JP4671959B2 - 低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板及び鋼管並びにそれらの製造方法 - Google Patents

低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板及び鋼管並びにそれらの製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP4671959B2
JP4671959B2 JP2006520542A JP2006520542A JP4671959B2 JP 4671959 B2 JP4671959 B2 JP 4671959B2 JP 2006520542 A JP2006520542 A JP 2006520542A JP 2006520542 A JP2006520542 A JP 2006520542A JP 4671959 B2 JP4671959 B2 JP 4671959B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
less
temperature toughness
ultra
line pipe
mass
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.)
Expired - Fee Related
Application number
JP2006520542A
Other languages
English (en)
Other versions
JP2007519819A (ja
Inventor
均 朝日
卓也 原
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of JP2007519819A publication Critical patent/JP2007519819A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP4671959B2 publication Critical patent/JP4671959B2/ja
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C21D8/105—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)

Description

本発明は、原油、天然ガス等を輸送するためのパイプラインに使用できる、９００ＭＰａ以上の鋼管周方向の引張強さ（ＴＳ−Ｃ）を有する低温靱性の優れた超高強度ラインパイプに関する。
近年、原油、天然ガス等の長距離輸送方法として、パイプラインの重要性がますます高まっている。これまで、長距離輸送用の幹線ラインパイプとして、米国石油協会（ＡＰＩ）規格Ｘ８０以下が規格化されている。しかし、（１）高圧化による輸送効率の向上や、（２）ラインパイプの外径・重量の低減による現地施工能率の向上のため、更に高強度のラインパイプが要望されている。
特に、９００ＭＰａ以上の引張強さを有するＸ１２０級のラインパイプは、Ｘ６５と較べて約２倍の内圧に耐えるため、同じサイズで約２倍のガスを輸送することが可能になる。また、ラインパイプの肉厚を厚くして耐内圧強度を向上させる場合と比較して、材料費、輸送費、現地溶接施工費を削減できるので、パイプライン敷設費を大幅に節約することができる。
既に、特許文献１に開示されているように、母材のミクロ組織がマルテンサイト／ベイナイト混合組織（下部ベイナイト組織）を主体とするＸ１２０ラインパイプの開発が進められている。しかし、このラインパイプを製造するためには、非常に厳密な組織制御が必要であり、製造条件の制約が厳しくなる。
また、ラインパイプの強度を高めると、パイプラインを敷設する際に、現地で溶接される鋼管同士の接合部（現地溶接部という。）の溶接金属強度も高めることが必要になる。
一般に、溶接継手の溶接金属の低温靭性は母材よりも低く、強度の上昇によって更に低下する。そのため、ライパイプの強度を高めると、現地溶接部の溶接金属の高強度化が必要になり、低温靭性が低下するという問題がある。
一方、現地溶接部の溶接金属の強度がラインパイプの長手方向の強度よりも低いと、パイプラインの長手方向に応力が発生した場合、歪が現地溶接部に集中し、溶接熱影響のために靭性が低下している部分での破壊が起こり易くなる。
通常のパイプラインには、内圧による周方向の応力は作用するが、長手方向の応力は発生しない。しかし、不連続凍土地帯のように地盤が凍結と融解によって動く地域に敷設されたパイプラインでは、地盤の変動によるパイプラインの曲がり変形が起き、長手方向の応力が発生する。
即ち、パイプラインの現地溶接部の溶接金属は、鋼管の長手方向の強度よりも高いことが必要であるが、本発明が対象とする超高強度ラインパイプの現地溶接部の溶接金属は既に高強度であり、更なる高強度化は急激な靭性の低下を招く。
したがって、鋼管円周方向の強度を維持し、耐内圧強度に関係しない鋼管長手方向の強度を低減させることができれば、このような問題が緩和される。
なお、本出願人が特許文献２によって提案した高強度鋼管は、本発明とはミクロ組織が異なる。この組織の差異は、未再結晶領域の加工量等、製造条件の差異に基づく。
特開２０００−１９９０５６号公報 特開２００４−０５２１０４号公報
本発明は、不連続凍土地帯のように季節によって地盤が動く地域に敷設されるパイプラインにも適用することが可能な、現地溶接部の低温靭性及び長手方向の耐破壊特性の両立を可能にする超高強度ラインパイプを提供するものである。
即ち、鋼管の耐内圧強度を維持するために、鋼管の周方向の引張強さ（ＴＳ−Ｃ）を９００ＭＰａ以上（ＡＰＩ規格Ｘ１２０相当）とし、鋼管の長手方向の引張強さのみを低下させた超高強度ラインパイプとその製造方法、更には、超高強度ラインパイプの製造に用いられる鋼板とその製造方法を提供するものである。
本発明者は、周方向の引張強さが９００ＭＰａ以上で、長手方向の引張強さを抑制した超高強度ラインパイプを得るため、素材である鋼板が満足すべき条件について鋭意研究を行った。
その結果、耐内圧強度、低温靭性及び耐破壊特性に優れた超高強度ラインパイプを実現するための超高強度ラインパイプ用鋼板及びその製造方法を発明し、更に、その鋼板を用いた超高強度ラインパイプ及びその製造方法を発明した。
本発明の要旨は、以下のとおりである。
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００３％以下、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．１０％以下、
を含み、更に、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｂ ：３ｐｐｍ未満、
Ｖ ：０．１０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００６％以下、
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する鋼板であって、板厚方向の平均ビッカース硬さＨv-avepとＣ量で決まるマルテンサイト硬さＨv-Mとの比（Ｈv-avep）／（Ｈv-M）が０．８〜０．９であり、幅方向の引張強さＴＳ−Ｔpが８８０〜１０８０ＭＰａであることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ−１
Ｈv-M＝２７０＋１３００Ｃ
ここで、元素記号は元素の質量％
（２） 質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００３％以下、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｂ ：３ｐｐｍ〜０．００２５％
を含み、更に、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｎ ：０．００１〜０．００６％、
Ｖ ：０．１０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００６％以下、
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する鋼板であって、板厚方向の平均ビッカース硬さＨv-avepとＣ量で決まるマルテンサイト硬さＨv-Mとの比（Ｈv-avep）／（Ｈv-M）が０．８〜０．９であり、幅方向の引張強さＴＳ−Ｔpが８８０〜１０８０ＭＰａであることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ
Ｈv-M＝２７０＋１３００Ｃ
ここで、元素記号は元素の質量％
（３） 質量％で、
Ｎ ：０．００１〜０．００６％、
を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板。
