JP2002146471A - 低温靱性および溶接熱影響部靭性に優れた超高強度鋼板、超高強度鋼管およびそれらの製造法 - Google Patents
低温靱性および溶接熱影響部靭性に優れた超高強度鋼板、超高強度鋼管およびそれらの製造法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 超高強度ラインパイプ用の低温靭性、溶接熱
影響部靭性にすぐれた超強度鋼板、低温靭性、溶接熱影
響部靭性に優れた超高強度鋼管を提供する。 【解決手段】 低C-高Mn-Mo-Nbを主成分とし、下部ベイ
ナイト組織を主体とする超高強度鋼において、特にSi添
加量を0.8%以上とすることにより、粗粒HAZの再熱部分
の靭性低下を防ぐことで、溶接熱影響部靭性を向上させ
る。この鋼板を鋼管に成形し、特定の溶接で長手方向溶
接することにより、TS>900MPaの超高強度ラインパイプ
を製造する。
影響部靭性にすぐれた超強度鋼板、低温靭性、溶接熱影
響部靭性に優れた超高強度鋼管を提供する。 【解決手段】 低C-高Mn-Mo-Nbを主成分とし、下部ベイ
ナイト組織を主体とする超高強度鋼において、特にSi添
加量を0.8%以上とすることにより、粗粒HAZの再熱部分
の靭性低下を防ぐことで、溶接熱影響部靭性を向上させ
る。この鋼板を鋼管に成形し、特定の溶接で長手方向溶
接することにより、TS>900MPaの超高強度ラインパイプ
を製造する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は９００ＭＰａ以上の
引張強さ（ＴＳ）を有する低温靱性、溶接熱影響部靭性
に優れた超高強度鋼板、超高強度ラインパイプおよびそ
の製造法に関するもので、溶接部を含む鋼構造体、天然
ガス・原油輸送用ラインパイプとして広く使用できる。
引張強さ（ＴＳ）を有する低温靱性、溶接熱影響部靭性
に優れた超高強度鋼板、超高強度ラインパイプおよびそ
の製造法に関するもので、溶接部を含む鋼構造体、天然
ガス・原油輸送用ラインパイプとして広く使用できる。
【０００２】
【従来の技術】近年、原油・天然ガスの長距離輸送方法
としてパイプラインの重要性がますます高まっている。
現在、長距離輸送用の幹線ラインパイプとしては米国石
油協会（ＡＰＩ）規格Ｘ６５が設計の基本になってお
り、実際の使用量も圧倒的に多い。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、より高強度ラ
インパイプが要望されている。Ｘ１００を越える超高強
度ラインパイプについては、既に鋼板製造の研究は行わ
れている（ＰＣＴ／ＪＰ９６／００１５５、００１５
７）。しかし、このような超高強度鋼板において溶接熱
影響部（ＨＡＺ）靱性を安定して得ることは難しく、こ
れを克服した、ＨＡＺ靭性が優れた画期的な超高強度鋼
板、および超高強度ラインパイプ（Ｘ１００超）の早期
開発が要望されている。
としてパイプラインの重要性がますます高まっている。
現在、長距離輸送用の幹線ラインパイプとしては米国石
油協会（ＡＰＩ）規格Ｘ６５が設計の基本になってお
り、実際の使用量も圧倒的に多い。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、より高強度ラ
インパイプが要望されている。Ｘ１００を越える超高強
度ラインパイプについては、既に鋼板製造の研究は行わ
れている（ＰＣＴ／ＪＰ９６／００１５５、００１５
７）。しかし、このような超高強度鋼板において溶接熱
影響部（ＨＡＺ）靱性を安定して得ることは難しく、こ
れを克服した、ＨＡＺ靭性が優れた画期的な超高強度鋼
板、および超高強度ラインパイプ（Ｘ１００超）の早期
開発が要望されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は低温靱性、Ｈ
ＡＺ靭性が優れた引張り強度が900MPa以上の超高強度鋼
板、超高強度ラインパイプおよびその製造方法を提供す
るものである。
ＡＺ靭性が優れた引張り強度が900MPa以上の超高強度鋼
板、超高強度ラインパイプおよびその製造方法を提供す
るものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記の技術的
課題を解決するものであり、その要旨とするところは以
下の通りである。 （１）鋼板中に化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０
３〜０．１０％、Ｓｉ：０．８％以上、Ｍｎ：１．７〜
３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以
下、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｎｂ：０．０１〜０．１
０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有し、残部が
鉄および不可避的不純物からなり、その組織が下部ベイ
ナイトを主体として、残部が上部ベイナイト、マルテン
サイトからなる組織を有し、９００ＭＰａ以上の引張強
さを有することを特徴とする低温靭性および溶接熱影響
部靭性に優れた超高強度鋼板。 （２）鋼板中に化学成分として、質量％で、さらに、Ａ
ｌ：０．１％以下、Ｂ：０．００２％以下、Ｎ：０．０
０１〜０．００６％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｉ：２
％以下、Ｃｕ： １％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｃａ：
０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、およびＭ
ｇ：０．００６％以下のうちの１種または２種以上を含
有することを特徴とする上記（１）記載の低温靭性およ
び溶接熱影響部靭性に優れた超高強度鋼板。 （３）鋼板中に化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０
３〜０．１０％、Ｓｉ：０．８％以上、Ｍｎ：１．７〜
３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以
下、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｎｂ：０．０１〜０．１
０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有し、残部Ｆ
ｅおよび不可避的不純物からなる鋼片またはスラブを９
５０〜１２５０℃の温度に再加熱し、次いで７００〜９
５０℃での累積圧下量が５０％以上となるように７００
℃以上の温度で熱間圧延後、１０℃／ｓｅｃ以上の冷却
速度で５５０℃以下まで冷却し、その組織が下部ベイナ
イトを主体として、残部が上部ベイナイト、マルテンサ
イトからなる組織を有し、９００ＭＰａ以上の引張強さ
を有することを特徴とする低温靭性および溶接熱影響部
靭性に優れた超高強度鋼板の製造方法。 （４）前記鋼板を、さらにＡｃ1 以下の温度で焼戻すこ
とを特徴とする上記（３）記載の低温靭性および溶接熱
影響部靭性に優れた超高強度鋼板の製造方法。 （５）質量％で、さらに、Ａｌ：０．１％以下、Ｂ：
０．００２％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％以
下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：１％以
下、Ｃｒ：１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：
０．０２％以下、Ｍｇ：０．００６％以下のうちの１種
または２種以上を含有することを特徴とする上記（３）
または（４）記載の低温靭性および溶接熱影響部靭性に
優れた超高強度鋼板の製造方法。 （６）母材中に化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０
３〜０．１０％、Ｓｉ：０．８％以上、Ｍｎ：１．７〜
３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以
下、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｎｂ：０．０１〜０．１
０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有し、さら
に、Ａｌ：０．１％以下、Ｂ：０．００２％以下、Ｎ：
０．００１〜０．００６％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎ
ｉ：２％以下、Ｃｕ： １％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｃ
ａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、および
Ｍｇ：０．００６％以下のうちの１種または２種以上を
含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、その組
織が下部ベイナイトを主体として、残部が上部ベイナイ
ト、マルテンサイトからなる組織を有し、９００ＭＰａ
以上の引張強さを有する鋼管で、かつ溶接部の溶着金属
の化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１４
％、Ｓｉ：０．０５〜２％、Ｍｎ：１〜３％、Ｐ：０．
０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｉ：１〜４
