JP5157386B2 - 厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法 - Google Patents
厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5157386B2 JP5157386B2 JP2007301777A JP2007301777A JP5157386B2 JP 5157386 B2 JP5157386 B2 JP 5157386B2 JP 2007301777 A JP2007301777 A JP 2007301777A JP 2007301777 A JP2007301777 A JP 2007301777A JP 5157386 B2 JP5157386 B2 JP 5157386B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- rolling
- recrystallization
- strength
- temperature
- temperature range
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 50
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 50
- 239000000463 material Substances 0.000 title claims description 31
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 17
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 95
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims description 67
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 33
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 29
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims description 29
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims description 22
- 238000012360 testing method Methods 0.000 claims description 19
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 18
- 230000001186 cumulative effect Effects 0.000 claims description 16
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 10
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 5
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 14
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 12
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 11
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 11
- VNWKTOKETHGBQD-UHFFFAOYSA-N methane Chemical compound C VNWKTOKETHGBQD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 4
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 4
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 3
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 3
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 3
- 239000003345 natural gas Substances 0.000 description 3
- 230000008569 process Effects 0.000 description 3
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 2
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 2
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 2
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 2
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 2
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 2
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 2
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 2
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 2
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 2
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 2
- 238000011084 recovery Methods 0.000 description 2
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 2
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 2
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 2
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 2
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 2
