WO2008069335A1 - 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 - Google Patents

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 Download PDF

Info

Publication number
WO2008069335A1
WO2008069335A1 PCT/JP2007/073740 JP2007073740W WO2008069335A1 WO 2008069335 A1 WO2008069335 A1 WO 2008069335A1 JP 2007073740 W JP2007073740 W JP 2007073740W WO 2008069335 A1 WO2008069335 A1 WO 2008069335A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
pipe
temperature toughness
steel pipe
welded
strength
Prior art date
Application number
PCT/JP2007/073740
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Takuya Hara
Hitoshi Asahi
Original Assignee
Nippon Steel Corporation
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 Nippon Steel Corporation filed Critical Nippon Steel Corporation
Priority to CN2007800447526A priority Critical patent/CN101548026B/zh
Priority to US12/312,879 priority patent/US8084144B2/en
Priority to EP07850314A priority patent/EP2105513B1/en
Priority to KR1020097007844A priority patent/KR101119239B1/ko
Priority to BRPI0719716A priority patent/BRPI0719716B1/pt
Publication of WO2008069335A1 publication Critical patent/WO2008069335A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints
    • C21D9/505—Cooling thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12292—Workpiece with longitudinal passageway or stopweld material [e.g., for tubular stock, etc.]
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12639—Adjacent, identical composition, components
    • Y10T428/12646—Group VIII or IB metal-base
    • Y10T428/12653—Fe, containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12958—Next to Fe-base component
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12958—Next to Fe-base component
    • Y10T428/12965—Both containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]