％、Ｃｒ、ＭｏおよびＶのうちの１種または２種以上の
合計量：１〜３％、Ｂ：０．００５％以下を含有し、残
部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする
低温靭性、溶接熱影響部靭性およびシーム溶接部靭性に
優れた超高強度鋼管。 （７）鋼板中の化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０
３〜０．１０％、Ｓｉ：０．８％以上、Ｍｎ：１．７〜
３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以
下、Ｍｏ：０．１〜０．8％、Ｎｂ：０．０１〜０．１
０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有し、残部が
鉄および不可避的不純物からなり、その組織が下部ベイ
ナイトを主体とし残部が上部ベイナイトおよびマルテン
サイトからなる組織を有する鋼板を管状に成形し、その
後、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｍｎ：１〜
３％、Ｎｉ：４〜９％、Ｃｒ、ＭｏおよびＶのうちの１
種または２種以上の合計量：３〜６％を含むＦｅを主成
分とする溶接ワイヤーを用いて、鋼板突き合わせ部を内
外面側からアーク溶接によりシーム溶接することを特徴
とする低温靭性および溶接熱影響部靭性に優れた超高強
度鋼管の製造方法。 （８）前記鋼板をＵＯ工程で管状に成形し、前記溶接ワ
イヤーと焼成型または溶融型フラックスを用いて、鋼板
突き合わせ部を内外面側からサブマージアーク溶接によ
りシーム溶接し、その後、拡管を行うことを特徴とする
上記（７）に記載の低温靭性および溶接熱影響部靭性に
優れた超高強度鋼管の製造方法。 （９）質量％で、さらに、Ａｌ：０．１％以下、Ｂ：
０．００２％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％以
下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：１％以
下、Ｃｒ：１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：
０.０２％以下、Ｍｇ：０．００６％以下のうちの１種
または２種以上を含有することを特徴とする上記（７）
または（８）記載の低温靭性および溶接熱影響部靭性に
優れた超高強度鋼管の製造方法。
課題を解決するものであり、その要旨とするところは以
下の通りである。 （１）鋼板中に化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０
３〜０．１０％、Ｓｉ：０．８％以上、Ｍｎ：１．７〜
３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以
下、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｎｂ：０．０１〜０．１
０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有し、残部が
鉄および不可避的不純物からなり、その組織が下部ベイ
ナイトを主体として、残部が上部ベイナイト、マルテン
サイトからなる組織を有し、９００ＭＰａ以上の引張強
さを有することを特徴とする低温靭性および溶接熱影響
部靭性に優れた超高強度鋼板。 （２）鋼板中に化学成分として、質量％で、さらに、Ａ
ｌ：０．１％以下、Ｂ：０．００２％以下、Ｎ：０．０
０１〜０．００６％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｉ：２
％以下、Ｃｕ： １％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｃａ：
０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、およびＭ
ｇ：０．００６％以下のうちの１種または２種以上を含
有することを特徴とする上記（１）記載の低温靭性およ
び溶接熱影響部靭性に優れた超高強度鋼板。 （３）鋼板中に化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０
３〜０．１０％、Ｓｉ：０．８％以上、Ｍｎ：１．７〜
３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以
下、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｎｂ：０．０１〜０．１
０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有し、残部Ｆ
ｅおよび不可避的不純物からなる鋼片またはスラブを９
５０〜１２５０℃の温度に再加熱し、次いで７００〜９
５０℃での累積圧下量が５０％以上となるように７００
℃以上の温度で熱間圧延後、１０℃／ｓｅｃ以上の冷却
速度で５５０℃以下まで冷却し、その組織が下部ベイナ
イトを主体として、残部が上部ベイナイト、マルテンサ
イトからなる組織を有し、９００ＭＰａ以上の引張強さ
を有することを特徴とする低温靭性および溶接熱影響部
靭性に優れた超高強度鋼板の製造方法。 （４）前記鋼板を、さらにＡｃ1 以下の温度で焼戻すこ
とを特徴とする上記（３）記載の低温靭性および溶接熱
影響部靭性に優れた超高強度鋼板の製造方法。 （５）質量％で、さらに、Ａｌ：０．１％以下、Ｂ：
０．００２％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％以
下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：１％以
下、Ｃｒ：１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：
０．０２％以下、Ｍｇ：０．００６％以下のうちの１種
または２種以上を含有することを特徴とする上記（３）
または（４）記載の低温靭性および溶接熱影響部靭性に
優れた超高強度鋼板の製造方法。 （６）母材中に化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０
３〜０．１０％、Ｓｉ：０．８％以上、Ｍｎ：１．７〜
３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以
下、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｎｂ：０．０１〜０．１
０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有し、さら
に、Ａｌ：０．１％以下、Ｂ：０．００２％以下、Ｎ：
０．００１〜０．００６％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎ
ｉ：２％以下、Ｃｕ： １％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｃ
ａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、および
Ｍｇ：０．００６％以下のうちの１種または２種以上を
含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、その組
織が下部ベイナイトを主体として、残部が上部ベイナイ
ト、マルテンサイトからなる組織を有し、９００ＭＰａ
以上の引張強さを有する鋼管で、かつ溶接部の溶着金属
の化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１４
％、Ｓｉ：０．０５〜２％、Ｍｎ：１〜３％、Ｐ：０．
０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｎｉ：１〜４
％、Ｃｒ、ＭｏおよびＶのうちの１種または２種以上の
合計量：１〜３％、Ｂ：０．００５％以下を含有し、残
部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする
低温靭性、溶接熱影響部靭性およびシーム溶接部靭性に
優れた超高強度鋼管。 （７）鋼板中の化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０
３〜０．１０％、Ｓｉ：０．８％以上、Ｍｎ：１．７〜
３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以
下、Ｍｏ：０．１〜０．8％、Ｎｂ：０．０１〜０．１
０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有し、残部が
鉄および不可避的不純物からなり、その組織が下部ベイ
ナイトを主体とし残部が上部ベイナイトおよびマルテン
サイトからなる組織を有する鋼板を管状に成形し、その
後、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１２％、Ｍｎ：１〜
３％、Ｎｉ：４〜９％、Ｃｒ、ＭｏおよびＶのうちの１
種または２種以上の合計量：３〜６％を含むＦｅを主成
分とする溶接ワイヤーを用いて、鋼板突き合わせ部を内
外面側からアーク溶接によりシーム溶接することを特徴
とする低温靭性および溶接熱影響部靭性に優れた超高強
度鋼管の製造方法。 （８）前記鋼板をＵＯ工程で管状に成形し、前記溶接ワ
イヤーと焼成型または溶融型フラックスを用いて、鋼板
突き合わせ部を内外面側からサブマージアーク溶接によ
りシーム溶接し、その後、拡管を行うことを特徴とする
上記（７）に記載の低温靭性および溶接熱影響部靭性に
優れた超高強度鋼管の製造方法。 （９）質量％で、さらに、Ａｌ：０．１％以下、Ｂ：
０．００２％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％以
下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：１％以
下、Ｃｒ：１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：
０.０２％以下、Ｍｇ：０．００６％以下のうちの１種
または２種以上を含有することを特徴とする上記（７）
または（８）記載の低温靭性および溶接熱影響部靭性に
優れた超高強度鋼管の製造方法。
【０００５】
【発明の実施の形態】以下、本発明の内容について詳細
に説明する。本発明者は、引張り強さが９００ＭＰａを
超える鋼における溶接熱影響部（ＨＡＺ）での靭性劣化
の原因を研究し、以下の点が最大の原因であることを明
らかにした。引張り強度が９００ＭＰａを超える高焼入
れ性材料ではＨＡＺはベイナイトになる。粗粒ＨＡＺが
後続溶接の熱影響により加熱されて粒界がオーステナイ
トに変態した部分は、鋼の焼入れ性が高いために冷却中
にマルテンサイト変態する。すなわち、粒界にマルテン
サイトのネットワークが形成されて、これがＨＡＺ靭性
を低下させる。粒界マルテンサイトの形成を抑制する方
法を鋭意研究し、Ｓｉ添加量を高めてマルテンサイトの
一部を残留オーステナイトに変えることが最も有効であ
ることを明らかにした。Ｓｉは、脱酸や強度向上のため
に添加する元素であるが、従来のＸ６５，８０グレード
の鋼では多く添加するとＨＡＺ靱性、現地溶接性を著し
く劣化させるために、添加量の上限が０．６％程度と低
く抑えられていた（特開２０００−１９９０３６号公報
参照）。このように、Ｓｉ添加量を増やし、鋼組織を調
整するという発想は全くなかった。ＨＡＺ靭性劣化の理
由は、Ｓｉは炭化物（セメンタイト）中に溶けないため
に、Ｓｉが多量に存在すると冷却中にオーステナイトが
フェライトと炭化物に分解することが抑制され、結果と
してＭＡ（martensite austenite constituent）が形成
されるからである。一方、本発明鋼のごとくＨＡＺがベ
イナイトになる場合には、Ｓｉによる悪影響は起こらな
い可能性があり、むしろ残留オーステナイトの安定性を
高める結果、粒界マルテンサイトの形成が抑制される可
能性もある。この点を実験的に検討し、通常より多いＳ
ｉ添加量によりＨＡＺ靭性が改善されることを発見し
た。図１は、最高加熱温度が１４００℃での再現溶接熱
サイクル後７５０℃の再熱サイクルを付与した材料のシ
ャルピー試験結果であり、Ｓｉ：０．８％以上で高い吸
収エネルギーを示していることが分かる。この新発見を
具現化したものが本発明である。
に説明する。本発明者は、引張り強さが９００ＭＰａを
超える鋼における溶接熱影響部（ＨＡＺ）での靭性劣化
の原因を研究し、以下の点が最大の原因であることを明
らかにした。引張り強度が９００ＭＰａを超える高焼入
れ性材料ではＨＡＺはベイナイトになる。粗粒ＨＡＺが
後続溶接の熱影響により加熱されて粒界がオーステナイ
トに変態した部分は、鋼の焼入れ性が高いために冷却中
にマルテンサイト変態する。すなわち、粒界にマルテン
サイトのネットワークが形成されて、これがＨＡＺ靭性
を低下させる。粒界マルテンサイトの形成を抑制する方
法を鋭意研究し、Ｓｉ添加量を高めてマルテンサイトの
一部を残留オーステナイトに変えることが最も有効であ
ることを明らかにした。Ｓｉは、脱酸や強度向上のため
に添加する元素であるが、従来のＸ６５，８０グレード
の鋼では多く添加するとＨＡＺ靱性、現地溶接性を著し
く劣化させるために、添加量の上限が０．６％程度と低
く抑えられていた（特開２０００−１９９０３６号公報
参照）。このように、Ｓｉ添加量を増やし、鋼組織を調
整するという発想は全くなかった。ＨＡＺ靭性劣化の理
由は、Ｓｉは炭化物（セメンタイト）中に溶けないため
に、Ｓｉが多量に存在すると冷却中にオーステナイトが
フェライトと炭化物に分解することが抑制され、結果と
してＭＡ（martensite austenite constituent）が形成
されるからである。一方、本発明鋼のごとくＨＡＺがベ
イナイトになる場合には、Ｓｉによる悪影響は起こらな
い可能性があり、むしろ残留オーステナイトの安定性を
高める結果、粒界マルテンサイトの形成が抑制される可
能性もある。この点を実験的に検討し、通常より多いＳ
ｉ添加量によりＨＡＺ靭性が改善されることを発見し
た。図１は、最高加熱温度が１４００℃での再現溶接熱
サイクル後７５０℃の再熱サイクルを付与した材料のシ
ャルピー試験結果であり、Ｓｉ：０．８％以上で高い吸
収エネルギーを示していることが分かる。この新発見を
具現化したものが本発明である。
【０００６】まず、引張強さ９００ＭＰａ以上の超高強
度を達成するためには、鋼をマルテンサイト・ベイナイ
ト等の低温変態組織主体のミクロ組織にし、フェライト
の生成を抑制する必要がある。特に、良好な低温靭性を
得るためには下部ベイナイト組織が主体であることが重
要であり、残部は上部ベイナイトやマルテンサイトにな
る。
度を達成するためには、鋼をマルテンサイト・ベイナイ
ト等の低温変態組織主体のミクロ組織にし、フェライト
の生成を抑制する必要がある。特に、良好な低温靭性を
得るためには下部ベイナイト組織が主体であることが重
要であり、残部は上部ベイナイトやマルテンサイトにな
る。
【０００７】次に、以下に成分元素の限定理由を述べ
る。Ｃ量は、０．０３〜０．１０％に限定する。炭素は
鋼の強度向上に極めて有効であり、マルテンサイト組織
において目標とする強度を得るためには、最低０．０３
％は必要である。しかし、Ｃ量が多すぎると母材、ＨＡ
Ｚ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０．１０％とした。さらに、望ましくは上限値
は０．０８％が好ましい。
る。Ｃ量は、０．０３〜０．１０％に限定する。炭素は
鋼の強度向上に極めて有効であり、マルテンサイト組織
において目標とする強度を得るためには、最低０．０３
％は必要である。しかし、Ｃ量が多すぎると母材、ＨＡ
Ｚ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０．１０％とした。さらに、望ましくは上限値
は０．０８％が好ましい。
【０００８】Ｓｉは、再熱ＨＡＺで生成するオーステナ
イトがマルテンサイト変態することを抑制するために添
加される。０．８％未満では残留オーステナイトとして
残存する割合が低く、効果が明確でないために０．８％
以上とした。上限は、明確には決められないが、３％を
超えて添加すると母材の靭性劣化が生じるので、３％未
満が目安である。Ｓｉの好ましい添加の範囲は０．８％
〜２％である。
イトがマルテンサイト変態することを抑制するために添
加される。０．８％未満では残留オーステナイトとして
残存する割合が低く、効果が明確でないために０．８％
以上とした。上限は、明確には決められないが、３％を
超えて添加すると母材の靭性劣化が生じるので、３％未
満が目安である。Ｓｉの好ましい添加の範囲は０．８％
〜２％である。
【０００９】Ｍｎは、本発明鋼のミクロ組織をマルテン
サ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、その下限は１．
７％である。しかし、Ｍｎ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３．０％とした。
サ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、その下限は１．
７％である。しかし、Ｍｎ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３．０％とした。
【００１０】Ｍｏを添加する理由は鋼の焼入れ性を向上
させ、目的とするマルテンサイト主体の組織を得るため
である。Ｂ添加鋼においてはＭｏの焼入れ性向上効果が
高まり、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抑制し、オーステナイト組織の微
細化にも効果がある。このような効果を得るために、Ｍ
ｏは最低でも０．１５％必要である。しかし、過剰なＭ
ｏ添加はＨＡＺ靱性、現地溶接性を劣化させ、さらに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０．８％とした。
させ、目的とするマルテンサイト主体の組織を得るため
である。Ｂ添加鋼においてはＭｏの焼入れ性向上効果が
高まり、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抑制し、オーステナイト組織の微
細化にも効果がある。このような効果を得るために、Ｍ
ｏは最低でも０．１５％必要である。しかし、過剰なＭ
ｏ添加はＨＡＺ靱性、現地溶接性を劣化させ、さらに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０．８％とした。
【００１１】また、本発明鋼では、必須の元素としてＮ
ｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
３０％を含有する。ＮｂはＭｏと共存して制御圧延時に
オーステナイトの再結晶を抑制して組織を微細化するだ
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。特にＮｂとＢが共存すると焼入れ性向上効果
