JP5223375B2 - 低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP5223375B2
JP5223375B2 JP2008048655A JP2008048655A JP5223375B2 JP 5223375 B2 JP5223375 B2 JP 5223375B2 JP 2008048655 A JP2008048655 A JP 2008048655A JP 2008048655 A JP2008048655 A JP 2008048655A JP 5223375 B2 JP5223375 B2 JP 5223375B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
temperature
cooling
steel sheet
rolling
strength
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.)
Active
Application number
JP2008048655A
Other languages
English (en)
Other versions
JP2008240151A (ja
Inventor
龍雄 横井
昌紀 皆川
卓也 原
治 吉田
博 阿部
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
Priority to JP2008048655A priority Critical patent/JP5223375B2/ja
Publication of JP2008240151A publication Critical patent/JP2008240151A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP5223375B2 publication Critical patent/JP5223375B2/ja
Active 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
    • C22C38/02—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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B21B1/24—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a continuous or semi-continuous process
    • B21B1/26—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a continuous or semi-continuous process by hot-rolling, e.g. Steckel hot mill
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • 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
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • 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
    • 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
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • 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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • 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
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/05—Grain orientation
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • 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
    • C21D2211/005—Ferrite

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)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Description

本発明は低温靭性に優れるホットコイルを素材としたラインパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法に関するものである。
近年、原油，天然ガスなどエネルギー資源の開発域は、北海、シベリア、北米、サハリンなどの寒冷地、また、北海、メキシコ湾、黒海、地中海、インド洋などの深海へと、その自然環境の苛酷な地域に進展してきた。また、地球環境重視の観点から天然ガス開発が増加すると同時に、パイプラインシステムの経済性の観点から鋼材重量の低減や操業圧力の高圧化が求められている。これらの環境条件の変化に対応してラインパイプに要求される特性はますます高度化かつ多様化しており、大きく分けると、（１）厚肉／高強度化、（２）高靭性化、（３）現地溶接（円周方向溶接）性の向上に件う低炭素当量（Ｃｅｑ）化、（４）耐食性の厳格化、（５）凍土、地震・断層地帯での高変形性能の要求、である。また、これらの特性は使用環境に従い、複合して要求されるのが普通である。
さらに、最近の原油・天然ガス需要の増大を背景に、これまで採算性がないために開発を見送っていた遠隔地や自然環境の苛酷な地域での開発が本格化しようとしている。特に原油・天然ガスを長距離輸送するパイプラインに使用するラインパイプは、輸送効率向上のための厚肉・高強度化に加えて、寒冷地での使用に耐えうる高靭性化が強く求められており、これら要求特性の両立が技術的な課題となっている。
一方、ラインパイプ用鋼管はその製造プロセスにより、シームレス鋼管、ＵＯＥ鋼管、電縫鋼管およびスパイラル鋼管と分類でき、その用途、サイズ等により選択がなされるが、シームレス鋼管を除いて、何れも板状の鋼板・鋼帯を管状に成形された後に溶接によりシームされることにより鋼管として製品化される特徴を持つものである。
さらに、これら溶接鋼管は素材にホットコイルを用いるか、プレートを用いるかにより分類でき、前者は電縫鋼管およびスパイラル鋼管、後者はＵＯＥ鋼管である。高強度、大径、厚肉な用途には後者のＵＯＥ鋼管を用いるのが一般的であるが、コスト、納期の面で前者のホットコイルを素材とする電縫鋼管およびスパイラル鋼管の高強度、大径、厚肉化要求が増している。
ＵＯＥ鋼管においてはＸ１２０規格に相当する高強度鋼管の製造技術が開示されている（例えば、非特許文献１参照）。
しかしながら、上記技術は、厚板（プレート）を素材とすることを前提としており、その高強度と厚肉化を両立させるためには、厚板製造工程の特徴である途中水冷停止型直接焼入れ法（ＩＤＱ：ｌｎｔｅｒｒｕｐｔｅｄ Ｄｉｒｅｃｔ Ｑｕｅｎｃｈ）を用い高冷却速度、低冷却停止温度にて達成されるもので、特に強度を担保するために焼き入れ強化（組織強化）が活用されているのが特徴である。
これに対して本発明が対象としている電縫鋼管およびスパイラル鋼管素材であるホットコイルでは、その工程の特徴として巻取り工程があり、コイラーの設備能力の制約から厚肉材を低温で巻き取ることが困難であるために、焼き入れ強化に必要な低温冷却停止が不可能である。従って、焼き入れ強化による強度の担保は難しい。
一方、ラインパイプ用ホットコイルで高強度、厚肉化と低温靭性を両立させる技術として精練時にＣａ−Ｓｉを添加することで介在物を球状化し、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｉの強化元素に加えて結晶粒微細化効果のあるＶを添加し、さらに、ミクロ組織をベイニティックフェライトまたはアシュキュラーフェライトとして強度を担保するために低温圧延と低温巻取りを組み合わせる技術が開示されている（例えば、特許文献１参照）。
