RU2461636C1

RU2461636C1 - Method of producing thick-sheet steel and steel tubes for super strong pipeline

Info

Publication number: RU2461636C1
Application number: RU2011119110/02A
Authority: RU
Inventors: Такуя ХАРА (JP); Такуя ХАРА; Таиси ФУДЗИСИРО (JP); Таиси ФУДЗИСИРО; Йосио ТЕРАДА (JP); Йосио ТЕРАДА; Ясухиро СИНОХАРА (JP); Ясухиро СИНОХАРА; Ацуси СИМИДЗУ (JP); Ацуси СИМИДЗУ; Юу УТИДА (JP); Юу УТИДА
Original assignee: Ниппон Стил Корпорейшн
Priority date: 2008-11-06
Filing date: 2009-11-06
Publication date: 2012-09-20
Also published as: CN102203301A; CN102203301B; JP4819185B2; WO2010052926A1; BRPI0921686A2; JPWO2010052926A1; BRPI0921686B1

Abstract

FIELD: metallurgy.

SUBSTANCE: thick-sheet steel for super strong tubes is produced from steel that contains the following components in wt %: 0.03-0.08 C, 0.01-0.50 Si, 1.5-2.5 Mn, 0.01 or less P, 0.0030 or less S, 0.0001-0.20 Nb, 0.0001-0.03 Al, 0.003-0.030 Ti, less than 0.0003 B, 0.0010-0.0050 N, 0.0050 or less O, iron and unavoidable impurities making the rest. Fused steel is cast into slab to be hot rolled to make thick-sheet steel to be water cooled. Water cooling is performed to preset temperature above that of the start of M_s-point martnensitic transformation. Thick-sheet steel surface is, then, cooled by reiteration of processing whereat heat is recovered one or more times to cool is finally to M_s point or lower. UO-press is used to form tube from sheet. Sheet adjoining edges are arc-welded at flux using welding wire and agglomerated or fused flux to expand the tube.

EFFECT: tensile strength increased to 625 MPa, excellent low-temperature toughness.

10 cl, 3 tbl, 3 dwg

Description

Предпосылки изобретенияBACKGROUND OF THE INVENTION

Область техники, к которой относится изобретениеFIELD OF THE INVENTION

Изобретение относится к способу получения толстолистовой стали для применения в ультравысокопрочном трубопроводе, имеющей предел прочности на разрыв (TS) 625 МПа или выше в направлении к периферии стальной трубы, а также отличную деформируемость и низкотемпературную ударную вязкость, и к способу получения стальной трубы для применения в качестве ультравысокопрочного трубопровода, изготовленного с использованием этой толстолистовой стали. В частности, стальная труба, полученная способом получения согласно настоящему изобретению, может широко применяться как трубопроводная труба для транспортировки природного газа и нефти.The invention relates to a method for producing plate steel for use in an ultrahigh-strength pipeline having a tensile strength (TS) of 625 MPa or higher towards the periphery of the steel pipe, as well as excellent deformability and low temperature impact strength, and to a method for producing a steel pipe for use in as an ultra-high-strength pipeline made using this plate steel. In particular, the steel pipe obtained by the production method according to the present invention can be widely used as a pipeline pipe for transporting natural gas and oil.

Испрашивается приоритет японской патентной заявки 2008-285612 от 6 ноября 2008 г., содержание которой включено в настоящее описание посредством ссылки.Priority is claimed for Japanese Patent Application 2008-285612 of November 6, 2008, the contents of which are incorporated herein by reference.

Описание родственного уровня техникиDescription of Related Art

В последние годы возросла важность трубопроводов как способа транспортировки нефти и природного газа на большие расстояния. В настоящее время стандарт X65 Американского Нефтяного Института (Amerikan Petroleum Institute, API) образует основу для создания основных трубопроводов для транспортировки на большие расстояния, и фактическое использование трубопроводов X65 чрезвычайно высоко. Однако имеется потребность в более прочных трубопроводах для достижения (1) улучшения эффективности транспортировки путем повышения давления и (2) улучшения эффективности строительства в месте эксплуатации путем снижения наружного диаметра и веса трубопроводных труб. До сих пор на практике применялись трубопроводы сорта до X120 (с пределом прочности на разрыв 915 МПа или больше).In recent years, the importance of pipelines as a way of transporting oil and natural gas over long distances has grown. Currently, the X65 standard of the American Petroleum Institute (Amerikan Petroleum Institute, API) forms the basis for the creation of the main pipelines for transportation over long distances, and the actual use of X65 pipelines is extremely high. However, there is a need for more durable pipelines to achieve (1) improve transportation efficiency by increasing pressure and (2) improve construction efficiency at the place of use by reducing the outer diameter and weight of the piping. Until now, pipelines of grade up to X120 (with a tensile strength of 915 MPa or more) have been used in practice.

С другой стороны, в последние годы изменилась концепция конструкции трубопровода. В прошлом трубопроводы делались с постоянным напряжением ("конструкция на основе напряжений"), однако, в последнее время признание получает конструкция, в которой зоны кольцевых сварных швов в стальных трубах не растрескиваются, или сами стальные трубы не коробятся, даже если к трубопроводным трубам прикладывается деформация ("конструкция на основе деформаций"). До настоящего времени, что касается высокопрочных трубопроводов марок X80 или выше, изучались химический состав или условия производства, которые могут обеспечить низкотемпературную ударную вязкость исходных материалов или ударную вязкость в зонах термического влияния. Однако, в случае "конструкции на основе деформаций" существует дальнейшая потребность в деформируемости исходных материалов или деформируемости стальных труб после покрытия. Не решив проблем с ударной вязкостью или деформируемостью, невозможно производить стальные трубы для трубопроводов X80 или выше, имеющих "конструкцию на основе деформаций". Чтобы получить ультравысокопрочные трубопроводы, требуются условия получения, которые могут обеспечить баланс между прочностью и низкотемпературной ударной вязкостью исходных материалов, ударной вязкостью металлов сварного шва и зон термического влияния (HAZ), возможность сваривания в месте эксплуатации, сопротивление размягчению соединения, сопротивление труб разрыву в соответствии с испытанием на разрыв внутренним давлением или подобного, и которые могут также давать стальные трубы с отличной деформируемостью исходных материалов. В результате имеется потребность в разработке ультравысокопрочных толстых трубопроводных труб марки X80 или выше, которые соответствуют указанным выше характеристикам стальных труб.On the other hand, the concept of pipeline construction has changed in recent years. In the past, pipelines were made with constant stress (the “stress-based design”), however, recently a design has been recognized in which the zones of ring welds in steel pipes do not crack or the steel pipes themselves do not warp, even if applied to the pipe pipes deformation ("deformation-based structure"). So far, with regard to high-strength pipelines of grades X80 or higher, the chemical composition or production conditions that can provide low-temperature toughness of the starting materials or toughness in the heat affected zones have been studied. However, in the case of a "strain-based design", there is a further need for deformability of the starting materials or deformability of steel pipes after coating. Without resolving problems with toughness or deformability, it is not possible to produce steel pipes for pipelines X80 or higher having a "strain-based structure". To obtain ultra-high-strength pipelines, production conditions are required that can provide a balance between the strength and low temperature impact strength of the starting materials, the impact strength of the weld metals and heat affected zones (HAZ), the possibility of welding at the place of use, the softening resistance of the joint, and the pipe burst resistance with tensile testing by internal pressure or the like, and which can also produce steel pipes with excellent deformability of the starting materials. As a result, there is a need to develop ultra-high-strength thick pipe pipes of grade X80 or higher, which meet the above steel pipe specifications.

До сих пор, что касается способов получения стальных труб для трубопроводов, предлагались, например, следующие способы для улучшения характеристик вышеуказанных стальных труб. Чтобы улучшить деформируемость стальных труб, в нерассмотренной японской патентной заявке, первая публикация №2004-131799, и в нерассмотренной японской патентной заявке, первая публикация №2003-293089, предлагаются способы, в которых стальные листы медленно охлаждают на первой стадии до 500°C-600°C и затем, на второй стадии, охлаждают с более высокой скоростью охлаждения, чем на первой стадии. Этими способами можно контролировать микроструктуру листовой стали и стальных труб. Кроме того, в нерассмотренной японской патентной заявке, первая публикация №H11-279700, и в нерассмотренной японской патентной заявке, первая публикация №2000-178689, для улучшения сопротивления продольному изгибу стальных труб листовую сталь толщиной 16 мм производят, проводя охлаждение с постоянной скоростью охлаждения 15°C/с или выше.So far, with regard to methods for producing steel pipes for pipelines, the following methods have been proposed, for example, to improve the performance of the above steel pipes. To improve the deformability of steel pipes, in Unexamined Japanese Patent Application, First Publication No. 2004-131799, and Unexamined Japanese Patent Application, First Publication No. 2003-293089, methods are proposed in which steel sheets are slowly cooled in the first stage to 500 ° C. 600 ° C and then, in the second stage, cooled with a higher cooling rate than in the first stage. By these methods, the microstructure of sheet steel and steel pipes can be controlled. In addition, in the unexamined Japanese patent application, the first publication No. H11-279700, and in the unexamined Japanese patent application, the first publication No. 2000-178689, in order to improve the longitudinal bending resistance of steel pipes, 16 mm steel sheet is produced by cooling at a constant cooling rate 15 ° C / s or higher.

Патентная ссылка 1: нерассмотренная японская патентная заявка, первая публикация №2004-131799Patent Reference 1: Unexamined Japanese Patent Application, First Publication No. 2004-131799

Патентная ссылка 2: нерассмотренная японская патентная заявка, первая публикация №2003-293089Patent Reference 2: Unexamined Japanese Patent Application, First Publication No. 2003-293089

Патентная ссылка 3: нерассмотренная японская патентная заявка, первая публикация №H11-279700Patent Reference 3: Unexamined Japanese Patent Application, First Publication No. H11-279700

Патентная ссылка 4: нерассмотренная японская патентная заявка, первая публикация №2000-178689Patent Reference 4: Unexamined Japanese Patent Application, First Publication No. 2000-178689

Однако способы, раскрытые в нерассмотренной японской патентной заявке, первая публикация №2004-131799, и в нерассмотренной японской патентной заявке, первая публикация №2003-293089, имеют сильные колебания температур, при которых останавливают водяное охлаждение, и поэтому имеется проблема в том, что качество стальных листов значительно варьируется. Кроме того, даже способы, раскрытые в нерассмотренной японской патентной заявке, первая публикация №H11-279700, и в нерассмотренной японской патентной заявке, первая публикация №2000-178689, имеют большие разницы температур, при которых прекращают охлаждение водой, и поэтому, помимо того, что трудно обеспечить деформируемость толстолистовой стали, имеются проблемы в том, что прочность стальных листов сильно варьируется.However, the methods disclosed in the unexamined Japanese patent application, first publication No. 2004-131799, and in the unexamined Japanese patent application, first publication No. 2003-293089, have strong temperature fluctuations at which water cooling is stopped, and therefore there is a problem that The quality of steel sheets varies greatly. In addition, even the methods disclosed in the unexamined Japanese patent application, first publication No. H11-279700, and in the unexamined Japanese patent application, first publication No. 2000-178689, have large temperature differences at which water cooling is stopped, and therefore, in addition that it is difficult to ensure the deformability of plate steel, there are problems in that the strength of steel sheets varies greatly.

