CN105378131B - 管线用厚壁电焊钢管及其制造方法 - Google Patents

管线用厚壁电焊钢管及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN105378131B
CN105378131B CN201480039173.2A CN201480039173A CN105378131B CN 105378131 B CN105378131 B CN 105378131B CN 201480039173 A CN201480039173 A CN 201480039173A CN 105378131 B CN105378131 B CN 105378131B
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
steel pipe
welding portion
temperature
electric welding
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.)
Active
Application number
CN201480039173.2A
Other languages
English (en)
Other versions
CN105378131A (zh
Inventor
后藤聪太
豊田俊介
冈部能和
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Engineering Corp
Original Assignee
NKK 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 NKK Corp filed Critical NKK Corp
Publication of CN105378131A publication Critical patent/CN105378131A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN105378131B publication Critical patent/CN105378131B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • 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
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C21D9/085—Cooling or quenching
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K11/00—Resistance welding; Severing by resistance heating
    • B23K11/08—Seam welding not restricted to one of the preceding subgroups
    • B23K11/087—Seam welding not restricted to one of the preceding subgroups for rectilinear seams
    • B23K11/0873—Seam welding not restricted to one of the preceding subgroups for rectilinear seams of the longitudinal seam of tubes
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/34—Methods of heating
    • C21D1/42—Induction heating
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold 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
    • C21D8/0263—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
    • C21D8/10—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
    • 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
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • 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
    • C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints
    • 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
    • C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints
    • C21D9/505—Cooling thereof
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/02—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
    • 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
    • C22C38/38—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
    • C22C38/58—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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Abstract

本发明涉及一种管线用厚壁电焊钢管，其具有如下组成：以质量％计含有C：0.02～0.10％、Si：0.05～0.30％、Mn：0.80～2.00％、Nb：0.010～0.100％，并具有碳当量Ceq为0.25～0.50％的组成和由贝氏体铁素体相和/或贝氏体相构成的组织。所述管线用厚壁电焊钢管是以具有屈服强度为360MPa以上的高强度和韧脆转变温度vTrs为‑45℃以下的高韧性的厚热轧钢板作为原材料，对电焊部实施最低温度：830℃以上、且最高温度：1150℃以下的感应加热、且在壁厚方向各位置以平均冷却速度10～70℃/秒、冷却停止温度550℃以下的条件进行冷却的电焊部热处理，形成由贝氏体铁素体相和/或贝氏体相构成、且壁厚方向各位置的最粗粒位置的平均结晶粒径与最细粒位置的平均结晶粒径之比为2.0以下的组织，由此确保即使是电焊部也具有高韧性。

Description

管线用厚壁电焊钢管及其制造方法
技术领域
本发明涉及管线用厚壁电焊钢管，特别涉及具有API(美国石油学会(AmericanPetroleum Institute))X52～X80级(屈服强度YS：相当于360MPa～555MPa)高强度、且母材部和电焊部均具有高韧性(high toughness)的管线用厚壁电焊钢管(havy wall electricresistance welded steel pipe for line pipe)及其制造方法。需要说明的是，这里所说的“厚壁”是指壁厚(wall thickness)为20mm以上的情况。
背景技术
近年来，随着深海的油田、气田的开发，作为海底管道(offshore pipeline)用途、油井管(Oil Country Tubular Goods)用途，强烈地期望高强度厚壁钢管。而且，对于面向北海(the North Sea)、阿拉斯加(Alaska)等寒冷地区(cold area)的钢管而言，强烈地要求电焊管焊接部的低温可靠性(low temperature reliability)，特别要求低温下的脆性破坏初始抗力(brittle fracture initiation resistance)。
对于电焊钢管的焊接部(weld zone)(电焊部(electric resistance weldzone))而言，由于在焊接时快速加热(rapid heating)、快速冷却(rapid quenching)，通常比母材部的强度(strength)(硬度(hardness))更高而韧性(toughness)降低。针对这样的电焊部的问题，最近提出了如下技术：在焊接(电焊焊接)后对电焊部(焊接部)在线(in-line)地实施加热和冷却，改善电焊焊接部的组织(microstructure)，从而使电焊焊接部的韧性恢复(提高)至与母材相同的程度。
