JPS62180034A - 溶接部の熱処理持性が優れたＴｉ系ＵＯＥ鋼管の製造方法 - Google Patents
溶接部の熱処理持性が優れたＴｉ系ＵＯＥ鋼管の製造方法Info
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- JPS62180034A JPS62180034A JP2354486A JP2354486A JPS62180034A JP S62180034 A JPS62180034 A JP S62180034A JP 2354486 A JP2354486 A JP 2354486A JP 2354486 A JP2354486 A JP 2354486A JP S62180034 A JPS62180034 A JP S62180034A
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- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〈発明の目的〉
産業上の利用分野
本発明は溶接部の熱処理特性が優れたＴｉ系ＵＯＥ鋼管
に係り、詳しくは、応力除去焼鈍処理、ノルマライジン
グ処理、焼入れ焼戻し処理、焼戻し処理等の熱処Ｉ！！
後の溶接部の靭性が優れたＴｉ系ＩＪＯＥ鋼管に係る。
に係り、詳しくは、応力除去焼鈍処理、ノルマライジン
グ処理、焼入れ焼戻し処理、焼戻し処理等の熱処Ｉ！！
後の溶接部の靭性が優れたＴｉ系ＩＪＯＥ鋼管に係る。
従 来 の 技 術
υ０［鋼管の大部分は、圧延時に微細結晶粒を得るため
に、Ｎｂ、 Ｖの細粒化効果を生かした制御圧延鋼材あ
るいは圧延後の冷却速度を高めるために、加速冷部技術
を組合せた制御圧延鋼が供せられる。己れらの鋼板を用
いて溶接を行なった溶接鋼管を、応力除去焼鈍処理（以
下、ＳＲ処理という。）、焼入れ焼戻し処理（以下、Ｑ
Ｔ処理という。）、焼戻し処理（以下、Ｔｅｍｐｅｒ処
理）、あるいはノルマライジング処理（以下、Ｎｏｒｍ
ａ処理という。）した際、鋼板から不可避的に導入され
るＮｂおよびＶの炭化物、窒化物、あるいは炭窒化物が
熱処理過程で析出し、溶接金属の靭性を著しく脆化させ
る口とが知られていた。本発明者等の研究によると、こ
の脆化の様子は第２図のように示され、この脆化を防止
するには溶接金属中のＮｂ、 ＶＩＪｔを低減させる以
外に方法がないことが判明し、更に、鋭意研究の結果、
溶接のままの状態からの脆化量をなくそうとすれば、Ｎ
ｂとＶがら定まる脆化のパラメータＮｂ＋Ｖｔ′２ ヲ
Ｎｌｌ ＋ Ｖ／’２ ≦０．０３重量％（以下％とす
る）にする必要のあることが定日的に明らかとなった。
に、Ｎｂ、 Ｖの細粒化効果を生かした制御圧延鋼材あ
るいは圧延後の冷却速度を高めるために、加速冷部技術
を組合せた制御圧延鋼が供せられる。己れらの鋼板を用
いて溶接を行なった溶接鋼管を、応力除去焼鈍処理（以
下、ＳＲ処理という。）、焼入れ焼戻し処理（以下、Ｑ
Ｔ処理という。）、焼戻し処理（以下、Ｔｅｍｐｅｒ処
理）、あるいはノルマライジング処理（以下、Ｎｏｒｍ
ａ処理という。）した際、鋼板から不可避的に導入され
るＮｂおよびＶの炭化物、窒化物、あるいは炭窒化物が
熱処理過程で析出し、溶接金属の靭性を著しく脆化させ
る口とが知られていた。本発明者等の研究によると、こ
の脆化の様子は第２図のように示され、この脆化を防止
するには溶接金属中のＮｂ、 ＶＩＪｔを低減させる以
外に方法がないことが判明し、更に、鋭意研究の結果、
溶接のままの状態からの脆化量をなくそうとすれば、Ｎ
ｂとＶがら定まる脆化のパラメータＮｂ＋Ｖｔ′２ ヲ
Ｎｌｌ ＋ Ｖ／’２ ≦０．０３重量％（以下％とす
る）にする必要のあることが定日的に明らかとなった。
通常、サブマージアーク溶接（以下、ＳＡＷという。）