Definitions

  • the present invention is suitable for line pipes for crude oil and natural gas transportation.
  • the present invention relates to a welded steel pipe for a high-strength thick-walled line pipe excellent in thermal toughness.
  • the rolling by controlled rolling tends to be insufficient at the center of the plate thickness, and the cooling rate by controlled cooling is ensured. It is also difficult to keep.
  • the steel plate is formed into a tubular shape by the UO process, and then the ends are butted together and the seam is welded by arc welding. In this welding, when the steel sheet becomes thicker, the heat input becomes larger, and the grain size of the weld heat affected zone (iie at Af fected 7 ⁇ one, HA Z) becomes coarser. Decrease becomes an important issue.
  • the inventors prototyped thick steel plates for high-strength line pipes with a thickness of 25 mm or more and a tensile strength (TS) force of 600 MPa or more, and a strength of X70 or X80. did.
  • TS tensile strength
  • X70 or X80 X70 or X80.
  • the present invention solves such a problem that could not be predicted from the prior art.
  • the wall thickness is 25 mm or more, and even 3 O mm or more, excellent HAZ low-temperature toughness is achieved.
  • the present invention provides a welded steel pipe for a high-strength thick-walled line pipe excellent in low-temperature toughness that can be secured, and a manufacturing method thereof.
  • the HAZ of the base steel plate and the welded steel pipe is made into a fine metal structure mainly composed of Bain ⁇ , and the intragranular bait that is generated with the Ti oxide as the nucleus is used.
  • it is a welded steel pipe for high-strength, thick-walled line pipes with good low-temperature toughness that has been refined in the effective crystal grain size of HAZ, and its summary is as follows.
  • the base material The metallographic structure of the steel sheet is composed of polygonal ferrite with an area ratio of 20% or less and a painite with an area ratio of 80% or more, and the effective crystal grain size is 20 nm or less.
  • the circumferential direction of the steel pipe is a tensile direction, and the tensile strength of the base steel sheet is 600 to 80 OMPa, as described in (1) or (2) above Welding for high-strength thick-walled line pipes with excellent low-temperature toughness
  • the base steel sheet further contains one or both of Cu: 0.05 to 1.5% and Ni: 0.05 to 5.0% by mass.
  • the welded steel pipe for a high-strength thick-walled line pipe excellent in low-temperature toughness as described in any one of the above (1) to (3).
  • the base steel plate is further, in mass%, Cr: 0.02 to 1.50%, V: 0.01 0 to 0.100%, Nb: 0.0 0 1 to 0 2 0 0%, Z r: 0. 0 0 0 1 to 0. 0 5 0 0%, T a: 0.0
  • the base material steel plate is further, in mass%, Mg: 0.0 0 0 1
  • the weld metal is in% by mass, C: 01-1 to 0.10%, S i
  • a high-strength, thick-walled pipe excellent in low-temperature toughness according to any one of the above (1) to (6), characterized in that it is limited to 0 10% or less, and the balance is iron and inevitable impurities Welded steel pipe.
  • Figure 1 is a schematic diagram of reheated HA Z.
  • Figure 2 shows the effect of the components on the toughness of reheated HAZ.
  • the present invention is based on a steel material in which the C content is reduced and the toughness is improved as a low-temperature transformation structure mainly composed of bainite. It is a welded steel pipe that uses bainite and has refined the effective crystal grain size of HA Z and improved low-temperature toughness.
  • the present invention reduces the amount of A 1, controls the amount of oxygen, adds an appropriate amount of T i, and acts as a fine intermediary that acts extremely effectively as a nucleus for intragranular transformation.
  • the greatest feature is that the effective crystal grain size of the base steel sheet is refined by dispersing 'tn ⁇ natural substances and using them as the nuclei for intragranular transformation.
  • the base steel plate is also simply called a steel plate
  • the welded steel pipe is also simply called a steel pipe.
  • a Z intragranular basin ⁇ is obtained by transforming the intragranular ferrite generated by intragranular transformation at high temperature during the cooling process using the above-mentioned fine inclusions as nuclei. Therefore, addition amount of Mo and B and hardenability index
  • the mechanism for the formation of intra-grained bain is considered as follows.
  • the cation vacancy type oxide can take in a large amount of M n ions, and M n S is likely to be complexly precipitated in the oxide.
  • an Mn-depleted layer is formed around oxides and sulfides.
  • This Mn-depleted layer acts as a transformation nucleus when the steel is heated and cooled to a high temperature such that the metal structure becomes an austenite phase, and usually petal-like intragranular ferrite ⁇ is generated.
  • This intragranular ferrite has a high degree of supercooling when the cooling rate is high or hardenability is high, so it transforms into bait during cooling and becomes intragranular.
  • a typical example of the cation vacancy type oxide is a fine oxide containing T i as the main component.
  • fine sulfides containing Mn as a main component may be combined with the fine oxides containing Ti as the main component.
  • the oxide may contain A 1, S i, M n, C r, Mg, C a
  • 7073740 may be contained, and sulfide may contain one or more of Ca, Cu, or Mg.
  • the size of these inclusions, which are the core of intragranular bait, can be measured with a transmission electron microscope (TEM), and the diameter is in the range of 0.01 to 5 n. It is preferable.
  • TEM transmission electron microscope
  • Reheat HA Z is the part where the weld metal and HAZ near the fusion line of the preceding weld were reheated by subsequent welding.
  • HA Z is a part within 10 mm from the melting line, although it varies slightly depending on the heat input during welding. For example, when a notch is provided at a position 1 mm or 2 mm from the melting line, it is 40 Charpy absorbed energy at ° C may be less than 50 J. In particular, when the wall thickness is 25 mm or more, it is difficult to improve the HA Z toughness of high-strength welded pipes for line pipes. There are 740.
  • the present inventors examined the improvement of low temperature toughness by reducing the effective crystal grain size of HA Z and suppressing the formation of MA.
  • samples were collected from steel materials of various components, and simulated for reheating HAZ thermal history, assuming submerged arc welding of butt joints in the manufacture of steel pipes with a wall thickness of 25 to 40 mm.
  • the heat treatment (reheated HAZ reproduction test) was applied. This is because the steel material is heated to 140 ° C and immediately cooled to room temperature, further heated to 75 ° C and immediately cooled to room temperature, from 800 ° C when cooled to 500 ° C.
  • the cooling rate is 2 to 15 ° C / s.
  • a V-notch specimen was taken from the steel material after the reheated HAZ reproduction test in accordance with JISZ 2 2 4 2, and a Charbi impact test was conducted at ⁇ 40 ° C.
  • Figure 2 shows the results of toughness evaluated by the reheat HAZ reproduction test.
  • Figure 2 shows the relationship between 1 0 C + 1 0 0 A 1 + 5 Ni + 5 Mo and the Charby absorbed energy at 40 ° C of the reheat HAZ obtained by the simulation test. It is shown.
  • the present inventors examined the influence of C, Mo and Ni affecting the formation of MA and A 1 affecting the intragranular transformation on the reproducible HA Z toughness. Furthermore, based on the obtained results, the relationship between the amount of each element added and the effect is linearly regressed, and is correlated with the reproducible HA Z toughness, 1 0 C + 1 0 0 A l + 5 N i + 5 M The index of o was obtained. From Fig.
  • the effective crystal grain size of HA Z is less than 1550 m due to the formation of intra-grained vacancies, and the low temperature toughness is improved.
  • the present inventors conducted extensive research to satisfy the toughness of the base steel sheet. This is because when the wall thickness is 25 mm or more, the reduction ratio in the non-recrystallization temperature range cannot be secured, and the crystal grain size of the 1/2 t portion becomes coarse and the Charpy energy decreases. This is because it occurred.
  • the inventors have determined that the area ratio of polygonal ferrite is 20% or less, the area ratio of bainite is 80% or more, and the effective crystal grain size of the base steel sheet is 20 m or less. It has been found that the strength and toughness of the base steel sheet are improved, and in particular, it is possible to suppress a decrease in toughness at the center of the sheet thickness.
  • the Charpy absorbed energy at ⁇ 40 ° C of the specimen taken from the vicinity of the surface layer, that is, from about 2 to 12 mm from the surface of the steel material is 200 J or more, and 1/2
  • the Charpy energy when extracted from the t portion, that is, from the approximate center of the wall thickness, can be 10 J or more.
  • the Charbi impact test was conducted according to JI S Z 2 2 4 2, taking a V-notch test piece and performing it at 40 °.
  • the fine oxides, composite oxides, and composite sulfides mainly composed of Ti of the present invention not only generate HAZ intragranular bait, but also reduce the effective crystal grain size of the base steel sheet. Is also effective.
  • the refinement of the effective grain size in the 1/2 t part of the base steel plate, which was difficult in the past, is mainly due to T i.
  • Fine oxides, complex oxides, and complex sulfides Made possible by fine oxides, complex oxides, and complex sulfides. The reason for this is considered as follows.
  • the crystal grain size becomes coarse at the center of the plate thickness', so that the growth of bainite nucleated from the grain boundary is slowed. For this reason, it is considered that the effective crystal grain size is refined within the grain by intragranular transformation from oxides, complex oxides, and complex sulfides mainly composed of Ti. In addition, it is considered that fine oxides acting as pinning particles and suppressing the growth of crystal grains are effective in reducing the effective crystal grain size of the base steel sheet.
  • the present invention it is very important to control the amount of oxygen in the steel making process.
  • the oxygen concentration at the time of adding Ti is preferably set to 0.01 to 0.03%.
  • particle size 0 0. 1 to:. L 0 m, the number per area 1 m 2 is 1 0-1 0 0 0 111 111 2 T1s oxide, specifically, T i 2 ⁇ 3 can be dispersed. This promotes the generation of intragranular transformation and refines the effective crystal grain size of the HAZ of the base steel plate and welded steel pipe.
  • the rolling ratio from 90 ° C to the end of rolling is set to 2
  • the rolling ratio from 90 ° C to the end of rolling is set to 5 or more, preferably 3.0 or more, it is possible to make the effective crystal grain size of the base steel plate 20 or less.
  • the effective particle diameter is a value obtained by converting the area of the portion surrounded by the boundary having a crystal orientation difference of 15 ° or more into an equivalent circle diameter using E B S P.
  • Polygonal ferritic wrinkles are observed in a light microscopic structure as a white massive structure that does not contain coarse cementite or coarse precipitates such as MA.
  • the optical microstructure of the base steel sheet may contain martensite, residual austenite, and MA as the remainder of polygonal ferrite and bainite.
  • bainite is defined as a structure in which carbides are precipitated between the laths or massive ferrites, or a structure in which carbides are precipitated in the laths.
  • martensite is a structure in which carbides are not precipitated between the laths or within the laths.
  • Residual austenite is austenite that is generated at high temperature and remains on the base steel plate or welded steel pipe.
  • C is an element that improves the strength of steel.
  • the content of C is limited, a metal structure mainly composed of bainite is obtained, and both high strength and high toughness are achieved. Yes. If the C content is less than 0.010%, the strength is insufficient, and if it exceeds 0.050%, the toughness decreases. Therefore, in the present invention, the optimum amount of C is set in the range of 0.0 1 0 to 0.05 0%.
  • S i is an important deoxidizing element in the present invention, and in order to obtain the effect, it is necessary to contain 0.01% or more of S i in the steel. On the other hand, if the Si content exceeds 0.50%, the HAZ toughness decreases, so the upper limit is set to 0.50%.
  • Mn is an element that generates sulfides such as MnS, which is used as a deoxidizer and is necessary to ensure the strength and toughness of the base steel sheet. It is extremely important in the present invention. In order to obtain these effects, it is necessary to contain 0.50% of Mn. However, if the Mn content exceeds 2.0%, the toughness of HAZ is impaired. Therefore, the range of the content of M n is set to 0.5 0 to 2.0%. Since Mn is an inexpensive element, it is preferable to contain 1.0% or more in order to ensure hardenability, and the optimum lower limit is 1.5% or more.
  • P is an impurity, and if it contains more than 0.05%, the toughness of the base steel sheet is significantly reduced. Therefore, the upper limit of the P content is set to 0.05%. In order to improve the toughness of HAZ, it is preferable that the P content is not more than 0.010%.
  • S is an important element that produces sulfides such as M n S that are effective as nuclei for intragranular transformation. If the S content is less than 0.0 0 0 1%, the amount of sulfide produced decreases and intragranular transformation does not occur remarkably. is there. on the other hand, 7073740 If the base steel sheet contains more than 0.0 0 5 0% of S, coarse sulfides are formed and the toughness is reduced, so the upper limit of S content is less than 0.0 0 5 0% And In order to improve the toughness of HAZ, the upper limit of the amount of S is preferably set to 0.0 0 30% or less.
  • a 1 is a deoxidizer, but in the present invention, in order to finely disperse the Ti oxide, the upper limit of the amount of A 1 may be limited to 0.020% or less. Very important. In order to promote the formation of intragranular transformation, the A 1 content is preferably set to 0.0 10% or less. A more preferred upper limit is 0.0 0 8% or less.
  • T i ⁇ T i is an extremely important element in the present invention because it finely disperses the oxide of T i that effectively acts as a nucleus for intragranular transformation.
  • Ti is contained excessively, carbonitrides are formed and toughness is impaired. Therefore, in the present invention, it is necessary that the content of Ding 1 be 0.03 to 0.030%.
  • T i is a strong deoxidizing agent, so if the amount of oxygen when T i is added is large, a coarse oxide is formed. Therefore, it is necessary to deoxidize with Si and Mn in advance and reduce the oxygen content during steelmaking.
  • the oxide of Ti becomes coarser, intragranular transformation is less likely to occur, and the effect of pinning the grain boundary is reduced, so that the HAZ effective crystal grain size of the base steel plate and welded steel pipe may become coarser. is there.
  • Mo is an element effective in improving the hardenability, forming carbonitrides, and improving the strength. To obtain the effect, addition of 0.1% or more is necessary. On the other hand, if Mo over 1.50% is added, the toughness decreases, so the upper limit of the Mo amount is 1.50% or less.
  • B is an element that increases hardenability when dissolved in steel, but if added excessively, it produces coarse BN, particularly reducing the toughness of HA Z 7073740, the upper limit of B amount is set to 0.0 0 3 0%.
  • 0.003% or more of B which enhances hardenability, is added, and the carbon equivalent C eq that is an index of hardenability and the crack sensitivity index P cm that is an index of weldability are optimal.
  • the strength and weldability are ensured by controlling within a proper range.
  • the addition of 0.000% or more of B is also effective in suppressing the formation of ferrite from grain boundaries.
  • the toughness of HAZ increases with the decrease in solute N, so the B content is preferably more than 0.005%. .
  • Oxygen is an element inevitably contained in the steel, but in the present invention, it is necessary to limit the amount of O in order to produce an oxide containing Ti.
  • the amount of oxygen remaining in the steel at the time of forging that is, the amount of ⁇ in the steel material, must be 0.0 0 0 1 to 0, 0 0 80 0%. This is because when the amount of O is less than 0.0 0 0 1%, the number of oxides is not sufficient, and when it exceeds 0.0 0 80%, the amount of coarse oxide increases, and the base steel plate and This is because the HA Z toughness of the welded steel pipe is impaired.
  • the oxide mainly composed of Ti becomes coarse due to an increase in oxygen content, the effective crystal grain size of HAZ in the base steel plate and welded steel pipe may become coarse.
  • one or more of Cu, Ni, Cr, V, Nb, Zr, and Ta may be added as elements for improving strength and toughness.
  • these elements can be regarded as impurities because they do not have an adverse effect.
  • Cu, Ni: Cu and Ni are effective elements that increase the strength without losing the toughness.
  • the lower limit of the Cu and Ni amounts is set to 0.05. % Or more is preferable.
  • the upper limit of the Cu content is preferably 1.5% in order to suppress the occurrence of cracks during heating of the steel slab and during welding.
  • the upper limit of the Ni amount is excessive. 73740, the weldability is impaired, so 5.0% is preferable.
  • ⁇ 11 and? ⁇ 1 is preferably compounded in order to suppress generation of surface defects. Further, from the viewpoint of cost, it is preferable that the upper limit of Cu and Ni is 1.0% or less.
  • C r, V, N b, Z r, T a C r, V, N b, Z r, Ta are elements that generate carbides and nitrides and improve the strength of steel by precipitation strengthening. You may contain 1 type, or 2 or more types.
  • the lower limit of the Cr amount is 0, 0 2%
  • the lower limit of the V amount is 0.01 0%
  • the lower limit of the Nb amount is 0.0 0 1%
  • Both the lower limit of the amount and the amount of Ta are preferably set to 0.0 0 0 1%.
  • the upper limit of Cr content is preferably set to 1.50%.
  • the upper limit of V is 0.10%, and the amount of Nb It is preferable that the upper limit is 0.200%, the Zr amount, and the upper limit of Ta are both 0.05% and 0%.
  • Mg, Ca, REM, Y, Hf, Re, and W may be added.
  • the content of these elements is less than the preferred lower limit, they can be regarded as impurities because they do not have any adverse effects.
  • Mg is an element that has an effect on oxide refinement and sulfide morphology control.
  • fine Mg oxide acts as a nucleus for formation of intragranular transformation, and in order to obtain the effect of suppressing the coarsening of the particle size as pinning particles, 0.0 0 0 1% or more Is preferably added.
  • Mg in an amount exceeding 0.0 0 100% is added, coarse oxides are formed and the HAZ toughness of the base steel plate and welded steel pipe is reduced. Therefore, it is preferable to set the upper limit of the Mg amount to 0.0 1 0 0%.
  • C a, REM: C a and REM are useful for controlling the morphology of sulfides, suppress the formation of M n S that forms granulated materials and stretches in the rolling direction, In particular, it is an element that improves lamellar resistance.
  • the lower limits of the Ca amount and the R E M amount are both 0.001% or more.
  • the content is preferably set to 0.0 0 50 0% or less.
  • Y, H f, R e, W Y, H f, W, Re are also elements that exhibit the same effect as Ca and R EM, and if added excessively, the formation of intragranular transformation is inhibited. Sometimes. Therefore, the preferable ranges of Y amount, H f amount, and Re amount are 0.00 0 1 to 0.0 0 50%, respectively, and the preferable range of W amount is 0.001 to 0.5 0%.
  • the HAZ hardenability of the base steel plate and the welded steel pipe is ensured, and the area ratio of the Payne ridge of the base steel plate is set to 80% or more, and intragranular bait is generated in the HAZ. Therefore, the carbon equivalent C eq of the following (formula 1) calculated from the content [mass%] of C, M n, Ni, Cu, Cr, Mo, V is 0.3 0 to 0 . 5 3
  • Equation 2 Furthermore, in order to ensure the low temperature toughness of HA Z, as described above, the content [% by mass] of (, A l, Mo, Ni) satisfies the following (Equation 3): Satisfaction is necessary.
  • the area ratio of the Painai steel is 80% or more and the area ratio of the polygonal ferrous steel is 20% or less, the balance between strength and toughness is good.
  • the effective crystal grain size is 20 / xm or less due to the generation of oxides mainly composed of Ti, the toughness of the base steel sheet will be good.
  • Polygonal ferrite is also effective in reducing the effective crystal grain size of the base steel sheet, and the area ratio is preferably 3% or more.
  • the thickness of the base steel plate is preferably 25 mm or more, and the tensile strength in the direction corresponding to the circumferential direction of the steel pipe is preferably 60 0 Pa or more. This is to prevent breakage due to internal pressure when used as a line pipe.
  • the thickness of the base steel plate is preferably 3 O mm or more.
  • the thickness of the base steel plate is preferably 4.0 mm or less, and the tensile strength in the direction corresponding to the circumferential direction of the steel pipe is preferably 800 MPa or less. This is because the load when forming the steel sheet in the UO process increases due to an increase in wall thickness and an increase in tensile strength.
  • the direction corresponding to the circumferential direction of the steel pipe is the plate width direction of the base steel plate.
  • the heating temperature for hot rolling is set to 100 ° C. or higher. This is because hot rolling is performed at a temperature at which the steel structure becomes an austenite single phase, that is, in the austenite region, and the crystal grain size of the base steel sheet is made fine. Although the upper limit is not specified, the reheating temperature is set to suppress the coarsening of the effective crystal grain size.
  • the temperature be 1 2 50 ° C. or lower.
  • the starting temperature of hot rolling is not particularly specified.
  • the rolling ratio in the recrystallization region exceeding 90 ° C. to 2.0 or more.
  • the reduction ratio in the recrystallization zone is the ratio of the thickness of the steel slab to the thickness at 900 ° C.
  • the reduction ratio in the non-recrystallized region at 900 ° C. or lower is set to 2.5 or higher, the effective crystal grain size of the base steel plate becomes 20 m or lower after water cooling.
  • the rolling ratio in the non-recrystallized region it is preferable to set the rolling ratio in the non-recrystallized region below 90 ° C. to 3.0 or more.
  • the reduction ratio of non-recrystallization zone rolling is a ratio obtained by dividing the plate thickness at 90 C by the plate thickness after the end of rolling.
  • the upper limit of the reduction ratio in the unrecrystallized region and the recrystallized region is not specified, it is usually 12.0 or less in consideration of the thickness of the steel slab before rolling and the thickness of the steel plate after rolling. .
  • the rolling end temperature is preferably hot rolling at a temperature equal to or higher than the temperature at which the base steel sheet has an austenite single phase. That is, the rolling end temperature, it is preferable that the A r 3 or more, because a small amount of Porigonarufu Elias bets may be generated during rolling, A r 3 - 5 0 may be more than. JP2007 / 073740
  • a c 3 and A r 3 are calculated according to the content [% by mass] of C, Si, Mn, P, Cr, Mo, W, Ni, Cu, Al, V, Ti can do.
  • water cooling is performed after the rolling is completed. If the water cooling stop temperature is set to 600 ° C. or lower, the above-described metal structure can be obtained, and the toughness of the base steel sheet becomes good.
  • the lower limit of the water cooling stop temperature is not specified, and it may be cooled to room temperature. However, considering productivity and hydrogen defects, it is preferable to set the temperature to 1550 ° C or higher. Since the steel of the present invention contains B and has a component composition with improved hardenability, it is easy to generate bait even when air-cooled after the end of rolling, but depending on the component composition and heating temperature, the polygonal A ferrite may occur, and the area ratio of the Paynai pass may be less than 80%.
  • the forming is preferably performed by a U 0 E process in which the base steel plate is C-pressed, U-pressed, and O-pressed.
  • the heat input of the submerged duct welding from the inner and outer surfaces should be 4.0 to 10 kJ Zmm. Is preferred. If the heat input is within this range, the welded steel pipe of the present invention having the above-described composition will cause intragranular baiting in the HAZ, and the HAZ effective crystal grain size will be less than 1550 m. Low temperature toughness is obtained.
  • the heat input of submerged arc welding is set to 10.0 k JZ mm or less, the old austenite grain size of HA Z is reduced to 500 Aim or less even for steel pipes with a thickness of 25 to 40 mm. It is possible to improve the toughness.
  • the heat input when welding from the inner surface and the heat input when welding from the outer surface need not be the same, and there may be a slight difference in heat input.
  • the wire used for welding has the following components in order to keep the component composition of the weld metal within the range described later. That is, in mass%, C: 0.0 1 0 to 0 • 1 2 0%, S i: 0.0 5 to 0.5 0%, M n: l. 0 to 2.5%, N i: 2.Contains 0 to 8.5%, and contains one or more of Cr, Mo and V in the range of Cr + Mo + V: l. 0 to 5.0%, and more In addition, A 1: 0. 1 0 0% or less, T i: 0. 0 50 0% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities. If necessary, B: 0.0 0 0 1 to 0.0 0 50 0% may be included.
  • the C is an extremely effective element for improving the strength. It is preferable to contain. However, if the amount of C is too large, cold cracking is likely to occur. In particular, the HAZ of the so-called T-cross where the welded part and the seam weld intersect may harden and impair the toughness. For this reason, the upper limit of the C content is preferably set to 0.100%. In order to improve the toughness of the weld metal, the upper limit is more preferably set to 0.05% or less.
  • S i is 0 to prevent the occurrence of blow holes, which are welding defects.
  • the content of 0.1% or more is preferable, and if it is excessively contained, the low-temperature toughness is remarkably deteriorated, so the upper limit is preferably made 50% or less.
  • the upper limit is more preferably set to 0.40% or less.
  • ⁇ ⁇ is an effective element for securing an excellent balance between strength and toughness
  • the lower limit is preferably set to 1.0% or more.
  • the upper limit may be made 2.0% or less. preferable.
  • ⁇ and S are impurities, and in order to reduce the low temperature toughness of the weld metal and reduce the low temperature cracking susceptibility, it is preferable to set these upper limits to 0.020% and 0.010%. From the viewpoint of low temperature toughness, the more preferable upper limit of the wrinkle is 0.010%.
  • Ni is an element that enhances hardenability to ensure strength, and further improves low-temperature toughness, and is preferably contained at 0.2% or more. On the other hand, if the Ni content is too high, hot cracking may occur, so the upper limit was made 3.2% or less.
  • Cr, Mo, and V are all elements that enhance the hardenability, and because of the high strength of the weld metal, one or more of these are combined in total 0 It is preferable to contain 2% or more. On the other hand, if the total of one or more of Cr, Mo and V exceeds 2.5%, the low temperature toughness may deteriorate, so the upper limit is preferably made 2.5% or less.
  • a 1 is an element that is added in order to improve the precision and solidification during the production of the welding wire. By using fine Ti-based oxides, the grain size of the weld metal is increased. In order to suppress this, it is preferable to contain 0.001% or more of A 1. However, since A 1 is an element that promotes the production of MA, the preferable upper limit of the content is 0.100% or less.
  • T i is an element that produces fine oxides that are the nuclei of intragranular transformation and contributes to refinement of the grain size of the weld metal, and is preferably contained at 0.03% or more.
  • the upper limit is preferably made 0.05% or less.
  • O is an impurity, and the amount of oxygen finally remaining in the weld metal is often 0.001% or more. However, if the amount exceeds 0.005%, the amount of coarse oxide increases and the toughness of the weld metal may decrease, so the upper limit is set to 0.05% The following is preferable.
  • the weld metal may further contain B.
  • B is an element that increases the hardenability of the weld metal, and in order to increase the strength, it is preferable to contain 0.001% or more. On the other hand, if the B content exceeds 0.050%, the toughness may be impaired. Therefore, the upper limit is preferably set to 0.050% or less.
  • elements other than the above such as Cu, Nb, Zr, Ta, Mg, Ca, E, Y, which are selectively added to the base metal due to dilution from the base metal plate , H f, Re, W, etc. It may contain elements such as Zr, Nb, etc., which are added as necessary to achieve good solidification of the welding wire. These are inevitable impurities.
  • the pipe may be expanded to improve the roundness of the steel pipe.
  • the expansion ratio is preferably set to 0.7% or more.
  • the expansion ratio is the percentage of the difference between the outer peripheral length of the steel pipe after the expansion and the outer peripheral length of the steel pipe before the expansion, with the outer peripheral length of the steel pipe before the expansion. If the expansion ratio exceeds 2%, the toughness may decrease due to plastic deformation of both the base metal and the weld. Therefore, it is preferable that the tube expansion rate is in the range of 0.0% to 2.0%.
  • the coarse MA formed along the old austenite grain boundaries. Decomposes into fine grains and fine cementite, improving toughness. If the heating temperature is less than 300 ° C, the coarse MA is not sufficiently decomposed and the effect of improving toughness may not be sufficient. Therefore, the lower limit is preferably set to 300 ° C or more. On the other hand, if the weld is heated to more than 500 ° C., precipitates are formed and the toughness of the weld metal may be deteriorated. Therefore, the upper limit is preferably set to 500 ° C. or less. Reheating When the MA produced in the HAZ is decomposed into bainite and cementite, the shape is similar to that of the MA as observed by SEM. can do.
  • Heat treatment of the weld zone and HAZ may be performed from the outer surface by a burner, or high frequency heating may be performed.
  • the outer surface may be cooled immediately after reaching the heat treatment temperature, it is preferably maintained for 1 to 60 seconds in order to promote the decomposition of MA.
  • the holding time is preferably set to 300 s or less.
  • These steel slabs were heated to the heating temperature shown in Table 2 and hot-rolled in a recrystallization temperature range of 95 ° C. or higher to a thickness of 35 to 140 mm. Further, hot rolling was performed with the rolling ratio shown in Table 2 as the rolling ratio in the non-recrystallized region in the temperature range from 90 ° C. to the end of rolling.
  • the end temperature of hot rolling was Ar 3 ⁇ 50 ° C or higher, water cooling was started at 75 ° C., and water cooling was stopped at various temperatures.
  • Airborne component means no additive.
  • the reduction ratio is 900 ° C or less and the reduction ratio until the end of rolling.
  • the effective crystal grain size of the base material was measured by EBSP. Next, in consideration of dilution by the base steel plate, in mass%, C: 0.010 to 0.120%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: l. 0 to 2.5%, N i: 2. 0 to 8.5%, A 1: 0.1 0 0% or less, T i
  • the balance is the total area ratio of retained austenite, martensite, and MA.
  • Intragranular transformation structure is the area ratio of intragranular bainite.
  • This comparison example ratio Production Nos. 1 to 14 are examples of the present invention.
  • the effective crystal grain size of the base steel sheet is 20 m or less, and the effective crystal grain size of HAZ is 1550 ⁇ m or less.
  • the Charpy absorbed energy at ⁇ 40 ° C of the HAZ of the base steel plate and welded steel pipe exceeds 50 J, and the low temperature toughness is good.
  • the fracture position of the joint tensile test is the base material, and the softening of the HAZ is not a problem.
  • the composition of the base steel plate and the composition of the weld metal are outside the scope of the present invention, and the steel No. 20, 21, 2 4 and 2 5
  • the composition of the base steel plate is out of the scope of the present invention
  • the production No. 2 3, 2 6 and 2 7 are the manufacturing conditions of the base steel sheet outside the scope of the present invention, as shown in Table 4.
  • production No. 15 is an example in which the amount of C is small, the area ratio of polygonal ferrite increases, and the tensile strength decreases. Production Nos.
  • 16 and 17 are examples in which the amount of C and M n are large, the strength is increased, and the toughness of the base metal and HAZ is lowered.
  • Manufacture Nos. 18 and 19 are examples in which the amount of impurities P and S is large and the toughness is lowered.
  • production No. 20 has a large amount of Ti
  • production No. 2 1 has a large amount of oxygen
  • production No. 22 has a small amount of Ti, so the effective crystal grain size of HA Z is large.
  • Manufactured No. 24 has low strength due to low C eq and P cm
  • Manufactured No. 25 has high eq and P cm, which increases the strength of the base steel sheet and reduces toughness.
  • (Equation 3) is not satisfied, the toughness of HA Z decreases, and as a result of the joint tensile test, the HA Z fractures.
  • the production Nos. 23 and 26 had a small rolling reduction ratio, which increased the effective crystal grain size of the base steel sheet and decreased the toughness of the base steel sheet. It is an example.
  • Production No. 27 is an example in which the strength decreased due to the high water cooling stop temperature after hot rolling. Also manufacture N o. 1, 1, 7 and 25, because the strength of the base steel plate is high, the joint was broken at HA Z as a result of the tensile test.
  • the base steel plate of the steel pipe for line pipes especially the central portion of the thickness of the base steel plate and the low temperature toughness of the HAZ This makes it possible to provide welded steel pipes for high-strength, thick-walled line pipes with excellent low-temperature toughness and methods for manufacturing the same, making a significant contribution to the industry.