（４） Ｔｉ−３．４Ｎ＞０（ここで、元素記号は元素の質量％）を満足することを特徴とする上記（３）に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板。
（５） −２０℃でのＶノッチシャルピー値が２００Ｊ以上であることを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれかに記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板。
（６） 鋼板の圧延方向の引張強さＴＳ−Ｌpが鋼板の幅方向の引張強さＴＳ−Ｔpの０．９５倍以下であることを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれかに記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板。
（７） 鋼板の圧延方向の０．２％オフセット耐力ＹＳ−Ｌpと鋼板の圧延方向の引張強さＴＳ−Ｌpの比である鋼板の圧延方向の降伏比（ＹＳ−Ｌp）／（ＴＳ−Ｌp）が０．８以下であることを特徴とする上記（１）〜（６）のいずれかに記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板。
（８） 質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００３％以下、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．０６％以下、
を含み、更に、
Ｂ ：０．００２５％以下、
Ｎ ：０．００１〜０．００６％、
Ｖ ：０．１０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００６％以下、
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する鋼板を突き合わせ溶接したラインパイプであって、母材部の肉厚方向の平均ビッカース硬さＨv-aveとＣ量で決まるマルテンサイト硬さＨv-Mとの比（Ｈv-ave）／（Ｈv-M）が０．８〜０．９であり、円周方向の引張強さＴＳ−Ｃが９００〜１１００ＭＰａであることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）
＋（１＋β）Ｍｏ−１＋β
但し、Ｂ≧３ｐｐｍではβ＝１、Ｂ＜３ｐｐｍではβ＝０
Ｈv-M＝２７０＋１３００Ｃ
ここで、元素記号は元素の質量％
（９） 質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００３％以下、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．１０％以下、
を含み、更に、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｂ ：３ｐｐｍ未満、
Ｖ ：０．１０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００６％以下、
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する鋼板を突き合わせ溶接したラインパイプであって、母材部の肉厚方向の平均ビッカース硬さＨv-aveとＣ量で決まるマルテンサイト硬さＨv-M*との比（Ｈv-ave）／（Ｈv-M*）が０．７５〜０．９であり、円周方向の引張強さＴＳ−Ｃが９００〜１１００ＭＰａであることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ−１
Ｈv-M*＝２９０＋１３００Ｃ
ここで、元素記号は元素の質量％
（１０） 質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００３％以下、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｂ ：３ｐｐｍ〜０．００２５％
を含み、更に、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｎ ：０．００１〜０．００６％、
Ｖ ：０．１０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００６％以下、
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する鋼板を突き合わせ溶接したラインパイプであって、母材部の肉厚方向の平均ビッカース硬さＨv-aveとＣ量で決まるマルテンサイト硬さＨv-M*との比（Ｈv-ave）／（Ｈv-M*）が０．７５〜０．９であり、円周方向の引張強さＴＳ−Ｃが９００〜１１００ＭＰａであることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ
Ｈv-M*＝２９０＋１３００Ｃ
ここで、元素記号は元素の質量％
（１１） 質量％で、
Ｎ ：０．００１〜０．００６％、
を含有することを特徴とする上記（９）又は（１０）に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
（１２） Ｔｉ−３．４Ｎ＞０（ここで、元素記号は元素の質量％）を満足することを特徴とする上記（１１）に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
（１３） 母材部の−２０℃でのＶノッチシャルピー値が２００Ｊ以上であることを特徴とする上記（８）〜（１２）のいずれかに記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
（１４） 鋼管の長手方向の引張強さが鋼管の円周方向の引張強さ０．９５倍以下であることを特徴とする上記（８）〜（１３）のいずれかに記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
（１５） 質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００３％以下、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．１０％以下、
を含み、更に、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｂ ：３ｐｐｍ未満、
Ｖ ：０．１０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００６％以下、
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する化学成分を有するスラブを１０００〜１２５０℃に加熱した後、再結晶域での粗圧延に次いで、９００℃以下の未再結晶オーステナイト域で累積圧下量が７５％以上の未再結晶域圧延を施し、その後、オーステナイト域から、板厚中心部を１〜１０℃／秒の冷却速度で５００℃以下まで加速冷却することを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ−１
ここで、元素記号は元素の質量％
（１６） 質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００３％以下、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｂ ：３ｐｐｍ〜０．００２５％
を含み、更に、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｎ ：０．００１〜０．００６％、
Ｖ ：０．１０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００６％以下、
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する化学成分を有するスラブを１０００〜１２５０℃に加熱した後、再結晶域での粗圧延に次いで、９００℃以下の未再結晶オーステナイト域で累積圧下量が７５％以上の未再結晶域圧延を施し、その後、オーステナイト域から、板厚中心部を１〜１０℃／秒の冷却速度で５００℃以下まで加速冷却することを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ
ここで、元素記号は元素の質量％
（１７） スラブが、更に、質量％で、
Ｎ ：０．００１〜０．００６％、
を含有することを特徴とする上記（１５）又は（１６）に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
（１８） Ｔｉ−３．４Ｎ＞０（ここで、元素記号は元素の質量％）を満足することを特徴とする上記（１７）に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
（１９） 上記（１５）〜（１８）のいずれかに記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法によって製造した鋼板を、圧延方向と鋼管長手方向が一致するように管状に成形し、突き合わせ部を溶接して鋼管とすることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプの製造方法。
