RU2331698C2 - Стальные листы для сверхвысокопрочных магистральных труб и сверхвысокопрочные магистральные трубы, обладающие прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, и способы их изготовления - Google Patents

Стальные листы для сверхвысокопрочных магистральных труб и сверхвысокопрочные магистральные трубы, обладающие прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, и способы их изготовления Download PDF

Info

Publication number
RU2331698C2
RU2331698C2 RU2006126090/02A RU2006126090A RU2331698C2 RU 2331698 C2 RU2331698 C2 RU 2331698C2 RU 2006126090/02 A RU2006126090/02 A RU 2006126090/02A RU 2006126090 A RU2006126090 A RU 2006126090A RU 2331698 C2 RU2331698 C2 RU 2331698C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
strength
steel sheet
steel
pipe
ultrahigh
Prior art date
Application number
RU2006126090/02A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2006126090A (ru
Inventor
Хитоси АСАХИ (JP)
Хитоси АСАХИ
Таку ХАРА (JP)
Такуя ХАРА
Original Assignee
Ниппон Стил Корпорейшн
Эксонмобил Апстрим Рисерч Компани
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ниппон Стил Корпорейшн, Эксонмобил Апстрим Рисерч Компани filed Critical Ниппон Стил Корпорейшн
Publication of RU2006126090A publication Critical patent/RU2006126090A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2331698C2 publication Critical patent/RU2331698C2/ru

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—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
    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C21D8/105—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • 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
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • 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
    • 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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Landscapes

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

Abstract

Изобретение относится к области металлургии, в частности к производству стального листа для изготовления сверхвысокопрочных магистральных труб, обладающих прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью. Техническим результатом изобретения является обеспечение прочности на тангенциальное растяжение не ниже 900 МПа, не увеличивая при этом прочность на осевое растяжение труб, производимых путем шовной сварки краев листов. Для достижения технического результата листы получают из стали, содержащей, мас.%: С от 0,03 до 0,07, Si не более 0,6, Mn от 1,5 до 2,5, Р не более 0,015, S не более 0,003, Ni от 0,1 до 1,5, Мо от 0,15 до 0,60, Nb от 0,01 до 0,10, Ti от 0,005 до 0,030, Al не более 0,06, один или более элементов из группы: В, N, V, Cu, Cr, Ca, РЗМ и Mg в необходимых количествах, остальное железо и неизбежные примеси, лист имеет отношение (Hv-avep)/(Hv-M*): средней твердости Hv-avep по Виккерсу в направлении толщины к твердости мартенсита - Hv-M*, определяемой содержанием углерода, составляющее от 0,8 до 0,9, прочность на растяжение от 880 до 1080 МПа, показатель прокаливаемости Р в пределах от 2,5 до 4,0, при этом Р и Hv-M* определяют из выражений, соответственно: P=2,7C+0,4Si+Mn+0,8Cr+0,45(Ni+Cu)+(1+β)Mo-1+β, где (β=1, когда В≥3 ч/млн, и β=0, когда В<3 ч/млн), Hv-M*=270+1300C, где: С - углерод, мас.%. Способ изготовления листа включает получение сляба, нагрев сляба до 1000-1250°С, черновую прокатку в области температуры рекристаллизации, прокатку в нерекристаллизационной аустенитной области при 900°С или ниже при суммарной степени обжатия прокатки не менее 75% и затем охлаждают из аустенитной области со скоростью от 1 до 10°С/с до получения в центре толщины листа температуры 500°С или ниже. Магистральную трубу получают путем формовки стального листа в трубчатую форму при совпадении направления прокатки стального листа с продольным направлением трубы, а затем производят сварку краев трубы. 10 н. и 25 з.п. ф-лы, 3 табл., 3 ил.

