RU2427662C2 - Высокопрочная сварная стальная труба для трубопровода, обладающая превосходной низкотемпературной вязкостью, и способ ее изготовления - Google Patents

Высокопрочная сварная стальная труба для трубопровода, обладающая превосходной низкотемпературной вязкостью, и способ ее изготовления Download PDF

Info

Publication number
RU2427662C2
RU2427662C2 RU2009124893/02A RU2009124893A RU2427662C2 RU 2427662 C2 RU2427662 C2 RU 2427662C2 RU 2009124893/02 A RU2009124893/02 A RU 2009124893/02A RU 2009124893 A RU2009124893 A RU 2009124893A RU 2427662 C2 RU2427662 C2 RU 2427662C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
steel
less
sheet
steel pipe
content
Prior art date
Application number
RU2009124893/02A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2009124893A (ru
Inventor
Такуя ХАРА (JP)
Такуя ХАРА
Хитоси АСАХИ (JP)
Хитоси АСАХИ
Original Assignee
Ниппон Стил Корпорейшн
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 filed Critical Ниппон Стил Корпорейшн
Publication of RU2009124893A publication Critical patent/RU2009124893A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2427662C2 publication Critical patent/RU2427662C2/ru

Links

Images

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/02—Seam welding; Backing means; Inserts
    • B23K9/028—Seam welding; Backing means; Inserts for curved planar seams
    • B23K9/0282—Seam welding; Backing means; Inserts for curved planar seams for welding tube sections
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/02—Seam welding; Backing means; Inserts
    • B23K9/028—Seam welding; Backing means; Inserts for curved planar seams
    • B23K9/0282—Seam welding; Backing means; Inserts for curved planar seams for welding tube sections
    • B23K9/0284—Seam welding; Backing means; Inserts for curved planar seams for welding tube sections with an electrode working inside the tube
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/18—Submerged-arc welding
    • 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
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D9/085—Cooling or quenching
    • 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
    • C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints
    • 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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • 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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2101/00—Articles made by soldering, welding or cutting
    • B23K2101/04—Tubular or hollow articles
    • B23K2101/06—Tubes
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
    • B23K2103/02—Iron or ferrous alloys
    • B23K2103/04—Steel or steel 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
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • 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
    • C21D2211/005—Ferrite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12292—Workpiece with longitudinal passageway or stopweld material [e.g., for tubular stock, etc.]
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12639—Adjacent, identical composition, components
    • Y10T428/12646—Group VIII or IB metal-base
    • Y10T428/12653—Fe, containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12958—Next to Fe-base component
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12958—Next to Fe-base component
    • Y10T428/12965—Both containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Plasma & Fusion (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Butt Welding And Welding Of Specific Article (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Arc Welding In General (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)

Abstract

Изобретение относится к области металлургии, а именно к получению высокопрочной сварной стальной трубы для трубопровода. В процессе производства стали осуществляют ее предварительное раскисление Si и Mn, а затем вводят Ti с получением состава стали, содержащего в мас.%: С от 0,010 до 0,050, Si от 0,01 до 0,50, Mn от 0,50 до 2,00, S от 0,0001 до 0,0050, Ti от 0,003 до 0,030, О от 0,0001 до 0,0080, В от 0,0003 до 0,0030, Р 0,050 или менее, Al 0,020 или менее, Мо до менее 0,10, при необходимости, один или более из Cu от 0,05 до 1,50, Ni от 0,05 до 5,00, Cr от 0,02 до 1,50, V от 0,010 до 0,100, Nb от 0,001 до 0,200, Zr от 0,0001 до 0,0500, Та от 0,0001 до 0,0500, Mg от 0,0001 до 0,0100, Са от 0,0001 до 0,0050, РЗМ 0,0001 до 0,0050, Y от 0,0001 до 0,0050, Hf от 0,0001 до 0,0050, Re от 0,0001 до 0,0050, W от 0,01 до 0,50, железо и неизбежные примеси остальное. Отливают полученную сталь в сляб, который нагревают до температуры 1000°С или выше. Осуществляют горячую прокатку с получением листа при относительном обжатии 2,5 или более в области предшествующих рекристаллизации температур, составляющих 900°С или ниже. Осуществляют последующее водяное охлаждение, которое прекращают при температуре 600°С или ниже. Полученному листу придают форму трубы и выполняют шовную сварку стыковых участков с внутренней и внешней поверхностей. Структура стали листа состоит из полигонального феррита, занимающего 20% площади или менее, и бейнита, занимающего 80% площади или более, причем действительный размер зерна в основном материале стали составляет 20 мкм или менее, а действительный размер зерна в зоне термического влияния при сварке составляет 150 мкм или менее. Сталь обладает высокой прочностью и превосходной низкотемпературной вязкостью. 2 н. и 11 з.п. ф-лы, 1 ил., 4 табл.