材料、すなわち、溶接ワイヤあるいはフラックスからの
Ｎｂ、Ｖの溶接金属への添加は、不純物からの混入が認
められるのみであり、積極的な添加は行なわれない。従
って、溶接金属へのＮｂ、■の添加は母材からのものの
みを考慮すれば１良い。この場合、母材から希釈された
Ｎｂ、Ｖは酸化等による損逸はほとんどないため、己れ
を減じるには鋼板のＮｂ、 Ｖを減じるしか方法がなか
った。この結果、熱処理される鋼管で溶接部の高靭性が
要求される場合には、Ｎｂ、 Ｖを用いて鋼板の高強度
、高靭性が得られる安価な制御圧延材は使用できず、強
度と靭性を確保するために、例えば、Ｎ１を用いた高価
な５１−Ｍｎ−Ｎｉ系通常圧延材あるいはこれらの調質
材が供されてきた。
材料、すなわち、溶接ワイヤあるいはフラックスからの
Ｎｂ、Ｖの溶接金属への添加は、不純物からの混入が認
められるのみであり、積極的な添加は行なわれない。従
って、溶接金属へのＮｂ、■の添加は母材からのものの
みを考慮すれば１良い。この場合、母材から希釈された
Ｎｂ、Ｖは酸化等による損逸はほとんどないため、己れ
を減じるには鋼板のＮｂ、 Ｖを減じるしか方法がなか
った。この結果、熱処理される鋼管で溶接部の高靭性が
要求される場合には、Ｎｂ、 Ｖを用いて鋼板の高強度
、高靭性が得られる安価な制御圧延材は使用できず、強
度と靭性を確保するために、例えば、Ｎ１を用いた高価
な５１−Ｍｎ−Ｎｉ系通常圧延材あるいはこれらの調質
材が供されてきた。
第２図において、溶接金属のＮｂ、 Ｖｆｆｉをみると
、通常のＳＡＷでは、溶接金属への母材希釈率は７０％
程度であり、溶接金属中でのＮｂ＋Ｖ／２）・０．０３
％は母材中ではおおよそＮｌ） ＋ Ｖ／２ ＞ ０．
０４５％に相当し、Ｎｂ、 Ｖを等吊添加する場合を例
にとると、Ｎｂ＞０．０３％、Ｖ ＞ ０．０３％程度
となり、制御圧延に通常必要とされるＮｂ、Ｖの母とな
る。換言すれば、Ｎｂ、Ｖを用いる限り、制御圧延鋼材
による鋼管の溶接金属の熱処理後の高靭性はまったく期
待することができない。
、通常のＳＡＷでは、溶接金属への母材希釈率は７０％
程度であり、溶接金属中でのＮｂ＋Ｖ／２）・０．０３
％は母材中ではおおよそＮｌ） ＋ Ｖ／２ ＞ ０．
０４５％に相当し、Ｎｂ、 Ｖを等吊添加する場合を例
にとると、Ｎｂ＞０．０３％、Ｖ ＞ ０．０３％程度
となり、制御圧延に通常必要とされるＮｂ、Ｖの母とな
る。換言すれば、Ｎｂ、Ｖを用いる限り、制御圧延鋼材
による鋼管の溶接金属の熱処理後の高靭性はまったく期
待することができない。
発明が解決しようとする問題点
本発明は口れらの問題点の解決を目的とし、具体的には
、工業的に安価に高強度、高靭性鋼材が得られる制御圧
延技術を活用しつつ、それによる鋼管の熱処理後の溶接
金属靭性劣化防１Ｆ効果を見出して熱処理用のｔｌＯＥ
ｔＡ管に供する口とを目的とする。
、工業的に安価に高強度、高靭性鋼材が得られる制御圧
延技術を活用しつつ、それによる鋼管の熱処理後の溶接
金属靭性劣化防１Ｆ効果を見出して熱処理用のｔｌＯＥ
ｔＡ管に供する口とを目的とする。
〈発明の構成〉
問題点を解決するための
手段ならびにその作用
本ｑ 明ハ、母材中ニＮｔ１１；０，０３％、Ｖｉ；０
．０３％、０．０３％≦Ｔｉ≦０．０９％およびＮ≦０
．００５％を含有し、かつ溶接継手金属中のＮｂ％Ｖお
よびＴｉＩｆ−Ｎｂ＋Ｖ／２≦０．０３％、Ｔｉ≦０．
０６５％の範囲にあることを特徴とする。
．０３％、０．０３％≦Ｔｉ≦０．０９％およびＮ≦０
．００５％を含有し、かつ溶接継手金属中のＮｂ％Ｖお
よびＴｉＩｆ−Ｎｂ＋Ｖ／２≦０．０３％、Ｔｉ≦０．
０６５％の範囲にあることを特徴とする。
以上、図面によって本発明の構成ならびに作用について
説明すると、次の通りである。
説明すると、次の通りである。
第１図は溶接金属中の（Ｎｂ＋Ｖ／２）量およびＴｉ吊
