NO300552B1 - Process for the manufacture of low alloy steel with high corrosion resistance for pipelines - Google Patents
Process for the manufacture of low alloy steel with high corrosion resistance for pipelines Download PDFInfo
- Publication number
- NO300552B1 NO300552B1 NO913584A NO913584A NO300552B1 NO 300552 B1 NO300552 B1 NO 300552B1 NO 913584 A NO913584 A NO 913584A NO 913584 A NO913584 A NO 913584A NO 300552 B1 NO300552 B1 NO 300552B1
- Authority
- NO
- Norway
- Prior art keywords
- steel
- low
- temperature
- corrosion resistance
- toughness
- Prior art date
Links
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 title claims description 21
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 title claims description 21
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 title claims description 8
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 8
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 5
- 230000008569 process Effects 0.000 title claims description 4
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 46
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 46
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 28
- 239000011651 chromium Substances 0.000 claims description 21
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 15
- 239000010949 copper Substances 0.000 claims description 14
- 239000011575 calcium Substances 0.000 claims description 12
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 11
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims description 11
- 239000010955 niobium Substances 0.000 claims description 10
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims description 9
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 8
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 8
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims description 8
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 230000001186 cumulative effect Effects 0.000 claims description 6
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N Calcium Chemical compound [Ca] OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 4
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 3
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 3
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 claims description 3
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 3
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- 239000004411 aluminium Substances 0.000 claims description 2
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 2
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 claims description 2
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims description 2
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 claims description 2
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims 1
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims 1
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 claims 1
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 claims 1
- 150000004763 sulfides Chemical group 0.000 claims 1
- 239000000463 material Substances 0.000 description 15
- 239000002436 steel type Substances 0.000 description 13
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 7
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 6
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 5
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 4
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 4
- VNWKTOKETHGBQD-UHFFFAOYSA-N methane Chemical compound C VNWKTOKETHGBQD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 3
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 3
- 239000005864 Sulphur Substances 0.000 description 2
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 2
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 2
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 2
- 239000003345 natural gas Substances 0.000 description 2
- 239000003921 oil Substances 0.000 description 2
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 2
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 1
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 230000001276 controlling effect Effects 0.000 description 1
- 239000010779 crude oil Substances 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 238000006356 dehydrogenation reaction Methods 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000000605 extraction Methods 0.000 description 1
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 1
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 239000003112 inhibitor Substances 0.000 description 1
- 238000002347 injection Methods 0.000 description 1
- 239000007924 injection Substances 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 1
- 239000003129 oil well Substances 0.000 description 1
- 239000003208 petroleum Substances 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 1
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 1
- 238000000926 separation method Methods 0.000 description 1
- 238000003892 spreading Methods 0.000 description 1
- 230000007480 spreading Effects 0.000 description 1
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 1
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Description
Foreliggende oppfinnelse angår en fremgangsmåte for fremstilling av lavlegeringsstål med høy korrosjonsmotstand for rørledninger. Stålplatene har høy styrke (strekkfasthet: 50 kp/mm<2> eller mer ved TS, tykkelse på 40 mm eller mindre) og oppviser utmerkede egenskaper når det gjelder korrosjonsmotstand mot C02. The present invention relates to a method for producing low-alloy steel with high corrosion resistance for pipelines. The steel plates have high strength (tensile strength: 50 kp/mm<2> or more at TS, thickness of 40 mm or less) and exhibit excellent properties in terms of corrosion resistance to C02.
Rørledninger med stor diameter for transport av olje eller naturgass i kalde regioner eller offshore krever ikke bare høy styrke, men også seighet ved lav temperatur, og de må kunne sveises på feltet. Videre er virkningen av inhibi-torer minsket på grunn av injeksjon av C02 ved sekundær og tertiær råoljeutvinning og økning i oljebrønners dybde, og av slike grunner er korrosjon i rørledninger forårsaket av C02-gass blitt et alvorlig problem i den senere tid. Derfor kreves det også korrosjonsmotstand mot C02. Large-diameter pipelines for the transport of oil or natural gas in cold regions or offshore require not only high strength, but also toughness at low temperatures, and they must be able to be welded in the field. Furthermore, the effectiveness of inhibitors has decreased due to injection of C02 during secondary and tertiary crude oil extraction and increase in the depth of oil wells, and for such reasons corrosion in pipelines caused by C02 gas has become a serious problem in recent times. Therefore, corrosion resistance to C02 is also required.
Selv om det i den siste tid er blitt kjent at tilsetning av Cr er virksomt mot C02-korrosjon (Journal of Petroleum Technology Association, bind 50, nr. 2, fig. 9 og 10), er det ennå ikke blitt utviklet rørledninger med stor diameter med korrosj onsmotstand mot C02 og som er perfekt egnet for omgivelser med lav temperatur. Although it has recently become known that the addition of Cr is effective against C02 corrosion (Journal of Petroleum Technology Association, Vol. 50, No. 2, Figs. 9 and 10), pipelines with large diameter with corrosion resistance to C02 and which is perfectly suitable for low temperature environments.