例如，专利文献1记载了一种低温韧性(low temperature toughness)优异的电焊钢管的制造方法，该方法包括：将电焊钢管的电焊焊接部加热至850～1000℃，然后从Ar3相变点以上以超过30℃/秒且为100℃/秒以下的冷却速度进行快速冷却，在(Ar1-50℃)～(Ar1-100℃)停止冷却，然后进行弱冷却(weak cooling)，所述电焊钢管以C：0.05～0.20％、Si：0.3％以下、Mn：0.50～2.00％作为基本成分，且含有Nb：0.01～0.10％、V：0.01～0.10％、Ti：0.01～0.05％中的一种或两种以上，余量由Fe及不可避免的构成。由此，不实施冷却后的再加热(回火(tempering))也能够使电焊部的韧性达到与母材相同程度优异的韧性。
另外，专利文献2记载了一种高韧性电焊钢管的制造方法，该方法包括：将电焊钢管的焊接部(电焊部)加热至850～1050℃，以冷却速度5～20℃/秒进行冷却，或者进一步实施加热至550℃以下后再进行冷却的回火，所述电焊钢管具有如下成分体系：含有C：0.10％以下、Si：0.5％以下、Mn：0.4～1.6％、P：0.025％以下、S：0.010％以下、Nb：0.01～0.08％、Ti：0.01～0.07％、V：0.005～0.07％，余量由Fe及不可避免的构成。由此，可以使电焊部兼具与母材相同程度的高强度和高韧性。
另外，专利文献3记载了一种厚壁电焊钢管的热处理方法。专利文献3记载的技术是一种厚壁电焊钢管的热处理方法，该方法包括：在用高频感应加热装置(high-frequencydielectric heating device)对厚壁电焊钢管的焊接部连续地进行热处理时，首先在第1次加热时进行加热使得焊接部内表面的温度为(Ar3点+50℃)以上，接着，通过水冷或自然冷却将外表面温度冷却至被加热材料的贝氏体相变(bainite transformation)结束温度(end temperature)以下，接下来，在第2次加热时加热至Ac3相变区域(Ac3transformationzone)能够完全覆盖由第1次加热和冷却引起的贝氏体相变产生区域(generating area)的温度、且为产生贝氏体组织(bainite microstructure)的温度以下。由此，能够不用附加复杂且处理时间长的工序就可制造加工性(workability)、韧性及耐腐蚀性(corrosionresistance)优异的具有焊接部的厚壁电焊钢管。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特公平07-42509号公报
专利文献2：日本特开平06-158177号公报
专利文献3：日本特开平06-220547号公报
发明的内容
发明要解决的课题
然而，对于专利文献1、2所记载的技术而言，如果不进一步增强用于加热的设备，则在线处理(in-line process)中无法使壁厚20mm以上的厚壁电焊钢管的电焊部成为具有高强度且高韧性的电焊部，存在经济上不利的问题。而且，对于壁厚为20mm以上的厚壁电焊钢管而言，存在难以在全部壁厚方向上确保如专利文献1所述的超过30℃/秒且100℃/秒以下的冷却速度的问题。另外，在以如专利文献2所记载的5～20℃/秒的冷却速度对壁厚为20mm以上的厚壁电焊钢管进行冷却时，存在电焊部中容易生成铁素体+珠光体组织而容易使电焊部的强度降低的问题。
另外，专利文献3中仅记载了比较厚的壁厚16.0mm的例子，并未提及壁厚20mm以上的厚壁电焊钢管。而且，专利文献3所记载的技术需要实施两次加热处理等复杂的工序。在将专利文献3所述的技术应用于壁厚20mm以上的厚壁电焊钢管时，需要实施再次加热至Ac3相变区域能够完全覆盖第1次加热和冷却引起的贝氏体相变产生区域的温度的加热处理等复杂的工序，需要多个加热装置(heating device)的较长的加热带、以及较长的冷却带等，存在经济上不利的问题。另外，对于专利文献3所述的技术而言，存在如下问题：如果不进一步增强加热设备等，则在线处理中无法实施使壁厚20mm以上的厚壁电焊钢管的电焊部成为具有高强度且高韧性的电焊部的热处理而不降低制管速度(pipe production speed)。
本发明的目的在于，解决上述现有技术的问题，提供一种作为管线用途的具有APIX52～X80级的高强度、且母材部和电焊部均具有高韧性的管线用厚壁电焊钢管及其制造方法。在本发明中，特别将解决方法定为不进行回火而通过1次电焊部的热处理来使电焊部高韧性化。需要说明的是，这里所说的“厚壁”是指壁厚为20mm以上的情况。另外，这里所说的“高韧性”是指CTOD试验(crack-tip-opening-displacement test)中在试验温度为-25℃时的张开位移临界值(critical opening displacement)δ为0.80mm以上的情况。
解决课题的方法
本发明人等为了实现上述目的，首先对影响壁厚20mm以上的厚壁电焊钢管的电焊部的韧性的各种因素进行了深入研究。
其结果发现：在用CTOD试验评价电焊部的韧性时，为了使电焊部高韧性化需要使电焊部在壁厚方向上全部为富有韧性的组织；为了不进行回火处理而用1次热处理使电焊部高韧性化，需要通过1次热处理在整个电焊部确保由贝氏体铁素体相(bainitic ferritephase)和/或贝氏体相(bainite phase)构成的组织；对于混入了马氏体相(martensitephase)或珠光体(pearlite)的组织而言，无法不进行回火处理而确保高韧性。因此，需要进行控制冷却(controlled cooling)，使得冷却条件如图2所示，避开在整个电焊部生成马氏体或珠光体的区域，而通过生成贝氏体铁素体相和/或贝氏体相的区域。需要说明的是，图2中的M表示马氏体，BF表示贝氏体铁素体，F表示铁素体，P表示珠光体。
在线的电焊部热处理由于受到设备限制，因此通常通过如下方法进行：使用高频加热等加热装置从管外面进行加热，使用利用水等的冷却装置(水冷装置)从管外面进行冷却。因此，在加热时，不可避免地在管的壁厚方向上产生温度分布(temperaturedistribution)，在壁厚方向上产生粒径分布(grain size distribution)。
因此，本发明人等在上述受限的条件下对影响电焊部韧性的各种因素进行了深入研究。其结果发现，如果将电焊钢管的管外面及管内面的加热温度和冷却速度精密地调节至合适范围内，并对电焊部实施热处理，则能够使整个电焊部成为由贝氏体铁素体相和/或贝氏体相构成的组织，进而能够形成壁厚方向上最粗粒位置的平均结晶粒径(最粗粒位置的平均结晶粒径)与壁厚方向上最细粒位置的平均结晶粒径(最细粒位置的平均结晶粒径)之比(最粗粒位置的平均结晶粒径)/(最细粒位置的平均结晶粒径)为2.0以下的均匀组织，可以通过1次热处理(1步加热冷却处理)使壁厚20mm以上的电焊钢管的电焊部高韧性化。(最粗粒位置的平均结晶粒径)/(最细粒位置的平均结晶粒径)超过2.0时，粗粒的部位容易成为脆性裂纹(brittle crack)的起点(origination)，因此韧性降低，无法确保所希望的高韧性。
本发明是基于上述见解并进行进一步研究而完成的。即，本发明的要点如下。
[1]一种管线用厚壁电焊钢管，其是以厚热轧钢板为原材料制管而成、且由母材部和电焊部构成的厚壁电焊钢管，其中，
所述母材部具有如下组成：以质量％计含有C：0.02～0.10％、Si：0.05～0.30％、Mn：0.80～2.00％、Nb：0.010～0.100％，且由下述式(1)定义的碳当量Ceq满足0.25～0.50％，并且具有由贝氏体铁素体相和/或贝氏体相构成的组织，
所述母材部具有屈服强度为360MPa以上的高强度、以及夏比冲击试验(Charpyimpact test)的韧脆转变温度(fracture transition temperature)vTrs为-45℃以下的高韧性，
所述电焊部具有如下的组织：由贝氏体铁素体相和/或贝氏体相构成，且壁厚方向的各位置处的最粗粒位置的平均结晶粒径与壁厚方向的最细粒位置的平均结晶粒径之比(最粗粒位置的平均结晶粒径)/(最细粒位置的平均结晶粒径)为2.0以下，
所述电焊部具有CTOD试验中在试验温度-25℃下的张开位移临界值δ为0.80mm以上的高韧性。
Ceq(％)＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15‥‥(1)
其中，C、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni为各元素的含量(质量％)，
[2]根据[1]所述的管线用厚壁电焊钢管，其中，所述组成为：以质量％计含有C：0.02～0.10％、Si：0.05～0.30％、Mn：0.80～2.00％、P：0.030％以下、S：0.0050％以下、Nb：0.010～0.100％、Ti：0.001～0.025％、Al：0.01～0.08％、Ca：0.0005～0.0050％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，且由所述式(1)定义的碳当量Ceq满足0.25～0.50。
