CN1148416A - 具有低屈服比和优良低温韧性的高强度干线用管钢 - Google Patents

具有低屈服比和优良低温韧性的高强度干线用管钢 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种超高强度低屈服比干线用管钢，其HAZ韧性及现场可焊性优良并有至少为950MPa的拉伸强度(超过API规定的x100)。钢材组成为低C-高Mn-Ni-Mo-Nb-痕量Ti型钢，另外根据需要选择性地含有B、Cu、Cr及V，具有由马氏体/贝氏体及20～90％铁素体构成的软硬两相混合的显微组织，铁素体中包括50～100％的变形铁素体且其晶粒直径为5μm或更小。因此就可能生产一种超高强度、低屈服比的干线用管钢(超过API规定的x100)，其低温韧性和现场可焊性优良。其结果是，有可能显著提高管线安全时并大幅度改善管线运作与输送的效率。

Description

具有低屈服比和优良低温韧性的高强度干线用管钢
本发明涉及一种超高强度钢，其拉伸强度(TS)至少为950MPa并具有优良的低温韧性和可焊性，作为一种焊接钢材可广泛应用于天然气和原油的输送管线、各种压力容器、工业机械等等。
近年来，由于下述原因，用于原油和天然气长距离输送管线的干线用管的强度变得越来越高：①较高压力可使输送效率提高及②管道外径和重量减少可使现场施工效率提高。达到美国石油研究所(API)标准X80(屈服强度至少为511MPa，拉伸强度至少为620MPa)的干线用管目前已进入实际应用，但对于有更高强度的干线用管的需求却越来越强烈。
目前，在X80干线用管常规生产工艺(例如NKK工程报告138号(1992)24-31页及The 7th Offshore Mechanics and Arctic Engineering(1988)第5卷179-185页)的基础上，已进行了关于超高强干线用管生产方法的研究。但是按照此类工艺生产干线用管达到X100(屈服强度至少为689MPa，拉伸强度至少为760MPa)即被认为是极限。
要获得干线用管的超高强度，还需要解决很多问题，例如强度与低温韧性之间的平衡、焊接热影响区(HAZ)的韧性、现场可焊性、接头软化等等，对于加速发展能解决这些问题的革命性的超高强度干线用管提出了迫切的需求。
为了满足上述要求，本发明的第一个目的是提供一种用于干线用管的钢材，它具备强度和低温韧性的良好平衡，易于现场焊接，有低的屈服比，拉伸强度至少为950MPa(超过API标准的X100)。
本发明另一个目的是提供一种高强度干线用管钢材，它属于低碳高Mn(至少1.7％)型钢，含有复合添加的Ni-Nb-Mo-痕量Ti，且其显微组织包含细小铁素体(平均晶粒尺寸不大于5μm，并含有预定数量的变形铁素体)和马氏体/贝氏体的软/硬混合结构。
本发明指定P值(可硬化性指数)作为适用的钢的强度评价准则，它表示高强度干线用管钢的可硬化性指数，当它取一较大值时表明向马氏体或贝氏体结构的可转变性较高，该P值可由下面的通用公式给出：
P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+(1+β)Mo+V-1+β
当B＜3ppm时β值为零，当B≥3ppm时β值为l。
另外，铁素体平均晶粒尺寸定义为沿钢材厚度方向测量时的铁素体平均晶界距离。
本发明提供一种高强度干线用管钢(1)它是一种低碳高Mn型钢，另外含有复合添加的Ni-Mo-Nb-痕量Ti-痕量B，及一种低碳高Mn型钢，另外含有复合添加的Ni-Cu-Mo-Nb-痕量Ti，(2)其显微组织包含细小铁素体(平均晶粒尺寸不大于5μm且含有预定数量的变形铁素体)和马氏体/贝氏体的两相混合结构。
低碳高Mn-Nb-Mo钢过去就作为一种有针状铁素体结构的干线用管钢为人们所熟知，但其拉伸强度上限最高只有750MPa。在这种基本成份体系中，根本不存在由含有变形铁素体和马氏体/贝氏体的细小铁素体构成的具有软/硬混合微细结构的高强度干线用管钢。这是因为，迄今为止仍认为Nb-Mo钢铁素体和马氏体/贝氏体软/硬混合结构不可能达到950MPa以上的拉伸强度，并且低温韧性和现场可焊性也不够。
然而，本发明的发明者们发现，即使是在Nb-Mo钢中也可通过严格控制化学成分和显微组织获得超高强度和优良的低温韧性。本发明的特点在于：①超高强度和优良低温韧性即使不经回火处理也可获得；②屈服比低于硬化/回火钢，管材的成型性和低温韧性大为优越。(在根据本发明的钢中，即使当以钢板形式存在时其屈服强度低，通过将板成型为钢管可使屈服强度提高，达到预定的屈服强度)。
本发明的发明者对于钢材的化学成分及其显微组织进行了深入研究，以获得具有优良低温韧性、现场焊接性和至少950MPa拉伸强度的超高强度钢，发明了一种有低的屈服比、优良低温韧性的高强干线用管钢，其技术要点如下：
(1)一种具有低屈服比和优良低温韧性的高强度干线用管钢，按重量百分比含有：
C：0.05到0.10％
Si：不超过0.6％
Mn：1.7到2.5％
P：不超过0.015％
S：不超过0.003％
Ni：0.1到1.0％
Mo：0.15到0.60％
Nb：0.01到0.10％
Ti：0.005到0.030％
Al：不超过0.06％
N：0.001到0.006％，以及
其余为铁及不可避免的杂质；
具有按下面的通用公式定义的范围为1.9到4.0的P值以及
具有由马氏体、贝氏体和铁素体组成的显微组织，其中铁素体含量20到90％，铁素体包含50到100％的变形铁素体；铁素体尺寸不超过5μm：
P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+(1+β)Mo+V-1+β；
另有条件为当B＜ppm时β取值→0，当B≥3ppm时β取值→1。
(2)一种根据第(1)项的具有低屈服比和优良低温韧性的高强度干线用管钢，另外还含有：
B：0.0003到0.0020％
Cu：0.1到1.2％
Cr：0.1到0.8％以及
V：0.01到0.10％
(3)一种根据第(1)项和第(2)项的具有低屈服比和优良低温韧性的高强度干线用管钢，另外还含有：
Ca：0.001到0.006％
REM：0.001到0.02％，以及
Mg：0.001到0.006％
(4)一种具有低屈服比和优良低温韧性的高强度干线用管钢，按重量百分比含有：
C：0.05到0.10％
Si：不超过0.6％
Mn：1.7到2.2％
P：不超过0.015％
S：不超过0.003％
Ni：0.1到1.0％
Mo：0.15到0.50％
Nb：0.01到0.10％
Ti：0.005到0.030％
Al：不超过0.06％
B：0.0003到0.0020％
N：0.001到0.006％，以及
其余为铁及不可避免的杂质，
具有按下面的通用公式定义的范围为2.5到4.0的P值以及
具有由马氏体、贝氏体和铁素体组成的显微组织，其中铁素体含量20到90％，铁素体包含50到100％的变形铁素体；铁素体尺寸不超过5μm：
P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45Ni+2Mo；
(5)一种根据第(4)项的具有低屈服比和优良低温韧性的高强度干线用管钢，另外还含有：
V：0.01到0.10％
Cr：0.1到0.6％以及
Cu：0.1到1.0％
(6)一种具有低屈服比和优良低温韧性的高强度干线用管钢，按重量百分比含有：
C：0.05到0.10％
Si：不超过0.6％
Mn：1.7到2.5％
P：不超过0.015％
S：不超过0.003％
Ni：0.1到1.0％
Mo：0.35到0.50％
Nb：0.01到0.10％
Ti：0.005到0.030％
Al：不超过0.06％
Cu：0.8到1.2％
N：0.001到0.006％，以及
其余为铁及不可避免的杂质，
具有按下面的通用公式定义的范围为2.5到3.5的P值以及
具有由马氏体、贝氏体和铁素体组成的显微组织，其中铁素体含量20到90％，铁素体包含50到100％的变形铁素体；铁素体尺寸不超过5μm：
P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+Mo+V-1
(7)一种根据第(6)项的具有低屈服比和优良低温韧性的高强度干线用管钢，另外还含有：
Cr：0.1到0.6％，以及
V：0.01到0.10％
(8)一种根据第(4)项到第(7)项的具有低屈服比和优良低温韧性的高强度干线用管钢，另外还含有：
Ca：0.001到0.006％
REM：0.001到0.02％，以及
Mg：0.001到0.006％
此后将对本发明进行详细描述。
首先解释本发明钢的显微组织。
为获得至少为950MPa的超高拉伸强度，钢材的显微组织，必须包含一定量的马氏体-贝氏体，为此，铁素体分数必须是20到90％(或马氏体/贝氏体分数必须是10到80％)。当铁素体分数大于90％时，马氏体/贝氏体分数太小，以至于不能获得应有的强度(铁素体分数也和C含量有关，当C含量超过0.05％时难以得到至少为90％的铁素体含量。)
在根据本发明的钢中，从强度和低温韧性的角度讲其最佳铁素体分数是30到80％。但是铁素体本身是软的，因此即使铁素体含量是20到90％，如果变形铁素体的比例太低也达不到所要求的强度(特别是屈服强度)及低温韧性。铁素体的变形(轧制)产生位错强化和亚晶强化从而提高其屈服强度，对于改善韧脆转变温度也极为有效，这一点将在后文论及。
