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WO2016157235A1 - 高強度鋼及びその製造方法、並びに鋼管及びその製造方法 - Google Patents

高強度鋼及びその製造方法、並びに鋼管及びその製造方法 Download PDF

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Publication number
WO2016157235A1
WO2016157235A1 PCT/JP2015/001768 JP2015001768W WO2016157235A1 WO 2016157235 A1 WO2016157235 A1 WO 2016157235A1 JP 2015001768 W JP2015001768 W JP 2015001768W WO 2016157235 A1 WO2016157235 A1 WO 2016157235A1
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WO
WIPO (PCT)
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less
strength
steel
temperature
tensile strength
Prior art date
Application number
PCT/JP2015/001768
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
周作 太田
純二 嶋村
石川　信行
遠藤　茂
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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 Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to KR1020177025931A priority Critical patent/KR101997381B1/ko
Priority to PCT/JP2015/001768 priority patent/WO2016157235A1/ja
Priority to EP15887393.5A priority patent/EP3276020B1/en
Priority to CA2980983A priority patent/CA2980983C/en
Priority to CN201580078182.7A priority patent/CN107429339B/zh
Priority to JP2017508784A priority patent/JP6137435B2/ja
Priority to US15/560,013 priority patent/US10954576B2/en
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel having a tensile strength of 620 MPa or more after long-term aging in an intermediate temperature range and a production method thereof, and a steel pipe composed of the high-strength steel and a production method thereof.
  • the present invention can be preferably applied to high-strength steel pipes for steam piping.
  • the temperature of the steam fed into the oil reservoir by the steam injection method is in the temperature range of 300 to 400 ° C. (hereinafter referred to as the intermediate temperature range).
  • the intermediate temperature range steam having a temperature in the middle temperature range is sent into the oil reservoir at high pressure.
  • a steel pipe is used for feeding the steam.
  • Patent Document 1 There are Patent Document 1 and Patent Document 2 as conventional technologies for steel pipes for vapor transport that can be used in the steam injection method.
  • Patent Document 2 a seamless pipe equivalent to API X80 is reported, and the maximum outer diameter of the steel pipe is 16 inches.
  • Patent Documents 3 and 4 disclose manufacturing techniques for high-strength steel pipes having a strength of API X80 or higher, regarding manufacturing techniques for high-strength steel pipes manufactured by welding and capable of increasing the diameter.
  • JP 2000-290728 A Japanese Patent No. 4821939 Japanese Patent No. 5055736 International Publication No. 2012/108027
  • Patent Document 3 although the high temperature characteristic in the middle temperature range is about X80, the strength characteristic when used for a long time is not taken into consideration.
  • Patent Document 4 As a manufacturing technique of high strength steel of API X100, there is Patent Document 4 described above. However, with the technique of Patent Document 4, a large amount of alloy components must be used in order to ensure the strength in the middle temperature range.
  • Patent Document 4 has a remarkable decrease in tensile strength when held for a long time in an intermediate temperature range.
  • the present invention is to solve the above-mentioned problems, and the object is to achieve a tensile strength of 620 MPa or more (API X80 or more) required for steel pipes of API X80 or higher even after long-term aging in the middle temperature range.
  • the purpose is to provide technology that can be used.
  • the present inventors diligently studied the characteristics of high-strength steel in the middle temperature range. As a result, in the manufacturing process of accelerated cooling after controlled rolling and subsequent reheating, reheating is performed during the bainite transformation in Nb steel in which Nb is dissolved or Nb-V steel in which Nb and V are dissolved. In addition to strengthening due to bainite transformation during accelerated cooling, precipitation strengthening due to fine precipitates precipitated from bainite and untransformed austenite during reheating, and suppression of dislocation recovery in the middle temperature range can reduce strength in the middle temperature range. The knowledge that suppression becomes possible was obtained.
  • Nb and V are elements that form carbides in steel. Conventionally, strengthening steel by precipitation of NbC has been performed. V-based carbides are also useful elements for ensuring high-temperature creep strength because they are less likely to agglomerate and coarsen when held at high temperatures for long periods of time.
  • the heating rate during reheating is increased to suppress the growth of precipitates during heating.
  • Nb or a carbide containing Nb and V is basically finely precipitated in a large amount in the steel, and the effect of suppressing the strength decrease in the middle temperature range is obtained.
  • the high-strength steel of the present invention in order to introduce a large amount of dislocations in the intragranular structure, prior to dispersion precipitation of fine carbides by reheating after accelerated cooling, accumulation at 900 ° C. or lower Adjust the rolling reduction and rolling finishing temperature. That is, when manufacturing the high-strength steel of the present invention, the dislocations in the grains are increased in both the rolling and accelerated cooling steps.
  • the present invention secures high strength in the middle temperature range by increasing dislocations due to rolling and accelerated cooling, and suppressing recovery of dislocations in the middle temperature range due to fine carbides dispersed and precipitated by heating after accelerated cooling. To do.
  • the present invention has been completed based on the above findings. Specifically, the present invention provides the following.
  • [4] A steel pipe composed of the high-strength steel according to any one of [1] to [3].
  • [5] A method for producing a high-strength steel according to any one of [1] to [3], A heating step of heating the steel material to 1050-1200 ° C .; In the hot rolling step, the steel material heated in the heating step is hot-rolled under a condition where the cumulative rolling reduction at 900 ° C. or less is 50% or more and the rolling end temperature is 850 ° C.
  • the hot rolling step The obtained hot-rolled sheet is accelerated and cooled at a cooling rate of 5 ° C./second or more and a cooling stop temperature is 250 to 550 ° C., and immediately after the accelerated cooling, the heating rate is 0.5 And a reheating step of reheating the hot-rolled sheet at a temperature of 550 ° C./s or more and an ultimate temperature of 550 to 700 ° C.
  • a cold forming step in which a steel plate composed of the high-strength steel according to any one of [1] to [3] is cold-formed into a tubular shape, and a steel sheet formed into a tubular shape in the cold forming step. And a welding process for welding the butt portion.
  • the present invention even if the diameter of the steel pipe is increased, it is possible to obtain a steel pipe having a tensile strength of 620 MPa or more after being held for a long time in an intermediate temperature range.
  • a steel pipe having the above characteristics can be obtained even if the amount of alloy elements used is reduced and the manufacturing cost is reduced.
  • the high-strength steel of the present invention is, in mass%, C: 0.040 to 0.090%, Si: 0.05 to 0.30%, Mn: 1.50 to 2.50%, P: 0.020. %: S: 0.002% or less, Mo: 0.20 to 0.60%, Nb: 0.020 to 0.070%, Ti: 0.020% or less, V: 0.080% or less, Al : 0.045% or less, N: 0.010% or less.
  • “%” representing the content of a component means “mass%”.
  • C 0.040 to 0.090%
  • C is an element necessary for securing the strength of steel by solid solution strengthening and precipitation strengthening.
  • the increase in the amount of dissolved C and the formation of precipitates are important for securing the strength in the middle temperature range.
  • the content is set to 0.040% or more, and preferably 0.050% or more. If the C content exceeds 0.09%, addition of C causes deterioration of toughness and weldability, so it is set to 0.090% or less, and preferably 0.080% or less.
  • Si 0.05-0.30% Si is added for deoxidation. If the Si content is less than 0.05%, a sufficient deoxidation effect cannot be obtained, so it is preferable to contain 0.05% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 0.30%, the toughness deteriorates, so the content is made 0.30% or less, preferably 0.20% or less. From the viewpoint of achieving a strength of API X100 or higher, 0.05 to 0.20% is preferable.
  • Mn 1.50-2.50%
  • Mn is an element effective for improving the strength and toughness of steel. The effect is fully acquired by making Mn content 1.50% or more. On the other hand, if the Mn content exceeds 2.50%, the toughness and weldability are significantly deteriorated. Therefore, the Mn content is set to 1.50 to 2.50%. The Mn content is preferably 2.00% or less.
  • P 0.020% or less
  • P is an impurity element and significantly deteriorates toughness. For this reason, it is desirable to reduce P content as much as possible. However, if the P content is excessively reduced, the manufacturing cost increases. Therefore, the P content is preferably 0.020% or less and preferably 0.010% or less.
  • S 0.002% or less S is an impurity element and may significantly deteriorate toughness. For this reason, it is desirable to reduce S content as much as possible. In addition, even if S is added to Ca to control the morphology of MnS to CaS inclusions, finely dispersed CaS inclusions can cause toughness deterioration in the case of high strength materials of X80 grade or higher. obtain. Therefore, the S content is preferably 0.002% or less and preferably 0.001% or less.
  • Mo 0.20 to 0.60% Mo greatly contributes to an increase in strength at room temperature and in the middle temperature range by forming a solid solution or a precipitate. However, if the Mo content is less than 0.2%, sufficient strength cannot be obtained in the middle temperature range, so 0.20% or more is contained, and preferably 0.25% or more. On the other hand, if the Mo content exceeds 0.60%, toughness and weldability deteriorate, so the content is made 0.60% or less, preferably 0.50% or less.
  • Nb 0.020 to 0.070%
  • Nb is an important element in the present invention. Specifically, Nb is a component that forms carbides and is necessary for securing strength at room temperature and in the middle temperature range. Also, Nb is necessary to suppress the growth of crystal grains during slab heating and rolling to refine the microstructure and impart sufficient strength and toughness. The effect is significant when the Nb content is 0.020% or more, so 0.020% or more is contained, and preferably 0.030% or more. When the Nb content exceeds 0.07%, not only the effect is almost saturated, but also the toughness is deteriorated. Therefore, the content is made 0.070% or less, and preferably 0.065% or less.
