CN103328673A - 干线管用热卷材及其制造方法 - Google Patents

干线管用热卷材及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN103328673A
CN103328673A CN2012800057954A CN201280005795A CN103328673A CN 103328673 A CN103328673 A CN 103328673A CN 2012800057954 A CN2012800057954 A CN 2012800057954A CN 201280005795 A CN201280005795 A CN 201280005795A CN 103328673 A CN103328673 A CN 103328673A
Authority
CN
China
Prior art keywords
hot rolling
rolling material
cooling
main line
thickness
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.)
Granted
Application number
CN2012800057954A
Other languages
English (en)
Other versions
CN103328673B (zh
Inventor
原卓也
木下健
田中和明
Original Assignee
Nippon Steel Corp
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 Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of CN103328673A publication Critical patent/CN103328673A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN103328673B publication Critical patent/CN103328673B/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2221/00—Treating localised areas of an article
    • C21D2221/10—Differential treatment of inner with respect to outer regions, e.g. core and periphery, respectively
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C21D8/105—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明提供即使对于因卷取工序而使制造条件的制约较多的热卷材，也使其常温强度的偏差得以降低、低温韧性得以提高的干线管用热卷材及其制造方法。其中，通过在再结晶温度区域的各轧制道次间使钢板滞留规定时间、以及在热轧后进行2段冷却，从而在板厚中心部的钢组织中，将有效晶体粒径设定为3～10μm，贝氏体以及针状铁素体的总面积率设定为60～99%，而且将任意2个部位的贝氏体以及针状铁素体的总面积率分别设为A和B时，使A－B的绝对值为0～30%。

