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JP5516785B2 - 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 - Google Patents

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 Download PDF

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Description

本発明は、主にラインパイプ分野での使用に好適な、低降伏比、高強度および高靭性を有する鋼板とその製造方法に関するものであり、特に、耐歪時効特性に優れた低降伏比、高強度および高靭性を有する鋼板とその製造方法、またその鋼板を素材とした耐座屈性能および伸び特性に優れた高強度溶接鋼管に関する。
近年、溶接構造用鋼材においては、高強度、高靱性に加え、耐震性の観点から低降伏比化、高一様伸びが求められている。一般に、鋼材の金属組織を、軟質相であるフェライト（以下、αと称する場合がある）の中に、ベイナイト（以下、βと称する場合がある）やマルテンサイト（以下、Ｍと称する場合がある）などの硬質相が適度に分散した組織にすることで、鋼材の低降伏比化および高一様伸び化が可能であることが知られている。
上記のような軟質相の中に硬質相が適度に分散した組織を得る製造方法として、特許文献１には、焼入れ（以下、Ｑと称する場合がある）と焼戻し（以下、Ｔと称する場合がある）の中間に、フェライトとオーステナイト（以下、γと称する場合がある）の２相域からの焼入れ（以下、Ｑ’ と称する場合がある）を施す熱処理方法が開示されている。
特許文献２には、製造工程が増加することがない方法として、Ａｒ３変態点以上で圧延を終了後、鋼材の温度がフェライトが生成するＡｒ３変態点以下になるまで加速冷却の開始を遅らせる方法が開示されている。
特許文献１、特許文献２に開示されている様な複雑な熱処理を行わずに低降伏比化を達成する技術として、特許文献３には、Ａｒ３変態点以上で鋼材の圧延を終了し、その後の加速冷却速度と冷却停止温度を制御することで、針状フェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）とマルテンサイトの２相組織とし、低降伏比化を達成する方法が開示されている。
さらには、特許文献４には、鋼材の合金元素の添加量を大きく増加させることなく、低降伏比ならびに優れた溶接熱影響部靭性を達成する技術として、Ｔｉ／ＮやＣａ−Ｏ−Ｓバランスを制御しながら、フェライト、ベイナイトおよび、島状マルテンサイト（以下、ＭＡと称する場合がある）の３相組織とする方法が開示されている。
また、特許文献５には、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏなどの合金元素の添加により、低降伏比かつ高一様伸び性能を達成する技術が開示されている。
一方、ラインパイプに用いられるＵＯＥ鋼管や電縫鋼管のような溶接鋼管は、鋼板を冷間で管状に成形して、突き合わせ部を溶接後、通常防食等の観点から鋼管外面にポリエチレンコーティングや粉体エポキシコーティングのようなコーティング処理が施されるため、製管時の加工歪みとコーティング処理時の加熱により歪時効が生じ、降伏応力が上昇し、鋼管における降伏比は、鋼板における降伏比よりも大きくなってしまうという問題がある。
これに対しては、たとえば、特許文献６および７には、ＴｉとＭｏを含有する複合炭化物の微細析出物、あるいは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖのいずれか２種以上を含有する複合炭化物の微細析出物を活用した、耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度および高靱性を有した鋼管およびその製造方法が開示されている。
特開昭５５−９７４２５号公報 特開昭５５−４１９２７号公報 特開平１−１７６０２７号公報 特許４０６６９０５号公報 特開２００８−２４８３２８号公報 特開２００５−６０８３９号公報 特開２００５−６０８４０号公報
しかしながら、特許文献１に記載の熱処理方法では、二相域焼入れ温度を適当に選択することにより、低降伏比化が達成可能であるが、熱処理工程数が増加するため、生産性の低下や、製造コストの増加を招くという問題がある。
また、特許文献２に記載の技術では、圧延終了から加速冷却開始までの温度域を放冷程度の冷却速度で冷却する必要があるため、生産性が極端に低下するという問題がある。
さらには、特許文献３に記載の技術では、その実施例が示すように、引張強さで４９０Ｎ／ｍｍ２（５０ｋｇ／ｍｍ２ ）以上の鋼材とするために、鋼材の炭素含有量を高める
か、あるいはその他の合金元素の添加量を増やした成分組成とする必要があるため、素材コストの上昇を招くだけでなく、溶接熱影響部の靭性の劣化が問題となる。
また、特許文献４記載の技術では、パイプラインなどに用いられる場合に要求される一様伸び性能についてはミクロ組織の影響など必ずしも明確となっていなかった。また、母材の低温靱性の評価は−１０℃において実施されているだけで、それよりも低温における靱性が要求される新しい用途においての適用可否は不明である。
特許文献５に記載の技術では、合金元素の添加量を増やした成分組成とする必要があるため、素材コストの上昇を招くだけでなく、溶接熱影響部の靭性の劣化が問題となる。また、母材および溶接熱影響部の低温靱性の評価は−１０℃において実施されているだけである。
特許文献６または７に記載の技術では、耐歪時効特性は改善されるものの、母材および溶接熱影響部の低温靱性の評価は−１０℃において実施されているだけである。
また、特許文献１〜７には、フェライト相が必須であるが、ＡＰＩ規格でＸ６０以上と高強度化するにつれて、フェライト相を含む場合、引張強度の低下を招き、合金コストの上昇や低温靱性の低下を招く恐れがあった。
そこで、本発明は、このような従来技術の課題を解決し、高製造効率で製造可能な、ＡＰＩ ５Ｌ Ｘ７０グレード以下の耐歪時効特性に優れた低降伏比、高強度および高靭性を有する鋼板及びその製造方法並びにその鋼板を用いた高強度溶接鋼管を提供することを目的とする。
本発明者らは上記課題を解決するために、鋼板の製造方法、特に制御圧延及び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ついて鋭意検討した結果、表層部のベイナイトが軟質化するように圧延条件を制御することにより、大きな強度低下を起こすことなく、高変形性能や高伸び特性を得ることができる可能性があることを見出し、以下の知見を得た。
（ａ）加速冷却過程でベイナイト変態途中、すなわち未変態オーステナイトが存在する温度領域で冷却を停止し、その後ベイナイト変態の終了温度（以下Ｂｆ点と呼ぶ）より高い温度から再加熱を行なって、鋼板の金属組織を、ベイナイト相中に硬質な島状マルテンサイト（以下ＭＡと呼ぶ）が均一に生成した組織とすることにより、低降伏比化が可能である。
（ｂ）オーステナイト安定化元素としてＭｎを適量添加することにより、未変態オーステナイトが安定化するため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ等の焼入性向上元素を多量添加しなくても硬質なＭＡの生成が可能である。
（ｃ）オーステナイト未再結晶温度域の９００℃以下で５０％以上の累積圧下を加えることによりＭＡを均一微細分散させることができ、低降伏比を維持しながら、一様伸びを向上させることが可能である。