[3]根据[2]所述的管线用厚壁电焊钢管，其中，所述组成为：以质量％计还含有选自Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Cr：0.5％以下、Mo：0.5％以下、V：0.10％以下中的一种或两种以上。
[4]根据[1]～[3]中任一项所述的管线用厚壁电焊钢管，其中，所述最细粒位置的平均结晶粒径为10μm以下。
[5]一种管线用厚壁电焊钢管的制造方法，该厚壁电焊钢管的制造方法包括：以厚壁电焊钢管为初始原材料，并对该厚壁电焊钢管的电焊部在线地实施电焊部热处理工序，其中，
作为初始原材料的所述厚壁电焊钢管采用高强度厚壁电焊钢管，所述高强度厚壁电焊钢管具有如下组成：以质量％计含有C：0.02～0.10％、Si：0.05～0.30％、Mn：0.80～2.00％、Nb：0.010～0.100％，且由下述式(1)定义的碳当量Ceq满足0.25～0.50，且在壁厚方向的各位置具有由贝氏体铁素体相和/或贝氏体相构成的组织，并且具有屈服强度为360MPa以上的高强度，以及在壁厚方向的各位置具有夏比冲击试验的韧脆转变温度vTrs为-45℃以下的高韧性，
所述电焊部热处理工序为进行电焊部加热处理并接着进行电焊部冷却处理的工序，所述电焊部加热处理以使所述电焊部的壁厚方向各位置的温度达到850～1150℃的范围的温度的方式进行加热，所述电焊部冷却处理以使电焊部壁厚方向各位置的平均冷却速度为10～70℃/秒的范围的方式冷却至550℃以下的冷却停止温度，
所述电焊部具有CTOD试验中在试验温度-25℃下的张开位移临界值δ为0.80mm以上的高韧性。
Ceq(％)＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15‥‥(1)
其中，C、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni为各元素的含量(质量％)，
[6]根据[5]所述的管线用厚壁电焊钢管的制造方法，其中，
所述电焊部热处理工序是使用配置于所述厚壁电焊钢管外面侧的感应加热装置和水冷装置进行的处理，
所述电焊部加热处理是以使管外表面温度为1150℃以下、管内表面温度为830℃以上的方式进行加热的处理，
所述电焊部冷却处理是以使管外表面在800～500℃之间的平均冷却速度为70℃/秒以下、管内表面在750～650℃之间的平均冷却速度为10℃/秒以上的方式进行冷却的处理。
[7]根据[6]所述的管线用厚壁电焊钢管的制造方法，其中，以使用冷却水进行冷却的装置作为所述冷却装置，该冷却水的水流密度为1.2～5.0m3/m2min、且所述冷却的宽度设为在圆周方向上以所述电焊部中心为中心位置的±50mm以上。
[8]根据[5]～[7]中任一项所述的管线用厚壁电焊钢管的制造方法，其中，所述组成为：以质量％计含有C：0.02～0.10％、Si：0.05～0.30％、Mn：0.80～2.00％、P：0.030％以下、S：0.0050％以下、Nb：0.010～0.100％、Ti：0.001～0.025％、Al：0.01～0.08％、Ca：0.0005～0.0050％，余量由Fe及不可避免的杂质构成，且由所述式(1)定义的碳当量Ceq满足0.25～0.50。
[9]根据[8]所述的管线用厚壁电焊钢管的制造方法，其中，所述组成为：以质量％计还含有选自Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Cr：0.5％以下、Mo：0.5％以下、V：0.10％以下中的一种或两种以上。
[10]根据[5]～[9]中任一项所述的管线用厚壁电焊钢管的制造方法，其中，
所述高强度厚壁电焊钢管是以高强度厚热轧钢板作为原材料制管而成的电焊钢管，
所述高强度厚壁热轧钢板是通过实施以下工序而制造的：加热工序，对具有所述组成的钢原材料进行加热，使得加热温度为1100～1280℃范围的温度；热轧工序，由粗轧和在Ar3相变点以上且930℃以下的未再结晶温度范围的累积压下率为20％以上的精轧构成；冷却工序，在所述精轧结束后，以使板厚中心位置的平均冷却速度为10～100℃/秒的范围的方式冷却至650℃以下的冷却停止温度，并卷成卷状。
发明的效果
根据本发明，可以不进一步增强特别的设备而容易且廉价地制造具有API X52～X80级(屈服强度YS：360MPa以上705MPa以下)的高强度、且母材部、电焊部均具有高韧性的管线用厚壁电焊钢管。另外，根据本发明，可以不实施两步热处理而通过1次热处理(加热和冷却)使电焊部的组织在全部壁厚上形成富有韧性的贝氏体铁素体相或贝氏体相，能够容易地确保CTOD试验中在试验温度-25℃下的张开位移临界值δ为0.80mm以上的高韧性。
附图说明
图1是示出本发明中用于对电焊部实施热处理的装置设置的一个例子的说明图。
图2是示意性地示出本发明中在电焊部实施的热处理的适当冷却范围的说明图。
图3是示意性地示出本发明中电焊部热处理所使用的水冷装置的一个例子的剖面图。
具体实施方式
本发明的厚壁电焊钢管由母材部和电焊焊接部构成，其以厚热轧钢板为原材料，优选用多个辊连续辊压成型，成型为大致圆筒状，然后通过电焊焊接的制管工序制成电焊钢管。
作为原材料的厚热轧钢板具有如下组成：以质量％计含有C：0.02～0.10％、Si：0.05～0.30％、Mn：0.80～2.00％、Nb：0.010～0.100％，进一步优选含有P：0.030％以下、S：0.0050％以下、Ti：0.001～0.025％、Al：0.01～0.08％、Ca：0.0005～0.0050％，或者还含有选自Cu：0.5％以下、Ni：0.5％以下、Cr：0.5％以下、Mo：0.5％以下、V：0.10％以下中的一种或两种以上，余量由Fe及不可避免的杂质构成，且由下述式(1)定义的碳当量Ceq满足0.25～0.50。
Ceq(％)＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15‥‥(1)
(其中，C、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni为各元素的含量(质量％))。
首先，对组成限定的理由进行说明。以下，只要没有特别说明，将质量％简记为％。
C：0.02～0.10％
C(碳)是对钢管的强度增加有较大贡献的元素。为了获得这样的效果，需要含有0.02％以上的C。另一方面，如果C含量超过0.10％，则会由于促进珠光体、马氏体等硬质第二相(second hard phase)的生成而导致韧性降低。另外，如果含有超过0.10％的大量C，则贝氏体相的强度(硬度)过度升高，韧性降低。由此，将C含量限定为0.02～0.10％的范围。需要说明的是，优选为0.03～0.08％。
Si：0.05～0.30％
Si(硅)固溶于钢中不仅有助于提高钢管的强度，而且是有助于降低热轧时的脱落量(scale-off quantity)的元素。为了确保这样的效果，需要含有0.05％以上的Si。需要说明的是，Si会与Mn氧化物一起形成粘度(viscosity)高的共晶氧化物(eutectic oxide)。Si含量小于0.05％时，共晶氧化物中的Mn浓度相对增高，共晶氧化物的熔点(melting point)超过钢液温度(liquid steel temperature)，氧化物容易残留于电焊部，从而使电焊部韧性降低。另一方面，如果含有超过0.30％的Si，则会明显地形成红锈(red scale)，不仅使钢管(钢板)的外观性状变差，而且发生热轧时的冷却不均，使钢管(钢板)材质均匀性降低。另外，如果Si含量超过0.30％，则共晶氧化物中的Si浓度相对增高，共晶氧化物的熔点超过钢液温度，而且氧化物量增加，氧化物容易残留于电焊部而使电焊部的韧性降低。因此，将Si含量限定为0.05～0.30％。需要说明的是，优选为0.10～0.25％。
Mn：0.80～2.00％
Mn(锰)固溶于钢中通过固溶强化(solute strengthening)而有助于钢管强度的增加，同时通过提高淬火性(hardenability)由相变强化(transformationstrengthening)而增加钢管的强度，还是有助于韧性提高的元素。为了获得这样的效果，需要含有0.80％以上的Mn。Mn与Si氧化物一起形成粘度高的共晶氧化物。Mn含量低于0.80％时，共晶氧化物中的Si浓度相对增高，氧化物的熔点超过钢液温度，因此氧化物容易残留于电焊部而导致电焊部的韧性降低。另一方面，如果含有超过2.00％的大量Mn，则共晶氧化物中的Mn浓度相对增高，不仅共晶氧化物的熔点超过钢液温度，而且氧化物量增加，氧化物容易残留于电焊部而使电焊部韧性降低。另外，如果含有超过2.00％的大量Mn，则会过度地提高淬火性，容易形成马氏体相，使韧性降低。因此，将Mn含量限定为0.80～2.00％的范围。需要说明的是，优选为0.80～1.80％。
Nb：0.010～0.100％
Nb(铌)在钢板制造时的热轧中以Nb碳氮化物的形式微细地析出，是有助于增加作为钢管原材料的钢板的强度的元素。另外，Nb在电焊钢管的电焊部的热处理时抑制奥氏体粒(austenite grain)的晶粒生长(grain growth)，有助于电焊部的组织的微细化。为了确保这样的效果，需要含有0.010％以上的Nb。另一方面，如果含有超过0.100％的大量Nb，则Nb碳氮化物的析出量增多，钢板的韧性、钢管的母材的韧性、以及钢管的电焊部的韧性降低。因此，将Nb含量限定为0.010～0.100％的范围。需要说明的是，优选为0.030～0.070％。
上述成分为基本成分，根据需要，还可以在上述基本成分以外含有P：0.030％以下、S：0.0050％以下、Ti：0.001～0.025％、Al：0.01～0.08％、Ca：0.0005～0.0050％。
P：0.030％以下
P(磷)在晶界(grain boundary)偏析的倾向较强，因此会使韧性降低。因此，优选尽量降低P含量。本发明中允许P含量最多为0.030％。因此，将P含量限定为0.030％以下。需要说明的是，过度地降低P含量会导致精炼时间(refining time)的延长，导致制造成本增高，因此优选P含量为0.002％以上。
S：0.0050％以下
S(硫)在钢中形成MnS而使韧性降低。因此，优选将S含量尽可能降低。本发明中可以允许S含量最多为0.0050％。因此，将S含量限定为0.0050％以下。需要说明的是，过度地降低S含量会导致精炼时间延长，导致制造成本增高，因此优选S含量为0.0002％以上。
Ti：0.001～0.025％
Ti(钛)与N键合而形成TiN，是具有防止N的不良影响的作用的元素。为了获得这样的效果，需要含有0.001％以上的Ti。另一方面，含有超过0.025％的大量的Ti时，沿着晶粒的解理面析出的Ti碳氮化物量增加，从而使钢板的韧性、钢管的母材的韧性、以及钢管的电焊部的韧性降低。因此，将Ti含量限定为0.001～0.025％的范围。需要说明的是，优选为0.005～0.015％。
Al：0.01～0.08％
Al(铝)是作为脱氧剂而起作用的元素，为了确保这样的效果，需要含有0.01％以上的Al。另一方面，如果Al含量超过0.08％，则Al氧化物的生成变得显著，特别是容易在电焊部残留Al氧化物，使电焊部的韧性降低。因此，将Al含量限定为0.01～0.08％的范围。
Ca：0.0005～0.0050％
Ca(钙)是有效地有助于MnS等硫化物的形态控制(morphology control)的元素。为了获得这样的效果，需要含有0.0005％以上的Ca。另一方面，即使含有超过0.0050％的Ca，其效果也会饱和，无法期待与含量相应的效果，不仅在经济上不利，而且使Ca氧化物量增多，特别是电焊部韧性降低。因此，将Ca含量限定为0.0005～0.0050％的范围。需要说明的是，优选为0.0010～0.0035％。
根据需要，除了上述成分以外，还可以含有选自Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、V：0.10％以下中的一种或两种以上作为可选元素。
选自Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、V：0.10％以下中的一种或两种以上
Cu、Ni、Cr、Mo、V均是具有提高淬火性的作用的元素，可以根据需要选择含有一种或两种以上。
Cu(铜)是具有通过提高淬火性而使强度增加、使韧性提高的作用的元素。为了获得这样的效果，优选含有0.05％以上的Cu。另一方面，即使含有超过0.50％的Cu，其效果也会饱和，无法期待与含量相应的效果，在经济上不利。因此，在含有Cu的情况下，优选将Cu含量限定为0.50％以下。需要说明的是，更优选为0.35％以下。
Ni(镍)与Cu相同，是具有通过提高淬火性而使强度增加、使韧性提高的作用的元素。为了获得这样的效果，优选含有0.05％以上的Ni。另一方面，如果含有超过0.50％的Ni，则在铸片(钢坯(slab))加热时晶粒的粒界氧化变得严重，会促进表面缺陷(surfacedefect)的发生。因此，在含有Ni的情况下，优选将Ni含量限定为0.50％以下。需要说明的是，更优选为0.35％以下。
Cr(铬)与Cu、Ni相同，是具有通过提高淬火性而使强度增加、使韧性提高的作用的元素。为了获得这样的效果，优选含有0.05％以上的Cr。另一方面，如果含有超过0.50％的Cr，则在电焊部形成Cr氧化物而使电焊部的韧性显著降低。因此，在含有Cr的情况下，优选将Cr含量限定为0.50％以下。需要说明的是，更优选为0.30％以下。
Mo(钼)与Cu、Ni、Cr相同，是具有通过提高淬火性而显著提高强度、韧性的作用的元素。为了获得这样的效果，优选含有0.05％以上的Mo。另一方面，如果含有超过0.50％的Mo，则在电焊部热处理时容易在电焊部生成硬质第二相，使电焊部的韧性降低。因此，在含有Mo的情况下，优选将Mo含量限定为0.50％以下。需要说明的是，更优选为0.25％以下。
V(钒)是固溶于钢中通过固溶强化、并且以碳化物的形式析出并通过析出强化(precipitation strengthening)而有助于增加钢板强度的元素。为了确保这样的效果，优选含有0.005％以上的V。另一方面，即使含有超过0.10％的V，其效果也会饱和，在经济上不利。因此，在含有V的情况下，优选将V含量限定为0.10％以下。需要说明的是，更优选为0.005～0.085％。
在以上述范围含有上述成分的情况下，对上述成分进行调整使得由下述式(1)定义的碳当量Ceq满足0.25～0.50。
Ceq(％)＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15‥‥(1)
(其中，C、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni为各元素的含量(质量％))。
需要说明的是，在不含有式(1)中所记载的元素的情况下，将该元素的含量作为零而计算出由式(1)定义的Ceq。
Ceq小于0.25％时，淬火性降低，形成珠光体组织。特别是在壁厚20mm以上、且仅从管外面冷却电焊部的情况下，管内面的组织为(铁素体+珠光体)组织，韧性降低。另外，对于电焊部而言，难以确保所期望的高强度。需要说明的是，电焊部的高强度是指与母材部的拉伸强度TS相比，强度不降低5％以上的情况。另一方面，如果Ceq增大至超过0.50％，则淬火性显著提高，管外面的组织为马氏体组织，韧性降低。因此，将Ceq限定为0.25～0.50％的范围。需要说明的是，优选为0.25～0.45％。
上述成分以外的余量由Fe及不可避免的杂质构成。需要说明的是，作为不可避免的杂质，可以允许O(氧)：0.0030％以下、N：0.0050％以下。
而且，作为原材料的厚热轧钢板具有上述组成，并且在板厚方向的各部位具有由贝氏体铁素体相和/或贝氏体相构成的组织。通过使组织成为在板厚方向的各部位处由贝氏体铁素体相和/或贝氏体相构成的组织，能够制成兼具屈服强度：360MPa以上的高强度、以及CTOD试验中在试验温度-25℃下的张开位移临界值δ为0.80mm以上的高韧性的厚热轧钢板，得到的电焊钢管也可以成为兼具所期望的高强度和高韧性的钢管。需要说明的是，作为贝氏体铁素体相、贝氏体相以外的第二相，可以例示出岛状的微细马氏体(也称为MA(M-AConstituent))、残留奥氏体(residual austenite)、珠光体、马氏体(由表3的P和M)中的1种以上等。可以以面积率计总计含有5％以下的上述第二相。
对具有上述组成、组织的厚热轧钢板的优选制造方法进行说明。
本发明中作为原材料而使用的厚热轧钢板优选通过实施下述工序来制造：加热工序，对具有上述组成的钢原材料进行加热，使得加热温度为1100～1280℃范围的温度；热轧工序，由粗轧(rough rolling)和在Ar3相变点以上且930℃以下的未再结晶温度范围(no-recrystallization temperature range)的累积压下率(cumulative rolling reductionratio)为20％以上的精轧(finishing rolling)构成；冷却工序，在上述精轧结束后，在所述精轧结束后，以使板厚中心位置的平均冷却速度为10～100℃/秒的范围的方式冷却至650℃以下的冷却停止温度，并卷成卷状。
对于钢原材料的制造方法而言，只要是具有上述组成的钢原材料，则对其制造方法没有特别限定。从生产率的观点考虑，优选用常用的熔炼方法在转炉等中对具有上述组成的钢液进行熔炼，并利用连续铸造法(continuous casting process)等常用的铸造方法铸造成给定尺寸形状的钢坯等铸片。
对得到的钢原材料实施加热至加热温度为1100～1280℃范围的温度的加热工序。
加热温度：1100～1280℃
钢原材料的加热温度小于1100℃时，无法使连续铸造时生成的碳化物等完全固溶，不能确保所期望的钢板强度。另一方面，在超过1280℃的高温时，奥氏体粒显著粗大化，无法确保所期望的钢板韧性。因此，优选将钢原材料的加热温度限定为1100～1280℃的范围。需要说明的是，优选为1150～1250℃。上述加热温度的范围是加热炉的炉内温度范围，而不是钢原材料的温度。
加热后的钢原材料接下来实施热轧工序而制成厚热轧钢板。热轧工序由粗轧和精轧构成。粗轧的条件不需要特别限定，只要是能够制造希望形状尺寸的薄板坯(sheet bar)的条件即可。精轧是在Ar3相变点以上且930℃以下的未再结晶温度范围内的累积压下率为20％以上的轧制。
未再结晶温度范围的累积压下率：20％以上
未再结晶温度范围(Ar3相变点以上且930℃以下)的累积压下率小于20％时，贝氏体铁素体的生成位点不足，得到的组织粗大化，钢板韧性降低，钢管的母材部的韧性降低。另一方面，即使累积压下率超过80％，其效果也会饱和，而且对轧钢机的负载增大。因此，优选将热轧工序的精轧中的未再结晶温度范围(Ar3相变点以上且930℃以下)的累积压下率限定为20％以上，且优选限定为80％以下。
经过了热轧工序的厚热轧钢板在精轧结束后立即、优选在6秒钟以内于输出辊道(run out table)上实施冷却工序。冷却工序是以使板厚中心位置的平均冷却速度为10～100℃/秒的范围的方式冷却至650℃以下的冷却停止温度，并卷成卷状的工序。
板厚中心位置的平均冷却速度：10～100℃/秒
平均冷却速度小于10℃/秒时，即使含有Cu、Ni、Cr、Mo等提高淬火性的元素，也会在钢板内生成一部分铁素体相、珠光体，无法确保由贝氏体铁素体相和/或贝氏体相构成的组织。另一方面，如果超过100℃/秒，则会生成马氏体相，无法确保希望的由贝氏体铁素体相和/或贝氏体相构成的组织，强度过高而使韧性降低。因此，优选将板厚中心位置的平均冷却速度限定为10～100℃/秒的范围。需要说明的是，更优选为10～60℃/秒。
冷却停止温度：650℃以下
冷却停止温度如果超过650℃并增高，则Nb碳氮化物等析出粒子粗大化，强度降低，无法确保所期望的高强度，而且在卷取后的缓慢冷却时会生成珠光体而使钢板韧性降低，使钢管母材部韧性降低。因此，优选将冷却停止温度限定为650℃以下。需要说明的是，冷却停止温度更优选为300℃以上。如果冷却停止温度低于300℃，则即使将冷却速度调节至上述10～100℃/秒的范围，有时也会生成一部分马氏体相，从而导致韧性降低。因此，更优选将冷却停止温度设为300～650℃。需要说明的是，由于在冷却停止后立即卷成卷状，因此卷取温度为上述温度范围。
以通过上述优选的制造方法得到的厚热轧钢板作为原材料实施制管工序(pipeprodiction process)，制成由母材部和电焊部构成的厚壁电焊钢管。由此，可以制成兼具母材部的屈服强度为52ksi以上(360MPa以上)的高强度并且CTOD试验中在试验温度-25℃下的张开位移临界值δ为0.80mm以上的高韧性的高强度厚壁电焊钢管。
作为制管工序，优选应用常用制管工序，该制管工序使用电焊钢管制造设备，该工序包括：将钢板通过多个辊连续冷成型为近似圆形截面(approximate circular cross-section)的开口管(open pipe)，接着通过高频感应加热(high-frequency inductionheating)或高频电阻加热(high-frequency resistance heating)将该开口管的相对的端面加热至熔点以上，并用挤压辊(squeeze roll)进行压接。需要说明的是，在本发明中，该制管工序不受限定。
在本发明中，以高强度厚壁电焊钢管作为原材料，在该电焊部在线地对电焊部实施热处理工序而制成具有高韧性电焊部的厚壁电焊钢管，所述高强度厚壁电焊钢管具有上述的组成和组织，并兼具上述高强度和高韧性，并且由母材部和电焊部构成。
如果对上述组成范围的热轧钢板进行电焊焊接，则电焊部会在电焊焊接时快速加热、快速冷却而形成以韧性较差的上部贝氏体相(upper bainite phase)为主体的组织。因此，为了形成富有韧性的电焊部，需要使韧性较差的上部贝氏体相消失，形成由富有韧性的贝氏体铁素体相或贝氏体相构成的组织。因此，在本发明中对电焊部实施电焊部热处理工序。电焊部热处理工序由电焊部的加热处理和电焊部的冷却处理构成。
电焊部的加热处理以电焊部的壁厚方向各位置处的温度为830～1150℃范围的温度的方式进行加热处理。需要说明的是，高频感应加热优选在对应于管外面侧的电焊部的位置上设置多个感应加热线圈(induction heating coil)来进行。需要说明的是，可以对加热线圈的结构和设置的数量进行调整，使得能够根据传送速度在给定的距离内将电焊部加热至所期望的加热温度。
电焊部的加热温度：830～1150℃
电焊部的壁厚方向的各位置的温度小于830℃时，无法使上部贝氏体相消失，不能保持电焊部所期望的高韧性。另一方面，如果电焊部的加热温度为超过1150℃的高温，则奥氏体粒会粗大化，淬火性增加，容易形成马氏体相，使电焊部的韧性降低。因此，将电焊部的加热工序的加热温度限定为830～1150℃的范围。在用设置于管外面侧的加热线圈进行电焊部的加热处理时，呈现出电焊部的管外面为最高温度、管内面侧为最低温度的温度分布，因此需要调整供电电源(supplied power)等，使得管外面与管内面均达到上述温度范围。
经过加热的电焊部接下来实施电焊部的冷却处理。电焊部的冷却处理是以电焊部的壁厚方向的各位置处平均冷却速度为10～70℃/秒范围的方式冷却至550℃以下的冷却停止温度的处理。需要说明的是，电焊部的冷却处理如图3所示，优选将水冷装置设置于管外面侧，并使用冷却水进行冷却。
电焊部的平均冷却速度：10～70℃/秒
另外，电焊部的冷却处理是以电焊部的壁厚方向的各位置的平均冷却速度为10～70℃/秒范围的方式冷却至550℃以下的冷却停止温度的处理。平均冷却速度小于10℃/秒时，形成铁素体+珠光体组织，电焊部的强度低于母材部，有导致电焊部破裂的隐患。另一方面，如果冷却速度增大至超过70℃/秒，则会生成马氏体相，使电焊部的硬度(强度)过度升高而韧性降低。因此，在电焊部的冷却处理中，将平均冷却速度限定为10～70℃/秒的范围。需要说明的是，电焊部的冷却处理优选为使用冷却水进行冷却的处理。在从管外面用冷却水进行单侧冷却的情况下，进行调整使得管外面为70℃/秒以下、管内面为10℃/秒以上。
在从管外面侧用冷却水进行单侧冷却的情况下，水冷装置(冷却喷嘴)优选为冷却水的水流密度为1.2～5.0m3/m2·min的装置。冷却水的水流密度小于1.2m3/m2·min时，无法确保所期望的冷却速度。另一方面，如果冷却水的水流密度增至超过5.0m3/m2·min，则冷却能力(cooling power)过高而使得冷却面(cooling surface)与冷却背面的温差过大，有发生向上翘起等不良情况的隐患，在制造上存在问题。
另外，冷却装置(冷却喷嘴)优选将其冷却宽度设为在圆周方向上以电焊部中心为中心位置的±50mm以上。这是因为，仅对电焊部的加热区域进行冷却是不充分的，通过将冷却宽度设为在圆周方向上以电焊部中心为中心位置的±50mm以上，甚至是电焊部的加热区域的周围区域，也能够用冷却水冷却，可以促进从管圆周方向散热，即使在厚壁的情况下也能够增加与施加冷却水侧(冷却面)的相反侧(背面)的冷却速度。因此，优选将冷却宽度设为圆周方向的±50mm以上。由此，可以在厚壁的情况下也能确保所期望的冷却速度。需要说明的是，水冷装置(冷却喷嘴)的形状只要能够确保给定的冷却宽度即可，没有特别的限定。
用上述制造方法得到的厚壁电焊钢管的电焊部在壁厚方向的各位置具有由贝氏体铁素体相和/或贝氏体相构成的组织，且在壁厚方向上最粗粒的位置的平均结晶粒径(最粗粒位置的平均结晶粒径)与壁厚方向最细粒的位置的平均结晶粒径(最细粒位置的平均结晶粒径)之比(最粗粒位置的平均结晶粒径)/(最细粒位置的平均结晶粒径)为2.0以下。(最粗粒位置的平均结晶粒径)/(最细粒位置的平均结晶粒径)超过2.0时，粗粒位置成为裂纹的起点而发生脆性破坏，无法确保所期望的高韧性。因此，将(最粗粒位置的平均结晶粒径)/(最细粒位置的平均结晶粒径)限定为2.0以下。需要说明的是，优选为1.5以下。另外，从确保韧性的观点考虑，优选使最细粒位置的平均结晶粒径为10μm以下，更优选为8.0μm。需要说明的是，用下述方法求出各位置的平均结晶粒径，将最小的平均结晶粒径作为最细粒位置的平均结晶粒径，将最大的平均结晶粒径作为最粗粒位置的平均结晶粒径。
需要说明的是，在壁厚方向的各位置(1/8t、1/4t、1/2t、3/4t、7/8t)处用EBSD(Electron Back Scatter Diffraction)法来确定各晶粒的取向，求出与相邻的晶粒的取向差(Rotation Angle)为15°以上的结晶晶界，用JIS G 0551规定的方法求出平均结晶粒径d。需要说明的是，t表示壁厚方向上的厚度。
由此，电焊部具有CTOD试验中在试验温度-25℃下的张开位移临界值δ为0.80mm以上的高韧性。
以下，基于实施例进一步对本发明进行说明。
实施例
(A)厚热轧钢板的制造
用转炉熔炼表1所示组成的钢液，并用连续铸造法制成壁厚210mm的钢坯(钢原材料)。实施将得到的钢原材料加热至表2所示的加热温度的加热工序、粗轧、以及表2所示的条件的精轧，并实施制成热轧钢板的热轧工序，在精轧结束后，实施了以表2所示的平均冷却速度冷却至表2所示的冷却停止温度，并以该冷却停止温度作为卷取温度卷成卷状的冷却工序。从得到的热轧钢板采集试验片，实施了组织观察、拉伸试验、冲击试验。试验方法如下所述。