しかしながら、石油ではなく特にガスラインパイプに求められる脆性破壊により発生したき裂起点が不安定延性破壊により際限なく伝播してしまうことを回避するために、パイプライン使用温度での吸収エネルギーを増加させる必要があるが、上記技術は、セパレーションの発生による吸収エネルギーの減少を抑制する技術（耐不安定延性破壊性を向上させる技術）について言及していないだけでなく、合金元素については非常に高価な合金元素であるＶを一定量以上添加することを必須としており、それによりコストの増大を招くだけでなく、現地溶接性を低下させる懸念がある。
また、遷移温度を低温化する観点からセパレーションに注目し、これを積極活用する技術が開示されている。（例えば、特許文献２参照）。しかしながら、セパレーションの増加は、低温靭性を向上させるが、反面吸収エネルギーを減少させてしまうため、耐不安定延性破壊を劣化させるという問題点がある。
「新日鉄技報」 Ｎｏ．３８０ ２００４年 第７０頁 特許第３８４６７２９号（特表２００５−５０３４８３号公報） 特開平８−８５８４１号公報
そこで、本発明は、寒冷地での使用に耐えうるだけの低温靭性はさることながらガスラインパイプに求められる厳しい耐不安定延性破壊性が要求される地域においてもその使用に耐えうるだけでなく、厚手例えば１４ｍｍ以上の板厚でＡＰＩ−Ｘ７０規格以上の高強度でありながらパイプ使用温度での吸収エネルギーに優れたラインパイプ用の熱延鋼板およびその鋼板を安価に安定して製造できる方法を提供することを目的とするものである。具体的には、パイプとして造管後にＡＰＩ−Ｘ７０規格に適合するように十分なバイアスを見込んで、造管前の鋼板の強度が６２０ＭＰａ以上でかつ、耐不安定延性破壊の指標であるＤＷＴＴ試験におけるアッパーシェルフエネルギーが１００００Ｊ以上、且つＳＡＴＴ（８５％）が−２０℃以下である鋼板、およびその鋼板を安価に安定して製造できる方法を提供することを目的とするものである。
本発明は、上記課題を解決するため極厚ホットコイル材でありながらそのミクロ組織がフェライトーパーライトではなく低温靭性と耐不安定破壊に有利な連続冷却変態組織にすることでなされたものであり、その手段は、以下のとおり
である。
（１） 質量％にて、
Ｃ＝０．０１〜０．１％、
Ｓｉ＝０．０５〜０．５％、
Ｍｎ＝１〜２％、
Ｐ ≦０．０３％、
Ｓ ≦０．００５％、
Ｏ ≦０．００３％、
Ａｌ＝０．００５〜０．０５％、
Ｎ＝０．００１５〜０．００６％、
Ｎｂ＝０．００５〜０．０８％、
Ｔｉ＝０．００５〜０．０２％、
且つ、
Ｎ−１４／４８×Ｔｉ＞０％、
Ｎｂ−９３／１４×（Ｎ−１４／４８×Ｔｉ）＞０．００５％、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板であって、そのミクロ組織が連続冷却変態組織であり、板厚中央部の集合組織において板面に平行な｛２１１｝面と｛１１１｝面の反射Ｘ線強度比｛２１１｝／｛１１１｝が１．１以上であり、Ｎｂおよび／またはＴｉの炭窒化析出物の粒内析出物密度が１０１７〜１０１８個／ｃｍ３であることを特徴
とする低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板。
（２） 前記組成に加えて、さらに質量％にて、
Ｖ ＝０．０１〜０．３％、
Ｍｏ＝０．０１〜０．３％、
Ｃｒ＝０．０１〜０．３‰、
Ｃｕ＝０．０１〜０．３％、
Ｎｉ＝０．０１〜０．３％、
の一種または二種以上を含有することを特徴とする前記（１）に記載の低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板。
（３） 前記組成に加えて、さらに質量％にて、
Ｂ ＝０．０００２〜０．００３％、
を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板。
（４） 前記組成に加えて、さらに質量％にて、
Ｃａ＝０．０００５〜０．００５％、
ＲＥＭ＝０．０００５〜０．０２％、
の一種または二種を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板。
（５） 前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の成分を有する鋼片を下記式
ＳＲＴ（℃）＝６６７０／（２．２６−１ｏｇ〔％Ｎｂ〕〔％Ｃ〕）−２７３
を満足する温度以上、１２３０℃以下に加熱し、さらに当該温度域で２０分以上保持し、続く熱間圧延にて末再結晶温度域の合計圧下率を６５％以上とする圧延をＡｒ３変態点温度以上で終了した後、５秒以内に冷却を開始し、冷却開始から７００℃までの温度域を１６℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、４５０℃以上６５０℃以下で巻き取り、鋼板のミクロ組織が連続冷却変態組織であり、板厚中央部の集合組織において板面に平行な｛２１１｝面と｛１１１｝面の反射Ｘ線強度比｛２１１｝／｛１１１｝が１．１以上であり、Ｎｂおよび／またはＴｉの炭窒化析出物の粒内析出物密度を１０ １７ 〜１０ １８ 個／ｃｍ ３ にすることを特徴とする低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板の製造方法。
（６） 前記未再訪高温度域の圧延の前に冷却を行うことを特徴とする前記（５）に記載の低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板の製造方法。
本発明の熱延鋼板を電縫鋼管およびスパイラル鋼管用ホットコイルに用いることにより厳しい低温靭性が要求される寒冷地においても厚手例えば１４ｍｍ以上の板厚でＡＰＩ−Ｘ７０規格以上の高強度なラインパイプが製造可能となるばかりでなく、本発明の製造方法により、電縫鋼管およびスパイラル鋼管用ホットコイルを安価に大量に得られるため、本発明は工業的価値が高い発明であると言える。
本発明者等は、まず、熱延鋼板の引張強度、靭性（特にセパレーションの発生とそれによる吸収エネルギーの低下）と鋼板のミクロ組織等との関係を調査するために例としてＡＰＩ−Ｘ７０規格の場合を想定して以下に示すような実験を行った。
表１に示す鋼成分の鋳片を溶製し、様々な熱間圧延条件で製造した１７ｍｍ厚の供試鋼板を準備し、それらについてＤＷＴＴ試験結果およびセパレーションインデックスと反射Ｘ線面強度比を調査した。調査方法を以下に示す。
Figure 0005223375
ＤＷＴＴ（Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅｓｔ）試験はＣ方向より、３００ｍｍＬ×７５ｍｍＷ×板厚（ｔ）ｍｍの短冊状の試験片を切り出し、これに５ｍｍのプレスノッチを施したテストピースを作製して実施した。試験後には破断面に発生したセパレーションの程度を数値化するためにセパレーションインデックス（以下：Ｓ．Ｉ．）を測定した。Ｓ．Ｉ．は板面に平行なセパレーション全長（Σｎｉ×ｌｉ：ｌは各々セパレーション長さ）を断面積（板厚×（７５−ノッチ深さ））で除した値と定義した。
反射Ｘ線面強度比（以下：面強度比）とは、板厚中心部での板面に平行な｛１１１｝の面強度に対する｛２１１｝の面強度の比、すなわち｛２１１｝／｛１１１｝と定義した値で、ＡＳＴＭ Ｓｔａｎｄａｒｄｓ Ｄｅｓｉｇｎａｔｉｏｎ ８１−６３に示された方法でＸ線を用いて測定されるべき値である。本実験の測定装置は、理学電機製、ＲＩＮＴ１５００型、Ｘ線測定装置を用いている。測定は、測定速度４０回／分で行い、Ｘ線源としてＭｏ−Ｋαを用い管電圧６０ｋＶ、管電流２００ｍＡの条件で、フィルターとしてＺｒ−Ｋβを使った。ゴニオメータは、広角ゴニオメータを使ってステップ幅は０．０１０°で、スリットは発散スリット１°、散乱スリット１°、受光スリット０．１５ｍｍである。
一般的にセパレーションの発生は遷移温度を低温化し、低温靭性にとって好ましいと考えられているが、ガスラインパイプのように耐不安定延性破壊性が問題となる場合は、これを向上させるためにアッパーシェルフエネルギーを向上させる必要があり、そのためにはセパレーションの発生を抑制する必要がある。
この熱延鋼板における面強度比とＳ．Ｉ．の関係を図１に示す。面強度比が１．１以上でＳ．Ｉ．が低位安定化し、０．０５以下の値となり面強度比を１．１以上に制御すればセパレーションを実用上問題のないレベルに抑制できることが判明した。さらに望ましくは、面強度比を１．２以上に制御することにより、Ｓ．Ｉ．を０．０２以下にすることができる。