Description

Область техники
Настоящее изобретение относится к сверхвысокопрочным магистральным трубам с прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, характеризующихся прочностью на тангенциальное растяжение (TS-C) не ниже 900 МПа, для применения в качестве трубопроводов для транспортировки нефти, природного газа и т.п.
Уровень техники
В последнее время трубопроводы приобрели растущую значимость в качестве средств транспортирования на большие расстояния нефти, природного газа и т.п. До настоящего времени для транспортирующих на большие расстояния магистральных трубопроводов применялись стандарты Американского нефтяного института (API) X80 и т.д. Однако для улучшения эффективности транспортировки путем повышения давления в трубопроводе и повышения эффективности укладки путем уменьшения диаметра и веса трубопровода требуются более высокопрочные магистральные трубы.
В частности, трубы марки X120 с прочностью на растяжение 900 МПа или выше, которые способны выдержать приблизительно удвоенное внутреннее давление по сравнению с маркой Х65, могут транспортировать приблизительно вдвое больше газа по сравнению с такими же трубопроводами более низкого класса. По сравнению со способами, в которых повышение пропускной способности, зависящей от давления трубопровода, осуществляется путем увеличения толщины стенки трубы, применение высокопрочных магистральных труб дает большую экономию затрат на строительстве трубопроводов благодаря экономии затрат на материал, транспортировку и монтажные сварочные работы.
Как уже было раскрыто в японской не прошедшей экспертизу патентной публикации (Kokai) №2000-199036, осуществляется разработка магистральных труб марки X120, у которых микроструктура базового материала состоит главным образом из смеси мартенсит/бейнит (нижний бейнит). Однако производство этой магистральной трубы включает жесткие технологические ограничения, так как требуется чрезвычайно прецизионное и строгое регулирование микроструктуры.
Повышение прочности магистральных труб создает также необходимость в прочности сварочного металла, образующегося в стыках между сваренными в условиях монтажа трубами (далее называемых монтажными швами) при строительстве трубопровода.
Обычно низкотемпературная ударная вязкость сварочного металла в сварных швах ниже низкотемпературной ударной вязкости базового металла и еще более ухудшается с увеличением прочности. Таким образом, повышение прочности магистральных труб требует повышения прочности сварочного металла монтажных швов, что приводит к ухудшению низкотемпературной ударной вязкости.
Если прочность сварочного металла монтажных швов ниже осевой прочности магистральной трубы, при возникновении напряжений в продольном направлении трубопровода в монтажных швах накапливаются напряжения, в результате чего в нагреваемой зоне повышается вероятность разрыва.
В обычных трубопроводах внутреннее давление порождает тангенциальное напряжение, но не вызывает осевого напряжения. Однако в трубопроводах, сооруженных в регионах типа несплошной тундры, где происходит смещение грунта, обусловленное воздействием замерзания и оттаивания, смещение грунта изгибает трубопроводы и создает осевое напряжение.
Иными словами, сварочный металл монтажных швов трубопроводов должен иметь большую прочность, чем прочность в продольном направлении трубы. Однако сварочный металл монтажных швов сверхвысокопрочных магистральных труб, который является предметом изобретения, уже обладает высокой прочностью. Следовательно, дальнейшее упрочнение приводит к резкому снижению ударной вязкости.
В соответствии с этим, указанную проблему можно уменьшить, если прочность в продольном направлении трубы, которая не имеет отношения к прочности сопротивления внутреннему давлению, будет уменьшена при сохранении прочности в тангенциальном направлении трубы.
Труба из высокопрочной стали, предложенная изобретателем в японской не прошедшей экспертизу патентной публикации (Kokai) №2004-052104, отличается по микроструктуре от трубы согласно настоящему изобретению. Это структурное различие обусловлено различиями в объеме обработки в незакристаллизованной области и в условиях производства.
Раскрытие изобретения
Настоящее изобретение предлагает сверхвысокопрочные магистральные трубы, которые пригодны для трубопроводов, сооруженных в регионах типа несплошной тундры, где грунт совершает сезонное перемещение, и которые способны сделать низкотемпературную ударную вязкость монтажных швов совместимой со стойкостью труб к продольному деформированию.
Если говорить более конкретно, настоящее изобретение предлагает сверхвысокопрочные магистральные трубы, характеризующиеся прочностью на тангенциальное растяжение (TS-C) не ниже 900 МПа (эквивалентно API Х120) благодаря уменьшению прочности на растяжение только в продольном направлении труб, и способы изготовления таких магистральных труб. Настоящее изобретение предлагает также стальные листы для производства сверхвысокопрочных магистральных труб и способы изготовления таких стальных листов.
Для того чтобы получить сверхвысокопрочные магистральные трубы с прочностью на тангенциальное растяжение не ниже 900 МПа, не увеличивая их прочность на осевое растяжение, изобретатель исследовал требования, которым должны удовлетворять стальные листы.
Исследование привело к изобретению стальных листов для производства сверхвысокопрочных магистральных труб, обладающих прекрасной способностью выдерживать давление, низкотемпературной ударной вязкостью и стойкостью к продольному деформированию, и к способам изготовления таких стальных листов и, кроме того, к изобретению магистральных труб, сделанных из таких стальных плит, и к способам производства таких магистральных труб.
Суть изобретения сводится к следующему:
(1) Стальной лист для сверхвысокопрочной магистральной трубы, обладающий прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, состоящий из:
С : от 0,03 до 0,07 мас.%
Si : не более 0,6 мас.%
Mn : от 1,5 до 2,5 мас.%
Р : не более 0,015 мас.%
S : не более 0,003 мас.%
Мо : от 0,15 до 0,60 мас.%
Nb : от 0,01 до 0,10 мас.%
Ti : от 0,005 до 0,030 мас.%
Al : не более 0,10 мас.%
и одного или более элементов из:
Ni : от 0,1 до 1,5 мас.%
В : менее 3 ч/млн
V : не более 0,10 мас.%
Cu : не более 1,0 мас.%
Cr : не более 1,0 мас.%
Са : не более 0,01 мас.%
РЗМ : не более 0,02 мас.%
Mg : не более 0,006 мас.%
остальное железо и неизбежные примеси и который имеет значение величины Р, определенной ниже, в пределах от 2,5 до 4,0, и
отношение (Hv-avep)/(Hv-M) между средней твердостью по Виккерсу Hv-avep в направлении толщины и мартенситной твердостью Hv-M, определяемой содержанием углерода, составляет от 0,8 до 0,9, а прочность на поперечное растяжение TS-Tp составляет от 880 до 1080 МПа, где
Р=2,7С+0.4Si+Mn+0,8Cr+0,45(Ni+Cu)+Мо-1,
Hv-M=270+1300С,
где символы элементов обозначают мас.%. отдельных элементов.
(2) Стальной лист для сверхвысокопрочной магистральной трубы, обладающий прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, состоящий из:
С : от 0,03 до 0,07 мас.%
Si : не более 0,6 мас.%
Mn : от 1,5 до 2,5 мас.%
Р : не более 0,015 мас.%
S : не более 0,003 мас.%
Мо : от 0,15 до 0,60 мас.%
Nb : от 0,01 до 0,10 мас.%
Ti : от 0,005 до 0,030 мас.%
Al : не более 0,10 мас.%
В : от 3 ч/млн до 0,0025 мас.%
и одного или более элементов из:
Ni : от 0,1 до 1,5 мас.%
N : от 0,001 до 0,006 мас.%
V : не более 0,10 мас.%
Cu : не более 1,0 мас.%
Cr : не более 1,0 мас.%
Са : не более 0,01 мас.%
РЗМ : не более 0,02 мас.%
Mg : не более 0,006 мас.%
остальное железо и неизбежные примеси и который имеет значение величины Р, определенной ниже, в пределах от 2,5 до 4,0, и
отношение (Hv-avep)/(Hv-M) между средней твердостью по Виккерсу Hv-avep в направлении толщины и мартенситной твердостью Hv-M, определяемой содержанием углерода, составляет от 0,8 до 0,9, а прочность на поперечное растяжение TS-Tp составляет от 880 до 1080 МПа,
Р=2,7С+0.4Si+Mn+0,8Cr+0,45(Ni+Cu)+2Мо,
Hv-M=270+1300С,
где символы элементов обозначают мас.% отдельных элементов.
(3) Стальной лист для сверхвысокопрочной магистральной трубы, обладающий прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, описанный в (1) или (2), содержащий:
N : от 0,001 до 0,006 мас.%
(4) Стальной лист для сверхвысокопрочной магистральной трубы, обладающий прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, описанный в (3), для которого выполняется соотношение: Ti-3,4N>0 (где символы элементов обозначают мас.% отдельных элементов).
(5) Стальной лист для сверхвысокопрочной магистральной трубы, обладающий прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, описанный в любом из пунктов (1)-(4), у которого ударная вязкость с V-образным надрезом по Шарпи при -20°С составляет не ниже 200 Дж.
(6) Стальной лист для сверхвысокопрочной магистральной трубы, обладающий прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, описанный в любом из пунктов (1)-(4), у которого прочность на осевое растяжение TS-Lp составляет не более 0,95 от прочности на поперечное растяжение TS-Tp.
(7) Стальной лист для сверхвысокопрочной магистральной трубы, обладающий прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, описанный в любом из пунктов (1)-(6), для которого отношение предела текучести к пределу прочности в направлении прокатки (YS-Lp)/(TS-Lp), которое является отношением 0,2%-ного условного предела текучести YS-Lp в направлении прокатки к пределу прочности на растяжение TS-Lp в направлении прокатки, составляет не более 0,8.
(8) Сверхвысокопрочная магистральная труба, обладающая прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, получаемая шовной сваркой стального листа, состоящего из:
С : от 0,03 до 0,07 мас.%
Si : не более 0,6 мас.%
Mn : от 1,5 до 2,5 мас.%
Р : не более 0,015 мас.%
S : не более 0,003 мас.%
Ni : от 0,1 до 1,5 мас.%
Мо : от 0,15 до 0,60 мас.%
Nb : от 0,01 до 0,10 мас.%
Ti : от 0,005 до 0,030 мас.%
Al : не более 0,06 мас.%
и одного или более элементов из:
В : не более 0,0025 мас.%
N : от 0,001 до 0,006 мас.%
V : не более 0,10 мас.%
Cu : не более 1,0 мас.%
Cr : не более 1,0 мас.%
Са : не более 0,01 мас.%
РЗМ : не более 0,02 мас.%
Mg : не более 0,006 мас.%
остальное железо и неизбежные примеси и которая имеет значение величины Р, определенной ниже/в пределах от 2,5 до 4,0, и в которой:
отношение (Hv-ave)/(Hv-M) между средней твердостью по Виккерсу Hv-ave в направлении толщины базового металла и мартенситной твердостью Hv-M, определяемой содержанием углерода, составляет от 0,8 до 0,9, а прочность на тангенциальное растяжение TS-C составляет от 900 до 1100 МПа,
Р=2,7С+0.4Si+Mn+0,8Cr+0,45(Ni+Cu)+(1+β)Мо-1+β,
где β=1, когда В≥3 ч/млн, и β=0, когда В<3 ч/млн,
Hv-M=270+1300С,
где символы элементов обозначают мас.% отдельных элементов.
(9) Сверхвысокопрочная магистральная труба, обладающая прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, получаемая шовной сваркой стального листа, состоящего из:
С : от 0,03 до 0,07 мас.%
Si : не более 0,6 мас.%
Mn : от 1,5 до 2,5 мас.%
Р : не более 0,015 мас.%
S : не более 0,003 мас.%
Мо : от 0,15 до 0,60 мас.%
Nb : от 0,01 до 0,10 мас.%
Ti : от 0,005 до 0,030 мас.%
Al : не более 0,10 мас.%
и одного или более элементов из:
Ni : от 0,1 до 1,5 мас.%
В : менее 3 ч/млн
V : не более 0,10 мас.%
Cu : не более 1,0 мас.%
Cr : не более 1,0 мас.%
Са : не более 0,01 мас.%
РЗМ : не более 0,02 мас.%
Mg : не более 0,006 мас.%
остальное железо и неизбежные примеси и которая имеет значение величины Р, определенной ниже, в пределах от 2,5 до 4,0, и в которой: отношение (Hv-ave)/(Hv-M*) между средней твердостью по Виккерсу Hv-ave в направлении толщины базового металла и мартенситной твердостью Hv-M*, определяемой содержанием углерода, составляет от 0,75 до 0,9, а прочность на тангенциальное растяжение TS-C составляет от 900 до 1100 МПа,
Р=2,7С+0.4Si+Mn+0,8Cr+0,45(Ni+Cu)+Мо-1,
Hv-M*=290+1300С,
где символы элементов обозначают мас.% отдельных элементов.
(10) Сверхвысокопрочная магистральная труба, обладающая прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, получаемая шовной сваркой стального листа, состоящего из:
С : от 0,03 до 0,07 мас.%
Si : не более 0,6 мас.%
Mn : от 1,5 до 2,5 мас.%
Р : не более 0,015 мас.%
S : не более 0,003 мас.%
Мо : от 0,15 до 0,60 мас.%
Nb : от 0,01 до 0,10 мас.%
Ti : от 0,005 до 0,030 мас.%
Al : не более 0,10 мас.%
В : от 3 ч/млн до 0,0025 мас.%
и одного или более элементов из:
Ni : от 0,1 до 1,5 мас.%
N : от 0,001 до 0,006 мас.%
V : не более 0,10 мас.%
Cu : не более 1,0 мас.%
Cr : не более 1,0 мас.%
Са : не более 0,01 мас.%
РЗМ : не более 0,02 мас.%
Mg : не более 0,006 мас.%
остальное железо и неизбежные примеси и которая имеет значение величины Р, определенной ниже, в пределах от 2,5 до 4,0, и в которой: отношение (Hv-ave)/(Hv-M*) между средней твердостью по Виккерсу Hv-ave в направлении толщины базового металла и мартенситной твердостью Hv-M*, определяемой содержанием углерода, составляет от 0,75 до 0,9, а прочность на тангенциальное растяжение TS-C составляет от 900 до 1100 МПа,
Р=2,7С+0.4Si+Mn+0,8Cr+0,45(Ni+Cu)+2Мо,
Hv-M*=290+1300С,
где символы элементов обозначают мас.% отдельных элементов.
(11) Сверхвысокопрочная магистральная труба, обладающая прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, описанная в (9) или (10), содержащая:
N : от 0.001 до 0,006 мас.%
(12) Сверхвысокопрочная магистральная труба, обладающая прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, описанная в (11), для которой выполняется соотношение: Ti-3,4N>0 (где символы элементов обозначают мас.% отдельных элементов).