- 102100032884 Neutral amino acid transporter A Human genes 0.000 description 1
- 101710160582 Neutral amino acid transporter A Proteins 0.000 description 1
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 1
- 238000000889 atomisation Methods 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 238000013461 design Methods 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 1
- 238000010191 image analysis Methods 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 239000004615 ingredient Substances 0.000 description 1
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 1
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 1
- OXNIZHLAWKMVMX-UHFFFAOYSA-N picric acid Chemical compound OC1=C([N+]([O-])=O)C=C([N+]([O-])=O)C=C1[N+]([O-])=O OXNIZHLAWKMVMX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 1
- 238000004904 shortening Methods 0.000 description 1
- 239000002436 steel type Substances 0.000 description 1
- 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 1
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 1
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、靭性に優れた鋼材の製造方法に関し、特に、強度レベルがＡＰＩ−５Ｌ Ｘ７０以上で、板厚２０ｍｍ以上のＵＯＥまたはプレスベンド法によって製造されるラインパイプ用鋼管用素材の製造方法として好適なものに関する。
天然ガス供給地の遠隔化に伴い、天然ガス輸送用パイプラインの長距離化が進み、輸送効率のための操業圧増加を考慮し、ラインパイプの管厚を増大したり、高強度グレードを採用する設計が進められ、厚肉高強度ラインパイプの需要が高まっている。
天然ガス輸送用パイプラインの場合は、脆性亀裂伝播防止の観点から、ＤＷＴＴ（Ｄｒｏｐ Ｗｅｉｇｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅｓｔ）と呼ばれる試験における延性破面率（ＳＡ（％））の値が高いことが望まれている。
一般に、鋼板の強度や板厚が増加すると、靭性は低下する傾向にあるため、厚鋼板の靭性を向上させる技術として、制御圧延や制御冷却、さらには、直接焼入れ−焼戻し技術などＴＭＣＰ技術、また圧延後に行うオンラインの熱処理技術が開発されてきた。
靭性の向上には、結晶粒の微細化が有効であることが従来から知られており、様々な検討がなされている。合金設計や圧延時の加熱温度や圧延温度などの調整による細粒化の場合、現状、圧延−冷却で得られる厚鋼板のγ粒径は２０〜３０μｍ程度が限界である。
上記粒径は、圧延後の再加熱焼入れなどで得られる結晶粒径に比べても大きく、圧延−冷却ままあるいは、圧延−冷却−焼戻しプロセスでの靭性の向上には限界があり、特に２０ｍｍを超える厚肉材の場合、ＤＷＴＴ試験時のＳＡ値を満足させることは難しい。
厚鋼板の細粒化を促進させる手法として、例えば、特許文献１に、熱間圧延の各パス圧下時の歪速度をコントロールして１パス圧下率を増大させ、動的再結晶により、γ粒径を微細化する手法が開示されている。
特開平０８−２２５８８３号公報
しかしながら、特許文献１に記載の方法は圧延能率が著しく低下するので、ラインパイプ材などの量産材の生産には適用できず、生産性を損なわない実用的な厚板製造プロセスを用いて靭性を向上させるための新たな微細粒化技術の開発が要望されている。
そこで、本発明は、ラインパイプ用鋼管用素材の製造方法として好適な圧延−加速冷却ままプロセスを用いて、従来材を遥かに凌ぐγ粒の微細化を達成し、γ＋αの２相域圧延によってＤＷＴＴ試験時の脆性破面発生を抑制する鋼の製造方法を提供することを目的とする。
本発明者等は、上記課題を解決するため、γ粒径に及ぼす圧延時の加熱・冷却・圧下パターンに着目して鋭意検討し、再結晶温度域圧延後、未再結晶域圧延を行い、再度、再結晶温度域へ急速加熱した場合、微細なγが得られ、その後の圧延・冷却条件の組合せにより、優れた靭性と高強度が得られることを見いだした。
すなわち、１．圧延時の加熱温度と再結晶域圧延により初期γ粒径の粗大化を防止して均一なγ粒を得、その後の未再結晶域圧延の累積圧下率を確保し、変態をさせずにＡｒ３以上の温度から再結晶温度域に短時間で加熱することにより微細な再結晶γが得られること、２．さらにその後、微細なγ粒に対してγ+αの２相温度域で圧延を行うことにより、組織の微細化が図られ、加速冷却後に優れた強度・靭性が得られることを見出した。
本発明の要旨は次のとおりである。
１．質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００３〜０．１００％、
Ｂ：０．０００５％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
を含有し、さらに、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｖ：０．００３〜０．１％
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有し、
さらに、下記（１）式で計算されるＣｅｑ値が０．３６〜０．６０であり、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、
１０００℃以上１２５０℃以下に加熱し、再結晶温度域において圧延後、未再結晶温度域において累計圧下率４０％以上の圧延を行う一次圧延を実施し、その後、Ａｒ３変態点以上の温度から再結晶温度以上に２℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で加熱後、Ａｒ３変態点以下Ａｒ３変態点−５０℃以上の温度に冷却してから圧延を再開し、２相温度域において累計圧下率１５％以上の圧延を行う二次圧延を実施し、さらに、Ａｒ１変態点以上の温度から６００℃以下に加速冷却する工程を有することを特徴とする厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法。