（ｄ）さらに、上記（ｃ）のオーステナイト未再結晶温度域における圧延条件と、上記（ａ）の再加熱条件との両方を適切に制御することにより、ＭＡの形状を制御できる、すなわち、円相当径の平均値で３．０μｍ以下に微細化することができる。そして、その結果、従来鋼であれば時効により降伏比の劣化などが生じるような熱履歴を受けてもＭＡの分解が少なく、時効後も所望の組織形態および特性を維持することが可能である。
（ｅ）さらに、冷却速度１５０℃／ｓ以下で、６００℃以下まで１段目の冷却を行うことによって、表裏層部のベイナイト組織を軟質化させることができる。その結果、表裏層下の硬さを低減することができ、高い伸び特性を確保することが可能である。
本発明は上記の知見に更に検討を加えてなされたもので、本発明の要旨は、以下の通りである。
［１］ 成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：１．２〜３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．００５％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、金属組織をベイナイトと、島状マルテンサイトとの２相組織とし、島状マルテンサイトの面積分率が３〜１５％かつ円相当径が３．０μｍ以下、残部がベイナイト組織であり、板厚方向の硬さのばらつきがビッカース硬さでΔＨＶ３０以下、板幅方向の硬さのばらつきがビッカース硬さでΔＨＶ３０以下、鋼板表層部の最高硬さがビッカース硬さでＨＶ２３０以下であり、ＧＯＳＴ規格の試験片形状の全厚引張試験における降伏比が８５％以下、伸びが２２％以上であることを特徴とする低降伏比高強度鋼板。
［２］ さらに、成分組成が、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｂ：０．００５％以下の中から選ばれる一種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の低降伏比高強度鋼板。
［３］ 上記［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、９００℃以下での累積圧下率を５０％以上とし、Ａｒ３変態点以上の温度で熱間圧延を終了し、Ａｒ３変態点以上の温度から冷却を開始し、鋼板表面温度で冷却速度１５０℃／ｓ以下として、６００℃以下まで冷却、鋼板平均温度で冷却速度１５℃／ｓ以上として、４５０℃以上６５０℃以下まで冷却後、直ちに鋼板表面温度で１．０℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７５０℃まで再加熱することを特徴とする耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度鋼板の製造方法。
［４］ 上記［１］または［２］に記載の鋼板を筒状に成形し、その突合せ部を内外面から１層ずつ溶接し、その後、０．４％以上２．０％以下の拡管率にて拡管処理した、ＧＯＳＴ規格の試験片形状の全厚引張試験における降伏比が９０％以下であり、伸びが２０％以上であり、さらに２５０℃以下の温度で３０分以下の歪時効処理を施した後においても降伏比が９０％以下、伸びが２０％以上であることを特徴とする高強度溶接鋼管。
本発明によれば、耐歪時効特性に優れた低降伏比、高強度および高靭性を有する鋼板を、溶接熱影響部の靭性を劣化させたり、多量の合金元素を添加することなく、製造することができる。このため主にラインパイプに使用する鋼板を、大量に安定して製造することができ、生産性および経済性を著しく高めることができる。さらに、この鋼板を用いて耐座屈性能及び伸び特性に優れた高強度溶接鋼管を製造できるので産業上極めて有用である。
本発明の加速冷却における鋼板平均温度の冷却カーブおよび鋼板表面温度の冷却カーブの概略を示す図である。
以下に本発明の各構成要件の限定理由について説明する。
１．成分組成について
はじめに、本発明の鋼の成分組成を規定した理由を説明する。なお、成分％は、すべて質量％を意味する。
Ｃ：０．０３〜０．０８％
Ｃは炭化物として析出強化に寄与し、且つＭＡ生成に重要な元素であるが、０．０３％未満の添加ではＭＡの生成に不十分であり、また十分な強度を確保できない。０．０８％を超える添加は母材靭性および溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性を劣化させるため、Ｃ量は０．０３〜０．０８％の範囲とする。好ましくは０．０４〜０．０６％の範囲である。
Ｓｉ：０．０１〜１．０％
Ｓｉは脱酸のため添加するが、０．０１％未満の添加では脱酸効果が十分でなく、１．０％を超えて添加すると、靭性や溶接性を劣化させるため、Ｓｉ量は０．０１〜１．０％の範囲とする。好ましくは０．０１〜０．３％の範囲である。
Ｍｎ：１．２〜３．０％
Ｍｎは強度、靭性向上、更に焼入性を向上しＭＡ生成を促すために添加するが、１．２％未満の添加ではその効果が十分でなく、３．０％を超えて添加すると、靱性ならびに溶接性が劣化するため、Ｍｎ量は１．２〜３．０％の範囲とする。成分や製造条件の変動によらず、安定してＭＡを生成するためには、１．８〜３．０％の範囲が好ましい。
Ｐ：０．０１５％以下
本発明でＰは不可避的不純物であり、その量の上限を規定する。Ｐは、含有量が多いと中央偏析が著しく、母材靭性が劣化するため、Ｐ量は０．０１５％以下とする。さらに好適には、Ｐは、０．０１０％以下である。
Ｓ：０．００５％以下
本発明でＳは不可避的不純物であり、その量の上限を規定する。Ｓは、含有量が多いとＭｎＳの生成量が著しく増加し、母材の靭性が劣化するため、Ｓ量は０．００５％以下とする。さらに好適には、Ｓは、０．００２％以下である。
Ａｌ：０．０８％以下
Ａｌは脱酸剤として添加されるが、０．０８％を超えて添加すると鋼の清浄度が低下し、靱性が劣化するため、Ａｌ量は０．０８％以下とする。好ましくは、０．０１〜０．０８％の範囲である。さらに好適には、０．０１〜０．０５％の範囲である。
Ｎｂ：０．００５〜０．０７％
Ｎｂは組織の微細粒化により靭性を向上させ、さらに固溶Ｎｂの焼入性向上により強度上昇に寄与する元素である。その効果は、０．００５％以上の添加で発現する。しかし、０．０７％を超えて添加すると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、Ｎｂ量は０．００５〜０．０７％の範囲とする。好ましくは、０．０１〜０．０５％の範囲である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
ＴｉはＴｉＮのピンニング効果により、スラブ加熱時のオーステナイトの粗大化を抑制し、母材の靭性を向上させる重要な元素である。その効果は、０．００５％以上の添加で発現する。しかし、０．０２５％を超える添加は溶接熱影響部の靭性の劣化を招くため、Ｔｉ量は０．００５〜０．０２５％の範囲とする。溶接熱影響部の靭性の観点からは、好ましくは、０．００５％以上０．０２％未満の範囲である。さらに好適には、０．００７〜０．０１６％の範囲である。
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは不可避的不純物として扱うが、Ｎ量が０．０１０％を超えると、溶接熱影響部靭性が劣化するため、Ｎ量は０．０１０％以下とする。好ましくは０．００７％以下である。さらに好適には、０．００６％以下である。
Ｏ：０．００５％以下