(13) Сверхвысокопрочная магистральная труба, обладающая прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, описанная в любом из пунктов (8)-(12), для которой значение ударной вязкости с V-образным надрезом по Шарпи при -20°С составляет не ниже 200 Дж.
(14) Сверхвысокопрочная магистральная труба, обладающая прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, описанная в любом из пунктов (8)-(13), у которой прочность на растяжение в продольном направлении магистральной трубы составляет не более 0,95 от прочности на растяжение в ее тангенциальном направлении.
(15) Способ изготовления стального листа для сверхвысокопрочной магистральной трубы, обладающего прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, включающий стадии:
нагрева слябов, состоящих из:
С : от 0,03 до 0,07 мас.%
Si : не более 0,6 мас.%
Mn : от 1,5 до 2,5 мас.%
Р : не более 0,015 мас.%
S : не более 0,003 мас.%
Мо : от 0,15 до 0,60 мас.%
Nb : от 0,01 до 0,10 мас.%
Ti : от 0,005 до 0,030 мас.%
Al : не более 0,10 мас.%
и одного или более элементов из:
Ni : от 0,1 до 1,5 мас.%
В : менее 3 ч/млн
V : не более 0,10 мас.%
Cu : не более 1,0 мас.%
Cr : не более 1,0 мас.%
Са : не более 0,01 мас.%
РЗМ : не более 0,02 мас.%
Mg : не более 0,006 мас.%
остальное железо и неизбежные примеси и имеющих значение величины Р, определенной ниже, в пределах от 2,5 до 4,0, до 1000-1250°С,
где Р=2,7С+0.4Si+Mn+0,8Cr+0,45(Ni+Cu)+Мо-1,
где символы элементов обозначают мас.% отдельных элементов,
черновой прокатки в рекристаллизованной области,
прокатки в нерекристаллизованной аустенитной области при 900°С или ниже при суммарном обжатии прокатки не менее 75% и затем
применения быстрого охлаждения от аустенитной области, в результате которого центр толщины пластины охлаждается до 500°С или ниже со скоростью от 1 до 10°С/с.
(16) Способ изготовления стального листа для сверхвысокопрочной магистральной трубы, обладающего прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, включающий стадии:
нагрева слябов, состоящих из:
С : от 0,03 до 0,07 мас.%
Si : не более 0,6 мас.%
Mn : от 1,5 до 2,5 мас.%
Р : не более 0,015 мас.%
S : не более 0,003 мас.%
Мо : от 0,15 до 0,60 мас.%
Nb : от 0,01 до 0,10 мас.%
Ti : от 0,005 до 0,030 мас.%
Al : не более 0,10 мас.%
В : от 3 ч/млн до 0,0025 мас.%
и одного или более элементов из:
Ni : от 0,1 до 1,5 мас.%
N : от 0,001 до 0,006 мас.%
V : не более 0,10 мас.%
Cu : не более 1,0 мас.%
Cr : не более 1,0 мас.%
Са : не более 0,01 мас.%
РЗМ : не более 0,02 мас.%
Mg : не более 0,006 мас.%
остальное железо и неизбежные примеси, имеющих значение величины Р, определенной ниже, в пределах от 2,5 до 4,0, до 1000-1250°С,
где Р=2,7С+0.4Si+Mn+0,8Cr+0,45(Ni+Cu)+2Мо,
где символы элементов обозначают мас.% отдельных элементов,
черновой прокатки в рекристаллизованной области,
прокатки в нерекристаллизованной аустенитной области при 900°С или ниже при суммарной степени обжатия прокатки не менее 75% и затем
применения быстрого охлаждения от аустенитной области, в результате которого центр толщины пластины охлаждается до 500°С или ниже со скоростью от 1 до 10°С/с.
(17) Способ изготовления стального листа для сверхвысокопрочной магистральной трубы, обладающей прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, описанный в (15) или (16), в котором слябы содержат также
N : от 0,001 до 0,006 мас.%
(18) Способ изготовления стального листа для сверхвысокопрочной магистральной трубы, обладающего прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, описанный в (17), для которого выполняется соотношение: Ti-3,4N>0 (где символы элементов обозначают мас.% отдельных элементов).
(19) Способ производства сверхвысокопрочной магистральной трубы, обладающей прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, включающий стадии:
формовки стального листа, изготовленного с помощью способов изготовления сверхвысокопрочного стального листа, обладающего прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, описанных в любом из пунктов (15)-(18), в форму трубы таким образом, что направление прокатки стального листа совпадает с продольным направлением производимой трубы, и
формование трубы с помощью шовной сварки ее краев.
(20) Способ производства сверхвысокопрочной магистральной трубы, обладающей прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, включающий стадии:
формовки стального листа, изготовленного с помощью способов изготовления сверхвысокопрочного стального листа, обладающего прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, описанных в любом из пунктов (15)-(18), в форму трубы с помощью UO-процесса таким образом, что направление прокатки стального листа совпадает с продольным направлением производимой трубы, и
формования трубы путем соединения ее краев с использованием дуговой сварки под флюсом с внутренней и внешней сторон и
расширения сваренной трубы.
(21) Способ производства сверхвысокопрочной магистральной трубы, обладающей прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, включающий стадии:
нагрева слябов, состоящих из:
С : от 0,03 до 0,07 мас.%
Si : не более 0,6 мас.%
Mn : от 1,5 до 2,5 мас.%
Р : не более 0,015 мас.%
S : не более 0,003 мас.%
Ni : от 0,1 до 1,5 мас.%
Мо : от 0,15 до 0,60 мас.%
Nb : от 0,01 до 0,10 мас.%
Ti : от 0,005 до 0,030 мас.%
Al : не более 0,06 мас.%
и одного или более элементов из:
В :не более 0,0025 мас.%
N :от 0,001 до 0,006 мас.%
V :не более 0,10 мас.%
Cu :не более 1,0 мас.%
Cr :не более 1,0 мас.%
Са :не более 0,01 мас.%
РЗМ :не более 0,02 мас.%
Mg :не более 0,006 мас.%
остальное железо и неизбежные примеси, имеющих значение величины Р, определенной ниже, в пределах от 2,5 и 4,0, до 1000-1250°С,
где Р=2,7С+0.4Si+Mn+0,8Cr+0,45(Ni+Cu)+(1+β)Мо-1+β,
где β=1, когда В≥3 ч/млн, и β=0, когда В<3 ч/млн,
где символы элементов обозначают мас.% отдельных элементов,
черновую прокатку в рекристаллизованной области,
прокатку в нерекристаллизованной аустенитной области при 900°С или ниже при суммарной степени обжатия прокатки не менее 75%,
применения быстрого охлаждения от аустенитной области, в результате которого центр толщины пластины охлаждается до 500°С или ниже со скоростью от 1 до 10°С/с,
формование изготовленного таким образом стального листа в форму трубы таким образом, что направление прокатки стального листа совпадает с продольным направлением производимой трубы, и
формование трубы с помощью шовной сварки ее краев.
(22) Способ производства сверхвысокопрочной магистральной трубы, обладающей прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, описанный в (21), который, кроме того, включает стадии:
формовки стального листа, предназначенного для быстрого охлаждения, в форму трубы с помощью UO-процесса таким образом, что направление прокатки стального листа совпадает с продольным направлением производимой трубы,
соединения ее краев с использованием дуговой сварки под флюсом с внутренней и внешней сторон и
расширения сваренной трубы.
Краткое описание чертежей
Фиг.1 демонстрирует структуру вырожденного верхнего бейнита.
Фиг.2 демонстрирует смешанную структуру мартенсит/бейнит (нижний бейнит).
Фиг.3 схематически показывает структуры нижнего бейнита, вырожденного верхнего бейнита и гранулярного бейнита: (а) нижний бейнит, (b) вырожденный верхний бейнит, (с) гранулярный бейнит.
Осуществление изобретения
Для обеспечения прочности, выдерживающей разрыв, причиной которого является напряжение, накапливающееся в продольном направлении трубопровода, прочность монтажной сварки должна быть равной осевой прочности трубопровода или более высокой.
Если продольная прочность трубопровода ниже прочности монтажной сварки, вероятность локальной деформации монтажной сварки и ее последующего разрыва уменьшается. С другой стороны, если продольная прочность трубопровода слишком велика, повышение прочности монтажной сварки снижает низкотемпературную ударную вязкость.
С целью разрешения этой проблемы изобретатель предпринял разработку сверхвысокопрочной магистральной трубы, обладающей прочностью на тангенциальное растяжение (TS-C) не ниже 900 МПа и пониженной прочностью на осевое растяжение (TS-L).
Изучая взаимозависимость между микроструктурой стального листа для сверхвысокопрочной магистральной трубы и прочностью листа в направлении прокатки и в поперечном направлении, изобретатель обнаружил, что прочность на осевое растяжение (прочность растяжения вдоль направления прокатки) стального листа можно существенным образом уменьшить путем преобразования его структуры в структуру вырожденного верхнего бейнита.
При этом прочность растяжения поперек направления прокатки описывается как прочность на поперечное растяжение.
В данном случае структура вырожденного верхнего бейнита означает структуру, которая имеет реечную структурную характеристику структур низкотемпературного превращения и образует карбиды и мартенсит-аустенитные (МА) составляющие второй фазы более крупные, чем в нижнем бейните.
Фиг.1 представляет сканированную электронную микрофотографию стального листа для сверхвысокопрочной магистральной трубы, имеющей микроструктуру вырожденного верхнего бейнита согласно настоящему изобретению. В целях сравнения на фиг.2 представлена сканированная электронная микрофотография стального листа для традиционной магистральной трубы марки X120, имеющего смешанную структуру мартенсит/бейнит (далее называемую структурой нижнего бейнита).
Поскольку сравнение сканированных электронных микрофотографий на фиг.1 и 2 не проясняет разницу в микроструктуре между структурами вырожденного верхнего бейнита и нижнего бейнита, на фиг.3 даются схематические иллюстрации.
Как показано на фиг.3(b), пакеты в дегенерированном верхнем бейните шире пакетов в нижнем бейните (см. Фиг.3(а)), не содержат в себе в отличие от нижнего бейнита мелкого цементита и имеют между пакетами МА-составляющие.
Сравнение между вырожденным верхним бейнитом и гранулярным бейнитом (см. Фиг.3(с)) обнаруживает, что гранулярный бейнит имеет более крупные МА-составляющие, чем вырожденный верхний бейнит, и в отличие от вырожденного верхнего бейнита содержит гранулярный феррит.
Хотя вырожденный верхний бейнит можно отличить от нижнего бейнита с помощью сканирующей электронной микроскопии, определить количественное соотношение между ними по микроструктурной фотографии затруднительно. В настоящем изобретении, поэтому вырожденный верхний бейнит и нижний бейнит различают путем сравнения твердости по Виккерсу, используя тот факт, что вырожденный верхний бейнит не столь тверд, как нижний бейнит.
Для сталей с химическим составом согласно настоящему изобретению твердость нижнего бейнита равна твердости мартенсита Hv-M, которая зависит от содержания углерода.
Hv-M можно получить из следующего уравнения:
Hv-M=270+1300C.
Если вырожденный верхний бейнит в микроструктуре стальной пластины составляет более приблизительно 70%, твердость стальной пластины Hv-avep-становится ниже Hv-M и отношение (Hv-avep)/(Hv-M) лежит в пределах от 0,8 до 0,9.
Твердость стального листа Hv-avep является средним значением твердости, измеряемой при приложении нагрузки 10 кгс с интервалами 1 мм по всей толщине листа в поперечном сечении параллельными направлению прокатки.
Когда отношение твердостей (Hv-avep)/(Hv-M) составляет от 0,8 до 0,9, прочность на поперечное растяжение стального листа (TS-Tp) находится в пределах от 880 до 1080 МПа. Магистральные трубы, произведенные из этого стального листа, имеют прочность тангенциального растяжения (TS-C) не ниже 900 МПа и, таким образом, обладают способностью выдерживать давление, требуемое от магистральных труб марки X120.
Стальной лист, прочность на поперечное растяжение которого не превышает 1080 МПа, обладает прекрасной формуемостью, поскольку сила противодействия, возникающая при формовании в трубчатую форму, уменьшается.
Стальной лист согласно настоящему изобретению, который состоит в основном из вырожденного верхнего бейнита, обладает прекрасными характеристиками ударных свойств.
Магистральные трубы должны обладать способностью останавливать быстрое пластическое разрушение. Чтобы удовлетворять этому требованию, ударная вязкость с V-образным надрезом по Шарпи при -20°С стального листа для магистральной трубы должна быть не менее 200 Дж.
Сталь настоящего изобретения, у которой вырожденный верхний бейнит составляет более чем приблизительно 70%, а отношение (Hv-avep)/(Hv-M) лежит в пределах от 0,8 до 0,9, характеризуется ударной вязкостью с V-образным надрезом по Шарпи не менее 200 Дж при -20°С.
У стали настоящего изобретения, состоящей в основном из вырожденного верхнего бейнита, прочность на осевое растяжение (TS-Lp) меньше прочности на поперечное растяжение (TS-Tp) и поддерживается на уровне менее 0,95 величины последней.
В порядке сравнения, в традиционной сверхвысокопрочной стали, состоящей в основном из нижнего бейнита, прочность на осевое растяжение по существу равна прочности на поперечное растяжение.
Магистральная труба, производимая формованием в трубчатую форму стального листа настоящего изобретения, состоящего в основном из вырожденного верхнего бейнита, таким образом, что направление прокатки стального листа совпадает с продольным направлением магистральной трубы, имеет пониженную прочность в продольном направлении при сохранении неизменной прочности в тангенциальном направлении.
Это способствует повышению прочности наплавленного металла монтажного шва по сравнению с осевой прочностью магистральной трубы, при сохранении при этом низкотемпературной ударной вязкости монтажных швов.
