WO2011065579A1 - 高い圧縮強度に優れたラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 - Google Patents

高い圧縮強度に優れたラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2011065579A1
WO2011065579A1 PCT/JP2010/071528 JP2010071528W WO2011065579A1 WO 2011065579 A1 WO2011065579 A1 WO 2011065579A1 JP 2010071528 W JP2010071528 W JP 2010071528W WO 2011065579 A1 WO2011065579 A1 WO 2011065579A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel pipe
temperature
pipe
steel
Prior art date
Application number
PCT/JP2010/071528
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
西村公宏
石川信行
谷澤彰彦
末吉仁
堀江正之
清都泰光
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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 Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to KR1020157001660A priority Critical patent/KR101681626B1/ko
Priority to KR1020127015922A priority patent/KR101511617B1/ko
Priority to US13/511,826 priority patent/US9089919B2/en
Priority to EP10833422.8A priority patent/EP2505682B1/en
Priority to CN2010800530012A priority patent/CN102666898A/zh
Publication of WO2011065579A1 publication Critical patent/WO2011065579A1/ja

Links

Images

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/02—Seam welding; Backing means; Inserts
    • B23K9/028—Seam welding; Backing means; Inserts for curved planar seams
    • B23K9/0282—Seam welding; Backing means; Inserts for curved planar seams for welding tube sections
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K9/00—Arc welding or cutting
    • B23K9/18—Submerged-arc welding
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C21D8/105—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a line pipe for transporting crude oil (crude oil), natural gas (natural gas), and the like, and in particular, a thick-walled deep-sea line pipe that requires high resistance to collapse performance (collapse resistant performance).
  • the present invention relates to a welded steel pipe for pipes excellent in high compressive strength suitable for use in (line pipe for deep-sea), or a welded steel pipe for pipes excellent in higher compressive strength and sour resistance, and a method for producing them.
  • the compressive strength (compressive strength) of this invention means a compressive yield strength (compressive yield strength) or a 0.5% compressive proof strength (compressive strength).
  • tensile yield strength refers to tensile yield strength or 0.5% tensile strength, and tensile strength is as defined normally. The maximum stress during a tensile test.
  • Line pipes used for offshore pipelines have a thick wall thickness that is thicker than onshore pipelines to prevent collapse due to water pressure.
  • the material of the line pipe is high in order to resist the compression stress generated in the circumferential direction of pipe due to external pressure (external pressure). Compressive strength is required.
  • the DNV standard (Det Norke Veritas standard) (OS F-101) is often applied to the design of submarine pipelines.
  • the pipe diameter (pipe diameter) is a factor that determines the collapse pressure due to external pressure.
  • D, tube thickness t, roundness f 0 and tensile yield strength fy of the material are used to determine the collapse pressure.
  • the compressive strength varies depending on the pipe manufacturing method, so that the tensile yield strength is multiplied by a different coefficient ( ⁇ fab) depending on the manufacturing method. .
  • Patent Document 1 discloses a method for maintaining a temperature for a certain period of time after heating and expanding a steel pipe by Joule heating. Yes. According to this method, the dislocation introduced by the expansion is removed and dispersed, so that a high yield point is obtained. However, in order to maintain the temperature for 5 minutes or more after the expansion, it is necessary to continue the current heating. Therefore, productivity is inferior.
  • Patent Document 2 As a method of recovering the decrease in compression yield strength due to the Bauschinger effect by heating after tube expansion as in Patent Document 1, in Patent Document 2, by heating the outer surface of the steel pipe to a temperature higher than the inner surface, There has been proposed a method for maintaining the increased compressive yield strength on the inner surface side and increasing the compressive yield strength on the outer surface side, which has been reduced by the Bauschinger effect.
  • Patent Document 3 accelerated cooling after hot rolling in the steel plate manufacturing process of Nb-Ti-added steel is performed from Ar 3 temperature to 300 ° C.
  • a method of heating to 80 to 550 ° C. after forming a steel pipe by the UOE process has been proposed.
  • Patent Document 2 it is practical to manage the heating temperature and the heating time of the outer surface and the inner surface of the steel pipe separately in actual production, particularly in mass production process. It is extremely difficult to control quality, and the method of Patent Document 3 requires that the accelerated cooling stop temperature in the steel plate manufacturing be a low temperature of 300 ° C. or lower, which increases the distortion of the steel plate. There is a problem that the roundness in the case of using a steel pipe in the UOE process is lowered, and further, rolling at a relatively high temperature is required for accelerated cooling from the Ar 3 temperature or more, and the toughness is deteriorated (fracture toughness). there were.
  • Patent Document 4 discloses a compression rate at the O molding (compression rate) and a subsequent expansion rate (expansion rate). Is disclosed. Patent Document 4 According to this method, since there is substantially no tensile pre-strain in the circumferential direction of the pipe, the Bauschinger effect is not exhibited and a high compressive strength is obtained. However, if the expansion ratio is low, it is difficult to maintain the roundness of the steel pipe, and the collapse resistance performance of the steel pipe may be deteriorated.
  • the diameter of the seam welded portion and the axially symmetric portion of the welded portion is the maximum diameter of the steel pipe.
  • a method for improving the anti-collapse performance is disclosed.
  • the problem of collapse during pipeline construction is the part where the pipe that has reached the seabed undergoes bending deformation (sag-bend portion), and the steel pipe Regardless of the position of the seam welded portion of the seam, since it is circumferentially welded and laid on the seabed, the end point of the seam welded portion (seamwel) may be a major axis. In practice, it has no effect.
  • Patent Document 6 reheats after accelerated cooling to reduce the hard second phase fraction of the steel sheet surface layer part, further reduces the difference in hardness between the surface layer part and the sheet thickness center part, and in the sheet thickness direction.
  • a steel sheet has been proposed in which the yield stress reduction due to the Bauschinger effect is small by providing a uniform strength distribution.
  • Patent Document 7 discloses a method for manufacturing a steel sheet for a high-strength sour line pipe having a thickness of 30 mm or more, in which the surface layer of the steel sheet is heated while suppressing the temperature rise at the center of the steel sheet in the reheating treatment after accelerated cooling. Proposed. According to this, since the fraction of the hard second phase of the steel plate surface layer portion is reduced while suppressing the decrease in DWTT performance (Drop Weight Tear Test property), the hardness of the steel plate surface layer portion is reduced and the material variation is small. Not only can a steel plate be obtained, but a reduction in the Bauschinger effect due to a reduction in the fraction of the hard second phase is also expected.
  • Patent Document 6 it is necessary to perform heating up to the center of the steel sheet during heating, and the performance of the DWTT performance is deteriorated. Therefore, it is difficult to apply to a thick line pipe for deep sea.
  • the bausinger effect is affected by various tissue factors such as the crystal grain size and the amount of solid solution carbon, so that it is simply hard as in the technique described in Patent Document 7.
  • Steel pipes with high compressive strength cannot be obtained only by reducing the second phase.
  • cementite coarsening and precipitation of carbide-forming elements such as Nb and C and solid solution accompanying them Due to the decrease in C, it was difficult to obtain an excellent balance of tensile strength, compressive strength, and DWTT performance.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and is a line pipe having high strength and excellent toughness necessary for application to a thick-walled submarine pipeline, special molding conditions in steel pipe molding, By optimizing the metal structure of the steel sheet without the need for subsequent heat treatment, it suppresses the decrease in compressive strength due to the Bauschinger effect, and also for high-strength line pipes with high compressive strength and excellent sour resistance It aims at providing a welded steel pipe.
  • the Bausinger effect by the second phase can be suppressed by finely dispersing MA that is generated by refining a bainite structure.
  • the Bausinger effect can be further suppressed by setting the maximum diameter and aspect ratio of the MA to a certain value or less. .
  • the shape of the MA can be controlled by hot rolling and accelerated cooling conditions during the production of the steel sheet, and by refining the structure by rolling a certain amount or more in the non-recrystallized region, the MA generated as the second phase is fined. Furthermore, the production of elongated MA can be suppressed by controlling the accelerated cooling stop temperature to a certain temperature or higher. Moreover, when the accelerated cooling stop temperature decreases and MA is generated, MA can be decomposed into cementite by subsequent reheating, and the Bausinger effect due to the second phase can be reduced.
  • 1st invention is the mass%, C: 0.03-0.10%, Si: 0.30% or less, Mn: 1.00-2.00%, P: 0.015% or less, S: 0.003% or less, Al: 0.080% or less, Nb: 0.005 to 0.035%, Ti: 0.005 to 0.020%, C (%)-0.065 Nb (%)
  • Is a steel pipe composed of Fe and unavoidable impurities the metal structure is a bainite area fraction: 60% or more, Ferrite area fraction: 5% or less, island-like martensite (MA) area fraction: 3% or less, average particle size of MA: 2 ⁇ m or less, and aspect ratio of MA: 5 or less , Welded steel pipe for line pipe with excellent compressive strength.
  • the element whose content is an inevitable impurity level (element not added) is calculated at 0%.
  • it is further in mass% Cu: 0.5% or less, Ni: 1% or less, Cr: 0.5% or less, Mo: 0.5% or less, V: 0.1% or less 1 or more types chosen from these, C (%)-0.065Nb (%)-0.025Mo (%)-0.057V (%) is 0.025 or more, The 1st characterized by the above-mentioned.
  • the element whose content is an inevitable impurity level (element not added) is calculated at 0%.
  • the third invention further includes, in mass%, Cu: 0.20 to 0.40%, Ni: 0.05 to 1.00%, Ca: 0.0005 to 0.0035%, and Cr: 0.50. % Or less, Mo: 0.50% or less, V: One or more selected from 0.10% or less, and C (%)-0.065Nb (%)-0.025Mo (%)-0.
  • the welded steel pipe for line pipes according to the first aspect of the present invention which has a sour resistance performance, characterized by having a .057V (%) of 0.025 or more.
  • the element whose content is an inevitable impurity level is calculated at 0%.
  • the fourth invention is a method for producing a welded steel pipe for a line pipe excellent in high compressive strength according to any one of the first invention to the third invention, wherein the steel sheet is heated to 1000 to 1200 ° C, A hot rolling with a rolling reduction in the non-recrystallization temperature range of 60% or more and a rolling end temperature of Ar 3 or more is performed, and subsequently, at a cooling rate of 10 ° C./second or more from a temperature of (Ar 3 ⁇ 30 ° C.) or more, Using a steel plate manufactured by performing accelerated cooling to a steel plate surface temperature of 350 to 550 ° C., a steel pipe shape is formed by cold forming, the butt portion is welded, and then the tube expansion rate is 0.4% to 1.2%.
  • a fifth invention is a method for producing a welded steel pipe for a line pipe excellent in high compressive strength according to any one of the first invention to the third invention, wherein the steel sheet is heated to 1000 to 1200 ° C, A hot rolling with a rolling reduction in the non-recrystallization temperature range of 60% or more and a rolling end temperature of Ar 3 or more is performed, and subsequently, at a cooling rate of 10 ° C./second or more from a temperature of (Ar 3 ⁇ 30 ° C.) or more, The steel plate surface temperature is accelerated to 250 to 550 ° C., and subsequently the steel plate surface temperature is 550 to 720 ° C., and the steel plate manufactured by performing reheating so that the steel plate center temperature is less than 550 ° C., Production of welded steel pipes for line pipes with high compressive strength, characterized by forming steel pipes by cold forming, welding the butt joints,
  • a welded steel pipe for a line pipe having high strength and excellent toughness necessary for application to a submarine pipeline and further having high compressive strength can be obtained.