Med andre ord, selv om det er blitt utviklet flere ståltyper hvor krom er tilsatt i store mengder for å forbedre korrosjonsmotstanden (for eksempel JP-B-59-19179 og JP-B-59-45750), er ingen av dem gode som rørledninger i omgivelser med lav temperatur både når det gjelder lavtemperatur-seighet og sveiseevne på feltet. In other words, although several types of steel have been developed in which chromium is added in large amounts to improve corrosion resistance (for example, JP-B-59-19179 and JP-B-59-45750), none of them are good as pipelines in low-temperature environments both in terms of low-temperature toughness and weldability in the field.
Fordi tilsetning av Cr i store mengder nedsetter stålets sveiseevne, er forvarming og varmebehandling for belastnings-utligning ved høye temperaturer essensielle med henblikk på å unngå sveisesprekker når sveising foretas på feltet, hvorved arbeidseffektiviteten i høy grad nedsettes. Tilsetning av Cr i store mengder til stålet nedsetter også stålbasis-materialets og de varmepåvirkede sveisesoners (HAZ = heat affected zones) seighet. Derfor er det i høy grad påkrevet å utvikle stål for rørledninger med utmerket korrosjonsmotstand mot C02 og med god lavtemperatur-seighet og god sveiseevne på feltet. Because the addition of Cr in large quantities reduces the weldability of the steel, preheating and heat treatment for load equalization at high temperatures are essential in order to avoid weld cracks when welding is carried out in the field, whereby work efficiency is greatly reduced. Adding large amounts of Cr to the steel also reduces the toughness of the steel base material and the heat affected zones (HAZ). Therefore, it is highly required to develop steel for pipelines with excellent corrosion resistance to C02 and with good low-temperature toughness and good weldability in the field.
I henhold til dette er det et hovedformål for foreliggende oppfinnelse for rørledninger å tilveiebringe nye ståltyper som i høy grad er forbedret når det gjelder korrosjonsmotstand mot C02 uten at lavtemperatur-seighet og HAZ for basis-materialet blir dårligere. According to this, it is a main purpose of the present invention for pipelines to provide new steel types which are highly improved in terms of corrosion resistance to C02 without the low-temperature toughness and HAZ of the base material becoming worse.
Dette mål oppnås ved å fremstille en ståltype som inn-ledningsvis angitt og som er kjennetgnet ved en sammensetning i vektprosent: 0,02 til 0,09 % karbon, 0,7 til 1,5 % mangan, 0,02 til 0,06 % niob, 0,5 til 1,2 % krom, 0,005 til 0,03 % titan, 0,002 til 0,005 % nitrogen, 0 til 0,5 % silisium, 0 til 0,03 % fosfor, 0 til 0,005 % svovel, 0 til 0,05 % aluminium, 0 til 0,08% vanadium, 0 til 0,5% nikkel, 0 til 0,5% kobber og 0 til 0,005% kalsium, idet resten er jern og uunngåelige forurensninger, hvor stålet tilsvarer ligningen This goal is achieved by producing a type of steel as indicated in the introduction and which is characterized by a composition in weight percentage: 0.02 to 0.09% carbon, 0.7 to 1.5% manganese, 0.02 to 0.06 % Niobium, 0.5 to 1.2% Chromium, 0.005 to 0.03% Titanium, 0.002 to 0.005% Nitrogen, 0 to 0.5% Silicon, 0 to 0.03% Phosphorus, 0 to 0.005% Sulphur, 0 to 0.05% aluminium, 0 to 0.08% vanadium, 0 to 0.5% nickel, 0 to 0.5% copper and 0 to 0.005% calcium, the remainder being iron and unavoidable impurities, the steel corresponding to the equation
0,35 s C + (Mn + Cr + V)/5 + (Ni + Cu)/15 ^ 0,48 0.35 s C + (Mn + Cr + V)/5 + (Ni + Cu)/15 ^ 0.48
og bearbeiding av stålet i henhold til følgende trinn: oppvarming av lavlegeringsstålet på en temperatur i området 1100°C til 1250°C, valsing av stålet med kumulativ valsereduksjon ved 950°C eller mindre på 40 % eller mer, en sluttvalsetemperatur fra 700°C til 850°C, og luftkjøling eller akselerert kjøling av det lavlegerte stål etter valsing. Det ønskede stålprodukt kan således oppnås. and processing the steel according to the following steps: heating the low alloy steel at a temperature in the range of 1100°C to 1250°C, rolling the steel with cumulative rolling reduction at 950°C or less of 40% or more, a final rolling temperature of 700°C to 850°C, and air cooling or accelerated cooling of the low alloy steel after rolling. The desired steel product can thus be achieved.
Det er videre nødvendig at ett eller flere elementer valgt fra gruppen bestående av 0,01 til 0,08 V, 0,05 til 0,5 Ni, 0,05 til 0,5 Cu og 0,001 til 0,005 Ca kan tilsettes til stålet med den ovenfor nevnte sammensetning, og stålet tilfredsstiller da også ligningen It is further required that one or more elements selected from the group consisting of 0.01 to 0.08 V, 0.05 to 0.5 Ni, 0.05 to 0.5 Cu and 0.001 to 0.005 Ca may be added to the steel with the above-mentioned composition, and the steel then also satisfies the equation
0,35 !S C + (Mn + Cr + V)/5 + (Ni + Cu)/15 <; 0,48 0.35 !S C + (Mn + Cr + V)/5 + (Ni + Cu)/15 <; 0.48
Foreliggende oppfinnelse skal i det følgende beskrives detaljert. The present invention will be described in detail below.
