KR101111023B1 - 벤드관 및 그 제조 방법 - Google Patents

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아키오 야마모토
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수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드
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Abstract

X70 그레이드 이상의 우수한 강도 및 인성 밸런스를 갖는, 인장 성능 및 용접 금속의 저온 인성이 우수한 고강도의 벤드관을 제조한다. 조성이, C : 0.03～0.12%, Si : 0.05～0.50%, Mn : 1.4～2.2%, S : 0.01% 이하, Al : 0.06% 이하, N : 0.008 이하, 잔부 Fe 및 불순물이고, 탄소 당량(Ceq)이 0.36% 이상임과 더불어 용접 균열 감수성 지수(Pcm)가 0.22% 이하인 모재와, 용접 균열 감수성 지수(Pcm)가 0.28% 이하이고, B량이 5ppm 이하임과 더불어 O량이 280ppm 이하인 용접 금속을 구비하는 UOE 강관을, 900～1100℃의 온도역으로 가열하여 굽힘 가공한 후, 그것을 바로 3℃/s 이상의 냉각 속도로 300℃ 이하의 온도역까지 냉각하며, 그 후 300～500℃의 온도역에서 템퍼링한다.

Description

벤드관 및 그 제조 방법{BEND PIPE AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME}
본 발명은, 벤드관 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 구체적으로는, 본 발명은, 축방향을 향한 용접부를 갖는 용접 강관을 소재로 함과 더불어 API 규격 X70 그레이드 이상의 강도와 용접 금속의 우수한 저온 인성을 갖는 벤드관 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 파이프라인에 대한 비용 다운의 요청이 높아지고 있다. 또, 제조 기술이 진보하였으므로, 고강도의 강관이 파이프라인에 이용되게 되어져 왔다. 파이프라인에 이용되는 고강도 강관(직관)의 대부분은, API 규격 X70 그레이드까지이다. API 규격 X80 그레이드의 고강도 강관은 세계적으로도 극히 소수밖에 실용화되어 있지 않다. 특히, 축방향을 향한 용접부를 갖는 용접 강관에 굽힘 가공을 행함으로써 제조되는 벤드관(구부러진 관)은, 실제의 파이프라인의 건설에는 불가결함에도 불구하고, 굽힘 가공의 후에 행해지는 열처리에 의해 용접부의 강도 및 인성을 양립하는 것이 대단히 곤란하다. 이 때문에, API 규격 X70 그레이드 이상의 고강도의 벤드관의 제조 기술은 확립되어 있지 않다.
특허 문헌 1에는, 용접 균열 감수성 지수(Pcm)가 0.19% 이하(본 명세서에서는 특별히 언급하지 않는 한 「%」는 「질량%」를 의미한다)의 특정한 조성을 갖는 두꺼운 용접 강관을 Ac3점 이상 1100℃ 이하로 가열하고, 이 온도로 굽힘 가공한 후에 특정한 냉각 속도로 300℃ 이하까지 냉각하며, 550℃ 이상 650℃ 이하의 온도역에서 템퍼링함으로써, 두껍고 강도가 높으며 용접 균열 감수성 지수(Pcm)가 낮은 벤드관을 제조하는 발명이 개시되어 있다.
또, 특허 문헌 2에는, {1.5(O-0.89Al)+3.4N}-Ti의 값(O, Al, N, Ti은 각각, 산소, 알루미늄, 질소, 티탄의 함유량을 나타낸다)이 -0.010 이상 0.010 이하의 범위에 있는 용접 금속을 갖는 용접 강관을, 900℃ 이상 1000℃ 이하로 가열한 후, 굽힘 가공하면서 바로 급랭함으로써, 용접 금속의 인성이 우수한 고강도의 벤드관을 제조하는 발명이 개시되어 있다.
특허 문헌 1 : 일본국 특허공고 평5-67699호 공보
특허 문헌 2 : 일본국 특허공개 평9-295067호 공보
[발명이 해결하고자 하는 과제]
그러나, 특허 문헌 1, 2에 의해 개시된 발명에서는, 벤드부의 내측인 압축 변형측(본 명세서에서는 「배측」이라고 한다)의 항복 강도의 확보가 대단히 곤란하다. 확실하게, 용접 금속의 저온 인성을 확보하기 위해서는, 저Pcm화 및 성분의 적정화는 필요하지만, 굽힘 가공 후에 템퍼링을 행하지 않으면 벤드부의 배측의 항복 강도를 확보하는 것이 어렵다.
또, 500℃ 이상의 고온에서 템퍼링을 행하면 인장 강도가 저하한다. 인장 강도의 저하분을 보충하기 위해 모재의 합금 원소의 함유량을 증가시킬 필요가 생겨 비용이 많아져서, 라인 파이프에 이용하는 것은 어렵다.
또한, 고강도화를 도모함에 따라, 벤드부의 용접 금속의 저온 인성을 확보하는 것이 어려워진다.
본 발명은, 양호한 모재 강도 및 저온 인성을 가지면서, 벤드관의 성능상의 큰 과제인 용접 금속의 인성 및 벤드부의 배측의 항복 강도를 모두 확실하게 확보할 수 있는 벤드관과 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
[과제를 해결하기 위한 수단]
본 발명은,
(i) 굽힘 가공을 행한 후에 300℃ 이상 500℃ 이하와 같은 저온역에서 템퍼링하는 것, 즉 시효 처리하는 것,
(ii) 적정한 탄소 당량(Ceq) 및 용접 균열 감수성 지수(Pcm)를 갖는 모재를 구비하는 용접 강관(예를 들면 UOE 강관이나 롤 벤딩 용접 강관(이하, 「RB 용접 강관」이라고 한다))을 소재로서 이용하는 것,
(iii) 붕소를 포함하지 않는 고염기도 플럭스를 이용해 용접되어 형성되는 고인성의 용접 금속을 구비하는 것에 의해, 상술한 과제를 해결할 수 있다는 지견에 의거한 것이다.
본 발명은, 용접 강관에 굽힘 가공을 행하여 제조되고, 이 굽힘 가공 후에 3℃/초 이상의 냉각 속도로 300℃ 이하의 온도역까지 냉각하며, 그 후 300～500℃의 온도역에서 템퍼링함으로써 얻어지는 담금질 템퍼링 조직을 갖는 벤드관으로서,
모재가, C : 0.03～0.12%, Si : 0.05～0.50%, Mn : 1.4～2.2%, S : 0.0050% 이하, Al : 0.06% 이하, N : 0.0070% 이하, 바람직하게는 Cu : 1.0% 이하, Ni : 2.0% 이하, Cr : 1.0% 이하, Mo : 1.0% 이하, Nb : 0.1% 이하, V : 0.1% 이하 또는 Ti : 0.03% 이하로부터 선택된 1종 또는 2종 이상, 더욱 바람직하게는 B : 0.0030% 이하, 보다 바람직하게는 Ca : 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 불순물인 조성을 갖고, (1)식에 의해 규정되는 탄소 당량(Ceq)이 0.36% 이상임과 더불어 (2)식에 의해 규정되는 용접 균열 감수성 지수(Pcm)가 0.22% 이하이며, 또한
용접 금속이, (2)식에 의해 규정되는 용접 균열 감수성 지수(Pcm)가 0.30% 이하이고, B량이 5ppm 이하임과 더불어 산소량이 300ppm 이하인 것을 특징으로 하는 벤드관이다.