また、セパレーションの抑制により、ＤＷＴＴ試験におけるアッパーシェルフエネルギーが向上する明らかな傾向も認められた。すなわち、｛２１１｝／｛１１１｝が１．１以上となればセパレーションの発生が抑制されＳ．Ｉ．が０．０５以下で低位安定化し、耐不安定延性破壊の指標であるアッパーシェルフエネルギーのセパレーションの発生に起因する低下が抑えられ、１００００Ｊ以上のエネルギーが得られる。
セパレーションはバンド状に分布した｛１１１｝と｛１００｝の結晶学的コロニーの塑性異方性に起因し、これら隣接したコロニーの境界面に発生すると考えられている。これらの結晶学的コロニーのうち｛１１１｝は、特にＡｒ３変態点温度未満のα（フェライト）＋γ（オーステナイト）二相域圧延でより発達することが明らかとなっている。一方、Ａｒ３変態点温度以上のγ域の未再結晶温度で圧延を実施するとＦＣＣ金属の代表的な圧延集合組織であるＣｕ型の集合組織が強く形成され、γ→α変態後にも｛１１１｝が発達した集合組織が形成されることが知られており、これら集合全組織の発達を抑制することで、セパレーションの発生を回避できる。
次に、上記供試熟延鋼板について引張強度およびＤＷＴＴ試験結果と鋼板のミクロ組織、Ｎｂおよび／またはＴｉの炭窒化析出物の粒内析出物密度等を調査した。
調査方法を以下に示す。
引張試験はＣ方向よりＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を切出し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の方法に従って実施した。
続いて粒界ではないミクロ組織内に析出しているＮｂおよび／またはＴｉの炭窒化析出物の析出物密度の測定であるが、本発明におけるＮｂおよび／またはＴｉの炭窒化析出物の粒内析出物密度とは後述する測定方法において測定したＮｂおよび／またはＴｉの炭窒化析出物の個数を測定範囲の体積で除した値と定義する。
粒内に析出しているＮｂおよび／またはＴｉの炭窒化析出物の析出物密度を測定するために三次元アトムプローブ法を用いた。測定条件は試料位置温度約７０Ｋ、プローブ全電圧１０〜１５ｋＶ、パルス比２５％である。各試料の粒界、粒内それぞれ三回測定してその平均値を代表値とした。
一方、ミクロ組織の調査は鋼板板幅の１／４Ｗもしくは３／４Ｗ位置より切出した試料を圧延方向断面に研磨し、ナイタール試薬を用いてエッチングし、光学顕微鏡を用い２００〜５００倍の倍率で観察された板厚の１／２ｔにおける視野の写真にて行った。ミクロ組織の体積分率とは上記金属組織写真において面積分率で定義される。ここで連続冷却変態組織（Ｚｗ）とは日本鉄鋼協会基礎研究会ベイナイト調査研究部会／編；低炭素鋼のベイナイト組織と変態挙動に関する最近の研究−ベイナイト調査研究部会最終報告書−（１９９４年 日本鉄鋼協会）に記載されているように拡散的機構により生成するポリゴナルフェライトやパーライトを含むミクロ組織と無拡散でせん断的機構により生成するマルテンサイトの中間段階にある変態組織と定義されるミクロ組織である。すなわち、連続冷却変態組織（Ｚｗ）とは光学顕微鏡観察組織として上記参考文献１２５〜１２７項にあるようにそのミクロ組織は主にＢａｉｎｉｔｉｃ ｆｅｒｒｉｔｅ（α°Ｂ）、Ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｉｃ ｆｅｒｒｉｔｅ（αＢ）、Ｑｕａｓｉ−ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ（αｑ）から構成され、さらに少量の残留オーステナイト（γｒ）、Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−ａｕｓｔｅｎｉｔｅ（ＭＡ）を含むミクロ組織であると定義されている。αｑとはポリゴナルフェライト（ＰＦ）と同様にエッチングにより内部構造が現出しないが、形状がアシュキュラーでありＰＦとは明確に区別される。ここでは、対象とする結晶粒の周囲長さｌｑ、その円相当径をｄｑとするとそれらの比（ｌｑ／ｄｑ）がｌｑ／ｄｑ≧３．５を満たす粒がαｑである。本発明における連続冷却変態組織（Ｚｗ）とは、このうちα°Ｂ、αＢ、αｑ、γｒ、ＭＡの一種または二種以上を含むミクロ組織と定義される。ただし、少量のγｒ、ＭＡはその合計量を３％以下とする。
図２に該熱延鋼板の引張強度と粒内に析出しているＮｂおよび／またはＴｉの炭窒化析出物の析出物密度の関係を示す。粒内に析出しているＮｂおよび／またはＴｉの炭窒化析出物の析出物密度と引張強度には非常によい相関が認められ、粒内に析出しているＮｂおよび／またはＴｉの炭窒化析出物の析出物密度が１０１７〜１０１８個／ｃｍ３であると最も効率よく析出強化の効果が得られ、引張強度が向上し、引張強度が造管後にＸ７０グレード範囲に適合する十分なバイアスを見込んだ６２０ＭＰａ以上となることが明らかとなった。
析出強化による強度の上昇についてはＡｓｈｂｙ−Ｏｒｏｗａｎの関係がよく知られており、それによると強度の上昇代は析出物間隔と析出物粒径の関数で表される。析出物密度が１０ １８ 個／ｃｍ３超で引張強度が低下しているのは、析出物径が小さくなり過ぎたために転位により析出物がカッティングされてしまい析出強化として強度上昇が起こらなかったと推定される。
図３に該熱延鋼板のミクロ組織と引張強度、ＤＷＴＴ試験での延性破面率が８５％となる温度の関係を示す。ミクロ組織が本発明の要件である連続冷却変態組織であれば、フェライト−パーライト組織と比較して、強度−靭性（ＤＷＴＴ試験での延性破面率が８５％となる温度）バランスが向上することが明らかとなった。造管後にＸ７０グレード範囲に適合する十分なバイアスを見込んだ引張強度である６２０ＭＰａ以上、ＳＡＴＴ８５％が−２０℃以下となるためには、連続冷却変態組織であることが重要である。
強度−靭性バランスが連続冷却変態組織により改善させるメカニズムは必ずしも明らかではないが、そのミクロ組織は主にＢａｉｎｉｔｉｃ ｆｅｒｒｉｔｅ （α°Ｂ）、Ｇｒａｎｕｌａｒ ｂａｉｎｉｔｉｃ ｆｅｒｒｉｔｅ（αＢ）、Ｑｕａｓｉ−ｐｏｌｙｇｏｎａｌ ｆｅｒｒｉｔｅ（αｑ）から構成され、比較的大傾角な境界を有し、組織単位が微細なミクロ組織は、脆性破壊におけるへき開破壊伝播の主な影響因子と考えられている有効結晶粒径が細かいと考えられ、靭性の改善に繋がったと推定される。これらミクロ組織は拡散的なマッシブ変態により生成する一般的なベイナイトに比べ、有効結晶粒径が細かいという点が特徴的である。
上記のように本発明者らは鋼板のミクロ組織等の冶金的因子と熱延鋼板の引張強度、靭性等の材質の関係を明らかにしたが、さらにこれらのデータについて鋼板の製造方法との関係を詳細に検討した。
図４に、冷却速度と面強度比の関係を示す。冷却速度と面強度比には非常に強い相関が認められ、冷却速度が１５℃／ｓｅｃ以上で面強度比が１．１以上となることが判明した。
すなわち、圧延後の冷却において冷却速度を増加させると｛１１１｝、｛１００｝面強度が減少し、｛２１１｝面強度が増加することを新たに知見した。またその結果セパレーションが完全に抑制できる｛１１１｝の面強度に対する｛２１１｝の面強度の比の範囲が存在することも新たに知見した。このメカニズムは必ずしも明らかではないが、冷却速度が比較的遅いとγ→α変態が拡散的となり、バリアント選択が起こらず、｛２１１｝／／ＮＤ方位の集積が起こらないのに対して、冷却速度が速くなるとγ→α変態がせん断的となり、活動すべり系のせん断ひずみの大きさに比例したバリアント選択が起こり、｛２１１｝／／ＮＤ方位の集積したものと考えられる。また、｛２１１｝の結晶学的コロニーは｛１１１｝と｛１００｝の結晶学的コロニーの塑性異方性を緩和する作用をし、セパレーションの発生を抑制したと推定される。
図５に引張強度と巻取り温度および加熱温度の関係を示す。巻取り温度と引張強度には非常に強い相関が認められ、巻取り温度が４５０℃以上６５０℃以下で引張強度がＸ７０グレード相当となることが明らかとなった。析出物の調査の結果、巻取り温度が４５０℃以上６５０℃以下で粒内に析出しているＮｂおよび／またはＴｉの炭窒化析出物の析出密度が本発明範囲である１０１７〜１０１８個／ｃｍ３であった。また。例え巻取り温度が本発明範囲であっても、加熱温度が下記式
ＳＲＴ（℃）＝６６７０／（２．２６−１ｏｇ〔％Ｎｂ〕〔％Ｃ〕）−２７３
で算出される溶体化温度未満であると粒内に析出しているＮｂおよび／またはＴｉの炭窒化析出物の析出物密度が本発明範囲である１０１７〜１０１８個／ｃｍ３とならないことも判明した。