と熱処理による溶接金属の吸収エネルギー脆化量の関係
を示すグラフであり、第２図は溶接金属中の（Ｎｂ＋Ｖ
／２）＠と熱処理による溶接金属の吸収エネルギー詭化
吊の関係を示すグラフである。
と熱処理による溶接金属の吸収エネルギー脆化量の関係
を示すグラフであり、第２図は溶接金属中の（Ｎｂ＋Ｖ
／２）＠と熱処理による溶接金属の吸収エネルギー詭化
吊の関係を示すグラフである。
本発明者等はＮｂ、Ｖに代って有効な制御圧延効果の得
られる合金成分について検討し、■１が有効であること
を見出した。すなわち、制御圧延においてはＡＣ３以上
の再結晶温度域にカロ熱された場合に、ＮｂおよびＶの
炭窒化物はオーステナイ［・結晶粒界をピン止めし、結
晶粒の粗大化を抑えて鋼板の靭性と強度を高める。更に
、冷Ｗ途中で、ＡＣ３〜八Ｃ１の２相域温度において７
トリツクスと整合的に析出したそれらの炭窒化物は鋼板
の強度を更に高める効果がある。このにうに制御圧延と
組合わされたＮｂ、 Ｖは鋼板の靭性と強度を同時に改
善する。一方、Ｔｉは物性的にＮｂ、 Ｖと同様の挙動
をとり、かつｆＮｂ＋Ｖ）１％とほぼ当ａの含有でＮｂ
、 Ｖ以上の有効な制御圧延効果の得られる口とが明ら
かになった。すなわち、Ｎｂ、Ｖのみ含有の場合、母材
板厚中央付近では末だ粗粒が細粒とともに混粒の状態で
存在するのに対し、Ｔｉが含有される場合には板厚中央
まで十分に細粒効果が得られた。
られる合金成分について検討し、■１が有効であること
を見出した。すなわち、制御圧延においてはＡＣ３以上
の再結晶温度域にカロ熱された場合に、ＮｂおよびＶの
炭窒化物はオーステナイ［・結晶粒界をピン止めし、結
晶粒の粗大化を抑えて鋼板の靭性と強度を高める。更に
、冷Ｗ途中で、ＡＣ３〜八Ｃ１の２相域温度において７
トリツクスと整合的に析出したそれらの炭窒化物は鋼板
の強度を更に高める効果がある。このにうに制御圧延と
組合わされたＮｂ、 Ｖは鋼板の靭性と強度を同時に改
善する。一方、Ｔｉは物性的にＮｂ、 Ｖと同様の挙動
をとり、かつｆＮｂ＋Ｖ）１％とほぼ当ａの含有でＮｂ
、 Ｖ以上の有効な制御圧延効果の得られる口とが明ら
かになった。すなわち、Ｎｂ、Ｖのみ含有の場合、母材
板厚中央付近では末だ粗粒が細粒とともに混粒の状態で
存在するのに対し、Ｔｉが含有される場合には板厚中央
まで十分に細粒効果が得られた。
このようにＴｉを用いる場合、■１はＮｂ％Ｖの代替の
効果およびそれ以上の効果をもつわけである。等昂添加
を例にとると、前述の如く、ＮｂおよびＶはそれぞれ鋼
板中でＮｂ≦０．０３％、■≦０．０３％の範囲では、
溶接金属中に希釈されても、熱処理後の溶接金属靭性を
阻害しないため、■１との複合添加も可能である。
効果およびそれ以上の効果をもつわけである。等昂添加
を例にとると、前述の如く、ＮｂおよびＶはそれぞれ鋼
板中でＮｂ≦０．０３％、■≦０．０３％の範囲では、
溶接金属中に希釈されても、熱処理後の溶接金属靭性を
阻害しないため、■１との複合添加も可能である。
さて、ＮｂやＶと同等の制御圧延効果が得られる■１に
ついて説明したが、Ｎｂ、Ｖに代替したＴｉが熱処理後
の溶接金属靭性に及ぼす影響は第１図の如く示され、Ｎ
ｂ、 Ｖに対する有利性が明らかに得られると同時に、
過剰な添加によってはＴｉの炭窒化物が溶接金属靭性を
阻害するため、Ｎｂ、 Ｖと同様にＴｉについても適正
ωに制御する必要のある口とが判明した。
ついて説明したが、Ｎｂ、Ｖに代替したＴｉが熱処理後
の溶接金属靭性に及ぼす影響は第１図の如く示され、Ｎ
ｂ、 Ｖに対する有利性が明らかに得られると同時に、
過剰な添加によってはＴｉの炭窒化物が溶接金属靭性を
阻害するため、Ｎｂ、 Ｖと同様にＴｉについても適正
ωに制御する必要のある口とが判明した。
すなわち、ＮｂやＶの析出物が熱処理後の溶接金属靭性
