WO2001057286A1 - Tube en acier sans soudure a haute resistance et endurance pour tuyau de canalisation - Google Patents

Tube en acier sans soudure a haute resistance et endurance pour tuyau de canalisation Download PDF

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WO2001057286A1
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pipe
tempering
seamless steel
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Yukio Miyata
Mitsuo Kimura
Takaaki Toyooka
Noritsugu Itakura
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Kawasaki Steel Corporation
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    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
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    • F16L—PIPES; JOINTS OR FITTINGS FOR PIPES; SUPPORTS FOR PIPES, CABLES OR PROTECTIVE TUBING; MEANS FOR THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16L9/00—Rigid pipes
    • F16L9/02—Rigid pipes of metal
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    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength, high-toughness seamless steel pipe for line pipe and a method for producing the same.
  • the present invention relates to a high-strength high-toughness seamless steel pipe for line pipe, and more particularly to a high-strength high-toughness seamless steel pipe for API—5 L X80 class line pipe and a method for producing the same.
  • X80 grade seamless steel pipes have been developed for use in pipelines and risers for transporting crude oil and natural gas.
  • X80 class (YS: 551 MPa or more, TS: 620-827MPa)
  • the addition of a small amount of B is effective for improving the hardenability of low C steel.
  • B has the side effect of adversely affecting the toughness of the weld, and moreover, The effect is greatly affected by the contents of precipitate forming elements such as N and Ti, and it is difficult to secure stable toughness by adding a small amount of B.
  • the target of the toughness is set to vTrs (50% fracture transition temperature) of the base metal-60 ° C or less, and vTrs-40 ° C or less for the HAZ (Heat Affected Zone in the weld).
  • an object of the present invention is to provide a high-strength, high-toughness seamless steel pipe for line pipes having a heat treatment characteristic capable of stably securing X80 class strength and toughness and easily achieving a target strength regardless of size.
  • the present invention provides: C: 0.03 to 0.06%, Si: 0.05 to 0.15%, Mn: 1.6 to 2.0%, A1: 0 010 ⁇ 0.10%, Ni: 0.3 ⁇ 0.7%, Mo: 0.10 ⁇ 0.40%, V: 0.01 ⁇ 0.06% or less, Nb: 0.003 ⁇ 0. 03% or less, Ti: 0.003 to 0.020%, N: 0.0010 to 0.0100%, Mo + 5 V ⁇ 0.4%, 2Nb-V ⁇ 0% N
  • the difference in yield strength or tensile strength between after tempering at 600 and after tempering at 600 is obtained in hot tube rolling of a steel pipe material and subsequent quenching and tempering.
  • a high-strength, high-toughness seamless steel pipe for line pipes characterized by a pressure of 40 MPa or more.
  • the present invention relates to a method of hot-rolling a steel pipe material, and to determine the yield strength, tensile strength after quenching and tempering, and the 50% fracture surface transition temperature in the Charpy test, as YS (yield strength). ) ⁇ 551MPa
  • a high-strength, high-toughness seamless steel pipe for line pipes characterized by having the following characteristic values:
  • the components of the steel pipe material are as follows: C: 0.03 to 0.66%, Si: 0.05 to 0.15%, Mn: 1.6 to 2.0%, A1: 0.010 ⁇ 0.10%, Ni: 0.3 ⁇ 0.7%, Mo: 0.10 ⁇ 0.40%, V: 0.01 ⁇ 0.06%, Nb: 0.003 ⁇ 0.3% , Ti: 0.0003 to 0.020%, N: 0.0010 to 0.0100%, and Mo + 5 V ⁇ 0.4%, 2 Nb- V ⁇ 0% , The balance consisting of Fe and unavoidable impurities, the steel tube material is heated to an Ac point of 3 or more, after hot tube rolling,
  • the difference between the yield strength or tensile strength after tempering at 600 and after tempering at 65 0 is 40 MPa or more.
  • Hot-rolled by using this steel tube material having, then quenched, then tempered A method for producing a high-strength, high-toughness seamless steel pipe for line pipe, characterized by obtaining a seamless pipe having desired yield strength, tensile strength, and conversion value by changing the temperature.