Description

干线管用热卷材及其制造方法
技术领域
本发明涉及干线管用热卷材（hot coil）及其制造方法，特别涉及用于天然气以及原油输送用干线管（line pipe）而优选的热卷材及其制造方法。
背景技术
近年来，作为原油、天然气等的长距离输送方法，干线管的重要性越来越高。另外，为了1）通过高压化而提高输送效率、以及2）通过降低干线管的外径以及重量而提高现场施工效率，使用具有高强度的干线管的例子正在增加。现在，达到美国石油协会（API）标准X120（抗拉强度为915MPa以上）的高强度干线管已经实用化。这些高强度干线管一般采用UOE法、弯曲辊法以及JCOE法等进行制造。
但是，作为长距离输送用总干线管，与API标准X60～70相当的干线管依然较多地使用。作为这样的与X60～70相当的干线管，大多使用现场施工效率较高的螺旋钢管或者电焊钢管。
作为干线管的制造中使用的原材料，在采用UOE法、弯曲辊法以及JCOE法制造干线管的情况下，一般使用未卷绕成卷材状的热轧钢板。另一方面，在制造螺旋钢管或者电焊钢管的情况下，一般使用卷绕成卷材状的热轧钢板。在此，将未卷绕成卷材状的热轧钢板称为厚板，将卷绕成卷材状的热轧钢板称为热卷材。
在专利文献1～10中，记载着在螺旋钢管或者电焊钢管的制造中使用的热卷材。另外，在专利文献11～14中，记载着采用UOE法、弯曲辊法以及JCOE法制造干线管时使用的厚板。
用于输送原油或天然气等可燃物质的干线管在常温下的可靠性自不必说，由于也在寒冷地区使用，因而还要求在低温下的可靠性。因此，成为干线管原材料的厚板以及热卷材要求降低常温强度的偏差、并提高低温韧性。
专利文献11～14中记载的厚板由于没有卷取工序，因而冷却热轧后的钢板的条件的自由度较大，从而可以得到稳定且均匀的钢组织。另外，由于没有卷取工序，因而在粗轧和精轧之间，可以充分取得使钢板事先处于再结晶温度区域的时间，由此也可以得到稳定而希望的钢组织。其结果是，专利文献11～14中记载的厚板的常温强度偏差较小，而且低温韧性也优良。
另一方面，在专利文献1～10中记载的热卷材中，常温强度偏差的降低并不充分，而且低温韧性的提高也并不充分。在专利文献1～10中，记载着为了降低热卷材的强度偏差和提高低温韧性，对热轧后的钢板的冷却方法进行了改善。特别地，在专利文献1～2以及6～9中，记载着使热轧后的钢板的冷却分多段进行。但是，热卷材的制造由于具有卷取工序、且粗轧和精轧连续地进行，因而制造条件的制约增多。因此，单凭专利文献1～10中记载的冷却方法的改善，不会形成所希望的钢组织，从而难以得到常温强度偏差较小、且低温韧性也优良的热卷材。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2010-174342号公报
专利文献2：日本特开2010-174343号公报
专利文献3：日本特开2010-196155号公报
专利文献4：日本特开2010-196156号公报
专利文献5：日本特开2010-196157号公报
专利文献6：日本特开2010-196160号公报
专利文献7：日本特开2010-196161号公报
专利文献8：日本特开2010-196163号公报
专利文献9：日本特开2010-196164号公报
专利文献10：日本特开2010-196165号公报
专利文献11：日本特开2011-195883号公报
专利文献12：日本特开2008-248384号公报
专利文献13：国际公开第2010/052926号
专利文献14：日本特开2008-163456号公报
发明内容
发明所要解决的课题
本发明的目的在于：提供即使对于因卷取工序而使制造条件的制约较多的热卷材，也使其常温强度的偏差得以降低、低温韧性得以提高的干线管用热卷材及其制造方法。此外，常温强度是指在常温下的抗拉强度（TS）、屈服强度、屈服比以及硬度。
用于解决课题的手段
本发明人进行了潜心的研究，获得了如下的见解。
a）为了降低常温强度的偏差，在将构成热卷材的钢板的有效晶体粒径设定为10μm以下的基础上，需要使基底组织在板厚方向和长度方向变得均匀。也就是说，单凭如以前那样，使构成热卷材的钢板的基底组织在板厚方向和长度方向变得均匀是并不充分的。
b）在将钢组织的有效晶体粒径设定为10μm以下的基础上，当将作为基底组织的贝氏体和针状铁素体的合计以面积率计设定为规定以上时，低温韧性也得以提高。
c）为了将钢组织的有效晶体粒径设定为10μm以下，需要在热轧的粗轧中事先充分地进行再结晶。因此，在具有卷取工序的热卷材的制造中，有必要在再结晶温度区域的各轧制道次间至少1次使热轧中的钢板滞留规定时间。
d）为了使基底组织在板厚方向和长度方向变得均匀，需要将热轧后的钢板的冷却设计为多段。
e）为了降低常温强度的偏差，需要将钢组织的有效晶体粒径设定为规定以下，而且使基底组织在板厚方向和长度方向变得均匀。因此，单凭如以前那样进行2段冷却是并不充分的，需要进行2段冷却、以及在再结晶温度区域的各轧制道次间使热轧中的钢板滞留这两者。
本发明是基于上述的见解而完成的，其要旨如下。
（1）一种干线管用热卷材，其特征在于：其成分组成以质量%计，含有：
C：0.03～0.10%、
Si：0.01～0.50%、
Mn：0.5～2.5%、
P：0.001～0.03%、
S：0.0001～0.0030%、
Nb：0.0001～0.2%、
Al：0.0001～0.05%、
Ti：0.0001～0.030%、以及
B：0.0001～0.0005%，
剩余部分由铁和不可避免的杂质构成；在板厚中心部的钢组织中，有效晶体粒径为2～10μm，贝氏体以及针状铁素体的总面积率为60～99%，而且将任意2个部位的贝氏体以及针状铁素体的总面积率分别设为A和B时，A－B的绝对值为0～30%；并且板厚为7～25mm，宽度方向的抗拉强度TS为400～700MPa。
（2）根据上述（1）所述的干线管用热卷材，其特征在于：所述热卷材以质量%计，进一步含有
Cu：0.01～0.5%、
Ni：0.01～1.0%、
Cr：0.01～1.0%、
Mo：0.01～1.0%、
V：0.001～0.10%、
W：0.0001～0.5%、
Zr：0.0001～0.050%、
Ta：0.0001～0.050%、
Mg：0.0001～0.010%、
Ca：0.0001～0.005%、
REM：0.0001～0.005%、
Y：0.0001～0.005%、
Hf：0.0001～0.005%、以及
Re：0.0001～0.005%之中的1种或2种以上。
（3）一种干线管用热卷材的制造方法，其特征在于：在将钢坯加热至1000～1250℃后而进行热轧时，将再结晶温度区域的压下比设定为1.9～4.0，而且在再结晶温度区域的各轧制道次间至少1次将热轧中的钢板滞留100～500秒；当将得到的热轧钢板分为前段和后段进行冷却时，于前段的冷却中，在热轧钢板的板厚中心部以0.5～15℃/秒的冷却速度将所述热轧钢板的表面温度从前段的冷却开始温度冷却至600℃，于后段的冷却中，在热轧钢板的板厚中心部以比前段更快的冷却速度进行冷却；其中，所述钢坯的成分组成以质量%计，含有：
C：0.03～0.10%、
Si：0.01～0.50%、
Mn：0.5～2.5%、
P：0.001～0.03%、
S：0.0001～0.0030%、
Nb：0.0001～0.2%、
Al：0.0001～0.05%、
Ti：0.0001～0.030%、以及
B：0.0001～0.0005%，
剩余部分由铁和不可避免的杂质构成。
（4）根据上述（3）所述的干线管用热卷材的制造方法，其特征在于：所述钢坯以质量%计，进一步含有
Cu：0.01～0.5%、
Ni：0.01～1.0%、
Cr：0.01～1.0%、
Mo：0.01～1.0%、
V：0.001～0.10%、
W：0.0001～0.5%、
Zr：0.0001～0.050%、
Ta：0.0001～0.050%、
Mg：0.0001～0.010%、
Ca：0.0001～0.005%、
REM：0.0001～0.005%、
Y：0.0001～0.005%、
Hf：0.0001～0.005%、以及
Re：0.0001～0.005%之中的1种或2种以上。
（5）根据上述（3）或（4）所述的干线管用热卷材的制造方法，其特征在于：将未再结晶温度区域的压下比设定为2.5～4.0而进行热轧。
（6）根据上述（3）或（4）所述的干线管用热卷材的制造方法，其特征在于：从800～850℃的温度区域开始所述前段的冷却，且在800～600℃的温度区域，在板厚中心部以0.5～10℃/秒的冷却速度进行冷却。
（7）根据上述（5）所述的干线管用热卷材的制造方法，其特征在于：从800～850℃的温度区域开始所述前段的冷却，且在800～600℃的温度区域，在板厚中心部以0.5～10℃/秒的冷却速度进行冷却。
（8）根据上述（3）或（4）所述的干线管用热卷材的制造方法，其特征在于：对所述后段的冷却后的钢板在450～600℃下进行卷取。
（9）根据上述（5）所述的干线管用热卷材的制造方法，其特征在于：对所述后段的冷却后的钢板在450～600℃下进行卷取。
（10）根据上述（6）所述的干线管用热卷材的制造方法，其特征在于：对所述后段的冷却后的钢板在450～600℃下进行卷取。
（11）根据上述（7）所述的干线管用热卷材的制造方法，其特征在于：对所述后段的冷却后的钢板在450～600℃下进行卷取。
发明的效果
根据本发明，在将有效晶体粒径设定为规定以下的基础上，使特定的基底组织在表面和板厚中心变得均匀，由此可以提供一种常温强度的偏差较小、而且低温韧性优良的干线管用热卷材。另外，通过在再结晶温度区域的各轧制道次间使热轧中的钢板滞留、以及将热轧后的钢板进行2段冷却这两者，可以提供即便是需要卷取的热卷材，其常温强度的偏差也小、而且低温韧性也优良的干线管用热卷材的制造方法。
附图说明
图1是表示板厚为16mm的热卷材中贝氏体以及针状铁素体的合计与-20℃下的夏比冲击吸收能之间的关系的图示。
图2是表示冷却方法对钢板硬度在板厚方向的偏差所产生的影响的图示。
具体实施方式
下面就本发明的干线管用热卷材的钢组织、形态以及特性进行说明。
（板厚中心部的钢组织：有效晶体粒径为2～10μm）
本发明的干线管用热卷材为了得到所希望的特性，首先需要使板厚中心部的钢组织的有效晶体粒径为2～10μm的范围。如果板厚中心部的钢组织的有效晶体粒径超过10μm，则不能得到晶粒的微细化效果，无论成为怎样的基底组织，都不能得到所希望的特性。优选设定为7μm以下。另一方面，即便使板厚中心部的钢组织的有效晶体粒径低于2μm，晶粒的微细化效果也达到饱和。优选设定为3μm以上。此外，钢组织的有效晶体粒径采用EBSP（Electron Back Scattering Pattern：电子背散射衍射图谱）进行测定，被定义为由具有15°以上的结晶方位差的边界所包围的区域的当量圆直径。
（板厚中心部的钢组织：贝氏体以及针状铁素体的总面积率为60～99%）
如上所述，干线管用热卷材为了得到所希望的特性，在将有效晶体粒径设定为2～10μm之后，作为基底组织，还需要将板厚中心部的贝氏体以及针状铁素体的总面积率设定为60～99%。如果贝氏体以及针状铁素体的总面积率低于60%，则热卷材在-20℃下的夏比吸收能低于150J，0℃下的DWTT（Drop Weight Tear Test：落锤撕裂试验）延性断口率低于85%，从而不能确保制造干线管时所需要的低温韧性。图1是表示板厚为16mm的热卷材中贝氏体以及针状铁素体的总面积率与-20℃下的夏比冲击吸收能之间的关系的图示。正如图1所表明的那样，如果贝氏体以及针状铁素体的总面积率低于60%，则-20℃下的夏比冲击吸收能急剧下降。
另外，为了将热卷材的-40℃下的夏比冲击吸收能设定为200J以上，并将-20℃下的DWTT（Drop Weight Tear Test）延性断口率设定为85%以上，优选使贝氏体以及针状铁素体的总面积率为80%以上。另一方面，虽然贝氏体以及针状铁素体的总面积率越高越好，但热卷材可能含有渗碳体和珠光体等不可避免的钢组织，因而贝氏体以及针状铁素体的总面积率将99%作为上限。此外，贝氏体成为在板条或块状铁素体间析出碳化物、或者在板条内析出碳化物的组织。另一方面，将在板条间或者板条内未析出碳化物的组织作为马氏体，以与贝氏体相区別。
（将任意2个部位的贝氏体以及针状铁素体的总面积率分别设定为A和B时，A－B的绝对值为0～30%）
关于干线管用热卷材，其基底组织一般在板厚方向和长度方向产生偏差。为了提高干线管的可靠性，有必要使在干线管的制造中使用的热卷材的板厚方向和长度方向的基底组织变得均匀。也就是说，有必要减少任意2个部位的基底组织之差。在此，当将任意2个部位的贝氏体以及针状铁素体的总面积率分别设定为A和B时，任意2个部位的基底组织之差定义为A－B的绝对值。如果A－B的绝对值超过30%，则意味着干线管用热卷材的基底组织在板厚方向和长度方向产生较大的偏差。如果该偏差较大，则干线管用热卷材的常温强度产生偏差，其结果是，板厚干线管的可靠性降低。因此，A－B的绝对值设定为30%以下。优选为20%以下。另一方面，A－B的绝对值的下限设定为0%。所谓A－B的绝对值为0%，表示没有偏差。
（板厚：7～25mm）
当板厚低于7mm时，即便是以往的热卷材的制造方法，A－B的绝对值也在0～30%的范围。但是，当板厚在7mm以上时，如果不是后述的本发明的制造方法，则不能将A－B的绝对值设定为上述范围。特别地，在板厚为10mm以上的情况下，则较为明显。另一方面，如果板厚超过25mm，则不能进行卷取。因此，本发明的热卷材的板厚设定为7～25mm的范围。优选为10～25mm的范围。
（宽度方向的抗拉强度TS：400～700MPa）
本发明的干线管用热卷材是用于制造最多地用作长距离输送用总干线管，且相当于API标准X60～70的干线管的原材料。因此，为了满足API标准X60～70，需要将宽度方向的抗拉强度TS设定为400～700MPa。
接着，就用于得到所希望的钢组织的干线管用热卷材的制造方法进行说明。
本发明的干线管用热卷材是通过将具有规定的成分组成的钢坯进行热轧而得到的。钢坯的制造方法既可以是连续铸造法，也可以是钢锭法。此外，关于成分组成，容后叙述。
（钢坯的再加热温度：1000～1250℃）
如果钢坯的再加热温度低于1000℃，则热轧时，达到再结晶温度区域的时间缩短，不能使热轧中的钢板充分地再结晶。另一方面，如果超过1250℃，则奥氏体晶粒粗大化。因此，钢坯的加热温度设定为1000～1250℃的范围。
（再结晶温度区域的压下比：1.9～4.0）
如果再结晶温度区域的压下比低于1.9，则在再结晶温度区域的各轧制道次间，无论怎样使热轧中的钢板长时间滞留，也不能使钢组织的有效晶体粒径在10μm以下。优选设定为2.5以上。这是因为在再结晶温度区域的各轧制道次间的热轧中的钢板的滞留时间得以缩短。另一方面，即使超过4.0，轧制后的再结晶的程度也达到饱和。优选设定为3.6以下。这是因为压下比即使为3.6，也可以得到在实用上没有问题这种程度的再结晶。
（热轧中的钢板的滞留：在再结晶温度区域的各轧制道次间至少1次地滞留100～500秒）
在精轧后的板厚即热卷材的板厚低于7mm的情况下，即使在粗轧中不设置滞留时间而连续地进行精轧，也可以促进再结晶，并确保未再结晶区域的压下。其结果是，可以将钢组织的有效晶体粒径设定为10μm以下。