  • C 0.03-0.10% C is the most effective element for increasing the strength of the steel sheet produced by accelerated cooling. However, if it is less than 0.03%, sufficient strength cannot be ensured. If it exceeds 0.10%, not only the toughness is deteriorated, but also the formation of MA is promoted, so that the compressive strength is also lowered. Therefore, the C content is set in the range of 0.03 to 0.10%. In order to obtain higher toughness and compressive strength, the content is preferably in the range of 0.03 to 0.080%.
  • Si 0.30% or less Si is added for deoxidation, but this effect is exhibited at 0.01% or more. However, if it exceeds 0.30%, the base metal toughness and weldability deteriorate, The production of MA as a base material is also promoted. Accordingly, the Si amount is set to a range of 0.30% or less. In addition, since Si is an element that remarkably accelerates the formation of MA in the HAZ structure such as CGHAZ (Coarse grain heat affected zone) and ICCGHAZ (Inter-Critical CGHAZ), the lower one is required for securing HAZ toughness. preferable.
  • the MA of the HAZ structure is affected by various hardenability elements in addition to Si.
  • a base material strength of about X65 API 5L X65, equivalent to a tensile yield strength of 450 MPa
  • X70 API 5L X70, equivalent to a tensile yield strength of 480 MPa
  • the content is preferably set to 0.15% or less. More preferably, it is 0.01 to 0.09%.
  • Mn 1.00 to 2.00% Mn is added to improve the strength and toughness of the steel, but if it is less than 1.00%, its effect is not sufficient, and if it exceeds 2.00%, the toughness of the weld and the HIC resistance are deteriorated. Therefore, the amount of Mn is set in the range of 1.00 to 2.00%. More preferably, it is 1.30 to 2.00%. On the other hand, since Mn has the effect of improving toughness by suppressing the formation of grain boundary ferrite in the HAZ structure, it is desirable to add 1.5% or more in order to ensure HAZ toughness. More preferably, it is more than 1.50 to 2.00%.
  • P 0.015% or less
  • P is an inevitable impurity element and deteriorates the toughness of the steel material.
  • the P content is 0.015% or less. Preferably, it is 0.008% or less.
  • S 0.003% or less
  • S is an MnS-based inclusion in the steel and acts as a void generation starting point at the time of impact fracture, which causes a decrease in absorbed energy in the Charpy impact test. Therefore, the S content is 0.003% or less. When higher absorbed energy is required, it is effective to further reduce the amount of S, preferably 0.0015% or less.
  • Al 0.080% or less Al is added as a deoxidizer. This effect is exhibited at 0.01% or more, but if it exceeds 0.080%, the ductility is deteriorated due to a decrease in cleanliness. Therefore, the Al content is 0.080% or less. More preferably, it is 0.010 to 0.040%.
  • Nb 0.005 to 0.035%
  • Nb suppresses grain growth during rolling, and improves toughness by making fine grains.
  • the Nb content is less than 0.005%, the effect is not obtained.
  • the Nb content exceeds 0.035%, it precipitates as carbides, lowers the amount of solid solution C, and the Bausinger effect is promoted, so that a high compression strength cannot be obtained.
  • the toughness of the weld heat affected zone is reduced. Therefore, the Nb content is in the range of 0.005 to 0.035%.
  • Nb exhibits its ability by once forming a solid solution at the time of reheating the slab, but the slab heating temperature necessary for solid solution increases as the amount of Nb added increases.
  • the slab heating temperature should be low. Therefore, even if Nb exceeds 0.030% in the range of the slab heating temperature capable of securing the DWTT performance, the effect is achieved. Cannot be fully demonstrated. Therefore, it is more preferably 0.005 to 0.030%.
  • Ti 0.005 to 0.020%
  • Ti not only suppresses grain growth during slab heating by forming TiN, but also suppresses grain growth in the weld heat affected zone and improves toughness by making the base material and the weld heat affected zone finer.
  • the Ti amount is set to a range of 0.005 to 0.020%.
  • the Bausinger effect is reduced by suppressing the occurrence of reverse stress by the interaction between the solid solution C and the dislocation, and the compressive strength of the steel pipe is increased. It is important to secure effective solid solution C.
  • C in steel precipitates as cementite and MA, and also combines with carbide-forming elements such as Nb and precipitates as carbide, so that the amount of dissolved C decreases. At this time, if the Nb content is too much relative to the C content, the amount of Nb carbide precipitated is large and sufficient solid solution C cannot be obtained.
  • C (%)-0 which is a relational expression between C content and Nb content.
  • 0.065 Nb (%) is specified to be 0.025 or more. More preferably, it is 0.028 or more.
  • Cu 0.50% or less
  • Cu is an element effective for improving toughness and increasing strength. This effect is exhibited at 0.10% or more, but if added over 0.50%, the toughness of the welded portion deteriorates. Therefore, when adding Cu, it is 0.50% or less. Further, when the steel is exposed to a solution containing hydrogen sulfide, hydrogen atoms enter from the surface and become hydrogen gas inside, and hydrogen-induced cracking occurs due to the internal pressure. When Cu is contained in steel, a Cu film is formed on the surface in a solution containing hydrogen sulfide, and the amount of hydrogen intrusion is reduced. As a result, sour resistance is improved. The effect is exhibited when the Cu content is 0.20% or more, but the effect is saturated even if the content exceeds 0.40%, so if more sour resistance effect is required The Cu content is specified to be 0.20 to 0.40%.
  • Ni 1.00% or less
  • Ni is an element effective for improving toughness and increasing strength. This effect is exhibited at 0.10% or more, but if added over 1.00%, the toughness of the welded portion deteriorates. Therefore, when adding Ni, it is set to 1.00% or less.
  • Cu When added, it is effective to contain Ni at the same time in order to prevent heat cracking. In order to suppress this cracking, the content must be at least 0.05%. Therefore, Ni is preferably 0.05 to 1.00% in order to particularly prevent heat cracking. More preferably, it is 0.80% or less.
  • Cr 0.50% or less Cr is an element effective in increasing the strength by enhancing the hardenability. This effect is exhibited at 0.10% or more, but if added over 0.50%, the toughness of the weld is deteriorated. Therefore, when adding Cr, it is 0.50% or less. More preferably, it is 0.30% or less.
  • Mo 0.50% or less Mo is an element effective for improving toughness and increasing strength. This effect is exhibited at 0.05% or more, but if added over 0.50%, the toughness of the welded portion deteriorates. Therefore, when adding Mo, it is 0.50% or less. More preferably, it is 0.30% or less.
  • V 0.10% or less
  • V is an element that increases strength without deteriorating toughness. This effect is exhibited at 0.010% or more, but if added over 0.10%, it precipitates as a carbide like Nb and reduces the solid solution C, so when adding V, 0.10% The following. More preferably, it is 0.060% or less.
  • Ca 0.0005 to 0.0035%
  • Ca is an effective element for controlling the form of sulfide inclusions, improving ductility, and improving sour resistance. However, if it is less than 0.0005%, there is no effect. Even if it is added in excess of .0035%, the effect is saturated, but rather the toughness is deteriorated due to a decrease in cleanliness. Therefore, when adding Ca, it is made into the range of 0.0005 to 0.0035%. More preferably, it is 0.0015 to 0.0035%.
  • the upper limit is set to 0.42 in order to increase the cold cracking susceptibility as Ceq increases, to promote weld cracking, and to perform welding without preheating even in harsh environments such as on laid ships.
  • the element whose content is an inevitable impurity level (element which is not added), it calculates with 0%.
  • the balance of the steel of the present invention is substantially Fe, and elements other than the above and unavoidable impurities can be contained as long as the effects of the present invention are not impaired.
  • N contained as an inevitable impurity combines with Ti and precipitates in the steel as TiN.
  • the pinning effect prevents slab heating and coarsening of the weld heat affected zone. Therefore, when high toughness of the weld heat affected zone is particularly required, the content is preferably in the range of 0.0020 to 0.0060%.
  • the metal structure and the MA fraction all mean the area fraction.
  • the metal structure can be specified by taking a sample from the position of the plate thickness 1/4 on the inner surface side of the steel pipe, etching with nital after polishing, and observing with an optical microscope. Then, the area fraction of each metal structure such as bainite, ferrite, and processed ferrite can be obtained by image analysis using 3 to 5 photographs taken at 200 times magnification.
  • Bainite area fraction 60% or more
  • a uniform structure with few soft ferrite phases and hard second phases is formed, and local dislocations generated inside the structure during deformation It is necessary to suppress the accumulation of. Therefore, it is a bainite-based structure.
  • the bainite fraction needs to be 60% or more.
  • the bainite fraction is desirably 80% or more.
  • Processed ferrite area fraction 5% or less
  • the ferrite phase and the processed ferrite can be distinguished by microstructure observation. For example, as will be described later, the area fraction can be obtained by using grains in which deformation bands are seen inside the ferrite grains as processed ferrite.
  • Island-like martensite (MA) area fraction 3% or less
  • Island-like martensite (MA) is a very hard phase, which promotes the accumulation of local dislocations during deformation and has a compressive strength due to the Bauschinger effect. This will lead to a drop, and it is necessary to strictly limit the fraction. However, if the MA fraction is 3% or less, the influence is small and the compressive strength does not decrease. Therefore, the fraction of island-like martensite (MA) is specified to 3% or less.
  • the MA fraction can be determined by performing electrolytic etching (two-stage etching) after nital etching and then observing with a scanning electron microscope (SEM).
  • Average particle size of MA 2 ⁇ m or less
  • MA promotes local dislocation accumulation during deformation.
  • the size of MA increases, local strain concentration is promoted and a large reverse stress is generated, resulting in compression. It causes a decrease in strength.
  • the average particle size of MA is specified to be 2 ⁇ m or less. Preferably, it is 1 ⁇ m or less.
  • the average particle diameter is an equivalent circle diameter obtained by image analysis.
  • Aspect ratio of MA 5 or less
  • the aspect ratio of the MA is 5 or less, the influence is small, so the MA aspect ratio is specified to be 5 or less.
  • an average particle size and an aspect ratio were obtained together with an area fraction of MA by image analysis from a photograph taken at a magnification of 1000 times.
  • the aspect ratio is an average value of values obtained by dividing the long side (or maximum length portion) of each MA by the maximum side (or maximum length portion) in a direction intersecting with 90 degrees. In order to set the aspect ratio of MA to 5 or less, it is necessary to limit the above-described chemical components and manufacturing conditions described later.
  • the content of C and Si which has the effect of promoting the formation of MA, is limited.
  • the structure is refined by reduction in the non-recrystallized region and the lower limit temperature of the accelerated cooling stop temperature is managed. It is necessary to.
  • the steel pipe of the present invention has a high compressive strength by having the above characteristics as a metal structure, but other than the above, structures such as cementite, pearlite, martensite, etc. have a total of 5% or less of their fractions. If there is no adverse effect, it can be contained.
  • the metal structure of a steel plate manufactured by applying accelerated cooling may differ depending on the thickness direction of the steel plate. Since the collapse of a steel pipe subject to external pressure occurs because the plastic deformation on the inner surface of the steel pipe with a small circumference first occurs, the characteristics of the inner surface of the steel pipe are important for compressive strength. Collect.