Description

Область техники, к которой относится изобретение
Настоящее изобретение относится к высокопрочной сварной стальной трубе для трубопровода, обладающей превосходной низкотемпературной вязкостью и пригодной для трубопровода, транспортирующего сырую нефть и природный газ.
Уровень техники
В связи с тем что стальная труба для трубопровода, используемого в магистральных линиях, имеет существенное значение, как и способы транспортировки сырой нефти, природного газа и других материалов по трубопроводу на большие расстояния, для трубопровода была предложена высокопрочная стальная труба с высокой вязкостью (например, Патентный документ 1). В настоящее время для трубопровода используют стальную трубу, изготовленную в соответствии со стандартом Х70 Американского Института Нефти (АИН) (предел прочности 564 МПа или выше), или стальную трубу с более высокой категорией прочности, вплоть до Х80 (предел прочности 620 МПа или выше), но с целью повышения эффективности транспортировки сырой нефти и природного газа были проведены исследования, связанные с увеличением внутреннего давления в трубопроводах. Наряду с этим, для трубопровода требуется высокопрочная стальная труба с категорией прочности Х70 или выше или, более того, с категорией прочности Х80 или выше, имеющая предел прочности 600 МПа или выше, чтобы дополнительно повысить прочность и увеличить толщину трубы.
Если говорить о более высокой прочности, то, к примеру, при использовании в трубопроводе труб с категорией прочности X120, имеющих предел прочности 900 МПа или выше, имеется возможность повысить внутреннее давление в трубопроводе, т.е. повысить давление сырой нефти или природного газа приблизительно вдвое по сравнению с трубопроводом, в котором используются трубы с категорией прочности Х65, благодаря чему становится возможным транспортировать приблизительно удвоенное количество сырой нефти или природного газа. Кроме того, если повысить прочность трубопровода и увеличить сопротивление внутреннему напору, то становится возможным сократить затраты на материал, транспортные расходы и затраты на сварку на месте, в то время как, если увеличивать толщину трубопровода, могут значительно возрасти затраты, связанные с прокладкой трубопровода.
Кроме того, трубопровод должен обладать превосходной низкотемпературной вязкостью, поскольку его прокладка часто ведется в холодных регионах. К тому же, во время прокладки трубопровода концы труб соединяют вместе, в связи с чем также требуется превосходная локальная свариваемость. Предложена, например, в японской патентной публикации JP (А) №2004-52104 стальная труба с категорией прочности X120 для трубопровода, соответствующая таким требованиям, и с более высокой прочностью по сравнению со стальной трубой для трубопровода, предложенной в японской патентной публикации JP (А) №62-4826. Микроструктура основного материала этой высокопрочной стальной трубы для трубопровода состоит, главным образом, из смеси бейнита и мартенсита. Дополнительно, для увеличения толщины трубы предложены способы изготовления толстолистовой стали со структурой металла, состоящей из мелкодисперсного бейнита, получаемой при регулируемой прокатке и регулируемом охлаждении, при этом сталь обладает хорошей прочностью и вязкостью (например, японская патентная публикация JP (А) №2000-256777, японская патентная публикация JP (А) №2004-76101 и японская патентная публикация JP (А) №2004-143509).
Стальную трубу для трубопровода изготавливают, придавая толстолистовой стали форму трубы в процессе UO, и, подведя края заготовки друг к другу, сваривают их роликовой сваркой. Когда требуется вязкость и надежность, как, например, для высокопрочной стальной трубы для трубопровода, вместо роликовой сварки предпочтительно применяют дуговую сварку под флюсом на внутренней и на внешней поверхностях трубы. При многократной сварке стального материала возникает проблема, связанная с тем, что зона термического влияния (называемая «ЗТВ»), структура которой огрублена в результате нагрева при первичной сварке, подвергается повторному нагреву при последующей сварке, в связи с чем вязкость падает.
В качестве технологии для улучшения низкотемпературной вязкости ЗТВ высокопрочной стальной трубы для трубопровода был предложен способ, основанный на внутризеренном превращении, для получения более мелкодисперсной структуры в ЗТВ (например, японская патентная публикация JP (А) №8-325635, японская патентная публикация JP (А) №2001-355039 и японская патентная публикация JP (А) №2003-138340). В способе, предложенном в японской патентной публикации JP (А) №8-325635, происходит формирование игольчатого феррита, являющегося зародышем для кристаллизации окислов. В соответствии со способами, предложенными в японской патентной публикации JP (А) №2001-355039 и японской патентной публикации JP (А) №2003-138340, происходит формирование внутризеренного бейнита с использованием в качестве зародышей кристаллизации смеси, состоящей из включений окислов и сульфидов.
При повышении содержания Мо улучшается прокаливаемость большинства обычных высокопрочных стальных труб, применяемых для трубопровода, что является эффективным для повышения прочности, и образуется, главным образом, бейнитная структура металла, способствующая улучшению вязкости, но в настоящее время имеется тенденция к уменьшению содержания в стали дорогого элемента Мо. Однако при уменьшении содержания Мо несколько падает прокаливаемость и затрудняется получение внутризеренного бейнита, в связи с чем сложно обеспечить низкотемпературную вязкость ЗТВ. Однако максимальная толщина обычного высокопрочного трубопровода составляет менее 25 мм. Имеется потребность в трубопроводах с толщиной 25 мм или более либо 30 мм или более.
Раскрытие изобретения
В настоящем изобретении предложена недорогая высокопрочная сварная стальная труба для трубопровода, обладающая превосходной низкотемпературной вязкостью, причем может быть обеспечена низкотемпературная вязкость ЗТВ, в частности, даже при ограниченном содержании Мо и предложен способ ее изготовления.
Для изготовления трубопровода авторы изготовили толстолистовую сталь с категорией прочности Х70 или Х80 или более, с толщиной листа 25 мм или более и пределом прочности при растяжении (ПР) 600 МПа или более. В результате было установлено, что проблемы, связанные с увеличением толщины толстолистовой стали, намного более серьезные, чем ожидалось. В частности, при регулируемой прокатке и регулируемой скорости охлаждения не обеспечивается достаточная прокатка центральной части по толщине листа, в связи с чем ее вязкость заметно падает относительно вязкости поверхностного слоя стального листа. Авторы исследовали дополнительно структуру металла в центральной части по толщине стального листа, в результате чего установили, что в центральной части по толщине листа высокопрочной толстолистовой стали для трубопровода чрезвычайно сложно создать мелкодисперсную бейнитную структуру.
В настоящем изобретении решены вышеуказанные проблемы и предложена недорогая толстостенная высокопрочная сварная стальная труба для трубопровода, обладающая превосходной низкотемпературной вязкостью, в которой имеется возможность ограничить содержание Мо, даже при толщине трубы 25 мм или более либо 30 мм или более, и также предложен способ ее изготовления.
В соответствии с настоящим изобретением уменьшают содержание С и Al и вводят соответствующее количество Ti, которое способствует внутризеренному превращению, и, кроме того, для улучшения прокаливаемости добавляют соответствующее количество В, при этом регулируют параметр прокаливаемости посредством углеродного эквивалента Ceq и параметр свариваемости посредством параметра чувствительности к растрескиванию Pcm до оптимальных интервалов и создают мелкозернистую структуру основного материала и ЗТВ, содержащую, главным образом, бейнит, даже при ограниченном содержании Мо, и благодаря внутризеренному бейниту, сформированному при использовании окислов Ti в качестве зародышей кристаллизации, за счет увеличения мелкозернистости в ЗТВ, т.е. уменьшения действительного размера зерна, улучшают низкотемпературную вязкость ЗТВ, чтобы вследствие этого получить высокопрочную сварную стальную трубу для трубопровода, которая имеет увеличенную толщину. Сущность изобретения состоит в следующем.
(1) Высокопрочная сварная стальная труба для трубопровода, обладающая превосходной низкотемпературной вязкостью, представляющая собой стальную трубу, полученную шовной сваркой основного материала стального листа, которому придана форма трубы, причем указанный основной материал стального листа содержит следующие компоненты, в мас.%: С: от 0,010 до 0,050%, Si: от 0,01 до 0,50%, Mn: от 0,50 до 2,00%, S: от 0,0001 до 0,0050%, Ti: от 0,003 до 0,030%, О: от 0,0001 до 0,0080%, и В: от 0,0003 до 0,0030%, при предельном содержании: Р до 0.050% или менее, Al до 0,020% или менее, и Мо до менее 0,10%, и остальное: железо и неизбежные примеси, при этом значение Ceq, полученное из нижеследующей формулы 1, составляет от 0,30 до 0,53, значение Pcm, полученное из нижеследующей формулы 2, составляет от 0,10 до 0,20, и структура металла указанного основного материала стального листа состоит из полигонального феррита, занимающего 20% площади или менее, и бейнита, занимающего 80% площади или более, причем действительный размер зерна в основном материале составляет 20 мкм или менее и действительный размер зерна в зоне термического влияния сварки составляет 150 мкм или менее:
Figure 00000001
Figure 00000002
где С, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Мо, V и В обозначают содержание отдельных компонентов (в мас.%).
(2) Высокопрочная сварная стальная труба для трубопровода, обладающая превосходной низкотемпературной вязкостью, согласно пункту (1), характеризующаяся тем, что толщина основного материала стального листа составляет от 25 до 40 мм.
(3) Высокопрочная сварная стальная труба для трубопровода, обладающая низкотемпературной вязкостью, согласно пункту (1) или (2), характеризующаяся тем, что предел прочности при растяжении указанного основного материала стального листа в направлении по окружности указанной стальной трубы составляет от 600 до 800 МПа.
(4) Высокопрочная сварная стальная, труба для трубопровода, обладающая превосходной низкотемпературной вязкостью, согласно любому из пунктов (1)-(3), характеризующаяся тем, что указанный основной материал стального листа дополнительно содержит, в мас.%, один или оба из следующих компонентов: Cu: от 0,05 до 1,50% и Ni: от 0,05 до 5,00%.
(5) Высокопрочная сварная стальная труба для трубопровода, обладающая превосходной низкотемпературной вязкостью, согласно любому из пунктов (1)-(4), характеризующаяся тем, что указанный основной материал стального листа дополнительно содержит, в мас.%, один или более из следующих компонентов: Cr: от 0,02 до 1.50%, V: от 0,010 до 0,100% Nb: 0,001 до 0,200%, Zr: от 0,0001 до 0,0500%, и Та: от 0,0001 до 0,0500%.
(6) Высокопрочная сварная стальная труба для трубопровода, согласно любому из пунктов (1)-(5), характеризующаяся тем, что указанный основной материал стального листа дополнительно содержит, в мас.%, один или более из следующих компонентов: Mg: от 0,0001 до 0,0100%, Са: от 0,0001 до 0,0050%, РЗМ: от 0,0001 до 0,0050%, Y: от 0,0001 до 0,0050%, Hf: от 0,0001 до 0,0050%, Re: от 0,0001 до 0,0050%, и W: от 0,01 до 0,50%.
(7) Высокопрочная сварная стальная труба для трубопровода, обладающая превосходной низкотемпературной вязкостью, согласно любому из пунктов (1)-(6), характеризующаяся тем, что металл сварного шва содержит, в мас.%: С: от 0,010 до 0,100%, Si: от 0,01 до 0,50%, Mn: от 1,0 до 2,0%, Al: от 0,001 до 0,100%, Ti: от 0,003 до 0,050%, и О: от 0,0001 до 0,0500%, при предельном содержании: Р до 0,010% или менее и S до 0,010% или менее, и остальное: железо и неизбежные примеси.
(8) Высокопрочная сварная стальная труба для трубопровода, обладающая превосходной низкотемпературной вязкостью, согласно пункту (7), характеризующаяся тем, что указанный металл сварного шва дополнительно содержит, в мас.%, один или все следующие компоненты:
Ni: от 0,2 до 3,2% и
Cr+Mo+V: от 0,2 до 2,5%.
(9) Способ изготовления высокопрочной сварной стальной трубы для трубопровода, обладающей превосходной низкотемпературной вязкостью, характеризующийся изготовлением стали, при котором для предварительного раскисления вводят Si и Mn, потом вводят Ti, чтобы состав стали соответствовал составам, согласно любому из пунктов (1) и (4)-(6), затем сталь отливают и полученный стальной сляб подвергают горячей прокатке, далее полученному стальному листу придают форму трубы и проводят шовную сварку стыковых участков.
(10) Способ изготовления высокопрочной сварной стальной трубы для трубопровода, обладающей превосходной низкотемпературной вязкостью, согласно пункту (9), характеризующийся тем, что указанный стальной сляб нагревают до температуры 1000°С или выше, проводят его горячую прокатку при относительном обжатии 2,5 или более в области температур, предшествующих рекристаллизации, и прекращают водяное охлаждение при температуре 600°С или ниже.
