JP4484123B2 - 高強度かつ溶接熱影響部靭性に優れたクラッド鋼板用母材およびその製造方法 - Google Patents
高強度かつ溶接熱影響部靭性に優れたクラッド鋼板用母材およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4484123B2 JP4484123B2 JP2008029251A JP2008029251A JP4484123B2 JP 4484123 B2 JP4484123 B2 JP 4484123B2 JP 2008029251 A JP2008029251 A JP 2008029251A JP 2008029251 A JP2008029251 A JP 2008029251A JP 4484123 B2 JP4484123 B2 JP 4484123B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- base material
- steel plate
- clad steel
- affected zone
- high 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
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 69
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 69
- 239000000463 material Substances 0.000 title claims description 50
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims description 19
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 14
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 13
- 238000005496 tempering Methods 0.000 claims description 11
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims description 10
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 9
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 7
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 238000010791 quenching Methods 0.000 claims description 7
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 claims description 7
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 6
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 claims description 5
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 13
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 13
- VNWKTOKETHGBQD-UHFFFAOYSA-N methane Chemical compound C VNWKTOKETHGBQD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 10
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 7
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 7
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 6
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 6
- 239000002648 laminated material Substances 0.000 description 6
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 5
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 5
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 5
- 239000003345 natural gas Substances 0.000 description 5
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 5
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 5
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 239000008186 active pharmaceutical agent Substances 0.000 description 4
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 4
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 4
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 4
- 238000000034 method Methods 0.000 description 4
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 4
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 4
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 4
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 3
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 3
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 3
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 3
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 3