Figure 112009008999851-pct00001
Figure 112009008999851-pct00002
다른 관점에서는, 본 발명은, 상술한 조건을 만족하는 모재 및 용접 금속을 구비하는, 예를 들면 UOE 강관 혹은 RB 용접 강관과 같은 용접 강관을, 900℃ 이상 1100℃ 이하의 온도역으로 가열하여 굽힘 가공한 후, 바로 3℃/초 이상의 냉각 속도로 300℃ 이하의 온도역까지 냉각하고, 그 후 300℃ 이상 500℃ 이하의 온도역에서 템퍼링하는 것을 특징으로 하는 벤드관의 제조 방법이다.
[발명의 효과]
본 발명에 의하면, 고강도 벤드관의 성능면의 과제인 벤드부의 배측의 항복 강도의 저하와 강도 및 인성의 저하를 모두 억제할 수 있다. 이에 의해, API 규격 X70 그레이드 이상의 우수한 강도 및 인성 밸런스를 갖는, 인장 강도 및 용접 금속의 저온 인성이 우수한 고강도의 벤드관, 즉 양호한 모재 강도 및 인성을 가지면서도 벤드관의 과제인 용접 금속의 인성의 저하 및 벤드부의 배측의 항복 강도의 저하를 함께 개선하여 확보할 수 있다.
도 1은 탄소 당량(Ceq)(%)과 파이프의 둘레방향 강도(MPa)의 관계를 나타낸 그래프이다.
도 2는 API 규격 X100 그레이드급을 상정한 탄소 등량(IIW) 0.56%의 용접 금속을 이용하여 조사한 결과를 나타낸 그래프이다.
이하, 본 발명에 따른 벤드관의 제조 방법을 실시하기 위한 최량의 형태를, 첨부 도면을 참조하면서 상세하게 설명한다.
본 실시 형태에서는, 예를 들면 UOE 강관 혹은 RB 용접 강관과 같은, 축방향을 향한 용접부를 갖는 용접 강관을 벤드관의 소재로서 이용한다.
주지하는 바와 같이, 「UOE 강관」이란, 후판(厚板)을 소재로 하여 강력한 프레스에 의해 냉간으로 U형으로 구부린 후 O 프레스에 의해 원형 단면으로 해서, 자동 서브머지드 아크 방식에 의해 내외면으로부터 용접됨으로써 제조되는 대구경 용접 강관을 의미한다. 한편, 「RB 용접 강관」이란, 후판을 소재로 하여, 단 굽 힘 프레스 및 롤 벤더에 의해 원형 단면으로 해서, 내면 용접기, 외면 용접기, 내면 원주 용접기 및 외면 원주 용접기를 순차적으로 이용하여 내외면으로부터 용접됨으로써 제조되는 대구경 용접 강관을 의미한다. UOE 강관 또는 RB 용접 강관의 어느 것이나, 그 축방향을 향한 용접부를 갖는다.
(모재)
벤드관의 소재로서 이용하는 용접 강관의 모재의 조성을 한정하는 이유를 설명한다.
[C : 0.03% 이상 0.12% 이하]
C는, 강도의 상승에 유효한 원소이고, API 규격 X70 그레이드 이상의 강도를 갖기 위해 0.03% 이상 함유한다. 그러나, C 함유량이 0.12%를 초과하면 인성의 저하가 현저해져, 모재의 기계적 특성에 악영향을 미침과 더불어 슬래브의 표면흠집의 발생이 조장된다. 이 때문에, C 함유량은 0.03% 이상 0.12% 이하로 한정한다. C 함유량은 0.04% 이상 0.08% 이하인 것이 바람직하다.
[Si : 0.05% 이상 0.50% 이하]
Si는, 탈산제로서, 또 강을 강화하는 성분으로서 효과가 있다. Si 함유량이 0.05% 미만에서는 탈산이 불충분하고, 한편 0.50%를 초과하면 용접열 영향부에 줄무늬형 마텐자이트가 다량으로 생성되어 인성을 극도로 열화시켜, 기계적 성질의 저하로 이어진다. 이 때문에, Si 함유량을 0.05% 이상 0.50% 이하로 한정한다. Si 함유량은 0.05% 이상 0.35% 이하인 것이 바람직하다. Si 함유량은, 강판의 판 두께와의 밸런스를 고려하여 결정하는 것이 바람직하다.
[Mn : 1.4% 이상 2.2% 이하]
Mn은, 강을 강화하고, 또한 강인화(强靭化)하는 기본 원소이므로, 강도를 보증하기 위해 1.4% 이상 함유한다. 그러나, Mn 함유량이 2.2% 초과하면 용접 금속의 인성이 열화함과 더불어, 굽힘 가공 후의 모재 및 용접열 영향부의 인성이 저하한다. 이 때문에, Mn 함유량을 1.4% 이상 2.2% 이하로 한정한다. Mn 함유량은 1.5% 이상 2.0% 이하인 것이 바람직하다.
[S : 0.0050% 이하]
S 함유량이 0.0050%를 초과하면 모재의 인성이 열화한다. 그래서, S 함유량은 0.0050% 이하로 한정한다.
[Al : 0.06% 이하]
Al은, Si와 동일하게 탈산재로서 작용하지만, Al 함유량이 0.06% 이하이면 그 효과를 충분히 얻을 수 있음과 더불어, 0.06% 초과 첨가해도 효과가 포화되어 비용이 많아지게 될 뿐이다. 이 때문에, Al 함유량을 0.06% 이하로 한정한다. Al 함유량은 0.010% 이상 0.055% 이하인 것이 바람직하다.
[N : 0.008% 이하]
N는, V이나 Ti 등과 질화물을 형성하여 고온 강도의 향상에 효과를 초래하지만, N 함유량이 0.008%를 초과하면, Nb, V이나 Ti과 탄질화물을 형성하여, 모재 및 용접열 영향부의 인성의 저하를 일으킨다. 이 때문에, N 함유량을 0.008% 이하로 한정한다. N 함유량은 0.0070% 이하인 것이 바람직하다.
다음에, 이하에 설명하는 원소를 임의 첨가 원소로서 더 함유해도 된다.