(1)组织观察
从得到的热轧钢板采集组织观察用试验片，对轧制方向截面(L截面)进行研磨，通过硝酸乙醇腐蚀(nital etching)，用扫描电子显微镜(scanning electron microscope)(倍率：2000倍)在壁厚1/2位置处对组织进行观察，各自拍摄了2个视野的组织。根据得到的组织照片确定组织种类，进而通过图像分析(image analysis)计算出各相的面积率(分数)。
(2)拉伸试验
以与轧制方向成直角的方向(C方向)为拉伸方向的方式按照ASTM A370的规定实施了拉伸试验(tensile test)，由得到的热轧钢板测定了拉伸特性(tensile property)(屈服强度(yield strength)YS、拉伸强度(tension strength)TS、伸长率(elongation)El)。
(3)冲击试验
以与轧制方向成直角的方向(C方向)为试验片长度方向的方式从得到的热轧钢板上板厚1/2位置采集V切口试验片(V-notched test bar)，按照ASTM A370的规定实施了夏比冲击试验，求出了韧脆转变温度vTrs(℃)。
将得到的结果示于表3。
[表3]
*)板厚中央位置
**)BF：贝氏体铁素体、B：贝氏体、F：多边形铁素体、M：马氏体、P：珠光体
在本发明的优选范围内制造的热轧钢板均得到了如下的厚热轧钢板：其具有由贝氏体铁素体相和/或贝氏体相构成的组织，且具有屈服强度YS：360MPa以上的高强度、以及夏比冲击试验的韧脆转变温度vTrs为-45℃以下的高韧性。
(B)厚壁电焊钢管的制造
以(A)中制造的厚热轧钢板的一部分作为原材料，应用使用电焊钢管制造设备的常用制管工序，制成表4所示尺寸的厚壁电焊钢管，该制管工序包括：通过多个辊连续冷成型为近似圆形截面的开口管，接着通过高频感应加热或高频电阻加热将该开口管的相对的端面加热至熔点以上，并用挤压辊进行压接。
在电焊钢管制造设备的输出侧的流水线上对得到的厚壁电焊钢管的电焊部实施了表4所示的由加热处理和冷却处理构成的电焊部热处理，所述加热处理通过作为电焊部热处理用途而在管外面侧设置了多个感应加热装置的感应加热设备进行，所述冷却处理通过在该感应加热设备的输出侧设置了多个水冷装置(冷却喷嘴)的冷却设备(水冷部)来进行。
从得到的厚壁电焊钢管的母材部、电焊部采集试验片，实施了组织观察、拉伸试验、冲击试验、CTOD试验。试验方法如下所述。
(B1)组织观察
从得到的电焊钢管的母材部、电焊部采集组织观察用的试验片，对管长度方向截面(L截面)进行研磨，进行硝酸乙醇腐蚀，用扫描电子显微镜(倍率：2000倍)在壁厚方向各位置(1/8t、1/4t、1/2t、3/4t、7/8t)处观察组织，各自拍摄了2个视野的组织。
根据得到的组织照片鉴定组织的种类，进而根据图像分析计算出各相的面积率。需要说明的是，对于电焊部而言，用EBSD(Electron Back Scatter Diffraction)法确定各晶粒的取向，求出与相邻的晶粒的取向差(Rotation Angle)为15°以上的晶界，并用切断法(method of section)测定相邻的该晶界之间的平均距离，作为壁厚方向各位置处的平均结晶粒径。根据得到的壁厚方向各位置处的平均结晶粒径确定最粗粒的位置和最细粒的位置，计算出这些位置的平均结晶粒径之比(最粗粒位置的平均结晶粒径)/(最细粒位置的平均结晶粒径)。
(B2)拉伸试验
从得到的电焊钢管的90℃位置(将电焊部设为12点钟位置时的3点钟位置)以圆周方向为拉伸方向的方式按照ASTM A370实施拉伸试验，测定了母材部的拉伸特性(屈服强度YS、拉伸强度TS、伸长率El)。另外，从得到的电焊钢管的电焊部同样地采集拉伸试验片，求出电焊部的拉伸特性(拉伸强度TS)。
(B3)冲击试验
以圆周方向为试验片长度的方式从得到的电焊钢管的壁厚1/2位置采集V切口试验片，按照ASTM A370的规定实施夏比冲击试验，求出了韧脆转变温度vTrs(℃)。
(B4)CTOD试验
以圆周方向为试验片长度方向的方式从得到的电焊钢管的母材部和电焊部采取CTOD试验片。使用得到的试验片按照BS 7448的规定在试验温度-25℃下实施了CTOD试验，求出张开位移临界值δ。需要说明的是，对于母材部、电焊部的张开位移δ的计算均需要的-25℃时的屈服应力σY使用了由下式(2)计算得到的值。
σY＝σ0exp((481.4－66.5lnσ0)(1/(T+273)－1/273))‥‥(2)
其中，σ0：常温下的屈服应力(MPa)
T：试验温度(℃)
将得到的结果示于表5(表5-1、表5-2总称为表5。)。
本发明例均制成了如下的厚壁电焊钢管，所述厚壁电焊钢管由母材部和电焊部构成，所述母材部具有由贝氏体铁素体相和/或贝氏体相构成的组织，且具有屈服强度YS：360MPa以上的高强度、以及CTOD试验中在试验温度-25℃下的张开位移临界值δ为0.80mm以上的高韧性，所述电焊部在壁厚方向各位置处具有由贝氏体铁素体相和/或贝氏体相构成的组织，且具有CTOD试验中在试验温度-25℃下的张开位移临界值δ为0.80mm以上的高韧性。另一方面，在本发明范围以外的比较例的电焊部韧性较差。

Claims (11)

1.一种管线用厚壁电焊钢管，其是以厚热轧钢板为原材料制管而成、且由母材部和电焊部构成的厚壁电焊钢管，其中，
所述母材部具有如下组成：以质量%计含有C：0.02~0.10%、Si：0.05~0.30%、Mn：0.80~2.00%、Nb：0.010~0.100%，余量由Fe及不可避免的杂质构成，且由下述式(1)定义的碳当量Ceq满足0.25~0.50，并且具有由贝氏体铁素体相和/或贝氏体相构成的组织，
Ceq(%)＝C＋Mn/6＋(Cr＋Mo＋V)/5＋(Cu＋Ni)/15 ‥‥ (1)
其中，C、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni为各元素的含量(质量%)，
所述母材部具有屈服强度为360MPa以上的高强度、以及夏比冲击试验的韧脆转变温度vTrs为-45℃以下的高韧性，
所述电焊部具有如下的组织：由贝氏体铁素体相和/或贝氏体相构成，且壁厚方向的各位置处的最粗粒位置的平均结晶粒径与壁厚方向的最细粒位置的平均结晶粒径之比为2.0以下，
所述电焊部具有CTOD试验中在试验温度-25℃下的张开位移临界值δ为0.80mm以上的高韧性。
2.根据权利要求1所述的管线用厚壁电焊钢管，其中，所述母材部的组成为：以质量%计还含有P：0.030%以下、S：0.0050%以下、Ti：0.001~0.025%、Al：0.01~0.08%、Ca：0.0005~0.0050%，且由所述式(1)定义的碳当量Ceq满足0.25~0.50。
3.根据权利要求2所述的管线用厚壁电焊钢管，其中，所述母材部的组成为：以质量%计还含有选自Cu：0.5%以下、Ni：0.5%以下、Cr：0.5%以下、Mo：0.5%以下、V：0.10%以下中的一种或两种以上。
4.根据权利要求1~3中任一项所述的管线用厚壁电焊钢管，其中，所述最细粒位置的平均结晶粒径为10μm以下。
5.一种管线用厚壁电焊钢管的制造方法，该厚壁电焊钢管的制造方法包括：以厚壁电焊钢管为初始原材料，并对该厚壁电焊钢管的电焊部在线地实施电焊部热处理工序，其中，
作为初始原材料的所述厚壁电焊钢管采用高强度厚壁电焊钢管，所述高强度厚壁电焊钢管具有如下组成：以质量%计含有C：0.02~0.10%、Si：0.05~0.30%、Mn：0.80~2.00%、Nb：0.010~0.100%，余量由Fe及不可避免的杂质构成，且由下述式(1)定义的碳当量Ceq满足0.25~0.50，且在壁厚方向的各位置具有由贝氏体铁素体相和/或贝氏体相构成的组织，并且具有屈服强度为360MPa以上的高强度，以及在壁厚方向的各位置具有夏比冲击试验的韧脆转变温度vTrs为-45℃以下的高韧性，
Ceq(%)＝C＋Mn/6＋(Cr＋Mo＋V)/5＋(Cu＋Ni)/15‥‥(1)
其中，C、Mn、Cr、Mo、V、Cu、Ni为各元素的含量(质量%)，
所述电焊部热处理工序为进行电焊部加热处理并接着进行电焊部冷却处理的工序，所述电焊部加热处理以使所述电焊部的壁厚方向各位置的温度达到850~1150℃的范围的温度的方式进行加热，所述电焊部冷却处理以使电焊部壁厚方向各位置的平均冷却速度为10~70℃/秒的范围的方式冷却至550℃以下的冷却停止温度，
所述电焊部具有CTOD试验中在试验温度-25℃下的张开位移临界值δ为0.80mm以上的高韧性，
所述电焊部热处理工序是使用配置于所述厚壁电焊钢管外面侧的感应加热装置和水冷装置进行的处理，
所述电焊部加热处理是以使管外表面温度为1150℃以下、管内表面温度为830℃以上的方式进行加热的处理，
所述电焊部冷却处理是以使管外表面在800~500℃之间的平均冷却速度为70℃/秒以下、管内表面在750~650℃之间的平均冷却速度为10℃/秒以上的方式进行冷却的处理。
6.根据权利要求5所述的管线用厚壁电焊钢管的制造方法，其中，以使用冷却水进行冷却的装置作为所述冷却装置，该冷却水的水流密度为1.2~5.0m3/m2min、且所述冷却的宽度设为在圆周方向上以所述电焊部中心为中心位置的±50mm以上。