  • the present invention provides a 50% fracture surface transition temperature in the yield strength, tensile strength and Charpy test obtained by the method for producing a seamless steel pipe,
  • C is an important element related to the strength of steel, and requires 0.03% or more to increase the hardenability and secure the strength of X80 class, but if it exceeds 0.06% In order to increase the susceptibility to weld cracking, the content is set to 0.03 to 0.06%.
  • Si is necessary as a deoxidizing agent in steelmaking and for increasing strength. If the content is less than 0.05%, its effect is poor, while if it exceeds 0.15%, the toughness of the base material and HAZ deteriorates. To reduce weldability, the content is set to 0.05 to 0.15%.
  • Mn is necessary for enhancing the hardenability and increasing the strength.
  • A1 0.010 to 0.10%
  • A1 acts as a deoxidizing agent in steelmaking, and also has the effect of combining with N to form A1N to refine crystal grains and improve toughness. Requires the addition of 0.010% or more in order to obtain this effect, but with the more than 0. 070% A1 2 0 3 based inclusions degrades increased toughness, is a concern that the surface defects are frequently is there. Therefore, A1 should be 0.010 to 0.10%. In addition, from the viewpoint of ensuring stable surface quality, 0.010 to 0.050% is preferable.
  • Ni has the function of improving the toughness of the base material and HAZ. This effect becomes evident with additions of 0.3% or more. However, even if added over 0.7%, the effect of improving toughness and corrosion resistance saturates, which is disadvantageous because it results in higher costs. Therefore, the amount should be 0.3-0.7%.
  • Mo is indispensably added for improving hardenability and solid solution strengthening. To obtain the effect, 0.10% or more is required, but addition exceeding 0.40% is particularly required for welding. 0.10 to 0.40% to reduce toughness.
  • V is predominantly added as a carbonitride in the matrix to contribute to the appropriate tempering softening resistance.However, if it exceeds 0.06%, the toughness of the weld is deteriorated, especially in the case of 0.06%. % Or less. Further, the lower limit is set to 0.01% because if it is less than 0.01%, it is not possible to increase the strength by carbonitride formation.
  • Nb is precipitated in the matrix as carbonitride and contributes to the optimization of the tempering softening resistance. If Nb is added in excess of 0.03%, the tempering softening resistance becomes excessive, so that it becomes 0.03% or less. limit.
  • the lower limit is set to 0.003% because if it is less than 0.003%, it is not possible to increase the strength by carbonitride formation.
  • Ti forms carbides, refines crystal grains and improves toughness, and precipitates in the matrix to increase strength and contribute to higher strength. The effect is manifested when 0.003% or more is added, while if it exceeds 0.020%, it becomes difficult to secure hardenability and toughness is deteriorated. Therefore, Ti is set to 0.003 to 0.020%. The content is more preferably 0.010 to 0.018%.
  • N requires a content of 0.0010% or more for the formation of A1N and the formation of carbonitrides of V and Nb, but a content exceeding 0.0100% degrades the toughness of HAZ. I do. In addition, more preferably, it is 0.0030 to 0.0080%.
  • P, S, and O are contained as unavoidable impurities, but it is desirable to reduce them as much as possible from the viewpoint of securing base metal toughness. Note that P, S, and O are acceptable up to 0.03%, 0.01%, and 0.01%, respectively.
  • the steel having the above composition is melted in a converter or an electric furnace, and solidified by a continuous forming method or an ingot forming method to obtain a piece. In that process, ladle refining of molten steel, vacuum degassing, etc. are performed as necessary. The obtained piece is used as it is or is further rolled to obtain a steel pipe material.
  • the steel pipe material is heated to three or more Ac points, and is made into a seamless steel pipe by hot tube rolling such as a plug mill method or a mandrel mill method, or is further formed into a desired size while being hot using a sizer and a stretch reducer.