如果钢坯在粗轧的道次间滞留，则生产率降低，因而在以前，尽量缩短道次间的滞留时间。但是，当板厚如本发明的热卷材那样在7mm以上时，如果在再结晶温度区域的各轧制道次间不使热轧中的钢板至少1次地滞留100秒以上，则不能使奥氏体充分地再结晶。另外，精轧的压下也不能充分地取得。因此，为了制造作为本发明的对象的板厚为7～25mm的热卷材，在再结晶温度区域的粗轧的途中，需要在轧制道次间至少1次地使钢板滞留100秒以上。优选的是需要滞留120秒以上。另外，滞留的温度区域优选设定为低于1000℃。这是因为如果在1000℃以上滞留，则再结晶后的晶粒生长增大，从而使低温韧性劣化。而且在滞留后，通过进行粗轧的剩余道次，接着进行精轧，则也可以充分地确保未再结晶区域的压下量。其结果是，可以将卷取后的钢板的有效晶体粒径即干线管用热卷材的有效晶体粒径设定为10μm以下。另一方面，即使将每1次的滞留时间设定为500秒以上，也只是热轧中的钢板温度急剧降低，再结晶的程度也达到饱和。因此，每1次的滞留时间设定为500秒以下。优选为400秒以下。此外，不使热轧中的钢板滞留的轧制道次的滞留时间设定为0秒。
再者，根据以下说明的制造方法，可以使基底组织即贝氏体以及针状铁素体的总面积率在板厚方向和长度方向变得均匀。也就是说，当将任意2个部位的贝氏体以及针状铁素体的总面积率分别设定为A和B时，可以将A－B的绝对值设定在0～30%的范围。
如果将热轧后卷取前的钢板一下子冷却，则基底组织在板厚方向和长度方向产生偏差，其结果是，钢板卷取后的热卷材的硬度在板厚方向和长度方向产生偏差。特别地，板厚方向的偏差较大。在用水介质冷却钢板的情况下，水介质将沸腾。关于沸腾的形态，在钢板的表面温度较高的情况下，为核沸腾，而在钢板的表面温度较低的情况下，为膜沸腾。当水介质以核沸腾和膜沸腾的任一种形态沸腾时，钢板可以稳定地进行冷却。因此，即使对钢板一下子冷却，如果瞬时从核沸腾变化到膜沸腾，则钢板也可以均匀地冷却。但是，如果对钢板一下子冷却，则经过成为核沸腾和膜沸腾两者混在一起的过渡沸腾的温度区域而使钢板冷却。如果在过渡沸腾的状态下使钢板长时间冷却，则钢板的冷却不稳定，其结果是，钢组织在钢板的板厚方向和板厚方向产生偏差。于是，在过渡沸腾的状态下，需要用短时间以不会使钢板长时间冷却的方式通过过渡沸腾的温度区域，从而使热轧后的钢板的冷却分为前段和后段这2段来进行冷却。
图2是表示冷却方法对钢板硬度在板厚方向的偏差所产生的影响的图示。由图2表明：如果在板厚中心以5℃/秒的冷却速度使钢板一下子冷却，则钢板表层附近的硬度上升，硬度在板厚方向变得不恒定，从而产生偏差。另一方面，如果进行2段冷却，则板厚方向的硬度变得恒定，从而不会产生偏差。硬度的偏差由于起因于基底组织的偏差，因而可知为了降低基底组织在板厚方向的偏差，2段冷却是有效的。此外，这样的现象即使在钢板的长度方向也发生。
具体地说，通过在2段冷却的前段和后段的各段中采用如下的方法进行冷却，可以降低基底面组织在板厚方向和长度方向的偏差。
关于前段的冷却速度，需要在热轧钢板的板厚中心部以0.5～15℃/秒的冷却速度使热轧钢板的表面温度从前段的冷却开始温度冷却至达到600℃。在热轧钢板的表面温度从前段的冷却开始温度至600℃的温度区域，水介质产生核沸腾而不会产生过渡沸腾。因此，没有必要特别缩短该温度区域的热轧钢板的冷却时间，因而没有必要将板厚中心部的冷却速度设定为超过10℃/秒。另外，如果冷却速度超过15℃/秒，则从发生马氏体相变而抑制贝氏体生成的角度考虑，将冷却速度设定为15℃/秒以下是合适的。优选设定为8℃/秒以下。另一方面，如果冷却速度低于0.5℃/秒，则热轧钢板的表面温度直至达到600℃过于耗费时间，从而损害生产率。因此，板厚中心部的冷却速度需要设定为0.5℃/秒以上。优选设定为3℃/秒以上。此外，0.5～15℃/秒虽然是热轧钢板的板厚中心部的冷却速度，但如果换算为热轧钢板的表面冷却速度，则为1.0～30℃/秒。
关于后段的冷却速度，在热轧钢板的板厚中心部需要比前段快。通过前段的冷却，表面温度低于600℃的热轧钢板供给至后段的冷却。如果后段的冷却速度在热轧钢板的板厚中心部比前段慢，则冷却从前段转移至后段时，不是从核沸腾顺利地转移至膜沸腾，而是产生过渡沸腾。其结果是，不能对钢板进行均匀的冷却，从而热轧钢板的基底组织在板厚方向和长度方向产生偏差。这是因为当热轧钢板的表面为450～600℃时，容易产生过渡沸腾。后段的冷却速度于钢板表面优选为40～80℃/秒的范围。更优选为50～80℃/秒的范围，进一步优选为60～80℃/秒的范围。如果将这些冷却速度范围换算成板厚中心部的冷却速度，则分别为10～40℃/秒、15～40℃/秒以及20～40℃/秒的范围。
另外，无论在前段和后段的哪一种情况下，水介质都从重力方向和反重力方向两个方向供给至钢板表面，而重力方向和反重力方向的水介质供给量满足如下的关系。
Qg/Qc＝1～10
其中，Qg：重力方向的水介质供给量（m3/秒）
Qc：反重力方向的水介质供给量（m3/秒）
为了进一步提高本发明的干线管用热卷材的特性，也可以在如下的条件下进行制造。
未再结晶温度区域的压下比优选设定为2.5～4.0。这是因为：如果将未再结晶温度区域的压下比设定为2.5以上，则使有效晶体粒径进一步减少，可以设定为10μm以下。另一方面，还因为即使超过4.0，有效晶体粒径也不会发生变化。
在800～850℃开始前段的冷却，关于前段的冷却速度，优选在热轧钢板的表面温度从800℃至600℃的温度区域，于板厚中心部将其设定为0.5～10℃/秒。这是因为通过将前段的冷却开始温度设定为800～850℃，可以生成铁素体，从而钢板的屈服比降低而变形能提高。
后段的冷却之后的巻取温度优选设定为450～600℃。这是因为可以进一步提高贝氏体以及针状铁素体的总面积率，从而使低温韧性得以进一步提高。
接着，就本发明的干线管用热卷材的成分组成进行说明。此外，在成分组成的说明中，只要没有特别说明，“%”表示质量%。
（C：0.03～0.10%）
C是钢中作为提高母材强度的基本的元素而不可或缺的元素。因此，需要添加0.03%以上。另一方面，超过0.10%的过剩添加将招致钢材的焊接性或韧性的降低，因而将其上限设定为0.10%。
（Si：0.01～0.50%）
Si是作为炼钢时的脱氧元素所必需的元素，在钢中需要添加0.01%以上。另一方面，如果超过0.50%，则在为了制造干线管而对钢板进行焊接时，由于HAZ的韧性降低，因而将其上限设定为0.50%。
（Mn：0.5～2.5%）
Mn是为确保母材的强度以及韧性所必需的元素。如果Mn超过2.5%，则在为了制造干线管而对钢板进行焊接时，HAZ的韧性显著降低。另一方面，在低于0.5%时，确保钢板的强度变得困难。因此，Mn设定为0.5～2.5%的范围。
（P：0.001～0.03%）
P是对钢的韧性产生影响的元素。如果P超过0.03%，则在对钢板进行焊接而形成干线管时，不仅使母材、而且使HAZ的韧性显著降低。因此，将其上限设定为0.03%。另一方面，P为杂质元素，优选尽可能降低其含量，但由于精炼成本的关系，将其下限设定为0.001%。
（S：0.0001～0.0030%）
S如果超过0.0030%而过剩添加，则可能导致粗大硫化物的生成，从而使韧性降低，因此，将其上限设定为0.0030%。另一方面，S为杂质元素，因而优选尽可能降低其含量，但由于精炼成本的关系，将其下限设定为0.0001%。
（Nb：0.0001～0.2%）
Nb通过添加0.0001%以上，在钢中形成碳化物以及氮化物，从而使强度得以提高。另一方面，当添加超过0.2%时，将招致韧性的降低。因此，Nb设定为0.0001～0.2%的范围。
（Al：0.0001～0.05%）
Al通常作为脱氧材料而添加。但是，当添加超过0.05%时，由于不会生成Ti主体的氧化物，因而将其上限设定为0.05%。另一方面，为了降低钢水中的氧量而需要一定量的Al，因而将其下限设定为0.0001%。
（Ti：0.0001～0.030%）
Ti作为脱氧材料、进而作为氮化物形成元素而添加0.0001%以上，可使晶粒微细化。但是，过剩的添加将带来因碳化物的形成所引起的韧性的显著降低，因而将其上限设定为0.030%。因此，Ti设定为0.0001～0.030%的范围。
（B：0.0001～0.0005%）
B在固溶后使淬透性大大增加，从而明显抑制铁素体的生成。因此，将其上限设定为0.0005%。另一方面，下限由于精炼成本的关系而设定为0.0001%。
在本发明中，可以任选添加1种或2种以上的以下元素，从而使干线管用热卷材的特性得到进一步的提高。
（Cu：0.01～0.5%）
Cu在不会降低韧性而使强度上升方面是有效的元素。为了强度的上升，优选添加0.01%以上。另一方面，如果超过0.5%，则在钢坯的加热时或焊接时容易产生裂纹。因此，Cu优选设定为0.01～0.5%的范围。
（Ni：0.01～1.0%）
Ni在韧性以及强度的改善方面是有效的元素，为了得到其效果，优选添加0.01%以上。另一方面，添加超过1.0%将使制造干线管时的焊接性降低，因而优选将其上限设定为1.0%。
（Cr：0.01～1.0%）
Cr通过析出強化而提高钢的强度，因而优选添加0.01%以上。另一方面，如果过剩地添加，则淬透性过度上升，而且贝氏体过剩地生成，因而使韧性降低。因此，优选将其上限设定为1.0%。
（Mo：0.01～1.0%）
Mo在提高淬透性的同时，还形成碳氮化物，从而使强度得以提高。为了强度的提高，优选添加0.01%以上。另一方面，如果超过1.0%，则招致韧性的显著降低，因而优选将其上限设定为1.0%。
（V：0.001～0.10%）
V形成碳化物以及氮化物而具有提高强度的效果。为了强度的提高，优选添加0.001%以上。另一方面，如果超过0.10%，则招致韧性的降低，因而优选将其上限设定为1.0%。
（W：0.0001～0.5%）
W在提高淬透性的同时，还具有形成碳氮化物而改善强度的效果，为了得到该效果，优选添加0.0001%以上。另一方面，超过0.5%的过剩添加由于招致韧性的显著降低，因而优选将其上限设定为0.5%。
（Zr：0.0001～0.050%）
（Ta：0.0001～0.050%）
Zr以及Ta与Nb同样，形成碳化物以及氮化物而具有提高强度的效果。为了强度的提高，优选分别添加0.0001%以上的Zr以及Ta。另一方面，如果分别添加超过0.050%的Zr以及Ta，则招致韧性的降低，因而优选将其上限设定为0.050%以下。
（Mg：0.0001～0.010%）
Mg作为脱氧材料而添加，但如果添加超过0.010%，则容易生成粗大的氧化物，在为制造干线管而对钢板进行焊接时，母材以及HAZ的韧性降低。另一方面，如果添加低于0.0001%，则难以生成作为晶粒内相变以及钉扎粒子所必需的氧化物。因此，Mg优选设定为0.0001～0.010%的范围。
（Ca：0.0001～0.005%）
（REM：0.0001～0.005%）
（Y：0.0001～0.005%）
（Hf：0.0001～0.005%）
（Re：0.0001～0.005%）
Ca、REM、Y、Hf以及Re通过生成硫化物而抑制伸长MnS的生成，从而改善钢材在板厚方向的特性、尤其是耐层状撕裂性。Ca、REM、Y、Hf以及Re如果分别添加低于0.0001%，则不能得到该改善效果。另一方面，如果分别添加超过0.005%，则Ca、REM、Y、Hf以及Re的氧化物个数增加，含有含Mg的微细氧化物的个数减少。因此，它们分别优选设定为0.0001～0.005%的范围。此外，这里所说的REM是除Y、Hf以及Re以外的稀土类元素的总称。
（实施例）
下面以实施例就本发明进行进一步的说明，但实施例的条件是为了确认本发明的实施可能性以及效果而采用的一个条件例，本发明并不局限于该一个条件例。本发明只要不脱离本发明的宗旨，可以实现本发明的目的，就可以采用各种条件。
首先，将具有表1以及表2所示的成分组成且厚度为240mm的钢坯加热至1100～1210℃的范围之后，作为粗轧，在950℃以上的再结晶温度区域进行热轧，直至板厚达到70～100mm的范围。接着，作为精轧，在750～880℃的未再结晶温度区域进行热轧，直至板厚达到3～25mm的范围。然后，在钢板的表面温度为750～850℃的范围开始前段的冷却工序，在钢板的表面温度为550～700℃的范围开始后段的冷却工序。然后，在420～630℃的范围进行卷取，从而形成干线管用热卷材。详细的制造条件如表3～4所示。此外，表3～4中的所谓移送厚度，是指粗轧结束而移送至精轧时的钢板的板厚。
表1
Figure BDA00003510446100161
注1）"-"表示没有添加
注2）下划线表示在本发明的范围外
表2(续表1）
Figure BDA00003510446100171
Figure BDA00003510446100191
对这样得到的热卷材的钢组织以及机械性质进行了研究。关于基底组织，除了板厚中心部以外，还在板厚方向每隔2mm、以及在长度方向每隔5000mm测定了贝氏体以及针状铁素体的总面积率。然后，从各测定部位选取任意2个为1组而组成10组，对于各自的组算出A－B的绝对值，从而求出所算出的10组中的绝对值的最小值和最大值。有效晶体粒径在热卷材的板厚中心部，采用使用上述EBSP的方法进行测定。另外，在基底组织的测定位置，也测定了维氏硬度Hv，并与基底组织同样地求出最大值和最小值，将其差设定为偏差。
在热卷材的板宽度中心部的长度方向上每隔1mm，于热卷材的宽度方向各采集2个按照API5L标准的全厚试验片，对其进行拉伸试验，从而求出抗拉强度（TS）、屈服强度以及屈服比。拉伸试验按照API标准2000来进行。然后，求出各试验片的试验结果的平均值，而且求出最大值和最小值之差，将其设定为偏差。
另外，从热卷材的板宽度中心部分别采集3个夏比冲击试验片和DWT试验片，并按照API标准2000进行了夏比冲击试验和DWT试验。
调查结果如表5～6所示。
Figure BDA00003510446100211
Figure BDA00003510446100221
由表5～6表明：热卷材No.1～17以及30～47的发明例即使板厚为7～25mm，贝氏体以及针状铁素体的总面积率和有效晶体粒径也都在规定范围。其结果是，在所有的发明例中，抗拉强度（TS）为400～700MPa，其偏差也在60MPa以下。另外，维氏硬度的偏差也在20Hv以下。再者，已经确认-20℃下的夏比冲击吸收能为150J以上，0℃下的DWTT延性断口率为85%以上。特别地，在贝氏体以及针状铁素体的总面积为80%以上的情况下，一并确认-40℃下的夏比冲击吸收能为200J以上，且-20℃下的DWTT延性断口率为85%以上。
另一方面，在热卷材No.18～29的比较例中，贝氏体以及针状铁素体的总面积率和有效晶体粒径中的至少任一项在规定范围外，因而不能得到所希望的强度等，或者强度等的偏差较大。这是因为粗轧的条件或者冷却条件在预定的规定范围外。另外，热卷材No.48～63由于成分组成在规定的范围外，因而贝氏体以及针状铁素体的总面积率和有效晶体粒径中的至少任一项在规定范围外。结果可以确认：不能得到所希望的强度等，或者强度等的偏差较大。
产业上的可利用性
如上所述，本发明的干线管用热卷材的常温强度的偏差较小，而且低温韧性优良。因此，如果使用本发明的干线管用热卷材而制造干线管，则可以得到不仅在常温下、而且在低温下的可靠性也较高的干线管。因此，本发明在产业上的利用价值较高。

Claims (11)

1.一种干线管用热卷材，其特征在于，其成分组成以质量%计，含有：
C：0.03～0.10%、
Si：0.01～0.50%、
Mn：0.5～2.5%、
P：0.001～0.03%、
S：0.0001～0.0030%、
Nb：0.0001～0.2%、
Al：0.0001～0.05%、
Ti：0.0001～0.030%、以及
B：0.0001～0.0005%，
剩余部分由铁和不可避免的杂质构成；在板厚中心部的钢组织中，有效晶体粒径为2～10μm，贝氏体以及针状铁素体的总面积率为60～99%，而且将任意2个部位的贝氏体以及针状铁素体的总面积率分别设为A和B时，A－B的绝对值为0～30%；并且板厚为7～25mm，宽度方向的抗拉强度TS为400～700MPa。
2.根据权利要求1所述的干线管用热卷材，其特征在于，所述热卷材以质量%计，进一步含有
Cu：0.01～0.5%、
Ni：0.01～1.0%、
Cr：0.01～1.0%、
Mo：0.01～1.0%、
V：0.001～0.10%、
W：0.0001～0.5%、
Zr：0.0001～0.050%、
Ta：0.0001～0.050%、
Mg：0.0001～0.010%、
Ca：0.0001～0.005%、
REM：0.0001～0.005%、
Y：0.0001～0.005%、
Hf：0.0001～0.005%、以及
Re：0.0001～0.005%之中的1种或2种以上。
3.一种干线管用热卷材的制造方法，其特征在于：在将钢坯加热至1000～1250℃后而进行热轧时，将再结晶温度区域的压下比设定为1.9～4.0，而且在再结晶温度区域的各轧制道次间至少1次将热轧中的钢板滞留100～500秒；当将得到的热轧钢板分为前段和后段进行冷却时，于前段的冷却中，在热轧钢板的板厚中心部以0.5～15℃/秒的冷却速度将所述热轧钢板的表面温度从前段的冷却开始温度冷却至600℃，于后段的冷却中，在热轧钢板的板厚中心部以比前段更快的冷却速度进行冷却；
其中，所述钢坯的成分组成以质量%计，含有：
C：0.03～0.10%、
Si：0.01～0.50%、
Mn：0.5～2.5%、
P：0.001～0.03%、
S：0.0001～0.0030%、
Nb：0.0001～0.2%、
Al：0.0001～0.05%、
Ti：0.0001～0.030%、以及
B：0.0001～0.0005%，
剩余部分由铁和不可避免的杂质构成。
4.根据权利要求3所述的干线管用热卷材的制造方法，其特征在于，所述钢坯以质量%计，进一步含有
Cu：0.01～0.5%、
Ni：0.01～1.0%、
Cr：0.01～1.0%、
Mo：0.01～1.0%、
V：0.001～0.10%、
W：0.0001～0.5%、
Zr：0.0001～0.050%、
Ta：0.0001～0.050%、
Mg：0.0001～0.010%、
Ca：0.0001～0.005%、
REM：0.0001～0.005%、
Y：0.0001～0.005%、
Hf：0.0001～0.005%、以及
Re：0.0001～0.005%之中的1种或2种以上。
5.根据权利要求3或4所述的干线管用热卷材的制造方法，其特征在于：将未再结晶温度区域的压下比设定为2.5～4.0而进行热轧。
6.根据权利要求3或4所述的干线管用热卷材的制造方法，其特征在于：从800～850℃的温度区域开始所述前段的冷却，且在800～600℃的温度区域，在板厚中心部以0.5～10℃/秒的冷却速度进行冷却。
7.根据权利要求5所述的干线管用热卷材的制造方法，其特征在于：从800～850℃的温度区域开始所述前段的冷却，且在800～600℃的温度区域，在板厚中心部以0.5～10℃/秒的冷却速度进行冷却。
8.根据权利要求3或4所述的干线管用热卷材的制造方法，其特征在于：对所述后段的冷却后的钢板在450～600℃下进行卷取。
9.根据权利要求5所述的干线管用热卷材的制造方法，其特征在于：对所述后段的冷却后的钢板在450～600℃下进行卷取。
10.根据权利要求6所述的干线管用热卷材的制造方法，其特征在于：对所述后段的冷却后的钢板在450～600℃下进行卷取。
11.根据权利要求7所述的干线管用热卷材的制造方法，其特征在于：对所述后段的冷却后的钢板在450～600℃下进行卷取。
CN201280005795.4A 2011-09-27 2012-09-27 干线管用热卷材及其制造方法 Expired - Fee Related CN103328673B (zh)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011-210747 2011-09-27
JP2011210746 2011-09-27
JP2011-210746 2011-09-27
JP2011210747 2011-09-27
PCT/JP2012/074969 WO2013047702A1 (ja) 2011-09-27 2012-09-27 ラインパイプ用ホットコイル及びその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN103328673A true CN103328673A (zh) 2013-09-25
CN103328673B CN103328673B (zh) 2014-10-22

Family

ID=47995729

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201280005795.4A Expired - Fee Related CN103328673B (zh) 2011-09-27 2012-09-27 干线管用热卷材及其制造方法

Country Status (9)

Country Link
US (1) US9062363B2 (zh)
EP (1) EP2749668B1 (zh)
JP (1) JP5339006B1 (zh)
KR (1) KR101436773B1 (zh)
CN (1) CN103328673B (zh)
MX (1) MX2013009560A (zh)
RU (1) RU2553172C1 (zh)
TW (1) TWI432585B (zh)
WO (1) WO2013047702A1 (zh)

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103526112A (zh) * 2013-10-18 2014-01-22 武汉钢铁(集团)公司 一种耐腐蚀桥梁管桩用钢及其生产方法
CN103602910A (zh) * 2013-10-22 2014-02-26 内蒙古包钢钢联股份有限公司 低成本高强度钢板及其生产方法
CN104846286A (zh) * 2015-05-30 2015-08-19 广西盛隆冶金有限公司 一种hrb500抗震耐腐蚀钢筋
CN104846287A (zh) * 2015-05-30 2015-08-19 广西盛隆冶金有限公司 一种hrb400抗震耐腐蚀钢筋
CN104846292A (zh) * 2015-05-30 2015-08-19 广西盛隆冶金有限公司 一种含镍铬耐腐蚀钢
CN104894486A (zh) * 2015-05-30 2015-09-09 广西盛隆冶金有限公司 一种hrb600抗震耐腐蚀钢筋
CN113564464A (zh) * 2021-06-29 2021-10-29 武汉钢铁有限公司 一种25.4mm热连轧极限规格管线钢板卷及其制造方法

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015012317A1 (ja) * 2013-07-25 2015-01-29 新日鐵住金株式会社 ラインパイプ用鋼板及びラインパイプ
JP6015602B2 (ja) * 2013-09-11 2016-10-26 Ｊｆｅスチール株式会社 高靭性高延性高強度熱延鋼板及びその製造方法
KR101536471B1 (ko) * 2013-12-24 2015-07-13 주식회사 포스코 용접열영향부 인성이 우수한 초고강도 용접구조용 강재 및 이의 제조방법
JP6276163B2 (ja) * 2014-10-31 2018-02-07 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板
US11053564B2 (en) * 2014-12-25 2021-07-06 Jfe Steel Corporation High strength thick-walled electric-resistance-welded steel pipe for deep-well conductor casing, method for manufacturing the same, and high-strength thick-walled conductor casing for deep wells
WO2016103624A1 (ja) * 2014-12-25 2016-06-30 Ｊｆｅスチール株式会社 深井戸向けコンダクターケーシング用高強度厚肉電縫鋼管およびその製造方法並びに深井戸向け高強度厚肉コンダクターケーシング
WO2017221690A1 (ja) 2016-06-22 2017-12-28 Ｊｆｅスチール株式会社 厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板、ならびに、厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管およびその製造方法
JP6772825B2 (ja) * 2016-12-26 2020-10-21 日本製鉄株式会社 ラインパイプ用鋼材及びその製造方法
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
CN109868415B (zh) * 2019-03-17 2020-10-09 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 一种低硫低硼管线钢的冶炼方法
CN112126757A (zh) * 2019-06-24 2020-12-25 宝山钢铁股份有限公司 一种厚向变强度硬度冷轧带钢及其制造方法
KR102255818B1 (ko) 2019-06-24 2021-05-25 주식회사 포스코 내부식성이 우수한 고강도 구조용 강재 및 그 제조방법
CN111850380B (zh) * 2020-07-29 2021-08-10 南平市建阳区湛卢精密制造有限公司 一种低温碳钢阀门铸件材料及其制造工艺
RU2768396C1 (ru) * 2020-12-28 2022-03-24 Акционерное общество "Выксунский металлургический завод" (АО "ВМЗ") Способ производства горячекатаного хладостойкого проката
WO2024096073A1 (ja) * 2022-11-02 2024-05-10 日本製鉄株式会社 熱延コイル

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007138290A (ja) * 2005-10-18 2007-06-07 Jfe Steel Kk 厚手高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN101210299A (zh) * 2007-12-25 2008-07-02 莱芜钢铁集团有限公司 高强韧性j55石油套管用钢带及其制造方法
CN101538680A (zh) * 2009-05-06 2009-09-23 湖南华菱涟源钢铁有限公司 一种生产屈服强度600MPa级高强钢的方法
CN102046829A (zh) * 2008-05-26 2011-05-04 新日本制铁株式会社 低温韧性和延展性破坏停止性能优异的管线管用高强度热轧钢板及其制造方法