を劣化させる口とを前述したが、Ｔｉにおいても同様な
劣化作用が認められた。ただし、より多くの含有量まで
脆化を防止しつる点にＴ；の利点があり、これを適正に
制御することに本願の骨子がある。具体的には、溶接金
属中でＴｉ≦Ｏ，０６５％の場合に熱処理１殺の脆化抑
制効果が認められる。溶接金属中のＴｉは希釈割合から
して、大半が母板のＴｉがその源となる。従って、鋼板
のＴｉはＴｉ≦０．０９％に限定する必要がある。
を劣化させる口とを前述したが、Ｔｉにおいても同様な
劣化作用が認められた。ただし、より多くの含有量まで
脆化を防止しつる点にＴ；の利点があり、これを適正に
制御することに本願の骨子がある。具体的には、溶接金
属中でＴｉ≦Ｏ，０６５％の場合に熱処理１殺の脆化抑
制効果が認められる。溶接金属中のＴｉは希釈割合から
して、大半が母板のＴｉがその源となる。従って、鋼板
のＴｉはＴｉ≦０．０９％に限定する必要がある。
また、Ｔｉによる鋼板の細粒効果を得るためには、Ｔｉ
≧０．０３％を必要とし、これをはずれると母材の靭性
劣化が著しい。また、積極的にＴｉを添加した溶接ワイ
ヤを用いる場合には、母材のＴｉをＴｉ ［母材］％、
ワイヤのＴｉをＴｉ［ワイヤ］％とじて、 Ｔｉ［母材］％Ｘ０．７ＸＴｉ ［ワイヤ］％×０．３
≦０．０［３５％の式を満足するＴｉ含含有のワイヤを
用いる必要がある。例えば、母材中のＴｉが最′も低い
０．０３％の場合、ワイＶ中の１１を約０．１４５％以
下とする必要がある。
≧０．０３％を必要とし、これをはずれると母材の靭性
劣化が著しい。また、積極的にＴｉを添加した溶接ワイ
ヤを用いる場合には、母材のＴｉをＴｉ ［母材］％、
ワイヤのＴｉをＴｉ［ワイヤ］％とじて、 Ｔｉ［母材］％Ｘ０．７ＸＴｉ ［ワイヤ］％×０．３
≦０．０［３５％の式を満足するＴｉ含含有のワイヤを
用いる必要がある。例えば、母材中のＴｉが最′も低い
０．０３％の場合、ワイＶ中の１１を約０．１４５％以
下とする必要がある。
以上のように、Ｎｂ、 ＶおよびＴｉの中の１種若しく
はそれ以上の析出物が熱処理後の溶接金属靭性を阻害す
ることから、これら析出物の生成量を抑制するために、
これらの析出物構成元素である溶接金属中のＮ邑を制限
する必要のあることが明らかとなり、鋭意検討の結果、
溶接金属中のＮ源は、Ｔｉと同様に、その希釈割合から
して、大半が母材であり、従って、母材のＮ＠を工業的
に十分可能と考えられる範囲、つまり、Ｎ≦０．００５
０％とする必要のあることが熱処理後の溶接金膜靭性劣
化を防止するために必要であることが判った。なお、ワ
イヤ中のＮの調整はそれほど重要ではないが、理想的に
は母材並みの含有量が望ましい。
はそれ以上の析出物が熱処理後の溶接金属靭性を阻害す
ることから、これら析出物の生成量を抑制するために、
これらの析出物構成元素である溶接金属中のＮ邑を制限
する必要のあることが明らかとなり、鋭意検討の結果、
溶接金属中のＮ源は、Ｔｉと同様に、その希釈割合から
して、大半が母材であり、従って、母材のＮ＠を工業的
に十分可能と考えられる範囲、つまり、Ｎ≦０．００５
０％とする必要のあることが熱処理後の溶接金膜靭性劣
化を防止するために必要であることが判った。なお、ワ
イヤ中のＮの調整はそれほど重要ではないが、理想的に
は母材並みの含有量が望ましい。
実施例
以下、実施例によって更に詳しく説明する。
第１表に板厚（ｉｍｍから３８ｍｍまでの鋼板を用いて
、本発明を実施した例を述べる。靭性の評価は、■溝に
ＳＩＶを行ない、これから採取した２ ｍｍ Ｖノツチ
シャルピー試験片（ノツチは溶接金属中央）によって行
なった。
、本発明を実施した例を述べる。靭性の評価は、■溝に
ＳＩＶを行ない、これから採取した２ ｍｍ Ｖノツチ
シャルピー試験片（ノツチは溶接金属中央）によって行
なった。
本実施例では塩基度約１．０のＳｉＯ□−ＣａＯ−Ｃａ
Ｆ２系フラックスを用いたが、本発明はフラックスの種
類には依存しないことを確かめている。
Ｆ２系フラックスを用いたが、本発明はフラックスの種
類には依存しないことを確かめている。
さらに、実施例中のワイヤのＴｉとＮの含有量は無視で
きる程度に微量である。
きる程度に微量である。
従来法Ａ、 Ｇ、 Ｍでは鋼板中のＮｌ）とｖ量が過多
のために、■１が含まれない。更に従来法Ｂ、１１、Ｎ
ではＶｆｆｉ、従来法Ｃ，Ｉ、０ではＮ１）＠が過多の
ため、熱処理後に溶接金属靭性が著しく低下した。
のために、■１が含まれない。更に従来法Ｂ、１１、Ｎ
ではＶｆｆｉ、従来法Ｃ，Ｉ、０ではＮ１）＠が過多の
ため、熱処理後に溶接金属靭性が著しく低下した。
従来法り、Ｊ、 Ｐでは鋼板のＮｂおよびＶが適正量で
あるため、熱処理後の靭性劣化は生じなかったが、鋼板
中のＴｉｌが不足のために鋼板の靭性ｌ）Ｃ低かった。
あるため、熱処理後の靭性劣化は生じなかったが、鋼板
中のＴｉｌが不足のために鋼板の靭性ｌ）Ｃ低かった。
従来法Ｅ、に、Ｑでは鋼板のＮ吊が、更に従来法Ｆ、
Ｌ、 ｌｉｔではＴｉ吊が過多に基因してその希釈によ
る溶接金属中のＮあるいはＴｉの過多のために熱処理後
に溶接金属靭性が低下した。
Ｌ、 ｌｉｔではＴｉ吊が過多に基因してその希釈によ
る溶接金属中のＮあるいはＴｉの過多のために熱処理後
に溶接金属靭性が低下した。
本発明法Ａ、 Ｂ、 Ｃでは鋼板の靭性も高く、熱処理
後の溶接金属の靭性低下はまったく認めら〈発明の効果
〉 以上説明したように、本発明は、母材中にＮｂ≦０．０
３％、Ｖ ≦０．０３％、０．０３％≦ＴｌＯ，０９％
およびＮ≦０．００５％を含有し、かつ溶接継手金属中
（７）Ｎｂ、 ＶオヨヒＴｉｆＮｂ＋Ｖ／２≦０．０３
９６． ＴＩ≦０．０ｆ３５％の範囲にあることを特徴
とする溶接部の熱処理特性が優れたＴｉ系ＵＯＥＩＩ管
であって、本発明によって、従来、熱処理される鋼管で
溶接部の高靭性が要求される場合に使用された５１−Ｍ
ｎ−Ｎｉ系圧延材のような高価な材料を使用することな
く目的を達成することができるようになった。
後の溶接金属の靭性低下はまったく認めら〈発明の効果
〉 以上説明したように、本発明は、母材中にＮｂ≦０．０
３％、Ｖ ≦０．０３％、０．０３％≦ＴｌＯ，０９％
およびＮ≦０．００５％を含有し、かつ溶接継手金属中
（７）Ｎｂ、 ＶオヨヒＴｉｆＮｂ＋Ｖ／２≦０．０３
９６． ＴＩ≦０．０ｆ３５％の範囲にあることを特徴
とする溶接部の熱処理特性が優れたＴｉ系ＵＯＥＩＩ管
であって、本発明によって、従来、熱処理される鋼管で
溶接部の高靭性が要求される場合に使用された５１−Ｍ
ｎ−Ｎｉ系圧延材のような高価な材料を使用することな
く目的を達成することができるようになった。
第１図は溶接金属中の（Ｎｂ＋ν／２）量およびＴｉ＠
と熱処理による溶接金属の吸収エネルギー脆化吊の関係
を示すグラフ、第２図は溶接金属中のｆＮｂ＋Ｖ／２）
ｆｌと熱処理による溶接金属の吸ｌ！エネルギー脆化帛
の関係を示すグラフである。 ＩＩＩ図 第２図
と熱処理による溶接金属の吸収エネルギー脆化吊の関係
を示すグラフ、第２図は溶接金属中のｆＮｂ＋Ｖ／２）
ｆｌと熱処理による溶接金属の吸ｌ！エネルギー脆化帛
の関係を示すグラフである。 ＩＩＩ図 第２図
Claims (1)
- 母材中にＮｂ≦０．０３重量％、Ｖ≦０．０３重量％
、０．０３重量％≦Ｔｉ≦０．０９重量％およびＮ≦０
．００５重量％を含有し、かつ溶接継手金属中のＮｂ、
ＶおよびＴｉがＮｂ＋Ｖ／２≦０．０３重量％、Ｔｉ≦
０．０６５重量％の範囲にあることを特徴とする溶接部
の熱処理特性が優れたＴｉ系ＵＯＥ鋼管。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2354486A JPS62180034A (ja) | 1986-02-04 | 1986-02-04 | 溶接部の熱処理持性が優れたＴｉ系ＵＯＥ鋼管の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2354486A JPS62180034A (ja) | 1986-02-04 | 1986-02-04 | 溶接部の熱処理持性が優れたＴｉ系ＵＯＥ鋼管の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62180034A true JPS62180034A (ja) | 1987-08-07 |
Family
ID=12113412
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2354486A Pending JPS62180034A (ja) | 1986-02-04 | 1986-02-04 | 溶接部の熱処理持性が優れたＴｉ系ＵＯＥ鋼管の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62180034A (ja) |
Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS49123925A (ja) * | 1973-04-04 | 1974-11-27 | ||
| JPS5935629A (ja) * | 1982-08-24 | 1984-02-27 | Nippon Steel Corp | 低温靭性のすぐれた高張力電縫鋼管の製造方法 |
| JPS59153839A (ja) * | 1983-02-23 | 1984-09-01 | Nippon Steel Corp | 低温靭性のすぐれた高張力電縫鋼管の製造方法 |
| JPS59153840A (ja) * | 1983-02-23 | 1984-09-01 | Nippon Steel Corp | 低温靭性のすぐれた高張力電縫鋼管の製造方法 |
| JPS59159933A (ja) * | 1983-03-04 | 1984-09-10 | Nippon Steel Corp | 低温靭性のすぐれた高張力電縫鋼管の製造方法 |
| JPS60100628A (ja) * | 1983-11-02 | 1985-06-04 | Nippon Steel Corp | 低温靭性のすぐれた高強度電縫油井鋼管の製造方法 |
| JPS61139643A (ja) * | 1984-12-10 | 1986-06-26 | Nippon Steel Corp | パイプ内外表面部の降伏強度の高い高圧潰型電縫油井管 |
| JPS61221354A (ja) * | 1985-03-27 | 1986-10-01 | Nippon Steel Corp | 電縫溶接部低温靭性の優れた高強度電縫鋼管用熱延鋼材 |
-
1986
- 1986-02-04 JP JP2354486A patent/JPS62180034A/ja active Pending
Patent Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS49123925A (ja) * | 1973-04-04 | 1974-11-27 | ||
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| JPS61221354A (ja) * | 1985-03-27 | 1986-10-01 | Nippon Steel Corp | 電縫溶接部低温靭性の優れた高強度電縫鋼管用熱延鋼材 |
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