  • the 4th invention of the present invention is a manufacturing method which performs accelerated cooling, after heating and hot-rolling steel slab containing a chemical ingredient mentioned above. Below, the reason for limitation of the manufacturing conditions of a steel plate is demonstrated. In addition, the following temperature represents the surface temperature of a steel plate unless otherwise specified.
  • the slab heating temperature 1000 ⁇ 1200 °C
  • the slab heating temperature is in the range of 1000 to 1200 ° C.
  • the upper limit of the slab heating temperature is preferably set to 1100 ° C.
  • Reduction ratio in non-recrystallized region 60% or more
  • the non-recrystallization temperature range varies depending on alloy elements such as Nb and Ti, but the Nb and Ti addition amount of the present invention may be 950 ° C. or lower.
  • Rolling end temperature Ar 3 or more
  • Ar 3 or higher Ar 3 or higher and 820 ° C. or lower. More preferably, it is Ar 3 or more and 800 ° C. or less.
  • Ar 3 temperature is a function of the alloy components of the steel, may be determined by measuring the transformation temperature by experiment for each steel, but can also be calculated by the following equation from the components (1).
  • Ar 3 (° C.) 910-310C (%)-80Mn (%)-20Cu (%)-15Cr (%)-55Ni (%)-80Mo (%) (1)
  • the element whose content is an inevitable impurity level (element which is not added), it calculates with 0%.
  • the conditions for accelerated cooling are as follows. Cooling start temperature but the metal structure and organization of bainite mainly by accelerated cooling (Ar 3 -30 ° C.) or higher ⁇ br/> after hot rolling, if the lower Ar 3 temperature cooling start temperature is ferrite forming temperature , It becomes a mixed structure of ferrite and bainite, and the strength reduction due to the Bauschinger effect is large and the compression strength is reduced. However, if the accelerated cooling start temperature is (Ar 3 -30 °C) or higher, the strength reduction due Bauschinger effect low ferrite fraction smaller. Therefore, the cooling start temperature is set to (Ar 3 ⁇ 30 ° C.) or higher.
  • Cooling rate 10 ° C./second or more Accelerated cooling is an important process for obtaining a high-strength and high-toughness steel sheet, and the effect of increasing strength by transformation strengthening can be obtained by cooling at a high cooling rate.
  • the cooling rate is less than 10 ° C./second, not only a sufficient tensile strength and compressive strength can be obtained, but also C diffusion occurs, so that C is concentrated to non-transformed austenite.
  • the Bausinger effect is promoted by the hard second phase such as MA, which causes a decrease in compressive strength.
  • the cooling rate is 10 ° C./second or more, the diffusion of C during cooling is small, and the production of MA is also suppressed. Therefore, the lower limit of the cooling rate during accelerated cooling is set to 10 ° C./second.
  • Cooling stop temperature 350-550 ° C
  • the bainite transformation proceeds by accelerated cooling and the necessary tensile strength and compressive strength are obtained.
  • the temperature at the time of cooling stop exceeds 550 ° C
  • the bainite transformation is insufficient and sufficient tensile strength and compressive strength are obtained. Absent.
  • the concentration of C into untransformed austenite occurs during air cooling after the cooling is stopped, and the production of MA is promoted.
  • the average temperature of the steel sheet when cooling is stopped is less than 350 ° C., not only bainite transformation but also martensitic transformation is generated, and elongated MA is generated, which is not preferable. Therefore, the temperature when cooling is stopped is set to a range of 350 to 550 ° C.
  • the steel sheet after accelerated cooling is subjected to a reheating treatment.
  • the reasons for limiting the reheating conditions, which are different from the fourth invention, will be mainly described below.
  • the steel sheet surface temperature during reheating is set to a range of 550 to 720 ° C.
  • a steel plate surface temperature can be measured by using a known thermometer according to a conventional method.
  • Steel plate center temperature Less than 550 ° C. Reheating after accelerated cooling decomposes the MA of the surface layer and obtains a high compressive strength, but when the heating temperature of the steel plate center portion is 550 ° C. or higher, agglomeration and coarsening of cementite occurs. DWTT performance is degraded. Therefore, the steel plate center temperature in reheating after accelerated cooling is set to less than 550 ° C.
  • the steel plate center temperature at the time of reheating can be obtained from the surface temperature by heat conduction analysis.
  • the temperature of the steel plate surface is higher than the inside of the steel plate during heating, but since the temperature difference between the surface layer portion and the central portion is reduced immediately after the heating is finished, the surface temperature at that time can be treated as the steel plate center temperature. .
  • the means for reheating after accelerated cooling it is desirable to use induction heating that can efficiently heat only the surface layer portion where a large amount of MA exists, but the heat treatment furnace is not limited to this, and a heat treatment furnace can also be used. Moreover, in order to obtain the effect of reheating, it is effective to heat to a temperature higher than the temperature at the time of cooling stop, so the steel plate center temperature at the time of reheating is a temperature higher by 50 ° C. than the temperature at the time of cooling stop. It is preferable to do.
  • Cooling stop temperature 250-550 ° C
  • the accelerated cooling stop temperature can be set to a steel sheet surface temperature of 250 to 550 ° C.
  • the lower limit of the accelerated cooling stop temperature was set to 250 ° C., because when the accelerated cooling stop temperature falls below 250 ° C., the amount of MA produced becomes too large, and even if reheating is performed thereafter, the MA fraction becomes 3 It is because it becomes difficult to make it below%.
  • the steel pipe is manufactured using the steel sheet manufactured by performing reheating so that the steel sheet surface temperature is 550 to 720 ° C. and the steel sheet center temperature is less than 550 ° C. High compressive strength can be obtained.
  • the present invention forms a steel pipe using the steel plate produced by the above-described method, and the steel pipe is formed into a steel pipe shape by cold forming such as UOE process or press bend. After that, seam welding is performed, and any welding method can be used as long as sufficient strength of the joint and strength of the joint can be obtained. However, the welding quality is excellent. It is preferable to use submerged arc welding in terms of (weld quality) and production efficiency. After welding the butt portion (seam), pipe expansion is performed to remove weld residual stress and improve the roundness of the steel pipe. The tube expansion ratio at this time needs to be 0.4% or more as a condition for obtaining the roundness of a predetermined steel pipe and removing the residual stress.
  • the upper limit shall be 1.2%.
  • 1 shows No. 1 in Tables 1-3.
  • FIG. 8 steel type F
  • the ratio is more preferably 0.4 to 0.9%.
  • Steel of the chemical composition shown in Table 1 (steel types A to N) is made into a slab by a continuous casting process, and a thick steel plate (No. 1 to 24) having a thickness of 22 mm to 34 mm is used by using this slab.
  • Table 2 shows the production conditions of the steel sheet.
  • the reheating process at the time of steel plate manufacture performed reheating using the induction heating furnace installed on the same line as the accelerated cooling equipment.
  • the surface layer temperature at the time of reheating is the surface temperature of the steel plate at the outlet of the induction heating furnace, and the center temperature is the steel plate temperature at the time when the surface layer temperature after heating is substantially equal to the center temperature.
  • steel pipes having various outer diameters were produced by the UOE process.
  • Table 2 also shows the tube expansion ratio when manufacturing the steel pipe.
  • Tensile properties of the steel pipe manufactured as described above were measured by performing a tensile test using a full thickness test piece in the pipe circumferential direction as a tensile test piece, and measuring the tensile strength.
  • a test piece having a diameter of 20 mm and a length of 60 mm is taken in the pipe circumferential direction from the position on the inner surface of the steel pipe, and the compression test is performed to measure the compression yield strength (or 0.5% yield strength). did.
  • the temperature at which the ductile fracture area (Shear area) becomes 85% by the DWTT specimen taken from the pipe circumferential direction of the steel pipe was determined as 85% SATT (Shear area transition temperature).
  • the weld zone toughness was defined as the average absorbed energy when three Charpy impact test pieces were collected from the outer heat affected zone of the seam weld zone and three Charpy tests were performed at -30 ° C.
  • a sample was taken from the position of the plate thickness 1 ⁇ 4 on the inner surface side of the steel pipe, and after polishing, etching was performed with nital and observed with an optical microscope. And the bainite fraction was calculated
  • the area fraction was determined by setting the grains in which deformation bands were observed inside the ferrite grains as processed ferrite.
  • electrolytic etching two-step etching
  • SEM scanning electron microscope
  • Table 3 shows the mechanical properties of the steel pipe. No. which is an example of the present invention. 1-8 and 20-24 all have chemical components, production methods and microstructures within the scope of the present invention, high compressive strength of 430 MPa or higher, DWTT characteristics ( ⁇ 20 ° C. or lower) and welding The toughness (100 J or more) was also good. No. 20, 21, and 22 have excellent sour resistance performance with a crack area ratio of 1% or less in the HIC test.
  • a thick steel pipe having high compressive strength and further excellent DWTT characteristics and weld toughness can be obtained. Therefore, it can be applied to a deep sea line pipe that requires high collapse resistance. it can. Furthermore, a steel pipe having excellent sour resistance performance can also be manufactured.