(11) Способ изготовления высокопрочной сварной стальной трубы для трубопровода, обладающей превосходной низкотемпературной вязкостью, согласно пунктам (9) или (10), характеризующийся тем, что указанному стальному листу придают форму трубы в процессе UO, стыковые участки внутренних и внешних поверхностей трубы сваривают с применением дуговой сварки под флюсом, при использовании сварной проволоки и флюса спекаемого или плавленого типа, с последующей раскаткой трубы.
(12) Способ изготовления высокопрочной сварной стальной трубы для трубопровода, обладающей превосходной низкотемпературной вязкостью, согласно пункту (11), характеризующийся тем, что подводимое тепло при указанной дуговой сварке под флюсом составляет от 4,0 до 10,0 кДж/мм.
(13) Способ изготовления высокопрочной сварной стальной трубы для трубопровода, обладающей превосходной низкотемпературной вязкостью, согласно любому из пунктов (9)-(12), характеризующийся тем, что зоны сварного шва подвергают термической обработке.
(14) Способ изготовления высокопрочной сварной стальной трубы для трубопровода, обладающей превосходной низкотемпературной вязкостью, согласно пункту (13), характеризующийся тем, что зону сварного шва подвергают термической обработке в диапазоне температур от 300 до 500°С.
Краткое описание чертежей
На чертеже показан схематический вид структуры повторно нагретой ЗТВ.
Осуществление изобретения
В настоящем изобретении предложена сварная стальная труба, изготовленная из стального материала с пониженным содержанием С и со структурой металла, подвергнутой низкотемпературному превращению и содержащей, главным образом, бейнит для улучшения вязкости, в которой, при ограничении содержания Мо, устанавливают оптимальные диапазоны параметра прокаливаемости Ceq и параметра свариваемости Pcm и для улучшения прокаливаемости добавляют В и благодаря внутризеренному бейниту, в частности, уменьшают действительный размер зерна в ЗТВ и улучшают низкотемпературную вязкость. Таким образом, основными отличительными признаками настоящего изобретения являются: снижение содержания Al, регулирование содержания кислорода и введение соответствующего количества Ti для диспергирования мелких включений, которые чрезвычайно эффективны в качестве зародышей для внутризеренного превращения в структуре основного материала стального листа, и использование их в качестве зародышей для внутризеренного превращения, чтобы уменьшить действительный размер зерна. Следует отметить, что в нижеследующем описании основной материал стального листа также будет упоминаться просто как «стальной лист», и сварная стальная труба также будет упоминаться просто как «стальная труба».
Внутризеренный бейнит в структуре ЗТВ получен при превращении внутризеренного феррита, который сформирован в результате внутризеренного превращения, происходящего в стали при высокой температуре, с использованием во время охлаждения вышеупомянутых мелких включений в качестве зародышей. Согласно настоящему изобретению установление оптимальных диапазонов параметра прокаливаемости Ceq и параметра свариваемости Pcm является чрезвычайно эффективным для формирования внутризеренного бейнита в структуре ЗТВ стальной трубы, при ограничении количества добавляемого Мо. Благодаря формированию внутризеренного бейнита значительно улучшена низкотемпературная вязкость ЗТВ. Более того, внутризеренный бейнит может также способствовать подавлению разупрочнения ЗТВ стальной трубы.
Механизм формирования внутризеренного бейнита, как полагают, состоит в следующем: окислы типа анион-вакансия могут удерживать большие количества ионов Mn. Кроме того, соединение MnS легко осаждается на окислах. Поэтому вокруг окислов и сульфидов формируются слои, обедненные Mn. Эти слои, обедненные Mn, действуют в качестве зародышей при превращении, которое происходит при нагреве стали до высокой температуры, при этом структура металла становится аустенитной, после чего сталь охлаждают. Обычно формируется внутризеренный феррит лепестковой формы. Внутризеренный феррит имеет высокую степень переохлаждения при высокой скорости охлаждения или хорошей прокаливаемости. Во время охлаждения происходит превращение внутризеренного феррита в бейнит, который становится внутризеренным бейнитом.
Типичными окислами типа анион-вакансия являются мелкодисперсные окислы, содержащие, главным образом, Ti. При использовании этих окислов в качестве зародышей формируется внутризеренный бейнит лепестковой формы. Затем мелкодисперсные сульфиды, главным образом, содержащие Mn, осаждаются совместно с мелкодисперсными окислами, главным образом, содержащими Ti. Следует отметить, что в зависимости от химического состава стали иногда окислы могут включать один или более из компонентов Al, Si, Mn, Cr, Mg и Са и сульфиды могут включать один или более из компонентов Са, Cu и Mg. Размер включений, формирующих зародыши для внутризеренного бейнита, может быть измерен с помощью просвечивающего электронного микроскопа (ПЭМ). Предпочтительным является размер включений в диапазоне от 0,01 до 5 мкм.
Когда в структуре ЗТВ формируется большое количество внутризеренного бейнита, смесь мартенсита и аустенита (структурная составляющая мартенсит-аустенит, называемая «МА») становится более мелкодисперсной в том месте, где начинается разрушение, в связи с чем низкотемпературная вязкость значительно повышается. Если уменьшать содержание С до 0,05% или менее и диспергировать мелкие включения, при формировании внутризеренного бейнита становится мельче внутризеренная структура, и участок излома при испытании на ударную вязкость по Шарпи, т.е. действительный размер зерна, также становится меньше. Кроме того, внутризеренный бейнит является более прочным по сравнению с внутризеренным ферритом, в связи с чем формирование внутризеренного бейнита может подавить разупрочнение ЗТВ.
В центральной части по толщине высокопрочной сварной стальной трубы для трубопровода в ЗТВ (около участка 1/2 толщины, называемого «участок 1/2t») грубая смесь МА, как показано схематично на фиг.1, присутствует в структуре вдоль старых границ зерна аустенита повторно нагретой ЗТВ и становится местом начала разрушения, при этом иногда снижается вязкость. На фиг.1 цифрой 1 обозначена повторно нагретая ЗТВ, цифрой 2 обозначена смесь мартенсита и аустенита и цифрой 3 обозначена старая граница зерна аустенита. «Повторно нагретая ЗТВ» представляет собой участок металла сварного шва и ЗТВ около линии оплавления при предшествующей сварке, повторно нагреваемый при последующей сварке. В зависимости от подводимого тепла во время сварки ЗТВ может несколько изменяться в размерах, однако обычно она представляет собой участок в пределах 10 мм от линии оплавления. Если на испытательных образцах выполняют надрезы, например, на расстоянии 1 мм или 2 мм от линии оплавления, то при испытании на ударную вязкость по Шарпи при температуре -40°С поглощенная энергия иногда становится меньше 50 Дж.
Авторы провели интенсивные исследования с целью изучения низкотемпературной вязкости основного материала стального листа и ЗТВ сварной стальной трубы и в результате обнаружили следующее. Для формирования внутризеренного бейнита в структуре ЗТВ эффективны, главным образом, мелкодисперсные окислы Ti, сложные окислы и сложные сульфиды, и, кроме того, они также являются полезными для уменьшения действительного размера зерна основного материала. Благодаря этому, действительный размер зерна в структуре ЗТВ может составлять 150 мкм или менее и действительный размер зерна в структуре основного материала стального листа может составлять 20 мкм или менее.
Кроме того, если при ограничении содержания Мо до менее 0,10% установить параметр прокаливаемости посредством углеродного эквивалента Ceq от 0,30 до 0,53 и установить параметр свариваемости посредством параметра чувствительности к растрескиванию Pcm от 0,10 до 0,20, то феррит в структуре основного материала стального листа будет занимать 20% площади или менее, а бейнит будет занимать 80% площади или более, и внутризеренная структура в ЗТВ в результате превращения становится внутризеренным бейнитом. Благодаря этому, предел прочности сварного соединения, выполненного шовной сваркой, достигает 600 МПа или более.
В частности, если лист имеет толщину 25 мм или более либо 30 мм или более, вязкость участка 1/2t основного материала стального листа иногда падает, но структуру основного материала стального листа можно сделать более мелкодисперсной, т.е. уменьшить действительный размер зерна, благодаря, главным образом, мелкодисперсным окислам Ti, сложным окислам и сложным сульфидам. Причина, как полагают, состоит в следующем. Во-первых, когда прокатка выполнена в области температур, предшествующих рекристаллизации, то это способствует превращению на обычных границах зерна, в связи с чем внутризеренное превращение на окислах, сложных окислах и сложных сульфидах становится затруднительным. Как полагают, это происходит потому, что если в результате прокатки размер зерна становится меньше, чем размер зерна, получаемый при внутризеренном превращении, то скорость роста бейнита, сформированного из зародышей на границах зерна, становится слишком большой. Таким образом, считается, что до внутризеренного превращения прекращается превращение на границах зерна, являясь завершенным.
С другой стороны, когда относительное обжатие в области температур, предшествующих рекристаллизации, недостаточно, размер зерна увеличивается, в частности, в центральной части по толщине листа, в связи с чем рост бейнита, сформированного на границе зерна, также замедляется. Поэтому считается, что действительный размер зерна уменьшается в результате внутризеренного превращения, главным образом на окислах Ti, сложных окислах и сложных сульфидах. Более того, считается, что мелкодисперсные окислы действуют в качестве скрепляющих частиц и подавляют рост кристаллических зерен, что является также действенным для уменьшения действительного размера зерна в структуре основного материала стального листа.
Согласно настоящему изобретению, в частности, даже, если толщина листа составляет 25 мм или более, можно добиться того, чтобы действительный размер зерна основного материала стального листа составлял 20 мкм или менее. Добиваясь того, чтобы в структуре стального листа полигональный феррит занимал 20% площади или менее и бейнит занимал 80% площади или более, при испытании образца на ударную вязкость по Шарли при температуре -40°С, вырезанного близко от поверхности, т.е. на расстоянии около от 2 до 12 мм от поверхности стального материала, можно получить поглощенную энергию 200 Дж или более. Поглощенная энергия при испытании образца на ударную вязкость по Шарпи, вырезанного из участка 1/2t, т.е., по существу, из центра по толщине листа, может составлять 100 Дж или более.
В настоящем изобретении контроль содержания кислорода при производстве стали чрезвычайно важен для формирования, главным образом, мелкодисперсных окислов Ti, сложных окислов и сложных сульфидов. В частности, при регулировании химического состава стали необходимо для предварительного раскисления вводить Si и Mn в количестве, находящемся в вышеупомянутом диапазоне, затем вводить Ti. Концентрация кислорода в стали при введении Ti предпочтительно составляет от 0,001 до 0,003%. Благодаря этому, имеется возможность диспергировать окислы Ti, в частности Ti2O3, с получением размера зерна от 0,01 до 10 мкм в количестве, составляющем от 10 до 1000/мм2 на площади 1 мкм2. В результате этого стимулируется внутризеренное превращение и структура основного материала стального листа и структура в ЗТВ сварной стальной трубы становится более мелкозернистой, т.е. действительный размер зерна уменьшается.
Регулируя химический состав при таком процессе производства стали, проводя горячую прокатку стального сляба и добиваясь относительного обжатия 2,5 или более, предпочтительно 3,0 или более, в интервале температур от 900°С до конца прокатки, имеется возможность получить действительный размер зерна в структуре основного материала стального листа 20 мкм или менее.
В качестве действительного размера зерна принимают значение, которое получено при изображении структуры при обратном рассеянии электронов с помощью преобразования области, окруженной границами, имеющими разориентацию кристаллов, составляющую 15° или более, в круг эквивалентного диаметра. Более того, «полигональный феррит» выглядит как белые структуры в виде скоплений, не включающие грубый цементит, МА или другие грубые отложения в зернах, наблюдаемые в структуре под оптическим микроскопом. Структура основного материала стального листа, наблюдаемая под оптическим микроскопом, содержит полигональный феррит и бейнит, и остальное, иногда включающее мартенсит, остаточный аустенит и МА.
В настоящем изобретении бейнит определен как структура, при формировании которой карбиды осаждаются между пластинками или скоплениями феррита либо карбиды осаждаются на пластинках. Кроме того, мартенсит является структурой, при формировании которой карбиды не осаждаются между пластинками или на пластинках. Остаточный аустенит является аустенитом, сформированным при высокой температуре, который сохраняется в структуре основного материала стального листа или сварной стальной трубы.