对于显微组织即使有上述限制，也不足以保证得到优良的低温韧性。为实现这一目的，有必要引入变形铁素体以利用分离效应(separation)，并细化铁素体晶粒至不大于5μm，已经清楚，在超高强度钢中由于变形铁素体(织构)的引入在摆锤冲击试验断裂时也发生分离效应，断裂转变温度大为降低。(分离是摆锤冲击试验等开裂时发生的一种片状剥离现象，被认为会降低脆性裂纹远端的三轴应力因而促进脆性裂纹传播的阶梯特性)。
另外还发现，当铁素体平均晶粒尺寸定为不大于5μm时，除铁素体之外马氏体/贝氏体结构被同时细化，可显著改善转变温度且提高屈服强度。
如上所述，本发明成功地大幅度改善了Nb-Mo钢铁素体和马氏体/贝氏体软/硬混合结构的强度和低温韧性的平衡，该钢种的低温韧性历来认为是较差的。
然而，即使钢的显微组织如上所述得到了严格控制，钢材也未必能获得所要求的性能。为了实现这一目的，在控制组织的同时还必须限制其化学成分。
限制化学成分的理由将在下文解释。
C含量限制为0.05到0.10％。碳是提高钢强度的特别有效的元素。为了在铁素体和马氏体/贝氏体的软/硬混合结构中获得所要求的强度，必须有至少0.05％的C。这也是保证加入Nb和V产生沉淀硬化效应、产生晶粒细化效应及获得焊接区强度所必须的最低含量。但是如果C含量过高，基体金属和HAZ的低温韧性和现场可焊性均显著恶化。因此，上限值定为0.10％。
添加Si目的是脱氧和提高强度。但如果其含量过高，HAZ韧性和现场可焊性均显著下降。因此，其上限定为0.6％。钢中脱氧通过加入Ti和Al也完全可以实现，并不总是需要加Si。
锰(Mn)是将本发明钢的显微组织转化为铁素体和马氏体/贝氏体软/硬混合结构以及保证强度和低温韧性高度平衡的基本元素，其下限为1.7％。但如果Mn含量太高，钢的可硬化性提高，因此不仅HAZ韧性而且现场可焊性都下降，而又促进连铸钢坯的中心偏折并使基体金属的低温韧性下降。因此，其上限定为2.5％。最佳Mn含量为1.9到2.1％。
加入镍(Ni)的目的是提高本发明低碳钢的强度而又不降低低温韧性和现场可焊性。与加入Mn、Cr和Mo相比，Ni的加入在轧制结构(特别是钢锭中心偏析带)中产生不利于低温韧性的硬化结构较少，痕量Ni的加入还被发现能提高HAZ韧性。从HAZ韧性方面而言，特别有效的Ni的加入量为大于0.3％。但是，如果加入量太高，不仅不经济而且会降低HAZ韧性和现场可焊性。因此，上限定为1.0％。Ni的加入对于避免热轧而连铸过程中的Cu裂也是有效的。在这种情况下，Ni的加入量应至少为Cu含量的1/3。
钼(Mo)的加入是为了提高钢的可硬化性及获得所需的软/硬混合结构。当与Nb共存时，Mo强烈抑制控制轧制过程中奥氏体的再结晶并细化奥氏体组织。为获得这种效应，至少须加0.15％的Mo。但加入过量的Mo会降低HAZ韧性及现场可焊性，其上限定为0.6％。
另外，根据本发明的钢含有0.01至0.1％的Nb和0.005至0.030％的Ti作为基础元素。
当与Mo共存时，铌(Nb)在控制轧制过程中抑制奥氏体再结晶并细化晶粒。它对于促进沉淀硬化提高可硬化性及改善钢的韧性也有重要作用。但当Nb含量太高时，对HAZ韧性和现场可焊性产生不利影响。因此，其上限定为0.10％。
另一方面，加入钛(Ti)产生细小TiN，抑制钢扁坯重新加热时及焊接HAZ中奥氏体晶粒的粗化，细化显微组织，改善基体金属的HAZ的低温韧性，当Al含量小时(如不大于0.005％)，Ti形成氧化物，起到晶间铁素体形成核心的作用，细化HAZ组织。为获得添加Ti的这一作用，至少需加入0.005％的Ti。而Ti含量过高时，TiN粗化且产生TiC造成的沉淀硬化，低温韧性下降。因此，其上限定为0.03％。
铝(Al)在钢中通常作为脱氧剂，并有细化组织的作用。但如果Al含量超过0.06％，氧化铝型非金属夹杂物增加，降低钢的洁净度。因此其上限定为0.06％。脱氧可用加Ti或Si实现，并不总是需要加Al。
氮(N)形成TiN，抑制钢扁坯再加热时奥氏体晶粒及HAZ中奥氏体晶粒的粗化，提高基体金属和HAZ的低温韧性。该情况下所需的最小含量是0.001％，而当N含量太高时，N造成钢扁坯表面缺陷，并因固溶N而使HAZ韧性下降。因此，其上限值限定为0.006％。
另外，本发明将作为杂质元素的P和S的含量分别限制为不大于0.015％和0.003％。加入这些元素的主要目的是进一步提高基体金属和HAZ的低温韧性。降低P含量使连铸钢坯的中心偏析降低，避免破坏晶界结构，提高低温韧性。降低S含量的必要性在于减少在控制轧制时发生伸长的MnS，以改善塑性和韧性。
还有，必要时选择性加入下列元素中至少一种：
B：0.0003至0.0020％
Cu：0.1至1.0％
Cr：0.1至0.8％，以及
V：0.01至0.10％
下面将解释加入B、Cu、Cr、V、Ca、Mg和Y的目的。
硼(B)抑制轧制过程中晶界处粗大铁素体的形成，有利于铁素体自晶粒内部生成。另外，在热输入量较大的焊接方法，例如用于焊接钢管缝焊所用的SAW中，B抑制HAZ中晶界铁素体的形成并提高HAZ的韧性。如果B含量不超过0.0003％。则不起作用，如超过0.0020％，B的化合物将会析出，导致低温韧性的下降，因此，加入量定在0.0003至0.0020％的范围内。
铜(Cu)在铁素体和马氏体/贝氏体的双相混合结构中通过硬化和沉淀强化马氏体/贝氏体相使强度大大提高，对于提高腐蚀抗力及抵抗氢致开裂也有作用。如果Cu含量不足0.1％，则起不到如上作用。因此，下限值定为0.1％。当加入量过多时，Cu的存在会因沉淀硬化而引起基体金属和HAZ韧性的下降，并在热加工时产生Cu裂。因此，其上限值定为1.2％。
铬(Cr)提高焊接区强度。但如加入量太高则显著降低HAZ韧性和现场可焊性。因此，Cr含量的上限值为0.8％，如加入量少于0.1％则起不到作用，故下限值定为0.1％。
钒(V)的作用与Nb类似，但其影响比Nb弱。但是，在超高强度钢中加入V的作用很大，且Nb和V的复合加入使本发明的优良特性更为突出。V在铁素体加工(热轧)过程中发生应变诱发析出，显著地强化了铁素体。如其加入量少于0.01％，不能得到上述作用。因此下限值定为0.01％。从HAZ韧性及现场可焊性考虑其上限值可高至0.10％，最佳范围为0.03至0.08％。
另外，下列成分中至少一种：
Ca：0.001至0.006％，以及
REM：0.001至0.02％
或下列成分中的至少一种：
Mg：0.001至0.006％，以及
Y：0.001至0.010％
在需要时可以加入。
下面将解释加入Ca、REM、Mg及Y的理由。
Ca和REM控制硫化物(MnS)产生，提高低温韧性(如提高摆锤冲击实验中的吸收能)。但是，当Ca或REM含量不大于0.001％时没有实际作用，而如果Ca含量超过0.006％或REM含量超过0.02％时，形成大量的CaO-CaS或REM-CaS，产生大块集聚和大块夹杂。这些不仅引起钢材洁净度的下降且对现场可焊性有不利影响。因此，Ca或REM加入量的上限值分别确定为0.006％至0.02％。另外，在超高强度干线用管中，将S和O含量分别降至0.001％及0.002％以及将ESSP＝(Cu)[1-124(O)]/1.25S限定在0.5≤ESSP≤10.0特别有效。“ESSP”一词是“有效硫化物状态控制参数”的缩略语。
镁(Mg)和钇(Y)均形成细小氧化物，抑制钢材轧制或再加热时晶粒的长大，细化热轧后的组织。另外，它们还抑制焊接热影响区的晶粒长大，提高HAZ低温韧性。如其加入量太小，则不起作用，而另一方面如果加入量太高，又形成粗大氧化物而使低温韧性下降。因此，加入量定为：Mg：0.001至0.006％及Y：0.001至0.010％。当加入Mg和Y时，从细小弥散及屈服的角度考虑，Al含量最好定为不大于0.005％。
除以上所述对单个元素加入量所加限制外，本发明倾向于限制：
P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+(1+β)Mo+V-1
当钢中含Mo时，1.9≤P≤4.0，
如还加了B，则2.5≤P≤4.0，
当钢中再加入了Cu，则2.5＜P＜3.5。
这是为了在达成强度与低温韧性的平衡的同时不降低HAZ韧性和现场可焊性。P值下限定为1.9以获得至少为950MPa的强度以及优良的低温韧性。P值上限定为4.0以保持优良的HAZ韧性和现场可焊性。
在本发明中，一种低C-高Mn-Nb-V-Mo-Ti型钢，一种Ni-Mo-Nb-痕量Ti-痕量B型钢及一种Ni-Cu-Mo-Nb-痕量Ti型钢被加热至奥氏体低温区，然后在奥氏体/铁素体双相区进行严格控制轧制，再经空冷或快速冷却以得到细小的变形铁素体加马氏体/贝氏体的混合结构，以而因变形铁素体加马氏体/贝氏体混合结构而同时获得超高强度、优良的低温韧性、现场可焊性及软化焊接区。下文将解释对生产条件进行限制的原因。
在本发明中，钢坯首先被重新加热至950至1300℃的温度范围，然后进行热轧，从而在不高于950℃的温度下累计轧制压下比至少为50％。在Ar3点至Ar1点之间的铁素体-奥氏体两相区累计轧制压下比为10到70％，优选15至50％，热轧终止温度为650至800℃。此后，热轧板在空气中冷却，或以至少为10℃/秒的冷却速度冷却至不高于500℃的任意温度。
工艺的目的是在钢坯重新加热时保持细小的初始奥氏体晶粒及细化轧制组织。因为，初始奥氏体晶粒越小，越可能形成细小铁素体-马氏体的双相结构。1300℃是重新加热时奥氏体晶粒不粗化的上限温度。另一方面，如加热温度太低，合金元素溶解不充分，不能得到预定的材料。因为均匀加热钢坯需要很长时间以及热轧时变形抗力较大，能耗不利地升高。因此，重新加热温度下限定为950℃。