Abstract

鋼管成形での特殊な成形条件や、造管後の熱処理を必要とせず、鋼板の金属組織を最適化することで、 バウシンガー効果による降伏応力低下を抑制し、圧縮強度の高い厚肉のラインパイプ用鋼管を提供する 。具体的には、質量％で、Ｃ：０．０３～０．１０％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：１．００～２． ００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０８０％以下、Ｎｂ：０．００５ ～０．０３５％、Ｔｉ：０．００５～０．０２０％を含有し、Ｃ（％）－０．０６５Ｎｂ（％）が０． ０２５以上であり、Ｃｅｑ値が０．３以上であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼管であり 、金属組織がベイナイト分率：６０％以上、加工フェライト分率：５％以下、島状マルテンサイト（Ｍ Ａ）の分率：３％以下、ＭＡの平均粒径：２μｍ以下、さらに、ＭＡのアスペクト比：５以下であるこ とを特徴とする、高い圧縮強度および耐サワー性に優れたラインパイプ用鋼管およびその製造方法。

Description

高い圧縮強度に優れたラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
　本発明は、原油（ｃｒｕｄｅ　ｏｉｌ）や天然ガス（ｎａｔｕｒａｌ　ｇａｓ）などの輸送用のラインパイプに関するものであり、特に、高い耐コラプス性能（ｃｏｌｌａｐｓｅ　ｒｅｓｉｓｔａｎｔ　ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ）が要求される厚肉の深海用ラインパイプ（ｌｉｎｅ　ｐｉｐｅ　ｆｏｒ　ｄｅｅｐ−ｓｅａ）への使用に適した、高い圧縮強度に優れたパイプ用溶接鋼管あるいは、さらに高い圧縮強度および耐サワー性に優れたパイプ用溶接鋼管およびそれらの製造方法に関する。なお、本発明の圧縮強度（ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｖｅ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ）は、特に断らない限り、圧縮降伏強度（ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｖｅ　ｙｉｅｌｄ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ）あるいは、０．５％圧縮耐力（ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｖｅ　ｐｒｏｏｆ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ）のことを言う。また、引張降伏強度（ｔｅｎｓｉｌｅ　ｙｉｅｌｄ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ）は、特に断らない限り、引張降伏強度（ｔｅｎｓｉｌｅ　ｙｉｅｌｄ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ）あるいは、０．５％引張耐力のことを言い、引張強度（ｔｅｎｓｉｌｅ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ）は、通常の定義通り引張試験時の最大応力のことを言う。
　近年のエネルギー需要の増大（ｉｎｃｒｅａｓｅ　ｉｎ　ｄｅｍａｎｄ　ｆｏｒ　ｅｎｅｒｇｙ）に伴って、原油や天然ガスパイプラインの開発が盛んになっており、ガス田や油田の遠隔地化や輸送ルートの多様化のため、海洋を渡るパイプラインも数多く開発されている。海底パイプライン（ｏｆｆｓｈｏｒｅ　ｐｉｐｅｌｉｎｅ）に使用されるラインパイプには水圧（ｗａｔｅｒ　ｐｒｅｓｓｕｒｅ）によるコラプス（圧潰）を防止するため、陸上パイプライン（ｏｎｓｈｏｒｅ　ｐｉｐｅｌｉｎｅ）よりも管厚（ｗａｌｌ　ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ）が厚いものが用いられ、また高い真円度（ｒｏｕｎｄｎｅｓｓ）が要求されるが、ラインパイプの材質としては外圧（ｅｘｔｅｒｎａｌ　ｐｒｅｓｓｕｒｅ）によって管周方向（ｃｉｒｃｕｍｆｅｒｅｎｔｉａｌ　ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ　ｏｆ　ｐｉｐｅ）に生じる圧縮応力（ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ　ｓｔｒｅｓｓ）に対抗するため高い圧縮強度が必要となる。
　海底パイプラインの設計にはＤＮＶ規格（Ｄｅｔ　Ｎｏｒｓｋｅ　Ｖｅｒｉｔａｓ　ｓｔａｎｄａｒｄ）（ＯＳ　Ｆ−１０１）が適用される場合が多いが、本規格では外圧によるコラプス圧力を決定する因子として、パイプの管径（ｐｉｐｅ　ｄｉａｍｅｔｅｒ）Ｄ、管厚ｔ、真円度ｆ０および材料の引張降伏強度（ｔｅｎｓｉｌｅ　ｙｉｅｌｄ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ）ｆｙを用いてコラプス圧力（ｃｏｌｌａｐｓｅ　ｐｒｅｓｓｕｒｅ）が求められる。しかし、パイプのサイズと引張強度が同じであっても、パイプの製造方法によって圧縮強度が変化することから、引張降伏強度には製造方法によって異なる係数（ｃｏｅｆｆｉｃｉｅｎｔ）（αｆａｂ）が掛けられることになる。このＤＮＶ規格係数はシームレスパイプの場合は１．０引張降伏強度がそのまま適用できるが、ＵＯＥプロセス（ＵＯＥ　ｆｏｒｍｉｎｇ　ｐｒｏｃｅｓｓ）で製造されたパイプの場合は係数として０．８５が与えられている。これは、ＵＯＥプロセスで製造されたパイプの圧縮強度が引張降伏強度よりも低下するためであるが、ＵＯＥ鋼管は造管の最終工程で拡管プロセス（ｐｉｐｅ　ｅｘｐａｎｄｉｎｇ　ｐｒｏｃｅｓｓ）があり管周方向に引張変形が与えられた後に圧縮を受けることになるため、バウシンガー効果（Ｂａｕｓｃｈｉｎｇｅｒ　ｅｆｆｅｃｔ）によって圧縮強度が低下することがその要因となっている。よって、耐コラプス性能を高めるためには、パイプの圧縮強度を高めることが必要であるが、冷間成形（ｃｏｌｄ　ｆｏｒｍｉｎｇ）で拡管プロセスを経て製造される鋼管の場合は、バウシンガー効果による圧縮降伏強度低下が問題となっていた。
　ＵＯＥ鋼管の耐コラプス性向上に関しては多くの検討がなされており、特許文献１には通電加熱（Ｊｏｕｌｅ　ｈｅａｔｉｎｇ）で鋼管を加熱し拡管を行った後に一定時間以上温度を保持する方法が開示されている。この方法によれば、拡管によって導入された転位（ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ）が除去・分散されるために、高降伏点を得るものであるが、拡管後に５分以上温度保持するために、通電加熱を続ける必要があるため、生産性（ｐｒｏｄｕｃｔｉｖｉｔｙ）が劣る。
　また、特許文献１と同様に拡管後に加熱を行いバウシンガー効果による圧縮降伏強度の低下を回復させる方法として、特許文献２では鋼管外表面を内表面より高い温度に加熱することで、加工硬化により上昇した内面側の圧縮降伏強度を維持し、バウシンガー効果により低下した外表面側の圧縮降伏強度を上昇させる方法が提案されている。
　また、特許文献３にはＮｂ−Ｔｉ添加鋼の鋼板製造工程（ｓｔｅｅｌ　ｐｌａｔｅ　ｍａｎｕｆａｃｔｕｒｉｎｇ　ｐｒｏｃｅｓｓ）で熱間圧延（ｈｏｔ　ｒｏｌｌｉｎｇ）後の加速冷却（ａｃｃｅｌｅｒａｔｅｄ　ｃｏｏｌｉｎｇ）をＡｒ３温度以上から３００℃以下まで行い、ＵＯＥプロセスで鋼管とした後に８０~５５０℃に加熱を行う方法がそれぞれ提案されている。
　しかしながら、特許文献２の方法では鋼管の外表面（ｏｕｔｅｒ　ｓｕｒｆａｃｅ）と内表面（ｉｎｎｅｒ　ｓｕｒｆａｃｅ）の加熱温度と加熱時間を別々に管理することは実製造上、特に大量生産工程（ｍａｓｓ　ｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎ　ｐｒｏｃｅｓｓ）において品質を管理することは極めて困難であり、また、特許文献３の方法は鋼板製造における加速冷却の停止温度を３００℃以下の低い温度にする必要があるため、鋼板の歪（ｄｉｓｔｏｒｔｉｏｎ）が大きくなりＵＯＥプロセスで鋼管とした場合の真円度が低下し、さらにはＡｒ３温度以上から加速冷却を行うために比較的高い温度で圧延を行う必要があり靱性（ｆｒａｃｔｕｒｅ　ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ）が劣化するという問題があった。
　一方、拡管後に加熱を行わずに鋼管の成形方法によって圧縮強度を高める方法としては、特許文献４にＯ成型（Ｏ　ｓｈａｐｅ　ｆｏｒｍｉｎｇ）時の圧縮率（ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ　ｒａｔｅ）をその後の拡管率（ｅｘｐａｎｓｉｏｎ　ｒａｔｅ）よりも大きくする方法が開示されている。特許文献４この方法によれば実質的に管周方向の引張予歪（ｔｅｎｓｉｌｅ　ｐｒｅ−ｓｔｒａｉｎ）が無いためバウシンガー効果が発現されず高い圧縮強度が得られる。しかしながら、拡管率が低いと鋼管の真円度を維持することが困難となり鋼管の耐コラプス性能が劣化させることになりかねない。
　また、特許文献５には、シーム溶接部と溶接部の軸対称部（溶接部から１８０°の位置、外表面側の圧縮強度の低い箇所）を端点とする直径が鋼管の最大径となるようにすることで耐コラプス性能を高める方法が開示されている。しかし、実際のパイプラインの敷設（ｐｉｐｅｌｉｎｅ　ｃｏｎｓｔｒｕｃｔｉｏｎ）時においてコラプスが問題になるのは海底に到達したパイプが曲げ変形（ｂｅｎｄｉｎｇ　ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ）を受ける部分（サグベンド部（ｓａｇ−ｂｅｎｄ　ｐｏｒｔｉｏｎ））であり、鋼管のシーム溶接部の位置とは無関係に円周溶接（ｇｉｒｔｈ　ｗｅｌｄ）され海底（ｓｅａ　ｂｅｄ）に敷設されるため、シーム溶接部（ｓｅａｍ　ｗｅｌｄ）の端点が長径（ｍａｊｏｒ　ａｘｉｓ）になるようにしても実際上は何ら効果を発揮しない。
　さらに、特許文献６には加速冷却後に再加熱を行い鋼板表層部の硬質な第２相の分率を低減させ、さらに、表層部と板厚中心部の硬度差を小さくし、板厚方向に均一な強度分布とすることによりバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい鋼板が提案されている。
　また、特許文献７には加速冷却後の再加熱処理において鋼板中心部の温度上昇を抑制しつつ鋼板表層部を加熱する、板厚が３０ｍｍ以上の高強度耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法が提案されている。これによれば、ＤＷＴＴ性能（Ｄｒｏｐ　Ｗｅｉｇｈｔ　Ｔｅａｒ　Ｔｅｓｔ　ｐｒｏｐｅｒｔｙ）の低下を抑制しつつ鋼板表層部の硬質な第２相の分率が低減されるため、鋼板表層部の硬度が低減し材質バラツキの小さな鋼板が得られるだけでなく、硬質な第２相の分率の低減によるバウシンガー効果の低下も期待される。
　しかし、特許文献６では加熱時に鋼板の中心部まで加熱を行う必要があり、ＤＷＴＴ性能の低下を招くため深海用の厚肉のラインパイプへの適用は困難であった。
　また、バウシンガー効果は結晶粒径や固溶炭素量（ａｍｏｕｎｔ　ｏｆ　ｓｏｌｉｄ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　ｃａｒｂｏｎ）等、様々な組織因子（ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ　ｆａｃｔｏｒ）の影響を受けるため、特許文献７に記載の技術のように、単に硬質な第２相の低減のみでは圧縮強度の高い鋼管は得られず、さらに開示されている再加熱条件では、セメンタイトの凝集粗大化やＮｂやＣなどの炭化物形成元素の析出およびそれらに伴う固溶Ｃの低下により、優れた引張強度、圧縮強度およびＤＷＴＴ性能のバランスを得ることが困難であった。