Хотя и желательно, чтобы прочность на осевое растяжение (TS-Lp) была как можно меньше по сравнению с прочностью на поперечное растяжение (TS-Tp), в действительности же сделать ее меньше 0,90 величины последней является затруднительным.
Если отношение предела текучести к пределу прочности YS/TS, в котором YS является 0,2%-ным условным пределом текучести стального листа, a TS является его прочностью на растяжение, невелико, в процессе формования стального листа в форму трубы имеет место улучшение формуемости.
Если отношение предела текучести к пределу прочности в направлении прокатки стальной плиты (YS-Lp)/(TS-Lp), в котором YS-Lp является 0,2%-ным условным пределом текучести в направлении прокатки стального сляба, а TS-Lp является ее прочностью на растяжение, невелико, отношение предела текучести к пределу прочности в продольном направлении магистральной трубы также становится небольшим.
Отсюда следует, что базовый металл магистральной трубы около монтажных швов трубопровода становится более деформируемым по сравнению со сварочным металлом монтажных швов.
Когда в продольном направлении трубопровода возникают деформации, вызванные землетрясением, сдвигами земной коры и т.п., базовый металл магистральной трубы деформируется и благодаря этому препятствует появлению разрыва трубопровода. Чтобы получить такой эффект, предпочтительно поддерживать отношение предела текучести к пределу прочности в направлении прокатки стального листа (YS-Lp)/(TS-Lp) не выше 0,80.
Далее описывается магистральная труба, производимая из стального листа для сверхвысокопрочной магистральной трубы, состоящего в основном из вырожденного верхнего бейнита согласно настоящему изобретению.
Для обеспечения выдерживания внутреннего давления, требуемого от магистральных труб марки X120, необходимо, чтобы их прочность на тангенциальное растяжение (TS-C) была не менее 900 МПа.
Если, с другой стороны, прочность на тангенциальное растяжение превышает 1100 МПа, производство магистральной трубы сильно осложняется. Учитывая это затруднение при производственном регулировании, предпочтительно установить верхний предел прочности на тангенциальное растяжение магистральной трубы равным 1000 МПа.
Поскольку стальной лист нагартовывается под влиянием пластической деформации при его формовании в магистральную трубу, твердость магистральной трубы становится выше твердости стального листа. Нагартовывание иногда увеличивает твердость Hv-ave сверхвысокопрочной магистральной трубы согласно настоящему изобретению на примерно 20 по сравнению со стальным листом.
Если количество вырожденного верхнего бейнита в микроструктуре магистральной трубы измеряется на основе твердости мартенсита Hv-M, которая зависит от содержания углерода, количество вырожденного верхнего бейнита оказывается заниженным из-за того, что при определении Hv-M не принимается в расчет нагартовывание.
Таким образом, в случае сверхвысокопрочной магистральной трубы согласно настоящему изобретению количество вырожденного верхнего бейнита может быть определено путем нахождения твердости структуры нагартованного нижнего бейнита из приведенного ниже уравнения для «Hv-M*», которое добавляет 20 к твердости мартенсита, зависящей от содержания углерода, и использования отношения Hv-ave/Hv-М*.
Hv-M*=290+1300С.
В то время как приемлемый диапазон Hv-ave/Hv-M* составляет от 0,75 до 0,90, предпочтительный нижний предел равен 0,80.
Твердость магистральной трубы Hv-ave представляет собой среднее от твердости, измеряемой при применении нагрузки 10 кгс с интервалами 1 мм по толщине магистральной трубы в ее продольном сечении.
Сверхвысокопрочная магистральная труба, изготовленная из стального листа, состоящего в основном из вырожденного верхнего бейнита, согласно настоящему изобретению, также имеет прекрасную низкотемпературную ударную вязкость, такую же, как и названный стальной лист. Ударная вязкость с V-образным надрезом по Шарпи у магистральной трубы при -20°С равна 200 Дж или выше.
Сверхвысокопрочная магистральная труба согласно настоящему изобретению, изготовленная из стального листа, прочность на осевое растяжение которой (TS-Lp) не превышает 0,95 от прочности на поперечное растяжение (TS-Tp), может иметь прочность на осевое растяжение (TS-L), как и указанный стальной лист, не превышающую 0,95 от ее прочности на тангенциальное растяжение (TS-C).
Хотя и желательно, чтобы TS-L была как можно меньше TS-C, в действительности затруднительно сделать TS-L не выше, чем 0,9 от TS-C.
Ниже объясняется причина того, почему составляющие элементы сверхвысокопрочного стального листа и магистральной трубы согласно настоящему изобретению имеют ограничения. Используемый в описании символ % означает мас.%.
С ограничивается пределами 0,03 и 0,07%. Поскольку С очень эффективен в отношении повышения прочности стали, уже содержание, равное С 0,03%, должно довести прочность стального листа и магистральной трубы до запланированного диапазона значений настоящего изобретения.
Однако, поскольку слишком много С значительно ухудшает низкотемпературную ударную вязкость и пригодность базового металла и околошовной зоны (HAZ) для монтажной сварки, установлен верхний предел, равный 0,07%. Предпочтительный верхний предел содержания С составляет 0,06%.
Si добавляют для раскисления и повышения прочности. Однако, поскольку избыточное добавление Si значительно ухудшает ударную вязкость околошовной зоны и пригодность к монтажной сварке, установлен верхний предел, равный 0,6%. Поскольку сталь в достаточной степени раскисляется добавками Al и Ti, добавление Si не является обязательным.
Mn является необходимым элементом для получения микроструктуры сталей согласно настоящему изобретению, состоящей в основном из вырожденного верхнего бейнита и сохраняющей равновесие между высокой прочностью и прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью. Необходимая добавка составляет не менее чем 1,5%.
Однако слишком большая добавка Mn усиливает отверждаемость стали, ухудшая тем самым ударную вязкость околошовной зоны и пригодность к монтажной сварке, и усиливает осевую ликвацию в непрерывно отливаемых слябах, ухудшая тем самым низкотемпературную ударную вязкость базового металла. Таким образом, верхний предел установлен равным 2,5%.
Содержание примесных элементов Р и S ограничивается, соответственно, значениями не более 0,015% и не более 0,003%. Это служит, прежде всего, для дальнейшего повышения низкотемпературной ударной вязкости базового металла и околошовной зоны.
Снижение содержания Р уменьшает осевую ликвацию в непрерывно отливаемых слябах и повышает низкотемпературную ударную вязкость благодаря предотвращению разлома по межзеренной границе. Снижение содержания S повышает пластичность и ударную вязкость благодаря снижению MnS, который расширяется в процессе горячей прокатки.
Целью добавления Мо является усиление прокаливаемости стали и получение желаемой микроструктуры, состоящей в основном из вырожденного верхнего бейнита. Добавление Мо дополнительно усиливает способствующий прокаливаемости эффект добавления В.
Совместное добавление Мо и Nb улучшает аустенитную структуру, ингибируя рекристаллизацию аустенита при регулируемой прокатке. Для обеспечения этого эффекта необходимо добавление по меньшей мере 0,15% Мо.
Однако, поскольку избыточное добавление Мо ухудшает ударную вязкость околошовной зоны и способность к сварке, а также нарушает эффект способствующего прокаливаемости добавления В, установлен верхний предел добавления, равный 0,60%.
Совместное добавление Nb с Мо не только улучшает и стабилизирует структуру вырожденного верхнего бейнита, ингибируя рекристаллизацию аустенита при регулируемой прокатке, но и упрочняет сталь, способствуя дисперсионному твердению и усилению прокаливаемости.
Совместное добавление Nb с В синергетически увеличивает эффект прокаливаемости. Добавление Nb в количестве 0,01% или более предотвращает чрезмерное размягчение околошовной зоны. Однако, поскольку слишком большая добавка Nb отрицательно влияет на ударную вязкость околошовной зоны и способность к сварке, установлен верхний предел добавления, равный 0,10%.
Ti фиксирует твердый раствор N, отрицательно влияющий на способствующий прокаливаемости эффект В, и является расчисляющим элементом. Когда содержание Al столь мало, что не превышает, в частности, 0,005%, Ti образует оксид, выполняет функцию зародыша для образования транскристаллического феррита и улучшает структуру околошовной зоны. Для обеспечения этих эффектов добавка Ti должна быть не меньшей 0,005%.
Тонкое выделение TiN препятствует укрупнению зерен аустенита при повторном нагреве сляба в околошовной зоне и улучшает микроструктуру, усиливая тем самым низкотемпературную ударную вязкость базового металла и околошовной зоны. Для обеспечения этого эффекта предпочтительно добавлять Ti в количестве большем 3,4N (мас.%).
Однако, поскольку слишком большие добавки Ti ухудшают низкотемпературную ударную вязкость в результате дисперсионного твердения TiC и укрупнения TiN, установлен верхний предел, равный 0,030%.
Все то, что обычно содержится в стали в качестве раскислителя, также проявляет улучшающее микроструктуру действие. Однако, т.к. неметаллические включения на основе Al возрастают и ухудшают способность стали к беспримесности, если добавка Al превышает 0,10%, верхний предел устанавливают равным 0,10%.
Предпочтительный верхний предел для добавления Al равен 0,06%. Если добавляемые Ti и Si производят достаточное раскисление, необходимость в добавлении Al отпадает.
Целью добавления Ni является повышение низкотемпературной ударной вязкости, прочности и прочих свойств низкоуглеродистых сталей согласно настоящему изобретению без ухудшения выполнимости монтажной сварки.
Добавление Ni менее желательно, чем добавление Mn, Cr и Мо, для образования упрочненной структуры, ослабляющей низкотемпературную ударную вязкость в прокатанной структуре, в частности в зоне осевой ликвации непрерывно отливаемых слябов. Было выяснено, что добавление Ni не менее 0,1% является эффективным для повышения ударной вязкости околошовной зоны.
Особенно эффективное количество добавляемого Ni для повышения ударной вязкости нагреваемой зоны составляет не менее 0,3%. Поскольку чрезмерные добавки Ni не только неэкономичны, но и ухудшают ударную вязкость околошовной зоны и способность к сварке, верхний предел устанавливают равным 1,5%.
Добавление Ni также эффективно для предотвращения медного растрескивания при непрерывной отливке и горячей прокатке. Предпочтительно, чтобы количество добавляемого Ni было не меньше, чем одна треть от количества Cu.
Цель добавления одного или более из В, N, V, Cu, Cr, Са, РЗМ (редкоземельные металлы) и Mg будет описана ниже. Основной целью добавления одного или более из указанных элементов в дополнение к базовым составляющим является дополнительное повышение прочности и ударной вязкости, а также расширение диапазона пригодных для производства размеров без ухудшения прекрасных характеристик сталей согласно настоящему изобретению.
В является высокоэффективным элементом при получении микроструктуры, состоящей в основном из вырожденного верхнего бейнита, поскольку небольшие добавки его резко повышают прокаливаемость стали.
Наряду с этим В усиливает повышающий прокаливаемость эффект Мо и синергетически повышает прокаливаемость в случае его присутствия вместе с Nb. Поскольку, однако, чрезмерные добавки В не только ухудшают низкотемпературную ударную вязкость, но также снижают повышающий прокаливаемость эффект В, верхний предел добавления устанавливают равным 0,0025%.
N ингибирует укрупнение аустенитных зерен при повторном нагревании сляба и в околошовных зонах при образовании TiN, а также повышает низкотемпературную ударную вязкость базового металла и околошовных зон. Чтобы получить такой эффект, желательно добавлять N в количестве не менее 0,001%.
Однако, поскольку слишком большее количество N ухудшает повышающий закаливаемость эффект добавления В из-за образования на поверхности сляба дефектов и ухудшения ударной вязкости околошовных зон вследствие образования растворимого N, предпочтительно установить верхний предел добавления N равным 0,006%.
V проявляет в значительной степени близкий, но не такой сильный эффект, как Nb. Тем не менее, добавление V к сверхвысокопрочной стали является эффективным, а совместное добавление Nb и V еще больше усиливает прекрасные характеристики сталей согласно настоящему изобретению. Хотя приемлемый верхний предел равен 0,10% с точки зрения ударной вязкости околошовной зоны и способности к монтажной сварке, в особенности предпочтителен диапазон от 0,03 до 0,08%.
Cu и Cr повышают прочность базового металла и околошовной зоны, но их избыток значительно ухудшает ударную вязкость околошовной зоны и способность к сварке. По этой причине предпочтительно установить верхний предел добавления Cu и Cr равным 1,0% для каждого.
Са и РЗМ повышают низкотемпературную ударную вязкость, регулируя форму сульфидов, в частности MnS. Однако добавление Са свыше 0,01% или РЗМ свыше 0,02% приводит к образованию больших количеств CaO-CaS или РЗМ-CaS, которые образуют большие кластеры и включения, которые, в свою очередь, не только портят чистоту стали, но и плохо влияют на ее способность к монтажной сварке.
По этой причине верхний предел добавления Са устанавливают равным 0,01% или, преимущественно, 0,006%, а верхний предел для РЗМ равным 0,02%.
Для сверхвысокопрочной магистральной трубы весьма эффективно также поддерживать содержание S и О ниже 0,001% и 0,002%, соответственно, а значение ESSP=(Ca)[1-124(O)]/1,25S в пределах 0,5≤ESSP≤10,0.