  • the quenching (Q) is direct quenching (DQ), which immediately cools from the hot state after pipe forming to below the Ms point (about 200 ° C or less). After pipe forming, it is allowed to cool to around room temperature and then in the ⁇ (austenite) region Reheating and quenching (RQ) may be used to cool to below the Ms point.
  • DQ direct quenching
  • RQ Reheating and quenching
  • the holding time at the tempering temperature may be determined as appropriate, and is usually set to about 10 to 120 min.
  • a steel having the composition shown in Table 1 was melted in a converter, vacuum degassed, and a piece obtained by solidification by a continuous casting method was billet rolled to obtain a steel pipe material.
  • These steel pipe materials were converted into seamless steel pipes with an outer diameter of 219 mm and a wall thickness of 11.1 mm using a Mannesmann-Plug mill type pipe manufacturing facility.
  • Tensile properties after tempering (conforms to API5L standard, strength: YS, TS, elongation: El), Charpy test (2mmV at the center in the longitudinal direction of a 10x10x55mm specimen taken from the central part in the L direction thickness) Notch processing) vTrs (50% fracture surface transition temperature) was investigated.
  • a steel pipe joint was manufactured using TIG welding (voltage 15 V, current 200 A, welding speed 10 kJ / min, heat input 18 kJ m) using a commercially available X80 class welding material, and a HAZ (one band from bond) charpy test was performed. vTrs was investigated. The results are shown in Table 2.
  • the tempering temperature dependence of the strength is larger than in the comparative example.
  • the decrement of YS is 44 MPa and 60 MPa for steels C and H of the present invention, respectively, whereas steel D and steel E of the comparative example are reduced.
  • after tempering at 600 ° C. and tempering at The difference in yield strength or tensile strength after each step is 40 MPa or more.