特開平９−４９０２５号公報 特開２００３−３４２６３９号公報 特開２００４−３５９２５号公報 特開２００２−１０２９３１号公報 特開２００３−３４０５１９号公報 特開２００８−５６９６２号公報 特開２００９−５２１３７号公報
　本発明は上記事情に鑑みなされたもので、厚肉の海底パイプラインへ適用するために必要な高強度と優れた靱性を有するラインパイプであり、鋼管成形での特殊な成形条件や、造管後の熱処理を必要とせず、鋼板の金属組織を最適化することで、バウシンガー効果による圧縮強度の低下を抑制し、また、さらに耐サワー性能に優れた圧縮強度の高い厚肉のラインパイプ用溶接鋼管を提供することを目的とする。
　本発明者らは、バウシンガー効果抑制による圧縮強度向上と、強度・靱性を両立させるために種々の実験を試みた結果、以下の知見を得るに至った。
（１）バウシンガー効果による引張および圧縮強度低下は異相界面や硬質な第２相での転位の集積による逆応力（ｂａｃｋ　ｓｔｒｅｓｓ）（背応力とも言う）の発生が原因であり、その防止には、第一に転位の集積場所となる島状マルテンサイト（Ｍ−Ａ　ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）（以下「ＭＡ」と称する場合もある）等の硬質な第２相を低減することが効果的であり、硬質なＭＡの分率を一定量以下に低減する事で、バウシンガー効果による圧縮強度の低下を抑制できる。
（２）加速冷却によって製造される高強度鋼、特に海底パイプラインに使われるような厚肉の鋼板は、必要な強度を得るために合金元素（ａｌｌｏｙ　ｅｌｅｍｅｎｔｓ）を多く含有するために焼入れ性（ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ）が高く、ＭＡの生成を完全に抑制することは困難である。しかし、ベイナイト組織（ｂａｉｎｉｔｅ　ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）を微細化し生成するＭＡを微細に分散させる事で第２相によるバウシンガー効果を抑制できる。さらに、粗大で伸長したＭＡは変形時の歪集中（ｓｔｒａｉｎ　ｃｏｎｃｅｎｔｒａｔｉｏｎ）を生じやすいため、ＭＡの最大径とアスペクト比（ａｓｐｅｃｔ　ｒａｔｉｏ）を一定値以下にすることで、バウシンガー効果はさらに抑制される。
（３）ＭＡの形状は鋼板製造時の熱間圧延及び加速冷却条件によって制御でき、未再結晶域で一定量以上の圧延により組織を微細化することで、第２相として生成するＭＡを微細に分散することができ、さらに、加速冷却停止温度を一定温度以上に制御することで伸長したＭＡの生成が抑制可能である。また、加速冷却停止温度が低下してＭＡが生成する場合は、その後の再加熱によってＭＡをセメンタイトに分解することができ、第２相によるバウシンガー効果を低減できる。
（４）金属組織に軟質なフェライト相が含まれる場合、ベイナイト相との界面での転位集積による逆応力を発生しバウシンガー効果による圧縮強度の低下を招くが、フェライトの分率を一定値以下とし、より悪影響のあるＭＡの分率を低減し、その形状を適切に制御することで、フェライトによる圧縮応力低下の影響を軽減できる。しかし、フェライト相が圧延によって加工を受けた加工フェライト（ｒｏｌｌｅｄ　ｆｅｒｒｉｔｅ）になると、可動転位（ｍｏｂｉｌｅ　ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ）が増加し、フェライト／ベイナイト界面での転位の集積も多くなるため、逆応力による圧縮強度の低下を促進する。
（５）鋼材のＣ量とＮｂ等の炭化物形成元素の添加量を適正化し、固溶Ｃ（ｓｏｌｉｄ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　ｃａｒｂｏｎ）を十分に確保することで、転位と固溶Ｃの相互作用が生じ、荷重（ｌｏａｄ）の反転時の転位の移動を阻害し逆応力による強度低下が抑制される。
（６）鋼中にＣｕおよびＣａを適正量含有させることにより、耐サワー性能を付与することができる。Ｃｕは硫化水素を含む溶液中では、表面に皮膜を形成して、水素の侵入を抑制する。また、ＣａはＳと介在物を形成し、水素誘起割れの起点となりやすいＭｎＳの生成が抑制される。
　本発明は、上記の知見に基づきなされたもので、
第一の発明は、質量％で、Ｃ：０．０３~０．１０％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：１．００~２．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０８０％以下、Ｎｂ：０．００５~０．０３５％、Ｔｉ：０．００５~０．０２０％を含有し、Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）が０．０２５以上であり、下式で表されるＣｅｑ値が０．３以上であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼管であり、金属組織がベイナイト面積分率：６０％以上、加工フェライト面積分率：５％以下、島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積分率：３％以下、ＭＡの平均粒径：２μｍ以下、さらに、ＭＡのアスペクト比：５以下であることを特徴とする、高い圧縮強度に優れたラインパイプ用溶接鋼管。
Ｃｅｑ＝Ｃ（％）＋Ｍｎ（％）／６＋｛Ｃｒ（％）＋Ｍｏ（％）＋Ｖ（％）｝／５＋｛Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％）｝／１５。なお、上記式で、含有量が、不可避不純物レベルの元素（添加しない元素）については、０％で計算する。
　第二の発明は、さらに質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下の中から選ばれる１種以上を含有し、Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）−０．０２５Ｍｏ（％）−０．０５７Ｖ（％）が０．０２５以上であることを特徴とする第一の発明に記載の高い圧縮強度に優れたラインパイプ用溶接鋼管。なお、上記式で、含有量が、不可避不純物レベルの元素（添加しない元素）については、０％で計算する。
　第三の発明はさらに、質量％で、Ｃｕ：０．２０~０．４０％、Ｎｉ：０．０５~１．００％、Ｃａ：０．０００５~０．００３５％、およびＣｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．１０％以下の中から選ばれる１種以上を含有し、Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）−０．０２５Ｍｏ（％）−０．０５７Ｖ（％）が０．０２５以上であることを特徴とする、耐サワー性能を有する、第一の発明に記載の高い圧縮強度に優れたラインパイプ用溶接鋼管。なお、上記式で、含有量が、不可避不純物レベルの元素（添加しない元素）については、０％で計算する。
　第四の発明は、第一の発明~第三の発明のいずれか一つに記載の高い圧縮強度に優れたラインパイプ用溶接鋼管の製造方法において、鋼板を、１０００~１２００℃に加熱し、未再結晶温度域の圧下率が６０％以上、圧延終了温度がＡｒ３以上の熱間圧延を行い、引き続き、（Ａｒ３−３０℃）以上の温度から１０℃／秒以上の冷却速度で、鋼板表面温度が３５０~５５０℃まで加速冷却を行うことにより製造した鋼板を用いて、冷間成形により鋼管形状とし、突き合せ部を溶接し、次いで拡管率が０．４％~１．２％の拡管を施すことを特徴とする高い圧縮強度に優れたラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
　第五の発明は、第一の発明~第三の発明のいずれか一つに記載の高い圧縮強度に優れたラインパイプ用溶接鋼管の製造方法において、鋼板を、１０００~１２００℃に加熱し、未再結晶温度域の圧下率が６０％以上、圧延終了温度がＡｒ３以上の熱間圧延を行い、引き続き、（Ａｒ３−３０℃）以上の温度から１０℃／秒以上の冷却速度で、鋼板表面温度が２５０~５５０℃まで加速冷却を行い、引き続いて鋼板表面温度が５５０~７２０℃で、かつ、鋼板中心温度が５５０℃未満となる再加熱を行うことにより製造した鋼板を用いて、冷間成形により鋼管形状とし、突き合せ部を溶接し、次いで拡管率が０．４％~１．２％の拡管を施すことを特徴とする高い圧縮強度に優れたラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
　本発明によれば、海底パイプラインへ適用するために必要な高強度と優れた靱性を有し、さらに高い圧縮強度を有するラインパイプ用溶接鋼管が得られる。
表１~３のＮｏ．８（鋼種Ｆ）において、管拡率を変化させた場合の、圧縮強度を示した図である。 表１~３のＮｏ．８（鋼種Ｆ）と同等の鋼板から切り出した丸棒引張試験片に繰返し載荷を加えることで、求めた管拡率相当の反転前予ひずみと背応力の関係を示した図である。
　以下に本発明を実施するための形態について説明する。まず、本発明の構成要件の限定理由について説明する。
１．化学成分について
　はじめに本発明の高い圧縮強度および耐サワー性に優れた溶接鋼管が含有する化学成分の限定理由を説明する。なお、成分％は全て質量％を意味する。なお、本発明では、以下に規定された各化学成分等の数値範囲の次の桁の数値は、０である。例えば、Ｃ：０．０２~０．０６％は、Ｃ：０．０２０~０．０６０％、Ｓｉ：０．０１~０．５％は、Ｓｉ：０．０１０~０．５０％であることを意味する。また、粒径サイズも５μｍ以下は、５．０μｍ以下であることを意味する。また、ＭＡ等の分率２％以下は、２．０％以下であることを意味する。
　Ｃ：０．０３~０．１０％
　Ｃは、加速冷却によって製造される鋼板の強度を高めるために最も有効な元素である。しかし、０．０３％未満では十分な強度を確保できず、０．１０％を超えると靭性を劣化させるだけでなく、ＭＡの生成が促進されるため、圧縮強度の低下も招く。従って、Ｃ量を０．０３~０．１０％の範囲内とする。より高い靱性と圧縮強度を得るためには、好ましくは、０．０３~０．０８０％の範囲内とする。
　Ｓｉ：０．３０％以下
　Ｓｉは脱酸のために添加するが、この効果は０．０１％以上で発揮されるが、０．３０％を超えると母材靭性や溶接性を劣化させ、また母材のＭＡの生成も促進される。従ってＳｉ量は０．３０％以下の範囲とする。また、ＳｉはＣＧＨＡＺ（Ｃｏａｒｓｅ　ｇｒａｉｎ　ｈｅａｔ　ａｆｆｅｃｔｅｄ　ｚｏｎｅ）やＩＣＣＧＨＡＺ（Ｉｎｔｅｒ−Ｃｒｉｔｉｃａｌ　ＣＧＨＡＺ）などのＨＡＺ組織中のＭＡ生成を顕著に促進する元素であるため、ＨＡＺ靱性確保のためには、より低い方が好ましい。ＨＡＺ組織のＭＡはＳｉの他に様々な焼入れ性元素の影響を受け、一般に母材でより高い強度を確保しようとするほど、焼入れ性元素の添加量が多くなり、ＭＡが増大する。そのため、ＨＡＺ靱性確保の観点からは、母材の強度が高いほど添加するＳｉ量は少ない方がよく、Ｘ６５（ＡＰＩ　５Ｌ　Ｘ６５、引張降伏強度４５０ＭＰａ相当）程度の母材強度の場合は、０．１５％以下、Ｘ７０（ＡＰＩ　５Ｌ　Ｘ７０、引張降伏強度４８０ＭＰａ相当）程度の母材強度の場合は０．０９％以下にすることが望ましい。そこで、好ましくは、０．１５％以下とする。さらに好ましくは、０．０１~０．０９％である。
　Ｍｎ：１．００~２．００％
　Ｍｎは鋼の強度および靭性の向上のため添加するが１．００％未満ではその効果が十分ではなく、２．００％を超えると溶接部の靭性と耐ＨＩＣ性能が劣化する。従って、Ｍｎ量は１．００~２．００％の範囲とする。さらに好ましくは、１．３０~２．００％である。一方で、Ｍｎは、ＨＡＺ組織中の粒界フェライトの生成を抑制することで靱性を改善する効果があるため、ＨＡＺ靱性確保のためには１．５％以上添加していることが望ましい。さらに好ましくは１．５０超~２．００％である。