7.根据权利要求5或6所述的管线用厚壁电焊钢管的制造方法，其中，所述组成为：以质量%计还含有P：0.030%以下、S：0.0050%以下、Ti：0.001~0.025%、Al：0.01~0.08%、Ca：0.0005~0.0050%，且由所述式(1)定义的碳当量Ceq满足0.25~0.50。
8.根据权利要求7所述的管线用厚壁电焊钢管的制造方法，其中，所述组成为：以质量%计还含有选自Cu：0.5%以下、Ni：0.5%以下、Cr：0.5%以下、Mo：0.5%以下、V：0.10%以下中的一种或两种以上。
9.根据权利要求5或6所述的管线用厚壁电焊钢管的制造方法，其中，
所述高强度厚壁电焊钢管是以高强度厚热轧钢板作为原材料制管而成的电焊钢管，
所述高强度厚壁热轧钢板是通过实施以下工序而制造的：加热工序，对具有所述组成的钢原材料进行加热，使得加热温度为1100~1280℃范围的温度；热轧工序，由粗轧和在Ar3相变点以上且930℃以下的未再结晶温度范围的累积压下率为20%以上的精轧构成；冷却工序，在所述精轧结束后，以使板厚中心位置的平均冷却速度为10~100℃/秒的范围的方式冷却至650℃以下的冷却停止温度，并卷成卷状。
10.根据权利要求7所述的管线用厚壁电焊钢管的制造方法，其中，
所述高强度厚壁电焊钢管是以高强度厚热轧钢板作为原材料制管而成的电焊钢管，
所述高强度厚壁热轧钢板是通过实施以下工序而制造的：加热工序，对具有所述组成的钢原材料进行加热，使得加热温度为1100~1280℃范围的温度；热轧工序，由粗轧和在Ar3相变点以上且930℃以下的未再结晶温度范围的累积压下率为20%以上的精轧构成；冷却工序，在所述精轧结束后，以使板厚中心位置的平均冷却速度为10~100℃/秒的范围的方式冷却至650℃以下的冷却停止温度，并卷成卷状。
11.根据权利要求8所述的管线用厚壁电焊钢管的制造方法，其中，
所述高强度厚壁电焊钢管是以高强度厚热轧钢板作为原材料制管而成的电焊钢管，
所述高强度厚壁热轧钢板是通过实施以下工序而制造的：加热工序，对具有所述组成的钢原材料进行加热，使得加热温度为1100~1280℃范围的温度；热轧工序，由粗轧和在Ar3相变点以上且930℃以下的未再结晶温度范围的累积压下率为20%以上的精轧构成；冷却工序，在所述精轧结束后，以使板厚中心位置的平均冷却速度为10~100℃/秒的范围的方式冷却至650℃以下的冷却停止温度，并卷成卷状。
CN201480039173.2A 2013-07-09 2014-07-08 管线用厚壁电焊钢管及其制造方法 Active CN105378131B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013-143498 2013-07-09
JP2013143498A JP5708723B2 (ja) 2013-07-09 2013-07-09 低温破壊靭性に優れたラインパイプ用厚肉電縫鋼管およびその製造方法
PCT/JP2014/003604 WO2015004901A1 (ja) 2013-07-09 2014-07-08 ラインパイプ用厚肉電縫鋼管およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN105378131A CN105378131A (zh) 2016-03-02
CN105378131B true CN105378131B (zh) 2017-08-25

Family

ID=52279606

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201480039173.2A Active CN105378131B (zh) 2013-07-09 2014-07-08 管线用厚壁电焊钢管及其制造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US10385417B2 (zh)
EP (1) EP3020840B1 (zh)
JP (1) JP5708723B2 (zh)
KR (1) KR101802255B1 (zh)
CN (1) CN105378131B (zh)
CA (1) CA2914312C (zh)
WO (1) WO2015004901A1 (zh)

Families Citing this family (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3246427B1 (en) * 2015-03-06 2018-12-12 JFE Steel Corporation High strength electric resistance welded steel pipe and manufacturing method therefor
WO2016185741A1 (ja) * 2015-05-20 2016-11-24 新日鐵住金株式会社 高強度電縫鋼管、高強度電縫鋼管用の鋼板の製造方法、及び高強度電縫鋼管の製造方法
WO2017163987A1 (ja) * 2016-03-22 2017-09-28 新日鐵住金株式会社 ラインパイプ用電縫鋼管
RU2699381C1 (ru) 2016-06-22 2019-09-05 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Горячекатаный стальной лист для толстостенного высокопрочного магистрального трубопровода, сварные стальные трубы для толстостенного высокопрочного магистрального трубопровода и способ изготовления сварной стальной трубы
CN105925890B (zh) * 2016-06-30 2018-05-01 中国石油集团渤海石油装备制造有限公司 一种改善x90钢级螺旋缝埋弧焊管接头力学性能的方法
US11028456B2 (en) * 2016-10-03 2021-06-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Electric resistance welded steel pipe for torsion beam
JP6812893B2 (ja) * 2017-04-17 2021-01-13 日本製鉄株式会社 ラインパイプ用電縫鋼管及びその製造方法
CN107586942B (zh) * 2017-09-29 2019-10-11 共享铸钢有限公司 一种基于多元回归分析的铸钢件热处理工艺的设计方法
KR102031451B1 (ko) * 2017-12-24 2019-10-11 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재 및 그 제조방법
CN110408840A (zh) * 2018-04-27 2019-11-05 宝山钢铁股份有限公司 具有优良焊接接头ctod性能的超高强度海洋工程用钢及其制造方法
CN110616300B (zh) * 2018-06-19 2021-02-19 宝山钢铁股份有限公司 一种优良ctod特性的低温用钢及其制造方法
EP3872205A4 (en) * 2019-02-19 2021-09-01 Nippon Steel Corporation ELECTRICAL RESISTANCE WELDED STEEL PIPE INTENDED FOR A LINE PIPE
CN114599812B (zh) * 2019-10-31 2023-03-24 杰富意钢铁株式会社 电阻焊钢管及其制造方法以及管线管和建筑结构物
CA3157041A1 (en) * 2019-11-29 2021-06-03 Atsushi Matsumoto Electric resistance welded steel pipe and method for manufacturing the same
CN111270137A (zh) * 2020-02-17 2020-06-12 本钢板材股份有限公司 一种抗酸腐蚀管线钢x52ms热轧卷板及其制备方法
JP7088417B2 (ja) * 2020-04-02 2022-06-21 Ｊｆｅスチール株式会社 電縫鋼管およびその製造方法

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5925932A (ja) 1982-08-02 1984-02-10 Kawasaki Steel Corp 高強度電縫鋼管の製造方法
JPH0742509B2 (ja) 1990-06-07 1995-05-10 新日本製鐵株式会社 低温靭性に優れた電縫鋼管の製造方法