[Cu : 1.0% 이하, Ni : 2.0% 이하, Cr : 1.0% 이하, Mo : 1.0% 이하, Nb : 0.1% 이하, V : 0.1% 이하 또는 Ti : 0.03% 이하 중 1종 또는 2종 이상]
이들 원소는, 강도, 인성 개선을 위해 배합된다.
Cu는, 고용강화와 담금질성 증대에 의한 조직 개선에 의해, 인성을 크게 손상시키지 않고 강화를 도모할 수 있다. 그러나, Cu 함유량이 1.0%를 초과하면 슬래브의 표면흠집에 유해한 Cu 체킹이 발생하므로 슬래브를 저온에서 가열하지 않으면 안 되어, 제조 조건이 대폭으로 제한된다. 그래서, Cu를 함유하는 경우에는, 그 함유량은 1.0% 이하로 한정하는 것이 바람직하다. Cu 함유량은 0.10% 이상 0.50% 이하로 하는 것이 바람직하다.
Ni은, Cu와 동일하게 고용강화와 담금질성 증대에 의한 조직 개선에 의해, 인성을 크게 손상시키지 않고 강화를 도모할 수 있다. 또, Ni에는 굽힘 가공 후의 모재 및 용접열 영향부의 인성 열화를 억제하는 작용이 있다. 그러나, Ni 함유량이 2.0%를 초과하면 비용이 많아져 실용적이지 않게 된다. 그래서, Ni을 함유하는 경우에는, 그 함유량은 2.0% 이하로 한정하는 것이 바람직하다. Ni 함유량은 0.10% 이상 0.60% 이하인 것이 바람직하다.
Cr은, Cu나 Ni과 동일하게 고용강화와 담금질성 증대에 의한 조직 개선에 의해, 인성을 크게 손상시키지 않고 강화를 도모할 수 있다. 그러나, Cr 함유량이 1.0%를 초과하면 용접열 영향부의 인성이 저하한다. 그래서, Cr을 함유하는 경우에는, 그 함유량은 1.0% 이하로 한정하는 것이 바람직하다. Cr 함유량은 0.10% 이상 0.50% 이하인 것이 바람직하다.
Mo은, 모재 및 용접 금속의 강도 상승에 유효함과 더불어, 굽힘 가공 후의 모재 및 용접열 영향부의 인성 열화를 억제하는 작용을 발휘한다. 이러한 효과를 확실하게 발휘하기 위해서는, 0.05% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 1.0%를 초과하여 함유하면, 시공지에서의 파이프끼리를 맞대어 접합할 때의 용접성인 둘레 용접성이나 용접열 영향부의 인성이 열화한다. 그래서, Mo을 함유하는 경우에는, 그 함유량은 1.0% 이하로 한정하는 것이 바람직하다. Mo 함유량은 0.05% 이상 0.50% 이하인 것이 바람직하다.
Nb, V 및 Ti은, 석출 강화나 담금질성 증대에 의한 강도 상승, 혹은, 결정립 미세화에 따른 인성의 개선에 큰 효과를 발휘한다. 그러나, 이들 원소의 함유량이 과잉이면 용접 금속의 인성을 저하시킨다. 그래서, Nb, V 또는 Ti을 함유하는 경우에는, 그 함유량은, Nb 함유량 : 0.1% 이하, V 함유량 : 0.1% 이하, 또 Ti 함유량 : 0.030% 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, Ti은, TiN을 생성하여 용접열 영향부의 입자 성장을 억제하고, 인성을 향상하기 위해 0.005% 이상 함유하는 것이 바람직하다. Nb 함유량은 0.010% 이상 0.060% 이하인 것이 바람직하고, V 함유량은 0.010% 이상 0.060% 이하인 것이 바람직하며, Ti 함유량은 0.005% 이상 0.025% 이하인 것이 바람직하다.
이들 임의 첨가 원소는, 그 1종을 단독으로 함유하도록 해도 되고, 혹은 2종 이상을 복합하여 함유하도록 해도 된다.
[B : 0.0030% 이하]
B는, 강의 담금질성을 현저하게 증대시키지만, 이 효과를 확실하게 얻기 위 해서는 0.0005% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, B 함유량이 0.0030%를 초과하면 용접성을 저하시킨다. 그래서, B를 함유하는 경우에는, 그 함유량은 0.0030% 이하로 한정하는 것이 바람직하다. B 함유량은 0.0005% 이상 0.0020% 이하인 것이 바람직하다.
[Ca : 0.005% 이하]
Ca은, 개재물의 형태 제어, 구체적으로는 구상화(球狀化)에 효과가 있고, 수소 유기 균열이나 라멜라 티어의 발생을 방지한다. 그러나, Ca 함유량이 0.005%를 초과하여 함유해도 이 효과는 포화된다. 그래서, Ca을 함유하는 경우에는, 그 함유량은 0.005% 이하로 한정하는 것이 바람직하다. Ca 함유량은 0.0005% 이상 0.0040% 이하인 것이 바람직하다.
이들 임의 첨가 원소는, 그 1종을 단독으로 함유하도록 해도 되고, 혹은 2종을 복합하여 함유하도록 해도 된다.
상기 이외의 조성은, Fe 및 불순물이다.
또, API 규격 X70 그레이드 이상의 고강도 및 고인성을 달성하기 위해서는, 상술한 조성에 더하여, 모재의 탄소 당량 Ceq량 및 용접 균열 감수성 지수 Pcm값, 또한 용접 금속의 탄소 당량 Ceq량 및 용접 균열 감수성 지수 Pcm값을 소정의 값으로 하는 것이 대단히 중요하다. 그래서, 이들에 대해서도 설명한다.
[(1)식에 의해 규정되는 모재의 탄소 당량(Ceq) : 0.36% 이상]
API 규격 X70 그레이드 이상의 모재의 강도를 보증하기 위해, 하기 (1)식에 의해 규정되는 모재의 탄소 당량(Ceq)을 0.36% 이상으로 한다.
Figure 112009008999851-pct00003
도 1은, 탄소 당량(Ceq)(%)과 파이프 둘레방향 강도(MPa)의 관계를 나타낸 그래프이다. 본 발명의 범위 내의 조성예에 대해 탄소 당량(Ceq)이 여러 가지 변화된 것에 대해, 파이프 둘레방향 강도를, 하기 식에 의해 계산에 의해 구하였다. 도 1의 그래프에 있어서의 가로축과 평행한 직선은, API 규격 5LX70 그레이드 이상의 파이프 둘레방향 강도의 목표값(570MPa)을 나타낸다.
파이프 둘레방향 강도(MPa) = 9.75×탄소 당량(Ceq)×100+255
이 그래프로부터, API 규격 5LX70 그레이드 이상의 강도를 확보하기 위해서는, TMCP(열가공 제어)를 이용한 제조 방법으로 판을 제조하였다고 해도, 최저라도 탄소 당량(Ceq)은 0.36% 이상 필요하다.