重新加热的钢坯必须经过热轧，以使在不高于950℃的温度下累计压下比至少为50％，在Ar3至Ar1点之间的累计压下比是10至70％，最好为15至50％，以及热轧终止温度为650至800℃。将950℃以下累计轧制压下量限制为至少50％的原因是增加在奥氏体非再结晶区的轧制，以细化相变前的奥氏体组织并使相变后组织转变为铁素体-马氏体/奥氏体混合结构、强度至少为950℃的超高强度干线用管钢为安全计要求比以往更高的韧性。因此，其累计压下量至少应为50％(累计压下量最好是尽可能高，没有一个上限)。
另外，在本发明中，铁素体-奥氏体两相区的累计轧制压下量应为10至70％，且热轧终止温度应为650至800℃。这是为了进一步细化奥氏体组织，(这一组织在奥氏体非再结晶区细化，)以及加工与强化铁素体，还有使得冲击实验时分离更易于进行。
当两相区累计轧制压下量低于50％时，分离现象发生不充分，难以获得脆性裂纹扩展止裂特性的提高。即使累计轧制压下量合适，如果轧制温度不合适也不能得到优良的低温韧性。如果热轧终止温度低于650℃，加工造成的铁素体脆化就很显著。因此，热轧终止温度的下限定为650℃。但如果热轧终止温度高于800℃，奥氏体组织细化及分离的发生又不够。因此，热轧终止温度的上限限定为800℃。
热轧完成后，钢板或是空冷，或是在至少为10℃/秒的冷却速度下冷却至低于500℃的任意温度。在本发明的钢中，铁素体和马氏体/贝氏体混合结构即使轧制后空冷也可得到，但为了进一步提高强度，钢板可在至少为10℃/秒的冷却速度下冷却至低于500℃的任意温度。在至少10℃/秒的冷却速度下冷却是为了加速相变及通过形成马氏体细化组织。如果冷速低于10℃/秒或者水冷终止温度高于500℃，通过相变强化改善强度与低温韧性之间的平衡就不能有足够的效果。
本发明钢的特征点之一是它无需回火，但也可进行回火以实行残余应力冷却。
实施方案
以下将叙述本发明的实施例<实施例1>
各种化学成分的钢坯以实验室规模的熔化法(钢锭：50kg，240mm厚)或是转炉连续铸造法(240mm厚)生产。这些钢坯在不同条件下热轧成厚度为15至32mm的钢板，考察了其各种机械性能及显微组织(某些钢板施加了回火)。
在与轧制方向垂直的方向测定钢板的机械性能(屈服强度：YS，拉伸强度：TS，-40℃下摆锤冲击试验的吸收能：vE-40，50％断裂转变温度：vTrs)。
HAZ韧性(-20℃下摆锤试验的吸收能vE-20)通过模拟HAZ试样来评定(最高加热温度：1400℃，800℃至500℃冷却时间[Δt800-500]：25秒)。
现场可焊性通过测定避免Y形缺口焊接开裂试验(JIS G3158)中HAZ低温开裂所需的最低预热温度来评定(焊接方法：气体金属电弧焊，焊条：拉伸强度100MPa，热输入：0.5KJ/mm，焊接金属氢含量：3cc/100g金属)。
试样如表1和2所示。根据本发明的方法生产的钢板有良好的强度和低温韧性的平衡、HAZ韧性及现场可焊性。相反，对比钢的所有性能都明显较差，因为其化学成分和显微组织都不合适。
由于9号钢含C量过高，基体金属和HAZ的冲击吸收能低，焊接时预热温度也高。13号钢中因未加Nb，强度不够，铁素体晶粒尺寸大，且基体金属韧性差。14号钢中因S含量太高，基体金属和HAZ的低温韧性都差。18号钢中因铁素体晶粒尺寸太大，低温韧性明显较差。19号钢中因铁素体分数及变形铁素体分数小，屈服应力低，冲击转变温度差。
                                  表1
                              化学组成  (wt％，*ppm)钢种                                                                                           钢板厚度
               C     Si   Mn   P*  S*  Ni   Mo    Nb    Ti   Al   N*  其余
                                                                                          P     (mm)
                                                                                          值
        1    0.058  0.26  2.37 100  16  0.40 0.43 0.041 0.009 0.027 23                    2.24    15
        2    0.093  0.32  1.89  60   8  0.48 0.57 0.024 0.012 0.018 40                    1.96    20
        3    0.064  0.18  2.15  70   3  0.24 0.38 0.017 0.021 0.024 56 Cr：0.34           2.16    20
        4    0.070  0.27  2.10  50   7  0.34 0.51 0.038 0.015 0.027 38 Cu：0.39           2.24    20本发明钢    5    0.073  0.23  2.24 120  18  0.18 0.46 0.041 0.016 0.034 27 V：0.05，Mg：0.003 2.12    20
        6    0.067  0.02  2.13  80   6  0.36 0.47 0.032 0.015 0.019 37 V：0.06，Cu：0.41  2.20    20
        7    0.075  0.27  2.01  60  10  0.35 0.45 0.038 0.016 0.002 33 V：0.07，Cu：0.37  2.44    22
                                                                       Cr：0.35
        8    0.072  0.12  2.03  70   5  0.52 0.43 0.038 0.017 0.028 35 V：0.07，Cu：0.53  2.24    32
                                                                       Ca：0.0021
        9    0.117  0.26  2.01  80  15  0.37 0.38 0.032 0.015 0.021 29                    1.98    15
       13    0.072  0.27  2.08  70   5  0.37 0.46 0.004 0.018 0.025 29                    2.01    20对比钢     14    0.080  0.38  2.12  80  53  0.41 0.47 0.035 0.015 0.031 35                    2.14    20
       18    0.075  0.24  2.02  40   6  0.38 0.48 0.035 0.012 0.022 32 V：0.05            2.02    20
       19    0.075  0.24  2.02  40   6  0.38 0.48 0.035 0.012 0.022 32 V：0.05            2.02    20
                                 表2
                                                         HAZ
               显微组织
                                          机械性能       韧性          现场可焊性
         铁素体 变形铁素体 铁素体平均   YS  TS  vE-40vTrs  vE-20
   钢种
         含量    比例         粒径                                     最低预热温度
         (％)   (％)         (μm)      (N/mm2)  (J)  (℃)  (J)            (℃)
     1    27     86           3.2       762 1031  206  -140   213         无须预热
     2    42     58           4.5       881 1012  210  -120   187         无须预热
     3    51     65           3.7       746  991  204  -120   159         无须预热
     4    28     96           4.6       758 1006  289  -140   202         无须预热本发明钢 5    31     83           3.2       753 1021  226  -120   157         无须预热
     6    87    100           2.1       738  984  259  -160   320         无须预热
     7    36     78           3.0       875  991  251  -135   307         无须预热
     8    83    100           2.3       721  989  231  -150   243         无须预热
     9    28     87           3.5       898 1034  127   -85    56              100
    13    32     78           6.9       678  933   15   -35   256         无须预热
    14    30     86           3.7       720 1004   31   -60    78         无须预热对比钢  18    28     67           7.8       725 1039   14   -30   281         无须预热
    19     8      0           4.2       683 1017  221   -75   276         无须预热<实施例2)
各种化学成分的钢坯以实验室规模的熔化法(钢锭：100kg，150mm厚)或是转炉连续铸造法(240mm厚)生产。这些钢坯在不同条件下热轧成厚度16至24mm的钢板，在与轧制方向成直角的方向考察其各种机械性能和显微组织(屈服强度：YS，拉伸强度：TS，-40℃下摆锤冲击试验的吸收能vE-40，50％断裂转变温度vTrs)。测量-100℃下冲击断裂断口分离指数S1(该值是以断面上分离总长度除以断口面积8×10(mm2)来获得，这个值越高，裂纹传播阻止特性越好)作为裂纹传播的阻止特性。HAZ韧性(-20℃下冲击试验吸收功：vE-20)通过模拟HAZ试样评定(最大加热温度：1400℃，800℃至500℃冷却时间Δ[t800-500]25秒)。现场可焊性通过测定避免Y形缺口焊接开裂试验(JIS G3158)中HAZ低温开裂所需的最低预热温度来评定(焊接方法：气体金属电弧焊，焊条：拉伸强度100MPa，热输入：0.3KJ/mm，焊接金属氢含量：3cc/100g金属)。
表3和4列出了各试样各种性质的测量结果。
以根据本发明的方法生产的钢板有良好的强度和低温韧性的平衡，以及优良的HAZ韧性和现场可焊性。相反，由于对比钢化学成分或显微组织不合适，其所有性质都明显较差。
表3化学组成(Wt％)
     钢      C     Si     Mn       P      S      Ni    Mo     Nb      Al     Ti       B       N     其余     P值
本发明钢 12345678 0.070.060.060.080.060.070.060.08 0.240.050.300.240.180.370.200.15 2.151.991.801.972.121.781.871.90 0.0060.0070.0120.0070.0130.0050.0060.010 0.0010.0010.0020.0010.0020.0010.0010.002 0.700.350.430.610.320.510.550.42 0.420.330.240.390.190.310.370.25 0.020.030.040.010.070.020.040.01 0.0180.0030.0340.0020.0160.0010.0020.011 0.0160.0130.0220.0180.0150.0080.0250.010 0.00090.00110.00140.00070.00080.00120.00060.0008 0.00270.00330.00310.00220.00350.00180.00250.0017 V：0.052.Cu：0.42Cu：0.80.Cr：0.4V：0.032.Mg：0.003REM：0.006Cr：0.3.Y：0.007V：0.061 3.553.233.443.372.883.213.102.93
对比钢     101112    0.060.060.08    0.250.180.31     1.961.602.53     0.0090.0100.008    0.0010.0020.001    0.370.380.86   0.750.220.32    0.020.040.04     0.0300.0430.035    0.0150.0200.024    0.00090.00110.0013     0.00270.00350.0034 Cu：0.4   3.892.633.90
表4
钢种 钢号 板厚(mm)                 显微组织                                机械性能   HAZ韧性vE-20(J)   现场可焊性最低预热温度(℃)
铁素体含量(％) 变形铁素体比例(％) 平均铁素体粒径(μm) YS(MPa) TS(MPa) vE-40(J) vTrs(℃) 分离指数S1
本发明钢     1123456788     24202020201620202020     32514329433367232482     69867066756781566696     3.83.43.14.23.63.32.83.04.02.3     790758771760727696716731712718     111210981071108510699951053103010471041        203220254248263218225222237250    -115-110-110-105-120-195-100-105-85-90     53594740434150453848     172172165156199134188143128128 无须预热无须预热无须预热无须预热无热预热无须预热无热预热无热预热无热预热无热预热
对比钢     1011121*1*1*     202020202020     385875671442     757190599530     3.63.93.17.73.94.1     830669803750732637     1154931114310711060938        201199185212170182    -85-90-75-70-70-65     4842372959      738856172172172     100无须预热100无须预热无须预热无须预热
对比钢1*的化学组成与本发明钢1的组成相同，但它的显微组织不同。<实施例3)
各种化学成分的钢坯以实验室规模的熔化法(钢锭：50kg，100mm厚)或是转炉连续铸造法(240mm厚)生产。这些钢坯在不同条件下热轧成厚度为15至25mm的钢板，部分情况下施加了回火，考察了其各种机械性能及显微组织。
在与轧制方向垂直的方向测定钢板的各种机械性能(屈服强度：YS，拉伸强度：TS，-40℃下摆锤冲击试验的吸收能：vE-40，50％断裂转变温度：vTrs)。
HAZ韧性(-20℃下摆锤试验的吸收能vE-20)通过模拟HAZ试样来评定(最高加热温度：1400℃，800℃至500℃冷却时间[Δt800-500]：25秒)。
现场可焊性通过测定避免Y形缺口焊接开裂试验(JIS G3158)中HAZ低温开裂所需的最低预热温度来评定(焊接方法：气体金属电弧焊，焊条：拉伸强度100MPa，热输入：0.5KJ/mm，焊接金属氢含量：3cc/100g金属)。
各试样如表5和6所示。以根据本发明的方法生产的钢板有良好的强度和低温韧性的平衡、HAZ韧性及现场可焊性。相反，对比钢的所有性能都明显较差，因为其化学成分和显微组织都不合适。
表5化学组成(Wt％)
钢 C Si Mn P S Ni Cu Mo Nb Ti Al N 其余       P值
    12345678   0.070.060.080.070.090.050.080.09     0.300.080.120.250.140.160.060.35    2.021.982.121.832.071.792.162.18      0.0080.0060.0120.0040.0070.0140.0080.007      0.0010.0020.0010.0010.0020.0010.0010.001     0.500.600.800.600.900.920.950.96      1.001.120.831.010.981.161.151.12    0.460.430.400.380.450.470.480.47    0.0420.0310.0280.0250.0180.0290.0310.019     0.0120.0150.0140.0180.0160.0180.0140.018    0.0290.0360.0480.0080.0360.0320.0310.036    0.00280.00350.00420.00260.00340.00370.00310.0035 V：0.06Cr：0.55Ca：0.005Cr：0.30.  V：0.05Cr：0.50   2.462.442.522.662.672.692.833.37