Далее, благодаря термической обработке зоны сварки, грубая смесь МА, сформированная вдоль старых границ зерна аустенита ЗТВ, распадается на мелкодисперсный цементит, благодаря чему повышается низкотемпературная вязкость. В результате этого на соответствующем участке 1/2t листа или на соответствующем участке +1 мм от него, повышается низкотемпературная вязкость. Например, если нагревать зону сварки до температуры в диапазоне от 300 до 500°С, то при испытании на ударную вязкость по Шарпи при низкой температуре -40°С образца с V-образным надрезом поглощенная энергия может составлять 50 Дж или более. Поэтому материал, применяемый при чрезвычайно низкой температуре -40°С или ниже, в структуре которого сформирован внутризеренный бейнит, предпочтительно дополнительно подвергать термической обработке для получения смешанной структуры внутризеренного бейнита и цементита.
Ниже будут объяснены причины ограничения химического состава основного материала стального листа согласно настоящему изобретению. Следует отметить, что ЗТВ является околошовной зоной, которая во время сварки не расплавляется, таким образом, компоненты, входящие в состав ЗТВ, те же самые, что и в основном материале.
С: С является элементом, повышающим прочность стали, но в настоящем изобретении содержание С ограничено для того, чтобы получить структуру металла, состоящую, главным образом, из бейнита, и достигнуть как высокой прочности, так и высокой вязкости. При содержании С менее 0,010% прочность материала является недостаточной. При содержании С более 0,050% наблюдается падение вязкости. Поэтому, согласно настоящему изобретению, оптимальное содержание С установлено в диапазоне от 0,010 до 0,050%.
Si: Si является раскисляющим элементом и имеет существенное значение в настоящем изобретении. Чтобы добиться эффекта раскисления в сталь требуется вводить Si в количестве 0,01% или более. С другой стороны, если содержание Si составляет более 0,50%, вязкость ЗТВ падает, таким образом, верхний предел Si установлен 0,50%.
Mn: Mn является элементом, используемым в качестве раскисляющей добавки, необходимой для того, чтобы обеспечить прочность и вязкость основного материала стального листа, и, кроме того, Mn формирует соединение MnS и другие сульфиды, эффективные в качестве зародышей для внутризеренного превращения. Это является весьма существенным в настоящем изобретении. Для достижения указанных эффектов необходимо вводить Mn в количестве 0,50%, однако при содержании Mn, превышающем 2,00%, вязкость ЗТВ снижается. Поэтому диапазон содержания Mn установлен от 0,50 до 2,00%. Следует отметить, что Mn является недорогим элементом, в связи с этим для обеспечения прокаливаемости стали его предпочтительно вводят в количестве 1,00% или более. Оптимальный нижний предел содержания Mn составляет 1,50% или более.
Р: Р является примесью и при его содержании, превышающем 0,050%, значительно снижается вязкость основного материала стального листа. Поэтому верхний предел содержания Р установлен 0,050%. С целью повышения вязкости ЗТВ содержание Р, предпочтительно, установлено 0,010% или менее.
S: S в настоящем изобретении является важным элементом для формирования соединения MnS и других сульфидов, эффективных в качестве зародышей для внутризеренного превращения. Если содержание S становится менее 0,0001%, количество сформированных сульфидов падает и не происходит заметное внутризеренное превращение, в связи с этим содержание S должно быть установлено 0,0001% или более. С другой стороны, если основной материал стального листа содержит S более 0,0050%, формируются грубые сульфиды и снижается вязкость, таким образом, верхний предел содержания S установлен 0,0050% или менее. Для повышения вязкости ЗТВ верхний предел содержания S предпочтительно установлен 0,0030% или менее.
Al: Al является раскисляющей добавкой, но в настоящем изобретении, для того чтобы сделать окислы Ti мелкодисперсными, чрезвычайно важно, чтобы верхний предел содержания Al составлял 0,020% или менее. К тому же, чтобы способствовать внутризеренному превращению, содержание Al предпочтительно должно составлять 0,010% или менее. Более того, предпочтительный верхний предел содержания Al составляет 0,008% или менее.
Ti: Ti в настоящем изобретении является чрезвычайно важным элементом для образования окислов Ti, которые мелко диспергируются и эффективно действуют в качестве зародышей для внутризеренного превращения. Однако при избыточном содержании Ti формируются карбонитриды, в связи с этим вязкость снижается. Поэтому согласно настоящему изобретению содержание Ti должно быть установлено от 0,003 до 0,030%. Кроме того, Ti является сильной раскисляющей добавкой, поэтому если Ti вводится при высоком содержании кислорода, то формируются грубые окислы. По этой причине при производстве стали необходимо заранее раскислять сталь введением Si и Mn и уменьшать содержание кислорода. Если окислы Ti становятся более грубыми, то внутризеренное превращение затрудняется и эффект закрепления границ зерен ослабляется, в связи с чем иногда увеличивается эффективный размер зерна в структуре основного материала стального листа и ЗТВ сварной стальной трубы.
В: В является элементом, вызывающим увеличение прокаливаемости, если он содержится в твердом растворе стали, однако если он добавлен в избытке, то формируется грубое соединение BN, которое, в частности, вызывает снижение вязкости ЗТВ, таким образом, верхний предел содержания В установлен 0,0030%. Согласно настоящему изобретению в материал сварной стальной трубы добавляют В в количестве 0,0003% или более, который улучшает прокаливаемость, и регулируют в оптимальных диапазонах параметр прокаливаемости посредством углеродного эквивалента Ceq и параметр свариваемости посредством параметра чувствительности к растрескиванию Pcm, чтобы обеспечить прочность и свариваемость. Следует отметить, что добавка В в количестве 0,0003% или более также эффективна для того, чтобы подавить формирование феррита на границах зерна. Кроме того, при продуманном введении добавки В, если сформировано мелкодисперсное соединение BN, растворимость N в твердом растворе падает и, наряду с этим, повышается вязкость ЗТВ, поэтому предпочтительно установить содержание В более 0,0005%.
Мо: Мо является полезным элементом, улучшающим прокаливаемость, способствующим формированию внутризеренного бейнита в ЗТВ и, кроме того, формирующим карбонитриды для повышения прочности, но добавление его в количестве 0,10% или более приводит к повышению стоимости сплава. Поэтому согласно настоящему изобретению содержание дорогого Мо ограничено до менее 0,10%. В сварной стальной трубе согласно настоящему изобретению в оптимальных диапазонах регулируют параметр прокаливаемости посредством эквивалента углерода Ceq и параметр свариваемости посредством параметра чувствительностью к растрескиванию Pcm для того, чтобы обеспечить необходимую прокаливаемость, даже при уменьшенном содержании Мо.
О: Кислород является элементом, неизбежно присутствующим в составе стали, но согласно настоящему изобретению необходимо ограничить содержание О при формировании окислов, содержащих Ti. Содержание кислорода, остающегося в стали во время литья, т.е. содержание О в основном материале стального листа, должно быть установлено в диапазоне от 0,0001 до 0,0080%. Причина состоит в том, что при содержании О, составляющем менее 0,0001%, количество окисных частиц является недостаточным, тогда как при содержании О более 0,0080% увеличивается количество грубых окисных частиц и понижается прочность основного материала и снижается вязкость ЗТВ. Кроме того, если повышение содержания кислорода приводит к огрублению, главным образом, окислов Ti, то структура основного материала стального листа и структура ЗТВ сварной стальной трубы становится более грубой, т.е. увеличивается действительный размер зерна.
Более того, в качестве элементов, повышающих прочность и вязкость, также можно добавлять один или более из следующих элементов: Cu, Ni, Cr, V, Nb, Zr и Та. К тому же, когда содержание этих элементов ниже предпочтительных нижних пределов, они не оказывают никакого неблагоприятного влияния, таким образом, эти элементы можно считать примесями.
Cu и Ni: Cu и Ni являются эффективными элементами, повышающими прочность стали, при этом не наблюдается снижение вязкости. Для достижения этого эффекта нижний предел содержания Cu и нижний предел содержания Ni предпочтительно установлен 0,05% или более. С другой стороны, для подавления формирования трещин во время нагрева и сварки стального листа предпочтительно верхний предел содержания Cu составляет 1,50%. Верхний предел содержания Ni составляет предпочтительно 5,00%, поскольку при его избыточном содержании ухудшается свариваемость. Следует отметить, что Cu и Ni предпочтительно вводят в виде смеси для подавления формирования поверхностных дефектов. Кроме того, с точки зрения стоимости верхние пределы содержания Cu и Ni предпочтительно установлены 1,00% или менее.
Cr, V, Nb, Zr и Та: Cr, V, Nb, Zr и Та являются элементами, формирующими карбиды и нитриды и повышающими прочность стали при дисперсионном твердении. Можно вводить один или более из этих элементов. Для эффективного повышения прочности нижний предел содержания Cr составляет 0,02%, нижний предел содержания V составляет 0,010%, нижний предел содержания Nb составляет 0,001% и нижние пределы содержания Zr и Та составляют по 0,0001%. С другой стороны, при чрезмерном добавлении Cr вследствие повышения прокаливаемости возрастает прочность, а вязкость иногда снижается, таким образом, верхний предел содержания Cr предпочтительно установлен 1,50%. Кроме того, при чрезмерном добавлении V, Nb, Zr и Та карбиды и нитриды становится более грубыми, в результате чего вязкость иногда снижается. Таким образом, верхний предел содержания V предпочтительно установлен 0,100%, верхний предел содержания Nb предпочтительно установлен 0,200%, и верхние пределы содержания Zr и Та предпочтительно установлены по 0,0500%.
К тому же, чтобы контролировать форму включений и улучшить вязкость, можно добавить один или более из элементов Mg, Са, РЗМ, Y, Hf, Re и W. Кроме того, если содержание этих элементов ниже предпочтительных нижних пределов, они не оказывают никакого неблагоприятного влияния, таким образом, эти элементы можно считать примесями.
Mg: Mg является элементом, эффективным для увеличения мелкодисперсности окислов и регулировки формы сульфидов. В частности, для достижения эффекта мелкодисперсности окислов Mg, действующих в качестве зародышей для внутризеренного превращения и, кроме того, подавляющих увеличение размера зерна, являясь скрепляющими частицами, предпочтительной является добавка Mg в количестве 0,0001% или более. С другой стороны, при добавлении Mg в количестве более 0,0100% формируются грубые окислы и иногда снижается вязкость основного материала стального листа и ЗТВ сварной стальной трубы. Таким образом, верхний предел содержания Mg предпочтительно установлен 0,0100%.
Са и РЗМ: Са и РЗМ являются элементами, пригодными для регулировки формы сульфидов, и формируют гранулы для подавления формирования соединения MnS, вытянутого в направлении прокатки, и, к тому же, улучшают характеристики стального материала по толщине листа, в частности повышают сопротивление расслаиванию. Для достижения этих эффектов нижние пределы содержания Са и содержания РЗМ предпочтительно установлены 0,0001% или более. С другой стороны, если верхние пределы содержания Са и содержания РЗМ составляют более 0,0050%, размер окислов увеличивается, количество мелкодисперсных окислов, содержащих Ti, уменьшается, и внутризеренное превращение иногда тормозится, в связи с этим предпочтительный верхний предел содержания этих элементов составляет 0,0050% или менее.
Y, Hf, Re и W: Y, Hf, W и Re являются элементами, обладающими эффектами, которые присущи Са и РЗМ. При их чрезмерном добавлении внутризеренное превращение иногда тормозится. Поэтому предпочтительные диапазоны содержания Y, содержания Hf и содержания Re соответственно составляют от 0,0001 до 0,0050%, и предпочтительный диапазон содержания W составляет от 0,01 до 0,50%.
Далее, согласно настоящему изобретению для обеспечения прокаливаемости основного материала стального листа и ЗТВ сварной стальной трубы добиваются, чтобы площадь, занимаемая бейнитом в структуре основного материала, составляла 80% или более, и происходило формирование внутризеренного бейнита в структуре ЗТВ, при этом эквивалент углерода Ceq, рассчитываемый по нижеприведенной формуле 1, исходя из содержания (в мас.%): С, Mn, Ni, Cu, Cr, Мо и V, установлен в диапазоне от 0,30 до 0,53.
Figure 00000001
Более того, чтобы обеспечить низкотемпературную вязкость основного материала и ЗТВ, параметр чувствительности к растрескиванию Pcm, рассчитываемый по нижеприведенной формуле 2, исходя из содержания (в мас.%): С, Si, Mn, Cu, Cr, Ni, Мо, V и В, установлен в диапазоне от 0,10 до 0,20.
Figure 00000003
Следует отметить, что выборочно включенные элементы Ni, Cu, Cr и V, когда их содержание ниже вышеупомянутых предпочтительных нижний пределов, являются примесями, поэтому в вышеупомянутые формулы 1 и 2 их содержание введено, как значение «0».
Если в структуре металла основного материала стального листа, используемого для сварной стальной трубы, бейнит занимает 80% площади или более, полигональный феррит занимает 20% площади или менее, то соотношение прочности и вязкости становится хорошим. Кроме того, если формирование, главным образом, окислов Ti приводит к действительному размеру зерна, составляющему 20 мкм или менее, улучшается вязкость основного материала стального листа. Следует отметить, что полигональный феррит также эффективен, чтобы сделать структуру основного материала стального листа более мелкозернистой, т.е. с меньшим действительным размером зерна. Предпочтительно, чтобы площадь, занимаемая полигональным ферритом, составляла 3% или более. К тому же, предпочтительно, чтобы толщина основного материала стального листа составляла 25 мм или более, и предпочтительно, чтобы предел прочности в направлении, соответствующем направлению вдоль окружности стальной трубы, составлял 600 МПа или более. Это должно предотвратить разрушение, вследствие внутреннего давления при эксплуатации трубопровода. Следует отметить, что, если повышение внутреннего давления в трубопроводе является необходимым, толщина основного материала стального листа предпочтительно должна составлять 30 мм или более. С другой стороны, является предпочтительной толщина основного материала стального листа, составляющая 40 мм или менее, и предел прочности в направлении, соответствующем направлению вдоль окружности стальной трубы, предпочтительно составляет 800 МПа или менее. Это связано с тем, что с увеличением толщины листа и повышением предела прочности возрастает усилие при формоизменении основного материала стального листа в процессе UO. Следует отметить, что обычно «направление, соответствующее направлению вдоль окружности стальной трубы» представляет собой направление по ширине основного материала стального листа.
Далее будет объяснен способ изготовления стальной трубы.
После изготовления стали, в результате вышеупомянутого процесса производства, из стали отливают стальной сляб. Литье может быть выполнено обычным способом, но с точки зрения производительности непрерывное литье является предпочтительным. Стальной сляб для проведения горячей прокатки нагревают.
Для горячей прокатки температура нагрева установлена 1000°С или более. Это производится для того, чтобы горячую прокатку выполнять при температуре, при которой в структуре стали аустенит является единственной фазой, т.е. в аустенитной области, и для того, чтобы сделать структуру основного материала стального листа более мелкозернистой, т.е. с меньшим размером зерна. Верхний температурный предел не ограничен, но для подавления роста действительного размера зерна предпочтительно установить температуру повторного нагрева 1250°С или ниже.
Горячую прокатку можно проводить немедленно после извлечения отливки из нагревательной печи, таким образом, начальная температура горячей прокатки, конкретно, не ограничена. Чтобы уменьшить действительный размер зерна основного материала стального листа предпочтительно получить относительное обжатие заготовки 2,0 или более в области рекристаллизации при температуре выше 900°С. Относительное обжатие в области рекристаллизации представляет собой отношение толщины стального слитка к толщине листа при температуре 900°С.
Далее, если относительное обжатие составляет 2,5 или более в области, предшествующей рекристаллизации при температуре 900°С или ниже, то после водяного охлаждения достигается действительный размер зерна основного материала стального листа 20 мкм или менее. Для уменьшения действительного размера зерна основного материала стального листа более предпочтительно получить относительное обжатие 3,0 или более в области, предшествующей рекристаллизации при температуре 900°С или ниже. Следует отметить, что согласно настоящему изобретению словосочетание «относительное обжатие при прокатке в области, предшествующей рекристаллизации» означает отношение толщины листа при температуре 900°С к толщине листа после завершения прокатки. Кроме того, верхние пределы относительного обжатия в области, предшествующей рекристаллизации, и в области рекристаллизации не ограничены, но, если рассматривать толщину стального слитка до прокатки и толщину основного материала стального листа после прокатки, верхние пределы относительного обжатия обычно составляют 12,0 или менее.
Конечной температурой прокатки является предпочтительно температура, при которой во время горячей прокатки в структуре основного материала стального листа аустенит является единственной фазой, или более высокая температура. Таким образом, конечная температура прокатки предпочтительно составляет Ar3 или выше, однако при этом формируется малое количество полигонального феррита, поэтому может быть установлена конечная температура прокатки Ar3 - 50°С или выше. Значения Ас3 и Ar3 могут быть рассчитаны, исходя из содержания (в мас.%) С, Si, Mn, Р, Cr, Мо, W, Ni, Cu, Al, V и Ti:
Ас3=910-203√С-15,2Ni+44,7Si+104V+31,5Мо+13,1W-30Mn-11Cr-20Cu+700P+400Al+400Ti
Ar3=910-310C-55Ni-80Mo-80Mn-15Cr-20Cu
Далее после завершения прокатки лист охлаждают водой. Если водяное охлаждение завершают при температуре 600°С или менее, то получают вышеупомянутую структуру металла и основной материал стального листа приобретает превосходную вязкость. Нижний предел температуры, при которой завершают водяное охлаждение, не ограничен. Водяное охлаждение листа можно выполнять до достижения комнатной температуры, но с учетом производительности, и, принимая во внимание возможные дефекты, связанные с водородом, предпочтительной температурой завершения водяного охлаждения является 150°С или выше. В состав стали согласно настоящему изобретению входят компоненты, включая В, которые повышают прокаливаемость, поэтому после завершения прокатки, даже при охлаждении на воздухе, легко формируется бейнит, но в зависимости от состава компонентов и температуры нагрева иногда формируется полигональный феррит и площадь, занимаемая бейнитом, становится менее 80%.
Для придания основному материалу стального листа формы трубы проводят формоизменение стального листа, предпочтительно в процессе UOE, используя С-пресс, U-пресс и О-пресс, с последующей дуговой сваркой стыковых участков для получения сварной стальной трубы.
Для дуговой сварки, с точки зрения вязкости металла сварного шва и производительности, предпочтительно использовать дуговую сварку под флюсом. В частности, при изготовлении сварной стальной трубы, имеющей толщину от 25 до 40 мм, предпочтительно, чтобы подводимое тепло при дуговой сварке под флюсом на внутренней и внешней поверхностях составляло от 4,0 до 10,0 кДж/мм. Если подводимое тепло находится в этом диапазоне, то в сварной стальной трубе согласно настоящему изобретению, имеющей вышеупомянутый состав компонентов, в ЗТВ формируется внутризеренный бейнит, при этом действительный размер зерна в ЗТВ становится 150 мкм или менее и достигается превосходная низкотемпературная вязкость.
В частности, это происходит потому, что, если при выполнении дуговой сварки под флюсом за один проход одновременно по внутренней и внешней поверхностям трубы подводимое тепло составляет менее 4,0 кДж/мм, то при выполнении сварки прихваточным швом до проведения основной сварки, иногда между внутренней металлической поверхностью и внешней металлической поверхностью трубы остается металл сварного шва. Кроме того, если величина подводимого тепла при дуговой сварке под флюсом составляет 10,0 кДж/мм или менее, то в стальной трубе, даже при толщине от 25 до 40 мм, в ЗТВ может быть получен размер старого зерна аустенита, составляющий 500 мкм или менее. Это эффективно для повышения вязкости. Следует отметить, что подводимое тепло при сварке на внутренней поверхности трубы и подводимое тепло при сварке на внешней поверхности трубы не обязательно должно быть одинаковым. Также возможно некоторое различие в величине подводимого тепла.
Если при толщине сварной стальной трубы от 25 до 40 мм величина подводимого тепла при дуговой сварке под флюсом на внутренней и внешней поверхностях составляет от 4,0 до 10,0 кДж/мм, то во время охлаждения ЗТВ от температуры 800°С до 500°С скорость охлаждения составляет от 2 до 15°С/сек. Даже при меньшей, чем обычно, скорости охлаждения сварной стальной трубы согласно настоящему изобретению с вышеупомянутым химическим составом в ЗТВ формируется внутризеренный бейнит, при этом действительный размер зерна в ЗТВ становится 150 мкм или менее и достигается превосходная низкотемпературная вязкость.
К тому же, для формирования химического состава металла сварного шва проволока, используемая для сварки, предпочтительно, содержит нижеприведенные компоненты, диапазон содержания которых будет объяснен позднее, с учетом растворения компонентов основным материалом стального листа. То есть в состав компонентов входят, в мас.%: С: от 0,010 до 0,120%, Si: от 0,05 до 0,50%, Mn: от 1,0 до 2,5%, и Ni: от 2,0 до 8,5%, дополнительно содержится Al: 0,100% или менее, и Ti: 0,050% или менее, и остальное: Fe и неизбежные примеси. Содержание В может составлять от 0,0001 до 0,0050% и может быть включен один или более из следующих компонентов Cr, Мо и V, причем содержание Cr+Mo+V составляет от 1,0 до 5,0%.
Далее, будет объяснен состав компонентов металла сварного шва.
С является элементом, чрезвычайно эффективным для повышения прочности. Содержание С предпочтительно 0,010% или более. Однако при слишком высоком содержании С в сварном шве легко образуются холодные трещины. В частности, иногда происходит упрочнение и падает вязкость в ЗТВ на так называемом участке Т-образного пересечения, т.е. на пересечении зоны локальной сварки с роликовой сваркой. Поэтому верхний предел содержания С предпочтительно установить 0,100%. Чтобы улучшить вязкость металла сварного шва верхний предел содержания С предпочтительнее установить 0,050% или менее.
Si включен предпочтительно в количестве 0,01% или более для предотвращения дефекта сварки, представляющего собой раковины. С другой стороны, при чрезмерном введении Si существенно снижается низкотемпературная вязкость, таким образом, верхний предел содержания Si предпочтительно установлен 0,50% или менее. В частности, иногда при многократной сварке снижается низкотемпературная вязкость повторно нагретого металла сварного шва, таким образом, верхний предел Si предпочтительнее установить 0,40% или менее.
Mn является элементом, эффективным для обеспечения превосходного соотношения прочности и вязкости. Нижний предел содержания Mn предпочтительно составляет 1,0% или более. Однако введение Mn в большом количестве способствует сегрегации. Наряду с тем что снижается низкотемпературная вязкость металла сварного шва, при большом содержании Mn также становится затруднительным изготовление сварной проволоки, используемой для сварки, таким образом, верхний предел содержания Mn предпочтительно установлен 2,0% или менее.
Р и S являются примесями. Чтобы снизить неблагоприятное влияние этих примесей на низкотемпературную вязкость и чувствительность к низкотемпературному растрескиванию металла сварного шва предпочтительно установить верхние пределы содержания этих примесей 0,020% и 0,010% или менее. Следует отметить, что с точки зрения низкотемпературной вязкости более предпочтительный верхний предел содержания Р составляет 0,010%.
Al является элементом, вводимым для того, чтобы при изготовлении сварочной проволоки улучшить расплавление и затвердевание металла. Чтобы использовать мелкодисперсные окислы на основе Ti для подавления увеличения размера зерна металла сварного шва, предпочтительно Al вводить в количестве 0,001% или более. Однако Al является элементом, способствующим формированию смеси МА, таким образом, предпочтительный верхний предел содержания Al установлен 0,100% или менее.
Ti является элементом, формирующим мелкодисперсные окислы, которые служат зародышами для внутризеренного превращения и способствуют повышению мелкозернистости структуры, т.е. уменьшению размера зерна металла сварного шва. Введение Ti в количестве 0,003% или более является предпочтительным. С другой стороны, при введении Ti в большом количестве формируется большое количество карбидов Ti и низкотемпературная вязкость снижается, таким образом, верхний предел содержания Ti предпочтительно установлен 0,050% или менее.
О является примесью. Количество кислорода, остающееся в конечном счете в металле сварного шва, обычно составляет 0,0001% или более. Однако, когда О остается свыше 0,0500%, возрастает количество грубых окислов и вязкость металла сварного шва иногда падает, поэтому верхний предел содержания О предпочтительно установлен 0,0500% или менее.
Кроме того, предпочтительно в металл сварного шва добавлять, выборочно, Ni, Cr, Мо и V.
Ni является элементом, улучшающим прокаливаемость и обеспечивающим прочность и, кроме того, улучшающим низкотемпературную вязкость металла сварного шва. Введение Ni в количестве 0,2% или более является предпочтительным. С другой стороны, если содержание Ni становится слишком большим, иногда образуются горячие трещины, в связи с чем верхний предел содержания Ni был установлен 3,2% или менее.
Все элементы Cr, Мо и V улучшают прокаливаемость. Для повышения прочности металла сварного шва может быть введен один или более из них, причем содержание суммарно составляет 0,2% или более. С другой стороны, если содержание одного или более из Cr, Мо и V суммарно превышает 2,5%, низкотемпературная вязкость иногда ухудшается, таким образом, верхний предел содержания предпочтительно установлен 2,5% или менее.
Металл сварного шва дополнительно может содержать В.