Mg образует тонкодисперсные оксиды и повышает низкотемпературную ударную вязкость, замедляя укрупнение зерна в околошовной зоне. Добавление Mg сверх 0,006% приводит к образованию крупных оксидов и ухудшает ударную вязкость.
Кроме указанных выше ограничений добавок отдельных элементов необходимо поддерживать значение Р, представляющее собой показатель прокаливаемости в пределах 2,5≤Р≤4,0. Это необходимо для обеспечения баланса между прочностью и низкотемпературной ударной вязкостью, который необходим для сверхвысокопрочных стального листа и магистральной трубы согласно настоящему изобретению.
Причиной установления нижнего предела значения Р равным 2,5 является получение прекрасной низкотемпературной ударной вязкости при сохранении прочности на тангенциальное растяжение равным 900 МПа или выше. Причиной установления верхнего предела значения Р равным 4,0 является поддержание прекрасной ударной вязкости околошовных зон и способности к монтажной сварке.
Значение Р может быть получено из следующего уравнения, включающего количества отдельных добавленных элементов (мас.%):
Р=2,7С+0,4Si+Mn+0,8Cr+0,45(Ni+Cu)+(1+β)Мо-1+β,
где β=1, когда В≥3 ч/млн, и β=0, когда В<3 ч/млн.
Если добавлено менее 3 ч/млн В, значение Р получают из следующего уравнения:
Р=2,7С+0,4Si+Mn+0,8Cr+0,45(Ni+Cu)+Мо-1.
Если добавлено не менее 3 ч/млн В, значение Р получают из следующего уравнения:
Р=2,7С+0,4Si+Mn+0,8Cr+0,45(Ni+Cu)+2Мо.
Для изготовления стального листа, имеющего микроструктуру, состоящую в основном из вырожденного верхнего бейнита, необходимо выдерживать в соответствующих пределах не только состав стали, но и условия ее получения.
Прежде всего, непрерывно отливаемый сляб подвергают горячей обработке в зоне температуры рекристаллизации, и рекристаллизованные зерна превращаются в аустенитные зерна, выравниваемые в направлении прокатки в нерекристаллизационной области. Прокатка в нерекристаллизационной области представляет собой горячую прокатку, производимую в диапазоне нерекристаллизационных и аустенитных температур, который лежит ниже температуры рекристаллизации и выше температуры, при которой начинается трансформация феррита при охлаждении, т.е. в нерекристаллизационной температурной области.
Далее, полученный стальной лист охлаждают от аустенитной области при соответствующей скорости охлаждения, которая выше скорости, при которой образуется крупный гранулярный бейнит, и ниже скорости, при которой образуются нижний бейнит и мартенсит.
Сляб, изготовленный непрерывной отливкой или первичной прокаткой, нагревают до температуры от 1000 до 1250°С. Если температура ниже 1000°С, добавленные элементы не образуют необходимых твердых растворов и отлитые структуры не являются в достаточной степени чистыми. Если температура выше 1250°С, происходит укрупнение кристаллических зерен.
Нагретый сляб подвергают черновой прокатке в зоне температуры рекристаллизации, которая не выше температуры нагрева и выше 900°С. Цель этой черновой прокатки - сделать кристаллы как можно более тонкими перед последующей прокаткой в нерекристаллизационной области.
Вслед за черновой прокаткой проводят прокатку в нерекристаллизационной области с суммарной степенью обжатия прокатки не менее 75% в области нерекристаллизационных температур не выше 900°С и аустенитной области не ниже 700°С. Так как стали согласно настоящему изобретению содержат много Nb и других легирующих элементов, температуры не выше 900°С лежат в нерекристаллизационной области. Прокатку в нерекристаллизационной области следует заканчивать при 700°С или выше в аустенитной области.
Для того чтобы сделать прочность стального листа на поперечное растяжение TS-Tp выше прочности на осевое растяжение TS-Lp, так чтобы в конечном итого прочность магистральной трубы на тангенциальное растяжение TS-C была выше ее прочности на осевое растяжение TS-L, необходимо увеличить процент удлинения кристаллических зерен в направлении прокатки.
Для того чтобы сделать TS-Lp стального листа не выше 0,95 TS-Tp и TS-L магистральной трубы не выше 0,95 TS-C, предпочтительно иметь суммарную степень обжатия прокатки не выше 80%.
Далее, стальной лист охлаждают от аустенитной области при 700°С или выше до 500°С или ниже при скорости охлаждения в центре толщины листа от 1 до 10°С/с.
Если скорость охлаждения в центре толщины стального листа превышает 10°С/с, поверхностная область стального листа становится нижним бейнитом. Если скорость охлаждения становится равной 20°С или выше, нижним бейнитом становится все поперечное сечение стального листа.
Если скорость охлаждения ниже 1°С/с, стальной лист становится гранулярным бейнитом и утрачивает ударную вязкость. Если скорость охлаждения слишком велика или слишком мала, TS-Lp стального листа становится менее 0,95 TS-Tp, a TS-L магистральной трубы не становится ниже 0,95 TS-C.
Считается, что причина разницы между TS-Lp и TS-Tp стального листа и разницы между TS-L и TS-C в магистральной трубе лежит главным образом в прокатке в нерекристаллизационной области. Поэтому трудно получить TS-Lp стального листа ниже 0,90 TS-Tp и TS-L магистральной трубы ниже 0,90 TS-C.
Необходимо, кроме того, установить нижний предел температурного диапазона, в котором регулируется скорость охлаждения, не выше температуры 500°С, при которой заканчивается превращение аустенита в вырожденный верхний бейнит или преимущественно от 300 до 450°С.
Стальную трубу изготовляют формованием полученного как описано выше стального листа в трубчатую форму таким образом, чтобы направление прокатки совпадало с продольным направлением трубы, после чего производят сварку между собой краев трубы.
Магистральные трубы согласно настоящему изобретению обычно имеют диаметр от 450 до 1500 мм и толщину стенки от 10 до 40 мм. Общепринятый способ эффективного производства стальных труб с размерами в указанных выше пределах включает UO-процесс, в котором стальной лист формуют вначале в форме U и затем в форме О, сварку кромок прихваточным швом, дуговую сварку под флюсом как изнутри, так и снаружи и затем расширение (экспандирование) с целью повышения степени округлости.
Для повышения степени округлости путем расширения магистральная труба должна быть деформирована в пластическую область. В случае сверхвысокопрочной магистральной трубы согласно настоящему изобретению степень расширения составляет величину преимущественно не менее чем приблизительно 0,7%.
Степень расширения определяется как Степень расширения=(Окружность после расширения-Окружность до расширения)/Окружность до расширения.
Если степень расширения превышает 2%, ударная вязкость базового металла и сварного шва существенно ухудшается в результате пластической деформации. Отсюда следует, что предпочтительно выдерживать степень расширения в пределах от 0,7 до 2,0%.
Пример
Стальные листы были изготовлены из сталей, имеющих химические составы, представленные в таблице 1, стали получали с использованием 300-тонного кислородного конвертера. Осуществляли непрерывную отливку стали в слябы, повторный нагрев слябов до 1100°С, прокатку в рекристаллизационной области, уменьшение толщины до 18 мм путем применения регулируемой прокатки с суммарной степенью обжатия прокатки 80% при температуре от 900 до 750°С и охлаждение водой со скоростью от 1 до 10°С/с в центре толщины листа таким образом, чтобы охлаждение заканчивалось между 300 и 500°С.
Стальные листы были сформованы в трубчатую форму с использованием UO-процесса и кромки подвергнуты сварке прихватным швом и затем дуговой сварке под флюсом. Сваренные трубы были расширены на 1% до труб с наружным диаметром 965 мм. Дуговая сварка под флюсом проводилась с использованием по одной проходке как внутри, так и снаружи с помощью трех электродов при скорости 1,5 м/мин и затрате тепла 2,8 Дж/мм.
Образцы для испытаний брали от изготовленных таким образом стальных пластин и труб и подвергали тестам на растяжение и ударную вязкость по Шарпи. Тесты на растяжение проводились в соответствии с API 5L. Образцы во всю толщину брали параллельно длине и ширине стальных листов и длине стальных труб, после чего подвергали тестам на растяжение.
Для тестов на растяжение в тангенциальном направлении отбирали подвергнутые дуговой сварке под флюсом полоски во всю толщину, которые выравнивали с помощью прессования, получая полосовые образцы во всю толщину. Образцы подвергали тестам на растяжение, в которых определяли предел текучести как 0,2%-ный условный предел текучести.
Тесты на ударную вязкость по Шарпи проводились при -30°С с использованием полноразмерных испытуемых образцов с 2-мм V-образным надрезом, длина которых соответствует ширине стальных листов и окружности стальных труб. Если значение ударной вязкости по Шарпи, равно не менее 200 Дж при -30°С, то значения ударной вязкости по Шарпи равные 200 Дж или выше, достижимы при -20°С.
В таблице 2 приведены условия производства и свойства стальных листов, а в таблице 3 приведены свойства стальных труб.
Стальные листы и трубы примеров 1-8, изготовленные с использованием сталей от А до Е с химическим составом при условиях, предусмотренных настоящим изобретением, обладают прочностью в заданных пределах и высокой низкотемпературной ударной вязкостью.
Хотя стальной лист и труба примера 9, испытанные в целях сравнения, были выполнены из стали D, химический состав которой лежит в диапазоне настоящего изобретения, но при скорости охлаждения, более высокой по сравнению с диапазоном настоящего изобретения, значения Hv-ave/Hv-M и Hv-ave/Hv-M* находятся вне рамок настоящего изобретения. Хотя стальной лист и труба примера 10, испытанные в целях сравнения, были выполнены из стали С, химический состав которой лежит в диапазоне настоящего изобретения, но при скорости охлаждения, более низкой по сравнению с диапазоном настоящего изобретения, значения TS-Tp и TS-C находятся вне рамок настоящего изобретения.
Пример 11 был испытан в целях сравнения, будучи выполненным из стали G с высоким содержанием углерода и без добавки никеля, и обладает низкой низкотемпературной ударной вязкостью.
Таблица 1
Сталь С Si Mn Р S Ni Мо Nb Ti Al N В V Cu Cr Проч. Знач. Р Примечания
А 0,058 0,09 1,95 0,012 0,001 0,36 0,35 0,021 0,012 0,024 0,0027 0,0014     0,28   3,2 Примеры настоящего изобретения
В 0,052 0,25 1,65 0,007 0,001 1,20 0,47 0,028 0,015 0,003 0,0036     0,79 0,81 Са: 0,004 2,9
С 0,036 0,11 1,78 0,005 0,001 0,85 0,45 0,012 0,014 0,033 0,0024 0,0009 0,063       3,2
D 0,046 0,28 2,03 0,008 0,002 0,37 0,52 0,033 0,018 0,018 0,0041   0,052 0,40 0,65 Mg: 0,0008 2,7
Е 0,055 0,06 2,41 0,011 0,001   0,55 0,018 0,015 0,037 0,0039       0,78   2,8
F 0,049 0,15 2,28 0,006 0,001   0,38 0,015 0,016 0,022 0,0038 0,0011         3,2
G 0,10 0,47 2,00 0,011 0,001   0,14 0,036 0,017 0,026 0,0030 0,0013         2,7 Примеры сравнения
Пробелы в таблице указывают на то, что значения лежат ниже определяемого предела.
Подчеркнутые значения в таблице лежат вне рамок, соответствующих настоящему изобретению
Таблица 2
Пример № Сталь Скорость охлаждения, °С/с Температура прекращения охлаждения, °C Свойства стальных листов Примечания
Hv-ave Hv-ave/Hv-M Микроструктура TS-Lp МПа TS-Tp МПа YS-Lp МПа TS-Lp/ TS-Lp TS-Lp/ TS-Tp vE-30 Дж
1 А 8 370 304 0,88 Вырожденный верхний бейнит 941 991 743 0,79 0,95 241 Примеры настоящего изобретения
2 А 2 410 279 0,81 Вырожденный верхний бейнит 864 919 665 0,77 0,94 212
3 В 5 380 291 0,86 Вырожденный верхний бейнит 900 957 702 0,78 0,94 263
4 С 5 310 282 0,89 Вырожденный верхний бейнит 872 938 663 0,76 0,93 290
5 С 5 450 273 0,86 Вырожденный верхний бейнит 845 889 625 0,74 0,95 278
6 D 5 400 270 0,82 Вырожденный верхний бейнит 839 902 629 0,75 0,93 275
7 Е 8 360 301 0,88 Вырожденный верхний бейнит 953 993 762 0,80 0,96 212
8 F 5 390 275 0,82 Вырожденный верхний бейнит 834 901 634 0,76 0,93 222
9 D 30 390 330 1,00 Нижний бейнит 1018 1060 865 0,85 0,96 276 Примеры сравнения
10 С 0,5 350 242 0,76 Гранулярный бейнит 756 822 552 0,73 0,92 114
11 G 5 370 299 0,75 Вырожденный верхний бейнит 949 997 740 0,78 0,95 129
Подчеркнутые значения в таблице лежат вне рамок, соответствующих настоящему изобретению.
Таблица 3
Пример
№		 Сталь Свойства стальных листов Примечания
Hv-ave Hv-ave/Hv-M Hv-ave/Hv-M* Микроструктура TS-L МПа TS-C МПа YS-L МПа TS-L/ TS-C vE-30 Дж
1 А 322 0,93 0,88 Вырожденный верхний бейнит 961 1012 912 0,95 237 Примеры настоящего изобретения
2 А 300 0,87 0,82 Вырожденный верхний бейнит 868 943 812 0,92 205
3 В 304 0,9 0,85 Вырожденный верхний бейнит 924 983 878 0,94 255
4 С 293 0,92 0,87 Вырожденный верхний бейнит 897 964 842 0,93 271
5 С 294 0,95 0,87 Вырожденный верхний бейнит 838 921 786 0,91 274
6 D 287 0,87 0,82 Вырожденный верхний бейнит 862 927 810 0,93 269
7 Е 322 0,94 0,89 Вырожденный верхний бейнит 977 1018 890 0,96 192
8 F 287 0,86 0,81 Вырожденный верхний бейнит 866 931 805 0,93 228
9 D 390 1,18 0,99 Нижний бейнит 1062 1095 1030 0,97 275 Примеры сравнения
10 С 253 0,79 0,75 Гранулярный бейнит 764 840 711 0,91 106
11 G 312 0,78 0,74 Вырожденный верхний бейнит 964 1026 915 0,94 121
Подчеркнутые значения в таблице лежат вне рамок, соответствующих настоящему изобретению.
Настоящее изобретение предлагает сверхвысокопрочные магистральные трубы, обладающие прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью в монтажных швах и прекрасной осевой стойкостью, применимые для трубопроводов в несплошной тундре и других регионах, где грунт совершает сезонное смещение, и способы производства таких труб. Благодаря этому изобретение представляет значительный вклад в промышленность.

