JPH0931536A - 低温靭性に優れた超高強度鋼板の製造方法 - Google Patents
低温靭性に優れた超高強度鋼板の製造方法Info
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- JPH0931536A JPH0931536A JP18026095A JP18026095A JPH0931536A JP H0931536 A JPH0931536 A JP H0931536A JP 18026095 A JP18026095 A JP 18026095A JP 18026095 A JP18026095 A JP 18026095A JP H0931536 A JPH0931536 A JP H0931536A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 低温靭性、現地溶接性などの諸特性を同時に
達成できるＡＰＩ規格Ｘ１００超のＢ添加超高強度鋼板
の製造方法。 【解決手段】 低Ｃ−高Ｍｎ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼を低
温域に加熱して、オーステナイト−フェライト２相域で
制御圧延を行って鋼板を製造する。これにより、低温靭
性、現地溶接性が優れた超高強度ラインパイプ（Ｘ１０
０超）の製造が可能となった。その結果、パイプライン
の安全性が著しく向上するとともに、パイプライン施工
能率、輸送効率の向上が可能となった。
達成できるＡＰＩ規格Ｘ１００超のＢ添加超高強度鋼板
の製造方法。 【解決手段】 低Ｃ−高Ｍｎ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ系鋼を低
温域に加熱して、オーステナイト−フェライト２相域で
制御圧延を行って鋼板を製造する。これにより、低温靭
性、現地溶接性が優れた超高強度ラインパイプ（Ｘ１０
０超）の製造が可能となった。その結果、パイプライン
の安全性が著しく向上するとともに、パイプライン施工
能率、輸送効率の向上が可能となった。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、９５０ＭＰａ以上
の引張強さ（ＴＳ）を有する低温靭性および溶接性に優
れた超高強度鋼に関するもので、天然ガス・原油輸送用
ラインパイプをはじめ、各種圧力容器、産業機械などの
溶接用鋼材として広く使用できる。
の引張強さ（ＴＳ）を有する低温靭性および溶接性に優
れた超高強度鋼に関するもので、天然ガス・原油輸送用
ラインパイプをはじめ、各種圧力容器、産業機械などの
溶接用鋼材として広く使用できる。
【０００２】
【従来の技術】原油・天然ガスを長距離輸送するパイプ
ラインに使用するラインパイプは、高圧化による輸送効
率の向上や、薄肉化による現地での溶接能率向上のため
ますます高張力化する傾向にある。これまでに米国石油
協会（ＡＰＩ）規格でＸ８０（降伏強さ５５１ＭＰａ以
上、引張強さ６２０ＭＰａ以上）までのラインパイプの
実用化が進行中であるが、さらに高強度のラインパイプ
に対するニーズが強くなってきた。
ラインに使用するラインパイプは、高圧化による輸送効
率の向上や、薄肉化による現地での溶接能率向上のため
ますます高張力化する傾向にある。これまでに米国石油
協会（ＡＰＩ）規格でＸ８０（降伏強さ５５１ＭＰａ以
上、引張強さ６２０ＭＰａ以上）までのラインパイプの
実用化が進行中であるが、さらに高強度のラインパイプ
に対するニーズが強くなってきた。
【０００３】現在、超高強度ラインパイプ製造法の研究
は、従来のＸ８０ラインパイプの製造技術（例えば、Ｎ
ＫＫ技報 Ｎｏ．１３８（１９９２），ｐｐ２４−３１
およびThe 7th Offshore Mechanics and Arctic Engine
ering （１９８８），Ｖｏｌｕｍｅ Ｖ，ｐｐ１７９−
１８５）を基本に検討されているが、これはせいぜい、
Ｘ１００（降伏強さ６８９ＭＰａ以上、引張強さ７６０
ＭＰａ以上）ラインパイプの製造が限界と考えられる。
は、従来のＸ８０ラインパイプの製造技術（例えば、Ｎ
ＫＫ技報 Ｎｏ．１３８（１９９２），ｐｐ２４−３１
およびThe 7th Offshore Mechanics and Arctic Engine
ering （１９８８），Ｖｏｌｕｍｅ Ｖ，ｐｐ１７９−
１８５）を基本に検討されているが、これはせいぜい、
Ｘ１００（降伏強さ６８９ＭＰａ以上、引張強さ７６０
ＭＰａ以上）ラインパイプの製造が限界と考えられる。
【０００４】パイプラインの超高強度化は強度・低温靭
性バランスをはじめとして、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭
性、現地溶接性、継手軟化など多くの問題を抱えてお
り、これらを克服した画期的な超高強度ラインパイプ
（Ｘ１００超）の早期開発が要望されている。
性バランスをはじめとして、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭
性、現地溶接性、継手軟化など多くの問題を抱えてお
り、これらを克服した画期的な超高強度ラインパイプ
（Ｘ１００超）の早期開発が要望されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、溶接部およ
び母材の低温靭性、現地溶接性などの諸特性を同時に達
成できる引張強さ９５０Ｎ／mm2 以上（ＡＰＩ規格Ｘ１
００超）の超高強度ラインパイプ用鋼板の製造技術を提
供するものである。
び母材の低温靭性、現地溶接性などの諸特性を同時に達
成できる引張強さ９５０Ｎ／mm2 以上（ＡＰＩ規格Ｘ１
００超）の超高強度ラインパイプ用鋼板の製造技術を提
供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、下記の事項を
その要旨としている。重量％で、Ｃ ：０．０５〜０．
１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．７〜
２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、Ｓ ：
０．００３％以下、 Ｎｉ：０．１〜１．０
％、Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、 Ｎｂ：０．０
１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％ Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ ：０．００１
〜０．００６％、Ｏ ：０．００３％以下を含有し、必