Настоящее изобретение предоставляет способы получения толстолистовой стали и стальных труб для ультравысокопрочных трубопроводов с пределом прочности на разрыв 625 МПа или больше (стандарт API X80 или выше), которые имеют отличные прочность, низкотемпературную ударную вязкость и деформируемость исходных материалов, и которые можно легко сваривать в месте эксплуатации.The present invention provides methods for producing plate steel and steel pipes for ultra-high strength pipelines with a tensile strength of 625 MPa or more (API standard X80 or higher) that have excellent strength, low temperature toughness and deformability of the starting materials, and which can be easily welded in place operation.

Суть изобретенияThe essence of the invention

Авторы изобретения провели всесторонние исследования условий получения стальных листов и стальных труб, чтобы получить ультравысокопрочную толстолистовую сталь и стальные трубы, которые имеют предел прочности на разрыв 625 МПа или выше и отличную низкотемпературную ударную вязкость. В результате были изобретены новые способы получения толстолистовой стали для ультравысокопрочных трубопроводных труб и стальных труб для ультравысокопрочных трубопроводов. Суть настоящего изобретения заключается в следующем.The inventors have conducted comprehensive studies of the conditions for producing steel sheets and steel pipes to obtain ultra-high strength plate steel and steel pipes that have a tensile strength of 625 MPa or higher and excellent low temperature impact strength. As a result, new methods have been invented for the production of plate steel for ultra-high-strength piping and steel pipes for ultra-high-strength piping. The essence of the present invention is as follows.

(1) Согласно способу получения толстолистовой стали для ультравысокопрочных трубопроводов, способ включает в себя: получение расплавленной стали, содержащей: C: 0,03-0,08 мас.%, Si: 0,01-0,50 мас.%, Mn: 1,5-2,5 мас.%, P: 0,01 мас.% или меньше, S: 0,0030 мас.% или меньше, Nb: 0,0001-0,20 мас.%, Al: 0,0001-0,03 мас.%, Ti: 0,003-0,030 мас.%, B: менее 0,0003 мас.%, N: 0,0010-0,0050 мас.%, O: 0,0050 мас.% или меньше, остальное Fe и неизбежные примеси; разливка расплавленной стали в сляб; проведение горячей прокатки сляба, чтобы получить толстолистовую сталь; проведение водяного охлаждения до тех пор, пока не будет достигнута заданная температура, превышающая точку M_S, и затем охлаждение поверхности толстолистовой стали, повторяя обработку, в которой утилизация тепла проводится один или более раз; и проведение окончательного охлаждения водой, чтобы охладить поверхность толстолистовой стали до температуры точки M_S или ниже.(1) According to the method for producing plate steel for ultra high strength pipelines, the method includes: producing molten steel containing: C: 0.03-0.08 wt.%, Si: 0.01-0.50 wt.%, Mn : 1.5-2.5 wt.%, P: 0.01 wt.% Or less, S: 0.0030 wt.% Or less, Nb: 0.0001-0.20 wt.%, Al: 0 , 0001-0.03 wt.%, Ti: 0.003-0.030 wt.%, B: less than 0.0003 wt.%, N: 0.0010-0.0050 wt.%, O: 0.0050 wt.% or less, the rest is Fe and inevitable impurities; casting molten steel into a slab; hot rolling the slab to obtain plate steel; conducting water cooling until a predetermined temperature is reached that exceeds the point M _S , and then cooling the surface of the steel plate, repeating the treatment in which heat recovery is carried out one or more times; and conducting a final cooling with water to cool the surface of the steel plate to a temperature of M _S or lower.

Здесь,Here,

M_S=545-330[C]+2[Al]-14[Cr]-13[Cu]-23[Mn]-5[Mo]-4[Nb]-13[Ni]-7[Si]+3[Ti]+4[V],M _S = 545-330 [C] +2 [Al] -14 [Cr] -13 [Cu] -23 [Mn] -5 [Mo] -4 [Nb] -13 [Ni] -7 [Si] + 3 [Ti] +4 [V],

где [C], [Al], [Cr], [Cu], [Mn], [Mo], [Nb], [Ni], [Si], [Ti] и [V] представляют собой количество (в %) C, Al, Cr, Cu, Mn, Mo, Nb, Ni, Si, Ti и V, соответственно.where [C], [Al], [Cr], [Cu], [Mn], [Mo], [Nb], [Ni], [Si], [Ti] and [V] represent the amount (in% ) C, Al, Cr, Cu, Mn, Mo, Nb, Ni, Si, Ti, and V, respectively.

(2) В способе получения толстолистовой стали для ультравысокопрочных трубопроводов согласно (1), расплавленная сталь может, кроме того, включать по меньшей мере один элемент, выбранный из группы, состоящей из: Mo: 0,01-1,0 мас.%, Cu: 0,01-1,5 мас.%, Ni: 0,01-5,0 мас.%, Cr: 0,01-1,5 мас.%, V: 0,01-0,10 мас.%, W: 0,01-1,0 мас.%, Zr: 0,0001-0,050 мас.% и Ta: 0,0001-0,050 мас.%.(2) In the method for producing plate steel for ultra-high strength pipelines according to (1), molten steel may further include at least one element selected from the group consisting of: Mo: 0.01-1.0 wt.%, Cu: 0.01-1.5 wt.%, Ni: 0.01-5.0 wt.%, Cr: 0.01-1.5 wt.%, V: 0.01-0.10 wt. %, W: 0.01-1.0 wt.%, Zr: 0.0001-0.050 wt.% And Ta: 0.0001-0.050 wt.%.

(3) В способе получения толстолистовой стали для ультравысокопрочных трубопроводов согласно (1), расплавленная сталь может включать, кроме того, по меньшей мере один элемент, выбранный из группы, состоящей из: Mg: 0,0001-0,010 мас.%, Ca: 0,0001-0,005 мас.%, REM(=редкоземельный элемент): 0,0001-0,005 мас.%, Y: 0,0001-0,005 мас.%, Hf: 0,0001-0,005 мас.% и Re: 0,0001-0,005 мас.%.(3) In the method for producing plate steel for ultra high strength pipelines according to (1), molten steel may further comprise at least one element selected from the group consisting of: Mg: 0.0001-0.010 wt.%, Ca: 0.0001-0.005 wt.%, REM (= rare earth): 0.0001-0.005 wt.%, Y: 0.0001-0.005 wt.%, Hf: 0.0001-0.005 wt.% And Re: 0 , 0001-0.005 wt.%.

4) В способе получения толстолистовой стали для ультравысокопрочных трубопроводов согласно (1), средняя скорость охлаждения поверхности толстолистовой стали (в °C/с) за период от начального водяного охлаждения до времени, когда поверхность толстолистовой стали достигнет точки начала мартенситного превращения (точка M_S), может быть равна V_C90 или ниже.4) In the method for producing plate steel for ultra-high-strength pipelines according to (1), the average cooling rate of the plate surface (in ° C / s) from the initial water cooling to the time when the plate steel surface reaches the point of martensitic transformation (point M _S ) can be equal to V _C90 or lower.

Здесь,Here,

M_S=545-330[C]+2[Al]-14[Cr]-13[Cu]-23[Mn]-5[Mo]-4[Nb]-13[Ni]-7[Si]+3[Ti]+4[V]M _S = 545-330 [C] +2 [Al] -14 [Cr] -13 [Cu] -23 [Mn] -5 [Mo] -4 [Nb] -13 [Ni] -7 [Si] + 3 [Ti] +4 [V]

V_C90=10^{(3,69-0,75β)} V _C90 = 10 ^{(3.69-0.75β)}

β=2,7[C]+0,4[Si]+[Mn]+0,45([Ni]+[Cu])+0,8[Cr]+2[Mo],β = 2.7 [C] +0.4 [Si] + [Mn] +0.45 ([Ni] + [Cu]) + 0.8 [Cr] +2 [Mo],

где [C], [Al], [Cr], [Cu], [Mn], [Mo], [Mb], [Ni], [Si], [Ti] и [V] означают количество (в %) C, Al, Cr, Cu, Mn, Mo, Nb, Ni, Si, Ti и V, соответственно.where [C], [Al], [Cr], [Cu], [Mn], [Mo], [Mb], [Ni], [Si], [Ti] and [V] mean the amount (in%) C, Al, Cr, Cu, Mn, Mo, Nb, Ni, Si, Ti, and V, respectively.

(5) В способе получения толстолистовой стали для ультравысокопрочных трубопроводов согласно (1), скорости водяного охлаждения и конечного охлаждения водой могут равняться V_C90 или выше.(5) In the method for producing plate steel for ultra-high-strength pipelines according to (1), the water cooling rate and the final water cooling can be V _C90 or higher.

(6) В способе получения толстолистовой стали для ультравысокопрочных трубопроводов согласно (1), при горячей прокатке температура повторного нагрева сляба может составлять 950°C или больше, и вытяжка сляба вне диапазона температур рекристаллизации может составлять 3 или больше.(6) In the method for producing plate steel for ultra-high strength pipelines according to (1), during hot rolling, the reheat temperature of the slab can be 950 ° C or more, and the slab stretch outside the recrystallization temperature range can be 3 or more.

(7) В способе получения толстолистовой стали для ультравысокопрочных трубопроводов согласно (1), охлаждение может проводиться от исходной температуры охлаждения 800°C или меньше.(7) In the method for producing plate steel for ultra-high strength pipelines according to (1), cooling can be carried out from an initial cooling temperature of 800 ° C or less.

(8) Согласно способу получения стальной трубы для ультравысокопрочных трубопроводов способ включает: придание стальному листу для ультравысокопрочных трубопроводов, полученному способом получения согласно (1), формы трубы на UO-прессе; проведение дуговой сварки под флюсом на примыкающих участках стального листа для ультравысокопрочных трубопроводов от наружной к внутренней поверхности, используя сварочную проволоку и агломерированный или плавленый флюс; и проведение экспандирования труб.(8) According to the method for producing a steel pipe for ultra-high-strength pipelines, the method includes: shaping the steel sheet for ultra-high-strength pipelines obtained by the production method according to (1) to a pipe shape on a UO press; conducting submerged arc welding on adjacent sections of a steel sheet for ultrahigh-strength pipelines from the outer to the inner surface, using a welding wire and agglomerated or fused flux; and pipe expansion.

(9) В способе получения стальной трубы для ультравысокопрочных трубопроводов согласно (8), сварной шов можно подвергнуть термообработке после проведения дуговой сварки под флюсом и перед проведением экспандирования труб.(9) In the method for producing a steel pipe for ultra-high-strength pipelines according to (8), the weld can be heat treated after submerged arc welding and before pipe expansion.