또한, 특히 열관 벤드관의 제조에 있어서는, 900℃ 이상 1100℃ 이하의 가열에서의 굽힘 가공 후 담금질을 실시하는 제조 방법의 경우, 혹은 상기 공정의 마지막에 300℃ 이상 500℃ 이하에서 템퍼링을 행한 경우라도, 둘레방향의 강도는 약 10～20MPa 정도는 원래의 열처리 전의 강도와 비교하여 저하하는 것이 알려져 있다. 그래서, 바람직하게는, 최종 제품인 벤드관에 있어서 API 규격 5LX70 그레이드 이상의 강도를 만족하기 위해서는, 탄소 당량(Ceq)을 0.40% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
[(2)식에 의해 규정되는 모재의 용접 균열 감수성 지수(Pcm) : 0.22% 이하]
하기 (2)식에 의해 규정되는 모재의 용접 균열 감수성 지수(Pcm)가 0.22%를 초과하면, 열처리를 실시해도, 고강도로 또한 고인성을 확보할 수 없음과 더불어, 현지 둘레 용접성을 확보할 수 없다. 그래서, 하기 (2)식에 의해 규정되는 모재의 용접 균열 감수성 지수(Pcm)를 0.22% 이하로 한다. 모재의 용접 균열 감수성 지수(Pcm)는 0.19% 이하인 것이 바람직하다.
Figure 112009008999851-pct00004
(용접 금속)
[(2)식에 의해 규정되는 용접 금속의 용접 균열 감수성 지수(Pcm) : 0.30% 이하]
(2)식에 의해 규정되는 용접 금속의 용접 균열 감수성 지수(Pcm)가 0.30%를 초과하면, 열처리 후의 용접 금속의 인성을 확보할 수 없다. 그래서, (2)식에 의해 규정되는 용접 금속의 용접 균열 감수성 지수(Pcm)를 0.30% 이하로 한다. 용접 금속의 용접 균열 감수성 지수(Pcm)는 0.29% 이하인 것이 바람직하다.
[용접 금속의 B량 : 5ppm 이하, 용접 금속의 산소량 : 300ppm 이하]
용접 금속의 인성에 큰 영향을 미치는, 용접 금속의 산소량 및 B량은, 용접 시에 이용하는 플럭스의 성분에 의존한다. 용접 금속의 산소량은 가능한 한 낮은 것이 바람직하고, 용접 금속의 산소량을 저감하기 위해서는 고염기도의 플럭스를 이용하여 용접을 행한다.
용접 금속의 산소량이 300ppm을 초과하면, 용접 금속 중의 산화물량이 증가하고, 그들이 파괴 발생의 기점이 되므로 연성이 저하한다. 그래서, 용접 금속의 산소량을 300ppm 이하로 한정한다. 용접 금속의 산소량은 280ppm 이하인 것이 바람직하다.
여기에서, 플럭스의 염기도는,
(CaO+MgO+BaO+CaF2+0.5(MnO+FeO))/(SiO2+0.5(Al2O3+TiO2+ZrO))로서 규정된다. 이 염기도를 3.0 이상으로 설정함으로써, 용접 금속의 산소량을 300ppm 이하로 억제할 수 있고, 이에 의해, 목표 성능을 만족할 수 있다.
또, 일반적으로 API 규격 X70 그레이드까지의 직관의 UOE 강관에 있어서의 심 용접 금속에는, 인성의 저하를 방지하기 위해 B가 10～30ppm 정도 함유된다. B를 함유함으로써, 입계 페라이트의 석출을 억제하여 인성의 저하가 방지되고, 균질한 침형 페라이트 조직을 얻을 수 있다. 그러나, API 규격 X70 그레이드 이상의 UOE 강관의 심 용접에서는, 용접 금속에 B를 첨가하지 않는 쪽이 인성의 면에서 유리하다. 이것은, 담금질성의 증가에 의해 B를 함유하지 않아도 입계 페라이트의 석출을 충분히 방지할 수 있음과 더불어, B를 함유하면 오히려 조직의 라스화(lath)가 촉진되어 인성이 저하하기 때문이다.
도 2는, API 규격 X100 그레이드 상당을 상정한 탄소 당량 0.56%의 용접 금속에 대해 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지 vE -10(℃)를 조사한 결과를 나타낸 그래프이다.
도 2의 그래프에 나타낸 바와 같이, B를 함유하는 용접 금속(도 2 중의 ● 표시)에서는, 담금질 온도의 상승에 따라 흡수 에너지가 저하하는 것에 반해, B를 함유하지 않는 용접 금속(도 2 중의 ○ 표시)에서는, 담금질 온도가 900℃ 이상 1100℃ 이하의 범위에서는, 흡수 에너지가 100J 정도로부터 150J 정도까지 증가하고, 담금질 온도가 1100℃를 초과하는 범위에서는, 150～200J로 대략 일정한 값이 된다.
이 결과로부터, API 규격 X70 그레이드～X100 그레이드 상당의 강도 범위에 있어서 열처리 후의 용접 금속의 인성을 유지하기 위해서는, 용접 금속에 B를 첨가하지 않는 쪽이 바람직한 것을 알 수 있다. 특히 1000℃를 초과하는 고온에서의 담금질을 행하는 경우에는 이 효과가 현저하다.
본 실시 형태에서는, 예를 들면 UOE 강관 또는 RB 용접 강관과 같은 용접 강관을 소재로 하여, 900℃ 이상 1100℃ 이하의 온도역으로 가열해 굽힘 가공을 행하여 벤드관으로 한 후, 바로 3℃/초 이상의 냉각 속도로 300℃ 이하의 온도역까지 냉각하고, 그 후 300℃ 이상 500℃ 이하의 저온도역에서 템퍼링한다.
용접 강관에 대한 가열 온도가 900℃ 미만이면, Ac3 변태점 이하이므로 재결정되지 않기 때문에, 강도 및 인성이 확보되지 않고, 한편, 가열 온도가 1100℃를 초과하면, 오스테나이트 입자가 조대화하여 인성이 확보되지 않게 된다. 이 때문에, 본 실시 형태에서는 용접 강관에 대한 가열 온도는 900℃ 이상 1100℃ 이하로 한다. 제조의 편차를 고려하면, 950℃ 이상 1100℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
이와 같이 가열한 용접 강관을 소재로 하여 굽힘 가공을 행한다. 굽힘 가공은 주지 관용의 수단에 의해 행하면 되므로, 이 굽힘 가공의 수단에 대한 설명은 생략한다. 예를 들면, 용접 강관의 전체 길이를, 고주파 가열대를 통해 소정의 온도로 가열하면서 굽힘 가공을 함으로써 굽힘 가공을 행하는 것이 예시된다.
이 굽힘 가공은, 용접 강관의 축방향으로의 용접부가 벤드부의 배측에 위치하도록 행해진다.