要に応じて、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｃｕ：０．１
〜０．７％、Ｃｒ：０．１〜０．６％、Ｃａ：０．００
１〜０．００５％の一種または二種以上を含有し、残部
がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつＰ＝２．１
Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋
Ｃｕ）＋２Ｍｏが２．５≦Ｐ≦４．０を満足する鋼片を
９５０〜１０５０℃の温度に再加熱後、８００℃以下の
累積圧下量が７０％以上、かつＡr3点〜Ａr1点のフェラ
イト・オーステナイト２相域の累積圧下量が５０％以上
で、圧延終了温度が６５０〜８００℃となるように圧延
を行い、その後空冷または１０℃秒以上の冷却速度で５
００℃以下任意の温度まで冷却する低温靭性に優れた超
高強度鋼板の製造方法。
その要旨としている。重量％で、Ｃ ：０．０５〜０．
１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．７〜
２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、Ｓ ：
０．００３％以下、 Ｎｉ：０．１〜１．０
％、Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、 Ｎｂ：０．０
１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％ Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ ：０．００１
〜０．００６％、Ｏ ：０．００３％以下を含有し、必
要に応じて、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｃｕ：０．１
〜０．７％、Ｃｒ：０．１〜０．６％、Ｃａ：０．００
１〜０．００５％の一種または二種以上を含有し、残部
がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつＰ＝２．１
Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋
Ｃｕ）＋２Ｍｏが２．５≦Ｐ≦４．０を満足する鋼片を
９５０〜１０５０℃の温度に再加熱後、８００℃以下の
累積圧下量が７０％以上、かつＡr3点〜Ａr1点のフェラ
イト・オーステナイト２相域の累積圧下量が５０％以上
で、圧延終了温度が６５０〜８００℃となるように圧延
を行い、その後空冷または１０℃秒以上の冷却速度で５
００℃以下任意の温度まで冷却する低温靭性に優れた超
高強度鋼板の製造方法。
【０００７】以下に、本発明を詳細に説明する。まず、
本発明の超高強度鋼板の製造方法について述べる。本発
明方法の特徴は、（１）低Ｃ−高Ｍｎ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ
系鋼を、（２）オーステナイトの低温域に加熱後、
（３）オーステナイト−フェライト２相域で厳格に制御
圧延した後、空冷または加速冷却することにより、微細
な加工フェライト＋マルテンサイト・ベイナイトの混合
組織とするところにあり、これによって超高強度と優れ
た低温靭性、現地溶接性を同時に達成している。さら
に、加工フェライト＋マルテンサイト・ベイナイトの混
合組織は、溶接部の軟化に対しても有効である。
本発明の超高強度鋼板の製造方法について述べる。本発
明方法の特徴は、（１）低Ｃ−高Ｍｎ−Ｎｂ−Ｂ−Ｔｉ
系鋼を、（２）オーステナイトの低温域に加熱後、
（３）オーステナイト−フェライト２相域で厳格に制御
圧延した後、空冷または加速冷却することにより、微細
な加工フェライト＋マルテンサイト・ベイナイトの混合
組織とするところにあり、これによって超高強度と優れ
た低温靭性、現地溶接性を同時に達成している。さら
に、加工フェライト＋マルテンサイト・ベイナイトの混
合組織は、溶接部の軟化に対しても有効である。
【０００８】従来より、低Ｃ−高Ｍｎ−Ｎｂ−微量Ｂ−
微量Ｔｉ鋼は微細なベイナイト主体の組織を有するライ
ンパイプ用鋼としてよく知られているが、この引張強さ
の上限はせいぜい７５０ＭＰａが限界であった。さらに
高強度化するためには、（１）Ｃ量や合金元素量を増加
させること、（２）９００℃以上の高温から焼入れ−焼
戻し処理すること、が必要であるが、母材やＨＡＺの低
温靭性は不十分となる。
微量Ｔｉ鋼は微細なベイナイト主体の組織を有するライ
ンパイプ用鋼としてよく知られているが、この引張強さ
の上限はせいぜい７５０ＭＰａが限界であった。さらに
高強度化するためには、（１）Ｃ量や合金元素量を増加
させること、（２）９００℃以上の高温から焼入れ−焼
戻し処理すること、が必要であるが、母材やＨＡＺの低
温靭性は不十分となる。
【０００９】本発明者らは、Ｎｂ−Ｂ鋼において、化学
成分、加熱・圧延・冷却条件を厳密に制御することによ
り、超高強度と優れた低温靭性が達成できることを見い
出した。本発明鋼の特徴は、（１）焼戻し処理なしでも
優れた超高強度、低温靭性が得られること、（２）焼入
れ・焼戻し処理鋼に比較して降伏比が低く、鋼管の成形
性、低温靭性に著しく優れること、などが挙げられる。
また、本発明では、鋼板の状態で降伏強さが低くても、
鋼管成形によって降伏強さが上昇し、目標とする降伏強
さを得ることが可能である。
成分、加熱・圧延・冷却条件を厳密に制御することによ
り、超高強度と優れた低温靭性が達成できることを見い
出した。本発明鋼の特徴は、（１）焼戻し処理なしでも
優れた超高強度、低温靭性が得られること、（２）焼入
れ・焼戻し処理鋼に比較して降伏比が低く、鋼管の成形
性、低温靭性に著しく優れること、などが挙げられる。
また、本発明では、鋼板の状態で降伏強さが低くても、
鋼管成形によって降伏強さが上昇し、目標とする降伏強
さを得ることが可能である。
【００１０】すなわち、引張強さ９５０ＭＰａ以上の超
高強度を達成するために、鋼材のミクロ組織を一定量以
上のマルテンサイト・ベイナイトとフェライトの混合組
織として、また加工フェライトを導入して、転位強化、
サブグレイン強化する必要がある。
高強度を達成するために、鋼材のミクロ組織を一定量以
上のマルテンサイト・ベイナイトとフェライトの混合組
織として、また加工フェライトを導入して、転位強化、
サブグレイン強化する必要がある。
【００１１】さらに、優れた低温靭性を達成するために
は、組織を微細化して、かつ加工フェライトの導入によ
りシャルピー衝撃試験などの試験片破面にセパレーショ
ンが発生し、破面遷移温度は飛躍的に低下する。ここ
