JP4276480B2

JP4276480B2 - Manufacturing method of high strength steel pipe for pipelines with excellent deformation performance

Info

Publication number: JP4276480B2
Application number: JP2003179865A
Authority: JP
Inventors: 均朝日; 英司津留; 卓也原; 康浩篠原
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2003-06-24
Filing date: 2003-06-24
Publication date: 2009-06-10
Anticipated expiration: 2023-06-24
Also published as: JP2005015823A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、天然ガス・原油輸送用ラインパイプとして好適な、地盤変動等によるパイプラインの変形許容度が大きい、変形性能に優れたパイプライン用鋼管及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、原油・天然ガスの長距離輸送方法としてパイプラインの重要性がますます高まっている。しかし、パイプラインが敷設される環境が多様化し、例えば、凍土地帯での夏と冬との地盤変動、海底での海流、地震による地層変動等によるパイプラインの変位及び曲がりが問題となってきた。そのため、耐内圧性に優れるだけではなく、長手方向の変形が起きた場合にも座屈等が生じ難い、変形性能に優れた高強度鋼管が要望されている。
【０００３】
このような要求を満足する鋼管として、変形性能に優れた、引張強度に対する降伏強度の比（降伏比という）が低い高強度鋼の製造方法が特許文献１に、加工硬化指数（ｎ値という）の大きい鋼管及び製造方法が特許文献２に開示されている。また、特許文献３には、降伏比が低く、一様伸びが大きい鋼板及び鋼管が提案されている。
【０００４】
しかし、実際のパイプラインの変形においては、鋼管同士を接合した円周溶接部、特に溶接熱影響部の軟化が問題であることが判明した。これは、鋼管同士を接合した円周溶接部の強度が鋼管の母材の長手方向の強度と比べて十分高くないと、パイプラインに曲げ変形等が加わった時に、鋼管同士の接合部の微小な溶接欠陥や溶接熱影響部の軟化部から破壊するためである。特に、高強度パイプライン用鋼管は、溶接熱影響部の軟化が比較的大きくかつ高靭性が得難い高強度溶接材料を必要とするため、例え鋼管自体の変形性能を向上させたとしても、許容変形量を高める効果が不十分であり、パイプラインの変形性能が損なわれるという問題があった。
【０００５】
【特許文献１】
特公平６−１５６８９号公報
【特許文献２】
特開平１１−２７９７００号公報
【特許文献３】
特願２００２−１０６５３６号
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、パイプラインに好適な、ＡＰＩ規格Ｘ８０〜１００級の優れた強度を有する変形性能に優れた高強度鋼管及びその製造方法を提供するものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明は、高強度鋼管を用いたパイプラインの耐内圧性能を損なうことなく変形性能を向上させるためには、周方向の降伏強度よりも長手方向の降伏強度を低下させることが効果的であり、ミクロ組織をフェライトとマルテンサイト及び／又はベイナイトの複合組織として、加工硬化特性を向上させることが有効であるという知見に基づいてなされたのであり、その要旨は以下のとおりである。
【０００８】
（１）鋼管の長手方向の降伏強度ＹＳＬと周方向の降伏強度ＹＳＣとの比ＹＳＬ／ＹＳＣが、百分率で７０〜９５％であり、ミクロ組織が面積率で３０〜８０％のフェライトと残部がマルテンサイト及び／又はベイナイトからなり、鋼管の周方向の降伏強度ＹＳＣが８０ｋｓｉ以上である変形性能に優れたパイプライン用高強度鋼管の製造方法であって、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．８％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０１％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．１％以下、
Ｎ：０．００１〜０．００８％
を含有し、
Ｔｉ−３．４Ｎ≧０
を満足し、更に、
Ｎｉ：１％以下、Ｍｏ：０．６％以下、
Ｃｒ：１％以下、Ｃｕ：１％以下、
Ｖ：０．１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．００６％以下
の１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を９５０℃以上に加熱し、熱間圧延を行い、５００℃以下まで空冷後、７４０〜８５０℃の温度に再加熱し、１０℃／ｓ以上で４００℃以下まで冷却して１５〜２０ｍｍ厚の鋼板とし、該鋼板を筒状に成型し、突合せ部の端部同士を溶接したことを特徴とする変形性能に優れたパイプライン用高強度鋼管の製造方法。
【００１１】
（２）突合せ部の端部同士を溶接後、０．８〜３％拡管することを特徴とする（１）記載の変形性能に優れたパイプライン用高強度鋼管の製造方法。
【００１２】
【発明の実施の形態】
代表的なラインパイプの規格であるＡＰＩ５Ｌ規格では、例えばＸ８０の規格最小降伏強度（ＳＭＹＳ）が８０ｋｓｉ（１ｋｓｉ＝６．８９ＭＰａ）であり、周方向の強度はＳＭＹＳ以上でなければ設計内圧に耐えられない。Ｘ１００でのＳＭＹＳは１００ｋｓｉである。一方、高強度鋼管を用いたパイプラインの変形能を確保するためには、鋼管同士の溶接部の強度を、鋼管長手方向の強度よりも高くすることが必要である。
【００１３】
即ち、高強度鋼管を用いたパイプラインを実現するには、鋼管同士の溶接部の高強度化と高靭性化を同時に満足する溶接材料が必要になる。しかし、鋼管の高強度化に見合う性能を有する溶接材料の開発は困難である。そこで、新たな溶接材料の開発を必要とせず、溶接部の強度が現状のままであっても、パイプラインとしての性能を確保させる方法について検討を行った。
【００１４】
鋼管の周方向は設計内圧に耐える強度が必要であるため、降伏強度がＳＭＹＳ以上でなければならない。一方、鋼管長手方向は内圧による応力が周方向の半分であるため、降伏強度がＳＭＹＳ以下であっても内圧によってバーストすることはない。なお、鋼管同士を溶接した場合、溶接金属及び溶接熱影響部の周方向の降伏強度が鋼管の周方向の降伏強度より若干低下しても、溶接部の周辺の母材によって拘束されているため、バーストすることはない。
【００１５】
したがって、鋼管周方向の強度を高く、鋼管長手方向の強度を低くすれば、バーストの防止と変形性能の向上を両立したパイプラインを実現することが可能になる。そこで、本発明者は、強度異方性が大きい鋼管、即ち、鋼管長手方向の降伏強度の鋼管周方向の降伏強度に対する比が小さい鋼管の開発を指向し、検討を重ねた。
【００１６】
その結果、このような鋼管を製造するためには、鋼板を鋼管に成形する際に導入される歪みの異方性を利用し、周方向を硬化させ、長手方向の強度上昇を抑制することが有効であることがわかった。即ち、鋼板を筒状に成形する際には、周方向の歪みが大きく、一方、長手方向の歪みは相対的に小さく、かつ、長手方向には圧縮歪みによるバウシンガー効果に起因する軟化が生じるため、円周方向の降伏強度が大幅に上昇し、長手方向の降伏強度が低くなる。特に、鋼管を拡管すると円周方向の降伏強度がより上昇するのに対し、長手方向では拡管時の長手方向歪みが圧縮であるためバウシンガー効果による降伏強度の低下がより顕著になった。
【００１７】
また、このバウシンガー効果は、一様伸びが大きく、加工硬化指数が大きく、降伏比が小さい、加工硬化特性に優れた鋼板を用いることが極めて効果的であるという知見を得た。更に、鋼板の加工硬化特性を向上させるためには、鋼のミクロ組織を軟らかい相と硬い相の複相組織とすることが重要であり、特に、軟らかい相であるフェライトと、硬い相であるマルテンサイト、ベイナイト又はこれらの混合相との複相組織からなる鋼は、極めて降伏強度と引張強度の比が小さいことを見出した。
【００１８】
更に、このような複相組織からなる加工硬化特性に優れた鋼管の製造条件について検討を行った。その結果、フェライトとベイナイト及び／又はマルテンサイトとの複相組織からなるミクロ組織を得るには、まず、鋼片をオーステナイト域、即ち、Ａ_C3点［℃］以上に加熱し、熱間圧延を行い、Ａ_r1点［℃］以下まで空冷して軟らかいフェライト中にパーライトが分散した組織にする必要があることがわかった。
【００１９】
このフェライト相中にパーライト相が散在する熱延板をフェライト、オーステナイト二相域、即ちＡ_C1点［℃］〜Ａ_C3点［℃］の範囲内に加熱すれば、元々パーライトであった部分からオーステナイト変態が開始するため、分散したオーステナイトを生成させることができる。この加熱後、Ｍｓ点［℃］以下まで急冷すればオーステナイトがマルテンサイト及び／又はベイナイトの低温変態生成物になるため、フェライトとベイナイト及び／又はマルテンサイトとの複相組織からなるミクロ組織が得られることがわかった。
【００２０】
通常、高強度ラインパイプは圧延後、加速冷却されるが、この場合はベイニティクフェライトやベイナイトが生成し、パーライトが生成しない。パーライトが分散して存在しないと、二相域に加熱してもオーステナイトが分散して生成しないため、フェライト中にベイナイト及び／又はマルテンサイトが微細に分散せず、低温靭性が低下する。また、ベイニティックフェライトやベイナイトは空冷で生成したフェライト程は軟らかくない。従って、圧延後加速冷却すると、低温靭性、加工硬化特性が低下する。
【００２１】
また、圧延板を二相域に加熱後、Ｍｓ点［℃］以下まで空冷するとオーステナイト相がパーライト組織に変態し、強度及び加工硬化特性を損なうため、加速冷却してオーステナイト相をマルテンサイトやベイナイトに変態させることが必要であることがわかった。
【００２２】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００２３】
本発明において、鋼管の周方向の降伏強度は、試験片の扁平の影響を排除するためにＡＳＴＭＡ３７０に準拠したリング・エクスパンション（ＲｉｎｇＥｘｐａｎｓｉｏｎ）試験によって測定する。また、鋼管の長手方向の降伏強度は、ＡＰＩ５Ｌに準拠した弧状全厚引張試験によって測定することができる。
【００２４】
なお、鋼管の長手方向の引張強度は、ＡＰＩ５Ｌに準拠した弧状全厚引張試験によって降伏強度とともに求めることができ、鋼管の円周方向の引張強度は、ＡＰＩ５Ｌに準拠し、扁平した全厚引張試験片を用いて測定することができる。
【００２５】
また、鋼管の周方向及び長手方向の引張試験は、平行部を扁平せず、掴み部を扁平した引張試験片を用いて、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して行っても良い。周方向を長手とする引張試験片を採取する場合には、鋼管の形状によっては、肉厚方向に研削しても良い。平行部の研削量を可能な限り少なくした引張試験片を用いることが好ましい。
【００２６】
鋼管長手方向の降伏強度の鋼管周方向の降伏強度に対する比が、百分率で９５％を超えると、パイプラインにおいて鋼管同士を溶接した部位での変形特性を向上させる効果が不十分になる。一方、鋼管長手方向の降伏強度の鋼管周方向の降伏強度に対する比が７０％よりも小さいと、パイプラインそのものの降伏強度が低下して変形量が大きくなり過ぎる。したがって、鋼管長手方向の降伏強度の鋼管周方向の降伏強度に対する比を、百分率で７０〜９５％の範囲とした。
【００２７】
次に、本発明の鋼管の成分元素を限定した理由について説明する。
【００２８】
Ｃは鋼の強度向上に極めて有効であり、目標とする強度を得るためには、最低０．０３％以上の添加が必要である。しかし、Ｃ量が０．１２％よりも多すぎると母材、ＨＡＺの低温靱性や現地溶接性の著しい劣化を招くので、その上限を０．１２％とした。なお、一様伸び、加工硬化特性はＣ量が多い方が高くなり、低温靭性や溶接性はＣ量が少ない方が良好であり、要求特性の水準により、バランスを考慮してＣ量を０．０３〜０．１２％の範囲内に限定した。
【００２９】
Ｓｉは脱酸や強度向上のために添加する元素であるが、０．８％よりも多く添加するとＨＡＺ靱性、現地溶接性を著しく劣化させるので、上限を０．８％以下とした。鋼の脱酸はＡｌでもＴｉでも十分可能であり、Ｓｉは必ずしも添加する必要はないが、通常０．０５％以上のＳｉが含まれる。
【００３０】
Ｍｎは本発明鋼の母相のミクロ組織をベイナイト主体の組織とし、優れた強度・低温靱性のバランスを確保する上で不可欠な元素であり、この効果を得るにはＭｎ量の下限を０．８％以上にする必要がある。しかし、Ｍｎ量が２．５％よりも多すぎると、低温靭性が劣化するので上限を２．５％以下とした。
【００３１】
Ｐ及びＳは不純物元素であり、母材及びＨＡＺの低温靱性をより一層向上させるためには、Ｐ及びＳの含有量の上限をそれぞれの０．０３％以下及び０．０１％以下とすることが必要である。Ｐ量を０．０３％以下に低減することにより、連続鋳造スラブの中心偏析を軽減させるとともに、粒界破壊を防止して低温靱性を向上させることができる。また、Ｓ量を０．０１％以下に低減することにより、熱間圧延で延伸化するＭｎＳの生成を抑制して延性及び靱性を向上させる効果が得られる。Ｐ及びＳの含有量は、少ないほど好ましいが、特性とコストのバランスから、それぞれ０．００１％以上及び０．０００１％以上を下限とすることが好ましい。
【００３２】
Ｎｂは、０．０１％以上の添加により、制御圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制して組織を微細化するだけでなく、焼入れ性増大にも寄与し、鋼を強靱化する。しかし、Ｎｂ添加量が０．１％よりも多すぎると、ＨＡＺ靱性や現地溶接性に悪影響をもたらすので、その上限を０．１％以下とした。
【００３３】
Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時及びＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、母材及びＨＡＺの低温靱性を改善する。また、Ａｌ量が少ない時、例えばＡｌ量が０．００５％以下である場合、Ｔｉは酸化物を形成し、ＨＡＺにおいて粒内フェライト生成核として作用し、ＨＡＺ組織を微細化する効果も有する。このようなＴｉＮの効果を発現させるためには、０．００５％以上のＴｉ添加が必要である。しかし、Ｔｉ量が０．０３％よりも多すぎると、ＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、低温靱性を劣化させるので、その上限を０．０３％に限定した。
【００３４】
Ａｌは含有量が０．１％を超えるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害するので、上限を０．１％以下とした。また、Ａｌは、脱酸材として通常０．００３％以上含まれ、組織の微細化にも効果を有する元素であるが、本発明においては、脱酸はＴｉ及び／又はＳｉでも可能であり、Ａｌは必ずしも添加する必要はない。
【００３５】
ＮはＴｉＮを形成しスラブ再加熱時及びＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制して母材、ＨＡＺの低温靱性を向上させる。このために必要な最小のＮ量は０．００１％以上である。しかし、Ｎを０．００８％超添加するとＴｉＮの生成量が増加し、表面疵、靭性劣化等の弊害が生じるので、Ｎ量の上限を０．００８％以下に抑える必要がある。
【００３６】
また、鋼中に固溶Ｎが存在すると成形歪みによる時効により転位が固着され、引張試験において明瞭な降伏点と降伏点伸びがあらわれるようになり、変形性能が著しく低下する。従って、Ｔｉの添加によって、固溶ＮをＴｉＮとして固定するために、Ｔｉ−３．４Ｎ≧０を満足することが好ましい。
【００３７】
更に、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇの１種又は２種以上を添加することが必要である。基本となる成分に、更にこれらの元素を添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度及び靱性の一層の向上や製造可能な鋼材サイズの拡大を図るためである。以下、それぞれの成分の添加量の好ましい範囲について説明する。
【００３８】
Ｎｉを添加する目的は、低炭素の本発明鋼の強度を低温靱性や現地溶接性を劣化させることなく向上させることであり、０．１％以上添加することが好ましい。Ｎｉ添加はＭｎやＣｒ、Ｍｏ添加に比べて圧延組織中、特に連続鋳造鋼片の中心偏析帯中に、低温靱性に有害な硬化組織を形成することが少ない。しかし、添加量が１％よりも多すぎると、経済性だけでなく、ＨＡＺ靱性や現地溶接性を劣化させることがある。したがって、Ｎｉ添加量の上限を１％とすることが好ましい。また、Ｎｉ添加は連続鋳造時、熱間圧延時におけるＣｕ割れの防止にも有効である。この場合、Ｃｕ量の１／３以上のＮｉ量を添加することが好ましい。
【００３９】
Ｍｏを添加する目的は、鋼の焼入れ性を向上させ、高強度を得ることである。また、ＭｏはＮｂと共存して制御圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制し、オーステナイト組織の微細化にも効果があり、０．０５％以上添加することが好ましい。しかし、０．６％超の過剰なＭｏ添加はＨＡＺ靱性、現地溶接性を劣化させ、さらにフェライトを分散して生成させるのが困難になることがあるので、その上限を０．６％とすることが好ましい。
【００４０】
Ｃｒは母材、溶接部の強度を増加させる元素であり、０．１％以上添加することが好ましい。しかし、Ｃｒ量が１．０％を超えるとＨＡＺ靱性や現地溶接性を著しく劣化させることがある。このためＣｒ量の上限は１．０％とすることが好ましい。
【００４１】
Ｃｕは母材、溶接部の強度を増加させる元素であり、０．１％以上の添加が好ましいが、Ｃｕ量が１．０％よりも多すぎるとＨＡＺ靱性や現地溶接性を著しく劣化させることがある。このためＣｕ量の上限は１．０％とすることが好ましい。
【００４２】
ＶはＮｂとほぼ同様の効果を有するが、その効果はＮｂに比較して弱い。また、溶接部の軟化を抑制する効果も有する。Ｖ量の上限はＨＡＺ靱性、現地溶接性の点から０．１％以下とすることが好ましい。Ｖ量の特に好ましい範囲は、０．０３〜０．０８％である。
【００４３】
Ｃａ及びＲＥＭは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靱性を向上させ、シャルピー試験の吸収エネルギーの増加させる元素であり、それぞれ、０．００１％以上及び０．００２％以上を添加することが好ましい。Ｃａ量を０．０１％超、ＲＥＭ量を０．０２％超添加するとＣａＯ−ＣａＳ又はＲＥＭ−ＣａＳが大量に生成して大型クラスター、大型介在物となり、鋼の清浄度を害するだけでなく、現地溶接性にも悪影響をおよぼすことがある。このためＣａ添加量の上限を０．０１％以下に、ＲＥＭ添加量の上限を０．０２％以下に制限することが好ましい。
【００４４】
また、超高強度ラインパイプでは、Ｓ量及びＯ量をそれぞれ０．００１％以下及び０．００２％以下に低減し、かつＥＳＳＰ＝（Ｃａ）〔１−１２４（Ｏ）〕／１．２５Ｓを０．５≦ＥＳＳＰ≦１０．０とすることが特に有効である。
【００４５】
Ｍｇは微細分散した酸化物を形成し、溶接熱影響部の粒粗大化を抑制して低温靭性を向上させるため、０．００１％以上を添加することが好ましい。一方、Ｍｇ量が０．００６％超では粗大酸化物を生成し逆に靭性を劣化させることがあるため、上限を０．００６％以下とすることが好ましい。
【００４６】
鋼の加工硬化特性を向上させるためには、そのミクロ組織を軟らかいフェライトと残部が硬いマルテンサイト及び／又はベイナイトとの複合組織とすることが好ましい。ミクロ組織において、フェライトの面積率が８０％超では強度がやや低下し、３０％未満では加工硬化特性やや低下する。したがって、ミクロ組織は、面積率で３０〜８０％のフェライトと残部がマルテンサイト及び／又はベイナイトからなることが好ましい。
【００４７】
フェライトの面積率は、光学顕微鏡組織写真を用いて、５μｍ間隔のポイントカウント法で測定した平均値として求める。光学顕微鏡観察用の試料は、鋼管を周方向に切断して採取し、鏡面研磨及び腐食して作製することができる。腐食液は、例えばナイタールを用いれば良い。試料の肉厚中央部を光学顕微鏡にて、５００倍で観察し、縦０．５ｍｍ、横０．５ｍｍの領域を写真撮影する。
【００４８】
また、フェライトが軟質であるほど加工硬化特性が向上するため、微小ビッカース硬度計を用いて、ＪＩＳＺ２２４４に準拠して測定したフェライト相のビッカース硬さが２００Ｈｖ以下であることが好ましい。
【００４９】
次に本発明の鋼管の製造方法について説明する。本発明の鋼管の製造方法は、鋼を溶製後、鋳造して鋼片とし、鋼片を加熱して熱間圧延し、冷却後、再加熱して冷却して鋼板とし、その鋼板を筒状に成形して端部同士を溶接する製造工程からなり、その後、拡管を行っても良い。
【００５０】
熱間圧延を行う際の鋼片の加熱温度は、９５０℃以上とする。これは、本発明の成分からなる鋼のオーステナイト域の下限温度、即ちＡ_Ｃ３点［℃］が９５０℃よりも低下することはなく、加熱温度を９５０℃以上にすれば鋼をオーステナイト域に加熱することができるためである。
【００５１】
また、熱間圧延後、鋼をフェライト・パーライト変態させるために、フェライト変態の開始温度であるＡ_ｒ１点［℃］以下まで空冷で冷却する。本発明の成分のＡ_ｒ１点［℃］は、冷却速度によって変化するものの、５００℃を超えることはないため、空冷を停止する温度の上限を５００℃以下とした。
【００５２】
このように、オーステナイト域に加熱し、熱間圧延後、フェライト域まで空冷することにより、軟らかいフェライト中にパーライトが分散した組織からなる熱延板が得られる。熱間圧延を行う際の鋼片の加熱温度の上限は規定しないが、通常、１３００℃を超えることはない。熱間圧延の方法及び条件は特に規定しないが、ミクロ組織を微細化するためには制御圧延を行うことが好ましい。
【００５３】
熱間圧延、空冷後、熱延板を７４０〜８５０℃の範囲に再加熱する。これは、本発明の成分からなる鋼の二相域、即ち、Ａ_Ｃ１点［℃］〜Ａ_Ｃ３点［℃］の範囲より狭い範囲である。この再加熱により、熱間圧延後の鋼板に生成しているパーライトは、オーステナイトに変態する。再加熱温度が７４０℃未満ではオーステナイト変態量が不十分で、鋼管のミクロ組織において、軟質のフェライト相の比率が多くなり、高強度が得られない。一方、再加熱温度が８５０℃を超えると鋼管のミクロ組織において、フェライト相が少なくなり、加工硬化特性が低下し、一様伸び、降伏比、加工硬化指数が小さくなる。
【００５４】
熱延板を再加熱後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で、４００℃以下まで加速冷却する。これは、二相域からマルテンサイト変態温度以下までの冷却速度を制御することを意味し、再加熱時に生成したオーステナイト相がマルテンサイト及び／又はベイナイトに変態し、高強度、高加工硬化特性が得られる。なお、冷却速度は板厚中心での平均速度である。再加熱後、冷却速度が１０℃／ｓよりも遅いと、再加熱時に生成したオーステナイト相がパーライトに変態し、高強度、高加工硬化特性が得られない。したがって、再加熱後の冷却速度の下限を１０℃／ｓ以上とした。再加熱後の冷却速度の上限は規定しないが、１００℃／ｓを超えることは技術的に困難である。加速冷却の停止温度の上限を４００℃以下としたのは、本発明の成分のＭｓ点［℃］、即ち、マルテンサイト変態の開始温度が、具体的には４００℃を超えることはないためである。
【００５５】
なお、熱間圧延の加熱温度の下限Ａ_C3点［℃］、熱間圧延後の空冷の停止温度の上限Ａ_r1点［℃］、再加熱後の加速冷却の停止温度の上限Ｍｓ点［℃］は、加熱時及び冷却時の線膨張係数の変化によって測定しても良い。冷却時の変態点であるＡ_r1点［℃］、Ｍｓ点［℃］は冷却速度によって変化するため、実操業における空冷時及び加速冷却時の冷却速度を測定しておき、空冷時の冷却速度でＡ_r1点［℃］を、加速冷却時の冷却速度でＭｓ点［℃］を測定することが好ましい。
【００５６】
このようにして製造された鋼板を筒状に成形し、端部同士を接合するが、鋼板を筒状に成形する方法は、ＵＯＥ法、ベンディングロール法が適用でき、接合方法はアーク溶接、レーザー溶接等が使用可能である。
【００５７】
鋼管を０．８％以上の拡管率で拡管すると、円周方向の降伏強度がより上昇し、長手方向の降伏強度が拡管時の長手方向の圧縮歪みに起因するバウシンガー効果により低下する。一方、３％を超えた拡管を行うと鋼管の延性を損なうことがあるため、拡管率は０．８〜３％とすることが好ましい。
【００５８】
【実施例】
表１に示す化学成分の鋼を溶製し、連続鋳造した鋼片を８５０℃以上に加熱して熱間圧延を行い、表２に示す条件で、５００℃以下まで冷却し、再加熱して、４００℃以下まで加速冷却して鋼板とした。なお、表１のＡ_r3点［℃］は、本発明の鋼板の冷却時におけるオーステナイト域の上限を示す温度であり、線膨張係数の変化から求めた実験値である。更にこれらの鋼板をＵＯＥ工程によって鋼管とした。鋼管を製造する際の溶接方法は、サブマージアーク溶接とした。なお、鋼管の外径は９１４．４ｍｍ、肉厚は１６ｍｍであった。
【００５９】
鋼管の長手方向の降伏強度及び引張強度は、ＡＰＩ５Ｌに準拠した弧状全厚引張試験によって測定した。鋼管の周方向の降伏強度は、ＡＳＴＭＡ３７０に準拠したリング・エクスパンション試験によって測定した。鋼管円周方向の引張強度は、ＡＰＩ５Ｌに準拠して、扁平した全厚引張試験片を用いて測定した。
【００６０】
また、鋼管からミクロ組織観察用の試験片を採取し、研磨、腐食し、肉厚中央部を５００倍で観察し、光学顕微鏡組織写真を撮影した。得られた５視野の光学顕微鏡組織写真を用いて、フェライトの面積率を縦０．５ｍｍ、横０．５ｍｍの領域で５μｍ間隔のポイントカウント法で測定し、平均値として求めた。
【００６１】
鋼管同士を突き合わせて、表２に示した規格降伏強度よりも１５ｋｉｓ程度強度が高い溶接材料を使用し、円周溶接をサブマージアーク溶接した。実際のパイプラインの変形特性を評価するために、鋼管同士の円周溶接部を中央とし、溶接界面に２ｍｍ深さ、幅１００ｍｍの人工切欠きを加工した鋼管試験体を作製した。鋼管試験体の鋼管母材部の円周方向の８箇所に歪みゲージを貼付け、鋼管の端部を長手方向に引張り、人工切欠きから亀裂が進展を始めたときの歪みを鋼管引張破壊歪として測定し、変形特性を評価した。
【００６２】
結果を表３に示す。表３において、ＹＳ_L／ＹＳ_Cは、鋼管の長手方向の降伏強度ＹＳ_Lと周方向の降伏強度ＹＳ_Cとの比を百分率で表したものである。表３より、本発明例である製造Ｎｏ．１〜１２は鋼管長手方向の降伏強度が規格最小降伏強度より低く、鋼管周方向の降伏強度に対する比が本発明の範囲内であり、鋼管引張りの破壊歪みが大きい。一方、比較例である製造Ｎｏ．１３〜１５は、鋼管の長手方向と周方向の降伏強度の比が本発明の範囲よりも大きく、鋼管引張りの破壊歪みが小さい。また、製造Ｎｏ．１３は圧延後水冷されており、製造Ｎｏ．１４は加熱温度が高いために鋼管長手方向の降伏強度が高い。さらに、製造Ｎｏ．１５は固溶Ｎが存在するため降伏点が現れて降伏強度が高い。
【００６３】
【表１】

【００６４】
【表２】

【００６５】
【表３】

【００６６】
【発明の効果】
本発明によれば、ＡＰＩ規格Ｘ８０〜１００級の優れた強度を有し、パイプラインに使用できる変形性能に優れた高強度鋼管及びその製造方法の提供が可能になる。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a steel pipe for a pipeline that is suitable as a line pipe for transporting natural gas and crude oil, has a large deformation tolerance of the pipeline due to ground fluctuation, etc., and has excellent deformation performance, and a method for manufacturing the same.
[0002]
[Prior art]
In recent years, pipelines have become increasingly important as long-distance transportation methods for crude oil and natural gas. However, the environment in which pipelines are laid has diversified, and for example, there have been problems with displacement and bending of the pipeline due to ground and summer changes in the frozen land zone, ocean currents at the bottom of the sea, and formation changes due to earthquakes. . Therefore, there is a demand for a high-strength steel pipe that is not only excellent in internal pressure resistance, but also is not easily buckled even when deformation in the longitudinal direction occurs, and has excellent deformation performance.
[0003]
As a steel pipe satisfying such requirements, Patent Document 1 discloses a manufacturing method of high strength steel excellent in deformation performance and having a low yield strength to tensile strength ratio (referred to as yield ratio). A steel pipe having a large length and a manufacturing method are disclosed in Patent Document 2. Patent Document 3 proposes a steel plate and a steel pipe having a low yield ratio and a large uniform elongation.
[0004]
However, in the actual pipeline deformation, it has been found that the problem is softening of the circumferential welded portion where the steel pipes are joined, particularly the weld heat affected zone. This is because when the strength of the circumferential welded joint between steel pipes is not sufficiently high compared to the strength in the longitudinal direction of the base material of the steel pipe, when bending deformation or the like is applied to the pipeline, This is to break down from a weld defect or a softened part of the weld heat affected zone. In particular, steel pipes for high-strength pipelines require a high-strength welding material with relatively large softening of the heat affected zone and difficult to obtain high toughness, so even if the deformation performance of the steel pipe itself is improved, allowable deformation There is a problem that the effect of increasing the amount is insufficient and the deformation performance of the pipeline is impaired.
[0005]
[Patent Document 1]
Japanese Patent Publication No. 6-15689
[Patent Document 2]
JP 11-279700 A
[Patent Document 3]
Japanese Patent Application No. 2002-106536
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention provides a high-strength steel pipe excellent in deformation performance having excellent strength of API standard X80 to 100 grade, suitable for pipelines, and a method for producing the same.
[0007]
[Means for Solving the Problems]
In order to improve deformation performance without impairing the internal pressure resistance performance of a pipeline using a high-strength steel pipe, it is effective to lower the yield strength in the longitudinal direction than the yield strength in the circumferential direction. The microstructure is made based on the knowledge that it is effective to improve the work hardening characteristics by using a composite structure of ferrite and martensite and / or bainite, and the gist thereof is as follows.
[0008]
(1) The ratio YSL / YSC between the yield strength YSL in the longitudinal direction of the steel pipe and the yield strength YSC in the circumferential direction is 70 to 95% as a percentage.High-strength steel pipes for pipelines with excellent deformation performance with a microstructure of 30-80% area ratio ferrite and the balance of martensite and / or bainite, and a steel pipe yield strength YSC of 80 ksi or more in the circumferential direction The method of manufacturing, wherein the mass%,
C : 0.03-0.12%, Si: 0.8% or less,
Mn: 0.8 to 2.5% P : 0.03% or less,
S : 0.01% or less Nb: 0.01 to 0.1%,
Ti: 0.005 to 0.03%, Al: 0.1% or less,
N : 0.001 to 0.008%
Containing
Ti-3.4N ≧ 0
Satisfied,
Ni: 1% or less, Mo: 0.6% or less,
Cr: 1% or less, Cu: 1% or less,
V : 0.1% or less, Ca: 0.01% or less,
REM: 0.02% or less, Mg: 0.006% or less
A steel piece containing one or more of the following, the balance being iron and inevitable impurities is heated to 950 ° C or higher, hot-rolled, air-cooled to 500 ° C or lower, and then at a temperature of 740 to 850 ° C. Deformation performance characterized by reheating, cooling to 10 ° C./s or more to 400 ° C. or less to form a steel plate having a thickness of 15 to 20 mm, forming the steel plate into a cylindrical shape, and welding the ends of the butt portions Excellent method for manufacturing high-strength steel pipes for pipelines.
[0011]
(2) After welding the end portions of the butt portion, the tube is expanded by 0.8 to 3% (1) The manufacturing method of the high strength steel pipe for pipelines excellent in the deformation | transformation performance of description.
[0012]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
In the API 5L standard, which is a typical line pipe standard, for example, the standard minimum yield strength (SMYS) of X80 is 80 ksi (1 ksi = 6.89 MPa), and the strength in the circumferential direction can withstand the design internal pressure unless it is greater than SMYS. I can't. The SMYS at X100 is 100 ksi. On the other hand, in order to ensure the deformability of a pipeline using a high-strength steel pipe, it is necessary to make the strength of the welded portion between the steel pipes higher than the strength in the longitudinal direction of the steel pipe.
[0013]
That is, in order to realize a pipeline using high-strength steel pipes, a welding material that satisfies both high strength and high toughness of the welded portion between the steel pipes is required. However, it is difficult to develop a welding material having performance suitable for increasing the strength of steel pipes. Therefore, we studied a method to ensure the performance as a pipeline even if the strength of the welded part remains the same without developing new welding materials.
[0014]
Since the circumferential direction of the steel pipe needs to be strong enough to withstand the design internal pressure, the yield strength must be SMYS or higher. On the other hand, since the stress due to the internal pressure is half of the circumferential direction in the longitudinal direction of the steel pipe, even if the yield strength is SMYS or less, it does not burst due to the internal pressure. In addition, when steel pipes are welded together, even if the yield strength in the circumferential direction of the weld metal and weld heat affected zone is slightly lower than the yield strength in the circumferential direction of the steel pipe, it is constrained by the base metal around the welded portion. , Never burst.
[0015]
Therefore, if the strength in the circumferential direction of the steel pipe is increased and the strength in the longitudinal direction of the steel pipe is decreased, it is possible to realize a pipeline that achieves both prevention of burst and improvement of deformation performance. Therefore, the present inventor directed the development of a steel pipe having a large strength anisotropy, that is, a steel pipe having a small ratio of the yield strength in the longitudinal direction of the steel pipe to the yield strength in the circumferential direction of the steel pipe.
[0016]
As a result, in order to manufacture such a steel pipe, the anisotropy of strain introduced when the steel sheet is formed into the steel pipe is utilized, the circumferential direction is cured, and the increase in the strength in the longitudinal direction is suppressed. It turned out to be effective. That is, when the steel sheet is formed into a cylindrical shape, the circumferential strain is large, while the longitudinal strain is relatively small, and the longitudinal direction is softened due to the Bausinger effect due to compressive strain. Therefore, the yield strength in the circumferential direction is significantly increased, and the yield strength in the longitudinal direction is reduced. In particular, when the steel pipe is expanded, the yield strength in the circumferential direction is further increased. On the other hand, in the longitudinal direction, since the longitudinal strain at the time of the expansion is compression, the decrease in the yield strength due to the Bauschinger effect becomes more remarkable.
[0017]
In addition, the Bausinger effect has been found to be extremely effective in using a steel sheet having a large uniform elongation, a large work hardening index, a low yield ratio, and excellent work hardening characteristics. Furthermore, in order to improve the work hardening characteristics of the steel sheet, it is important to make the microstructure of the steel a multiphase structure of a soft phase and a hard phase, and in particular, ferrite which is a soft phase and martens which is a hard phase. It has been found that a steel having a multiphase structure with sites, bainite or a mixed phase thereof has a very small ratio of yield strength to tensile strength.
[0018]
Furthermore, the manufacturing conditions of the steel pipe which was excellent in the work hardening characteristic which consists of such a multiphase structure were examined. As a result, in order to obtain a microstructure composed of a multiphase structure of ferrite and bainite and / or martensite, first, the steel slab is made into an austenite region, that is, A_C3Heat to point [° C] or higher, perform hot rolling,_r1It was found that it was necessary to cool to a point [° C.] or lower to obtain a structure in which pearlite was dispersed in soft ferrite.
[0019]
The hot-rolled sheet in which the pearlite phase is interspersed in the ferrite phase is converted into a ferrite and austenite two-phase region, namely_C1Point [° C] to A_C3When heated within the range of the point [° C.], the austenite transformation starts from the part that was originally pearlite, so that dispersed austenite can be generated. After this heating, if abruptly cooled to below the Ms point [° C.], austenite becomes a low temperature transformation product of martensite and / or bainite, so that a microstructure comprising a multiphase structure of ferrite and bainite and / or martensite is obtained. I found out that
[0020]
Usually, a high-strength line pipe is accelerated and cooled after rolling. In this case, bainitic ferrite and bainite are generated, and pearlite is not generated. When pearlite is not dispersed and present, austenite is not dispersed and formed even when heated in a two-phase region, so that bainite and / or martensite are not finely dispersed in the ferrite, and low temperature toughness is reduced. Bainitic ferrite and bainite are not as soft as ferrite produced by air cooling. Accordingly, when accelerated cooling is performed after rolling, low temperature toughness and work hardening characteristics are degraded.
[0021]
In addition, when the rolled sheet is heated to a two-phase region and then air-cooled to an Ms point [° C.] or lower, the austenite phase is transformed into a pearlite structure, and the strength and work-hardening properties are impaired. Therefore, accelerated cooling is performed to convert the austenite phase into martensite or bainite. It was found necessary to be transformed into
[0022]
Hereinafter, the present invention will be described in detail.
[0023]
In the present invention, the yield strength in the circumferential direction of the steel pipe is measured by a ring expansion test in accordance with ASTM A370 in order to eliminate the influence of the flatness of the test piece. Moreover, the yield strength in the longitudinal direction of the steel pipe can be measured by an arc-shaped full thickness tensile test based on API 5L.
[0024]
The tensile strength in the longitudinal direction of the steel pipe can be obtained together with the yield strength by an arc-shaped full thickness tensile test in accordance with API 5L. The tensile strength in the circumferential direction of the steel pipe is in accordance with API 5L and flattened full thickness. It can be measured using a tensile specimen.
[0025]
Moreover, you may perform the tensile test of the circumferential direction and longitudinal direction of a steel pipe based on JISZ2241 using the tensile test piece which did not flatten a parallel part and flattened the grip part. When collecting a tensile test piece having the circumferential direction as the longitudinal direction, depending on the shape of the steel pipe, it may be ground in the thickness direction. It is preferable to use a tensile test piece in which the amount of grinding of the parallel part is reduced as much as possible.
[0026]
If the ratio of the yield strength in the longitudinal direction of the steel pipe to the yield strength in the circumferential direction of the steel pipe exceeds 95%, the effect of improving the deformation characteristics at the site where the steel pipes are welded together in the pipeline becomes insufficient. On the other hand, when the ratio of the yield strength in the longitudinal direction of the steel pipe to the yield strength in the circumferential direction of the steel pipe is less than 70%, the yield strength of the pipeline itself is lowered and the deformation amount becomes too large. Therefore, the ratio of the yield strength in the longitudinal direction of the steel pipe to the yield strength in the circumferential direction of the steel pipe is set in the range of 70 to 95% as a percentage.
[0027]
Next, the reason why the constituent elements of the steel pipe of the present invention are limited will be described.
[0028]
C is extremely effective for improving the strength of the steel, and in order to obtain the target strength, it is necessary to add at least 0.03% or more. However, if the amount of C is more than 0.12%, the base material, HAZ low temperature toughness and on-site weldability are significantly deteriorated, so the upper limit was made 0.12%. In addition, uniform elongation and work hardening characteristics are higher when the amount of C is larger, and low temperature toughness and weldability are better when the amount of C is smaller. It was limited within the range of 0.03 to 0.12%.
[0029]
Si is an element added for deoxidation and strength improvement, but if added more than 0.8%, the HAZ toughness and on-site weldability are remarkably deteriorated, so the upper limit was made 0.8% or less. Steel can be sufficiently deoxidized with either Al or Ti, and Si is not necessarily added, but usually contains 0.05% or more of Si.
[0030]
Mn is a bainite-based microstructure of the matrix of the steel of the present invention, and is an indispensable element for ensuring an excellent balance between strength and low-temperature toughness. It should be 8% or more. However, if the amount of Mn is more than 2.5%, the low temperature toughness deteriorates, so the upper limit was made 2.5% or less.
[0031]
P and S are impurity elements, and in order to further improve the low temperature toughness of the base material and the HAZ, the upper limit of the content of P and S should be 0.03% or less and 0.01% or less, respectively. is required. By reducing the amount of P to 0.03% or less, it is possible to reduce the center segregation of the continuously cast slab, to prevent grain boundary fracture, and to improve the low temperature toughness. Moreover, the effect which improves ductility and toughness by suppressing the production | generation of MnS extended | stretched by hot rolling by reducing S amount to 0.01% or less is acquired. The smaller the P and S contents, the better. However, from the balance between characteristics and cost, it is preferable that the lower limit is 0.001% or more and 0.0001% or more, respectively.
[0032]
When Nb is added in an amount of 0.01% or more, it not only suppresses austenite recrystallization during controlled rolling and refines the structure, but also contributes to an increase in hardenability and strengthens the steel. However, if the amount of Nb added is more than 0.1%, the HAZ toughness and field weldability are adversely affected, so the upper limit was made 0.1% or less.
[0033]
Addition of Ti forms fine TiN, suppresses coarsening of austenite grains during reheating of the slab and HAZ, refines the microstructure, and improves the low temperature toughness of the base material and HAZ. Further, when the amount of Al is small, for example, when the amount of Al is 0.005% or less, Ti forms an oxide, acts as an intragranular ferrite formation nucleus in HAZ, and has an effect of refining the HAZ structure. In order to express such an effect of TiN, 0.005% or more of Ti should be added. However, if the amount of Ti is more than 0.03%, TiN coarsening and precipitation hardening due to TiC occur, and the low temperature toughness is deteriorated, so the upper limit was limited to 0.03%.
[0034]
If the Al content exceeds 0.1%, Al-based non-metallic inclusions increase to impair the cleanliness of the steel, so the upper limit was made 0.1% or less. In addition, Al is an element that is usually contained by 0.003% or more as a deoxidizing material and has an effect on the refinement of the structure, but in the present invention, deoxidation is possible with Ti and / or Si, Al need not necessarily be added.
[0035]
N forms TiN and suppresses coarsening of the austenite grains of HAZ during reheating of the slab and improves the low temperature toughness of the base material and HAZ. The minimum N amount necessary for this is 0.001% or more. However, if N is added in excess of 0.008%, the amount of TiN generated increases, and adverse effects such as surface defects and toughness deterioration occur. Therefore, it is necessary to keep the upper limit of N amount to 0.008% or less.
[0036]
Further, when solid solution N is present in the steel, dislocations are fixed by aging due to forming strain, and a clear yield point and yield point elongation appear in a tensile test, and the deformation performance is remarkably lowered. Therefore, in order to fix solid solution N as TiN by addition of Ti, it is preferable to satisfy Ti-3.4N ≧ 0.
[0037]
Furthermore, it is necessary to add one or more of Ni, Mo, Cr, Cu, V, Ca, REM, and Mg. The main purpose of adding these elements to the basic components is to further improve the strength and toughness and enlarge the size of the steel material that can be manufactured without impairing the excellent characteristics of the steel of the present invention. Hereinafter, the preferable range of the addition amount of each component will be described.
[0038]
The purpose of adding Ni is to improve the strength of the low-carbon steel of the present invention without deteriorating the low-temperature toughness and on-site weldability, and it is preferable to add 0.1% or more. Compared with the addition of Mn, Cr, or Mo, the addition of Ni rarely forms a hardened structure that is harmful to low-temperature toughness in the rolled structure, particularly in the central segregation zone of the continuous cast steel slab. However, when the addition amount is more than 1%, not only economic efficiency but also HAZ toughness and on-site weldability may be deteriorated. Therefore, the upper limit of the Ni addition amount is preferably 1%. Ni addition is also effective for preventing Cu cracking during continuous casting and hot rolling. In this case, it is preferable to add a Ni amount that is 1/3 or more of the Cu amount.
[0039]
The purpose of adding Mo is to improve the hardenability of the steel and to obtain high strength. Further, Mo coexists with Nb, suppresses recrystallization of austenite at the time of controlled rolling, has an effect on refining the austenite structure, and 0.05% or more is preferably added. However, excessive Mo addition exceeding 0.6% deteriorates the HAZ toughness and on-site weldability, and it may be difficult to disperse and generate ferrite, so the upper limit is made 0.6%. It is preferable.
[0040]
Cr is an element that increases the strength of the base metal and the welded portion, and is preferably added in an amount of 0.1% or more. However, if the Cr content exceeds 1.0%, the HAZ toughness and on-site weldability may be significantly degraded. For this reason, it is preferable that the upper limit of Cr amount be 1.0%.
[0041]
Cu is an element that increases the strength of the base metal and the welded portion, and is preferably added in an amount of 0.1% or more. However, if the amount of Cu is more than 1.0%, the HAZ toughness and on-site weldability are significantly deteriorated. There is. For this reason, it is preferable that the upper limit of Cu amount be 1.0%.
[0042]
V has almost the same effect as Nb, but the effect is weaker than Nb. Moreover, it has the effect which suppresses softening of a welding part. The upper limit of the V amount is preferably 0.1% or less from the viewpoints of HAZ toughness and field weldability. A particularly preferable range of the V amount is 0.03 to 0.08%.
[0043]
Ca and REM are elements that control the form of sulfide (MnS), improve low-temperature toughness, and increase the absorbed energy of the Charpy test. Add 0.001% or more and 0.002% or more, respectively. Is preferred. When Ca content exceeds 0.01% and REM content exceeds 0.02%, a large amount of CaO-CaS or REM-CaS is generated, resulting in large clusters and large inclusions, not only detracting from the cleanliness of the steel, It may also adversely affect on-site weldability. For this reason, it is preferable to limit the upper limit of the Ca addition amount to 0.01% or less and the upper limit of the REM addition amount to 0.02% or less.
[0044]
In the ultra-high-strength line pipe, the S content and the O content are reduced to 0.001% or less and 0.002% or less, respectively, and ESSP = (Ca) [1-124 (O)] / 1.25S is set. It is particularly effective to satisfy 0.5 ≦ ESSP ≦ 10.0.
[0045]
Mg is preferably added in an amount of 0.001% or more in order to form a finely dispersed oxide and suppress the coarsening of the weld heat affected zone to improve the low temperature toughness. On the other hand, if the amount of Mg exceeds 0.006%, a coarse oxide may be generated and the toughness may be deteriorated conversely, so the upper limit is preferably made 0.006% or less.
[0046]
In order to improve the work hardening characteristics of steel, the microstructure is preferably a composite structure of soft ferrite and hard martensite and / or bainite in the balance. In the microstructure, when the area ratio of ferrite exceeds 80%, the strength is slightly decreased, and when it is less than 30%, the work hardening characteristics are slightly decreased. Therefore, it is preferable that the microstructure is composed of ferrite with an area ratio of 30 to 80% and the balance of martensite and / or bainite.
[0047]
The area ratio of the ferrite is obtained as an average value measured by a point count method at intervals of 5 μm using an optical microscope structure photograph. A sample for optical microscope observation can be prepared by cutting a steel pipe in the circumferential direction, mirror polishing and corroding. For example, nital may be used as the corrosive liquid. The central part of the thickness of the sample is observed with an optical microscope at a magnification of 500 times, and an area of 0.5 mm length and 0.5 mm width is photographed.
[0048]
In addition, since the work hardening characteristic is improved as the ferrite is softer, it is preferable that the Vickers hardness of the ferrite phase measured according to JIS Z 2244 using a micro Vickers hardness tester is 200 Hv or less.
[0049]
Next, the manufacturing method of the steel pipe of this invention is demonstrated. The method for manufacturing a steel pipe of the present invention is as follows: after steel is melted, cast into a steel slab, the steel slab is heated and hot rolled, cooled, reheated and cooled to obtain a steel plate, and the steel plate is tubed It consists of the manufacturing process which shape | molds in a shape and welds edge parts, and you may perform a pipe expansion after that.
[0050]
  The heating temperature of the steel slab during hot rolling is 950 ° C. or higher. this is,BookThe lower limit temperature of the austenite region of the steel comprising the components of the invention, namely A_C3This is because the point [° C.] does not drop below 950 ° C., and the steel can be heated to the austenite region if the heating temperature is 950 ° C. or higher.
[0051]
  In addition, in order to transform the steel into ferrite-pearlite after hot rolling, A is the start temperature of ferrite transformation._r1Cool to air below the point [℃]. BookInventive ingredient A_r1Although the point [° C.] varies depending on the cooling rate, it does not exceed 500 ° C., so the upper limit of the temperature at which air cooling is stopped is set to 500 ° C. or less.
[0052]
Thus, a hot-rolled sheet having a structure in which pearlite is dispersed in soft ferrite is obtained by heating to the austenite region, hot rolling, and air cooling to the ferrite region. Although the upper limit of the heating temperature of the steel slab at the time of hot rolling is not specified, it usually does not exceed 1300 ° C. Although the method and conditions for hot rolling are not particularly defined, controlled rolling is preferably performed in order to refine the microstructure.
[0053]
  After hot rolling and air cooling, the hot-rolled sheet is reheated to a range of 740 to 850 ° C. this is,BookA two-phase region of steel comprising the components of the invention, namely A_C1Point [° C] to A_C3The range is narrower than the range of the point [° C.]. By this reheating, the pearlite generated in the hot-rolled steel sheet is transformed into austenite. When the reheating temperature is less than 740 ° C., the amount of austenite transformation is insufficient, the ratio of the soft ferrite phase increases in the microstructure of the steel pipe, and high strength cannot be obtained. On the other hand, when the reheating temperature exceeds 850 ° C., the ferrite phase is reduced in the microstructure of the steel pipe, the work hardening characteristics are lowered, and the uniform elongation, the yield ratio, and the work hardening index are reduced.
[0054]
  After reheating the hot-rolled sheet, it is accelerated and cooled to 400 ° C. or lower at a cooling rate of 10 ° C./s or higher. This means that the cooling rate from the two-phase region to the martensite transformation temperature or lower is controlled, and the austenite phase generated during reheating is transformed into martensite and / or bainite, resulting in high strength and high work hardening characteristics. can get. The cooling rate is an average rate at the center of the plate thickness. If the cooling rate is slower than 10 ° C./s after reheating, the austenite phase generated during reheating is transformed into pearlite, and high strength and high work hardening characteristics cannot be obtained. Therefore, the lower limit of the cooling rate after reheating is set to 10 ° C./s or more. Although the upper limit of the cooling rate after reheating is not specified, it is technically difficult to exceed 100 ° C./s. The reason why the upper limit of the stop temperature of accelerated cooling is 400 ° C or less,BookThis is because the Ms point [° C.] of the component of the invention, that is, the start temperature of the martensitic transformation does not specifically exceed 400 ° C.
[0055]
In addition, the lower limit A of the heating temperature of hot rolling_C3Point [° C], upper limit A of air cooling stop temperature after hot rolling_r1The point [° C.] and the upper limit Ms point [° C.] of the accelerated cooling stop temperature after reheating may be measured by the change in the linear expansion coefficient during heating and cooling. A which is the transformation point during cooling_r1Since the point [° C.] and the Ms point [° C.] vary depending on the cooling rate, the cooling rate at the time of air cooling and accelerated cooling in actual operation is measured, and the cooling rate at the time of air cooling is A_r1It is preferable to measure the point [° C.] at the cooling rate at the time of accelerated cooling.
[0056]
The steel plate thus manufactured is formed into a cylindrical shape and the ends are joined to each other. The method for forming the steel plate into a cylindrical shape can be applied by the UOE method and the bending roll method, and the joining method is arc welding, laser. Welding or the like can be used.
[0057]
When the steel pipe is expanded at a tube expansion ratio of 0.8% or more, the yield strength in the circumferential direction is further increased, and the yield strength in the longitudinal direction is lowered due to the Bauschinger effect due to the compressive strain in the longitudinal direction during the expansion. On the other hand, if the pipe expansion exceeds 3%, the ductility of the steel pipe may be impaired, so the pipe expansion ratio is preferably 0.8 to 3%.
[0058]
【Example】
The steel of the chemical composition shown in Table 1 is melted, and the continuously cast steel slab is heated to 850 ° C. or higher and hot rolled, cooled to 500 ° C. or lower under the conditions shown in Table 2, and reheated. , Accelerated cooling to 400 ° C. or lower to obtain a steel plate. In Table 1, A_r3The point [° C.] is a temperature indicating the upper limit of the austenite region during cooling of the steel sheet of the present invention, and is an experimental value obtained from a change in the linear expansion coefficient. Furthermore, these steel plates were made into steel pipes by the UOE process. The welding method for manufacturing the steel pipe was submerged arc welding. The outer diameter of the steel pipe was 914.4 mm and the wall thickness was 16 mm.
[0059]
The yield strength and tensile strength in the longitudinal direction of the steel pipe were measured by an arc-shaped full thickness tensile test according to API 5L. The yield strength in the circumferential direction of the steel pipe was measured by a ring expansion test in accordance with ASTM A370. The tensile strength in the circumferential direction of the steel pipe was measured using a flat full thickness tensile test piece in accordance with API 5L.
[0060]
Further, a specimen for microstructural observation was taken from the steel pipe, polished and corroded, the central portion of the thickness was observed at 500 times, and an optical microscopic structural photograph was taken. Using the obtained optical microscope microstructure photograph of 5 fields of view, the area ratio of ferrite was measured by a point count method at intervals of 5 μm in an area of 0.5 mm in length and 0.5 mm in width, and obtained as an average value.
[0061]
The steel pipes were butted together, and a welding material having a strength about 15 kiss higher than the standard yield strength shown in Table 2 was used, and circumferential welding was submerged arc welding. In order to evaluate the deformation characteristics of an actual pipeline, a steel pipe test body was fabricated in which an artificial notch having a depth of 2 mm and a width of 100 mm was processed at the weld interface with the circumferential welded portion between the steel pipes as the center. Strain gauges are affixed to 8 locations in the circumferential direction of the steel pipe base material of the steel pipe test specimen, the end of the steel pipe is pulled in the longitudinal direction, and the strain when the crack starts to propagate from the artificial notch is defined as the steel pipe tensile fracture strain. Measured and evaluated deformation characteristics.
[0062]
The results are shown in Table 3. In Table 3, YS_L/ YS_CIs the yield strength YS in the longitudinal direction of the steel pipe_LYield strength YS in the circumferential direction_CThe ratio is expressed as a percentage. From Table 3, production No. which is an example of the present invention. Nos. 1 to 12 show that the yield strength in the longitudinal direction of the steel pipe is lower than the standard minimum yield strength, the ratio to the yield strength in the circumferential direction of the steel pipe is within the range of the present invention, and the fracture strain of the steel pipe tension is large. On the other hand, production No. which is a comparative example. In Nos. 13 to 15, the ratio of the yield strength in the longitudinal direction and the circumferential direction of the steel pipe is larger than the range of the present invention, and the fracture strain of the steel pipe tension is small. In addition, production No. No. 13 is water-cooled after rolling. No. 14 has a high yield strength in the longitudinal direction of the steel pipe because the heating temperature is high. Furthermore, production No. No. 15 has high yield strength because of the presence of solute N, yielding a yield point.
[0063]
[Table 1]

[0064]
[Table 2]

[0065]
[Table 3]

[0066]
【The invention's effect】
According to the present invention, it is possible to provide a high-strength steel pipe having excellent strength of API standard X80 to 100 grade and excellent deformation performance that can be used in a pipeline and a method for producing the same.

Claims

The ratio YSL / YSC the longitudinal yield strength YSL and the circumferential direction of the yield strength YSC of steel pipe, Ri 70% to 95% der in percentage, 30% to 80% of ferrite and the balance martensite microstructure at an area ratio And / or a bainite manufacturing method of a high-strength steel pipe for pipelines, which has excellent deformation performance with a yield strength YSC in the circumferential direction of the steel pipe of 80 ksi or more,
C : 0.03-0.12%,
Si: 0.8% or less,
Mn: 0.8 to 2.5%
P : 0.03% or less,
S : 0.01% or less
Nb: 0.01 to 0.1%,
Ti: 0.005 to 0.03%,
Al: 0.1% or less,
N : 0.001 to 0.008%
Containing
Ti-3.4N ≧ 0
Satisfied,
Ni: 1% or less,
Mo: 0.6% or less,
Cr: 1% or less,
Cu: 1% or less,
V : 0.1% or less,
Ca: 0.01% or less,
REM: 0.02% or less,
Mg: 0.006% or less One type or two or more types of steel, with the balance being iron and inevitable impurities, the steel slab is heated to 950 ° C or higher, hot-rolled, and 500 ° C or lower After air cooling to 740 to 850 ° C., reheat to 10 ° C./s or more and 400 ° C. or less to form a steel plate having a thickness of 15 to 20 mm, shape the steel plate into a cylindrical shape, and end of the butt portion A method for producing a high-strength steel pipe for pipelines, which is excellent in deformation performance, characterized by welding together.

After welding the ends of the butted portion, the method of producing a high strength steel pipe for pipelines having superior strain capacity according to claim 1, characterized in that the pipe expansion 0.8 to 3%.