（２０） 上記（１５）〜（１８）のいずれかに記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法によって製造した鋼板を、ＵＯ工程で圧延方向と鋼管長手方向が一致するように管状に成形し、その突き合わせ部を内外面からサブマージアーク溶接で接合した後、拡管することを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプの製造方法。
（２１） 質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．０７％、
Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．５％、
Ｐ ：０．０１５％以下、
Ｓ ：０．００３％以下、
Ｎｉ：０．１〜１．５％、
Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ａｌ：０．０６％以下、
を含み、更に、
Ｂ ：０．００２５％以下、
Ｎ ：０．００１〜０．００６％、
Ｖ ：０．１０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００６％以下、
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する化学成分を有するスラブを１０００〜１２５０℃に加熱した後、再結晶域での粗圧延に次いで、９００℃以下の未再結晶オーステナイト域で累積圧下量が７５％以上の未再結晶域圧延を施し、その後、オーステナイト域から、板厚中心部を１〜１０℃／秒の冷却速度で５００℃以下まで加速冷却して鋼板を製造し、この鋼板を、圧延方向と鋼管長手方向が一致するように管状に成形し、突き合わせ部を溶接して鋼管とすることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプの製造方法。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）
＋（１＋β）Ｍｏ−１＋β
但し、Ｂ≧３ｐｐｍではβ＝１、Ｂ＜３ｐｐｍではβ＝０
ここで、元素記号は元素の質量％
（２２） 加速冷却した後の鋼板をＵＯ工程で管状に成形し、その突き合わせ部を内外面からサブマージアーク溶接で接合した後、拡管することを特徴とする上記（２１）に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプの製造方法。
パイプラインの長手方向に発生する応力に対する耐破壊性を確保するためには、現地溶接部の強度がラインパイプの長手方向の強度と同等以上であることが必要である。
即ち、ラインパイプの長手方向の強度が現地溶接部の強度よりも低いと、現地溶接部が局部的に変形し、破壊する可能性が高くなる。一方、ラインパイプの長手方向の強度が高すぎる場合、現地溶接部の強度を更に高めると、低温靱性が低下する。
このような課題を解決するために、本発明者は、円周方向の引張強さ（ＴＳ−Ｃ）を９００ＭＰａ以上とし、長手方向の引張り強さ（ＴＳ−Ｌ）を低くした超高強度ラインパイプの開発を指向した。
本発明者は、超高強度ラインパイプ用鋼板のミクロ組織と、鋼板の圧延方向及び幅方向の強度との関係を調査し、鋼板の長手方向の引張り強さを低下させるためには、鋼板のミクロ組織を擬似上部ベイナイト組織にすることが有効であることを見出した。
ここで、擬似上部ベイナイトとは、低温変態組織の特徴であるラス組織の形態を有し、生成する第２相である炭化物やＭＡ（Martensite-Austenite）が下部ベイナイトと較べて粗大である組織をいう。
図１に、ミクロ組織が擬似上部ベイナイトからなる本発明の超高強度ラインパイプ用鋼板の走査型電子顕微鏡組織写真を示す。比較のため、図２に、ミクロ組織がマルテンサイトとベイナイトの混合組織（下部ベイナイト組織という）からなる従来のＸ１２０級ラインパイプ用鋼板の走査型電子顕微鏡組織写真を示す。
図１と図２を比較しても、擬似上部ベイナイトと下部ベイナイト組織とのミクロ組織の差異は走査型電子顕微鏡組織写真では明瞭でないので、図３に模式図を示す。
図３の（ｂ）に示すように、擬似上部ベイナイトは、下部ベイナイト（図３（ａ）、参照）よりもラスの幅が広く、また、下部ベイナイトとは異なり、ラス内には微細なセメンタイトが存在せず、ラス間にＭＡを有する。
また、擬似上部ベイナイトとグラニュラーベイナイト（図３（ｃ）、参照）を比較すると、グラニュラーベイナイトは、擬似上部ベイナイトよりも粗大なＭＡを有し、また、擬似上部ベイナイトとは異なり、グラニュラーフェライトが存在する。
擬似上部ベイナイトは、透過型電子顕微鏡によって下部ベイナイトと区別することができるが、両者の定量的な割合を組織写真から求めることは困難である。そのため、本発明では、擬似上部ベイナイト組織の硬さは下部ベイナイト組織の硬さよりも低いことを利用して、ビッカース硬度の比較により両者を区別する。
本発明鋼の化学成分では、下部ベイナイト組織の硬さは、Ｃ量で決まるマルテンサイトの硬さＨv-Mと同等である。
鋼板の場合、Ｈv-Mは下記式により求めることができる。
Ｈv-M＝２７０＋１３００Ｃ
鋼板のミクロ組織において擬似上部ベイナイトが全体の約７０％以上になると、鋼板の硬度Ｈv-avepはＨv-Mよりも低くなり、その比（Ｈv-avep）／（Ｈv-M）が０．８〜０．９の範囲となる。
なお、鋼板の硬度Ｈv-avepは、ビッカース試験機を用いて、鋼板の圧延方向の断面において、荷重１０ｋｇｆで板厚方向に１ｍｍピッチで測定し、その平均を取った測定値である。
また、鋼板の硬さの比（Ｈv-avep）／（Ｈv-M）が０．８〜０．９の範囲になると、鋼板の幅方向の引張強さ（ＴＳ−Ｔp）が８８０〜１０８０ＭＰａの範囲になる。この鋼板から製造したラインパイプは、円周方向の引張強さ（ＴＳ−Ｃ）が９００ＭＰａ以上になり、Ｘ１２０級ラインパイプに要求される耐内圧強度を確保することができる。
更に、幅方向の強度が１０８０ＭＰａ以下である鋼板は、鋼板を管状に成形する際の反力が低減されるため、加工性にも優れる。
更に、擬似上部ベイナイト組織を主体とする本発明の鋼板は衝撃特性にも優れている。
ラインパイプは、破壊による亀裂の進展を防止するために、高速延性破壊停止機能が要求され、このためには、ラインパイプ用鋼板の−２０℃でのＶノッチシャルピー衝撃値が２００Ｊ以上であることが必要である。
本発明の成分系で、擬似上部ベイナイト組織が全体の約７０％以上となる組織、即ち、鋼板の硬さの比（Ｈv-avep）／（Ｈv-M）が０．８〜０．９の範囲であれば、鋼板の−２０℃におけるＶノッチシャルピー衝撃値が２００Ｊ以上となる。
また、本発明の擬似上部ベイナイトを主体とする鋼板では、鋼板の圧延方向の引張強さ（ＴＳ−Ｌp）が鋼板の幅方向の引張強さ（ＴＳ−Ｔp）よりも小さくなり、（ＴＳ−Ｌp）を（ＴＳ−Ｔp）の０．９５倍以下にすることができる。
一方、下部ベイナイトを主体とする従来の超高強度鋼板の圧延方向の引張強さは幅方向の引張強さとほぼ同等である。
本発明の擬似上部ベイナイトを主体とする鋼板の圧延方向を長手方向として管状に成形し、製造したラインパイプは、円周方向の強度を保持したまま長手方向の強度を低くすることができる。
そのため、パイプラインを敷設する際に、現地接合部の溶接金属の強度をラインパイプの長手方向の強度より高くし、かつ、現地溶接部の低温靭性を確保することが容易になる。
なお、鋼板の圧延方向の引張強さ（ＴＳ−Ｌp）は、鋼板の幅方向の引張強さ（ＴＳ−Ｔp）よりも可能な限り低いことが望ましいが、実際には（ＴＳ−Ｌp）を（ＴＳ−Ｔp）の０．９０倍より低くすることは困難である。
また、鋼板の０．２％オフセット耐力ＹＳと引張強さＴＳの比、即ち、降伏比ＹＳ／ＴＳが低いと、鋼板をラインパイプに加工する際の成形性が向上する。
また、鋼板の圧延方向の０．２％オフセット耐力（ＹＳ−Ｌp）と引張強さ（ＴＳ−Ｌp）の比、即ち鋼板の圧延方向の降伏比（ＹＳ−Ｌp）／（ＴＳ−Ｌp）が低いと、ラインパイプの長手方向の降伏比も低くなる。
そのため、パイプラインの現地溶接部の近傍において、現地溶接部の溶接金属よりもラインパイプの母材を変形し易くすることができる。
これにより、地震、地殻変動等によってパイプラインの長手方向に変形が発生した際に、ラインパイプの母材が変形し、パイプラインの破壊の発生を抑制することができる。この効果を得るには、鋼板の圧延方向の降伏比（ＹＳ−Ｌp）／（ＴＳ−Ｌp）を０．８０以下とすることが好ましい。
次に、本発明の擬似上部ベイナイトを主体とする超高強度ラインパイプ用鋼板を用いて製造されたラインパイプについて説明する。
Ｘ１２０級ラインパイプに要求される耐内圧強度を確保するためには、ラインパイプの円周方向の引張強さ（ＴＳ−Ｃ）を９００ＭＰａ以上とすることが必要である。
一方、ラインパイプの円周方向の引張強さが１１００ＭＰａよりも高くなると、急激に鋼管の製造が困難になる。工業的制御の困難さを考慮すると、ラインパイプの円周方向の引張強さの上限を、１０００ＭＰａとすることが好ましい。