(10) В способе получения стальной трубы для ультравысокопрочных трубопроводов согласно (8), сварной шов можно подвергнуть термообработке в температурном диапазоне от 200°C до 500°C.(10) In the method for producing a steel pipe for ultra-high-strength pipelines according to (8), the weld can be heat treated in a temperature range from 200 ° C to 500 ° C.

Согласно настоящему изобретению, можно уменьшить колебания прочности стального листа и стальной трубы и получить благоприятную деформируемость стального листа и стальной трубы до и после деформационного старения, путем горячей прокатки толстолистовой стали ограниченного химического состава и затем повторение водяного охлаждения и утилизации тепла для проведения охлаждения. В результате значительно улучшается надежность трубопроводов.According to the present invention, it is possible to reduce fluctuations in the strength of the steel sheet and the steel pipe and to obtain favorable deformability of the steel sheet and the steel pipe before and after deformation aging by hot rolling of plate steel of limited chemical composition and then repeating water cooling and heat recovery for cooling. As a result, pipeline reliability is greatly improved.

Краткое описание чертежейBrief Description of the Drawings

Фиг.1A является схематическим видом распределения твердости в произведенном стальном листе в направлении толщины.1A is a schematic view of the distribution of hardness in a produced steel sheet in the thickness direction.

Фиг.1B является схематическим видом распределения температуры толстолистовой стали в направлении толщины во время охлаждения.Figv is a schematic view of the temperature distribution of plate steel in the thickness direction during cooling.

Фиг.2 является схематическим видом одного примера соотношения между характером охлаждения поверхности стального листа и диаграммой превращения стали.FIG. 2 is a schematic view of one example of a relationship between a pattern of cooling of a surface of a steel sheet and a steel conversion diagram.

Подробное описание изобретенияDETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION

Ниже будет подробно описано содержание настоящего изобретения.Below will be described in detail the contents of the present invention.

Настоящее изобретение относится к ультравысокопрочным трубопроводам с пределом прочности на разрыв (TS) 625 МПа или выше и с отличной низкотемпературной ударной вязкостью. Так как ультравысокопрочные трубопроводы этого класса прочности могут выдерживать примерно в 1,2-2 раза большее давление по сравнению с серийно выпускаемыми трубами X65, можно транспортировать большее количество газа, используя такой же размер, как в прошлом. В случае, когда марка X65 используется при повышенном давлении, нужно увеличивать толщину трубопроводов. В результате возрастают расходы на материалы, транспортировку и сварку на месте эксплуатации и, таким образом, значительно возрастают расходы по прокладке трубопроводных линий. Поэтому, чтобы снизить стоимость прокладки трубопроводов, требуются ультравысокопрочные трубопроводы с пределом прочности на разрыв (TS) 625 МПа или выше и с отличной низкотемпературной ударной вязкостью. С другой стороны, по мере повышения прочности требуемых стальных труб быстро усложняется производство стальных труб. В частности, когда требуется "конструкция на основе деформаций", необходимо получать не только баланс между прочностью и низкотемпературной ударной вязкостью исходных материалов и ударной вязкостью в зонах роликовой сварки, но также искомые характеристики, включая деформируемость после деформационного старения. Однако очень трудно удовлетворить все эти характеристики.The present invention relates to ultra-high strength pipelines with a tensile strength (TS) of 625 MPa or higher and with excellent low temperature impact strength. Since ultra-high-strength pipelines of this strength class can withstand approximately 1.2–2 times greater pressure than the commercially available X65 pipes, more gas can be transported using the same size as in the past. In the case when the brand X65 is used at elevated pressure, it is necessary to increase the thickness of the pipelines. As a result, the costs of materials, transportation and welding at the place of operation increase, and thus, the costs of laying pipelines increase significantly. Therefore, to reduce the cost of laying pipelines, ultra-high-strength pipelines with a tensile strength (TS) of 625 MPa or higher and with excellent low-temperature impact strength are required. On the other hand, as the strength of the required steel pipes increases, the production of steel pipes quickly becomes more complicated. In particular, when a “strain-based structure” is required, it is necessary to obtain not only a balance between the strength and low temperature toughness of the starting materials and the toughness in the areas of roller welding, but also the desired characteristics, including deformability after strain aging. However, it is very difficult to satisfy all these characteristics.

В трубопроводах, требующих "конструкции на основе деформаций", прочность металла сварного шва, который соединяет трубопроводные трубы (прочность кольцевых зон сварки) должна быть выше, чем прочность исходных материалов (толстолистовая сталь или площадь, соответствующая стальному листу в стальных трубах) в продольном направлении (направление оси трубы в трубопроводе). В средах, в которых используются трубопроводы, мерзлый грунт может оттаивать летом и снова замерзать зимой. В таком случае трубопроводы испытывают деформацию, и растрескивание начинается с кольцевых зон сварки. В частности, в случае, когда прочность зон кольцевого шва меньше, чем прочность исходных материалов (недосогласование), растрескивание вызывается незначительной деформацией. Таким образом, необходимо, чтобы прочность исходного материала в продольном направлении была меньше, чем прочность зон кольцевого шва, таким образом, верхний предел прочности исходных материалов в продольном направлении устанавливается прочностью зон кольцевого шва. В частности, каждая марка трубопроводных труб имеет некий диапазон прочности, и поэтому, для производства трубопроводов, прочность исходных материалов ограничивается узким диапазоном вблизи верхнего предела. Соответственно, имеется потребность в стабильном производстве трубопроводных труб и в исходных материалах для трубопроводов, для которых разница прочности была бы снижена.In pipelines requiring a “strain-based design”, the strength of the weld metal that connects the piping (strength of the annular welding zones) should be higher than the strength of the starting materials (plate steel or the area corresponding to the steel sheet in steel pipes) in the longitudinal direction (direction of the axis of the pipe in the pipeline). In pipelined environments, frozen ground may thaw in the summer and freeze again in the winter. In this case, the pipelines undergo deformation, and cracking begins with the annular zones of welding. In particular, in the case when the strength of the zones of the annular seam is less than the strength of the starting materials (mismatch), cracking is caused by slight deformation. Thus, it is necessary that the strength of the starting material in the longitudinal direction is less than the strength of the zones of the annular seam, thus, the upper tensile strength of the starting materials in the longitudinal direction is set by the strength of the zones of the annular seam. In particular, each brand of pipeline pipes has a certain range of strength, and therefore, for the production of pipelines, the strength of the starting materials is limited to a narrow range near the upper limit. Accordingly, there is a need for stable production of pipeline pipes and for starting materials for pipelines for which the strength difference would be reduced.

Чтобы ограничить предел прочности на разрыв исходных материалов трубопровода значением 625 МПа или выше и узким диапазоном, авторы изобретения провели всестороннее исследование. В результате было выяснено, что чрезвычайно важно использовать для стальных листов низкоуглеродистую сталь и оптимизировать условия охлаждения толстолистовой стали во время горячей прокатки. Например, если количество C превысит 0,08%, прокаливаемость будет слишком высокой, поэтому прочность будет значительно отличаться в центре и на поверхности толстолистовой стали. Как результат, для стальных листов используется низкоуглеродистая сталь. Кроме того, например, даже когда количество C составляет 0,08% или меньше, но если охлаждение проводится вообще без ограничений на условия охлаждения поверхности толстолистовой стали, то мартенсит образуется или не образуется, в зависимости от способа охлаждения поверхности толстолистовой стали. В таком случае, так как возникает разница твердости между поверхностью и центром (центр толщины) стального листа (внутри стального листа) в направлении толщины, или различие прочности имеется в части одного стального листа или между произведенными стальными листами, то становится невозможным получать трубопроводы, имеющие узкий диапазон прочности.To limit the tensile strength of the starting materials of the pipeline to 625 MPa or higher and a narrow range, the inventors conducted a comprehensive study. As a result, it was found that it was extremely important to use low-carbon steel for steel sheets and to optimize the cooling conditions of plate steel during hot rolling. For example, if the amount of C exceeds 0.08%, the hardenability will be too high, so the strength will vary significantly in the center and on the surface of plate steel. As a result, low carbon steel is used for steel sheets. In addition, for example, even when the amount of C is 0.08% or less, but if cooling is carried out without any restrictions on the cooling conditions of the plate, then martensite is formed or not formed, depending on the method of cooling the surface of plate. In this case, since there is a difference in hardness between the surface and the center (center of thickness) of the steel sheet (inside the steel sheet) in the thickness direction, or there is a difference in strength in the part of one steel sheet or between the produced steel sheets, it becomes impossible to obtain pipelines having narrow strength range.

Вышеуказанное изменение прочности будет описано с использованием фиг.1A и фиг.1B. Фигура 1A показывает схематический вид распределения твердости полученной толстолистовой стали в направлении толщины, а фиг.1B показывает схематический вид распределения температуры толстолистовой стали в направлении толщины при охлаждении. На фигурах 1A и 1B пунктирная линия указывает центр толщины листа; штрихпунктирная линия (a) показывает результат простого охлаждения водой (например, условия охлаждения, указанные ломаной линией (i) на фиг. 2); сплошная линия (b) показывает результат условий охлаждения согласно настоящему изобретению. Как показано штрихпунктирной линией (a) на фиг.1A, в случае, когда охлаждение проводится вообще без ограничений на условия охлаждения поверхности толстолистовой стали (простое охлаждение), возникает разница твердости между поверхностью стального листа и центром листа (внутри стального листа) в направлении толщины. Разница твердости объясняется распределением температуры в толстолистовой стали в направлении толщины во время такого охлаждения, как показано на фиг.1B. При охлаждении водой поверхность стального листа входит в контакт с водой и, таким образом, подвергается охлаждению. Однако, так как скорость охлаждения ограничена теплопереносом внутри толстолистовой стали, охладить внутреннюю часть стального листа труднее, чем его поверхность. В результате на поверхности толстолистовой стали и внутри толстолистовой стали получаются микроструктуры с разной твердостью. Таким образом, в результате простого охлаждения в полученном стальном листе возникает распределение твердости из-за распределения температуры в стальном листе во время охлаждения. Это распределение твердости не ограничивается направлением толщины и может встречаться в любой части стального листа как результат неоднородности, например, неравномерного количества охлаждающей воды или подобного. Эта неоднородность прочности в стальном листе является проблемой, так как неоднородность вызывает поверхностные дефекты, такие, как морщины, трещины или подобное, при производстве стальных труб, когда на поверхности толстолистовой стали возникает концентрация напряжений. Кроме того, при простом охлаждении имеются случаи, когда температура, при которой прекращается водяное охлаждение толстолистовой стали, меняется для каждой партии изделий, и как результат с большой вероятностью возникают колебания прочности среди произведенных стальных листов.The above change in strength will be described using FIG. 1A and FIG. 1B. Figure 1A shows a schematic view of the hardness distribution of the obtained plate steel in the thickness direction, and Figure 1B shows a schematic view of the temperature distribution of the plate steel in the thickness direction during cooling. In figures 1A and 1B, the dashed line indicates the center of the sheet thickness; the dash-dot line (a) shows the result of simple cooling with water (for example, the cooling conditions indicated by the broken line (i) in Fig. 2); the solid line (b) shows the result of the cooling conditions according to the present invention. As shown by the dot-dash line (a) in FIG. 1A, in the case where cooling is carried out without any restrictions on the cooling conditions of the plate steel surface (simple cooling), a difference in hardness arises between the surface of the steel sheet and the center of the sheet (inside the steel sheet) in the thickness direction . The difference in hardness is explained by the temperature distribution in the steel plate in the thickness direction during such cooling, as shown in FIG. 1B. When cooled by water, the surface of the steel sheet comes into contact with water and is thus cooled. However, since the cooling rate is limited by the heat transfer inside the steel plate, it is more difficult to cool the inside of the steel sheet than its surface. As a result, microstructures with different hardness are obtained on the surface of plate steel and inside plate steel. Thus, as a result of simple cooling in the resulting steel sheet, a hardness distribution occurs due to the temperature distribution in the steel sheet during cooling. This distribution of hardness is not limited by the direction of the thickness and can occur in any part of the steel sheet as a result of heterogeneity, for example, an uneven amount of cooling water or the like. This non-uniformity of strength in the steel sheet is a problem, since the non-uniformity causes surface defects, such as wrinkles, cracks or the like, in the production of steel pipes when stress concentration occurs on the surface of plate steel. In addition, with simple cooling, there are cases when the temperature at which water cooling of plate steel ceases varies for each batch of products, and as a result, strength fluctuations are most likely to occur among the produced steel sheets.