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ （１）
各元素は質量％での値とする。
２．前記鋼素材は、さらに、
Ｃａ：０．０００１〜０．００６０％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００６０％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２００％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０１００％
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする、１記載の厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法。
３．一次圧延において、未再結晶温度域で累積圧下率４０％以上の圧延を行う前に、再結晶温度域圧延中または圧延後に水冷を実施し、未再結晶温度域まで冷却する工程を有することを特徴とする、１または２に記載の厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法。
４．一次圧延後、Ａｒ３変態点以上の温度から再結晶温度域に加熱後に得られる再結晶後平均γ粒径が１５μｍ以下であることを特徴とする、１乃至３の何れか一つに記載の厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法。
５．１乃至４の何れか一つに記載の方法により製造され、再結晶後平均γ粒径が１５μｍ以下、降伏強度４８５ＭＰａ以上および引張強度５６５ＭＰａ以上で、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが３００Ｊ以上かつＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率ＳＡ値が９０％以上、板厚２０ｍｍ以上であることを特徴とするラインパイプ用鋼管用素材。
１．質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００３〜０．１００％、
Ｂ：０．０００５％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
を含有し、さらに、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｖ：０．００３〜０．１％
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有し、
さらに、下記（１）式で計算されるＣｅｑ値が０．３６〜０．６０であり、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、
１０００℃以上１２５０℃以下に加熱し、再結晶温度域において圧延後、未再結晶温度域において累計圧下率４０％以上の圧延を行う一次圧延を実施し、その後、Ａｒ３変態点以上の温度から再結晶温度以上に２℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で加熱後、Ａｒ３変態点以下Ａｒ３変態点−５０℃以上の温度に冷却してから圧延を再開し、２相温度域において累計圧下率１５％以上の圧延を行う二次圧延を実施し、さらに、Ａｒ１変態点以上の温度から６００℃以下に加速冷却する工程を有することを特徴とする厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法。
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ （１）
各元素は質量％での値とする。
２．前記鋼素材は、さらに、
Ｃａ：０．０００１〜０．００６０％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００６０％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２００％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０１００％
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする、１記載の厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法。
３．一次圧延において、未再結晶温度域で累積圧下率４０％以上の圧延を行う前に、再結晶温度域圧延中または圧延後に水冷を実施し、未再結晶温度域まで冷却する工程を有することを特徴とする、１または２に記載の厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法。
４．一次圧延後、Ａｒ３変態点以上の温度から再結晶温度域に加熱後に得られる再結晶後平均γ粒径が１５μｍ以下であることを特徴とする、１乃至３の何れか一つに記載の厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法。
５．１乃至４の何れか一つに記載の方法により製造され、再結晶後平均γ粒径が１５μｍ以下、降伏強度４８５ＭＰａ以上および引張強度５６５ＭＰａ以上で、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが３００Ｊ以上かつＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率ＳＡ値が９０％以上、板厚２０ｍｍ以上であることを特徴とするラインパイプ用鋼管用素材。
本発明によれば、圧延−加速冷却ままプロセスを用いて、従来材と比較して、ＤＷＴＴ試験における８５％ＳＡが得られる温度（ＳＡＴＴ）が２０℃以上低温となる優れた靭性を備えた、２０ｍｍを超える厚肉材が生産性を損なわずに得られ、産業上極めて有用である。
本発明は、再結晶域圧延後に累積圧下率４０％以上の未再結晶域圧延を行い、その後、再度、再結晶温度域へ急速加熱を行うことにより、急速加熱ままで１５μｍ以下のγ粒径とし、その後のγ＋αの２相域で１５％以上の圧延を行い圧延中に変態生成するフェライトのさらなる微細化を行うことを特徴とする。以下、本発明を詳細に説明する。尚、成分組成における％は質量％とする。
［成分組成］
Ｃ：０．０３〜０．０９％
ＣはＡＰＩＸ７０以上の強度を確保するため、少なくとも０．０３％は必要である。一方、０．０９％を越えて添加すると加速冷却後に形成される硬質相がマルテンサイトとなり、母材シャルピー吸収エネルギーが低下するため、０．０３％以上、０．０９％以下（以下、０．０３〜０．０９％）とする。
［成分組成］
Ｃ：０．０３〜０．０９％