For å kunne forbedre korrosjonsmotstanden mot C02 og oppnå utmerket lavtemperatur-seighet for basis-materiale og HAZ, samt utmerkede sveiseegenskaper på feltet, er det nød-vendig å velge en spesiell kjemisk sammensetning for stålet. Av denne grunn er krominnholdet satt til 0,5 til 1,2 % med henblikk på korrosjonsmotstanden. Det er påkrevet at krominnholdet er minst 0,5 % for å oppnå adekvat korrosjonsmotstand. For mye krom minsker imidlertid lavtemperatur-seigheten og sveiseegenskapene på feltet. Derfor er den øvre grense satt til 1,2 %. In order to improve the corrosion resistance to C02 and achieve excellent low-temperature toughness for the base material and HAZ, as well as excellent welding properties in the field, it is necessary to choose a special chemical composition for the steel. For this reason, the chromium content is set at 0.5 to 1.2% for corrosion resistance. It is required that the chromium content is at least 0.5% to achieve adequate corrosion resistance. However, too much chromium reduces the low-temperature toughness and welding properties in the field. Therefore, the upper limit is set at 1.2%.
Dersom en betydelig mengde Cr tilsettes til stålet for å forbedre korrosjonsmotstanden, er det nødvendig med 0,02 til 0,09 % C (karbon) og 0,7 til 1,5 % Mn for å sikre utmerket lavtemperatur-seighet og utmerket sveiseevne. De lavere grenser for C og Mn er minimumsmengder for å oppnå den påkrevede styrke for basis-materiale og sveisede sammenføy-ninger og for å oppnå virkningene av utskillingsherding og kornforfining for Nb og V når disse elementer settes til stålet. De øvre grenser er kritiske verdier for å oppnå utmerket lavtemperatur-seighet og utmerket sveiseevne på feltet (mest foretrukket er innholdet av C, henholdsvis Mn, 0,03 til 0,06 %, henholdsvis 0,8 til 1,2 %). If a significant amount of Cr is added to the steel to improve corrosion resistance, 0.02 to 0.09% C (carbon) and 0.7 to 1.5% Mn are required to ensure excellent low temperature toughness and excellent weldability. The lower limits for C and Mn are minimum amounts to achieve the required strength for base material and welded joints and to achieve the effects of precipitation hardening and grain refinement for Nb and V when these elements are added to the steel. The upper limits are critical values for obtaining excellent low-temperature toughness and excellent weldability in the field (most preferred is the content of C, respectively Mn, 0.03 to 0.06%, respectively 0.8 to 1.2%).
Det er imidlertid utilstrekkelig å begrense innholdet bare av hvert element. Følgende ligning må tilfredsstilles: 0,35 % ^ C + (Mn + Cr + V)/5 + (Ni + Cu)/15 <. 0,48. Dette er fordi lavtemperatur-seighet og sveiseevne bestemmes av en total mengde av kjemiske komponenter inkludert Cr. Den lavere grense på 0,35 % er en minimumsmengde for å oppnå den påkrevede styrke for basis-materiale og sveisede sammenføy-ninger, og 0,48 % er den øvre grense for å oppnå utmerket lavtemperatur-seighet og utmerket sveiseevne. However, it is insufficient to limit the content of each element only. The following equation must be satisfied: 0.35% ^ C + (Mn + Cr + V)/5 + (Ni + Cu)/15 <. 0.48. This is because low temperature toughness and weldability are determined by a total amount of chemical components including Cr. The lower limit of 0.35% is a minimum amount to achieve the required strength for base material and welded joints, and 0.48% is the upper limit to achieve excellent low temperature toughness and excellent weldability.
Stålet ifølge oppfinnelsen inneholder 0,02 til 0,06 % Nb og 0,005 til 0,03 % Ti som viktige elementer. Nb bidrar til kornforfining og utskillingsherding ved regulert valsing, og gjør således stålet seigere. Ved å tilsette Ti til stålet dannes fint TiN, og det at y- kom blir grovere undertrykkes ved slabb-gjenoppvarming og sveising, noe som på virksom måte forbedrer basis-materialets seighet og HAZ-seighet. The steel according to the invention contains 0.02 to 0.06% Nb and 0.005 to 0.03% Ti as important elements. Nb contributes to grain refinement and precipitation hardening during regulated rolling, and thus makes the steel tougher. By adding Ti to the steel, fine TiN is formed, and the coarsening of ycom is suppressed by slab reheating and welding, which effectively improves the base material's toughness and HAZ toughness.
Dersom en stor mengde Cr settes til stålet, inhiberes separasjoner på slagbrudd-overflater av det reguleringsval-sede stål i charpy skårslagsprøving eller lignende, noe som minsker lavtemperatur-seigheten. Spesielt i stål ifølge foreliggende oppfinnelse med et innhold av små mengder av C og Mn, ble derfor tilsetning av Nb og Ti funnet å være av-gjørende med henblikk å oppnå den utmerkede lavtemperatur-seighet. If a large amount of Cr is added to the steel, separations on impact fracture surfaces of the control-rolled steel in charpy chip impact testing or the like are inhibited, which reduces the low-temperature toughness. Especially in steel according to the present invention with a content of small amounts of C and Mn, the addition of Nb and Ti was therefore found to be decisive in order to achieve the excellent low-temperature toughness.