が相乗的に高まる。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もたらすので、その
上限を０．１０％とした。一方、Ｔｉ添加は微細なＴｉ
Ｎを形成し、スラブ再加熱時および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
およびＨＡＺの低温靱性を改善する。また、Ｂの焼入れ
性向上効果に有害な固溶ＮをＴｉＮとして固定する役割
も有する。この目的のために、Ｔｉ量は３．４Ｎ（各々
重量％）以上添加することが望ましい。また、Ａｌ量が
少ない時（たとえば０．００５％以下）、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。このよ
うなＴｉＮの効果を発現させるためには、最低０．００
５％のＴｉ添加が必要である。しかし、Ｔｉ量が多すぎ
ると、ＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、
低温靱性を劣化させるので、その上限を０．０３０％に
限定した。
ｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
３０％を含有する。ＮｂはＭｏと共存して制御圧延時に
オーステナイトの再結晶を抑制して組織を微細化するだ
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。特にＮｂとＢが共存すると焼入れ性向上効果
が相乗的に高まる。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もたらすので、その
上限を０．１０％とした。一方、Ｔｉ添加は微細なＴｉ
Ｎを形成し、スラブ再加熱時および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
およびＨＡＺの低温靱性を改善する。また、Ｂの焼入れ
性向上効果に有害な固溶ＮをＴｉＮとして固定する役割
も有する。この目的のために、Ｔｉ量は３．４Ｎ（各々
重量％）以上添加することが望ましい。また、Ａｌ量が
少ない時（たとえば０．００５％以下）、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。このよ
うなＴｉＮの効果を発現させるためには、最低０．００
５％のＴｉ添加が必要である。しかし、Ｔｉ量が多すぎ
ると、ＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、
低温靱性を劣化させるので、その上限を０．０３０％に
限定した。
【００１２】さらに、本発明では、不純物元素である
Ｐ、Ｓ量をそれぞれ０．０１５％、０．００３％以下と
する。この主たる理由は母材および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効
果がある。
Ｐ、Ｓ量をそれぞれ０．０１５％、０．００３％以下と
する。この主たる理由は母材および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効
果がある。
【００１３】以上が本発明で使用する鋼板の基本成分で
あるが、さらに選択的にＡｌ、Ｂ、Ｎの１種または２種
以上を添加することができる。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０．１％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．
１％とした。しかし、脱酸はＴｉあるいはＳｉでも可能
であり、Ａｌは必ずしも添加する必要はないが、鋼中の
脱酸性を調整するために選択的に添加することができ
る。
あるが、さらに選択的にＡｌ、Ｂ、Ｎの１種または２種
以上を添加することができる。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０．１％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．
１％とした。しかし、脱酸はＴｉあるいはＳｉでも可能
であり、Ａｌは必ずしも添加する必要はないが、鋼中の
脱酸性を調整するために選択的に添加することができ
る。
【００１４】Ｂは極微量で鋼の焼入れ性を飛躍的に高
め、目的とするマルテンサイト主体の組織を得るため
に、非常に有効な元素である。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。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０．００２
０％とした。
め、目的とするマルテンサイト主体の組織を得るため
に、非常に有効な元素である。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。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０．００２
０％とした。
【００１５】ＮはＴｉＮを形成しスラブ再加熱時および
ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制して母材、Ｈ
ＡＺの低温靱性を向上させる。このために必要な最小量
は０．００１％である。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、Ｂの焼入れ
性向上効果の低下の原因となるので、その上限は０．０
０６％に抑える必要がある。
ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制して母材、Ｈ
ＡＺの低温靱性を向上させる。このために必要な最小量
は０．００１％である。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、Ｂの焼入れ
性向上効果の低下の原因となるので、その上限は０．０
０６％に抑える必要がある。
【００１６】Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ
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はかる
ため以下のように適量添加することが可能である。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、超高強度鋼におけるＶ添加の
効果は大きく、ＮｂとＶの複合添加は本発明鋼の優れた
特徴をさらに顕著なものとする。上限はＨＡＺ靱性、現
地溶接性の点から０．１％まで許容できるが、特に０．
０３〜０．０８％の添加が望ましい範囲である。
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はかる
ため以下のように適量添加することが可能である。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、超高強度鋼におけるＶ添加の
効果は大きく、ＮｂとＶの複合添加は本発明鋼の優れた
特徴をさらに顕著なものとする。上限はＨＡＺ靱性、現
地溶接性の点から０．１％まで許容できるが、特に０．
０３〜０．０８％の添加が望ましい範囲である。
【００１７】Ｎｉを添加する目的は、低炭素の本発明鋼
を低温靱性や現地溶接性を劣化させることなく向上させ
るためである。Ｎｉ添加はＭｎやＣｒ、Ｍｏ添加に比較
して圧延組織（とく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ばか
りか、０．１％以上の微量Ｎｉ添加がＨＡＺ靱性の改善
にも有効であることが判明した（ＨＡＺ靱性上、とくに
有効なＮｉ添加量は０．３％以上である）。しかし、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２．０％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以上添加する必要がある。
を低温靱性や現地溶接性を劣化させることなく向上させ
るためである。Ｎｉ添加はＭｎやＣｒ、Ｍｏ添加に比較
して圧延組織（とく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ばか
りか、０．１％以上の微量Ｎｉ添加がＨＡＺ靱性の改善
にも有効であることが判明した（ＨＡＺ靱性上、とくに
有効なＮｉ添加量は０．３％以上である）。しかし、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２．０％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以上添加する必要がある。
【００１８】Ｃｕは、母材、溶接部の強度を増加させる
が、多すぎるとＨＡＺ靱性や現地溶接性を著しく劣化さ
せる。このためＣｕ量の上限は１．０％である。Ｃｒ
は、母材、溶接部の強度を増加させるが、多すぎるとＨ
ＡＺ靱性や現地溶接性を著しく劣化させる。このためＣ
ｒ量の上限は１．０％である。ＣａおよびＲＥＭは、硫
化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靱性を向上（シャ
ルピー試験の吸収エネルギーの増加など）させる。Ｃａ
量が０．００６％、ＲＥＭが０．０２％を越えて添加す
るとＣａＯ−ＣａＳまたは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およぼす。
このためＣａ添加量の上限を０．００６％またはＲＥＭ
添加量の条件を０．０２％に制限した。なお、超高強度
ラインパイプでは、Ｓ、Ｏ量をそれぞれ０．００１％、
０．００２％以下に低減し、かつＭｎＳのクラスター形
状を制御するための指標であるＥＳＳＰ＝（Ｃａ）〔１
−１２４（Ｏ）〕／１．２５Ｓを０．５≦ＥＳＳＰ≦１
０．０を満足するようにＣａ、Ｓ、Ｏを調整することが
特に有効である。
が、多すぎるとＨＡＺ靱性や現地溶接性を著しく劣化さ
せる。このためＣｕ量の上限は１．０％である。Ｃｒ
は、母材、溶接部の強度を増加させるが、多すぎるとＨ
ＡＺ靱性や現地溶接性を著しく劣化させる。このためＣ
ｒ量の上限は１．０％である。ＣａおよびＲＥＭは、硫
化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靱性を向上（シャ
ルピー試験の吸収エネルギーの増加など）させる。Ｃａ
量が０．００６％、ＲＥＭが０．０２％を越えて添加す
るとＣａＯ−ＣａＳまたは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およぼす。
このためＣａ添加量の上限を０．００６％またはＲＥＭ
添加量の条件を０．０２％に制限した。なお、超高強度
ラインパイプでは、Ｓ、Ｏ量をそれぞれ０．００１％、
０．００２％以下に低減し、かつＭｎＳのクラスター形
状を制御するための指標であるＥＳＳＰ＝（Ｃａ）〔１
−１２４（Ｏ）〕／１．２５Ｓを０．５≦ＥＳＳＰ≦１
０．０を満足するようにＣａ、Ｓ、Ｏを調整することが
特に有効である。
【００１９】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％以上では粗大酸化物を生成し逆に靭性
を劣化させる。本発明では、鋼の引張強さを９００ＭＰ
ａ以上とし、かつ−４０℃での吸収エネルギーが２４０
Ｊ以上の優れた低温靭性を得るために、その組織を微細
な下部ベイナイトを主体として、残部が上部ベイナイ
ト、マルテンサイトからなる組織とする必要がある。特
に、低温靭性を向上させるために有効な微細な下部ベイ
ナイト主体の組織を得る原理的な方法は、再結晶粒を未
再結晶温度域で加工し、板厚方向に偏平したオーステナ
イト粒とし、これをフェライト生成が抑制される臨界冷
却速度以上の冷却速度で冷却することである。
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％以上では粗大酸化物を生成し逆に靭性
を劣化させる。本発明では、鋼の引張強さを９００ＭＰ
ａ以上とし、かつ−４０℃での吸収エネルギーが２４０
Ｊ以上の優れた低温靭性を得るために、その組織を微細
な下部ベイナイトを主体として、残部が上部ベイナイ
ト、マルテンサイトからなる組織とする必要がある。特
に、低温靭性を向上させるために有効な微細な下部ベイ
ナイト主体の組織を得る原理的な方法は、再結晶粒を未
再結晶温度域で加工し、板厚方向に偏平したオーステナ
イト粒とし、これをフェライト生成が抑制される臨界冷
却速度以上の冷却速度で冷却することである。
【００２０】上述した本発明鋼の組織を得るための望ま
しい製造方法は、本発明の化学成分を有する鋼片を９５
０〜１２５０℃に再加熱し、７００〜９５０℃での累積
圧下量が５０％以上となるように７００℃以上の鋼材温
度で圧延した後、１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で５５
０℃以下まで冷却する。また必要に応じてＡC1変態点以
下の温度で焼戻しを行う。
しい製造方法は、本発明の化学成分を有する鋼片を９５
０〜１２５０℃に再加熱し、７００〜９５０℃での累積
圧下量が５０％以上となるように７００℃以上の鋼材温
度で圧延した後、１０℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で５５
０℃以下まで冷却する。また必要に応じてＡC1変態点以
下の温度で焼戻しを行う。
【００２１】このようにして製造された鋼板は管状に成
形されて突き合わせ部が接合されて鋼管となる。接合方
法は特に限定する必要はなく、例えば、MIG, SAWなどの
アーク溶接、レーザー溶接、レーザー溶接とアーク溶接
の複合溶接などが可能である。次ぎに、本発明の鋼管の
溶着金属の限定理由について述べる。
形されて突き合わせ部が接合されて鋼管となる。接合方
法は特に限定する必要はなく、例えば、MIG, SAWなどの
アーク溶接、レーザー溶接、レーザー溶接とアーク溶接
の複合溶接などが可能である。次ぎに、本発明の鋼管の
溶着金属の限定理由について述べる。
【００２２】Ｃ量は０．０３〜０．１４％に限定する。
炭素は鋼の強度向上に極めて有効であり、マルテンサイ
ト組織において目標とする強度を得るためには、最低
０．０３％は必要である。しかし、Ｃ量が多すぎると溶
接低温割れが発生しやすくなり、現地溶接部とシーム溶
接が交わるいわゆるＴクロス部のＨＡＺの最高硬さの上
昇招くので、その上限を０．１４％とした。さらに、望
ましくは上限値は０．１０％が好ましい。
炭素は鋼の強度向上に極めて有効であり、マルテンサイ
ト組織において目標とする強度を得るためには、最低
０．０３％は必要である。しかし、Ｃ量が多すぎると溶
接低温割れが発生しやすくなり、現地溶接部とシーム溶
接が交わるいわゆるＴクロス部のＨＡＺの最高硬さの上
昇招くので、その上限を０．１４％とした。さらに、望
ましくは上限値は０．１０％が好ましい。
【００２３】Ｓｉはブローホール防止のために０．０５
％以上は必要であるが、含有量が多いと低温靱性を著し
く劣化させるので、上限を２％とした。Ｍｎは優れた強
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、その下限は１％である。しかし、Ｍｎが多すぎる
と偏析が助長され低温靱性を劣化させるだけでなく、溶
接材料の製造も困難になるので上限を３％とした。
％以上は必要であるが、含有量が多いと低温靱性を著し
く劣化させるので、上限を２％とした。Ｍｎは優れた強
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、その下限は１％である。しかし、Ｍｎが多すぎる
と偏析が助長され低温靱性を劣化させるだけでなく、溶
接材料の製造も困難になるので上限を３％とした。
【００２４】Ｎｉを添加する目的は焼入れ性を高めて強
度を確保し、さらに低温靱性向上させるためである。１
％以下では目標の強度、低温靭性を得ることが難しい。
一方、含有量が多すぎると高温割れの危険があるため上
限は４％とした。Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの効果の違いは厳密に
は区別できないが、いずれも焼入れ性を高めることによ
り高強度を得るために添加する。 Ｃｒ、ＭｏおよびＶ
のうちの１種または２種以上の合計量が１％以下では効
果が十分でなく、一方多量に添加すると低温割れの危険
が増すため上限を３％とした。
度を確保し、さらに低温靱性向上させるためである。１
％以下では目標の強度、低温靭性を得ることが難しい。
一方、含有量が多すぎると高温割れの危険があるため上
限は４％とした。Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの効果の違いは厳密に
は区別できないが、いずれも焼入れ性を高めることによ
り高強度を得るために添加する。 Ｃｒ、ＭｏおよびＶ
のうちの１種または２種以上の合計量が１％以下では効
果が十分でなく、一方多量に添加すると低温割れの危険
が増すため上限を３％とした。
【００２５】Ｂは微量で焼入れ性を高め、溶接金属の低
温靭性向上に有効な元素であるが、含有量が多すぎると
却って低温靭性が低下するので含有範囲を0.005％以下
とした。なお、低温靭性の劣化、低温割れ感受性の低減
のためにはＰ、Ｓの量は低い方が望ましい。
温靭性向上に有効な元素であるが、含有量が多すぎると
却って低温靭性が低下するので含有範囲を0.005％以下
とした。なお、低温靭性の劣化、低温割れ感受性の低減
のためにはＰ、Ｓの量は低い方が望ましい。
【００２６】溶接金属には、その他に溶接時の精錬・凝
固を良好に行わせるために必要に応じて添加されたＴ
ｉ,Ａｌ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｇ等の元素を含有する場合が
あるが、残部は鉄および不可避的不純物である。所望の
特性すなわち溶接金属組成を得るためには、母材の希釈
を考慮した溶接材料の選択が必要である。以下、溶接ワ
イヤーの化学組成の限定理由を述べる。
固を良好に行わせるために必要に応じて添加されたＴ
ｉ,Ａｌ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｇ等の元素を含有する場合が
あるが、残部は鉄および不可避的不純物である。所望の
特性すなわち溶接金属組成を得るためには、母材の希釈
を考慮した溶接材料の選択が必要である。以下、溶接ワ
イヤーの化学組成の限定理由を述べる。
【００２７】Ｃは、溶接金属で必要とされるＣ量の範囲
を得るために、母材成分による希釈および雰囲気からＣ
の混入を考慮して０．０１〜０．１２％とした。Ｓｉ
は、溶接金属で必要とされるＳｉ量の範囲を得るため
に、母材成分による希釈を考慮して０．８％以上とし
た。Ｍｎは、溶接金属で必要とされるＭｎ量の範囲を得
るために、母材成分による希釈を考慮して１．７％〜
３．０％とした。
を得るために、母材成分による希釈および雰囲気からＣ
の混入を考慮して０．０１〜０．１２％とした。Ｓｉ
は、溶接金属で必要とされるＳｉ量の範囲を得るため
に、母材成分による希釈を考慮して０．８％以上とし
た。Ｍｎは、溶接金属で必要とされるＭｎ量の範囲を得
るために、母材成分による希釈を考慮して１．７％〜
３．０％とした。
【００２８】Ｎｉは、溶接金属で必要とされるＮｉ量の
範囲を得るために、母材成分による希釈を考慮して４％
〜９％とした。Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、溶接金属で必要
とされるＣｒ、ＭｏおよびＶのうちの１種または２種以
上の合計量の範囲を得るために、母材成分による希釈を
考慮して３％〜６％とした。
範囲を得るために、母材成分による希釈を考慮して４％
〜９％とした。Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、溶接金属で必要
とされるＣｒ、ＭｏおよびＶのうちの１種または２種以
上の合計量の範囲を得るために、母材成分による希釈を
考慮して３％〜６％とした。
【００２９】その他Ｐ，Ｓの不純物は極力少ない方が望
ましく、Ｂは強度確保に添加することも可能である。ま
た、Ｔｉ，Ａｌ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｇ等が脱酸を目的とし
て使用される。なお、鋼管シーム溶接部の溶接は単極だ
けでなく、複数電極での溶接も可能である。複数電極で
溶接の場合は各種ワイヤーの組み合わせが可能であり、
個々のワイヤーが上記成分範囲にある必要はなく、それ
ぞれのワイヤー成分と消費量からの平均組成が上記成分
範囲にあれば良い。
ましく、Ｂは強度確保に添加することも可能である。ま
た、Ｔｉ，Ａｌ，Ｚｒ，Ｎｂ，Ｍｇ等が脱酸を目的とし
て使用される。なお、鋼管シーム溶接部の溶接は単極だ
けでなく、複数電極での溶接も可能である。複数電極で
溶接の場合は各種ワイヤーの組み合わせが可能であり、
個々のワイヤーが上記成分範囲にある必要はなく、それ
ぞれのワイヤー成分と消費量からの平均組成が上記成分
範囲にあれば良い。
【００３０】本発明が目指すラインパイプは通常、直径
が450mmから1500mm、肉厚が10mmから40mm程度のサイズ
である。このようなサイズの鋼管を高率良く製造する方
法としては、鋼板をＵ形次いで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。
が450mmから1500mm、肉厚が10mmから40mm程度のサイズ
である。このようなサイズの鋼管を高率良く製造する方
法としては、鋼板をＵ形次いで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。
【００３１】サブマージアーク溶接は母材の希釈が大き
い溶接であり、溶接金属設計にはこの点の考慮が必要で
ある。サブマージアーク溶接に使用されるフラックスは
大別すると焼成型フラックスと溶融型フラックスがあ
る。焼成型フラックスは合金材添加が可能で拡散性水素
量が低い利点があるが、粉化しやすく繰り返し使用が難
しい欠点がある。一方、溶融型フラックスはガラス粉状
で、粒強度が高く、吸湿しにくい利点があり、拡散性水
素がやや高い欠点がある。本願発明のごとき超高強度の
場合は、溶接低温割れが起こりやすく、この点からは焼
成型が望ましいが、一方、回収して繰り返し使用が可能
な溶融型は大量生産に向きコストが低い利点がある。焼
成型ではコストが高いことが、溶融型では厳密な品質管
理の必要性が問題であるが、工業的に対処可能な範囲で
あり、どちらでも本質的には使用可能である。
い溶接であり、溶接金属設計にはこの点の考慮が必要で
ある。サブマージアーク溶接に使用されるフラックスは
大別すると焼成型フラックスと溶融型フラックスがあ
る。焼成型フラックスは合金材添加が可能で拡散性水素
量が低い利点があるが、粉化しやすく繰り返し使用が難
しい欠点がある。一方、溶融型フラックスはガラス粉状
で、粒強度が高く、吸湿しにくい利点があり、拡散性水
素がやや高い欠点がある。本願発明のごとき超高強度の
場合は、溶接低温割れが起こりやすく、この点からは焼
成型が望ましいが、一方、回収して繰り返し使用が可能
な溶融型は大量生産に向きコストが低い利点がある。焼
成型ではコストが高いことが、溶融型では厳密な品質管
理の必要性が問題であるが、工業的に対処可能な範囲で
あり、どちらでも本質的には使用可能である。
【００３２】溶接条件については技術的にほぼ確立され
ているが、望ましい範囲は以下の通りである。溶接条
件、特に溶接入熱により母材希釈率は変化し、一般に入
熱が高くなると母材希釈率は高くなる。しかし、速度が
遅い条件では入熱を高くしても母材希釈率は高くならな
い。両面を１パス溶接で十分な溶け込みを確保するため
には、入熱の増加と共に溶接速度をある速度以上にする
必要があり、１〜３ｍ／分程度が適切な範囲である。１
ｍ／分未満の溶接はラインパイプのシーム溶接としては
非効率であり、３ｍ／分を超える高速溶接ではビード形
状が安定しない。２０ｍｍ厚の場合、入熱は２．５〜
５．０ｋＪ／ｍｍが望ましい範囲である。入熱が小さす
ぎると溶け込みが不十分になり、大きすぎると熱影響部
の軟化が大きく、靭性も低下する。
ているが、望ましい範囲は以下の通りである。溶接条
件、特に溶接入熱により母材希釈率は変化し、一般に入
熱が高くなると母材希釈率は高くなる。しかし、速度が
遅い条件では入熱を高くしても母材希釈率は高くならな
い。両面を１パス溶接で十分な溶け込みを確保するため
には、入熱の増加と共に溶接速度をある速度以上にする
必要があり、１〜３ｍ／分程度が適切な範囲である。１
ｍ／分未満の溶接はラインパイプのシーム溶接としては
非効率であり、３ｍ／分を超える高速溶接ではビード形
状が安定しない。２０ｍｍ厚の場合、入熱は２．５〜
５．０ｋＪ／ｍｍが望ましい範囲である。入熱が小さす
ぎると溶け込みが不十分になり、大きすぎると熱影響部
の軟化が大きく、靭性も低下する。
【００３３】シーム溶接後、拡管により真円度を向上さ
せる。真円にするためには塑性域まで変形させる必要が
あるが、本願発明のごとき高強度鋼の場合は０．７％程
度以上の拡管率（＝（拡管後円周−拡管前円周）／拡管
前円周）が必要であるが、２％を超える大きな拡管を行
うと、母材、溶接部とも塑性変形による靭性劣化が大き
くなるため、拡管率は０．７〜２％以下にするのが望ま
しい。
せる。真円にするためには塑性域まで変形させる必要が
あるが、本願発明のごとき高強度鋼の場合は０．７％程
度以上の拡管率（＝（拡管後円周−拡管前円周）／拡管
前円周）が必要であるが、２％を超える大きな拡管を行
うと、母材、溶接部とも塑性変形による靭性劣化が大き
くなるため、拡管率は０．７〜２％以下にするのが望ま
しい。
【００３４】超高強度鋼管ではＵＯ成形後の形状が悪い
と、拡管時にシーム溶接熱影響部の軟化域に局所的に歪
みが集中して、大幅な靭性劣化や場合によっては割れが
生じる場合がある。歪みが集中しやすい内面側の溶接金
属強度を低下させると軟化域への歪み集中が緩和される
効果がある。拡管の塑性変形により、拡管後は加工硬化
により強度は上昇するが、余りに溶接金属強度が低すぎ
ると、拡管後の鋼管の溶接継ぎ手引張りで溶接金属破断
が発生する。
と、拡管時にシーム溶接熱影響部の軟化域に局所的に歪
みが集中して、大幅な靭性劣化や場合によっては割れが
生じる場合がある。歪みが集中しやすい内面側の溶接金
属強度を低下させると軟化域への歪み集中が緩和される
効果がある。拡管の塑性変形により、拡管後は加工硬化
により強度は上昇するが、余りに溶接金属強度が低すぎ
ると、拡管後の鋼管の溶接継ぎ手引張りで溶接金属破断
が発生する。
【００３５】
【実施例】以下に、本発明の実施例について説明する。
表１に示す化学成分の鋼を３００トン転炉で溶製後、連
続鋳造鋼片とし、その後１１００℃に再加熱後、再結晶
域で圧延し、その後９００〜７５０℃の累積圧下量が８
０％となる制御圧延を１８ｍｍまで行い、その後、水冷
停止温度が４００〜５００℃になるように水冷して鋼板
を製造した。また、最高加熱温度が１４００℃の再現溶
接熱サイクル試験（冷却速度は板厚１８ｍｍ、入熱２．
８ｋＪ／ｍｍを再現）と、その後に７５０℃の再熱過程
を行う再現溶接熱サイクル試験を行い、その低温靭性
（シャルピー試験の−２０℃での吸収エネルギー）を調
べた。発明範囲の化学成分の鋼Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄは強度が
目標範囲にあり低温靭性（シャルピー試験の−４０℃で
の吸収エネルギー）も高い。一方、鋼Eは強度は目標範
囲にあるがNbが添加されておらず、細粒組織になってい
ないために低温靭性が低い。このようにして製造した鋼
板を管状に成形し、内外面から、表２に示す溶接ワイヤ
ーを用いSAW法またはMIG法で溶接を行った。
表１に示す化学成分の鋼を３００トン転炉で溶製後、連
続鋳造鋼片とし、その後１１００℃に再加熱後、再結晶
域で圧延し、その後９００〜７５０℃の累積圧下量が８
０％となる制御圧延を１８ｍｍまで行い、その後、水冷
停止温度が４００〜５００℃になるように水冷して鋼板
を製造した。また、最高加熱温度が１４００℃の再現溶
接熱サイクル試験（冷却速度は板厚１８ｍｍ、入熱２．
８ｋＪ／ｍｍを再現）と、その後に７５０℃の再熱過程
を行う再現溶接熱サイクル試験を行い、その低温靭性
（シャルピー試験の−２０℃での吸収エネルギー）を調
べた。発明範囲の化学成分の鋼Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄは強度が
目標範囲にあり低温靭性（シャルピー試験の−４０℃で
の吸収エネルギー）も高い。一方、鋼Eは強度は目標範
囲にあるがNbが添加されておらず、細粒組織になってい
ないために低温靭性が低い。このようにして製造した鋼
板を管状に成形し、内外面から、表２に示す溶接ワイヤ
ーを用いSAW法またはMIG法で溶接を行った。
【００３６】表２に示すように、本発明例であるNo．１
〜６では良好な溶接ビードが得られ、溶着金属の化学成
分は本発明で規定する範囲にあって、強度も適正であ
る。比較例のNo.７、No.８は鋼板は本発明範囲内である
がワイヤー成分が本発明範囲外であって、No.７は強度
が低くNo.８では低温割れが発生した。このために引張
り試験は実施しなかった。No．９は溶接ワイヤーは本発
明範囲であるが、鋼板が本発明範囲外の例である。鋼管
特性の評価結果を表３に示す。本発明範囲内にある母材
部は全て優れた機械的特性を示した。シーム溶接部が本
発明範囲内である条件では、良好なシーム溶接部特性を
示すが、比較例No．７では継ぎ手引張り試験で溶接金属
破断や低温割れが生じ、比較例No．８は溶接金属の靭性
が低くラインパイプの要求特性を満たしていない。ま
た、比較例No.9ではHAZでの靭性が劣っている。
〜６では良好な溶接ビードが得られ、溶着金属の化学成
分は本発明で規定する範囲にあって、強度も適正であ
る。比較例のNo.７、No.８は鋼板は本発明範囲内である
がワイヤー成分が本発明範囲外であって、No.７は強度
が低くNo.８では低温割れが発生した。このために引張
り試験は実施しなかった。No．９は溶接ワイヤーは本発
明範囲であるが、鋼板が本発明範囲外の例である。鋼管
特性の評価結果を表３に示す。本発明範囲内にある母材
部は全て優れた機械的特性を示した。シーム溶接部が本
発明範囲内である条件では、良好なシーム溶接部特性を
示すが、比較例No．７では継ぎ手引張り試験で溶接金属
破断や低温割れが生じ、比較例No．８は溶接金属の靭性
が低くラインパイプの要求特性を満たしていない。ま
た、比較例No.9ではHAZでの靭性が劣っている。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】
【表３】
【００４０】
【発明の効果】本発明によれば、低温靭性、溶接熱影響
部靭性にすぐれた超強度鋼板、低温靭性、溶接熱影響部
靭性に優れた超高強度ラインパイプが実現可能であり、
長距離パイプラインの敷設コストが低下し、世界のエネ
ルギー問題解決に寄与できる。
部靭性にすぐれた超強度鋼板、低温靭性、溶接熱影響部
靭性に優れた超高強度ラインパイプが実現可能であり、
長距離パイプラインの敷設コストが低下し、世界のエネ
ルギー問題解決に寄与できる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｂ２３Ｋ 9/18 Ｂ２３Ｋ 9/18 Ｆ Ｃ２１Ｄ 8/02 Ｃ２１Ｄ 8/02 Ｂ Ｃ２２Ｃ 38/14 Ｃ２２Ｃ 38/14 38/58 38/58 // Ｂ２３Ｋ 35/30 ３２０ Ｂ２３Ｋ 35/30 ３２０Ｆ Ｂ２３Ｋ 101:06 Ｂ２３Ｋ 101:06 Ｆターム(参考） 4E001 AA03 BB05 CA02 DA01 DF02 4E028 CA04 CA13 CB04 CB06 4E081 AA08 BA05 BA22 BB04 CA05 DA05 DA18 DA37 FA03 4K032 AA01 AA02 AA04 AA08 AA11 AA14 AA16 AA17 AA19 AA21 AA22 AA23 AA24 AA27 AA29 AA31 AA35 AA36 AA40 BA01 CA01 CA02 CA03 CB02 CC02 CC03 CD03 CF02
Claims (9)
- 【請求項１】 鋼板中に化学成分として、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．８％以上、Ｍ
ｎ：１．７〜３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：
０．００３％以下、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｎｂ：
０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、そ
の組織が下部ベイナイトを主体として、残部が上部ベイ
ナイト、マルテンサイトからなる組織を有し、９００Ｍ
Ｐａ以上の引張強さを有することを特徴とする低温靭性
および溶接熱影響部靭性に優れた超高強度鋼板。 - 【請求項２】 鋼板中に化学成分として、質量％で、さ
らに、Ａｌ：０．１％以下、Ｂ：０．００２％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００６％以下、Ｖ：０．１％以
下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ： １％以下、Ｃｒ：１％以
下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、
およびＭｇ：０．００６％以下のうちの１種または２種
以上を含有することを特徴とする請求項１記載の低温靭
性および溶接熱影響部靭性に優れた超高強度鋼板。 - 【請求項３】 鋼板中に化学成分として、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．８％以上、Ｍ
ｎ：１．７〜３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：
０．００３％以下、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｎｂ：
０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼片
またはスラブを９５０〜１２５０℃の温度に再加熱し、
次いで７００〜９５０℃での累積圧下量が５０％以上と
なるように７００℃以上の温度で熱間圧延後、１０℃／
ｓｅｃ以上の冷却速度で５５０℃以下まで冷却し、その
組織が下部ベイナイトを主体として、残部が上部ベイナ
イト、マルテンサイトからなる組織を有し、９００ＭＰ
ａ以上の引張強さを有することを特徴とする低温靭性お
よび溶接熱影響部靭性に優れた超高強度鋼板の製造方
法。 - 【請求項４】 前記鋼板を、さらにＡｃ1 以下の温度で
焼戻すことを特徴とする請求項３記載の低温靭性および
溶接熱影響部靭性に優れた超高強度鋼板の製造方法。 - 【請求項５】 質量％で、さらに、Ａｌ：０．１％以
下、Ｂ：０．００２％以下、Ｎ：０．００１〜０．００
６％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：
１％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｒ
ＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．００６％以下のうち
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項３または４記載の低温靭性および溶接熱影響部靭性に
優れた超高強度鋼板の製造方法。 - 【請求項６】 母材中に化学成分として、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．８％以上、Ｍ
ｎ：１．７〜３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：
０．００３％以下、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｎｂ：
０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
を含有し、さらに、Ａｌ：０．１％以下、Ｂ：０．００
２％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％以下、Ｖ：
０．１％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ： １％以下、Ｃ
ｒ：１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０
２％以下、およびＭｇ：０．００６％以下のうちの１種
または２種以上を含み、残部が鉄および不可避的不純物
からなり、その組織が下部ベイナイトを主体として、残
部が上部ベイナイト、マルテンサイトからなる組織を有
し、９００ＭＰａ以上の引張強さを有する鋼管で、かつ
溶接部の溶着金属の化学成分として、質量％で、Ｃ：
０．０３〜０．１４％、Ｓｉ：０．０５〜２％、Ｍｎ：
１〜３％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０１０％以
下、Ｎｉ：１〜４％、Ｃｒ、ＭｏおよびＶのうちの１種
または２種以上の合計量：１〜３％、Ｂ：０．００５％
以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる
ことを特徴とする低温靭性および溶接熱影響部靭性に優
れた超高強度鋼管。 - 【請求項７】 鋼板中の化学成分として、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．８％以上、Ｍ
ｎ：１．７〜３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：
０．００３％以下、Ｍｏ：０．１〜０．8％、Ｎｂ：
０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、そ
の組織が下部ベイナイトを主体とし残部が上部ベイナイ
トおよびマルテンサイトからなる組織を有する鋼板を管
状に成形し、その後、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１
２％、Ｍｎ：１〜３％、Ｎｉ：４〜９％、Ｃｒ、Ｍｏお
よびＶのうちの１種または２種以上の合計量：３〜６％
を含むＦｅを主成分とする溶接ワイヤーを用いて、鋼板
突き合わせ部を内外面側からアーク溶接によりシーム溶
接することを特徴とする低温靭性および溶接熱影響部靭
性に優れた超高強度鋼管の製造方法。 - 【請求項８】 前記鋼板をＵＯ工程で管状に成形し、前
記溶接ワイヤーと焼成型または溶融型フラックスを用い
て、鋼板突き合わせ部を内外面側からサブマージアーク
溶接によりシーム溶接し、その後、拡管を行うことを特
徴とする請求項７に記載の低温靭性および溶接熱影響部
靭性に優れた超高強度鋼管の製造方法。 - 【請求項９】 質量％で、さらに、Ａｌ：０．１％以
下、Ｂ：０．００２％以下、Ｎ：０．００１〜０．００
６％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｕ：
１％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｒ
ＥＭ：０.０２％以下、Ｍｇ：０．００６％以下のうち
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項７または８記載の低温靭性および溶接熱影響部靭性に
優れた超高強度鋼管の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000339497A JP2002146471A (ja) | 2000-11-07 | 2000-11-07 | 低温靱性および溶接熱影響部靭性に優れた超高強度鋼板、超高強度鋼管およびそれらの製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000339497A JP2002146471A (ja) | 2000-11-07 | 2000-11-07 | 低温靱性および溶接熱影響部靭性に優れた超高強度鋼板、超高強度鋼管およびそれらの製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002146471A true JP2002146471A (ja) | 2002-05-22 |
Family
ID=18814565
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000339497A Withdrawn JP2002146471A (ja) | 2000-11-07 | 2000-11-07 | 低温靱性および溶接熱影響部靭性に優れた超高強度鋼板、超高強度鋼管およびそれらの製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002146471A (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1577412A1 (en) * | 2002-12-24 | 2005-09-21 | Nippon Steel Corporation | High strength steel sheet exhibiting good burring workability and excellent resistance to softening in heat-affected zone and method for production thereof |
| JP2006342421A (ja) * | 2005-05-13 | 2006-12-21 | Nippon Steel Corp | 耐溶接割れ性に優れた高張力鋼の製造方法 |
| JP2007283363A (ja) * | 2006-04-17 | 2007-11-01 | Nippon Steel Corp | Ｕｏｅ鋼管の製造方法 |
| JP2007283356A (ja) * | 2006-04-17 | 2007-11-01 | Nippon Steel Corp | Ｕｏｅ鋼管の製造方法 |
| CN102251185A (zh) * | 2011-06-22 | 2011-11-23 | 山东省四方技术开发有限公司 | 钢管减径机或定径机用高铬轧辊制备方法及其高铬轧辊 |
| CN102909492A (zh) * | 2012-10-17 | 2013-02-06 | 西安理工大学 | X100管线钢埋弧焊用高焊速烧结焊剂及其制备方法 |
| WO2014024365A1 (ja) | 2012-08-09 | 2014-02-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | サブマージアーク溶接方法ならびにその溶接方法によって形成される溶接継手およびその溶接継手を有する鋼管 |
| CN105506494A (zh) * | 2014-09-26 | 2016-04-20 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种屈服强度800MPa级高韧性热轧高强钢及其制造方法 |
| CN105925890A (zh) * | 2016-06-30 | 2016-09-07 | 中国石油集团渤海石油装备制造有限公司 | 一种改善x90钢级螺旋缝埋弧焊管接头力学性能的方法 |
-
2000
- 2000-11-07 JP JP2000339497A patent/JP2002146471A/ja not_active Withdrawn
Cited By (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1577412A1 (en) * | 2002-12-24 | 2005-09-21 | Nippon Steel Corporation | High strength steel sheet exhibiting good burring workability and excellent resistance to softening in heat-affected zone and method for production thereof |
| EP1577412A4 (en) * | 2002-12-24 | 2006-04-12 | Nippon Steel Corp | HIGH RESISTANCE STEEL SHEET HAVING EXCELLENT EBARBAGEABILITY AND EXCELLENT SOFTENING RESISTANCE IN A HEAT-AFFECTED AREA AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME |
| US7749338B2 (en) | 2002-12-24 | 2010-07-06 | Nippon Steel Corporation | High burring, high strength steel sheet excellent in softening resistance of weld heat affected zone and method of production of same |
| JP2006342421A (ja) * | 2005-05-13 | 2006-12-21 | Nippon Steel Corp | 耐溶接割れ性に優れた高張力鋼の製造方法 |
| JP2007283363A (ja) * | 2006-04-17 | 2007-11-01 | Nippon Steel Corp | Ｕｏｅ鋼管の製造方法 |
| JP2007283356A (ja) * | 2006-04-17 | 2007-11-01 | Nippon Steel Corp | Ｕｏｅ鋼管の製造方法 |
| CN102251185A (zh) * | 2011-06-22 | 2011-11-23 | 山东省四方技术开发有限公司 | 钢管减径机或定径机用高铬轧辊制备方法及其高铬轧辊 |
| WO2014024365A1 (ja) | 2012-08-09 | 2014-02-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | サブマージアーク溶接方法ならびにその溶接方法によって形成される溶接継手およびその溶接継手を有する鋼管 |
| CN102909492A (zh) * | 2012-10-17 | 2013-02-06 | 西安理工大学 | X100管线钢埋弧焊用高焊速烧结焊剂及其制备方法 |
| CN105506494A (zh) * | 2014-09-26 | 2016-04-20 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种屈服强度800MPa级高韧性热轧高强钢及其制造方法 |
| CN105506494B (zh) * | 2014-09-26 | 2017-08-25 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种屈服强度800MPa级高韧性热轧高强钢及其制造方法 |
| CN105925890A (zh) * | 2016-06-30 | 2016-09-07 | 中国石油集团渤海石油装备制造有限公司 | 一种改善x90钢级螺旋缝埋弧焊管接头力学性能的方法 |
| CN105925890B (zh) * | 2016-06-30 | 2018-05-01 | 中国石油集团渤海石油装备制造有限公司 | 一种改善x90钢级螺旋缝埋弧焊管接头力学性能的方法 |
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