ＣはＡＰＩＸ７０以上の強度を確保するため、少なくとも０．０３％は必要である。一方、０．０９％を越えて添加すると加速冷却後に形成される硬質相がマルテンサイトとなり、母材シャルピー吸収エネルギーが低下するため、０．０３％以上、０．０９％以下（以下、０．０３〜０．０９％）とする。
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％
Ｓｉは脱酸に必要な元素であるが、０．０１％未満ではその効果は少なく、０．５０％を越えて添加すると溶接性および母材シャルピー吸収エネルギーを著しく低下させるため、０．０１〜０．５０％とする。
Ｓｉは脱酸に必要な元素であるが、０．０１％未満ではその効果は少なく、０．５０％を越えて添加すると溶接性および母材シャルピー吸収エネルギーを著しく低下させるため、０．０１〜０．５０％とする。
Ｍｎ：１．０〜３．０％
ＭｎはＣと同様に鋼板の強度を確保するために必要であり、特にＡＰＩＸ７０以上の強度を確保するためには１．０％以上は必要である。一方、３．０％を超えて添加すると鋳造時に不可避的に形成される偏析部に特に濃化し、その部分がＤＷＴＴ特性劣化の原因となるため、１．０〜３．０％とする。
ＭｎはＣと同様に鋼板の強度を確保するために必要であり、特にＡＰＩＸ７０以上の強度を確保するためには１．０％以上は必要である。一方、３．０％を超えて添加すると鋳造時に不可避的に形成される偏析部に特に濃化し、その部分がＤＷＴＴ特性劣化の原因となるため、１．０〜３．０％とする。
Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下
Ｐ、Ｓは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、鋼母材や、溶接熱影響部の靭性を劣化させるため、経済性を考慮して可能な範囲で低減する事が好ましく、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下とする。
Ｐ、Ｓは不純物として鋼中に不可避的に含有される元素であり、鋼母材や、溶接熱影響部の靭性を劣化させるため、経済性を考慮して可能な範囲で低減する事が好ましく、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下とする。
Ａｌ：０．００３〜０．１００％
Ａｌは脱酸元素であり、０．００３％未満ではその効果は十分ではなく、過剰に添加すると靭性の劣化をもたらすため、０．００３〜０．１００％以下とする。尚、Ａｌはｓｏｌ．Ａｌとする。
Ａｌは脱酸元素であり、０．００３％未満ではその効果は十分ではなく、過剰に添加すると靭性の劣化をもたらすため、０．００３〜０．１００％以下とする。尚、Ａｌはｓｏｌ．Ａｌとする。
Ｂ：０．０００５％以下
Ｂは不純物として鋼中に含有されることがあり、特に０．０００５％以上含まれていると、熱間圧延時にγ粒界に偏析し、粒界からのフェライト変態を抑制する働きをする。本願では、後述するように、微細γ粒をさらにγ＋αの２相域にて圧延することで圧延中に変態生成するフェライトをも微細化しＤＷＴＴ特性の向上を図るものであるから、過剰のＢが存在するとこの効果が十分得られなくなるため、Ｂの上限を０．０００５％とする。
Ｂは不純物として鋼中に含有されることがあり、特に０．０００５％以上含まれていると、熱間圧延時にγ粒界に偏析し、粒界からのフェライト変態を抑制する働きをする。本願では、後述するように、微細γ粒をさらにγ＋αの２相域にて圧延することで圧延中に変態生成するフェライトをも微細化しＤＷＴＴ特性の向上を図るものであるから、過剰のＢが存在するとこの効果が十分得られなくなるため、Ｂの上限を０．０００５％とする。
Ｎｂ：０．００５〜０．１％
Ｎｂはオーステナイト未再結晶温度域を高温側に拡大する働きをするため、後述するオーステナイト未再結晶温度域での４０％以上の累計圧下率を十分確保するために、少なくとも０．００５％以上添加する必要がある。また、同時に焼入れ性向上効果があり、加速冷却後の第２相組織を変態強化するが、０．１％以上添加されていると第２相組織が硬くなりすぎて、母材シャルピー吸収エネルギーの低下をもたらすため、０．００５〜０．１％とする。
Ｎｂはオーステナイト未再結晶温度域を高温側に拡大する働きをするため、後述するオーステナイト未再結晶温度域での４０％以上の累計圧下率を十分確保するために、少なくとも０．００５％以上添加する必要がある。また、同時に焼入れ性向上効果があり、加速冷却後の第２相組織を変態強化するが、０．１％以上添加されていると第２相組織が硬くなりすぎて、母材シャルピー吸収エネルギーの低下をもたらすため、０．００５〜０．１％とする。
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
Ｔｉは鋼中で窒化物を形成し、特に０．００５％以上添加されていると、窒化物のピンニング効果でγ粒の粗大化を防ぐ働きをするため母材の靭性確保や溶接熱影響部での靭性確保の観点で有効である。０．０５％を超えて添加すると靭性の著しい低下をもたらすため、０．００５〜０．０５％とする。
Ｔｉは鋼中で窒化物を形成し、特に０．００５％以上添加されていると、窒化物のピンニング効果でγ粒の粗大化を防ぐ働きをするため母材の靭性確保や溶接熱影響部での靭性確保の観点で有効である。０．０５％を超えて添加すると靭性の著しい低下をもたらすため、０．００５〜０．０５％とする。
本発明では、強度調整の観点からＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖの１種または２種以上を選択元素として添加する。
Ｃｕ：０．０１〜１．０％
Ｃｕは強度を増加させるための元素で０．０１％以上でその効果を発揮し、１．０％を超えて添加すると熱間脆性により鋼板表面の性状を劣化するため、添加する場合は、０．０１〜１．０％とする。
Ｃｕは強度を増加させるための元素で０．０１％以上でその効果を発揮し、１．０％を超えて添加すると熱間脆性により鋼板表面の性状を劣化するため、添加する場合は、０．０１〜１．０％とする。
Ｎｉ：０．０１〜２．０％
Ｎｉは母材の強度を増加させつつ靭性も向上させることが可能であり、０．０１％以上で効果を発揮するが、２．０％を超えると効果が飽和し経済的を損なうため、添加する場合は、０．０１〜２．０％とする。
Ｎｉは母材の強度を増加させつつ靭性も向上させることが可能であり、０．０１％以上で効果を発揮するが、２．０％を超えると効果が飽和し経済的を損なうため、添加する場合は、０．０１〜２．０％とする。
Ｃｒ：０．０１〜１．０％
Ｃｒは強度を増加するのに有効であり、０．０１％以上でその効果を発揮し、１．０％を越えて添加すると靭性を劣化させるため、添加する場合は、０．０１〜１．０％とする。
Ｃｒは強度を増加するのに有効であり、０．０１％以上でその効果を発揮し、１．０％を越えて添加すると靭性を劣化させるため、添加する場合は、０．０１〜１．０％とする。
Ｍｏ：０．０１〜１．０％
Ｍｏは強度を増加するのに有効であり、０．０１％以上でその効果を発揮し、１．０％を越えて添加すると著しく靭性を劣化させるとともに経済性を損なうため、添加する場合は、０．０１〜１．０％とする。
Ｍｏは強度を増加するのに有効であり、０．０１％以上でその効果を発揮し、１．０％を越えて添加すると著しく靭性を劣化させるとともに経済性を損なうため、添加する場合は、０．０１〜１．０％とする。
Ｖ：０．００３〜０．１％
Ｖは炭化物形成により強度を増加するのに有効であり、０．００３％以上の添加で効果を発揮する。ただし、０．１％を越えると過剰な炭化物量となり靭性の低下を招くおそれがあるため、添加する場合は、０．００３〜０．１％とする。
Ｖは炭化物形成により強度を増加するのに有効であり、０．００３％以上の添加で効果を発揮する。ただし、０．１％を越えると過剰な炭化物量となり靭性の低下を招くおそれがあるため、添加する場合は、０．００３〜０．１％とする。
Ｃｅｑ（％）：０．３６〜０．６０
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５）、各元素は含有量（質量％）とし、板厚２５ｍｍの鋼板でＡＰＩＸ７０以上の強度を達成するため、０．３６以上とする。一方、Ｃｅｑ（％）が０．６０を超えるような添加を行った場合、溶接性が劣化し特にパイプの円周溶接時の低温割れを防止できなくなるため、上限を０．６０とする。尚、添加しない元素は０とする。
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５）、各元素は含有量（質量％）とし、板厚２５ｍｍの鋼板でＡＰＩＸ７０以上の強度を達成するため、０．３６以上とする。一方、Ｃｅｑ（％）が０．６０を超えるような添加を行った場合、溶接性が劣化し特にパイプの円周溶接時の低温割れを防止できなくなるため、上限を０．６０とする。尚、添加しない元素は０とする。
本発明の基本成分組成は以上であるが、必要に応じて、Ｃａ：０．０００１〜０．００６０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００６０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２００％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０１００％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することができる。
Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭ，Ｚｒは鋼中のＳを固定して鋼板の靭性を向上させる働きがあり、０．０００１％以上の添加で効果がある。一方、それぞれ０．００６０％、０．００６０％、０．０２００％、０．０１００％を越えて添加すると鋼中の介在物量が増加し靭性を劣化させるようになる。従って、添加する場合は、Ｃａ：０．０００１〜０．００６０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００６０％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２００％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０１００％とする。
上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
［製造条件］
上記組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉等の溶製手段で常法により溶製し、連続鋳造法または造塊〜分塊法等で常法によりスラブ等の鋼素材とする。なお、溶製方法、鋳造法については上記した方法に限定されるものではない。その後、所望の形状に特定の条件で圧延し、圧延中または圧延後に、特定の条件で冷却および加熱を行う。
上記組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉等の溶製手段で常法により溶製し、連続鋳造法または造塊〜分塊法等で常法によりスラブ等の鋼素材とする。なお、溶製方法、鋳造法については上記した方法に限定されるものではない。その後、所望の形状に特定の条件で圧延し、圧延中または圧延後に、特定の条件で冷却および加熱を行う。
１．スラブ加熱
鋳造後、スラブ温度が室温まで低下してからあるいは高温の状態で、加熱炉に挿入して１０００℃以上に加熱する。
鋳造後、スラブ温度が室温まで低下してからあるいは高温の状態で、加熱炉に挿入して１０００℃以上に加熱する。
加熱温度は、靭性確保の観点からはより低温が好ましいが、１０００℃未満ではスラブ厚中央の未厚着ザクが残存して１／２ｔ性能を劣化させる可能性があり、また、Ｎｂ，Ｖなどを十分に固溶させるため、１０００℃以上とする。
一方、１２５０℃を超える温度に加熱すると初期γ粒が粗大化し、靭性が劣化するので、上限を１２５０℃とする。
圧延は、Ａｒ３以上で行う圧延（１次圧延）と、γ＋αの２相域で行う圧延（２次圧延）とし、１次圧延後、急速加熱して再度、再結晶温度域まで加熱後、冷却して、２次圧延を行う。
２．１次圧延
１次圧延は、スラブ等の鋼素材を、所望の形状とするために行い、再結晶域温度で１パス以上の圧下を行い、引き続き、未再結晶温度域で累積圧下率４０％以上の圧延を行う。
１次圧延は、スラブ等の鋼素材を、所望の形状とするために行い、再結晶域温度で１パス以上の圧下を行い、引き続き、未再結晶温度域で累積圧下率４０％以上の圧延を行う。
再結晶域圧延は加熱時のγ粒をある程度まで均一微細化するのに必要であり、１パス以上、好ましくは累積で２０％以上の圧下を行う。
未再結晶域圧延は、圧下率が小さいと、その後に再結晶域まで再加熱する急速加熱後のミクロ組織微細化効果が発揮できないため、４０％以上確保する。圧下率は高い方が好ましいが、工業的には８０％程度が上限となる。
また、再結晶域圧延後、未再結晶域圧延開始温度まで、自然放冷（空冷）で待ってもよいが、再結晶域圧延中あるいは圧延後に水冷し、未再結晶域圧延開始までの待ち時間を短縮することが、効率的にも、また、再結晶γの成長を抑制する効果の点からも好ましく、微細化により有効である。
３．１次圧延後急速加熱
未再結晶域圧延の後、Ａｒ３変態点以上の温度域から、再結晶温度域までを２℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で加熱する。加熱方法は特に限定しないが、高周波加熱装置が好ましい。加熱後、特に保持などは行う必要はない。
未再結晶域圧延の後、Ａｒ３変態点以上の温度域から、再結晶温度域までを２℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で加熱する。加熱方法は特に限定しないが、高周波加熱装置が好ましい。加熱後、特に保持などは行う必要はない。
加熱開始温度がＡｒ３変態点を下回ると、フェライト変態が起こり、再加熱時に逆変態によりγは微細化される。しかし、その後の加熱時の加熱温度代が大きくなり効率および経済性が損なわれるとともに、Ｎｂ炭化物などの析出・粗大化が促進され、混粒組織となりやすいとともに靭性低下の原因となる。
従って、Ａｒ３変態点以上の温度から昇温を開始する。加熱温度は再結晶温度以上が必要で、再結晶温度＋１００℃以下の低温が好ましい。温度が高くなるとγ粒が成長し、γ粒の微細化効果が得られないためである。
昇温速度は、２℃／ｓｅｃ以上とする。２℃／ｓｅｃ以下では、再結晶の前に加工組織の回復や、ＮｂやＴｉなどの炭化物の加工誘起析出が起こり、靭性が劣化する。加熱後の保持は行ってもよいが、再結晶が完了するとその後粒成長が起こるため、必要以上の保持は行うべきではなく、短時間が好ましい。
スラブ加熱温度で初期γ粒を制御した上で未再結晶域圧延の累積圧延率を確保し、再結晶温度域に急速に再加熱することにより、γの微細化が達成されるため、平均粒径１５μｍ以下や１０μｍ以下のγ粒が得られる。本発明では再結晶後のγ粒の平均粒径を再結晶後平均γ粒径と称する。
４．２次圧延
再結晶域に急速加熱後、γ＋αの２相域まで冷却して行う圧延（２次圧延）は、累積圧下率１５％以上とする。まず、再結晶域までの急速加熱によって１５μｍ以下までγ粒が細粒化した鋼板を、γ＋αの２相域に空冷または水冷してから圧延を再開するが、圧延を再開する温度がＡｒ３変態点を上回るの場合、十分な２相域圧延を行うことができず、逆に、圧延を再開する温度がＡｒ３変態点−５０℃を下回る場合、圧延荷重が著しく上昇して圧延できなくなることから、圧延を再開する温度を、Ａｒ３変態点以下、Ａｒ３変態点−５０℃以上とする。その後、累計で少なくとも１５％以上の圧下率の圧延を行うと、圧延中に変態生成したフェライト粒が微細化され、ＤＷＴＴ特性が向上する。
再結晶域に急速加熱後、γ＋αの２相域まで冷却して行う圧延（２次圧延）は、累積圧下率１５％以上とする。まず、再結晶域までの急速加熱によって１５μｍ以下までγ粒が細粒化した鋼板を、γ＋αの２相域に空冷または水冷してから圧延を再開するが、圧延を再開する温度がＡｒ３変態点を上回るの場合、十分な２相域圧延を行うことができず、逆に、圧延を再開する温度がＡｒ３変態点−５０℃を下回る場合、圧延荷重が著しく上昇して圧延できなくなることから、圧延を再開する温度を、Ａｒ３変態点以下、Ａｒ３変態点−５０℃以上とする。その後、累計で少なくとも１５％以上の圧下率の圧延を行うと、圧延中に変態生成したフェライト粒が微細化され、ＤＷＴＴ特性が向上する。
累積圧下率は、板厚中央にわたりフェライト粒の微細化効果を得るため、２０％以上とすることが好ましい。
５．加速冷却
加速冷却は、ＡＰＩＸ７０以上の強度を確保するため、第２相をベイナイト組織化することが目的で、冷却開始温度をＡｒ１変態点以上、冷却停止温度を６００℃以下とする。Ａｒ１変態点以下の温度から冷却開始した場合、圧延終了から加速冷却開始までの間に、圧延で微細化されないフェライトが変態生成し、これらのフェライトは十分細粒化されないことからＤＷＴＴ特性が劣化する。
加速冷却は、ＡＰＩＸ７０以上の強度を確保するため、第２相をベイナイト組織化することが目的で、冷却開始温度をＡｒ１変態点以上、冷却停止温度を６００℃以下とする。Ａｒ１変態点以下の温度から冷却開始した場合、圧延終了から加速冷却開始までの間に、圧延で微細化されないフェライトが変態生成し、これらのフェライトは十分細粒化されないことからＤＷＴＴ特性が劣化する。
一方、冷却停止温度が６００℃以上の場合、第２相がパーライトとなり、ＡＰＩＸ７０以上の強度を確保することが難しくなる。冷却速度は、１０℃／ｓｅｃの強冷却が好ましい。
以上の説明において、鋼材温度は、鋼材の表面と中心部の平均温度とする。再結晶温度やＡｒ３、Ａｒ１変態点は成分によって異なり、本願で規定する鋼の化学組成の範囲内では、再結晶温度（再結晶を起こす限界温度）は概ね８００〜９５０℃の範囲に、Ａｒ３変態点は概ね７００〜８００℃の範囲に、Ａｒ１変態点は概ね６００〜７００℃の範囲にある。
表１に示す組成の鋳片を、表２に示す熱間圧延条件により２０〜３８ｍｍ厚の厚鋼板とした。
表１において、鋼種Ｎｏ．Ｇ，Ｈ，Ｉ，Ｊ，Ｋ，Ｌの供試鋼は成分組成のいずれかが本発明範囲外となっている。
得られた厚鋼板について、ＡＰＩ−５Ｌに準拠した全厚引張試験片を採取し、引張試験を実施し、降伏強度、引張強度および降伏比（降伏強度と引張強度の比）を求めた。
シャルピ−衝撃試験は、板厚方向１／４の位置からＪＩＳ Ｚ ２２０２（１９９８改訂版）に準拠したＶノッチ標準寸法のシャルピ−衝撃試験片を採取して、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（１９９８改訂版）に準拠して−４０℃でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギーを求めた。
また、ＡＰＩ−５Ｌに準拠したＤＷＴＴ試験片を採取し、−４０℃で試験を行い、ＳＡ値を求めた。
未再結晶域圧延後、再結晶後平均γ粒径は、表２の圧延条件のうち、再加熱までの工程は同一で、再加熱後１０秒の保持時間経過後、水焼入した鋼板の一部からγ粒径測定用小型圧延試料を採取した。
当該試料の板厚１／４位置よりミクロ組織観察用試料を採取し、試料の板厚方向断面を鏡面研磨ののちピクリン酸エッチング処理を行ってから、光学顕微鏡を用いて４００〜１０００倍の範囲でγ粒界が見える写真を撮影し、画像解析にてその平均粒径を算出した。
表３に、調査した厚鋼板の再結晶後平均γ粒径および機械的性質を示す。
本実施例において、本発明範囲は、ＡＰＩＸ７０の下限降伏強度４８５ＭＰａおよび下限引張強度５６５ＭＰａ以上、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが３００Ｊ以上かつＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率ＳＡ値が９０％以上とする。
本発明に適合した発明例Ｎｏ．１〜９は、いずれも再結晶後平均γ粒径が１５μｍ以下となっており、かつ、ＡＰＩＸ７０の下限降伏強度４８５ＭＰａおよび下限引張強度５６５ＭＰａを上回る高強度を達成しており、さらに、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが３００Ｊ以上かつＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率ＳＡ値が９０％以上と優れた靭性が認められた。ＡＰＩＸ７０はＡＰＩ−５Ｌ Ｘ７０を指すものとする。
一方、比較例１０は、鋼の化学組成は適合しているものの、熱間圧延時の未再結晶域圧延後急速再加熱を行わずに引き続きγ＋αの２相域圧延を実施し、以降加速冷却を行ったため、再結晶後平均γ粒径が本発明の範囲を超える粗いサイズとなっており、その結果シャルピー吸収エネルギーおよびＤＷＴＴ試験のＳＡ値が低い値となった。
比較例１１は、未再結晶域圧延後の再加熱における加熱速度が本発明の範囲より遅く、再加熱中にγ粒が一部回復現象を起こし、再加熱時の再結晶が不十分であったため、再結晶後平均γ粒が粗く、シャルピー吸収エネルギーおよびＤＷＴＴ試験のＳＡ値が低い値となった。
比較例１２は、未再結晶域圧延時の累計圧下率が本発明の下限を下回り、再加熱時にγが再結晶するのに十分な加工が加わらなかったため、再結晶後平均γ粒が粗く、同様にシャルピー吸収エネルギーおよびＤＷＴＴ試験のＳＡ値が低い値となった。
一方、比較例１３は、再加熱処理後に実施した２相域圧延時の累計圧下率が本発明の下限を下回っていたため、再結晶後平均γ粒は細かいものの、その後のフェライトの微細化が十分でなく、ＤＷＴＴ試験のＳＡ値が低い値となった。
比較例１４は、加速冷却の冷却停止温度が本発明の上限を上回っていたため、第２相のベイナイト化が十分でなく、ＡＰＩＸ７０の強度の下限に届かなかった。
比較例１５は、鋼のＣ量が本発明の下限を下回り、その結果Ｃｅｑ値の下限も下回っていたため、同様に強度が低かった。
比較例１６は、Ｃ量が本発明の上限を上回っていたため、ＡＰＩＸ７０以上の強度を示したものの、シャルピー吸収エネルギーが著しく低かった。
比較例１７は、鋼のＳｉ量が本発明の上限を上回っていたためシャルピー吸収エネルギーが低い値を示した。また、比較例１８は、鋼のＭｎ量が本発明の上限を上回っていたため、ＤＷＴＴ試験のＳＡ値が著しく低かった。
比較例１９は、鋼のＢ量が本発明の上限を上回っていたため、フェライト変態が抑制されて、２相域での圧延時にフェライトの微細化を十分に行うことができず、ＤＷＴＴ試験のＳＡ値が低い値となった。
比較例２０は、鋼のＮｂ量が本発明の下限を下回っていたため、オーステナイト未再結晶温度域が狭く、累計圧下率を十分行っていても、圧延中に回復現象がおきてしまい、再結晶域への再加熱時のγ粒再結晶が十分でなく、粗い再結晶後平均γ粒であったため、シャルピー吸収エネルギーおよびＤＷＴＴ試験のＳＡ値が低い値となった。
Claims (5)
- 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００３〜０．１００％、
Ｂ：０．０００５％以下、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５％
を含有し、さらに、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｖ：０．００３〜０．１％
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有し、
さらに、下記（１）式で計算されるＣｅｑ値が０．３６〜０．６０であり、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材を、
１０００℃以上１２５０℃以下に加熱し、再結晶温度域において圧延後、未再結晶温度域において累計圧下率４０％以上の圧延を行う一次圧延を実施し、その後、Ａｒ３変態点以上の温度から再結晶温度以上に２℃／ｓｅｃ以上の昇温速度で加熱後、Ａｒ３変態点以下Ａｒ３変態点−５０℃以上の温度に冷却してから圧延を再開し、２相温度域において累計圧下率１５％以上の圧延を行う二次圧延を実施し、さらに、Ａｒ１変態点以上の温度から６００℃以下に加速冷却する工程を有することを特徴とする厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法。
Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５ （１）
各元素は質量％での値とする。
- 前記鋼素材は、さらに、
Ｃａ：０．０００１〜０．００６０％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００６０％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０２００％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０１００％
のうちから選ばれる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記載の厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法。 - 一次圧延において、未再結晶温度域で累積圧下率４０％以上の圧延を行う前に、再結晶温度域圧延中または圧延後に水冷を実施し、未再結晶温度域まで冷却する工程を有することを特徴とする、請求項１または請求項２に記載の厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法。
- 一次圧延後、Ａｒ３変態点以上の温度から再結晶温度域に加熱後に得られる再結晶後平均γ粒径が１５μｍ以下であることを特徴とする、請求項１乃至３の何れか一つに記載の厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法。
- 請求項１乃至４の何れか一つに記載の方法により製造され、再結晶後平均γ粒径が１５μｍ以下、降伏強度４８５ＭＰａ以上および引張強度５６５ＭＰａ以上で、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが３００Ｊ以上かつＤＷＴＴ試験で得られた延性破面率ＳＡ値が９０％以上、板厚２０ｍｍ以上であることを特徴とするラインパイプ用鋼管用素材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2007301777A JP5157386B2 (ja) | 2007-11-21 | 2007-11-21 | 厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2007301777A JP5157386B2 (ja) | 2007-11-21 | 2007-11-21 | 厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2009127071A JP2009127071A (ja) | 2009-06-11 |
| JP5157386B2 true JP5157386B2 (ja) | 2013-03-06 |
Family
ID=40818306
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2007301777A Expired - Fee Related JP5157386B2 (ja) | 2007-11-21 | 2007-11-21 | 厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5157386B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5157387B2 (ja) * | 2007-11-21 | 2013-03-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高変形能を備えた厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法 |
| JP5759109B2 (ja) * | 2010-03-09 | 2015-08-05 | 株式会社神戸製鋼所 | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた鋼材、およびその製造方法 |
| JP5510193B2 (ja) * | 2010-08-30 | 2014-06-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接部特性に優れた溶接鋼管の製造方法 |
| US10544478B2 (en) | 2015-03-31 | 2020-01-28 | Jfe Steel Corporation | High-strength, high-toughness steel plate, and method for producing the same |
| JP6572963B2 (ja) * | 2017-12-25 | 2019-09-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63223125A (ja) * | 1987-03-10 | 1988-09-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高靭性高張力鋼板の製造方法 |
| JP3003483B2 (ja) * | 1993-12-01 | 2000-01-31 | 日本鋼管株式会社 | 鋼板の製造方法 |
| JP5157387B2 (ja) * | 2007-11-21 | 2013-03-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高変形能を備えた厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法 |
-
2007
- 2007-11-21 JP JP2007301777A patent/JP5157386B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2009127071A (ja) | 2009-06-11 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN101965414B (zh) | 低温韧性优异的高强度钢板和钢管以及它们的制造方法 | |
| 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 | |
| JP5348386B2 (ja) | 低降伏比かつ耐脆性亀裂発生特性に優れた厚肉高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP4897127B2 (ja) | 溶接構造用高強度鋼板の製造方法 | |
| JP5146051B2 (ja) | 靭性および変形能に優れた板厚：２５ｍｍ以上の高強度鋼管用鋼材およびその製造方法 | |
| WO2013145770A1 (ja) | 耐歪時効特性に優れた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 | |
| JP6123972B2 (ja) | 高強度・高靭性鋼板およびその製造方法 | |
| JP2009270194A (ja) | 低温靭性の優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼板の製造方法 | |
| JP2006291349A (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。 | |
| JP2009127069A (ja) | 高靭性ラインパイプ用鋼板およびその製造方法 | |
| JP2006307324A (ja) | 耐切断割れ性に優れた高強度・高靱性厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP2009091633A (ja) | 変形性能に優れた高強度鋼およびその製造方法 | |
| JP2010222680A (ja) | 加工性に優れた高強度高靭性鋼の製造方法 | |
| JP5477089B2 (ja) | 高強度高靭性鋼の製造方法 | |
| JP5509654B2 (ja) | 耐ｐｗｈｔ特性および一様伸び特性に優れた高強度鋼板並びにその製造方法 | |
| JP2007119884A (ja) | 中温域での強度に優れた高強度高靭性鋼材の製造方法 | |
| JP4882251B2 (ja) | 高強度高靱性鋼板の製造方法 | |
| JP5157386B2 (ja) | 厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法 | |
| JP4205922B2 (ja) | 変形性能および低温靱性ならびにｈａｚ靱性に優れた高強度鋼管およびその製造方法 | |
| JP2008075107A (ja) | 高強度・高靭性鋼の製造方法 | |
| JP5157387B2 (ja) | 高変形能を備えた厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法 | |
| JP5439889B2 (ja) | 厚肉高靭性鋼管素材用厚鋼板およびその製造方法 | |
| 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 | |
| CN111542621B (zh) | 高强度高韧性的热轧钢板及其制造方法 | |
| JP6624145B2 (ja) | 高強度・高靭性厚鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20100922 |
|
| RD03 | Notification of appointment of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7423 Effective date: 20120321 |
|
| RD04 | Notification of resignation of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7424 Effective date: 20120327 |
|
| 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: 20121113 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20121126 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5157386 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20151221 Year of fee payment: 3 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |