RU2749085C1 - Стальной материал для магистральных труб, способ его получения и способ изготовления магистральной трубы - Google Patents

Стальной материал для магистральных труб, способ его получения и способ изготовления магистральной трубы Download PDF

Info

Publication number
RU2749085C1
RU2749085C1 RU2020125382A RU2020125382A RU2749085C1 RU 2749085 C1 RU2749085 C1 RU 2749085C1 RU 2020125382 A RU2020125382 A RU 2020125382A RU 2020125382 A RU2020125382 A RU 2020125382A RU 2749085 C1 RU2749085 C1 RU 2749085C1
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
less
temperature
steel
steel plate
mpa
Prior art date
Application number
RU2020125382A
Other languages
English (en)
Inventor
Кёно ЯСУДА
Томоюки ЁКОТА
Акихико ТАНИДЗАВА
Рюдзи МУРАОКА
Кадзукуни ХАСЭ
Original Assignee
ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН filed Critical ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН
Application granted granted Critical
Publication of RU2749085C1 publication Critical patent/RU2749085C1/ru

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C37/00—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape
    • B21C37/06—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape of tubes or metal hoses; Combined procedures for making tubes, e.g. for making multi-wall tubes
    • B21C37/08—Making tubes with welded or soldered seams
    • B21C37/0815—Making tubes with welded or soldered seams without continuous longitudinal movement of the sheet during the bending operation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C37/00—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape
    • B21C37/06—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape of tubes or metal hoses; Combined procedures for making tubes, e.g. for making multi-wall tubes
    • B21C37/08—Making tubes with welded or soldered seams
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C37/00—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape
    • B21C37/06—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape of tubes or metal hoses; Combined procedures for making tubes, e.g. for making multi-wall tubes
    • B21C37/30—Finishing tubes, e.g. sizing, burnishing
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K31/00—Processes relevant to this subclass, specially adapted for particular articles or purposes, but not covered by only one of the preceding main groups
    • B23K31/02—Processes relevant to this subclass, specially adapted for particular articles or purposes, but not covered by only one of the preceding main groups relating to soldering or welding
    • B23K31/027—Making tubes with soldering or welding
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/02—Seam welding; Backing means; Inserts
    • B23K9/025—Seam welding; Backing means; Inserts for rectilinear seams
    • B23K9/0253—Seam welding; Backing means; Inserts for rectilinear seams for the longitudinal seam of tubes
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/18—Submerged-arc welding
    • B23K9/186—Submerged-arc welding making use of a consumable electrodes
    • B23K9/188—Submerged-arc welding making use of a consumable electrodes making use of several electrodes
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/23—Arc welding or cutting taking account of the properties of the materials to be welded
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/235—Preliminary treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/02—Hardening articles or materials formed by forging or rolling, with no further heating beyond that required for the formation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/02—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working
    • C21D7/10—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the whole cross-section, e.g. of concrete reinforcing bars
    • C21D7/12—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the whole cross-section, e.g. of concrete reinforcing bars by expanding tubular bodies
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0231—Warm rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C21D8/105—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2101/00—Articles made by soldering, welding or cutting
    • B23K2101/04—Tubular or hollow articles
    • B23K2101/06—Tubes
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
    • B23K2103/02—Iron or ferrous alloys
    • B23K2103/04—Steel or steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Abstract

Группа изобретений относится к способу получения стальной пластины для магистральной трубы, способам получения магистральной трубы, стальной пластине для магистральной трубы, которые могут быть использованы для получения магистральных труб, используемых для транспортировки нефти и природного газа и для изготовления подводных трубопроводов. Получают стальную пластину, имеющую предел прочности на разрыв 570 МПа или выше, предел прочности при сжатии 440 МПа или выше и толщину 30 мм или больше. Проводят нагрев до температуры в диапазоне от 1000°C до 1200°C. Осуществляют горячую прокатку с общей степенью обжатия при прокатке вне диапазона температуры рекристаллизации, составляющей 60% или больше, с общей степенью обжатия при прокатке в температурном диапазоне (конечная температура прокатки + 20°C) или ниже, составляющей 50% или больше. Конечная температура прокатки находится в диапазоне от температуры Ar3 превращения или выше до 790°C или ниже. После этого осуществляют ускоренное охлаждение от начальной температуры Ar3 превращения или выше со скоростью охлаждения 10°C/с или больше до тех пор пока температура поверхности стальной пластины не достигнет от 300°C до 500°C. Обеспечивается получение стального материала для магистральных труб, имеющего большую толщину стенки, равную 30 мм или больше, высокую прочность, требуемую для использования стального материала в подводных трубопроводах, превосходную низкотемпературную вязкость и характеристику DWTT при испытании на разрыв с падающим грузом. 4 н.п. ф-лы, 3 табл., 25 пр.