Landscapes

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

Abstract

本発明は、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を提供するもので、Ｃ：０．０１０～０．０５０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～２．００％、Ａｌ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００３～０．０３０％、Ｍｏ：０．１０～１．５０％を含有し、炭素当量Ｃｅｑが０．３０～０．５３、割れ感受性指数Ｐｃｍが０．１０～０．２０で、（式３）を満足し、面積率で２０％以下のポリゴナルフェライトと面積率で８０％以上のベイナイトからなり、有効結晶粒径が２０μｍ以下の母材鋼板を管状に成形した後シーム溶接し、溶接熱影響部の有効結晶粒径を１５０μｍ以下とするものである。１０Ｃ＋１００Ａｌ＋５Ｍｏ＋５Ｎｉ＜３．３　・・・　（式３）

Description

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
技術分野
本発明は、 原油及び天然ガス輸送用のラインパイプに好適な、 低 明
温靭性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管に関する。
田
書
背景技術
現在、 原油及び天然ガスの長距離輸送用の幹線パイプラインの素 材として、 米国石油協会 （AP I ) 規格 X 7 0 (引張強さ 5 6 4 M P a以上） 以上、 更には、 X 8 0 (引張強さ 6 2 0 M P a以上） ま でのラインパイプ用鋼管が実用化されている。 近年、 原油及び天燃 ガスの輸送の効率化のために、 パイプラインの内圧の高圧化が検討 されており、 これに伴い、 引張強さが 6 0 0 M P a以上である、 X 7 0以上、 更には、 X 8 0以上の高強度ラインパイプ用鋼管の厚肉 化が要求されている。
これに対して、 制御圧延及び制御冷却によって金属組織を微細な ベイナイ トとして、 強度及び靭性が良好な厚鋼板を製造する方法が 提案されている （例えば、 特開 2 0 0 0 — 2 5 6 7 7 7号公報、 特 開 2 0 0 4— 7 6 1 0 1号公報および特開 2 0 0 4— 1 4 3 5 0 9 号公報） 。 このような従来の X 8 0以上の高強度ラインパイプの肉 厚は、 せいぜい 2 5 mm未満であり、 2 5 mm以上や、 3 0 mm以 上の厚肉のラインパイプは要求されていなかった。
一般に、 厚鋼板を製造する際には、 板厚の中央部で、 制御圧延に よる圧下が不十分になり易く、 また、 制御冷却による冷却速度を確 保することも難しくなる。 更に、 厚肉の鋼管を製造する際には、 厚 鋼板を UO工程によって管状に成形した後、 端部同士を突き合わせ て、 アーク溶接によるシーム部の溶接を行う。 このシ一ム溶接は、 鋼會が厚肉化すると大入熱となり、 溶接熱影響部 （iie a t A.f f e c t e d 7^o n e、 HA Zという。 ） の粒径が粗大化するた め、 低温靭性の低下が重要な問題になる。
高強度ラインパイプ用鋼管の HA Zの低温靭性を向上させる技術 については、 粒内変態を利用して H A Zの組織を微細化する方法が 提案されている （例えば、 特開平 0 8 — 3 2 5 6 3 5号公報、 特開 2 0 0 1 — 3 5 5 0 3 9号公報および特開 2 0 0 3 — 1 3 8 3 4 0 号公報） 。 特開平 0 8 — 3 2 5 6 3 5号公報に提案された方法は、 酸化物を核としてァシキユラ一フェライ トを生成させるものであり 、 特開 2 0 0 1 — 3 5 5 0 3 9号公報および特開 2 0 0 3 — 1 3 8 3 4 0号公報に提案された方法は、 酸化物、 硫化物との複合介在物 を核として粒内べイナィ トを生成させるものである。
この粒内べイナイ トの利用は、 H A Zの低温靭性の向上に、 極め て効果的である。 しかし、 鋼管の厚肉化によって冷却速度が低下す るとペイナイ トへの変態が不十分になり、 粒内フェライ 卜が生成し 、 強度が低下する。 そのため、 低温靭性に優れた高強度ラインパイ プ用鋼管の厚肉化は困難であった。 発明の開示
本発明者らは、 板厚が 2 5 mm以上、 引張強さ （T S ) 力 6 0 0 M P a以上である、 X 7 0や、 X 8 0以上の高強度ラインパイプ用 の厚鋼板を試作した。 その結果、 鋼板の板厚の増加に起因する問題 が予想よりも遥かに重大であることがわかった。 特に、 板厚の中央 部では、 制御圧延による圧下及び制御冷却による冷却速度が不十分 になり、 鋼板の表層部に比べて、 軔性が著しく低下する。 更に、 鋼 板の板厚中央部の金属組織を調査した結果、 高強度ラインパイプ用 厚鋼板では、 板厚の中央部を微細なペイナイ ト組織とすることは極 めて困難であるという知見が得られた。
本発明は、 このような従来技術から予想できなかった課題を解決 するものであり、 特に、 肉厚が 2 5 mm以上、 更には 3 O mm以上 であっても、 優れた H A Zの低温靱性を確保することが可能な、 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 法を提供するものである。
本発明は、 C及び A 1 を低減し、 適量の M o及び Bを添加して焼 入れ性を高め、 焼入れ性の指標である炭素当量 C e q及び溶接性の 指標である割れ感受性指数 P c mを最適な範囲に制御し、 母材鋼板 及び溶接鋼管の H A Zをべイナィ 卜が主体である微細な金属組織と し、 更に、 T i の酸化物を核として生成する粒内べイナイ トを利用 して、 特に H A Zの有効結晶粒径の微細化を図った、 低温靭性が良 好な高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管であり、 その要旨は以下の とおりである。
( 1 ) 管状に成形された母材鋼板をシーム溶接した鋼管であって 、 前記母材が、 質量％で、 C ： 0. 0 1 0〜 0. 0 5 0 %、 S i : 0. 0 1〜 0. 5 0 %、 M n : 0. 5 0〜 2. 0 0 %、 S ： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 5 0 %、 T i : 0. 0 0 3〜 0. 0 3 0 %、 M o : 0. 1 0〜 1. 5 0 %、 B ： 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 3 0 %、 O : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 8 0 %を含み、 P : 0. 0 5 0 %以下、 A 1 : 0. 0 2 0 %以下に制限し、 残部が鉄及び不可避的不純物か らなる成分組成を有し、 下記 （式 1 ) によって求められる C e qが 0. 3 0〜 0. 5 3であり、 下記 （式 2 ) によって求められる P c mが 0. 1 0〜 0. 2 0であり、 下記 （式 3 ) を満足し、 前記母材 鋼板の金属組織が面積率で 2 0 %以下のポリゴナルフェライ 卜と面 積率で 8 0 %以上のペイナイ トからなり、 有効結晶粒径が 2 0 n m 以下であり、 溶接熱影響部の有効結晶粒径が 1 5 0 m以下である ことを特徴とする低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接 鋼管。
C e q = C + M n/ 6 + (N i + C u ) / 1 5 + (C r +M o
+ V) / 5 · · · (式 1 )
P c m= C + S i / 3 0 + (M n + C u + C r ) / 2 0 + N i
/ 6 0 + M o / 1 5 + VZ l 0 + 5 B
(式 2 )
1 O C + 1 0 0 A l + 5 o + 5 N i < 3
(式 3 ) ここで、 C、 S i 、 M n、 N i 、 C u、 C r M o 、 B、 A 1 は、 各元素の含有量 [質量％] である。
( 2 ) 前記母材鋼板の肉厚が 2 5〜 4 0 mmである とを特徴と する上記 （ 1 ) に記載の低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ 用溶接鋼管。
( 3 ) 前記鋼管の周方向を引張方向とする、 前記母材鋼板の引張 強度が 6 0 0〜 8 0 O MP aであることを特徴とする上記 （ 1 ) 又 は （ 2 ) に記載の低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接
( 4 ) 前記母材鋼板が、 さらに、 質量％で、 C u ： 0. 0 5〜 1 . 5 0 %、 N i ： 0. 0 5〜 5. 0 0 %の一方又は双方を含有する ことを特徴とする上記 （ 1 ) 〜 （ 3 ) の何れか 1項に記載の低温靱 性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管。
( 5 ) 前記母材鋼板が、 さらに、 質量％で、 C r ： 0. 0 2〜 1 . 5 0 %, V ： 0. 0 1 0〜 0. 1 0 0 %、 N b : 0. 0 0 1〜 0 . 2 0 0 %、 Z r ： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 5 0 0 %、 T a ： 0. 0
0 0 1〜 0. 0 5 0 0 %のうち 1種又は 2種以上を含有することを 特徴とする上記 （ 1 ) 〜 （ 4) の何れか 1項に記載の低温靱性に優 れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管
( 6 ) 前記母材鋼板が、 さらに、 質量 %で 、 M g ： 0. 0 0 0 1
〜 0. 0 1 0 0 %、 C a ： 0. 0 0 0 1 〜 0 • 0 0 5 0 %、 R EM
: 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 5 0 %、 Y ： 0 0 0 0 1〜 0. 0 0 5
0 %, H f ： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 5 0 % 、 R e ： 0. 0 0 0 1
〜 0. 0 0 5 0 %、 W : 0. 0 1〜 0. 5 0 %のうち 1種又は 2種 以上を含有することを特徴とする上記 （ 1 ) ( 5 ) の何れか 1項 に記載の高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管
( 7 ) 溶接金属が、 質量％で、 C ： 0 0 1 〜 0 . 1 0 %、 S i
: 0. 0 1〜 0. 4 0 %、 M n : l . 0 2 0 % 、 N i ： 0. 2
〜 3. 2 %、 C r +M o + V : 0. 2〜 2 5 %、 A 1 ： 0. 0 0
1〜 0. 1 0 0 %、 T i : 0. 0 0 3〜 0 0 5 0 %、 0 : 0. 0
0 0 1〜 0. 0 5 0 0 %を含み、 P ： 0 0 2 0 %以下、 S ： 0.
0 1 0 %以下に制限し、 残部が鉄及び不可避的不純物からなること を特徴とする上記 （ 1 ) 〜 （ 6 ) の何れか 1項に記載の低温靱性に 優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管。
( 8 ) 鋼を溶製する際に、 S i 、 M nを添加して弱脱酸を行った 後、 T i を添加して、 上記 （ 1 ) 、 （ 4 ) 〜 （ 6 ) の何れか 1項に 記載の成分に調整した鋼を铸造し、 得られた鋼片を熱間圧延し、 得 られた鋼板を管状に成形して突合せ部をシーム溶接することを特徴 とする低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管の製造 方法。
( 9 ) 前記鋼片を 1 0 0 0で以上に加熱し、 9 0 0 以下から圧 延終了までの圧下比を 2. 5以上として熱間圧延し、 停止温度を 6 3740 «■ -
0 0 °C以下とする水冷を行う ことを特徴とする上記 （ 8 ) に記載の 低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
( 1 0 ) 前記鋼板を U〇工程で管状に成形し、 突き合わせ部を内 外面からサブマージドア一ク溶接し、 その後、 拡管を行うことを特 徴とする上記 （ 8 ) 又は （ 9 ) 記載の低温靱性に優れた高強度厚肉 ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
( 1 1 ) 前記サブマ一ジドアーク溶接の入熱が、 4. 0〜： L 0.
O k J Zmmであることを特徴とする上記 （ 1 0 ) に記載の低温靱 性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
( 1 2 ) シーム溶接部を熱処理することを特徴とする上記 （ 8 ) 〜 （ 1 1 ) の何れか 1項に記載の低温靱性に優れた高強度厚肉ライ ンパイプ用溶接鋼管の製造方法。
( 1 3 ) シーム溶接部の熱処理を、 3 0 0〜 5 0 0 °Cの範囲内で 行う ことを特徴とする上記 （ 1 2 ) に記載の低温靱性に優れた高強 度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。. 図面の簡単な説明
図 1は、 再熱 HA Zの模式図である。
図 2は、 再熱 H A Zの靭性に及ぼす成分の影響を示す図である。 発明を実施するための最良の形態
本発明は、 Cの含有量を低下させ、 金属組織を、 ベイナイ トを主 体とする低温変態組織として靭性を向上させた鋼材を基に、 Bを添 加して焼入れ性を高め、 粒内べイナイ トを活用し、 特に、 HA Zの 有効結晶粒径を微細化し、 低温靭性の向上を図った溶接鋼管である 。 即ち、 本発明は、 A 1 量を低減させ、 酸素量を制御して適量の T i を添加し、 粒内変態の生成核として極めて有効に作用する微細介 * 't n ^ 在物を分散させ、 これを粒内変態の生成核として利用し、 母材鋼板 の有効結晶粒径を微細化したことを最大の特徴とするものである。
なお、 以下では、 母材鋼板を単に鋼板ともいい、 溶接鋼管を単に鋼 管ともいう。
H A Zの粒内べイナィ 卜は、 上述の微細介在物を生成核として、 高温で粒内変態によって生じた粒内フェライ トを、 冷却時に変態さ せたものである。 したがって、 M o及び Bの添加量と焼入れ性指標
C e q及び溶接性指標 P c mを最適な範囲とすることは、 本発明の ように肉厚が厚い鋼管、 即ち、 冷却速度が遅くなつても、 粒内べィ ナイ トを生成させるために極めて有効である。 この粒内べイナィ ト の生成により、 強度を低下させることなく、 H A Zの低温靭性が顕 著に向上する。 また、 粒内べイナイ トは、 H A Zの軟化の抑制にも 寄与する可能性がある。
粒内べイナィ トの生成のメカニズムについては、 以下のように考 えられる。 陽イオン空孔型の酸化物は、 M nのイオンを多く取り込 むことが可能であり、 また、 酸化物には M n Sが複合析出し易い。
そのため、 酸化物及び硫化物の回りには M nの欠乏層が生成する。
この M n欠乏層は、 金属組織がオーステナイ ト相になるような高温 に鋼を加熱して冷却する場合、 変態の核として作用し、 通常は、 花 弁状の粒内フェライ 卜が生成する。 この粒内フェライ トは、 冷却速 度が速い場合や焼き入れ性が高い場合には、 過冷度が大きいので、 冷却時にベイナイ トに変態し、 粒内べイナイ トとなる。
陽イオン空孔型の酸化物の代表は、 T i を主成分とする微細な酸 化物であり、 これを核にして花弁状の粒内べイナィ 卜が生成する。
また、 この T i を主成分とする微細な酸化物には、 更に、 M nを主 成分とする微細な硫化物が複合析出することもある。 なお、 鋼の成 分組成によっては、 酸化物に A 1 、 S i 、 M n、 C r 、 M g、 C a 7073740 の 1種又は 2種以上が含有され、 硫化物に C a、 C u、 M gの 1種 又は 2種以上が含有される場合がある。 これらの、 粒内べイナイ ト の核となる介在物のサイズについては、 透過型電子顕微鏡 （T E M という。 ） により測定することが可能であり、 直径が 0. 0 1〜 5 n の範囲であることが好ましい。
HA Zに粒内べイナイ トが多く生成すると、 破壊の起点となるマ ルテンサイ トとォ一ステナイ 卜との混成物 （M a r t e n s i t e - A u s t e n i t e C o n s t i t u e n t；、 MAという。 ) が微細化し、 低温靭性が大きく向上する。 C量を 0. 0 5 %以下に 抑えて、 微細介在物を分散させると、 粒内べイナイ トが生成して、 粒内の組織が細分化され、 シャルピー破面単位、 即ち有効結晶粒径 が極めて小さくなる。 更に、 粒内べイナイ トは、 粒内フェライ トよ りも硬質であるため、 粒内べイナイ トの生成によって、 HA Zの軟 化が抑制される可能性がある。
高強度ラインパイプ用溶接鋼管の肉厚の中央部 （肉厚の 1ノ 2の 部分の近傍であり、 1 Z 2 t部という。 ） の H A Zでは、 図 1 に模 式的に示したように、 再熱 H A Zの旧オーステナイ ト粒界に沿って 存在する粗大な MAが破壌の起点になり、 靭性を損なうことがある 。 なお、 図 1 において、 1は再熱 HA Z、 2はマルテンサイ トとォ —ステナイ トとの混成物、 3は旧オーステナイ ト粒界を示す。 再熱 HA Zとは、 先行溶接の溶融線近傍の溶接金属及び H A Zが、 後行 溶接によって再加熱された部位である。 通常、 HA Zは、 溶接時の 入熱によって多少異なるものの、 溶融線から 1 0 mm以内の部位で あり、 例えば、 溶融線から 1 mm又は 2 mmの位置にノッチを設け た場合、 一 4 0 °Cにおけるシャルピー吸収エネルギーは、 5 0 J未 満になることがある。 特に、 肉厚が 2 5 mm以上になると、 高強度 ラインパイプ用溶接鋼管の HA Zの靭性を向上させることは困難で 740 ある。
本発明者らは、 HA Zの有効結晶粒径の微細化及び MAの生成の 抑制による低温靭性の向上について検討を行った。 まず、 種々の成 分組成からなる鋼材から試料を採取し、 肉厚が 2 5〜 4 0 mmの鋼 管の製造における突合せ部のサブマ一ジドアーク溶接を想定し、 再 熱 H A Zの熱履歴を模擬した熱処理 （再熱 H A Z再現試験という。 ) を施した。 これは、 鋼材を 1 4 0 0 °Cに加熱して直ちに室温まで 冷却し、 更に 7 5 0 °Cに加熱して直ちに室温まで冷却し、 冷却時の 8 0 0 °Cから 5 0 0 までの冷却速度を 2〜 1 5 °C/ s とするもの である。 再熱 H A Z再現試験後の鋼材から、 J I S Z 2 2 4 2 に準拠して、 Vノッチ試験片を採取し、 — 4 0 °Cでシャルビ一衝撃 試験を実施した。 再熱 H A Z再現試験によつて評価された靭性の結 果を図 2に示す。
図 2は、 1 0 C + 1 0 0 A 1 + 5 N i + 5 M oと模擬試験によつ て得られた再熱 H A Zの一 4 0 °Cでのシャルビ一吸収エネルギーと の関係を示すものである。 本発明者らは、 MAの生成に影響を及ぼ す C、 M o及び N i と、 粒内変態に影響を及ぼす A 1 とが再現 HA Z靭性に及ぼす影響について検討した。 更に、 得られた結果に基づ いて、 各元素の添加量と効果の関係を一次回帰し、 再現 HA Z靭性 と相関のある、 1 0 C + 1 0 0 A l + 5 N i + 5 M oという指標を 得た。 図 2から、 1 0 C + 1 0 0 A l + 5 N i + 5 M oを 3. 3未 満に抑えると、 一 4 0 °Cでの再熱 H A Zのシャルピー吸収エネルギ 一は 5 0 J以上になることが明らかとなった。 なお、 本発明者らは 、 鋼板を冷間で成形して鋼管を製造する際の加工硬化の影響につい ても確認を行った。 その結果、 T Sは 2 0〜 3 0 M P a程度上昇す ることがあり、 靭性は、 板厚の中央部でも、 表層部でも、 影響は小 さく、 測定誤差程度であった。 この再熱 HA Zの低温靭性が良好である試料の有効結晶粒径を E B S P (E l e c t r o n B a c k S c a t t e r i n g P a t t e r n) によって測定した結果、 1 5 0 ^m以下であること がわかった。 また、 金属組織及び介在物を調査した結果、 T i を主 成分とする微細な酸化物、 複合酸化物、 複合硫化物が生成しており 、 これらを析出核として、 HA Zに粒内べイナイ トが生成している ことが明らかになった。 即ち、 HA Zの有効結晶粒径は、 粒内べィ ナイ 卜の生成によって 1 5 0 m以下となり、 低温靭性が良好にな る。
次に、 本発明者らは母材鋼板の靭性を満足させるために鋭意研究 を行った。 これは、 肉厚が 2 5 mm以上になると、 未再結晶温度域 での圧下比を確保できず、 1 / 2 t部の結晶粒径が、 粗大化し、 シ ャルピーエネルギーが低下する問題が生じたためである。 本発明者 らは、 検討の結果、 ポリゴナルフェライ トの面積率を 2 0 %以下、 ベイナイ トの面積率を 8 0 %以上にし、 母材鋼板の有効結晶粒径を 2 0 m以下にすると、 母材鋼板の強度及び靭性が向上し、 特に、 板厚中心部の靭性低下の抑制が可能であることを見いだした。 具体 的には、 表層近傍、 即ち鋼材の表面から約 2〜 1 2 mmの位置から 採取した試験片の— 4 0 °Cでのシャルピ一吸収エネルギーが 2 0 0 J以上になり、 1 / 2 t部、 即ち、 肉厚のほぼ中央から採取した場 合のシャルピ一エネルギーを 1 0 0 J以上とすることができる。 な お、 シャルビ一衝撃試験は、 J I S Z 2 2 4 2に準拠し、 Vノ ツチ試験片を採取して、 一 4 0でで実施した。
本発明の T i を主成分とする微細な酸化物、 複合酸化物、 複合硫 化物は、 H A Zの粒内べイナイ トの生成だけでなく、 母材鋼板の有 効結晶粒径の微細化にも有効である。 特に、 従来は困難であった、 母材鋼板の 1 / 2 t部における有効結晶粒径の微細化が、 T i を主 成分とする微細な酸化物、 複合酸化物、 複合硫化物によって可能に なった。 この理由については、 以下のように考えられる。
まず、 未再結晶温度域での圧下が確保されている場合には、 通常 の粒界からの変態が促進されるため、 酸化物、 複合酸化物、 複合硫 化物から粒内変態することは難しい。 これは、 圧下の確保によって 結晶粒径が小さくなると、 粒内変態に比べて、 粒界から核生成した ペイナイ 卜の成長速度が大きくなりすぎるためであると考えられる 。 即ち、 粒内変態が生成する前に、 粒界からの変態が完了してしま うと考えられる。
一方、 未再結晶温度域での圧下比が不十分な場合には特に、 板厚 中心部において、 結晶粒径が粗大化するため'、 粒界から核生成した ベイナイ トの成長も遅くなる。 そのため、 粒内では、 T i を主体と する酸化物、 複合酸化物、 複合硫化物からの粒内変態により、 有効 結晶粒径が微細化したものと考えられる。 また、 微細な酸化物が、 ピンニング粒子として作用し、 結晶粒の成長を抑制することも、 母 材鋼板の有効結晶粒径の微細化に有効であると考えられる。
そのため、 本発明では、 製鋼工程における酸素量の制御が極めて 重要である。 特に、 鋼の成分組成を調整する際には、 S i 、 M nを 、 含有量が上述した範囲になるように添加して弱脱酸を行った後、 T i を添加することが必要である。 T i を添加する際の酸素濃度は 0 . 0 0 1 〜 0 . 0 0 3 %とすることが好ましい。 これにより、 粒 径が 0 . 0 1〜 ： L 0 m、 面積 1 m 2当たりの個数が、 1 0 〜 1 0 0 0個 111 111 2の丁 1 酸化物、 具体的には、 T i 2〇3を分散させ ることができる。 これにより、 粒内変態の生成が促進され、 母材鋼 板及び溶接鋼管の H A Zの有効結晶粒径が微細化する。
このような製鋼工程により成分組成を調整し、 錡造して得られた 鋼片を熱間圧延する際に、 9 0 0 °Cから圧延終了までの圧下比を 2 . 5以上、 好ましくは 3 . 0以上とすることにより、 母材鋼板の有 効結晶粒径を 2 0 以下とすることが可能である。
有効粒径は E B S P .を用いて、 1 5 ° 以上の結晶方位差を有する 境界で囲まれる部分の面積を円相当径に換算した値である。 また、 ポリゴナルフェライ 卜とは光学顕微鏡組織では、 粒内に粗大なセメ ンタイ トや M Aなどの粗大な析出物を含まない白い塊状の組織とし て観察される。 母材鋼板の光学顕微鏡組織では、 ポリゴナルフェラ イ ト及びべイナイ トの残部として、 マルテンサイ ト、 残留オーステ ナイ ト、 M Aを含むことがある。
本発明において、 ベイナイ トは、 ラス若しくは塊状フェライ ト間 に炭化物が析出したもの、 又はラス内に炭化物が析出した組織と定 義される。 更に、 マルテンサイ トは、 ラス間又はラス内に炭化物が 析出していない組織である。 残留オーステナイ トは、 高温で生成し たオーステナイ 卜が母材鋼板又は溶接鋼管に残留したオーステナイ 卜である。
更に、 溶接部の熱処理により、 H A Zの旧オーステナイ ト粒界に 沿って生成した粗大な M Aが微細なセメンタイ トに分解するため、 低温靭性が向上する。 これにより、 より低温での 1 Z 2 t部の会合 部又は会合部 + 1 m mでの靭性が向上し、 例えば、 溶接部を 3 0 0 〜 5 0 0 °Cの温度に加熱すると、 — 4 0 °Cという低温での Vノ ツチ シャルピー吸収エネルギーを 5 0 J以上にすることができる。 した がって、 一 4 ◦ °C以下での極低温で使用する場合には、 粒内べイナ ィ トを生成させた組織を更に熱処理し、 粒内べイナィ トとセメン夕 ィ 卜の混合組織にすることが好ましい。
以下、 本発明の母材鋼板の限定理由について述べる。 なお、 H A Zは、 溶接の際に溶解しない熱影響部であるから、 H A Z 'の成分は 母材と同じである。 C ： Cは、 鋼の強度を向上させる元素であるが、 本発明では、 C の含有量を制限し、 ベイナイ トを主体とする金属組織を得て、 高強 度と高靭性の両立を図っている。 C量が 0. 0 1 0 %よりも少ない と強度が不十分であり、 0. 0 5 0 %を超えると靭性が低下する。 そのため、 本発明において、 最適な C量は、 0. 0 1 0〜 0. 0 5 0 %の範囲とする。
S i ： S i は本発明において重要な脱酸元素であり、 効果を得る には、 鋼中に 0. 0 1 %以上の S i を含有させることが必要である 。 一方、 S i の含有量が 0. 5 0 %を超えると H A Zの靱性が低下 するので、 上限を 0. 5 0 %とする。
Mn : M nは、 脱酸剤として使用され、 母材鋼板の強度及び靱性 の確保に必要であり、 更に、 粒内変態の生成核として有効な M n S 等の硫化物を生成する元素であり、 本発明において極めて重要であ る。 これらの効果を得るには、 0. 5 0 %の Mnを含有させる必要 があるが、 M nの含有量が 2. 0 0 %を超えると HA Zの靱性を損 なう。 したがって、 M nの含有量の範囲を 0. 5 0〜 2. 0 0 %と する。 なお、 M nは安価な元素であることから、 焼入れ性を確保す るために 1. 0 0 %以上を含有させることが好ましく、 最適な下限 は 1. 5 0 %以上である。
P : Pは不純物であり、 0. 0 5 0 %超を含有すると母材鋼板の 靱性を著しく低下させる。 したがって、 Pの含有量の上限を 0. 0 5 0 %とした。 HA Zの靭性を向上させるには、 Pの含有量を 0. 0 1 0 %以下とすることが好ましい。
S ： Sは本発明において、 粒内変態の生成核として有効な M n S 等の硫化物を生成する重要な元素である。 Sの含有量が 0. 0 0 0 1 %未満になると、 硫化物の生成量が低下して粒内変態が顕著に生 じないため、 0. 0 0 0 1 %以上とすることが必要である。 一方、 7073740 母材鋼板中に 0. 0 0 5 0 %超の Sが含有されると粗大な硫化物を 生成して、 靱性を低下させるため、 S量の上限を 0. 0 0 5 0 %以 下とする。 HA Zの靭性を向上させるには、 S量の上限を 0. 0 0 3 0 %以下とすることが好ましい。
A 1 ： A 1 は脱酸剤であるが、 本発明においては、 T i の酸化物 を微細に分散させるために、 A 1量の上限を 0. 0 2 0 %以下に制 限することが極めて重要である。 また、 粒内変態の生成を促進させ るには、 A 1 量を 0. 0 1 0 %以下にすることが好ましい。 更に好 ましい上限は、 0. 0 0 8 %以下である。
T i ·. T i は、 本発明においては、 粒内変態の生成核として有効 に作用する T i の酸化物を微細に分散させるため、 極めて重要な元 素である。 しかし、 T i過剰に含有させると、 炭窒化物を生じて靱 性を損なう。 したがって、 本発明においては、 丁 1 の含有量を 0. 0 0 3〜 0. 0 3 0 %とすることが必要である。 また、 T i は強力 な脱酸剤であるため、 T i を添加する際の酸素量が多いと、 粗大な 酸化物を生成する。 そのため、 製鋼時には、 予め、 S i 、 M nによ り脱酸を行い、 酸素量を低下させておく ことが必要である。 T i の 酸化物が粗大化すると、 粒内変態が生じ難くなり、 粒界をピンニン グする効果も小さくなるため、 母材鋼板及び溶接鋼管の H A Zの有 効結晶粒径が粗大になることがある。
M o ： M oは、 焼入れ性を向上させ、 炭窒化物を形成して、 強度 の向上に有効な元素であり、 その効果を得るためには、 0. 1 0 % 以上の添加が必要である、 一方、 1. 5 0 %を超える M oを添加す ると、 靭性が低下するため、 M o量の上限を 1. 5 0 %以下とする
B ： Bは、 鋼中に固溶すると焼入れ性を増加させる元素であるが 、 過剰に添加すると、 粗大な B Nを生じ、 特に HA Zの靭性を低下 7073740 させるため、 B量の上限を 0. 0 0 3 0 %とする。 本発明の溶接鋼 管は、 焼入れ性を高める Bを 0. 0 0 0 3 %以上添加し、 焼入れ性 の指標である炭素当量 C e q及び溶接性の指標である割れ感受性指 数 P c mを最適な範囲に制御して強度及び溶接性を確保するもので ある。 なお、 0. 0 0 0 3 %以上の Bの添加は、 粒界からのフェラ イ トの生成の抑制にも有効である。 また、 Bの積極的な添加により 、 微細な B Nを生じると、 固溶 Nの低下に伴って H A Zの靱性が向 上するため、 B量を 0. 0 0 0 5 %超とすることが好ましい。
O ： 酸素は鋼中に不可避的に含有される元素であるが、 本発明に おいては、 T i を含有する酸化物を生成させるために、 O量を制限 する必要がある。 铸造時に鋼中に残存する酸素量、 即ち、 鋼材中の 〇量は、 0. 0 0 0 1〜 0， 0 0 8 0 %とすることが必要である。 これは、 O量が 0. 0 0 0 1 %未満では酸化物の個数が十分とはな らず、 0. 0 0 8 0 %を超えると粗大な酸化物が多くなり、 母材鋼 板及び溶接鋼管の HA Zの靭性を損なうためである。 また、 酸素量 の増加によって T i を主体とする酸化物が粗大になると、 母材鋼板 及び溶接鋼管の H A Zの有効結晶粒径が粗大になることがある。 更に、 強度及び靱性を向上させる元素として、 C u、 N i 、 C r 、 V、 N b、 Z r、 T aのうち、 1種又は 2種以上を添加しても良 い。 また、 これらの元素は、 含有量が好ましい下限未満の場合は、 特に悪影響を及ぼすことはないため、 不純物と見做すことができる
C u、 N i ： C u及び N i は、 靭性を低下損なう ことなく強度を 上昇させる有効な元素であり、 効果を得るためには、 C u量、 N i 量の下限を 0. 0 5 %以上とすることが好ましい。 一方、 C u量の 上限は、 鋼片加熱時及び溶接時の割れの発生を抑制するために、 1 . 5 0 %とすることが好ましい。 N i量の上限は、 過剰に含有させ 73740 ると溶接性を損なうため、 5. 0 0 %とすることが好ましい。 なお 、 〇 11と？^ 1 は、 表面疵の発生を抑制するために、 複合して含有さ せることが好ましい。 また、 コス トの観点からは、 C u及び N i の 上限を、 1. 0 0 %以下とすることが好ましい。
C r、 V、 N b、 Z r、 T a : C r、 V、 N b、 Z r、 T aは、 炭化物、 窒化物を生成し、 析出強化によって鋼の強度を向上させる 元素であり、 1種又は 2種以上を含有させても良い。 強度を効果的 に上昇させるためには、 C r量の下限は 0 , 0 2 %、 V量の下限は 0. 0 1 0 %、 N b量の下限は 0. 0 0 1 %、 Z r量、 T a量の下 限は、 共に 0. 0 0 0 1 %とすることが好ましい。 一方、 C r を過 剰に添加すると、 焼入れ性の向上により強度が上昇し、 靱性を損な うことがあるため、 C r量の上限を 1. 5 0 %とすることが好まし い。 また、 V、 N b、 Z r、 T aを過剰に添加すると、 炭化物、 窒 化物が粗大化し、 靭性を損なうことがあるため、 V量の上限を 0. 1 0 0 %、 N b量の上限を 0. 2 0 0 %、 Z r量、 T aの上限を共 に 0. 0 5 0 0 %とすることが好ましい。
更に、 介在物の形態を制御して、 靭性の向上を図るため、 M g、 C a、 R E M, Y、 H f 、 R e、 Wのうち 1種又は 2種以上を添加 しても良い。 また、 これらの元素も、 含有量が好ましい下限未満の 場合は、 特に悪影響を及ぼすことはないため、 不純物と見做すこと ができる。
M g ： M gは酸化物の微細化や、 硫化物の形態制御に効果を発現 する元素である。 特に、 微細な M gの酸化物は粒内変態の生成核と して作用し、 また、 ピニング粒子として粒径の粗大化を抑制する効 果を得るために、 0. 0 0 0 1 %以上を添加することが好ましい。 一方、 0. 0 1 0 0 %を超える量の M gを添加すると、 粗大な酸化 物が生成して、 母材鋼板及び溶接鋼管の H A Zの靱性を低下させる ことがあるため、 M g量の上限を 0. 0 1 0 0 %とすることが好ま しい。
C a、 R E M : C a及び R E Mは硫化物の形態の制御に有用であ り、 粒化物を生成して圧延方向に伸長した M n Sの生成を抑制し、 鋼材の板厚方向の特性、 特に耐ラメラティア一性を改善する元素で ある。 この効果を得るためには、 C a量、 R E M量の下限を、 共に 、 0. 0 0 0 1 %以上とすることが好ましい。 一方、 C a量、 R E M量の上限は、 0. 0 0 5 0 %を超えると、 酸化物が増加して、 微 細な T i含有酸化物が減少し、 粒内変態の生成を阻害することがあ るため、 0. 0 0 5 0 %以下とすることが好ましい。
Y、 H f 、 R e、 W : Y、 H f 、 W、 R e も、 C a、 R EMと同 様の効果を発現する元素であり、 過剰に添加すると粒内変態の生成 を阻害することがある。 そのため、 Y量、 H f 量、 R e量の好まし い範囲は、 それぞれ、 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 5 0 %であり、 W量 の好ましい範囲は、 0. 0 1〜 0. 5 0 %である。
更に、 本発明においては、 母材鋼板及び溶接鋼管の H A Zの焼入 れ性を確保して、 母材鋼板のペイナイ 卜の面積率を 8 0 %以上とし 、 H A Zに粒内べイナイ トを生成させるため、 C、 M n、 N i 、 C u、 C r、 M o、 Vの含有量 [質量％] から計算される、 下記 （式 1 ) の炭素当量 C e qを 0. 3 0〜 0. 5 3 とする。
C e q = C -l-M n / 6 + (N i + C u) Z 1 5 + (C r +M o
+ V) / 5 · · · (式 1 ) また、 母材鋼板及び溶接鋼管の HA Zの低温靭性を確保するため に、 C、 S i 、 M n、 C u、 C r、 N i 、 M o、 V、 Bの含有量 [ 質量％] から計算される、 下記 （式 2 ) の割れ感受性指数 P c mを 0. 1 0〜 0. 2 0 とする。
P c m= C + S i / 3 0 + (M n + C u + C r ) / 2 0 + N i / 6 0 +M o / l 5 + V/ 1 0 + 5 B
• · · (式 2 ) 更に、 HA Zの低温靭性の確保のためには、 上述のように、 （ 、 A l 、 M o、 N i の含有量 [質量％] が下記 （式 3 ) を満足するこ とが必要である。
1 0 C + 1 0 0 A l + 5 M o + 5 N i < 3. 3
• · · (式 3 ) なお、 選択的に含有される元素である、 N i 、 C u、 C r、 Vが 、 上述した好ましい下限未満である場合は不純物であるから、 上記 (式 1 ) 〜 （式 3 ) においては、 0 として計算する。
溶接鋼管となる母材鋼板の金属組織は、 ペイナイ 卜の面積率が 8 0 %以上、 ポリゴナルフェライ 卜の面積率が 2 0 %以下であれば、 強度と靭性とのバランスが良好になる。 また、 T i を主体とする酸 化物の生成により、 有効結晶粒径を 2 0 /xm以下とすれば、 母材鋼 板の靱性が良好になる。 なお、 ポリゴナルフェライ 卜は、 母材鋼板 の有効結晶粒径の微細化にも有効であり、 面積率を 3 %以上にする ことが好ましい。 また、 母材鋼板の肉厚は、 2 5 mm以上、 鋼管の 周方向に対応する方向の引張強度は 6 0 0 P a以上であることが 好ましい。 これは、 ラインパイプとして使用する際に、 内圧による 破断を防止するためである。 なお、 内圧を高めることが必要である 場合には、 母材鋼板の肉厚を 3 O mm以上とすることが好ましい。 一方、 母材鋼板の肉厚は 4.0 mm以下、 鋼管の周方向に対応する方 向の引張強度は 8 0 0 M P a以下とすることが好ましい。 これは、 肉厚の増加、 引張強度の上昇により、 鋼板を UO工程で成形する際 の負荷が増大するためである。 なお、 通常、 鋼管の周方向に対応す る方向とは、 母材鋼板の板幅方向である。
次に、 製造方法について説明する。 上述の製鋼工程で鋼を溶製した後、 铸造して鋼片とする。 铸造は 常法で行えば良いが、 生産性の観点から連続铸造が好ましい。 鋼片 は熱間圧延のために加熱される。