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0931544A (ja) * 1995-07-14 1997-02-04 Nippon Steel Corp 加工性に優れた高強度鋼板の製造方法
JP2000313920A (ja) * 1999-04-28 2000-11-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 高温鋼板の冷却装置および冷却方法
JP4305216B2 (ja) * 2004-02-24 2009-07-29 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接部の靭性に優れる耐サワー高強度電縫鋼管用熱延鋼板およびその製造方法
JP5251089B2 (ja) 2006-12-04 2013-07-31 新日鐵住金株式会社 低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
JP5223379B2 (ja) 2007-03-08 2013-06-26 新日鐵住金株式会社 低温靭性に優れるスパイラルパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法
ES2402548T3 (es) * 2007-12-04 2013-05-06 Posco Lámina de acero con alta resistencia y excelente dureza a baja temperatura y método de fabricación de la misma
CN102112643B (zh) * 2008-07-31 2013-11-06 杰富意钢铁株式会社 低温韧性优良的厚壁高强度热轧钢板及其制造方法
JP4819185B2 (ja) 2008-11-06 2011-11-24 新日本製鐵株式会社 超高強度ラインパイプ用鋼板および鋼管の製造方法
JP5347540B2 (ja) 2009-01-30 2013-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP5630026B2 (ja) 2009-01-30 2014-11-26 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP5521483B2 (ja) * 2009-01-30 2014-06-11 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP5195469B2 (ja) 2009-01-30 2013-05-08 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板の製造方法
JP5418251B2 (ja) 2009-01-30 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 耐ｈｉｃ性に優れた厚肉高張力熱延鋼板の製造方法
EP2392681B1 (en) * 2009-01-30 2019-03-13 JFE Steel Corporation Heavy gauge, high tensile strength, hot rolled steel sheet with excellent hic resistance and manufacturing method therefor
JP5499734B2 (ja) 2009-01-30 2014-05-21 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた極厚高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP5499733B2 (ja) 2009-01-30 2014-05-21 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP5521482B2 (ja) * 2009-01-30 2014-06-11 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP5499731B2 (ja) 2009-01-30 2014-05-21 Ｊｆｅスチール株式会社 耐ｈｉｃ性に優れた厚肉高張力熱延鋼板及びその製造方法
JP5521484B2 (ja) 2009-01-30 2014-06-11 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法
RU2478124C1 (ru) * 2009-01-30 2013-03-27 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Толстый горячекатаный стальной лист с высоким пределом прочности при растяжении, обладающий высокой низкотемпературной ударной вязкостью, и способ его производства
JP5573265B2 (ja) 2010-03-19 2014-08-20 Ｊｆｅスチール株式会社 引張強度５９０ＭＰａ以上の延靭性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007138290A (ja) * 2005-10-18 2007-06-07 Jfe Steel Kk 厚手高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN101210299A (zh) * 2007-12-25 2008-07-02 莱芜钢铁集团有限公司 高强韧性j55石油套管用钢带及其制造方法
CN102046829A (zh) * 2008-05-26 2011-05-04 新日本制铁株式会社 低温韧性和延展性破坏停止性能优异的管线管用高强度热轧钢板及其制造方法
CN101538680A (zh) * 2009-05-06 2009-09-23 湖南华菱涟源钢铁有限公司 一种生产屈服强度600MPa级高强钢的方法

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103526112A (zh) * 2013-10-18 2014-01-22 武汉钢铁(集团)公司 一种耐腐蚀桥梁管桩用钢及其生产方法
CN103526112B (zh) * 2013-10-18 2015-09-09 武汉钢铁(集团)公司 一种耐腐蚀桥梁管桩用钢及其生产方法
CN103602910A (zh) * 2013-10-22 2014-02-26 内蒙古包钢钢联股份有限公司 低成本高强度钢板及其生产方法
CN104846286A (zh) * 2015-05-30 2015-08-19 广西盛隆冶金有限公司 一种hrb500抗震耐腐蚀钢筋
CN104846287A (zh) * 2015-05-30 2015-08-19 广西盛隆冶金有限公司 一种hrb400抗震耐腐蚀钢筋
CN104846292A (zh) * 2015-05-30 2015-08-19 广西盛隆冶金有限公司 一种含镍铬耐腐蚀钢
CN104894486A (zh) * 2015-05-30 2015-09-09 广西盛隆冶金有限公司 一种hrb600抗震耐腐蚀钢筋
CN113564464A (zh) * 2021-06-29 2021-10-29 武汉钢铁有限公司 一种25.4mm热连轧极限规格管线钢板卷及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
RU2553172C1 (ru) 2015-06-10
CN103328673B (zh) 2014-10-22
TWI432585B (zh) 2014-04-01
US9062363B2 (en) 2015-06-23
JP5339006B1 (ja) 2013-11-13
KR20130116928A (ko) 2013-10-24
TW201331386A (zh) 2013-08-01
EP2749668A4 (en) 2015-07-01
JPWO2013047702A1 (ja) 2015-03-26
US20140190597A1 (en) 2014-07-10
EP2749668A1 (en) 2014-07-02
KR101436773B1 (ko) 2014-09-01
MX2013009560A (es) 2013-09-06
EP2749668B1 (en) 2016-07-06
WO2013047702A1 (ja) 2013-04-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN103328673B (zh) 干线管用热卷材及其制造方法
CN102112643B (zh) 低温韧性优良的厚壁高强度热轧钢板及其制造方法
CN102301015B (zh) 耐hic性优良的厚壁高强度热轧钢板及其制造方法
CN103687975B (zh) 低温韧性优良的低屈服比高强度热轧钢板及其制造方法
JP5195469B2 (ja) 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板の製造方法
CN102301026B (zh) 低温韧性优良的厚壁高强度热轧钢板及其制造方法
CN103334053B (zh) 耐屈曲性及焊接热影响部韧性优良的低温用高强度钢管的制造方法
CN102203303B (zh) 超高强度管线管用钢板及钢管的制造方法
JP5476763B2 (ja) 延性に優れた高張力鋼板及びその製造方法
CN104011245A (zh) 高张力热轧钢板及其制造方法
CN103069020A (zh) 油井用电焊钢管以及油井用电焊钢管的制造方法
JP5644982B1 (ja) 電縫溶接鋼管
JP5533024B2 (ja) 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板の製造方法
JP5418251B2 (ja) 耐ｈｉｃ性に優れた厚肉高張力熱延鋼板の製造方法
JP2011052321A (ja) 低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5499731B2 (ja) 耐ｈｉｃ性に優れた厚肉高張力熱延鋼板及びその製造方法
CN104619876A (zh) 热轧钢板及其制造方法
JP2007138290A (ja) 厚手高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN104619877A (zh) 热轧钢板及其制造方法
JP2012172256A (ja) 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5553093B2 (ja) 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板
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。
JP4375087B2 (ja) 材質均質性の優れた高強度高靭性熱延鋼帯及びその製造方法
JP5347540B2 (ja) 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP2015040328A (ja) 大入熱溶接特性と材質均質性に優れた厚鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CP01 Change in the name or title of a patent holder

Address after: Tokyo, Japan

Patentee after: Nippon Iron & Steel Corporation

Address before: Tokyo, Japan

Patentee before: Nippon Steel Corporation

CP01 Change in the name or title of a patent holder
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20141022

Termination date: 20200927

CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee