CN1276988C - 高强度电阻焊接管用热轧钢带及其制造方法 - Google Patents

高强度电阻焊接管用热轧钢带及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN1276988C
CN1276988C CNB200410031384XA CN200410031384A CN1276988C CN 1276988 C CN1276988 C CN 1276988C CN B200410031384X A CNB200410031384X A CN B200410031384XA CN 200410031384 A CN200410031384 A CN 200410031384A CN 1276988 C CN1276988 C CN 1276988C
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel
steel band
temperature
finish rolling
hot
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.)
Expired - Fee Related
Application number
CNB200410031384XA
Other languages
English (en)
Other versions
CN1540024A (zh
Inventor
中田博士
景山诚之
岩田好司
清水哲雄
上力
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 Steel Corp
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 CN1540024A publication Critical patent/CN1540024A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN1276988C publication Critical patent/CN1276988C/zh
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related legal-status Critical Current

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
    • C22C38/02—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
    • 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
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B23K35/3053—Fe as the principal constituent
    • 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
    • C21D8/10—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
    • C21D9/50—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
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • 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
    • 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

Landscapes

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

Abstract

本发明在无需建设新的生产设备和增加成本的情况下以低成本提供一种具有优异低温韧性和焊接性的热轧钢带，其适合用作高强度电阻焊接管用原材料。该热轧钢带为低碳钢，含有约0.5%或更少的Cu、约0.5%或更少的Ni、和约0.5%或更少的Mo的至少一种，其中由下式(1)表示的Pcm为0.17或更小(其中，(%M)表示元素M的质量百分比含量)，余量包括Fe和附带的杂质。另外，在整个微观结构中，作为主相的贝氏体铁素体的比率被控制为约95体积%或更高。Pcm＝(%C)+(%Si)/30+((%Mn)+(%Cu))/20+(%Ni)/60+(%Mo)/7+(%V)/10 式(1)。

Description

高强度电阻焊接管用热轧钢带及其制造方法
技术领域
本发明涉及高强度电阻焊接管用热轧钢带及其制造方法，其中热轧钢带具有优异的低温韧性和焊接性，并且是适于形成管线管(linepipes)、油井管等的原材料。
背景技术
石油危机以来，在北海、加拿大、阿拉斯加等极地地区原油、天然气的开采和管道的铺设进行得很活跃。管道用钢管称为管线管。为了提高天然气和石油的输送效率，增大了管线管的直径。同时，它们倾向于在高压条件下进行。作为能够满足上述需要的管线管用钢材(linepipe steel)，日益需要厚度大或强度高、低温韧性优异、焊接性优异、且可以低成本制造的钢材。
由于必须在实际进行铺设的现场进行管线管用钢材的环缝焊接，所以人们所希望的是管线管用钢具有低碳含量，以避免部分由于焊接部的熔融金属与热影响区(HAZ)间的硬底差增大引起的韧性劣化。
钢板和热钢带(热轧钢带)一直是作为钢管用原材料使用。例如，在日本未审专利申请公报No.11-189840中，揭示了一种提供作为耐氢诱导裂纹性优异的管线管用钢原材料的钢板的技术。
关于热轧钢带，在日本未审专利申请公报No.64-25916中揭示了一种制造方法，包括在Ar3或更高温度下轧制碳含量低的板坯(slab)，以20℃/秒或更高冷却速率迅速冷却得到的钢板，和在250℃或更低温度下卷取这样冷却的钢板。
另外，作为与上述方法类似的热轧带的制造方法，在日本未审专利申请公报No.2001-207220中揭示了一种用于将热轧钢带的表面微细化的方法。在该方法中，在将粗轧加工的钢板的表面温度降至Ar3或更低温度后，通过钢板自身的热或外部加热再次将钢板加热到Ar3或更高温度。在与上述加热相伴发生的铁素体/奥氏体逆相变过程中，完成精轧，从而将热轧带的表面微细化。
如上有关在高压条件下使用管线管的记述，需要管线管用钢材具有更高强度或更大厚度。作为厚壁钢管，一般由钢板制成的UOE钢管是广为人知的。
另一方面，因为由热轧机制造的热轧钢带可以通过卷取由较大的板坯得到的制品、将一部分具有所需长度的制品供给到造管工序、和连续由其形成管的步骤而连续形成，所以从钢管的制造效率来看是有利的。另外，在一些热轧线中，在通过粗轧加工的中间卷材(intermediatecoils)在相互连接后，可以进行连续轧制。因此，其生产率比钢板高。结果，可以提供比钢板用原材料便宜的热轧钢带用原材料。
另外，由钢板制造的UOE钢管可以通过进行至少两次加压成型而形成。因此，压机系统(press lines)必须根据压制步骤的数目进行安装。因此，当与可以在从卷材供给的具有所需长度的热轧钢带后立即形成的电阻焊接钢管相比时，UOE钢管的造管成本变高。
如上所述，从提供便宜的钢管形成用原材料方面来看，热轧钢带比钢板有利。
根据使用热轧钢带的制造方法和日本未审专利申请公报No.2001-207220，发现了有效利用铁素体/奥氏体逆相变的有关轧制和冷却进程(schedule)的适当条件。但是，当钢板厚度为约20mm时，必须安装冷却能力高的设备以在确保冷却速率以满足JP’220中揭示的冷却进程的同时进行制造。结果，在一些情况下建设新的生产线和增加成本是必须的。
另外，当增加钢板厚度时，表面部与中心部之间的温度差增加。因此，必须采取措施以避免由于板厚方向上的冷却速率差别造成的不均匀组织形成。
另外，根据日本未审专利申请公报No.64-25916，为得到微细的贝氏体，20℃/秒或更高的冷却速率和250℃或更低的卷取温度是必须的，因为淬火性受到适当降低C含量和Mn含量的控制。但是，当钢板厚度增大时，一般难以在厚度方向的全区域上均匀和快速地冷却。当形成厚材料时，必须安装冷却能力强的设备。因此，上述的制造方法在实际使用时存在限制。
因此，提供具有优异的低温韧性和焊接性的热轧钢带及其有利的制造方法将是有益的。
发明内容
本发明的热轧钢带可以低成本制造而无需建设新设备和增加成本，并且优选用于形成高强度电阻焊接钢管。
根据本发明的一个方面，热轧钢带以质量百分比为基础含有：约0.005～约0.04％的C；约0.05～约0.3％的Si；约0.5～约2.0％的Mn；约0.001～约0.1％的Al；约0.001至约0.1％的Nb；约0.001～约0.1％的V；约0.001～约0.1％的Ti；约0.03％或更低的P；约0.005％或更低的S；约0.006％或更低的N；选自由约0.5％或更低的Cu、约0.5％或更低的Ni、和约0.5％或更低的Mo组成的组中的至少一种；余量为Fe和伴随的杂质。在上述的热轧钢带中，由下式(1)表示的Pcm为0.17或更低：
Pcm＝(％C)+(％Si)/30+((％Mn)+(％Cu))/20+(％Ni)/60+(％Mo)/7+(％V)/10
                                                         式(1)
其中，(％M)表示元素M的质量百分比含量，并且热轧钢带由含量为约95体积％或更高的作为主相的贝氏体铁素体组成。
沉淀的Nb量与Nb总量的百分比(以下称为“Nb沉淀比”)优选为约5～约80％。
上述的热轧钢带可以进一步含有约0.005质量％或更低的Ca和/或REM。
另外，上述的热轧钢带可以进一步含有选自由约0.1％或更少的Cr和约0.003％或更少的B组成的组中的至少一种，其中由下式(2)表示的Pcm’可以为0.17或更少：
Pcm’＝(％C)+(％Si)/30+((％Mn)+(％Cu)+(％Cr))/20+(％Ni)/60+(％Mo)/7+(％V)/10
                                                                  式(2)
其中，(％M)表示元素M的质量百分比含量。
根据本发明的另一方面，一种制造具有优异的低温韧性和焊接性的高强度电阻焊接管用热轧钢带的方法，包括：将具有上述组成之一的钢坯(steel slab)加热到约1,000～约1,300℃；将加热的钢坯进行精轧，形成钢带；在钢带的表面温度为约(Ar3-50℃)或更高的条件下完成精轧；完成精轧后立即开始冷却；和在约700℃或更低温度下将钢带卷取以缓慢冷却。
如上所述，根据本发明，作为形成高强度电阻焊接钢管的原材料，代替过去为此主要使用的钢板，具有高强度和优异焊接部韧性的热轧钢带可以低成本提供并且可以在工业领域中显著有效使用。
附图说明
图1是说明CTOD值和Pcm值关系的图。
图2是说明Nb沉淀比和母材CTOD关系的图。
图3A和3B是说明CTOD试片的尺寸和形状的示意图.
图4是说明卷取温度(CT)和Nb沉淀比关系的图。
具体实施方式
本发明的钢组成的选择方式如下所述。在选择用来说明的实施方式中，组成中使用的“％”表示“质量％”，除非另有说明。
C：约0.005～约0.04％
碳(C)是确保强度的重要元素。C含量必须为约0.005％或更高以确保所需的强度。但是，当该含量超过约0.04％时，由于碳含量增加，除焊接性劣化外，当冷却速率高时易于形成马氏体。相反，当冷却速率低时，易于形成珠光体。因此，在两种情况下，钢的韧性有时会劣化。因此，C的含量限定为约0.005～约0.04％。
Si：约0.05～约0.3％
硅(Si)用作钢的脱氧剂。但是，当其含量高时，由于当进行电阻焊接时形成基于Mn-Si的非金属夹杂物而造成焊接部韧性劣化。因此，Si含量的上限设定为约0.3％。另一方面，考虑到脱氧效果和目前的钢制造技术，其下限设定为约0.05％。
Mn：约0.5～2.0％
为确保适当的强度需要至少约0.5％的锰(Mn)。但是，当其含量高时，与添加多量C时同样，韧性和焊接性会劣化，因此其上限设定为约2.0％。
Al：约0.001～约0.1％
铝(Al)与Si一样用作钢的脱氧剂。但是，当其含量高时，由于形成基于铝的夹杂物，可能发生钢性能劣化。因此，其上限设定为约0.1％。另一方面，考虑到脱氧效果，其下限设定为约0.001％。
Nb：约0.001～约0.1％
铌(Nb)抑制奥氏体粒的粗大化及其再结晶，所以通过微细化有效提高强度。但是，当其含量低于约0.001％时，效果不明显。另一方面，当其含量高于约0.1％时，焊接性有时可能劣化。因此，Nb的含量设定为约0.001～约0.1％。
V：约0.001～约0.1％
钒(V)是通过沉淀硬化提高强度的有用元素。但是，当其含量低于约0.001％时，上述效果不能充分得到。另一方面，当其含量超过约0.1％时，焊接性劣化。因此，V含量设定为约0.001～约0.1％。
Ti：约0.001～约0.1％
钛(Ti)不仅通过防止奥氏体粒的粗大化而确保韧性，而且通过沉淀硬化有效提高强度。但是，当其含量低于约0.001％时，上述效果不能充分得到。另一方面，当其含量高于约0.1％时，焊接性劣化。因此，Ti含量设定为约0.001～约0.1％。
P：约0.03％或更低；S：约0.005％或更低；N：约0.006％或更低
磷(P)是作为杂质在钢中存在的元素，易于偏析和使钢的韧性劣化。因此，其含量上限设定为约0.03％。
与元素P一样，硫(S)使钢韧性劣化。因此，其含量上限设定为约0.005％。
与元素P和S一样，氮(N)使钢韧性劣化。因此，其含量上限设定为约0.006％。
在本发明中，由于淬火性受低碳含量控制，所以热轧后的冷却速率必须控制在一定程度，以稳定得到贝氏体铁素体。因此，使用下述的元素以补充淬火性和防止在缓慢冷却时易于形成的珠光体和多角形铁素体的生成。
选自由Cu：约0.5％或更低、Ni：约0.5％或更低、和Mo：约0.5％或更低组成的组中的至少一种
上述那些全部是促进淬火性和提高强度的有用元素。它们优选以含量为约0.05％或更高使用。但是，当其大量使用时，如超过约0.5％时，除降低焊接性和韧性外，合金的制造成本也增加。因此，其含量各自都设定为约0.5％或更低。另外，尽管Ni有效发挥提高韧性的作用，但大量的Ni可能使焊接部的韧性劣化。
以上，描述了基本成分，除上述那些外，也可以选择含有以下的元素。
Ca和/或REM：约0.005％或更低
钙(Ca)用于通过置换将有害伸长的MnS夹杂物变为无害的CaS，MnS夹杂物降低低温韧性。但是，当Ca的含量超过约0.005％时，基于Ca的氧化物可能对韧性产生不利影响。稀土金属(REM)也具有上述的相同效果。因此，在那些元素单独使用或组合使用的两种情况下，其含量优选为约0.005％或更低。
Cr：约0.1％或更低
铬(Cr)只要其含量小就可预期提高耐蚀性，特别是在轻微弱性(light sour)(弱酸性气体)条件下的耐蚀性可以得到提高。但是，当其含量超过约0.1％时，耐蚀性劣化。因此，其含量优选为约0.1％或更低。
B：约0.003％或更低
硼(B)是提高强度的有用元素。其含量优选设定为约0.0005％或更高。但是，当其含量超过约0.003％时上述效果不能充分得到。因此，B的含量优选设定为约0.003％或更低。
Pcm＝(％C)+(％Si)/30+((％Mn)+(％Cu))/20+(％Ni)/60+(％Mo)/7+(％V)/10≤0.17
Pcm’＝(％C)+(％Si)/30+((％Mn)+(％Cu)+(％Cr))/20+(％Ni)/60+(％Mo)/7+(％V)/10≤0.17
上述的Pcm和Pcm’是焊接裂纹敏感性指数。Pcm指当不含Cr时的指数，Pcm’指当含有Cr时的指数。
以下，通过裂纹尖端张开位移(以下称为“CTOD”)试验广泛考查焊接部的韧性。CTOD试验是钢板韧性评价中广泛采用的试验方法之一。根据CTOD试验，确认了当焊接时形成大量马氏体时，裂纹敏感性增加，结果韧性下降。作为指示淬火性，即，焊接部形成马氏体的容易程度的指数，使用以上的Pcm(或当含有Cr时的Pcm’；以下，为方便起见省略这种说明)，也确认了Pcm值和CTOD试验结果之间极其良好的相关性。
焊接部的CTOD值和Pcm值之间的关系如图1所示。如图1所示，当控制组成使Pcm值为0.17或更低时，CTOD值变为0.25mm或更高，该值被认为可以得到优异的韧性。
以下，将说明本发明的钢的微观结构。
贝氏体铁素体：约95体积％或更高
钢微观结构由作为主相的贝氏体铁素体构成的原因是为了确保强度和韧性。为确保强度必须形成微细粒子。从该观点来看，优选贝氏体铁素体的晶粒直径为约10μm或更低。在该实施方式中，晶粒直径由公称粒径表示。公称粒径是通过使用L断面显微照片，通过用2/(π)1/2乘以切断法求得的晶粒平均长度而得到的。
接下来，对于母材的韧性，单相微观结构是有利的，微观结构中珠光体、上部和下部贝氏体、和马氏体的生成必须抑制到低于约5体积％。焊接部的韧性基本上是由化学成分决定的。确认了当贝氏体铁素体单相(相比为约95体积％或更高)的Pcm值为0.17或更低时，可以得到优异的韧性。
贝氏体铁素体具有低温相变的铁素体微观组织，其中在晶粒中存在大量移位，该种铁素体与通常的铁素体—多角形铁素体(高温下相变的软质先共析铁素体)明显不同。另外，通过贝氏体铁素体的断面显微照片的图像处理得到的贝氏体铁素体面积比转变为贝氏体铁素体的体积比。
沉淀硬化是通过沉淀合金元素如Nb以确保与低碳含量对应的强度来进行的。为提高强度，沉淀合金元素是有效的。但是，由于大量沉淀显著减低韧性，所以在保持CTOD韧性的同时，为得到优选的高强度而将沉淀的Nb量与Nb的总量的百分比(以下称为“Nb沉淀比”)控制到约5～约80％是有利的。
Nb沉淀比的上限优选设定为约80％。Nb沉淀比优选控制为约60％或更低，更优选约30％或更低，以提高韧性。但是，Nb沉淀比必须为至少约5％以确保强度。Nb沉淀比由下式表示。
Nb沉淀比＝{沉淀的Nb量(质量％)/Nb的总量(质量％)}×100
Nb沉淀比与母材CTOD的关系如图2所示。两种钢，即钢1和钢2用于该评价，且两者均在本发明的范围内。因此，在图2中，钢1和钢2没有区别。钢1的化学组成以质量百分比计包括0.011％C、0.22％Si、1.45％Mn、0.045％Nb、0.075％V、0.01％Cu、0.01％Ni，余量为Fe和附带的杂质。钢2的化学组成以质量百分比计包括0.028％C、0.24％Si、1.62％Mn、0.048％Nb、0.071％V、0.01％Cu、0.01％Ni，余量为Fe和附带的杂质。
通过在1,200℃的加热温度和800℃的最终温度下轧制，将钢1和钢2的连铸坯各自进行加工，形成热轧钢带。从该热轧钢带，形成了沉淀物分析用试片(10mm见方×50mm)和CTOD试验用试片。通过这样形成的试片考查了Nb沉淀比与母材CTOD的关系。在该实施方案中，母材CTOD是指使用通过切割管体得到的试样进行的CTOD试验。
在沉淀物的化学分析中，首先在马来酸基电解液(10％马来酸、2％乙酰丙酮、5％四甲基氯化铵、和甲醇)中在低电流密度(约20mA/cm2)下进行低电流电解，然后使用膜滤器(直径47mm，孔径0.2μm)收集由此得到的残渣。随后，将过滤器和残渣烧成灰，然后在由硼酸锂(Li2B4O7)和过氧化钠(Na2O2)组成的熔融混合物中进行熔融。将由该熔融得到的熔融混合物溶解于盐酸溶液中，然后用水稀释到预定体积，随后，通过ICP发光分析法进行定量分析。
CTOD试验根据英国标准(British Standard)的BS 7448：第一部分(Part 1)1991进行，该试验用的各试片是从沿圆周方向的管得到的，在管的纵向具有缺口。试片的形状和尺寸如图3A和3B所示。
如图2所示，Nb沉淀比与母材CTOD值之间存在相关性。发现为得到临界CTOD值0.25mm或更大，将Nb的沉淀比设定为约80％或更低是有效的。
然后，说明本发明的钢的优选制造条件。
具有上述优选组成的钢在转炉等中熔融，然后通过连铸法等形成板坯。
板坯加热温度：约1000～约1300℃
为提高钢板的韧性，优选在低加热温度下进行加热以得到更微细的晶粒。但是，当温度低于约1000℃时，有时可能得不到必须的强度。另外，由于板坯加热多数情况下一般在约1200℃下进行，所以上述的板坯加热操作的数目受到限制，从而导致效率下降。另一方面，当温度高于约1300℃时，发生奥氏体粒的粗大化，其对韧度产生不利影响，另外，有时可能发生由鳞片(scale)量增加引起的能量损耗或表面状态劣化。
精轧温度：约(Ar3-50℃)或更高
精轧温度必须设定为约(Ar3-50℃)或更高以在保持均匀的晶粒尺寸和微观结构的同时完成轧制。上述的精轧温度是在精轧机的卸料侧的钢板表面测定的温度。当该精轧温度低于约(Ar3-50℃)时，精轧时在钢板内部发生铁素体相变，微观结构变得不均匀，结果得不到所需的特性。
轧制结束后立即冷却
由于在轧制后进行的空气冷却过程中发生铁素体相变，所以为防止由于形成软质的粗铁素体引起的强度和韧性下降，冷却必须在完成轧制后立即进行。术语“立即”是指冷却优选在完成轧制后的约10秒内开始。
另外，精轧后的冷却速率没有特别的限制。但是，当冷却速率太低时，因为有时可能得不到所需的贝氏体铁素体，所以冷却速率优选设定为约3℃/秒或更高。
卷取温度：约700℃或更低
当卷取温度高于约700℃时，发生铁素体粒的粗大化。结果韧性极大地下降。因此，为得到微细的晶粒，并且为将Nb沉淀比设定在可以得到本发明的优异CTOD值的优选范围内，卷取温度优选设定为约700℃或更低，更优选约600℃或更低，甚至更优选约550℃或更低。另外，沉淀量必须增加以确保强度。但是，在约250℃或更低时不能得到足够的沉淀量。
图4说明了卷取温度(以下有时称为“CT”)与Nb沉淀比的关系。如图所示，Nb沉淀比与CT成比例。当CT超过约700℃时，Nb沉淀比变为超过约80％。因此，CT优选控制为约700℃或更低以得到优异的韧性。特别地，CT优选设定为约600℃或更低。
实施例1
在表2所示的条件下，将具有表1所示组成的连铸坯进行处理，从而形成热轧钢带。测定了这样形成的热轧钢带的机械性能和钢微观结构。结果也如表2所示。
通过在-10℃的试验温度下进行CTOD评价了母材和焊接部的韧性。CTOD试片的尺寸和形状如图3A和3B所示。另外，焊接部的试片是从通过电焊形成的平钢板得到的，使试片的纵向与焊接线垂直。然后，根据BS 7448通过三点弯曲试验得到了CTOD值，其中，在预期疲劳裂纹延伸路径和缺口外侧提供夹规(clip gauge)。当CTOD值为0.25mm或更高时，韧性视为优异。
另外，在表2中，αB指贝氏体铁素体，αP指多角形铁素体，B表示贝氏体，P表示珠光体，MA指岛状马氏体。
如表2所示，根据本发明的例子(钢A～H)，发现钢微观结构由作为主相的贝氏体铁素体构成，其中满足了αB≥95体积％；强度高，从而满足了YS≥560MPa；并且母材和焊接部的韧性优异，各自具有0.25mm或更高的CTOD值。
与此相对，根据在本发明范围以外的钢I～R，得不到所需的韧性。
实施例2
在表4所示的条件下处理了具有表3组成的连铸坯，从而形成了热轧钢带。
测定了这样形成的热轧钢带的机械性能、钢微观结构、和Nb沉淀比。结果也如表4所示。从表4可以看出，特别地，Nb沉淀比为5～80％的微观结构的强度和韧性均优异。
另一方面，根据表4所示的No.5得到的结果，由于卷取温度超过700℃，Nb沉淀比高，并且发生了奥氏体粒的粗大化，从而使韧性劣化。
另外，根据表4的No.8得到的结果，由于卷取温度低，同时Nb沉淀比减小，MA沉淀，并且αB的体积分数下降，使强度和韧性下降。
实施例3
在表6所示的条件下处理了具有表5所示组成的连铸坯，从而形成了热轧钢带。测定了这样形成的热轧钢带的机械性能、钢微观结构、和Nb沉淀比。结果也如表6所示。
根据本发明的例子(钢T～X)，发现钢微观结构由作为主相的贝氏体铁素体组成，其中满足了αB≥95体积％；强度高，从而满足了YS≥652；并且母材和焊接部的韧性优异，各自具有0.28mm或更高的CTOD值。
与此相对，根据钢Y，由于Pcm和Ca量在本发明的适当范围以外，焊接部的CTOD值低，并且由于过量添加Ca而使钢的清洁性劣化。因此，不能得到所需的韧性。
表1
钢   组成(质量％) Pcm或Pcm’ 备注
  C   Si   Mn   P   S   N   Al   Nb   V   Ti   Cu   Ni   Mo
  A   0.022   0.23   1.45   0.015   0.002   0.001   0.026   0.045   0.071   0.014   0.31   -   0.15   0.146   合适的钢
  B   0.027   0.24   1.46   0.018   0.002   0.001   0.03   0.044   0.068   0.015   -   -   0.15   0.136   合适的钢
  C   0.025   0.25   1.45   0.015   0.003   0.001   0.026   0.045   0.071   0.014   0.31   -   0.15   0.149   合适的钢
  D   0.039   0.24   1.19   0.013   0.002   0.002   0.03   0.048   0.069   0.045   0.21   0.29   0.10   0.143   合适的钢
  E   0.032   0.21   1.34   0.019   0.001   0.002   0.03   0.032   0.077   0.070   0.27   0.29   0.11   0.148   合适的钢
  F   0.008   0.19   1.50   0.012   0.001   0.003   0.02   0.039   0.069   0.015   0.35   0.36   0.30   0.163   合适的钢
  G   0.033   0.21   1.34   0.014   0.001   0.003   0.02   0.066   0.077   0.027   0.30   0.50   0.13   0.150   合适的钢
  H   0.030   0.21   1.34   0.012   0.001   0.003   0.02   0.061   0.080   0.011   0.29   0.31   0.12   0.150   合适的钢
  I   0.029   0.51   1.44   0.017   0.002   0.002   0.027   0.048   0.072   0.015   0.20   0.30   0.15   0.162   比较钢
  J   0.029   0.25   2.30   0.017   0.002   0.002   0.027   0.048   0.072   0.015   0.15   0.05   0.08   0.179   比较钢
  K   0.051   0.20   1.50   0.012   0.002   0.002   0.030   0.049   0.078   0.040   0.32   0.45   0.10   0.178   比较钢
  L   0.003   0.22   1.31   0.010   0.001   0.002   0.020   0.032   0.074   0.060   0.25   0.29   0.12   0.118   比较钢
  M   0.040   0.18   1.60   0.010   0.001   0.002   0.030   0.040   0.070   0.010   0.29   0.30   0.20   0.181   比较钢
  N   0.030   0.19   0.40   0.010   0.001   0.002   0.020   0.050   0.070   0.030   0.31   0.33   0.10   0.099   比较钢
  O   0.030   0.21   1.39   0.020   0.001   0.003   0.020   0.030   0.200   0.030   0.30   0.41   0.25   0.184   比较钢
  P   0.030   0.22   1.41   0.010   0.002   0.002   0.030   0.030   0.070   0.020   0.60   0.30   0.20   0.178   比较钢
  Q   0.040   0.31   1.38   0.010   0.001   0.003   0.020   0.050   0.080   0.010   0.30   0.60   0.20   0.181   比较钢
  R   0.030   0.21   1.39   0.010   0.001   0.003   0.020   0.060   0.070   0.020   0.30   0.35   0.60   0.220   比较钢
表2
钢   Ar3(℃)   制造条件   机械性能   母材微观结构   αB组织比例(体积％) 备注
  加热温度(℃)   最终温度(℃)   冷却速率(℃/秒)   卷取温度(℃)   厚度(mm)   YS(MPa)   母材CTOD(mm)   焊接部CTOD(mm)
  A   760   1200   780   8   580   15.9   622   0.32   0.26   αB   100   实施例
  B   770   1200   800   8   520   19.1   604   0.32   0.27   αB   100   实施例
  C   760   1200   805   10   550   12.7   661   0.40   0.30   αB+B   97   实施例
  D   770   1200   810   15   610   15.9   630   0.43   0.35   αB   97   实施例
  E   760   1200   800   15   600   15.9   660   0.48   0.39   αB   97   实施例
  F   730   1200   795   15   620   15.9   560   0.49   0.40   αB   98   实施例
  G   740   1200   805   7   590   20.6   585   0.54   0.44   αB   97   实施例
  H   760   1200   810   20   610   9.0   620   0.44   0.36   αB   97   实施例
  I   750   1200   795   10   610   19.1   680   0.36   0.13   αB+P   95   比较例
  J   700   1200   800   7   600   20.6   689   0.17   0.09   αB+B+P   90   比较例
  K   730   1200   800   15   600   15.9   670   0.18   0.18   αB+MA   93   比较例
  L   770   1200   800   15   620   15.9   485   0.21   0.32   αB+P   0   比较例
  M   730   1200   800   15   610   15.0   650   0.21   0.13   αB+MA   94   比较例
  N   830   1200   800   15   600   15.0   490   0.54   0.45   αB   97   比较例
  O   740   1200   795   15   620   15.0   620   0.21   0.11   αB+MA   95   比较例
  P   740   1200   800   15   605   15.0   603   0.22   0.17   αB+MA   94   比较例
  Q   730   1200   800   15   590   15.0   690   0.17   0.20   αB+MA   94   比较例
  R   710   1200   805   15   600   15.0   717   0.05   0.12   αB+MA   93   比较例
αP：多角形铁素体，αB：贝氏体铁素体，B：贝氏体，P：珠光体，MA：岛状马氏体
表3
钢   组成(质量％) Pcm或Pcm’ 备注
  C   Si   Mn   P   S   N   Al   Nb   V   Ti   Cu   Mo
  A   0.022   0.23   1.45   0.015   0.002   0.001   0.026   0.045   0.071   0.014   0.31   0.15   0.146   合适的钢
  B   0.027   0.24   1.46   0.018   0.002   0.001   0.030   0.044   0.068   0.015   -   0.15   0.136   合适的钢
  S   0.025   0.25   1.45   0.015   0.002   0.001   0.026   0.045   0.071   0.014   0.31   0.15   0.149   合适的钢
表4
No. 钢   Ar3(℃)   制造条件   机械性能   母材组织的微观结构  αB组织比例(体积％)   Nb沉淀比(％) 备注
  加热温度(℃)   最终温度(℃)   冷却速率(℃/秒)   卷取温度(℃)   厚度(mm)   YS(MPa)   母材CTOD(mm)
  1   A   760   1200   780   8   580   15.9   622   0.32   αB 100   60   实施例
  2   A   760   1200   780   8   510   15.9   560   0.50   αB 100   27   实施例
  3   B   770   1200   800   8   640   19.1   632   0.30   αB 100   65   实施例
  4   B   770   1200   800   8   520   19.1   604   0.32   αB 100   45   实施例
  5   S   760   1200   780   8   720   15.9   577   0.12   αP+αB+P 93   90   比较例
  6   S   760   1200   800   7   650   14.3   613   0.33   αB 100   70   实施例
  7   S   760   1200   800   7   580   14.3   618   0.40   αB 100   58   实施例
  8   S   760   1200   800   8   250   15.9   540   0.16   αB+MA 70   4   比较例
αP：多角形铁素体，αB：贝氏体铁素体，B：贝氏体，P：珠光体，MA：岛状马氏体
表5
  钢   组成(质量％)   Pcm或Pcm’   备注
  C   Si   Mn   P   S   N   Al   Nb   V   Ti   Cu   Ni   Mo   其它
  T   0.021   0.25   1.45   0.016   0.002   0.001   0.026   0.001   0.067   0.016   0.30   0.31   0.15   Cr：0.1Ca：0.0022   0.155   合适的钢
  U   0.019   0.26   1.65   0.017   0.002   0.001   0.027   0.045   0.070   0.014   0.29   0.31   -   B：0.002   0.137   合适的钢
  V   0.024   0.25   1.40   0.016   0.002   0.001   0.026   0.044   0.067   0.016   0.30   0.31   0.15   Ca：0.0020   0.151   合适的钢
  W   0.024   0.25   1.40   0.016   0.002   0.001   0.026   0.044   0.067   0.016   0.30   0.31   0.15   Ca：0.0020   0.151   合适的钢
  X   0.024   0.25   1.40   0.016   0.002   0.001   0.026   0.044   0.067   0.016   0.30   0.31   0.15   REM：0.0025   0.151   合适的钢
  Y   0.034   0.25   1.44   0.017   0.002   0.002   0.027   0.048   0.072   0.015   0.35   0.30   0.22   Ca： 0.0120   0.175   比较钢
表6
钢   Ar3(℃)   制造条件   机械性能   母材微观结构   αB组织比例(体积％)   Nb沉淀比(％) 备注
  加热温度(℃)   最终温度(℃)   冷却速率(℃/秒)   卷取温度(℃)   厚度(mm)   YS(MPa)   母材CTOD(mm)   焊接部CTOD(mm)
  T   750   1200   795   8   580   17.5   652   0.44   0.32   αB   98   70   实施例
  U   740   1200   800   8   590   15.9   735   0.35   0.28   αB+B   95   58   实施例
  V   750   1200   795   8   650   14.3   735   0.36   0.28   αB   100   66   实施例
  W   750   1200   795   8   590   14.3   726   0.45   0.32   αB   100   61   实施例
  X   750   1200   800   10   470   15.9   654   0.56   0.42   αB   100   42   实施例
  Y   740   1200   805   7   603   12.7   710   0.22   0.18   αB   100   59   比较例
αB：贝氏体铁素体，B：贝氏体

Claims (16)

1.一种具有优异低温韧性和焊接性的高强度电阻焊接管用热轧钢带，以质量百分比计，含有：
0.005～0.04％的C；
0.05～0.3％的Si；
0.5～2.0％的Mn；
0.001～0.1％的Al；
0.001至0.1％的Nb；
0.001～0.1％的V；
0.001～0.1％的Ti；
0.03％或更低的P；
0.005％或更低的S；
0.006％或更低的N；
选自由0.5％或更低的Cu、0.5％或更低的Ni、和0.5％或更低的Mo组成的组中的至少一种；和
余量为Fe和伴随的杂质，
其中由下式(1)表示的Pcm为0.17或更低：
Pcm＝(％C)+(％Si)/30+((％Mn)+(％Cu))/20+(％Ni)/60+(％Mo)/7+(％V)/10
                                                            式(1)
其中，(％M)表示元素M的质量百分比含量，并且
热轧钢带由含量为95体积％或更高的作为主相的贝氏体铁素体组成。
2.根据权利要求1的热轧钢带，
其中沉淀的Nb量与Nb总量的比以百分比计为5～80％。
3.根据权利要求1的热轧钢带，
其进一步含有0.005质量％或更低的Ca和/或REM。
4.根据权利要求2的热轧钢带，
其进一步含有0.005质量％或更低的Ca和/或REM。
5.根据权利要求1的热轧钢带，
其进一步含有选自由0.1％或更少的Cr、和0.003％或更少的B组成的组中的至少一种成分，
其中，由下式(2)表示的Pcm’为0.17或更少：
Pcm’＝(％C)+(％Si)/30+((％Mn)+(％Cu)+(％Cr))/20+(％Ni)/60+(％Mo)/7+(％V)/10
                                                           式(2)
其中，(％M)表示元素M的质量百分比含量。
6.根据权利要求2的热轧钢带，
其进一步含有选自由0.1％或更少的Cr、和0.003％或更少的B组成的组中的至少一种成分，
其中，由下式(2)表示的Pcm’为0.17或更少：
Pcm’＝(％C)+(％Si)/30+((％Mn)+(％Cu)+(％Cr))/20+(％Ni)/60+(％Mo)/7+(％V)/10
                                                           式(2)
其中，(％M)表示元素M的质量百分比含量。
7.根据权利要求3的热轧钢带，
其进一步含有选自由0.1％或更少的Cr、和0.003％或更少的B组成的组中的至少一种成分，
其中，由下式(2)表示的Pcm’为0.17或更少：
Pcm’＝(％C)+(％Si)/30+((％Mn)+(％Cu)+(％Cr))/20+(％Ni)/60+(％Mo)/7+(％V)/10
                                                           式(2)
其中，(％M)表示元素M的质量百分比含量。
8.根据权利要求4的热轧钢带，
其进一步含有选自由0.1％或更少的Cr、和0.003％或更少的B组成的组中的至少一种成分，
其中，由下式(2)表示的Pcm’为0.17或更少：
Pcm’＝(％C)+(％Si)/30+((％Mn)+(％Cu)+(％Cr))/20+(％Ni)/60+(％Mo)/7+(％V)/10
                                                              式(2)
其中，(％M)表示元素M的质量百分比含量。
9.一种制造具有优异低温韧性和焊接性的高强度电阻焊接管用热轧钢带的方法，包括：
将具有权利要求1组成的钢坯加热到1000～1300℃的温度；
将加热的钢坯精轧，形成钢带；
在钢带的表面温度为(Ar3-50℃)或更高的条件下完成精轧；
精轧后立即冷却钢带；和
在700℃或更低的温度下卷取钢带，以缓慢冷却。
10.一种制造具有优异低温韧性和焊接性的高强度电阻焊接管用热轧钢带的方法，包括：
将具有权利要求2组成的钢坯加热到1000～1300℃的温度；
将加热的钢坯精轧，形成钢带；
在钢带的表面温度为(Ar3-50℃)或更高的条件下完成精轧；
精轧后立即冷却钢带；和
在700℃或更低的温度下卷取钢带，以缓慢冷却。
11.一种制造具有优异低温韧性和焊接性的高强度电阻焊接管用热轧钢带的方法，包括：
将具有权利要求3组成的钢坯加热到1000～1300℃的温度；
将加热的钢坯精轧，形成钢带；
在钢带的表面温度为(Ar3-50℃)或更高的条件下完成精轧；
精轧后立即冷却钢带；和
在700℃或更低的温度下卷取钢带，以缓慢冷却。
12.一种制造具有优异低温韧性和焊接性的高强度电阻焊接管用热轧钢带的方法，包括：
将具有权利要求4组成的钢坯加热到1000～1300℃的温度；
将加热的钢坯精轧，形成钢带；
在钢带的表面温度为(Ar3-50℃)或更高的条件下完成精轧；
精轧后立即冷却钢带；和
在700℃或更低的温度下卷取钢带，以缓慢冷却。
13.一种制造具有优异低温韧性和焊接性的高强度电阻焊接管用热轧钢带的方法，包括：
将具有权利要求5组成的钢坯加热到1000～1300℃的温度；
将加热的钢坯精轧，形成钢带；
在钢带的表面温度为(Ar3-50℃)或更高的条件下完成精轧；
精轧后立即冷却钢带；和
在700℃或更低的温度下卷取钢带，以缓慢冷却。
14.一种制造具有优异低温韧性和焊接性的高强度电阻焊接管用热轧钢带的方法，包括：
将具有权利要求6组成的钢坯加热到1000～1300℃的温度；
将加热的钢坯精轧，形成钢带；
在钢带的表面温度为(Ar3-50℃)或更高的条件下完成精轧；
精轧后立即冷却钢带；和
在700℃或更低的温度下卷取钢带，以缓慢冷却。
15.一种制造具有优异低温韧性和焊接性的高强度电阻焊接管用热轧钢带的方法，包括：
将具有权利要求7组成的钢坯加热到1000～1300℃的温度；
将加热的钢坯精轧，形成钢带；
在钢带的表面温度为(Ar3-50℃)或更高的条件下完成精轧；
精轧后立即冷却钢带；和
在700℃或更低的温度下卷取钢带，以缓慢冷却。
16.一种制造具有优异低温韧性和焊接性的高强度电阻焊接管用热轧钢带的方法，包括：
将具有权利要求8组成的钢坯加热到1000～1300℃的温度；
将加热的钢坯精轧，形成钢带；
在钢带的表面温度为(Ar3-50℃)或更高的条件下完成精轧；
精轧后立即冷却钢带；和
在700℃或更低的温度下卷取钢带，以缓慢冷却。
CNB200410031384XA 2003-03-27 2004-03-26 高强度电阻焊接管用热轧钢带及其制造方法 Expired - Fee Related CN1276988C (zh)

Applications Claiming Priority (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2003089125 2003-03-27
JP089125/2003 2003-03-27
JP2003090069 2003-03-28
JP090069/2003 2003-03-28
JP417881/2003 2003-12-16
JP2003417881A JP4341396B2 (ja) 2003-03-27 2003-12-16 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

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN1540024A CN1540024A (zh) 2004-10-27
CN1276988C true CN1276988C (zh) 2006-09-27

Family

ID=32830672

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CNB200410031384XA Expired - Fee Related CN1276988C (zh) 2003-03-27 2004-03-26 高强度电阻焊接管用热轧钢带及其制造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US7501030B2 (zh)
EP (1) EP1462535B1 (zh)
JP (1) JP4341396B2 (zh)
KR (1) KR100628360B1 (zh)
CN (1) CN1276988C (zh)
CA (1) CA2461831C (zh)
DE (1) DE602004000998T2 (zh)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105603322A (zh) * 2016-01-29 2016-05-25 宝山钢铁股份有限公司 超低成本800MPa级高韧性、优良焊接性的钢板及其制造方法
CN107208215A (zh) * 2015-05-20 2017-09-26 新日铁住金株式会社 高强度电焊钢管、高强度电焊钢管用钢板的制造方法和高强度电焊钢管的制造方法

Families Citing this family (43)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008530366A (ja) * 2005-02-21 2008-08-07 ブルースコープ・スティール・リミテッド ラインパイプ用スチール
JP5011773B2 (ja) * 2005-03-24 2012-08-29 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた低降伏比電縫鋼管の製造方法
KR100723159B1 (ko) * 2005-05-03 2007-05-30 주식회사 포스코 성형성이 우수한 냉연강판과 그 제조방법
JP4226626B2 (ja) * 2005-11-09 2009-02-18 新日本製鐵株式会社 音響異方性が小さく溶接性に優れる、板厚中心部も含めて降伏応力４５０ＭＰａ以上かつ引張強さ５７０ＭＰａ以上の高張力鋼板およびその製造方法
KR100711371B1 (ko) * 2005-12-20 2007-04-30 주식회사 포스코 극저온 인성이 우수한 라인파이프용 후강판 및 그 제조방법
KR100723156B1 (ko) * 2005-12-23 2007-05-30 주식회사 포스코 변형능 및 취성파괴 정지 특성이 우수한 항복강도552ＭＰａ 급 라인파이프용 후강판 및 그 제조방법
JP5040197B2 (ja) 2006-07-10 2012-10-03 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れ、かつ熱処理後の強度靭性に優れた熱延薄鋼板およびその製造方法
JP4072191B1 (ja) 2006-09-04 2008-04-09 新日本製鐵株式会社 高温強度、靭性及び耐再熱脆化特性に優れた耐火鋼材並びにその製造方法
ITPD20070117A1 (it) * 2007-03-29 2008-09-30 Antonio Belloni Procedimento di saldatura circonferenziale di tubi metallici particolarmente per oleodotti, gasdotti, acquedotti, ecc..
BRPI0913046A2 (pt) * 2008-05-26 2020-12-15 Nippon Steel Corporation Chapa de aço laminada a quente de alta resistência para uso em oleodutos, excelente em tenacidade a baixa temperatura e performance de interrupção de fratura dúctil e método de produção da mesma
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
EP2383360B1 (en) * 2008-12-26 2019-07-03 JFE Steel Corporation Steel plate excellent in resistance of ductile crack initiation from welded heat-affected zone and base material and manufacturing method therefor
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
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
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
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
WO2010087512A1 (ja) 2009-01-30 2010-08-05 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
WO2010109484A2 (en) * 2009-03-24 2010-09-30 Tata Motors Limited High strength microalloyed electric resistance welded steel tubes
US20100255335A1 (en) * 2009-04-07 2010-10-07 Crc-Evans Pipeline International, Inc. Configuration of and welding procedures applied to cruet shaped bevels in objects to be welded
KR101360737B1 (ko) * 2009-12-28 2014-02-07 주식회사 포스코 취성 균열 발생 저항성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
CN101857939A (zh) * 2010-06-13 2010-10-13 攀钢集团钢铁钒钛股份有限公司 高强高韧低合金结构带钢及生产方法
KR101302298B1 (ko) 2010-06-30 2013-09-03 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판 및 그 제조 방법
JP5776398B2 (ja) * 2011-02-24 2015-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 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
RU2476278C2 (ru) * 2011-03-18 2013-02-27 Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Способ производства горячекатаной широкополосной стали
JP5776377B2 (ja) * 2011-06-30 2015-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 耐サワー性に優れたラインパイプ用溶接鋼管向け高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN104245970B (zh) * 2012-04-09 2016-04-20 杰富意钢铁株式会社 低屈服比高强度电阻焊钢管、用于该电阻焊钢管的钢带以及它们的制造方法
JP5884201B2 (ja) * 2013-01-24 2016-03-15 Ｊｆｅスチール株式会社 引張強さ５４０ＭＰａ以上の高強度ラインパイプ用熱延鋼板
JP5679091B1 (ja) * 2013-04-04 2015-03-04 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
JP5708723B2 (ja) * 2013-07-09 2015-04-30 Ｊｆｅスチール株式会社 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
WO2016005780A1 (fr) * 2014-07-11 2016-01-14 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier laminée à chaud et procédé de fabrication associé
JP6015879B1 (ja) * 2014-12-25 2016-10-26 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
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
JP6319129B2 (ja) * 2015-02-13 2018-05-09 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スパイラル鋼管及びその製造方法
JP6369347B2 (ja) * 2015-02-13 2018-08-08 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スパイラル鋼管及びその製造方法
CN107405720B (zh) * 2015-03-12 2019-11-29 杰富意钢铁株式会社 电阻焊不锈钢复合钢管及其制造方法
US11377719B2 (en) 2016-06-22 2022-07-05 Jfe Steel Corporation Hot-rolled steel sheet for heavy-wall, high-strength line pipe, welded steel pipe for heavy-wall, high-strength line pipe, and method for producing the welded steel pipe
CN105908101B (zh) * 2016-07-08 2018-04-03 四川西南不锈钢有限责任公司 一种超低碳氮钢及制备方法
CN106498279B (zh) * 2016-10-14 2018-08-07 武汉钢铁有限公司 一种抗CO2腐蚀的低Cr经济型X65管线钢及生产方法
CN107460407B (zh) * 2017-08-25 2019-02-19 中冶华天包头设计研究总院有限公司 稀土强化长输管线钢及其制备方法与应用
KR102020434B1 (ko) * 2017-12-01 2019-09-10 주식회사 포스코 수소 유기 균열 저항성 및 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
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
JP7284380B2 (ja) * 2019-02-08 2023-05-31 日本製鉄株式会社 ラインパイプ用電縫鋼管
CN111893400B (zh) * 2020-08-18 2021-11-30 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 屈服强度300MPa级别焊管用钢的生产方法

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3241215A (en) * 1962-12-07 1966-03-22 Armco Steel Corp Pipe mill for the selective production of electric resistance welded pipe and continuous welded pipe
US3849209A (en) * 1972-02-01 1974-11-19 Nippon Steel Corp Manufacturing method of high tension, high toughness steel
JPS6425916A (en) 1987-07-21 1989-01-27 Nippon Steel Corp Manufacture of high-strength steel for electric resistance welded tube excellent in toughness at low temperature
JP2721420B2 (ja) * 1990-09-11 1998-03-04 新日本製鐵株式会社 耐サワー電縫鋼管用鋼
KR100257900B1 (ko) * 1995-03-23 2000-06-01 에모토 간지 인성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판 및 그 제조방법
JP3390596B2 (ja) * 1995-03-23 2003-03-24 川崎製鉄株式会社 靱性に優れる低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO1998024942A1 (fr) * 1996-12-06 1998-06-11 Kawasaki Steel Corporation Feuille d'acier pour tuyau a enroulement double et procede de production du tuyau
JP3344305B2 (ja) * 1997-12-25 2002-11-11 住友金属工業株式会社 耐水素誘起割れ性に優れたラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法
EP1325967A4 (en) * 2001-07-13 2005-02-23 Jfe Steel Corp STEEL TUBE WITH HIGH RESISTANCE, HIGHER THAN THAT OF API X6 STANDARD
JP3885691B2 (ja) * 2002-08-27 2007-02-21 Ｊｆｅスチール株式会社 ９８０ＭＰａ超級非調質厚鋼板の製造方法

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107208215A (zh) * 2015-05-20 2017-09-26 新日铁住金株式会社 高强度电焊钢管、高强度电焊钢管用钢板的制造方法和高强度电焊钢管的制造方法
CN105603322A (zh) * 2016-01-29 2016-05-25 宝山钢铁股份有限公司 超低成本800MPa级高韧性、优良焊接性的钢板及其制造方法
CN105603322B (zh) * 2016-01-29 2017-10-31 宝山钢铁股份有限公司 超低成本800MPa级高韧性、优良焊接性的钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
US20040187982A1 (en) 2004-09-30
CN1540024A (zh) 2004-10-27
DE602004000998T2 (de) 2006-09-21
CA2461831A1 (en) 2004-09-27
CA2461831C (en) 2013-05-28
KR100628360B1 (ko) 2006-09-27
JP4341396B2 (ja) 2009-10-07
EP1462535A1 (en) 2004-09-29
JP2004315957A (ja) 2004-11-11
EP1462535B1 (en) 2006-05-31
US7501030B2 (en) 2009-03-10
DE602004000998D1 (de) 2006-07-06
KR20040084807A (ko) 2004-10-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN1276988C (zh) 高强度电阻焊接管用热轧钢带及其制造方法
CN1661126A (zh) 焊接部韧性优良的耐酸气性高强度电阻焊接管用热轧钢板及其制造方法
RU2534566C1 (ru) Толстостенная сварная стальная труба с превосходной низкотемпературной ударной вязкостью, способ изготовления толстостенной сварной стальной трубы с превосходной низкотемпературной ударной вязкостью, и стальная пластина для изготовления толстостенной сварной стальной трубы
JP5857400B2 (ja) 高圧縮強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
CN1217023C (zh) 用于中空稳定器的电焊接钢管
CN1225690A (zh) 高延展性且高强度的钢材及其制造方法
CN1914343A (zh) 耐硫化物应力裂纹性优异的油井用无缝钢管及其制造方法
CN1922337A (zh) 包申格效应的体现小的钢板或钢管及其制造方法
JPWO2013147197A1 (ja) 耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及びこれに用いる高強度ラインパイプ用鋼板、並びにこれらの製造方法
KR20120084804A (ko) 높은 압축 강도 및 내사우어성이 우수한 라인파이프용 용접 강관 및 그 제조 방법
CN104040006B (zh) 耐磨损焊接钢管及其制造方法
JP2010209460A (ja) 耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管
CN107109567A (zh) 用于深井用导体套管的高强度厚壁电阻焊钢管及其制造方法和深井用高强度厚壁导体套管
JP2010209461A (ja) 耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管
JP5391542B2 (ja) 変形性能に優れた引張強度が７５０ＭＰａを超える高強度鋼およびその製造方法
CN101065507A (zh) 高强度焊接钢管
WO2014002289A1 (ja) 冷間加工性、被削性および焼入れ性に優れた高炭素鋼管およびその製造方法
JP6179692B1 (ja) アズロール型ｋ５５電縫油井管及び熱延鋼板
WO2012141220A1 (ja) 変形性能及び低温靭性に優れた高強度鋼板及び高強度鋼管並びにこれらの製造方法
KR20140075734A (ko) 용접 열영향부 인성이 우수한 용접 강관 및 그의 제조 방법
CN1768156A (zh) 用在海水应用中的双相不锈钢合金
CN1886530A (zh) 焊接部韧性优良的高强度钢及海洋结构件
JP2009084668A (ja) 高強度Ｃｒ−Ｎｉ合金材およびそれを用いた油井用継目無管
WO2021085036A1 (ja) 電縫鋼管およびその製造方法ならびにラインパイプおよび建築構造物
CN1668768A (zh) 马氏体不锈钢无缝管及其制造方法

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

Granted publication date: 20060927

Termination date: 20200326