- 239000010935 stainless steel Substances 0.000 description 3
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 description 3
- CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N Carbon dioxide Chemical compound O=C=O CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 2
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 2
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 2
- 238000011161 development Methods 0.000 description 2
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 2
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 2
- RMLPZKRPSQVRAB-UHFFFAOYSA-N tris(3-methylphenyl) phosphate Chemical compound CC1=CC=CC(OP(=O)(OC=2C=C(C)C=CC=2)OC=2C=C(C)C=CC=2)=C1 RMLPZKRPSQVRAB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- RWSOTUBLDIXVET-UHFFFAOYSA-N Dihydrogen sulfide Chemical compound S RWSOTUBLDIXVET-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005054 agglomeration Methods 0.000 description 1
- 230000002776 aggregation Effects 0.000 description 1
- 238000003915 air pollution Methods 0.000 description 1
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910002092 carbon dioxide Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001569 carbon dioxide Substances 0.000 description 1
- 239000000460 chlorine Substances 0.000 description 1
- 229910052801 chlorine Inorganic materials 0.000 description 1
- -1 chlorine ions Chemical class 0.000 description 1
- 238000005253 cladding Methods 0.000 description 1
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 1
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 1
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 1
- 238000013461 design Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 1
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 1
- 238000007429 general method Methods 0.000 description 1
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 1
- 229910000037 hydrogen sulfide Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 238000005065 mining Methods 0.000 description 1
- 238000005457 optimization Methods 0.000 description 1
- 239000003208 petroleum Substances 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
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
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
- B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
- B32B15/011—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic all layers being formed of iron alloys or steels
-
- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
-
- 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
- C22C38/06—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
- C22C38/18—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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
この発明は、天然ガス輸送用のパイプラインに好適に使用可能なクラッド鋼板に関連し、圧延後に焼入れ焼戻し（以下調質）を行うことによって製造されるクラッド鋼板母材およびその製造方法に関するものである。
天然ガスは石油エネルギーに比べ大気汚染問題が少ない為、クリーンエネルギーとしてその需要は今後更に増加すると予想されており、天然ガスパイプラインの建設計画は国際的な経済政策として大きく加速されつつある。天然ガスの採掘では、目的とするガスの他に、硫化水素、炭酸ガス、塩素イオン等の腐食性の高いガスが含まれる場合も多く、腐食性の強い環境下での使用に耐えうる鋼管として、優れた耐食性を有するステンレス鋼や高合金鋼と高強度かつ高靭性を有する低合金鋼を接合したクラッド鋼板およびクラッドパイプが使用されている。