本発明が対象としている電縫鋼管およびスパイラル鋼管素材であるホットコイルでは、その工程の特徴として巻取り工程があり、コイラーの設備能力の制約から厚肉材を低温で巻き取ることが困難である。従って、強度を担保するために析出強化を有効活用する。そのためには、巻取り工程で効果的に析出強化を発現させるべく、スラブ加熱工程においてＮｂ、Ｔｉ等の析出強化元素を溶体化する必要かある。また、十分な析出強化を得るためには本発明範囲の巻取り温度に制御することが必要であり、その結果、粒内に析出しているＮｂおよび／またはＴｉの炭窒化析出物の析出物密度が本発明範囲である１０１７〜１０１８個／ｃｍ３となり、強度が十分に担保される。
さらに、図６に圧延終了後から冷却開始までの時間、巻取り温度とミクロ組織の関係を示す。圧延終了後から冷却開始までの時間が５秒以内、巻取り温度が４５０℃以上６５０℃以下で本発明の要件である連続冷却変態組織が得られることが判明した。
優れた強度−靭性バランスを得るためにはミクロ組織を連続冷却変態組織（Ｚｗ）に制御する必要があるが、そのためには、圧延終了後に初析フェライトが生成することを回避するために短時間で冷却を開始しなければならない。また、パーライト変態のような拡散変態を抑制するためには巻取り温度を本発明開始範囲である４５０℃以上６５０℃以下にすることが不可欠である。
続いて、本発明の化学成分の限定理由について説明する。
Ｃは、必要な強度、ミクロ組織を得るために必要な元素である。ただし、０．０１％未満では必要な強度を得ることが出来ず、０．１％超添加すると破壊の起点となる炭化物が多く形成されるようになり靭性を劣化されるばかりでなく、現地溶接性が著しく劣化する。従って、Ｃの添加量は０．０１％以上０．１％以下とする。
Ｓｉは、破壊の起点となる炭化物の析出を抑制する効果があるので０．０５％以上添加するが、０．５％を超添加すると現地溶接性が劣化する。さらに０．１５％超ではタイガーストライプ状のスケール模様を発生させ表面の美観が損なわれる恐れがあるので、望ましくは、その上限を０．１５％とする。
Ｍｎは、固溶強化元素である。また、オーステナイト域温度を低温側に拡大させ圧延終了後の冷却中に、本発明ミクロ組織の構成要件の一つである連続冷却変態組織を得やすくする効果がある。これら効果を得るために１％以上添加する。しかしながら、Ｍｎは２％超添加してもその効果が飽和するのでその上限を２％とする。また、Ｍｎは連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、破壊の起点となる硬質相を形成させるので１．８％以下とすることが望ましい。
Ｐは、不純物であり低いほど望ましく、０．０３％超含有すると連続鋳造鋼片の中心部に偏析し、粒界破壊を起こし低温靭性を著しく低下させるので、０．０３％以下とする。さらにＰは、造管および現地での溶接性に悪影響を及ぼすのでこれらを考慮すると０．０１５％以下が望ましい。
Ｓは、熱間圧延時の割れを引き起こすばかりでなく、多すぎると低温靭性を劣化させるので、０．００５％以下とする。さらに、Ｓは連続鋳造鋼片の中心付近に偏析し、圧延後に伸張したＭｎＳを形成し水素誘起割れの起点となるばかりでなく、二枚板割れ等の擬似セパレーションの発生も懸念される。従って、耐サワー性を考慮すると０．００１％以下が望ましい。
Ｏは、鋼中で破壊の起点となる酸化物を形成し、脆性破壊や水素誘起割れを劣化させので、０．００３％以下とする。さらに、現地溶接性の観点からは、０．００２％以下が望ましい。
Ａｌは、溶鋼脱酸のために０．００５％以上添加する必要があるが、コストの上昇を招くため、その上限を０．０５％とする。また、あまり多量に添加すると、非金属介在物を増大させ低温靭性を劣化させる恐れがあるので望ましくは０．０３％以下とする。
Ｎｂは、本発明において最も重要な元素の一つである。Ｎｂは固溶状態でのドラッキング効果および／または炭窒化析出物としてのピンニング効果により圧延中もしくは圧延後のオーステナイトの回復・再結晶および粒成長を抑制し、脆性破壊のき裂伝播における有効結晶粒径を細粒化し、低温靭性を向上させる効果を有する。さらに、ホットコイル製造工程の特徴である巻取り工程において微細な炭化物を生成し、その析出強化により強度の向上に寄与する。さらに、Ｎｂはγ／α変態を遅延させ、変態温度を低下させることで変態後のミクロ組織を本発明の要件とするところの連続冷却変態組織とする効果がある。ただし、これらの効果を得るためには少なくとも０．００５％以上の添加が必要である。望ましくは０．０２５％以上である。一方、０．０８％超添加してもその効果が飽和するだけでなく、熱間圧延前の加熱工程で固溶させるのが難しくなり、粗大な炭窒化物を形成して破壊の起点となり、低温靭性や耐サワー性を劣化させる恐れがある。
Ｔｉは、本発明において最も重要な元素の一つである。Ｔｉは、連続鋳造もしくはインゴット鋳造で得られる鋳片の凝固直後の高温で窒化物として析出を開始する。このＴｉ窒化物を含む析出物は高温で安定であり、後のスラブ再加熱においても完全に因溶することなく、ピンニング効果を発揮し、スラブ再加熱中のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ミクロ組織を微細化して低温靭性を改善する。また、γ／α変態においてフェライトの核生成を抑制し、本発明の要件である連続冷却変態組織の生成を促進する効果がある。このような効果を得るためには、少なくとも０．００５％以上のＴｉ添加が必要である。一方、０．０２％超添加しても、その効果が飽和する。さらに、Ｔｉ添加量がＮとの化学量論組成以上（Ｎ−１４／４８×Ｔｉ≦０％）となると析出するＴｉ析出物が粗大化して上記効果が得られなくなる。
Ｎは、上述したようにＴｉ窒化物を形成し、スラブ再加熱中のオーステナイト粒の粗大化を抑制して後の制御圧延における有効結晶粒径の細粒化効果を有し、ミクロ組織を連続冷却変態組織とすることで低温靭性を改善する。ただし、その含有量が０．００１５％未満では、その効果が得られない。一方、０．００６％超含有すると時効により延性が低下し、造管する際の成形性が低下する。さらに、Ｎｂ−９３／１４×（Ｎ−１４／４８×Ｔｉ）≦０．００５％では、ホットコイル製造工程の特徴である巻取り工程において生成する微細なＮｂ炭化析出物の量が減少し、強度が低下する。
次にＶ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕを添加する理由について説明する。
基本となる成分にさらにこれらの元素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、製造可能な板厚の拡大や母材の強度・靭性などの特性の向上を図るためである。したがって、その添加量は自ら制限されるべき性質のものである。
Ｖは、ホットコイル製造工程の特徴である巻取り工程において微細な炭窒化物を生成し、その析出強化により強度の向上に寄与する。ただし、０．０１％未満添加してもその効果は得られず、０．３％超添加してもその効果は飽和する。また、０．０４％以上添加すると現地溶接性を低下させる懸念があるので、０．０４％未満が望ましい。
Ｍｏは、焼入れ性を向上させ、強度を上昇させる効果がある。また、ＭｏはＮｂと共存して制御圧延時にオーステナイトの再結晶を強力に抑制し、オーステナイト組織を微細化し、低温靭性を向上させる効果がある。ただし、０．０１％未満添加してもその効果は得られず、０．３％超添加してもその効果は飽和する。また、０．１％以上添加すると延性が低下し、造管する際の成形性を低下させる懸念があるので、０．１％未満が望ましい。
Ｃｒは、強度を上昇させる効果がある。ただし、０．０１％未満添加してもその効果は得られず、０．３％超添加してもその効果は飽和する。また、０．２％以上添加すると現地溶接性を低下させる懸念があるので、０．２％未満が望ましい。
Ｃｕは、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上に効果がある。ただし、０．０１％未満添加してもその効果は得られず、０．３％超添加してもその効果は飽和する。また、０．２％以上添加すると熱間圧延時に脆化割れを生じ、表面疵の原因となる懸念があるので、０．２％未満が望ましい。
Ｎｉは、ＭｎやＣｒ、Ｍｏに比較して圧延組織（特にスラブの中心偏析帯）中に低温靭性、耐サワー性に有害な硬化組織を形成することが少なく、従って、低温靭性や現地溶接性を劣化させることなく強度を向上させる効果がある。０．０１％未満添加してもその効果は得られず、０．３％超添加してもその効果は飽和する。また、Ｃｕの熱間脆化を防止する効果があるのでＣｕ量の１／３以上を目安に添加する。
Ｂは、焼き入れ性を向上させ、連続冷却変態組織を得やすくする効果がある。さらに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効果がある。従って、必要に応じ添加する。ただし、０．０００２％未満ではその効果を得るために不十分であり、０．００３％超添加するとスラブ割れが起こる。
ＣａおよびＲＥＭは、破壊の起点となり、耐サワー性を劣化させる非金属介在物の形態を変化させて無害化する元素である。ただし、０．０００５％未満添加してもその効果がなく、Ｃａならば０．００５％超、ＲＥＭならば０．０２％超添加するとそれらの酸化物が大量に生成してクラスター、粗大介在物を生成し、溶接シームの低温靭性の劣化や、現地溶接性にも悪影響を及ぼす。
なお、これらを主成分とする鋼は、Ｚｒ、Ｓｎ、Ｃｏ、Ｚｎ、Ｗ、Ｍｇを合計で１％以下含有しても構わない。しかしながら、Ｓｎは熱間圧延時に脆化し疵を発生させる恐れがあるので０．０５％以下が望ましい。
次に本発明における鋼板のミクロ組織ついて詳細に説明する。
鋼板の強度と低温靭性を両立させるためには、そのミクロ組織が連続冷却変態組織であり、Ｎｂおよび／またはＴｉの炭窒化析出物の粒内析出物密度が１０１７〜１０１８個／ｃｍ３であることが必要である。ここで、本発明おける連続冷却変態組織（Ｚｗ）とは、α°Ｂ、αＢ、αｑ、γｒ、ＭＡの一種または二種以上を含むミクロ組織であり、少量のγｒ、ＭＡはその合計量を３％以下とするものである。
次に、本発明の製造方法の限定理由について、以下に詳細に述べる。
本発明において転炉による熱間圧延工程に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉から出銑後に溶銑脱燐および溶銑脱硫等の溶銑予備処理を経て転炉による精練を行うか、もしくは、スクラップ等の冷鉄源を電炉等で溶解する工程に引き続き、各種の２次精練で目的の成分含有量になるように成分調整を行い、次いで通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。ただし、耐サワー性のスペックが付加される場合はスラブ中心偏析低減のために連続鋳造セグメントにおいて未凝固圧下等の偏析対策を施すことが望ましい。もしくは、スラブ鋳造厚を薄くすることも効果的である。
連続鋳造もしくは薄スラブ鋳造などによって得たスラブの場合には高温鋳片のまま熱間圧延機に直送してもよいし、室温まで冷却後に加熱炉にて再加熱した後に熱間圧延してもよい。ただし、スラブ直送圧延（ＨＣＲ：ＨＯＴ Ｃｈａｒｇｅ Ｒｏｌｌｉｎｇ）を行う場合は、γ→α→γ変態により、鋳造組織を壊し、スラブ再加熱時のオーステナイト粒径を小さくするために、Ａｒ３変態点温度未満まで冷却することが望ましい。さらに望ましくはＡｒ１変態点温度未満である。
スラブ再加熱温度（ＳＲＴ）は、次式
ＳＲＴ（℃）＝６６７０／（２．２６−１ｏｇ〔％Ｎｂ〕〔％Ｃ〕）−２７３
にて算出される温度以上とする。この温度未満であるとスラブ製造時に生成したＮｂの粗大な炭窒化物が十分に溶解せず後の圧延工程においてＮｂによるオーステナイトの回復・再結晶および粗成長の抑制やγ／α変態の遅延による結晶粒の細粒化効果が得られないばかりか、ホットコイル製造工程の特徴である巻取り工程において微細な炭化物を生成し、その析出強化により強度を向上させる効果が得られない。ただし、１１００℃未満の加熱ではスケールオフ量が少なくスラブ表層の介在物をスケールと共に後のデスケーリングによって除去できなくなる可能性があるので、スラブ再加熱温度は１１００℃以上が望ましい。
一方、１２３０℃超であるとオーステナイトの粒径が粗大化し、後の制御圧延における有効結晶粒径の細粒化効果が得られず、ミクロ組織が連続冷却変態組織とならないため、連続冷却変態組織による低温靭性向上の効果を享受できなくなる恐れが生ずる。さらに望ましくは１２００℃以下である。
スラブ加熱時間は、Ｎｂの炭窒化物の溶解を十分に進行させるためには当該温度に達してから２０分以上保持する。
続く熱間圧延工程は、通常、リバース圧延機を含む数段の圧延機からなる粗圧延工程と６〜７段の圧延機をタンデムに配列した仕上げ圧延工程より構成されている。一般的に粗圧延工程はパス数や各パスでの圧下量が自由に設定できる利点を特つが各パス間時間が長く、パス間での回復・再結晶が進行する恐れがある。
一方、仕上げ圧延工程はタンデム式であるためにパス数は圧延機の数と同数となるが各パス間時間が短く、制御圧延効果を得やすい特徴を持っている。従って、優れた低温靭性を実現するためには鋼成分に加えて、これら圧延工程の特徴を十分に生かした工程設計が必要となる。
また、例えば、製品厚が２０ｍｍを超えるような場合で、仕上げ圧延１号機の噛み込みギャップが設備制約上５５ｍｍ以下となっている場合等は、仕上げ圧延工程のみで本発明の要件である未再結晶温度域の合計圧下率が６５％以上という条件を満たすことが出来ないので、粗圧延工程の後段で未再結晶温度域での制御圧延を実施しても良い。左記の場合は必要に応じて未再結晶温度域に温度が低下するまで時間待ちをするか、冷却装置による冷却を行っても良い。
さらに、粗圧延と仕上げ圧延の開にシートバーを接合し、連続的に仕上げ圧延をしてもよい。その際に組バーを一且コイル状に巻き、必要に応じて保温機能を有するカバーに格納し、再度巻き戻してから接合を行っても良い。
仕上げ圧延工程では、未再結晶温度域での圧延を行うが、粗圧延終了時点での温度が未再結晶温度域まで至らない場合は必要に応じて未再結晶温度域に温度が低下するまで時間待ちをするか、必要に応じて粗／仕上げ圧延スタンド間の冷却装置による冷却を行っても良い。
未再結晶温度域での合計圧下率が６５％未満であると制御圧延による有効結晶粒径の細粒化効果が得られず、ミクロ組織が連続冷却変態組織とならないため、低温靭性が劣化するので未再結晶温度域の合計圧下率は６５％以上とする。さらに優れた低温靭性を得るためには、未再結晶温度域の合計圧下率は７０％以上が望ましい。
仕上げ圧延終了温度は、Ａｒ３変態点温度以上で終了する。特に板厚中心部でＡｒ３変態点温度未満となるとα＋γの二相域圧延となり、延性破壊破面に顕著なセパレーションが発生し、吸収エネルギーが著しく低下するので、仕上げ圧延終了温度は、板厚中心部においてＡｒ３変態点温度以上で終了する。また、板表面温度についてもＡｒ３変態点温度以上とすることが望ましい。
仕上げ圧延の各スクンドでの圧延パススケジュールについては特に限定しなくても本発明の効果が得られるが、板形状精度の観点からは最終スタンドにおける圧延率は１０％未満が望ましい。
ここでＡｒ３変態点温度とは、例えば以下の計算式により鋼成分との関係で簡易的に示される。すなわち
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０×％Ｃ＋２５×％Ｓｉ−８０×％Ｍｎｅｑ
ただし、Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｎｉ／２＋１０（Ｎｂ−０．０２）
または、Ｍｎｅｑ＝Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｎｉ／２十１０（Ｎｂ−０．０２）＋１
：Ｂ添加の場合
である。
仕上げ圧延終了後、５秒以内に冷却を開始する。仕上げ圧延終了後冷却開始までに５秒超の時間がかかるとミクロ組織中にポリゴナルフェライトが含有されるようになり、強度の低下が懸念される。また、冷却開始温度は特に限定しないがＡｒ３変態点温度未満より冷却を開始するとミクロ組織中にポリゴナルフェライトが含有されるようになり、強度の低下が懸念されるので、冷却開始温度はＡｒ３変態点温度以上が望ましい。
冷却開始から７００℃までの温度域の冷却速度を１６℃／ｓｅｃ以上とする。
この冷却速度が１５℃／ｓｅｃ未満であると面強度比が１．１未満となり、破断面にセパレーションが発生し吸収エネルギーが低下する。従って、優れた低温靭性を得るために、本発明の要件である面強度比｛２１１｝／｛１１１｝≧１．１得るには、その冷却速度は１５℃／ｓｅｃ以上であるが、本発明では実施例に基づき１６℃／ｓｅｃ以上に限定した。さらに、２０℃／ｓｅｃ以上では、鋼成分を変更することなく低温靭性を劣化させずに、強度を向上させることが可能となるので、冷却速度は２０℃／ｓｅｃ以上が望ましい。冷却速度の上限は特に定めることなく本発明の効果を得ることができると思われるが、例え、５０℃／ｓｅｃ超の冷却速度が達成されても、効果が飽和するばかりでなく、さらに熱ひずみによる板そりが懸念されることから、５０℃／ｓｅｃ以下とすることが望ましい。


７００℃から巻き取るまでの温度域での冷却速度は本発明の効果であるセパレーション発生の抑制に関して特に限定する必要はないので、空冷もしくはそれ相当の冷却速度で差し支えない。ただし、粗大な炭化物の生成を抑制し、さらに優れた強度−靭性バランスを得るためには圧延終了から巻き取るまでの平均冷却速度が１５℃／ｓｅ以上あることが望ましい。
冷却後は、ホットコイル製造工程の特徴である巻取り工程を効果的に活用する。冷却停止温度および巻き取り温度は４５０℃以上６５０℃以下の温度域とする。６５０℃以上で冷却を停止し、その後巻き取ると低温靭性に好ましくないパーライト等の粗大炭化物を含む相が生成し、本発明の要件である連続冷却変態組織のミクロ組織が得られない。そればかりか、Ｎｂ等の粗大な炭窒化物が形成され破壊の起点となり、低温靭性や耐サワー性を劣化させる恐れがある。一方、４５０℃未満で冷却を終了し、巻き取ると目的の強度を得るために極めて効果的なＮｂ等の微細な炭化析出物が得られず、本発明の目的とするところのＮｂおよび／またはＴｉの炭窒化析出物の粒内析出物密度が１０１７〜１０１８個／ｃｍ３の要件が満たされない。また、その結果、十分な析出強化が得られず、目的とする強度が得られなくなる。従って、冷却を停止し、巻き取る温度域は４５０℃以上６５０℃以下とする。
以下に、実施例により本発明をさらに説明する。
表２に示す化学成分を有するＡ〜Ｊの鋼は、転炉にて溶製して、連続鋳造後直送もしくは再加熱し、粗圧延に続く仕上げ圧延で２０．４ｍｍの板厚に圧下し、ランナウトテーブルで冷却後に巻き取った。ただし、表中の化学組成についての表示は質量％である。
Figure 0005223375
製造条件の詳細を表３に示す。ここで、「成分」とは表２に示した各スラブ片の記号を、「加熱温度」とはスラブ加熱温度実績を、「溶体化温度」とは次式
ＳＲＴ（℃）＝６６７０／（２．２６−ｌｏｇ〔％Ｎｂ〕〔％Ｃ〕）−２７３
にて算出される温度を、「保持時間」は実績スラブ加熱温度での保持時間を、「パス間冷却」とは未再結晶温度域圧延前で生ずる温度待ち時間を短縮する目的でなされる圧延スタンド間冷却の有無を、「未再結晶域合計圧下率」とは未再結晶温度域で実施された圧延の合計圧下率を、「ＦＴ」とは仕上げ圧延終了温度を、「Ａｒ３変態点温度」とは計算Ａｒ３変態点温度を、「冷却開始までの時間」とは仕上げ圧延終了から冷却を開始するまでの時間を、「７００℃までの冷却速度」とは冷却開始温度〜７００℃の温度域を通過する時の平均冷却速度を、「ＣＴ」とは巻取温度を示している。
Figure 0005223375
このようにして得られた鋼板の材質を表４に示す。評価方法は前述の方法と同一である。ここで、「ミクロ組織」とは、鋼板板厚の１／２ｔにおけるミクロ組織を、「面強度比」とは、板厚中央部の集合組織において板面に平行な｛２１１｝面と｛１１１｝面の反射Ｘ線強度比｛２１１｝／｛１１１｝を、「析出物密度」とは、粒界ではないミクロ組織内に析出しているＮｂおよび／またはＴｉの炭窒化析出物の析出物密度を、「引張試験」結果は、Ｃ方向ＪＩＳ５号試験片の結果を、「ＤＷＴＴ試験」結果のうち「ＳＡＴＴ（８５％）」は、ＤＷＴＴ試験において延性破面率が８５％となる試験温度を、「アッパーシェルフエネルギー」は、ＤＷＴＴ試験における遷移曲線で得られるアッパーシェルフエネルギーを、「Ｓ．Ｉ．」は延性破面率が８５％となったテストピースにおけるセパレーションインデックスを示している。
Figure 0005223375
本発明に沿うものは、鋼番１、２、３、１１、１２、１３、１４、１５、１６、１８、２４、２５、２７、２８の１４鋼であり、所定の量の鋼成分を含有し、そのミクロ組織が連続冷却変態組織であり、板厚中央部の集合組織において板面に平行な面強度比が１．１以上であることを特徴とし、造管前の素材としてＸ７０グレード相当の引張強度を有する低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板が得られている。
上記以外の鋼は、以下の理由によって本発明の範囲外である。すなわち、鋼番４は、加熱温度が本発明請求項６の範囲外であるので、請求項１記載の目的とする析出物の粒内析出密度が得られず、十分な引張強度が得られていない。鋼番５は、加熱保持時間が本発明請求項６の範囲外であるので、請求項１記載の目的とする析出物の粒内析出物密度が得られず、十分な引張強度が得られていない。鋼番６は、未再結晶温度域の合計圧下率が本発明請求項６の範囲外であるので、請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず、十分な低温靭性が得られていない。鋼番７は、加熱温度が本発明請求項６の範囲外であるので、請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず、十分な低温靭性が得られていない。鋼番８は、冷却開始までの時間が本発明請求項６の範囲外であるので、請求項１記載の目的とするミクロ組織が得られず、十分な低温靭性が得られていない。鋼番９は、冷却速度が本発明請求項６の範囲外であるので、請求項１記載の目的とする面強度比が得らないので、十分な低温靭性が得られていない。鋼番１０は、ＣＴが本発明請求項６の範囲外であるので、請求項１記載の目的とするミクロ組織および析出物の粒内析出物密度が得られず、十分な引張強度および低温靭性が得られていない。鋼番１７は、ＦＴが本発明請求項６の範囲外であるので、請求項１記載の目的とする面強度比およびミクロ組織が得らないので、十分な低温靭性が得られていない。鋼番１９は、鋼成分が本発明請求項１の範囲外であり目的とするミクロ組織が得られないので、十分な低温靭性が得られていない。鋼番２０は、鋼成分が本発明請求項１の範囲外であり目的とするミクロ組織が得られないので、十分な低温靭性が得られていない。鋼番２１は、鋼成分が本発明請求項１の範囲外であるので、十分な引張強度および低温靭性が得られていない。鋼番２２は、鋼成分が本発明請求項１の範囲外であるので、十分な引張強度および低温靭性が得られていない。鋼番２３は、鋼成分が本発明請求項１の範囲外であるので、十分な低温靭性が得られていない。鋼番２６は、冷却速度が本発明請求項６の範囲外であるので、請求項１記載の目的とする面強度比が得らないので、十分な低温靭性が得られていない。鋼番２９は、巻き取り温度が本発明請求項６の範囲外であるので、請求項１記載の目的とする析出物の粒内析出物密度が得られず、十分な引張強度が得られていない。鋼番３０は、巻き取り温度が本発明請求項６の範囲外であるので、請求項１記載の目的とする析出物の粒内析出物密度が得られず、請求項１記載の目的とする面強度比が得らないので、十分な引張強度が得られていない。
面強度比とＳ．Ｉ．の関係を示す図である。 引張強度と粒内に析出しているＮｂおよび／またはＴｉの炭窒化析出物の析出密度の関係を示す図である。 引張強度とミクロ組織とＤＷＴＴ試験での延性破面率が８５％となる温度の関係を示す図である。 冷却開始から７００℃までの温度域の冷却速度と面強度比の関係を示す図である。 引張強度と巻取り温度および加熱温度の関係を示す図である。 圧延終了後から冷却間始までの時間、巻取り温度とミクロ組織の関係を示す図である。

Claims (6)

  1. 質量％にて、
    Ｃ＝０．０１〜０．１％、
    Ｓｉ＝０．０５〜０．５％、
    Ｍｎ＝１〜２％、
    Ｐ≦０．０３％、
    Ｓ≦０．００５％、
    Ｏ≦０．００３％、
    Ａｌ＝０．００５〜０．０５％、
    Ｎ＝０．００１５〜０．００６％、
    Ｎｂ＝０．００５〜０．０８％、
    Ｔｉ＝０．００５〜０．０２％、
    且つ、
    Ｎ−１４／４８×Ｔｉ＞０％、
    Ｎｂ−９３／１４×（Ｎ−１４／４８×Ｔｉ）＞０．００５％、
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板であって、そのミクロ組織が連続冷却変態組織であり、板厚中央部の集合組織において板面に平行な｛２１１｝面と｛１１１｝面の反射Ｘ線強度比｛２１１｝／｛１１１｝が１．１以上であり、Ｎｂおよび／またはＴｉの炭窒化析出物の粒内析出物密度が１０１７〜１０１８個／ｃｍ３であることを特徴とする低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板。
  2. 前記組成に加えて、さらに質量％にて、
    Ｖ ＝０．０１〜０．３％、
    Ｍｏ＝０．０１〜０．３％、
    Ｃｒ＝０．０１〜０．３‰、
    Ｃｕ＝０．０１〜０．３％、
    Ｎｉ＝０．０１〜０．３％、
    の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板。
  3. 前記組成に加えて、さらに質量％にて、
    Ｂ ＝０．０００２〜０．００３％、
    を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板。
  4. 前記組成に加えて、さらに質量％にて、
    Ｃａ＝０．０００５〜０．００５％、
    ＲＥＭ＝０．０００５〜０．０２％、
    の一種または二種を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板。
  5. 請求項１〜４のいずれか１項に記載の成分を有する鋼片を下記式
    ＳＲＴ（℃）＝６６７０／（２．２６−１ｏｇ〔％Ｎｂ〕〔％Ｃ〕）−２７３
    を満足する温度以上、１２３０℃以下に加熱し、さらに当該温度域で２０分以上保持し、続く熱間圧延にて末再結晶温度域の合計圧下率を６５％以上とする圧延をＡｒ３変態点温度以上で終了した後、５秒以内に冷却を開始し、冷却開始から７００℃までの温度域を１６℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、４５０℃以上６５０℃以下で巻き取り、鋼板のミクロ組織が連続冷却変態組織であり、板厚中央部の集合組織において板面に平行な｛２１１｝面と｛１１１｝面の反射Ｘ線強度比｛２１１｝／｛１１１｝が１．１以上であり、Ｎｂおよび／またはＴｉの炭窒化析出物の粒内析出物密度を１０ １７ 〜１０ １８ 個／ｃｍ ３ にすることを特徴とする低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板の製造方法。
  6. 前記未再結晶温度域の圧延の前に冷却を行うことを特徴とする請求項５に記載の低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板の製造方法。
JP2008048655A 2007-03-01 2008-02-28 低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法 Active JP5223375B2 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2008048655A JP5223375B2 (ja) 2007-03-01 2008-02-28 低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2007052040 2007-03-01
JP2007052040 2007-03-01
JP2008048655A JP5223375B2 (ja) 2007-03-01 2008-02-28 低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
JP2008240151A JP2008240151A (ja) 2008-10-09
JP5223375B2 true JP5223375B2 (ja) 2013-06-26

Family

ID=39911827

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2008048655A Active JP5223375B2 (ja) 2007-03-01 2008-02-28 低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法

Country Status (8)

Country Link
US (1) US8562762B2 (ja)
EP (1) EP2116624B1 (ja)
JP (1) JP5223375B2 (ja)
KR (3) KR20140005370A (ja)
CN (1) CN101622369B (ja)
CA (1) CA2679623C (ja)
TW (1) TW200904996A (ja)
WO (1) WO2008132882A1 (ja)

Families Citing this family (46)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
JP5223379B2 (ja) 2007-03-08 2013-06-26 新日鐵住金株式会社 低温靭性に優れるスパイラルパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR101228610B1 (ko) * 2008-05-26 2013-02-01 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 저온 인성과 연성 파괴 정지 성능이 우수한 라인 파이프용 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
US9208458B2 (en) * 2008-10-02 2015-12-08 Certusview Technologies, Llc Methods and apparatus for analyzing locate and marking operations with respect to facilities maps
JP5155097B2 (ja) * 2008-10-21 2013-02-27 株式会社神戸製鋼所 鉱物を収容する容器に用いられる鋼材
KR101304824B1 (ko) * 2009-12-28 2013-09-05 주식회사 포스코 라인 파이프용 ａｐｉ 강판 및 그 제조방법
CN101831597B (zh) * 2010-04-27 2011-11-02 无锡法斯特管业有限公司 一种石油套管的制造方法
CN102959114B (zh) * 2010-06-30 2016-05-25 新日铁住金株式会社 热轧钢板及其制造方法
JP5029748B2 (ja) * 2010-09-17 2012-09-19 Ｊｆｅスチール株式会社 靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5621478B2 (ja) * 2010-09-29 2014-11-12 Ｊｆｅスチール株式会社 高靱性かつ高変形性高強度鋼管用鋼板およびその製造方法
CN102021488B (zh) * 2010-11-30 2013-05-08 攀钢集团钢铁钒钛股份有限公司 核岛无缝钢管用钢及其生产方法
JP5776398B2 (ja) * 2011-02-24 2015-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5704706B2 (ja) * 2011-03-16 2015-04-22 株式会社神戸製鋼所 Ｈａｚ靭性に優れた高強度厚鋼板
US20120247606A1 (en) * 2011-04-01 2012-10-04 De Amar K Low-Molybdenum, High-Strength Low-Alloy 80 ksi Steel Plates Formed by Temperature-Controlled Rolling Without Accelerated Cooling
US20120247605A1 (en) * 2011-04-01 2012-10-04 De Amar K Molybdenum-Free, High-Strength, Low-Alloy X80 Steel Plates Formed by Temperature-Controlled Rolling Without Accelerated Cooling
KR101540877B1 (ko) 2011-04-13 2015-07-30 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 가스 연질화용 열연 강판 및 그 제조 방법
ES2632439T3 (es) * 2011-04-13 2017-09-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de acero laminada en caliente y método de fabricación de la misma
KR101290380B1 (ko) * 2011-06-28 2013-07-26 현대제철 주식회사 고강도 구조용 강재 및 그 제조 방법
CN103687975B (zh) * 2011-07-20 2016-01-20 杰富意钢铁株式会社 低温韧性优良的低屈服比高强度热轧钢板及其制造方法
EP2803745B1 (en) * 2012-01-13 2017-08-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet and manufacturing method for same
JP5741483B2 (ja) * 2012-02-27 2015-07-01 新日鐵住金株式会社 現地溶接性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN102534377B (zh) * 2012-02-29 2013-06-26 首钢总公司 韧性优良的x70级抗大变形管线钢板及其制备方法
CN102605296A (zh) * 2012-03-13 2012-07-25 宝山钢铁股份有限公司 一种核电压力容器用钢及其制造方法
CN104220622B (zh) 2012-04-13 2016-11-02 杰富意钢铁株式会社 具有优良的低温韧性的高强度厚壁电阻焊钢管及其制造方法
CN102851585A (zh) * 2012-04-20 2013-01-02 宿迁南钢金鑫轧钢有限公司 一种含铌大规格高强度角钢及其生产工艺
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
KR101412376B1 (ko) * 2012-07-30 2014-06-27 현대제철 주식회사 열간압연 방법 및 이를 이용하여 제조된 라인파이프용 강판
KR101482359B1 (ko) * 2012-12-27 2015-01-13 주식회사 포스코 극저온 인성이 우수하고 저항복비 특성을 갖는 고강도 강판 및 그의 제조방법
KR101536387B1 (ko) * 2012-12-27 2015-07-13 주식회사 포스코 극저온 인성이 우수하고 저항복비 특성을 가지는 고강도 강판 및 그의 제조방법
CN104109744B (zh) * 2014-07-28 2016-11-09 攀钢集团西昌钢钒有限公司 提高管线钢落锤性能的方法
CN104250713B (zh) * 2014-09-19 2017-01-11 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种x80级抗大变形管线钢板及其制造方法
KR102348539B1 (ko) * 2015-12-24 2022-01-07 주식회사 포스코 저항복비형 고강도 강재 및 그 제조방법
CN105821335B (zh) * 2016-06-15 2018-02-02 山东钢铁股份有限公司 一种焊接性优良的低成本超低温正火型管线钢及其生产方法
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
CN105970099B (zh) * 2016-06-28 2017-12-19 哈尔滨工程大学 一种含Cu止裂钢及其制备方法
KR101879082B1 (ko) * 2016-12-21 2018-07-16 주식회사 포스코 저항복비형 초고강도 강재 및 그 제조방법
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
KR20190124253A (ko) * 2017-04-04 2019-11-04 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 세로 심 용접 강관
KR102119975B1 (ko) * 2018-11-29 2020-06-08 주식회사 포스코 저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재 및 그 제조방법
RU2690076C1 (ru) * 2018-12-18 2019-05-30 Публичное акционерное общество "Северсталь" Листовой прокат и способ его получения
CN110106444B (zh) * 2019-05-30 2020-08-25 首钢集团有限公司 一种驱动桥壳700MPa级热轧板卷及其制备方法
JP2020204066A (ja) * 2019-06-14 2020-12-24 日本製鉄株式会社 鋼片の管理方法
CN112845654B (zh) * 2019-11-12 2023-03-10 新疆大学 一种钛及钛合金大规格无缝管材的制备方法
JP7024877B2 (ja) * 2020-03-11 2022-02-24 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼材およびその製造方法、ならびにタンク
KR102592580B1 (ko) * 2021-09-29 2023-10-23 현대제철 주식회사 열연 강판 및 그 제조 방법
CN116162866A (zh) * 2021-11-25 2023-05-26 中国石油天然气集团有限公司 一种双峰组织高应变海洋用管线钢、管线管及其制造方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07173536A (ja) * 1993-12-16 1995-07-11 Nippon Steel Corp 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
JPH0885841A (ja) 1994-09-20 1996-04-02 Nippon Steel Corp 低温靭性の優れた高強度耐サワーラインパイプ用鋼板
KR100375086B1 (ko) * 1997-07-28 2003-03-28 닛폰 스틸 가부시키가이샤 초저온 인성이 탁월한 초고강도 용접성 강판 및 이의 제조방법
JP3752078B2 (ja) 1998-02-17 2006-03-08 新日本製鐵株式会社 耐サワ−性に優れた高強度鋼板およびその製造法
KR20030021965A (ko) 2001-09-10 2003-03-15 주식회사 포스코 극저온 충격인성이 우수한 라인파이프용 열연강판 및 그제조방법
JP4305216B2 (ja) * 2004-02-24 2009-07-29 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接部の靭性に優れる耐サワー高強度電縫鋼管用熱延鋼板およびその製造方法
JP4802450B2 (ja) * 2004-03-17 2011-10-26 Ｊｆｅスチール株式会社 耐ｈｉｃ性に優れた厚手熱延鋼板とその製造方法
JP4555694B2 (ja) * 2005-01-18 2010-10-06 新日本製鐵株式会社 加工性に優れる焼付け硬化型熱延鋼板およびその製造方法
JP5151008B2 (ja) * 2005-03-29 2013-02-27 Ｊｆｅスチール株式会社 耐ｈｉｃ性および溶接部靱性優れる耐サワー高強度電縫鋼管用熱延鋼板およびその製造方法
JP4058097B2 (ja) * 2006-04-13 2008-03-05 新日本製鐵株式会社 アレスト性に優れた高強度厚鋼板
KR100868423B1 (ko) 2006-12-26 2008-11-11 주식회사 포스코 조관후 강도변화가 작은 스파이럴 강관용 후물 열연 고강도ａｐｉ－ｘ８０ 급 강재 및 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
JP2008240151A (ja) 2008-10-09
EP2116624A4 (en) 2010-06-02
TWI362422B (ja) 2012-04-21
US20100084054A1 (en) 2010-04-08
TW200904996A (en) 2009-02-01
KR20140005370A (ko) 2014-01-14
CA2679623C (en) 2014-06-17
CN101622369A (zh) 2010-01-06
KR20120070621A (ko) 2012-06-29
EP2116624B1 (en) 2017-02-22
WO2008132882A1 (ja) 2008-11-06
CA2679623A1 (en) 2008-11-06
CN101622369B (zh) 2011-08-03
KR20090109567A (ko) 2009-10-20
US8562762B2 (en) 2013-10-22
EP2116624A1 (en) 2009-11-11

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5223375B2 (ja) 低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5223379B2 (ja) 低温靭性に優れるスパイラルパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP4700765B2 (ja) 低温靭性と延性破壊停止性能に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP4970625B2 (ja) 熱延鋼板及びその製造方法
JP5741483B2 (ja) 現地溶接性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法
US11377719B2 (en) Hot-rolled steel sheet for heavy-wall, high-strength line pipe, welded steel pipe for heavy-wall, high-strength line pipe, and method for producing the welded steel pipe
JP5884201B2 (ja) 引張強さ５４０ＭＰａ以上の高強度ラインパイプ用熱延鋼板
JP2015190026A (ja) ラインパイプ用厚肉高強度電縫鋼管およびその製造方法
JP5927927B2 (ja) 現地溶接性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2009174020A (ja) 延性亀裂伝播特性および耐サワー性に優れる熱延鋼板の製造方法
KR101139540B1 (ko) 저온 인성이 우수한 스파이럴 파이프용 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
CN113646455B (zh) 管线管用钢材及其制造方法以及管线管及其制造方法
JP2012193446A (ja) 高延性超高強度溶接鋼管用鋼板および鋼管ならびにその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20100209

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20121023

A521 Written amendment

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20121218

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: 20130212

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20130225

R151 Written notification of patent or utility model registration

Ref document number: 5223375

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151

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

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20160322

Year of fee payment: 3

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