本発明でＯは不可避的不純物であり、その量の上限を規定する。Ｏは粗大で靱性に悪影響を及ぼす介在物の生成の原因となるため、Ｏ量は０．００５％以下とする。さらに好適には、０．００３％以下である。
以上が本発明の基本成分であるが、鋼板の強度・靱性をさらに改善し、且つ焼入性を向上させＭＡの生成を促す目的で、以下に示すＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａ、Ｂの１種以上を含有してもよい。
Ｃｕ：０．５％以下
Ｃｕは、添加することで鋼の焼入性向上に寄与するので添加してもよい。その効果を得るためには、０．０５％以上添加することが好ましい。しかし、０．５％以上の添加を行うと、靱性劣化が生じるため、Ｃｕを添加する場合は、Ｃｕ量は０．５％以下とすることが好ましい。さらに好適には、０．４％以下である。
Ｎｉ：１％以下
Ｎｉは、添加することで鋼の焼入性の向上に寄与し、特に、多量に添加しても靱性の劣化を生じないため、添加してもよい。その効果を得るためには、０．０５％以上添加することが好ましい。しかし、Ｎｉは高価な元素であるため、Ｎｉを添加する場合は、Ｎｉ量は１％以下とすることが好ましい。さらに好適には、０．４％以下である。
Ｃｒ：０．５％以下
Ｃｒは、Ｍｎと同様に低Ｃでも十分な強度を得るために有効な元素であるので添加してもよい。その効果を得るためには、０．１％以上添加することが好ましいが、過剰に添加すると溶接性が劣化するため、添加する場合は、Ｃｒ量は０．５％以下とすることが好ましい。さらに好適には、０．４％以下の範囲である。
Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは、焼入性を向上させる元素であり、ＭＡ生成やベイナイト相を強化することで強度上昇に寄与する元素であるので添加してもよい。その効果を得るためには、０．０５％以上添加することが好ましい。しかし、０．５％を超えて添加すると、溶接熱影響部の靭性の劣化を招くことから、添加する場合には、Ｍｏ量は０．５％以下とすることが好ましく、さらに好ましくは、０．３％以下である。
Ｖ：０．１％以下
Ｖは、焼入性を高め、強度上昇に寄与する元素であるので添加してもよい。その効果を得るためには、０．００５％以上添加することが好ましいが、０．１％を超えて添加すると溶接熱影響部の靭性が劣化するため、添加する場合は、Ｖ量は０．１％以下とすることが好ましい。さらに好適には、０．０６％以下である。
Ｃａ：０．０００５〜０．００３％
Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御して靭性を改善するので添加してもよい。０．０００５％以上でその効果が現れ、０．００３％を超えると効果が飽和し、逆に清浄度を低下させて靭性を劣化させるため、添加する場合にはＣａ量は０．０００５〜０．００３％の範囲とすることが好ましい。さらに好適には、０．００１〜０．００３％の範囲である。
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは強度上昇、溶接熱影響部の靭性の改善に寄与する元素であるので添加してもよい。その効果を得るためには、０．０００５％以上添加することが好ましいが、０．００５％を超えて添加すると溶接性を劣化させるため、添加する場合は、Ｂ量は０．００５％以下とすることが好ましい。さらに好適には、０．００３％以下である。
なお、Ｔｉ量とＮ量の比であるＴｉ／Ｎを最適化することで、ＴｉＮ粒子により溶接熱影響部のオーステナイト粗大化を抑制することでき、良好な溶接熱影響部の靭性を得ることが出来るため、Ｔｉ／Ｎは２〜８の範囲とすることが好ましく、２〜５の範囲とすることがさらに好ましい。
本発明の鋼板における上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の作用効果を害さない範囲であれば、上記以外の元素の含有を拒むものではない。たとえば、靱性改善の観点から、Ｍｇ：０．０２％以下、および／またはＲＥＭ（希土類金属）：０．０２％以下を含むことができる。
次に、本発明の金属組織について説明する。
２．金属組織について
本発明では、ベイナイトに加えて面積分率が３〜１５％の島状マルテンサイト（ＭＡ）を均一に含む金属組織とする。
軟質のベイナイトに、硬質なＭＡを含んだ２相組織を主体とすることで、低降伏比化、高一様伸び化を達成している。
大変形を受ける地震地帯等へ適用される際には、低降伏比化に加え高一様伸び性能や伸び性能が要求されることがある。上記のような、軟質のベイナイトと硬質のＭＡとの２相組織では、軟質相が変形を担う。また、板厚方向および板幅方向の硬さばらつきをΔＨＶ３０程度以下に抑制するとともに、鋼板の表層部の最高硬さをＨＶ２３０程度以下に抑制することによって、鋼板のＧＯＳＴ規格の試験片形状の全厚引張試験において、２２％以上の高伸び化が達成可能である。
組織中のＭＡの割合は、ＭＡの面積分率（圧延方向や板幅方向等の鋼板の任意の断面におけるそれらのＭＡの面積の割合の平均値から算出）で、３〜１５％とする。ＭＡの面積分率が３％未満では低降伏比化を達成するには不十分な場合があり、また１５％を超えると母材靱性を劣化させる場合がある。
また、低降伏比化、高一様伸び化および母材靭性の観点から、ＭＡの面積分率は５〜１２％とすることが望ましい。さらに好ましくは５〜１０％である。なお、ＭＡの面積分率は鋼の組織全体に対する割合である。
ＭＡは、たとえば３％ナイタール溶液（ｎｉｔａｌ：硝酸アルコール溶液）でエッチング後、電解エッチングして観察すると、容易に識別可能である。走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で鋼板のミクロ組織を観察すると、ＭＡは白く浮き立った部分として観察される。
なお、ＭＡの面積分率は、例えば走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）観察により得られた少なくとも４視野以上のミクロ組織写真を画像処理することによってＭＡの占めるそれらの面積率の平均値から算出することができる。
また、母材の靭性確保及び一様伸び向上の観点からＭＡの円相当径は３．０μｍ以下とする。一方、ＭＡの円相当径が３．０μｍ超えでは、母材靱性を劣化させる場合がある。
なお、ＭＡの円相当径は、ＳＥＭ観察により得られたミクロ組織を画像処理し、個々のＭＡと同じ面積の円の直径を個々のＭＡについて求め、それらの直径の平均値として求めることができる。
本発明では、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ等の高価な合金元素を多量に添加しなくてもＭＡを生成させるために、Ｍｎ、Ｓｉを添加し未変態オーステナイトを安定化させ、再加熱、その後の空冷中のパーライト変態やセメンタイト生成を抑制することが重要である。
本発明における、ＭＡ生成および表層部のベイナイト軟質化のメカニズムは概略以下の通りである。詳細な製造条件は後述する。
スラブを加熱後、オーステナイト領域で圧延を終了し、その後、フェライト抑制の観点から、Ａｒ３変態点以上から加速冷却を開始する。
加速冷却をベイナイト変態途中すなわち未変態オーステナイトが存在する温度域で終了し、その後ベイナイト変態の終了温度（Ｂｆ点）より高い温度から再加熱を行い、その後冷却する製造プロセスにおいて、そのミクロ組織の変化は次の通りである。
加速冷却終了時のミクロ組織は、ベイナイトと未変態オーステナイトである。その後、Ｂｆ点より高い温度から再加熱を行うことで未変態オーステナイトからベイナイトへの変態が生じるが、ベイナイトはＣ固溶可能量が少ないためＣが周囲の未変態オーステナイトへ排出される。