Claims (34)

1. Стальной лист для сверхвысокопрочной магистральной трубы, обладающий прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, полученный из стали, содержащей углерод, кремний, марганец, фосфор, серу, молибден, ниобий, титан, алюминий и один или более элементов из группы, содержащей никель, бор, ванадий, медь, хром, кальций, редкоземельный металл (РЗМ), магний и имеющий показатель прокаливаемости Р в пределах от 2,5 до 4,0, отличающийся тем, что сталь содержит компоненты в следующем соотношении, мас.%:
углерод от 0,03 до 0,07 кремний не более 0,6 марганец от 1,5 до 2,5 фосфор не более 0,015 сера не более 0,003 молибден от 0,15 до 0,60 ниобий от 0,01 до 0,10 титан от 0,005 до 0,030 алюминий не более 0,10
и один или более элементов из группы:
никель от 0,1 до 1,5 бор менее 3 ч./млн ванадий не более 0,10 медь не более 1,0 хром не более 1,0 кальций не более 0,01 РЗМ не более 0,02 магний не более 0,006 железо и   неизбежные примеси остальное,
при этом лист имеет отношение (Hv-avep)/(Hv-M*): средней твердости - Hv-avep по Виккерсу в направлении толщины к твердости мартенсита - Hv-M*, определяемой содержанием углерода, составляющее от 0,8 до 0,9, прочность на поперечное растяжение, составляющую от 880 до 1080 МПа, а Р и Hv-M* определяют из выражений, соответственно:
P=2,7C+0,4Si+Mn+0,8Cr+0,45(Ni+Cu)+(1+β)Mo-1+β, где β=0,
Hv-M*=270+1300C,
где С - углерод, мас.%.
2. Стальной лист по п.1, отличающийся тем, что сталь дополнительно содержит азот от 0,001 до 0,006 мас.%.
3. Стальной лист по п.2, отличающийся тем, что он получен из стали при выполнении соотношения компонентов в ней, мас.%: Ti-3,4N>0.
4. Стальной лист по любому из пп.1-3, отличающийся тем, что он имеет ударную вязкость с V-образным надрезом по Шарпи при -20°С не ниже 200 Дж.
5. Стальной лист по п.1, отличающийся тем, что он имеет прочность на осевое растяжение TS-Lp, составляющую не более 0,95 от прочности на поперечное растяжение TS-Tp.
6. Стальной лист по п.1, отличающийся тем, что отношение (YS-Lp)/(TS-Lp) является отношением 0,2%-ного условного предела текучести (YS-Lp) в направлении прокатки к пределу прочности на растяжение (TS-Lp) в направлении прокатки и составляет не более 0,8.
7. Стальной лист для сверхвысокопрочной магистральной трубы, обладающий прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, полученный из стали, содержащей углерод, кремний, марганец, фосфор, серу, молибден, ниобий, титан, алюминий, бор и один или более элементов из группы, содержащей никель, ванадий, медь, хром, кальций, РЗМ, магний, и имеющий показатель прокаливаемости Р в пределах от 2,5 до 4,0, отличающийся тем, что сталь содержит компоненты в следующем соотношении, мас.%:
углерод от 0,03 до 0,07 кремний не более 0,6 марганец от 1,5 до 2,5 фосфор не более 0,015 сера не более 0,003 молибден от 0,15 до 0,60 ниобий от 0,01 до 0,10 титан от 0,005 до 0,030 алюминий не более 0,10 бор от 3 ч./млн до 0,0025 мас.%
и один или более элементов из группы:
никель от 0,1 до 1,5 ванадий не более 0,10 медь не более 1,0 хром не более 1,0 кальций не более 0,01 РЗМ не более 0,02 магний не более 0,006 железо и   неизбежные примеси остальное,
при этом лист имеет отношение (Hv-avep)/(Hv-M*): средней твердости - (Hv-avep) по Виккерсу в направлении толщины к твердости мартенсита - (Hv-M*), определяемой содержанием углерода, составляющее от 0,8 до 0,9, прочность на поперечное растяжение TS-Tp, составляющую от 880 до 1080 МПа, а Р и (Hv-M*) определяют из выражений, соответственно:
P=2,7C+0,4Si+Mn+0,8Cr+0,45(Ni+Cu)+(1+β)Mo-1+β, где β=1,
Hv-М*=270+1300С,
где С - углерод, мас.%.
8. Стальной лист по п.7, отличающийся тем, что сталь дополнительно содержит азот от 0,001 до 0,006 мас.%.
9. Стальной лист по п.8, отличающийся тем, что он получен из стали при выполнении соотношения компонентов в ней, мас.%: Ti-3,4N>0.
10. Стальной лист по любому из пп.7-9, отличающийся тем, что он имеет ударную вязкость с V-образным надрезом по Шарли при -20°С не ниже 200 Дж.
11. Стальной лист по п.7, отличающийся тем, что он имеет прочность на осевое растяжение в направлении прокатки TS-Lp, составляющую не более 0,95 от прочности на поперечное растяжение TS-Tp.
12. Стальной лист по п.7, отличающийся тем, что отношение (YS-Lp)/(TS-Lp) является отношением 0,2%-ного условного предела текучести (YS-Lp) в направлении прокатки к пределу прочности на осевое растяжение (TS-Lp) в направлении прокатки и составляет не более 0,8.
13. Сверхвысокопрочная магистральная труба, обладающая прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, получаемая шовной сваркой стального листа, состоящего из стали, содержащей углерод, кремний, марганец, фосфор, серу, молибден, ниобий, титан, алюминий и один или более элементов из группы, содержащей бор, азот, никель, ванадий, медь, хром, кальций, РЗМ, магний, и имеющего показатель прокаливаемое Р в пределах от 2,5 до 4,0, отличающаяся тем, что труба получена из стального листа, содержащего компоненты в следующем соотношении, мас.%:
углерод от 0,03 до 0,07 кремний не более 0,6 марганец от 1,5 до 2,5 фосфор не более 0,015 сера не более 0,003 никель от 0,1 до 1,5 молибден от 0,15 до 0,60 ниобий от 0,01 до 0,10 титан от 0,005 до 0,030 алюминий не более 0,06
и один или более элементов из группы:
бор не более 0,0025 азот от 0,001 до 0,006 ванадий не более 0,10 медь не более 1,0 хром не более 1,0 кальций не более 0,01 РЗМ не более 0,02 магний не более 0,006 железо и   неизбежные примеси остальное,
при этом труба имеет отношение (Hv-avep)/(Hv-M*): между средней твердостью по Виккерсу (Hv-avep) в направлении толщины базового металла и мартенситной твердостью (Hv-M*), определяемой содержанием углерода, составляющее от 0,8 до 0,9, прочность на тангенциальное растяжение (TS-C), составляющую от 900 до 1100 МПа, а Р и (Hv-M*) определяют из выражений, соответственно:
P=2,7C+0,4Si+Mn+0,8Cr+0,45(Ni+Cu)+(1+β)Мо-1+β,
где β=1, при В≥3 ч./млн, и β=0, при В<3 ч./млн и
(Hv-M*)=270+1300C, где:
где С - углерод, мас.%
14. Сверхвысокопрочная магистральная труба по п.13, отличающаяся тем, что она имеет ударную вязкость с V-образным надрезом по Шарпи при -20°С не ниже 200 Дж.
15. Сверхвысокопрочная магистральная труба по п.13, отличающаяся тем, что прочность на растяжение в продольном направлении трубы составляет не более 0,95 от прочности на растяжение в ее тангенциальном направлении.
16. Сверхвысокопрочная магистральная труба, обладающая прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, получаемая шовной сваркой стального листа, состоящего из стали, содержащей углерод, кремний, марганец, фосфор, серу, молибден, ниобий, титан, алюминий и один или более элементов из группы, содержащей никель, бор, ванадий, медь, хром, кальций, РЗМ, магний и имеющая показатель прокаливаемости Р в пределах от 2,5 до 4,0, отличающаяся тем, что труба получена из стального листа, изготовленного из стали, содержащей компоненты в следующем соотношении, мас.%:
углерод от 0,03 до 0,07 кремний не более 0,6 марганец от 1,5 до 2,5 фосфор не более 0,015 сера не более 0,003 молибден от 0,15 до 0,60 ниобий от 0,01 до 0,10 титан от 0,005 до 0,030 алюминий не более 0,10
и один или более элементов из группы:
никель от 0,1 до 1,5 бор менее 3 ч./млн ванадий не более 0,10 медь не более 1,0 хром не более 1,0 кальций не более 0,01 РЗМ не более 0,02 магний не более 0,006 железо и   неизбежные примеси остальное,
при этом труба имеет отношение (Hv-avep)/(Hv-M*): между средней твердостью по Виккерсу (Hv-avep) в направлении толщины базового металла и мартенситной твердостью (Hv-M*), определяемой содержанием углерода, составляющее от 0,75 до 0,9, а прочность на тангенциальное растяжение составляет от 900 до 1100 МПа, а Р и (Hv-M*) определяют из выражений соответственно:
P=2,7C+0,4Si+Mn+0,8Cr+0,45(Ni+Cu)+(1+β)Mo-1+β, где β=0,
(Hv-M*)=290+1300C,
где С - углерод, мас.%
17. Сверхвысокопрочная магистральная труба по п.16, отличающаяся тем, что сталь дополнительно содержит азот от 0,001 до 0,006 мас.%.
18. Сверхвысокопрочная магистральная труба по п.17, отличающаяся тем, что она получена из стали при выполнении соотношения компонентов в ней, мас.%: Ti-3,4N>0.
19. Сверхвысокопрочная магистральная труба по любому из пп.16-18, отличающаяся тем, что она имеет ударную вязкость с V-образным надрезом по Шарли при -20°С не ниже 200 Дж.
20. Сверхвысокопрочная магистральная труба по п.16, отличающаяся тем, что прочность на растяжение в продольном направлении трубы составляет не более 0,95 от прочности на растяжение в ее тангенциальном направлении.
21. Сверхвысокопрочная магистральная труба, обладающая прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, получаемая шовной сваркой стального листа, состоящего из стали, содержащей углерод, кремний, марганец, фосфор, серу, молибден, ниобий, титан, алюминий, бор и один или более элементов из группы, содержащей никель, ванадий, медь, хром, кальций, РЗМ, магний, и имеющая показатель прокаливаемости Р в пределах от 2,5 до 4,0, отличающаяся тем, что получают трубу из стального листа, изготовленного из стали, содержащей компоненты в следующем соотношении, мас.%:
углерод от 0,03 до 0,07 кремний не более 0,6 марганец от 1,5 до 2,5 фосфор не более 0,015 сера не более 0,003 молибден от 0,15 до 0,60 ниобий от 0,01 до 0,10 титан от 0,005 до 0,030 алюминий не более 0,10 бор от 3 ч./млн до 0,0025 мас.%
и один или более элементов из группы:
никель от 0,1 до 1,5 ванадий не более 0,10 медь не более 1,0 хром не более 1,0 кальций не более 0,01 РЗМ не более 0,02 магний не более 0,006 железо и   неизбежные примеси остальное,
при этом труба имеет отношение (Hv-avep)/(Hv-M*): между средней твердостью по Виккерсу (Hv-avep) в направлении толщины базового металла и мартенситной твердостью (Hv-M*), определяемой содержанием углерода, составляющее от 0,75 до 0,9, прочность на тангенциальное растяжение, составляющую от 900 до 1100 МПа, а Р и (Hv-M*) определяют из выражений соответственно:
P=2,7C+0,4Si+Mn+0,8Cr+0,45(Ni+Cu)+(1+β)Mo-1+β, где β=1,
(Hv-M*)=290+1300C,
где С - углерод, мас.%.
22. Сверхвысокопрочная магистральная труба по п.21, отличающаяся тем, что сталь дополнительно содержит азот от 0,001 до 0,006 мас.%.
23 Сверхвысокопрочная магистральная труба по п.22, отличающаяся тем, что она получена из стали при выполнении соотношения компонентов в ней, мас.%: Ti-3,4N>0.
24. Сверхвысокопрочная магистральная труба по любому из пп.21-23, отличающаяся тем, что она имеет ударную вязкость с V-образным надрезом по Шарпи при -20°С не ниже 200 Дж.
25. Сверхвысокопрочная магистральная труба по п.21, отличающаяся тем, что прочность на растяжение в продольном направлении трубы составляет не более 0,95 от прочности на растяжение в ее тангенциальном направлении.
26. Способ изготовления стального листа для сверхвысокопрочной магистральной трубы, обладающего прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, включающий получение сляба, нагрев сляба, прокатку и охлаждение, отличающийся тем, что сляб получают из стали, содержащей компоненты в соотношении по п.1, нагрев ведут до 1000-1250°С, проводят черновую прокатку в области температуры рекристаллизации, прокатку в нерекристаллизационной аустенитной области при 900°С или ниже при суммарной степени обжатия прокатки не менее 75% и затем охлаждают из аустенитной области со скоростью от 1 до 10°С/с до получения в центре толщины листа температуры 500°С или ниже.
27. Способ изготовления стального листа по п.26, отличающийся тем, что сляб получен из стали, дополнительно содержащей азот в количестве от 0,001 до 0,006 мас.%.
28. Способ изготовления стального листа по п.27, отличающийся тем, что сляб получен из стали, содержащей компоненты при выполнении в ней соотношения, мас.%: Ti-3,4N>0.
29. Способ изготовления стального листа для сверхвысокопрочной магистральной трубы, обладающего прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, включающий получение сляба, нагрев сляба, прокатку и охлаждение, отличающийся тем, что сляб получают из стали, содержащей компоненты в соотношении по п.7, нагрев ведут до 1000-1250°С, проводят черновую прокатку в области температуры рекристаллизации, прокатку в нерекристаллизационной аустенитной области при 900°С или ниже при суммарной степени обжатия прокатки не менее 75% и затем охлаждают из аустенитной области со скоростью от 1 до 10°С/с до получения в центре толщины листа температуры 500°С или ниже.
30. Способ изготовления стального листа по п.29, отличающийся тем, что сляб получен из стали, дополнительно содержащей азот в количестве от 0,001 до 0,006 мас.%.
31. Способ изготовления стального листа по п.30, отличающийся тем, что сляб получен из стали, содержащей компоненты при выполнении в ней соотношения, мас.%: Ti-3,4N>0.
32. Способ производства сверхвысокопрочной магистральной трубы, обладающей прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, включающий формовку стального листа, отличающийся тем, что осуществляют формовку листа, изготовленного способом по любому из пп.26-31, в трубчатую форму при совпадении направления прокатки стального листа с продольным направлением трубы, а затем производят шовную сварку краев трубы.
33. Способ производства сверхвысокопрочной магистральной трубы, обладающей прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, включающий формовку стального листа, отличающийся тем, что осуществляют формовку листа, изготовленного по любому из пп.26-31, в трубчатую форму с помощью UO-процесса при совпадении направления прокатки стального листа с продольным направлением производимой трубы, затем проводят сварку краев трубы с использованием дуговой сварки под флюсом с внутренней и внешней сторон и расширение сваренной трубы.
34. Способ производства сверхвысокопрочной магистральной трубы, обладающей прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, включающий получение сляба, нагрев сляба, горячую прокатку стального листа, охлаждение, формовку трубы из стального листа, имеющего показатель прокаливаемое Р в пределах от 2,5 до 4,0, отличающийся тем, что стальной лист содержит, мас.%:
углерод от 0,03 до 0,07 кремний не более 0,6 марганец от 1,5 до 2,5 фосфор не более 0,015 сера не более 0,003 никель от 0,1 до 1,5 молибден от 0,15 до 0,60 ниобий от 0,01 до 0,10 титан от 0,005 до 0,030 алюминий не более 0,06
один или более элементов из группы:
бор не более 0,0025 азот от 0,001 до 0,006 ванадий не более 0,10 медь не более 1,0 хром не более 1,0 кальций не более 0,01 РЗМ не более 0,02 магний не более 0,006 железо и   неизбежные примеси остальное,
прокаливаемость Р определяют из выражения:
P=2,7C+0,4S1+Mn+0,8Cr+0,45(Ni+Cu)+(1+β)Mo-1+β,
где β=1, при В≥3 ч./млн, и β=0, при В<3 ч./млн,
при этом нагрев сляба ведут до 1000-1250°С, проводят черновую прокатку в области температуры рекристаллизации, затем прокатку в нерекристаллизационной аустенитной области при 900°С или ниже при суммарной степени обжатия прокатки не менее 75% и осуществляют быстрое охлаждение из аустенитной области со скоростью от 1 до 10°С/с до получения в центре толщины листа температуры 500°С или ниже, формование листа в форму трубы при совпадении направления прокатки стального листа с продольным направлением трубы, а затем производят сварку краев трубы.
35. Способ производства сверхвысокопрочной магистральной трубы по п.34, отличающийся тем, что осуществляют формовку листа в трубчатую форму с помощью UO-процесса при совпадении направления прокатки стального листа с продольным направлением производимой трубы, затем проводят сварку краев трубы с использованием дуговой сварки под флюсом с внутренней и внешней сторон и расширение сваренной трубы.
RU2006126090/02A 2003-12-19 2004-12-17 Стальные листы для сверхвысокопрочных магистральных труб и сверхвысокопрочные магистральные трубы, обладающие прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, и способы их изготовления RU2331698C2 (ru)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2003423329 2003-12-19
JP2003-423329 2003-12-19