JPH06158177A (ja) 1992-11-26 1994-06-07 Sumitomo Metal Ind Ltd 高靭性電縫鋼管の製造方法
JPH06220547A (ja) 1993-01-28 1994-08-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 厚肉電縫鋼管の熱処理方法
JPH0742509A (ja) 1993-07-29 1995-02-10 Mitsubishi Heavy Ind Ltd 循環水ポンプの可動翼制御装置
JP3257339B2 (ja) 1995-04-24 2002-02-18 日本鋼管株式会社 耐磨耗性の優れた高炭素電縫鋼管の製造方法
JP3932821B2 (ja) * 2001-04-06 2007-06-20 住友金属工業株式会社 強度および靱性に優れる電縫鋼管およびその製造方法
JP3869747B2 (ja) * 2002-04-09 2007-01-17 新日本製鐵株式会社 変形性能に優れた高強度鋼板、高強度鋼管および製造方法
JP4341396B2 (ja) * 2003-03-27 2009-10-07 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靱性および溶接性に優れた高強度電縫管用熱延鋼帯
JP4788146B2 (ja) * 2004-03-09 2011-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 耐時効性に優れた低ｙｒ型電縫溶接鋼管用熱延鋼板とその製造方法
JP4375087B2 (ja) * 2004-03-31 2009-12-02 Ｊｆｅスチール株式会社 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
JP2007254797A (ja) * 2006-03-22 2007-10-04 Jfe Steel Kk 母材部および電縫溶接部の靱性に優れた厚肉電縫鋼管およびその製造方法
US8784577B2 (en) 2009-01-30 2014-07-22 Jfe Steel Corporation Thick high-tensile-strength hot-rolled steel sheet having excellent low-temperature toughness and manufacturing method thereof
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
EP2505681B1 (en) 2009-11-25 2022-07-06 JFE Steel Corporation Welded steel pipe for linepipe with superior compressive strength and superior toughness, and process for producing same
WO2012133558A1 (ja) * 2011-03-30 2012-10-04 新日本製鐵株式会社 電縫鋼管及びその製造方法
CN103687975B (zh) 2011-07-20 2016-01-20 杰富意钢铁株式会社 低温韧性优良的低屈服比高强度热轧钢板及其制造方法
JP5293903B1 (ja) * 2011-08-23 2013-09-18 新日鐵住金株式会社 厚肉電縫鋼管及びその製造方法
JP5553093B2 (ja) 2012-08-09 2014-07-16 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
EP2902519A4 (en) 2012-09-27 2016-06-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp RESISTANT WELDED STEEL TUBE

Also Published As

Publication number Publication date
CN105378131A (zh) 2016-03-02
US10385417B2 (en) 2019-08-20
JP2015017287A (ja) 2015-01-29
KR20160025624A (ko) 2016-03-08
JP5708723B2 (ja) 2015-04-30
KR101802255B1 (ko) 2017-11-28
CA2914312C (en) 2019-03-05
EP3020840A1 (en) 2016-05-18
CA2914312A1 (en) 2015-01-15
EP3020840B1 (en) 2019-06-12
US20160153063A1 (en) 2016-06-02
EP3020840A4 (en) 2016-08-03
WO2015004901A1 (ja) 2015-01-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN105378131B (zh) 管线用厚壁电焊钢管及其制造方法
CN104220622B (zh) 具有优良的低温韧性的高强度厚壁电阻焊钢管及其制造方法
CN107406940B (zh) 高强度电阻焊钢管及其制造方法
US6290789B1 (en) Ultrafine-grain steel pipe and process for manufacturing the same
EP2484784B1 (en) Heavy wall steel pipes with excellent toughness at low temperature and sulfide stress corrosion cracking resistance
JP5516659B2 (ja) 中温域の長期耐軟化性に優れた高強度電縫鋼管及びその製造方法
JP7134230B2 (ja) 低降伏比・超高強度コイルドチュービング用鋼及びその製造方法
CA2923586C (en) Electric-resistance welded steel pipe
CN106687613A (zh) 油井用高强度无缝钢管及其制造方法
MX2014009157A (es) Metodo para producir material de acero de alta resistencia, excelente en resistencia a agrietamiento por tension de sulfuro.
CA2794360A1 (en) Seamless steel pipe for line pipe and method for manufacturing the same
WO2016001704A1 (en) Method for manufacturing a high strength steel sheet and sheet obtained
JP5742123B2 (ja) ラインパイプ用高強度溶接鋼管向け高張力熱延鋼板およびその製造方法
WO2014115548A1 (ja) 引張強さ５４０ＭＰａ以上の高強度ラインパイプ用熱延鋼板
CN107849658B (zh) 不锈钢管及其制造方法
CN107429339B (zh) 高强度钢及其制造方法、以及钢管及其制造方法
JP2023022159A (ja) 耐水素誘起割れ（ｈｉｃ）性が強化されたｘ－６５グレードのａｐｉ ５ｌ ｐｓｌ－２仕様に適合する鋼組成物及びその鋼の製造方法
CN106687614A (zh) 油井用高强度无缝钢管及其制造方法
EP3164519A2 (en) Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, formability and obtained sheet
JP5874664B2 (ja) 落重特性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
CN116234644A (zh) 电阻焊钢管及其制造方法
JP5206755B2 (ja) 高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法
US20030221753A1 (en) Super fine granular steel pipe and method for producing the same
CN114729428B (zh) 电阻焊钢管及其制造方法
JP7367896B1 (ja) 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
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant