JPH08209240A - 耐ｃｏ２ 腐食性および低温靱性の優れたラインパイプ用鋼板の製造方法 - Google Patents
耐ｃｏ２ 腐食性および低温靱性の優れたラインパイプ用鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPH08209240A JPH08209240A JP1627695A JP1627695A JPH08209240A JP H08209240 A JPH08209240 A JP H08209240A JP 1627695 A JP1627695 A JP 1627695A JP 1627695 A JP1627695 A JP 1627695A JP H08209240 A JPH08209240 A JP H08209240A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- rolling
- plate thickness
- steel
- toughness
- steel plate
- 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.)
- Withdrawn
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 ＣＯ2 を含んだ石油、天然ガスに用いる耐Ｃ
Ｏ2 腐食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】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｃ
ｕ，Ｔｉ，ＡＬ，Ｎ，Ｖ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃａ，Ｚｒおよ
びＲＥＭを特定した鋼を１０００〜１２８０℃の温度範
囲に加熱後、続く圧延において鋼板温度が１０００℃以
下で累積圧下率が６０％以上となる圧延に際して１パス
当たり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８５０〜１０００
℃、板厚がｔ３〜ｔ２での鋼板温度が７００〜９００℃
でｔ１，ｔ２，ｔ３の関係がｔ１＞１．３・ｔ２，ｔ２
＞２．０・ｔ３を満足するように圧延を行った後、冷却
速度５〜４０℃／ｓで３５０〜５５０℃まで水冷し、そ
の後放冷する。但し、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ｔ１＞ｔ２＞ｔ３である。
Ｏ2 腐食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】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｎｂ，Ｃｒ，Ｃ
ｕ，Ｔｉ，ＡＬ，Ｎ，Ｖ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃａ，Ｚｒおよ
びＲＥＭを特定した鋼を１０００〜１２８０℃の温度範
囲に加熱後、続く圧延において鋼板温度が１０００℃以
下で累積圧下率が６０％以上となる圧延に際して１パス
当たり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８５０〜１０００
℃、板厚がｔ３〜ｔ２での鋼板温度が７００〜９００℃
でｔ１，ｔ２，ｔ３の関係がｔ１＞１．３・ｔ２，ｔ２
＞２．０・ｔ３を満足するように圧延を行った後、冷却
速度５〜４０℃／ｓで３５０〜５５０℃まで水冷し、そ
の後放冷する。但し、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ｔ１＞ｔ２＞ｔ３である。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ＣＯ2 を含んだ石油、
天然ガスに用いる耐ＣＯ2 腐食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４０
ｍｍ以下）の製造方法に関するものである。本発明鋼板
は低温靱性およ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。
天然ガスに用いる耐ＣＯ2 腐食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４０
ｍｍ以下）の製造方法に関するものである。本発明鋼板
は低温靱性およ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。
【０００２】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靱性、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。
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靱性、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。
【０００３】
【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
た低温靱性、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
た低温靱性、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。
【０００４】耐ＣＯ2 腐食性を満足するラインパイプ用
鋼板の製造方法が、特開平３−２１１２３０号公報に開
示されている。この方法では、化学成分について、低Ｃ
化、Ｃｒ量の最適化および制御圧延により、耐ＣＯ2 腐
食性と耐サワー性を両立させるという観点から限定して
いる。しかしながら、従来の製造技術では脆性亀裂の伝
播停止特性に対する低温靱性の要求を満足することは困
難であり、製造条件のさらなる検討が必要である。
鋼板の製造方法が、特開平３−２１１２３０号公報に開
示されている。この方法では、化学成分について、低Ｃ
化、Ｃｒ量の最適化および制御圧延により、耐ＣＯ2 腐
食性と耐サワー性を両立させるという観点から限定して
いる。しかしながら、従来の製造技術では脆性亀裂の伝
播停止特性に対する低温靱性の要求を満足することは困
難であり、製造条件のさらなる検討が必要である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】かかる現状に鑑みて、
本発明の目的とするところは、耐ＣＯ2 腐食性および低
温靱性（特に脆性亀裂伝播停止特性）の優れた高強度ラ
インパイプ用鋼板の製造方法を提供することである。
本発明の目的とするところは、耐ＣＯ2 腐食性および低
温靱性（特に脆性亀裂伝播停止特性）の優れた高強度ラ
インパイプ用鋼板の製造方法を提供することである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とするとこ
ろは下記のとおりである。 （１）重量％で Ｃ ：０．０１〜０．０９％ Ｓｉ：０．５％以
下 Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ ：０．０３％
以下 Ｓ ：０．００５％以下 Ｎｂ：０．０１〜
０．０６％ Ｃｒ：０．４〜１．２％ Ｃｕ：０．０５〜
０．４％ Ｔｉ：０．００５〜０．０３％ Ａｌ：０．０５％
以下 Ｎ ：０．００１〜０．００５％ を含有し、かつ下記の式 ０．３５≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／１５≦０．５０ を満たし、残部鉄および不可避不純物からなる鋼を１０
００〜１２８０℃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〜ｔ１での鋼板温
度が８５０〜１０００℃、板厚がｔ３〜ｔ２での鋼板温
度が７００〜９００℃で、ｔ１、ｔ２、ｔ３の関係が ｔ１＞１．３・ｔ２ ・・・・・・（１） ｔ２＞２．０・ｔ３ ・・・・・・（２） を満足するように圧延を行った後、冷却速度５〜４０℃
／ｓで３５０〜５５０℃まで水冷し、その後放冷するこ
とを特徴とする耐ＣＯ2 腐食性および低温靱性の優れた
鋼板の製造方法。
ろは下記のとおりである。 （１）重量％で Ｃ ：０．０１〜０．０９％ Ｓｉ：０．５％以
下 Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ ：０．０３％
以下 Ｓ ：０．００５％以下 Ｎｂ：０．０１〜
０．０６％ Ｃｒ：０．４〜１．２％ Ｃｕ：０．０５〜
０．４％ Ｔｉ：０．００５〜０．０３％ Ａｌ：０．０５％
以下 Ｎ ：０．００１〜０．００５％ を含有し、かつ下記の式 ０．３５≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／１５≦０．５０ を満たし、残部鉄および不可避不純物からなる鋼を１０
００〜１２８０℃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〜ｔ１での鋼板温
度が８５０〜１０００℃、板厚がｔ３〜ｔ２での鋼板温
度が７００〜９００℃で、ｔ１、ｔ２、ｔ３の関係が ｔ１＞１．３・ｔ２ ・・・・・・（１） ｔ２＞２．０・ｔ３ ・・・・・・（２） を満足するように圧延を行った後、冷却速度５〜４０℃
／ｓで３５０〜５５０℃まで水冷し、その後放冷するこ
とを特徴とする耐ＣＯ2 腐食性および低温靱性の優れた
鋼板の製造方法。
【０００７】但し、 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。 （２）重量％で Ｃ ：０．０１〜０．０９％ Ｓｉ：０．５％
以下 Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ ：０．０３
％以下 Ｓ ：０．００５％以下 Ｎｂ：０．０１
〜０．０６％ Ｃｒ：０．４〜１．２％ Ｃｕ：０．０５
〜０．４％ Ｔｉ：０．００５〜０．０３％ Ａｌ：０．０５
％以下 Ｎ ：０．００１〜０．００５％ を含有し、さらに Ｖ ：０．００５〜０．０６０％ Ｎｉ ：０．０５
〜１．０％ Ｍｏ：０．０５〜０．３０％ Ｃａ ：０．００
１〜０．００５％ Ｚｒ：０．００５〜０．０２５％ ＲＥＭ：０．００
０５〜０．０１％ の１種以上を含み、かつ下記の式 ０．３５≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／１５≦０．５０ を満たし、残部鉄および不可避不純物からなる鋼を１０
００〜１２８０℃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〜ｔ１での鋼板温
度が８５０〜１０００℃、板厚がｔ３〜ｔ２での鋼板温
度が７００〜９００℃で、ｔ１、ｔ２、ｔ３の関係が ｔ１＞１．３・ｔ２ ・・・・・・（１） ｔ２＞２．０・ｔ３ ・・・・・・（２） を満足するように圧延を行った後、冷却速度５〜４０℃
／ｓで３５０〜５５０℃まで水冷し、その後放冷するこ
とを特徴とする耐ＣＯ2 腐食性および低温靱性の優れた
鋼板の製造方法。
以下 Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ ：０．０３
％以下 Ｓ ：０．００５％以下 Ｎｂ：０．０１
〜０．０６％ Ｃｒ：０．４〜１．２％ Ｃｕ：０．０５
〜０．４％ Ｔｉ：０．００５〜０．０３％ Ａｌ：０．０５
％以下 Ｎ ：０．００１〜０．００５％ を含有し、さらに Ｖ ：０．００５〜０．０６０％ Ｎｉ ：０．０５
〜１．０％ Ｍｏ：０．０５〜０．３０％ Ｃａ ：０．００
１〜０．００５％ Ｚｒ：０．００５〜０．０２５％ ＲＥＭ：０．００
０５〜０．０１％ の１種以上を含み、かつ下記の式 ０．３５≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／１５≦０．５０ を満たし、残部鉄および不可避不純物からなる鋼を１０
００〜１２８０℃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〜ｔ１での鋼板温
度が８５０〜１０００℃、板厚がｔ３〜ｔ２での鋼板温
度が７００〜９００℃で、ｔ１、ｔ２、ｔ３の関係が ｔ１＞１．３・ｔ２ ・・・・・・（１） ｔ２＞２．０・ｔ３ ・・・・・・（２） を満足するように圧延を行った後、冷却速度５〜４０℃
／ｓで３５０〜５５０℃まで水冷し、その後放冷するこ
とを特徴とする耐ＣＯ2 腐食性および低温靱性の優れた
鋼板の製造方法。
【０００８】但し、 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。
【０００９】
【作用】本発明はＣＯ2 による腐食を抑制する高靱性ラ
インパイプ用鋼を製造することを目的とした発明であ
る。本発明者らが耐ＣＯ2 腐食性におよぼす不均一腐食
の影響を主に化学成分に関して詳しく検討し、以下の知
見を得た。すなわち、ＣＯ 2 腐食に関してはＣｒ添加が
有効であるが、過量のＣｒ添加は低温靱性、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
した上で、低Ｃ化して有効カソードサイトを低減するこ
とにより耐ＣＯ2 性が向上する。また、Ｃｒ添加鋼にＣ
ｕを添加することにより腐食生成物が安定化し耐腐食性
がさらに向上する。
インパイプ用鋼を製造することを目的とした発明であ
る。本発明者らが耐ＣＯ2 腐食性におよぼす不均一腐食
の影響を主に化学成分に関して詳しく検討し、以下の知
見を得た。すなわち、ＣＯ 2 腐食に関してはＣｒ添加が
有効であるが、過量のＣｒ添加は低温靱性、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
した上で、低Ｃ化して有効カソードサイトを低減するこ
とにより耐ＣＯ2 性が向上する。また、Ｃｒ添加鋼にＣ
ｕを添加することにより腐食生成物が安定化し耐腐食性
がさらに向上する。
【００１０】本発明において化学成分を上記のように限
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
９％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。また過量のＣ添加は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。
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
９％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。また過量のＣ添加は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。
【００１１】Ｓｉ：Ｓｉは脱酸上、好ましくは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。 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０．７％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Ｍ
ｎＳ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。
％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。 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０．７％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Ｍ
ｎＳ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。
【００１２】Ｐ：本発明において不純物であるＰは０．
０３％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
少させる傾向がある。好ましくはＰ量は０．０１％以下
とする。
０３％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
少させる傾向がある。好ましくはＰ量は０．０１％以下
とする。
【００１３】Ｓ：Ｓ量が０．００５％を超えると、Ｍｎ
Ｓにより低温靱性が劣化する。従って、本発明ではＳ量
を０．００５％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靱性を得ることは困難である。Ｎｂはγ粒界に
生成する初析フェライトを抑制し結晶粒を微細化し鋼を
高靱化する。この効果を得るためには最低０．０１％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。
Ｓにより低温靱性が劣化する。従って、本発明ではＳ量
を０．００５％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靱性を得ることは困難である。Ｎｂはγ粒界に
生成する初析フェライトを抑制し結晶粒を微細化し鋼を
高靱化する。この効果を得るためには最低０．０１％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。
【００１４】Ｃｒ：Ｃｒは耐ＣＯ2 腐食防止の観点から
重要な元素である。下限値０．４％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靱性を劣化させる。そのため、上限を１．２
％とした。 Ｃｕ：ＣｕはＣｒ添加鋼の腐食生成物を安定化させるた
めには０．０５％以上の添加が必要である。しかし、
０．４％を超えて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０．４％
とした。
重要な元素である。下限値０．４％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靱性を劣化させる。そのため、上限を１．２
％とした。 Ｃｕ：ＣｕはＣｒ添加鋼の腐食生成物を安定化させるた
めには０．０５％以上の添加が必要である。しかし、
０．４％を超えて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０．４％
とした。
【００１５】Ｔｉ：Ｔｉは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０．０
０５％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靱性劣化を
防止するためである。 ＡｌＡｌは、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
０．０５％とした。
織を微細化し、ＨＡＺ靱性を向上させる。下限の０．０
０５％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靱性劣化を
防止するためである。 ＡｌＡｌは、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
０．０５％とした。
【００１６】Ｎ：Ｎは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．
００５％を超えると耐ＨＩＣ性が劣化するので、上限を
０．００５％とした。
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。
【００１７】本発明の実施にあたっては、所望によりさ
らに強度調整元素として、Ｖ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃａ，Ｚ
ｒ，ＲＥＭの少なくとも１種を添加することができる。 Ｖ：ＶはＮｂとほぼ同じ効果を持つ元素であるが、０．
００５％未満では効果がなく、上限は０．０６０％まで
許容できる。
らに強度調整元素として、Ｖ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃａ，Ｚ
ｒ，ＲＥＭの少なくとも１種を添加することができる。 Ｖ：ＶはＮｂとほぼ同じ効果を持つ元素であるが、０．
００５％未満では効果がなく、上限は０．０６０％まで
許容できる。
【００１８】Ｎｉ：Ｎｉは０．０５％以上の添加によ
り、溶接性、ＨＡＺ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
ると経済性の点で好ましくないため、その上限を１．０
％とした。 Ｍｏ：Ｍｏは０．０５％以上の添加により、母材の強
度、靱性を向上させる元素であるが、多すぎると母材、
ＨＡＺ靱性、溶接性の劣化を招き好ましくない。その上
限は０．３０％である。
り、溶接性、ＨＡＺ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
ると経済性の点で好ましくないため、その上限を１．０
％とした。 Ｍｏ：Ｍｏは０．０５％以上の添加により、母材の強
度、靱性を向上させる元素であるが、多すぎると母材、
ＨＡＺ靱性、溶接性の劣化を招き好ましくない。その上
限は０．３０％である。
【００１９】Ｃａ：Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制
御し、低温靱性を向上させる。Ｃａ量が０．００１％未
満では実用上効果がなく、また０．００５％を超えて添
加するとＣａＯ，ＣａＳが多量に生成して大型介在物と
なり鋼の清浄度を害するばかりでなく靱性、現地溶接性
に悪影響をおよぼす。
御し、低温靱性を向上させる。Ｃａ量が０．００１％未
満では実用上効果がなく、また０．００５％を超えて添
加するとＣａＯ，ＣａＳが多量に生成して大型介在物と
なり鋼の清浄度を害するばかりでなく靱性、現地溶接性
に悪影響をおよぼす。
【００２０】Ｚｒ：ＺｒはほぼＴｉと同様の効果を持つ
元素である。その下限は０．００５％、上限は０．０２
５％である。 ＲＥＭ：ＲＥＭはほぼＴｉと同様の効果を持つ元素であ
る。その下限は０．０００５％、上限は０．０１％であ
る。
元素である。その下限は０．００５％、上限は０．０２
５％である。 ＲＥＭ：ＲＥＭはほぼＴｉと同様の効果を持つ元素であ
る。その下限は０．０００５％、上限は０．０１％であ
る。
【００２１】しかし、個々の量を限定するだけでは不十
分であり ０．３５≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／１５≦０．５０ としなければならない。これは低温靱性や現地溶接性が
Ｃｒを含めた化学成分の全量で決まるからである。下限
の０．３５％は必要な母材、溶接部の強度を得るための
最小量であり、０．５０％は優れた低温靱性、溶接性を
得るための上限である。
分であり ０．３５≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／１５≦０．５０ としなければならない。これは低温靱性や現地溶接性が
Ｃｒを含めた化学成分の全量で決まるからである。下限
の０．３５％は必要な母材、溶接部の強度を得るための
最小量であり、０．５０％は優れた低温靱性、溶接性を
得るための上限である。
【００２２】上記のＣｒ−Ｃｕ複合添加鋼において母材
の低温靱性（脆性亀裂伝播停止特性）を改善するため
に、本発明では製造条件について詳細に検討した。限定
理由については以下に説明する。まず、再加熱温度は上
限を１２８０℃とした。これは１２８０℃を超えるとγ
粒が粗大化し、靱性が劣化するためである。また、１０
００℃より低くするとＮｂ，Ｔｉ，Ｖ等の固溶が不十分
となり、良好な強度、靱性が得られない。
の低温靱性（脆性亀裂伝播停止特性）を改善するため
に、本発明では製造条件について詳細に検討した。限定
理由については以下に説明する。まず、再加熱温度は上
限を１２８０℃とした。これは１２８０℃を超えるとγ
粒が粗大化し、靱性が劣化するためである。また、１０
００℃より低くするとＮｂ，Ｔｉ，Ｖ等の固溶が不十分
となり、良好な強度、靱性が得られない。
【００２３】続く圧延において、鋼板温度が１０００℃
以下での累積圧下量が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８５０〜１０００
℃、板厚がｔ３〜ｔ２での鋼板温度が７００〜９００℃
でｔ１、ｔ２、ｔ３の関係が ｔ１＞１．３・ｔ２ ・・・・・・（１） ｔ２＞２．０・ｔ３ ・・・・・・（２） を満足するように圧延を行わなければならない。
以下での累積圧下量が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８５０〜１０００
℃、板厚がｔ３〜ｔ２での鋼板温度が７００〜９００℃
でｔ１、ｔ２、ｔ３の関係が ｔ１＞１．３・ｔ２ ・・・・・・（１） ｔ２＞２．０・ｔ３ ・・・・・・（２） を満足するように圧延を行わなければならない。
【００２４】但し、 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。
【００２５】図１に本発明方法における温度履歴模式図
を示す。鋼板温度が１０００℃以下での累積圧下量を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６
０％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。
を示す。鋼板温度が１０００℃以下での累積圧下量を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６
０％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。
【００２６】１パス当りの圧下率を限定することは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新
知見に基づくものである。図２にフェライト粒径におよ
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靱
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。
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新
知見に基づくものである。図２にフェライト粒径におよ
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靱
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。
【００２７】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靱性の
劣化をまねくことが知られている（特に板厚１５ｍｍ以
上）。そこで本発明者らの検討の結果、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、高γ温度
域での再結晶域圧延に引き続く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
高靱化の冶金的思想である。圧延前段のｔ２〜ｔ１での
鋼板温度が８５０℃未満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、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
℃を超えると板厚表層部が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
域で圧延されなければならない。圧延後段のｔ３〜ｔ２
での鋼板温度が９００℃を超えると、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７００℃未満では過度の（γ−α）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
温靱性が大幅に劣化し、さらに圧延後の水冷開始温度が
低すぎるため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。
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靱性の
劣化をまねくことが知られている（特に板厚１５ｍｍ以
上）。そこで本発明者らの検討の結果、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、高γ温度
域での再結晶域圧延に引き続く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
高靱化の冶金的思想である。圧延前段のｔ２〜ｔ１での
鋼板温度が８５０℃未満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、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
℃を超えると板厚表層部が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
域で圧延されなければならない。圧延後段のｔ３〜ｔ２
での鋼板温度が９００℃を超えると、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７００℃未満では過度の（γ−α）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
温靱性が大幅に劣化し、さらに圧延後の水冷開始温度が
低すぎるため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。
【００２８】次に板厚ｔ１、ｔ２、ｔ３の関係について
説明する。本発明における最後の板厚ｔ３は主として１
５〜４０ｍｍの範囲である。（１）式の関係をｔ１≦
１．３・ｔ２とすると圧延前段（ｔ１〜ｔ２）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≦２．０・ｔ
３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＞２．６・ｔ３の関
係が得られる。
説明する。本発明における最後の板厚ｔ３は主として１
５〜４０ｍｍの範囲である。（１）式の関係をｔ１≦
１．３・ｔ２とすると圧延前段（ｔ１〜ｔ２）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≦２．０・ｔ
３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＞２．６・ｔ３の関
係が得られる。
【００２９】圧延後、鋼板を加速冷却することは必須要
件である。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、靱性を損なわずに高強度化がはかれる。
加速冷却の条件として圧延後、ただちに加速冷却５〜４
０℃／ｓで３５０〜５５０℃の温度範囲まで冷却し、そ
の後空冷しなければならない。冷却速度が遅すぎたり水
冷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
生成して低温靱性が大幅に劣化する。
件である。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、靱性を損なわずに高強度化がはかれる。
加速冷却の条件として圧延後、ただちに加速冷却５〜４
０℃／ｓで３５０〜５５０℃の温度範囲まで冷却し、そ
の後空冷しなければならない。冷却速度が遅すぎたり水
冷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
生成して低温靱性が大幅に劣化する。
【００３０】なお、この鋼を製造後、焼戻し、脱水素な
どの目的でＡｃ1点以下の温度で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もっと
も好ましいが、ホットコイルにも適用できる。
どの目的でＡｃ1点以下の温度で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もっと
も好ましいが、ホットコイルにも適用できる。
【００３１】
【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。得られた鋼板の機械的性質、耐
ＣＯ2 腐食性を表３に示す。耐ＣＯ2 腐食試験は１０％
ＮａＣｌ＋飽和ＣＯ2 水溶液（ｐＨ＝５）にて８０℃で
９６ｈｒで実施した。
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。得られた鋼板の機械的性質、耐
ＣＯ2 腐食性を表３に示す。耐ＣＯ2 腐食試験は１０％
ＮａＣｌ＋飽和ＣＯ2 水溶液（ｐＨ＝５）にて８０℃で
９６ｈｒで実施した。
【００３２】本発明にしたがって製造した鋼板はすべて
良好な値を示した。これに対して鋼１１〜２６は適切な
製造条件ではないので、低温靱性および耐ＣＯ2 腐食性
が劣化している。鋼１１はＣｒ量が少なく、鋼１７はＣ
ｕが無添加であるため耐ＣＯ 2 腐食性が劣化した。ま
た、鋼１２はＣｒ量、鋼１８はＣｕ量がそれぞれ多いた
めＨＡＺ靱性が劣化した。鋼１３はＣ量が多すぎるため
ＨＡＺ靱性、耐ＣＯ2 腐食性が低下した。鋼１４ではＭ
ｎ量が多すぎるためにＨＡＺ靱性が劣化した。鋼１５は
Ｎｂが添加されていないため強度、低温靱性が劣化し
た。鋼１６はＴｉが添加されていないために低温靱性、
ＨＡＺ靱性が低下した。鋼１９、鋼２０はそれぞれ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、低温靱性が劣化し
た。鋼２１は圧延後段におけるｔ２での温度が高すぎる
ため、板厚中心部が再結晶域圧延となり、フェライト粒
が粗大化して低温靱性が劣る。鋼２２ではｔ３での温度
が低すぎるため、粗大再結晶フェライト粒が生成し、ま
た圧延後の水冷開始温度が低すぎるため加速冷却による
板厚中心部の組織制御が不十分なために低温靱性が劣化
した。鋼２３はｔ１、ｔ２の関係が、鋼２４はｔ２、ｔ
３の関係がそれぞれ不適切であるため、フェライト粒が
微細化されず低温靱性が劣化した。鋼２５は圧延後の冷
却が空冷のため、鋼２６は水冷停止温度が高すぎるた
め、ともに板厚中心部の組織制御が不十分となり低温靱
性が低下した。
良好な値を示した。これに対して鋼１１〜２６は適切な
製造条件ではないので、低温靱性および耐ＣＯ2 腐食性
が劣化している。鋼１１はＣｒ量が少なく、鋼１７はＣ
ｕが無添加であるため耐ＣＯ 2 腐食性が劣化した。ま
た、鋼１２はＣｒ量、鋼１８はＣｕ量がそれぞれ多いた
めＨＡＺ靱性が劣化した。鋼１３はＣ量が多すぎるため
ＨＡＺ靱性、耐ＣＯ2 腐食性が低下した。鋼１４ではＭ
ｎ量が多すぎるためにＨＡＺ靱性が劣化した。鋼１５は
Ｎｂが添加されていないため強度、低温靱性が劣化し
た。鋼１６はＴｉが添加されていないために低温靱性、
ＨＡＺ靱性が低下した。鋼１９、鋼２０はそれぞれ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、低温靱性が劣化し
た。鋼２１は圧延後段におけるｔ２での温度が高すぎる
ため、板厚中心部が再結晶域圧延となり、フェライト粒
が粗大化して低温靱性が劣る。鋼２２ではｔ３での温度
が低すぎるため、粗大再結晶フェライト粒が生成し、ま
た圧延後の水冷開始温度が低すぎるため加速冷却による
板厚中心部の組織制御が不十分なために低温靱性が劣化
した。鋼２３はｔ１、ｔ２の関係が、鋼２４はｔ２、ｔ
３の関係がそれぞれ不適切であるため、フェライト粒が
微細化されず低温靱性が劣化した。鋼２５は圧延後の冷
却が空冷のため、鋼２６は水冷停止温度が高すぎるた
め、ともに板厚中心部の組織制御が不十分となり低温靱
性が低下した。
【００３３】なお、表１において、Ｐｃは下記式の値を
示す。 Ｐｃ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎ
ｉ）／１５
示す。 Ｐｃ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎ
ｉ）／１５
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】
【表３】
【００３７】
【発明の効果】本発明により得られた鋼板は、ＣＯ2 を
含有した環境における耐ＣＯ2 腐食性に優れ、特に母材
のみならず溶接部の靱性にも優れており、ラインパイプ
用鋼管材としての用途への適用を有効に高めることがで
きるので、本発明の産業上に及ぼす効果はきわめて大で
ある。
含有した環境における耐ＣＯ2 腐食性に優れ、特に母材
のみならず溶接部の靱性にも優れており、ラインパイプ
用鋼管材としての用途への適用を有効に高めることがで
きるので、本発明の産業上に及ぼす効果はきわめて大で
ある。
【図１】本発明における温度履歴模式図である。
【図２】フェライト粒径におよぼすγ未再結晶域での１
パス当りの圧下率の影響を示す図である。
パス当りの圧下率の影響を示す図である。
フロントページの続き (72)発明者 為広 博 東京都千代田区大手町二丁目６番３号 新 日本製鐵株式会社内 (72)発明者 小川 洋之 東京都千代田区大手町二丁目６番３号 新 日本製鐵株式会社内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．０１〜０．０９％ Ｓｉ：０．５％以
下 Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ ：０．０３％
以下 Ｓ ：０．００５％以下 Ｎｂ：０．０１〜
０．０６％ Ｃｒ：０．４〜１．２％ Ｃｕ：０．０５〜
０．４％ Ｔｉ：０．００５〜０．０３％ Ａｌ：０．０５％
以下 Ｎ ：０．００１〜０．００５％ を含有し、かつ下記の式 ０．３５≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／１５≦０．５０ を満たし、残部鉄および不可避不純物からなる鋼を１０
００〜１２８０℃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〜ｔ１での鋼板温
度が８５０〜１０００℃、板厚がｔ３〜ｔ２での鋼板温
度が７００〜９００℃で、ｔ１、ｔ２、ｔ３の関係が ｔ１＞１．３・ｔ２ ・・・・・・（１） ｔ２＞２．０・ｔ３ ・・・・・・（２） を満足するように圧延を行った後、冷却速度５〜４０℃
／ｓで３５０〜５５０℃まで水冷し、その後放冷するこ
とを特徴とする耐ＣＯ2 腐食性および低温靱性の優れた
鋼板の製造方法。但し、 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 Ｃ ：０．０１〜０．０９％ Ｓｉ：０．５％
以下 Ｍｎ：０．７〜１．５％ Ｐ ：０．０３
％以下 Ｓ ：０．００５％以下 Ｎｂ：０．０１
〜０．０６％ Ｃｒ：０．４〜１．２％ Ｃｕ：０．０５
〜０．４％ Ｔｉ：０．００５〜０．０３％ Ａｌ：０．０５
％以下 Ｎ ：０．００１〜０．００５％ を含有し、さらに Ｖ ：０．００５〜０．０６０％ Ｎｉ ：０．０５
〜１．０％ Ｍｏ：０．０５〜０．３０％ Ｃａ ：０．００
１〜０．００５％ Ｚｒ：０．００５〜０．０２５％ ＲＥＭ：０．００
０５〜０．０１％ の１種以上を含有し、かつ下記の式 ０．３５≦Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋
Ｎｉ）／１５≦０．５０ を満たし、残部鉄および不可避不純物からなる鋼を１０
００〜１２８０℃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〜ｔ１での鋼板温
度が８５０〜１０００℃、板厚がｔ３〜ｔ２での鋼板温
度が７００〜９００℃で、ｔ１、ｔ２、ｔ３の関係が ｔ１＞１．３・ｔ２ ・・・・・・（１） ｔ２＞２．０・ｔ３ ・・・・・・（２） を満足するように圧延を行った後、冷却速度５〜４０℃
／ｓで３５０〜５５０℃まで水冷し、その後放冷するこ
とを特徴とする耐ＣＯ2 腐食性および低温靱性の優れた
鋼板の製造方法。但し、 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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1627695A JPH08209240A (ja) | 1995-02-02 | 1995-02-02 | 耐ｃｏ２ 腐食性および低温靱性の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 |
|---|---|---|---|
| JP1627695A JPH08209240A (ja) | 1995-02-02 | 1995-02-02 | 耐ｃｏ２ 腐食性および低温靱性の優れたラインパイプ用鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08209240A true JPH08209240A (ja) | 1996-08-13 |
Family
ID=11912034
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1627695A Withdrawn JPH08209240A (ja) | 1995-02-02 | 1995-02-02 | 耐ｃｏ２ 腐食性および低温靱性の優れたラインパイプ用鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08209240A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100564324B1 (ko) * | 2001-12-21 | 2006-03-29 | 주식회사 포스코 | 내 이산화탄소 부식성이 우수한 저합금 열연강재 |
| WO2012141220A1 (ja) * | 2011-04-12 | 2012-10-18 | 新日本製鐵株式会社 | 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 |
| CN103882327A (zh) * | 2012-12-21 | 2014-06-25 | 鞍钢股份有限公司 | 具有优良应变时效性能的管线用钢板及其制造方法 |
| CN104789886A (zh) * | 2015-03-20 | 2015-07-22 | 苏州科胜仓储物流设备有限公司 | 一种用于仓储设备的耐腐蚀钢及其制备方法 |
-
1995
- 1995-02-02 JP JP1627695A patent/JPH08209240A/ja not_active Withdrawn
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100564324B1 (ko) * | 2001-12-21 | 2006-03-29 | 주식회사 포스코 | 내 이산화탄소 부식성이 우수한 저합금 열연강재 |
| WO2012141220A1 (ja) * | 2011-04-12 | 2012-10-18 | 新日本製鐵株式会社 | 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 |
| CN103328669A (zh) * | 2011-04-12 | 2013-09-25 | 新日铁住金株式会社 | 变形性能和低温韧性优良的高强度钢板、高强度钢管以及它们的制造方法 |
| JP5413537B2 (ja) * | 2011-04-12 | 2014-02-12 | 新日鐵住金株式会社 | 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 |
| CN103882327A (zh) * | 2012-12-21 | 2014-06-25 | 鞍钢股份有限公司 | 具有优良应变时效性能的管线用钢板及其制造方法 |
| CN104789886A (zh) * | 2015-03-20 | 2015-07-22 | 苏州科胜仓储物流设备有限公司 | 一种用于仓储设备的耐腐蚀钢及其制备方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US6264760B1 (en) | Ultra-high strength, weldable steels with excellent ultra-low temperature toughness | |
| US6846371B2 (en) | Method for making high-strength high-toughness martensitic stainless steel seamless pipe | |
| JP4358900B1 (ja) | 低温靭性に優れた高強度鋼板及び鋼管並びにそれらの製造方法 | |
| US4591396A (en) | Method of producing steel having high strength and toughness | |
| 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 | |
| JP2003013138A (ja) | 高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法 | |
| JP2647302B2 (ja) | 耐水素誘起割れ性の優れた高強度鋼板の製造方法 | |
| JP3258207B2 (ja) | 低温靭性の優れた超高張力鋼 | |
| JP2672441B2 (ja) | 耐ｓｓｃ性の優れた高強度高靭性シームレス鋼管の製造法 | |
| CN111542621B (zh) | 高强度高韧性的热轧钢板及其制造方法 | |
| JPH0931536A (ja) | 低温靭性に優れた超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 | |
| JPH06184636A (ja) | 溶接性の優れた高強度高靭性シームレス鋼管の製造法 | |
| JP2004269924A (ja) | 強度・靭性に優れた鋼板の高効率製造方法 | |
| JP3009558B2 (ja) | 耐サワー性の優れた薄手高強度鋼板の製造方法 | |
| JPH08209240A (ja) | 耐ｃｏ２ 腐食性および低温靱性の優れたラインパイプ用鋼板の製造方法 | |
| 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 | |
| JPH06293914A (ja) | 耐ｃｏ２ 腐食性、ｈａｚ靱性に優れた低合金ラインパイプ用鋼板の製造方法 | |
| 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 | |
| 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 | |
| JP2527512B2 (ja) | 耐ｓｓｃ性の優れた低硬度高靭性シ―ムレス鋼管の製造法 | |
| JPH07242944A (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 | |
| JPH08295929A (ja) | 耐ｃｏ２ 腐食性および低温靱性の優れた耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法 | |
| JP3393314B2 (ja) | 低温靱性の優れた耐サワー高強度鋼板の製造法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20020402 |