이와 같이 하여 굽힘 가공이 행해진 벤드관에 대해 열처리(담금질 템퍼링)를 행한다.
담금질은, 굽힘 가공 후 바로 3℃/초 이상의 냉각 속도로 300℃ 이하의 온도역까지 냉각함으로써 행한다. 제조 조건의 편차를 감안함으로써, 냉각 속도는 5℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하다.
상술한 바와 같이, 본 발명은, 템퍼링 온도를 저온화한 점에 큰 특징이 있으므로, 이 점을 설명한다.
종전보다, 굽힘 가공 후의 용접 금속의 인성의 확보에 중점을 두고 담금질인 상태로, 요컨대 템퍼링을 생략하는 기술이나, 굽힘 가공 후의 강도 및 인성의 확보에 중점을 두고 550℃ 이상 650℃ 이하의 고온에서의 템퍼링을 행하는 기술이 알려져 있었다.
이에 대해, 벤드관의 용접 금속의 인성의 확보가 대단히 어려운 것 및 벤드관의 배측에 있어서의 항복 강도가 저하하는 것을 모두 개선하기 위해, 담금질 후에 저온에서의 템퍼링, 즉 시효 처리를 행하는 점에 큰 특징이 있다.
일반적으로, 강은 500℃ 이상 650℃ 미만의 고온역에서 템퍼링함으로써 높은 인성을 얻을 수 있다. 이 온도역에서는, 봉쇄된 전위(轉位)가 자유롭게 움직일 수 있기 때문이고, 이것에 기인한 강도의 저하를 해결하기 위해, 저탄소강에서는 반드시 일어나는 시멘타이트의 석출만으로는 충분히 전위를 피닝할 수 없으므로, V, Nb, Mo 등의 탄화물의 석출도 이용하여 전위의 움직임을 억제하고, 이에 의해, 강도를 확보한다. 이들 탄화물의 석출은, 500℃ 이상 650℃ 미만의 고온역이 아니면 생기지 않는다. 요컨대, 이러한 고온역에서의 템퍼링은, 조직을 미세한 페라이트로 하여, 고인성을 얻음과 더불어 강도를 확보하는 것을 목적으로 한다.
이에 반해, 본 발명에 있어서의 템퍼링 온도는, 300℃ 이상 500℃ 이하의 저온역이다. 이 저온역에서는, 전위는 그다지 자유롭게 움직일 수 없다. 이 때문에, 전위는 시멘타이트만으로 충분히 피닝되므로, 특별히 피닝 작용을 발휘하는 석출물을 필요로 하지 않는다. 이 저온역에서의 템퍼링을 행함으로써, 인장 강도를 거의 저하시키지 않고 항복 강도만 상승시킬 수 있다. 요컨대, 본 발명에서는, 적정한 성분계를 이용하여 벤드 소관(素管)의 강도를 높임으로써, 대폭적인 비용 상승을 수반하지 않고, 벤드관의 성능을 확보할 수 있다.
또한, 템퍼링 온도가 500℃ 근방이면 벤드관의 성능이 다소 열화하는 경향이 보이므로, 벤드관의 성능을 확실하게 보증하기 위해, 템퍼링 온도를 300℃ 이상 450℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.
이와 같이, 본 발명에 있어서의 템퍼링의 목적은, 종전의 발명에 있어서의 고온역에서의 템퍼링의 목적과는 완전히 상위한 것이다.
다음에, 템퍼링 온도를 저온화하는 것에 의한 작용 효과를, 본 발명자들이 행한 기초 실험을 참조하면서, 더욱 구체적으로 설명한다.
기초 실험으로서, 굽힘 가공을 행하지 않고 직선 가열을 하기 조건으로 행한 직관을 이용하여, 4수준의 템퍼링 온도로 템퍼링을 행하였다. 또한, 직선 가열 시험은, 굽힘관의 제조에 비교하면, 비교적 염가이고 용이하게 행할 수 있는 시험이고, 템퍼링 온도의 상위에 의한 관의 성능 평가를 행하기 위해서는, 대단히 중요하고 유용한 기초 시험이다.
이 시험에 이용한 직관의 치수는, 외경 1016mm, 두께 20mm의 강관이다. 이 강관 및 용접 금속의 성분을 표 1에 정리하여 나타낸다. 또, 그 강관의 여러 성능을 표 2에 정리하여 나타낸다.
[표 1]
Figure 112009008999851-pct00005
[표 2]
Figure 112009008999851-pct00006
표 2에 나타낸 바와 같이, 모재에 관해서는, 파이프 둘레방향에서 인장 강도 TS : 641MPa, 항복 강도 YS : 583MPa, 항복비 YR : 91.0%이고, 또한, 인성은, 샤르피 시험 온도 -20℃의 흡수 에너지 vE-20 : 289J이다. 한편, 용접 금속의 인성은, 샤르피 시험 온도 -20℃의 흡수 에너지 vE-20 : 123J이고, 용접열 영향부의 인성은, 샤르피 시험 온도 -20℃의 흡수 에너지 vE-20 : 206J이다.
이상의 성능을 갖는 강관을 1000℃로 가열하여, 판두께 방향 중심 위치에서 13℃/초가 되는 냉각 속도로 300℃ 이하의 온도까지 수랭하고, 그 후 상온까지 방랭하였다.
그 후, 표 3에 나타낸 바와 같이, 템퍼링 없음과 4수준의 템퍼링 온도(300℃, 400℃, 500℃ 또는 550℃)로 직선 가열 시험을 행하였다. 각각의 템퍼링 온도에서의 유지 시간은, 1시간/1인치(25.4mm)를 기준으로 하였으므로, 20mm 두께의 본 재료를 각 템퍼링 온도로 약 47분간 유지하였다.
표 3에, 모재의 강도, 인성, 또한 용접 금속의 인성, 용접열 영향부의 인성을, 각각 API로 정해져 있는 판상의 인장 시험편을 이용하여, 또 인성은, 10mm×10mm의 2mm V노치 샤르피 시험편을 이용하여, 상온의 시험 온도로 측정한 결과를 아울러 나타낸다.
[표 3]
Figure 112009008999851-pct00007
표 2, 3으로부터, 담금질 직후의 인장 강도 TS는, 담금질 전의 벤드 소관의 인장 강도 TS보다 약 30MPa 저하하고, 항복 강도 YS는 극단적으로 저하하는 것을 알 수 있다.
이 담금질재를, 500℃를 초과하지 않는 저온역에서 템퍼링함으로써, 항복 강도 YS는 대단히 크게 상승함과 더불어, 모재의 인장 강도 및 인성은 모두 고성능을 유지하고 있고, 동시에 용접 금속의 인성도, -20℃에 있어서의 목표의 연성 파면율(Shear Area) SA-20을 확보할 수 있어, 고수준을 유지할 수 있는 것을 알 수 있다.
이와 같이, 저온역에서의 템퍼링을 행하는 본 발명의 방법은, 벤드관을 목표 성능으로 컨트롤하기 위해 대단히 유효한 방법이다. 요컨대, 적정한 조성을 갖는 용접 강관을 열간으로 굽힘 가공하여 벤드관을 제조하는 경우에는, 특히 템퍼링 온도가 벤드관의 성능을 크게 좌우한다.
종전과 같이, 500℃ 초과의 고온역에서 템퍼링을 하면, 모재의 인성은 회복되지만, 용접 금속의 인성이 열화하고, 또한, 모재의 강도도 저하한다. 요컨대, 종래의 제조 공정에 의해 최종 제품인 벤드관의 강도를 확보하기 위해서는, 이러한 굽힘 가공 공정에서의 강도 강하분을 보충하기 위해, 이 강도 강하분을 예상하여 벤드관의 소재인 용접 강관(직관)의 강도를 높여 둘 필요가 있어, 제조 비용의 점에서 대단히 불리한 것이다.
이에 반해, 본 발명에서는, 종래법과는 달리, 용접 강관에 900℃ 이상 1100℃ 이하의 열간으로 굽힘 성형을 행하여 벤드관으로 한 후, 담금질하고, 그 후, 350℃ 이상 500℃ 이하의 저온역에서 템퍼링함으로써, 특히 벤드관의 과제인, 용접 금속의 인성 저하와 벤드부의 배측의 항복 강도의 저하를 함께 해결할 수 있다.
종전의 발명에서는, 특히 굽힘 가공 후에 가장 항복 강도가 저하하는 배측의 강도에 주목하는 발명은 없으며, 실제로는 파이프의 최종 평가 시험으로서 실시되는, 벤드부의 배측의 성능을 고려하고 있지 않다. 이에 반해, 본 발명에서는, 저온에서의 템퍼링 처리를 행함으로써, 이들 과제를 동시에 해결할 수 있다.
실제의 벤드관에 있어서 벤드부의 배측(압축 변형측)에서도 API 규격 5LX70 그레이드를 만족하기 위해, 소재의 용접 강관의 인장 강도는, 485MPa(API 규격 X70 그레이드에서의 항복 강도의 하한값)/0.78%(벤드부 배측의 항복비의 최소값) = 621MPa 이상으로 하면 된다. 이에 반해, 담금질인 상태로 제조되는 종전의 벤드관에서는, 템퍼링 처리를 행하지 않으므로 항복 강도가 대단히 낮아지기 때문에, 소재의 용접 강관은 본 실시 형태의 값보다 훨씬 높은 인장 강도를 가질 필요가 있다. 또한, 500℃ 이상의 고온 템퍼링을 행하여 제조되는 벤드관에서는 항복 강도는 상승하지만 인장 강도가 크게 감소하므로, 이 경우도 용접 강관의 인장 강도를 상기의 값보다 훨씬 높게 할 필요가 있다. 종전의 어느 발명에 의해서나, 소재의 용접 강관의 강도를 상당히 높일 필요가 있어, 제조 비용의 점에서 대단히 불리하다.
상기의 벤드부의 배측의 항복비 최소값은, 벤드관의 성분, 열처리 온도, 강도 또한 벤드 굽힘 가공도 등에 의해 좌우되므로 일의적으로 구하는 것은 곤란하지만, 과거의 제조 실적을 기초로 예상되는 항복비 최소값을 이용하여, 용접 강관의 모재의 인장 강도 목표값을 설정하도록 하면 된다. 또한, 벤드관의 열처리 공정에서의 냉각 속도가, 용접 강관의 소재인 강판을 제조할 때의 냉각 속도보다 작아지 는 경우에는, 용접 강관의 목표 인장 강도를 냉각 속도의 차이에 알맞게 높게 설정하는 것이 바람직하다.
요컨대, 본 실시 형태에서는, 용접 강관의 인장 강도를, API 규격 X70 그레이드에서의 벤드관의 항복 강도의 하한값을, 벤드부의 배측의 항복비의 최소값에 의해 나눈 값 이상으로 하고, 또한, 벤드관의 열처리에서의 냉각 속도를 고려하여 제조한 다음, 이 용접 강관에 대해 굽힘 가공을 행한다.
실시예 1
본 발명을, 실시예를 참조하면서 보다 구체적으로 설명한다.
표 4에 나타낸 조성, 탄소 당량(Ceq) 및 용접 균열 감수성 지수(Pcm)를 갖는 모재와, 동일하게 표 4에 나타낸 용접 균열 감수성 지수(Pcm), B량 및 O량을 갖는 용접 금속을 갖는 UOE 강관을, 표 4에 나타낸 가열 온도로 가열하여 굽힘 가공을 행하였다. 또한, UOE 강관의 용접은, 표 4에 나타낸 염기도를 가짐과 더불어 붕소를 포함하지 않는 고염기도 플럭스를 이용한 심 용접에 의해 행하였다.
[표 4]
Figure 112009008999851-pct00008
굽힘 가공 후 바로 표 4에 나타낸 냉각 속도로 300℃ 이하의 온도역까지 강관을 냉각하고, 그 후 표 4에 나타낸 템퍼링 온도로 템퍼링함으로써, 벤드관을 제 조하였다.
표 4에 있어서의 「냉각 속도」란, 관의 두께방향의 중앙부에서의 냉각 속도를 나타내고, 「템퍼링 온도」도 동일하게 관의 두께방향의 중앙부에 있어서의 온도를 나타낸다.
본 실시예에서는, 템퍼링 처리 시간은, 1시간/1인치(25.4mm)를 기준으로 하여, 60분×20mm/25.4mm=47분간으로 하였다.
다른 두께의 벤드관을 제조하는 경우도 상기의 기준을 채용하여 행하는 것이 바람직하다. 템퍼링 시간을 규정하는 이유는, 과도한 템퍼링 시간에서는 생산성의 저하가 현저하지만, 내부까지 균일하게 템퍼링의 효과를 얻기 위해서는, 최저 필요 시간이 존재하기 때문이다. 따라서, 이 기준으로 계산된 유지 시간에 대해 ±20%까지를 적정한 템퍼링 시간으로 하는 것이 바람직하다.
얻어진 벤드관의 벤드부의 배측의 성능(YS, TS, YR, vE-20), 용접 금속의 성능(vE-20, SA-20), 및 용접열 영향부의 성능(vE-20, SA-20)을 측정하였다. 결과를 표 5에 정리하여 나타낸다.
[표 5]
Figure 112009008999851-pct00009
표 4, 5에 있어서의 시료 No.1, 12, 13, 16, 18, 19 및 21～31은, 본 발명이 규정하는 조건을 모두 만족하는 본 발명예이다. 이에 반해, 시료 No.2～11, 14, 15, 17 및 20은, 성분 또는 제조 조건의 적어도 1개가 본 발명에서 규정하는 조건을 만족하지 않는 비교예이다.
본 실시예에서는, 벤드부의 배측의 강도 및 인성, 벤드부의 용접 금속에서의 인성, 및 벤드부의 용접열 영향부에서의 인성에 대해, 이하와 같이 목표값을 설정하였다. 즉, 벤드부의 배측의 강도 및 인성은, 현재 API 규격 5LX70 그레이드로 규정되어 있는 값(YS : 485MPa 이상, TS : 570MPa 이상, YR : 93.0% 이하,)으로 하고, 벤드부의 모재, 용접 금속 및 용접열 영향부의 샤르피 시험에서의 -20℃의 흡수 에너지 vE-20은, 취성 파괴를 방지한다는 관점에서, 각각 84J 이상, 48J 이상, 48J 이상으로 설정하였다.
표 4 및 표 5로부터, 본 발명예인 시료 No.1, 12, 13, 16, 18, 19 및 21～31은, 목표로 하는 성능을 충분히 만족할 수 있는 것에 반해, 비교예인 시료 No.2～11, 14, 15, 17 및 20은, 목표로 하는 성능을 만족할 수 없었다.
표 4, 5에 나타낸 결과로부터, 벤드 소관의 가열 온도는, 제조의 편차를 고려하면 950℃ 이상 1100℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 동일하게, 냉각 속도는, 5℃/초 이상으로 하는 것이 바람직하고, 템퍼링 온도도 500℃ 근방에서 열화하는 경향이 보이므로, 300℃ 이상 450℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Claims (9)

  1. 용접 강관에 굽힘 가공을 행하여 제조되고, 상기 굽힘 가공 후에 3℃/초 이상의 냉각 속도로 300℃ 이하의 온도역까지 냉각하며, 그 후 300～500℃의 온도역에서 템퍼링함으로써 얻어지는 담금질 템퍼링 조직을 갖고 API 규격 X70 그레이드 이상의 강도를 갖는 열간 굽힘 벤드관으로서,
    모재가, 질량%로, C : 0.04～0.08%, Si : 0.05～0.50%, Mn : 1.5～2.2%, S : 0.0050% 이하, Al : 0.06% 이하, N : 0.0070% 이하, 잔부 Fe 및 불순물인 조성을 갖고, (1)식에 의해 규정되는 탄소 당량(Ceq)이 0.36% 이상임과 더불어 (2)식에 의해 규정되는 용접 균열 감수성 지수(Pcm)가 0.22% 이하이며, 또한
    용접 금속이, (2)식에 의해 규정되는 용접 균열 감수성 지수(Pcm)가 0.30% 이하이고, B량이 5ppm 이하임과 더불어 산소량이 300ppm 이하인 것을 특징으로 하는 벤드관.
    Figure 112011064995492-pct00010
    Figure 112011064995492-pct00011
  2. 청구항 1에 있어서,
    모재가, 질량%로, Cu : 1.0% 이하, Ni : 2.0% 이하, Cr : 1.0% 이하, Mo : 1.0% 이하, Nb : 0.1% 이하, V : 0.1% 이하, 또는 Ti : 0.03% 이하로부터 선택된 1 종 또는 2종 이상을 더 함유하는 벤드관.
  3. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    모재가 B : 0.0030질량% 이하를 더 함유하는 벤드관.
  4. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    모재가 Ca : 0.005질량% 이하를 더 함유하는 벤드관.
  5. 하기의 조건을 만족하는 모재 및 용접 금속을 구비하는 용접 강관을, 900～1100℃의 온도역으로 가열하여 굽힘 가공한 후, 바로 3℃/초 이상의 냉각 속도로 300℃ 이하의 온도역까지 냉각하고, 그 후 300～500℃의 온도역에서 템퍼링하는 것을 특징으로 하는 벤드관의 제조 방법.
    모재 : 질량%로, C : 0.03～0.12%, Si : 0.05～0.50%, Mn : 1.4～2.2%, S : 0.0050% 이하, Al : 0.06% 이하, N : 0.0070% 이하, 잔부 Fe 및 불순물인 조성을 갖고, (1)식에 의해 규정되는 탄소 당량(Ceq)이 0.36% 이상임과 더불어 (2)식에 의해 규정되는 용접 균열 감수성 지수(Pcm)가 0.22% 이하인 것,
    용접 금속 : (2)식에 의해 규정되는 용접 균열 감수성 지수(Pcm)가 0.30% 이하이고, B량이 5ppm 이하임과 더불어 산소량이 300ppm 이하인 것
    Figure 112009008999851-pct00012
    Figure 112009008999851-pct00013
  6. 청구항 5에 있어서,
    모재가, 질량%로, Cu : 1.0% 이하, Ni : 2.0% 이하, Cr : 1.0% 이하, Mo : 1.0% 이하, Nb : 0.1% 이하, V : 0.1% 이하 또는 Ti : 0.03% 이하로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 벤드관의 제조 방법.
  7. 청구항 5 또는 청구항 6에 있어서,
    모재가 B : 0.0030질량% 이하를 더 함유하는 벤드관의 제조 방법.
  8. 청구항 5 또는 청구항 6에 있어서,
    모재가 Ca : 0.005질량% 이하를 더 함유하는 벤드관의 제조 방법.
  9. 청구항 5 또는 청구항 6에 있어서,
    상기 용접 강관은, UOE 강관, 혹은 롤 벤딩 용접 강관인 벤드관의 제조 방법.
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Families Citing this family (32)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2008139639A1 (ja) * 2007-05-16 2008-11-20 Sumitomo Metal Industries, Ltd. ベンド管及びその製造方法
JP5176591B2 (ja) * 2008-02-26 2013-04-03 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部靭性に優れた溶接鋼管
JP2009235460A (ja) * 2008-03-26 2009-10-15 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐震性能及び溶接熱影響部の低温靭性に優れた高強度ｕｏｅ鋼管
US20100136369A1 (en) * 2008-11-18 2010-06-03 Raghavan Ayer High strength and toughness steel structures by friction stir welding
CN102191430A (zh) * 2010-03-19 2011-09-21 宝山钢铁股份有限公司 屈服强度550MPa易焊接高强韧钢板及其制造方法
CN102409251A (zh) * 2010-09-21 2012-04-11 鞍钢股份有限公司 610MPa级低焊接裂纹敏感性特厚钢板及其制造方法
US9163296B2 (en) 2011-01-25 2015-10-20 Tenaris Coiled Tubes, Llc Coiled tube with varying mechanical properties for superior performance and methods to produce the same by a continuous heat treatment
IT1404267B1 (it) 2011-02-18 2013-11-15 Sistemi Sospensioni Spa Procedimento per la fabbricazione di componenti in lamiera di acciaio altoresistenziale sottoposti nell'uso a sollecitazioni di fatica, in particolare componenti per sospensioni di veicolo
CN102242323A (zh) * 2011-08-25 2011-11-16 中国石油集团渤海石油装备制造有限公司 一种x80钢及其所制耐低温管件和管件的制造方法
CN102383057A (zh) * 2011-10-26 2012-03-21 中国石油集团渤海石油装备制造有限公司 耐低温k60管线钢及其所制弯管和弯管的制作方法
CN102373387B (zh) * 2011-11-02 2013-05-22 武汉钢铁(集团)公司 大应变冷弯管用钢板及其制造方法
JP5516659B2 (ja) * 2012-06-28 2014-06-11 Ｊｆｅスチール株式会社 中温域の長期耐軟化性に優れた高強度電縫鋼管及びその製造方法
RU2525874C2 (ru) * 2012-12-19 2014-08-20 Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Трубная сталь
US9803256B2 (en) 2013-03-14 2017-10-31 Tenaris Coiled Tubes, Llc High performance material for coiled tubing applications and the method of producing the same
EP2789701A1 (en) 2013-04-08 2014-10-15 DALMINE S.p.A. High strength medium wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes
EP2789700A1 (en) 2013-04-08 2014-10-15 DALMINE S.p.A. Heavy wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes
KR102368928B1 (ko) 2013-06-25 2022-03-04 테나리스 커넥션즈 비.브이. 고크롬 내열철강
FR3018384B1 (fr) 2014-03-04 2016-03-11 Scherrer Jean Marc Ensemble d'absorption acoustique a hautes et basses frequences
CN103981463A (zh) * 2014-05-30 2014-08-13 秦皇岛首秦金属材料有限公司 一种韧性优良的x70弯管用热轧平板及其生产方法
JP6008066B2 (ja) * 2014-10-08 2016-10-19 新日鐵住金株式会社 高強度と優れた化成処理性を有する熱処理鋼製品及びその製造方法
CN104513937A (zh) * 2014-12-19 2015-04-15 宝山钢铁股份有限公司 一种屈服强度800MPa级别高强钢及其生产方法
US20160281188A1 (en) * 2015-03-27 2016-09-29 Tenaris Coiled Tubes, Llc Heat treated coiled tubing
CN106319390B (zh) * 2015-06-16 2018-02-27 鞍钢股份有限公司 一种x70抗大变形管线钢及制造方法
GB2548175B (en) * 2016-03-09 2018-10-03 Goodwin Plc A steel, a welding consumable and a cast steel product
US11124852B2 (en) 2016-08-12 2021-09-21 Tenaris Coiled Tubes, Llc Method and system for manufacturing coiled tubing
CN107099745B (zh) * 2017-04-01 2019-12-27 江阴兴澄特种钢铁有限公司 高碳当量低温高韧性的x80弯管用管线钢板及其制造方法
KR20190124253A (ko) * 2017-04-04 2019-11-04 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 세로 심 용접 강관
MX2019013699A (es) 2017-05-22 2020-01-15 Nippon Steel Corp Tubo de acero curvo y metodo para producir el mismo.
CN107893200A (zh) * 2017-10-23 2018-04-10 扬州市管件厂有限公司 耐低温大口径弯管及其制造方法
CN108048747A (zh) * 2018-01-30 2018-05-18 四川石油天然气建设工程有限责任公司 一种高钢级弯管及制备方法
KR20200136722A (ko) * 2019-05-28 2020-12-08 현대자동차주식회사 차체 멤버 성형방법
CN114871699B (zh) * 2022-05-26 2023-11-24 中南大学 一种带焊接接头的高强韧性x70管线钢弯管

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04154913A (ja) * 1990-10-15 1992-05-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐食性に優れた高張力ベンド管の製造方法
JPH0892649A (ja) * 1994-07-27 1996-04-09 Kawasaki Steel Corp 高強度熱間ベンド鋼管の製造方法
JP2003277831A (ja) * 2002-03-20 2003-10-02 Jfe Steel Kk 高強度高靭性ベンド管の製造方法
KR100524331B1 (ko) * 2002-05-27 2005-10-28 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강과그 제조 방법 및 고강도 강관의 제조 방법

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62151545A (ja) 1985-12-25 1987-07-06 Kawasaki Steel Corp 厚肉高強度低ＰｃＭ曲管とその製造方法
JP2846748B2 (ja) 1991-04-24 1999-01-13 日東電工株式会社 半導体装置
JP3290247B2 (ja) * 1993-06-18 2002-06-10 日本鋼管株式会社 耐食性に優れた高張力高靭性曲がり管の製造方法
JP2827839B2 (ja) 1993-09-28 1998-11-25 住友金属工業株式会社 高強度、厚肉、高靱性ベンド鋼管の製造方法
JP3850913B2 (ja) 1996-05-02 2006-11-29 新日本製鐵株式会社 優れた溶接金属部靱性を有する高強度ベンド管の製造法
JP4649753B2 (ja) * 2000-03-31 2011-03-16 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接部靱性に優れた高強度厚肉溶接ベンド鋼管用の素管およびその製造方法
JP4581275B2 (ja) * 2000-03-31 2010-11-17 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接部靱性に優れた高強度溶接ベンド鋼管用の素管およびその製造方法
JP3726721B2 (ja) * 2001-07-16 2005-12-14 住友金属工業株式会社 耐低温割れ性に優れた高強度溶接金属部とその形成方法
JP4254483B2 (ja) * 2002-11-06 2009-04-15 東京電力株式会社 長寿命な耐熱低合金鋼溶接部材及びその製造方法
JP4133566B2 (ja) 2003-05-12 2008-08-13 新日本製鐵株式会社 低温靭性の優れた高強度ベンド管の製造法
KR100776470B1 (ko) * 2003-11-27 2007-11-16 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 용접부 인성이 뛰어난 고장력 강 및 해양 구조물
JP4207843B2 (ja) * 2004-05-18 2009-01-14 住友金属工業株式会社 鉄骨構造部材用鋼材の使用方法及び鉄骨構造物
JP4475023B2 (ja) * 2004-06-10 2010-06-09 住友金属工業株式会社 低温靱性に優れた超高強度ベンド管
WO2008139639A1 (ja) * 2007-05-16 2008-11-20 Sumitomo Metal Industries, Ltd. ベンド管及びその製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04154913A (ja) * 1990-10-15 1992-05-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐食性に優れた高張力ベンド管の製造方法
JPH0892649A (ja) * 1994-07-27 1996-04-09 Kawasaki Steel Corp 高強度熱間ベンド鋼管の製造方法
JP2003277831A (ja) * 2002-03-20 2003-10-02 Jfe Steel Kk 高強度高靭性ベンド管の製造方法
KR100524331B1 (ko) * 2002-05-27 2005-10-28 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강과그 제조 방법 및 고강도 강관의 제조 방법

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