В является элементом, улучшающим прокаливаемость металла сварного шва. Для повышения прочности предпочтительно введение В в количестве 0,0001% или более. С другой стороны, при содержании В, составляющем более 0,0050%, иногда снижается вязкость, таким образом, верхний предел содержания В, предпочтительно установлен 0,0050% или менее.
Металл сварного шва иногда включает, вследствие растворения, элементы из основного материала стального листа, например Cu, Nb, Zr, Та, Mg, Са, РЗМ, Y, Hf, Re, W и т.д., выборочно добавленные к основному материалу, и иногда включает Zr, Nb, Mg и другие элементы, добавленные при необходимости, для улучшения расплавления и затвердевания металла сварного шва. Они являются неизбежно включенными примесями.
Чтобы улучшить округлость стальной трубы после шовной сварки, труба может быть раскатана. Для придания округлости стальной трубе при ее раскатке необходимо обеспечить деформацию в пластической области, поэтому степень раскатки трубы должна составлять 0,7% или более. Степень раскатки трубы представляет собой разность между длиной внешней окружности стальной трубы после раскатки и длиной внешней окружности стальной трубы до раскатки, деленную на длину внешней окружности стальной трубы до раскатки и выраженную в процентах. Если степень раскатки трубы составляет более 2%, то иногда пластическая деформация основного материала и зоны сварки приводит к снижению вязкости металла. Поэтому степень раскатки трубы предпочтительно установлена от 0,7 до 2,0%.
Кроме того, зону сварки и ЗТВ стальной трубы предпочтительно подвергают термической обработке. В частности, при нагреве до температуры от 300 до 500°С происходит распад грубой смеси МА, сформированной вдоль старых границ зерна аустенита, на бейнит и мелкодисперсный цементит, в результате чего улучшается вязкость. Если температура нагрева составляет менее 300°С, иногда степень распада грубой смеси МА является недостаточной и недостаточным является эффект улучшения вязкости, таким образом, нижний температурный предел термической обработки предпочтительно установлен 300°С или более. С другой стороны, при нагреве зоны сварки до температур выше 500°С происходит выпадение фаз и иногда ухудшается вязкость металла сварного шва, в связи с чем верхний температурный предел термической обработки предпочтительно установлен 500°С или менее. Если смесь МА, сформированная в повторно нагретой ЗТВ, распадается на бейнит и цементит, то, как видно при наблюдении с помощью сканирующего электронного микроскопа, форма этих структурных составляющих аналогична смеси МА, но внутри имеются мелкие белые выделения, что позволяет отличить эти структурные составляющие от смеси МА.
Зона сварки и ЗТВ могут подвергаться термической обработке при нагреве внешней поверхности трубы горелкой или при нагреве токами высокой частоты. Труба может быть охлаждена сразу после того, как ее внешняя поверхность достигла температуры термической обработки, но при этой температуре предпочтительно проводить выдержку в течение от 1 до 600 сек, чтобы способствовать распаду смеси МА. Однако, с учетом затрат на эксплуатацию оборудования и принимая во внимание производительность процесса, время выдержки предпочтительно установлено 300 сек или менее.
ПРИМЕРЫ
Далее будут приведены примеры в соответствии с настоящим изобретением.
Были изготовлены стали, имеющие химический состав, представленный в таблице 1. Концентрацию кислорода в стали в момент введения Ti регулировали в диапазоне от 0,001 до 0,003%. Из этих сталей были изготовлены стальные отливки толщиной 240 мм, имеющие химический состав, представленный в таблице 1. Указанные стальные слябы нагревали до температур, представленных в таблице 2, и подвергали горячей прокатке до получения толщины от 45 до 160 мм в области рекристаллизации при температуре 950°С или выше. Далее, были выполнены операции горячей прокатки в области, предшествующей рекристаллизации, в диапазоне температур от 880°С до 800°С при относительном обжатии, величина которого представлена в таблице 2, с целью получения листов с толщиной, представленной в таблице 2. Температура в конце операции горячей прокатки листа составляла Ar3 - 50°С или выше. Водяное охлаждение начиналось при температуре 750°С и прекращалось при различных температурах.
Из полученных стальных листов в соответствии со Стандартом JIS Z 2242 были подготовлены испытательные образцы с V-образным надрезом, в которых продольным направлением является направление по ширине листа, причем надрез был выполнен параллельно направлению по толщине листа. Испытательные образцы для испытания на ударную вязкость по Шарпи вырезали из участков поверхностного слоя листа, т.е. из участков, расположенных от поверхности листа на расстоянии около от 2 до 12 мм, и из участков 1/2t, т.е., по существу, расположенных в центральной части по толщине листа. Испытания на ударную вязкость по Шарпи проводили при температуре -40°С для определения поглощенной энергии. Свойства материала при растяжении оценивали на испытательных образцах в соответствии со Стандартом Американского института нефти. Следует отметить, что при формоизменении основного материала стального листа, имеющего толщину листа от 25 до 40 мм, для получения сварной стальной трубы в центральной части по толщине листа в процессе формоизменения была получена малая степень деформации, что подтверждено анализом на основе метода конечных элементов. Дополнительно, стальные листы подвергали холодной обработке для изготовления сварных стальных труб, на которых были проведены испытания для определения эффекта деформационного упрочнения. В результате этой обработки иногда повышение прочности на растяжение (ПР) материала составляло от 20 до 30 МПа или около этого. Повышение прочности оказало незначительное влияние на вязкость как центрального участка по толщине листа, так и участка поверхностного слоя. Степень этого влияния находилась в пределах ошибки измерения.
Микроструктуры центральных участков по толщине основного материала стального листа наблюдалиь под оптическим микроскопом, были измерены площади, занимаемые полигональным ферритом и бейнитом, и были подтверждены остаточные структуры, действительный размер зерна основного материала стального листа был измерен на изображении структуры при обратном рассеянии электронов.
Figure 00000004
Figure 00000005
Сварную проволоку, с учетом растворения основным материалом стального листа, имеющую следующий химический состав, в мас.%, С: от 0,010 до 0,120%, Si: от 0,05 до 0,5%, Mn: от 1,0 до 2,5%, Al: 0,100% или менее, и Ti: 0,050% или менее, дополнительно содержащую, при необходимости, Ni: от 2,0 до 8,5% и один или более из элементов Cr, Мо, V, при содержании Cr+Mo+V: от 1,0 до 5,0%, и содержащую В: от 0,0001 до 0,0050%, и остальное: Fe и неизбежные примеси, использовали для получения сварного шва дуговой сваркой под флюсом, причем при одном проходе подводимое тепло при сварке на каждой внутренней и внешней поверхности листа составляло от 4,0 до 10,0 кДж/мм. Далее, некоторые из сварных швов были термически обработаны при температурах, представленных в таблице 2. Следует отметить, что из металла сварного шва были вырезаны образцы и их химический состав был проанализирован. Пределы прочности металла сварного шва определялись в соответствии со Стандартом JIS Z 3111. Химический состав и значения пределов прочности металла сварного шва представлены в таблице 3.
Таблица 3
№ изделия Химический состав металла сварного шва (в мас.%) Подводимое тепло Металл сварного шва
С Si Mn Р S Аl Ti О N Cr+Mo+V кДж/мм Прочность (МПа)
1 0,057 0,24 1,5 0,009 0,001 0,010 0,015 0,0160 0,5   6,4 720
2 0,045 0,18 1,6 0,008 0,002 0,011 0,013 0,0170     6,2 640
3 0,046 0,12 1,4 0,005 0,004 0,010 0,009 0,0190     7,0 650
4 0,045 0,10 1,9 0,007 0,002 0,009 0,010 0,0220     5,8 670
5 0,065 0,11 1,7 0,006 0,001 0,008 0,012 0,0230     5,5 640
6 0,075 0,21 1,6 0,007 0,001 0,008 0,013 0,0220   0,3 7,5 720
7 0,041 0,26 1,5 0,006 0,002 0,010 0,007 0,0250 1,0   6,5 750
8 0,046 0,30 1,6 0,005 0,001 0,008 0,014 0,0230 0,5 0,2 6,4 740
9 0,080 0,32 1,7 0,008 0,002 0,007 0,012 0,0240     6,2 630
10 0,056 0,17 1,5 0,006 0,002 0,021 0,018 0,0230     7,1 670
11 0,062 0,26 1,6 0,007 0,002 0,006 0,012 0,0190 0,7   5,6 740
12 0,052 0,21 1,6 0,008 0,002 0,006 0,010 0,0200     6,5 700
13 0,050 0,18 1,8 0,006 0,003 0,007 0,013 0,0220     6,4 690
14 0,060 0,24 1,6 0,007 0,002 0,008 0,016 0,0240     6,6 690
15 0,045 0,15 1,5 0,008 0,003 0,006 0,012 0,0200     6,2 650
Из сварных соединений были вырезаны маленькие образцы. Действительные размеры зерна в ЗТВ образцов были измерены на изображении структуры при обратном рассеянии электронов. Кроме того, бейнит лепестковой формы, формирование которого начинается на включениях, был определен как внутризеренный бейнит и была измерена площадь, которую он занимает в структуре материала. Кроме того, в соответствии со Стандартом JIS Z 2242 на испытательных образцах с V-образным надрезом, вырезанных из ЗТВ, были проведены испытания на ударную вязкость по Шарпи при температуре -40°С и определена поглощенная энергия. На образцах V-образные надрезы были выполнены в основном материале на расстоянии 1 мм от линии проплавления. Испытания проводились при температуре -40°С. Дополнительно, были вырезаны образцы в соответствии со стандартом Американского института нефти, причем направление по ширине, перпендикулярное сварному шву, было сделано продольным направлением испытательного образца, металл сварного шва фактически являлся центром образца, и были проведены испытания на растяжение для определения места разрушения. Результаты испытаний представлены в таблице 4. В таблице 4 структура металла основного материала, сформированная при внутризеренном превращении, характеризуется относительной площадью, занимаемой внутризеренным бейнитом.
Следует отметить, что некоторые из стальных листов были подвергнуты формоизменению в процессе UO, были проведены дуговая сварка под флюсом и раскатка для получения стальных труб, микроструктура и механические свойства которых были исследованы. Эти исследования подтвердили, что микроструктура и механические свойства стальных труб эквивалентны микроструктурам и механическим свойствам основного материала стальных листов и ЗТВ сварных соединений.
Figure 00000006
Изделия №1-9 являются примерами осуществления изобретения. В основном материале стального листа действительный размер зерна составлял 20 мкм или менее, а в ЗТВ действительный размер зерна составлял 150 мкм или менее. Кроме того, образцы, вырезанные из основного материала и из ЗТВ, при испытании на ударную вязкость по Шарпи при температуре -40°С показали значения поглощенной энергии, превышающие 50 Дж, и хорошую низкотемпературную вязкость. В этих примерах осуществления изобретения при проведении испытаний на растяжение сварных соединений разрушение происходило по основному материалу стального листа, поэтому разупрочнение ЗТВ не создает проблем. Следует отметить, что изделие №9 является примером осуществления настоящего изобретения, в котором температура термической обработки была ниже предпочтительной температуры термической обработки, в связи с чем ее влияние на улучшение низкотемпературной вязкости было несколько меньшим.
С другой стороны, в изделиях №10, 11, 14 и 15 имелись компоненты основного материала стального листа, содержание которых было вне диапазона, соответствующего настоящему изобретению, в то время как условия изготовления изделий №12 и 13 были вне диапазона, соответствующего настоящему изобретению. Эти примеры являются сравнительными. Среди них в изделии №10 было большое содержание Al, а в изделии №11 содержание Ti было малым, в связи с этим в этих изделиях наблюдалось уменьшение количества внутризеренного бейнита и, кроме того, наблюдалось падение низкотемпературной вязкости ЗТВ.
Изделие №12 является примером, в котором относительное обжатие при температуре 900°С или менее было малым, в результате чего действительный размер зерна основного материала стального листа увеличился, и низкотемпературная вязкость основного материала стального листа упала. Кроме того, изделие №13 является примером, в котором после прокатки листа проводили охлаждение на воздухе, поэтому относительная площадь, занимаемая полигональным ферритом в структуре основного материала, увеличилась и прочность снизилась. Изделие №14 является примером, в котором значения Ceq и Pcm были низкими, в связи с чем прочность упала. Изделие №15 является примером, в котором значения Ceq и Pcm были высокими, поэтому прочность была высокой, а вязкость основного материала стального листа упала. Кроме того, при испытании на растяжение разрушение сварного соединения произошло в ЗТВ, в связи с тем что основной материал стального листа обладал высокой прочностью.
Согласно настоящему изобретению даже при пониженном содержании Мо в стали может быть обеспечена низкотемпературная вязкость ЗТВ сварной стальной трубы для трубопровода и могут быть предложены недорогая высокопрочная сварная стальная труба для трубопровода с превосходной низкотемпературной вязкостью и способ ее изготовления. Дополнительно, согласно настоящему изобретению, может быть обеспечена низкотемпературная вязкость толстой высокопрочной сварной стальной трубы для трубопровода, имеющей толщину 25 мм или более либо имеющей толщину 30 мм или более. Все это вносит в промышленность значительный вклад.