  • Ti 0.020% or less Ti forms TiN to suppress grain growth at the time of slab heating or at the heat affected zone.
  • Ti has an effect of improving the toughness by reducing the microstructure.
  • the Ti content is preferably 0.005% or more. If the Ti content exceeds 0.020%, the presence of TiN makes it difficult for fine carbides to disperse and precipitate, making it difficult to suppress a decrease in strength in the middle temperature range. Therefore, the Ti content is set to 0.020% or less, and preferably 0.015% or less.
  • V 0.080% or less V forms a composite precipitate together with Ti and Nb and contributes to an increase in strength.
  • V-based carbides are less likely to agglomerate even when kept at high temperatures for a long time, and V is an element useful for ensuring high-temperature creep strength.
  • the V content is preferably 0.010% or more. If the V content exceeds 0.080%, the toughness of the weld heat affected zone deteriorates. Therefore, the V content is regulated to 0.080% or less, and preferably 0.050% or less. In addition, if the effect by said V containing other than V is acquired, the high strength steel of this invention does not need to contain V.
  • Al 0.045% or less Al is added as a deoxidizer.
  • the Al content is preferably 0.020% or more. If the Al content exceeds 0.045%, the cleanliness of the steel decreases and the toughness deteriorates. Therefore, the Al content is set to 0.045% or less.
  • N 0.010% or less N forms TiN together with Ti.
  • TiN is finely dispersed in the high temperature region of the weld heat affected zone reaching 1350 ° C. or higher. By this fine dispersion, the prior austenite grains in the weld heat affected zone are refined, and the toughness of the weld heat affected zone is improved.
  • the N content is preferably 0.0020% or more.
  • the N content exceeds 0.010%, the base metal toughness deteriorates due to the coarsening of precipitates and the increase in solute N, and the toughness of the weld metal in the steel pipe deteriorates. Therefore, the N content is 0.010% or less, and preferably 0.006% or less. From the viewpoint of achieving a strength of API X100 or higher, 0.006% or less is preferable.
  • P eff (%) 0.050% or more P eff is defined by (0.13Nb + 0.24V ⁇ 0.125Ti) / (C + 0.86N).
  • the element symbol means the content (% by mass) of each element, and 0 is substituted for an element not contained.
  • P eff it is necessary to adjust the content of the above elements so that P eff is 0.050%.
  • P eff is an important factor for making steel having the above component ranges into steel having excellent strength in the middle temperature range.
  • P eff (%) is less than 0.050%, the amount of finely dispersed carbide that precipitates during reheating after cooling decreases. As a result, the strength, particularly the tensile strength after long-time heat treatment, is significantly reduced. Therefore, P eff.
  • (%) Is 0.050% or more, and is preferably 0.070% or more in order to sufficiently suppress a decrease in strength after heat treatment. Further, P eff is preferably 0.280% or less because a large amount of precipitation occurs in the weld heat affected zone and the toughness is deteriorated. From the viewpoint of achieving a strength of API X100 or more, 0.070% or more is preferable.
  • the high-strength steel of the present invention may contain one or more of Cu, Ni, Cr, and Ca for the purpose of further improving the characteristics.
  • Cu 0.50% or less
  • Cu is one of elements effective for improving toughness and increasing strength.
  • the Cu content is preferably 0.05% or more. Since the Cu content exceeding 0.50% inhibits weldability, the Cu content is set to 0.50% or less when Cu is added.
  • Ni 0.50% or less
  • Ni is one of elements effective for improving toughness and increasing strength.
  • the Ni content is preferably 0.05% or more.
  • the content is set to 0.50% or less.
  • Cr 0.50% or less Cr is one of elements effective for increasing the strength. In order to obtain this effect, the Cr content is preferably 0.05% or more. If the Cr content exceeds 0.50%, the weldability is adversely affected. Therefore, when Cr is contained, the Cr content is set to 0.50% or less.
  • Ca 0.0005 to 0.0040%
  • Ca controls the form of sulfide inclusions and improves toughness. The effect appears by making Ca content 0.0005% or more. When the Ca content exceeds 0.004%, not only the effect is saturated, but also the cleanliness is lowered and the toughness is deteriorated. Therefore, when Ca is added, the Ca content is set to 0.0005 to 0.0040%.
  • Cu + Ni + Cr + Mo 1.50% or less.
  • Cu + Ni + Cr + Mo (the element symbol means the content of each element, and 0 is substituted for elements not contained) is preferably 1.50% or less.
  • the upper limit of the total content of the above elements is preferably 1.50% or less in order to keep the production cost low. More preferably, it is 1.20 or less, More preferably, it is 1.00 or less. Note that it is one of the features of the present invention that desired characteristics can be obtained even if the amount of these components used is suppressed. It is preferable to have this configuration from the viewpoint of strength higher than API X100.
  • Ti / N 2.0 to 4.0
  • TiN is finely dispersed, and refinement of prior austenite grains at the weld heat affected zone is achieved. This refinement improves the toughness of the weld heat-affected zone in the low temperature range below -20 ° C and in the medium temperature range above 300 ° C.
  • Ti / N is less than 2.0, the effect is not sufficient, so 2.0 or more, and preferably 2.4 or more.
  • Ti / N exceeds 4.0, coarsening of prior austenite grains accompanying coarsening of precipitates is caused. Since this coarsening deteriorates the toughness of the weld heat affected zone, Ti / N is 4.0 or less, and preferably 3.8 or less.
  • X 0.35Cr + 0.9Mo + 12.5Nb + 8V (2): 0.70% or more
  • Cr, Mo, Nb, V mass%
  • X 0.35Cr + 0.9Mo + 12.5Nb + 8V (2): 0.70% or more
  • Cr, Mo, Nb, V mass%
  • X is preferably set to 0.70% or more. More preferably, the content is 0.75% or more. In order to realize the strength of the X100 grade after the long-time heat treatment at 350 ° C., X is preferably 0.90% or more. More preferably, the content is 1.00% or more. Further, when X is 2.0% or more, the low temperature toughness of the welded portion may be lowered. Therefore, X is preferably less than 2.0%. Preferably it is less than 1.8%, More preferably, it is less than 1.6%.
  • the structure of the high-strength steel of the present invention is not particularly limited, but the bainite fraction is preferably 70% or more in terms of area ratio. A bainite fraction of 70% or more is preferable because a strength-toughness balance can be secured.
  • the upper limit of the bainite fraction is not particularly limited, but the bainite fraction is preferably 95% or less from the viewpoint of improving the deformation performance.
  • ferrite, pearlite, martensite, island martensite (MA), or the like may be included in a total area ratio of 30% or less.
  • LMP Lerson Miller Parameter
  • TS 0 -TS tensile strength measured at 350 ° C. before aging is (TS 0 ).
  • 0 ⁇ TS) / TS 0 ⁇ 0.050 is satisfied.
  • (TS 0 -TS) / TS 0 is an index for evaluating a decrease in tensile strength when held in a medium temperature range for a long time. If this index is 0.050 or less, the decrease in tensile strength after holding for a long time in the middle temperature range is in a range that does not cause any practical problems.
  • vE- 20 is 100 J or more
  • the toughness of weld heat-affected zone (HAZ) formed when welding the high strength steel of the present invention with other steel is the Charpy with a test temperature of -20 ° C.
  • Absorption energy vE ⁇ 20 when carried out by an impact test is 100 J or more. If vE- 20 is 100 J or more, toughness required as a structural pipe can be secured.
  • the notch position of the Charpy impact test piece is 3 mm (HAZ 3 mm) from the bond portion, which is the boundary between the weld metal and the base material, to the base material side. Further, the case where the average value of the absorbed energy (vE- 20 ) is 100 J or more when the Charpy impact test is performed using three test pieces for each condition is within the scope of the present invention.
  • the high strength steel of the present invention has a yield strength measured at 350 ° C. of 555 MPa or less and a tensile strength of 620 MPa or more. Moreover, the tensile strength after long-term aging in the middle temperature range is 620 MPa or more. These excellent physical properties can be realized by adjusting to a specific component composition and employing the manufacturing conditions described later.
  • the steel pipe of this invention is comprised from said high strength steel. Since the steel pipe of the present invention is composed of the high-strength steel of the present invention, it has the strength characteristics required for a high-strength welded steel pipe for steam transportation even with a large diameter.
  • the large diameter means that the outer diameter (diameter) of the steel pipe is 400 mm or more.
  • the outer diameter up to 813 mm can be sufficiently increased while maintaining the strength characteristics required for high strength welded steel pipes for steam transportation.
  • the thickness of the steel pipe is not particularly limited, but is 15 to 30 mm for steam transportation.
  • the manufacturing method of the high strength steel of this invention has a heating process, a hot rolling process, an accelerated cooling process, and a reheating process.
  • the temperature in the description of each step is the average temperature in the plate thickness direction of the steel plate.
  • the average temperature in the plate thickness direction can be grasped by calculating from the surface temperature of the slab or the steel plate by heat transfer calculation such as a difference method using parameters such as plate thickness and thermal conductivity.
  • the cooling rate is an average cooling rate obtained by dividing the temperature difference required for cooling to the cooling stop (end) temperature after the hot rolling is finished by the time required for the cooling.
  • the reheating rate (temperature increase rate) is an average temperature increase rate divided by the time required to reheat the temperature difference necessary for reheating up to the reheating temperature after cooling.