Чтобы уменьшить эту неоднородность прочности, вместо проведения однократного охлаждения, поверхность толстолистовой стали охлаждали, повторяя водяное охлаждение и утилизацию тепла, что будет описано ниже, благодаря чему колебания прочности были успешно снижены как в части стального листа, так и между произведенными стальными листами. Утилизация тепла относится к обработке, которая делает температуру на поверхности толстолистовой стали (низкотемпературный участок) выше, чем сразу после прекращения водяного охлаждения, в течение заданного промежутка времени, чтобы передать тепло от внутреннего объема стального листа на поверхность листа (теплоперенос от высокотемпературного участка к низкотемпературному участку). При утилизации тепла разница температур между внутренним объемом стального листа и поверхностью листа сокращается, и распределение температуры в толстолистовой стали становится однородным. Кроме того, можно однородно контролировать профиль температуры даже для разных партий изделий. Однако, в настоящем изобретении, чтобы получить смешанную структуру бейнита и феррита, наиболее важным является проводить водяное охлаждение на поверхности толстолистовой стали до заданной температуры, превышающей температуру начала мартенситного превращения (точка M_S), и затем проводить охлаждение, повторяя обработку, в которой утилизация тепла осуществляется по меньшей мере один или более раз. Кроме того, если средняя скорость охлаждения поверхности толстолистовой стали за период от начала водяного охлаждения (начальное водяное охлаждение) до времени, когда поверхность толстолистовой стали достигнет температуры начала мартенситного превращения (точка M_S), устанавливается на критическую скорость охлаждения (скорость, при которой может быть получена микроструктура, содержащая 90% мартенситной структуры) или ниже, неоднородность прочности дополнительно подавляется. Здесь, утилизация тепла может проводиться путем контроля количества охлаждающей воды (например, снижая количество воды). Кроме того, утилизация тепла может проводиться после проведения конечного водяного охлаждения. В этом случае имеются периоды, когда температура прекращения водяного охлаждения превышает точку M_S.To reduce this heterogeneity of strength, instead of performing a single cooling, the surface of plate steel was cooled by repeating water cooling and heat recovery, which will be described below, due to which the fluctuations in strength were successfully reduced both in the part of the steel sheet and between the produced steel sheets. Heat recovery refers to processing that makes the temperature on the surface of plate steel (low temperature section) higher than immediately after the cessation of water cooling for a predetermined period of time in order to transfer heat from the internal volume of the steel sheet to the surface of the sheet (heat transfer from the high temperature section to the low temperature site). With heat recovery, the temperature difference between the internal volume of the steel sheet and the surface of the sheet is reduced, and the temperature distribution in the steel plate becomes uniform. In addition, it is possible to uniformly control the temperature profile even for different batches of products. However, in the present invention, in order to obtain a mixed structure of bainite and ferrite, it is most important to carry out water cooling on the steel plate surface to a predetermined temperature higher than the temperature of the onset of martensitic transformation (point M _S ), and then carry out cooling, repeating the processing in which utilization heat is carried out at least one or more times. In addition, if the average cooling rate of the plate steel surface during the period from the beginning of water cooling (initial water cooling) to the time when the plate steel surface reaches the temperature of the onset of martensitic transformation (point M _S ), the critical cooling rate (the speed at which a microstructure containing 90% martensitic structure) or lower is obtained; strength non-uniformity is further suppressed. Here, heat recovery can be carried out by controlling the amount of cooling water (for example, reducing the amount of water). In addition, heat recovery can be carried out after the final water cooling. In this case, there are periods when the temperature of the cessation of water cooling exceeds the point M _S.

Ниже будут описаны причины, по которым ограничивается химический состав толстолистовой стали (исходный материал) согласно настоящему изобретению. Здесь, единица "%" относится к "мас.%" в расчете на химическую композицию согласно настоящему изобретению.Below will be described the reasons why the chemical composition of the steel plate (starting material) according to the present invention is limited. Here, the unit "%" refers to "wt.%" Based on the chemical composition according to the present invention.

C является обязательным как основной элемент, который улучшает прочность исходного материала. Поэтому необходимо добавлять 0,03% или более C. Если добавлено чрезмерное количество C, превышающее 0,08%, ухудшаются свариваемость или ударная вязкость стали. Поэтому верхний предел количества добавленного C установлен на 0,08%.C is a must as a basic element that improves the strength of the starting material. Therefore, it is necessary to add 0.03% or more C. If an excessive amount of C in excess of 0.08% is added, the weldability or toughness of the steel is impaired. Therefore, the upper limit of the amount of added C is set to 0.08%.

Si необходим как раскисляющий элемент при производстве стали. Для раскисления необходимо добавлять в сталь 0,01% или больше Si. Однако, если добавлено более 0,50% Si, ударная вязкость стали в HAZ ухудшается. Поэтому верхний предел количества добавленного Si установлен на 0,50%.Si is required as a deoxidizing element in the production of steel. For deoxidation, it is necessary to add 0.01% or more Si to the steel. However, if more than 0.50% Si is added, the toughness of the steel in the HAZ deteriorates. Therefore, the upper limit of the amount of Si added is set to 0.50%.

Mn является необходимым элементом для обеспечения прочности и ударной вязкости исходного материала. Однако, если количество Mn превышает 2,5%, заметно ухудшается ударная вязкость исходного материала в HAZ. Поскольку при количестве Mn меньше 1,5% становится сложным обеспечить прочность исходного материала, содержание Mn устанавливается в диапазоне от 1,5% до 2,5%.Mn is a necessary element for ensuring the strength and toughness of the starting material. However, if the amount of Mn exceeds 2.5%, the toughness of the starting material in the HAZ noticeably worsens. Since when the amount of Mn is less than 1.5%, it becomes difficult to ensure the strength of the starting material, the Mn content is set in the range from 1.5% to 2.5%.

P является элементом, который влияет на ударную вязкость стали. Если количество P превысит 0,01%, заметно ухудшается не только ударная вязкость исходного материала, но также ударная вязкость в HAZ. Поэтому верхний предел количества P установлен на 0,01%.P is an element that affects the toughness of steel. If the amount of P exceeds 0.01%, not only the toughness of the starting material is noticeably deteriorated, but also the toughness in HAZ. Therefore, the upper limit of the amount of P is set to 0.01%.

Если добавляется чрезмерное количество S, превышающее 0,0030%, образуются грубые сульфиды. Поскольку грубые сульфиды ухудшают ударную вязкость, верхний предел количества S установлен на 0,0030%.If an excessive amount of S is added in excess of 0.0030%, coarse sulfides are formed. Since coarse sulfides degrade toughness, the upper limit of the amount of S is set to 0.0030%.

Nb является элементом, обладающим эффектом образования карбидов и нитридов, чтобы улучшить прочность. Однако добавление 0,0001% или менее Nb не дает такого эффекта. Кроме того, если добавлено более 0,20% Nb, это вызывает ухудшение ударной вязкости. Поэтому содержание Nb установлено в диапазоне от 0,0001% до 0,20%.Nb is an element having the effect of forming carbides and nitrides to improve strength. However, the addition of 0.0001% or less of Nb does not give such an effect. In addition, if more than 0.20% Nb is added, this causes a deterioration in toughness. Therefore, the Nb content is set in the range from 0.0001% to 0.20%.

Al добавляют вообще как раскисляющий материал. В настоящем изобретении, если добавлено более 0,03% Al, не образуются оксиды на основе Ti. Поэтому верхний предел количества Al установлен на 0,03%. Кроме того, чтобы снизить количество кислорода в расплавленной стали, необходимо добавлять 0,0001% Al или больше. Поэтому нижний предел количества Al установлен на 0,0001%.Al is added generally as a deoxidizing material. In the present invention, if more than 0.03% Al is added, no Ti-based oxides are formed. Therefore, the upper limit of the amount of Al is set to 0.03%. In addition, in order to reduce the amount of oxygen in the molten steel, it is necessary to add 0.0001% Al or more. Therefore, the lower limit of the amount of Al is set to 0.0001%.

Ti является элементом, который проявляет эффект измельчения зерен, действует как раскисляющий материал и, кроме того, как нитридообразующий элемент. Однако, поскольку добавление больших количеств Ti приводит к значительному ухудшению ударной вязкости из-за образования карбидов, верхний предел количества Ti должен быть установлен на 0,030%. Однако, чтобы получить заданные эффекты, необходимо добавлять 0,003% или более Ti. Поэтому диапазон количества Ti установлен в границах от 0,003 до 0,030%.Ti is an element that exhibits the effect of grinding grain, acts as a deoxidizing material and, in addition, as a nitride-forming element. However, since the addition of large amounts of Ti leads to a significant deterioration in toughness due to the formation of carbides, the upper limit of the amount of Ti should be set at 0.030%. However, in order to obtain desired effects, it is necessary to add 0.003% or more Ti. Therefore, the range of Ti amounts is set in the range from 0.003 to 0.030%.

B является, вообще говоря, элементом, который растворяется в стали, повышая прокаливаемость, и значительно подавляет образование феррита. Поэтому количество B устанавливается менее 0,0003%.B is, generally speaking, an element that dissolves in steel, increasing hardenability, and significantly inhibits the formation of ferrite. Therefore, the amount of B is set to less than 0.0003%.

N необходим для тонкого выделения TiN, чтобы уменьшить диаметр аустенитных зерен. Так как количество N 0,0010% недостаточно для измельчения, нижний предел количества N устанавливают на 0,0010%. Кроме того, если количество N превышает 0,0050%, возрастает количество растворенного N, и ухудшается низкотемпературная ударная вязкость исходного материала, поэтому верхний предел количества N установлен на 0,0050%.N is necessary for the fine isolation of TiN in order to reduce the diameter of the austenitic grains. Since the amount of N of 0.0010% is not sufficient for grinding, the lower limit of the amount of N is set at 0.0010%. In addition, if the amount of N exceeds 0.0050%, the amount of dissolved N increases and the low temperature toughness of the starting material deteriorates, therefore, the upper limit of the amount of N is set to 0.0050%.

Если добавлено чрезмерное количество O, превышающее 0,0050%, образуются грубые оксиды, и ударная вязкость исходного материала ухудшается. Поэтому верхний предел количества O установлен на 0,0050%.If an excessive amount of O in excess of 0.0050% is added, coarse oxides are formed and the toughness of the starting material deteriorates. Therefore, the upper limit of the amount of O is set to 0.0050%.

Сталь, включающая вышеуказанные элементы и баланс, состоящий из железа (Fe) и неизбежных примесей, является предпочтительной базовой химической композицией, использующейся для толстолистовой стали и стальной трубы по настоящему изобретению.Steel comprising the above elements and a balance consisting of iron (Fe) and unavoidable impurities is the preferred base chemical composition used for the steel plate and steel pipe of the present invention.

Одновременно, в настоящем изобретении можно добавить по меньшей мере один элемент, выбранный из группы, состоящей из Mo, Cu, Ni, Cr, V, Zr и Ta, в соответствии с потребностью, как элемент, который улучшает прочность и ударную вязкость.At the same time, in the present invention, at least one element selected from the group consisting of Mo, Cu, Ni, Cr, V, Zr and Ta can be added, as required, as an element that improves strength and toughness.

Mo является элементом, который улучшает прокаливаемость и, в то же время, образует карбиды и нитриды, улучшая прочность. Чтобы получить такой эффект, необходимо добавить 0,01% или более Mo. Однако добавление большого количества Mo, превышающего 1,0%, увеличивает прочность исходного материала больше, чем нужно, и также значительно ухудшает ударную вязкость. Поэтому содержание Mo установлено в диапазоне от 0,01% до 1,0%.Mo is an element that improves hardenability and, at the same time, forms carbides and nitrides, improving strength. To obtain this effect, it is necessary to add 0.01% or more Mo. However, the addition of a large amount of Mo in excess of 1.0% increases the strength of the starting material more than necessary, and also significantly impairs the toughness. Therefore, the Mo content is set in the range from 0.01% to 1.0%.

Cu является эффективным элементом для повышения прочности без ухудшения ударной вязкости. Однако количество Cu меньше 0,01% не производит такого эффекта, а если количество Cu превышает 1,5%, при нагревании очень возможно появление трещин в слябе или сварном шве. Поэтому количество Cu установлено в диапазоне от 0,01% до 1,5%.Cu is an effective element for increasing strength without compromising toughness. However, an amount of Cu less than 0.01% does not produce such an effect, and if the amount of Cu exceeds 1.5%, cracking in a slab or weld is very possible when heated. Therefore, the amount of Cu is set in the range from 0.01% to 1.5%.

Ni является эффективным элементом для улучшения ударной вязкости и прочности. Чтобы получить такой эффект, необходимо добавить 0,01% Ni или больше. Однако, в случае, когда добавлено более 5,0% Ni, ухудшается свариваемость. Поэтому верхний предел количества Ni установлен на 5,0%.Ni is an effective element for improving toughness and strength. To obtain this effect, it is necessary to add 0.01% Ni or more. However, when more than 5.0% Ni is added, weldability deteriorates. Therefore, the upper limit of the amount of Ni is set at 5.0%.

Cr является элементом, который улучшает прочность стали путем дисперсионного твердения. Поэтому необходимо добавлять 0,01% или более Cr. Однако, если добавлено большое количество Cr, повышается прокаливаемость, и, следовательно, образуется мартенситная структура, и падает ударная вязкость. Поэтому верхний предел количества Cr установлен на 1,5%.Cr is an element that improves the strength of steel by precipitation hardening. Therefore, it is necessary to add 0.01% or more Cr. However, if a large amount of Cr is added, hardenability increases and, consequently, a martensitic structure is formed and the toughness decreases. Therefore, the upper limit of the amount of Cr is set at 1.5%.

V является элементом, обладающим эффектом образования карбидов и нитридов, что улучшает прочность. Однако добавление 0,01% или меньше V не производит такого эффекта. Кроме того, добавление более 0,10% V приводит к ухудшению ударной вязкости. Поэтому содержание V установлено в диапазоне от 0,01% до 0,10%.V is an element having the effect of forming carbides and nitrides, which improves strength. However, the addition of 0.01% or less of V does not produce such an effect. In addition, the addition of more than 0.10% V leads to a deterioration in toughness. Therefore, the content of V is set in the range from 0.01% to 0.10%.

W является элементом, который улучшает прокаливаемость и, одновременно, образует карбиды и нитриды, улучшая прочность. Чтобы получить такие эффекты, необходимо добавлять 0,01% или больше W. Однако добавление чрезмерного количества W, превышающего 1,0%, повышает прочность исходного материала больше, чем нужно, и также значительно ухудшает ударную вязкость. Поэтому количество W устанавливается в диапазоне от 0,01% до 1,0%.W is an element that improves hardenability and, at the same time, forms carbides and nitrides, improving strength. To obtain such effects, it is necessary to add 0.01% or more W. However, adding an excessive amount of W in excess of 1.0% increases the strength of the starting material more than necessary, and also significantly impairs the toughness. Therefore, the amount of W is set in the range from 0.01% to 1.0%.

Аналогично ниобию, Zr и Ta являются элементами, обладающими эффектом образования карбидов и нитридов, улучшая прочность. Однако добавление 0,0001% или меньше не дает такого эффекта. Кроме того, добавление более чем 0,050% Zr или Ta приводит к ухудшению ударной вязкости. Поэтому количество Zr или Ta устанавливается в диапазоне от 0,0001% до 0,050%.Like niobium, Zr and Ta are elements with the effect of the formation of carbides and nitrides, improving strength. However, the addition of 0.0001% or less does not produce such an effect. In addition, the addition of more than 0.050% Zr or Ta leads to a deterioration in toughness. Therefore, the amount of Zr or Ta is set in the range from 0.0001% to 0.050%.

Кроме того, согласно настоящему изобретению можно добавить по меньшей мере один элемент, выбранный из группы, состоящей из Mg, Ca, REM (редкоземельный металл), Y, Hf и Re, смотря по потребности, чтобы благодаря оксидам улучшить пиннинг-эффект или сопротивление образованию продольных трещин.In addition, according to the present invention, at least one element selected from the group consisting of Mg, Ca, REM (rare earth metal), Y, Hf and Re can be added, depending on need, in order to improve the pinning effect or resistance to formation due to oxides longitudinal cracks.

Mg добавляется главным образом как раскисляющий материал. Однако, если магния добавлено больше 0,010%, очень вероятно возникновение грубых оксидов, и, таким образом, ухудшаются ударная вязкость исходного материала и ударная вязкость в HAZ. Кроме того, при добавлении менее 0,0001% Mg невозможно ожидать в достаточной степени внутрикристаллитных превращений, и образование оксидов, необходимых в качестве закрепляющих частиц. Поэтому добавление Mg установлено в диапазоне от 0,0001% до 0,010%.Mg is added mainly as a deoxidizing material. However, if more than 0.010% of magnesium is added, coarse oxides are very likely to occur, and thus, the toughness of the starting material and the toughness in the HAZ are degraded. In addition, with the addition of less than 0.0001% Mg, it is impossible to expect a sufficient degree of intracrystalline transformations, and the formation of oxides necessary as fixing particles. Therefore, the addition of Mg is set in the range from 0.0001% to 0.010%.

Ca, REM, Y, Hf и Re образуют сульфиды, которые подавляют образование MnS, склонного растягиваться в направлении прокатки, и улучшают характеристики стали в направлении толщины, особенно сопротивление образованию продольных трещин. При количестве любого из Ca, REM, Y, Hf и Re меньше 0,0001% такой эффект получить нельзя. Поэтому нижний предел количеств Ca, REM, Y, Hf и Re устанавливается на 0,0001%. Напротив, если количество любого из Ca, REM, Y, Hf и Re превысит 0,0050%, число оксидов Ca, REM, Y, Hf и Re повышается, а число оксидов, включающих мелкодисперсный Mg, снижается. Поэтому верхний предел количеств Ca, REM, Y, Hf и Re установлен на 0,0050%.Ca, REM, Y, Hf and Re form sulfides, which suppress the formation of MnS, which tends to stretch in the rolling direction, and improve the steel characteristics in the thickness direction, especially resistance to the formation of longitudinal cracks. If the amount of any of Ca, REM, Y, Hf and Re is less than 0.0001%, this effect cannot be obtained. Therefore, the lower limit of the amounts of Ca, REM, Y, Hf and Re is set to 0.0001%. On the contrary, if the amount of any of Ca, REM, Y, Hf and Re exceeds 0.0050%, the number of oxides Ca, REM, Y, Hf and Re increases, and the number of oxides including finely divided Mg decreases. Therefore, the upper limit of the amounts of Ca, REM, Y, Hf and Re is set to 0.0050%.

Сталь, содержащую указанные выше химические компоненты, готовят как расплавленную сталь в процессе производства стали и затем разливают методом непрерывной разливки или подобным, чтобы получить сляб. Сляб подвергают горячей прокатке (нагрев и затем прокатка сляба), чтобы получить толстолистовую сталь. В этом случае сляб нагревают до температуры точки A_C3 или выше (температура повторного нагрева) и затем прокатывают, чтобы получить обжатие (коэффициент обжатия) 2 или больше в диапазоне температур рекристаллизации и обжатие 3 или больше вне диапазона температур рекристаллизации. В результате средний диаметр первоначальных аустенитных зерен в полученной толстолистовой стали станет равным 20 мкм или меньше.Steel containing the above chemical components is prepared as molten steel in a steelmaking process and then cast using a continuous casting method or the like to obtain a slab. The slab is subjected to hot rolling (heating and then rolling the slab) to obtain plate steel. In this case, the slab is heated to a temperature of point A _C3 or higher (reheat temperature) and then rolled to obtain a compression (compression ratio) of 2 or more in the recrystallization temperature range and compression of 3 or more outside the recrystallization temperature range. As a result, the average diameter of the initial austenitic grains in the resulting plate steel will become equal to 20 μm or less.