  • the hardenability is insufficient and the strength of X80 class is not reached (steel F, J), but all of the present invention examples have reached the strength of X80 class.
  • vTrs did not reach the target (steel G, K), but in all of the present invention examples, vTrs exceeded the target.
  • the steel pipe of the present invention is a high-strength high-toughness seamless steel pipe for line pipes that has X80 class strength and stable toughness, and can easily achieve the target strength regardless of size. This makes it possible to reduce costs and achieve an excellent effect.

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Description

明 細 書
ラィンパイプ用高強度高靱性継目無鋼管およびその製造方法 技術分野
本発明は、 ラインパイプ用高強度高靱性継目無鋼管に関し、 とくに、 A P I — 5 Lの X 80級のラインパイプ用高強度高靱性継目無鋼管およびその製造方 法に関する。 背景技術
原油や天然ガスを輸送するためのパイプラインやライザ一用に X 80級の継 目無鋼管が開発されている。 X 80級の強度 （Y S ： 551 MPa 以上、 T S ： 62 0〜 827MPa ) を確保するために、 通常、
①継目無鋼管製造後一且冷却し、 再加熱して焼入れ、 その後焼き戻すいわゆる 再加熱焼入れ一焼戻し （R Q— T ) 、 あるいは、
②継目無鋼管製造後直ちに焼入れ、その後焼き戻すいわゆる直接焼入れ—焼戻 し （D Q— T) 、 の熱処理がなされる。
パイプ同士は溶接により接合される。 したがって、溶接性を確保するために、 Cを減量する必要がある。 C量を低減したうえで十分な焼入れ性を確保するに は、 種々の合金元素を適正量添加する必要がある。
低 C鋼の焼入れ性改善には Bの微量添加が有効であることが知られている。 しかし、 Bには溶接部の靱性に悪影響を与えるという副作用があり、 しかも、 その影響は Nや Tiなどの析出物生成元素の含有量に大きく左右されるため、 B の微量添加によるのでは靱性の安定確保が困難である。 なお、本発明では靱性 の目標を母材で vTrs (50%破面遷移温度） 一 60°C以下、 H A Z (溶接部にお ける Heat Affected Zone) で vTrs— 40°C以下とする。
また、焼入れ性は鋼管サイズに大きく依存するため、それぞれのサイズで安 定した強度を確保するためには、サイズ毎に焼戻し条件を変更する必要がある。 しかし、従来の継目無鋼管では焼戻し軟化抵抗が大きすぎて、 サイズ毎に化学 成分を変更しないと強度の安定確保が困難であった。
そこで、 本発明は、 X80級の強度と靱性を安定して確保でき、 サイズによら ず目標強度を容易に達成できる熱処理特性を有するラインパイプ用高強度高 靱性継目無鋼管を提供することを目的とする。 発明の開示
前記目的を達成するためになされた本発明は、 C : 0. 03〜0. 06%、 Si： 0. 0 5〜0. 15%、 Mn： 1. 6〜2. 0 %、 A1： 0. 010〜0. 10%、 Ni： 0. 3 〜0. 7 %、 Mo： 0. 10〜0. 40%、 V： 0. 01〜0. 06%以下、 Nb： 0. 003〜0. 03%以下、 Ti： 0. 003 〜0. 020 %、 N： 0. 0010〜0. 0100%を含有し、 かつ、 Mo+ 5 V≥0. 4 %、 2 Nb- V≤0 %N なる関係を満足し、残部 Feおよび不可避的不純物からなるラ ィンパイプ用高強度高靱性継目無鋼管である。
また、 本発明は、 鋼管素材を熱間管圧延し、 その後の焼入れおよび焼戻しに おいて、 6 0 0で焼戻し後と 6 5 0で焼戻し後のそれぞれの降伏強さまたは引 張強さの差が、 40 MPa以上であることを特徴とする、 ラインパイプ用高強度高 靱性継目無鋼管である。 さらに、 本発明は、 鋼管素材を熱間管圧延し、 その後の焼入れおよび焼戻し後 の降伏強さ、 引張強さおよぴシャルビ一試験における 5 0 %破面遷移温度が、 YS (降伏強さ） ≥551MPa
TS (引張り強さ） ： 620〜827MPa
vTrs (母材）≤— 6 0 °C
vTrs (溶接部 HAZ：ボンドから 1腿）≤— 4 0 °C
の特性値を有することを特徴とする、ラインパイプ用高強度高靱性継目無鋼管 で る。
製造方法の発明は、 鋼管素材の成分が、 C ： 0. 03〜0. 06%、 Si： 0. 05〜0. 15%、 Mn： 1. 6 〜2. 0 %、 A1： 0. 010 〜0· 10%、 Ni： 0. 3 〜0. 7 %、 Mo： 0. 1 0〜0. 40%、 V： 0. 01〜0. 06%、 Nb： 0. 003〜0· 03%、 Ti： 0. 003 〜0. 020 %、 N： 0. 0010〜0. 0100%を含有し、 かつ、 Mo+ 5 V≥0. 4 %、 2 Nb- V≤ 0 %, なる関係を満足し、残部 Feおよび不可避的不純物からなる鋼であって、 当該鋼 管素材を Ac3点以上に加熱し、 熱間管圧延により造管後、
( i ) 直ちに、 Ms点以下まで冷却する、 直接焼入れ (DQ)を行ない、 その後、 Ac 1点未満の範囲で焼戻す
または
(ii) 常温付近まで放冷し、 その後、 Ac3点以上に再加熱し、 Ms点以下まで冷 却する、 再加熱焼入れ (RQ)を行ない、 その後、 Acl点未満の範囲で焼戻す ラィンパイプ用高強度高靱性継目無鋼管の製造方法である。
また、 鋼管素材を熱間管圧延し、 その後、 焼入れし、 6 0 0で焼戻し後と 6 5 0で焼戻し後のそれぞれの降伏強さまたは引張強さの差が、 40 MPa以上である特 性を有するこの鋼管素材を用いて、 熱間管圧延し、 その後、 焼入れた後、 焼戻し 温度を変化させることにより、 所望の降伏強さ、 引張り強さおよび翻性値の継目 —無鋼管を得ることを特徴とする、 ラインパイプ用高強度高靱性継目無鋼管の製造 方法である。
さらに、 本発明は、 前記継目無鋼管の製造方法により得られる降伏強さ、 引張 強さおよびシャルピー試験における 5 0 %破面遷移温度が、
YS (降伏強さ） ≥551MPa
TS (引張り強さ） ： 620〜827MPa
vTrs (母材）≤— 6 0 °C
vTrs (溶接部 HAZ：ボンドから 1蘭） ≤— 4 0 °C
であるラインパイプ用高強度高靭性継目無鋼管の製造方法である。 発明を実施するための最良の形態
本発明において鋼の化学成分を上記のように限定した理由を以下に述べる。 C ： 0. 03〜0. 06%
Cは、鋼の強度に関係する重要な元素であり、焼入れ性を高めて X80級の強 度を確保するために 0. 03%以上を必要とするが、一方、 0. 06%を超えると溶接 割れ感受性を高めるため、 0. 03〜0. 06%とする。
Si： 0. 05〜0. 15%
Siは、 製鋼における脱酸剤として、 また高強度化のために必要であり、 0. 0 5%未満ではその効果に乏しく、 一方、 0. 15%を超えると母材、 H A Zの靱性 劣化や溶接性の低下を招来するため、 0. 05〜0. 15%とする。
Mn： 1. 6 〜2. 0 %
Mnは、焼入れ性を高めて高強度化するために必要であり、 また母材および H A Zの靱性を向上させる働きもあるが、 1. 6 %未満ではこれらの諸効果を得難 、 一方、 2. 0 %を超えて添加しても効果は飽和するため、 1. 6 〜2. 0 %とす る。
A1： 0. 010 〜0. 10%
A1は、製鋼における脱酸剤として作用するとともに、 Nと結合して A1N を形 成し結晶粒を微細化し靱性を向上させる効果を有している。この効果を得るた めに 0. 010 %以上の添加を必要とするが、 0. 070 %を超えると A1203 系介在物 が増加し靱性を劣化させるとともに、表面欠陥が多発する懸念がある。 そのた め、 A1は 0. 010 〜0. 10%とする。 なお、 安定した表面品質を確保する観点から は 0. 010 -0. 050 %が好ましい。
Ni： 0. 3 〜0. 7 %