  • the heating step is a step of heating the steel material to 1050-1200 ° C.
  • the steel material is, for example, a slab.
  • the component composition of the steel material is the component composition of the high-strength steel
  • the component composition of the high-strength steel may be adjusted at the stage of adjusting the component composition of the slab.
  • it does not specifically limit about the steel manufacturing method of a steel raw material. From the economical point of view, it is desirable to cast steel pieces by a steelmaking process by a converter method and a continuous casting process.
  • the heating temperature is set to 1050 ° C. or higher in order to sufficiently advance austenitization and solid solution of carbides and obtain sufficient strength at room temperature and in the middle temperature range.
  • the heating temperature exceeds 1200 ° C., austenite grains grow remarkably and the base material toughness deteriorates. Therefore, the heating temperature was set to 1050 to 1200 ° C.
  • Hot rolling process is a process in which the steel material heated in the heating process is hot-rolled under a condition that the cumulative rolling reduction at 900 ° C or less is 50% or more and the rolling end temperature is 850 ° C or less. is there.
  • This process is an important manufacturing condition of the present invention.
  • Rolling is performed in a temperature range of 900 ° C. or less, and the end temperature of rolling is 850 ° C. or less, so that the austenite grains extend and become fine grains in the plate thickness and width directions. Dislocation density increases.
  • the cumulative rolling reduction at 900 ° C. or less is less than 50% or the rolling end temperature exceeds 850 ° C., the austenite grains are not sufficiently refined, and the increase in dislocation within the grains is small. As a result, the strength and toughness in the middle temperature range deteriorate. Therefore, the cumulative rolling reduction at 900 ° C. or lower is set to 50% or higher, and the rolling end temperature is set to 850 ° C. or lower.
  • the upper limit of the cumulative rolling reduction is not particularly limited, it is preferably 80% or less because the work texture develops and leads to deterioration of the base material toughness.
  • the lower limit of the rolling end temperature is not particularly limited, but is preferably 880 ° C. or lower for the purpose of increasing the reduction amount in the completely non-recrystallized region to achieve refinement of the structure.
  • the accelerated cooling process is a process in which the hot-rolled sheet obtained in the hot rolling process is acceleratedly cooled at a cooling rate of 5 ° C./second or more and a cooling stop temperature of 250 to 550 ° C.
  • the cooling stop temperature for accelerated cooling is set to 250 to 550 ° C.
  • the reheating step is a step of reheating the hot-rolled sheet immediately after accelerated cooling under the conditions of a temperature rising rate of 0.5 ° C./s or more and an ultimate temperature of 550 to 700 ° C.
  • “immediately after accelerated cooling” means within 150 seconds after the cooling stop temperature is reached. Preferably, it is within 120 seconds.
  • the temperature increase rate after accelerated cooling a rate of 0.5 ° C./s or more, and an ultimate temperature: 550 to 700 ° C. are important in the present invention.
  • fine precipitates that contribute to strengthening at room temperature and medium temperature can be precipitated during reheating.
  • the cooling rate after reheating is basically air cooling.
  • the rate of temperature rise is less than 0.5 ° C / s, it takes a long time to reach the target reheating temperature, resulting in a deterioration in production efficiency. Further, when the rate of temperature rise is less than 0.5 ° C./s, the precipitate grows, so that the dispersion precipitate of fine precipitate cannot be obtained and sufficient strength cannot be obtained. Therefore, the rate of temperature rise is 0.5 ° C./s or higher, and preferably 5.0 ° C./s or higher.
  • the reheating temperature is set to 700 ° C. or less, and preferably 680 ° C. or less.
  • the rate of temperature increase after accelerated cooling specified in the present invention a rate of 0.5 ° C./s or more is difficult to achieve in an atmospheric furnace depending on the plate thickness. Therefore, it is preferable to use a gas combustion furnace or induction heating device capable of rapid heating of the steel sheet as the heating device. And it is more preferable to install a gas combustion furnace and an induction heating apparatus on a conveyance line in the downstream of the cooling equipment for performing accelerated cooling.
  • the induction heating device is easier to control the temperature than a soaking furnace, and its cost is relatively low.
  • the induction heating device is particularly preferable because the steel plate after cooling can be rapidly heated.
  • the number of induction heating devices to be energized and the supply power can be set by arbitrarily setting them. It is possible to freely control the temperature rate and the reheating temperature.
  • the cooling rate after reheating is basically air cooling.
  • the present invention makes a steel pipe using the steel plate manufactured by the above-mentioned method.
  • the thickness of the steel sheet is preferably 15 to 30 mm.
  • Examples of the method for forming a steel pipe include a method of forming into a steel pipe shape by cold forming such as a UOE process or a press bend (also referred to as a bending press).
  • the end bending of the width direction end of the steel plate is performed using a press machine, and then the steel plate is processed using a press machine.
  • the steel plate is formed into a cylindrical shape so that the widthwise ends of the steel plate face each other.
  • the opposing widthwise ends of the steel plates are brought together and welded. This welding is called seam welding.
  • seam welding a cylindrical steel plate is constrained, the widthwise ends of opposing steel plates are butted against each other in a tack welding process, and welding is performed on the inner and outer surfaces of the butt portion of the steel plate by the submerged arc welding method.
  • a method having a two-stage process that is, a main welding process for performing the above-described process is preferable.
  • pipe expansion is performed to remove residual welding stress and improve roundness of the steel pipe.
  • the pipe expansion ratio ratio of the outer diameter change amount before and after the pipe expansion to the outer diameter of the pipe before the pipe expansion
  • the tube expansion rate is preferably in the range of 0.5% to 1.2%.
  • a steel pipe having a substantially circular cross-sectional shape is manufactured by successively forming a steel plate by repeating three-point bending. Thereafter, seam welding is performed in the same manner as the above-described UOE process. Also in the case of press bend, tube expansion may be performed after seam welding.
  • Steel sheets A to Q having the chemical components shown in Table 1 were used and the steel plates (sheet thicknesses shown in Table 2) produced under the manufacturing conditions shown in Table 2 were cold-formed and then seam-welded.
  • a steel pipe having a diameter and a pipe thickness (plate thickness) was produced.
  • Rolling ratio means the cumulative rolling ratio at 900 ° C. or lower
  • “Finish temperature” means rolling end temperature
  • “Stop temperature” means cooling stop temperature.
  • a steel structure observation sample is taken from the center of the plate width of the steel plate (steel plate before being made into a steel pipe) manufactured as described above, and the plate thickness section parallel to the rolling longitudinal direction is mirror-polished and then subjected to nital corrosion. The microstructure was made to appear. Thereafter, using an optical microscope, steel structure photographs were randomly taken for 5 fields of view at a magnification of 400 times, and the bainite fraction in the photographs was measured with an image analyzer. The results are shown in Table 2.
  • tensile test specimens were collected in the circumferential direction, and yield strength and tensile strength at 350 ° C. were determined.
  • the tensile test at 350 ° C. was performed using a round bar specimen having a diameter of 6 mm. Table 2 shows the results.
  • the tensile strength of steel pipe characteristics is ((tensile strength before heat treatment (TS 0 ))-(tensile strength after heat treatment). (TS))) / Tensile strength before heat treatment (TS 0 ) was calculated, and 0.050 or less was evaluated as good.
  • the weld heat affected zone (HAZ) toughness was evaluated by a Charpy impact test.
  • the notch position of the Charpy impact test piece was set to a position of 3 mm (HAZ 3 mm) from the bond part, which is the boundary between the weld metal and the base material, to the base material side.
  • the test temperature was ⁇ 20 ° C.
  • a Charpy impact test was performed using three test pieces for each condition, and the average value of absorbed energy (vE- 20 ) at -20 ° C was 100 J or more, indicating excellent toughness. The results are shown in Table 2.
  • Table 2 shows the manufacturing conditions of the steel sheet and the test results of the steel sheet and the steel pipe.
  • the steels of the present invention (1 to 9) which are within the scope of the present invention in terms of chemical composition and steel plate production conditions, have a yield strength of 555 MPa or more and a tensile strength of 620 MPa before and after heat treatment (measured at 350 ° C.) of the steel plate and steel pipe. That's it.
  • the inventive steels (1 to 9) had good results in both HAZ toughness and (TS 0 -TS) / TS 0 .
  • the comparative steels (10 to 16) whose chemical components are within the scope of the present invention but whose steel plate production conditions are outside the scope of the present invention were inferior in (TS 0 -TS) / TS 0 .
  • the comparative steels (17 to 24) whose chemical components are outside the scope of the present invention were inferior in HAZ toughness and at least one of (TS 0 -TS) / TS 0 .

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Abstract

ＡＰＩ　Ｘ８０以上の鋼管に要求される引張強度６２０ＭＰａ以上（ＡＰＩ　Ｘ８０以上）を、中温度域の長時間時効後においても実現できる技術を提供する。　特定の成分組成からなり、パラメータＰｅｆｆが０．０５０％以上であり、Ｌｅｒｓｏｎ　Ｍｉｌｌｅｒ　Ｐａｒａｍｅｔｅｒ　（ＬＭＰ）＝１５７００の条件で行う時効後に測定した３５０℃での引張強度（ＴＳ）と、該時効前に測定した３５０℃での引張強度（ＴＳ０）が（ＴＳ０－ＴＳ）／ＴＳ０≦０．０５０の関係を満たし、溶接したときに形成される溶接熱影響部の靱性がｖＥ－２０で１００Ｊ以上であることを特徴とする高強度鋼とする。

Description

高強度鋼及びその製造方法、並びに鋼管及びその製造方法
　本発明は、中温度域での長時間時効後における引張強度が６２０ＭＰａ以上の高強度鋼及びその製造方法、並びに当該高強度鋼から構成される鋼管及びその製造方法に関する。本発明は、蒸気配管用の高強度鋼管に好ましく適用できる。
　カナダ等に埋蔵されている油層からオイルサンドを回収する方法として、露天堀による方法と、高温・高圧の蒸気を鋼管により油層に挿入するスチームインジェクション法がある。露天掘りが適用可能な地域は少なく、多くの地域ではスチームインジェクション法が採用されている。
　スチームインジェクション法にて油層内へ送入される蒸気の温度は、３００～４００℃の温度域（以下、中温度域という）にある。スチームインジェクション法では、中温度域の温度を有する蒸気が、高圧にて油層内に送り込まれる。この蒸気の送り込みには、上記の通り、鋼管が使用される。近年、エネルギー需要の増加に伴う重質油の回収率の向上及び敷設コストの低減を目的として、鋼管の大径化ならびに高強度化が要望されている。
　スチームインジェクション法に使用可能な蒸気輸送用の鋼管の従来技術として、特許文献１及び特許文献２がある。これらの特許文献では、ＡＰＩ　Ｘ８０相当の継目無管が報告されており、この継目無管の鋼管外径が最大で１６インチである。
　近年、溶接により製造され、大径化が可能な高強度鋼管の製造技術に関し、ＡＰＩ　Ｘ８０以上の強度を有する高強度鋼管の製造技術が特許文献３、４に開示されている。
特開２０００－２９０７２８号公報 特許第４８２１９３９号公報 特許第５０５５７３６号公報 国際公開２０１２／１０８０２７号
　特許文献３では、中温度域における高温特性はＸ８０程度であるものの、長時間使用した際の強度特性については考慮されていない。
　ＡＰＩ　Ｘ１００の高強度鋼の製造技術として、上記特許文献４がある。しかし、特許文献４の技術で、中温度域での強度を確保するためには合金成分を多量に使用せざるを得ない。
　また、特許文献４に記載の技術は、中温度域で長時間保持した際には引張強度の低下が著しいことが本発明完成にいたる過程で明らかとなった。
　本発明は、上記課題を解決するためのものであり、その目的は、ＡＰＩ　Ｘ８０以上の鋼管に要求される引張強度６２０ＭＰａ以上（ＡＰＩ　Ｘ８０以上）を、中温度域の長時間時効後においても実現できる技術を提供することを目的とする。
　本発明者等は、中温度域での高強度鋼の特性について鋭意検討した。その結果、制御圧延後の加速冷却とその後の再加熱という製造プロセスにおいて、Ｎｂを固溶したＮｂ系鋼、あるいは、ＮｂとＶを固溶したＮｂ－Ｖ系鋼におけるベイナイト変態途中に再加熱を行うと、加速冷却時のベイナイト変態による強化に加え、再加熱時にベイナイト及び未変態オーステナイトから析出する微細析出物による析出強化、中温度域での転位回復の抑制により中温度域での強度低下の抑制が可能になるという知見を得た。
　また、ＴｉＮが存在する場合、Ｎｂが固溶し難くなる。その結果、Ｔｉを添加しない場合に比べて、加速冷却後の再加熱時に、微細なＮｂ炭化物が分散析出し難くなり、中温度域での強度低下の抑制が困難となる。しかし、下記式（１）で求められるＰｅｆｆ値が０．０７０％以上の場合には、Ｔｉ添加の場合においても再加熱時の微細なＮｂおよびＶ炭化物の分散析出が十分に得られ、中温度域での強度低下の抑制が可能になる。
Ｐｅｆｆ（％）＝（０．１３Ｎｂ＋０．２４Ｖ－０．１２５Ｔｉ）／（Ｃ＋０．８６Ｎ）　　（１）
式（１）中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。また、含有しない元素については０を代入する。
　また、ＮｂおよびＶは鋼中で炭化物を形成する元素である。ＮｂＣの析出により鋼を強化することは従来から行われている。また、Ｖ系炭化物は高温で長時間保持した際にも凝集粗大化しにくく、高温クリープ強度の確保などに有用な元素である。本発明では加速冷却後、再加熱する際の加熱速度を速くして加熱時の析出物の成長を抑制する。この抑制により、基本としてＮｂを、あるいは、ＮｂとＶを含有する炭化物を鋼中に多量に微細析出させ、中温度域での強度低下抑制効果を得ている。
　本発明では、加速冷却後の再加熱において、大気炉で、従来の工業的に採用されている加熱速度よりも高速で加熱する。このようにすることで、基本としてＮｂを、あるいは、ＮｂとＶを含有する炭化物の成長を抑制させ、粒径が１０ｎｍ未満の極めて微細な析出物を多量に得ている。
　さらに、本発明の高強度鋼を製造する際には、粒内組織中に多量の転位を導入するために、加速冷却後の再加熱による微細炭化物の分散析出に先立ち、９００℃以下での累積圧下率と圧延仕上温度を調整する。つまり、本発明の高強度鋼を製造する際には、圧延及び加速冷却の両工程にて粒内の転位を増加させる。
　上述したように、本発明は圧延と加速冷却による転位の増加と、加速冷却後の加熱により分散析出する微細炭化物による中温度域での転位の回復抑制により、中温度域での高強度を確保する。
　本発明は以上の知見に基づいて完成されたものである。具体的には本発明は以下のものを提供する。
　［１］質量％で、Ｃ：０．０４０～０．０９０％、Ｓｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：１．５０～２．５０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｍｏ：０．２０～０．６０％、Ｎｂ：０．０２０～０．０７０％、Ｔｉ：０．０２０％以下、Ｖ：０．０８０％以下、Ａｌ：０．０４５％以下、Ｎ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記（１）式で示されるパラメータＰｅｆｆが０．０５０％以上であり、Ｌｅｒｓｏｎ　Ｍｉｌｌｅｒ　Ｐａｒａｍｅｔｅｒ　（ＬＭＰ）＝１５７００の条件で行う時効後に測定した３５０℃での引張強度（ＴＳ）と、該時効前に測定した３５０℃での引張強度（ＴＳ０）が（ＴＳ０－ＴＳ）／ＴＳ０≦０．０５０の関係を満たし、溶接したときに形成される溶接熱影響部の靱性がｖＥ－２０で１００Ｊ以上であることを特徴とする高強度鋼。
Ｐｅｆｆ（％）＝（０．１３Ｎｂ＋０．２４Ｖ－０．１２５Ｔｉ）／（Ｃ＋０．８６Ｎ）　　（１）
式（１）中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。また、含有しない元素については０を代入する。
　［２］Ｔｉ／Ｎが２．０～４．０であり、式（２）で表されるＸが０．７０％以上であることを特徴とする［１］に記載の高強度鋼。
　Ｘ＝０．３５Ｃｒ＋０．９Ｍｏ＋１２Ｎｂ＋８Ｖ　　　（２）
　式（２）中における元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。また、含有しない元素については０を代入する。
　［３］さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下及びＣａ：０．０００５～０．００４％のうち１種または２種以上を含有し、
　ベイナイト分率が７０％以上であることを特徴とする［１］又は［２］に記載の高強度鋼。
　［４］［１］～［３］のいずれかに記載の高強度鋼から構成される鋼管。
　［５］［１］～［３］のいずれかに記載の高強度鋼の製造方法であって、
　鋼素材を１０５０～１２００℃に加熱する加熱工程と、
　前記加熱工程で加熱された鋼素材を、９００℃以下での累積圧下率が５０％以上、圧延終了温度が８５０℃以下の条件で熱間圧延する熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程で得られた熱延板を、冷却速度が５℃／秒以上、冷却停止温度が２５０～５５０℃の条件で加速冷却する加速冷却工程と、前記加速冷却後、直ちに、昇温速度が０．５℃／ｓ以上、到達温度が５５０～７００℃の条件で、熱延板を再加熱する再加熱工程とを有することを特徴とする高強度鋼の製造方法。
　［６］［１］～［３］のいずれかに記載の高強度鋼から構成される鋼板を管状に冷間成形する冷間成形工程と、前記冷間成形工程で管状に成形された鋼板の突合せ部を溶接する溶接工程と、を有する鋼管の製造方法。
　本発明によれば、鋼管を大径化しても、中温度域において長時間保持した後の引張強度が６２０ＭＰａ以上の鋼管を得ることができる。
　また、本発明によれば、合金元素の使用量を抑えて、製造コストを抑えても、上記特性を有する鋼管を得ることができる。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　＜高強度鋼＞
　本発明の高強度鋼は、質量％で、Ｃ：０．０４０～０．０９０％、Ｓｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：１．５０～２．５０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｍｏ：０．２０～０．６０％、Ｎｂ：０．０２０～０．０７０％、Ｔｉ：０．０２０％以下、Ｖ：０．０８０％以下、Ａｌ：０．０４５％以下、Ｎ：０．０１０％以下を含有する。以下の説明において、成分の含有量を表す「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０４０～０．０９０％
　Ｃは固溶強化ならびに析出強化により鋼の強度を確保するために必要な元素である。特に固溶Ｃ量の増加と析出物の形成は中温度域での強度確保に重要である。Ｃ含有量を０．０４０％以上にすることで室温ならびに中温度域において所定の強度を確保できるので、０．０４０％以上とし、０．０５０％以上であることが好ましい。Ｃ含有量が０．０９％を超えるとＣの添加は靭性劣化ならびに溶接性劣化の原因になるので、０．０９０％以下とし、０．０８０％以下であることが好ましい。
　Ｓｉ：０．０５～０．３０％
　Ｓｉは脱酸のために添加される。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では充分な脱酸効果が得られないので０．０５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｓｉ含有量が０．３０％を超えると靱性が劣化するので０．３０％以下とし、０．２０％以下であることが好ましい。ＡＰＩ　Ｘ１００以上の強度にする観点からは０．０５～０．２０％が好ましい。
　Ｍｎ：１．５０～２．５０％
　Ｍｎは鋼の強度および靱性の向上に有効な元素である。Ｍｎ含有量を１．５０％以上にすることでその効果が十分に得られる。また、Ｍｎ含有量が２．５０％を超えると靭性ならびに溶接性が著しく劣化する。そこで、Ｍｎの含有量は１．５０～２．５０％とした。Ｍｎ含有量は、２．００％以下であることが好ましい。
　Ｐ：０．０２０％以下
　Ｐは不純物元素であり靱性を著しく劣化させる。このため、Ｐ含有量は極力低減することが望ましい。しかし、Ｐ含有量を過度に低減しようとすると、製造コストの上昇を招く。そこで、Ｐの含有量を０．０２０％以下とし、０．０１０％以下とすることが好ましい。
　Ｓ：０．００２％以下
　Ｓは不純物元素であり靭性を著しく劣化させる場合がある。このため、Ｓ含有量は極力低減することが望ましい。また、ＳはＣａを添加してＭｎＳからＣａＳ系の介在物に形態制御を行ったとしても、Ｘ８０グレード以上の高強度材の場合には微細に分散したＣａＳ系介在物も靱性劣化の要因となり得る。そこで、Ｓ含有量を０．００２％以下とし、０．００１％以下とすることが好ましい。
　Ｍｏ：０．２０～０．６０％
　Ｍｏは固溶あるいは析出物の形成により室温ならびに中温度域での強度上昇に大きく寄与する。しかし、Ｍｏ含有量が０．２％未満では中温度域で十分な強度が得られないので０．２０％以上含有させ、０．２５％以上含有させることが好ましい。一方、Ｍｏ含有量が０．６０％を超えると靭性ならびに溶接性が劣化するので０．６０％以下とし、０．５０％以下とすることが好ましい。
　Ｎｂ：０．０２０～０．０７０％
　Ｎｂは本発明において重要な元素である。具体的には、Ｎｂは、炭化物を形成し室温ならびに中温度域での強度確保に必要な成分である。また、スラブ加熱時と圧延時の結晶粒の成長を抑制することにより、ミクロ組織を微細化し、充分な強度と靱性を付与するためにもＮｂは必要である。その効果はＮｂ含有量が０．０２０％以上のときに顕著であるので０．０２０％以上含有させ、０．０３０％以上含有させることが好ましい。Ｎｂ含有量が０．０７％を超えるとその効果がほぼ飽和するだけでなく、靭性が劣化するので０．０７０％以下とし、０．０６５％以下とすることが好ましい。
　Ｔｉ：０．０２０％以下
　ＴｉはＴｉＮを形成してスラブ加熱時や溶接熱影響部の粒成長を抑制する。このようにＴｉはミクロ組織の微細化をもたらして靱性を改善する効果を有する。この効果を得るためにはＴｉ含有量は０．００５％以上であることが好ましい。Ｔｉ含有量が０．０２０％を超えると、ＴｉＮの存在により、微細な炭化物が分散析出し難くなり、中温度域での強度低下の抑制が困難となる。そこで、Ｔｉ含有量を０．０２０％以下とし、０．０１５％以下であることが好ましい。
　Ｖ：０.０８０％以下
　ＶはＴｉ、Ｎｂと共に複合析出物を形成し、強度上昇に寄与する。また、Ｖ系炭化物は高温で長時間保持した際にも凝集粗大化しにくく、Ｖは、高温クリープ強度の確保などに有用な元素である。この効果を得るためにはＶ含有量は０．０１０％以上であることが好ましい。Ｖ含有量が０.０８０％を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化する。そこで、Ｖ含有量は０.０８０％以下に規定し、０．０５０％以下であることが好ましい。なお、Ｖ以外で、上記Ｖ含有による効果が得られるのであれば、本発明の高強度鋼はＶを含有しなくてもよい。
　Ａｌ：０．０４５％以下
　Ａｌは脱酸剤として添加される。脱酸剤としての効果を得るためにはＡｌ含有量を０．０２０％以上にすることが好ましい。Ａｌ含有量が０．０４５％を超えると鋼の清浄性が低下し、靱性が劣化する。そこで、Ａｌ含有量を０．０４５％以下とした。
　Ｎ：０．０１０％以下
　ＮはＴｉと共にＴｉＮを形成する。ＴｉＮは、１３５０℃以上に達する溶接熱影響部の高温域において微細分散する。この微細分散により、溶接熱影響部の旧オーステナイト粒を細粒化し溶接熱影響部の靭性が向上する。この効果を得るためにはＮ含有量を０．００２０％以上にすることが好ましい。また、Ｎ含有量が０．０１０％を超えると、析出物の粗大化ならびに固溶Ｎの増加により母材靭性が劣化し、鋼管での溶接金属の靭性が劣化する。そこで、Ｎ含有量は０．０１０％以下とし、０．００６％以下であることが好ましい。ＡＰＩ　Ｘ１００以上の強度にする観点からは０．００６％以下が好ましい。
　Ｐｅｆｆ（％）：０．０５０％以上
　Ｐｅｆｆは（０．１３Ｎｂ＋０．２４Ｖ－０．１２５Ｔｉ）／（Ｃ＋０．８６Ｎ）で定義される。この式において、元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味し、含有しない元素については０を代入する。Ｐｅｆｆが０．０５０％になるように、上記元素の含有量を調整することが、本発明において必要である。Ｐｅｆｆは上記成分範囲で構成される鋼を中温度域で優れた強度を有する鋼とするための重要な因子である。Ｐｅｆｆ（％）が０．０５０％未満の場合には冷却後の再加熱時に析出する微細分散炭化物量が少なくなる。その結果、強度、特に長時間熱処理後における引張強度が顕著に低下する。そこで、Ｐｅｆｆ．（％）は０．０５０％以上とし、熱処理後の強度低下を十分に抑制するためには０．０７０％以上であることが好ましい。また、溶接熱影響部において多量の析出を生じ、靭性を劣化させる理由でＰｅｆｆは０．２８０％以下であることが好ましい。ＡＰＩ　Ｘ１００以上の強度にする観点からは０．０７０％以上が好ましい。
　本発明の高強度鋼には、さらに特性を向上させる目的で、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃａの一種または二種以上を含有させてもよい。
　Ｃｕ：０．５０％以下
　Ｃｕは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素の１つである。この効果を得るためにはＣｕ含有量を０．０５％以上にすることが好ましい。０．５０％を超えるＣｕの含有は溶接性を阻害するため、Ｃｕを添加する場合は０．５０％以下とした。
　Ｎｉ：０．５０％以下
　Ｎｉは靭性の改善と強度の上昇に有効な元素の１つである。この効果を得るためにはＮｉ含有量は０．０５％以上が好ましい。Ｎｉ含有量が０．５０％を超えると効果が飽和するだけでなく、製造コストの上昇を招く。そこで、Ｎｉを含有する場合、その含有量は０．５０％以下とした。
　Ｃｒ：０．５０％以下
　Ｃｒは強度の上昇に有効な元素の一つである。この効果を得るためにはＣｒ含有量は０．０５％以上が好ましい。Ｃｒ含有量が０．５０％を超えると溶接性に悪影響がある。そこで、Ｃｒを含有する場合、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とした。
　Ｃａ：０．０００５～０．００４０％
　Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御し靱性を改善する。Ｃａ含有量を０．０００５％以上にすることでその効果が現われる。Ｃａ含有量が０．００４％を超えると効果が飽和するだけでなく、清浄度が低下し靱性が劣化する。そこで、Ｃａを添加する場合、Ｃａ含有量は０．０００５～０．００４０％とした。
　Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ：１．５０％以下
　Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ（元素記号は各元素の含有量を意味し、含有しない元素については０を代入する）は、１．５０％以下であることが好ましい。これらの元素は、強度上昇に寄与し、多量に含有するほど特性が高まる。しかし、製造コストを安価に抑えるため上記元素の合計含有量の上限を１．５０％以下とすることが好ましい。より好ましくは１．２０以下、さらに好ましくは１．００以下である。なお、これらの成分の使用量を抑えても所望の特性を得られることは、本発明の特徴の１つである。ＡＰＩ　Ｘ１００以上の強度にする観点からはこの構成を有することが好ましい。
　Ｔｉ／Ｎ：２．０～４．０
　Ｔｉ／Ｎを適正な範囲に規定することにより、ＴｉＮが微細に分散し、溶接熱影響部での旧オーステナイト粒の微細化が達成される。この微細化により－２０℃以下での低温域ならびに３００℃以上での中温度域における溶接熱影響部の靭性が向上する。Ｔｉ／Ｎが２．０未満の場合、その効果が十分ではないので、２．０以上とし、２．４以上であることが好ましい。Ｔｉ／Ｎが４．０を超えると析出物の粗大化に伴う旧オーステナイト粒の粗大化を招く。この粗大化により溶接熱影響部の靭性が劣化するので、Ｔｉ／Ｎは４．０以下とし、３．８以下であることが好ましい。
　Ｘ＝０．３５Ｃｒ＋０．９Ｍｏ＋１２．５Ｎｂ＋８Ｖ・・・（２）：０．７０％以上
ただし、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖ：質量％
　Ｘを表す上記式は、上記成分範囲で構成される鋼について、焼き戻し軟化抵抗を向上、圧延中の粒内析出強化に寄与する。長時間熱処理後における中温度域でのＸ８０グレード以上の優れた強度を有し、かつ、良好な低温靭性を有する鋼とするために、（２）式は重要な因子であるため本発明ではＸが０．７０％以上であることが好ましい。後に記述する製造条件と組み合わせることにより、（２）式を満たすことによる効果が大きく発現する。３５０℃での長時間熱処理後におけるＸ８０グレードの強度の実現には、Ｘを０．７０％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．７５％以上とする。３５０℃での長時間熱処理後におけるＸ１００グレードの強度の実現には、Ｘを０．９０％以上とすることが好ましい。より好ましくは１．００％以上とする。また、Ｘが２．０％以上になると溶接部低温靭性が低下する場合がある。そこで、Ｘは２．０％未満であることが好ましい。好ましくは１．８％未満、より好ましくは１．６％未満である。
　次いで、本発明の高強度鋼の組織について説明する。本発明の高強度鋼の組織は特に限定されないが、ベイナイト分率が面積率で７０％以上であることが好ましい。ベイナイト分率が７０％以上であれば強度‐靭性バランスを確保できるという理由で好ましい。また、ベイナイト分率の上限は特に限定されないが、変形性能を高める観点から、ベイナイト分率は９５％以下が好ましい。なお、ベイナイト以外の相として、フェライト、パーライト、マルテンサイト、島状マルテンサイト（ＭＡ）などを、合計の面積率で３０％以下を含んでもよい。
　（ＴＳ０－ＴＳ）／ＴＳ０≦０．０５０
　本発明では、Ｌｅｒｓｏｎ　Ｍｉｌｌｅｒ　Ｐａｒａｍｅｔｅｒ　（ＬＭＰ）＝１５７００の条件で行う時効後に測定した３５０℃での引張強度（ＴＳ）と、該時効前に測定した３５０℃での引張強度（ＴＳ０）が（ＴＳ０－ＴＳ）／ＴＳ０≦０．０５０の関係を満たす。（ＴＳ０－ＴＳ）／ＴＳ０は、中温度域で長時間保持した際に引張強度の低下を評価する指標である。この指標が０．０５０以下であれば、中温度域において長時間保持した後の引張強度の低下が実用上問題ない範囲となる。
　溶接熱影響部の靱性：ｖＥ－２０が１００Ｊ以上
　本発明の高強度鋼を他の鋼と溶接したときに形成される溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性は、試験温度が－２０℃のシャルピー衝撃試験により実施したときの吸収エネルギーｖＥ－２０で１００Ｊ以上である。ｖＥ－２０が１００Ｊ以上であれば、構造管として必要とされる靭性が確保できる。なお、シャルピー衝撃試験片のノッチ位置は、溶接金属と母材の境界であるボンド部から、母材側へ３ｍｍ（ＨＡＺ３ｍｍ）の位置とする。また、各条件につき３本の試験片を用いてシャルピー衝撃試験を実施したときの吸収エネルギー（ｖＥ－２０）の平均値が１００Ｊ以上の場合を本発明範囲内とする。
　また、本発明の高強度鋼は、３５０℃で測定した降伏強度が５５５ＭＰａ以下、引張強度が６２０ＭＰa以上である。また、中温度域での長時間時効後における引張強度が６２０ＭＰａ以上である。特定の成分組成に調整するとともに、後述する製造条件を採用することで、これらの優れた物性を実現できる。
　＜鋼管＞
　本発明の鋼管は、上記の高強度鋼から構成される。本発明の鋼管は、本発明の高強度鋼から構成されるため、大径としても、蒸気輸送用の高強度溶接鋼管に要求される強度特性を有する。
　大径とは、鋼管の外径（直径）が４００ｍｍ以上であることを意味する。特に、本発明によれば、蒸気輸送用の高強度溶接鋼管に要求される強度特性を維持しつつ、上記外径８１３ｍｍまでは十分に大径化できる。
　また、鋼管の厚みは、特に限定されないが、蒸気輸送用の場合、１５～３０ｍｍである。
　＜高強度鋼の製造方法＞
　本発明の高強度鋼の製造方法は、加熱工程と、熱間圧延工程と、加速冷却工程と、再加熱工程とを有する。各工程の説明における温度は、特に規定しない限り、鋼板の板厚方向の平均温度とする。板厚方向の平均温度は、スラブもしくは鋼板の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータを用いて差分法などの伝熱計算によって算出することにより把握することができる。また、冷却速度は、熱間圧延終了後、冷却停止（終了）温度まで冷却に必要な温度差をその冷却を行うのに要した時間で割った平均冷却速度である。また、再加熱速度（昇温速度）は、冷却後、再加熱温度までの再加熱に必要な温度差を再加熱するのに要した時間で割った平均昇温速度である。
　加熱工程
　加熱工程とは、鋼素材を１０５０～１２００℃に加熱する工程である。ここで鋼素材とは、例えばスラブである。鋼素材の成分組成が、高強度鋼の成分組成となるため、高強度鋼の成分組成の調整は、スラブの成分組成の調整の段階で行えばよい。なお、鋼素材の製鋼方法については特に限定しない。経済性の観点から、転炉法による製鋼プロセスと、連続鋳造プロセスによる鋼片の鋳造を行うことが望ましい。
　熱間圧延に際し、オーステナイト化ならびに炭化物の固溶を十分に進行させ、室温ならびに中温度域での十分な強度を得るために、加熱温度を１０５０℃以上とする。一方、加熱温度が１２００℃を超えると、オーステナイト粒の成長が著しく、母材靱性が劣化する。そこで、加熱温度は１０５０～１２００℃とした。
　熱間圧延工程
　熱間圧延工程とは、加熱工程で加熱された鋼素材を、９００℃以下での累積圧下率が５０％以上、圧延終了温度が８５０℃以下の条件で熱間圧延する工程である。
　本プロセスは本発明の重要な製造条件である。９００℃以下での温度域において圧延を行い、圧延終了温度を８５０℃以下とすることにより、オーステナイト粒が伸展し板厚、板幅方向で細粒となると共に、圧延により導入される粒内の転位密度が増加する。
　９００℃以下での累積圧下率が５０％以上で圧延終了温度を８５０℃以下とすることにより、この効果が発揮される。その結果、強度、特に中温度域での強度が上昇し靱性が著しく向上する。
　９００℃以下での累積圧下率が５０％未満あるいは圧延終了温度が８５０℃を超える場合には、オーステナイト粒の細粒化が十分でなく、粒内の転位の増加量が小さい。その結果、中温度域での強度ならびに靭性が劣化する。そこで、９００℃以下での累積圧下率は５０％以上、かつ圧延終了温度は８５０℃以下とする。
　なお、上記累積圧下率の上限は特に限定されないが、加工集合組織が発達し、母材靭性の劣化につながるという理由で８０％以下であることが好ましい。また、上記圧延終了温度の下限も特に限定されないが、完全未再結晶域での圧下量を増加させて組織の微細化を達成するという理由で８８０℃以下が好ましい。
　加速冷却工程
　加速冷却工程とは、熱間圧延工程で得られた熱延板を、冷却速度が５℃／秒以上、冷却停止温度が２５０～５５０℃の条件で加速冷却する工程である。
　鋼の強度は加速冷却での冷却速度の増加に伴い上昇する傾向を示す。加速冷却時の冷却速度が５℃／ｓ未満の場合、高温で鋼が変態を開始し、冷却中に転位の回復も進行する。このため、加速冷却時の冷却速度が５℃／ｓ未満の場合、室温ならびに中温度域にて十分な強度を得ることができない。そこで、加速冷却時の冷却速度を５℃／ｓ以上とする。
　鋼の強度は加速冷却の冷却停止温度が低下するに従い上昇する傾向を示す。加速冷却の冷却停止温度が５５０℃を超える場合、炭化物の成長が促進され固溶炭素量が低減する。その結果、十分な強度、特に中温度域での十分な強度が得られない。
　冷却停止温度が２５０℃未満の場合には、低温変態生成物の析出が顕著になり母材靭性が劣化すると共に、中温度域での低温変態生成物の分解により中温度域での強度が著しく低下する。そこで、加速冷却の冷却停止温度は２５０～５５０℃とする。
　再加熱工程
　再加熱工程とは、加速冷却後、直ちに、昇温速度が０．５℃／ｓ以上、到達温度が５５０～７００℃の条件で、熱延板を再加熱する工程である。ここで、「加速冷却後、直ちに」とは冷却停止温度になってから１５０秒以内であることを意味する。好ましくは１２０秒以内である。
　加速冷却後の昇温速度：速度０．５℃/s以上、及び到達温度：５５０～７００℃の本プロセスは本発明において重要である。このプロセスにより、室温ならびに中温度域での強化に寄与する微細析出物を再加熱時に析出させることができる。微細析出物を得るためには、加速冷却後直ちに５５０～７００℃の温度域まで再加熱する必要がある。なお、再加熱工程において、特に温度保持時間を設定する必要はない。また、再加熱後の冷却過程でもベイナイト変態と共に析出が進行するため、再加熱後の冷却速度は基本的には空冷とする。
　昇温速度が０．５℃／ｓ未満では、目的の再加熱温度に達するまでに長時間を要するため製造効率が悪化する。また、昇温速度が０．５℃／ｓ未満では、析出物が成長するため、微細析出物の分散析出が得られず十分な強度を得ることができない。よって、昇温速度は０．５℃／ｓ以上とし、５．０℃／ｓ以上であることが好ましい。
　再加熱温度が５５０℃未満ではＭｏとＮｂ、Ｖの析出温度域から外れるため十分な析出強化が図れないので、５５０℃以上とし、６００℃以上であることが好ましい。一方、再加熱温度が７００℃を超えると析出物が粗大化し室温ならびに中温度域で十分な強度が得られないので、７００℃以下とし、６８０℃以下であることが好ましい。
　なお、本発明で規定する加速冷却後の昇温速度：速度０．５℃／ｓ以上は、板厚によっては大気炉で達成することが難しい。そこで、加熱装置として、鋼板の急速加熱が可能であるガス燃焼炉や誘導加熱装置を用いる事が好ましい。そして、ガス燃焼炉や誘導加熱装置を、加速冷却を行うための冷却設備の下流側で搬送ライン上に設置するとより好ましい。
　誘導加熱装置は均熱炉等に比べて温度制御が容易でありコストも比較的低い。また、誘導加熱装置は、冷却後の鋼板を迅速に加熱できるので特に好ましい。また複数の誘導加熱装置を直列に連続して配置することにより、ライン速度や鋼板の種類・寸法が異なる場合にも、通電する誘導加熱装置の数や供給電力を任意に設定するだけで、昇温速度、再加熱温度を自在に操作することが可能である。
　なお、再加熱後の冷却速度は基本的には空冷とすることが好ましい。
　＜鋼管の製造方法＞
　本発明は上述の方法によって製造された鋼板を用いて鋼管となす。
　蒸気輸送用の鋼管を製造する場合には、上記鋼板の厚みは１５～３０ｍｍであることが好ましい。
　鋼管の成形方法としては、ＵＯＥプロセスやプレスベンド（ベンディングプレスとも称する）等の冷間成形によって鋼管形状に成形する方法が挙げられる。
　ＵＯＥプロセスでは、素材となる厚鋼板の幅方向端部に開先加工を施したのち、プレス機を用いて鋼板の幅方向端部の端曲げを行い、続いて、プレス機を用いて鋼板をＵ字状にそしてＯ字状に成形することにより、鋼板の幅方向端部同士が対向するように鋼板を円筒形状に成形する。次いで、鋼板の対向する幅方向端部をつき合わせて溶接する。この溶接をシーム溶接と呼ぶ。このシーム溶接においては、円筒形状の鋼板を拘束し、対向する鋼板の幅方向端部同士を突き合わせて仮付溶接する仮付溶接工程と、サブマージアーク溶接法によって鋼板の突き合わせ部の内外面に溶接を施す本溶接工程との、二段階の工程を有する方法が好ましい。シーム溶接を行った後に、溶接残留応力の除去と鋼管真円度の向上のため、拡管を行う。拡管工程において拡管率（拡管前の管の外径に対する拡管前後の外径変化量の比）は、通常、０．３％～１．５％の範囲で実施される。真円度改善効果と拡管装置に要求される能力とのバランスの観点から、拡管率は０．５％～１．２％の範囲であることが好ましい。
　プレスベンドの場合には、鋼板に三点曲げを繰り返すことにより逐次成形し、ほぼ円形の断面形状を有する鋼管を製造する。その後は、上述のＵＯＥプロセスと同様に、シーム溶接を実施する。プレスベンドの場合にも、シーム溶接の後、拡管を実施してもよい。
　表１に示す化学成分を有する鋼Ａ～Ｑを用いて、表２に示す製造条件にて作製した鋼板（表２に示す板厚）を冷間成形後、シーム溶接により、表２に示す外径、管厚（板厚）の鋼管を作製した。なお、表２における「圧下率」は９００℃以下での累積圧下率、「仕上温度」は圧延終了温度、「停止温度」は冷却停止温度を意味する。
　上記のように製造した鋼板（鋼管にする前の鋼板）の板幅中央部より鋼組織観察用サンプルを採取し、圧延長手方向と平行な板厚断面を鏡面研磨した後、ナイタール腐食することによりミクロ組織を出現させた。その後、光学顕微鏡を用い、４００倍の倍率で無作為に５視野について鋼組織写真を撮影し、写真中のベイナイト分率を画像解析装置にて測定した。結果を表２に示した。
　鋼板特性について、３５０℃での引張試験を、直径６ｍｍの丸棒試験片を用いて実施した。引張強度及び降伏強度の測定を実施した。表２に結果を記載した。なお、鋼板特性は鋼管に成形する前の鋼板から試験片を採取して行った。
　鋼管特性は、円周方向に引張試験片を採取し、３５０℃での降伏強度および引張強度を求めた。３５０℃での引張試験は直径６ｍｍの丸棒試験片を用いて実施した。表２に結果を示した。
　また、中温度域に長時間保持した後の高温強度を模擬するため、蒸気配管の適用温度である３５０度において２０年保持された場合に相当する、（２）式で示す焼き戻しパラメータであるＬｅｒｓｏｎ－Ｍｉｌｌｅｒ　Ｐａｒａｍｅｔｅｒが１５７００の条件（４５０℃、５０時間）の熱処理を施した後の３５０℃での降伏強度および引張強度を求めた。なお、鋼板、鋼管いずれについても上記測定を熱処理前の場合と同様に行い、結果を表２に示した。
　ＬＭＰ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ））　　　（２）
Ｔ：熱処理温度（℃）、ｔ：熱処理時間（ｓｅｃ）とする。
　また、中温度域で長時間保持した際には引張強度の低下が小さいことを評価するために、鋼管特性の引張強度について、（（熱処理前引張強度（ＴＳ０））－（熱処理後引張強度（ＴＳ）））／熱処理前引張強度（ＴＳ０）を算出し、０．０５０以下を良好であると評価した。
　溶接熱影響部（ＨＡＺ）靱性の評価は、シャルピー衝撃試験により行った。シャルピー衝撃試験片のノッチ位置は、溶接金属と母材の境界であるボンド部から、母材側へ３ｍｍ（ＨＡＺ３ｍｍ）の位置とした。試験温度は、－２０℃で実施した。本発明では、各条件につき３本の試験片を用いてシャルピー衝撃試験を実施し、－２０℃の吸収エネルギー（ｖＥ－２０）の平均値が１００Ｊ以上を靭性に優れているものとした。結果を表２に示した。
　上記の通り、表２に鋼板の製造条件ならびに鋼板、鋼管の試験結果を併せて示す。
　化学成分、鋼板製造条件とも本発明範囲内である本発明鋼（１～９）は、鋼板及び鋼管の熱処理前と熱処理後（３５０℃で測定）での降伏強度が５５５ＭＰａ以上、引張強度が６２０ＭＰａ以上である。また、本発明鋼（１～９）は、ＨＡＺ靭性、および、（ＴＳ０－ＴＳ）／ＴＳ０のいずれの結果も良好であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　一方、化学成分が本発明範囲内であるが、鋼板製造条件が本発明範囲外である比較鋼（１０～１６）は、（ＴＳ０－ＴＳ）／ＴＳ０が劣っていた。また、化学成分が本発明範囲外の比較鋼（１７～２４）は、ＨＡＺ靭性、および、（ＴＳ０－ＴＳ）／ＴＳ０の少なくとも一方が劣っていた。
　　　
　　 
 

Claims (6)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０４０～０．０９０％、Ｓｉ：０．０５～０．３０％、Ｍｎ：１．５０～２．５０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｍｏ：０．２０～０．６０％、Ｎｂ：０．０２０～０．０７０％、Ｔｉ：０．０２０％以下、Ｖ：０．０８０％以下、Ａｌ：０．０４５％以下、Ｎ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
    　下記（１）式で示されるパラメータＰｅｆｆが０．０５０％以上であり、
    　Ｌｅｒｓｏｎ　Ｍｉｌｌｅｒ　Ｐａｒａｍｅｔｅｒ　（ＬＭＰ）＝１５７００の条件で行う時効後に測定した３５０℃での引張強度（ＴＳ）と、該時効前に測定した３５０℃での引張強度（ＴＳ０）が（ＴＳ０－ＴＳ）／ＴＳ０≦０．０５０の関係を満たし、
    　溶接したときに形成される溶接熱影響部の靱性がｖＥ－２０で１００Ｊ以上であることを特徴とする高強度鋼。
    Ｐｅｆｆ（％）＝（０．１３Ｎｂ＋０．２４Ｖ－０．１２５Ｔｉ）／（Ｃ＋０．８６Ｎ）　　（１）
    式（１）中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。また、含有しない元素については０を代入する。
  2. 　Ｔｉ／Ｎが２．０～４．０であり、
    　式（２）で表されるＸが０．７０％以上であることを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼。
    　Ｘ＝０．３５Ｃｒ＋０．９Ｍｏ＋１２Ｎｂ＋８Ｖ　　　（２）
    　式（２）中における元素記号は各元素の含有量（質量％）を意味する。また、含有しない元素については０を代入する。
  3. 　さらに、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下及びＣａ：０．０００５～０．００４０％のうち１種または２種以上を含有し、
    　ベイナイト分率が７０％以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載の高強度鋼。
  4. 　請求項１～３のいずれかに記載の高強度鋼から構成される鋼管。
  5. 　請求項１～３のいずれかに記載の高強度鋼の製造方法であって、
    　鋼素材を１０５０～１２００℃に加熱する加熱工程と、
    　前記加熱工程で加熱された鋼素材を、９００℃以下での累積圧下率が５０％以上、圧延終了温度が８５０℃以下の条件で熱間圧延する熱間圧延工程と、
    　前記熱間圧延工程で得られた熱延板を、冷却速度が５℃／秒以上、冷却停止温度が２５０～５５０℃の条件で加速冷却する加速冷却工程と、
    　前記加速冷却後、直ちに、昇温速度が０．５℃／ｓ以上、到達温度が５５０～７００℃の条件で、熱延板を再加熱する再加熱工程とを有することを特徴とする高強度鋼の製造方法。
  6. 　請求項１～３のいずれかに記載の高強度鋼から構成される鋼板を管状に冷間成形する冷間成形工程と、
    　前記冷間成形工程で管状に成形された鋼板の突合せ部を溶接する溶接工程と、を有する鋼管の製造方法。
     
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3733879A4 (en) * 2018-01-30 2021-03-17 JFE Steel Corporation STEEL MATERIAL FOR A CONDUIT TUBE AS WELL AS A METHOD FOR MANUFACTURING THE INVENTION THEREOF, AND A METHOD FOR MANUFACTURING A DUCT TUBE
EP3733878A4 (en) * 2018-01-30 2021-03-17 JFE Steel Corporation STEEL MATERIAL FOR LINE PIPE, MANUFACTURING METHODS FOR IT AND MANUFACTURING METHOD FOR LINE PIPE

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107429354B (zh) 2015-03-27 2020-06-09 杰富意钢铁株式会社 高强度钢及其制造方法、以及钢管及其制造方法
WO2020196214A1 (ja) * 2019-03-28 2020-10-01 Ｊｆｅスチール株式会社 ラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびにラインパイプおよびその製造方法
CN113122774B (zh) * 2021-04-18 2022-04-22 南昌航空大学 一种含钛低锰高强钢及其基于温度和保温时间的控扎方法
CN115415642B (zh) * 2022-08-15 2023-12-15 南京钢铁股份有限公司 一种tmcp态超高强海工钢的气保焊焊接工艺

Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006316298A (ja) * 2005-05-11 2006-11-24 Nippon Steel Corp 溶接性および靱性を兼ね備えた引張り強さ７００ＭＰａ級以上の高張力鋼材およびその製造方法
JP2007224408A (ja) * 2005-03-31 2007-09-06 Jfe Steel Kk 歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
JP2011094231A (ja) * 2009-09-30 2011-05-12 Jfe Steel Corp 低降伏比高強度高靭性鋼板及びその製造方法
JP2012017522A (ja) * 2010-06-08 2012-01-26 Sumitomo Metal Ind Ltd ラインパイプ用鋼材
JP2012126925A (ja) * 2010-12-13 2012-07-05 Sumitomo Metal Ind Ltd ラインパイプ用鋼材
JP2013112872A (ja) * 2011-11-30 2013-06-10 Jfe Steel Corp 耐歪時効性に優れた高靱性低降伏比高強度鋼板
JP2013227671A (ja) * 2012-03-29 2013-11-07 Jfe Steel Corp 低降伏比高強度鋼板およびその製造方法並びにそれを用いた高強度溶接鋼管
JP2014034708A (ja) * 2012-08-09 2014-02-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal 極低温用厚鋼板とその製造方法
JP2014040648A (ja) * 2012-08-23 2014-03-06 Kobe Steel Ltd 極低温靱性に優れた厚鋼板
JP2014077642A (ja) * 2012-10-09 2014-05-01 Jfe Steel Corp 鋼材のｈｉｃ感受性の評価方法およびそれを用いた耐ｈｉｃ性に優れたラインパイプ用高強度厚鋼板の製造方法
JP2014088623A (ja) * 2008-12-26 2014-05-15 Jfe Steel Corp 溶接熱影響部および母材部の耐延性き裂発生特性に優れた鋼材およびその製造方法

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS4821939B1 (ja) 1969-09-18 1973-07-02
JPS5055736A (ja) 1973-09-20 1975-05-16
JP2000290728A (ja) 1999-04-05 2000-10-17 Sumitomo Metal Ind Ltd スチーム・インジェクション用継目無鋼管の製造方法
EP1325967A4 (en) 2001-07-13 2005-02-23 Jfe Steel Corp STEEL TUBE WITH HIGH RESISTANCE, HIGHER THAN THAT OF API X6 STANDARD
US20050106411A1 (en) 2002-02-07 2005-05-19 Jfe Steel Corporation High strength steel plate and method for production thereof
JP4507708B2 (ja) * 2003-06-12 2010-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比高強度高靱性鋼板の製造方法
JP5055736B2 (ja) 2004-12-02 2012-10-24 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部靭性に優れた高強度蒸気配管用鋼板の製造方法
JP4742617B2 (ja) 2005-02-25 2011-08-10 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板の製造方法
US8828154B2 (en) 2005-03-31 2014-09-09 Jfe Steel Corporation Hot-rolled steel sheet, method for making the same, and worked body of hot-rolled steel sheet
JP4904774B2 (ja) 2005-10-31 2012-03-28 Ｊｆｅスチール株式会社 中温域での強度に優れた高強度高靭性鋼材の製造方法
JP4741528B2 (ja) * 2007-02-09 2011-08-03 新日本製鐵株式会社 高温特性に優れた蒸気輸送配管用鋼板及び鋼管並びにそれらの製造方法
KR101511615B1 (ko) * 2009-11-25 2015-04-13 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 높은 압축 강도 및 인성을 갖는 라인파이프용 용접 강관의 제조 방법
EP2505683B1 (en) 2009-11-25 2017-04-05 JFE Steel Corporation Process for producing a welded steel pipe for linepipe with superior compressive strength and excellent sour resistance
JP2011148970A (ja) 2009-12-24 2011-08-04 Idemitsu Kosan Co Ltd 機器冷却用基油、該基油を配合してなる機器冷却油、該冷却油により冷却される機器、および該冷却油による機器冷却方法
AU2011228345B2 (en) 2010-03-18 2013-06-06 Nippon Steel Corporation Seamless steel pipe for steam injection, and method of manufacturing same
JP2012075667A (ja) * 2010-10-01 2012-04-19 Sanyo Electric Co Ltd 空気清浄機及び電解水ミスト発生器
WO2012108027A1 (ja) 2011-02-10 2012-08-16 住友金属工業株式会社 スチーム配管用高強度鋼材およびその製造方法
JP5177310B2 (ja) 2011-02-15 2013-04-03 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
JP5516784B2 (ja) 2012-03-29 2014-06-11 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比高強度鋼板およびその製造方法並びにそれを用いた高強度溶接鋼管
WO2014041801A1 (ja) 2012-09-13 2014-03-20 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007224408A (ja) * 2005-03-31 2007-09-06 Jfe Steel Kk 歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
JP2006316298A (ja) * 2005-05-11 2006-11-24 Nippon Steel Corp 溶接性および靱性を兼ね備えた引張り強さ７００ＭＰａ級以上の高張力鋼材およびその製造方法
JP2014088623A (ja) * 2008-12-26 2014-05-15 Jfe Steel Corp 溶接熱影響部および母材部の耐延性き裂発生特性に優れた鋼材およびその製造方法
JP2011094231A (ja) * 2009-09-30 2011-05-12 Jfe Steel Corp 低降伏比高強度高靭性鋼板及びその製造方法
JP2012017522A (ja) * 2010-06-08 2012-01-26 Sumitomo Metal Ind Ltd ラインパイプ用鋼材
JP2012126925A (ja) * 2010-12-13 2012-07-05 Sumitomo Metal Ind Ltd ラインパイプ用鋼材
JP2013112872A (ja) * 2011-11-30 2013-06-10 Jfe Steel Corp 耐歪時効性に優れた高靱性低降伏比高強度鋼板
JP2013227671A (ja) * 2012-03-29 2013-11-07 Jfe Steel Corp 低降伏比高強度鋼板およびその製造方法並びにそれを用いた高強度溶接鋼管
JP2014034708A (ja) * 2012-08-09 2014-02-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal 極低温用厚鋼板とその製造方法
JP2014040648A (ja) * 2012-08-23 2014-03-06 Kobe Steel Ltd 極低温靱性に優れた厚鋼板
JP2014077642A (ja) * 2012-10-09 2014-05-01 Jfe Steel Corp 鋼材のｈｉｃ感受性の評価方法およびそれを用いた耐ｈｉｃ性に優れたラインパイプ用高強度厚鋼板の製造方法

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3733879A4 (en) * 2018-01-30 2021-03-17 JFE Steel Corporation STEEL MATERIAL FOR A CONDUIT TUBE AS WELL AS A METHOD FOR MANUFACTURING THE INVENTION THEREOF, AND A METHOD FOR MANUFACTURING A DUCT TUBE
EP3733878A4 (en) * 2018-01-30 2021-03-17 JFE Steel Corporation STEEL MATERIAL FOR LINE PIPE, MANUFACTURING METHODS FOR IT AND MANUFACTURING METHOD FOR LINE PIPE
US11401568B2 (en) 2018-01-30 2022-08-02 Jfe Steel Corporation Steel material for line pipes, method for producing the same, and method for producing line pipe
US12037666B2 (en) 2018-01-30 2024-07-16 Jfe Steel Corporation Steel material for line pipes, method for producing the same, and method for producing line pipe

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