) * | 2008-10-21 | 2010-05-06 | Kobe Steel Ltd | 鉱物を収容する容器に用いられる鋼材 |
| CN103938094A (zh) * | 2014-04-28 | 2014-07-23 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种超高强度高韧性石油套管及其制造方法 |
| JP2020111791A (ja) * | 2019-01-11 | 2020-07-27 | 日本製鉄株式会社 | 鋼材 |
| JP2020111790A (ja) * | 2019-01-11 | 2020-07-27 | 日本製鉄株式会社 | 鋼材 |
| CN114737109A (zh) * | 2022-02-28 | 2022-07-12 | 鞍钢股份有限公司 | 厚壁抗hic油气管道用x52直缝焊管用钢及制造方法 |
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