　Ｐ：０．０１５％以下
　Ｐは不可避的不純物元素であり、鋼材の靱性を劣化する。特に、溶接熱影響部の硬さを上昇させるため、溶接熱影響部の靱性を顕著に劣化させる。従って、Ｐ量を０．０１５％以下とする。好ましくは、０．００８％以下とする。
　Ｓ：０．００３％以下
　Ｓは、鋼中においてはＭｎＳ系の介在物となり、衝撃破壊時のボイド発生起点として作用するため、シャルピー衝撃試験での吸収エネルギー低下の原因となる。従って、Ｓ量を０．００３％以下とする。より高い吸収エネルギーが要求される場合は、Ｓ量をさらに低下することが有効であり、好ましくは０．００１５％以下とする。
　Ａｌ：０．０８０％以下
　Ａｌは脱酸剤として添加される。この効果は０．０１％以上で発揮されるが、０．０８０％を超えると清浄度の低下により延性を劣化させる。従って、Ａｌ量は０．０８０％以下とする。さらに好ましくは、０．０１０~０．０４０％である。
　Ｎｂ：０．００５~０．０３５％
　Ｎｂは、圧延時の粒成長を抑制し、微細粒化により靭性を向上させる。しかし、Ｎｂ量が０．００５％未満ではその効果がなく、０．０３５％を超えると炭化物として析出し固溶Ｃ量を低下させ、バウシンガー効果が促進されるため高い圧縮強度が得られず、さらに、溶接熱影響部の靱性低下を招く。従って、Ｎｂ量は０．００５~０．０３５％の範囲とする。また、Ｎｂはスラブ再加熱時に一度固溶することにより、その能力を発揮するが、Ｎｂ添加量が大きくなるほど、固溶させるのに必要なスラブ加熱温度が高くなる。一方で、ＤＷＴＴ性能を確保するためには、スラブ加熱温度は低い方がよいため、ＤＷＴＴ性能を確保できるスラブ加熱温度の範囲では、Ｎｂを０．０３０％を超えて添加しても、その効果を十分に発揮できない。よって、さらに好ましくは、０．００５~０．０３０　％である。
　Ｔｉ：０．００５~０．０２０％
　Ｔｉは、ＴｉＮを形成してスラブ加熱時の粒成長を抑制するだけでなく、溶接熱影響部の粒成長を抑制し、母材及び溶接熱影響部の微細粒化により靭性を向上させる。しかし、Ｔｉ量が０．００５％未満ではその効果がなく、０．０２０％を超えると靭性を劣化させる。従って、Ｔｉ量は０．００５~０．０２０％の範囲とする。
　Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）：０．０２５以上
　本発明は固溶Ｃと転位との相互作用により逆応力発生を抑制することでバウシンガー効果を低減し、鋼管の圧縮強度を高めるものであり、有効な固溶Ｃを確保することが重要となる。一般に、鋼中のＣはセメンタイトやＭＡとして析出するほか、Ｎｂ等の炭化物形成元素と結合し炭化物として析出し、固溶Ｃ量が減少する。このとき、Ｃ含有量に対してＮｂ含有量が多すぎるとＮｂ炭化物の析出量が多く十分な固溶Ｃが得られない。
　しかし、Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）が０．０２５以上であれば十分な固溶Ｃが得られるため、Ｃ含有量とＮｂ含有量の関係式である、Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）を０．０２５以上に規定する。さらに好ましくは、０．０２８　以上である。
　Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）−０．０２５Ｍｏ（％）−０．０５７Ｖ（％）：０．０２５以上
　本発明の選択元素であるＭｏ及びＶはＮｂと同様に炭化物を形成する元素であり、これらの元素も添加する場合には十分な固溶Ｃが得られる範囲で添加する必要がある。しかし、Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）−０．０２５Ｍｏ（％）−０．０５７Ｖ（％）で表される関係式の値が０．０２５未満では固溶Ｃが不足するため、Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）−０．０２５Ｍｏ（％）−０．０５７Ｖ（％）を０．０２５以上に規定する。さらに好ましくは、０．０２８以上である。なお、含有量が、不可避不純物レベルの元素（添加しない元素）については、０％で計算する。
　本発明では上記の化学成分の他に、さらに以下の元素を選択元素として任意に添加することができる。
　Ｃｕ：０．５０％以下
　Ｃｕは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。この効果は０．１０％以上で発揮されるが、０．５０％を超えて添加すると溶接部の靭性が劣化する。従って、Ｃｕを添加する場合は０．５０％以下とする。
　また、鋼が硫化水素を含む溶液にさらされると、表面から水素原子が侵入して内部で水素ガスとなってその内圧で水素誘起割れが発生する。鋼にＣｕを含有させると、硫化水素を含む溶液中では表面にＣｕ皮膜を形成して、水素侵入量が少なくなり、その結果として、耐サワー性能が向上する。その効果は、Ｃｕの含有量が０．２０％以上の場合に発揮されるが、０．４０％を超えて含有しても効果が飽和するので、より耐サワー性能の効果が必要な場合はＣｕの含有量は０．２０~０．４０％に規定する。
　Ｎｉ：１．００％以下
　Ｎｉは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。この効果は０．１０％以上で発揮されるが、１．００％を超えて添加すると溶接部の靭性が劣化する。従って、Ｎｉを添加する場合は１．００％以下とする。
　また、Ｃｕが添加されている場合には、加熱割れを防ぐためにＮｉを同時に含有させることが有効である。この割れ抑制のためには少なくとも０．０５％の含有が必要である。したがって、加熱割れを特に防止する場合には、Ｎｉ：０．０５~１．００％が好ましい。さらに好ましくは、０．８０％以下である。
　Ｃｒ：０．５０％以下
　Ｃｒは、焼き入れ性を高めることで強度の上昇に有効な元素である。この効果は０．１０％以上で発揮されるが、０．５０％を超えて添加すると溶接部の靭性を劣化させる。従って、Ｃｒを添加する場合は０．５０％以下とする。さらに好ましくは、０．３０％以下である。
　Ｍｏ：０．５０％以下
　Ｍｏは、靭性の改善と強度の上昇に有効な元素である。この効果は０．０５％以上で発揮されるが、０．５０％を超えて添加すると溶接部の靭性が劣化する。従って、Ｍｏを添加する場合は０．５０％以下とする。さらに好ましくは、０．３０％以下である。
　Ｖ：０．１０％以下
　Ｖは靭性を劣化させずに強度を上昇させる元素である。この効果は０．０１０％以上で発揮されるが、０．１０％を超えて添加するとＮｂと同様に炭化物として析出し固溶Ｃを減少させるため、Ｖを添加する場合は、０．１０％以下とする。さらに好ましくは、０．０６０％以下である。
　Ｃａ：０．０００５~０．００３５％
　Ｃａは硫化物系介在物の形態を制御し、延性を改善するために、また、耐サワー性能を向上させる上で、有効な元素であるが、０．０００５％未満ではその効果がなく、０．００３５％を超えて添加しても効果が飽和し、むしろ清浄度の低下により靱性を劣化させる。従って、Ｃａを添加する場合は０．０００５~０．００３５％の範囲とする。さらに好ましくは、０．００１５~０．００３５％である。
　Ｃｅｑ値：０．３以上
Ｃｅｑ＝Ｃ（％）＋Ｍｎ（％）／６＋｛Ｃｒ（％）＋Ｍｏ（％）＋Ｖ（％）｝／５＋｛Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％）｝／１５
　Ｃｅｑは鋼の焼き入れ性指数であり、Ｃｅｑ値が高いほど鋼材の引張強度および圧縮強度が高くなる。Ｃｅｑ値が０．３未満では２０ｍｍを超える厚肉の鋼管において十分な強度が確保出来ないため、Ｃｅｑ値は０．３以上とする。また、３０ｍｍを超える肉厚の鋼管において十分に強度を確保するためには、０．３６以上にすることが望ましい。なお、Ｃｅｑが高いほど低温割れ感受性が増加し、溶接割れを助長し、敷設船上などの過酷な環境でも予熱なしで溶接するために、上限を０．４２とする。
なお、含有量が、不可避不純物レベルの元素（添加しない元素）については、０％で計算する。
　なお、本発明の鋼の残部は実質的にＦｅであり、上記以外の元素及び不可避的不純物については、本発明の効果を損なわない限り含有することができる。なお、不可避的不純物として含有されるＮは、Ｔｉと結合しＴｉＮとして鋼中に析出するが、ピンニング効果（ｐｉｎｉｎｇ　ｅｆｆｅｃｔ）によりスラブ加熱時（ｓｌａｂ　ｈｅａｔｉｎｇ）や溶接熱影響部の組織の粗大化防止に寄与するため、溶接熱影響部の高い靭性を特に要求される場合には、その含有量は０．００２０~０．００６０％の範囲とすることが好ましい。
　２．金属組織について
　本発明における金属組織の限定理由を以下に説明する。以下金属組織およびＭＡの分率はすべて面積分率を意味する。また、金属組織は鋼管の内面側の板厚１／４の位置からサンプルを採取し、研磨後ナイタールによるエッチングを行い光学顕微鏡で観察により各金属組織の特定を行うことができる。そして、２００倍で撮影した写真３~５枚を用いて画像解析によりベイナイト、フェライト、加工フェライト等のそれぞれの金属組織の面積分率を求めることができる。
　ベイナイト面積分率：６０％以上
　バウシンガー効果を抑制し高い圧縮強度をえるためには軟質なフェライト相や硬質な第２相の少ない均一な組織とし、変形時の組織内部で生じる局所的な転位の集積を抑制することが必要である。そのため、ベイナイト主体の組織とする。その効果を得るためにはベイナイトの分率が６０％以上必要である。さらに、高い圧縮強度が必要な場合はベイナイト分率を８０％以上とすることが望ましい。
　加工フェライト面積分率：５％以下
　フェライト相が圧延によって加工を受けた加工フェライトになると、可動転位が増殖しフェライト／ベイナイト界面での転位集積も多くなるため、逆応力による圧縮強度の低下を促進する。しかし、加工フェライト分率が５％以下であればその影響が小さく圧縮強度の低下も生じないため、加工フェライトの分率を５％以下に規定する。フェライト相と加工フェライトとは組織観察で判別ができる。例えば、後述するようにフェライト粒の内部に変形帯（ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ　ｂａｎｄ）が見られる粒を加工フェライトとしてその面積分率を求めることができる。
　島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積分率：３％以下
　島状マルテンサイト（ＭＡ）は非常に硬質な相であり、変形時に局所的な転位の集積を促進し、バウシンガー効果により圧縮強度の低下を招くため、その分率を厳しく制限する必要がある。しかし、ＭＡの分率が３％以下ではその影響が小さく圧縮強度の低下も生じないため、島状マルテンサイト（ＭＡ）の分率を３％以下に規定する。ＭＡの分率は、ナイタールエッチング後に電解エッチング（２段エッチング）を行い、その後走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による観察を行い面積分率を求めることができる。
　ＭＡの平均粒径：２μｍ以下
　上述のように、ＭＡが変形時の局所的な転位集積を促進するが、ＭＡのサイズが大きいほど局所的な歪集中が促進され大きな逆応力を発生し、圧縮強度の低下を招く。しかし、ＭＡの平均粒径が２μｍ以下であれば局所的な歪み集中が分散されるため、歪み集中量も少なくなりバウシンガー効果の発生がさらに抑制される。よって、ＭＡの平均粒子径を２μｍ以下に規定する。好ましくは、１μｍ以下とする。ここで、平均粒子径とは画像解析により得られる円相当径とする。
　ＭＡのアスペクト比：５以下
　ＭＡがアスペクト比の大きな伸長した形状を有している場合、その先端部での局所的な歪み集中を招き、圧縮強度が低下する。しかし、ＭＡのアスペクト比が５以下であればその影響が小さいため、ＭＡのアスペクト比を５以下に規定する。ここで、１０００倍で撮影した写真から画像解析によってＭＡの面積分率とともに平均粒径及びアスペクト比を求めた。なお、アスペクト比は、個々のＭＡの長辺（あるいは、最大長さ部）をそれに９０度交差する方向の最大辺（あるいは、最大長さ部）で割った値の平均値である。ＭＡのアスペクト比を５以下とするには、前述した化学成分と後述する製造条件を限定することが必要である。特に、化学成分では、ＭＡの生成を促進する作用があるＣおよびＳｉの含有量を限定すること、製造条件では未再結晶域での圧下による組織微細化や加速冷却停止温度の下限温度を管理することが必要である。
　本発明の鋼管は、金属組織として上記の特徴を有することで高い圧縮強度が得られるが、上記以外の、セメンタイト、パーライト、マルテンサイト等の組織は、それらの分率の合計が５％以下であれば何ら悪影響を及ぼさないため、含有することができる。
　一般に加速冷却を適用して製造された鋼板の金属組織は、鋼板の板厚方向で異なる場合がある。外圧を受ける鋼管のコラプスは周長の小さな鋼管内面側の塑性変形が先に生じることで起こるため、圧縮強度としては鋼管の内面側の特性が重要となり、一般に圧縮試験片は鋼管の内面側より採取する。
　３．製造条件について
　本発明の第４発明は、上述した化学成分を含有する鋼スラブを、加熱し熱間圧延を行った後、加速冷却を行う製造方法である。以下に、鋼板の製造条件の限定理由について説明する。なお、以下の温度は特に記載しない限り鋼板の表面温度を表す。
　スラブ加熱温度：１０００~１２００℃
　スラブ加熱温度は、１０００℃未満では十分な引張強度および圧縮強度が得られず、１２００℃を超えると、靱性やＤＷＴＴ特性が劣化する。従って、スラブ加熱温度１０００~１２００℃の範囲とする。さらに優れたＤＷＴＴ性能が要求される場合は、スラブ加熱温度の上限を１１００℃にすることが望ましい。
　未再結晶域の圧下率：６０％以上
　バウシンガー効果を低減するための微細なベイナイト組織と高い母材靱性を得るためには、熱間圧延工程において未再結晶温度域で十分な圧下を行う必要がある。さらに、圧延によって組織を微細化することで、第２相として生成するＭＡを微細に分散させることが可能である。しかし、圧下率が６０％未満では効果が不十分であるため、未再結晶域で圧下率を６０％以上とする。なお、圧下率は複数の圧延パスで圧延を行う場合はその累積の圧下率とする。また、未再結晶温度域はＮｂ、Ｔｉ等の合金元素によって変化するが、本発明のＮｂ及びＴｉ添加量では９５０℃以下とすればよい。
　圧延終了温度：Ａｒ ３ 以上
　バウシンガー効果による強度低下を抑制するためには、金属組織をベイナイト分率が６０％の組織としフェライト相の過度な生成を抑制する必要がある。さらに、フェライト相が圧延されて加工フェライトとなると、可動転位が増加することで転位集積による逆応力発生を促進し、圧縮強度の低下を招く。そのため、熱間圧延は、フェライト生成温度であるＡｒ３温度以上とする。なお、圧延終了温度の上限はとくに規定しないが、ＤＷＴＴ性能などの低温靱性を確保するためには、低い方が望ましい。したがって、より好ましくは、Ａｒ３以上８２０℃以下とする。さらに好ましくは、Ａｒ３以上８００℃以下である。
　なお、Ａｒ３温度は鋼の合金成分によって変化するため、それぞれの鋼で実験によって変態温度を測定して求めてもよいが、成分から下式（１）で求めることもできる。
　Ａｒ３（℃）＝９１０−３１０Ｃ（％）−８０Ｍｎ（％）−２０Ｃｕ（％）−１５Ｃｒ（％）−５５Ｎｉ（％）−８０Ｍｏ（％）・・・・・（１）
　なお、含有量が、不可避不純物レベルの元素（添加しない元素）については、０％で計算する。
　熱間圧延に引き続いて加速冷却を行う。加速冷却の条件は以下の通りである。
　冷却開始温度：（Ａｒ ３ −３０℃）以上
熱間圧延後の加速冷却によって金属組織をベイナイト主体の組織とするが、冷却開始温度がフェライト生成温度であるＡｒ３温度を下回ると、フェライトとベイナイトの混合組織となり、バウシンガー効果による強度低下が大きく圧縮強度が低下する。しかし、加速冷却開始温度が（Ａｒ３−３０℃）以上であれば、フェライト分率が低くバウシンガー効果による強度低下も小さい。よって、冷却開始温度を（Ａｒ３−３０℃）以上とする。
　冷却速度：１０℃／秒以上
　加速冷却は高強度で高靱性の鋼板を得るために重要なプロセスであり、高い冷却速度で冷却することで変態強化による強度上昇効果が得られる。しかし、冷却速度が１０℃／秒未満では十分な引張強度および圧縮強度が得られないだけでなく、Ｃの拡散が生じるため未変態オーステナイト（ｎｏｎ−ｔｒａｎｓｆｏｒｍｅｄ　ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）へＣの濃化が起こり、ＭＡの生成量が多くなる。前述のようにＭＡ等の硬質第２相によってバウシンガー効果が促進されるため、圧縮強度の低下を招く。しかし、冷却速度が１０℃／秒以上であれば冷却中のＣの拡散が少なく、ＭＡの生成も抑制される。よって加速冷却時の冷却速度の下限を１０℃／秒とする。
　冷却停止温度：３５０~５５０℃
　加速冷却によってベイナイト変態が進行し必要な引張強度および圧縮強度が得られるが、冷却停止時の温度が５５０℃を超えると、ベイナイト変態が不十分であり、十分な引張強度および圧縮強度が得られない。また、ベイナイト変態が完了しないため、冷却停止後の空冷中に未変態オーステナイトへのＣの濃縮が起こりＭＡの生成が促進される。一方、冷却停止時の鋼板平均温度が３５０℃未満では、ベイナイト変態だけでなく、マルテンサイト変態を生じ伸長したＭＡが生成され好ましくない。よって、冷却停止時の温度は３５０~５５０℃の範囲とする。
　本発明の第５発明は、加速冷却後の鋼板に再加熱処理を施すものであるが、以下に第４発明と異なる条件である再加熱条件の限定理由を主に説明する。
　鋼板表面温度：５５０~７２０℃
　厚鋼板の加速冷却では鋼板表層部の冷却速度が速くまた鋼板内部に比べ表層部が低い温度まで冷却される。そのため、鋼板表層部にはＭＡが生成されやすい。このような硬質相はバウシンガー効果を促進するため、加速冷却後に鋼板の表層部を加熱しＭＡを分解することでバウシンガー効果による圧縮強度の低下を抑制することが可能となる。しかし、表面温度が５５０℃未満ではＭＡの分解が十分でなく、また７２０℃を超えると、鋼板中央部の加熱温度も上昇するため大きな強度低下をまねく。よって、加速冷却後にＭＡの分解を目的に再加熱を行う場合は、再加熱時の鋼板表面温度を５５０~７２０℃の範囲とする。
鋼板表面温度の測定は、公知の温度計を常法に従い用いることができる。
　鋼板中心温度：５５０℃未満
　加速冷却後の再加熱によって、表層部のＭＡが分解され高い圧縮強度が得られるが、鋼板中央部の加熱温度が５５０℃以上になると、セメンタイトの凝集粗大化がおこりＤＷＴＴ性能が劣化する。よって、加速冷却後の再加熱での鋼板中心温度は５５０℃未満とする。
ここで、再加熱時の鋼板中心温度は表面温度から熱伝導解析により求めることができる。また、加熱中は鋼板内部より鋼板表面の温度が高くなるが、加熱終了後すぐに表層部と中心部の温度差が小さくなるため、そのときの表面温度を鋼板中心温度として処理することができる。
　加速冷却後の再加熱する手段としては、ＭＡが多く存在する表層部のみを効率的に加熱出来る誘導加熱を用いることが望ましいが、これに限られることはなく熱処理炉を用いることもできる。また、再加熱による効果を得るには冷却停止時の温度よりも高い温度に加熱するのが有効であるため、再加熱時の鋼板中心温度は冷却停止時の温度よりも５０℃以上高い温度とすることが好ましい。
　冷却停止温度：２５０~５５０℃
加速冷却後に再加熱が施される場合は、加速冷却によってＭＡが生成してもそれが無害化されるため、加速冷却停止温度は鋼板表面温度が２５０~５５０℃とすることができる。ここで、加速冷却停止温度の下限を２５０℃としたのは、加速冷却停止温度が２５０℃を下回るとＭＡの生成量が多くなりすぎ、その後に再加熱を施してもＭＡの分率を３％以下とすることが困難になるためである。
　本発明の第５発明によれば鋼板表面温度が５５０~７２０℃でかつ、鋼板中心温度が５５０℃未満となる再加熱を行うことにより製造した鋼板を用いて鋼管を製造するので、第４発明と比べ高い圧縮強度が得られる。
　本発明は上述の方法によって製造された鋼板を用いて鋼管となすが、鋼管の成形方法は、ＵＯＥプロセスやプレスベンド（ｐｒｅｓｓ　ｂｅｎｄ）等の冷間成形によって鋼管形状に成形する。その後、シーム溶接（ｓｅａｍ　ｗｅｌｄｉｎｇ）するが、このときの溶接方法は十分な継手強度（ｓｔｒｅｎｇｔｈ　ｏｆ　ｊｏｉｎｔ）及び継手靱性（ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ　ｏｆ　ｊｏｉｎｔ）が得られる方法ならいずれの方法でもよいが、優れた溶接品質（ｗｅｌｄ　ｑｕａｌｉｔｙ）と製造能率（ｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎ　ｅｆｆｉｃｉｅｎｃｙ）の点からサブマージアーク溶接（ｓｕｂｍｅｒｇｅｄ　ａｒｃ　ｗｅｌｄｉｎｇ）を用いることが好ましい。突き合せ部（ｓｅａｍ）の溶接を行った後に、溶接残留応力（ｗｅｌｄ　ｒｅｓｉｄｕａｌ　ｓｔｒｅｓｓ）の除去と鋼管の真円度の向上のため、拡管を行う。このときの拡管率は、所定の鋼管の真円度が得られ、残留応力が除去される条件として０．４％以上が必要である。また、拡管率が高すぎるとバウシンガー効果による圧縮強度の低下が大きくなるため、その上限を１．２％とする。また、通常の溶接鋼管の製造においては、真円度を確保することに力点をおいて拡管率を０．９０~１．２０％の間に制御することが一般的であるが、圧縮強度を確保する上では、拡管率が低い方が望ましい。図１は、表１~３のＮｏ．８（鋼種Ｆ）において、管拡率を変化させた場合の、圧縮強度を示した図である。図１に示すように、拡管率を０．９％以下にすることで、顕著な圧縮強度の改善効果が見られるため、より好ましくは、０．４~０．９％とする。さらに好ましくは、０．５~０．８％である。なお、拡管率を０．９％以下にすることで、顕著な圧縮強度の改善効果がみられる理由は、図２に示すように、鋼材の背応力（ｂａｃｋ　ｓｔｒｅｓｓ）の発生挙動が低ひずみ域で顕著に増加し、その後１％程度から増加度が小さくなり、２．５％以上では飽和することに起因している。なお、図２は、表１~３のＮｏ．８（鋼種Ｆ）と同様の鋼板から切り出した丸棒引張試験片に繰返し載荷を加えることで、求めた管拡率相当の反転前予ひずみと背応力の関係を示した図である。
　表１に示す化学成分の鋼（鋼種Ａ~Ｎ）を連続鋳造法（ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　ｃａｓｔｉｎｇ　ｐｒｏｃｅｓｓ）によりスラブ（ｓｌａｂ）とし、これを用いて板厚２２ｍｍ~３４ｍｍの厚鋼板（Ｎｏ．１~２４）を製造した。鋼板の製造条件を表２に示す。鋼板製造時の再加熱処理は、加速冷却設備と同一ライン上に設置した誘導加熱炉（ｉｎｄｕｃｔｉｏｎ　ｈｅａｔｉｎｇ　ｆｕｒｎａｃｅ）を用いて再加熱を行った。再加熱時の表層温度は誘導加熱炉の出口での鋼板の表面温度であり、中心温度は加熱後の表層温度と中心温度がほぼ等しくなった時点での鋼板温度とした。これらの鋼板を用いて、ＵＯＥプロセスにより種々の外径の鋼管を製造した。鋼管製造時の拡管率も表２に示す。