熱間圧延の加熱温度は 1 0 0 0 °c以上とする。 これは、 熱間圧延 を鋼の組織がオーステナイ ト単相になる温度、 即ちオーステナイ ト 域で行い、 母材鋼板の結晶粒径を微細にするためである。 上限は規 定しないが、 有効結晶粒径の粗大化抑制のためには、 再加熱温度を
1 2 5 0 °C以下とすることが好ましい。
熱間圧延は加熱炉から抽出後、 直ちに開始しても良いため、 熱間 圧延の開始温度は特に規定しない。 母材鋼板の有効結晶粒径を微細 化するためには、 9 0 0 °C超の再結晶域での圧下比を 2 . 0以上と することが好ましい。 再結晶域での圧下比は、 鋼片の板厚と 9 0 0 °Cでの板厚との比である。
次に、 9 0 0 °C以下の未再結晶域での圧下比を 2 . 5以上にすれ ば、 水冷後、 母材鋼板の有効結晶粒径が 2 0 m以下になる。 母材 鋼板の有効結晶粒径を更に微細にするには、 9 0 0 °C以下の未再結 晶域での圧下比を 3 . 0以上とすることが好ましい。 なお、 本発明 において、 未再結晶域圧延の圧下比とは、 9 0 0 Cでの板厚を圧延 終了後の板厚で除した比である。
また、 未再結晶域及び再結晶域での圧下比の上限は規定しないが 、 圧延前の鋼片の板厚と圧延後の鋼板の板厚を考慮すると、 通常、 1 2 . 0以下である。
圧延終了温度は、 母材鋼板の組織がオーステナイ ト単相になる温 度以上で熱間圧延を行うことが好ましい。 即ち、 圧延終了温度は、 A r 3以上とすることが好ましいが、 圧延時に少量のポリゴナルフ エライ トが生成しても構わないため、 A r 3— 5 0で以上としても 良い。 JP2007/073740
A c 3及び A r 3は、 C、 S i、 M n、 P、 C r、 M o、 W、 N i 、 C u、 A l 、 V、 T i の含有量 [質量％] により、 計算すること ができる。
A c 3 = 9 1 0 - 2 0 3 vrC - 1 5. 2 N i + 4 4. 7 S i
+ 1 0 4 V + 3 1. 5 M o + 1 3. 1 W- 3 0 n - 1 l C r 一 2 0 C U + 7 0 0 P + 4 0 0 A 1 + 4 0 0 T i
A r 3 = 9 1 0 - 3 1 0 C - 5 5 N i - 8 0 o - 8 0 M n
- 1 5 C r - 2 0 C u
更に、 圧延終了後水冷を実施するが、 水冷停止温度を 6 0 0 °C以 下にすれば、 上述した金属組織が得られ、 母材鋼板の靱性が良好に なる。 水冷停止温度の下限は規定せず、 室温まで水冷しても良いが 、 生産性や水素性欠陥を考慮すると、 1 5 0 °C以上とすることが好 ましい。 本発明の鋼は Bを含有し、 焼入れ性を高めた成分組成を有 するため、 圧延終了後、 空冷した場合でもべイナイ トは生成し易い ものの、 成分組成や、 加熱温度によっては、 ポリゴナルフェライ ト を生じて、 ペイナイ 卜の面積率が 8 0 %未満になることがある。 母材鋼板を管状に成形した後、 突合せ部をアーク溶接し、 溶接鋼 管とする場合、 成形は、 母材鋼板を Cプレス、 Uプレス、 Oプレス する U 0 E工程が好ましい。
アーク溶接は、 溶接金属の靭性と生産性の観点から、 サブマージ ドアーク溶接を採用することが好ましい。 特に、 肉厚が 2 5〜 4 0 mmまでの溶接鋼管を製造する際には、 内外面からのサブマージド ァ一ク溶接の入熱を、 4. 0〜 1 0. 0 k J Zmmとすることが好 ましい。 この範囲の入熱であれば、 上述した成分組成を有する本発 明の溶接鋼管では、 H A Zに粒内べイナイ トを生じて、 HA Z有効 結晶粒径が 1 5 0 m以下となり、 優れた低温靭性が得られる。 特に、 内外面から 1パスずつサブマ一ジドアーク溶接を行う場合 、 入熱を 4. 0 k J /mm未満とすると、 内面金属と外面金属との 間に、 本溶接に先立って行う仮付け溶接の溶接金属が残留すること がある。 また、 サブマージドアーク溶接の入熱を、 1 0. 0 k J Z mm以下にすれば、 2 5〜 4 0 mmの肉厚の鋼管でも、 HA Zの旧 オーステナィ ト粒径を 5 0 0 Aim以下とすることが可能であり、 靭 性の向上のために有効である。 なお、 内面から溶接する際の入熱と 、 外面から溶接する際の入熱とを、 同じ条件にする必要はなく、 多 少の入熱差があってもよい。
内外面からのサブマージドアーク溶接の入熱を、 4. 0〜 1 0. O k J /mmにすると、 鋼管の肉厚が 2 5〜 4 0 mmの場合、 HA Zの冷却時の 8 0 0 °Cから 5 0 0 °Cまでの冷却速度は、 2〜 1 5 °C Z s となる。 このような通常よりも遅い冷却速度でも、 上述した成 分組成を有する本発明の溶接鋼管では、 HA Zに粒内べイナィ トを 生じて、 H A Zの有効結晶粒径が 1 5 0 m以下となり、 優れた低 温靭性が得られる。
また、 溶接に使用するワイヤーは、 母材鋼板による成分の希釈を 考慮し、 溶接金属の成分組成を後述する範囲とするために、 以下の 成分とすることが好ましい。 即ち、 質量％で、 C ： 0. 0 1 0〜 0 • 1 2 0 %、 S i : 0. 0 5〜 0. 5 0 %、 M n : l . 0〜 2. 5 %、 N i ： 2. 0〜 8. 5 %を含有し、 C r、 M o、 Vの 1種又は 2種以上を C r +M o +V : l . 0〜 5. 0 %の範囲で含有し、 更 に、 A 1 : 0. 1 0 0 %以下、 T i : 0. 0 5 0 %以下を含有し、 残部が F e及び不可避的不純物からなる成分組成である。 必要に応 じて、 B : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 5 0 %を含んでも良い。
更に、 溶接金属の成分組成について述べる。
Cは、 強度向上に極めて有効な元素であり、 0. 0 1 0 %以上を 含有することが好ましい。 しかし、 C量が多すぎると溶接低温割れ が発生し易くなり、 特に、 現地溶接部とシ一ム溶接が交わるいわゆ る Tクロス部の H A Zが硬化して靭性を損なうことがある。 そのた め、 C量の上限を 0 . 1 0 0 %とすることが好ましい。 溶接金属の 靭性を向上させるためには、 上限を 0 . 0 5 0 %以下とすることが 更に好ましい。
S i は、 溶接欠陥であるブローホ ―ルの発生を防止するため、 0
. 0 1 %以上を含有させることが好ましい 方 、 過剰に含有する と低温靱性を著しく劣化させるため 、 上限を 0 5 0 %以下とする ことが好ましい。 特に、 複数回の溶接を行う場 αには 、 再熱溶接金 属の低温靱性が劣化することがあるため、 上限を 0 . 4 0 %以下と することが更に好ましい。
Μ ηは、 優れた強度と靱性のバランスを確保するために有効な元 素であり、 下限を 1 . 0 %以上とすることが好ましい。 しかし、 Μ ηを多量に含有すると偏祈が助長され、 低温靱性を劣化させるだけ でなく、 溶接に使用する溶接ワイヤーの製造も困難になるので、 上 限を 2 . 0 %以下とすることが好ましい。
Ρ及び Sは不純物であり、 溶接金属の低温靱性の劣化、 低温割れ 感受性の低減のためには、 これらの上限を 0 . 0 2 0 %及び 0 . 0 1 0 %とすることが好ましい。 なお、 低温靭性の観点から、 Ρの更 に好ましい上限は 0 . 0 1 0 %である。
N i は、 焼入れ性を高めて強度を確保し、 更に、 低温靱性を向上 させる元素であり、 0 . 2 %以上を含有させることが好ましい。 一 方、 N i の含有量が多すぎると高温割れを生じることがあるため、 上限を 3 . 2 %以下とした。
C r、 M o、 Vは、 何れも焼入れ性を高める元素であり、 溶接金 属の高強度のために、 これらのうち、 1種又は 2種以上を合計で 0 . 2 %以上含有させることが好ましい。 一方、 C r、 M o、 Vの 1 種又は 2種以上の合計が 2. 5 %を超えると低温靭性が劣化するこ とがあるため、 上限を 2. 5 %以下とすることが好ましい。
A 1 は、 溶接ワイヤ一の製造の際に、 精鍊及び凝固を良好に行わ せるために添加される元素であり、 微細な T i 系の酸化物を活用し て溶接金属の粒径の粗大化を抑制するためには、 0. 0 0 1 %以上 の A 1 を含有することが好ましい。 しかし、 A 1 は、 MAの生成を 促進する元素であるため、 含有量の好ましい上限は、 0. 1 0 0 % 以下である。
T i は、 粒内変態の生成核となる微細な酸化物を生じて、 溶接金 属の粒径の微細化に寄与する元素であり、 0. 0 0 3 %以上を含有 させることが好ましい。 一方、 T i を多量に含有すると T i の炭化 物が多く生成し、 低温靱性を劣化させることがあるので上限を 0. 0 5 0 %以下にすることが好ましい。
Oは、 不純物であり、 溶接金厲に最終的に残存する酸素量は、 0 . 0 0 0 1 %以上であることが多い。 しかし、 〇量が、 0. 0 5 0 0 %を超えて残存した場合は、 粗大な酸化物が多くなり、 溶接金属 の靭性が低下することがあるため、 上限を 0. 0 5 0 0 %以下とす ることが好ましい。
溶接金属は、 更に、 Bを含有しても良い。
Bは、 溶接金属の焼入れ性を増加させる元素であり、 強度を高め るには、 0. 0 0 0 1 %以上を含有することが好ましい。 一方、 B の含有量が 0. 0 0 5 0 %を超えると、 靭性を損なうことがあるた め、 上限を 0. 0 0 5 0 %以下とすることが好ましい。
溶接金属には、 母材鋼板からの希釈によって、 上記以外の元素、 例えば、 選択的に母材に添加される C u、 N b、 Z r、 T a、 M g 、 C a、 E , Y、 H f 、 R e、 Wなどを含有するこどがあり、 溶接ワイヤ一の精鍊 ' 凝固を良好に行わせるために必要に応じて添 加させた Z r 、 N b、 等の元素を含有する場合がある。 これら は、 不可避的に含有される不純物である。
シーム溶接後、 鋼管の真円度を向上させるために、 拡管しても良 い。 鋼管の真円度を拡管によって高める場合、 塑性域まで変形させ る必要があるため、 拡管率を 0 . 7 %以上とすることが好ましい。 拡管率は、 拡管後の鋼管の外周長と拡管前の鋼管の外周長の差を、 拡管前の鋼管の外周長で徐した値を百分率で表したものである。 拡 管率を 2 %超にすると、 母材、 溶接部とも塑性変形により、 靭性が 低下することがある。 したがって、 拡管率は 0 . Ί〜 2 . 0 %とす ることが好ましい。
また、 鋼管の溶接部及び H A Zには、 熱処理を施すことが好まし く、 特に、 3 0 0 〜 5 0 0 °Cの温度に加熱すると、 旧オーステナィ 卜粒界に沿って生成した粗大な M Aがべイナィ 卜と微細なセメン夕 イ トに分解し、 靭性が向上する。 加熱温度が 3 0 0 °C未満では、 粗 大な M Aの分解が不十分で、 靭性の向上効果が十分でないことがあ るため、 下限を 3 0 0 °C以上とすることが好ましい。 一方、 5 0 0 °C超に溶接部を加熱すると、 析出物を生じて溶接金属の靭性が劣化 することがあるため、 上限を 5 0 0 °C以下とすることが好ましい。 再熱 H A Zに生成していた M Aがべイナィ トとセメンタイ 卜に分解 すると、 S E Mによる観察では、 形状は M Aと同様であるが、 内部 に微細な白い析出物を含有するものとなり、 M Aと区別することが できる。
溶接部及び H A Zの熱処理は、 外面からバーナーによって加熱す れば良く、 高周波加熱を行っても良い。 外表面が熱処理温度に到達 した後、 直ちに冷却しても良いが、 M Aの分解を促進するためには 、 1 〜 6 0 0 s保持することが好ましい。 しかし、 設備のコス ト、 生産性を考慮すると、 保持時間は 3 0 0 s以下とすることが好まし い。
実施例
次に、 本発明の実施例について述べる。
T i を添加する際の酸素濃度を 0. 0 0 1〜 0. 0 0 3 %の範囲 内に調整して、 表 1 の化学成分を有する鋼を溶製し、 2 4 0 mmの 厚みを有する鋼片とした。 これらの鋼片を、 表 2に示した加熱温度 に加熱し、 3 5〜 1 4 0 m mの厚みまで 9 5 0 °C以上の再結晶温度 域で熱間圧延を行った。 更に、 9 0 0 °Cから圧延終了までの温度範 囲の未再結晶域での圧下比を、 表 2に示した圧下比とし、 熱間圧延 を行った。 熱間圧延の終了温度は、 A r 3— 5 0 °C以上とし、 7 5 0 °Cで水冷を開始し、 種々の温度で水冷を停止させた。
1
Figure imgf000028_0001
*Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5
*Pcm=C+Si/30+( n+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B
*式 3 = 10C+1 Q0AI+5 o+5Ni
*成分の空撊は無添加を意味する。
*表中の下線は本発明の範囲外であることを意味する。
表 2
Figure imgf000029_0001
*圧下比は、 900°C以下、圧延終了までの圧下比である。
*熱処理の空欄は熱処理無しを意味する。
*表中の下線は本発明の範囲外であることを意味する。 得られた鋼板から、 J I S Z 2 2 4 2 に準拠して、 板幅方向 を長手方向とし、 ノ ツチを板厚方向と平行にして設けた Vノ ツチ試 験片を作製した。 シャルピー試験片の採取位置は、 表層部、 即ち、 表面から約 2 〜 1 2 m mの位置と、 1 / 2 t部、 即ち、 肉厚のほぼ 中央とした。 シャルピー試験は、 一 4 0でで行い、 吸収エネルギー を求めた。 引張特性は、 A P I規格の試験片を用いて評価した。 な お、 板厚が 2 5〜 4 0 mmの母材鋼板を溶接鋼管に成形した場合に は、 板厚中央部で成形によって導入された歪みの影響が小さいこと を有限要素法による解析で確認した。 また、 実際に、 鋼板を冷間で 成形して鋼管を製造し、 加工硬化の影響について確認を行った結果 、 T Sは 2 0〜 3 0 M P a程度上昇することがあり、 靭性は、 板厚 の中央部でも、 表層部でも、 影響は小さく、 測定誤差程度であった 母材鋼板の板厚中央部のミクロ組織を光学顕微鏡によって観察し 、 ポリゴナルフェライ ト、 ベイナイ トの面積率を測定し、 残部組織 を確認した。 母材の有効結晶粒径は E B S Pによって測定した。 次に、 母材鋼板による希釈を考慮し、 質量％で、 C ： 0. 0 1 0 〜 0. 1 2 0 %、 S i ： 0. 0 5〜 0. 5 0 %、 M n : l . 0〜 2 . 5 %、 N i : 2. 0〜 8. 5 % , A 1 ： 0. 1 0 0 %以下、 T i
： 0. 0 5 0 %以下、 を含有し、 更に、 必要に応じて、 C r、 M o 、 Vの 1種又は 2種以上を C r +M o + V : 1. 0〜 5. 0 %の範 囲で含有し、 B : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 5 0 %を含有し、 残部が F e及び不可避的不純物からなる成分組成を有する溶接ワイヤーを 用いて、 溶接入熱を 4. 0〜 1 0. O k J Zmmとして内外面から
1パスづつでサブマージドアーク溶接を行い、 溶接継手を作製した 。 また、 一部の継手には、 表 2に示す温度で熱処理を施した。 なお 、 溶接金属より試料を採取し、 成分分析を行った。 溶接金属の引張 強度は、 J I S Z 3 1 1 1 に準拠して測定した。 溶接金属の化 学成分及び引張強度を表 3に示す。 表 3
Figure imgf000031_0001
*表中の下線は本発明の範囲外であることを意味する。
溶接継手から小片を採取し、 H A Zの有効結晶粒径を E B S Pに より測定した。 また、 介在物を起点にする花弁状に生成したベイナ イ トを粒内べイナイ トと定義し、 面積率を測定した。 更に、 H A Z のシャルビ一吸収エネルギーを、 J I S Z 2 2 4 2に準拠し、 Vノッチ試験片を用いて、 _ 4 0 °Cで測定した。 Vノッチは、 溶融 線から母材側に 1 m mの位置に設け、 測定は一 4 0 °Cで行った。 ま た、 溶接金属に垂直な幅方向を試験片の長手方向とし、 溶接金属が 平行部のほぼ中央になるようにして、 A P I規格の試験片を採取し 、 引張試験を行って、 破断位置の判定を行った。 結果を表 4に示す 。 表 4の粒内変態組織は、 粒内べイナィ 卜の面積率である。
なお、 一部の母材鋼板は、 U〇工程、 サブマージドア一ク溶接、 拡管して鋼管とし、 ミクロ組織及び機械特性を調査し、 母材鋼板及 び継手の H A Zのミク口組織及び機械特性と同等であることを確認 した。
表 4
Figure imgf000033_0001
*残部は、残留オーステナイト、マルテンサイト、 MAの面積率の合計である。
*粒内変態組織は、粒内べイナイトの面積率である。
*表中の下線は本発明の範囲外であることを意味する。
本発較例明比 製造 N o . 1〜 1 4は本発明例であり、 母材鋼板の有効結晶粒径 は 2 0 m以下であり、 H A Zの有効結晶粒径は 1 5 0 ^ m以下で ある。 また、 母材鋼板及び溶接鋼管の H A Zの— 4 0 °Cにおけるシ ャルピ一吸収エネルギーは 5 0 J を超えており、 低温靱性は良好で ある。 これらの本発明例では、 継手の引張試験の破断位置が母材で あり、 H A Zの軟化も問題にはならない。
一方、 製造 N o . 1 5〜 1 9及び 2 2は母材鋼板の成分及び溶接 金属の成分が本発明の範囲外であり、 鋼 N o . 2 0、 2 1、 2 4及 び 2 5は母材鋼板の成分が本発明の範囲外であり、 製造 N o . 2 3 、 2 6及び 2 7は母材鋼板の製造条件が本発明の範囲外であり、 表 4に示したように、 これらは比較例である。 このうち、 製造 N o . 1 5は、 C量が少なく、 ポリゴナルフェライ トの面積率が増加し、 引張強度が低下した例である。 また、 製造 N o . 1 6及び 1 7は、 それぞれ、 C量及び M n量が多く、 強度が大きくなり、 母材及び H A Zの靭性が低下した例である。 製造 N o . 1 8及び 1 9は、 それ ぞれ不純物である P及び Sの量が多く、 靭性が低下した例である。
更に、 製造 N o . 2 0は T i量が多く、 製造 N o . 2 1 は酸素量 が多く、 製造 N o . 2 2は T i量が少ないため、 HA Zの有効結晶 粒径が大きくなり、 靱性が劣化した例である。 製造 N o . 2 4は、 C e q及び P c mが低いために強度が低下し、 製造 N o . 2 5は e q及び P c mが高いため、 母材鋼板の強度が高くなり、 靭性が低 下し、 更に （式 3 ) を満足しないため、 HA Zの靭性が低下し、 継 手の引張試験の結果、 HA Zで破断した例である。
また、 製造 N o . 2 3及び 2 6は表 2に示したように、 圧延の圧 下比が小さいために、 母材鋼板の有効結晶粒径が大きくなり、 母材 鋼板の靭性が低下した例である。 製造 N o . 2 7は、 熱間圧延後の 水冷停止温度が高いために強度が低下した例である。 また、 製造 N o . 1 6、 1 7及び 2 5、 母材鋼板の強度が高いため、 継手の引張 試験の結果、 HA Zで破断している。 産業上の利用可能性
本発明により、 特に、 肉厚が 2 5 mm以上、 更には 3 0 mm以上 であっても、 ラインパイプ用鋼管の母材鋼板、 特に、 母材鋼板の肉 厚の中央部及び H A Zの低温靱性を確保することが可能になり、 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 法の提供が可能になるため、 産業上の貢献が顕著である。