De lavere grenser for innhold av Nb og Ti er minimumsmengder av disse elementer for å oppnå virkningen av elemen-tene, og de øvre grenser er kritiske verdier for tilsetning av slike mengder at HAZ-seigheten og sveiseevnen på feltet blir dårligere. The lower limits for the content of Nb and Ti are minimum amounts of these elements to achieve the effects of the elements, and the upper limits are critical values for the addition of such amounts that the HAZ toughness and weldability on the field become worse.
Grunner for begrensning av mengdene av de øvrige elementer skal beskrives. Reasons for limiting the quantities of the other elements must be described.
Dersom det tilsettes for mye Si til stålet, minskes sveiseevnen og HAZ-seigheten, og som en konsekvens av dette er den øvre grense satt til 0,5 %. Desoksydering av stålet kan i tilstrekkelig grad oppnås ved Al alene eller Ti alene, og det er ikke alltid nødvendig å tilsette Si til stålet. If too much Si is added to the steel, the weldability and HAZ toughness are reduced, and as a consequence the upper limit is set at 0.5%. Deoxidation of the steel can be sufficiently achieved with Al alone or Ti alone, and it is not always necessary to add Si to the steel.
Grunnen til at innholdet av urenheter av P (fosfor) og S (svovel) er satt til maksimalt 0,03 %, henholdsvis maksimalt 0,005 %, i stålet ifølge oppfinnelsen, er at resultatet er at lavtemperatur-seigheten for basis-materialet og de sveisede forbindelser således kan forbedres ytterligere. Reduksjon i P-innholdet forhindrer inter-granulært brudd og reduksjon i S-innholdet forhindrer at ruheten nedsettes av MnS. Fortrinnsvis er innholdet av P, henholdsvis S, 0,01 % eller mindre, henholdsvis 0,003 % eller mindre. The reason why the content of impurities of P (phosphorus) and S (sulphur) is set to a maximum of 0.03%, respectively a maximum of 0.005%, in the steel according to the invention, is that the result is that the low-temperature toughness of the base material and the welded connections can thus be further improved. Reduction in the P content prevents inter-granular fracture and reduction in the S content prevents the roughness being reduced by MnS. Preferably, the content of P, respectively S, is 0.01% or less, respectively 0.003% or less.
Selv om Al er et element som stålet vanligvis inneholder for desoksydering, er det ikke alltid nødvendig å tilsette det til stålet fordi desoksydering kan forårsakes av Ti eller Si. Dersom Al-innholdet overskrider 0,05 %, øker ikke metal-liske inneslutninger slik at stålets renhet minsker. Derfor er den øvre grense satt til 0,05 %. Although Al is an element that the steel usually contains for deoxidation, it is not always necessary to add it to the steel because deoxidation can be caused by Ti or Si. If the Al content exceeds 0.05%, metallic inclusions do not increase so that the purity of the steel decreases. Therefore, the upper limit is set at 0.05%.
Nitrogen (N) tjener til å danne TiN og til å forbedre seigheten for basis-materiale og HAZ ved at det virker til å undertrykke grovgjøringen av y-korn. Minimumsinnholdet for dette formål er 0,002 %. For mye N forårsaker imidlertid minskning i HAZ-seigheten på grunn av oppløst nitrogen og slabb-overflatedefekter, slik at det er nødvendig å minske den øvre grense til 0,005 % eller mindre. Nitrogen (N) serves to form TiN and to improve base material and HAZ toughness by acting to suppress y-grain coarsening. The minimum content for this purpose is 0.002%. However, too much N causes a decrease in HAZ toughness due to dissolved nitrogen and slab surface defects, so it is necessary to reduce the upper limit to 0.005% or less.
Grunner for tilsetning av V, Ni, Cu og Ca til stålet skal nå beskrives. Reasons for adding V, Ni, Cu and Ca to the steel will now be described.
Et hovedformål ved å tilsette disse elementer til basis-blandingene, er å forbedre egenskaper så som styrke og seighet uten å ødelegge utmerkede karakteristikker for stålet ifølge foreliggende oppfinnelse. Derfor må de tilsatte mengder av disse metaller naturligvis begrenses. A main purpose of adding these elements to the base mixtures is to improve properties such as strength and toughness without destroying the excellent characteristics of the steel according to the present invention. Therefore, the added amounts of these metals must naturally be limited.
Vanadium (V) har i hovedsak samme virkning som Nb, så som forbedring av lavtemperatur-seigheten og økning i styrken på grunn av forfining av mikrostrukturen, økning i styrken på grunn av utskillingsherding, og så videre. For høy tilsetning av V medfører imidlertid forringelse av sveiseevnen og HAZ-seigheten og derfor er den øvre grense satt til 0,08 %. Vanadium (V) has essentially the same effect as Nb, such as improvement of low-temperature toughness and increase in strength due to refinement of the microstructure, increase in strength due to precipitation hardening, and so on. Too high an addition of V, however, leads to a deterioration of the weldability and HAZ toughness and therefore the upper limit is set at 0.08%.