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2006126090A RU2006126090A (ru) 2008-01-27
RU2331698C2 true RU2331698C2 (ru) 2008-08-20

Family

ID=34708757

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2006126090/02A RU2331698C2 (ru) 2003-12-19 2004-12-17 Стальные листы для сверхвысокопрочных магистральных труб и сверхвысокопрочные магистральные трубы, обладающие прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, и способы их изготовления

Country Status (8)

Country Link
US (1) US7736447B2 (ru)
EP (1) EP1697553B1 (ru)
JP (1) JP4671959B2 (ru)
KR (3) KR20060114364A (ru)
CN (1) CN1894434B (ru)
CA (1) CA2550490C (ru)
RU (1) RU2331698C2 (ru)
WO (1) WO2005061749A2 (ru)

Cited By (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2456368C1 (ru) * 2011-02-08 2012-07-20 Российская Федерация, от имени которой выступает Министерство промышленности и торговли (Минпромторг России) Высокопрочная стойкая при динамическом воздействии сталь и способ производства листов из нее
RU2458996C1 (ru) * 2008-11-06 2012-08-20 Ниппон Стил Корпорейшн Способ получения толстолистовой стали и стальных труб для ультравысокопрочного трубопровода
RU2459875C1 (ru) * 2008-11-07 2012-08-27 Ниппон Стил Корпорейшн Способ получения толстолистовой стали и стальных труб для ультравысокопрочного трубопровода
RU2461636C1 (ru) * 2008-11-06 2012-09-20 Ниппон Стил Корпорейшн Способ получения толстолистовой стали и стальных труб для ультравысокопрочного трубопровода
RU2478133C1 (ru) * 2009-10-28 2013-03-27 Ниппон Стил Корпорейшн Стальной лист для производства магистральной трубы с превосходной прочностью и пластичностью и способ изготовления стального листа
RU2496906C2 (ru) * 2011-09-02 2013-10-27 Открытое акционерное общество "ОМК-Сталь" (ОАО "ОМК-Сталь") Низкоуглеродистая сталь и прокат из низкоуглеродистой стали повышенной стойкости к водородному растрескиванию и повышенной хладостойкости
RU2558029C1 (ru) * 2014-07-09 2015-07-27 Юлия Алексеевна Щепочкина Керамическая масса
RU2574924C1 (ru) * 2011-12-28 2016-02-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Высокопрочная стальная труба и высокопрочный стальной лист, обладающие превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, и способ изготовления стального листа
RU2600460C2 (ru) * 2012-06-28 2016-10-20 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Труба из высокоуглеродистой стали с превосходными обрабатываемостью в холодном состоянии, технологичностью и прокаливаемостью и способ ее изготовления
RU2605396C2 (ru) * 2012-04-09 2016-12-20 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Высокопрочные стальные трубы с низким отношением предела текучести к пределу прочности, сваренные электрической контакной сваркой, стальная полоса для труб, сваренных электрической контакной сваркой, и способы их изготовления
RU2612109C2 (ru) * 2015-04-27 2017-03-02 Открытое акционерное общество "Российский научно-исследовательский институт трубной промышленности" (ОАО "РосНИТИ") Стальной лист и его применение для трубы магистрального трубопровода
RU2618987C2 (ru) * 2012-06-28 2017-05-11 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Высокопрочная стальная труба, сваренная электросваркой сопротивлением, обладающая исключительной стойкостью к разупрочнению в течение продолжительного времени в интервалах промежуточных температур, и способ изготовления такой трубы
RU2623551C2 (ru) * 2012-03-29 2017-06-27 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Высокопрочная листовая сталь, имеющая низкое отношение предела текучести к пределу прочности, превосходная с точки зрения устойчивости к последеформационному старению, способ ее производства и изготавливаемая из нее высокопрочная сварная стальная труба
RU2623562C2 (ru) * 2012-03-29 2017-06-27 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Высокопрочная листовая сталь, имеющая низкое отношение предела текучести к пределу прочности, превосходная с точки зрения устойчивости к последеформационному старению, способ ее производства и изготавливаемая из нее высокопрочная сварная стальная труба
RU2640685C1 (ru) * 2017-02-13 2018-01-11 Открытое акционерное общество "Российский научно-исследовательский институт трубной промышленности" (ОАО "РосНИТИ") Способ изготовления стального листа для труб с повышенной деформационной способностью
RU2656189C1 (ru) * 2017-02-13 2018-05-31 Открытое акционерное общество "Российский научно-исследовательский институт трубной промышленности" (ОАО "РосНИТИ") Труба с повышенной деформационной способностью и высокой вязкостью сварного соединения и способ ее изготовления
RU2667943C1 (ru) * 2015-03-06 2018-09-25 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Высокопрочная стальная труба, полученная электросваркой методом сопротивления, и способ её изготовления
RU2699381C1 (ru) * 2016-06-22 2019-09-05 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Горячекатаный стальной лист для толстостенного высокопрочного магистрального трубопровода, сварные стальные трубы для толстостенного высокопрочного магистрального трубопровода и способ изготовления сварной стальной трубы
RU2749085C1 (ru) * 2018-01-30 2021-06-03 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Стальной материал для магистральных труб, способ его получения и способ изготовления магистральной трубы
RU2749855C1 (ru) * 2017-12-24 2021-06-17 Поско Стальной материал для высокопрочной стальной трубы с низким отношением предела текучести к пределу прочности, имеющей превосходную низкотемпературную ударную вязкость, и способ его получения

Families Citing this family (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101105113B1 (ko) * 2004-12-27 2012-01-16 주식회사 포스코 저온인성 및 내식성이 우수한 저항복비 라인파이프용열연강판의 제조방법
JP5098235B2 (ja) * 2006-07-04 2012-12-12 新日鐵住金株式会社 低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管及びラインパイプ用高強度鋼板並びにそれらの製造方法
KR100851189B1 (ko) * 2006-11-02 2008-08-08 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판 및 그제조방법
WO2008105990A1 (en) 2007-02-27 2008-09-04 Exxonmobil Upstream Research Company Corrosion resistant alloy weldments in carbon steel structures and pipelines to accommodate high axial plastic strains
JP5202862B2 (ja) * 2007-03-28 2013-06-05 Ｊｆｅスチール株式会社 耐低温割れ性に優れた溶接金属を有する高強度溶接鋼管およびその製造方法
JP5217773B2 (ja) * 2007-09-19 2013-06-19 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部靭性に優れた引張強度が５７０ＭＰａ以上７６０ＭＰａ以下の低温用高強度溶接鋼管およびその製造方法
JP5423324B2 (ja) * 2009-02-12 2014-02-19 新日鐵住金株式会社 耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管
JP5423323B2 (ja) * 2009-02-12 2014-02-19 新日鐵住金株式会社 耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管
CN101906557A (zh) * 2010-09-15 2010-12-08 江苏天业合金材料有限公司 一种超低温焊接合金钢及其生产方法
EP2612945B1 (en) * 2010-11-05 2014-04-16 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength steel plate and method for producing same
JP5131411B2 (ja) * 2011-04-19 2013-01-30 新日鐵住金株式会社 油井用電縫鋼管及び油井用電縫鋼管の製造方法
CN102380694B (zh) * 2011-09-15 2013-07-24 南京钢铁股份有限公司 一种高强管线钢埋弧焊纵焊缝的焊接工艺
JP5924058B2 (ja) 2011-10-03 2016-05-25 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
RU2479638C1 (ru) * 2012-02-17 2013-04-20 Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Способ производства листов из низколегированной трубной стали класса прочности к60
CA2880946C (en) * 2012-08-15 2018-06-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet for hot stamping, method of manufacturing the same, and hot stamped steel sheet member
CN102899562B (zh) * 2012-10-29 2014-08-27 首钢总公司 一种复相型低碳贝氏体高强度中厚钢板及其生产方法
KR101424889B1 (ko) * 2012-11-29 2014-08-04 현대제철 주식회사 강재 및 그 제조 방법
US20140261919A1 (en) * 2013-03-14 2014-09-18 Thyssenkrupp Steel Usa, Llc Low carbon-high manganese steel and manufacturing process thereof
KR101613669B1 (ko) * 2013-10-07 2016-04-19 동국제강주식회사 라인파이프용 강판의 제조방법
JP6558252B2 (ja) * 2016-01-15 2019-08-14 日本製鉄株式会社 油井用高強度電縫鋼管
CN106011361B (zh) * 2016-07-08 2018-07-31 华北理工大学 提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg钢冶炼方法
CN106521330B (zh) * 2016-10-12 2018-02-06 河钢股份有限公司邯郸分公司 一种低屈强比q550d低合金高强结构钢及其生产方法
RU2632496C1 (ru) * 2016-11-28 2017-10-05 Акционерное общество "Выксунский металлургический завод" Способ электродуговой многоэлектродной сварки под слоем флюса продольных стыков толстостенных труб большого диаметра
CN109609943A (zh) * 2018-11-21 2019-04-12 天津市朋展钢管有限公司 一种埋弧焊钢管的加工方法
CN111020408A (zh) * 2019-12-31 2020-04-17 包头钢铁（集团）有限责任公司 厚规格耐低温韧性天然气输送管热轧钢带及其制备方法
KR102393785B1 (ko) * 2020-09-16 2022-05-03 현대제철 주식회사 마르텐사이트 강재의 경도 예측 방법 및 시스템
CN112981248A (zh) * 2021-02-05 2021-06-18 江苏联峰能源装备有限公司 一种用于制造x80大无缝钢管的连铸大圆坯及其生产方法
CN115369327B (zh) * 2022-09-15 2023-11-28 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种稀土微合金化低温用结构管及其制造方法