Niは、母材および H A Zの靱性を向上させる働きがある。 この効果は 0. 3 % 以上の添加で顕現する。 し力 し、 0. 7 %を超えて添加しても靱性、 耐食性の向 上効果が飽和し、 徒にコスト高を招く結果となって不利である。 このため 量は 0. 3〜0. 7 %とする。
Mo： 0. 10〜0. 40%
Moは、焼入れ性向上およぴ固溶強化のために必須に添加され、その効果を得 るには 0. 10%以上を必要とするが、 0. 40%を超える添加は特に溶接部の靱性の 劣化を招くため、 0. 10〜0· 40%とする。
V ： 0. 01〜0. 06%
Vは、炭窒化物として基地中に析出させて焼戻し軟化抵抗を適正化に資する ために必須に添加されるが、 0. 06%を超えると特に溶接部の靱性を劣化させる ため、 0. 06%以下に限定する。 また、 下限値を 0.01%としたのは、 0.01%未満では、 炭窒化物生成による高強 度化が図れないからである。
Nb： 0.003〜0.03%
Nbは、炭窒化物として基地中に析出させて焼戻し軟化抵抗の適正化に資する ために必須に添カ卩される力 0.03%を超えて添加すると焼戻し軟化抵抗が過大 となるため 0.03 %以下に限定する。
また、 下限値を 0.003%としたのは、 0.003%未満では、 炭窒化物生成による高 強度化が図れないからである。
Ti： 0.003 〜0.020 %
Tiは、炭化物を形成し結晶粒を微細化し靱性を向上させるとともに、基地中 に析出して強度を増加させて高強度化に寄与する。その効果は 0.003 %以上の 添加で発現するが、 一方、 0.020 %を超えて添加すると、 焼入れ性の確保が難 しくなるとともに靭性も劣化する。 このため、 Tiは 0.003 〜0.020 %とする。 なお、 より好ましくは 0.010 〜0.018 %である。
N： 0.0010〜0.0100%
Nは、 A1N の形成や V、 Nbの炭窒化物形成のために 0.0010%以上の含有を必 要とするが、 0.0100%を超える含有は HAZの靱性を劣化させるので、 0.001 0〜0.0100%とする。 なお、 より好ましくは 0.0030〜0.0080%である。
Mo+ 5 V≥0.4 %
個々の成分元素がそれぞれ上記の限定範囲内にあっても、 Mo量と V量の 5倍 の和が 0.4 %未満であると、焼入れ性が不足して X80級の強度を確保するのが 難しくなる。 よって、 Mo量と V量とは、 Mo+5V≥0.4 %なる関係を満たす必 要がある。 2 Nb- V≤ 0 %
個々の成分元素がそれぞれ上記の限定範囲内にあっても、 Nb量の 2倍と V量 の差が 0 %を超えると焼戻し軟化抵抗が過大となり、サイズによらず焼戻し条 件を変更するだけで強度調整を行うことが困難となる。 そのため、 Nb量と V量 とは、 2 Nb— V≤0 %なる関係を満たす必要がある。
その他不可避的不純物として P、 S、 Oを含有するが、 母材靱性確保の面か らできるだけ低減するのが望ましい。 なお、 P、 S、 Oはそれぞれ 0. 03%、 0. 01%、 0. 01%までは許容できる。 次に、 本発明鋼管の好ましい製造プロセスについて説明する。
上記組成になる鋼を転炉あるいは電気炉で溶製し、連続铸造法あるいは造塊 法により凝固させ铸片を得る。 その過程で溶鋼の取鍋精鍊、真空脱ガス等は必 要に応じて実施する。 得られた铸片をそのまま、 あるいはさらに熟間圧延して 鋼管素材とする。
前記鋼管素材を Ac3 点以上に加熱し、 プラグミル方式、マンドレルミル方式 等の熱間管圧延により継目無鋼管とし、 あるいはさらにサイザ、 ス トレツチレ デューサにより熱間のまま所望の寸法に造管する。
造管後は、所望の強度一靱性バランスを得るために焼入れ一焼戻し（Q— T) からなる熱処理を行う。 焼入れ （Q) は、 造管後の熱間状態から直ちに Ms点以 下 （200 °C程度以下） まで冷却する直接焼入れ （D Q ) 、 造管後常温付近まで 放冷しその後 γ (オーステナイト）域に再加熱したうえで Ms点以下まで冷却す る再加熱焼入れ （R Q ) のいずれで行ってもよい。 Q— T後に X80級の強度を 得るには、 γ域の温度から、 好ましくは 20°C/s以上の冷却速度で、 焼入れた後、 AC l 点未満 （好ましくは 550°C以上） の範囲内に適宜設定した温度で焼き戻せ ばよい。 焼戻し温度での保持時間は適宜決定すればよく、 通常は 10〜 120min 程度に設定される。 実施例
表 1に示す組成になる鋼を転炉で溶製し、真空脱ガス処理を行い、連続铸造 法により凝固させて得た铸片をビレツト圧延して鋼管素材とした。これら鋼管 素材をマンネスマン一プラグミル方式の管製造設備により外径 219mm X肉厚 1 1. 1mmの継目無鋼管となし、 該鋼管を表 2に示す条件で熱処理し、 焼入れ後の 硬さ （C断面肉厚中央部） 、 焼戻し後の引張特性 （API5L規格に準拠、 強度： Y S， T S、 伸び： E l ) 、 シャルピー試験 （L方向肉厚中央部から採取した 10x10x55mm試験片の長手方向中心に 2mmVノッチ加工） vTrs (50%破面遷移温 度） を調査した。 また、 市販の X80級溶接材料を用いて T I G溶接 （電圧 15V 、 電流 200A、 溶接速度 10kJ/min、 入熱 18kJん m ) にて鋼管継手を作製し H A Z (ボンドから 1匪 ） のシャルピー試験における vTrsを調査した。 その結果 を表 2に示す。
本発明例では、 比較例よりも強度の焼戻し温度依存性が大きい。例えば焼戻 し温度を 600 tから 650 tに上げたときの Y Sの減分が、本発明例の鋼 C、 H ではそれぞれ 44MPa 、 60MPa であるのに対し、 比較例の鋼 D、 鋼 E、 鋼 Iでは それぞれ 16MPa 、 21MPa 、 17MPa と本発明例の半分以下である。 すなわち、 本 発明例では比較例に比べて焼戻し軟化抵抗が適正化されている。 そのため、鋼 管サイズによつて焼入れ性が変わっても焼戻し温度の変更により容易に所望 の強度を得ることができる。 本発明例では、 6 0 0 °C焼戻し後と 6 5 0 °C焼戻 し後のそれぞれの降伏強さまたは引張強さの差が、 40 MPa以上である。
また、 比較例では、 焼入れ性が不足して X80級の強度に達しないもの （鋼 F、 J ) があるが、 本発明例はすべて X80級の強度に達している。 さらに、 比較例 では、 vTrsが目標に達しないもの （鋼 G、 K) があるが、 本発明例はすべて vTrsが目標を上回っている。
鈉 C Si Un Al Ni Mo V Nb Ti N o+5V 2Nb-V 備考
A 0.042 0.10 1.82 0.025 0.50 0.300 0.037 0.011 0.014 0.0045 0.485 -0.015 本発明例
B 0.042 0.11 1.78 0.041 0.49 0.341 0.049 0.010 0.013 0.0047 0.586 - 0.029 本発明例
C 0.055 0.07 1.65 0.032 0.43 0.350 0.024 0.005 0.015 0.0076 0.470 -0.014 本発明例
D 0.039 0.12 1.92 0.044 0.62 0.347 0.025 0.020 0.012 0.0065 0.472 0.015 比較例
E 0.051 0.11 1.69 0.021 0.75 0.354 0.024 0.035 0.017 0.0055 0.474 0.046 比較例 δ
F 0.045 0.12 1.66 0.027 0.52 0.210 0.025 0.005 0.012 0.0038 0.335 -0.015 比較例
G 0.040 0.11 1.69 0.030 0.48 0.443 0.026 0.004 0.016 0.0043 0.573 -0.018 比較例
H 0.049 0.09 1.78 0.019 0.53 0.195 0.050 0.019 0.008 0.0037 0.445 -0.012 本発明例
I 0.051 0.11 1.76 0.029 0.50 0.200 0.051 0.033 0.009 0.0041 0.455 0.015 比較例
J 0.048 0.12 1.88 0.038 0.43 0.080 0.049 0.000 0.010 0.0049 0.325 -0.049 比較例
K 0.037 0.10 1.78 0.036 0.53 0.310 0.065 0.021 0.012 0.0068 0.635 - 0.023 比較例
表 2
Figure imgf000013_0001
* 母材、 * *HAZ、 () 焼戻し温度上昇による強度の滅分
産業上の利用可能性
本発明の鋼管は、 X80級の強度と安定した靱性を有し、 サイズによらず目標 強度を容易に達成できるラインパイプ用高強度高靱性継目無鋼管であり、これ により、複数サイズの成分統合が可能となってコストダウンが図れるという優 れた効果を奏する。

Claims

求 の 範 囲
1、 C ： 0. 03〜0· 06%、 Si： 0. 05〜0. 15%、 Mn： 1. 6 〜2. 0 %、
A1 ： 0. 010 〜0. 10%、 Ni ： 0. 3 〜0. 7 %、 Mo ： 0. 10〜0. 40%、 V ： 0. 01〜 0. 06%、 Nb ： 0· 003〜0. 03%、 Ti ： 0. 003 〜0. 020 %、 N ： 0. 0010〜0. 0100% を含有し、 かつ、 Mo+ 5 V≥0. 4 %、 2 Nb- V≤ 0 %, なる関係を満足し、 残 部 Feおよび不可避的不純物からなるラインパイプ用高強度高靱性継目無鋼管。
2、 鋼管素材を熱間管圧延し、 その後の焼入れおょぴ焼戻しにおいて、 6 0 0 °C 焼戻し後と 6 5 0で焼戻し後のそれぞれの降伏強さまたは引張強さの差が、 40 MPa以上であることを特徴とする、 請求項 1に記載されたラインパイプ用高強度 高靱性継目無鋼管。
3、 鋼管素材を熟間管圧延し、 その後の焼入れおよび焼戻し後の降伏強さ、 引張 強さおよぴシャルビー試験における 5 0 %破面遷移温度が、
YS (降伏強さ） ≥551MPa
TS (引張り強さ） ：620〜827Mpa
vTrs (母材）≤— 6 O
vTrs (溶接部 HAZ：ボンドから 1腿）≤— 4 O V
の特性値を有することを特徴とする、 請求項 1に記載されたラインパイプ用高強 度高靱性継目無鋼管。
4、 鋼管素材の成分が、 C ： 0. 03〜0. 06%、 Si ： 0. 05〜0. 15%、 Mn： 1. 6 〜2. 0 %、 Al： 0. 010 〜0. 10%、 Ni： 0. 3 〜0. 7 %、 Mo： 0. 10〜0· 40%、 V ： 0· 01〜0. 06%、 Nb： 0. 003〜0. 03%、 Ti： 0. 003 〜0. 020 %、 N ： 0. 0010〜0. 0100%を含有し、 かつ、 Mo+ 5 V≥0. 4 %、 2 Nb- V≤ 0 %, なる関係を満足 し、 残部 Feおよび不可避的不純物からなる鋼であって、 当該鋼管素材を Ac3 点以上に加熟し、 熱間管圧延により造管後、 直ちに、 Ms点以下まで冷却する、 直接焼入れ (DQ)を行ない、 その後、 Acl点未満の範囲で焼戻すことを特徴とす ラィンパイプ用高強度高靱性継目無鋼管の製造方法。
5、 鋼管素材の成分が、 C： 0.03〜0.06%、 Si： 0.05〜0·15%、 Mn： 1.6 〜2.0 %、 A1： 0.010 〜0·10%、 Ni： 0.3 〜0.7 %、 Mo： 0.10〜0.40%、 V： 0.01〜0.06%、 Nb： 0.003〜0.03%、 Ti： 0.003 〜0.020 %、 N： 0.0010〜0·0100%を含有し、 かつ、 Mo+ 5 V≥0.4 %、 2 Nb-V≤0 %, なる関係を満足し、 残部 Feおよび 不可避的不純物からなる鋼であって、 当該鋼管素材を Ac3点以上に加熱し、 熱間 管圧延により造管後、 常温付近まで放冷し、 その後、 Ac3点以上に再加熱し、 Ms 点以下まで冷却する、 再加熱焼入れ (RQ)を行ない、 その後、 Acl 点未満の範囲で 焼戻すことを特徴とするラインパイプ用高強度高靱 '1«目無鋼管の製造方法。
6、 鋼管素材を熱間管圧延し、 その後、 焼入れし、 6 0 0 °C焼戻し後と 6 5 0 °C 焼戻し後のそれぞれの降伏強さまたは引張強さの差が、 40 MPa以上である特性を 有するこの鋼管素材を用いて、 熱間管圧延し、 その後、 焼入れた後、 焼戻し温度 を変化させることにより、 所望の降伏強さ、 引張り強さおよぴ靭性値の継目無鋼 管を得ることを特徴とする、 請求項 4または 5に記載のラインパイプ用高強度高 靱性継目無鋼管の製造方法。
7、 前記継目無鋼管の製造方法により得られる降伏強さ、 引張強さおよびシャル - ピー試験における 5 0 %破面遷移温度が、
YS (降伏強さ） ≥551MPa
TS (引張り強さ） ：620〜827Mpa
vTrs (母材）≤— 6 O :
vTrs (溶接部 HAZ：ボンドから 1匪）≤一 4 0で
である請求項 4乃至 6のいずれかに記載のラィンパイプ用高強度高 H性継目無鋼 管の製造方法。
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