クラッド鋼板母材は、Ｃ−Ｍｎ鋼を基本として合金元素の添加バランスおよび圧延後の焼入れ焼戻し（以下調質）熱処理条件の適正化により、ＡＰＩ Ｘ７０ｇｒａｄｅの高強度で優れた低温靭性を持ち、さらに溶接後の溶接部も十分な性能を有するクラッド鋼板が製造可能である（特許文献１等）。一方で近年は陸上のラインパイプを中心に、高圧操業や寒冷地での使用に対する安全性の向上や鋼管肉厚の薄肉化によるプロジェクト開発コストの低減を図るために、更なる高強度材に対するユーザ要求が高まりつつある。安全性および経済性に優れた高強度鋼管に対する需要はクラッド鋼管でも同様であるとともに、ガス田開発技術の向上に伴うガス田の深海化や鋼管敷設方法の多様化など、クラッド鋼管が使用される環境は年々厳しくなっており、更なる高強度高靭性化が要求されている。
高強度鋼管については、例えば、特許文献２に記載されているように、長距離輸送用のラインパイプでは高圧化による輸送効率の向上やパイプ径および肉厚の減少による現地施工能率の向上を図るため、Ｘ１２０ｇｒａｄｅ級の鋼板の製造方法が開発されている。その製造方法は、合金元素の適正化により焼入れ性の向上を図り、制御圧延による未再結晶領域での加工と冷却速度の調整により、目的とする組織および結晶粒度を持った、高強度および強靭性を有する鋼板の製造を可能としている。
クラッド鋼板の製造方法は、母材となる低合金鋼および合せ材となるステンレス鋼などの圧延スラブを粗圧延し、両者を組合わせた後、１２００℃程度に加熱してクラッド化圧延により接合を行う。圧延後は母材の機械的性質を調整するため調質が行われ、所定の材料強度を有するクラッド鋼板が製造される。一方で合せ材については、その耐食性を確保することが重要であるが、粗圧延およびクラッド化圧延時の熱扱いで耐食性を劣化させる炭化物や金属間化合物などが析出する可能性があり、圧延後の焼入れが析出物を固溶させるための溶体化熱処理となることから、焼入れはクラッド鋼板にとって重要な工程である。
ＴＭＣＰは圧延ままで優れた強度、靱性を有する鋼板を製造することが可能な製造プロセスであり、ラインパイプ用鋼板に適用することでＸ８０ｇｒａｄｅ以上の高強度鋼管の製造が可能となる。しかし、クラッド鋼板の場合、圧延ままでは合せ材の耐食性が低下する恐れがあり、上述の通り耐食性を確保するための焼入れ工程が必要不可欠であることから、クラッド鋼板は主に調質を行うことにより製造されている。
特開２００６−３２８４６０号公報
特開２００７−１３１９２５号公報
ＴＭＣＰは圧延ままで優れた強度、靱性を有する鋼板を製造することが可能な製造プロセスであり、ラインパイプ用鋼板に適用することでＸ８０ｇｒａｄｅ以上の高強度鋼管の製造が可能となる。しかし、クラッド鋼板の場合、圧延ままでは合せ材の耐食性が低下する恐れがあり、上述の通り耐食性を確保するための焼入れ工程が必要不可欠であることから、クラッド鋼板は主に調質を行うことにより製造されている。
焼入れ焼戻しによって製造されるクラッド鋼板母材については、特許文献１に開示されているように、合金元素と熱処理条件の適正化によって微細なベイナイト組織を有し、強度および靱性に優れ、かつ溶接熱影響部の結晶粒を粗大化させることなく、溶接熱影響部の靭性も確保した母材が開発されている。しかし、材料強度はＸ８０ｇｒａｄｅ以上の強度には達しておらず、クラッド鋼管の高強度化に対応できるものではない。
この発明は上記のような従来のものの課題を解決するためになされたもので、微量添加元素の添加量を調整し、固溶強化および析出強化による材料強度の向上、鋼の焼入れ性の向上、結晶粒度の最適化、微細析出物による母材および溶接熱影響部の結晶粒の微細化を図ることによって、Ｘ８０ｇｒａｄｅ以上の高強度でありながら、溶接性を損ねることなく、母材および溶接熱影響部の靱性に優れた、調質によって製造されることを特徴とするクラッド鋼板用の母材および該クラッド鋼板の製造方法を提供することを目的としている。
すなわち、本発明の高強度かつ溶接熱影響部靭性に優れたクラッド鋼板母材のうち、第一の本発明は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：１．３０〜１．７０％、Ｐ：０．０１５以下、Ｓ：０．００５以下、Ｎｉ：０．３３〜０．６０％、Ｃｒ：０．１０〜０．４５％、Ｃｕ：０．０５〜０．４０％、Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、Ｖ：０．０２〜０．０６％、Ｎｂ：０．０３〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０２０〜０．０５０％、Ｃａ：０．００１０〜０．００４０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、前記Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ含有量が０．７６％≦Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ≦１．３０％の範囲内にある組成を有し組織がマルテンサイト組織であることを特徴とする。
第２の本発明の高強度かつ溶接熱影響部靭性に優れたクラッド鋼板母材は、前記第１の本発明において、下記式（１）の炭素当量が０．３８０≦Ｃｅｑ≦０．４８０、下記式（２）の溶接割れ感受性（ＰＣＭ）がＰＣＭ≦０．２００の範囲内にあることを特徴とする。
式（１）Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５（ｍａｓｓ％）
式（２）ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０（ｍａｓｓ％）
式（１）Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５（ｍａｓｓ％）
式（２）ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０（ｍａｓｓ％）
第３の本発明の高強度かつ溶接熱影響部靭性に優れたクラッド鋼板母材は、前記第１または第２の本発明において、ＴｉとＮの質量比Ｔｉ／Ｎが１．５〜３．０の範囲内にあることを特徴とする。
第４の本発明の高強度かつ溶接熱影響部靭性に優れたクラッド鋼板母材は、前記第１〜第３の本発明のいずれかにおいて、結晶粒度が、オーステナイト結晶粒度番号で、Ｎｏ．５〜１１の範囲内にあることを特徴とする。
第５の本発明の高強度かつ溶接熱影響部靭性に優れたクラッド鋼板母材の製造方法は、前記第１〜第３の本発明のいずれかに記載の組成を有するクラッド鋼板母材用合金を溶製して鋼塊とし、圧延後、９００〜１１００℃の範囲のオーステナイト化温度域から焼入れを行いその後、ＡＣ１点以下の５５０〜６５０℃で焼戻しを行ってマルテンサイト組織を有するクラッド鋼板母材を得ることを特徴とする。
以下に本発明で規定する組成等の限定理由およびその作用について説明する。なお、各含有量はいずれも質量％で表されている。
Ｃ：０．０５〜０．１０％
Ｃは鋼の強度を向上させる有効な添加元素であるが、含有量が少ないと強度の向上に十分な効果がないため０．０５％以上とした。しかし過剰の含有は溶接性の低下やＨＡＺ靭性を著しく劣化させるため上限を０．１０％とした。