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS601929B2 (ja) * 1980-10-30 1985-01-18 新日本製鐵株式会社 強靭鋼の製造法
JPH0794687B2 (ja) * 1989-03-29 1995-10-11 新日本製鐵株式会社 高溶接性、耐応力腐食割れ性および低温靭性にすぐれたｈｔ８０鋼の製造方法
US5634988A (en) * 1993-03-25 1997-06-03 Nippon Steel Corporation High tensile steel having excellent fatigue strength at its weld and weldability and process for producing the same
CA2186476C (en) * 1995-01-26 2001-01-16 Hiroshi Tamehiro Weldable high strength steel having excellent low temperature toughness
CA2187028C (en) 1995-02-03 2001-07-31 Hiroshi Tamehiro High strength line pipe steel having low yield ratio and excellent low temperature toughness
JP3526722B2 (ja) * 1997-05-06 2004-05-17 新日本製鐵株式会社 低温靭性に優れた超高強度鋼管
JP3526723B2 (ja) 1997-05-06 2004-05-17 新日本製鐵株式会社 耐低温割れ性に優れた超高強度鋼管
JP4294854B2 (ja) 1997-07-28 2009-07-15 エクソンモービル アップストリーム リサーチ カンパニー 優れた超低温靭性を有する超高強度、溶接性鋼
JPH11172330A (ja) 1997-12-12 1999-06-29 Nippon Steel Corp 低温靭性の優れた高強度鋼板の製造法
JP3466450B2 (ja) 1997-12-12 2003-11-10 新日本製鐵株式会社 高強度高靭性ベンド管およびその製造法
TW454040B (en) 1997-12-19 2001-09-11 Exxon Production Research Co Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness
JP3519966B2 (ja) 1999-01-07 2004-04-19 新日本製鐵株式会社 低温靱性に優れた超高強度ラインパイプおよびその製造法
JP4210010B2 (ja) * 1999-10-21 2009-01-14 新日本製鐵株式会社 高靱性高張力鋼の製造方法
JP3785376B2 (ja) * 2002-03-29 2006-06-14 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部靭性及び変形能に優れた鋼管及び鋼管用鋼板の製造法
US7892368B2 (en) 2002-05-24 2011-02-22 Nippon Steel Corporation UOE steel pipe excellent in collapse strength and method of production thereof
JP3968011B2 (ja) 2002-05-27 2007-08-29 新日本製鐵株式会社 低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼とその製造方法および高強度鋼管の製造方法

Cited By (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2458996C1 (ru) * 2008-11-06 2012-08-20 Ниппон Стил Корпорейшн Способ получения толстолистовой стали и стальных труб для ультравысокопрочного трубопровода
RU2461636C1 (ru) * 2008-11-06 2012-09-20 Ниппон Стил Корпорейшн Способ получения толстолистовой стали и стальных труб для ультравысокопрочного трубопровода
RU2459875C1 (ru) * 2008-11-07 2012-08-27 Ниппон Стил Корпорейшн Способ получения толстолистовой стали и стальных труб для ультравысокопрочного трубопровода
RU2478133C1 (ru) * 2009-10-28 2013-03-27 Ниппон Стил Корпорейшн Стальной лист для производства магистральной трубы с превосходной прочностью и пластичностью и способ изготовления стального листа
RU2456368C1 (ru) * 2011-02-08 2012-07-20 Российская Федерация, от имени которой выступает Министерство промышленности и торговли (Минпромторг России) Высокопрочная стойкая при динамическом воздействии сталь и способ производства листов из нее
RU2496906C2 (ru) * 2011-09-02 2013-10-27 Открытое акционерное общество "ОМК-Сталь" (ОАО "ОМК-Сталь") Низкоуглеродистая сталь и прокат из низкоуглеродистой стали повышенной стойкости к водородному растрескиванию и повышенной хладостойкости
RU2574924C1 (ru) * 2011-12-28 2016-02-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Высокопрочная стальная труба и высокопрочный стальной лист, обладающие превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, и способ изготовления стального листа
RU2623562C2 (ru) * 2012-03-29 2017-06-27 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Высокопрочная листовая сталь, имеющая низкое отношение предела текучести к пределу прочности, превосходная с точки зрения устойчивости к последеформационному старению, способ ее производства и изготавливаемая из нее высокопрочная сварная стальная труба
RU2623551C2 (ru) * 2012-03-29 2017-06-27 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Высокопрочная листовая сталь, имеющая низкое отношение предела текучести к пределу прочности, превосходная с точки зрения устойчивости к последеформационному старению, способ ее производства и изготавливаемая из нее высокопрочная сварная стальная труба
RU2605396C2 (ru) * 2012-04-09 2016-12-20 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Высокопрочные стальные трубы с низким отношением предела текучести к пределу прочности, сваренные электрической контакной сваркой, стальная полоса для труб, сваренных электрической контакной сваркой, и способы их изготовления
RU2618987C2 (ru) * 2012-06-28 2017-05-11 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Высокопрочная стальная труба, сваренная электросваркой сопротивлением, обладающая исключительной стойкостью к разупрочнению в течение продолжительного времени в интервалах промежуточных температур, и способ изготовления такой трубы
RU2600460C2 (ru) * 2012-06-28 2016-10-20 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Труба из высокоуглеродистой стали с превосходными обрабатываемостью в холодном состоянии, технологичностью и прокаливаемостью и способ ее изготовления
RU2558029C1 (ru) * 2014-07-09 2015-07-27 Юлия Алексеевна Щепочкина Керамическая масса
RU2667943C1 (ru) * 2015-03-06 2018-09-25 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Высокопрочная стальная труба, полученная электросваркой методом сопротивления, и способ её изготовления
RU2612109C2 (ru) * 2015-04-27 2017-03-02 Открытое акционерное общество "Российский научно-исследовательский институт трубной промышленности" (ОАО "РосНИТИ") Стальной лист и его применение для трубы магистрального трубопровода
RU2699381C1 (ru) * 2016-06-22 2019-09-05 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Горячекатаный стальной лист для толстостенного высокопрочного магистрального трубопровода, сварные стальные трубы для толстостенного высокопрочного магистрального трубопровода и способ изготовления сварной стальной трубы
RU2656189C1 (ru) * 2017-02-13 2018-05-31 Открытое акционерное общество "Российский научно-исследовательский институт трубной промышленности" (ОАО "РосНИТИ") Труба с повышенной деформационной способностью и высокой вязкостью сварного соединения и способ ее изготовления
RU2640685C1 (ru) * 2017-02-13 2018-01-11 Открытое акционерное общество "Российский научно-исследовательский институт трубной промышленности" (ОАО "РосНИТИ") Способ изготовления стального листа для труб с повышенной деформационной способностью
RU2749855C1 (ru) * 2017-12-24 2021-06-17 Поско Стальной материал для высокопрочной стальной трубы с низким отношением предела текучести к пределу прочности, имеющей превосходную низкотемпературную ударную вязкость, и способ его получения
US11396689B2 (en) 2017-12-24 2022-07-26 Posco Steel material for low yield ratio, high-strength steel pipe having excellent low-temperature toughness, and manufacturing method therefor
RU2749085C1 (ru) * 2018-01-30 2021-06-03 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Стальной материал для магистральных труб, способ его получения и способ изготовления магистральной трубы
US11401568B2 (en) 2018-01-30 2022-08-02 Jfe Steel Corporation Steel material for line pipes, method for producing the same, and method for producing line pipe

Also Published As

Publication number Publication date
RU2006126090A (ru) 2008-01-27
KR20090092349A (ko) 2009-08-31
KR20060114364A (ko) 2006-11-06
EP1697553B1 (en) 2018-10-24
WO2005061749A2 (en) 2005-07-07
CN1894434B (zh) 2010-06-02
US20070125462A1 (en) 2007-06-07
CA2550490C (en) 2011-01-25
CA2550490A1 (en) 2005-07-07
KR20080082015A (ko) 2008-09-10
JP4671959B2 (ja) 2011-04-20
US7736447B2 (en) 2010-06-15
CN1894434A (zh) 2007-01-10
JP2007519819A (ja) 2007-07-19
EP1697553A2 (en) 2006-09-06
WO2005061749A3 (en) 2006-08-10
KR101062087B1 (ko) 2011-09-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2331698C2 (ru) Стальные листы для сверхвысокопрочных магистральных труб и сверхвысокопрочные магистральные трубы, обладающие прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, и способы их изготовления
JP4969915B2 (ja) 耐歪時効性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及び高強度ラインパイプ用鋼板並びにそれらの製造方法
EP1354973B1 (en) High-strength steel sheet and high-strength pipe excellent in deformability and method for producing the same
KR101410588B1 (ko) 저온 인성이 우수한 후육 용접 강관 및 저온 인성이 우수한 후육 용접 강관의 제조 방법, 후육 용접 강관 제조용 강판
JP3968011B2 (ja) 低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼とその製造方法および高強度鋼管の製造方法
EP2264205B1 (en) High-strength steel plate excellent in low-temperature toughness, steel pipe, and processes for production of both
RU2509171C1 (ru) Высокопрочная сварная стальная труба и способ ее получения
JP3387371B2 (ja) アレスト性と溶接性に優れた高張力鋼および製造方法
JP5391542B2 (ja) 変形性能に優れた引張強度が７５０ＭＰａを超える高強度鋼およびその製造方法
JP2009057629A (ja) 耐座屈性能及び溶接熱影響部靭性に優れた低温用高強度鋼管およびその製造方法
WO2011030768A1 (ja) 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管
WO2006132441A1 (ja) 拡管後の靭性に優れたエクスパンダブルチューブラ用油井管およびその製造方法
JP3244984B2 (ja) 低降伏比を有する低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用鋼
JP3258207B2 (ja) 低温靭性の優れた超高張力鋼
JP4523908B2 (ja) 低温靱性に優れた引張強さ９００ＭＰａ級以上の高強度ラインパイプ用鋼板およびそれを用いたラインパイプならびにそれらの製造方法
JPH10298707A (ja) 高靭性高張力鋼およびその製造方法
JP7335493B2 (ja) ラインパイプ用鋼板および鋼管
JP3244981B2 (ja) 低温靭性の優れた溶接性高強度鋼
JP2021147641A (ja) 油井用電縫鋼管およびその製造方法
JP3244987B2 (ja) 低降伏比を有する高強度ラインパイプ用鋼
JP2002285283A (ja) 高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼管
JP2001192773A (ja) ラインパイプ用鋼
JP5020691B2 (ja) 低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板および高強度ラインパイプならびにこれらの製造方法
JPH09316534A (ja) 低温靭性の優れた溶接性高強度鋼の製造方法
RU2574924C1 (ru) Высокопрочная стальная труба и высокопрочный стальной лист, обладающие превосходной деформируемостью и низкотемпературной ударной вязкостью, и способ изготовления стального листа

Legal Events

Date Code Title Description
PC43 Official registration of the transfer of the exclusive right without contract for inventions

Effective date: 20150123

PD4A Correction of name of patent owner
MM4A The patent is invalid due to non-payment of fees

Effective date: 20191218