Ni forbedrer både styrken og seigheten uten å gi ufordelaktig innflytelse på sveiseevnen og HAZ-seigheten, og er også virksomt for forhindring av varmesprekker når Cu tilsettes til stålet. Dersom innholdet imidlertid overstiger 0,5 % er det ikke økonomisk fordelaktig, og derfor er den øvre grense satt til 0,5 %. Ni improves both strength and toughness without adversely affecting weldability and HAZ toughness, and is also effective in preventing heat cracking when Cu is added to the steel. However, if the content exceeds 0.5%, it is not economically advantageous, and therefore the upper limit is set at 0.5%.
Selv om Cu er virksomt for korrosjonsmotstand og mot-stand mot hydrogenindusert sprekkdannelse, vil innhold som overskrider 0,5 % forårsake kobber-sprekker under varmval-sing, noe som resulterer i vanskeligheter ved fremstilling av stålet. Derfor er den øvre grense satt til 0,5 %. Although Cu is effective for corrosion resistance and resistance to hydrogen-induced cracking, contents exceeding 0.5% will cause copper cracks during hot rolling, resulting in difficulties in the manufacture of the steel. Therefore, the upper limit is set at 0.5%.
Kalsium (Ca) regulerer formen av et sulfid (MnS) og forbedrer lavtemperatur-seigheten (økning i charpy-absorpsjons-energi og lignende), og er også i betydelig grad virksomt ved forbedring av motstandsdyktigheten mot hydrogen-indusert sprekkdannelse. Ca-innhold på mindre enn 0,001 % har imidlertid ingen praktisk virkning, og tilsetning av Ca i mengder mer enn 0,005 % forårsaker dannelse av store mengder CaO og CaS som danner grove inneslutninger, som ikke bare nedsetter stålets renhet men som også gir ufordelaktig påvirkning av seigheten og sveiseevnen på feltet. Calcium (Ca) regulates the shape of a sulphide (MnS) and improves low-temperature toughness (increase in Charpy absorption energy and the like), and is also significantly effective in improving resistance to hydrogen-induced cracking. However, Ca content of less than 0.001% has no practical effect, and addition of Ca in amounts greater than 0.005% causes the formation of large amounts of CaO and CaS which form coarse inclusions, which not only reduce the purity of the steel but also adversely affect toughness and weldability in the field.
Av denne grunn er mengden av Ca begrenset fra 0,001 til 0,005 %. For å kunne forbedre motstanden mot hydrogen-indusert sprekkdannelse, er det spesielt virksomt å redusere innholdet av svovel (S) og oksygen (0) til 0,001 % eller mindre, henholdsvis 0,002 % eller mindre, og å tilfredsstille føl-gende ligning: ESSP = (Ca) [1 - 124 (0) ]/1,25 (S) 2: 1,5. For this reason, the amount of Ca is limited from 0.001 to 0.005%. In order to improve resistance to hydrogen-induced cracking, it is particularly effective to reduce the content of sulfur (S) and oxygen (0) to 0.001% or less, respectively 0.002% or less, and to satisfy the following equation: ESSP = (Ca) [1 - 124 (0) ]/1.25 (S) 2: 1.5.
I dette tilfelle står ESSP for virksom parameter for regulering av sulfid-form (effective sulfide shape controlling parameter) og indikerer en relasjon i sammensetningen som forhindrer sulfidet fra å spre seg i valseprosessen. Mer spesifikt, dersom ESSP settes til 1,5 eller høyere, reduseres mengden av MnS, og mengden av CaS, CaO som ikke utvides så lett ved valsingen, dannes i stedet. In this case, ESSP stands for effective sulfide shape controlling parameter and indicates a relationship in the composition that prevents the sulfide from spreading in the rolling process. More specifically, if the ESSP is set to 1.5 or higher, the amount of MnS is reduced, and the amount of CaS, CaO which is not easily expanded by rolling, is formed instead.
Når det gjelder det i det foregående beskrevne stål som inneholder Cr, må en passende fremstillingsmåte tilpasses for å forbedre lavtemperatur-seigheten for basis-materialet, og det er nødvendig å begrense betingelser for gjenoppvarming, valsing og avkjøling av stålet (slabb). In the case of the Cr-containing steel described above, an appropriate manufacturing method must be adapted to improve the low-temperature toughness of the base material, and it is necessary to limit conditions for reheating, rolling and cooling of the steel (slack).
"Først begrenses gjenoppvarmingstemperaturen til et område fra 1100 til 1250°C. Gjenoppvarmingstemperaturen må ikke være lavere enn 1100°C for at Nb-fellinger skal kunne oppløses i matriksen og for å oppnå en endelig valsetemperatur som er så høy som påkrevet. Dersom gjenoppvarmingstemperaturen imidlertid overskrider 1250°C, blir austenittiske (y) korn betydelig grovere, og kan ikke forfines i tilstrekkelig grad selv ved valsing, slik at det ikke kan oppnås god lavtemperatur-seighet. Gjenoppvarmingstemperaturen settes således til ikke mer enn 1250°C (fortrinnsvis 1150 til 1200°C). "First, the reheating temperature is limited to a range from 1100 to 1250°C. The reheating temperature must not be lower than 1100°C in order for Nb precipitates to dissolve in the matrix and to achieve a final rolling temperature that is as high as required. However, if the reheating temperature exceeds 1250°C, austenitic (y) grains become considerably coarser, and cannot be sufficiently refined even by rolling, so that good low-temperature toughness cannot be achieved. The reheating temperature is thus set to no more than 1250°C (preferably 1150 to 1200°C).