    91012   0.120.070.05     0.310.090.07    2.012.801.72      0.0090.0060.006      0.0010.0020.001     0.560.600.36      0.991.020.82    0.450.420.36    0.0380.0300.018     0.0130.0160.013    0.0300.0370.036    0.00290.00310.0029   2.613.171.77
表6
钢种 钢号 板厚(mm) 回火                  显微组织                  机械性能      HAZ韧性vE-20(J)   现场可焊性最低预热温度(℃)
  铁素体含量(％)   变形铁素体比例(％)   铁素体平均粒径(μm)     YS(MPa)     TS(MPa)   VE-40(J)     vTrs(℃)
本发明钢     112345678     202016202020202525       -550℃×20mm-------     323242512943653881      8686587665698353100      3.33.34.53.94.63.22.54.02.4   725793733751748724777735734   109410881056109311011107113311271154   246239255248263218222225213     -115-110-100-105-95-95-90-100-85     174173155137154139156161128 无须预热无热预热无热预热无须预热无须预热无须预热无须预热无热预热无须预热
对比钢     910121*1*1*     202020202020       ------     293975661637      827490859530      3.43.63.97.83.93.8   721736649705815612   1163117287210881100933   173194185199187170     -70-75-90-70-70-65      436134158170166 无须预热-100无须预热无须预热无须预热无须预热
表6中对比钢1*的组成与本发明钢1的组成相同，但显微组织不同。
本发明可为超高强度干线用管(具备至少950MPa的拉伸强度并超过API标准X100)稳定批量生产钢材，具有优良的低温韧性和现场可焊性。其结果是，管线安全性显著改善，输送效率及管线施工效率大大提高。

Claims (8)

1.一种具有低屈服比和优良低温韧性的高强度干线用管钢，按重量百分比含有：
C：0.05到0.10％
Si：不超过0.6％
Mn：1.7到2.5％
P：不超过0.015％
S：不超过0.003％
Ni：0.1到1.0％
Mo：0.15到0.60％
Nb：0.01到0.10％
Ti：0.005到0.030％
Al：不超过0.06％
N：0.001到0.006％，以及
其余为铁及不可避免的杂质；
具有按下面的通用公式定义的范围为1.9到4.0的P值以及
具有由马氏体、贝氏体和铁素体组成的显微组织，其中铁素体含量20到90％，铁素体包含50到100％的变形铁素体；铁素体尺寸不超过5μm：
P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+(1+β)Mo+V-1+β；
另有条件为当B＜3ppm时β取值→0，当B≥3ppm时β取值→1。
2.一种根据权利要求1的具有低屈服比和优良低温韧性的高强度干线用管钢，另外还含有：
B：0.0003到0.0020％
Cu：0.1到1.2％
Cr：0.1到0.8％以及
V：0.01到0.10％。
3.一种根据权利要求1和2的具有低屈服比和优良低温韧性的高强度干线用管钢，另外还含有：
Ca：0.001到0.006％
REM：0.001到0.02％，以及
Mg：0.001到0.006％。
4.一种具有低屈服比和优良低温韧性的高强度干线用管钢，按重量百分比含有：
C：0.05到0.10％
Si：不超过0.6％
Mn：1.7到2.2％
P：不超过0.015％
S：不超过0.003％
Ni：0.1到1.0％
Mo：0.15到0.50％
Nb：0.01到0.10％
Ti：0.005到0.030％
Al：不超过0.06％
B：0.0003到0.0020％
N：0.001到0.006％，以及
其余为铁及不可避免的杂质，
具有按下面的通用公式定义的范围为2.5到4.0的P值以及
具有由马氏体、贝氏体和铁素体组成的显微组织，其中铁素体含量20到90％，铁素体包含50到100％的变形铁素体；铁素体尺寸不超过5μm：
P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45Ni+2Mo。
5.一种根据权利要求4具有低屈服比和优良低温韧性的高强度干线用管钢，另外还含有：
V：0.01到0.10％
Cr：0.1到0.6％以及
Cu：0.1到1.0％。
6.一种具有低屈服比和优良低温韧性的高强度干线用管钢，按重量百分比含有：
C：0.05到0.10％
Si：不超过0.6％
Mn：1.7到2.5％
P：不超过0.015％
S：不超过0.003％
Ni：0.1到1.0％
Mo：0.35到0.50％
Nb：0.01到0.10％
Ti：0.005到0.030％
Al：不超过0.06％
Cu：0.8到1.2％
N：0.001到0.006％，以及
其余为铁及不可避免的杂质；
具有按下面的通用公式定义的范围为2.5到3.5的P值以及
具有由马氏体、贝氏体和铁素体组成的显微组织，其中铁素体含量20到90％，铁素体包含50到100％的变形铁素体；铁素体尺寸不超过5μm：
P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+Mo+V-1
7.一种根据权利要求6和7具有低屈服比和优良低温韧性的高强度干线用管钢，另外还含有：
Cr：0.1到0.6％.以及
V：0.01到0.10％
8.一种根据权利要求6和7的具有低屈服比和优良低温韧性的高强度干线用管钢，另外还含有：
Ca：0.001到0.006％
REM：0.001到0.02％，以及
Mg：0.001到0.006％。
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JP72725/95 1995-03-30
JP72726/95 1995-03-30
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JP195358/95 1995-07-31

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US (1) US5755895A (zh)
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WO (1) WO1996023909A1 (zh)

Cited By (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1330789C (zh) * 2005-07-19 2007-08-08 武汉钢铁(集团)公司 具有600MPa级的低温高韧性耐大气腐蚀钢及其生产方法
CN100335670C (zh) * 2002-02-07 2007-09-05 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN100350065C (zh) * 2004-12-08 2007-11-21 鞍钢股份有限公司 高抗拉强度低碳贝氏体厚钢板及其生产方法
CN100352962C (zh) * 2004-06-30 2007-12-05 宝山钢铁股份有限公司 具有抗hic性能x80管线钢及其热轧板制造方法
CN100360696C (zh) * 2002-06-19 2008-01-09 新日本制铁株式会社 原油油槽用钢及其制造方法、原油油槽及其防腐蚀方法
CN100400679C (zh) * 2004-02-19 2008-07-09 住友金属工业株式会社 高强度非调质无缝钢管及其制造方法
CN100434562C (zh) * 2005-11-30 2008-11-19 鞍钢股份有限公司 含Cr高强度管线钢热轧平板及其生产方法
CN100584983C (zh) * 2006-09-27 2010-01-27 宝山钢铁股份有限公司 冷轧高强度双相带钢及其制造工艺
CN101165203B (zh) * 2006-10-18 2010-09-08 宝山钢铁股份有限公司 超高强度高韧性x120管线钢及其制造方法
CN101864544A (zh) * 2009-04-16 2010-10-20 株式会社神户制钢所 耐酸钢材和燃烧、焚烧设备的排气相关低温构件
