JP5860907B2 - Low yield ratio dual phase steel line pipe with excellent strain aging resistance - Google Patents
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Description
本発明は、全般に、ラインパイプに関し、特に、優れた歪みエージング抵抗を有する低降伏比の二相組織鋼ラインパイプ、およびその製造方法に関する。 The present invention relates generally to line pipes, and more particularly to a low yield ratio dual phase steel line pipe having excellent strain aging resistance, and a method of manufacturing the same.
本願は、米国の仮出願第60／850,216号の利益を主張するものであり、この内容は、本願の参照として、取り入れられている。 This application claims the benefit of US Provisional Application No. 60 / 850,216, the contents of which are incorporated herein by reference.
天然ガスは、エネルギー源として益々重要になってきている。しばしば、世界の主要天然ガス領域は、主要市場から遠く離れている場合がある。そのため、陸部および水を通り、長距離にわたって、パイプラインが敷設される。これにより、パイプラインには、過酷な歪みが生じることになる。地震活動領域および極寒地方では、凍結解凍のサイクルによって、パイプラインに過酷な歪みが生じる。また海嘯に敷設されたパイプラインも、水流によって生じる移動や曲げのため、過酷な歪みを受ける。 Natural gas is becoming increasingly important as an energy source. Often, the world's major natural gas areas may be far from major markets. Therefore, pipelines are laid over long distances through land and water. As a result, severe distortion occurs in the pipeline. In seismic areas and extremely cold regions, severe distortions occur in the pipeline due to freeze-thaw cycles. Pipelines laid at the ridge are also subject to severe distortion due to movement and bending caused by water flow.
従って、これらの環境に使用されるラインパイプには、優れた歪み容量が要求され、機械的完全性の確保のため、例えば、優れた均一伸び特性、および引張強度に対する低い降伏比、または管の長手方向における降伏比（YR）が要求される。ジュアル相（DP）鋼は、フェライト相のような比較的柔らかい相と、比較的硬い層とを有する。硬い相は、通常、2以上の成分を有する。二相組織鋼（すなわち、ジュアル相（DP）微細構造を有する鋼）は、しばしば、高い均一伸びと、低降伏比とを示し、従って、優れた歪み容量が提供される。これらの理由から、DP鋼ラインパイプは、地震活動領域、半永久的に凍結状態に晒される極寒地方、または高い歪み容量が要求される他の条件下における使用に魅力的である。 Therefore, line pipes used in these environments are required to have excellent strain capacity, and to ensure mechanical integrity, for example, excellent uniform elongation properties and low yield ratio to tensile strength, or tube A yield ratio (YR) in the longitudinal direction is required. Dual phase (DP) steel has a relatively soft phase, such as a ferrite phase, and a relatively hard layer. The hard phase usually has two or more components. Duplex steels (ie, steels having a dual phase (DP) microstructure) often exhibit high uniform elongation and low yield ratio, thus providing excellent strain capacity. For these reasons, DP steel line pipes are attractive for use in seismic activity areas, in extremely cold regions that are semi-permanently frozen, or in other conditions where high strain capacity is required.
DP鋼は、通常、一連のステップにより処理される。例えば、通常、鋼スラブは、約1000℃から1250℃の範囲のオーステナイト温度域まで再加熱され、粒サイズを整えるため、再結晶化温度範囲内で、粗ロール加工される。次に、粗ロール化鋼は、非再結晶化温度範囲内で最終ロール処理され、Ar3点以下の温度まで冷却され、フェライトが形成され、その後、400℃以下の温度まで加速冷却される。その後、通常、板がU型、さらにO形状に加工され、シーム溶接され、所望の外径になるまで膨脹される（UOE管製造プロセスとして知られている）。UOEプロセスにおけるシーム溶接ステップのため、アーク溶接、抵抗溶接、またはレーザ溶接等を用いても良い。 DP steel is usually processed by a series of steps. For example, steel slabs are usually reheated to an austenite temperature range of about 1000 ° C. to 1250 ° C. and rough rolled within the recrystallization temperature range to adjust the grain size. Next, the coarsely-rolled steel is subjected to a final roll treatment within a non-recrystallization temperature range, cooled to a temperature of Ar 3 or lower, ferrite is formed, and then accelerated and cooled to a temperature of 400 ° C. or lower. The plate is then usually processed into a U shape and then into an O shape, seam welded and expanded to the desired outer diameter (known as the UOE tube manufacturing process). Arc welding, resistance welding, laser welding, or the like may be used for the seam welding step in the UOE process.
その後、通常、管の外径がコーティングされ、腐食に対する保護性が付与される。このため、通常、溶融結合エポキシ（FBE）コーティングが使用される。FBEコーティングプロセスの間、管は、加熱温度まで加熱され、高分子でコーティングされる。 Thereafter, the outer diameter of the tube is usually coated to provide protection against corrosion. For this reason, melt bonded epoxy (FBE) coatings are usually used. During the FBE coating process, the tube is heated to the heating temperature and coated with the polymer.
ラインパイプの製作およびコーティングプロセスのため、DP鋼を含むほとんどのライン鋼管は、歪みエージング処理に供される。歪みエージング処理により、歪み容量が低下し、通常、降伏点現象に対応する挙動が生じ、金属のフロー強度または降伏強度が向上し、FBEコーティングプロセスのような低温加工後の高温加工時に、延性が低下する。換言すれば、歪みエージング処理は、金属を硬化させ、これに応じて、延性が低下する。 Because of the line pipe fabrication and coating process, most line steel pipes including DP steel are subjected to strain aging treatment. Strain aging treatment reduces strain capacity, usually results in behavior corresponding to the yield point phenomenon, improves metal flow strength or yield strength, and increases ductility during high temperature processing after low temperature processing, such as the FBE coating process. descend. In other words, the strain aging treatment hardens the metal, and the ductility decreases accordingly.
歪みエージングは、転位の応力場と鋼中の溶質原子の歪み場との間の相互作用によって生じ得る。転位の周囲の溶質雰囲気（コットレル雰囲気）の形成は、以降の負荷の際の転位の移動に対する抵抗を高める。通常、金属の延性は、金属内の転位の移動の容易さに比例する。その結果、コットレル雰囲気から転位を引き離すためには、大きな応力または力が必要となり、降伏強度が上昇し、延性が低下し、延性脆性遷移温度が上昇する。正味の結果として、歪みエージング処理によって、歪み容量が低下する。従って、鋼または鋼から製作された、歪みエージングに対して高い抵抗を有する部材には、低温加工後のエージングの後にも、実質的に、その歪み容量が残留する。 Strain aging can be caused by the interaction between the stress field of dislocations and the strain field of solute atoms in the steel. Formation of a solute atmosphere (Cottrell atmosphere) around dislocations increases resistance to dislocation movement during subsequent loads. Usually, the ductility of a metal is proportional to the ease of dislocation movement within the metal. As a result, in order to separate the dislocation from the Cottrell atmosphere, a large stress or force is required, the yield strength is increased, the ductility is decreased, and the ductile brittle transition temperature is increased. The net result is that distortion capacity is reduced by the distortion aging process. Therefore, a member made of steel or steel having high resistance to strain aging substantially retains its strain capacity even after aging after low temperature processing.
エージングプロセスは、2段階で生じると考えられる。第1の段階では、溶質種が転位に拡散して、雰囲気が形成される。第2の段階では、溶質種が転位に析出物を形成する。この析出物は、材料の全体的な強度の上昇に寄与するが、破断伸びは低下する。しばしば、低濃度の溶出種が存在する場合に、第1の段階のみが生じる場合がある。 The aging process is thought to occur in two stages. In the first stage, solute species diffuse into dislocations and an atmosphere is formed. In the second stage, solute species form precipitates at the dislocations. This precipitate contributes to an increase in the overall strength of the material but reduces the elongation at break. Often, only the first stage may occur when a low concentration of eluting species is present.
通常、比較的低温（≦300℃）での歪みエージング処理に関連する鋼中の元素は、炭素および窒素であり、これらは、鋼中に固有の溶質元素である。これらの元素は、例えば、クロム、バナジウム、モリブデン、銅およびマグネシウムのような、鋼中の置換型溶質に比べて、平衡溶解度が低く、拡散速度が有意に大きい。しかしながら、クロム、バナジウム、モリブデン等の、炭化物および窒化物形成置換型合金元素は、炭素および窒素の平衡溶解度を上昇させ、歪みエージング処理の感受性に対して、間接的な影響を及ぼす。そのため、固溶炭素および窒素は、コットレル雰囲気を形成するフェライト相内の転位に、泳動する傾向を有する。前述のように、これらのコットレル雰囲気は、転位の移動を抑制する傾向にあり、従って、鋼の歪み容量が低下する。 Usually, the elements in steels related to strain aging treatment at relatively low temperatures (≦ 300 ° C.) are carbon and nitrogen, which are solute elements inherent in steel. These elements have a low equilibrium solubility and a significantly high diffusion rate compared to substitutional solutes in steel such as chromium, vanadium, molybdenum, copper and magnesium. However, carbide and nitride-forming substitutional alloy elements such as chromium, vanadium, and molybdenum increase the equilibrium solubility of carbon and nitrogen and indirectly affect the sensitivity of strain aging treatment. Therefore, solute carbon and nitrogen have a tendency to migrate to dislocations in the ferrite phase forming the Cottrell atmosphere. As described above, these Cottrell atmospheres tend to suppress the movement of dislocations, thus reducing the strain capacity of the steel.
同様に、二相組織鋼ラインパイプの降伏強度は、FBEコーティングプロセスのような後形成処理の間に、増大する。前述のように、通常のFBEコーティングプロセスでは、加熱が必要となる。FBEコーティングプロセスに必要な高温暴露によって、ラインパイプ中の固体固溶炭素および／または窒素原子に、十分なエネルギーが提供され、これがフェライト相の転位に泳動する。この泳動は、前述の理由により、ラインパイプの歪み容量を低下させる。 Similarly, the yield strength of dual phase steel line pipes increases during post-forming processes such as the FBE coating process. As mentioned above, the normal FBE coating process requires heating. The high temperature exposure required for the FBE coating process provides sufficient energy to the solid solute carbon and / or nitrogen atoms in the line pipe, which migrates to the ferrite phase dislocations. This migration reduces the strain capacity of the line pipe for the reasons described above.