Claims

1. 管状に成形された母材鋼板をシーム溶接した鋼管であって、 前記母材鋼板が、 質量％で、
C 0. 0 1 0 〜 0. 0 5 0 % 、
S i 0. 0 1 0 . 5 0 % 、
請
M n 0. 5 0 〜 2 . 0 0 % 、
S 0. 0 0 0 1 〜 0 • 0 0 5 0 、
T i 0. 0 0 3 〜 0. 0 3 0 % 、
Μ ο 0. 1 0 〜 1 . 5 0 % 、
Β 0. 0 0 0 3 〜 0 0 0 3 0囲 %、
Ο • 0. 0 0 0 1 〜 0 • 0 0 8 0 %
、
Ρ . 0. 0 5 0 %以下 、
A 1 ： 0. 0 2 0 %以下
に制限し、 残部が鉄及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、 下記 （式 1 ) によって求められる C e qが 0. 3 0〜 0. 5 3であ り 下記 （式 2 ) によって求められる P c mが 0. 1 0〜 0. 2 0 であり、 下記 （式 3 ) を満足し、 前記母材鋼板の金属組織が面積率 で 2 0 %以下のポリゴナルフェライ トと面積率で 8 0 %以上のペイ ナイ トからなり、 有効結晶粒径が 2 0 m以下であり、 溶接熱影響 部の有効結晶粒径が 1 5 0 以下であることを特徴とする低温靱 性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管。
C e q = C + M n / 6 + (N i + C u ) / 1 5 + (C r + M o
+ V) / 5 · · · (式 1 )
P c m= C + S i / 3 0 + (M n + C u + C r ) / 2 0 + N i
/ 6 0 +M o Z l 5 + V/ 1 0 + 5 B • · · (式 2 )
1 0 C + 1 0 0 A l + 5 M o + 5 N i < 3. 3
• · · (式 3 ) ここで、 C、 S i 、 M n、 N i 、 C u、 C r、 M o、 V、 B、 A 1 は、 各元素の含有量 [質量％] である。
2. 前記母材鋼板の肉厚が 2 5〜 4 0 mmであることを特徴とす る請求項 1 に記載の低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶 接鋼管。
3. 前記鋼管の周方向を引張方向とする、 前記母材鋼板の引張強 度が 6 0 0〜 8 0 0 M P aであることを特徴とする請求項 1又は 2 に記載の低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管。
4. 前記母材鋼板が、 さらに、 質量％で、
C u ： 0. 0 5〜： L . 5 0 %、
N i ： 0. 0 5〜 5. 0 0 %
の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項 1〜 3の何れか 1項に記載の低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管
5. 前記母材鋼板が、 さらに、 質量％で、
C r ： 0. 0 2〜； L . 5 0 %、
V ： 0. 0 1 0〜 0. 1 0 0 %、
N b ： 0. 0 0 1〜 0. 2 0 0 %、
Z r ： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 5 0 0 %、
T a ： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 5 0 0 %
のうち 1種又は 2種以上を含有することを特徴とする請求項 1〜 4 の何れか 1項に記載の低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用 溶接鋼管。
6. 前記母材鋼板が、 さらに、 質量％で、 M g ： 0 . 0 0 0 1 0 - 0 1 0 0 、
C a ： 0 . 0 0 0 1 〜 0 0 0 5 0 %、
R E M • 0 . 0 0 0 1 0 • 0 0 5 0 %
Y 0 . 0 0 0 1 〜 0 0 0 5 0
H f ： 0 . 0 0 0 1 〜 0 0 0 5 0
R e ： 0 . 0 0 0 1 0 0 0 5 0 、
W 0 . 0 1 0 5 0 %
のうち 1種又は 2種以上を含有することを特徴とする請求項 1 〜 5 の何れか 1項に記載の高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管。
7 . 溶接金属が、 質量％で、
C ： 0 . 0 1 0 〜 0 . 1 0 0 %、
S i ： 0 . 0 1 〜 0 . 5 0 % 、
M n ： 1 . 0 2 . 0 % 、
N i ： 0 . 2 3 . 2 % 、
C r + o + V • 0 . 2 2 • 5 %、
A 1 ： 0 . 0 0 1 〜 0 . 1 0 0
T i ： 0 . 0 0 3 〜 0 . 0 5 0 %、
0 ： 0 . 0 0 0 1 〜 0 0 5 0 0 %
、
P ： 0 . 0 2 0 %以下 、
s ： 0 . 0 1 0 %以下
に制限し、 残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする 請求項 1 〜 6の何れか 1項に記載の低温靱性に優れた高強度厚肉ラ ィンパイプ用溶接鋼管。
8 . 鋼を溶製する際に、 S i 、 M nを添加して弱脱酸を行った後 、 T i を添加して、 請求項 1 、 4〜 6の何れか 1項に記載の成分に 調整した鋼を铸造し、 得られた鋼片を熱間圧延し、 得られた鋼板を 管状に成形して突合せ部をシーム溶接することを特徴とする低温靱 性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
9. 前記鋼片を 1 0 0 0 °C以上に加熱し、 9 0 0 °C以下から圧延 終了までの圧下比を 2. 5以上として熱間圧延し、 停止温度を 6 0 0 °C以下とする水冷を行う ことを特徴とする請求項 8に記載の低温 靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
1 0. 前記母材鋼板を UO工程で管状に成形し、 突き合わせ部を 内外面からサブマージドアーク溶接し、 その後、 拡管を行う ことを 特徴とする請求項 8又は 9 に記載の低温靱性に優れた高強度厚肉ラ インパイプ用溶接鋼管の製造方法。
1 1. 前記サブマージドア一ク溶接の入熱が、 4. 0〜 1 0. 0 k J /mmであることを特徴とする請求項 1 0に記載の低温靱性に 優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
1 2. シーム溶接部を熱処理することを特徴とする請求項 8〜 1 1 の何れか 1項に記載の低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ 用溶接鋼管の製造方法。
1 3. シ一ム溶接部の熱処理を、 3 0 0〜 5 0 0 °Cの範囲内で行 う ことを特徴とする請求項 1 2に記載の低温靱性に優れた高強度厚 肉ラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
PCT/JP2007/073740 2006-12-04 2007-12-04 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 WO2008069335A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN2007800447526A CN101548026B (zh) 2006-12-04 2007-12-04 低温韧性优异的高强度厚壁管线管用焊接钢管及其制造方法
US12/312,879 US8084144B2 (en) 2006-12-04 2007-12-04 High strength thick welded steel pipe for line pipe superior in low temperature toughness and method of production of the same
EP07850314A EP2105513B1 (en) 2006-12-04 2007-12-04 High strength thick welded steel pipe for a line pipe superior in low temperature toughness and process for producing the same.
KR1020097007844A KR101119239B1 (ko) 2006-12-04 2007-12-04 저온 인성이 우수한 고강도 후육 라인 파이프용 용접 강관 및 그 제조 방법
BRPI0719716A BRPI0719716B1 (pt) 2006-12-04 2007-12-04 tubo de aço soldado para uso em oleodutos com grande espessura e método de produção do mesmo

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2006327099 2006-12-04
JP2006-327099 2006-12-04
JP2007309477A JP5251089B2 (ja) 2006-12-04 2007-11-29 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
JP2007-309477 2007-11-29

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2008069335A1 true WO2008069335A1 (ja) 2008-06-12

Family

ID=39492207

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2007/073740 WO2008069335A1 (ja) 2006-12-04 2007-12-04 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

Country Status (8)

Country Link
US (1) US8084144B2 (ja)
EP (1) EP2105513B1 (ja)
JP (1) JP5251089B2 (ja)
KR (1) KR101119239B1 (ja)
CN (1) CN101548026B (ja)
BR (1) BRPI0719716B1 (ja)
RU (1) RU2427663C2 (ja)
WO (1) WO2008069335A1 (ja)

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2036995A1 (en) * 2006-07-04 2009-03-18 Nippon Steel Corporation High-strength steel pipe with excellent low-temperature toughness for line pipe, high-strength steel plate for line pipe, and processes for producing these
CN102203302A (zh) * 2008-11-06 2011-09-28 新日本制铁株式会社 超高强度管线管用钢板及钢管的制造方法
WO2012036148A1 (ja) * 2010-09-14 2012-03-22 新日本製鐵株式会社 低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管および低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管の製造方法、厚肉溶接鋼管製造用鋼板
US20130276940A1 (en) * 2010-09-17 2013-10-24 Jfe Steel Corporation High strength hot rolled steel sheet having excellent fatigue resistance and method for manufacturing the same
CN108677084A (zh) * 2018-04-08 2018-10-19 敬业钢铁有限公司 一种低夹杂洁净钢的生产方法
US11345972B2 (en) 2014-02-27 2022-05-31 Jfe Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same

Families Citing this family (51)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US8039118B2 (en) * 2006-11-30 2011-10-18 Nippon Steel Corporation Welded steel pipe for high strength line pipe superior in low temperature toughness and method of production of the same
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
JP5176591B2 (ja) * 2008-02-26 2013-04-03 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部靭性に優れた溶接鋼管
US8110292B2 (en) * 2008-04-07 2012-02-07 Nippon Steel Corporation High strength steel plate, steel pipe with excellent low temperature toughness, and method of production of same
JP2010046681A (ja) * 2008-08-20 2010-03-04 Jfe Steel Corp ラインパイプ用高強度厚肉電縫鋼管の製造方法
BRPI0921686B1 (pt) * 2008-11-06 2018-01-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Método para produção de chapa de aço e tubo de aço para oleodutos
CN102203303B (zh) * 2008-11-07 2013-06-12 新日铁住金株式会社 超高强度管线管用钢板及钢管的制造方法
JP5257240B2 (ja) * 2009-05-26 2013-08-07 新日鐵住金株式会社 溶接材料および溶接継手
EP2436472B1 (en) * 2009-05-27 2023-02-01 JFE Steel Corporation Submerged arc welding method for steel plate
WO2011096510A1 (ja) 2010-02-04 2011-08-11 新日本製鐵株式会社 高強度溶接鋼管及びその製造方法
JP4874435B2 (ja) * 2010-02-08 2012-02-15 新日本製鐵株式会社 厚鋼板の製造方法
JP5551990B2 (ja) * 2010-05-25 2014-07-16 株式会社神戸製鋼所 Ｃｔｏｄ特性に優れた高強度溶接金属
US10974349B2 (en) * 2010-12-17 2021-04-13 Magna Powertrain, Inc. Method for gas metal arc welding (GMAW) of nitrided steel components using cored welding wire
JP5293903B1 (ja) * 2011-08-23 2013-09-18 新日鐵住金株式会社 厚肉電縫鋼管及びその製造方法
CN102242323A (zh) * 2011-08-25 2011-11-16 中国石油集团渤海石油装备制造有限公司 一种x80钢及其所制耐低温管件和管件的制造方法
MX2013009560A (es) 2011-09-27 2013-09-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Bobina laminada en caliente para tuberia de linea y metodo de fabricaicon de la misma.
JP2013078775A (ja) * 2011-10-03 2013-05-02 Jfe Steel Corp 溶接熱影響部靱性に優れた溶接鋼管およびその製造方法
CN102330032B (zh) * 2011-10-27 2013-06-19 中国石油集团渤海石油装备制造有限公司 一种抗酸性x70ms钢级螺旋焊管及其制造方法
KR101603461B1 (ko) 2011-12-28 2016-03-14 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관, 고강도 강판 및 상기 강판의 제조 방법
CN102632328A (zh) * 2012-04-24 2012-08-15 武桥重工集团股份有限公司 一种Q370qE钢埋弧自动焊低温焊接方法
JP5915371B2 (ja) * 2012-05-21 2016-05-11 新日鐵住金株式会社 Ｕｏｅ鋼管の製造方法
KR20150110749A (ko) 2013-03-19 2015-10-02 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 780 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 열연 강판
JP5776860B1 (ja) * 2013-08-30 2015-09-09 新日鐵住金株式会社 耐サワー性、耐圧潰特性及び低温靭性に優れた厚肉高強度ラインパイプ用鋼板とラインパイプ
HUE037998T2 (hu) * 2013-10-02 2018-09-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Öregíthetõ acél
US10066281B2 (en) * 2013-10-02 2018-09-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Age-hardenable steel
CN105612267B (zh) * 2013-12-20 2018-10-19 新日铁住金株式会社 电阻焊钢管
EP3128030B1 (en) * 2014-03-31 2020-11-11 JFE Steel Corporation Steel material for highly-deformable line pipes having superior strain aging characteristics and anti-hic characteristics, method for manufacturing same, and welded steel pipe
RU2653031C2 (ru) * 2014-03-31 2018-05-04 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Сталь для высокодеформируемых труб магистральных трубопроводов с высокой стойкостью к деформационному старению и водородному охрупчиванию, способ их изготовления и сварная стальная труба
CN104002059B (zh) * 2014-06-11 2016-09-28 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 一种埋弧焊丝及焊接方法
KR101696025B1 (ko) 2014-08-21 2017-01-13 주식회사 포스코 충격인성이 우수한 용접이음부 및 그 제조 방법
CN106636958B (zh) * 2015-07-16 2018-09-04 中国科学院金属研究所 一种含Cu管线钢及其强化热处理工艺
JP6665515B2 (ja) * 2015-12-15 2020-03-13 日本製鉄株式会社 耐サワー鋼板
CN106989216A (zh) * 2016-01-20 2017-07-28 浙江三花智能控制股份有限公司 管件本体、管件及管件的加工方法
JP6631353B2 (ja) * 2016-03-24 2020-01-15 日本製鉄株式会社 耐サワー鋼板及び耐サワー鋼管
CN106011622B (zh) * 2016-06-11 2018-07-31 青岛果子科技服务平台有限公司 一种超高强度高变形性能的焊接钢管的制造方法
JP2018034174A (ja) * 2016-08-30 2018-03-08 株式会社神戸製鋼所 高強度溶接金属
RU2019131168A (ru) * 2017-04-04 2021-05-05 Ниппон Стил Корпорейшн Стальная труба с продольным сварным швом
JP6926773B2 (ja) * 2017-07-21 2021-08-25 日本製鉄株式会社 鋼板および鋼板の製造方法
JP6926772B2 (ja) * 2017-07-21 2021-08-25 日本製鉄株式会社 鋼板
CN111094609B (zh) 2017-09-19 2021-09-14 日本制铁株式会社 钢管和钢板
CN107586942B (zh) * 2017-09-29 2019-10-11 共享铸钢有限公司 一种基于多元回归分析的铸钢件热处理工艺的设计方法
CN107974621B (zh) * 2017-12-15 2019-07-23 武汉钢铁有限公司 一种经济型直缝埋弧焊管用x80管线钢板及生产方法
CN107974622B (zh) * 2017-12-15 2019-07-23 武汉钢铁有限公司 一种厚度≥26.4mm的直缝埋弧焊管用X80管线钢板及生产方法
CN111655873B (zh) * 2018-01-30 2022-05-10 杰富意钢铁株式会社 管线管用钢材及其制造方法以及管线管的制造方法
CN110317994B (zh) * 2018-03-30 2021-12-17 宝山钢铁股份有限公司 一种高热输入焊接用超高强度钢及其制造方法
JP6881616B2 (ja) * 2018-09-10 2021-06-02 Ｊｆｅスチール株式会社 立向き狭開先溶接継手の製造方法および立向き狭開先溶接継手
CN112575158B (zh) 2019-09-29 2022-07-29 宝山钢铁股份有限公司 一种高塑性厚规格管线钢板及其制造方法
CN114318129B (zh) * 2020-10-10 2022-12-16 宝山钢铁股份有限公司 一种890MPa级易焊接无缝钢管及其制造方法
JP7029034B1 (ja) * 2020-11-26 2022-03-02 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接継手およびその製造方法
CN112522504A (zh) * 2020-12-01 2021-03-19 攀钢集团研究院有限公司 改善贝氏体钢轨闪光焊接头微观组织的焊后热处理方法
CN112981254B (zh) * 2021-02-09 2022-03-22 鞍钢股份有限公司 一种宽幅高强韧性厚壁x80m管线钢板及其制造方法

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08325635A (ja) 1995-05-26 1996-12-10 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐ｈｉｃ性の優れた高強度高靱性鋼の製造法
JP2000256777A (ja) 1999-03-08 2000-09-19 Nippon Steel Corp 強度および低温靱性に優れた高張力鋼板
JP2001355039A (ja) 2000-06-09 2001-12-25 Nippon Steel Corp 溶接部の低温靱性に優れた超高強度鋼管及びその製造方法
JP2003138340A (ja) 2001-10-31 2003-05-14 Nippon Steel Corp 溶接部靱性に優れた超高強度鋼管及びその製造方法
JP2004076101A (ja) 2002-08-19 2004-03-11 Jfe Steel Kk 溶接性に優れた高強度高靭性鋼管素材およびその製造方法
JP2004143509A (ja) 2002-10-23 2004-05-20 Jfe Steel Kk 高強度高靭性低降伏比鋼管素材およびその製造方法
JP2005060838A (ja) * 2003-07-31 2005-03-10 Jfe Steel Kk 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管およびその製造方法
JP2005146407A (ja) * 2003-10-20 2005-06-09 Nippon Steel Corp 高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼板及び超高強度鋼管並びにそれらの製造方法

Family Cites Families (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05295434A (ja) * 1992-04-20 1993-11-09 Nippon Steel Corp 耐水素誘起割れ性，耐硫化物応力腐食割れ性および低温靱性に優れた高張力鋼板の製造方法
DE69607702T2 (de) * 1995-02-03 2000-11-23 Nippon Steel Corp., Tokio/Tokyo Hochfester Leitungsrohrstahl mit niedrigem Streckgrenze-Zugfestigkeit-Verhältnis und ausgezeichneter Tieftemperaturzähigkeit
CA2230396C (en) 1997-02-25 2001-11-20 Sumitomo Metal Industries, Ltd. High-toughness, high-tensile-strength steel and method of manufacturing the same
ATE330040T1 (de) 1997-07-28 2006-07-15 Exxonmobil Upstream Res Co Ultrahochfeste, schweissbare stähle mit ausgezeichneter ultra-tief-temperatur zähigkeit
US6228183B1 (en) * 1997-07-28 2001-05-08 Exxonmobil Upstream Research Company Ultra-high strength, weldable, boron-containing steels with superior toughness
JP3814112B2 (ja) * 1999-10-15 2006-08-23 新日本製鐵株式会社 シーム溶接部の低温強靱性に優れた超高強度鋼管及びその製造方法
JP2001303191A (ja) * 2000-04-19 2001-10-31 Nippon Steel Corp 溶接部ｈａｚ靱性に優れた超高強度ラインパイプ鋼管とその製造方法
JP2002001577A (ja) * 2000-06-22 2002-01-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐炭酸ガス腐食性と靭性に優れた溶接金属および溶接鋼管
KR100482208B1 (ko) * 2000-11-17 2005-04-21 주식회사 포스코 침질처리에 의한 용접구조용 강재의 제조방법
DE60132302T2 (de) * 2000-12-14 2008-07-24 Posco, Pohang Tin- und zrn-ausscheidendes stahlblech für schweissstrukturen, hertsellungsverfahren dafür und diese verwendende schweissgefüge
CN1236092C (zh) * 2001-11-16 2006-01-11 Posco公司 在焊接热影响区具有优良韧性的钢板及其制造方法和使用该钢板的焊接结构
US20060065335A1 (en) * 2002-03-29 2006-03-30 Yasushi Mizutani High tensile steel excellent in high temperature strength and method for production thereof
JP3968011B2 (ja) * 2002-05-27 2007-08-29 新日本製鐵株式会社 低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼とその製造方法および高強度鋼管の製造方法
JP2005232513A (ja) * 2004-02-18 2005-09-02 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度鋼板とその製造方法
JP4305216B2 (ja) * 2004-02-24 2009-07-29 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接部の靭性に優れる耐サワー高強度電縫鋼管用熱延鋼板およびその製造方法
CN1302144C (zh) * 2004-03-29 2007-02-28 宝山钢铁股份有限公司 可大线能量焊接的超高强度厚钢板及其制造方法
JP4299743B2 (ja) * 2004-07-21 2009-07-22 新日本製鐵株式会社 母材靭性と超大入熱溶接部ｈａｚ靭性に優れた高強度溶接構造用高靭性鋼とその製造方法
JP2006241551A (ja) * 2005-03-04 2006-09-14 Nippon Steel Corp 溶接性及び低温靭性に優れた厚鋼板
JP4981262B2 (ja) * 2005-03-17 2012-07-18 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接部靭性に優れた低温用低降伏比鋼材の製造方法
JP5055774B2 (ja) * 2005-03-17 2012-10-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高変形性能を有するラインパイプ用鋼板およびその製造方法。
JP5151008B2 (ja) * 2005-03-29 2013-02-27 Ｊｆｅスチール株式会社 耐ｈｉｃ性および溶接部靱性優れる耐サワー高強度電縫鋼管用熱延鋼板およびその製造方法
CN101300369B (zh) * 2005-08-22 2010-11-03 住友金属工业株式会社 管线用无缝钢管及其制造方法
JP5098235B2 (ja) * 2006-07-04 2012-12-12 新日鐵住金株式会社 低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管及びラインパイプ用高強度鋼板並びにそれらの製造方法
JP5251089B2 (ja) * 2006-12-04 2013-07-31 新日鐵住金株式会社 低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
US8110292B2 (en) * 2008-04-07 2012-02-07 Nippon Steel Corporation High strength steel plate, steel pipe with excellent low temperature toughness, and method of production of same

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08325635A (ja) 1995-05-26 1996-12-10 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐ｈｉｃ性の優れた高強度高靱性鋼の製造法
JP2000256777A (ja) 1999-03-08 2000-09-19 Nippon Steel Corp 強度および低温靱性に優れた高張力鋼板
JP2001355039A (ja) 2000-06-09 2001-12-25 Nippon Steel Corp 溶接部の低温靱性に優れた超高強度鋼管及びその製造方法
JP2003138340A (ja) 2001-10-31 2003-05-14 Nippon Steel Corp 溶接部靱性に優れた超高強度鋼管及びその製造方法
JP2004076101A (ja) 2002-08-19 2004-03-11 Jfe Steel Kk 溶接性に優れた高強度高靭性鋼管素材およびその製造方法
JP2004143509A (ja) 2002-10-23 2004-05-20 Jfe Steel Kk 高強度高靭性低降伏比鋼管素材およびその製造方法
JP2005060838A (ja) * 2003-07-31 2005-03-10 Jfe Steel Kk 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管およびその製造方法
JP2005146407A (ja) * 2003-10-20 2005-06-09 Nippon Steel Corp 高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼板及び超高強度鋼管並びにそれらの製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2105513A4 *

Cited By (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US8764918B2 (en) 2006-07-04 2014-07-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High strength steel pipe for line pipe superior in low temperature toughness and high strength steel plate for line pipe and methods of production of the same
EP2036995A4 (en) * 2006-07-04 2010-09-08 Nippon Steel Corp HIGH STRENGTH STEEL PIPE HAVING EXCELLENT LOW TEMPERATURE HARDNESS FOR COATING PIPE, HIGH STRENGTH STEEL PIPE FOR COATING PIPE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME
US9719615B2 (en) 2006-07-04 2017-08-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High strength steel pipe for line pipe superior in low temperature toughness and high strength steel plate for line pipe and methods of production of the same
EP2036995A1 (en) * 2006-07-04 2009-03-18 Nippon Steel Corporation High-strength steel pipe with excellent low-temperature toughness for line pipe, high-strength steel plate for line pipe, and processes for producing these
CN102203302A (zh) * 2008-11-06 2011-09-28 新日本制铁株式会社 超高强度管线管用钢板及钢管的制造方法
JP5048167B2 (ja) * 2010-09-14 2012-10-17 新日本製鐵株式会社 低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管および低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管の製造方法、厚肉溶接鋼管製造用鋼板
KR101410588B1 (ko) 2010-09-14 2014-06-23 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 저온 인성이 우수한 후육 용접 강관 및 저온 인성이 우수한 후육 용접 강관의 제조 방법, 후육 용접 강관 제조용 강판
EP2617857A4 (en) * 2010-09-14 2014-06-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp THICK WELDED STEEL TUBE WITH EXCELLENT LOW TEMPERATURE STRENGTH, METHOD FOR PRODUCING THE THICK WELDED STEEL TUBE, AND STEEL SHEET FOR PRODUCING THE THICK WELDED STEEL TUBE
EP2617857A1 (en) * 2010-09-14 2013-07-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Thick welded steel pipe having excellent low-temperature toughness, method for producing thick welded steel pipe having excellent low-temperature toughness, and steel sheet for producing thick welded steel pipe
US8871039B2 (en) 2010-09-14 2014-10-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Thick welded steel pipe excellent in low temperature toughness, manufacturing method of thick welded steel pipe excellent in low temperature toughness, and steel plate for manufacturing thick welded steel pipe
RU2534566C1 (ru) * 2010-09-14 2014-11-27 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Толстостенная сварная стальная труба с превосходной низкотемпературной ударной вязкостью, способ изготовления толстостенной сварной стальной трубы с превосходной низкотемпературной ударной вязкостью, и стальная пластина для изготовления толстостенной сварной стальной трубы
WO2012036148A1 (ja) * 2010-09-14 2012-03-22 新日本製鐵株式会社 低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管および低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管の製造方法、厚肉溶接鋼管製造用鋼板
US20130276940A1 (en) * 2010-09-17 2013-10-24 Jfe Steel Corporation High strength hot rolled steel sheet having excellent fatigue resistance and method for manufacturing the same
US11345972B2 (en) 2014-02-27 2022-05-31 Jfe Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
CN108677084A (zh) * 2018-04-08 2018-10-19 敬业钢铁有限公司 一种低夹杂洁净钢的生产方法
CN108677084B (zh) * 2018-04-08 2020-11-03 敬业钢铁有限公司 一种低夹杂洁净钢的生产方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP2105513A4 (en) 2011-06-29
RU2427663C2 (ru) 2011-08-27
EP2105513B1 (en) 2013-02-20
KR20090055637A (ko) 2009-06-02
US20100003535A1 (en) 2010-01-07
CN101548026B (zh) 2011-12-28
BRPI0719716A2 (pt) 2014-05-20
KR101119239B1 (ko) 2012-03-20
JP2008163456A (ja) 2008-07-17
BRPI0719716B1 (pt) 2016-08-09
EP2105513A1 (en) 2009-09-30
JP5251089B2 (ja) 2013-07-31
CN101548026A (zh) 2009-09-30
RU2009125552A (ru) 2011-01-20
US8084144B2 (en) 2011-12-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2008069335A1 (ja) 低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
JP5292784B2 (ja) 低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
JP5251092B2 (ja) 低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
JP5181639B2 (ja) 低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
JP5098235B2 (ja) 低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管及びラインパイプ用高強度鋼板並びにそれらの製造方法
KR101563929B1 (ko) 낮은 용접 크렉 감도와 800ＭＰａ의 항복 강도를 갖는 강판 및 그 제조 방법
KR101410588B1 (ko) 저온 인성이 우수한 후육 용접 강관 및 저온 인성이 우수한 후육 용접 강관의 제조 방법, 후육 용접 강관 제조용 강판
CA2280923C (en) High-tensile-strength steel and method of manufacturing the same
EP2799567B1 (en) High-strength steel plate and high-strength steel pipe excellent in deformability and low-temperature toughness, and manufacturing method of the steel plate
JP4547044B2 (ja) 靭性、溶接性に優れた高強度厚鋼材及び高強度極厚ｈ形鋼とそれらの製造方法
WO2009125863A1 (ja) 低温靱性に優れた高強度鋼板及び鋼管並びにそれらの製造方法
WO2008126910A1 (ja) 高温特性と靱性に優れた鋼材及びその製造方法
WO2008126944A1 (ja) 高温強度、靭性に優れた鋼材並びにその製造方法
JP2008248315A (ja) 母材および溶接部靱性に優れた超高強度高変形能溶接鋼管の製造方法
WO2011042936A1 (ja) 高強度鋼管、高強度鋼管用鋼板、及び、それらの製造方法
JP2007009325A (ja) 耐低温割れ性に優れた高張力鋼材およびその製造方法
WO2008069289A1 (ja) 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
JP4571915B2 (ja) 耐火厚鋼板及びその製造方法
CN108411197A (zh) 一种Φ1422mm超大口径螺旋埋弧焊管用厚规格X80热轧卷及其制造方法
JP2005060836A (ja) 溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2003311418A (ja) 溶接熱影響部靭性の優れた１パス大入熱溶接方法

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 200780044752.6

Country of ref document: CN

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 07850314

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1020097007844

Country of ref document: KR

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 12312879

Country of ref document: US

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2007850314

Country of ref document: EP

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2009125552

Country of ref document: RU

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: PI0719716

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20090603