CN102021483A (zh) * 2010-12-06 2011-04-20 北京科技大学 一种抗拉强度1200MPa级冷轧双相钢板及制备方法
US8084143B2 (en) 2003-09-30 2011-12-27 Nippon Steel Corporation High-yield-ratio and high-strength thin steel sheet superior in weldability and ductility, high-yield-ratio high-strength hot-dip galvanized thin steel sheet, high-yield ratio high-strength hot-dip galvannealed thin steel sheet, and methods of production of same
CN101611163B (zh) * 2006-10-06 2013-01-09 埃克森美孚上游研究公司 具有优良的抗应变时效性的低屈服比双相钢管线管
CN103667911A (zh) * 2013-12-13 2014-03-26 莱芜钢铁集团有限公司 低屈强比x100高钢级管线钢热轧钢板及其制造方法
CN103667963A (zh) * 2013-12-06 2014-03-26 武汉钢铁(集团)公司 一种屈强比<0.8的低碳贝氏体建筑用钢及生产方法
CN103952638A (zh) * 2014-04-04 2014-07-30 日照钢铁控股集团有限公司 具有优异低温韧性的管线钢及其制造工艺
CN107419195A (zh) * 2017-08-04 2017-12-01 杰森能源技术有限公司 一种深井高压井用高强度高疲劳寿命连续油管及其制造方法
CN108486473A (zh) * 2018-05-14 2018-09-04 武汉钢铁有限公司 一种低屈强比抗硫化物应力腐蚀345MPa级低温压力容器用钢板及其制备方法
CN108546885A (zh) * 2018-07-03 2018-09-18 鞍钢股份有限公司 一种低温韧性优异的l555m管线钢及其制造方法
CN108603266A (zh) * 2016-01-29 2018-09-28 杰富意钢铁株式会社 高强度高韧性钢管用钢板及其制造方法

Families Citing this family (74)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3408385B2 (ja) * 1996-04-17 2003-05-19 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部靭性の優れた鋼
JPH10237583A (ja) 1997-02-27 1998-09-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力鋼およびその製造方法
WO1998049362A1 (fr) * 1997-04-30 1998-11-05 Kawasaki Steel Corporation Acier presentant une ductilite et une resistance elevees et procede de production de ce materiau
TW396254B (en) * 1997-06-20 2000-07-01 Exxon Production Research Co Pipeline distribution network systems for transportation of liquefied natural gas
DZ2528A1 (fr) * 1997-06-20 2003-02-01 Exxon Production Research Co Conteneur pour le stockage de gaz natural liquéfiesous pression navire et procédé pour le transport de gaz natural liquéfié sous pression et système de traitement de gaz natural pour produire du gaz naturel liquéfié sous pression.
TW444109B (en) 1997-06-20 2001-07-01 Exxon Production Research Co LNG fuel storage and delivery systems for natural gas powered vehicles
TW387832B (en) * 1997-06-20 2000-04-21 Exxon Production Research Co Welding methods for producing ultra-high strength weldments with weld metalshaving excellent cryogenic temperature practure toughness
TW359736B (en) * 1997-06-20 1999-06-01 Exxon Production Research Co Systems for vehicular, land-based distribution of liquefied natural gas
DE69821954T2 (de) * 1997-07-28 2004-12-09 Exxonmobil Upstream Research Co., Houston Ultra-hochfeste, schweissbare, borenthaltende stähle mit ausgezeichneter zähigkeit
KR100375086B1 (ko) 1997-07-28 2003-03-28 닛폰 스틸 가부시키가이샤 초저온 인성이 탁월한 초고강도 용접성 강판 및 이의 제조방법
RU2215813C2 (ru) 1997-07-28 2003-11-10 Эксонмобил Апстрим Рисерч Компани Низколегированная, практически не содержащая бора сталь
CA2295881C (en) 1997-07-28 2005-10-18 Nippon Steel Corporation Method for producing ultra-high strength, weldable steels with superior toughness
TW426744B (en) * 1997-09-11 2001-03-21 Kawasaki Steel Co Hot rolled steel plate to be processed having hyper fine particles, method of manufacturing the same, and method of manufacturing cold rolled steel plate
US6159312A (en) * 1997-12-19 2000-12-12 Exxonmobil Upstream Research Company Ultra-high strength triple phase steels with excellent cryogenic temperature toughness
DZ2531A1 (fr) * 1997-12-19 2003-02-08 Exxon Production Research Co Procédé de préparation d'une tôle d'acier double phase cette tôle et procédé pour renforcer la résistance à la propagation des fissures.
US6254698B1 (en) 1997-12-19 2001-07-03 Exxonmobile Upstream Research Company Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness and method of making thereof
DZ2527A1 (fr) * 1997-12-19 2003-02-01 Exxon Production Research Co Pièces conteneurs et canalisations de traitement aptes à contenir et transporter des fluides à des températures cryogéniques.
DZ2530A1 (fr) 1997-12-19 2003-02-01 Exxon Production Research Co Procédé de préparation d'une tôle d'acier cette tôle d'acier et procédé pour renforcer la resistanceà la propagation des fissures d'une tôle d'acier.
US7357188B1 (en) * 1998-12-07 2008-04-15 Shell Oil Company Mono-diameter wellbore casing
TNSN99233A1 (fr) * 1998-12-19 2001-12-31 Exxon Production Research Co Aciers de haute resistance avec excellente tenacite de temperature cryogenique
JP3519966B2 (ja) * 1999-01-07 2004-04-19 新日本製鐵株式会社 低温靱性に優れた超高強度ラインパイプおよびその製造法
DE60103598T2 (de) * 2000-03-24 2004-09-30 Jfe Steel Corp. Nicht-gefrischter stahl mit verminderter anisotropie und ausgezeichneter festigkeit, zähigkeit und verarbeitbarkeit
CA2372388C (en) * 2000-04-07 2009-05-26 Kawasaki Steel Corporation Hot-rolled steel sheet, cold-rolled steel sheet and hot-dip galvanized steel sheet excellent in strain age hardening property, and manufacturing method thereof
JP4608739B2 (ja) 2000-06-14 2011-01-12 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車ドア補強用鋼管の製造方法
WO2002000956A1 (es) * 2000-06-26 2002-01-03 Aceralia Corporacion Siderurgica, S.A. Composicion y procedimiento para la fabricacion de aceros multifase
US7100685B2 (en) * 2000-10-02 2006-09-05 Enventure Global Technology Mono-diameter wellbore casing
WO2003006699A1 (fr) 2001-07-13 2003-01-23 Nkk Corporation Tube d'acier a resistance elevee, superieure a celle de la norme api x6
US6852175B2 (en) * 2001-11-27 2005-02-08 Exxonmobil Upstream Research Company High strength marine structures
JP2005525509A (ja) 2001-11-27 2005-08-25 エクソンモービル アップストリーム リサーチ カンパニー 天然ガス車両のためのｃｎｇ貯蔵及び送出システム
EP1972752A2 (en) 2002-04-12 2008-09-24 Enventure Global Technology Protective sleeve for threated connections for expandable liner hanger
AU2003233475A1 (en) 2002-04-15 2003-11-03 Enventure Global Technlogy Protective sleeve for threaded connections for expandable liner hanger
JP3968011B2 (ja) * 2002-05-27 2007-08-29 新日本製鐵株式会社 低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼とその製造方法および高強度鋼管の製造方法
JP3863818B2 (ja) * 2002-07-10 2006-12-27 新日本製鐵株式会社 低降伏比型鋼管
GB2408277B (en) * 2002-07-19 2007-01-10 Enventure Global Technology Protective sleeve for threaded connections for expandable liner hanger
WO2004020895A2 (en) * 2002-08-30 2004-03-11 Enventure Global Technology Method of manufacturing an insulated pipeline
US7739917B2 (en) 2002-09-20 2010-06-22 Enventure Global Technology, Llc Pipe formability evaluation for expandable tubulars
CA2499071C (en) * 2002-09-20 2014-06-03 Enventure Global Technology Self-lubricating expansion mandrel for expandable tubular
US7886831B2 (en) 2003-01-22 2011-02-15 Enventure Global Technology, L.L.C. Apparatus for radially expanding and plastically deforming a tubular member
GB2415454B (en) 2003-03-11 2007-08-01 Enventure Global Technology Apparatus for radially expanding and plastically deforming a tubular member
US20050115649A1 (en) * 2003-03-27 2005-06-02 Tokarz Christopher A. Thermomechanical processing routes in compact strip production of high-strength low-alloy steel
CA2523862C (en) 2003-04-17 2009-06-23 Enventure Global Technology Apparatus for radially expanding and plastically deforming a tubular member
US7520943B2 (en) * 2003-06-12 2009-04-21 Jfe Steel Corporation Steel plate and welded steel tube exhibiting low yield ratio, high strength and high toughness
JP4564245B2 (ja) 2003-07-25 2010-10-20 新日本製鐵株式会社 溶接金属の低温割れ性に優れた超高強度溶接継手及び高強度溶接鋼管の製造方法
WO2005024171A2 (en) * 2003-09-05 2005-03-17 Enventure Global Technology, Llc Expandable tubular
US7712522B2 (en) 2003-09-05 2010-05-11 Enventure Global Technology, Llc Expansion cone and system
CN100564567C (zh) 2003-10-20 2009-12-02 杰富意钢铁株式会社 扩管用无缝油井钢管及其制造方法
KR20080082015A (ko) * 2003-12-19 2008-09-10 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 초고강도 라인파이프용 강판 및 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프, 및 그 제조 방법
WO2006020960A2 (en) 2004-08-13 2006-02-23 Enventure Global Technology, Llc Expandable tubular
JP4997805B2 (ja) * 2005-03-31 2012-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度厚鋼板およびその製造方法、ならびに高強度鋼管
US8715430B2 (en) 2005-04-04 2014-05-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High strength steel plate and high strength welded pipe excellent in ductile fracture characteristic and methods of production of same
CA2627171A1 (en) * 2005-10-24 2007-05-03 Narasimha-Rao V. Bangaru High strength dual phase steel with low yield ratio, high toughness and superior weldability
KR100723166B1 (ko) * 2005-12-24 2007-05-30 주식회사 포스코 고인성, 고강도 및 수소유기균열 저항성이 우수한라인파이프 강재 및 그 제조방법
JP5098235B2 (ja) 2006-07-04 2012-12-12 新日鐵住金株式会社 低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管及びラインパイプ用高強度鋼板並びにそれらの製造方法
KR100851189B1 (ko) * 2006-11-02 2008-08-08 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판 및 그제조방법
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
JP5442456B2 (ja) * 2007-02-27 2014-03-12 エクソンモービル アップストリーム リサーチ カンパニー 軸方向の大きい塑性歪みに適応する炭素鋼構造およびパイプライン中の耐食合金溶接部
KR100925608B1 (ko) 2007-08-13 2009-11-06 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 950ＭＰａ급 이상의 초고강도용접이음부
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
JP4924730B2 (ja) * 2009-04-28 2012-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性、溶接性および疲労特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN101545079B (zh) * 2009-05-15 2011-09-21 首钢总公司 韧性优良的高强度低屈强比x80热轧钢板及其生产方法
CN103080354B (zh) * 2010-07-13 2016-01-13 新日铁住金株式会社 二相组织油井钢管及其制造方法
CN102080194B (zh) * 2011-03-08 2012-06-06 南京钢铁股份有限公司 一种具有优异抗时效性的抗大变形管线钢及其生产方法
JP5370503B2 (ja) * 2012-01-12 2013-12-18 新日鐵住金株式会社 低合金鋼
CN102534141A (zh) * 2012-01-31 2012-07-04 首钢总公司 析出强化高强钢在线感应热处理工艺
CN103215527A (zh) * 2013-04-24 2013-07-24 马钢(集团)控股有限公司 一种高强度高韧性x100管线钢热轧卷板及其生产方法
CN105143487B (zh) * 2013-08-30 2017-03-08 新日铁住金株式会社 耐酸性、耐压碎特性及低温韧性优异的厚壁高强度线管用钢板和线管
CN103643170A (zh) * 2013-12-06 2014-03-19 马钢(集团)控股有限公司 一种高强度高韧性x100管线钢热轧卷板及其生产方法
MX2017009204A (es) 2015-01-16 2017-11-17 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo para la fabricacion de la misma.
BR102015018600A2 (pt) * 2015-08-03 2017-02-07 Inst Alberto Luiz Coimbra De Pós Graduação E Pesquisa De Engenharia - Coppe/Ufrj liga de aço 9% níquel modificada, composição de liga de aço 9% níquel modificada e seus usos
CN105463311B (zh) * 2015-12-14 2017-11-07 徐州徐工液压件有限公司 一种高精度冷拔管的制作方法
KR101851245B1 (ko) * 2016-06-23 2018-04-25 주식회사 포스코 용접부 저온인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강
RU2658515C1 (ru) * 2017-05-10 2018-06-21 Публичное акционерное общество "Трубная металлургическая компания" (ПАО "ТМК") Труба высокопрочная из низкоуглеродистой доперитектической молибденсодержащей стали для нефтегазопроводов и способ её производства
CN109182917A (zh) * 2018-11-08 2019-01-11 宝钢湛江钢铁有限公司 一种厚规格高韧性管线钢的制造方法
PL239419B1 (pl) * 2020-01-17 2021-11-29 Cmc Poland Spolka Z Ograniczona Odpowiedzialnoscia Sposób wytwarzania pręta stalowego o nieokrągłym przekroju poprzecznym oraz pręt stalowy o nieokrągłym przekroju poprzecznym

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5412882B2 (zh) * 1973-02-28 1979-05-26
JPS57114638A (en) * 1980-12-30 1982-07-16 Nippon Steel Corp Bar steel for reinforcing rod with superior toughness at low temperature and seawater resistance, and its manufacture
JPS5834131A (ja) * 1981-08-25 1983-02-28 Kawasaki Steel Corp 靭性と溶接性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法
JPS5877528A (ja) * 1981-10-31 1983-05-10 Nippon Steel Corp 低温靭性の優れた高張力鋼の製造法
JPS58151425A (ja) * 1982-02-27 1983-09-08 Nippon Kokan Kk <Nkk> 低温靭性の優れた高耐食性クラツド鋼管の製造方法
JPS5983722A (ja) * 1982-11-05 1984-05-15 Kawasaki Steel Corp 低炭素当量非調質高張力鋼板の製造方法
JPS59190323A (ja) * 1983-04-12 1984-10-29 Nippon Steel Corp 低温用鋼の製造方法
US4578124A (en) * 1984-01-20 1986-03-25 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High strength low carbon steels, steel articles thereof and method for manufacturing the steels
JPS60181229A (ja) * 1984-02-25 1985-09-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 低降伏比高張力厚鋼板の製造法
JPS63118012A (ja) * 1986-11-07 1988-05-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 低降伏比高張力厚鋼板の製造法
JPH02125843A (ja) * 1988-11-02 1990-05-14 Kawasaki Steel Corp Ｕｏｅ綱管用厚肉鋼板
JPH02217417A (ja) * 1989-02-17 1990-08-30 Kawasaki Steel Corp Ｄｗｔｔ特性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法
JPH05195057A (ja) * 1991-07-31 1993-08-03 Kawasaki Steel Corp Ｌ方向ＹＳ特性の優れた高Ｃｒ鋼系ＵＯＥ鋼板および 高Ｃｒ系耐候性鋼板の製造方法

Cited By (29)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN100335670C (zh) * 2002-02-07 2007-09-05 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN100360696C (zh) * 2002-06-19 2008-01-09 新日本制铁株式会社 原油油槽用钢及其制造方法、原油油槽及其防腐蚀方法
US7922838B2 (en) 2002-06-19 2011-04-12 Nippon Steel Corporation Crude oil tank fabricated from steel plate
US7875130B2 (en) 2002-06-19 2011-01-25 Nippon Steel Corporation Crude oil tank comprising a corrosion resistant steel alloy
CN102011053B (zh) * 2003-09-30 2013-07-24 新日铁住金株式会社 焊接性和延展性优良的高屈服比高强度薄钢板及制造方法
CN1860249B (zh) * 2003-09-30 2012-09-19 新日本制铁株式会社 焊接性和延展性优良的高屈服比高强度薄钢板及高屈服比高强度热浸镀锌薄钢板、以及高屈服比高强度合金化热浸镀锌薄钢板及其制造方法
US8084143B2 (en) 2003-09-30 2011-12-27 Nippon Steel Corporation High-yield-ratio and high-strength thin steel sheet superior in weldability and ductility, high-yield-ratio high-strength hot-dip galvanized thin steel sheet, high-yield ratio high-strength hot-dip galvannealed thin steel sheet, and methods of production of same
US8747577B2 (en) 2003-09-30 2014-06-10 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High yield ratio and high-strength thin steel sheet superior in weldability and ductility, high-yield ratio high-strength hot-dip galvanized thin steel sheet, high-yield ratio high-strength hot-dip galvannealed thin steel sheet, and methods of production of same
CN100400679C (zh) * 2004-02-19 2008-07-09 住友金属工业株式会社 高强度非调质无缝钢管及其制造方法
CN100352962C (zh) * 2004-06-30 2007-12-05 宝山钢铁股份有限公司 具有抗hic性能x80管线钢及其热轧板制造方法
CN100350065C (zh) * 2004-12-08 2007-11-21 鞍钢股份有限公司 高抗拉强度低碳贝氏体厚钢板及其生产方法
CN1330789C (zh) * 2005-07-19 2007-08-08 武汉钢铁(集团)公司 具有600MPa级的低温高韧性耐大气腐蚀钢及其生产方法
CN100434562C (zh) * 2005-11-30 2008-11-19 鞍钢股份有限公司 含Cr高强度管线钢热轧平板及其生产方法
CN100584983C (zh) * 2006-09-27 2010-01-27 宝山钢铁股份有限公司 冷轧高强度双相带钢及其制造工艺
CN101611163B (zh) * 2006-10-06 2013-01-09 埃克森美孚上游研究公司 具有优良的抗应变时效性的低屈服比双相钢管线管
CN101165203B (zh) * 2006-10-18 2010-09-08 宝山钢铁股份有限公司 超高强度高韧性x120管线钢及其制造方法
CN101864544A (zh) * 2009-04-16 2010-10-20 株式会社神户制钢所 耐酸钢材和燃烧、焚烧设备的排气相关低温构件
CN102021483A (zh) * 2010-12-06 2011-04-20 北京科技大学 一种抗拉强度1200MPa级冷轧双相钢板及制备方法
CN103667963B (zh) * 2013-12-06 2015-12-09 武汉钢铁(集团)公司 一种屈强比＜0.8的低碳贝氏体建筑用钢及生产方法
CN103667963A (zh) * 2013-12-06 2014-03-26 武汉钢铁(集团)公司 一种屈强比<0.8的低碳贝氏体建筑用钢及生产方法
CN103667911A (zh) * 2013-12-13 2014-03-26 莱芜钢铁集团有限公司 低屈强比x100高钢级管线钢热轧钢板及其制造方法
CN103667911B (zh) * 2013-12-13 2015-12-02 莱芜钢铁集团有限公司 低屈强比x100高钢级管线钢热轧钢板及其制造方法
CN103952638A (zh) * 2014-04-04 2014-07-30 日照钢铁控股集团有限公司 具有优异低温韧性的管线钢及其制造工艺
CN103952638B (zh) * 2014-04-04 2016-05-04 日照钢铁控股集团有限公司 具有优异低温韧性的管线钢及其制造工艺
CN108603266A (zh) * 2016-01-29 2018-09-28 杰富意钢铁株式会社 高强度高韧性钢管用钢板及其制造方法
CN107419195A (zh) * 2017-08-04 2017-12-01 杰森能源技术有限公司 一种深井高压井用高强度高疲劳寿命连续油管及其制造方法
CN108486473A (zh) * 2018-05-14 2018-09-04 武汉钢铁有限公司 一种低屈强比抗硫化物应力腐蚀345MPa级低温压力容器用钢板及其制备方法
CN108546885A (zh) * 2018-07-03 2018-09-18 鞍钢股份有限公司 一种低温韧性优异的l555m管线钢及其制造方法
CN108546885B (zh) * 2018-07-03 2019-09-20 鞍钢股份有限公司 一种低温韧性优异的l555m管线钢及其制造方法

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DE69607702T2 (de) 2000-11-23
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EP0757113A4 (en) 1998-05-20
EP0757113B1 (en) 2000-04-12
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EP0757113A1 (en) 1997-02-05

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