JP2001335884A - Ctod特性に優れた高強度厚鋼板及びその製造方法 - Google Patents
Ctod特性に優れた高強度厚鋼板及びその製造方法Info
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Abstract
0℃において母材で0.5mm以上、溶接熱影響部で0.25mm以
上という限界CTOD値を有する高強度厚鋼板とその製造方
法を提供する。 【解決手段】C:0.01〜0.04%、Mn:0.50〜2.00%、C
u:0.70〜1.75%、 Ni:0.50〜3.50%、Ti:0.004〜0.0
2%、B:0.0005〜0.0015%、Si≦0.15%、Al≦0.01
%、Cr≦1.0%、Mo≦0.80%、Nb≦0.03%、V≦0.10%、
Ca≦0.0030%を含み、更にM1*の値≦1.0%、M2*の値≦
0.80を満足する高強度厚鋼板。但し、M1*=5C+2Si+20Al+
70N、M2*=(Mn+2Cr+Mo)/3Niである。
Description
板及びその製造方法に関し、更に詳しくは、低温環境で
使用される船舶、海洋構造物、ラインパイプ、低温タン
ク及び橋梁等の溶接構造物に使用され、溶接性に優れる
とともに、母材及び溶接熱影響部のCTOD(亀裂先端
開口変位)特性にも優れ大きな限界CTOD値を有する
高強度厚鋼板とその製造方法に関するものである。
度、高靱性で且つ溶接性が良好な厚肉鋼板が用いられて
おり、その素材鋼には例えば、ASTM A710で規
定された1.0〜1.3質量%のCuを含有する鋼が知
られている。上記の鋼は、時効処理してCuを析出させ
ることによって、低C且つ低炭素当量の成分系で強度を
確保し、高強度と高い溶接性とを両立させようとするも
のである。
で規定された鋼は析出強化による強度確保のために多量
のCuを含むので、熱間圧延中に「Cu−クラック」を
引き起こしたり、Cuの時効析出による強度の上昇によ
って低温靱性が著しく低下するなどの製造上、材質上の
問題があった。このため、低CのCu析出型鋼の熱間加
工性や低温靱性を高めるための技術が、例えば、特開昭
61−149430号公報や特公昭62−5216号公
報に提案されている。このうち特開昭61−14943
0号公報で提案された「低温靱性及び溶接性の優れた低
C−Cu析出型高張力鋼の製造方法」は、C含有量を
0.01〜0.10質量%と低くするとともに、Cuを
0.7〜1.5質量%含有させて時効析出させることで
溶接性と高強度化を達成し、更に、900〜700℃間
で30%以上の圧下を加える制御圧延を行うことによっ
て母材の低温靱性を確保しようとする技術である。
「溶接性及び低温靱性の優れたCu添加鋼の製造法」
は、(イ)900〜1150℃という低温での鋼片加
熱、(ロ)S含有量を0.003%以下とする低S化、
(ハ)Nb添加と、900℃以下の累積圧下率が60〜
85%で仕上げ温度が800〜700℃の制御圧延、の
組み合わせによって、熱間圧延時の割れ防止と母材の低
温靱性とを確保させる技術である。
や低温でのシャルピー衝撃特性に改善が見られる。しか
し、鋼板の更なる高強度厚肉化に対しては、前記の技術
をもってしても、母材靱性と溶接熱影響部靱性とを同時
に満足させるには不十分であった。特に、厚さが1イン
チ(25.4mm)以上で引張強さが700MPa以上
の厚肉高強度材の場合には、−30℃において母材で
0.5mm以上且つ溶接熱影響部で0.25mm以上、
という大きな限界CTOD値を確保させることができ
ず、特に、CTOD試験における「ポップイン(pop
−in)」と称される不安定破壊の抑制が果たせなかっ
た。
鑑みなされたもので、その目的は、低温環境で使用され
る船舶、海洋構造物、ラインパイプ、低温タンク及び橋
梁等の大型溶接構造物の素材として好適な、CTOD特
性に優れた高強度厚鋼板とその製造方法を提供すること
で、特に、1インチ(25.4mm)以上の厚さ及び7
00MPa以上の引張強さを有し、しかも、−30℃に
おいて母材で0.5mm以上且つ溶接熱影響部で0.2
5mm以上という限界CTOD値を有する高強度厚鋼板
とその製造方法を提供することである。
(1)に示すCTOD特性に優れた高強度厚鋼板及び
(2)に示すその製造方法にある。
%、Mn:0.50〜2.00%、Cu:0.70〜
1.75%、Ni:0.50〜3.50%、Ti:0.
004〜0.02%、B:0.0005〜0.0015
%、Si:0.15%以下、Al:0.01%以下、C
r:1.0%以下、Mo:0.80%以下、Nb:0.
03%以下、V:0.10%以下、Ca:0.0030
%以下を含み、残部はFe及び不純物からなり、不純物
中のPは0.010%以下、Sは0.005%以下、N
は0.0040%以下で、更に下記 (1)式で表されるM
1*の値が1.0%以下、下記 (2)式で表されるM2*
の値が0.80以下を満足するCTOD特性に優れた高
強度厚鋼板 M1*=5C+2Si+20Al+70N・・・ (1) M2*=(Mn+2Cr+Mo)/(3Ni)・・・ (2) なお、各式における元素記号はその元素の質量%での含
有量を示す。
る鋼片を、950〜1200℃の温度に加熱して熱間圧
延を行った後、650℃以上の温度から3℃/秒以上の
冷却速度で400℃以下の温度まで冷却することを特徴
とするCTOD特性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。
をそれぞれ(1)の発明、(2)の発明という。
めに種々検討を行い、下記の知見を得た。 (a)厚さが1インチ以上の厚鋼板に引張強さで700
MPa以上の高強度を確保させるとともに、−30℃に
おいて母材及び溶接熱影響部にそれぞれ0.5mm以上
及び0.25mm以上という高いCTOD値を確保させ
るためには、素材鋼の基本成分系を低C−高Cu−微量
B系とすればよい。
性は、組織の微細化と組織中に発生する硬質相の生成量
の抑制、及びその硬質相の形状を制御することによって
向上する。
イト」(あるいは「MA」)と呼ばれるもので、高炭素
のマルテンサイトやベイナイトを多く含むために極めて
硬く、脆い相である。以下、本明細書においてはこの硬
質相を「島状マルテンサイト」という。
状制御とは、応力集中が生じやすい針状、板状の形態か
ら、応力集中の程度が低い球状、塊状の形態に変化させ
ることを示す。
量B系とした上で、C、Si、Al及びNの含有量、並
びに、Mn、Cr、Mo及びNiの各含有量の関係をそ
れぞれ適正範囲に調整することによって、組織が極めて
微細化するとともに、島状マルテンサイトの生成が極め
て抑制されるので、母材と溶接熱影響部の両方について
のCTOD値を大幅に高めることができる。
項が明らかとなった。
である鋼に対し、それぞれ前記 (1)式と (2)式で表され
るM1*とM2*の値の両方を適正化すれば、高強度材
の母材、溶接熱影響部のCTOD試験時に発生しやすい
「ポップイン」現象が抑制されるので、母材の引張強さ
が700MPa以上の高強度材においても安定してCT
OD値を高めることができる。
減することによって、母材及び溶接熱影響部で生成する
第二相(島状マルテンサイト)の硬さが著しく低減する
とともに、この第二相は微細分散化する。
2*値の同時低減が、第二相へのCの拡散を抑制すると
ともに第二相中でのセメンタイトの生成を促進する結果
生ずるもので、硬質で脆い島状マルテンサイトの生成が
極めて抑制される効果と対応するものである。
島状マルテンサイトの形状応力集中の生じやすい針状や
板状から、応力集中の生じにくい塊状に変化させること
もできるので、CTOD特性を飛躍的に高めることがで
きる。
たものである。
しく説明する。なお、各元素の含有量の「%」表示は
「質量%」を意味する。 (A)鋼板の化学組成 C:0.01〜0.04%、 Cは、強度確保に必要な元素で、その含有量が0.01
%未満では700MPa以上の引張強さが得られない。
一方、0.04%を超えて含有させると溶接性が損なわ
れるとともに、母材及び溶接熱影響部の靱性、特にCT
OD特性が損なわれ、−30℃において母材で0.5m
m以上、溶接熱影響部で0.25mm以上という所望の
限界CTOD値が得られない。したがって、Cの含有量
を0.01〜0.04%とした。なお、CTOD特性向
上の点からCの上限値は0.025%にするのが望まし
い。
そのためには0.50%以上含有させることが必要であ
る。しかし、Mnを2.00%を超えて含有させると溶
接性並びに母材及び溶接熱影響部のCTOD特性が損な
われる。このため、Mnの含有量を0.50〜2.00
%とした。
度、溶接性及び母材と溶接熱影響部の靱性を確保させる
のに有効な元素である。更に、Cuには耐環境腐食性を
高める作用もある。しかし、その含有量が0.70%未
満では添加効果に乏しい。一方、1.75%を超える
と、特に母材の低温靱性が損なわれる。したがって、C
uの含有量を0.70〜1.75%とした。なお、より
安定した母材と溶接熱影響部のCTOD特性を得るため
に、Cuの上限は1.0%とすることが望ましい。
る熱間加工時の加工性向上に効果を有するだけではな
く、母材及び溶接熱影響部の靱性向上に対して著しい効
果がある。これらの効果を安定して得るには、Niを
0.50%以上含有させることが必要である。一方、
3.50%を超えて含有させても前記の効果は飽和しコ
ストが嵩むばかりである。したがって、Niの含有量を
0.50〜3.50%とした。
に有害なNを固定する作用を有することから、母材及び
溶接熱影響部のCTOD特性向上に不可欠な元素で、
0.004%以上含有させる必要がある。しかし、0.
02%を超えて含有させると、溶接熱影響部の靱性、特
にCTOD特性を逆に低下させてしまう。したがって、
Tiの含有量を0.004〜0.02%とした。CTO
D特性を一層安定して高めるためには、Tiの含有量を
0.004〜0.010%とすることが望ましい。
る。一方、Bは微量添加で母材及び溶接熱影響部のCT
OD特性に影響を及ぼすので、他の合金元素の含有量や
M1*値、M2*値が適正に調整されている条件下での
みCTOD特性を損うことなく前記高強度化が達成され
る。低C−高Cu型の鋼板に700MPa以上の高い引
張強さを確保させるためには、Bを0.0005%以上
含有させる必要がある。しかし、0.0015%を超え
て含有させると、他の合金元素の含有量やM1*値、M
2*値を調整しても、−30℃において母材で0.5m
m以上、溶接熱影響部で0.25mm以上という所望の
CTOD特性が得られなくなる。したがって、Bの含有
量を0.0005〜0.0015%とした。CTOD特
性を一層安定して高めるためには、Bの含有量を0.0
005〜0.0010%とすることが望ましい。
する。又、Siには強度を高める作用もある。これらの
効果を確実に得るには、Siを0.01%以上含有させ
ることが望ましい。しかし、その含有量が0.15%を
超えると、母材及び溶接熱影響部のCTOD特性の著し
い低下をきたす。したがって、Siの含有量を0.15
%以下とした。なお、CTOD特性をより安定して高め
るために、Si含有量を0.07%以下にすることが望
ましい。
作用がある。この効果を確実に得るには、Alは0.0
01%以上の含有量とすることが好ましい。しかし、A
lの含有量が0.01%を超えると溶接熱影響部のCT
OD特性が劣化する。このため、Alの含有量を0.0
1%以下とした。なお、良好なCTOD特性を安定して
確保するためには、Alの含有量を0.005%以下と
することが好ましい。
させる効果や強度を高める作用を有する。こうした効果
を確実に得るには、Crは0.05%以上の含有量とす
ることが望ましい。しかし、その含有量が1.0%を超
えると、溶接性や溶接熱影響部のCTOD特性が劣化す
る。したがって、Crの含有量を1.0%以下とした。 Mo:0.80%以下 Moは添加しなくてもよい。添加すれば、母材の強度と
靱性を高めるのに有効である。更に、Cu及びNbと複
合添加することで、焼入れ性向上と制御圧延の相乗作用
による顕著な組織微細化効果がもたらされ、母材の高強
度化とCTOD特性の向上に著しい効果を発揮する。こ
の効果を確実に選るには、Moは0.05%以上の含有
量とすることが好ましい。しかし、その含有量が0.8
0%を超えると、溶接性及びCTOD特性が劣化する。
したがって、Moの含有量を0.80%以下とした。良
好なCTOD特性を安定して確保するためには、Moの
含有量を0.30%以下とすることが好ましい。
高める作用がある。更に、Cu及びMoと複合添加する
ことで、母材の高強度化とCTOD特性の向上に著しい
効果を発揮する。この効果を確実に得るには、Nbは
0.005%以上の含有量とすることが好ましい。しか
し、その含有量が0.03%を超えると、溶接性及びC
TOD特性が劣化する。したがって、Nbの含有量を
0.03%以下とした。安定して良好なCTOD特性を
確保するためには、Nbの含有量を0.015%以下に
することが望ましい。
溶接性をあまり損なうことなく母材を高強度化できる。
この効果を確実に得るには、Vは0.01%以上の含有
量とすることが好ましい。しかし、その含有量が0.1
0%を超えると、溶接熱影響部のCTOD特性が劣化す
る。このため、Vの含有量を0.10%以下とした。安
定して良好なCTOD特性を確保するためには、Vの含
有量を0.03%以下とすることが好ましい。
として含まれる介在物の生成量と形態を制御し、耐食性
向上や母材靱性向上に効果がある。この効果を確実に得
るには、Caは0.0010%以上の含有量とすること
が好ましい。しかし、その含有量が0.0030%を超
えると、却って耐食性と靱性が低下してしまう。したが
って、Caの含有量を0.0030%以下とした。
P、S及びNの含有量を下記のとおりに制限する。
でなく、溶接性をも低下させるので、その含有量はでき
るだけ低くすることが好ましいが、P含有量の過度な低
減はコスト上昇を招く。したがって、実害を生じさせな
い範囲として、Pの含有量を0.010%以下とした。
より良好なCTOD特性を安定して確保するためには、
Pの含有量を0.004%以下とすることが好ましい。
でなく、溶接性をも低下させるので、その含有量はでき
るだけ低くすることが好ましいが、S含有量の過度な低
減はコスト上昇を招くので、実害を生じさせない範囲と
して、Sの含有量を0.005%以下とした。より良好
なCTOD特性を安定して確保するためには、Sの含有
量を0.002%以下とすることが望ましい。
D特性を著しく低下させるため、Nの含有量はできるだ
け低くすることが望ましい。しかし、過度な低N化はコ
スト増をもたらす。したがって、Nの含有量を0.00
40%以下とした。より良好なCTOD特性を安定して
確保するためには、Nの含有量を0.0020%以下と
することが望ましい。
CTOD特性の向上、更に溶接性の確保を同時に達成す
るためには、化学組成を既に述べた値に規定することに
加え、前記したM1*の値及びM2*の値を同時に制御
する必要がある。
の値は、母材及び溶接熱影響部の組織中に発生する島状
マルテンサイトの生成量と形状に大きく関係して、母材
及び溶接熱影響部の靱性、特にCTOD特性に著しい影
響を及ぼす。このM1*の値が1.0%を超えると、母
材及び溶接熱影響部のCTOD特性が著しく低下してし
まう。したがって、M1*の値を1.0%以下とした。
なお、良好なCTOD特性を安定して得るためには、M
1*の値を0.80%以下にすることが望ましい。
Mo)/(3Ni)の式で規定されるM2*の値をも制
限することが極めて重要である。すなわち、M2*の値
は高強度鋼、なかでも引張強さが700MPa以上であ
る高強度鋼の母材及び溶接熱影響部の組織中に発生する
島状マルテンサイトと大きく関係し、M2*の値を低減
することによって、第二相である島状マルテンサイトの
硬さが著しく低減すると同時に島状マルテンサイトの形
状も塊状や球状になって、高強度鋼の母材及び溶接熱影
響部の靱性、特にCTOD特性が著しく向上するのであ
る。このM2*の値が0.80を超えると、前記の島状
マルテンサイト中でのセメンタイトの析出が生じ難く、
又、島状マルテンサイトの形状も塊状や球状に変化し難
く針状や板状のままであるため、母材及び溶接熱影響部
のCTOD特性は低下する。したがって、M2*の値を
0.80以下と定めた。なお、鋼板強度が引張強さで7
00MPa以上の場合に、良好なCTOD特性を安定し
て得るためには、M2*の値を0.60%以下にするこ
とが望ましい。 (B)鋼板の製造条件 (B−1)鋼片の加熱温度 鋼片の加熱温度は950〜1200℃とするのがよい。
加熱温度が950℃未満では、加熱中に十分なオーステ
ナイト化が行えず、所望の引張強さで700MPa以上
の高強度を得ることができない場合がある。一方、加熱
温度が1200℃を超えると、オーステナイト粒が粗大
化して、所望の母材CTOD特性(−30℃で0.5m
mの限界CTOD値)が得られなくなったり、「Cu−
クラック」による割れが生じやすくなったりすることが
ある。したがって、鋼片の加熱温度は950〜1200
℃とするのがよい。なお、極めて安定したCTOD特性
を得るために、鋼片の加熱温度は950〜1050℃と
するのが一層望ましい。
を得るには、鋼片を前記(B−1)項に記載の温度に加
熱して熱間圧延した後、650℃以上の温度から3℃/
秒以上の冷却速度で400℃以下の温度まで冷却するの
がよい。これは、圧延仕上げ後、上記の条件で冷却する
ことによって、母材組織の微細均一化が図られ、母材C
TOD特性が向上するためである。又、この母材組織の
微細均一化は溶接熱影響部の組織にも影響を及ぼすの
で、溶接熱影響部のCTOD特性向上にも効果がある。
却を停止する温度が400℃を超える場合には、均一微
細な組織が得られないために所望のCTOD特性が得ら
れないことがある。又、冷却速度が3℃/秒未満の場合
には、所望の700MPa以上の引張強さを得ることが
難しくなったり、所望のCTOD特性を確保することが
難しくなることがある。したがって、熱間圧延した後、
650℃以上の温度から3℃/秒以上の冷却速度で40
0℃以下の温度まで冷却するのがよい。この冷却処理は
例えば、通常の水冷、油冷やミスト冷却の処理とすれば
よい。
しを施すことによって、Cuの時効析出効果をより確実
に得ることができる。したがって、厚鋼板には冷却後に
焼戻しを施すことが好ましく、その際の焼戻し温度は4
50〜650℃とすることが望ましい。
る。
設備にて製造した鋼片を用い、表2に示す種々の条件で
板厚30〜80mmの厚鋼板を製造した。又、その厚鋼
板を入熱2.5〜15kJ/mmのGMAW溶接及びS
AW溶接によってK開先の突き合わせ溶接して溶接継ぎ
手部を作製した。
からJIS Z 2201(1998)に記載の4号引張試験片とJIS Z
2202(1998)の図1に記載のVノッチシャルピー試験片
を、又、溶接継ぎ手部については、K開先溶接のストレ
ート部側の溶接線(以下、この「K開先溶接のストレー
ト部側の溶接線」をFL部という)上に試験片のノッチ
部が一致するようにして板厚中心部から上記のVノッチ
シャルピー試験片を採取し、母材部の引張特性(降伏強
さ及び引張強さ)とシャルピー衝撃特性(破面遷移温度
vTs(℃))、及び溶接継手部の−30℃でのシャル
ピー衝撃特性(吸収エネルギーvE(J))を調査し
た。
た。すなわち、母材については全厚の3点曲げ試験片を
圧延方向に直角の方向から採取して、−30℃でCTO
D試験を実施した。溶接継ぎ手部については、CTOD
試験片の疲労ノッチがFL部上になるように試験片を作
製し、同じく−30℃でCTOD試験を実施した。
表2に併せて示した。表2から、本発明に係る厚鋼板の
場合、いずれも引張強さ700MPa以上の強度と、母
材及び溶接継ぎ手部の良好なシャルピー衝撃特性が得ら
れている。しかも、母材及び溶接熱影響部(FL部)は
−30℃においてそれぞれ0.5mm以上、0.25m
m以上という大きな限界CTOD値を有し、CTOD特
性に優れていることが明らかである。
る範囲から外れる鋼を用いた厚鋼板の場合、所望の強度
と限界CTOD値とを同時に確保することはできない。
mm)以上の厚さで700MPa以上の引張強さを有
し、しかも、−30℃において母材で0.5mm以上且
つ溶接熱影響部で0.25mm以上という限界CTOD
値を有するので、低温環境で使用される船舶、海洋構造
物、ラインパイプ、低温タンク及び橋梁などの溶接構造
物の素材として利用することができる。この厚鋼板は本
発明の方法によって比較的容易に製造することができ
る。
Claims (2)
- 【請求項1】質量%で、C:0.01〜0.04%、M
n:0.50〜2.00%、Cu:0.70〜1.75
%、Ni:0.50〜3.50%、Ti:0.004〜
0.02%、B:0.0005〜0.0015%、S
i:0.15%以下、Al:0.01%以下、Cr:
1.0%以下、Mo:0.80%以下、Nb:0.03
%以下、V:0.10%以下、Ca:0.0030%以
下を含み、残部はFe及び不純物からなり、不純物中の
Pは0.010%以下、Sは0.005%以下、Nは
0.0040%以下で、更に下記 (1)式で表されるM1
*の値が1.0%以下、下記 (2)式で表されるM2*の
値が0.80以下を満足するCTOD特性に優れた高強
度厚鋼板。 M1*=5C+2Si+20Al+70N・・・ (1) M2*=(Mn+2Cr+Mo)/(3Ni)・・・ (2) なお、各式における元素記号はその元素の質量%での含
有量を示す。 - 【請求項2】請求項1に記載の化学組成を有する鋼片
を、950〜1200℃の温度に加熱して熱間圧延を行
った後、650℃以上の温度から3℃/秒以上の冷却速
度で400℃以下の温度まで冷却することを特徴とする
CTOD特性に優れた高強度厚鋼板の製造方法。
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Cited By (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2007224404A (ja) * | 2006-02-27 | 2007-09-06 | Nippon Steel Corp | 強度および低温靭性の優れた高張力鋼板および高張力鋼板の製造方法 |
JP2008013800A (ja) * | 2006-07-04 | 2008-01-24 | Nippon Steel Corp | 低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管及びラインパイプ用高強度鋼板並びにそれらの製造方法 |
JP2012046808A (ja) * | 2010-08-30 | 2012-03-08 | Jfe Steel Corp | 溶接部の低温靭性に優れる厚肉高張力鋼板およびその製造方法 |
WO2013051231A1 (ja) | 2011-10-03 | 2013-04-11 | Jfeスチール株式会社 | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
WO2013118313A1 (ja) | 2011-02-15 | 2013-08-15 | Jfeスチール株式会社 | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
JP2013256699A (ja) * | 2012-06-13 | 2013-12-26 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 溶接性、溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板およびその製造方法 |
WO2015022729A1 (ja) | 2013-08-13 | 2015-02-19 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板 |
KR20160127808A (ko) | 2014-03-31 | 2016-11-04 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고장력 강판 및 그 제조 방법 |
KR20210089062A (ko) | 2020-01-07 | 2021-07-15 | 가부시끼가이샤 니혼 세이꼬쇼 | 용접 열영향부의 인성이 우수한 Cu 함유 저합금강 및 그 제조 방법 |
-
2000
- 2000-05-26 JP JP2000156866A patent/JP3487262B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (15)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2007224404A (ja) * | 2006-02-27 | 2007-09-06 | Nippon Steel Corp | 強度および低温靭性の優れた高張力鋼板および高張力鋼板の製造方法 |
JP2008013800A (ja) * | 2006-07-04 | 2008-01-24 | Nippon Steel Corp | 低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管及びラインパイプ用高強度鋼板並びにそれらの製造方法 |
US8764918B2 (en) | 2006-07-04 | 2014-07-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High strength steel pipe for line pipe superior in low temperature toughness and high strength steel plate for line pipe and methods of production of the same |
US9719615B2 (en) | 2006-07-04 | 2017-08-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High strength steel pipe for line pipe superior in low temperature toughness and high strength steel plate for line pipe and methods of production of the same |
JP2012046808A (ja) * | 2010-08-30 | 2012-03-08 | Jfe Steel Corp | 溶接部の低温靭性に優れる厚肉高張力鋼板およびその製造方法 |
KR20160090399A (ko) | 2011-02-15 | 2016-07-29 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 용접 열 영향부의 저온 인성이 우수한 고장력 강판 및 그 제조 방법 |
WO2013118313A1 (ja) | 2011-02-15 | 2013-08-15 | Jfeスチール株式会社 | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
US9790579B2 (en) | 2011-02-15 | 2017-10-17 | Jfe Steel Corporation | High tensile strength steel plate having excellent weld heat-affected zone low-temperature toughness and method for producing same |
WO2013051231A1 (ja) | 2011-10-03 | 2013-04-11 | Jfeスチール株式会社 | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
US9945015B2 (en) | 2011-10-03 | 2018-04-17 | Jfe Steel Corporation | High-tensile steel plate giving welding heat-affected zone with excellent low-temperature toughness, and process for producing same |
JP2013256699A (ja) * | 2012-06-13 | 2013-12-26 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 溶接性、溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板およびその製造方法 |
WO2015022729A1 (ja) | 2013-08-13 | 2015-02-19 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板 |
KR20160127808A (ko) | 2014-03-31 | 2016-11-04 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고장력 강판 및 그 제조 방법 |
US10316385B2 (en) | 2014-03-31 | 2019-06-11 | Jfe Steel Corporation | High-tensile-strength steel plate and process for producing same |
KR20210089062A (ko) | 2020-01-07 | 2021-07-15 | 가부시끼가이샤 니혼 세이꼬쇼 | 용접 열영향부의 인성이 우수한 Cu 함유 저합금강 및 그 제조 방법 |
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