Claims (13)

1. Высокопрочная сварная стальная труба для трубопровода, обладающая превосходной низкотемпературной вязкостью, полученная шовной сваркой стального листа, которому придана форма трубы, в которой лист выполнен из стали, содержащей следующие компоненты, мас.%:
С 0,010-0,050 Si 0,01-0,50 Mn 0,50-2,00 S 0,0001-0,0050 Ti 0,003-0,030 О 0,0001-0,0080 В 0,0003-0,0030 Р 0,050 или менее Al 0,020 или менее Мо менее 0,10, железо и неизбежные примеси остальное,

при этом значение углеродного эквивалента Ceq составляет от 0,30 до 0,53, значение параметра чувствительности к растрескиванию Pcm составляет от 0,10 до 0,20, и структура листа стали состоит из полигонального феррита, занимающего 20% площади или менее, и бейнита, занимающего 80% площади или более, причем действительный размер зерна в основном материале стали составляет 20 мкм или менее, а действительный размер зерна в зоне термического влияния при сварке составляет 150 мкм или менее,
где Ceq=С+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5,
Pcm=С+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B,
C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V и В обозначают содержание отдельных компонентов в мас.%.
2. Высокопрочная сварная стальная труба по п.1, отличающаяся тем, что толщина стального листа составляет от 25 до 40 мм.
3. Высокопрочная сварная стальная труба по п.1 или 2, отличающаяся тем, что кольцевой предел прочности стальной трубы составляет от 600 до 800 МПа.
4. Высокопрочная сварная стальная труба по любому из пп.1 и 2, отличающаяся тем, что лист выполнен из стали, дополнительно содержащей один или оба из следующих компонентов, мас.%:
Cu 0,05-1,50 Ni 0,05-5,00
5. Высокопрочная сварная стальная труба по любому из пп.1 и 2, отличающаяся тем, что лист выполнен из стали, дополнительно содержащей один или более из следующих компонентов, мас.%:
Cr 0,02-1,50 V 0,010-0,100 Nb 0,001-0,200 Zr 0,0001-0,0500 Та 0,0001-0,0500.
6. Высокопрочная сварная стальная труба по любому из пп.1 и 2, отличающаяся тем, что лист выполнен из стали, дополнительно содержащей один или более из следующих компонентов, мас.%:
Mg 0,0001-0,0100 Са 0,0001-0,0050 РЗМ 0,0001-0,0050 Y 0,0001-0,0050 Hf 0,0001-0,0050 Re 0,0001-0,0050 W 0,01-0,50
7. Высокопрочная сварная стальная труба по любому из пп.1 и 2, отличающаяся тем, что металл сварного шва содержит, мас.%:
С 0,010-0,100 Si 0,01-0,50 Mn 1,0-2,0 Al 0,001-0,100 Ti 0,003-0,050 О 0,0001-0,0500 Р 0,010 или менее S 0,010 или менее железо и неизбежные примеси остальное
8. Высокопрочная сварная стальная труба по п.7, отличающаяся тем, что металл сварного шва дополнительно содержит, мас.%:
Ni 0,2-3,2 и/или Cr+Mo+V 0,2-2,5
9. Способ изготовления обладающей превосходной низкотемпературной вязкостью высокопрочной сварной стальной трубы для трубопровода по любому из п.п.1-8, в котором в процессе производства стали осуществляют ее предварительное раскисление Si и Mn, а затем вводят Ti с получением состава стали, содержащего, мас.%:
С 0,010-0,050 Si 0,01-0,50 Mn 0,50-2,00 S 0,0001-0,0050 Ti 0,003-0,030, О 0,0001-0,0080 В 0,0003-0,0030 Р 0,050 или менее Al 0,020 или менее Mo менее 0,10,

при необходимости один или более из
Cu 0,05-1,50 Ni 0,05-5,00 Cr 0,02-1,50 V 0,010-0,100 Nb 0,001-0,200 Zr 0,0001-0,0500 Та 0,0001-0,0500 Mg 0,0001-0,0100 Са 0,0001-0,0050 РЗМ 0,0001-0,0050 Y 0,0001-0,0050 Hf 0,0001-0,0050 Re 0,0001-0,0050 W 0,01-0,50 железо и неизбежные примеси остальное,

отливают полученную сталь в сляб, который нагревают до температуры 1000°С или выше и осуществляют горячую прокатку с получением листа при относительном обжатии 2,5 или более в области предшествующих рекристаллизации температур, составляющих 900°С или ниже, с последующим водяным охлаждением, которое прекращают при температуре 600°С или ниже, после чего полученному листу придают форму трубы и выполняют шовную сварку стыковых участков с внутренней и внешней поверхностей.
10. Способ по п.9, отличающийся тем, что стальному листу придают форму трубы в процессе формоизменения UO, стыковые участки внутренних и внешних поверхностей сваривают с применением дуговой сварки под флюсом с использованием сварочной проволоки и спекаемого или плавленого флюса, после чего трубу подвергают раскатке.
11. Способ по п.10, отличающийся тем, что подводимое тепло при дуговой сварке под флюсом составляет от 4,0 до 10,0 кДж/мм.
12. Способ по п.9, отличающийся тем, что зону сварного шва подвергают термической обработке.
13. Способ по п.12, отличающийся тем, что зону сварного шва подвергают термической обработке в диапазоне температур от 300 до 500°С.
RU2009124893/02A 2006-11-30 2007-11-30 Высокопрочная сварная стальная труба для трубопровода, обладающая превосходной низкотемпературной вязкостью, и способ ее изготовления RU2427662C2 (ru)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2006324176 2006-11-30
JP2006-324176 2006-11-30
JP2007-309280 2007-11-29
JP2007309280 2007-11-29
JP2007-310457 2007-11-30

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2009124893A RU2009124893A (ru) 2011-01-10
RU2427662C2 true RU2427662C2 (ru) 2011-08-27

Family

ID=40919377

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2009124893/02A RU2427662C2 (ru) 2006-11-30 2007-11-30 Высокопрочная сварная стальная труба для трубопровода, обладающая превосходной низкотемпературной вязкостью, и способ ее изготовления

Country Status (5)

Country Link
US (1) US8039118B2 (ru)
JP (1) JP5251092B2 (ru)
KR (1) KR101119240B1 (ru)
BR (1) BRPI0718935B1 (ru)
RU (1) RU2427662C2 (ru)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2637202C2 (ru) * 2013-08-30 2017-11-30 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Листовая сталь для толстостенной высокопрочной магистральной трубы, обладающая превосходными сопротивлением воздействию кислой среды, сопротивлением смятию и низкотемпературной вязкостью, а также магистральная труба
RU2653031C2 (ru) * 2014-03-31 2018-05-04 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Сталь для высокодеформируемых труб магистральных трубопроводов с высокой стойкостью к деформационному старению и водородному охрупчиванию, способ их изготовления и сварная стальная труба
RU2724257C1 (ru) * 2017-04-01 2020-06-22 Цзянъинь Синчэн Спешал Стил Воркс Ко., Лтд Трубопроводная листовая сталь класса х80 с высоким эквивалентным содержанием углерода и высокой ударной вязкостью при низких температурах для применения в гнутых трубах и способ ее изготовления
RU2768842C1 (ru) * 2018-11-29 2022-03-24 Поско Высокопрочный толстый стальной лист для трубопровода, имеющий превосходную низкотемпературную ударную вязкость и пластичность, а также низкое отношение предела текучести к пределу прочности, и способ его получения