Den kumulative valsereduksjon ved 950°C eller mindre må videre settes til ikke mindre enn 4 0 %, og sluttvalsetempera-turen må settes fra 700 til 850°C. Dette er fordi y-korn som er blitt forfinet ved at de rekrystalliserte områder valses, ved lavtemperatur-valsing utvides i det ikke rekrystalliserte område, slik at resulterende ferritt-kornstørrelser reduseres til et minimum, noe som således forbedrer lavtemperatur-seigheten. Dersom den kumulative valsereduksjon er under 40 %, er utvidelsen av den austenittiske struktur ikke tilstrekkelig, og derfor kan det ikke oppnås fine ferrittiske korn. Further, the cumulative rolling reduction at 950°C or less must be set to no less than 40%, and the final rolling temperature must be set from 700 to 850°C. This is because y-grains that have been refined by rolling the recrystallized areas expand during low-temperature rolling in the non-recrystallized area, so that resulting ferrite grain sizes are reduced to a minimum, which thus improves the low-temperature toughness. If the cumulative rolling reduction is below 40%, the expansion of the austenitic structure is not sufficient, and therefore fine ferritic grains cannot be obtained.
Dersom den endelige valsetemperatur er 850°C eller mer, kan fine ferritt-korn ikke oppnås selv om den kumulative valsereduksjon ikke er mindre enn 40 %. Dersom den endelige valsetemperatur imidlertid er for lav, resulterer dette i en økning av tofase (y + a)-valseområdet av austenittiske og ferrittiske faser, noe som således minsker lavtemperatur-seigheten. Derfor er den lavere grense for sluttvalsetem-peraturen satt til 700°C. If the final rolling temperature is 850°C or more, fine ferrite grains cannot be obtained even if the cumulative rolling reduction is not less than 40%. However, if the final rolling temperature is too low, this results in an increase in the two-phase (y + a) rolling area of austenitic and ferritic phases, which thus reduces the low-temperature toughness. Therefore, the lower limit for the final rolling temperature is set to 700°C.
Luftkjøling eller akselerert kjøling er ønskelig for av-kjøling etter valsing. Som en betingelse for den akselererte kjøling er det foretrukket å avkjøle stålet til en ønsket temperatur på ikke mer enn 600°C, med en kjølehastighet på 10 til 40°C pr. sekund straks etter kjøling og så luftkjøle det deretter. Fordelen med foreliggende oppfinnelse vil ikke tapes selv om det fremstilte stål gjenoppvarmes til en temperatur på ikke mer enn Acl-punkt for formål som anløping, dehydrogenering og så videre. Air cooling or accelerated cooling is desirable for cooling after rolling. As a condition for the accelerated cooling, it is preferred to cool the steel to a desired temperature of no more than 600°C, with a cooling rate of 10 to 40°C per second. second immediately after cooling and then air cool it afterwards. The advantage of the present invention will not be lost even if the manufactured steel is reheated to a temperature of not more than Acl point for purposes such as tempering, dehydrogenation and so on.
EKSEMPLER EXAMPLES
Stålplater (tykkelse 15 til 32 mm) med forskjellige stålsammensetninger ble fremstilt ved hjelp av converter-prosess, kontinuerlig støpeprosess og plate-valsingsprosess, og undersøkt med henblikk på styrke, seighet, lavtemperatur-seighet og korrosjonsmotstand. Steel plates (thickness 15 to 32 mm) with different steel compositions were produced by converter process, continuous casting process and plate rolling process, and examined for strength, toughness, low temperature toughness and corrosion resistance.
Forsøksstykker og resultater er vist i tabell 1. Test pieces and results are shown in Table 1.
Alle stålplatene (ståltyper ifølge foreliggende oppfinnelse) fremstilt ifølge fremgangsmåten ifølge oppfinnelsen har gunstige egenskaper. På den andre side er sammenlig-nings -ståltyper som ikke ble fremstilt ifølge foreliggende oppfinnelse underlegne når det gjelder styrke, lavtemperatur-seighet eller korrosjonsmotstand. All the steel plates (steel types according to the present invention) produced according to the method according to the invention have favorable properties. On the other hand, comparative steel types which were not produced according to the present invention are inferior in terms of strength, low-temperature toughness or corrosion resistance.
Når det gjelder sammenligningsståltyper 11 til 19, oppviser en ståltype 11, hvor krominnholdet er lavt, dårligere korrosjonsmotstand. En ståltype 12, hvor krominnholdet er for høyt, er dårligere når det gjelder sveiseevne, idet Pc Regarding comparative steel types 11 to 19, a steel type 11, in which the chromium content is low, exhibits poorer corrosion resistance. A steel type 12, where the chromium content is too high, is inferior in terms of weldability, since Pc
(= C + (Mn + Cr + V)/5 + (Ni + Cu)/15) er høyt, og HAZ-seigheten er også dårlig. En ståltype 13, hvor karboninnholdet er høyt, oppviser dårlig lavtemperatur-seighet for både ba-sismateriale og HAZ. En ståltype 14, hvor Mn-innholdet er høyt, oppviser dårlig HAZ-seighet. En ståltype 15 inneholder ikke Nb, slik at styrken av basis-materialet er lav, og seigheten er også dårlig. En ståltype 16, som ikke inneholder Ti, er dårlig når det gjelder seighet for basis-materiale og HAZ. Når det gjelder ståltype 17, er gjenoppvarmingstemperaturen lav og derfor er basis-materialets styrke utilstrekkelig. En ståltype 18 oppviser dårlig basismaterial-seighet fordi den kumulative valsereduksjon ved 950°C eller mindre er utilstrekkelig. Videre er en ståltype 19, hvor sluttvalse-temperaturen er for lav, dårlig når det gjelder basis-materialets seighet. (= C + (Mn + Cr + V)/5 + (Ni + Cu)/15) is high, and the HAZ toughness is also poor. A steel type 13, where the carbon content is high, exhibits poor low-temperature toughness for both base material and HAZ. A steel type 14, where the Mn content is high, exhibits poor HAZ toughness. A steel type 15 does not contain Nb, so that the strength of the base material is low, and the toughness is also poor. A steel type 16, which does not contain Ti, is poor in terms of toughness for base material and HAZ. In the case of steel type 17, the reheating temperature is low and therefore the strength of the base material is insufficient. A steel type 18 exhibits poor base material toughness because the cumulative rolling reduction at 950°C or less is insufficient. Furthermore, a steel type 19, where the final rolling temperature is too low, is poor in terms of the toughness of the base material.
Det vil fremgå av det foran beskrevne at det ifølge foreliggende oppfinnelse kan fremstilles rørledninger med forbedret korrosj onsmotstand mot C02, samt med høy styrke, og som er utmerket når det gjelder sveisbarhet på feltet. Som et resultat forbedres effektiviteten ved sveisearbeid på feltet og sikkerhet for rørledninger i betydelig grad. It will be clear from what has been described above that according to the present invention it is possible to produce pipelines with improved corrosion resistance to C02, as well as with high strength, and which are excellent in terms of weldability in the field. As a result, field welding efficiency and pipeline safety are significantly improved.
Stål som er fremstilt ved fremgangsmåten ifølge oppfinnelsen er overlegent når det gjelder lavtemperatur-seighet og korrosj onsmotstand mot C02, og det er også utmerket når det gjelder sveisbarhet på feltet. Det er egnet for rørledninger med stor diameter for transport av olje eller naturgass i kalde regioner og offshore. Steel produced by the method according to the invention is superior in terms of low-temperature toughness and corrosion resistance to CO 2 , and it is also excellent in terms of weldability in the field. It is suitable for large diameter pipelines for transporting oil or natural gas in cold regions and offshore.
Claims (3)
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2005263A JP2711163B2 (en) | 1990-01-12 | 1990-01-12 | Method for producing high corrosion resistant low alloy linepipe steel with excellent corrosion resistance |
| PCT/JP1991/000010 WO1991010752A1 (en) | 1990-01-12 | 1991-01-10 | Process for producing highly corrosion-resistant low-alloy steel for line pipe |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| NO913584D0 NO913584D0 (en) | 1991-09-11 |
| NO913584L NO913584L (en) | 1991-09-11 |
| NO300552B1 true NO300552B1 (en) | 1997-06-16 |
Family
ID=11606343
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| NO913584A NO300552B1 (en) | 1990-01-12 | 1991-09-11 | Process for the manufacture of low alloy steel with high corrosion resistance for pipelines |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2711163B2 (en) |
| CA (1) | CA2049050A1 (en) |
| DE (2) | DE4190090T (en) |
| GB (1) | GB2247246B (en) |
| NO (1) | NO300552B1 (en) |
| WO (1) | WO1991010752A1 (en) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB9206422D0 (en) | 1992-03-24 | 1992-05-06 | Bolt Sarah L | Antibody preparation |
| US5723089A (en) * | 1994-03-11 | 1998-03-03 | Nippon Steel Corporation | Line pipe metal arc welded with wire alloy |
| RU2283362C1 (en) * | 2004-12-09 | 2006-09-10 | Открытое акционерное общество "Северсталь" | Low-alloyed steel |
| JP5381828B2 (en) * | 2010-03-15 | 2014-01-08 | 新日鐵住金株式会社 | Refractory steel material excellent in high-temperature strength of base metal and high-temperature ductility of weld heat-affected zone and its manufacturing method |
| CN111118410A (en) * | 2020-01-16 | 2020-05-08 | 天津钢管制造有限公司 | Thick-wall large-caliber high-steel grade pipeline pipe with thickness of 40-60 mm and manufacturing method thereof |
| CN112695246A (en) * | 2020-12-08 | 2021-04-23 | 中国石油天然气集团有限公司 | Acid corrosion resistant high-strength pipeline steel and manufacturing method thereof |
| CN112921250B (en) * | 2021-01-25 | 2022-04-26 | 北京科技大学 | CO-resistant2Corroded steel pipe and preparation method thereof |
| CN112941422B (en) * | 2021-01-25 | 2022-08-23 | 北京科技大学 | CO-resistant 2 Steel plate for corrosion and preparation method thereof |
| CN116179958B (en) * | 2023-03-14 | 2024-08-23 | 北京科技大学 | Ni, cr and Cu composite regulation low-alloy stress corrosion resistant anchor cable steel and preparation method thereof and anchor cable |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CA1084310A (en) * | 1976-04-12 | 1980-08-26 | Hiroaki Masui | High tension steel sheet product |
| JPS5814848B2 (en) * | 1979-03-30 | 1983-03-22 | 新日本製鐵株式会社 | Manufacturing method of non-tempered high-strength, high-toughness steel |
| JPS62112722A (en) * | 1985-11-13 | 1987-05-23 | Nippon Steel Corp | Production of steel sheet having excellent resistance to hydrogen induced cracking and resistance to sulfide stress corrosion cracking |
| JPS6338520A (en) * | 1986-08-01 | 1988-02-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Method for producing steel sheets with excellent hydrogen-induced cracking resistance |
| DE3832014C2 (en) * | 1988-09-16 | 1994-11-24 | Mannesmann Ag | Process for the production of high-strength seamless steel tubes |
-
1990
- 1990-01-12 JP JP2005263A patent/JP2711163B2/en not_active Expired - Lifetime
-
1991
- 1991-01-10 DE DE19914190090 patent/DE4190090T/de active Pending
- 1991-01-10 DE DE4190090A patent/DE4190090C2/en not_active Expired - Lifetime
- 1991-01-10 CA CA002049050A patent/CA2049050A1/en not_active Abandoned
- 1991-01-10 WO PCT/JP1991/000010 patent/WO1991010752A1/en not_active Ceased
- 1991-09-10 GB GB9119268A patent/GB2247246B/en not_active Expired - Lifetime
- 1991-09-11 NO NO913584A patent/NO300552B1/en not_active IP Right Cessation
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE4190090T (en) | 1992-01-30 |
| NO913584D0 (en) | 1991-09-11 |
| GB2247246A (en) | 1992-02-26 |
| JP2711163B2 (en) | 1998-02-10 |
| WO1991010752A1 (en) | 1991-07-25 |
| CA2049050A1 (en) | 1991-07-13 |
| DE4190090C2 (en) | 1996-09-05 |
| NO913584L (en) | 1991-09-11 |
| JPH03211230A (en) | 1991-09-17 |
| GB9119268D0 (en) | 1991-11-20 |
| GB2247246B (en) | 1994-05-11 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR100222302B1 (en) | High strength line pipe steel with excellent low temperature toughness | |
| US8007603B2 (en) | High-strength steel for seamless, weldable steel pipes | |
| JP3898814B2 (en) | Continuous cast slab for high strength steel with excellent low temperature toughness and its manufacturing method, and high strength steel with excellent low temperature toughness | |
| JP5657026B2 (en) | High-strength steel sheet with excellent post-weld heat treatment resistance and manufacturing method thereof | |
| CN104220617A (en) | Austenitic steel having superior machinability and cryogenic temperature toughness in weld heat affected zones thereof and method for manufacturing same | |
| CN108368594A (en) | High strength steel and its manufacturing method with excellent low temperature strain-aging impact characteristics and welding heat affected zone impact characteristics | |
| US20150017476A1 (en) | Base metal for high-toughness clad plate having excellent toughness at welded joint and method of manufacturing the clad plate | |
| JP2022510214A (en) | Ultra-high-strength steel with excellent cold workability and SSC resistance and its manufacturing method | |
| JPH0448848B2 (en) | ||
| NO300552B1 (en) | Process for the manufacture of low alloy steel with high corrosion resistance for pipelines | |
| CA3108674C (en) | Steel for pressure vessel having excellent surface quality and impact toughness, and method for manufacturing same | |
| KR102761143B1 (en) | Steel for line pipe and method of manufacturing the same | |
| KR20150050701A (en) | Oil tubular country goods and method of manufacturing the same | |
| US5858128A (en) | High chromium martensitic steel pipe having excellent pitting resistance and method of manufacturing | |
| JPH0941074A (en) | Ultra high strength steel with excellent low temperature toughness | |
| JPH08209287A (en) | High strength line pipe steel with low yield ratio and excellent low temperature toughness | |
| JP3262972B2 (en) | Weldable high strength steel with low yield ratio and excellent low temperature toughness | |
| JP3244981B2 (en) | Weldable high-strength steel with excellent low-temperature toughness | |
| JPH03236420A (en) | Method for manufacturing steel sheets with excellent hydrogen-induced cracking resistance, sulfide stress corrosion cracking resistance, and low-temperature toughness | |
| JP3736209B2 (en) | High tensile steel with excellent weld toughness and manufacturing method thereof | |
| JPS6393845A (en) | High tensile strength steel with excellent COD properties in welded parts | |
| KR20210142405A (en) | Steel having excellent low-temperature fracture toughness and method of manufacturing the same | |
| KR20210062892A (en) | Steel sheet with excellent low temperature toughness and its manufacturing method | |
| KR102475606B1 (en) | Steel having excellent low-temperature fracture toughness and method of manufacturing the same | |
| JPH09316534A (en) | Method for producing weldable high strength steel with excellent low temperature toughness |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MK1K | Patent expired |