Ｃは鋼の強度を向上させる有効な添加元素であるが、含有量が少ないと強度の向上に十分な効果がないため０．０５％以上とした。しかし過剰の含有は溶接性の低下やＨＡＺ靭性を著しく劣化させるため上限を０．１０％とした。
Ｓｉ：０．１０〜０．３０％
Ｓｉは母材の強度確保、脱酸等に効果的な成分であり、その効果を得るためには少なくとも０．１０％以上の含有が必要である。しかしながら過剰な含有は溶接時にＨＡＺ靱性が低下することから上限を０．３０％とした。
Ｓｉは母材の強度確保、脱酸等に効果的な成分であり、その効果を得るためには少なくとも０．１０％以上の含有が必要である。しかしながら過剰な含有は溶接時にＨＡＺ靱性が低下することから上限を０．３０％とした。
Ｍｎ：１．３０〜１．７０％
Ｍｎは焼入れ性を向上させるとともに、母材の強度及び靱性の向上に有効な成分として１．３０％以上の含有が必要であるが、多量の含有は溶接部の靭性低下や割れを引き起こすため上限値を１．７０％とした。なお、同様の理由で下限を１．４０％、上限を１．６０％とするのが望ましい。
Ｍｎは焼入れ性を向上させるとともに、母材の強度及び靱性の向上に有効な成分として１．３０％以上の含有が必要であるが、多量の含有は溶接部の靭性低下や割れを引き起こすため上限値を１．７０％とした。なお、同様の理由で下限を１．４０％、上限を１．６０％とするのが望ましい。
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは不純物として、含有量が少ないほど望ましいが、工業的に実現可能な０．０１５％を上限とした。
Ｐは不純物として、含有量が少ないほど望ましいが、工業的に実現可能な０．０１５％を上限とした。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは不純物として含有量が少ないほど望ましいが、工業的に実現可能な０．００５％を上限とする。さらに、０．００３％以下とするのが望ましい。
Ｓは不純物として含有量が少ないほど望ましいが、工業的に実現可能な０．００５％を上限とする。さらに、０．００３％以下とするのが望ましい。
Ｎｉ：０．３３〜０．６０％
Ｎｉは母材強度や低温靱性を向上させる有効な添加元素であるが、多量の添加は製造コストの上昇に繋がるため０．３３％を下限、０．６０％を上限とした。なお、同様の理由で、上限を０．５０％とするのが望ましい。
Ｎｉは母材強度や低温靱性を向上させる有効な添加元素であるが、多量の添加は製造コストの上昇に繋がるため０．３３％を下限、０．６０％を上限とした。なお、同様の理由で、上限を０．５０％とするのが望ましい。
Ｃｒ：０．１０〜０．４５％
Ｃｒは母材の強度及び靱性を向上させるが、含有量が多くなると割れ感受性を高めるため、下限を０．１％、上限を０．４５％とした。なお、同様の理由で上限を０．３５％とするのが望ましい。
Ｃｒは母材の強度及び靱性を向上させるが、含有量が多くなると割れ感受性を高めるため、下限を０．１％、上限を０．４５％とした。なお、同様の理由で上限を０．３５％とするのが望ましい。
Ｃｕ：０．０５〜０．４０
Ｃｕは母材の強度向上に有効であるが、過剰な含有は溶接時の割れ感受性を高めるため、下限を０．０５％、上限を０．４０％とした。なお、同様の理由で下限を０．１０％、上限を０．３０％とするのが望ましい。
Ｃｕは母材の強度向上に有効であるが、過剰な含有は溶接時の割れ感受性を高めるため、下限を０．０５％、上限を０．４０％とした。なお、同様の理由で下限を０．１０％、上限を０．３０％とするのが望ましい。
Ｍｏ：０．０５〜０．４０％
Ｍｏは焼入れ性を向上させるとともに、固溶化熱処理後の母材の強度と靭性を安定的に向上させる元素であるが、過剰な含有はＨＡＺ部の靱性を損なうため下限を０．０５％、上限を０．４０％とした。なお、同様の理由で下限を０．１０％、上限を０．３０％とするのが望ましい。
Ｍｏは焼入れ性を向上させるとともに、固溶化熱処理後の母材の強度と靭性を安定的に向上させる元素であるが、過剰な含有はＨＡＺ部の靱性を損なうため下限を０．０５％、上限を０．４０％とした。なお、同様の理由で下限を０．１０％、上限を０．３０％とするのが望ましい。
Ｖ：０．０２０〜０．０６０％
Ｖは鋼の強度を確保するために重要な元素であり、多すぎると靱性値に悪影響を及ぼすことから下限を０．０２０％、上限を０．０６０％とした。なお、同様の理由で下限を０．０３０％、上限を０．０５０％とするのが望ましい。
Ｖは鋼の強度を確保するために重要な元素であり、多すぎると靱性値に悪影響を及ぼすことから下限を０．０２０％、上限を０．０６０％とした。なお、同様の理由で下限を０．０３０％、上限を０．０５０％とするのが望ましい。
Ａｌ：０．０２０〜０．０５０％
Ａｌは脱酸や結晶粒の微細化に効果的であるが、過剰に添加すると窒化物などを形成し靭性の劣化や鋼塊割れなどの悪影響が懸念されることから、下限値を０．０２０％、上限値を０．０５０％とした。なお、同様の理由で下限を０．０３０％、上限を０．０４０％とするのが望ましい。
Ａｌは脱酸や結晶粒の微細化に効果的であるが、過剰に添加すると窒化物などを形成し靭性の劣化や鋼塊割れなどの悪影響が懸念されることから、下限値を０．０２０％、上限値を０．０５０％とした。なお、同様の理由で下限を０．０３０％、上限を０．０４０％とするのが望ましい。
Ｎｂ：０．０３〜０．１０％
Ｎｂは鋼を溶体化温度に加熱した際に、微細なＮｂ炭化物などが母材に均一分散することによって、オーステナイト粒の粗大化を防止すると共に、結晶粒の微細化や強度の向上に効果的であるため０．０３％以上含有させる。しかし０．１０％を超えると鋼塊に表面疵が生じやすいなどといった製造上の問題が生じるため、０．１０％以下とした。なお、同様の理由で下限を０．０４％、上限を０．０９％、さらに好ましくは０．０８％とするのが望ましい。
Ｎｂは鋼を溶体化温度に加熱した際に、微細なＮｂ炭化物などが母材に均一分散することによって、オーステナイト粒の粗大化を防止すると共に、結晶粒の微細化や強度の向上に効果的であるため０．０３％以上含有させる。しかし０．１０％を超えると鋼塊に表面疵が生じやすいなどといった製造上の問題が生じるため、０．１０％以下とした。なお、同様の理由で下限を０．０４％、上限を０．０９％、さらに好ましくは０．０８％とするのが望ましい。
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉは鋼中で微細分散した炭化物や窒化物を生成し、オーステナイト粒を微細化する効果を有する。また、後述するが、Ｎと結合して生成した窒化物が溶接時に溶接熱影響部の結晶粒度の粗大化を抑制する効果がある。その含有量は０．００５％未満では効果が少なく、また０．０２５％を超えると炭化物や窒化物の凝集および粗大化による切り欠き効果により靱性が大きく劣化するため、下限を０．００５％、上限を０．０２５％とした。なお、同様の理由で下限を０．０１０％、上限を０．０２０％とするのが望ましい。
Ｔｉは鋼中で微細分散した炭化物や窒化物を生成し、オーステナイト粒を微細化する効果を有する。また、後述するが、Ｎと結合して生成した窒化物が溶接時に溶接熱影響部の結晶粒度の粗大化を抑制する効果がある。その含有量は０．００５％未満では効果が少なく、また０．０２５％を超えると炭化物や窒化物の凝集および粗大化による切り欠き効果により靱性が大きく劣化するため、下限を０．００５％、上限を０．０２５％とした。なお、同様の理由で下限を０．０１０％、上限を０．０２０％とするのが望ましい。
Ｃａ：０．００１０〜０．００４０％
Ｃａは耐水素誘起割れ感受性を改善する効果がある他、Ｓなどと化合物をつくりＣａＳとして球状化し酸化物を形成するため衝撃値を向上させる。この効果としては０．００１０％以上の含有が効果的である。しかし、０．００４０％を超えて含有すると鋼塊に表面疵が発生しやすい他、耐水素誘起割れ感受性が劣化したり、粗大介在物を生成したりするため上限を０．００４０％とした。 なお、同様の理由で下限を０．００２０％、上限を０．００３０％とするのが望ましい。
Ｃａは耐水素誘起割れ感受性を改善する効果がある他、Ｓなどと化合物をつくりＣａＳとして球状化し酸化物を形成するため衝撃値を向上させる。この効果としては０．００１０％以上の含有が効果的である。しかし、０．００４０％を超えて含有すると鋼塊に表面疵が発生しやすい他、耐水素誘起割れ感受性が劣化したり、粗大介在物を生成したりするため上限を０．００４０％とした。 なお、同様の理由で下限を０．００２０％、上限を０．００３０％とするのが望ましい。
Ｎ：０．００３０〜０．０１００％
ＮはＴｉと反応しＴｉＮとして鋼中に析出する事で結晶粒の微細化に効果的である。また、固溶温度が高く比較的高温でも安定して存在することから、溶接熱影響部の結晶粒の粗大化を抑制してＨＡＺ靭性の向上に非常に有効である。その添加量は少なすぎると十分な効果が得られないため下限を０．００３０％とした。しかしながら０．０１００％を超えると固溶Ｎが増大しＨＡＺ靭性の低下が起こるので０．０１００％を上限とした。
ＮはＴｉと反応しＴｉＮとして鋼中に析出する事で結晶粒の微細化に効果的である。また、固溶温度が高く比較的高温でも安定して存在することから、溶接熱影響部の結晶粒の粗大化を抑制してＨＡＺ靭性の向上に非常に有効である。その添加量は少なすぎると十分な効果が得られないため下限を０．００３０％とした。しかしながら０．０１００％を超えると固溶Ｎが増大しＨＡＺ靭性の低下が起こるので０．０１００％を上限とした。
Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ：０．７６％以上１．３０％以下
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏの微量添加元素は、焼入れ性の向上、固溶強化および析出強化による材料強度の向上、低温靭性の強化、組織の微細化など、溶接性を損なわず高強度を達成するために重要な添加元素である。本発明で０．７６％≦Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ≦１．３０％とした理由は、０．７６％未満では含有量が少なく、目的とする性能が得られないことから下限値を０．７６％とし、含有量が多くなると強度は向上するが、後述の炭素当量および溶接割れ感受性指数の増加に繋がることから、十分な強度および靱性を発揮でき、かつ溶接性に悪影響を及ぼさない１．３０％を上限値とした。なお、同様の理由で下限を０．９０％、上限を１．２０％とするのが望ましい。
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏの微量添加元素は、焼入れ性の向上、固溶強化および析出強化による材料強度の向上、低温靭性の強化、組織の微細化など、溶接性を損なわず高強度を達成するために重要な添加元素である。本発明で０．７６％≦Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ≦１．３０％とした理由は、０．７６％未満では含有量が少なく、目的とする性能が得られないことから下限値を０．７６％とし、含有量が多くなると強度は向上するが、後述の炭素当量および溶接割れ感受性指数の増加に繋がることから、十分な強度および靱性を発揮でき、かつ溶接性に悪影響を及ぼさない１．３０％を上限値とした。なお、同様の理由で下限を０．９０％、上限を１．２０％とするのが望ましい。
Ｔｉ／Ｎ：１．５〜３．０
ＴｉとＮの比を適切にすることで、安定で微細分散したＴｉＮを生成させて、溶接時に母材の熱影響部を細粒化し溶接熱影響部の結晶粒度の粗大化を防止することができるので、所望により、Ｔｉ／Ｎの比を調整する。該比が１．５未満であると、十分な結晶粒微細化の効果が得られず、特に溶接時に溶接熱影響部の結晶粒が粗大化して靭性が大きく低下してしまうという問題が生じる。一方、３．０％を越えてしまうと過剰なＴｉＮの析出およびＴｉＮの粗大化により母材靭性の低下が著しい。そのため上記Ｔｉ／Ｎ比を１．５〜３．０とする。
ＴｉとＮの比を適切にすることで、安定で微細分散したＴｉＮを生成させて、溶接時に母材の熱影響部を細粒化し溶接熱影響部の結晶粒度の粗大化を防止することができるので、所望により、Ｔｉ／Ｎの比を調整する。該比が１．５未満であると、十分な結晶粒微細化の効果が得られず、特に溶接時に溶接熱影響部の結晶粒が粗大化して靭性が大きく低下してしまうという問題が生じる。一方、３．０％を越えてしまうと過剰なＴｉＮの析出およびＴｉＮの粗大化により母材靭性の低下が著しい。そのため上記Ｔｉ／Ｎ比を１．５〜３．０とする。
鋼の焼入れ性を向上させ、目的とする強度および靭性や、その他の特性を与えるために合金元素が添加される。高強度でありながら高靭性を有する鋼板を製造するためには、従来よりも合金元素添加量を増加させる必要があるが、合金元素添加量の増加は、高強度化には有効である一方で、溶接時に熱影響部の硬化を引き起こし、溶接割れの発生や現地溶接作業性の悪化を招くことから、近年は炭素当量（Ｃｅｑ）および溶接割れ感受性指数（ＰＣＭ）による成分範囲の規定がなされているのが一般的である。
従って、高強度化を図りながら溶接性を損なわない、より望ましい成分範囲を以下のように定めた。炭素当量については、０．４８０％を超えると溶接性が低下して実用性に劣るため、良好な溶接性が確保できる０．４８０％以下とした。しかしＸ８０以上の高強度を得るために、合金添加は必要であるので、炭素当量の下限は０．３８０％とした。また、割れ感受性指数も合金元素添加量と共に増加するが、０．２００％を超えると実用性が劣り、使用が困難となるため、０．２００％以下の範囲に限定することとした。
従って、高強度化を図りながら溶接性を損なわない、より望ましい成分範囲を以下のように定めた。炭素当量については、０．４８０％を超えると溶接性が低下して実用性に劣るため、良好な溶接性が確保できる０．４８０％以下とした。しかしＸ８０以上の高強度を得るために、合金添加は必要であるので、炭素当量の下限は０．３８０％とした。また、割れ感受性指数も合金元素添加量と共に増加するが、０．２００％を超えると実用性が劣り、使用が困難となるため、０．２００％以下の範囲に限定することとした。