Description

Область техники, к которой относится изобретение
Настоящее изобретение относится к стальному материалу для магистральных труб, способу получения стального материала для магистральных труб и способу изготовления магистральной трубы. Настоящее изобретение относится к стальному материалу для магистральных труб, который является подходящим в качестве материала для магистральных труб, используемых для транспортировки нефти и природного газа, и особенно подходит в качестве материала для подводных трубопроводов, которые должны обладать высоким показателем сопротивления смятию; относится к способу получения такого стального материала для магистральных труб и способу изготовления магистральной трубы. Термин «прочность при сжатии», употребляемый в настоящем документе, относится к 0,5% запасу прочности при сжатии и называется также «пределом прочности при сжатии», если не указано иного.
Предшествующий уровень техники
С увеличением потребности в энергии активировалась разработка трубопроводов для нефти и природного газа. С целью преодоления ситуации, когда газовые или нефтяные месторождения расположены в отдалённых местах, или для эксплуатационной гибкости транспортных маршрутов были разработаны различные трубопроводы, которые тянутся через море. Магистральные трубы, используемые в составе подводных трубопроводов, имеют более значительную толщину стенок, чем береговые трубопроводы, с целью предотвращения разрушения под действием давления воды. Кроме того, магистральным трубам, используемым в составе подводных трубопроводов, необходимо обладать высокой степенью круглости. В дополнение к этому, в отношении характеристик магистральных труб, можно отметить, что магистральные трубы должны иметь высокий предел текучести с целью противодействия напряжению сжатия, вызываемому внешним давлением по окружности труб.
Поскольку заключительная стадия UOE способа изготовления стальных труб включает в себя процесс раздачи трубы, трубы сжимаются, после того как подвергаются растягивающей деформации по окружности труб. Следовательно, предел текучести может понижаться вследствие эффекта Баушингера.
Были проведены различные исследования по улучшению показателя сопротивления смятию стальных труб UOE. В документе PTL 1 раскрыт способ, в котором стальную трубу нагревают за счёт выделения джоулева тепла и раздают, а затем поддерживают данную температуру в течение определённого периода времени или дольше.
В качестве способа, в котором нагревание осуществляют после раздачи трубы с целью возмещения снижения предела текучести, вызванного эффектом Баушингера, описанным выше, в документе PTL 2 предложен способ, в котором внешнюю поверхность стальной трубы нагревают до температуры выше температуры внутренней поверхности с целью компенсации влияния, обусловленного эффектом Баушингера, вызываемым на внешней поверхности боковой части стальной трубы, подвергнутой деформации при растяжении, и для сохранения деформационного упрочнения внутренней поверхности боковой части вследствие сжатия. В документе PTL 3 предложен способ, в котором в процессе изготовления стальной пластины с использованием стали, содержащей Nb и Ti, осуществляют ускоренное охлаждение от температуры Ar3 точки превращения или выше до температуры 300°C или ниже после горячей прокатки, а нагревание осуществляют после формирования стальной трубы при помощи технологии UOE.
С другой стороны, в качестве способа, в котором предел прочности стальной трубы при сжатии повышают путём регулирования условий, в которых формируют стальную трубу, вместо выполнения нагревания после расширения трубы, в документе PTL 4 раскрыт способ, в котором степень сжатия, при которой осуществляют сжатие во время формирования стальной трубы с использованием пресса для придания заготовке О-образной формы, устанавливают такой, чтобы она была выше степени раздачи, при которой выполняют раздачу трубы на следующей стадии.
В документе PTL 5 раскрыт способ, в котором диаметр стальной трубы, которая проходит через зону сварки, которая имеет низкую прочность на сжатие, и положение, которое образует угол 180° по отношению к зоне сварки, устанавливают так, чтобы достигался максимальный диаметр стальной трубы с целью повышения показателя сопротивления смятию стальной трубы.
В документе PTL 6 предложена стальная пластина, способная ограничивать снижение напряжения текучести вследствие эффекта Баушингера, которую получают путём осуществления повторного нагревания после ускоренного охлаждения для уменьшения доли второй твёрдой фазы в приповерхностной части стальной пластины.
В документе PTL 7 предложен способ получения высокопрочной стальной пластины для магистральных труб, предназначенных для обслуживания кислого газа, имеющих толщину 30 мм или больше, в котором приповерхностную часть стальной пластины нагревают в условиях процесса повторного нагревания, выполняемого после ускоренного охлаждения, при одновременном подавлении роста температуры центра стальной пластины.
Список цитируемой литературы
Патентная литература
PTL 1: Публикация не прошедшей экспертизу заявки на японский патент № 9-49025
PTL 2: Публикация не прошедшей экспертизу заявки на японский патент № 2003-342639
PTL 3: Публикация не прошедшей экспертизу заявки на японский патент № 2004-35925
PTL 4: Публикация не прошедшей экспертизу заявки на японский патент № 2002-102931
PTL 5: Публикация не прошедшей экспертизу заявки на японский патент № 2003-340519
PTL 6: Публикация не прошедшей экспертизу заявки на японский патент № 2008-56962
PTL 7: Публикация не прошедшей экспертизу заявки на японский патент № 2009-52137
Сущность изобретения
Техническая проблема
Согласно способу, описанному в документе PTL 1, дислокация, привносимая за счёт раздачи трубы, устраняется или рассеивается, а, следовательно, повышается предел прочности при сжатии. Однако указанный способ требует, чтобы нагревание за счёт выделения джоулева тепла продолжалось в течение пяти минут или больше после расширения трубы, а, следовательно, характеризуется низкой производительностью.
В способе, описанном в документе PTL 2, необходимо отдельно регулировать температуры нагрева внешней и внутренней поверхностей стальной трубы, а также длительность периодов времени, в течение которых нагревают внешнюю и внутреннюю поверхности стальной трубы. Это затруднено в рамках действующего производства. Довольно трудно управлять качеством стальных труб в массовом производственном процессе. Способ, описанный в документе PTL 3, требует, чтобы температура остановки ускоренного охлаждения при получении стальной пластины имела низкое значение, равное 300°C или ниже. Это может увеличивать перекос стальной пластины и ухудшает круглость стальной трубы, полученной по технологии UOE. Кроме того, поскольку ускоренное охлаждение осуществляют от температуры точки Ar3 или выше, необходимо выполнять прокатку при относительно высокой температуре. В результате это может приводить к ухудшению вязкости.
Согласно способу, описанному в документе PTL 4, предварительная деформация растяжения практически не возникает по окружности трубы. Соответственно, не порождается эффект Баушингера и может достигаться высокий предел прочности при сжатии. Однако низкая степень раздачи затрудняет поддержание круглости стальной трубы и может ухудшать показатель сопротивления смятию стальной трубы.
Участок трубопровода, который подвергается смятию обычно при строительстве трубопровода, является участком (участком изгиба), на который воздействует деформация изгиба, когда труба достигает морского дна. При строительстве трубопровода на трубе осуществляют сварку кольцевым швом и укладывают трубы на морском дне безотносительно к положениям зон сварки стальных труб. Следовательно, даже если стальные трубы производят путём формирования труб и сваривания их таким образом, чтобы сечение каждой из стальных труб имело максимальный диаметр в зоне сварного шва, как описано в документе PTL 5, невозможно определять положения зон сварного шва при реальном строительстве трубопровода. Таким образом, технология согласно документу PTL 5 фактически не дает никаких полезных эффектов.
Стальную пластину, описанную в документе PTL 6, необходимо нагревать при повторном нагревании до тех пор, пока не нагреется центр стальной пластины. Это может приводить к ухудшению характеристики DWTT (испытание на разрыв падающим грузом). С учётом вышесказанного, трудно использовать указанную стальную пластину для получения глубоководных толстостенных магистральных труб. В дополнение к этому, стальная пластина имеет потенциал для улучшения в рамках увеличения толщины стальной пластины.
Согласно способу, описанному в документе PTL 7, доля второй твёрдой фазы в приповерхностной части стальной пластины может уменьшаться при одновременном ограничении ухудшения характеристики DWTT (испытание на разрыв падающим грузом). Это может снижать твёрдость приповерхностной части и обусловливать несовместимости характеристик материала стальной пластины. Кроме того, уменьшение доли второй твёрдой фазы может ослаблять эффект Баушингера. Однако трудно согласованным образом достигать класса прочности X70 или выше при одновременном сохранении характеристики DWTT при помощи технологии, описанной в документе PTL 7.
Настоящее изобретение выполнено с учётом вышеописанных обстоятельств. Цель настоящего изобретения заключается в получении стального материала для магистральных труб, имеющего большую толщину стенки, равную 30 мм или больше, высокую прочность, требуемую для применения стального материала в подводных трубопроводах, превосходную низкотемпературную вязкость и характеристику DWTT; разработке способа получения стального материала для магистральных труб и способа изготовления магистральной трубы.
Решение проблемы
Авторы настоящего изобретения проводили обширные исследования с целью ограничения снижения предела прочности при сжатии вследствие эффекта Баушингера, а также сохранения прочности и вязкости и в результате обнаружили следующие факты.
(a) Снижение предела прочности при сжатии вследствие эффекта Баушингера обусловлено остаточным напряжением, порождаемым в результате накопления дислокаций на границах раздела между различными фазами и второй твёрдой фазой. Для предотвращения этого эффективным является, прежде всего, формирование однородной микроструктуры с целью уменьшения границ раздела между мягкими и твёрдыми фазами, на которых объединяются дислокации. Соответственно, формирование микроструктуры металла, состоящей главным образом из бейнита, в которой подавлено образование мягкого полигонального феррита и твёрдого компонента мартенсита-аустенита, может ограничивать снижение предела прочности при сжатии вследствие эффекта Баушингера.
(b) Трудно полностью задержать образование компонента мартенсит-аустенит (далее в настоящем документе может называться просто «MA») в высокопрочной стали, получаемой при ускоренном охлаждении, и, в частности, толстостенных стальных пластинах, используемых для изготовления подводных трубопроводов, поскольку такая высокопрочная сталь и толстостенные стальные пластины имеют высокую прокаливаемость в результате наличия в их составе больших количеств легирующих элементов для достижения заданной прочности. Однако снижение предела прочности при сжатии вследствие эффекта Баушингера можно ограничивать, когда MA разлагается до цементита, путем оптимизации ускоренного охлаждения.
(c) Для улучшения низкотемпературной вязкости эффективно уменьшать размер микроструктур путём понижения температуры прокатки, при которой осуществляют горячую прокатку стальной пластины. Однако, если температура прокатки является слишком низкой, может образовываться полигональный феррит, и после ускоренного охлаждения может формироваться смешанная микроструктура бейнита и полигонального феррита. Это усиливает эффект Баушингера. С другой стороны, регулирование состава стали способствует уменьшению формирования полигонального феррита, образующегося после прокатки при низкой температуре. Это обеспечивает возможность достижения и подходящей низкотемпературной вязкости, и подходящего предела прочности при сжатии. В дополнение к этому, контролирование снижения температуры прокатки в ходе горячей прокатки создаёт возможность для включения ряда полос деформации, которые выполняют функцию ядер для превращения, и возможность утончения микроструктур. Это позволяет даже толстостенной стальной пластине толщиной 30 мм или более иметь высокую низкотемпературную вязкость.
Настоящее изобретение выполнено на основе полученных сведений, указанных выше, и дополнительных исследований. Сущность настоящего изобретения состоит в следующем.
[1] Способ получения стального материала для магистральных труб, который имеет предел прочности на разрыв 570 МПа или выше, предел прочности при сжатии 440 МПа или выше и толщину 30 мм или больше, включающий в себя следующее:
нагревают сталь, имеющую состав, содержащий, по массе:
C: от 0,030% до 0,10%,
Si: от 0,01% до 0,20%,
Mn: от 1,0% до 2,0%,
Nb: от 0,005% до 0,050%,
Ti: от 0,005% до 0,025% и
Al: 0,08% или меньше,
причём данный состав дополнительно включает один или несколько элементов, выбранных из следующих, по массе:
Cu: 0,5% или меньше,
Ni: 1,0% или меньше,
Cr: 1,0% или меньше,
Mo: 0,5% или меньше и
V: 0,1% или меньше,
при этом величина Ceq, представленная формулой (1), равна 0,350 или больше, величина Pcm, представленная формулой (2), равна 0,20 или меньше, а температура Ar3 превращения, представленная формулой (3), равна 750°C или ниже, причём остальное представляет собой Fe и неизбежные примеси,
до температуры в диапазоне от 1000°C до 1200°C; осуществляют горячую прокатку таким образом, чтобы общая степень обжатия при прокатке вне диапазона температуры рекристаллизации составляла 60% или больше; так, чтобы общая степень обжатия при прокатке в температурном диапазоне (конечная температура прокатки + 20°C) или ниже составляла 50% или больше, и так, чтобы конечная температура прокатки была равна температуре Ar3 превращения или выше и 790°C или ниже; после этого осуществляют ускоренное охлаждение от начальной температуры Ar3 превращения или выше до температуры остановки охлаждения, составляющей от 200°C до 450°C, со скоростью охлаждения 10 °C/с или больше, до тех пор пока температура поверхности стальной пластины достигает от 300°C до 500°C,
Ceq = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5 ··· (1)
Pcm = C + Si/30 + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + V/10 ··· (2)
Ar3 (°C) = 910 - 310C - 80Mn - 20Cu - 15Cr - 55Ni - 80Mo ··· (3)
при этом в формулах (1) - (3) символ каждого элемента представляет содержание (мас. %) элемента, и оно является нулевым, если состав не содержит данного элемента.
[2] Способ получения магистральной трубы, имеющей предел прочности на разрыв 570 МПа или выше, предел прочности на сжатие 440 МПа или выше и толщину 30 мм или больше, включающий в себя следующее: выполняют холодное формование стального материала для магистральных труб, полученного способом по п. [1], в профиль, подобный стальной трубе; соединяют стыкуемые кромки друг с другом при помощи сварного шва; и затем осуществляют раздачу трубы со степенью раздачи 1,2% или меньше для получения стальной трубы.
[3] Стальной материал для магистральных труб, имеющий предел прочности на разрыв 570 МПа или выше, предел прочности при сжатии 440 МПа или выше и толщину 30 мм или больше, при этом стальной материал имеет состав, содержащий, по массе:
C: от 0,030% до 0,10%,
Si: от 0,01% до 0,20%,
Mn: от 1,0% до 2,0%,
Nb: от 0,005% до 0,050%,
Ti: от 0,005% до 0,025% и
Al: 0,08% или меньше,
причём данный состав дополнительно включает один или несколько элементов, выбранных из следующих, по массе:
Cu: 0,5% или меньше,
Ni: 1,0% или меньше,
Cr: 1,0% или меньше,
Mo: 0,5% или меньше и
V: 0,1% или меньше,
при этом величина Ceq, представленная формулой (1), равна 0,350 или больше, величина Pcm, представленная формулой (2), равна 0,20 или меньше, и температура Ar3 превращения, представленная формулой (3), равна 750°C или ниже, причём остальное представляет собой Fe и неизбежные примеси,
стальной материал дополнительно включает микроструктуру металла, состоящую в основном из бейнита, в которой доля площади полигонального феррита в положении, находящемся на уровне 1/4 толщины пластины составляет 10% или меньше, доля площади компонента мартенсит-аустенит в положении, находящемся на уровне 1/4 толщины пластины составляет 5% или меньше, а средний размер зерна бейнита в положении, находящемся на уровне1/2 толщины пластины составляет 10 мкм или меньше,
Ceq = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5 ··· (1)
Pcm = C + Si/30 + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + V/10 ··· (2)
Ar3 (°C) = 910 - 310C - 80Mn - 20Cu - 15Cr - 55Ni - 80Mo ··· (3)
при этом в формулах (1) - (3) символ каждого элемента представляет содержание (мас. %) элемента, и оно является нулевым, если состав не содержит данного элемента.
[4] Способ получения магистральной трубы, имеющей предел прочности на разрыв 570 МПа или выше, предел прочности при сжатии 440 МПа или выше и толщину 30 мм или больше, включающий в себя следующее: выполняют холодное формование стального материала для магистральных труб по п. [3] в профиль, подобный стальной трубе; соединяют стыкуемые кромки друг с другом при помощи сварного шва; а затем осуществляют раздачу трубы со степенью раздачи 1,2% или меньше для получения стальной трубы.
Полезные эффекты изобретения
Согласно настоящему изобретению, можно получать стальной материал для магистральных труб, который обладает высокой прочностью, превосходной низкотемпературной вязкостью и превосходным сопротивлением DWTT. Настоящее изобретение можно использовать соответствующим образом применительно к подводным трубопроводам.
Согласно настоящему изобретению, можно получать толстостенную магистральную трубу, имеющую превосходную низкотемпературную вязкость и высокий предел прочности при сжатии, без использования специальных условий для формирования стальных труб или выполнения термообработки после изготовления трубы.
Описание вариантов осуществления
Один из вариантов осуществления настоящего изобретения описан ниже. При ссылке на содержание составляющих элементов символ «%» относится к «мас.%», если не указано иного.
1. Химический состав
C: от 0,030% до 0,10%
C представляет собой элемент, наиболее эффективный для повышения прочности стальной пластины, полученной при ускоренном охлаждении. Однако, если содержание C составляет меньше 0,030%, не может сохраняться достаточно высокая прочность. С другой стороны, если содержание C больше 0,10%, может ухудшаться вязкость. В дополнение к этому, может ускоряться образование MA. В результате это приводит к снижению предела прочности при сжатии. Соответственно, содержание C ограничивается значениями от 0,030% до 0,10%. Предпочтительный нижний предел содержания C составляет 0,040%, а предпочтительный верхний предел составляет 0,098%.
Si: от 0,01% до 0,20%
Si включается в состав с целью раскисления. Однако, если содержание Si меньше 0,01%, эффект раскисления не может достигаться в достаточной степени. С другой стороны, если содержание Si больше 0,20%, может ухудшаться вязкость. В дополнение к этому, может ускоряться образование MA. Это приводит в результате к уменьшению предела прочности при сжатии. Соответственно, содержание Si ограничивается величиной от 0,01% до 0,20%. Предпочтительным нижним пределом содержания Si является 0,03%, а предпочтительным верхним пределом является 0,15%.
Mn: от 1,0% до 2,0%
Mn присутствует в составе для повышения прочности и улучшения вязкости. Однако, если содержание Mn меньше 1,0%, вышеупомянутые полезные эффекты не могут проявляться в достаточной степени. С другой стороны, если содержание Mn больше 2,0%, может ухудшаться вязкость. Соответственно, содержание Mn ограничивается величиной от 1,0% до 2,0%. Предпочтительным нижним пределом содержания Mn является 1,5%, а предпочтительным верхним пределом является 1,95%.
Nb: от 0,005% до 0,050%
Nb уменьшает размер микроструктур и за счёт этого улучшает вязкость. Nb также вызывает образование карбидов, которые повышают прочность. Однако, если содержание Nb меньше 0,005%, вышеупомянутые полезные эффекты не могут проявляться в достаточной степени. С другой стороны, если содержание Nb больше 0,050%, может ухудшаться вязкость зоны термического влияния сварки. Соответственно, содержание Nb ограничивается величиной от 0,005% до 0,050%. Предпочтительным нижним пределом содержания Nb является 0,010%, а предпочтительным верхним пределом является 0,040%.
Ti: от 0,005% до 0,025%
Ti подавляет укрупнение зёрен аустенита при нагревании слябов за счёт эффекта пиннинга TiN и посредством этого улучшает вязкость. Однако, если содержание Ti меньше 0,005%, вышеупомянутые полезные эффекты не могут проявляться в достаточной степени. С другой стороны, если содержание Ti больше 0,025%, может ухудшаться вязкость. Соответственно, содержание Ti ограничивается величиной от 0,005% до 0,025%. Предпочтительным нижним пределом содержания Ti является 0,008%, а предпочтительным верхним пределом является 0,023%.
Al: 0,08% или меньше
Al содержится в качестве раскислителя. Однако, если содержание Al больше 0,08%, может ухудшаться чистота стали и вязкость. Соответственно, содержание Al ограничивается величиной 0,08% или меньше. Содержание Al предпочтительно составляет 0,05% или меньше.
В стали настоящего изобретения содержатся один или несколько элементов, выбранных из следующих: Cu: 0,5% или меньше, Ni: 1,0% или меньше, Cr: 1,0% или меньше, Mo: 0,5% или меньше и V: 0,1% или меньше.
Cu: 0,5% или меньше
Cu является элементом, эффективным для улучшения вязкости и повышения прочности. Однако, если содержание Cu больше 0,5%, может ухудшаться вязкость HAZ в зоне сварки. Соответственно, в случае наличия Cu её содержание ограничивается 0,5% или меньше. Нижний предел содержания Cu не определён. В случае наличия Cu её содержание предпочтительно составляет 0,01% или больше.
Ni: 1,0% или меньше
Ni представляет собой элемент, эффективный для улучшения вязкости и повышения прочности. Однако, если содержание Ni больше 1,0%, может ухудшаться вязкость HAZ зоны сварки. Соответственно, в случае наличия Ni его содержание ограничивается 1,0% или меньше. Нижний предел содержания Ni не определён. В случае наличия Ni его содержание предпочтительно составляет 0,01% или больше.
Cr: 1,0% или меньше
Cr представляет собой элемент, который улучшает прокаливаемость и за счёт этого эффективно повышает прочность. Однако, если содержание Cr больше 1,0%, может ухудшаться вязкость HAZ зоны сварки. Соответственно, в случае наличия Cr его содержание ограничивается 1,0% или меньше. Нижний предел содержания Cr не определён. В случае наличия Cr его содержание предпочтительно составляет 0,01% или больше.
Mo: 0,5% или меньше
Mo является элементом, эффективным для улучшения вязкости и повышения прочности. Однако, если содержание Mo больше 0,5%, может ухудшаться вязкость HAZ зоны сварки. Соответственно, в случае наличия Mo его содержание ограничивается 0,5% или меньше. Нижний предел содержания Mo не определён. В случае присутствия Mo его содержание предпочтительно составляет 0,01% или больше.
V: 0,1% или меньше
V представляет собой элемент, который образует сложные карбиды, так же, как Nb и Ti, и проявляет заметную эффективность в повышении прочности при дисперсионном упрочнении. Однако, если содержание V больше 0,1%, может ухудшаться вязкость HAZ зоны сварки. Соответственно, в случае наличия V его содержание ограничивается 0,1% или меньше. Нижний предел содержания V не определён. В случае присутствия V его содержание предпочтительно составляет 0,01% или больше.
В настоящем изобретении величина Ceq, представленная формулой (1), составляет 0,350 или больше, величина Pcm, представленная формулой (2), равна 0,20 или меньше, а температура Ar3 превращения, представленная формулой (3), составляет 750°C или меньше.
Величина Ceq: 0,350 или больше
Величина Ceq ограничивается значением 0,350 или больше. Величина Ceq представлена ниже формулой (1). Величина Ceq коррелирует с прочностью базового металла и используется как мера прочности. Если величина Ceq меньше 0,350, не может достигаться высокий предел прочности на разрыв, равный 570 МПа или больше. Соответственно, величина Ceq ограничивается значением 0,350 или больше. Величина Ceq предпочтительно составляет 0,360 или больше.
Ceq = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5 ··· (1)
В формуле (1) символ каждого элемента представляет содержание мас.% элемента, и оно является нулевым, если состав не содержит данного элемента.
Величина Pcm: 0,20 или меньше
Величина Pcm ограничивается значением 0,20 или меньше. Величина Pcm представлена ниже формулой (2). Величина Pcm используется как мера свариваемости; чем выше величина Pcm, тем ниже вязкость HAZ (зоны термического влияния) зоны сварки. Величину Pcm необходимо строго ограничивать, особенно, в толстостенной стали высокой прочности, поскольку влияние величины Pcm в толстостенной стали высокой прочности является значительным. Соответственно, величина Pcm ограничивается значением 0,20 или меньше. Величина Pcm предпочтительно составляет 0,19 или меньше.
Pcm = C + Si/30 + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + V/10 ··· (2)
В формуле (2) символ каждого элемента представляет содержание мас.% элемента, и оно является нулевым, если состав не содержит данного элемента.
Температура Ar3 превращения: 750°C или ниже
Температура Ar3 превращения ограничивается значением 750°C или ниже. Формула (3) ниже представляет температуру Ar3 превращения. Чем выше температура Ar3 превращения, тем выше температура, при которой образуется феррит, и тем труднее достижение микроструктуры металла согласно настоящему изобретению. В дополнение к этому, сложнее достигать и заданного предела прочности при сжатии, и заданной вязкости. Соответственно, состав регулируют так, чтобы температура Ar3 превращения составляла 750°C или ниже.
Ar3 (°C) = 910 - 310C - 80Mn - 20Cu - 15Cr - 55Ni - 80Mo ··· (3)
В формуле (3) символ каждого элемента представляет содержание мас.% элемента, и оно является нулевым, если состав не содержит данного элемента.
Остальная часть состава, которая отличается от вышеописанных составляющих частей, то есть остаток, составляет Fe и неизбежные примеси. Данный состав может содержать элемент, отличный от описанных выше элементов, так, чтобы действие и полезные эффекты настоящего изобретения не ухудшались.
2. Микроструктура металла, состоящая в основном из бейнита