Families Citing this family (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
US8110292B2 (en) * 2008-04-07 2012-02-07 Nippon Steel Corporation High strength steel plate, steel pipe with excellent low temperature toughness, and method of production of same
EP2436472B1 (en) * 2009-05-27 2023-02-01 JFE Steel Corporation Submerged arc welding method for steel plate
WO2011096510A1 (ja) * 2010-02-04 2011-08-11 新日本製鐵株式会社 高強度溶接鋼管及びその製造方法
JP2011246804A (ja) * 2010-04-30 2011-12-08 Nippon Steel Corp 電子ビーム溶接継手及び電子ビーム溶接用鋼材とその製造方法
BR112012016055B1 (pt) 2010-09-14 2019-04-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Tubo de aço soldado espesso execelente em rigidez à baixa temperatura, método para fabricação de tubo de aço soldado espesso excelente em rigidez à baixa temperatura, e placa de aço para fabricar tubo de aço soldado espesso.
US10974349B2 (en) * 2010-12-17 2021-04-13 Magna Powertrain, Inc. Method for gas metal arc welding (GMAW) of nitrided steel components using cored welding wire
WO2013089156A1 (ja) * 2011-12-15 2013-06-20 新日鐵住金株式会社 低温靭性に優れた高強度ｈ形鋼及びその製造方法
WO2013100106A1 (ja) 2011-12-28 2013-07-04 新日鐵住金株式会社 変形性能と低温靭性に優れた高強度鋼管、高強度鋼板、および前記鋼板の製造方法
JP5316664B2 (ja) * 2012-03-28 2013-10-16 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ用のテーラードブランク
JP5316670B1 (ja) * 2012-04-17 2013-10-16 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ用のテーラードブランクとその製造方法
WO2013147035A1 (ja) * 2012-03-28 2013-10-03 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ用テーラードブランクおよびホットスタンプ部材ならびにそれらの製造方法
CN103192198B (zh) * 2013-04-26 2016-09-21 宝鸡石油钢管有限责任公司 一种超高强度x90/x100钢级热煨弯管用埋弧焊丝
CN106133165B (zh) * 2014-03-31 2019-03-08 杰富意钢铁株式会社 焊接接头
MX2016015400A (es) * 2014-05-29 2017-02-22 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Material de acero tratado con calor y metodo para producir el mismo.
RU2580582C2 (ru) * 2014-07-29 2016-04-10 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Национальный исследовательский Томский политехнический университет" Способ разводороживания сварных швов магистральных газопроводов
WO2017094593A1 (ja) * 2015-12-04 2017-06-08 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の低温靭性劣化および溶接熱影響部の硬さを抑制した高降伏強度を有する非調質鋼板
CN106989216A (zh) * 2016-01-20 2017-07-28 浙江三花智能控制股份有限公司 管件本体、管件及管件的加工方法
CN105986173A (zh) * 2016-06-16 2016-10-05 山东钢铁股份有限公司 一种大应变x80hd2管线钢管和管线钢管用钢板
KR102126375B1 (ko) * 2020-01-21 2020-06-24 주식회사광성이엔지 강관확관부의 용접제어방법

Family Cites Families (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS624826A (ja) 1985-07-01 1987-01-10 Kobe Steel Ltd 不安定延性破壊伝播停止特性にすぐれた高強度高靭性ラインパイプ用鋼板の製造方法
JPH06293914A (ja) * 1993-04-07 1994-10-21 Nippon Steel Corp 耐ｃｏ２ 腐食性、ｈａｚ靱性に優れた低合金ラインパイプ用鋼板の製造方法
JP3064865B2 (ja) 1995-05-26 2000-07-12 住友金属工業株式会社 耐ｈｉｃ性の優れた高強度高靱性鋼の製造法
JP4112733B2 (ja) 1999-03-08 2008-07-02 新日本製鐵株式会社 強度および低温靭性に優れた５０キロ（４９０ＭＰａ）ないし６０キロ（５８８ＭＰａ）級の厚手高張力鋼板の製造方法
JP4268317B2 (ja) 2000-06-09 2009-05-27 新日本製鐵株式会社 溶接部の低温靱性に優れた超高強度鋼管及びその製造方法
JP2002001577A (ja) * 2000-06-22 2002-01-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐炭酸ガス腐食性と靭性に優れた溶接金属および溶接鋼管
KR100482208B1 (ko) * 2000-11-17 2005-04-21 주식회사 포스코 침질처리에 의한 용접구조용 강재의 제조방법
US6966955B2 (en) * 2000-12-14 2005-11-22 Posco Steel plate having TiN+ZrN precipitates for welded structures, method for manufacturing same and welded structure made therefrom
JP2003138340A (ja) 2001-10-31 2003-05-14 Nippon Steel Corp 溶接部靱性に優れた超高強度鋼管及びその製造方法
WO2003042420A1 (en) * 2001-11-16 2003-05-22 Posco Steel plate having superior toughness in weld heat-affected zone and method for manufacturing the same, welding fabric using the same
JP4072009B2 (ja) * 2002-07-01 2008-04-02 新日本製鐵株式会社 圧潰強度の高いｕｏｅ鋼管の製造方法
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
JP3741078B2 (ja) * 2002-05-30 2006-02-01 住友金属工業株式会社 疲労亀裂進展抵抗性に優れた高強度鋼材およびその製造法
JP4026443B2 (ja) 2002-08-19 2007-12-26 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接性に優れた高強度高靭性鋼管素材およびその製造方法
JP4161679B2 (ja) 2002-10-23 2008-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度高靭性低降伏比鋼管素材およびその製造方法
JP2005232513A (ja) * 2004-02-18 2005-09-02 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度鋼板とその製造方法
JP4305216B2 (ja) * 2004-02-24 2009-07-29 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接部の靭性に優れる耐サワー高強度電縫鋼管用熱延鋼板およびその製造方法
JP4466196B2 (ja) 2004-05-24 2010-05-26 住友金属工業株式会社 耐疲労き裂進展性に優れた鋼板およびその製造方法
JP2006241551A (ja) * 2005-03-04 2006-09-14 Nippon Steel Corp 溶接性及び低温靭性に優れた厚鋼板
JP5055774B2 (ja) * 2005-03-17 2012-10-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高変形性能を有するラインパイプ用鋼板およびその製造方法。
JP4981262B2 (ja) * 2005-03-17 2012-07-18 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接部靭性に優れた低温用低降伏比鋼材の製造方法
JP5151008B2 (ja) * 2005-03-29 2013-02-27 Ｊｆｅスチール株式会社 耐ｈｉｃ性および溶接部靱性優れる耐サワー高強度電縫鋼管用熱延鋼板およびその製造方法
AR054935A1 (es) * 2005-08-22 2007-07-25 Sumitomo Metal Ind Tubo de acero sin costura para tuberias y procedimiento para su fabricacion
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
JP5251089B2 (ja) * 2006-12-04 2013-07-31 新日鐵住金株式会社 低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
US8110292B2 (en) * 2008-04-07 2012-02-07 Nippon Steel Corporation High strength steel plate, steel pipe with excellent low temperature toughness, and method of production of same

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2637202C2 (ru) * 2013-08-30 2017-11-30 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Листовая сталь для толстостенной высокопрочной магистральной трубы, обладающая превосходными сопротивлением воздействию кислой среды, сопротивлением смятию и низкотемпературной вязкостью, а также магистральная труба
RU2653031C2 (ru) * 2014-03-31 2018-05-04 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Сталь для высокодеформируемых труб магистральных трубопроводов с высокой стойкостью к деформационному старению и водородному охрупчиванию, способ их изготовления и сварная стальная труба
US10344362B2 (en) 2014-03-31 2019-07-09 Jfe Steel Corporation Steel material for highly deformable line pipes having superior strain aging resistance and superior HIC resistance, method for manufacturing same, and welded steel pipe
RU2724257C1 (ru) * 2017-04-01 2020-06-22 Цзянъинь Синчэн Спешал Стил Воркс Ко., Лтд Трубопроводная листовая сталь класса х80 с высоким эквивалентным содержанием углерода и высокой ударной вязкостью при низких температурах для применения в гнутых трубах и способ ее изготовления
RU2768842C1 (ru) * 2018-11-29 2022-03-24 Поско Высокопрочный толстый стальной лист для трубопровода, имеющий превосходную низкотемпературную ударную вязкость и пластичность, а также низкое отношение предела текучести к пределу прочности, и способ его получения

Also Published As

Publication number Publication date
BRPI0718935B1 (pt) 2016-08-23
KR101119240B1 (ko) 2012-03-20
US8039118B2 (en) 2011-10-18
JP5251092B2 (ja) 2013-07-31
US20100330388A1 (en) 2010-12-30
RU2009124893A (ru) 2011-01-10
BRPI0718935A2 (pt) 2015-07-21
JP2009149917A (ja) 2009-07-09
KR20090055647A (ko) 2009-06-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2427662C2 (ru) Высокопрочная сварная стальная труба для трубопровода, обладающая превосходной низкотемпературной вязкостью, и способ ее изготовления
RU2427663C2 (ru) Высокопрочная толстостенная сварная стальная труба для трубопровода с превосходной низкотемпературной вязкостью и способ ее изготовления
JP5098235B2 (ja) 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
JP5292784B2 (ja) 低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
KR101410588B1 (ko) 저온 인성이 우수한 후육 용접 강관 및 저온 인성이 우수한 후육 용접 강관의 제조 방법, 후육 용접 강관 제조용 강판
US9089919B2 (en) Welded steel pipe for linepipe with high compressive strength and manufacturing method thereof
JP4837807B2 (ja) 高強度溶接鋼管及びその製造方法
JP4977876B2 (ja) 母材および溶接部靱性に優れた超高強度高変形能溶接鋼管の製造方法
EP2395122A1 (en) High-strength steel tube for low-temperature use with superior buckling resistance and toughness in weld heat-affected areas, and manufacturing method for same
EP2039793A1 (en) High-strength steel pipe with excellent unsusceptibility to strain aging for line piping, high-strength steel plate for line piping, and processes for producing these
JP5181639B2 (ja) 低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
WO2010052928A1 (ja) 超高強度ラインパイプ用鋼板および鋼管の製造方法
KR102119561B1 (ko) 구조관용 후육 강판, 구조관용 후육 강판의 제조 방법 및, 구조관
WO2010052926A1 (ja) 超高強度ラインパイプ用鋼板および鋼管の製造方法
WO2010052927A1 (ja) 超高強度ラインパイプ用鋼板および鋼管の製造方法
EP2093302B1 (en) Weld steel pipe with excellent low-temperature toughness for high-strength line pipe and process for producing the same
JP4119706B2 (ja) 溶接部靱性に優れた高強度溶接鋼管およびその製造方法

Legal Events

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

Effective date: 20140804

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

Effective date: 20201201