次に結晶粒度の範囲について説明する。結晶粒の微細化は強度および靭性の向上に有効であるが、調質によって製造される鋼板は、ＴＭＣＰとは異なり結晶粒の微細化は困難であるのが一般的であった。本発明においては、合金元素の添加量を最適化することで、微細析出物を利用して結晶粒の成長を抑制することによって、調質後の結晶粒度番号が５〜１１の非常に微細な結晶粒を有するマルテンサイト組織を得ることが可能である。
次に、本発明の製造方法における条件を説明する。
熱処理温度については、クラッド鋼板として使用される母材および合せ材の組み合わせに対する標準的な熱処理条件である。また、本発明は特殊な設備や方法を使用することなく、一般的なクラッド鋼板の製造方法で製造可能なものである。
熱処理温度については、クラッド鋼板として使用される母材および合せ材の組み合わせに対する標準的な熱処理条件である。また、本発明は特殊な設備や方法を使用することなく、一般的なクラッド鋼板の製造方法で製造可能なものである。
以上説明したように、本発明の高強度かつ溶接熱影響部靭性に優れたクラッド鋼板母材によれば、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：１．３０〜１．７０％、Ｐ：０．０１５以下、Ｓ：０．００５以下、Ｎｉ：０．３３〜０．６０％、Ｃｒ：０．１０〜０．４５％、Ｃｕ：０．０５〜０．４０％、Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、Ｖ：０．０２〜０．０６％、Ｎｂ：０．０３〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０２０〜０．０５０％、Ｃａ：０．００１０〜０．００４０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、前記Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ含有量が０．７６％≦Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ≦１．３０％の範囲内にある組成を有し組織がマルテンサイト組織であることを特徴とするＡＰＩ Ｘ８０ ｇｒａｄｅ以上の高強度であると共に優れた低温靭性と溶接熱影響部での高靭性特性を有する効果がある。
また、本発明の高強度かつ溶接熱影響部靭性に優れたクラッド鋼板母材の製造方法によれば、上記組成の合金を溶製して鋼塊とし、圧延後、９００〜１１００℃の範囲のオーステナイト化温度域から焼入れを行いその後、ＡＣ１点以下の５５０〜６５０℃で焼戻しを行うので、ＡＰＩ Ｘ８０ｇｒａｄｅ 以上の鋼板の製造可能となり、クラッド鋼管の高強度強靭性化を達成することができる。
クラッド鋼管が高強度強靭性化することによって、安全性の向上に繋がると同時に、鋼管肉厚の減少による材料使用量の削減、運転圧力の増加による効率化、多様な敷設条件および深海化に対応できる。また、高強度でありながら、溶接性も考慮した成分設計が行われているため、溶接熱影響部の低温靱性に優れると共に、炭素当量および割れ感受性指数が低く抑えられているため、現地溶接作業も問題なく実施できる。
以下本発明の実施形態を示す。
本発明のクラッド鋼用母材は、前記した成分範囲に調整され、常法等により溶製することができる。該母材は、使用環境などにより合わせ材の材質が選定され、天然ガスのパイプラインに使用される用途では、例えばＳＵＳ３１６Ｌなどのステンレス鋼やＡｌｌｏｙ８２５などの高合金を使用することができる。なお、該母材は、２枚重ねて全厚が１００ｍｍ以下の場合は、２枚重ねで圧延および調質することが可能である。また、本発明ではクラッド圧延時の条件は特に限定されるものではない。
本発明のクラッド鋼用母材は、前記した成分範囲に調整され、常法等により溶製することができる。該母材は、使用環境などにより合わせ材の材質が選定され、天然ガスのパイプラインに使用される用途では、例えばＳＵＳ３１６Ｌなどのステンレス鋼やＡｌｌｏｙ８２５などの高合金を使用することができる。なお、該母材は、２枚重ねて全厚が１００ｍｍ以下の場合は、２枚重ねで圧延および調質することが可能である。また、本発明ではクラッド圧延時の条件は特に限定されるものではない。
クラッド圧延後には、９００〜１１００℃の温度範囲に加熱し、オーステナイト化温度域から焼き入れを行う。その後は、ＡＣ１点以下の５５０〜６５０で焼戻しを行うことにより調質を行うことができる。
表１に示す組成（質量％、残部Ｆｅおよびその他の不可避不純物）の供試鋼５０ｋｇを高周波真空溶解炉を用いて溶解した後、熱間圧延により２５ｍｍまで圧延を行った。圧延後は、合せ材にＳＵＳ３１６Ｌを想定した９８０℃×２ｈの焼入れ、その後５８０℃×２ｈの焼戻しを行った。
母材の性能評価として、引張試験およびシャルピー衝撃試験を実施した。溶接試験は、鋼管製造時の長手溶接を模擬したＳＡＷ溶接を行い、母材の溶接熱影響部の靭性をシャルピー衝撃試験により評価した。
母材の性能評価として、引張試験およびシャルピー衝撃試験を実施した。溶接試験は、鋼管製造時の長手溶接を模擬したＳＡＷ溶接を行い、母材の溶接熱影響部の靭性をシャルピー衝撃試験により評価した。
表２に本発明材および比較材の機械試験結果を示す。発明材はＹ．Ｓ．（０．５％Ｕｎｄｅｒ Ｌｏａｄ）およびＴ．Ｓ．ともにＡＰＩ Ｘ８０以上の強度を有しており、比較材と比べても大幅な強度の向上が図られている。また母材衝撃特性については、−４０℃の試験温度においても安定して１００Ｊ以上のシャルピー吸収エネルギーが得られており、優れた低温靭性を示している。組織はマルテンサイト組織であり、結晶粒度は５〜１１の範囲である。微量添加元素の効果で微細化した結晶粒が優れた低温靱性に寄与していると考えられる。
Claims (5)
- 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：１．３０〜１．７０％、Ｐ：０．０１５以下、Ｓ：０．００５以下、Ｎｉ：０．３３〜０．６０％、Ｃｒ：０．１０〜０．４５％、Ｃｕ：０．０５〜０．４０％、Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、Ｖ：０．０２〜０．０６％、Ｎｂ：０．０３〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０２０〜０．０５０％、Ｃａ：０．００１０〜０．００４０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、前記Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ含有量が０．７６％≦Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｃｕ＋Ｍｏ≦１．３０％の範囲内にある組成を有し組織がマルテンサイト組織であることを特徴とする高強度かつ溶接熱影響部靭性に優れたクラッド鋼板母材。
- 前記組成において、下記式（１）の炭素当量が０．３８０≦Ｃｅｑ≦０．４８０、下記式（２）の溶接割れ感受性（ＰＣＭ）がＰＣＭ≦０．２００の範囲内にあることを特徴とする請求項１記載の高強度かつ溶接熱影響部靭性に優れたクラッド鋼板母材。
式（１）Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５（ｍａｓｓ％）