Микроструктура металла, согласно настоящему изобретению, состоит в основном из бейнита с целью ограничения снижения предела прочности при сжатии вследствие эффекта Баушингера. Выражение «микроструктура металла, согласно настоящему изобретению, состоит в основном из бейнита» означает, что доля площади бейнита во всей микроструктуре металла составляет 85% или больше. Для ограничения снижения предела прочности при сжатии вследствие эффекта Баушингера желательно, чтобы микроструктура металла состояла только из бейнита с целью предотвращения накопления дислокаций на границах раздела между различными фазами и второй твёрдой фазой. Когда доля остальных микроструктур, отличных от бейнита, составляет 15% или меньше, они могут быть приемлемы. Отметим, что долю площади бейнита измеряют в положении, находящемся на уровне 1/4 толщины пластины.
Доли площадей полигонального феррита и компонента мартенсит-аустенит в положении, находящемся на уровне 1/4 толщины пластины, составляют 10% или меньше и 5% или меньше, соответственно.
Для ослабления эффекта Баушингера и достижения высокой прочности при сжатии желательно формировать однородную микроструктуру, не содержащую мягкой фазы полигонального феррита или твёрдого компонента мартенсит-аустенит, с целью уменьшения вероятности образования дислокаций, локально включающихся внутрь микроструктуры в ходе деформации. Соответствующим образом, в дополнение к формированию микроструктуры, состоящей в основном из бейнита, как описано выше, доли площадей полигонального феррита и компонента мартенсит-аустенит в положении, находящемся на уровне 1/4 толщины пластины, ограничиваются 10% или меньше и 5% или меньше, соответственно. Доли площадей полигонального феррита и компонента мартенсит-аустенит могут составлять 0%.
Средний размер зерна бейнита в положении, находящемся на уровне 1/2 толщины пластины, составляет 10 мкм или меньше.
Для получения толстостенных стальных пластин, имеющих достаточно высокую вязкость базового металла, особенно в положении, находящемся на уровне на 1/2 толщины пластины, эффективным является формирование тонкой микроструктуры. Упомянутые выше полезные эффекты можно вызывать путём регулирования размера зерна бейнита в положении, находящемся на уровне 1/2 толщины пластины, который должен составлять 10 мкм или меньше. Соответственно, средний размер зерна бейнита в положении, находящемся на уровне 1/2 толщины пластины, ограничивается 10 мкм или меньше.
Микроструктура металла, согласно настоящему изобретению, может содержать любые фазы, отличные от бейнита, полигонального феррита или компонента мартенсит-аустенит, если только она включает вышеописанную структуру. Примеры других фаз включают в себя перлит, цементит и мартенсит. Количество других фаз предпочтительно сводят к минимуму; доля площади других фаз в положении, находящемся на уровне 1/4 толщины пластины, предпочтительно составляет 5% или меньше.
3. Способ получения стального материала для магистральных труб
Способ получения стального материала для магистральных труб согласно настоящему изобретению, включает в себя нагревание стального сляба, имеющего описанный выше химический состав, горячую прокатку стального сляба, последующее выполнение ускоренного охлаждения. Причины ограничения условий производства описаны ниже. Далее в настоящем документе термин «температура» относится к средней температуре стальной пластины (стального материала) по толщине, если не указано иного. Среднюю температуру стальной пластины (стального материала) по толщине определяют на основе толщины, температуры поверхности, условий охлаждения и т.д. при помощи имитационного расчета или тому подобного. Например, среднюю температуру стальной пластины (стального материала) по толщине можно вычислять, исходя из распределения температуры в направлении толщины, определённого методом конечных разностей.
Температура нагревания стального сляба: от 1000°C до 1200°C
Если температура нагревания стального сляба ниже 1000°C, NbC не растворяется в достаточной степени и, как следствие, не может достигаться дисперсионное упрочнение на следующей стадии. С другой стороны, если температура нагревания стального сляба выше 1200°C, может ухудшаться низкотемпературная вязкость. Соответственно, температура нагревания стального сляба ограничивается значениями от 1000°C до 1200°C. Предпочтительный нижний предел температуры нагревания стального сляба составляет 1000°C, а предпочтительный верхний предел составляет 1150°C.
Общая степень обжатия при прокатке вне диапазона температуры рекристаллизации: 60% или больше, а общая степень обжатия при прокатке в температурном диапазоне (конечная температура прокатки + 20°C) или ниже: 50% или больше
Для достижения высокой вязкости базового металла необходимо осуществлять в достаточной степени обжатие при прокатке вне диапазона температуры рекристаллизации в процессе горячей прокатки. Однако, если общая степень обжатия при прокатке вне диапазона температуры рекристаллизации меньше 60% или общая степень обжатия при прокатке в температурном диапазоне (конечная температура прокатки + 20°C) или ниже составляет меньше 50%, не может уменьшаться в достаточной степени размер зёрен кристаллов. Соответственно, общая степень обжатия при прокатке вне диапазона температуры рекристаллизации ограничивается величиной 60% или больше, а общая степень обжатия при прокатке в температурном диапазоне (конечная температура прокатки + 20°C) или ниже ограничивается величиной 50% или больше. Общая степень обжатия при прокатке вне диапазона температуры рекристаллизации предпочтительно составляет 65% или больше. Общая степень обжатия при прокатке в температурном диапазоне (конечная температура прокатки + 20°C) или ниже предпочтительно составляет 55% или больше.
Конечная температура прокатки: температура Ar3 превращения или выше и 790°C или ниже
Для ограничения снижения прочности вследствие эффекта Баушингера необходимо формировать микроструктуру металла, состоящую в основном из бейнита, и подавлять образование мягких микроструктур, таких как полигональный феррит. Это требует осуществления горячей прокатки в пределах диапазона температуры Ar3 превращения или выше, в котором не образуется полигональный феррит. Соответственно, конечная температура прокатки ограничивается температурой Ar3 превращения или выше. Для достижения высокой вязкости базового металла необходимо осуществлять прокатку при более низких температурах в диапазоне температуры Ar3 превращения или выше. Соответственно, верхний предел для конечной температуры прокатки установлен равным 790°C. Конечная температура прокатки предпочтительно составляет 780°C или ниже.
Начальная температура охлаждения: температура Ar3 превращения или выше
Если начальная температура охлаждения ниже температуры Ar3 превращения, доля площади полигонального феррита в положении, находящемся на уровне 1/4 толщины пластины, может превышать 10% и не может достигаться достаточно высокий предел прочности при сжатии вследствие эффекта Баушингера. Соответственно, начальная температура охлаждения ограничивается температурой Ar3 превращения или выше. Начальная температура охлаждения предпочтительно составляет (температура Ar3 превращения + 10°C) или выше.
Как описано выше, температуру Ar3 превращения можно рассчитать с использованием формулы (3).
Ar3 (°C) = 910 - 310C - 80Mn - 20Cu - 15Cr - 55Ni - 80Mo ··· (3)
В формуле (3) символ каждого элемента представляет содержание мас.% элемента, и оно является нулевым, если состав не содержит данного элемента.
Скорость охлаждения: 10 °C/с или больше
Ускоренное охлаждение, выполняемое со скоростью охлаждения 10 °C/с или больше, является процессом, существенно важным для получения высокопрочной стальной пластины, имеющей высокую вязкость. Выполнение охлаждения с высокой скоростью обеспечивает возможность повышения прочности за счёт упрочнения в результате превращения. Однако, если скорость охлаждения меньше 10 °C/с, не может достигаться достаточно высокая прочность. Кроме того, во время охлаждения может иметь место диффузия элемента C. В результате это приводит к концентрированию C на непревращённом аустените и увеличивает количество образующегося MA. Следовательно, предел прочности при сжатии может снижаться, поскольку присутствие вторых твёрдых фаз, таких как MA, ускоряет проявление эффекта Баушингера, как описано выше. Если скорость охлаждения составляет 10 °C/с или больше, может подавляться диффузия элемента C, которая имеет место при охлаждении, а, следовательно, может уменьшаться образование MA. Соответственно, скорость охлаждения во время ускоренного охлаждения ограничивается величиной 10 °C/с или больше. Скорость охлаждения предпочтительно составляет 20 °C/с или больше.
Температура остановки охлаждения: Температура поверхности стальной плиты: от 300°C до 500°C
Осуществление быстрого охлаждения до тех пор, пока температура поверхности стальной плиты не достигнет от 300°C до 500°C путём ускоренного охлаждения после прокатки подавляет образование МА и перлита и обеспечивает возможность образования однородной микроструктуры, состоящей преимущественно из бейнита. Однако, если температура остановки охлаждения ниже 300°C, может образовываться MA. В результате это приводит к снижению предела прочности при сжатии вследствие эффекта Баушингера и ухудшению вязкости. Когда температура остановки охлаждения поверхности стальной плиты установлена 300°C или больше, МА разрушается благодаря рекуперации и, соответственно, может быть образована однородная микроструктура. С другой стороны, если температура остановки охлаждения выше 500°C, может образовываться перлит. Это делает невозможным достижение достаточно высокой прочности и приводит к снижению предела прочности при сжатии вследствие эффекта Баушингера. Соответственно, температура остановки охлаждения определяется так, что температура поверхности стальной пластины составляет от 300°C до 500°C. Предпочтительный нижний предел температуры стадии охлаждения составляет 350°C, а предпочтительный верхний предел составляет 490°C.
4. Способ изготовления магистральной трубы
В настоящем изобретении стальную трубу (магистральную трубу) получают с использованием стальной пластины (стальной материал), произведённой вышеописанным способом. Примеры способа формования стального материала включают в себя способ, в котором стальной материал формуют в профиль стальной трубы при помощи холодного формования, такого как процесс UOE или гибка при помощи пресса (называемая также «гибочным прессованием»). В процессе UOE кромки стальной пластины (стального материала) обрабатывают в направлении ширины, а затем кромку стальной пластины в направлении ширины обжимают с использованием пресс-машины для придания заготовке C-образной формы. Далее стальную пластину формуют в цилиндрический профиль при помощи пресс-машины для придания заготовке U-образной формы и пресс-машины для придания заготовке О-образной формы так, что кромки стальной пластины в направлении ширины обращены друг к другу. Затем кромки стальной пластины состыковывают друг с другом по ширине и сваривают. Указанная сварка называется «сваркой швом». Сварку швом осуществляют предпочтительно с использованием способа, включающего в себя две стадии, то есть, стадию сварки прихваточным швом, на которой удерживают цилиндрическую стальную пластину, состыковывают кромки стальной пластины друг с другом по ширине и осуществляют сварку прихваточным швом; и конечную стадию сварки, на которой сваривают внутренние и внешние поверхности шва стальной пластины с использованием способа дуговой сварки под флюсом. После выполнения сварки швом осуществляют раздачу трубы с целью удаления остаточного сварочного напряжения и улучшения круглости стальной трубы. На стадии раздачи трубы степень раздачи (степень изменения внешнего диаметра трубы, которое происходит при раздаче трубы, по отношению к внешнему диаметру трубы до её расширения) устанавливают равной 1,2% или меньше. Это связано с тем, что, если степень раздачи излишне высока, предел прочности при сжатии может значительно понижаться вследствие эффекта Баушингера. Степень раздачи предпочтительно составляет 1,0% или меньше. Степень раздачи предпочтительно составляет 0,4% или больше, а предпочтительнее 0,6% или больше с целью уменьшения остаточного сварочного напряжения и улучшения круглости стальной трубы.
В процессе гибки при помощи пресса стальную пластину повторно подвергают трёхточечному изгибу для постепенного изменения её формы и получают таким образом стальную трубу, имеющую практически круглое сечение. Затем осуществляют сварку швом, как в процессе UOE, описанном выше. В процессе гибки при помощи пресса раздачу трубы также можно выполнять после сварки швом.
ПРИМЕРЫ
Из сталей (сталь типов A - K), имеющих химические составы, описанные в таблице 1, изготовляли слябы способом непрерывной разливки. Из слябов получали стальные пластины (№№ 1-25), имеющие толщину от 35 до 40 мм. Из стальных пластин изготовляли стальные трубы способом UOE. Сварку швом выполняли способом дуговой сварки под флюсом с использованием четырёхжильного кабеля так, чтобы и на внутренней, и на внешней поверхности шва формировалось по одному сварочному проходу. Величина погонной энергии при сварке выбрана из диапазона от 20 до 80 кДж/см в соответствии с толщиной стальной пластины. В таблице 2 обобщены условия, в которых получали стальные пластины, и условия, в которых получали стальные трубы (степень раздачи).
Figure 00000001
Для определения свойств растяжения стальных труб, полученных, как описано выше, от каждой стальной трубы отбирали испытательный образец во всю толщину по окружности трубы в качестве испытательного образца для испытания на растяжение и измеряли предел прочности на разрыв испытательного образца при растяжении в условиях испытания на растяжение. В испытании на сжатие отбирали испытательный образец, имеющий диаметр 20 мм и длину 60 мм, с внутренней поверхности боковой части каждой стальной трубы по её окружности и измеряли 0,5% запас прочности при сжатии испытательного образца как предел текучести.
Figure 00000002
Испытательный образец для измерения характеристики DWTT отбирали от каждой стальной трубы по её окружности. С использованием испытательного образца для измерения характеристики DWTT определяли температуру, при которой процент вязкого разрушения достигал 85%, как 85% SATT.
Для измерения вязкости зоны сварного шва HAZ места соединения температуру, при которой процент вязкого разрушения достигал 50%, определяли как температуру vTrs. Положение надреза определяли так, чтобы линия сплавления располагалась в центре дна надреза образца для испытания по Шарпи, а соотношение между наплавленным металлом и базовым металлом (включая зону термического влияния сварки) на дне надреза составляло 1:1.
Для определения микроструктуры металла отбирали образец с внутренней поверхности боковой части каждой стальной трубы в положении, находящемся на уровне 1/4 толщины пластины. Образец подвергали травлению с использованием ниталя после полировки и наблюдали микроструктуру металла при помощи оптического микроскопа. Доли площадей бейнита и полигонального феррита вычисляли путём анализа изображений 3 фотографий, снятых при 200-кратном увеличении. Для наблюдения MA образец, использованный для измерения долей площадей бейнита и полигонального феррита, подвергали травлению ниталем, а затем электролитическому травлению (двухстадийное травление). Далее микроструктуру металла наблюдали при помощи сканирующего электронного микроскопа (СЭМ). Долю площади MA вычисляли путём анализа изображений 3 фотографий, снятых при 1000-кратном увеличении. Средний размер зерна бейнита определяли методом линейного анализа с использованием микрофотографии, полученной при помощи отбора образца с внутренней поверхности боковой части каждой из стальных труб в положении, находящемся на уровне 1/4 толщины пластины, травления образца с применением ниталя после полировки и изучения микроструктуры металла с использованием оптического микроскопа.
Хотя в примерах определяют микроструктуры металла стальных труб, данные результаты можно рассматривать как микроструктуры металла соответствующих стальных пластин (стальные материалы).
В таблице 3 представлены микроструктуры металла и измеренные механические свойства.
Figure 00000003
Figure 00000004
В таблице 3 все образцы №№ 1 - 10 имели предел прочности на разрыв 570 МПа или больше; предел прочности при сжатии 440 МПа или больше; характеристику, относящуюся к DWTT, 85% SATT, составляющую -10°C или ниже; и вязкость зоны HAZ, составляющую -20°C или ниже. То есть, все образцы №№ 1 - 10 были оценены как хорошие.
В отличие от этого, в примерах №№ 11 - 20, хотя состав попадал в пределы объёма настоящего изобретения, способ получения находился за пределами объёма настоящего изобретения, а следовательно, предполагаемая микроструктура не образовывалась. В результате образцы №№ 11 - 20 были оценены как неудовлетворительные по показателям и предела прочности на разрыв, и предела прочности при сжатии, и сопротивления DWTT. В примерах №№ 21 - 25 химический состав находился за пределами объёма настоящего изобретения. В результате образцы №№ 22 - 26 были оценены как неудовлетворительные по показателям и предела прочности разрыв, и предела прочности при сжатии, и сопротивления DWTT, и вязкости зоны HAZ.
Согласно настоящему изобретению, можно получать высокопрочную стальную трубу класса прочности API-X70 или выше, которая имеет превосходную низкотемпературную вязкость и превосходную характеристику DWTT. С учётом вышесказанного, стальную трубу, согласно настоящему изобретению, можно использовать в качестве глубоководных магистральных труб, которые требуют высокого показателя сопротивления смятию.

Claims (33)

1. Способ получения стальной пластины для магистральной трубы, причем пластина имеет предел прочности на разрыв 570 МПа или выше, предел прочности при сжатии 440 МПа или выше и толщину 30 мм или больше, в котором:
стальной сляб, содержащий, мас.%:
C: от 0,030 до 0,10,
Si: от 0,01 до 0,20,
Mn: от 1,0 до 2,0,
Nb: от 0,005 до 0,050,
Ti: от 0,005 до 0,025,
Al: 0,08% или меньше и
один или несколько элементов, выбранных из, мас.%:
Cu: 0,5 или меньше,
Ni: 1,0 или меньше,
Cr: 1,0 или меньше,
Mo: 0,5 или меньше и
V: 0,1 или меньше,
остальное в составе представляет собой Fe и неизбежные примеси,
при этом величина Ceq, представляющая собой меру прочности и определяемая формулой Ceq = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5 (1), равна 0,350 или больше, величина Pcm, представляющая собой меру свариваемости и определяемая формулой Pcm = C + Si/30 + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + V/10 (2), равна 0,20 или меньше, а температура Ar3 превращения, определяемая формулой Ar3 (°C) = 910 - 310C - 80Mn - 20Cu - 15Cr - 55Ni - 80Mo (3), равна 750°C или ниже, при этом в формулах (1) - (3) символ каждого элемента представляет содержание, мас.%, элемента, и оно является нулевым, если состав не содержит данного элемента, нагревают до температуры в диапазоне от 1000°C до 1200°C, осуществляют горячую прокатку с общей степенью обжатия при прокатке вне диапазона температуры рекристаллизации, составляющей 60% или больше, с общей степенью обжатия при прокатке в температурном диапазоне (конечная температура прокатки + 20°C) или ниже, составляющей 50% или больше, при этом конечная температура прокатки находится в диапазоне от температуры Ar3 превращения или выше до 790°C или ниже, и после этого осуществляют ускоренное охлаждение от начальной температуры Ar3 превращения или выше со скоростью охлаждения 10°C/с или больше до тех пор, пока температура поверхности стальной пластины не достигнет от 300°C до 500°C.
2. Способ получения магистральной трубы, имеющей предел прочности на разрыв 570 МПа или выше, предел прочности при сжатии 440 МПа или выше и толщину 30 мм или больше из стальной пластины, в котором выполняют холодное формование стальной пластины для магистральной трубы, полученной способом по п. 1, в профиль, подобный стальной трубе, соединяют стыкуемые кромки друг с другом при помощи сварки швом и затем осуществляют раздачу трубы со степенью раздачи 1,2% или меньше для получения стальной трубы.
3. Стальная пластина для магистральной трубы, имеющая предел прочности на разрыв 570 МПа или выше, предел прочности при сжатии 440 МПа или выше и толщину 30 мм или больше, при этом стальная пластина содержит, мас.%:
C: от 0,030 до 0,10,
Si: от 0,01 до 0,20,
Mn: от 1,0 до 2,0,
Nb: от 0,005 до 0,050,
Ti: от 0,005 до 0,025,
Al: 0,08 или меньше и
один или несколько элементов, выбранных из, мас.%:
Cu: 0,5 или меньше,
Ni: 1,0 или меньше,
Cr: 1,0 или меньше,
Mo: 0,5 или меньше и
V: 0,1 или меньше,
остальное в составе представляет собой Fe и неизбежные примеси,
при этом величина Ceq, представляющая собой меру прочности и определяемая формулой Ceq = C + Mn/6 + (Cu+Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5 (1), равна 0,350 или больше, величина Pcm, представляющая собой меру свариваемости и определяемая формулой Pcm = C + Si/30 + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + V/10 (2), равна 0,20 или меньше, а температура Ar3 превращения, определяемая формулой Ar3 (°C) = 910 - 310C - 80Mn - 20Cu - 15Cr - 55Ni - 80Mo (3), равна 750°C или ниже, при этом в формулах (1) - (3) символ каждого элемента представляет содержание, мас.%, элемента, и оно является нулевым, если состав не содержит данного элемента, стальная пластина имеет микроструктуру, состоящую в основном из бейнита, в которой доля площади полигонального феррита в положении, находящемся на уровне 1/4 толщины пластины, составляет 10% или меньше, доля площади компонента мартенсит-аустенит в положении, находящемся на уровне 1/4 толщины пластины, составляет 5% или меньше, а средний размер зерна бейнита в положении, находящемся на уровне 1/2 толщины пластины, составляет 10 мкм или меньше.
4. Способ получения магистральной трубы, имеющей предел прочности на разрыв 570 МПа или выше, предел прочности при сжатии 440 МПа или выше и толщину 30 мм или больше, в котором выполняют холодное формование стальной пластины для магистральной трубы по п. 3 в профиль, подобный стальной трубе, соединяют стыкуемые кромки друг с другом при помощи сварки швом и затем осуществляют раздачу трубы со степенью раздачи 1,2% или меньше для получения стальной трубы.
RU2020125382A 2018-01-30 2019-01-22 Стальной материал для магистральных труб, способ его получения и способ изготовления магистральной трубы RU2749085C1 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2018013319 2018-01-30
JP2018-013319 2018-01-30
PCT/JP2019/001853 WO2019151045A1 (ja) 2018-01-30 2019-01-22 ラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびにラインパイプの製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
RU2749085C1 true RU2749085C1 (ru) 2021-06-03

Family

ID=67478282

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2020125382A RU2749085C1 (ru) 2018-01-30 2019-01-22 Стальной материал для магистральных труб, способ его получения и способ изготовления магистральной трубы

Country Status (8)

Country Link
US (1) US11401568B2 (ru)
EP (1) EP3733879B1 (ru)
JP (1) JP6635231B2 (ru)
KR (1) KR102447058B1 (ru)
CN (1) CN111655873B (ru)
CA (1) CA3087986C (ru)
RU (1) RU2749085C1 (ru)
WO (1) WO2019151045A1 (ru)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3633057B1 (en) * 2017-05-22 2022-05-04 JFE Steel Corporation Steel plate and method of producing same
US11401568B2 (en) 2018-01-30 2022-08-02 Jfe Steel Corporation Steel material for line pipes, method for producing the same, and method for producing line pipe

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2151214C1 (ru) * 1994-12-06 2000-06-20 Экссон Рисерч энд Энджиниринг Компани Двухфазная сталь и способ ее изготовления
JP2001511482A (ja) * 1997-07-28 2001-08-14 エクソンモービル アップストリーム リサーチ カンパニー 優れた超低温靭性を有する超高強度、溶接性鋼
RU2331698C2 (ru) * 2003-12-19 2008-08-20 Ниппон Стил Корпорейшн Стальные листы для сверхвысокопрочных магистральных труб и сверхвысокопрочные магистральные трубы, обладающие прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, и способы их изготовления
JP2011132601A (ja) * 2009-11-25 2011-07-07 Jfe Steel Corp 高圧縮強度高靭性ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
JP2012241267A (ja) * 2011-05-24 2012-12-10 Jfe Steel Corp 高圧縮強度鋼管及びその製造方法
RU2620837C2 (ru) * 2012-06-18 2017-05-30 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Толстая высокопрочная кислотостойкая магистральная труба и способ её изготовления

Family Cites Families (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0949025A (ja) 1995-08-07 1997-02-18 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐コラプス性に優れたｕｏｅ鋼管の製造法
JP3823628B2 (ja) 1999-08-26 2006-09-20 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級高張力鋼の製造方法
JP2002102931A (ja) 2000-09-28 2002-04-09 Kawasaki Steel Corp Ｕｏｅ鋼管の製造方法
JP4072009B2 (ja) 2002-07-01 2008-04-02 新日本製鐵株式会社 圧潰強度の高いｕｏｅ鋼管の製造方法
JP2003340519A (ja) 2002-05-24 2003-12-02 Nippon Steel Corp 圧潰強度に優れたｕｏｅ鋼管
JP4071995B2 (ja) 2002-05-24 2008-04-02 新日本製鐵株式会社 圧潰強度に優れたｕｏｅ鋼管の製造方法
JP4696615B2 (ja) * 2005-03-17 2011-06-08 住友金属工業株式会社 高張力鋼板、溶接鋼管及びそれらの製造方法
JP5098256B2 (ja) 2006-08-30 2012-12-12 Ｊｆｅスチール株式会社 耐水素誘起割れ性能に優れたバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造方法
JP5251089B2 (ja) 2006-12-04 2013-07-31 新日鐵住金株式会社 低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
JP5223511B2 (ja) 2007-07-31 2013-06-26 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度耐サワーラインパイプ用鋼板およびその製造方法および鋼管
JP5217773B2 (ja) 2007-09-19 2013-06-19 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部靭性に優れた引張強度が５７０ＭＰａ以上７６０ＭＰａ以下の低温用高強度溶接鋼管およびその製造方法
EP2484792B1 (en) 2009-09-30 2016-07-13 JFE Steel Corporation Steel plate with low yield ratio, high strength, and high toughness and process for producing same
JP5857400B2 (ja) 2009-11-25 2016-02-10 Ｊｆｅスチール株式会社 高圧縮強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
KR101688082B1 (ko) * 2009-11-25 2016-12-20 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 높은 압축 강도 및 내사우어성을 갖는 라인파이프용 용접 강관
JP5782827B2 (ja) 2011-05-24 2015-09-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高圧縮強度耐サワーラインパイプ用鋼管及びその製造方法
JP5783229B2 (ja) 2013-11-28 2015-09-24 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
JP5999284B1 (ja) * 2014-12-25 2016-09-28 Ｊｆｅスチール株式会社 深井戸向けコンダクターケーシング用高強度厚肉電縫鋼管およびその製造方法ならびに深井戸向け高強度厚肉コンダクターケーシング
WO2016157235A1 (ja) 2015-03-27 2016-10-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼及びその製造方法、並びに鋼管及びその製造方法
EP3279352B1 (en) 2015-03-31 2022-12-07 JFE Steel Corporation Method for producing a high strength/high toughness steel sheet
JP6123972B2 (ja) * 2015-03-31 2017-05-10 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度・高靭性鋼板およびその製造方法
CN108350540A (zh) 2015-12-04 2018-07-31 株式会社神户制钢所 抑制了焊接热影响部的低温韧性劣化和焊接热影响部的硬度的具有高屈服强度的非调质钢板
US10354639B2 (en) * 2016-10-24 2019-07-16 Avnera Corporation Automatic noise cancellation using multiple microphones
US11401568B2 (en) 2018-01-30 2022-08-02 Jfe Steel Corporation Steel material for line pipes, method for producing the same, and method for producing line pipe

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2151214C1 (ru) * 1994-12-06 2000-06-20 Экссон Рисерч энд Энджиниринг Компани Двухфазная сталь и способ ее изготовления
JP2001511482A (ja) * 1997-07-28 2001-08-14 エクソンモービル アップストリーム リサーチ カンパニー 優れた超低温靭性を有する超高強度、溶接性鋼
RU2331698C2 (ru) * 2003-12-19 2008-08-20 Ниппон Стил Корпорейшн Стальные листы для сверхвысокопрочных магистральных труб и сверхвысокопрочные магистральные трубы, обладающие прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, и способы их изготовления
JP2011132601A (ja) * 2009-11-25 2011-07-07 Jfe Steel Corp 高圧縮強度高靭性ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
JP2012241267A (ja) * 2011-05-24 2012-12-10 Jfe Steel Corp 高圧縮強度鋼管及びその製造方法
RU2620837C2 (ru) * 2012-06-18 2017-05-30 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Толстая высокопрочная кислотостойкая магистральная труба и способ её изготовления

Also Published As

Publication number Publication date
US11401568B2 (en) 2022-08-02
KR20200099601A (ko) 2020-08-24
KR102447058B1 (ko) 2022-09-23
CA3087986C (en) 2023-06-06
EP3733879B1 (en) 2021-11-17
EP3733879A4 (en) 2021-03-17
US20210054471A1 (en) 2021-02-25
CN111655873B (zh) 2022-05-10
WO2019151045A1 (ja) 2019-08-08
CA3087986A1 (en) 2019-08-08
CN111655873A (zh) 2020-09-11
EP3733879A1 (en) 2020-11-04
JP6635231B2 (ja) 2020-01-22
JPWO2019151045A1 (ja) 2020-02-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5857400B2 (ja) 高圧縮強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
KR101511614B1 (ko) 높은 압축 강도 및 내사우어성을 갖는 라인파이프용 용접 강관의 제조 방법
EP2505681B1 (en) Welded steel pipe for linepipe with superior compressive strength and superior toughness, and process for producing same
RU2509171C1 (ru) Высокопрочная сварная стальная труба и способ ее получения
EP3276026A1 (en) Thick steel sheet for structural pipe, method for manufacturing thick steel sheet for structural pipe, and structural pipe
RU2749085C1 (ru) Стальной материал для магистральных труб, способ его получения и способ изготовления магистральной трубы
JP2012167329A (ja) 耐コラプス性能の優れたラインパイプ用鋼管
RU2747774C1 (ru) Стальной материал для магистральных труб, способ его получения и способ изготовления магистральной трубы
CA3134477C (en) Steel material for line pipes, method for producing the same, line pipe, and method for producing the line pipe
WO2024071353A1 (ja) 水素中の疲労特性に優れた鋼材、その製造方法、鋼管およびその製造方法