そのため、再加熱時のベイナイト変態の進行に伴い、未変態オーステナイト中のＣ量が増加する。このとき、オーステナイト安定化元素である、Ｃｕ、Ｎｉ等が一定以上含有されていると、再加熱終了時でもＣが濃縮した未変態オーステナイトが残存し、再加熱後の冷却でＭＡへと変態し、最終的にベイナイト組織の中にＭＡが生成した組織となる。
本発明では、加速冷却後、未変態オーステナイトが存在する温度域から再加熱を行うことが重要であり、再加熱開始温度がＢｆ点以下となるとベイナイト変態が完了し未変態オーステナイトが存在しなくなるため、再加熱開始はＢｆ点より高い温度とする必要がある。
また、再加熱後の冷却については、ＭＡの変態に影響を与えないため特に規定しないが、基本的に空冷とすることが好ましい。本発明では、Ｍｎを一定量添加した鋼を用い、ベイナイト変態途中で加速冷却を停止し、その後直ちに連続的に再加熱を行うことで、製造効率を低下させることなく、硬質なＭＡを生成させることができる。
なお、本発明に係る鋼では、金属組織が、ベイナイト相に一定量のＭＡを均一に含む組織であるが、本発明の作用効果を損なわない程度で、その他の組織や析出物を含有するものも、本発明の範囲に含む。
具体的には、パーライトやセメンタイトなどが１種または２種以上混在する場合は、強度が低下する。しかし、ベイナイトおよびＭＡ以外の組織の面積分率が低い場合は強度の低下の影響が無視できるため、組織全体に対する合計の面積分率で３％以下であれば、ベイナイトとＭＡ以外の金属組織を、すなわちパーライトやセメンタイト等を１種以上含有してもよい。
以上述べた金属組織は、上述した組成の鋼を用いて、以下に述べる方法で製造することにより得ることができる。
３．製造条件について
上述した組成を有する鋼を、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ことが好ましい。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、所望の形状に圧延し、圧延後に、冷却および加熱を行う。
なお、本発明において、特に断らない限り、冷却開始温度、再加熱温度は鋼板表面温度を、冷却速度、冷却停止温度は鋼板表面温度と鋼板平均温度の両方を適用する。その他の温度、例えばスラブ加熱温度、制御圧延開始温度、圧延終了温度等の温度は鋼板平均温度とする。
ここで、鋼板平均温度は、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考慮して、計算により求めたものである。また、冷却速度は、熱間圧延終了後、冷却終了温度（４５０〜６５０℃）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、昇温速度は、冷却後、再加熱温度（５５０〜７５０℃）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。以下、各製造条件について詳しく説明する。
なお、Ａｒ３変態点温度は、以下の式より計算される値を用いる。
Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ
但し、元素記号は各元素の質量％を表す。
加熱温度：１０００〜１３００℃
加熱温度が１０００℃未満では炭化物の固溶が不十分で必要な強度が得られず、１３００℃を超えると母材靭性が劣化するため、加熱温度は、１０００〜１３００℃の範囲とする。
圧延終了温度：Ａｒ３ 変態点温度以上
圧延終了温度がＡｒ３変態点温度未満であると、その後のフェライト変態速度が低下するため、再加熱時の未変態オーステナイトへのＣの濃縮が不十分となりＭＡが生成しない。そのため圧延終了温度をＡｒ３変態点温度以上とする。
９００℃以下の累積圧下率：５０％以上
この条件は、本発明において重要な製造条件の一つである。９００℃以下という温度域は、オーステナイト未再結晶温度域の低温域に相当する。この温度域における累積圧下率を５０％以上とすることにより、オーステナイト粒を微細化することができるので、その後、旧オーステナイト粒界に生成するＭＡの生成サイトが増え、ＭＡの粗大化の抑制に寄与する。
９００℃以下の累積圧下率が５０％未満であると、生成するＭＡの円相当径が３．０μｍを超えるため、一様伸びが低下したり母材の靭性が低下したりする場合がある。そのため９００℃以下の累積圧下率を５０％以上とする。
本発明の加速冷却における鋼板平均温度の冷却カーブおよび鋼板表面温度の冷却および再加熱カーブの概略を図１に示す。
冷却開始温度は鋼板表面温度でＡｒ３変態点温度以上とする。
圧延終了後、Ａｒ３変態点温度以上から加速冷却を実施する。冷却開始温度がＡｒ３変態点温度以下となりポリゴナルフェライトが生成すると、強度低下が起こるため、冷却開始温度をＡｒ３変態点温度以上とする。
鋼板の冷却は鋼板表面温度で、冷却速度は１５０℃／ｓｅｃ以下、冷却停止温度は６００℃以下とする。
冷却速度を１５０℃／ｓｅｃ以下で冷却停止温度が６００℃以下となるように冷却を実施することにより、表層部のベイナイト組織が軟質化し、鋼板表層部の最高硬さをビッカース硬さでＨＶ２３０以下とすることができ、さらに板厚方向および板幅方向のばらつきをΔＨＶ３０以下に抑制することができる。このように、板厚、板幅方向の硬さのばらつきをΔＨＶ３０以下、表層の最高硬さをＨＶ２３０以下とすることで、鋼板の伸びのばらつきや伸びの低下を抑制することができ、安定的に伸び２２％以上を確保することができる。また、鋼板での降伏比を８５％以下、伸びを２２％以上とするのは、鋼板・鋼管の成形歪に伴う材質変化を考慮し、鋼管で降伏比９０％以下、伸び２０％以上を確保するために、鋼板段階では降伏比８５％以下、伸び２２％以上を目標とするためである。
冷却停止温度を鋼板表面温度で６００℃以下とするのは、鋼板表面をベイナイト変態の開始温度以下とするためであり、鋼板表面温度で２００〜５００℃とするのが好ましい。なお、表面硬さに影響するのは冷却速度の上限であり、本発明ではポリゴナルフェライトを生成して鋼板表面を軟質化しないので冷却速度の上限は１５０℃／ｓｅｃとする。
鋼板平均温度での冷却速度は１５℃／ｓ以上とする。
冷却速度が１５℃／ｓ未満では冷却時にパーライトを生成するため、十分な強度や低降伏比が得られない。よって、鋼板平均温度での冷却速度は、１５℃／ｓ以上とする。
本発明では、加速冷却によりベイナイト変態領域まで過冷することにより、その後の再加熱時に温度保持することなく、再加熱時のベイナイト変態を完了させることが可能である。
鋼板平均温度での冷却停止温度は４５０〜６５０℃とする。
本プロセスは本発明において、重要な製造条件である。本発明では再加熱後に存在するＣの濃縮した未変態オーステナイトがその後の空冷時にＭＡへと変態する。
すなわち、ベイナイト変態途中の未変態オーステナイトが存在する温度域で冷却を停止する必要がある。冷却停止温度が４５０℃未満では、ベイナイト変態が完了するため空冷時にＭＡが生成せず低降伏比化が達成できない。６５０℃を超えると冷却中に析出するパーライトにＣが消費されＭＡが生成しないため、加速冷却停止温度を４５０〜６５０℃とする。より良好な強度および靱性を与える上で好適なＭＡ面積分率を確保する観点からは、好ましくは５００〜６００℃である。この加速冷却については、任意の冷却設備を用いることが可能である。
加速冷却停止後、直ちに鋼板表面温度で１．０℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７５０℃の温度まで再加熱を行う。
ここで、加速冷却停止後、直ちに再加熱するとは、加速冷却停止後、１２０秒以内に１．０℃／ｓ以上の昇温速度で再加熱することを言う。
本プロセスも本発明において重要な製造条件である。前記加速冷却後の再加熱時に未変態オーステナイトがベイナイトへと変態し、それに伴い、残る未変態オーステナイトへＣが排出されることにより、このＣが濃化した未変態オーステナイトは、再加熱後の空冷時にＭＡへと変態する。
ＭＡを得るためには、加速冷却後Ｂｆ点より高い温度から５５０〜７５０℃の温度域まで再加熱する必要がある。
昇温速度が１．０℃／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し、またＭＡの粗大化を招く場合があり、十分な低降伏比、靭性あるいは一様伸びを得ることができない。この機構は必ずしも明確ではないが、再加熱の昇温速度を１．０℃／ｓ以上と大きくすることにより、Ｃ濃縮領域の粗大化を抑制し、再加熱後の冷却過程で生成するＭＡの粗大化が抑制されるものと考えられる。
再加熱温度が５５０℃未満では変態が十分起こらずＣの未変態オーステナイトへの排出が不十分となり、ＭＡが生成せず低降伏比化が達成できない。再加熱温度が７５０℃を超えるとベイナイトの軟化により十分な強度が得られないため、再加熱の温度域を５５０〜７５０℃の範囲とする。
本発明では、加速冷却後、未変態オーステナイトが存在する温度域から再加熱を行うことが重要であり、再加熱開始温度がＢｆ点以下となるとベイナイト変態が完了し未変態オーステナイトが存在しなくなるため、再加熱開始はＢｆ点より高い温度とする必要がある。
確実にＣを未変態オーステナイトへ濃化させるためには、再加熱開始温度より５０℃以上昇温することが望ましい。再加熱温度において、特に温度保持時間を設定する必要はない。
本発明の製造方法を用いれば再加熱後直ちに冷却しても、十分なＭＡが得られるため、低降伏比化、高一様伸び化が達成できる。しかし、よりＣの拡散を促進させＭＡ体積分率を確保するために、再加熱時に、３０分以内の温度保持を行うことができる。
３０分を超えて温度保持を行うと、ベイナイト相において回復が起こり強度が低下する場合がある。また、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。
加速冷却後の再加熱を行うための設備として、加速冷却を行うための冷却設備の下流側に加熱装置を設置することができる。加熱装置としては、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。
以上、述べたように、本発明においては、まず、オーステナイト未再結晶温度域の９００℃以下で５０％以上の累積圧下を加えることにより、オーステナイト粒の微細化を通じてＭＡ生成サイトを増やし、ＭＡを均一微細分散させることができ、鋼板で８５％以下の低降伏比、鋼管で９０％以下の低降伏比を確保することができる。
さらに、本発明においては、加速冷却後の再加熱の昇温速度を大きくすることにより、ＭＡの粗大化を抑制するので、ＭＡの円相当径を３．０μｍ以下に微細化することができる。また、鋼板表面の冷却速度が１５０℃／ｓ以下で鋼板表面温度が６００℃以下となるまで冷却することで表層部のベイナイトを軟質化させることができ、ＧＯＳＴ規格の試験片形状の全厚引張試験において、鋼板で２２％以上の伸び、鋼管で２０％以上の伸びを確保することができる。
これにより、従来鋼であれば歪時効により特性劣化するような熱履歴を受けても、本発明鋼ではＭＡの分解が少なく、ベイナイトとＭＡの２相組織からなる所定の金属組織を維持することが可能となる。
その結果、本発明においては、２５０℃で３０分という、一般的な鋼管のコーティング工程では高温かつ長時間に相当する熱履歴を経ても、歪時効による降伏応力（ＹＳ）上昇や、これに伴う降伏比の上昇や一様伸びの低下を抑制することができ、従来鋼であれば歪時効により特性劣化するような熱履歴を受けても、本発明鋼では鋼板および鋼管で所定の材質を確保することができる。
なお、上記鋼板を用いて鋼管を製造する場合は、鋼板を筒状に成形し、その突合せ部を内外面から１層ずつ溶接すればよい。その後、拡管率０．４〜２．０％とすることで真円度が良くなる。
表１に示す成分組成の鋼（鋼種Ａ〜Ｊ）を連続鋳造法によりスラブとし、板厚２０、３３ｍｍの厚鋼板（Ｎｏ．１〜１７）を製造した。
Figure 0005516785
加熱したスラブを熱間圧延により圧延した後、直ちに水冷型の加速冷却設備を用いて冷却を行い、誘導加熱炉またはガス燃焼炉を用いて再加熱を行った。誘導加熱炉は加速冷却設備と同一ライン上に設置した。
各鋼板（Ｎｏ．１〜１７）の製造条件を表２に示す。なお、加熱温度、圧延終了温度、冷却停止（終了）温度および、再加熱温度等の温度は鋼板の平均温度とした。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計算により求めた。
また、冷却速度は、熱間圧延終了後、冷却停止（終了）温度（４５０〜６５０℃）までの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除し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（５５０〜７５０℃）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除した平均昇温速度である。
Figure 0005516785
以上のようにして製造した鋼板の機械的性質を測定した。測定結果を表３に示す。引張強度は、圧延方向に直角方向の全厚引張試験片を２本採取し、引張試験を行い、その平均値で評価した。引張強度５９０ＭＰａ以上（ＡＰＩ ５Ｌ Ｘ６０以上）を本発明に必要な強度とした。降伏比、伸びは、圧延直交方向の全厚の引張試験片を２本採取し、引張試験を行い、その平均値で評価した。降伏比８５％以下、伸び２２％以上を本発明に必要な変形性能とした。
母材靭性については、圧延方向に直角方向のフルサイズシャルピーＶノッチ試験片を３本採取し、シャルピー試験を行い、−４０℃での吸収エネルギーを測定し、その平均値を求めた。−４０℃での吸収エネルギーが２００Ｊ以上のものを良好とした。さらに、ＡＰＩ−５Ｌに準拠したＤＷＴＴ試験片を鋼管から採取し、−２０℃の試験温度で試験を行い、ＳＡ値（Ｓｈｅａｒ Ａｒｅａ：延性破面率）を求めた。
溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性については、再現熱サイクル装置によって入熱４０ｋＪ／ｃｍに相当する熱履歴を加えた試験片を３本採取し、シャルピー衝撃試験を行った。そして、−４０℃での吸収エネルギーを測定し、その平均値を求めた。−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上のものを良好とした。
Figure 0005516785
表３において、発明例であるＮｏ．１〜７はいずれも、成分組成および製造方法が本発明の範囲内であり、引張強度５９０ＭＰａ以上の高強度で降伏比８５％以下、伸び２２％以上の低降伏比、高伸びであり、母材ならびに溶接熱影響部の靭性は良好であった。
また、鋼板の組織は中心部でベイナイト主体にＭＡが分散した組織であり、ＭＡの面積分率は３〜１５％かつ円相当径３．０μｍ以下の範囲内であった。なお、ＭＡの面積分率は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察したミクロ組織から画像処理により求めた。
一方、比較例であるＮｏ．８〜１４は、成分組成は本発明の範囲内であるが、製造方法が本発明の範囲外であるため、組織が本発明の範囲外となり、２５０℃、３０分の歪時効処理前後のいずれにおいても、降伏比、伸びが不十分か、十分な強度、靭性が得られなかった。Ｎｏ．１５〜１７は成分組成が本発明の範囲外であるので、Ｎｏ．１５は降伏比、伸びが、Ｎｏ．１６は引張強度、伸び、降伏比が何れも発明の範囲外となった。
Ｎｏ．１７は、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性が発明の範囲外となった。
次に、表２で示した製造条件で製造した鋼板（Ｎｏ．１〜１７）を使ってＵＯＥ鋼管を製造した。
得られた鋼板をＵプレス、Ｏプレスによって成形した後、サブマージアーク溶接で内面シーム溶接後、外面シーム溶接を行った。その後、０．６〜１．２％の拡管率にて拡管して外径４００〜１６２６ｍｍの鋼管にした。パイプの母材部からＧＯＳＴ規格の引張試験片を採取し、引張特性を評価した。また、パイプの母材部からクーポンを切り出し、２５０℃で３０分の時効処理を施した後、同様にＧＯＳＴ規格の引張試験片を採取し、時効後の引張特性を評価した。また、鋼管の母材部の板厚中央位置からＪＩＳ Ｚ２２０２（１９８０）のＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、−４０℃の試験温度でシャルピー衝撃試験を実施した。さらに、ＡＰＩ−５Ｌに準拠したＤＷＴＴ試験片を鋼管から採取し、−２０℃の試験温度で試験を行い、ＳＡ値（Ｓｈｅａｒ Ａｒｅａ：延性破面率）を求めた。また、鋼管の溶接継手部からＪＩＳ Ｚ２２０２（１９８０）のＶノッチシャルピー衝撃試験片を外面ＦＬ（Ｆｕｓｉｏｎ Ｌｉｎｅ）の位置から採取し、−４０℃の試験温度でシャルピー衝撃試験を実施した。なお、ノッチ位置はＨＡＺと溶接金属が１：１の割合で存在する位置とした。
試験結果を表４に示す。
Figure 0005516785
パイプ母材の引張強度が２５０℃で３０分の時効処理前後で５９０ＭＰａ以上、２０％以上の伸びを有し、かつ引張強度に対する０．５％耐力の割合が９０％以下であり且つ、母材における試験温度−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーが２００Ｊ以上、ＤＷＴＴＳＡ−２０℃（ＤＷＴＴ試験（試験温度：−２０℃）における延性破面率）が８５％以上であり、鋼管のシーム溶接継手部の外面ＦＬノッチにおける試験温度−４０℃でのシャルピー吸収エネルギー１００Ｊ以上、を本発明の目標範囲とする。
表４において、発明例であるＮｏ．１〜７はいずれも、成分組成および製造方法が本発明の範囲内であり、２５０℃にて３０分間の歪時効処理前後で、引張強度５９０ＭＰａ以上の高強度で降伏比９０％以下、伸び２０％以上の低降伏比、高伸びであり、母材ならびに溶接熱影響部の靭性は良好であった。
一方、比較例であるＮｏ．８〜１４は、成分組成は本発明の範囲内であるが、製造方法が本発明の範囲外であるため、組織が本発明の範囲外となり、２５０℃３０分の歪時効処理前後のいずれにおいても降伏比、伸びが不十分か十分な強度、靭性が得られなかった。Ｎｏ．１５〜１７は成分組成が本発明の範囲外であるので、Ｎｏ．１５は降伏比、一様伸びが、Ｎｏ．１６は引張強度、降伏比、一様伸びおよび伸びが何れも発明の範囲外となった。
Ｎｏ．１７は、伸びおよび溶接熱影響部の靭性が発明の範囲外となった。

Claims (4)

  1. 成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：１．２〜３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．００５％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、金属組織をベイナイトと、島状マルテンサイトとの２相組織とし、前記島状マルテンサイトの面積分率が３〜１５％かつ円相当径が３．０μｍ以下、残部が前記ベイナイト組織であり、板厚方向の硬さのばらつきがビッカース硬さでΔＨＶ３０以下、板幅方向の硬さのばらつきがビッカース硬さでΔＨＶ３０以下、鋼板表層部の最高硬さがビッカース硬さでＨＶ２３０以下であり、ＧＯＳＴ規格の試験片形状の全厚引張試験における降伏比が８５％以下、伸びが２２％以上であることを特徴とする低降伏比高強度鋼板。
  2. さらに、成分組成が、質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｂ：０．００５％以下の中から選ばれる一種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の低降伏比高強度鋼板。
  3. 請求項１または請求項２に記載の成分組成を有する鋼を、１０００〜１３００℃の温度に加熱し、９００℃以下での累積圧下率を５０％以上とし、Ａｒ３変態点以上の温度で熱間圧延を終了し、Ａｒ３変態点以上の温度から冷却を開始し、鋼板表面温度で冷却速度１５０℃／ｓ以下として、６００℃以下まで冷却、鋼板平均温度で冷却速度１５℃／ｓ以上として、４５０℃以上６５０℃以下まで冷却後、直ちに鋼板表面温度で１．０℃／ｓ以上の昇温速度で５５０〜７５０℃まで再加熱することを特徴とする金属組織をベイナイトと、島状マルテンサイトとの２相組織とし、前記島状マルテンサイトの面積分率が３〜１５％かつ円相当径が３．０μｍ以下、残部が前記ベイナイト組織であり、板厚方向の硬さのばらつきがビッカース硬さでΔＨＶ３０以下、板幅方向の硬さのばらつきがビッカース硬さでΔＨＶ３０以下、鋼板表層部の最高硬さがビッカース硬さでＨＶ２３０以下であり、ＧＯＳＴ規格の試験片形状の全厚引張試験における降伏比が８５％以下、伸びが２２％以上である低降伏比高強度鋼板の製造方法。
  4. 請求項１または２に記載の鋼板を筒状に成形し、その突合せ部を内外面から１層ずつ溶接し、その後、０．４％以上２．０％以下の拡管率にて拡管処理した、ＧＯＳＴ規格の試験片形状の全厚引張試験における降伏比が９０％以下であり、伸びが２０％以上であり、さらに２５０℃以下の温度で３０分以下の歪時効処理を施した後においても降伏比が９０％以下、伸びが２０％以上であることを特徴とする高強度溶接鋼管。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10358708B2 (en) 2012-03-29 2019-07-23 Jfe Steel Corporation High strength steel plate having low yield ratio excellent in terms of strain ageing resistance, method of manufacturing the same and high strength welded steel pipe made of the same

Families Citing this family (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103643117B (zh) * 2013-12-11 2016-05-25 江苏大学 一种超低铝钢及其冶炼方法
JP6086090B2 (ja) * 2014-03-28 2017-03-01 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部靭性に優れた非調質低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法
CN106133175B (zh) 2014-03-31 2018-09-07 杰富意钢铁株式会社 耐应变时效特性和耐hic特性优良的高变形能力管线管用钢材及其制造方法以及焊接钢管
JP6048615B2 (ja) 2014-03-31 2016-12-21 Ｊｆｅスチール株式会社 耐歪時効特性及び耐ｈｉｃ特性に優れた高変形能ラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびに溶接鋼管
CN107109561B (zh) 2014-11-18 2018-12-21 杰富意钢铁株式会社 材质均匀性优良的厚壁高韧性高张力钢板及其制造方法
US11555233B2 (en) 2015-03-26 2023-01-17 Jfe Steel Corporation Thick steel plate for structural pipes or tubes, method of producing thick steel plate for structural pipes or tubes, and structural pipes and tubes
CN107429346B (zh) * 2015-03-26 2019-06-07 杰富意钢铁株式会社 结构管用钢板、结构管用钢板的制造方法和结构管
KR102032105B1 (ko) * 2015-03-26 2019-10-15 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 구조관용 후육 강판, 구조관용 후육 강판의 제조 방법, 및 구조관
WO2016157856A1 (ja) 2015-03-27 2016-10-06 Ｊｆｅスチール株式会社 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
WO2016157857A1 (ja) * 2015-03-27 2016-10-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼及びその製造方法、並びに鋼管及びその鋼管の製造方法
JP6137435B2 (ja) * 2015-03-27 2017-05-31 Ｊｆｅスチール株式会社 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
CA2977017C (en) * 2015-03-31 2020-02-04 Jfe Steel Corporation High-strength, high-toughness steel plate, and method for producing the same
KR102051198B1 (ko) 2015-03-31 2019-12-02 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도·고인성 강판 및 그 제조 방법
KR20170074319A (ko) 2015-12-21 2017-06-30 주식회사 포스코 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재 및 그 제조방법
KR101940880B1 (ko) * 2016-12-22 2019-01-21 주식회사 포스코 저온인성 및 후열처리 특성이 우수한 내sour 후판 강재 및 그 제조방법
CN111094609B (zh) * 2017-09-19 2021-09-14 日本制铁株式会社 钢管和钢板
KR102031451B1 (ko) 2017-12-24 2019-10-11 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재 및 그 제조방법
JP6809524B2 (ja) * 2018-01-10 2021-01-06 Ｊｆｅスチール株式会社 超低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法
WO2019188224A1 (ja) * 2018-03-29 2019-10-03 Ｊｆｅスチール株式会社 中空スタビライザー製造用の電縫鋼管、中空スタビライザー、及びそれらの製造方法
RU2767261C1 (ru) * 2018-09-28 2022-03-17 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Высокопрочная стальная пластина для кислотостойкого трубопровода и способ получения стальной пластины, высокопрочная стальная труба, в которой используется высокопрочная стальная пластина для кислотостойкого трубопровода
WO2020067209A1 (ja) * 2018-09-28 2020-04-02 Ｊｆｅスチール株式会社 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管
KR102119975B1 (ko) * 2018-11-29 2020-06-08 주식회사 포스코 저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재 및 그 제조방법
EP3872205A4 (en) * 2019-02-19 2021-09-01 Nippon Steel Corporation ELECTRICAL RESISTANCE WELDED STEEL PIPE INTENDED FOR A LINE PIPE
JP7335492B2 (ja) * 2019-06-07 2023-08-30 日本製鉄株式会社 ラインパイプ用鋼板および鋼管
CN113549824A (zh) * 2021-06-29 2021-10-26 武汉钢铁有限公司 一种热连轧极限厚度规格高强管线钢板卷及其制造方法
EP4116445A1 (en) * 2021-07-08 2023-01-11 SSAB Technology AB Hot-rolled weather resistant steel product and method of manufacturing the same
JP7533408B2 (ja) 2021-09-21 2024-08-14 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
WO2023228523A1 (ja) * 2022-05-26 2023-11-30 Ｊｆｅスチール株式会社 パイプライン用鋼材

Family Cites Families (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5516785A (en) 1978-07-25 1980-02-05 Inoue Japax Res Inc Electromagnetic forming device
JPS5810442B2 (ja) 1978-09-16 1983-02-25 株式会社神戸製鋼所 加工性のすぐれた高靭性高張力鋼の製造法
JPS5597425A (en) 1979-01-19 1980-07-24 Nippon Kokan Kk <Nkk> Preparation of high-tensile steel with low yield ratio, low carbon and low alloy
JPH01176027A (ja) 1987-12-29 1989-07-12 Nippon Steel Corp 低降伏比高張力溶接構造用鋼板の製造方法
JPH066905B2 (ja) 1988-03-25 1994-01-26 工業技術院長 メタノール分解改質ガス燃料の製造方法
FR2781506B1 (fr) * 1998-07-21 2000-08-25 Creusot Loire Procede et acier pour la fabrication d'une enceinte chaudronnee travaillant en presence d'hydrogene sulfure
CN100335670C (zh) * 2002-02-07 2007-09-05 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
JP3968011B2 (ja) * 2002-05-27 2007-08-29 新日本製鐵株式会社 低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼とその製造方法および高強度鋼管の製造方法
CN100360698C (zh) * 2003-04-21 2008-01-09 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
JP4066905B2 (ja) 2003-07-31 2008-03-26 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部靱性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼板の製造方法
JP4507746B2 (ja) 2003-07-31 2010-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管及びその製造方法
JP4507747B2 (ja) 2003-07-31 2010-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管及びその製造方法
EP1697553B1 (en) * 2003-12-19 2018-10-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel plates for ultra-high-strength linepipes and ultra-high-strength linepipes having excellent low-temperature toughness and manufacturing methods thereof
JP4997805B2 (ja) * 2005-03-31 2012-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度厚鋼板およびその製造方法、ならびに高強度鋼管
EP1832667A1 (fr) * 2006-03-07 2007-09-12 ARCELOR France Procédé de fabrication de tôles d'acier à très hautes caractéristiques de résistance, de ductilité et de tenacité, et tôles ainsi produites
JP5092498B2 (ja) 2007-03-30 2012-12-05 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比高強度高靱性鋼板及びその製造方法
EP1990431A1 (fr) * 2007-05-11 2008-11-12 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'acier laminées à froid et recuites à très haute résistance, et tôles ainsi produites
JP5343519B2 (ja) * 2007-11-07 2013-11-13 Ｊｆｅスチール株式会社 ラインパイプ用鋼板および鋼管
JP5146051B2 (ja) * 2008-03-27 2013-02-20 Ｊｆｅスチール株式会社 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
JP5348386B2 (ja) * 2008-10-24 2013-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 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
JP4853575B2 (ja) * 2009-02-06 2012-01-11 Ｊｆｅスチール株式会社 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
CA2775043C (en) 2009-09-30 2015-03-24 Jfe Steel Corporation Low yield ratio, high strength and high toughness steel plate and method for manufacturing the same
RU2502820C1 (ru) * 2009-09-30 2013-12-27 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Толстолистовая сталь, характеризующаяся низким соотношением между пределом текучести и пределом прочности, высокой прочностью и высоким равномерным относительным удлинением, и способ ее изготовления
JP5425702B2 (ja) * 2010-02-05 2014-02-26 株式会社神戸製鋼所 落重特性に優れた高強度厚鋼板
WO2011142172A1 (ja) 2010-05-12 2011-11-17 株式会社神戸製鋼所 落重特性に優れた高強度厚鋼板
JP5834534B2 (ja) * 2010-06-29 2015-12-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高一様伸び特性を備えた高強度低降伏比鋼、その製造方法、および高強度低降伏比溶接鋼管
JP5472071B2 (ja) * 2010-12-13 2014-04-16 新日鐵住金株式会社 ラインパイプ用鋼材
JP5516785B2 (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

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10358708B2 (en) 2012-03-29 2019-07-23 Jfe Steel Corporation High strength steel plate having low yield ratio excellent in terms of strain ageing resistance, method of manufacturing the same and high strength welded steel pipe made of the same

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