式（２）ＰＣＭ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０（ｍａｓｓ％） - 前記組成において、ＴｉとＮの質量比Ｔｉ／Ｎが１．５〜３．０の範囲内にあることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度かつ溶接熱影響部靭性に優れたクラッド鋼板母材。
- 結晶粒度が、オーステナイト結晶粒度番号で、Ｎｏ．５〜１１の範囲内にあることを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の高強度かつ溶接熱影響部靭性に優れたクラッド鋼板母材。
- 請求項１〜３のいずれかに記載の組成を有するクラッド鋼板母材用合金を溶製して鋼塊とし、圧延後、９００〜１１００℃の範囲のオーステナイト化温度域から焼入れを行いその後、ＡＣ１点以下の５５０〜６５０℃で焼戻しを行ってマルテンサイト組織を有するクラッド鋼板母材を得ることを特徴とする高強度かつ溶接熱影響部靭性に優れたクラッド鋼板母材の製造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008029251A JP4484123B2 (ja) | 2008-02-08 | 2008-02-08 | 高強度かつ溶接熱影響部靭性に優れたクラッド鋼板用母材およびその製造方法 |
| EP09001551.2A EP2128294B1 (en) | 2008-02-08 | 2009-02-04 | Base metal for clad steel plate having high strength and excellent toughness in welding heat-affected zone, and method of producing the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008029251A JP4484123B2 (ja) | 2008-02-08 | 2008-02-08 | 高強度かつ溶接熱影響部靭性に優れたクラッド鋼板用母材およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2009185368A JP2009185368A (ja) | 2009-08-20 |
| JP4484123B2 true JP4484123B2 (ja) | 2010-06-16 |
Family
ID=41068892
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2008029251A Active JP4484123B2 (ja) | 2008-02-08 | 2008-02-08 | 高強度かつ溶接熱影響部靭性に優れたクラッド鋼板用母材およびその製造方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP2128294B1 (ja) |
| JP (1) | JP4484123B2 (ja) |
Families Citing this family (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102534376B (zh) * | 2012-02-29 | 2014-01-29 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 大热输入焊接热影响区低温韧性优异的钢板及其生产方法 |
| CN102605293A (zh) * | 2012-04-18 | 2012-07-25 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 低温韧性优异的非调质低裂纹敏感性钢板及其生产方法 |
| JP6127939B2 (ja) * | 2013-11-29 | 2017-05-17 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 母材の低温靭性とｈａｚ靭性並びに合せ材の耐食性に優れたオーステナイト系ステンレスクラッド鋼板の製造方法 |
| CN104846293A (zh) * | 2015-06-05 | 2015-08-19 | 武汉钢铁(集团)公司 | 高强韧性钢板及其制备方法 |
| CN108118252A (zh) * | 2016-11-30 | 2018-06-05 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种马氏体不锈钢轧制复合钢板及其制造方法 |
| CN109266975B (zh) * | 2018-10-25 | 2021-08-31 | 青岛天赢智能工业股份有限公司 | 一种高强度高低温冲击韧性合金及其制备和热处理工艺 |
| JP7281314B2 (ja) * | 2019-03-18 | 2023-05-25 | 日本製鋼所Ｍ＆Ｅ株式会社 | クラッド鋼用母材、クラッド鋼およびクラッド鋼の製造方法 |
| CN110205565B (zh) * | 2019-06-01 | 2021-08-24 | 东莞市东莞理工科技创新研究院 | 一种弥散纳米强化690钢及其制造方法 |
| CN114402088B (zh) * | 2019-09-20 | 2022-12-16 | 杰富意钢铁株式会社 | 复合钢及其制造方法 |
| CN111187981B (zh) * | 2020-02-13 | 2021-10-15 | 辽宁科技大学 | 一种含Nb高强度高韧性热轧钢板桩的生产工艺 |
| CN113528974B (zh) * | 2021-06-18 | 2022-06-21 | 首钢集团有限公司 | 一种防护用钢及其制备方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004149821A (ja) * | 2002-10-29 | 2004-05-27 | Japan Steel Works Ltd:The | 溶接熱影響部の低温靭性に優れたクラッド鋼板用母材および該クラッド鋼板の製造方法 |
| JP2006274350A (ja) * | 2005-03-29 | 2006-10-12 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ラインパイプ用厚肉継目無鋼管およびその製造方法 |
| JP2006328460A (ja) * | 2005-05-25 | 2006-12-07 | Japan Steel Works Ltd:The | クラッド鋼用母材および該クラッド鋼用母材を用いたクラッド鋼の製造方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4523908B2 (ja) | 2005-11-11 | 2010-08-11 | 新日本製鐵株式会社 | 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 |