従って、低降伏比で、高い均一伸びを示し、高い歪み容量の、優れた加工硬化特性を有する、ジュアル鋼およびそれから製造されるラインパイプに対する要望があり、これにより、過酷な環境での使用における機械的な一体性が確保される。また、鋼に、優れた歪みエージング抵抗を付与し、そのような製品を製作する新たな鋼化学に対する要望がある。さらに、特に、FBEコーティング処理プロセスのような熱処理の後に、ラインパイプ、および優れた歪み容量のため製作される前駆体鋼に、優れた歪みエージング抵抗を提供する、二相組織鋼の製造方法に対する要望がある。 Accordingly, there is a need for dual steel and line pipes produced therefrom that have a low yield ratio, high uniform elongation, high strain capacity, and excellent work hardening properties, thereby enabling use in harsh environments. Mechanical integrity is ensured. There is also a need for new steel chemistry that imparts excellent strain aging resistance to steel and produces such products. Furthermore, for a method of manufacturing a dual phase steel, which provides excellent strain aging resistance to line pipes and precursor steel fabricated for superior strain capacity, especially after heat treatment such as FBE coating process. There is a request.
本発明は、全般に、ラインパイプに関し、特に、優れた歪みエージング抵抗を有する、低降伏比の二相組織鋼ラインパイプ、およびその製造方法に関する。 The present invention relates generally to line pipes, and more particularly to a low yield ratio dual phase steel line pipe having excellent strain aging resistance, and a method for making the same.
ある実施例では、本発明は、鋼組成、およびそれから二相組織鋼を製造する方法に関する。ある実施例では、本発明の二相組織鋼は、
重量比で、約0.05％から約0.12wt％の量の炭素と、
約0.005wt％から約0.03wt％の量のニオブと、
約0.005wt％から約0.02wt％の量のチタンと、
約0.001wt％から約0.01wt％の量の窒素と、
約0.01wt％から約0.5wt％の量の珪素と、
約0.5wt％から約2.0wt％の量のマンガンと、
を有し、
モリブデン、クロム、バナジウムおよび銅の総量は、約0.15wt％未満である。当該鋼は、フェライトで構成された第1の相と、炭化物、パーライト、マルテンサイト、下部ベイナイト、粒ベイナイト、上部ベイナイト、および変質上部ベイナイトからなる群から選定された、1または2以上の成分を含む第2の相と、を有する。第1の相内の固溶炭素量は、約0.01wt％以下である。
In one embodiment, the present invention relates to a steel composition and a method for producing a dual phase steel therefrom. In one embodiment, the dual phase steel of the present invention comprises
Carbon in an amount of about 0.05% to about 0.12 wt% by weight;
Niobium in an amount of about 0.005 wt% to about 0.03 wt%;
Titanium in an amount of about 0.005 wt% to about 0.02 wt%;
Nitrogen in an amount of about 0.001 wt% to about 0.01 wt%;
Silicon in an amount of about 0.01 wt% to about 0.5 wt%;
About 0.5 wt% to about 2.0 wt% manganese,
Have
The total amount of molybdenum, chromium, vanadium and copper is less than about 0.15 wt%. The steel includes a first phase composed of ferrite and one or more components selected from the group consisting of carbide, pearlite, martensite, lower bainite, grain bainite, upper bainite, and altered upper bainite. Including a second phase. The amount of dissolved carbon in the first phase is about 0.01 wt% or less.
ある一実施例では、二相組織鋼を製作する方法は、鋼スラブを、約1000℃から約1250℃の温度に再加熱して、実質的にオーステナイト相からなる鋼スラブを提供するステップを有する。鋼スラブは、オーステナイト相の再結晶化に十分な第1の温度で、1または2以上のロールパスにより、板状に収縮形成される。板は、オーステナイトが再結晶されない第2の温度での、1または2以上のホットロールパスにより、収縮され、ロール化板が形成される。第2の温度は、第1の温度よりも低い。次に、ロール化板は、オーステナイトからフェライトへの変態が生じるのに十分な、第1の冷却温度まで冷却され、その後、フェライト中のクラスタ形成原子が減少する。 In one embodiment, a method of making a dual phase steel comprises reheating the steel slab to a temperature of about 1000 ° C. to about 1250 ° C. to provide a steel slab substantially consisting of an austenitic phase. . The steel slab is contracted and formed into a plate shape by one or more roll passes at a first temperature sufficient for recrystallization of the austenite phase. The plate is shrunk by one or more hot roll passes at a second temperature at which the austenite is not recrystallized to form a rolled plate. The second temperature is lower than the first temperature. The rolled plate is then cooled to a first cooling temperature sufficient to cause the transformation from austenite to ferrite, after which the cluster forming atoms in the ferrite are reduced.
さらに別の実施例では、二相組織鋼を製造する方法は、鋼スラブを、約1000℃から約1250℃の範囲で、加熱するステップを有し、実質的にオーステナイト相からなる鋼スラブが提供される。鋼スラブは、収縮され、オーステナイト相の再結晶化に十分な温度で、1または2以上のホットロールパスにより板状に形成され、微細粒のオーステナイト相が得られる。さらに、板は、オーステナイトが再結晶化されない温度未満の温度で、1または2以上のホットロールパスにより収縮される。板は、オーステナイトからフェライトへの変態が生じるのに十分な、第1の冷却温度まで冷却され、少なくとも10℃／秒（18゜F／秒）の速度で、第2の温度まで冷却される。その後、板は、十分な速度で冷却され、フェライト中の固溶炭素が減少する。 In yet another embodiment, a method of producing a dual phase steel includes the step of heating the steel slab in the range of about 1000 ° C. to about 1250 ° C. to provide a steel slab consisting essentially of an austenitic phase. Is done. The steel slab is shrunk and formed into a plate shape by one or more hot roll passes at a temperature sufficient for recrystallization of the austenite phase, and a fine-grained austenite phase is obtained. Furthermore, the plate is shrunk by one or more hot roll passes at a temperature below that at which the austenite is not recrystallized. The plate is cooled to a first cooling temperature sufficient to cause the transformation from austenite to ferrite and is cooled to a second temperature at a rate of at least 10 ° C / second (18 ° F / second). Thereafter, the plate is cooled at a sufficient rate and the solid solution carbon in the ferrite is reduced.
本発明の特徴および利点は、添付図面を参照した好適実施例の記載により、当業者には明らかとなろう。当業者には、多くの変更が可能であり、そのような変更は、本発明の範囲に属する。 The features and advantages of the present invention will become apparent to those skilled in the art from the description of the preferred embodiment with reference to the accompanying drawings. Many modifications are possible to those skilled in the art and such modifications are within the scope of the present invention.
図には、本発明のいくつかの実施例のある態様が示されている。図は、本発明の範囲を限定するために使用してはならない。 The figure illustrates certain aspects of some embodiments of the present invention. The figure should not be used to limit the scope of the invention.
本発明は、全般に、ラインパイプに関し、特に、低降伏比の、優れた歪みエージング抵抗を有する二相組織鋼、およびそれを製造する方法に関する。 The present invention relates generally to line pipes, and more particularly to a dual phase steel having a low yield ratio and excellent strain aging resistance, and a method of manufacturing the same.
高強度で、低降伏−対−引張比、高い伸び均一性を有し、加工硬度係数が高いジュアル相（DP）鋼、ならびにそれを製造する方法が提供される。そのような鋼は、歪み容量に悪影響を及ぼすことなく、後処理を行うことができる。特に、鋼は、ラインパイプ、沖合構造体、油およびガス製造設備、圧力容器、ならびに鋼の良く知られている用途に適する。 A dual phase (DP) steel having high strength, low yield-to-tensile ratio, high elongation uniformity, high work hardness coefficient, and a method of manufacturing the same are provided. Such steel can be post-treated without adversely affecting strain capacity. In particular, steel is suitable for line pipes, offshore structures, oil and gas production facilities, pressure vessels, and well-known applications of steel.
1または2以上の実施例では、鋼は、鉄、およびフェライト相中の炭素と窒素の過飽和の度合いを抑制する合金元素を含み、これにより、歪みエージングに対する抵抗が付与される。フェライト相中の固溶炭素量は、0.01wt％未満であることが好ましく、0.005wt％未満であることがより好ましい。1または2以上の実施例では、固溶炭素量は、0.005wt％と0.01wt％の間にある。1または2以上の実施例では、固溶炭素量は、約0.006 wt％、約0.007wt％、約0.008wt％、または約0.009wt％である。フェライト相中の固溶窒素量は、0.01wt％未満であることが好ましく、0.005wt％未満であることがより好ましい。1または2以上の実施例では、固溶窒素量は、0.005wt％と0.01wt％の間にある。1または2以上の実施例では、固溶窒素量は、約0.006wt％、約0.007wt％、約0.008wt％、または約0.009wt％である。 In one or more embodiments, the steel includes iron and alloying elements that inhibit the degree of supersaturation of carbon and nitrogen in the ferrite phase, thereby imparting resistance to strain aging. The amount of solid solution carbon in the ferrite phase is preferably less than 0.01 wt%, and more preferably less than 0.005 wt%. In one or more embodiments, the amount of dissolved carbon is between 0.005 wt% and 0.01 wt%. In one or more embodiments, the amount of solid solution carbon is about 0.006 wt%, about 0.007 wt%, about 0.008 wt%, or about 0.009 wt%. The amount of solid solution nitrogen in the ferrite phase is preferably less than 0.01 wt%, and more preferably less than 0.005 wt%. In one or more embodiments, the amount of dissolved nitrogen is between 0.005 wt% and 0.01 wt%. In one or more embodiments, the amount of solid solution nitrogen is about 0.006 wt%, about 0.007 wt%, about 0.008 wt%, or about 0.009 wt%.
鋼は、耐食性コーティング処理プロセスのような管の加熱処理プロセス前後のいずれにおいても、500MPaよりも大きな引張強度を有するようにされることが好ましく、これは、好ましくは520MPa以上である。また鋼は、約400MPaの最小降伏強度を有するように構成され、好ましくは、約415MPaの最小降伏強度を有する。また鋼は、前駆体鋼、およびそれから製造されるラインパイプを提供するように構成され、両者は、加熱処理プロセスの前後で、約0.90以下の降伏対引張強度（YIS）比または降伏比（YR）を有し、好ましくは約0.85以下、より好ましくは約0.8以下の値を有する。1または2以上の実施例では、YRは、0.89、0.88、0.87、0.86、または0.85である。また鋼は、約8％を超える最小均一伸びを有するように構成され、この値は、加熱処理プロセスの前後いずれにおいても、前駆体鋼、およびそれから製造されるラインパイプでは、好ましくは約10％以上である。また、鋼は、-12℃のシャルピーVノッチ試験において、約120Jを超えるような、高い靭性を有するように構成され、これは、-12℃のシャルピーVノッチ試験において、約200Jを超えることが好ましく、-12℃のシャルピーVノッチ試験において、約250Jを超えることがより好ましい。 The steel is preferably adapted to have a tensile strength greater than 500 MPa, both before and after the heat treatment process of the tube, such as a corrosion resistant coating process, which is preferably 520 MPa or higher. The steel is also configured to have a minimum yield strength of about 400 MPa, and preferably has a minimum yield strength of about 415 MPa. The steel is also configured to provide a precursor steel and a line pipe made therefrom, both of which have a yield to tensile strength (YIS) ratio or yield ratio (YR) of about 0.90 or less before and after the heat treatment process. ), Preferably about 0.85 or less, more preferably about 0.8 or less. In one or more embodiments, YR is 0.89, 0.88, 0.87, 0.86, or 0.85. The steel is also configured to have a minimum uniform elongation of greater than about 8%, and this value is preferably about 10% for the precursor steel and the line pipe produced therefrom, both before and after the heat treatment process. That's it. The steel is also configured to have a high toughness that exceeds about 120 J in the Charpy V-notch test at -12 ° C, which may exceed about 200 J in the Charpy V-notch test at -12 ° C. Preferably, it exceeds about 250 J in the Charpy V-notch test at -12 ° C.
好適合金元素および好適範囲については、以下に詳細に示す。例えば、鋼は、0.12wt％未満の炭素量を有することが好ましく、これは、0.10wt未満であることがより好ましく、0.08wt％未満であることがさらに好ましい。1または2以上の実施例では、炭素量は、下限が、約0.05wt％、0.06wt％、0.07wt％の範囲であり、上限が0.10wt％、0.11wt％、0.12wt％の範囲である。鋼の炭素量は、0.05wt％から0.12wt％の範囲であることが好ましい。 Suitable alloy elements and preferred ranges are described in detail below. For example, the steel preferably has a carbon content of less than 0.12 wt%, more preferably less than 0.10 wt, and even more preferably less than 0.08 wt%. In one or more embodiments, the carbon content has a lower limit in the range of about 0.05 wt%, 0.06 wt%, 0.07 wt%, and an upper limit in the range of 0.10 wt%, 0.11 wt%, 0.12 wt%. . The carbon content of the steel is preferably in the range of 0.05 wt% to 0.12 wt%.
前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、珪素（Si）を含む。珪素は、脱酸素のため添加されても良い。また、珪素は、良好なマトリクス強化剤であるが、ベース鋼とHAZの靭性の両方に、大きな悪影響を及ぼす。従って、珪素の上限は、0.5wt％であることが好ましい。珪素は、高温からの鋼板の冷却（クエンチ）の間、未変態オーステナイトへの炭素の泳動の駆動力を高め、このため、フェライトの格子間量が減少し、そのフローおよび靭性が改善される。この珪素の有意な効果は、鋼の靭性を劣化させる固有の影響とバランス化される。これらのバランス力により、本発明の合金への最適な珪素添加量は、約0.01wt％から0.5wt％の間である。 In the foregoing or other one or more embodiments, the steel includes silicon (Si). Silicon may be added for deoxidation. Silicon is also a good matrix strengthener, but has a significant adverse effect on both the base steel and HAZ toughness. Therefore, the upper limit of silicon is preferably 0.5 wt%. Silicon enhances the driving force of carbon migration into untransformed austenite during cooling (quenching) of the steel sheet from high temperatures, thus reducing the interstitial amount of ferrite and improving its flow and toughness. This significant effect of silicon is balanced with the inherent effect of degrading steel toughness. Due to these balance forces, the optimum amount of silicon added to the alloy of the present invention is between about 0.01 wt% and 0.5 wt%.
前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、マンガン（Mn）を含んでも良い。マンガンは、鋼中のマトリクス強化剤であり、さらに重要なことは、硬度化に寄与することである。マンガンは、安価な合金添加物であり、特に、これらの板の中間厚さにおいて、板の強度の低下につながり得る、板の厚い区画のフェライト形成が抑制される。マンガンの、フェライト、パーライト、粒状ベイナイト、および上部ベイナイトの変態を遅延させる大きな効果により、冷却中に、オーステナイトが形成され、これにより、微細構造に、別の強い第2の相、例えばラスマルテンサイト、下部ベイナイト、および変質上部ベイナイト等を形成する際の、処理の自由度が高まる。しかしながら、マンガンが多すぎると、鋼板の靭性に悪影響が生じ、そのため、マンガンの好ましい上限は、約2.0wt％である。また、この上限は、高マンガンおよび連続鋳造鋼スラブにおいて生じ易い、実質的に中央での偏析を実質的に最小化するように選定されることが好ましく、スラブから形成される板の中心での、付随する微細構造、および靭性の低下が抑制される。鋼は、Mn量が約0.5wt％から約2.0wt％の範囲であることが好ましい。 In the foregoing or other one or more embodiments, the steel may include manganese (Mn). Manganese is a matrix strengthener in steel, and more importantly, contributes to hardness. Manganese is an inexpensive alloy additive, especially at the intermediate thickness of these plates, which suppresses ferrite formation in thick sections of the plate, which can lead to a reduction in the strength of the plates. Due to the great effect of delaying the transformation of manganese, ferrite, pearlite, granular bainite, and upper bainite, austenite is formed during cooling, thereby causing another strong second phase in the microstructure, such as lath martensite. , Lower bainite, altered upper bainite, and the like are increased in the degree of freedom of treatment. However, if there is too much manganese, the toughness of the steel sheet will be adversely affected, so the preferred upper limit for manganese is about 2.0 wt%. The upper limit is also preferably selected to substantially minimize segregation at the center, which is likely to occur in high manganese and continuous cast steel slabs, at the center of the plate formed from the slabs. , The accompanying microstructure and toughness degradation are suppressed. The steel preferably has a Mn content in the range of about 0.5 wt% to about 2.0 wt%.
他の成分は、最小限に抑制されることが好ましい。例えば、硫黄（S）量は、約0.01wt％未満であることが好ましい。リン（P）は、0.015wt%未満であることが好ましく、0.01wt％未満であることがより好ましい。1または2以上の実施例では、P量は、存在しても、0.0001wt％から0.009wt％の範囲である。 Other components are preferably minimized. For example, the amount of sulfur (S) is preferably less than about 0.01 wt%. Phosphorus (P) is preferably less than 0.015 wt%, more preferably less than 0.01 wt%. In one or more embodiments, the amount of P, if present, ranges from 0.0001 wt% to 0.009 wt%.
前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、ニオブ（Nb）を含んでも良い。ニオブは、鋼スラブを板にホットロール処理する際に、粒の微細化を助長するため添加され、鋼板の強度と靭性の両方が向上する。ホットロール処理の際に析出するニオブ炭化物は、再結晶化を遅らせ、粒成長を抑制するため、オーステナイト粒の微細化に寄与する。これらの理由のため、ニオブは、少なくとも0.005wt％であることが好ましい。またニオブは、強い高硬度化剤であり、ニオブ炭化物または炭窒化物の形成により、HAZの析出強度が上昇する。鋼へのニオブの添加によるこれらの効果は、HAZの軟化を抑制する上で有益であり、特に、高強度鋼溶接物の溶融線の近傍では効果的である。このため、ラインパイプを得るため製作時に溶接される鋼板中のニオブの下限は、0.01wt％であることが好ましい。しかしながら、ニオブ量が多くなると、析出強度が過度に上昇し、この結果、ベース鋼およびHAZの双方において、靭性が低下する。このため、上限は、0.03wt％であることが好ましい。上限は、0.02wt％であることがより好ましい。 In the foregoing or other one or more embodiments, the steel may include niobium (Nb). Niobium is added to promote grain refinement when a steel slab is hot-rolled into a plate, thereby improving both the strength and toughness of the steel plate. The niobium carbide that precipitates during the hot roll treatment delays recrystallization and suppresses grain growth, thereby contributing to the refinement of austenite grains. For these reasons, niobium is preferably at least 0.005 wt%. Niobium is a strong hardener, and the precipitation strength of HAZ increases due to the formation of niobium carbide or carbonitride. These effects due to the addition of niobium to steel are beneficial in suppressing the softening of HAZ, and are particularly effective in the vicinity of the melting line of high-strength steel weldments. For this reason, it is preferable that the lower limit of niobium in the steel plate welded at the time of manufacture to obtain a line pipe is 0.01 wt%. However, when the amount of niobium increases, the precipitation strength increases excessively, and as a result, the toughness decreases in both the base steel and the HAZ. For this reason, it is preferable that an upper limit is 0.03 wt%. The upper limit is more preferably 0.02 wt%.
前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、チタン（Ti）を含んでも良い。チタンは、微細窒化チタン（TiN）析出物の形成に効果的であり、これにより、ロール構造およびHAZの双方の鋼において、粒サイズが微細化される。従って、鋼およびHAZの靭性は、向上する。この目的のため、チタンの最小値は、0.005wt％であることが好ましい。チタンは、Ti／Nの重量比が約3.4となるように、鋼に添加されることが好ましい。鋼への過剰のチタンの添加は、粗大TiN粒子またはチタン炭化物粒子の形成により、鋼の靭性を低下させる傾向にある。従って、チタンの上限は、0.02wt％であることが好ましい。 In the foregoing or other one or more embodiments, the steel may include titanium (Ti). Titanium is effective in the formation of fine titanium nitride (TiN) precipitates, thereby reducing the grain size in both roll structure and HAZ steels. Therefore, the toughness of steel and HAZ is improved. For this purpose, the minimum value of titanium is preferably 0.005 wt%. Titanium is preferably added to the steel so that the weight ratio of Ti / N is about 3.4. The addition of excess titanium to the steel tends to reduce the toughness of the steel due to the formation of coarse TiN particles or titanium carbide particles. Therefore, the upper limit of titanium is preferably 0.02 wt%.
前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、アルミニウム（Al）を含んでも良い。アルミニウムは、主として、鋼の脱酸素化のために添加される。このため、少なくとも0.01wt％のアルミニウムを添加することが好ましい。鋼への少量のアルミニウムの添加は、HAZ特性にも有益であり、溶接プロセスの熱サイクルによる、粗大HAZ粒への窒化物および炭窒化物粒子の溶解により生じる自由窒素が拘束される。しかしながら、アルミニウムは、珪素と同様に、マトリクスの靭性および変形特性を低下させる。また、多くのアルミニウムの添加は、鋼中での過度の粗大アルミニウム酸化物介在物の発生につながり、靱性が低下する。従って、鋼への好適なアルミニウム添加の上限は、0.1wt％である。 In the foregoing or other one or more embodiments, the steel may include aluminum (Al). Aluminum is mainly added for the deoxygenation of the steel. For this reason, it is preferable to add at least 0.01 wt% of aluminum. The addition of a small amount of aluminum to the steel is also beneficial for HAZ properties and constrains the free nitrogen produced by the dissolution of nitride and carbonitride particles into coarse HAZ grains due to the thermal cycle of the welding process. However, aluminum, like silicon, reduces the toughness and deformation characteristics of the matrix. Further, the addition of a large amount of aluminum leads to the generation of excessive coarse aluminum oxide inclusions in the steel, and the toughness decreases. Therefore, a suitable upper limit of aluminum addition to the steel is 0.1 wt%.
前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、窒素（N）を含んでも良い。窒素は、TiN析出物の形成により、スラブの再加熱の際、およびHAZにおけるオーステナイト粒の粗大化を抑制し、これにより、ベース金属およびHAZの低温靱性が向上する。この効果のため、窒素の最小値は、0.0015wt％であることが好ましい。しかしながら、窒素の添加量が多すぎると、HAZ中に余分な自由窒素が生じ、HAZの靭性が低下する。また、過度の自由窒素は、ラインパイプにおける歪みエージングの傾向を強める。従って、窒素の上限は、0.01wt％であることが好ましく、0.005wt%であることがより好ましい。 In the foregoing or other one or more embodiments, the steel may include nitrogen (N). Nitrogen suppresses coarsening of austenite grains during reheating of the slab and in HAZ due to the formation of TiN precipitates, thereby improving the low temperature toughness of the base metal and HAZ. For this effect, the minimum value of nitrogen is preferably 0.0015 wt%. However, if the amount of nitrogen added is too large, excess free nitrogen is produced in the HAZ, and the toughness of the HAZ is reduced. Excessive free nitrogen also increases the tendency for strain aging in line pipes. Therefore, the upper limit of nitrogen is preferably 0.01 wt%, and more preferably 0.005 wt%.
前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、0.01wt%未満の窒素量を有することが好ましく、これは、0.0075wt%であることがより好ましく、0.005wt%未満であることがさらに好ましい。窒素含有量の範囲は、下限が約0.0025wt％、0.0035wt％、または0.0045wt％であり、上限が0.0050wt％、0.0075wt％、または0.01wt％であることが好ましい。鋼は、約0.0025wt％から約0.0095wt％の範囲の窒素量を有することがより好ましい。 In the foregoing or other one or more embodiments, the steel preferably has a nitrogen content of less than 0.01 wt%, more preferably 0.0075 wt%, and less than 0.005 wt%. Is more preferable. The range of the nitrogen content preferably has a lower limit of about 0.0025 wt%, 0.0035 wt%, or 0.0045 wt%, and an upper limit of 0.0050 wt%, 0.0075 wt%, or 0.01 wt%. More preferably, the steel has a nitrogen content in the range of about 0.0025 wt% to about 0.0095 wt%.
前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、ニッケル（Ni）を含んでも良い。ニッケルは、ベース鋼およびHAZの靭性を高める。ニッケルの最小量は、0.1wt％であり、ニッケルの最小値は、0.3wt%であることがより好ましく、この場合、HAZおよびベース鋼の靭性に、十分な効果が得られる。マンガンおよびモリブデンの添加の程度とは異なり、鋼へのニッケルの添加は、高硬度化を助長し、従って、微細構造の厚さの均一性、および厚い区画の特性が向上する（20mm以上）。しかしながら、過度のニッケルの添加は、溶接性の点で問題があり（コールドクラックが生じるため）、硬い微細構造のため、HAZの靭性が低下し、鋼のコストが高くなる。鋼は、約1wt%以下のニッケル量を有することが好ましい。 In the foregoing or other one or more embodiments, the steel may include nickel (Ni). Nickel increases the toughness of the base steel and HAZ. The minimum amount of nickel is 0.1 wt%, and the minimum value of nickel is more preferably 0.3 wt%. In this case, a sufficient effect is obtained on the toughness of HAZ and base steel. Unlike the degree of addition of manganese and molybdenum, the addition of nickel to the steel helps to increase the hardness, thus improving the thickness uniformity of the microstructure and the properties of the thick section (20 mm or more). However, excessive nickel addition is problematic in terms of weldability (because of cold cracks), and because of the hard microstructure, HAZ toughness is reduced and steel costs are increased. The steel preferably has a nickel content of about 1 wt% or less.
前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、例えば、クロム、モリブデン、バナジウム、銅、のような置換型合金元素を少量しか含まず、または実質的に置換合金元素を含まない。そのような元素は、鋼のフェライト相中の炭素および窒素の活性を低下させ、あるいは、過剰な析出効果が生じ、歪みエージングの傾向が強まる。モリブデン、クロム、バナジウム、および銅の組み合わされた量は、約0.20wt％以下、約0.15wt%以下、約0.12wt%以下、または約0.10wt%以下である。 In the foregoing or other one or more embodiments, the steel contains only a small amount of substitutional alloy elements such as, for example, chromium, molybdenum, vanadium, copper, or is substantially free of substitutional alloy elements. . Such elements reduce the activity of carbon and nitrogen in the ferritic phase of the steel, or cause an excessive precipitation effect and increase the tendency for strain aging. The combined amount of molybdenum, chromium, vanadium, and copper is about 0.20 wt% or less, about 0.15 wt% or less, about 0.12 wt% or less, or about 0.10 wt% or less.
前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、ホウ素（B）を含んでも良い。ホウ素は、安価に鋼の高硬度化を大きく促進し、厚い区画（＞16mm）であっても、下部ベイナイト、ラスマルテンサイトの鋼の微細構造を形成を助長する。ホウ素により、全体的に低合金、および低Pcm（組成に基づく、溶接水素クラック感受性パラメータ）鋼の設計が可能になり、これによりHAZの軟化抵抗および溶接性が向上する。約0.002wt％を超えるホウ素は、脆い粒子Fe23(C,B)6の形成を助長する。従って、ホウ素を添加する際には、ホウ素の上限は、0.002wt％であることが好ましい。また、ホウ素は、モリブデンおよびニオブによる高硬度化の効果を高める。 In the foregoing or other one or more embodiments, the steel may include boron (B). Boron greatly promotes the high hardness of steel at low cost, and helps to form the microstructure of lower bainite and lath martensite steel, even in thick sections (> 16 mm). Boron enables the design of overall low alloy, and low Pcm (composition-based, weld hydrogen crack susceptibility parameters) steel, which improves the softening resistance and weldability of HAZ. Boron above about 0.002 wt% promotes the formation of brittle particles Fe 23 (C, B) 6 . Therefore, when adding boron, the upper limit of boron is preferably 0.002 wt%. Further, boron enhances the effect of increasing hardness by molybdenum and niobium.
前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、クロム（Cr）を含んでも良い。クロムは、直接クエンチの際に、鋼の高硬度化に大きな影響を与える。従って、クロムは、特に、ホウ素を含まない鋼において、硬度を高める際に、モリブデンよりも安価な合金添加剤である。クロムは、耐食性を高め、水素誘起型のクラック（HIC）に対する抵抗を高める。モリブデンと同様、過剰のクロムは、溶接時のコールドクラックの原因となり、鋼およびHAZの靭性を劣化させる傾向にある。クロムは、フェライト相中の炭素の活量を低下させ、これにより、固溶体中の炭素の量を高め、鋼の歪みエージングに対する傾向が高まる。従って、クロムを添加する場合、最大値は、0.2wt％が好ましく、0.1wt％がより好ましい。 In the foregoing or other one or more embodiments, the steel may include chromium (Cr). Chromium has a great influence on the increase in hardness of steel during direct quenching. Thus, chromium is an alloy additive that is less expensive than molybdenum in increasing hardness, especially in steels that do not contain boron. Chromium increases corrosion resistance and resistance to hydrogen-induced cracks (HIC). Like molybdenum, excess chromium causes cold cracks during welding and tends to degrade the toughness of steel and HAZ. Chromium reduces the activity of carbon in the ferrite phase, thereby increasing the amount of carbon in the solid solution and increasing the tendency to strain aging of the steel. Therefore, when chromium is added, the maximum value is preferably 0.2 wt%, more preferably 0.1 wt%.
前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、REM（希土類金属）を含んでも良い。カルシウムおよびREMは、硫化物を形成することにより、長いMnSの発生を抑制し、鋼板の特性（例えばラメラ剪断特性）を改善する。しかしながら、CaおよびREMの添加量が0.01％を超えると、CaO-CaSまたはREM-CaSの形成により、鋼の清浄度、および溶接性が低下する。REMは、0.02wt%以下の量で、添加されることが好ましい。 In the foregoing or other one or more embodiments, the steel may include REM (rare earth metal). By forming sulfides, calcium and REM suppress the generation of long MnS and improve the properties of the steel sheet (eg, lamellar shear properties). However, when the amount of Ca and REM added exceeds 0.01%, the cleanliness and weldability of the steel deteriorate due to the formation of CaO-CaS or REM-CaS. REM is preferably added in an amount of 0.02 wt% or less.
前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、マグネシウム（Mg）を含んでも良い。マグネシウムは、通常、微細な分散酸化物粒子を形成し、これにより、HAZにおいて、粒の粗大化が抑制され、および／または内部粒フェライトの形成が促進され、これにより、HAZの靭性が改善される。Mgの添加効果を発揮するため、少なくとも約0.0001wt％のMgを添加することが好ましい。しかしながら、Mg量が約0.006wt%を超えると、粗大酸化物が形成され、HAZの靱性は低下する。従って、Mg量は、0.006wt％未満であることが好ましい。 In the foregoing or other one or more embodiments, the steel may include magnesium (Mg). Magnesium usually forms finely dispersed oxide particles, which suppresses grain coarsening and / or promotes the formation of internal grain ferrites in HAZ, thereby improving HAZ toughness. The In order to exert the effect of adding Mg, it is preferable to add at least about 0.0001 wt% of Mg. However, when the Mg amount exceeds about 0.006 wt%, a coarse oxide is formed and HAZ toughness is lowered. Accordingly, the Mg amount is preferably less than 0.006 wt%.
前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、銅（Cu）を含んでも良い。銅は、高硬度化に対する鋼の強度に寄与し、鋼は、ε銅析出により、析出強化される。適切に制御されなければ、多量の銅は、余分な析出硬化を発生させるため、ベース鋼板およびHAZの靱性が低下する。また、多量の銅では、スラブ鋳造およびホットロールの際に脆化が生じ、この軽減のため、ニッケルの強添加が必要となる。本発明による鋼に銅が添加される場合、上限は、0.2wt％であることが好ましく、上限は、0.1wt%であることがより好ましい。 In the foregoing or other one or more embodiments, the steel may include copper (Cu). Copper contributes to the strength of the steel against increasing hardness, and the steel is precipitation strengthened by ε copper precipitation. If not properly controlled, a large amount of copper generates excessive precipitation hardening, which reduces the toughness of the base steel sheet and the HAZ. In addition, when a large amount of copper is used, embrittlement occurs during slab casting and hot roll, and it is necessary to add nickel strongly to reduce this. When copper is added to the steel according to the present invention, the upper limit is preferably 0.2 wt%, and the upper limit is more preferably 0.1 wt%.
前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、バナジウム（V）を含んでも良い。バナジウムは、ニオブと実質的に同様の効果を有するが、ニオブほど強い効果は有さない。しかしながら、ニオブと組み合わされた場合、バナジウムの添加により、顕著な効果が得られる。バナジウムとニオブの組み合わせは、ラインパイプ製造時のシーム溶接のような、高入熱溶接の際のHAZの軟化を大きく抑制する。ニオブと同様に、過剰なバナジウムは、余分な析出硬化により、ベース鋼およびHAZの両方の靱性を低下させる。また、バナジウムは、クロムおよびモリブデンのように、炭素と窒素に対して大きな親和性を有する。換言すれば、バナジウムは、フェライト相中の炭素の活量を低下させ、固溶体中の炭素および窒素の量を増加させ、これにより、鋼の歪みエージングの傾向が助長される。従って、バナジウムを鋼に添加する場合、その量は、約0.1wt％以下であることが好ましく、約0.05wt％以下であることがより好ましく、約0.03wt％以下であることがさらに好ましい。 In the foregoing or other one or more embodiments, the steel may include vanadium (V). Vanadium has substantially the same effect as niobium, but not as strong as niobium. However, when combined with niobium, significant effects are obtained by the addition of vanadium. The combination of vanadium and niobium greatly suppresses the softening of HAZ during high heat input welding, such as seam welding during line pipe manufacturing. Like niobium, excess vanadium reduces the toughness of both the base steel and HAZ due to excessive precipitation hardening. Vanadium, like chromium and molybdenum, has a large affinity for carbon and nitrogen. In other words, vanadium reduces the activity of carbon in the ferrite phase and increases the amount of carbon and nitrogen in the solid solution, which promotes the tendency of steel for strain aging. Accordingly, when vanadium is added to the steel, the amount is preferably about 0.1 wt% or less, more preferably about 0.05 wt% or less, and further preferably about 0.03 wt% or less.
前述のまたは他の1または2以上の実施例では、鋼は、ジルコニウム（Zr）、ハフニウム（Hf）、および／またはタンタル（Ta）を含んでも良い。ジルコニウム（Zr）、ハフニウム（Hf）、およびタンタル（Ta）は、ニオブ（Nb）と同様に、炭化物および窒化物を形成する元素であり、強度の向上に効果的である。しかしながら、0.0001wt％未満の添加では、この効果は、得られない。また、0.05wt％を超える添加は、鋼板の靭性を劣化させる。従って、Ta量は、約0.03wt％未満であることが好ましく、Zr量は、約0.03wt％未満であることが好ましく、Hf量は、約0.03wt％未満であることが好ましい。 In the foregoing or other one or more embodiments, the steel may include zirconium (Zr), hafnium (Hf), and / or tantalum (Ta). Zirconium (Zr), hafnium (Hf), and tantalum (Ta), like niobium (Nb), are elements that form carbides and nitrides, and are effective in improving strength. However, this effect cannot be obtained with addition of less than 0.0001 wt%. Moreover, the addition exceeding 0.05 wt% deteriorates the toughness of the steel sheet. Accordingly, the Ta amount is preferably less than about 0.03 wt%, the Zr amount is preferably less than about 0.03 wt%, and the Hf amount is preferably less than about 0.03 wt%.
鋼は、0.220未満で、0.150を超えるPcmを有することが好ましい。Pcmは、化学組成に基づいて、鋼の高硬度化および溶接性を測定する方法を表す。炭素および他の合金元素（例えばMn、Cr、Si、Mo、V、Cu、Ni）の濃度が高くなると、鋼の硬度は上昇し、溶接性は低下する傾向にある。各これらの材料は、鋼の硬度および溶接性に、異なる度合いで影響する傾向にあるため、Pcmは、異なる合金元素で構成された合金間の、硬度／溶接性の差異を判定する方法となる。Pcm用の一般的に使用される計算式は、 The steel preferably has a Pcm of less than 0.220 and greater than 0.150. Pcm represents a method for measuring the increase in hardness and weldability of steel based on the chemical composition. As the concentration of carbon and other alloying elements (for example, Mn, Cr, Si, Mo, V, Cu, Ni) increases, the hardness of the steel increases and the weldability tends to decrease. Since each of these materials tends to affect the hardness and weldability of the steel to different degrees, Pcm is a way to determine hardness / weldability differences between alloys composed of different alloy elements. . The commonly used formula for Pcm is
（微細構造）
1または2以上の実施例では、鋼は、ジュアル相微細構造を有し、この微細構造は、体積比で、約10％から約90％の軟化材、フェライト相、または成分（第1の相）と、体積比で、約10％から約90％の強相または成分（第2の相）とを有する。第2の相は、フェライト以外の1もしくは2以上の相または成分を有する。非フェライト相または成分の一例には、これに限られるものではないが、マルテンサイト、下部ベイナイト、変質上部ベイナイト、上部ベイナイト、粒ベイナイト、パーライト、セメンタイトのような炭化物、またはこれらの混合物である。
(Fine structure)
In one or more embodiments, the steel has a dual phase microstructure that is about 10% to about 90% softening, ferrite phase, or component (first phase) by volume. ) And about 10% to about 90% strong phase or component (second phase) by volume. The second phase has one or more phases or components other than ferrite. Examples of non-ferrite phases or components include, but are not limited to, martensite, lower bainite, altered upper bainite, upper bainite, grain bainite, pearlite, carbides such as cementite, or mixtures thereof.
Ar1変態温度は、冷却処理の間に、オーステナイトから、フェライトまたはフェライトとセメンタイトへの変態が完了する温度を表す。 Ar 1 transformation temperature represents the temperature at which transformation from austenite to ferrite or ferrite and cementite is completed during the cooling process.
Ar3変態温度は、冷却処理の間に、オーステナイトがフェライトに変態し始める温度を表す。 The Ar 3 transformation temperature represents the temperature at which austenite begins to transform into ferrite during the cooling process.
冷却速度は、板の厚さの中心、または実質的に中央での冷却速度を表す。 The cooling rate represents the cooling rate at the center of the plate thickness or substantially at the center.
ジュアル相は、少なくとも2つの識別可能な相、または少なくとも2つの識別可能な成分を意味する。 Dual phase means at least two identifiable phases, or at least two identifiable components.
粒ベイナイト（GB）は、中心に配置されたマルテンサイト−オーステナイト（MA）の小さな「島」を取り囲む、3乃至5個の比較的等軸のベイナイトフェライト粒のクラスタを表す。通常の「粒（グレイン）」は、約1乃至2μｍの直径である。 Grain bainite (GB) represents a cluster of 3 to 5 relatively equiaxed bainite ferrite grains surrounding a small "island" of martensite-austenite (MA) located in the center. Typical “grains” are about 1 to 2 μm in diameter.
上部ベイナイト（UB）は、セメンタイトのような炭化物相のストリンガまたは薄膜に分散された、針状またはラス状のベイナイトフェライトの混合物を表す。 Upper bainite (UB) represents a mixture of acicular or lathed bainite ferrite dispersed in carbide phase stringers or thin films such as cementite.
変質上部ベイナイト（DUB）は、平行ラスの組（パケット）において、剪断応力によって各コロニーが成長した、ベイナイト生成物である。ラスの成長中およびその直後、一部炭素は、内部ラスオーステナイトから排斥される。炭素量が比較的低いため、捕獲されたオーステナイトの炭素の濃縮は、十分ではなく、セメンタイト板核発生の開始には至らない。そのような核発生は、中間および高炭素鋼では生じないため、結果的に古典的な上部ベイナイト（UB）が形成される。一方、DUBの内部ラスオーステナイトでの低部炭素濃縮によって、マルテンサイトまたはマルテンサイト−オーステナイト（MA）混合物が生じ、あるいは残留オーステナイト（RA）として残留する。 Altered upper bainite (DUB) is a bainite product in which each colony is grown by shear stress in a set of parallel laths (packets). During and immediately after the growth of the lath, some carbon is expelled from the internal lath austenite. Due to the relatively low carbon content, the carbon concentration of the captured austenite is not sufficient and does not lead to the start of cementite plate nucleation. Such nucleation does not occur in intermediate and high carbon steels, resulting in the formation of classic upper bainite (UB). On the other hand, low carbon enrichment of DUB with internal lath austenite results in martensite or martensite-austenite (MA) mixture or remains as retained austenite (RA).
DUBは、古典的な上部ベイナイト（UB）と混同されるおそれがある。数十年前に、中間炭素鋼において、最初に同定されたUBは、2つの重要な特徴を有する；（1）平行ラスの組は、パケット内で成長する、（2）セメンタイト膜は、ラスの境界で生じる。UBは、DUBと同様であり、両方とも、平行ラスのパケットを有する。しかしながら、重要な差異は、内部ラス材料である。炭素量が約0.15乃至0.40の場合、セメンタイト（Fe3C）は、ラスの間に形成される。これらの「膜」は、DUB中の断続的なMAに比べて、比較的連続的である。低炭素鋼では、内部ラスセメンタイトは、形成されない；代わりに、残りのオーステナイトは、MA、マルテンサイト、またはRAとして消滅する。 DUB can be confused with classic upper bainite (UB). Decades ago, in intermediate carbon steel, the first identified UB has two important characteristics; (1) a set of parallel laths grow in the packet, (2) a cementite film is lath It occurs at the boundary. The UB is similar to the DUB and both have parallel lath packets. However, an important difference is the internal lath material. When the carbon content is about 0.15 to 0.40, cementite (Fe 3 C) is formed between the laths. These “membranes” are relatively continuous compared to intermittent MA in DUB. In low carbon steel, internal lath cementite is not formed; instead, the remaining austenite disappears as MA, martensite, or RA.
下部ベイナイト（LB）は、平行ラスのパケットである。またLBは、小さな内部ラス炭化物析出物を有する。これらの板状粒子は、単一の結晶学的異形に、連続的に析出され、これは、主ラス成長方向（ラスの長手方向）から、約55゜の配向である。 Lower bainite (LB) is a parallel lath packet. LB also has small internal lath carbide deposits. These tabular grains are continuously deposited in a single crystallographic variant, which is oriented approximately 55 ° from the main lath growth direction (the longitudinal direction of the lath).
ラスマルテンサイト（LM）は、薄い平行ラスのパケットとして認められる。ラスの幅は、通常、約0.5ミクロン未満である。マルテンサイトラスの未テンパーコロニーは、炭化物フリーの特徴を有し、一方、自動テンパーLMは、イントララス炭化物析出の形態を示す。自動テンパーされたLM内のイントララス炭化物は、｛110｝相のマルテンサイトのような、2以上の結晶学的異形を形成する。しばしば、自動テンパーLMの透過型電子顕微鏡（TEM）において、セメンタイトは、一つの方向に沿って整列されておらず、むしろ、複数の面に析出している。 Las martensite (LM) is perceived as a thin parallel lath packet. The lath width is typically less than about 0.5 microns. The martensite lath untempered colony has a carbide-free feature, while the automatic temper LM exhibits a form of intra-laser carbide precipitation. Intralas carbides in autotempered LM form two or more crystallographic variants, such as {110} phase martensite. Often, in an automatic temper LM transmission electron microscope (TEM), cementite is not aligned along one direction, but rather is deposited on multiple surfaces.
パーライトは、通常、2相のラメラ構造であり、これは、フェライトとセメンタイト（Fe3C）の交互層で構成される。 Perlite is usually a two-phase lamellar structure, which consists of alternating layers of ferrite and cementite (Fe 3 C).
粒は、多結晶材料における個々の結晶である。 A grain is an individual crystal in a polycrystalline material.
粒界は、ある結晶学的配向から、別の配向への遷移に対応する、金属の狭小の領域を表し、従って、粒界により、ある粒と別の粒とが分離される。 A grain boundary represents a narrow region of metal that corresponds to a transition from one crystallographic orientation to another, thus separating one grain from another.
予備オーステナイト粒サイズは、オーステナイトが再結晶化されない温度範囲におけるロール処理前の、ホットロール鋼板の平均オーステナイト粒サイズを表す。 The preliminary austenite grain size represents the average austenite grain size of the hot roll steel sheet before the roll treatment in a temperature range in which the austenite is not recrystallized.
クエンチは、いかなる手段における、加速冷却処理を表しても良く、選定流体として、空冷とは異なり、鋼の冷却速度を高める傾向にあるものが選定される。 The quench may represent an accelerated cooling process by any means, and a selected fluid is selected which tends to increase the cooling rate of steel, unlike air cooling.
加速冷却完了温度（ACFT）は、クエンチ処理完了後に、板の厚さの中心部分からの熱伝達のため、板の表面が到達する最大の、または実質的に最大の温度である。 The accelerated cooling completion temperature (ACFT) is the maximum or substantially maximum temperature that the surface of the plate reaches after completion of the quench process due to heat transfer from the central portion of the plate thickness.
スラブは、鋼の一片であり、いかなる寸法を有しても良い。 The slab is a piece of steel and may have any dimensions.
Tnr温度は、オーステナイトが再結晶化されない温度未満の温度である。 The T nr temperature is a temperature below the temperature at which austenite is not recrystallized.
横断方向は、ロールの面内にある方向であって、板のロール方向と垂直な方向を表す。 The transverse direction is a direction in the plane of the roll and represents a direction perpendicular to the roll direction of the plate.
（製造方法）
1または2以上の実施例では、鋼組成は、ジュアル相鋼のフェライト相中の過飽和Cおよび／またはNの量を抑制する方法で処理される。鋼は、板の処理プロセスの間に、フェライトおよび／または析出物から、CおよびNが十分に拡散することが可能な条件で、処理されることが好ましい。拡散および析出は、高加速冷却完了温度により行われ、ジュアル相微細構造の所望の微細構造の特徴（例えば、軟化フェライト相の量、有効予備オーステナイト粒サイズ等）の全てが残留する。1または2以上の実施例では、鋼中のフェライトの体積百分率は、約10wt％から90wt％の範囲であり、約30wt%から80wt%の範囲であることがより好ましい。フェライトは、鋼内に、均一に分散されることが好ましい。
(Production method)
In one or more embodiments, the steel composition is treated in a manner that suppresses the amount of supersaturated C and / or N in the ferrite phase of the dual phase steel. The steel is preferably treated during the plate treatment process under conditions that allow C and N to diffuse sufficiently from the ferrite and / or precipitates. Diffusion and precipitation take place at a high accelerated cooling completion temperature, leaving all of the desired microstructure features of the dual phase microstructure (eg, amount of softened ferrite phase, effective preliminary austenite grain size, etc.). In one or more embodiments, the volume percentage of ferrite in the steel is in the range of about 10 wt% to 90 wt%, more preferably in the range of about 30 wt% to 80 wt%. It is preferable that the ferrite is uniformly dispersed in the steel.
鋼組成は、2段階のロール処理プロセスを用いて、ジュアル相板に処理されることが好ましい。1または2以上の実施例では、最初に、前述の組成の鋼ビレット／スラブが、連続鋳造処理プロセスのような通常の状態で形成される。次に、ビレット／スラブは、約1000℃から約1250℃の範囲の温度（再加熱温度）に再加熱される。再加熱温度は、（i）、鋼スラブを実質的に均一化し、（ii）鋼スラブ中に存在する場合、ニオブおよびバナジウムの、実質的に全ての炭化物および炭窒化物を溶解し、（iii）鋼スラブに微細なオーステナイト粒を形成する上で、十分な温度であることが好ましい。次に、再加熱スラブは、1または2以上のパスにより、ホットロール処理される。第1の処理では、オーステナイトの再結晶化の範囲内の第1の温度で、約30％から約90％の厚さ低下が得られるように処理される。次に、1または2以上のパスで、収縮ビレットがホットロールされる。オーステナイトは、再結晶化されないが、Ar3変態点を下回る、幾分低い第2の温度での第2のロール処理では、約40乃至80％の厚さ低下が得られる。Tnr温度未満の累積ロール収縮は、少なくとも50％、好ましくは少なくとも約70％、より好ましくは、少なくとも75％である。 The steel composition is preferably processed into a dual phase plate using a two-stage roll processing process. In one or more embodiments, initially a steel billet / slab of the aforementioned composition is formed in a normal state, such as a continuous casting process. The billet / slab is then reheated to a temperature in the range of about 1000 ° C. to about 1250 ° C. (reheat temperature). The reheat temperature (i) substantially homogenizes the steel slab, (ii) dissolves substantially all carbides and carbonitrides of niobium and vanadium, if present in the steel slab, (iii ) It is preferable that the temperature is sufficient to form fine austenite grains in the steel slab. Next, the reheat slab is hot-rolled by one or more passes. In the first treatment, a thickness reduction of about 30% to about 90% is obtained at a first temperature within the range of austenite recrystallization. The shrink billet is then hot rolled in one or more passes. Austenite is not recrystallized, but a second roll treatment at a somewhat lower second temperature below the Ar 3 transformation point results in a thickness reduction of about 40-80%. The cumulative roll shrinkage below the T nr temperature is at least 50%, preferably at least about 70%, more preferably at least 75%.
第2のロール収縮は、「完了ロール温度」で完遂される。1または2以上の実施例では、完了ロール温度は、700℃を超え、約720℃を超えることが好ましく、770℃を超えることがより好ましい。1または2以上の実施例では、完了ロール温度は、約700℃から800℃の範囲にある。その後、ホットロール化板は、第1の冷却温度に、（例えば空気で）冷却され、あるいはオーステナイトからフェライトへの変態が生じるのに十分な、加速冷却開始温度（ACST）に冷却され、その後、第2の冷却温度まで、または加速冷却完了温度（ACFT）まで、少なくとも10℃／秒の速度で、加速冷却される。ACFTの後、鋼板は、周囲大気中で、室温（すなわち周囲温度）まで冷却される。鋼板は、それ自身が室温まで冷却されることが好ましい。 The second roll shrinkage is completed at the “complete roll temperature”. In one or more embodiments, the completed roll temperature is greater than 700 ° C, preferably greater than about 720 ° C, and more preferably greater than 770 ° C. In one or more embodiments, the completed roll temperature is in the range of about 700 ° C to 800 ° C. The hot-rolled plate is then cooled to a first cooling temperature (eg, with air) or to an accelerated cooling start temperature (ACST) sufficient to cause transformation from austenite to ferrite, and then Accelerated cooling is performed at a rate of at least 10 ° C./second until the second cooling temperature or the accelerated cooling completion temperature (ACFT). After ACFT, the steel sheet is cooled to ambient temperature (ie ambient temperature) in the ambient atmosphere. The steel sheet is preferably itself cooled to room temperature.
1または2以上の実施例では、ACSTは、約600℃以上、約650℃以上、約700℃以上、または約730℃以上である。1または2以上の実施例では、ACSTは、約600℃から約800℃の範囲である。1または2以上の実施例では、ACSTは、約650℃から約750℃の範囲である。ACSTは、下限が約650℃、660℃、または690℃であり、上限が約700℃、730℃、または約750℃であることが好ましい。1または2以上の実施例では、ACSTは、約650℃、約660℃、約670℃、約680℃、約690℃、約700℃、約710℃、約720℃、約730℃、約740℃、または約750℃である。 In one or more embodiments, the ACST is about 600 ° C or higher, about 650 ° C or higher, about 700 ° C or higher, or about 730 ° C or higher. In one or more embodiments, the ACST ranges from about 600 ° C to about 800 ° C. In one or more embodiments, the ACST ranges from about 650 ° C to about 750 ° C. ACST preferably has a lower limit of about 650 ° C., 660 ° C., or 690 ° C. and an upper limit of about 700 ° C., 730 ° C., or about 750 ° C. In one or more embodiments, the ACST is about 650 ° C, about 660 ° C, about 670 ° C, about 680 ° C, about 690 ° C, about 700 ° C, about 710 ° C, about 720 ° C, about 730 ° C, about 740 ° C. ℃, or about 750 ℃.
1または2以上の実施例では、ACFTは、約400℃から約700℃の範囲である。1または2以上の実施例では、ACFTは、約450℃から約650℃の範囲である。ACFTは、下限が約400℃、450℃、または500℃であり、上限が約550℃、600℃または650℃である。例えば、ACFTは、約505℃、約510℃、約515℃、約520℃、約525℃、約530℃、約535℃、約540℃、約545℃、約550℃、または約575℃である。1または2以上の実施例では、ACFTは、約540℃から約560℃の範囲である。 In one or more embodiments, the ACFT ranges from about 400 ° C to about 700 ° C. In one or more embodiments, the ACFT ranges from about 450 ° C to about 650 ° C. ACFT has a lower limit of about 400 ° C, 450 ° C, or 500 ° C, and an upper limit of about 550 ° C, 600 ° C, or 650 ° C. For example, ACFT is at about 505 ° C, about 510 ° C, about 515 ° C, about 520 ° C, about 525 ° C, about 530 ° C, about 535 ° C, about 540 ° C, about 545 ° C, about 550 ° C, or about 575 ° C. is there. In one or more embodiments, the ACFT ranges from about 540 ° C to about 560 ° C.
理論によって限定されることは望まないが、高加速冷却完了温度（ACFT）では、炭素原子と窒素原子の少なくとも一部は、鋼組成のフェライト相から、第2の相に拡散し得ると考えられる。また、高加速冷却完了温度（ACFT）では、炭素原子と窒素原子の少なくとも一部は、ACFTから周囲温度までのその後の冷却中に、フェライト相から、炭化物、炭窒化物、および／または窒化物として析出すると考えられる。そのため、フェライト相の格子間の自由なCおよびNの量は、減少し、限られた量のCおよびNしか、フェライト中の転位に泳動することができない。従って、鋼の歪みエージングの傾向が、排除され、あるいは抑制される。 While not wishing to be limited by theory, it is believed that at high accelerated cooling completion temperatures (ACFT), at least some of the carbon and nitrogen atoms can diffuse from the ferrite phase of the steel composition to the second phase. . Also, at high accelerated cooling completion temperature (ACFT), at least some of the carbon and nitrogen atoms are removed from the ferrite phase during the subsequent cooling from ACFT to ambient temperature, carbides, carbonitrides, and / or nitrides. It is thought that it precipitates as. As such, the amount of free C and N between the ferrite phase lattices is reduced, and only a limited amount of C and N can migrate to the dislocations in the ferrite. Thus, the tendency of steel strain aging is eliminated or suppressed.
ロールおよび冷却ステップの後、板は、管状（例えばラインパイプ）に形成される。いかなる管の形成方法を使用しても良い。前駆体鋼板は、従来の良く知られたUOE処理プロセスにより、ラインパイプに加工されることが好ましい。 After the roll and cooling steps, the plate is formed into a tube (eg, a line pipe). Any tube forming method may be used. The precursor steel plate is preferably processed into a line pipe by a conventional well-known UOE processing process.
（FBE処理プロセス）
管の形成後、該管は、コーティング／めっき処理され、腐食および／または機械的な損傷から保護される。コーティング処理プロセスは、管の少なくとも外径または外表面に、1または2以上の高分子コーティングを設置するステップを有する。また、コーティングは、管の内表面と外表面の両方に設置しても良い。コーティングの一例は、これに限られるものではないが、溶融結合エポキシ（FBE）、ポリプロピレン、ポリエチレン、およびポリウレタンを含む。溶融結合エポキシ（FBE）を設置することが好ましい。FBEは、熱硬化性高分子であり、従来の技術により、管にスプレー塗布し、熱硬化することができる。FBEの少なくとも一つの層は、管上に設置または塗布されることが好ましい。1または2以上の実施例では、コーティングの各層は、2μmから75mmの間の厚さを有する。ある実施例では、スプレー粉末の設置の際に、管は、加熱され、回転される。別の実施例では、管は、加熱され、高分子を含む溶融床に埋設される。管は、約180℃から約300℃の温度に加熱されることが好ましい。その後、FBE層で覆われた管の一部に、1または2以上の他のコーティングが設置されても良い。
(FBE processing process)
After the tube is formed, the tube is coated / plated to protect it from corrosion and / or mechanical damage. The coating process includes the step of placing one or more polymeric coatings on at least the outer diameter or surface of the tube. The coating may also be placed on both the inner and outer surfaces of the tube. Examples of coatings include, but are not limited to, melt bonded epoxy (FBE), polypropylene, polyethylene, and polyurethane. It is preferred to install a melt bonded epoxy (FBE). FBE is a thermosetting polymer that can be spray coated onto tubes and thermoset by conventional techniques. At least one layer of FBE is preferably placed or applied on the tube. In one or more embodiments, each layer of the coating has a thickness between 2 μm and 75 mm. In one embodiment, the tube is heated and rotated during installation of the spray powder. In another embodiment, the tube is heated and embedded in a molten bed containing polymer. The tube is preferably heated to a temperature of about 180 ° C to about 300 ° C. Thereafter, one or more other coatings may be placed on a portion of the tube covered with the FBE layer.
前述のように、FBE適用プロセスのような後処理ステップにより、過飽和炭素および窒素原子の核酸が容易となり、鋼の転位の周囲に、溶質雰囲気が形成されるようになる。これらの溶質雰囲気（コットレル雰囲気）の形成は、鋼の強度を高める一方、転位からの雰囲気の崩壊に、より大きな歪みまたは力が必要となるため、延性が低下する。その結果、鋼は、延性が悪くなり、高歪み容量の必要となる領域での使用に適さなくなる。 As described above, post-treatment steps such as the FBE application process facilitate nucleic acids of supersaturated carbon and nitrogen atoms and form a solute atmosphere around the steel dislocations. The formation of these solute atmospheres (Cottrell atmosphere) increases the strength of the steel, while ductility decreases because greater strain or force is required to disrupt the atmosphere from dislocations. As a result, steel has poor ductility and is not suitable for use in areas where high strain capacity is required.
（エンドユーズ）
示された実施例による鋼板は、ジュアル相微細構造の全ての所望の特徴を残しているが、フェライト相内の炭素過飽和は、最小限に抑制される。そのようなDP鋼は、高強度と高歪み容量の両方が必要となる用途に、容易に適用することができる。例えば、本鋼は、特に、ラインパイプまたは圧力容器を製作する際の前駆体として有益である。また、本鋼は、ライザー、油およびガスの生産設備、化学製品製造設備、船舶建造、自動車用の製造工場、航空機製造工場、および発電施設等を含む海岸構造物に適用することもできる。
(End Use)
The steel sheet according to the example shown leaves all the desired characteristics of the dual phase microstructure, but carbon supersaturation in the ferrite phase is minimized. Such DP steel can be easily applied to applications that require both high strength and high strain capacity. For example, the steel is particularly useful as a precursor in making line pipes or pressure vessels. The steel can also be applied to coastal structures including risers, oil and gas production facilities, chemical product manufacturing facilities, ship construction, automobile manufacturing factories, aircraft manufacturing factories, and power generation facilities.
本発明のより良い理解のため、以下、いくつかの実施例のある態様について説明する。以下の例は、本発明の範囲を限定するものと解してはならない。 In order to better understand the present invention, certain aspects of some embodiments are described below. The following examples should not be construed as limiting the scope of the invention.
以下、非限定的な例を参照して、本発明についてより詳しく説明する。 Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to non-limiting examples.
表1に示す化学組成を有する溶鋼から、4つの鋼前駆体（鋼A、B、C、D、およびE）を調製した。真空誘導処理により、150kgの溶鋼を溶解し、これをスラブに鋳造することにより、あるいは250トンの産業用基本酸素炉を用いて、鋼スラブに連続鋳造することにより、各前駆体を調製した。鋼板（例1-8）は、表2に示すプロセス条件により、これらの鋼前駆体（鋼A、B、C、D、およびE）から調製した。例1-7は、本発明の鋼に相当し、例8は、比較例としての従来のDP鋼に相当する。 Four steel precursors (steels A, B, C, D, and E) were prepared from molten steel having the chemical composition shown in Table 1. Each precursor was prepared by melting 150 kg of molten steel by vacuum induction treatment and casting it into a slab or by continuous casting into a steel slab using a 250-ton industrial basic oxygen furnace. Steel plates (Examples 1-8) were prepared from these steel precursors (Steel A, B, C, D, and E) according to the process conditions shown in Table 2. Examples 1-7 correspond to the steel of the present invention, and Example 8 corresponds to a conventional DP steel as a comparative example.
図5には、前述の実施例により製造された鋼（例えば例1-7）および従来の鋼（例えば例8）に対する、熱処理温度の関数としての降伏比（％）の関係を示す。曲線510は、例8を表し、曲線520は、例6を表す。図5に示すように、本発明の鋼520は、FBEコーティングプロセスの通常の温度範囲（例えば約200℃から約250℃）において、従来のDP鋼510に比べて、十分に改善された歪みエージング抵抗、すなわち低い降伏比を示す。 FIG. 5 shows the relationship of the yield ratio (%) as a function of heat treatment temperature for steels produced according to the previous examples (eg Example 1-7) and conventional steels (eg Example 8). Curve 510 represents Example 8 and curve 520 represents Example 6. As shown in FIG. 5, the steel 520 of the present invention has significantly improved strain aging compared to the conventional DP steel 510 in the normal temperature range of the FBE coating process (eg, about 200 ° C. to about 250 ° C.). Shows resistance, ie low yield ratio.
例えば、図6Aは、例8で製造された鋼のSEM像である。図6Bは、例8の1／4厚さでのTEM像である。図6Aと6Bの双方において、鋼は、FBEコーティングのシミュレーションのため、表3に示した条件により、熱処理されている。鋼は、フェライト600の第1の相と、主として粒ベイナイト（GB）605および変質上部ベイナイト（DUB）610の第2の相とを有する。図6Bを参照すると、フェライト中の転位650は、主として、いくつかのキンクを有する直線状に見え、これは、これらの転位650が歪み下で動きにくいことを示している。そのため、転位650の移動または剪断には、大きなエネルギーまたは大きな力が必要となる。従って、そのような追加の力によって、鋼の強度は高まるが、表3に示すように延性は、低下する。 For example, FIG. 6A is an SEM image of the steel produced in Example 8. FIG. 6B is a TEM image at 1/4 thickness of Example 8. In both FIGS. 6A and 6B, the steel has been heat treated according to the conditions shown in Table 3 for simulation of the FBE coating. The steel has a first phase of ferrite 600 and primarily a second phase of grained bainite (GB) 605 and modified upper bainite (DUB) 610. Referring to FIG. 6B, the dislocations 650 in the ferrite appear primarily linear with several kinks, indicating that these dislocations 650 are difficult to move under strain. Therefore, a large energy or a large force is required to move or shear the dislocation 650. Thus, such additional forces increase the strength of the steel but reduce the ductility as shown in Table 3.
図7Aには、本発明の鋼、例えば例5（冷却完了温度が566℃の鋼D）のSEM像を示す。図7Bには、同じ鋼のTEM像を示す。ここでも、SEMおよびTEMは、いずれも、FBEコーティングプロセスを模擬するため、表3に示した条件で鋼を加熱した後の画像である。図7Aには、鋼の第2の相が、主として粒ベイナイト（GB）705、上部ベイナイトまたはパーライト710であり、いくつかのラスマルテンサイト（LM）720を有することが示されている。図7Aに示す鋼のTEM像（図示されていない）は、実際に、710で記された成分を示しており、これは、パーライトである可能性が高い。図7Bには、転位850が、錯綜し、湾曲し、および／または波状となっていることが示されており、これは、歪みの際に、これらの転位が大きな移動度を有することを示している。換言すれば、Cおよび／またはN原子は、小さな力でも、転位850から移動することができる。従って、表3に示すように、鋼の延性が向上し、引張強度は、影響を受けない。 FIG. 7A shows an SEM image of the steel of the present invention, for example, Example 5 (Steel D having a cooling completion temperature of 566 ° C.). FIG. 7B shows a TEM image of the same steel. Again, SEM and TEM are both images after heating the steel under the conditions shown in Table 3 to simulate the FBE coating process. FIG. 7A shows that the second phase of the steel is mainly grain bainite (GB) 705, upper bainite or pearlite 710 and has some lath martensite (LM) 720. The TEM image of the steel shown in FIG. 7A (not shown) actually shows the component marked 710, which is likely to be pearlite. FIG. 7B shows that dislocations 850 are complex, curved, and / or wavy, indicating that these dislocations have great mobility upon strain. ing. In other words, C and / or N atoms can move from the dislocation 850 with a small force. Therefore, as shown in Table 3, the ductility of the steel is improved and the tensile strength is not affected.
図1乃至7および表3に示すように、前述の実施例により処理された鋼B、C、D、およびEの各々は、高い炭素およびマンガン量を有し、引張強度が維持されるが、例8により処理された鋼Aに比べて、歪みエージングによる影響を受けにくい。鋼B、C、D、およびEの炭素量の増加は、歪みエージングに悪影響を及ぼすことが予想される。驚くべきことに、反対の結果が得られている。また、鋼B、C、D、およびEの炭素とマンガンの高含有量の組み合わせは、炭素含有量の単独の増加よりも、歪みエージングにより悪影響を及ぼすことが予想される。驚くべきことに、反対の結果が得られている。従って、炭素クラスタ形成合金が存在せず、および／または冷却完了温度が528℃を超えることが、驚くべきことに、二相組織鋼管に、良好な引張強度と降伏強度に加えて、歪みエージングに対する高抵抗性を提供しているものと考えられる。 As shown in FIGS. 1-7 and Table 3, each of steels B, C, D, and E treated according to the previous examples has a high carbon and manganese content and maintains tensile strength, Compared to Steel A treated according to Example 8, it is less susceptible to strain aging. An increase in the carbon content of steels B, C, D, and E is expected to adversely affect strain aging. Surprisingly, the opposite result has been obtained. Also, the high carbon and manganese content combinations of steels B, C, D, and E are expected to be more negatively affected by strain aging than a single increase in carbon content. Surprisingly, the opposite result has been obtained. Thus, the absence of carbon clustering alloy and / or the cooling completion temperature above 528 ° C. is surprisingly good for the dual phase steel pipe in addition to good tensile strength and yield strength as well as against strain aging. It is thought that it provides high resistance.
上限の数値組と、加減の数値組とを用いて、ある実施例および特徴について説明した。特に記載がない限り、いかなる下限から上限までの範囲も考慮されることに留意する必要がある。ある下限、上限、および範囲は、1または2以上の請求項から明らかである。全ての数値は、示された値の「約」または「おおよそ」の値であり、当業者に予想される実験誤差および変動が考慮される。 Certain embodiments and features have been described using upper and lower numerical sets. It should be noted that any lower to upper range is considered unless otherwise noted. Certain lower limits, upper limits and ranges are apparent from one or more claims. All numerical values are “about” or “approximate” the indicated values and take into account experimental errors and variations expected to those skilled in the art.
各種用語は、前述のように定義される。請求項における使用用語が前述の定義にない場合、そのような用語は、当業者が、少なくとも一つの印刷物または登録特許に反映されている用語を理解する、最大の範囲で定義されることに留意する必要がある。また、本願に示されている全ての特許、試験手順、および他の資料は、そのような開示が本願と矛盾しない限り、取り込みが許容される全ての司法管轄において、参照として完全に取り込まれている。 Various terms are defined as described above. If terms used in the claims are not in the above definition, such terms are defined to the fullest extent so that those skilled in the art will understand the terms reflected in at least one printed or registered patent. There is a need to. In addition, all patents, test procedures, and other materials presented in this application are fully incorporated by reference in all jurisdictions where incorporation is permitted, unless such disclosure is inconsistent with this application. Yes.
前述の内容は、本発明の実施例に関するものであるが、本発明の基本範囲から逸脱しないで、本発明の他の実施例が得られても良く、本発明の範囲は、特許請求の範囲により定められる。 While the foregoing is directed to embodiments of the present invention, other embodiments of the invention may be obtained without departing from the basic scope of the invention, the scope of the invention being defined by the claims. Determined by.
従って、本発明は、本発明に固有のもの以外に、本目的の実施、および記載された利点および目的の取得のために、適正に適合される。本発明は、本発明の一例としての実施例を参照して示したが、そのような参照は、本発明の限定を意味するものではなく、そのような限定は、推察されない。本発明は、相応の修正、変更が可能であり、本願の開示の利益を有する当業者には、形態および機能の等価物が生じることは明らかである。本発明の示された実施例は、一例に過ぎず、本発明の範囲を限定するものではない。すなわち、本発明は、添付の特許請求の範囲およびその思想によってのみ、限定されることを意図しており、全ての点で等価物に対する認識が付与される。請求項内の用語は、特に明確な定義がない限り、その明確で一般的な意味を有する。 Accordingly, the invention is suitably adapted for carrying out the object and obtaining the described advantages and objects in addition to those inherent in the invention. Although the present invention has been illustrated with reference to exemplary embodiments of the present invention, such references are not meant to be limiting of the invention and no such limitation is inferred. It will be apparent to those skilled in the art having the benefit of this disclosure that forms and functions equivalents may occur to the invention. The illustrated embodiment of the invention is merely an example, and is not intended to limit the scope of the invention. That is, the present invention is intended to be limited only by the scope of the appended claims and the spirit thereof, and recognition of equivalents is given in all respects. Terms in the claims have their clear and common meaning unless there is a specific definition.
Claims (17)
0.005wt％から0.03wt％の量のニオブと、
0.005wt％から0.02wt％の量のチタンと、
0.0015wt％から0.01wt％の量の窒素と、
0.5wt％から2.0wt％の量のマンガンと、
0.01wt％から0.5wt％の量の珪素と、
を有し、
0.3wt％以上1.0wt%未満の量で、ニッケルが存在し、
モリブデン、クロム、バナジウムおよび銅の総量は、0.20wt％以下で、
残部は鉄および不可避的不純物であり、
第1の相は、フェライトで構成され、
第2の相は、炭化物、パーライト、マルテンサイト、下部ベイナイト、粒ベイナイト、
上部ベイナイト、および変質上部ベイナイトからなる群から選定された、1または2以上の成分を有し、
前記第1の相内の固溶炭素量は、0.009wt％以下であり、
厚みが16mm超であるラインパイプ用複合組織鋼。 Carbon in an amount of 0.05% to 0.12wt% by weight,
Niobium in an amount of 0.005 wt% to 0.03 wt%,
0.005 wt% to 0.02 wt% titanium,
Nitrogen in an amount of 0.0015 wt% to 0.01 wt%;
Manganese in an amount of 0.5 wt% to 2.0 wt%,
0.01wt% to 0.5wt% silicon,
Have
Nickel is present in an amount of 0.3 wt% or more and less than 1.0 wt%,
The total amount of molybdenum, chromium, vanadium and copper is 0.20wt% or less,
The balance is iron and inevitable impurities,
The first phase is composed of ferrite,
The second phase is carbide, pearlite, martensite, lower bainite, grain bainite,
Selected from the group consisting of upper bainite, and altered upper bainite, having one or more components,
The amount of dissolved carbon in the first phase is 0.009 wt% or less,
Composite steel for line pipes with a thickness of more than 16mm.
The solid solution carbon amount of the first intra-phase, the formed by reduced below 0.009 wt% by carbides and / or carbonitrides are precipitated in the first intra-phase, claim 1-16 The composite steel for line pipes as described in one.
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US85021606P | 2006-10-06 | 2006-10-06 | |
| US60/850,216 | 2006-10-06 |
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| DZ2531A1 (en) * | 1997-12-19 | 2003-02-08 | Exxon Production Research Co | Process for the preparation of a double phase steel sheet, this sheet and process for strengthening the resistance to crack propagation. |
| US6149969A (en) * | 1998-11-10 | 2000-11-21 | Kemacoat International Inc | On-site pipe coating process |
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