Температура повторного нагрева сляба предпочтительно составляет 950°C или выше. Кроме того, если температура повторного нагрева становится слишком высокой, размер γ-зерен при нагревании повышается, поэтому температура повторного нагрева предпочтительно составляет 1250°C или ниже.The reheat temperature of the slab is preferably 950 ° C or higher. In addition, if the reheat temperature becomes too high, the size of the γ grains increases when heated, so the reheat temperature is preferably 1250 ° C. or lower.

Что касается обжатия в диапазоне температур рекристаллизации, то если обжатие меньше 2, рекристаллизация не происходит в достаточной степени, и поэтому обжатие предпочтительно составляет 2 или больше.As for the compression in the recrystallization temperature range, if the compression is less than 2, the recrystallization does not occur sufficiently, and therefore, the compression is preferably 2 or more.

Если обжатие вне диапазона рекристаллизации составляет 3 или больше, средний диаметр первичных зерен аустенита в толстолистовой стали становится равным 20 мкм или меньше. Поэтому обжатие вне диапазона рекристаллизации предпочтительно равно 3 или выше, более предпочтительно 4 или выше. В этом случае средний диаметр зерен первичного аустенита в толстолистовой стали можно сделать равным 10 мкм или меньше.If the compression outside the recrystallization range is 3 or more, the average diameter of the primary austenite grains in the steel plate becomes 20 μm or less. Therefore, the compression outside the recrystallization range is preferably 3 or higher, more preferably 4 or higher. In this case, the average grain diameter of primary austenite in plate steel can be made equal to 10 μm or less.

Что касается температуры, при которой начинается водяное охлаждение (температура начала водяного охлаждения), то предпочтительно охлаждать толстолистовую сталь от температуры начала водяного охлаждения 850°C или ниже. То есть охлаждение толстолистовой стали начинается с точки A_e3 или ниже. В этом случае происходит ферритное превращение, и отношение предела текучести к пределу прочности толстолистовой стали снижается, в соответствии с чем становится благоприятной деформируемость толстолистовой стали.Regarding the temperature at which water cooling starts (water cooling start temperature), it is preferable to cool plate steel from a water cooling start temperature of 850 ° C. or lower. That is, the cooling of plate steel starts from point A _e3 or lower. In this case, ferritic transformation occurs, and the ratio of the yield strength to the tensile strength of plate steel decreases, in accordance with which the deformability of plate steel becomes favorable.

Что касается способов охлаждения, самым важным является охлаждение поверхности толстолистовой стали, повторяя водяное охлаждение и утилизацию тепла до тех пор, пока поверхность толстолистовой стали не достигнет температуры начала мартенситного превращения. При таком способе охлаждения можно подавить вышеупомянутую неоднородность прочности толстолистовой стали. Кроме того, если средняя скорость охлаждения (в °C/с) поверхности толстолистовой стали за период от начала водяного охлаждения (начальное водяное охлаждение) до времени, когда поверхность толстолистовой стали достигнет температуры начала мартенситного превращения (точка M_S), устанавливается на критическую скорость охлаждения V_C90 (°C/с) (скорость, при которой можно получить микроструктуру, на 90% состоящую из мартенситной структуры) или ниже, колебания прочности еще больше подавляются. Между тем, следующие формулы (1), (2) и (3) представляют собой формулы для расчета точки M_S и V_C90.As regards cooling methods, the most important is cooling the surface of the steel plate, repeating water cooling and heat recovery until the surface of the steel plate reaches the temperature at which martensitic transformation begins. With this cooling method, the aforementioned non-uniformity of strength of plate steel can be suppressed. In addition, if the average cooling rate (in ° C / s) of the plate steel surface during the period from the beginning of water cooling (initial water cooling) to the time when the plate steel surface reaches the temperature of the onset of martensitic transformation (point M _S ) is set to the critical speed cooling V _C90 (° C / s) (the rate at which it is possible to obtain a microstructure 90% consisting of a martensitic structure) or lower, strength fluctuations are further suppressed. Meanwhile, the following formulas (1), (2) and (3) are formulas for calculating the points M _S and V _C90 .

M_S=545-330[C]+2[Al]-14[Cr]-13[Cu]-23[Mn]-5[Mo]-4[Nb]-13[Ni]-7[Si]+3[Ti]+4[V]M _S = 545-330 [C] +2 [Al] -14 [Cr] -13 [Cu] -23 [Mn] -5 [Mo] -4 [Nb] -13 [Ni] -7 [Si] + 3 [Ti] +4 [V] (1)(one) V_C90=10^{(3,69-0,75β)} V _C90 = 10 ^{(3.69-0.75β)} (2)(2) β=2,7[C]+0,4[Si]+[Mn]+0,45([Ni]+[Cu])+0,8[Cr]+2[Mo]β = 2.7 [C] +0.4 [Si] + [Mn] +0.45 ([Ni] + [Cu]) + 0.8 [Cr] +2 [Mo] (3)(3)

Здесь [C], [Al], [Cr], [Cu], [Mn], [Mo], [Nb], [Ni], [Si], [Ti] и [V] в формулах (1)-(3) указывают количество (в %) C, Al, Cr, Cu, Mn, Mo, Nb, Ni, Si, Ti и V, соответственно.Here [C], [Al], [Cr], [Cu], [Mn], [Mo], [Nb], [Ni], [Si], [Ti] and [V] in formulas (1) - (3) indicate the amount (in%) of C, Al, Cr, Cu, Mn, Mo, Nb, Ni, Si, Ti, and V, respectively.

Одновременно измеряется температура поверхности толстолистовой стали от центра стального листа в направлении ширины.At the same time, the surface temperature of plate steel is measured from the center of the steel sheet in the width direction.

Теперь будет описана утилизация тепла согласно настоящему изобретению. Утилизация тепла в настоящем изобретении относится к операции, при которой во время охлаждении стального листа сначала, посредством водяного охлаждения, охлаждается поверхность листа до заданной температуры, превышающей точку M_S, затем водяное охлаждение на некоторое время прекращается, тем самым повышая температуру поверхности толстолистовой стали по сравнению с температурой сразу после водяного охлаждения. Таким образом, поверхность толстолистовой стали охлаждается посредством водяного охлаждения до заданной температуры, которая выше, чем точка M_S, и затем повторяется обработка, в которой утилизация тепла проводится один или более раз. После этого проводится последнее водяное охлаждение (финальное водяное охлаждение), чтобы охладить поверхность толстолистовой стали до температуры точки M_S или ниже. После конечного охлаждения водой можно провести другую утилизацию тепла. В случае, когда проводится утилизация тепла, конечная температура охлаждения означает температуру после последней утилизации тепла. Здесь, чтобы предотвратить разницу прочности в толстолистовой стали, число циклов утилизации тепла стального листа перед финальным водяным охлаждением предпочтительно составляет два или больше. Кроме того, чтобы обеспечить производительность, скорость водяного охлаждения и скорость финального водяного охлаждения предпочтительно равна V_C90 или выше. Устройство охлаждения, применяемое в настоящем изобретении, имеет несколько мест (называемых зонами), где собраны сопла, выполненные регулируемыми, чтобы сделать расход воды одинаковой. Например, в настоящем изобретении зоны классифицированы на зоны водяного охлаждения, где должно проводиться охлаждение водой, и зоны утилизации тепла, где водяное охлаждение не проводится. То есть, когда водяное охлаждение проводится в первой зоне (зона водяного охлаждения), и водяное охлаждение не проводится во второй зоне (зона утилизации тепла), температура поверхности толстолистовой стали на выходе из второй зоны становится выше, чем на выходе из первой зоны. Кроме того, если водяное охлаждение проводится в третьей зоне (зоне водяного охлаждения), температура поверхности толстолистовой стали снижается. По существу, при повторении зон водяного охлаждения и зон утилизации тепла температура поверхности стального листа становится ниже. Зоны, где не проводится водяное охлаждение (зоны утилизации тепла), могут быть определены произвольно с учетом режима охлаждения или подобного толстолистовой стали. Наконец, поверхность толстолистовой стали охлаждается до температуры точки M_S или ниже в последней зоне водяного охлаждения.The heat recovery according to the present invention will now be described. Heat recovery in the present invention relates to an operation in which, during cooling of a steel sheet, first, by means of water cooling, the surface of the sheet is cooled to a predetermined temperature exceeding the point M _S , then water cooling is stopped for a while, thereby raising the surface temperature of the steel plate over compared to temperature immediately after water cooling. Thus, the surface of the steel plate is cooled by water cooling to a predetermined temperature that is higher than the point M _S , and then processing is repeated in which heat recovery is carried out one or more times. After this, the last water cooling (final water cooling) is carried out in order to cool the surface of the steel plate to the temperature of the point M _S or lower. After the final cooling with water, another heat recovery can be carried out. In the case where heat recovery is carried out, the final cooling temperature means the temperature after the last heat recovery. Here, in order to prevent a difference in strength in plate steel, the number of heat recovery cycles of the steel sheet before final water cooling is preferably two or more. In addition, in order to provide performance, the water cooling rate and the final water cooling rate are preferably equal to V _C90 or higher. The cooling device used in the present invention has several places (called zones) where nozzles are made that are made adjustable to make the flow rate the same. For example, in the present invention, zones are classified into water cooling zones where water cooling is to be carried out and heat recovery zones where water cooling is not carried out. That is, when water cooling is carried out in the first zone (water cooling zone), and water cooling is not carried out in the second zone (heat recovery zone), the surface temperature of plate steel at the outlet of the second zone becomes higher than at the outlet of the first zone. In addition, if water cooling is carried out in the third zone (water cooling zone), the surface temperature of the steel plate decreases. Essentially, when water cooling zones and heat recovery zones are repeated, the surface temperature of the steel sheet becomes lower. Zones where water cooling is not carried out (heat recovery zones) can be arbitrarily determined taking into account the cooling mode or similar plate steel. Finally, the plate steel surface is cooled to a point temperature M _S or lower in the last water cooling zone.

Ниже с обращением к фиг. 2 будут подробно описаны причины, почему охлаждение проводится в вышеуказанных условиях. Фигура 2 показывает пример соотношения между картиной охлаждения поверхности толстолистовой стали и диаграммой превращения стали. Пунктирная линия (i) на фиг.2 показывает картину охлаждения для случая, когда толстолистовая сталь охлаждается со скоростью охлаждения V_C90. При таком характере охлаждения примерно 90% толстолистовой стали получает мартенситную структуру. Как показано пунктирной линией (ii) на фиг.2, в случае, когда средняя скорость охлаждения поверхности толстолистовой стали больше, чем скорость охлаждения V_C90, почти вся поверхность стального листа приобретает мартенситную структуру. Таким образом, даже если проводится утилизация тепла на поверхности толстолистовой стали, имеются случаи, когда ударная вязкость на поверхности толстолистовой стали заметно ухудшается, и при изготовлении стальных труб на поверхности толстолистовой стали возникают поверхностные дефекты, такие, как поверхностные трещины или подобное. С другой стороны, как показано сплошными линиями (iii) и (iv) на фиг.2, в случае, когда средняя скорость охлаждения поверхности толстолистовой стали меньше, чем скорость охлаждения V_C90, толстолистовая сталь приобретает смешанную структуру бейнита и феррита согласно настоящему изобретению. Кроме того, при проведении утилизации тепла на поверхности толстолистовой стали микроструктура толстолистовой стали становится однородной, и поэтому возможно производить толстолистовую сталь с малыми колебаниями прочности.Below with reference to FIG. 2, the reasons why cooling is carried out under the above conditions will be described in detail. Figure 2 shows an example of the relationship between the cooling pattern of the surface of plate steel and the steel conversion diagram. The dashed line (i) in FIG. 2 shows a cooling pattern for the case where the steel plate is cooled at a cooling rate of V _C90 . With this type of cooling, approximately 90% of the plate becomes martensitic. As shown by the dotted line (ii) in FIG. 2, in the case where the average cooling rate of the plate steel surface is greater than the cooling rate V _C90 , almost the entire surface of the steel sheet acquires a martensitic structure. Thus, even if heat recovery is carried out on the surface of the plate, there are cases where the toughness on the surface of the plate is markedly deteriorated and surface defects such as surface cracks or the like occur in the manufacture of steel pipes on the surface of the plate. On the other hand, as shown by the solid lines (iii) and (iv) in FIG. 2, in the case where the average cooling rate of the plate steel surface is less than the cooling rate V _C90 , the plate steel acquires a mixed bainite and ferrite structure according to the present invention. In addition, when conducting heat recovery on the surface of the plate, the microstructure of the plate becomes uniform, and therefore it is possible to produce plate with small fluctuations in strength.

Что касается температуры прекращения охлаждения, то если последнее водяное охлаждение (финальное водяное охлаждение) заканчивается при 200°C или ниже, в середине толщины толстолистовой стали встречаются дефекты, которые, как считается, вызваны водородом. Поэтому нижний предел температуры прекращения охлаждения предпочтительно устанавливается на 200°C.As for the cooling cessation temperature, if the last water cooling (final water cooling) ends at 200 ° C or lower, defects that are believed to be caused by hydrogen occur in the middle of the plate thickness. Therefore, the lower limit of the cooling termination temperature is preferably set to 200 ° C.

Далее будет описан способ получения трубопроводных труб посредством гибочного процесса (UO-пресс), используя толстолистовую сталь для ультравысокопрочных трубопроводов, произведенную указанным выше способом получения. После изготовления толстолистовой стали толщиной от 12 до 25 мм, стальному листу придают форму трубы с помощью UO-пресса (C-пресс, U-пресс и O-пресс). Затем края стального листа, которому придана форма трубы, соединяют встык и подвергают сварке прихваточным швом. Для сварки прихваточным швом используют дуговую сварку плавящимся электродом или дуговую сварку металлическим электродом в среде инертного газа. После сварки прихваточным швом проводят дуговую сварку под флюсом на примыкающих участках стального листа, которому придана форма трубы, от наружной и внутренней поверхностей. Для дуговой сварки под флюсом используется сварочная проволока и агломерированный или плавленый флюс. Наконец, проводится соединение труб, чтобы получить стальной трубопровод.Next, a method for producing pipe pipes by means of a bending process (UO press) using steel plate for ultra-high-strength pipelines produced by the above production method will be described. After the manufacture of plate steel with a thickness of 12 to 25 mm, the steel sheet is shaped into a pipe using a UO press (C-press, U-press and O-press). Then the edges of the steel sheet, which is given the shape of a pipe, are butt-welded and tack welded. For tack welding, use arc welding with a consumable electrode or arc welding with a metal electrode in an inert gas environment. After tack weld welding, submerged arc welding is carried out on adjacent sections of the steel sheet, which is shaped like a pipe, from the outer and inner surfaces. For submerged arc welding, a welding wire and sinter or fused flux are used. Finally, a pipe connection is made to obtain a steel pipe.

В способе получения стальной трубы для ультравысокопрочных трубопроводов согласно настоящему изобретению, предпочтительно проводить термообработку сварного шва (зона роликовой сварки) после проведения дуговой сварки под флюсом на внутренней и внешней поверхностях и перед проведением соединения труб. Кроме того, что касается условий термообработки стальной трубы, предпочтительно проводить термообработку сварного шва при температуре от 200°C до 500°C. При такой термообработке можно снизить долю смешанной структуры аустенита и мартенсита (MA), которая образуется в сварном шве (металл шва) и которая вредна для ударной вязкости. Если сварной шов нагревать до температуры 200°C-500°C, грубая структура MA, образованная вдоль границ зерен первоначального аустенита, разлагается на тонкий цементит. Однако, в случае, если сварной шов подвергается термообработке при температуре ниже 200°C, грубая структура MA не разлагается на цементит. Поэтому нижний предел температуры термообработки шва составляет 200°C. Кроме того, если сварной шов подвергнуть термообработке при температуре выше 500°C, ухудшается ударная вязкость шва. Таким образом, верхний предел температуры термообработки шва равен 500°C.In the method of producing a steel pipe for ultra-high-strength pipelines according to the present invention, it is preferable to heat treat the weld (roller welding zone) after conducting submerged arc welding on the inner and outer surfaces and before connecting the pipes. In addition, with regard to the heat treatment conditions of the steel pipe, it is preferable to conduct heat treatment of the weld at a temperature of from 200 ° C to 500 ° C. With this heat treatment, it is possible to reduce the fraction of the mixed structure of austenite and martensite (MA), which is formed in the weld (weld metal) and which is harmful to toughness. If the weld is heated to a temperature of 200 ° C-500 ° C, the coarse MA structure formed along the grain boundaries of the initial austenite decomposes into fine cementite. However, if the weld is heat treated at temperatures below 200 ° C, the coarse MA structure does not decompose into cementite. Therefore, the lower limit of the weld heat treatment temperature is 200 ° C. In addition, if the weld is subjected to heat treatment at temperatures above 500 ° C, the toughness of the weld deteriorates. Thus, the upper limit of the weld heat treatment temperature is 500 ° C.

ПримерыExamples

Далее будут описаны примеры согласно настоящему изобретению.Next will be described examples according to the present invention.

После нагрева слябов толщиной 240 мм, имеющих химический состав, указанный в таблице 1, до 1000°C-1210°C, проводили горячую прокатку в диапазоне температур рекристаллизации, 950°C или выше, пока толщина слябов (промежуточная толщина) не достигнет 70-100 мм. Кроме того, горячую прокатку проводили вне области температур рекристаллизации, в интервале от 880°C до 750°C, пока толщина слябов (толщина листа) не станет равной 12-25 мм. Затем начинали охлаждение толстолистовой стали (начальное водяное охлаждение) при температуре от 650°C до 795°C, и водяное охлаждение продолжали до заданной температуры, которая выше точки M_S, затем обработку для утилизации тепла повторяли по меньшей мере один раз или больше, тем самым осуществляя охлаждение. После этого охлаждение (финальное охлаждение) останавливали при температуре от 300°C до 470°C. При этом таблица 1 для сведения показывает также электродный эквивалент C_eq и показатель чувствительности сварного шва к растрескиванию P_cm.After heating the slabs with a thickness of 240 mm having the chemical composition shown in Table 1 to 1000 ° C-1210 ° C, hot rolling was carried out in the recrystallization temperature range of 950 ° C or higher, until the thickness of the slabs (intermediate thickness) reaches 70- 100 mm In addition, hot rolling was carried out outside the recrystallization temperature range, in the range from 880 ° C to 750 ° C, until the slab thickness (sheet thickness) became 12-25 mm. Then, cooling of the steel plate (initial water cooling) was started at a temperature of 650 ° C to 795 ° C, and water cooling was continued to a predetermined temperature that is higher than the point M _S , then the treatment for heat recovery was repeated at least once or more, most cooling. After that, cooling (final cooling) was stopped at a temperature of from 300 ° C to 470 ° C. Moreover, table 1 for information also shows the electrode equivalent of C _eq and the index of sensitivity of the weld to cracking P _cm .

Чтобы оценить предел текучести и предел прочности на разрыв каждого полученного стального листа, из каждого стального листа отбирали полнослойные образцы для испытаний, основываясь на стандарте API 5L, и проводили испытания на определение предела прочности на разрыв при комнатной температуре. Что касается направления отбора, полнослойные образцы отбирали таким образом, чтобы продольные направления полнослойных образцов соответствовали направлению ширины стальных листов. Кроме того, полнослойные образцы отбирали на расстоянии 1 м от переднего конца и заднего конца стального листа в продольном направлении стального листа. Отбирали по два полнослойных образца с обеих сторон на середине толщины стального листа в каждом из этих положений.In order to evaluate the yield strength and tensile strength of each steel sheet obtained, full-layer test samples were taken from each steel sheet based on the API 5L standard, and tensile strength at room temperature was tested. As for the direction of sampling, full-layer samples were taken so that the longitudinal directions of the full-layer samples corresponded to the direction of the width of the steel sheets. In addition, full-layer samples were taken at a distance of 1 m from the front end and the rear end of the steel sheet in the longitudinal direction of the steel sheet. Two full-layer samples were taken on both sides in the middle of the thickness of the steel sheet in each of these positions.

Далее, после формования стальных листов UO-прессом, проводили сварку на примыкающих участках стального листа прихваточным швом путем дуговой сварки в защитной газовой атмосфере CO₂. После этого проводилась роликовая сварка путем дуговой сварки под флюсом на примыкающих участках стальных листов от наружных и внутренних поверхностей, используя сварочную проволоку и плавленый флюс, чтобы получить стальные трубы. Среднее внесение тепла при роликовой сварке было установлено в интервале от 2,0 кДж/мм до 5,0 кДж/мм. Одновременно проводилась термообработка при температуре 250°C-450°C в зоне роликовой сварки части стальных труб. Таблица 2 показывает условия получения стальных листов и стальных труб.Further, after forming the steel sheets with a UO press, welding was carried out on adjacent sections of the steel sheet with a tack weld by arc welding in a protective gas atmosphere of CO ₂ . After that, roller welding was carried out by submerged arc welding on adjacent sections of steel sheets from the external and internal surfaces, using a welding wire and fused flux to obtain steel pipes. The average heat input during roller welding was set in the range from 2.0 kJ / mm to 5.0 kJ / mm. At the same time, heat treatment was carried out at a temperature of 250 ° C-450 ° C in the area of roller welding of part of steel pipes. Table 2 shows the conditions for obtaining steel sheets and steel pipes.

Чтобы оценить предел текучести и предел прочности на разрыв каждой полученной стальной трубы, из каждой стальной трубы брался образец для испытания по API, и проводились испытания на предел прочности на разрыв. Что касается направления отбора образцов, образцы для испытаний по API отбирали таким образом, чтобы продольное направление образцов соответствовало направлению оси стальных труб. Кроме того, два образца для испытаний по API брали с обеих сторон в положении 1/4 цикла от каждой зоны роликового сварного шва стальной трубы на поверхности, отрезанной перпендикулярно оси трубы. Кроме того, для сведения, чтобы оценить деформируемость после деформационного старения, стальные трубы подвергали термообработке при 210°C (выдержка 5 минут и затем охлаждение на воздухе), и два образца для испытаний по API отбирались в таких же местах, что и выше, и затем проводили испытания на растяжение. Испытание на растяжение основано на стандарте API 2000. Кроме того, чтобы оценить ударную вязкость стальных труб, проводили испытания по Шарпи при -30°C и испытания DWT (испытание на разрыв падающим грузом). Испытания по Шарпи и испытания DWT также основаны на стандарте API 2000. Образцы для испытания по Шарпи и образцы для испытания DWT отбирали в положениях 1/2 цикла от зоны роликовой сварки стальной трубы на поверхности, отрезанной перпендикулярно оси трубы таким образом, чтобы продольное направление образцов соответствовало окружным направлениям стальных труб. Из каждой стальной трубы бралось по два образца для испытаний DWT, и по три образца для испытания по Шарпи бралось в центре толщины каждой стальной трубы.To evaluate the yield strength and tensile strength of each steel pipe produced, an API test sample was taken from each steel pipe, and tensile strength tests were performed. Regarding the direction of sampling, API test samples were taken so that the longitudinal direction of the samples corresponded to the direction of the axis of the steel pipes. In addition, two API test pieces were taken on both sides in a 1/4 cycle position from each zone of the roller weld of the steel pipe on a surface cut off perpendicular to the pipe axis. In addition, for information, in order to evaluate the deformability after strain aging, the steel pipes were heat treated at 210 ° C (holding for 5 minutes and then cooling in air), and two API test samples were taken in the same places as above, and then tensile tests were performed. The tensile test is based on API 2000. In addition, Charpy tests at -30 ° C and DWT tests (falling load tensile test) were performed to evaluate the impact strength of steel pipes. Charpy tests and DWT tests are also based on the API 2000 standard. Charpy tests and DWT tests were taken in 1/2 cycle positions from the roll welding zone of the steel pipe on a surface cut perpendicular to the pipe axis so that the longitudinal direction of the samples corresponded to the circumferential directions of steel pipes. Two DWT test specimens were taken from each steel pipe, and three Charpy test specimens were taken at the center of thickness of each steel pipe.

Кроме того, для каждой произведенной стальной трубы оценивалась ударная вязкость в HAZ. Образцы для оценки ударной вязкости в HAZ отбирались из зоны термического влияния (HAZ) вблизи зоны роликовой сварки в стальной трубе, и надрез формировали в положении FL+1 мм (на расстоянии 1 мм от границы между HAZ и зоной роликовой сварки в сторону HAZ). Из каждой стальной трубы отбирали три образца для испытаний. Все образцы оценивались по тесту Шарпи при -30°C.In addition, toughness at HAZ was evaluated for each steel pipe produced. Samples for evaluating the toughness in HAZ were taken from the heat-affected zone (HAZ) near the zone of roller welding in a steel pipe, and an incision was formed in the position FL + 1 mm (at a distance of 1 mm from the boundary between the HAZ and the zone of roller welding towards the HAZ). Three test samples were taken from each steel pipe. All samples were evaluated by Charpy test at -30 ° C.

Таблица 3 показывает результаты испытаний. Одновременно таблица 3 показывает для сведения не только предел прочности на разрыв, но также предел текучести и отношение предела текучести к пределу прочности.Table 3 shows the test results. At the same time, Table 3 shows for information not only the tensile strength, but also the yield strength and the ratio of the yield strength to tensile strength.

Стали N 1-22 относятся к примерам согласно настоящему изобретению. Как видно из таблицы 3, эти толстолистовые стали и стальные трубы имеют предел прочности на разрыв, соответствующий марке X80 или выше, и неоднородность прочности толстолистовых сталей и стальных труб снижена до 60 МПа или ниже. Кроме того, стальные трубы имеют энергию по Шарпи 200 Дж или выше и долю вязкой составляющей в испытании DWT 85% или выше, и поглощенная энергия в испытания по Шарпи в зоне термического влияния (ударная вязкость в HAZ) превышает 50 Дж, таким образом, стальные трубы в примерах согласно настоящему изобретению имеют высокую ударную вязкость. Стали N 23-35 относятся к сравнительным примерам, которые не удовлетворяют условиям получения согласно настоящему изобретению. Так, сталь N 23 имеет меньшее содержание C, чем диапазон согласно настоящему изобретения, и поэтому проявляет недостаточный предел прочности на разрыв. В сталях N 24-29 по меньшей мере один элемент из базовых химических компонентов и избирательных элементов, добавленных в стали, содержится в количестве, превышающем диапазон по настоящему изобретению, и поэтому они обнаруживают недостаточную ударную вязкость в HAZ. С другой стороны, стали N 30-35 охлаждались без утилизации тепла на поверхности стального листа, и поэтому обнаруживают большие колебания прочности, порядка 100 МПа или выше, в стальных листах и стальных трубах. Кроме того, предел текучести стальных труб после термообработки при 210°C превышает 200 МПа или более по сравнению с пределом текучести стальных листов. Таким образом, деформируемость после деформационного старения значительно ухудшилась, так как поверхность толстолистовой стали охлаждалась без утилизации тепла.Steel N 1-22 are examples of the present invention. As can be seen from table 3, these plate steels and steel pipes have a tensile strength corresponding to the grade X80 or higher, and the heterogeneity of the strength of plate steels and steel pipes is reduced to 60 MPa or lower. In addition, steel pipes have a Charpy energy of 200 J or higher, and the proportion of the viscous component in the DWT test is 85% or higher, and the absorbed energy in the Charpy test in the heat affected zone (impact strength in HAZ) exceeds 50 J, so steel the pipes in the examples according to the present invention have a high impact strength. Steel N 23-35 relate to comparative examples, which do not satisfy the conditions for obtaining according to the present invention. Thus, steel N 23 has a lower C content than the range according to the present invention, and therefore exhibits an insufficient tensile strength. In steels N 24-29, at least one element of basic chemical components and selective elements added to the steel is contained in an amount exceeding the range of the present invention, and therefore they exhibit insufficient toughness in HAZ. On the other hand, steels N 30-35 were cooled without heat recovery on the surface of the steel sheet, and therefore they exhibit large fluctuations in strength, of the order of 100 MPa or higher, in steel sheets and steel pipes. In addition, the yield strength of steel pipes after heat treatment at 210 ° C exceeds 200 MPa or more compared with the yield strength of steel sheets. Thus, deformability after deformation aging significantly worsened, since the surface of plate steel was cooled without heat recovery.

Промышленная применимостьIndustrial applicability

Возможно обеспечить способ получения толстолистовой стали и стальных труб для ультравысокопрочных трубопроводов, которые имеют отличную прочность, низкотемпературную ударную вязкость и деформируемость исходных материалов, легко свариваются на месте эксплуатации и имеют предел прочности на разрыв 625 МПа или больше (стандарт API X80 или выше).It is possible to provide a method for producing plate steel and steel pipes for ultrahigh-strength pipelines that have excellent strength, low temperature toughness and deformability of the starting materials, are easily welded at the place of use and have a tensile strength of 625 MPa or more (API standard X80 or higher).

Claims

1. The method of producing plate steel for pipes of ultra-high strength pipelines, including the production of molten steel containing, wt.%,
C 0.03-0.08 Si 0.01-0.50 Mn 1.5-2.5 P 0.01 or less S 0.0030 or less Nb 0.0001-0.20 Al 0.0001-0.03 Ti 0.003-0.030 B less than 0,0003 N 0.0010-0.0050 O 0.0050 or less Fe and inevitable impurities rest

pouring molten steel into a slab, hot rolling a slab to obtain plate steel, conducting water cooling until the surface reaches a predetermined temperature above the temperature of the onset of martensitic transformation of point M _S , then cooling the surface of plate steel by repeating the treatment in which heat recovery is carried out one or more times and final water cooling of the plate steel surface to a point temperature M _S or lower, while
M _S = 545-330 [C] +2 [Al] -14 [Cr] -13 [Cu] -23 [Mn] -5 [Mo] -4 [Nb] -13 [Ni] -7 [Si] + 3 [Ti] +4 [V],
where [C], [Al], [Cr], [Cu], [Mn], [Mo], [Mb], [Ni], [Si], [Ti] and [V] mean the amount (in%) C, Al, Cr, Cu, Mn, Mo, Nb, Ni, Si, Ti, and V, respectively.

2. The method according to claim 1, in which the molten steel further includes at least one element selected from the group comprising, wt.%:
Mo 0.01-1.0 Cu 0.01-1.5 Ni 0.01-5.0 Cr 0.01-1.5 V 0.01-0.10 W 0.01-1.0 Zr 0.0001-0.050 Ta 0.0001-0.050

3. The method according to claim 1, in which the molten steel further comprises at least one element selected from the group comprising, wt.%:
Mg 0.0001-0.010 Ca 0.0001-0.005 Rem 0.0001-0.005 Y 0.0001-0.005 Hf 0.0001-0.005 Re 0.0001-0.005

4. The method according to claim 1, in which the average cooling rate (° C / s) for the period from the initial water cooling to the time when the surface of the steel plate reaches the temperature of the onset of martensitic transformation of the point M _S is V _C90 or lower, wherein
M _S = 545-330 [C] +2 [Al] -14 [Cr] -13 [Cu] -23 [Mn] -5 [Mo] -4 [Nb] -13 [Ni] -7 [Si] + 3 [Ti] +4 [V],
V _C90 = 10 ^{(3.69-0.75β)} ,
β = 2.7 [C] +0.4 [Si] + [Mn] +0.45 ([Ni] + [Cu]) + 0.8 [Cr] +2 [Mo],
where [C], [Al], [Cr], [Cu], [Mn], [Mo], [Nb], [Ni], [Si], [Ti] and [V] mean the amount (wt.% ) C, Al, Cr, Cu, Mn, Mo, Nb, Ni, Si, Ti, and V, respectively.

5. The method according to claim 1, in which the speed of water cooling and final water cooling are equal to V _C90 or more.

6. The method according to claim 1, in which, during hot rolling, the reheat temperature of the slab is 950 ° C or higher and the compression of the slab outside the recrystallization temperature range is 3 or more.

7. The method according to claim 1, in which cooling is carried out starting from an initial temperature of 800 ° C or lower.

8. A method of obtaining a steel pipe for ultra-high-strength pipelines, including giving plate steel for pipes of ultra-high-strength pipelines, produced by the method according to claim 1, the shape of the pipe using a UO-press, conducting submerged arc welding on adjacent sections of steel plate for ultra-high-strength pipelines from the outer and inner surfaces using welding wire and agglomerated or fused flux and pipe expansion.

9. The method of claim 8, in which the weld is subjected to heat treatment after conducting arc welding submerged arc and before carrying out the expansion of the pipe.

10. The method according to claim 9, in which the heat treatment of the weld is carried out in the temperature range 200-500 ° C.