-
2008
- 2008-02-08 JP JP2008029251A patent/JP4484123B2/ja active Active
-
2009
- 2009-02-04 EP EP09001551.2A patent/EP2128294B1/en active Active
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004149821A (ja) * | 2002-10-29 | 2004-05-27 | Japan Steel Works Ltd:The | 溶接熱影響部の低温靭性に優れたクラッド鋼板用母材および該クラッド鋼板の製造方法 |
| JP2006274350A (ja) * | 2005-03-29 | 2006-10-12 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ラインパイプ用厚肉継目無鋼管およびその製造方法 |
| JP2006328460A (ja) * | 2005-05-25 | 2006-12-07 | Japan Steel Works Ltd:The | クラッド鋼用母材および該クラッド鋼用母材を用いたクラッド鋼の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP2128294B1 (en) | 2018-05-23 |
| JP2009185368A (ja) | 2009-08-20 |
| EP2128294A1 (en) | 2009-12-02 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4484123B2 (ja) | 高強度かつ溶接熱影響部靭性に優れたクラッド鋼板用母材およびその製造方法 | |
| JP5217556B2 (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 | |
| JP5251089B2 (ja) | 低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 | |
| JP4853575B2 (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 | |
| JP5048167B2 (ja) | 低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管および低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管の製造方法、厚肉溶接鋼管製造用鋼板 | |
| JP5055774B2 (ja) | 高変形性能を有するラインパイプ用鋼板およびその製造方法。 | |
| JP5181639B2 (ja) | 低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 | |
| JP4837807B2 (ja) | 高強度溶接鋼管及びその製造方法 | |
| JP5439973B2 (ja) | 優れた生産性と溶接性を兼ね備えた、ｐｗｈｔ後の落重特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| WO2008007737A1 (fr) | Tuyau coudé et son procédé de fabrication | |
| JP5137032B2 (ja) | サブマージアーク溶接用鋼板 | |
| JP5884201B2 (ja) | 引張強さ５４０ＭＰａ以上の高強度ラインパイプ用熱延鋼板 | |
| JP5413537B2 (ja) | 変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板及び高強度鋼管並びにこれらの製造方法 | |
| JP2007260715A (ja) | 超高強度溶接鋼管の製造方法 | |
| JP5151008B2 (ja) | 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 | |
| JP2011202214A (ja) | 多層溶接部の低温靭性に優れた厚肉高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP3290247B2 (ja) | 耐食性に優れた高張力高靭性曲がり管の製造方法 | |
| JP4655670B2 (ja) | 低降伏比且つ溶接部靭性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法 | |
| JP5157066B2 (ja) | 耐切断割れ性とｄｗｔｔ特性に優れた高強度・高靱性厚鋼板の製造方法。 | |
| JP5151034B2 (ja) | 高張力ラインパイプ用鋼板の製造方法および高張力ラインパイプ用鋼板 | |
| JP4964480B2 (ja) | 溶接部の靱性に優れた高強度鋼管及びその製造方法 | |
| JP5028761B2 (ja) | 高強度溶接鋼管の製造方法 | |
| JP5194807B2 (ja) | 高降伏強度・高靭性厚鋼板の製造方法 | |
| JP7445127B2 (ja) | Ｌｐｇ貯蔵タンク用鋼板およびその製造方法 | |
| 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 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20091209 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20091222 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20100217 |
|
| 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: 20100316 |
|
| 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: 20100317 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Ref document number: 4484123 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130402 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140402 Year of fee payment: 4 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313111 |
|
| 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 |