で、セパレーションとは、衝撃試験時に生ずる板面に平
行な層状剥離現象であり、脆性き裂先端での３軸応力度
を低下させることによって脆性き裂の伝播停止特性を向
上させると考えられている。以上により、従来低温靭性
が劣ると考えられていたＮｂ−Ｂ鋼のマルテンサイト・
ベイナイトとフェライト硬軟混合組織の強度・低温靭性
バランスの大幅な向上に成功した。
は、組織を微細化して、かつ加工フェライトの導入によ
りシャルピー衝撃試験などの試験片破面にセパレーショ
ンが発生し、破面遷移温度は飛躍的に低下する。ここ
で、セパレーションとは、衝撃試験時に生ずる板面に平
行な層状剥離現象であり、脆性き裂先端での３軸応力度
を低下させることによって脆性き裂の伝播停止特性を向
上させると考えられている。以上により、従来低温靭性
が劣ると考えられていたＮｂ−Ｂ鋼のマルテンサイト・
ベイナイトとフェライト硬軟混合組織の強度・低温靭性
バランスの大幅な向上に成功した。
【００１２】次に、本発明の製造条件の限定理由につい
て説明する。本発明方法では、鋼片を９５０〜１０５０
℃の温度範囲に再加熱後、８００℃以下の累積圧下量が
７０％以上、かつＡr3点〜Ａr1点のフェライト−オース
テナイト２相域の累積圧下量が５０〜１００％で、圧延
終了温度が６５０〜８００℃となるように圧延を行う。
その後空冷または１０℃／秒以上の冷却速度で、５００
℃以下任意の温度まで冷却する。
て説明する。本発明方法では、鋼片を９５０〜１０５０
℃の温度範囲に再加熱後、８００℃以下の累積圧下量が
７０％以上、かつＡr3点〜Ａr1点のフェライト−オース
テナイト２相域の累積圧下量が５０〜１００％で、圧延
終了温度が６５０〜８００℃となるように圧延を行う。
その後空冷または１０℃／秒以上の冷却速度で、５００
℃以下任意の温度まで冷却する。
【００１３】鋼片（スラブ）の再加熱温度は、９５０〜
１０５０℃とする必要がある。これは鋼片の再加熱時の
初期オーステナイト粒を小さく保ち、圧延組織を微細化
するためである。さらに、初期オーステナイト粒が小さ
いほど微細フェライト−マルテンサイトの２相組織化が
起こりやすいからである。１０５０℃は再加熱時のオー
ステナイト粒が粗大化しない上限の温度である。一方、
加熱温度が低過ぎると合金元素が十分に溶体化されず、
所定の材質が得られない。また、鋼片を均一に加熱する
ために長時間の加熱が必要となること、さらには圧延時
の変形抵抗が大きくなることから、エネルギーコストが
増大して、好ましくない。このため、再加熱温度の下限
を９５０℃とする。
１０５０℃とする必要がある。これは鋼片の再加熱時の
初期オーステナイト粒を小さく保ち、圧延組織を微細化
するためである。さらに、初期オーステナイト粒が小さ
いほど微細フェライト−マルテンサイトの２相組織化が
起こりやすいからである。１０５０℃は再加熱時のオー
ステナイト粒が粗大化しない上限の温度である。一方、
加熱温度が低過ぎると合金元素が十分に溶体化されず、
所定の材質が得られない。また、鋼片を均一に加熱する
ために長時間の加熱が必要となること、さらには圧延時
の変形抵抗が大きくなることから、エネルギーコストが
増大して、好ましくない。このため、再加熱温度の下限
を９５０℃とする。
【００１４】再加熱した鋼片は８００℃以下の累積圧下
量が７０％以上、かつＡr3点〜Ａr1点のフェライト−オ
ーステナイト２相域の累積圧下量が５０〜１００％で、
圧延終了温度が６５０〜８００℃となるように圧延しな
ければならない。８００℃以下の累積圧下量を７０％以
上とする理由は、オーステナイト未再結晶域での圧延を
強化し、変態前のオーステナイト組織の微細化をはか
り、変態後の組織をフェライト−マルテンサイト・ベイ
ナイトの混合組織とするためである。引張強さが９５０
ＭＰａ以上となる超高強度ラインパイプではとくに安全
上、従来にも増して高靭性を必要とするので、その累積
圧下量は７０％としなければならない。累積圧下量は大
きいほど望ましく、その上限については限定しない。
量が７０％以上、かつＡr3点〜Ａr1点のフェライト−オ
ーステナイト２相域の累積圧下量が５０〜１００％で、
圧延終了温度が６５０〜８００℃となるように圧延しな
ければならない。８００℃以下の累積圧下量を７０％以
上とする理由は、オーステナイト未再結晶域での圧延を
強化し、変態前のオーステナイト組織の微細化をはか
り、変態後の組織をフェライト−マルテンサイト・ベイ
ナイトの混合組織とするためである。引張強さが９５０
ＭＰａ以上となる超高強度ラインパイプではとくに安全
上、従来にも増して高靭性を必要とするので、その累積
圧下量は７０％としなければならない。累積圧下量は大
きいほど望ましく、その上限については限定しない。
【００１５】さらに、本発明方法では、フェライト−オ
ーステナイト２相域の累積圧下量を５０〜１００％と
し、圧延終了温度を６５０〜８００℃とする。これはオ
ーステナイト未再結晶域で細粒化したオーステナイト組
織を一層微細化し、かつフェライトを加工してフェライ
トの強化と衝撃試験時にセパレーションの発生を容易に
するためである。２相域の累積圧下量が５０％以下で
は、セパレーションの発生が十分でなく、脆性き裂の伝
播停止特性の向上は得られない。一方、累積圧下量が適
切であっても、その圧延温度が不適切であると優れた低
温靭性は達成できない。圧延終了温度が６５０℃以下で
は、加工によるフェライトの脆化も顕著となるので、圧
延終了温度の下限を６５０℃とした。しかし、圧延終了
温度が８００℃以上では、オーステナイト組織の微細化
やセパレーション発生が十分でないため、圧延終了温度
の上限を８００℃に限定した。
ーステナイト２相域の累積圧下量を５０〜１００％と
し、圧延終了温度を６５０〜８００℃とする。これはオ
ーステナイト未再結晶域で細粒化したオーステナイト組
織を一層微細化し、かつフェライトを加工してフェライ
トの強化と衝撃試験時にセパレーションの発生を容易に
するためである。２相域の累積圧下量が５０％以下で
は、セパレーションの発生が十分でなく、脆性き裂の伝
播停止特性の向上は得られない。一方、累積圧下量が適
切であっても、その圧延温度が不適切であると優れた低
温靭性は達成できない。圧延終了温度が６５０℃以下で
は、加工によるフェライトの脆化も顕著となるので、圧
延終了温度の下限を６５０℃とした。しかし、圧延終了
温度が８００℃以上では、オーステナイト組織の微細化
やセパレーション発生が十分でないため、圧延終了温度
の上限を８００℃に限定した。
【００１６】圧延終了後、鋼板は空冷するかまたは１０
℃／秒以上の冷却速度で５００℃以下任意の温度まで冷
却する必要がある。本発明鋼では圧延後に空冷してもマ
ルテンサイト・ベイナイトとフェライトの混合組織が得
られるが、さらなる高強度化をはかるために１０℃／秒
以上の冷却速度で５００℃以下任意の温度まで冷却して
も差し支えない。１０℃／秒以上の冷却速度で冷却する
理由は、マルテンサイトの形成などによる変態強化、組
織の微細化を図るためである。冷却速度が１０℃／秒以
下であったり、水冷停止温度が５００℃以上であると、
変態強化による強度・低温靭性バランスの向上が十分に
期待できない。
℃／秒以上の冷却速度で５００℃以下任意の温度まで冷
却する必要がある。本発明鋼では圧延後に空冷してもマ
ルテンサイト・ベイナイトとフェライトの混合組織が得
られるが、さらなる高強度化をはかるために１０℃／秒
以上の冷却速度で５００℃以下任意の温度まで冷却して
も差し支えない。１０℃／秒以上の冷却速度で冷却する
理由は、マルテンサイトの形成などによる変態強化、組
織の微細化を図るためである。冷却速度が１０℃／秒以
下であったり、水冷停止温度が５００℃以上であると、
変態強化による強度・低温靭性バランスの向上が十分に
期待できない。
【００１７】次に、成分元素の限定理由について説明す
る。Ｃの下限０．０５％は母材および溶接部の強度、低
温靭性の確保ならびにＮｂ、Ｖ添加による析出硬化、結
晶粒の微細化効果を発揮させるための最小量である。し
かし、Ｃ量が多過ぎると低温靭性、現地溶接性や耐サワ
ー性の著しい劣化を招くので、上限を０．１０％とし
た。
る。Ｃの下限０．０５％は母材および溶接部の強度、低
温靭性の確保ならびにＮｂ、Ｖ添加による析出硬化、結
晶粒の微細化効果を発揮させるための最小量である。し
かし、Ｃ量が多過ぎると低温靭性、現地溶接性や耐サワ
ー性の著しい劣化を招くので、上限を０．１０％とし
た。
【００１８】Ｓｉは、脱酸や強度向上のため添加する元
素であるが、多く添加すると現地溶接性、溶接熱影響部
（ＨＡＺ）靭性を劣化させるので、上限を０．６％とし
た。鋼の脱酸はＴｉあるいはＡｌのみでも十分であり、
Ｓｉは必ずしも添加する必要はない。
素であるが、多く添加すると現地溶接性、溶接熱影響部
（ＨＡＺ）靭性を劣化させるので、上限を０．６％とし
た。鋼の脱酸はＴｉあるいはＡｌのみでも十分であり、
Ｓｉは必ずしも添加する必要はない。
【００１９】Ｍｎは、強度、低温靭性を確保する上で不
可欠な元素であり、その下限は１．７％、好ましくは
１．８％である。しかし、Ｍｎが多過ぎると鋼の焼入性
が増加して現地溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるだけで
なく、連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、低温靭性も劣
化させるので上限を２．５％とした。
可欠な元素であり、その下限は１．７％、好ましくは
１．８％である。しかし、Ｍｎが多過ぎると鋼の焼入性
が増加して現地溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるだけで
なく、連続鋳造鋼片の中心偏析を助長し、低温靭性も劣
化させるので上限を２．５％とした。
【００２０】Ｎｉは、低炭素の本発明鋼の強度を低温靭
性や現地溶接性を劣化させることなく向上させるために
添加する。Ｎｉ添加はＭｎやＣｒ、Ｍｏ添加に比較して
圧延組織（特にスラブの中心偏析帯）中に低温靭性、耐
サワー性に有害な硬化組織を形成することが少なく、強
度を増加させることが判明した。しかし、添加量が多す
ぎると、経済性だけでなく、現地溶接性やＨＡＺ靭性な
どを劣化させるので、その上限を１．０％、下限は０．
１％とした。Ｎｉは連続鋳造時、熱間圧延時におけるＣ
ｕクラックの防止にも有効である。この場合、ＮｉはＣ
ｕ量の１／３以上添加する必要がある。
性や現地溶接性を劣化させることなく向上させるために
添加する。Ｎｉ添加はＭｎやＣｒ、Ｍｏ添加に比較して
圧延組織（特にスラブの中心偏析帯）中に低温靭性、耐
サワー性に有害な硬化組織を形成することが少なく、強
度を増加させることが判明した。しかし、添加量が多す
ぎると、経済性だけでなく、現地溶接性やＨＡＺ靭性な
どを劣化させるので、その上限を１．０％、下限は０．
１％とした。Ｎｉは連続鋳造時、熱間圧延時におけるＣ
ｕクラックの防止にも有効である。この場合、ＮｉはＣ
ｕ量の１／３以上添加する必要がある。
【００２１】Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させるために
添加する。また、ＭｏはＮｂと共存して制御圧延時にオ
ーステナイトの再結晶を強力に抑制し、オーステナイト
組織の微細化にも効果がある。このような効果を得るた
めには、Ｍｏは最低０．１５％必要である。しかし、過
剰なＭｏ添加はＨＡＺ靭性、現地溶接性を劣化させるの
で、その上限を０．６％とした。
添加する。また、ＭｏはＮｂと共存して制御圧延時にオ
ーステナイトの再結晶を強力に抑制し、オーステナイト
組織の微細化にも効果がある。このような効果を得るた
めには、Ｍｏは最低０．１５％必要である。しかし、過
剰なＭｏ添加はＨＡＺ靭性、現地溶接性を劣化させるの
で、その上限を０．６％とした。
【００２２】Ｂは、極微量で鋼の焼入れ性を飛躍的に高
め、本発明において必要不可欠の元素である。後述のＰ
値において１に相当する、すなわち１％Ｍｎに相当する
効果がある。さらに、ＢはＭｏの焼入れ性向上効果を高
めると共に、Ｎｂと共存して相乗的に焼入れ性を増す。
このような効果を得るためには、Ｂは最低でも０．００
０３％必要である。一方、過剰に添加すると、低温靭性
を劣化させるだけでなく、かえってＢの焼入れ性向上効
果を消失せしめることもあるので、その上限を０．００
２０％とした。
め、本発明において必要不可欠の元素である。後述のＰ
値において１に相当する、すなわち１％Ｍｎに相当する
効果がある。さらに、ＢはＭｏの焼入れ性向上効果を高
めると共に、Ｎｂと共存して相乗的に焼入れ性を増す。
このような効果を得るためには、Ｂは最低でも０．００
０３％必要である。一方、過剰に添加すると、低温靭性
を劣化させるだけでなく、かえってＢの焼入れ性向上効
果を消失せしめることもあるので、その上限を０．００
２０％とした。
【００２３】Ｎｂは、制御圧延において結晶粒の微細化
や析出硬化に寄与し、鋼を強靭化する作用を有する。し
かし、Ｎｂを０．１０％以上添加すると、現地溶接性や
ＨＡＺ靭性に悪影響をもたらすので、その上限を０．１
０％とした。
や析出硬化に寄与し、鋼を強靭化する作用を有する。し
かし、Ｎｂを０．１０％以上添加すると、現地溶接性や
ＨＡＺ靭性に悪影響をもたらすので、その上限を０．１
０％とした。
【００２４】Ｔｉは、微細なＴｉＮを形成し、スラブ再
加熱時および溶接ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を
抑制してミクロ組織を微細化し、母材およびＨＡＺの低
温靭性を改善する。このようなＴｉＮの効果を発現させ
るためには、最低０．００５％のＴｉ添加が必要であ
る。しかし、Ｔｉ量が多過ぎると、ＴｉＮの粗大化やＴ
ｉＣによる析出硬化が生じ、低温靭性が劣化するので、
その上限は０．０３０％に限定しなければならない。
加熱時および溶接ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を
抑制してミクロ組織を微細化し、母材およびＨＡＺの低
温靭性を改善する。このようなＴｉＮの効果を発現させ
るためには、最低０．００５％のＴｉ添加が必要であ
る。しかし、Ｔｉ量が多過ぎると、ＴｉＮの粗大化やＴ
ｉＣによる析出硬化が生じ、低温靭性が劣化するので、
その上限は０．０３０％に限定しなければならない。
【００２５】Ａｌは、通常脱酸剤として鋼に含まれる元
素であり、組織の微細化にも効果を有する。しかし、Ａ
ｌ量が０．０６％を超えるとＡｌ系非金属介在物が増加
して鋼の清浄度を害するので、上限を０．０６％とし
た。脱酸はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、Ａｌは必
ずしも添加する必要はない。
素であり、組織の微細化にも効果を有する。しかし、Ａ
ｌ量が０．０６％を超えるとＡｌ系非金属介在物が増加
して鋼の清浄度を害するので、上限を０．０６％とし
た。脱酸はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、Ａｌは必
ずしも添加する必要はない。
【００２６】さらに、本発明では、不純物元素である
Ｐ、ＳおよびＯ量をそれぞれ、０．０１５％以下、０．
００３％以下および０．００３％以下とする。この主た
る理由は母材、ＨＡＺ靭性の低温靭性をより一層向上さ
せるためである。Ｐ量の低減は連続鋳造スラブの中心偏
析を低減し、粒界破壊を防止し低温靭性を向上させる。
また、Ｓ量の低減は、延伸化したＭｎＳを低減して、耐
サワー性や延靭性を向上させる効果がある。Ｏ量の低減
は、鋼中の酸化物を少なくして、耐サワー性や低温靭性
の改善に効果がある。したがって、Ｐ，Ｓ，Ｏ量は低い
ほど好ましい。
Ｐ、ＳおよびＯ量をそれぞれ、０．０１５％以下、０．
００３％以下および０．００３％以下とする。この主た
る理由は母材、ＨＡＺ靭性の低温靭性をより一層向上さ
せるためである。Ｐ量の低減は連続鋳造スラブの中心偏
析を低減し、粒界破壊を防止し低温靭性を向上させる。
また、Ｓ量の低減は、延伸化したＭｎＳを低減して、耐
サワー性や延靭性を向上させる効果がある。Ｏ量の低減
は、鋼中の酸化物を少なくして、耐サワー性や低温靭性
の改善に効果がある。したがって、Ｐ，Ｓ，Ｏ量は低い
ほど好ましい。
【００２７】Ｎは、ＴｉＮを形成してスラブ再加熱時お
よび溶接ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制して
母材、ＨＡＺの低温靭性を向上させる。このために必要
な最小量は０．００１％である。しかし、多過ぎるとス
ラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靭性の劣化の原因とな
るので、その上限は０．００６％に抑える必要がある。
よび溶接ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制して
母材、ＨＡＺの低温靭性を向上させる。このために必要
な最小量は０．００１％である。しかし、多過ぎるとス
ラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靭性の劣化の原因とな
るので、その上限は０．００６％に抑える必要がある。
【００２８】次に、Ｖ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｃａを添加する理
由について説明する。基本となる上述した成分にさらに
これらの元素を添加する主たる目的は本発明鋼の優れた
特徴を損なうことなく、製造可能な板厚の拡大や母材の
強度・靭性などの特性の向上をはかるためである。した
がって、その添加量は自ら制限されるべき性質のもので
ある。
由について説明する。基本となる上述した成分にさらに
これらの元素を添加する主たる目的は本発明鋼の優れた
特徴を損なうことなく、製造可能な板厚の拡大や母材の
強度・靭性などの特性の向上をはかるためである。した
がって、その添加量は自ら制限されるべき性質のもので
ある。
【００２９】Ｖは、ほぼＮｂと同様の効果を有するが、
その効果はＮｂに比較して弱い。しかし、超高強度鋼に
おけるＶ添加の効果は大きく、ＮｂとＶの複合添加は本
発明鋼の優れた特徴をさらに顕著なものとする。Ｖはフ
ェライトの加工（熱間圧延）によって歪誘起析出し、フ
ェライトを著しく強化することがわかった。下限は０．
０１％、その上限は現地溶接性、ＨＡＺ靭性の点から
０．１０％まで許容できる。
その効果はＮｂに比較して弱い。しかし、超高強度鋼に
おけるＶ添加の効果は大きく、ＮｂとＶの複合添加は本
発明鋼の優れた特徴をさらに顕著なものとする。Ｖはフ
ェライトの加工（熱間圧延）によって歪誘起析出し、フ
ェライトを著しく強化することがわかった。下限は０．
０１％、その上限は現地溶接性、ＨＡＺ靭性の点から
０．１０％まで許容できる。
【００３０】Ｃｕは、Ｎｉとほぼ同様な効果を持つとと
もに、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上にも効果があ
る。また、Ｃｕ析出硬化によって強度を大幅に増加させ
る。しかし、過剰に添加すると析出硬化により母材、Ｈ
ＡＺの靭性低下や熱間圧延時にＣｕクラックが生じるの
で、その上限を１．０％、好ましくは０．７％とした。
もに、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上にも効果があ
る。また、Ｃｕ析出硬化によって強度を大幅に増加させ
る。しかし、過剰に添加すると析出硬化により母材、Ｈ
ＡＺの靭性低下や熱間圧延時にＣｕクラックが生じるの
で、その上限を１．０％、好ましくは０．７％とした。
【００３１】Ｃｒは、母材、溶接部の強度を増加させる
が、多過ぎると現地溶接性やＨＡＺ靭性を著しく劣化さ
せる。このため、Ｃｒ量の上限は０．６％である。Ｃ
ｕ、Ｃｒ量の下限０．１％は、それぞれの元素添加によ
る材質上の効果が顕著になる最小量である。
が、多過ぎると現地溶接性やＨＡＺ靭性を著しく劣化さ
せる。このため、Ｃｒ量の上限は０．６％である。Ｃ
ｕ、Ｃｒ量の下限０．１％は、それぞれの元素添加によ
る材質上の効果が顕著になる最小量である。
【００３２】Ｃａは、硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御
し、低温靭性を向上（シャルピー試験における吸収エネ
ルギーの増加など）させる。特に、衝撃試験でのセパレ
ーションを利用する本発明鋼ではシャルピー試験などの
吸収エネルギーは低下する傾向にあるので、Ｃａの添加
は必須である。しかし、Ｃａ量が０．００１％以下では
実用上効果がなく、また０．００５％を超えて添加する
とＣａＯ−ＣａＳが大量に生成してクラスター、大型介
在物となり、鋼の清浄度を害するだけでなく、現地溶接
性にも悪影響をおよぼす。このため、Ｃａ添加量を０．
００１〜０．００５％に制限した。なお、超高強度鋼で
はＳ，Ｏ量をそれぞれ０．００１％、０．００２％以下
に低減し、ＥＳＳＰ＝（Ｃａ）〔１−１２４（Ｏ）〕／
１２５（Ｓ）を０．５≦ＥＳＳＰ≦１０．０とすること
が特に有効である。
し、低温靭性を向上（シャルピー試験における吸収エネ
ルギーの増加など）させる。特に、衝撃試験でのセパレ
ーションを利用する本発明鋼ではシャルピー試験などの
吸収エネルギーは低下する傾向にあるので、Ｃａの添加
は必須である。しかし、Ｃａ量が０．００１％以下では
実用上効果がなく、また０．００５％を超えて添加する
とＣａＯ−ＣａＳが大量に生成してクラスター、大型介
在物となり、鋼の清浄度を害するだけでなく、現地溶接
性にも悪影響をおよぼす。このため、Ｃａ添加量を０．
００１〜０．００５％に制限した。なお、超高強度鋼で
はＳ，Ｏ量をそれぞれ０．００１％、０．００２％以下
に低減し、ＥＳＳＰ＝（Ｃａ）〔１−１２４（Ｏ）〕／
１２５（Ｓ）を０．５≦ＥＳＳＰ≦１０．０とすること
が特に有効である。
【００３３】以上の個々の添加元素の限定に加えて本発
明では、さらにＰ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．
８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏを２．５≦Ｐ
≦４．０に制限する。これはＨＡＺ靭性、現地溶接性を
損なうことなく、目標とする強度・低温靭性バランスを
達成するためである。Ｐ値の下限を２．５としたのは９
５０Ｎ／mm2 以上の強度と優れた低温靭性を得るためで
ある。また、Ｐ値の上限を４．０としたのは優れたＨＡ
Ｚ靭性、現地溶接性を維持するためである。
明では、さらにＰ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．
８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏを２．５≦Ｐ
≦４．０に制限する。これはＨＡＺ靭性、現地溶接性を
損なうことなく、目標とする強度・低温靭性バランスを
達成するためである。Ｐ値の下限を２．５としたのは９
５０Ｎ／mm2 以上の強度と優れた低温靭性を得るためで
ある。また、Ｐ値の上限を４．０としたのは優れたＨＡ
Ｚ靭性、現地溶接性を維持するためである。
【００３４】
【発明の実施の形態】以下に、本発明を実施例により説
明する。転炉−連続鋳造法で種々の鋼成分の鋼片から種
々の製造法により鋼板を製造して、諸性質を調査した。
鋼板の機械的性質は、圧延と直角方向で調査した。ＨＡ
Ｚ靭性は、入熱５kJ／mm相当の再現熱サイクルを付与し
て調査した（最高加熱温度：１４００℃、８００〜５０
０℃の冷却時間：２５秒）。
明する。転炉−連続鋳造法で種々の鋼成分の鋼片から種
々の製造法により鋼板を製造して、諸性質を調査した。
鋼板の機械的性質は、圧延と直角方向で調査した。ＨＡ
Ｚ靭性は、入熱５kJ／mm相当の再現熱サイクルを付与し
て調査した（最高加熱温度：１４００℃、８００〜５０
０℃の冷却時間：２５秒）。
【００３５】また、現地溶接性は、Ｙ−スリット溶接割
れ試験（ＪＩＳ Ｇ３１５８）においてＨＡＺの低温割
れ防止に必要な最低予熱温度で評価した（溶接方法：ガ
スメタルアーク溶接、溶接棒：引張強さ１００ＭＰａ、
入熱：０．５kJ／mm、溶着金属の水素量：３cc／１００
ｇ）。
れ試験（ＪＩＳ Ｇ３１５８）においてＨＡＺの低温割
れ防止に必要な最低予熱温度で評価した（溶接方法：ガ
スメタルアーク溶接、溶接棒：引張強さ１００ＭＰａ、
入熱：０．５kJ／mm、溶着金属の水素量：３cc／１００
ｇ）。
【００３６】本発明の実施例を、比較例と共に、表１に
示す。本発明方法にしたがって製造した鋼板（鋼Ｎｏ．
１〜８）は、優れた強度・低温靭性を有する。これに対
し、比較鋼（鋼Ｎｏ．９〜２２）は、化学成分または鋼
板製造条件が適切でなく、いずれかの特性が劣る。
示す。本発明方法にしたがって製造した鋼板（鋼Ｎｏ．
１〜８）は、優れた強度・低温靭性を有する。これに対
し、比較鋼（鋼Ｎｏ．９〜２２）は、化学成分または鋼
板製造条件が適切でなく、いずれかの特性が劣る。
【００３７】鋼９は、Ｃ量が多過ぎるため、低温靭性
（シャルピー吸収エネルギー、遷移温度）、ＨＡＺ靭性
が劣り、かつ溶接時の予熱温度も高い。鋼１０は、Ｍｎ
量、Ｐ値が高過ぎるため、母材およびＨＡＺ靭性が劣
り、かつ溶接時の予熱温度も著しく高い。鋼１１は、Ｎ
ｂが添加されていないため、Ｎｂ添加鋼よりもやや強度
が低く、シャルピー遷移温度が高く（強度・低温靭性バ
ランスが悪い）、またＨＡＺ靭性も劣る。
（シャルピー吸収エネルギー、遷移温度）、ＨＡＺ靭性
が劣り、かつ溶接時の予熱温度も高い。鋼１０は、Ｍｎ
量、Ｐ値が高過ぎるため、母材およびＨＡＺ靭性が劣
り、かつ溶接時の予熱温度も著しく高い。鋼１１は、Ｎ
ｂが添加されていないため、Ｎｂ添加鋼よりもやや強度
が低く、シャルピー遷移温度が高く（強度・低温靭性バ
ランスが悪い）、またＨＡＺ靭性も劣る。
【００３８】鋼１２は、Ｔｉが添加されていないため、
シャルピー遷移温度が高く、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼１３
は、Ｂ量が多過ぎるため、低温靭性が劣化する。
シャルピー遷移温度が高く、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼１３
は、Ｂ量が多過ぎるため、低温靭性が劣化する。
【００３９】鋼１４は、Ｂ量が少な過ぎるため、目標と
する強度が達成できない。鋼１５は、Ｍｏ量が多過ぎる
ために溶接時に予熱を必要とする。
する強度が達成できない。鋼１５は、Ｍｏ量が多過ぎる
ために溶接時に予熱を必要とする。
【００４０】鋼１６は、化学成分は適当であるが、製造
条件中の鋼片再加熱開始温度が高過ぎるため、シャルピ
ー遷移温度が高い。鋼１７は、鋼片の再加熱温度が低過
ぎるため、容体化が不十分で強度が低い。鋼１８は、９
００℃以下の累積圧下量が少な過ぎるため、低温靭性が
今一歩である。
条件中の鋼片再加熱開始温度が高過ぎるため、シャルピ
ー遷移温度が高い。鋼１７は、鋼片の再加熱温度が低過
ぎるため、容体化が不十分で強度が低い。鋼１８は、９
００℃以下の累積圧下量が少な過ぎるため、低温靭性が
今一歩である。
【００４１】鋼１９は、オーステナイト−フェライト２
相域での累積圧下量が少な過ぎるため、シャルピー遷移
温度が高い。鋼２０は、２相域での圧延がなく圧延終了
温度が高過ぎるため、低温靭性が劣る。鋼２１は、圧延
終了温度が低過ぎるため、低温靭性が劣る。鋼２２は、
水冷停止温度が高過ぎるため強度が低い。
相域での累積圧下量が少な過ぎるため、シャルピー遷移
温度が高い。鋼２０は、２相域での圧延がなく圧延終了
温度が高過ぎるため、低温靭性が劣る。鋼２１は、圧延
終了温度が低過ぎるため、低温靭性が劣る。鋼２２は、
水冷停止温度が高過ぎるため強度が低い。
【００４２】
【発明の効果】本発明により低温靭性、現地溶接性が優
れた超高強度の鋼板が安定して製造できるようになっ
た。その結果、パイプラインの安全性が著しく向上する
とともに、パイプラインの施工能率、輸送効率の飛躍的
な向上が可能となった。
れた超高強度の鋼板が安定して製造できるようになっ
た。その結果、パイプラインの安全性が著しく向上する
とともに、パイプラインの施工能率、輸送効率の飛躍的
な向上が可能となった。
【００４３】
【表１】
【００４４】
【表２】
【００４５】
【表３】
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/54 Ｃ２２Ｃ 38/54 (72)発明者 原 卓 也 君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君 津製鐵所内
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で、 Ｃ ：０．０５〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以
下、 Ｍｎ：１．７〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５
％以下、 Ｓ ：０．００３％以下、 Ｎｉ：０．１〜
１．０％、 Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、 Ｎｂ：０．０１〜
０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ｂ ：０．０００
３〜０．００２０％ Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ ：０．００１
〜０．００６％、 Ｏ ：０．００３％以下を含有し、残部がＦｅおよび不
可避的不純物からなり、 下記の式で定義されるＰ値が２．５〜４．０の範囲にあ
る鋼片を９５０〜１０５０℃の温度に再加熱後、８００
℃以下の累積圧下量が７０％以上、かつＡr3点〜Ａr1点
のフェライト−オーステナイト２相域の累積圧下量が５
０％以上で、圧延終了温度が６５０〜８００℃となるよ
うに圧延を行い、その後空冷または１０℃／秒以上の冷
却速度で５００℃以下任意の温度まで冷却することを特
徴とする引張強さが９５０ＭＰａ以上の低温靭性に優れ
た超高強度鋼板の製造方法。 Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４
５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ - 【請求項２】重量％で、 Ｃ ：０．０５〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以
下、 Ｍｎ：１．７〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５
％以下、 Ｓ ：０．００３％以下、 Ｎｉ：０．１〜
１．０％、 Ｍｏ：０．１５〜０．６０％、 Ｎｂ：０．０１〜
０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ｂ ：０．０００
３〜０．００２０％ Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ ：０．００１
〜０．００６％、 Ｏ ：０．００３％以下および、Ｖ：０．０１〜０．１
０％、Ｃｕ：０．１〜０．７％、Ｃｒ：０．１〜０．６
％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％の一種または二種
以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からな
り、 下記の式で定義されるＰ値が２．１〜３．０の範囲にあ
る鋼片を９５０〜１０５０℃の温度に再加熱後、８００
℃以下の累積圧下量が７０％以上、かつＡr3点〜Ａr1点
のフェライト−オーステナイト２相域の累積圧下量が５
０％以上で、圧延終了温度が６５０〜８００℃となるよ
うに圧延を行い、その後空冷または１０℃／秒以上の冷
却速度で５００℃以下任意の温度まで冷却することを特
徴とする引張強さが９５０ＭＰａ以上の低温靭性に優れ
た超高強度鋼板の製造方法。 Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４
５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18026095A JP3612115B2 (ja) | 1995-07-17 | 1995-07-17 | 低温靭性に優れた超高強度鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18026095A JP3612115B2 (ja) | 1995-07-17 | 1995-07-17 | 低温靭性に優れた超高強度鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0931536A true JPH0931536A (ja) | 1997-02-04 |
| JP3612115B2 JP3612115B2 (ja) | 2005-01-19 |
Family
ID=16080151
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18026095A Expired - Fee Related JP3612115B2 (ja) | 1995-07-17 | 1995-07-17 | 低温靭性に優れた超高強度鋼板の製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3612115B2 (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6224689B1 (en) | 1997-07-28 | 2001-05-01 | Exxonmobil Upstream Research Company | Ultra-high strength, weldable, essentially boron-free steels with superior toughness |
| US6228183B1 (en) | 1997-07-28 | 2001-05-08 | Exxonmobil Upstream Research Company | Ultra-high strength, weldable, boron-containing steels with superior toughness |
| US6248191B1 (en) | 1997-07-28 | 2001-06-19 | Exxonmobil Upstream Research Company | Method for producing ultra-high strength, weldable steels with superior toughness |
| US6264760B1 (en) | 1997-07-28 | 2001-07-24 | Exxonmobil Upstream Research Company | Ultra-high strength, weldable steels with excellent ultra-low temperature toughness |
| US6843237B2 (en) | 2001-11-27 | 2005-01-18 | Exxonmobil Upstream Research Company | CNG fuel storage and delivery systems for natural gas powered vehicles |
| KR100481370B1 (ko) * | 2000-12-23 | 2005-04-08 | 주식회사 포스코 | 저온인성이 우수한 라인파이프용 열연강재의 제조방법 |
| KR100568365B1 (ko) * | 2001-12-27 | 2006-04-05 | 주식회사 포스코 | 고강도, 저온인성이 우수한 열연 라인파이프용 강재의제조방법 |
| JP2009052136A (ja) * | 2007-07-27 | 2009-03-12 | Jfe Steel Kk | 船舶用熱間圧延形鋼およびその製造方法 |
| GB2433746B (en) * | 2005-12-27 | 2009-07-01 | Kobe Steel Ltd | Steel sheet having excellent weldability |
| JP4664504B2 (ja) * | 1999-02-26 | 2011-04-06 | 明治製菓株式会社 | 農薬の薬理効果促進剤 |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN101827809A (zh) | 2007-10-23 | 2010-09-08 | 日宝化学株式会社 | 羟腈化合物的制造方法以及α-羟基酯化合物的制造方法 |
| WO2009054355A1 (ja) | 2007-10-23 | 2009-04-30 | Nippoh Chemicals Co., Ltd. | シアノヒドリン化合物の製造方法および製造装置、ならびにα－ヒドロキシエステル化合物の製造方法 |
-
1995
- 1995-07-17 JP JP18026095A patent/JP3612115B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| US6228183B1 (en) | 1997-07-28 | 2001-05-08 | Exxonmobil Upstream Research Company | Ultra-high strength, weldable, boron-containing steels with superior toughness |
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| US6264760B1 (en) | 1997-07-28 | 2001-07-24 | Exxonmobil Upstream Research Company | Ultra-high strength, weldable steels with excellent ultra-low temperature toughness |
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| KR100481370B1 (ko) * | 2000-12-23 | 2005-04-08 | 주식회사 포스코 | 저온인성이 우수한 라인파이프용 열연강재의 제조방법 |
| US6843237B2 (en) | 2001-11-27 | 2005-01-18 | Exxonmobil Upstream Research Company | CNG fuel storage and delivery systems for natural gas powered vehicles |
| KR100568365B1 (ko) * | 2001-12-27 | 2006-04-05 | 주식회사 포스코 | 고강도, 저온인성이 우수한 열연 라인파이프용 강재의제조방법 |
| GB2433746B (en) * | 2005-12-27 | 2009-07-01 | Kobe Steel Ltd | Steel sheet having excellent weldability |
| US9085816B2 (en) | 2005-12-27 | 2015-07-21 | Kobe Steel, Ltd. | Steel sheet having excellent weldability |
| JP2009052136A (ja) * | 2007-07-27 | 2009-03-12 | Jfe Steel Kk | 船舶用熱間圧延形鋼およびその製造方法 |
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| Publication number | Publication date |
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