鋼板をラインパイプに加工する際、塑性歪によって鋼板が加工硬化するので、ラインパイプの硬度Ｈv-aveは、鋼板よりも高くなる。本発明の超高強度ラインパイプの硬度Ｈv-aveは、加工硬化によって鋼板の硬さよりも２０程度増加することがある。
この場合、ラインパイプのミクロ組織において擬似上部ベイナイトの量を硬度Ｈv-aveによって定量化する際、Ｃ量で決まるマルテンサイトの硬さＨv-Mを基準にすると、Ｈv-Mは加工硬化を考慮していないので、擬似上部ベイナイトの量を過小評価することになる。
したがって、本発明の超高強度ラインパイプの場合、加工硬化した下部ベイナイト組織の硬さを、Ｃ量で決まるマルテンサイトの硬さＨv-Mに２０を加えた下記式“Ｈv-M*”により算出し、Ｈv-ave／Ｈv-M*によって、擬似上部ベイナイトの量を定量化してもよい。
Ｈv-M*＝２９０＋１３００Ｃ
Ｈv-ave／Ｈv-M*は０．７５〜０．９０の範囲であればよいが、好ましい下限は０．８０である。
なお、ラインパイプの硬度Ｈv-aveは、ビッカース試験機を用いて、ラインパイプの長手方向の断面において、荷重１０ｋｇｆで肉厚方向に１ｍｍピッチで測定し、その平均を取った測定値である。
本発明の擬似上部ベイナイトを主体とする鋼板を加工した超高強度ラインパイプも、鋼板と同様に低温靭性に優れており、−２０℃でのＶノッチシャルピー衝撃値は、２００Ｊ以上となる。
更に、圧延方向の引張強さ（ＴＳ−Ｌp）が幅方向の引張強さ（ＴＳ−Ｃp）の０．９５倍よりも小さい鋼板を用いて、鋼板の圧延方向を長手方向として製造した本発明の超高強度ラインパイプは、長手方向の引張強さ（ＴＳ−Ｌ）を、鋼板と同様に円周方向の引張強さ（ＴＳ−Ｃ）の０．９５倍以下にすることができる。
なお、ＴＳ−Ｌは、ＴＳ−Ｃよりも可能な限り低いことが望ましいが、実際には、ＴＳ−ＬをＴＳ−Ｃの０．９０倍より低くすることは困難である。
次に、本発明の超高強度ラインパイプ用鋼板及び超高強度ラインパイプの成分元素の限定理由を説明する。なお、％は質量％を意味する。
Ｃは、０．０３〜０．０７％に限定する。Ｃは鋼の強度向上に極めて有効であり、鋼板及びラインパイプの強度を本発明の目標とする範囲内とするためには、最低０．０３％は必要である。
しかし、Ｃ量が多すぎると、母材、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性や現地溶接性の著しい劣化を招くので、その上限を０．０７％とした。Ｃ量の好ましい上限は０．０６％である。
Ｓｉは、脱酸や強度向上のために添加する元素であるが、過剰に添加すると、ＨＡＺ靱性、現地溶接性を著しく劣化させるので、上限を０．６％とした。鋼の脱酸は、Ａｌ、Ｔｉの添加によって十分可能であり、Ｓｉは必ずしも添加する必要はない。
Ｍｎは、本発明鋼のミクロ組織を擬似上部ベイナイト主体の組織とし、優れた強度・低温靱性のバランスを確保する上で不可欠な元素であり、１．５％以上の添加が必要である。
しかし、Ｍｎの添加量が多すぎると、鋼の焼入れ性が増してＨＡＺ靱性、現地溶接性を劣化させるだけでなく、連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、母材の低温靱性をも劣化させるので、上限を２．５％とした。
更に、本発明では、不純物元素であるＰ及びＳを、それぞれ、０．０１５％及び０．００３％以下とする。この主たる理由は、母材及びＨＡＺの低温靱性をより一層向上させるためである。
Ｐ量の低減は、連続鋳造スラブの中心偏析を軽減するとともに、粒界破壊を防止して低温靱性を向上させる。また、Ｓ量の低減は、熱間圧延で延伸化するＭｎＳを低減して延靱性を向上させる。
Ｍｏを添加する理由は、鋼の焼入れ性を向上させ、目的とする擬似上部ベイナイト主体の組織を得るためである。Ｍｏの添加は、Ｂの添加による鋼の焼入れ性の向上効果を、更に高める。
また、ＭｏをＮｂと共に添加すると、制御圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制し、オーステナイト組織を微細化する。このような効果を得るために、Ｍｏは、最低でも０．１５％添加する必要がある。
しかし、過剰なＭｏ添加は、ＨＡＺ靱性、現地溶接性を劣化させ、更にＢの焼入れ性向上効果を損なうことがあるので、その上限を０．６０％とした。
Ｎｂは、Ｍｏと共に添加することにより、制御圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制して、擬似上部ベイナイト組織を微細化及び安定化するだけでなく、析出硬化や焼入れ性増大にも寄与し、鋼を強靱化する。
また、ＮｂをＢと共に添加すると、焼入れ性向上効果が相乗的に高まる。更に、Ｎｂを０．０１％以上添加することで、溶接熱影響部の過剰な軟化が抑制できる。しかし、Ｎｂ添加量が多すぎると、ＨＡＺ靱性や現地溶接性に悪影響を及ぼすので、その上限を０．１０％とした。
Ｔｉは、Ｂの焼入れ性向上効果に有害な固溶ＮをＴｉＮとして固定する元素であり、脱酸元素としても有用である。特に、Ａｌ量が少なく、０．００５％以下の場合、Ｔｉは酸化物を形成し、ＨＡＺにおいて粒内フェライト生成核として作用し、ＨＡＺ組織を微細化する効果も有する。これらの効果を得るためには、０．００５％以上のＴｉの添加が必要である。
また、ＴｉＮが微細に析出すると、スラブ再加熱時及びＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、母材及びＨＡＺの低温靱性を改善する。この効果を得るには、Ｔｉを３．４Ｎ（各々質量％）より過剰に添加することが好ましい。
しかし、Ｔｉ量が多すぎると、ＴｉＣによる析出硬化やＴｉＮの粗大化により低温靱性を劣化させるので、その上限を０．０３０％に限定した。
Ａｌは、通常、脱酸材として鋼に含まれる元素で、組織の微細化にも効果を有する。しかし、Ａｌ量が０．１０％を越えると、Ａｌ系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害するので、上限を０．１０％とした。
Ａｌの添加量の好ましい上限は、０．０６％である。しかし、Ｔｉ、Ｓｉの添加により脱酸を十分に行う場合には、Ａｌを添加する必要はない。
Ｎｉを添加する目的は、現地溶接性を劣化させることなく、低炭素の本発明鋼の低温靱性、強度等の特性を向上させることである。
Ｎｉ添加は、ＭｎやＣｒ、Ｍｏ添加に比較して、圧延組織中、特に、連続鋳造鋼片の中心偏析帯中に低温靱性に有害な硬化組織を形成することが少ない。また、ＨＡＺ靱性の改善には、０．１％以上の微量のＮｉ添加が有効であることが判明した。
なお、ＨＡＺ靱性の向上に極めて有効であるＮｉ添加量は、０．３％以上である。しかし、Ｎｉの添加量が多すぎると、経済性だけでなく、ＨＡＺ靱性や現地溶接性を劣化させるので、その上限を１．５％とした。
また、Ｎｉ添加は連続鋳造時、熱間圧延時におけるＣｕ割れの防止にも有効である。この場合、ＮｉはＣｕ量の１／３以上添加することが好ましい。
次に、Ｂ、Ｎ、Ｖ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇの１種又は２種以上を添加する目的について説明する。基本となる成分に、更に、上記元素の１種又は２種以上を添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度・靱性の一層の向上や、製造可能な鋼材サイズの拡大を図るためである。
Ｂは、極微量で鋼の焼入れ性を飛躍的に高め、鋼のミクロ組織を擬似上部ベイナイト主体とするために、非常に有効な元素である。
更に、Ｂは、Ｍｏの焼入れ性向上効果を高めると共に、Ｎｂと共存して相乗的に焼入れ性を増す。一方、過剰に添加すると、低温靱性を劣化させるだけでなく、かえってＢの焼入れ性向上効果を消失せしめることもあるので、その上限を０．００２５％とした。
Ｎは、ＴｉＮを形成しスラブ再加熱時及びＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制して、母材、ＨＡＺの低温靱性を向上させる。この効果を得るためには、Ｎを０．００１％以上添加することが好ましい。
しかし、Ｎ量が多すぎるとスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靱性の劣化の原因となり、Ｂの添加による焼入れ性向上効果を損なうことがあるので、その上限を、０．００６％に抑えることが好ましい。
Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の効果を有するが、その効果は、Ｎｂに比較して弱い。しかし、超高強度鋼へのＶ添加は効果的であり、ＮｂとＶの複合添加は本発明鋼の優れた特徴を更に顕著なものとする。
上限は、ＨＡＺ靱性、現地溶接性の点から、０．１０％まで許容できるが、特に、０．０３〜０．０８％の添加が好ましい範囲である。
Ｃｕ及びＣｒは、母材及び溶接部の強度を増加させる元素であるが、多すぎるとＨＡＺ靱性や現地溶接性が著しく劣化する。このため、Ｃｕ量及びＣｒ量の上限は、それぞれ、１．０％とすることが好ましい。
Ｃａ及びＲＥＭは、硫化物、特にＭｎＳの形態を制御し、低温靱性を向上させる。Ｃａを、０．０１％を超えて添加し、又は、ＲＥＭを、０．０２％を超えて添加すると、ＣａＯ−ＣａＳ又はＲＥＭ−ＣａＳが大量に生成して、大型クラスター、大型介在物となり、鋼の清浄度を害するだけでなく、現地溶接性にも悪影響を及ぼす。
このため、Ｃａ量の上限を０．０１％、好ましくは、０．００６％に制限し、ＲＥＭ量の上限を０．０２％に制限した。
なお、超高強度ラインパイプでは、Ｓ量及びＯ量を、それぞれ、０．００１％及び０．００２％以下に低減し、かつ、ＥＳＳＰ＝（Ｃａ）〔１−１２４（Ｏ）〕／１．２５Ｓを、０．５≦ＥＳＳＰ≦１０．０とすることが、特に有効である。
Ｍｇは、微細分散した酸化物を形成し、溶接熱影響部の粒粗大化を抑制して低温靭性を向上させる。０．００６％超では粗大酸化物を生成し逆に靭性を劣化させる。
以上の個々の添加元素の組成限定に加えて、更に、焼入れ性の指標であるＰ値を、２．５≦Ｐ≦４．０の範囲にすることが必要である。これは、本発明の超高強度ラインパイプ用鋼板及び超高強度ラインパイプが目標とする強度と低温靱性のバランスを達成するためである。
Ｐ値の下限を２．５としたのは、ラインパイプの周方向の引張強さを９００ＭＰａ以上とし、優れた低温靱性を得るためである。また、Ｐ値の上限を４．０としたのは、優れたＨＡＺ靱性、現地溶接性を維持するためである。
Ｐ値は、元素記号で示される各元素の添加量（質量％）により、下記式で計算される。
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）
＋（１＋β）Ｍｏ−１＋β
但し、Ｂ≧３ｐｐｍではβ＝１、Ｂ＜３ｐｐｍではβ＝０である。なお、Ｂを３ｐｐｍ未満添加する場合、Ｐ値は、
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ−１
によって計算され、Ｂを３ｐｐｍ以上添加する場合、Ｐ値は、
Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ
によって計算される。
微細な擬似上部ベイナイトが主体であるミクロ組織を有する鋼板を製造するためには、鋼の成分だけでなく、製造条件を適正範囲とすることが必要である。
まず、鋳造によって得られたスラブを再結晶温度域で熱間加工し、更に再結晶粒を未再結晶域圧延によって、板厚方向に偏平したオーステナイト粒とする。未再結晶域圧延とは、再結晶温度未満であり、かつ冷却時にフェライト変態が開始する温度超で、即ち未再結晶温度域であり、かつ、オーステナイト温度域である温度範囲で行う熱間圧延をいう。
次に、鋼板をオーステナイト域から適正な冷却速度で、即ち、粗大なグラニュラーベイナイトが生成する冷却速度以上、下部ベイナイト及びマルテンサイトが生成する冷却速度以下で、冷却する。
連続鋳造又は分塊で製造したスラブを、１０００〜１２５０℃に加熱する。１０００℃未満では添加元素の十分な固溶、鋳造組織の整粒化が達成できない。一方、１２５０℃超では結晶粒が粗大化する。
この加熱されたスラブを、加熱温度以下から９００℃超までの再結晶温度域で粗圧延する。粗圧延の目的は、次の未再結晶圧延前の結晶粒径をできるだけ微細にすることである。
粗圧延に続いて、９００℃以下の未再結晶温度域、かつ、７００℃以上のオーステナイト域で、累積圧下率が７５％以上の未再結晶域圧延を行う。本発明鋼は、Ｎｂ等の合金量が多いため、９００℃以下では未再結晶温度域である。また、未再結晶域圧延の圧延終了温度はオーステナイト域である７００℃以上とすることが必要である。
鋼板の幅方向の引張強さＴＳ−Ｔpを、圧延方向の引張強さＴＳ−Ｌpよりも高くし、最終的に、ラインパイプの周方向の引張強さＴＳ−Ｃを、長手方向のＴＳ−Ｌより高くするためには、圧延方向への結晶粒の延伸率を高くする必要がある。
鋼板のＴＳ−ＬpをＴＳ−Ｔpの０．９５倍以下とし、ラインパイプのＴＳ−ＬをＴＳ−Ｃの０．９５倍以下とするためには、累積圧下量を８０％以上とすることが好ましい。
その後、７００℃以上のオーステナイト域から、板厚中心部の冷却速度を１〜１０℃／秒として、５００℃以下まで冷却する。板厚中心部の冷却速度が１０℃／秒超になると、まず、鋼板の表層部が下部ベイナイトになり、２０℃／秒以上になると鋼板の全断面が下部ベイナイトになる。
一方、冷却速度が１℃／秒未満では、グラニュラーベイナイトになり靭性が低下する。このとき、冷冷却速度が速すぎても遅すぎても、鋼板のＴＳ−ＬpはＴＳ−Ｔpの０．９５倍以下にはならず、ラインパイプのＴＳ−ＬはＴＳ−Ｃの０．９５倍以下とならない。
また、鋼板においてＴＳ−ＬpとＴＳ−Ｔpの差、即ち、ラインパイプにおいてＴＳ−ＬとＴＳ−Ｃとの差が生じる原因は、主に、未再結晶域圧延にあると考えられ、鋼板のＴＳ−Ｌpを、ＴＳ−Ｔpの０．９０倍未満、ラインパイプのＴＳ−Ｌを、ＴＳ−Ｃの０．９０倍未満とすることは困難である。
更に、冷却速度を制御する温度範囲の下限は、オーステナイトから擬似上部ベイナイトへの変態が終了する５００℃以下にする必要があり、好ましくは３００〜４５０℃である。
このようにして得られた鋼板を、圧延方向と鋼管の長手方向が一致するように管状に成形し、突き合わせ部を接合して鋼管とする。
本発明のラインパイプは、通常、直径が４５０〜１５００ｍｍ、肉厚が１０〜４０ｍｍ程度のサイズである。このようなサイズの鋼管を効率良く製造する方法としては、鋼板をＵ形に、次いで、Ｏ形に成形するＵＯ工程で製管し、突き合わせ部を仮付け溶接した後に、内外面からサブマージアーク溶接を行い、その後、拡管して真円度を高める製造方法が確立されている。
ラインパイプを拡管する場合、真円度を高めるためには、塑性域まで変形させる必要があり、本発明の高強度ラインパイプの場合は拡管率を０．７％程度以上とすることが好ましい。
拡管率は、拡管率＝（拡管後円周−拡管前円周）／拡管前円周）で定義される。
拡管率を２％超に大きくすると、母材、溶接部とも塑性変形による靭性劣化が大きくなる。したがって、拡管率は０．７〜２％とすることが好ましい。
表１に示す化学成分の鋼を３００トン転炉で溶製した後、連続鋳造鋼片とし、その後、１１００℃に再加熱し、再結晶域で圧延し、次いで、９００〜７５０℃の累積圧下量が８０％となる制御圧延を１８ｍｍまで行い、その後、板厚中心部の冷却速度が１〜１０℃／秒、水冷停止温度が３００〜５００℃になるように水冷して、鋼板を製造した。
この鋼板を、ＵＯ工程で管状に成形して、突合せ部を仮付け溶接後、サブマージアーク溶接し、拡管率１％の拡管を行い、外径が９６５ｍｍの鋼管を製造した。サブマージアーク溶接は、３電極、１．５ｍ／分、入熱２．８ｋＪ／ｍｍの溶接条件で、内外面から各１パスずつ行った。
これらの鋼板及び鋼管から試験片を採取し、引張試験及びシャルピー衝撃試験を行った。引張り試験は、ＡＰＩ ５Ｌに準拠して実施した。鋼板の長手方向及び幅方向並びに鋼管の長手方向については、鋼板及び鋼管から全厚試験片を採取して引張り試験を行った。
鋼管の円周方向については、鋼管から全厚の円弧状短冊を切り出してプレス加工により扁平し、円周方向を長手とする全厚試験片を作成して引張り試験を実施した。降伏強度は０．２％オフセット耐力を測定した。
シャルピー衝撃試験は、鋼板の幅方向及び鋼管の円周方向を長手とし、フルサイズの２ｍｍＶノッチ試験片を用いて、−３０℃で行った。−３０℃でのシャルピー値が２００Ｊ以上であれば、−２０℃でも２００Ｊ以上のシャルピー値を確保できる。
製造条件と鋼板の特性を、表２に示し、鋼管の特性を、表３に示す。
本発明範囲の化学成分の鋼Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ及びＦを用い、本発明の範囲内の条件で製造した実施例Ｎｏ．１〜８の鋼板及び鋼管は、強度が目標範囲にあり低温靭性も高い。
本発明範囲の化学成分の鋼Ｃであっても、冷却速度が本発明の範囲よりも速い比較例Ｎｏ．９の鋼板及び鋼管においては、Ｈv-ave／Ｈv-M及びＨv-ave／Ｈv-M*が、本発明の範囲外である。本発明範囲の化学成分の鋼Ｄであっても、冷却速度が本発明範囲よりも遅い比較例Ｎｏ．１０の鋼管においては、ＴＳ−Ｔp及びＴＳ−Ｃが本発明の範囲外である。
一方、Ｃ量が高くＮｉが添加されていない鋼Ｇを用いた比較例Ｎｏ．１１は、低温靭性が低い。
Figure 0004671959
Figure 0004671959
Figure 0004671959
本発明により、不連続凍土地帯のように季節によって地盤が動く地域に敷設されるパイプラインにも適用し得る、現地溶接部の低温靭性及び長手方向の耐破壊特性に優れた超高強度ラインパイプ及びその製造方法を提供することが可能になった。したがって、本発明は、産業上の貢献が極めて顕著な発明である。
擬似上部ベイナイト組織を示す図である。 マルテンサイト／ベイナイト混合組織（下部ベイナイト組織）を示す図である。 下部ベイナイト、擬似上部ベイナイト、及び、グラニュラーベイナイトの組織を模式的に示す図である。（ａ）が下部ベイナイトを示し、（ｂ）が擬似上部ベイナイトを示し、（ｃ）がグラニュラーベイナイトを示す。

Claims (22)

  1. 質量％で、
    Ｃ ：０．０３〜０．０７％、
    Ｓｉ：０．６％以下、
    Ｍｎ：１．５〜２．５％、
    Ｐ ：０．０１５％以下、
    Ｓ ：０．００３％以下、
    Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
    Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
    Ａｌ：０．１０％以下、
    を含み、更に、
    Ｎｉ：０．１〜１．５％、
    Ｂ ：３ｐｐｍ未満、
    Ｖ ：０．１０％以下、
    Ｃｕ：１．０％以下、
    Ｃｒ：１．０％以下、
    Ｃａ：０．０１％以下、
    ＲＥＭ：０．０２％以下、
    Ｍｇ：０．００６％以下、
    の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する鋼板であって、板厚方向の平均ビッカース硬さＨv-avepとＣ量で決まるマルテンサイト硬さＨv-Mとの比（Ｈv-avep）／（Ｈv-M）が０．８〜０．９であり、幅方向の引張強さＴＳ−Ｔpが８８０〜１０８０ＭＰａであることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板。
    Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ−１
    Ｈv-M＝２７０＋１３００Ｃ
    ここで、元素記号は元素の質量％
  2. 質量％で、
    Ｃ ：０．０３〜０．０７％、
    Ｓｉ：０．６％以下、
    Ｍｎ：１．５〜２．５％、
    Ｐ ：０．０１５％以下、
    Ｓ ：０．００３％以下、
    Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
    Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
    Ａｌ：０．１０％以下、
    Ｂ ：３ｐｐｍ〜０．００２５％
    を含み、更に、
    Ｎｉ：０．１〜１．５％、
    Ｎ ：０．００１〜０．００６％、
    Ｖ ：０．１０％以下、
    Ｃｕ：１．０％以下、
    Ｃｒ：１．０％以下、
    Ｃａ：０．０１％以下、
    ＲＥＭ：０．０２％以下、
    Ｍｇ：０．００６％以下、
    の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する鋼板であって、板厚方向の平均ビッカース硬さＨv-avepとＣ量で決まるマルテンサイト硬さＨv-Mとの比（Ｈv-avep）／（Ｈv-M）が０．８〜０．９であり、幅方向の引張強さＴＳ−Ｔpが８８０〜１０８０ＭＰａであることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板。
    Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ
    Ｈv-M＝２７０＋１３００Ｃ
    ここで、元素記号は元素の質量％
  3. 質量％で、
    Ｎ ：０．００１〜０．００６％、
    を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板。
  4. Ｔｉ−３．４Ｎ＞０（ここで、元素記号は元素の質量％）を満足することを特徴とする請求項３に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板。
  5. −２０℃でのＶノッチシャルピー値が２００Ｊ以上であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板。
  6. 鋼板の圧延方向の引張強さＴＳ−Ｌpが鋼板の幅方向の引張強さＴＳ−Ｔpの０．９５倍以下であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板。
  7. 鋼板の圧延方向の０．２％オフセット耐力ＹＳ−Ｌpと鋼板の圧延方向の引張強さＴＳ−Ｌpの比である鋼板の圧延方向の降伏比（ＹＳ−Ｌp）／（ＴＳ−Ｌp）が０．８以下であることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板。
  8. 質量％で、
    Ｃ ：０．０３〜０．０７％、
    Ｓｉ：０．６％以下、
    Ｍｎ：１．５〜２．５％、
    Ｐ ：０．０１５％以下、
    Ｓ ：０．００３％以下、
    Ｎｉ：０．１〜１．５％、
    Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
    Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
    Ａｌ：０．０６％以下、
    を含み、更に、
    Ｂ ：０．００２５％以下、
    Ｎ ：０．００１〜０．００６％、
    Ｖ ：０．１０％以下、
    Ｃｕ：１．０％以下、
    Ｃｒ：１．０％以下、
    Ｃａ：０．０１％以下、
    ＲＥＭ：０．０２％以下、
    Ｍｇ：０．００６％以下、
    の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する鋼板を突き合わせ溶接したラインパイプであって、母材部の肉厚方向の平均ビッカース硬さＨv-aveとＣ量で決まるマルテンサイト硬さＨv-Mとの比（Ｈv-ave）／（Ｈv-M）が０．８〜０．９であり、円周方向の引張強さＴＳ−Ｃが９００〜１１００ＭＰａであることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
    Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）
    ＋（１＋β）Ｍｏ−１＋β
    但し、Ｂ≧３ｐｐｍではβ＝１、Ｂ＜３ｐｐｍではβ＝０
    Ｈv-M＝２７０＋１３００Ｃ
    ここで、元素記号は元素の質量％
  9. 質量％で、
    Ｃ ：０．０３〜０．０７％、
    Ｓｉ：０．６％以下、
    Ｍｎ：１．５〜２．５％、
    Ｐ ：０．０１５％以下、
    Ｓ ：０．００３％以下、
    Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
    Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
    Ａｌ：０．１０％以下、
    を含み、更に、
    Ｎｉ：０．１〜１．５％、
    Ｂ ：３ｐｐｍ未満、
    Ｖ ：０．１０％以下、
    Ｃｕ：１．０％以下、
    Ｃｒ：１．０％以下、
    Ｃａ：０．０１％以下、
    ＲＥＭ：０．０２％以下、
    Ｍｇ：０．００６％以下、
    の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する鋼板を突き合わせ溶接したラインパイプであって、母材部の肉厚方向の平均ビッカース硬さＨv-aveとＣ量で決まるマルテンサイト硬さＨv-M*との比（Ｈv-ave）／（Ｈv-M*）が０．７５〜０．９であり、円周方向の引張強さＴＳ−Ｃが９００〜１１００ＭＰａであることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
    Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ−１
    Ｈv-M*＝２９０＋１３００Ｃ
    ここで、元素記号は元素の質量％
  10. 質量％で、
    Ｃ ：０．０３〜０．０７％、
    Ｓｉ：０．６％以下、
    Ｍｎ：１．５〜２．５％、
    Ｐ ：０．０１５％以下、
    Ｓ ：０．００３％以下、
    Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
    Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
    Ａｌ：０．１０％以下、
    Ｂ ：３ｐｐｍ〜０．００２５％
    を含み、更に、
    Ｎｉ：０．１〜１．５％、
    Ｎ ：０．００１〜０．００６％、
    Ｖ ：０．１０％以下、
    Ｃｕ：１．０％以下、
    Ｃｒ：１．０％以下、
    Ｃａ：０．０１％以下、
    ＲＥＭ：０．０２％以下、
    Ｍｇ：０．００６％以下、
    の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する鋼板を突き合わせ溶接したラインパイプであって、母材部の肉厚方向の平均ビッカース硬さＨv-aveとＣ量で決まるマルテンサイト硬さＨv-M*との比（Ｈv-ave）／（Ｈv-M*）が０．７５〜０．９であり、円周方向の引張強さＴＳ−Ｃが９００〜１１００ＭＰａであることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
    Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ
    Ｈv-M*＝２９０＋１３００Ｃ
    ここで、元素記号は元素の質量％
  11. 質量％で、
    Ｎ ：０．００１〜０．００６％、
    を含有することを特徴とする請求項９又は１０に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
  12. Ｔｉ−３．４Ｎ＞０（ここで、元素記号は元素の質量％）を満足することを特徴とする請求項１１に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
  13. 母材部の−２０℃でのＶノッチシャルピー値が２００Ｊ以上であることを特徴とする請求項８〜１２のいずれか１項に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
  14. 鋼管の長手方向の引張強さが鋼管の円周方向の引張強さの０．９５倍以下であることを特徴とする請求項８〜１３のいずれか１項に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ。
  15. 質量％で、
    Ｃ ：０．０３〜０．０７％、
    Ｓｉ：０．６％以下、
    Ｍｎ：１．５〜２．５％、
    Ｐ ：０．０１５％以下、
    Ｓ ：０．００３％以下、
    Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
    Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
    Ａｌ：０．１０％以下、
    を含み、更に、
    Ｎｉ：０．１〜１．５％、
    Ｂ ：３ｐｐｍ未満、
    Ｖ ：０．１０％以下、
    Ｃｕ：１．０％以下、
    Ｃｒ：１．０％以下、
    Ｃａ：０．０１％以下、
    ＲＥＭ：０．０２％以下、
    Ｍｇ：０．００６％以下、
    の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する化学成分を有するスラブを１０００〜１２５０℃に加熱した後、再結晶域での粗圧延に次いで、９００℃以下の未再結晶オーステナイト域で累積圧下量が７５％以上の未再結晶域圧延を施し、その後、オーステナイト域から、板厚中心部を１〜１０℃／秒の冷却速度で５００℃以下まで加速冷却することを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
    Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ−１
    ここで、元素記号は元素の質量％
  16. 質量％で、
    Ｃ ：０．０３〜０．０７％、
    Ｓｉ：０．６％以下、
    Ｍｎ：１．５〜２．５％、
    Ｐ ：０．０１５％以下、
    Ｓ ：０．００３％以下、
    Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
    Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
    Ａｌ：０．１０％以下、
    Ｂ ：３ｐｐｍ〜０．００２５％
    を含み、更に、
    Ｎｉ：０．１〜１．５％、
    Ｎ ：０．００１〜０．００６％、
    Ｖ ：０．１０％以下、
    Ｃｕ：１．０％以下、
    Ｃｒ：１．０％以下、
    Ｃａ：０．０１％以下、
    ＲＥＭ：０．０２％以下、
    Ｍｇ：０．００６％以下、
    の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する化学成分を有するスラブを１０００〜１２５０℃に加熱した後、再結晶域での粗圧延に次いで、９００℃以下の未再結晶オーステナイト域で累積圧下量が７５％以上の未再結晶域圧延を施し、その後、オーステナイト域から、板厚中心部を１〜１０℃／秒の冷却速度で５００℃以下まで加速冷却することを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
    Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ
    ここで、元素記号は元素の質量％
  17. スラブが、更に、質量％で、
    Ｎ ：０．００１〜０．００６％、
    を含有することを特徴とする請求項１５又は１６に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
  18. Ｔｉ−３．４Ｎ＞０（ここで、元素記号は元素の質量％）を満足することを特徴とする請求項１７に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法。
  19. 請求項１５〜１８のいずれか１項に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法によって製造した鋼板を、鋼板の圧延方向と鋼管の長手方向が一致するように管状に成形し、突き合わせ部を溶接して鋼管とすることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプの製造方法。
  20. 請求項１５〜１８のいずれか１項に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法によって製造した鋼板を、ＵＯ工程で鋼板の圧延方向と鋼管の長手方向が一致するように管状に成形し、その突き合わせ部を内外面からサブマージアーク溶接で接合した後、拡管することを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプの製造方法。
  21. 質量％で、
    Ｃ ：０．０３〜０．０７％、
    Ｓｉ：０．６％以下、
    Ｍｎ：１．５〜２．５％、
    Ｐ ：０．０１５％以下、
    Ｓ ：０．００３％以下、
    Ｎｉ：０．１〜１．５％、
    Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、
    Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
    Ａｌ：０．０６％以下、
    を含み、更に、
    Ｂ ：０．００２５％以下、
    Ｎ ：０．００１〜０．００６％、
    Ｖ ：０．１０％以下、
    Ｃｕ：１．０％以下、
    Ｃｒ：１．０％以下、
    Ｃａ：０．０１％以下、
    ＲＥＭ：０．０２％以下、
    Ｍｇ：０．００６％以下、
    の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、下記に定義されるＰ値が２．５〜４．０を満足する化学成分を有するスラブを１０００〜１２５０℃に加熱した後、再結晶域での粗圧延に次いで、９００℃以下の未再結晶オーステナイト域で累積圧下量が７５％以上の未再結晶域圧延を施し、その後、オーステナイト域から、板厚中心部を１〜１０℃／秒の冷却速度で５００℃以下まで加速冷却して鋼板を製造し、この鋼板を、鋼板の圧延方向と鋼管の長手方向が一致するように管状に成形し、突き合わせ部を溶接して鋼管とすることを特徴とする低温靱性に優れた超高強度ラインパイプの製造方法。
    Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）
    ＋（１＋β）Ｍｏ−１＋β
    但し、Ｂ≧３ｐｐｍではβ＝１、Ｂ＜３ｐｐｍではβ＝０
    ここで、元素記号は元素の質量％
  22. 加速冷却した後の鋼板をＵＯ工程で管状に成形し、その突き合わせ部を内外面からサブマージアーク溶接で接合した後、拡管することを特徴とする請求項２１に記載の低温靱性に優れた超高強度ラインパイプの製造方法。
JP2006520542A 2003-12-19 2004-12-17 低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板及び鋼管並びにそれらの製造方法 Expired - Fee Related JP4671959B2 (ja)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2003423329 2003-12-19
PCT/JP2004/019468 WO2005061749A2 (en) 2003-12-19 2004-12-17 Steel plates for ultra-high-strength linepipes and ultra-high-strength linepipes having excellent low-temperature toughness and manufacturing methods thereof

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2007519819A JP2007519819A (ja) 2007-07-19
JP4671959B2 true JP4671959B2 (ja) 2011-04-20

Family

ID=34708757

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2006520542A Expired - Fee Related JP4671959B2 (ja) 2003-12-19 2004-12-17 低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板及び鋼管並びにそれらの製造方法

Country Status (8)

Country Link
US (1) US7736447B2 (ja)
EP (1) EP1697553B1 (ja)
JP (1) JP4671959B2 (ja)
KR (3) KR20080082015A (ja)
CN (1) CN1894434B (ja)
CA (1) CA2550490C (ja)
RU (1) RU2331698C2 (ja)
WO (1) WO2005061749A2 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20220036741A (ko) * 2020-09-16 2022-03-23 현대제철 주식회사 마르텐사이트 강재의 경도 예측 방법 및 시스템

Families Citing this family (46)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101105113B1 (ko) * 2004-12-27 2012-01-16 주식회사 포스코 저온인성 및 내식성이 우수한 저항복비 라인파이프용열연강판의 제조방법
JP5098235B2 (ja) * 2006-07-04 2012-12-12 新日鐵住金株式会社 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
KR100851189B1 (ko) * 2006-11-02 2008-08-08 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판 및 그제조방법
JP5442456B2 (ja) 2007-02-27 2014-03-12 エクソンモービル アップストリーム リサーチ カンパニー 軸方向の大きい塑性歪みに適応する炭素鋼構造およびパイプライン中の耐食合金溶接部
JP5202862B2 (ja) * 2007-03-28 2013-06-05 Ｊｆｅスチール株式会社 耐低温割れ性に優れた溶接金属を有する高強度溶接鋼管およびその製造方法
JP5217773B2 (ja) * 2007-09-19 2013-06-19 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部靭性に優れた引張強度が５７０ＭＰａ以上７６０ＭＰａ以下の低温用高強度溶接鋼管およびその製造方法
RU2458996C1 (ru) * 2008-11-06 2012-08-20 Ниппон Стил Корпорейшн Способ получения толстолистовой стали и стальных труб для ультравысокопрочного трубопровода
BRPI0921686B1 (pt) * 2008-11-06 2018-01-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Método para produção de chapa de aço e tubo de aço para oleodutos
BRPI0921260B1 (pt) * 2008-11-07 2018-08-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp método para produção de placa de aço para condutos de resistência ultra-alta e método para a produção um tubo para condutos de resistência ultra-alta utilizando a mesma
JP5423324B2 (ja) * 2009-02-12 2014-02-19 新日鐵住金株式会社 耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管
JP5423323B2 (ja) * 2009-02-12 2014-02-19 新日鐵住金株式会社 耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管
US8641836B2 (en) * 2009-10-28 2014-02-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel plate for line pipe excellent in strength and ductility and method of production of same
CN101906557A (zh) * 2010-09-15 2010-12-08 江苏天业合金材料有限公司 一种超低温焊接合金钢及其生产方法
JP5037744B2 (ja) * 2010-11-05 2012-10-03 新日本製鐵株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
RU2456368C1 (ru) * 2011-02-08 2012-07-20 Российская Федерация, от имени которой выступает Министерство промышленности и торговли (Минпромторг России) Высокопрочная стойкая при динамическом воздействии сталь и способ производства листов из нее
EP2634271B1 (en) * 2011-04-19 2016-07-20 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Electric resistance welded (erw) steel pipe for oil well use and process for producing erw steel pipe for oil well use
RU2496906C2 (ru) * 2011-09-02 2013-10-27 Открытое акционерное общество "ОМК-Сталь" (ОАО "ОМК-Сталь") Низкоуглеродистая сталь и прокат из низкоуглеродистой стали повышенной стойкости к водородному растрескиванию и повышенной хладостойкости
CN102380694B (zh) * 2011-09-15 2013-07-24 南京钢铁股份有限公司 一种高强管线钢埋弧焊纵焊缝的焊接工艺
JP5924058B2 (ja) 2011-10-03 2016-05-25 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
RU2479638C1 (ru) * 2012-02-17 2013-04-20 Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Способ производства листов из низколегированной трубной стали класса прочности к60
JP5516784B2 (ja) * 2012-03-29 2014-06-11 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比高強度鋼板およびその製造方法並びにそれを用いた高強度溶接鋼管
JP5516785B2 (ja) * 2012-03-29 2014-06-11 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比高強度鋼板およびその製造方法並びにそれを用いた高強度溶接鋼管
KR20160145210A (ko) * 2012-04-09 2016-12-19 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 저항복비 고강도 전봉 강관, 그 전봉 강관용 강대, 및 그들의 제조 방법
JP5516659B2 (ja) * 2012-06-28 2014-06-11 Ｊｆｅスチール株式会社 中温域の長期耐軟化性に優れた高強度電縫鋼管及びその製造方法
EP2868763B1 (en) * 2012-06-28 2018-04-18 JFE Steel Corporation High carbon steel pipe having excellent cold workability, machinability, and quenching properties, and method for manufacturing same
KR101674331B1 (ko) * 2012-08-15 2016-11-08 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열간 프레스용 강판, 그 제조 방법 및 열간 프레스 강판 부재
CN102899562B (zh) * 2012-10-29 2014-08-27 首钢总公司 一种复相型低碳贝氏体高强度中厚钢板及其生产方法
KR101424889B1 (ko) * 2012-11-29 2014-08-04 현대제철 주식회사 강재 및 그 제조 방법
US20140261919A1 (en) * 2013-03-14 2014-09-18 Thyssenkrupp Steel Usa, Llc Low carbon-high manganese steel and manufacturing process thereof
KR101613669B1 (ko) * 2013-10-07 2016-04-19 동국제강주식회사 라인파이프용 강판의 제조방법
RU2558029C1 (ru) * 2014-07-09 2015-07-27 Юлия Алексеевна Щепочкина Керамическая масса
EP3246427B1 (en) * 2015-03-06 2018-12-12 JFE Steel Corporation High strength electric resistance welded steel pipe and manufacturing method therefor
RU2612109C2 (ru) * 2015-04-27 2017-03-02 Открытое акционерное общество "Российский научно-исследовательский институт трубной промышленности" (ОАО "РосНИТИ") Стальной лист и его применение для трубы магистрального трубопровода
JP6558252B2 (ja) * 2016-01-15 2019-08-14 日本製鉄株式会社 油井用高強度電縫鋼管
JP6354910B2 (ja) * 2016-06-22 2018-07-11 Ｊｆｅスチール株式会社 厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板、ならびに、厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管およびその製造方法
CN106011361B (zh) * 2016-07-08 2018-07-31 华北理工大学 提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg钢冶炼方法
CN106521330B (zh) * 2016-10-12 2018-02-06 河钢股份有限公司邯郸分公司 一种低屈强比q550d低合金高强结构钢及其生产方法
RU2632496C1 (ru) * 2016-11-28 2017-10-05 Акционерное общество "Выксунский металлургический завод" Способ электродуговой многоэлектродной сварки под слоем флюса продольных стыков толстостенных труб большого диаметра
RU2656189C1 (ru) * 2017-02-13 2018-05-31 Открытое акционерное общество "Российский научно-исследовательский институт трубной промышленности" (ОАО "РосНИТИ") Труба с повышенной деформационной способностью и высокой вязкостью сварного соединения и способ ее изготовления
RU2640685C1 (ru) * 2017-02-13 2018-01-11 Открытое акционерное общество "Российский научно-исследовательский институт трубной промышленности" (ОАО "РосНИТИ") Способ изготовления стального листа для труб с повышенной деформационной способностью
KR102031451B1 (ko) 2017-12-24 2019-10-11 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재 및 그 제조방법
RU2749085C1 (ru) * 2018-01-30 2021-06-03 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Стальной материал для магистральных труб, способ его получения и способ изготовления магистральной трубы
CN109609943A (zh) * 2018-11-21 2019-04-12 天津市朋展钢管有限公司 一种埋弧焊钢管的加工方法
CN111020408A (zh) * 2019-12-31 2020-04-17 包头钢铁（集团）有限责任公司 厚规格耐低温韧性天然气输送管热轧钢带及其制备方法
CN112981248A (zh) * 2021-02-05 2021-06-18 江苏联峰能源装备有限公司 一种用于制造x80大无缝钢管的连铸大圆坯及其生产方法
CN115369327B (zh) * 2022-09-15 2023-11-28 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种稀土微合金化低温用结构管及其制造方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001123222A (ja) * 1999-10-21 2001-05-08 Nippon Steel Corp 高靱性高張力鋼の製造方法
JP2003293078A (ja) * 2002-03-29 2003-10-15 Nippon Steel Corp 溶接熱影響部靭性及び変形能に優れた鋼管及び鋼管用鋼板の製造法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS601929B2 (ja) * 1980-10-30 1985-01-18 新日本製鐵株式会社 強靭鋼の製造法
JPH0794687B2 (ja) 1989-03-29 1995-10-11 新日本製鐵株式会社 高溶接性、耐応力腐食割れ性および低温靭性にすぐれたｈｔ８０鋼の製造方法
US5634988A (en) * 1993-03-25 1997-06-03 Nippon Steel Corporation High tensile steel having excellent fatigue strength at its weld and weldability and process for producing the same
AU680590B2 (en) 1995-01-26 1997-07-31 Nippon Steel Corporation Weldable high-tensile steel excellent in low-temperature toughness
DE69607702T2 (de) * 1995-02-03 2000-11-23 Nippon Steel Corp Hochfester Leitungsrohrstahl mit niedrigem Streckgrenze-Zugfestigkeit-Verhältnis und ausgezeichneter Tieftemperaturzähigkeit
JP3526723B2 (ja) 1997-05-06 2004-05-17 新日本製鐵株式会社 耐低温割れ性に優れた超高強度鋼管
JP3526722B2 (ja) * 1997-05-06 2004-05-17 新日本製鐵株式会社 低温靭性に優れた超高強度鋼管
KR100375086B1 (ko) * 1997-07-28 2003-03-28 닛폰 스틸 가부시키가이샤 초저온 인성이 탁월한 초고강도 용접성 강판 및 이의 제조방법
JP3466450B2 (ja) 1997-12-12 2003-11-10 新日本製鐵株式会社 高強度高靭性ベンド管およびその製造法
JPH11172330A (ja) * 1997-12-12 1999-06-29 Nippon Steel Corp 低温靭性の優れた高強度鋼板の製造法
DZ2530A1 (fr) 1997-12-19 2003-02-01 Exxon Production Research Co Procédé de préparation d'une tôle d'acier cette tôle d'acier et procédé pour renforcer la resistanceà la propagation des fissures d'une tôle d'acier.
JP3519966B2 (ja) * 1999-01-07 2004-04-19 新日本製鐵株式会社 低温靱性に優れた超高強度ラインパイプおよびその製造法
EP1541252B1 (en) * 2002-05-24 2011-05-18 Nippon Steel Corporation Uoe steel pipe with excellent crash resistance, and method of manufacturing the uoe steel pipe
JP3968011B2 (ja) 2002-05-27 2007-08-29 新日本製鐵株式会社 低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼とその製造方法および高強度鋼管の製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001123222A (ja) * 1999-10-21 2001-05-08 Nippon Steel Corp 高靱性高張力鋼の製造方法
JP2003293078A (ja) * 2002-03-29 2003-10-15 Nippon Steel Corp 溶接熱影響部靭性及び変形能に優れた鋼管及び鋼管用鋼板の製造法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20220036741A (ko) * 2020-09-16 2022-03-23 현대제철 주식회사 마르텐사이트 강재의 경도 예측 방법 및 시스템
KR102393785B1 (ko) 2020-09-16 2022-05-03 현대제철 주식회사 마르텐사이트 강재의 경도 예측 방법 및 시스템

Also Published As

Publication number Publication date
WO2005061749A3 (en) 2006-08-10
KR20090092349A (ko) 2009-08-31
KR20080082015A (ko) 2008-09-10
US20070125462A1 (en) 2007-06-07
CN1894434B (zh) 2010-06-02
CA2550490A1 (en) 2005-07-07
CA2550490C (en) 2011-01-25
RU2331698C2 (ru) 2008-08-20
EP1697553A2 (en) 2006-09-06
KR101062087B1 (ko) 2011-09-02
EP1697553B1 (en) 2018-10-24
RU2006126090A (ru) 2008-01-27
CN1894434A (zh) 2007-01-10
US7736447B2 (en) 2010-06-15
KR20060114364A (ko) 2006-11-06
WO2005061749A2 (en) 2005-07-07
JP2007519819A (ja) 2007-07-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP4671959B2 (ja) 低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板及び鋼管並びにそれらの製造方法
JP4969915B2 (ja) 耐歪時効性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及び高強度ラインパイプ用鋼板並びにそれらの製造方法
JP5561120B2 (ja) 高圧縮強度高靭性ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
US8070887B2 (en) High-strength steel sheet and high-strength steel pipe excellent in deformability and method for producing the same
US8765269B2 (en) High strength steel pipe for low-temperature usage having excellent buckling resistance and toughness of welded heat affected zone and method for producing the same
JP5251092B2 (ja) 低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
KR101410588B1 (ko) 저온 인성이 우수한 후육 용접 강관 및 저온 인성이 우수한 후육 용접 강관의 제조 방법, 후육 용접 강관 제조용 강판
JP5590253B2 (ja) 変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管、高強度鋼板、および前記鋼板の製造方法
WO2011065579A1 (ja) 高い圧縮強度に優れたラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
JP2004052104A (ja) 低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼とその製造方法および高強度鋼管の製造方法
JP2000199036A (ja) 低温靱性に優れた超高強度ラインパイプおよびその製造法
JP2009057629A (ja) 耐座屈性能及び溶接熱影響部靭性に優れた低温用高強度鋼管およびその製造方法
JP4072009B2 (ja) 圧潰強度の高いｕｏｅ鋼管の製造方法
JP2003138340A (ja) 溶接部靱性に優れた超高強度鋼管及びその製造方法
WO2011030768A1 (ja) 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管
JP4276480B2 (ja) 変形性能に優れたパイプライン用高強度鋼管の製造方法
JP4523908B2 (ja) 低温靱性に優れた引張強さ９００ＭＰａ級以上の高強度ラインパイプ用鋼板およびそれを用いたラインパイプならびにそれらの製造方法
JP2004099930A (ja) 溶接部靱性に優れた高強度溶接鋼管およびその製造方法
JPH0941074A (ja) 低温靭性の優れた超高張力鋼
JP4280222B2 (ja) パイプライン変形特性および低温靭性に優れた超高強度鋼板及び超高強度鋼管並びにそれらの製造方法
JP5020691B2 (ja) 低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板および高強度ラインパイプならびにこれらの製造方法
JPH08199292A (ja) 低温靭性の優れた溶接性高強度鋼
JP2009084599A (ja) 変形能ならびに低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板および鋼管の製造方法
JPH09316534A (ja) 低温靭性の優れた溶接性高強度鋼の製造方法
CN111655872A (zh) 管线管用钢材及其制造方法以及管线管的制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20071010

TRDD Decision of grant or rejection written
A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20101221

A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20110118

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 4671959

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140128

Year of fee payment: 3

S533 Written request for registration of change of name

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140128

Year of fee payment: 3

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

S533 Written request for registration of change of name

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350

LAPS Cancellation because of no payment of annual fees