　以上のようにして製造した鋼管の引張特性（ｔｅｎｓｉｌｅ　ｐｒｏｐｅｒｔｙ）は、管周方向の全厚試験片を引張試験片として引張試験（ｔｅｎｓｉｌｅ　ｔｅｓｔ）を行い、引張強度を測定した。圧縮試験（ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ　ｔｅｓｔ）は鋼管の鋼管内面側の位置より管周方向に直径２０ｍｍ、長さ６０ｍｍの試験片を採取し、圧縮試験を行い圧縮の降伏強度（あるいは０．５％耐力）を測定した。また、鋼管の管周方向より採取したＤＷＴＴ試験片により延性破面率（Ｓｈｅａｒ　ａｒｅａ）が８５％となる温度を８５％ＳＡＴＴ（Ｓｈｅａｒ　ａｒｅａ　ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）として求めた。ＤＷＴＴ試験は、管厚が３０ｍｍ以上の場合は厚さ１９ｍｍの減厚試験片により試験を行った。溶接部靱性は、シーム溶接部の外面熱影響部よりシャルピー衝撃試験片を採取し、−３０℃で３本のシャルピー試験を実施した時の平均の吸収エネルギーとした。金属組織は鋼管の内面側の板厚１／４の位置からサンプルを採取し、研磨後ナイタール（ｎｉｔａｌ）によるエッチング（ｅｔｃｈｉｎｇ）を行い光学顕微鏡で観察を行った。そして、２００倍で撮影した写真５枚を用いて画像解析（ｉｍａｇｅ　ａｎａｌｙｓｉｓ）によりベイナイト分率を求めた。フェライト相がある場合は、フェライト粒の内部に変形帯が見られる粒を加工フェライトとしてその面積分率を求めた。ＭＡの観察は、ナイタールエッチング後に電解エッチング（ｅｌｅｃｔｒｏｌｙｔｉｃ　ｅｔｃｈｉｎｇ）（２段エッチング（ｔｗｏ−ｓｔｅｐ　ｅｔｃｈｉｎｇ））を行い、その後走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による観察を行った。そして、１０００倍で撮影した写真から画像解析によってＭＡの面積分率、平均粒径及びアスペクト比を求めた。
　Ｎｏ．２０、２１、２２については、ＨＩＣ試験（水素誘起割れ試験）を実施した。硫化水素（Ｈ２Ｓ）を飽和させたｐＨが約５の人工海水の中に試験片を９６時間浸漬した後、超音波探傷（ｕｌｔｒａｓｏｎｉｃ　ｉｎｓｐｅｃｔｉｏｎ）により試験片全面の割れの有無を調査し、割れ面積率（ｃｒａｃｋ　ａｒｅａ　ｒａｔｉｏ）（ＣＡＲ）でその性能を評価した。各鋼管から３個の試験片を採取してＨＩＣ試験に供し、個々の試験片の割れ面積率の中で最大値をその鋼管を代表する割れ面積率とした。
　鋼管の機械的特性を表３に示す。本発明例であるＮｏ．１~８、２０~２４はいずれも、化学成分および製造方法及びミクロ組織が本発明の範囲内であり、圧縮強度が４３０ＭＰａ以上の高圧縮強度であり、ＤＷＴＴ特性（−２０℃以下）及び溶接部靱性（１００Ｊ以上）も良好であった。また、Ｎｏ．２０、２１、２２は、さらに、ＨＩＣ試験において割れ面積率が１％以下と優れた耐サワー性能を有している。
　一方、Ｎｏ．９~１４は、化学成分が本発明の範囲内であるが、製造方法が本発明の範囲外であるため、圧縮強度、ＤＷＴＴ特性または溶接部靱性のいずれかが劣っている。Ｎｏ．１５~１９は化学成分が本発明外であるため強度、溶接部靱性が劣っているか、または圧縮強度が不足している。
　本発明によれば、高い圧縮強度を有し、さらに優れたＤＷＴＴ特性と溶接部靱性を有する厚肉の鋼管が得られるので、高い耐コラプス性能が要求される深海用ラインパイプへ適用することができる。さらに、優れた耐サワー性能をも有する鋼管も製造することができる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005

Claims (5)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０３~０．１０％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：１．００~２．００％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：０．０８０％以下、Ｎｂ：０．００５~０．０３５％、Ｔｉ：０．００５~０．０２０％を含有し、Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）が０．０２５以上であり、下式で表されるＣｅｑ値が０．３以上であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼管であり、金属組織がベイナイト面積分率：６０％以上、加工フェライト面積分率：５％以下、島状マルテンサイト（ＭＡ）の面積分率：３％以下、ＭＡの平均粒径：２μｍ以下、さらに、ＭＡのアスペクト比：５以下であるラインパイプ用溶接鋼管。
    Ｃｅｑ＝Ｃ（％）＋Ｍｎ（％）／６＋｛Ｃｒ（％）＋Ｍｏ（％）＋Ｖ（％）｝／５＋｛Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％）｝／１５。
  2. 　さらに質量％で、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下の中から選ばれる１種以上を含有し、Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）−０．０２５Ｍｏ（％）−０．０５７Ｖ（％）が０．０２５以上である請求項１に記載のラインパイプ用溶接鋼管。
  3. 　さらに、質量％で、Ｃｕ：０．２０~０．４０％、Ｎｉ：０．０５~１．００％、Ｃａ：０．０００５~０．００３５％、およびＣｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．１０％以下の中から選ばれる１種以上を含有し、Ｃ（％）−０．０６５Ｎｂ（％）−０．０２５Ｍｏ（％）−０．０５７Ｖ（％）が０．０２５以上である請求項１に記載のラインパイプ用溶接鋼管。
  4. 　請求項１~３のいずれか一項に記載のラインパイプ用溶接鋼管の製造方法において、鋼板を、１０００~１２００℃に加熱し、未再結晶温度域の圧下率が６０％以上、圧延終了温度がＡｒ３以上の熱間圧延を行い、引き続き、（Ａｒ３−３０℃）以上の温度から１０℃／秒以上の冷却速度で、鋼板表面温度が３５０~５５０℃まで加速冷却を行うことにより製造した鋼板を用いて、冷間成形により鋼管形状とし、突き合せ部を溶接し、次いで拡管率が０．４％~１．２％の拡管を施すラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
  5. 　請求項１~３のいずれか一項に記載のラインパイプ用溶接鋼管の製造方法において、鋼板を、１０００~１２００℃に加熱し、未再結晶温度域の圧下率が６０％以上、圧延終了温度がＡｒ３以上の熱間圧延を行い、引き続き、（Ａｒ３−３０℃）以上の温度から１０℃／秒以上の冷却速度で、鋼板表面温度が２５０~５５０℃まで加速冷却を行い、引き続いて鋼板表面温度が５５０~７２０℃で、かつ、鋼板中心温度が５５０℃未満となる再加熱を行うことにより製造した鋼板を用いて、冷間成形により鋼管形状とし、突き合せ部を溶接し、次いで拡管率が０．４％~１．２％の拡管を施すラインパイプ用溶接鋼管の製造方法。
PCT/JP2010/071528 2009-11-25 2010-11-25 高い圧縮強度に優れたラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法 WO2011065579A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020157001660A KR101681626B1 (ko) 2009-11-25 2010-11-25 높은 압축 강도를 갖는 라인파이프용 용접 강관
KR1020127015922A KR101511617B1 (ko) 2009-11-25 2010-11-25 높은 압축 강도를 갖는 라인파이프용 용접 강관의 제조 방법
US13/511,826 US9089919B2 (en) 2009-11-25 2010-11-25 Welded steel pipe for linepipe with high compressive strength and manufacturing method thereof
EP10833422.8A EP2505682B1 (en) 2009-11-25 2010-11-25 Welded steel pipe for linepipe with superior compressive strength, and process for producing same
CN2010800530012A CN102666898A (zh) 2009-11-25 2010-11-25 高压缩强度优异的管线管用焊接钢管及其制造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2009-267257 2009-11-25
JP2009267257 2009-11-25

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2011065579A1 true WO2011065579A1 (ja) 2011-06-03

Family

ID=44066682

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2010/071528 WO2011065579A1 (ja) 2009-11-25 2010-11-25 高い圧縮強度に優れたラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US9089919B2 (ja)
EP (1) EP2505682B1 (ja)
JP (1) JP5857400B2 (ja)
KR (2) KR101511617B1 (ja)
CN (1) CN102666898A (ja)
WO (1) WO2011065579A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103757540A (zh) * 2014-01-09 2014-04-30 鞍钢股份有限公司 一种出口s355j2加钛钢板及其生产方法

Families Citing this family (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101511615B1 (ko) * 2009-11-25 2015-04-13 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 높은 압축 강도 및 인성을 갖는 라인파이프용 용접 강관의 제조 방법
KR101688082B1 (ko) 2009-11-25 2016-12-20 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 높은 압축 강도 및 내사우어성을 갖는 라인파이프용 용접 강관
JP5857400B2 (ja) 2009-11-25 2016-02-10 Ｊｆｅスチール株式会社 高圧縮強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
JP5903880B2 (ja) * 2011-12-26 2016-04-13 Ｊｆｅスチール株式会社 耐サワー特性と溶接熱影響部靭性に優れたラインパイプ用高強度鋼板及びその製造方法
GB2508175B (en) * 2012-11-22 2015-06-24 Technip France Mechanically lined pipe
CN103008386B (zh) * 2012-11-30 2015-03-25 洛阳双瑞精铸钛业有限公司 一种厚径比直缝钛及钛合金焊管的制备方法
EP2980249B1 (en) * 2013-03-29 2020-04-29 JFE Steel Corporation Steel plate for thick-walled steel pipe, method for manufacturing the same, and thick-walled high-strength steel pipe
KR101709887B1 (ko) * 2013-07-25 2017-02-23 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 라인 파이프용 강판 및 라인 파이프
CN103436790B (zh) * 2013-08-29 2016-03-30 宝山钢铁股份有限公司 一种矿浆输送焊管管线用耐磨钢及其制造方法
CN105143487B (zh) 2013-08-30 2017-03-08 新日铁住金株式会社 耐酸性、耐压碎特性及低温韧性优异的厚壁高强度线管用钢板和线管
JP6226062B2 (ja) 2014-03-31 2017-11-08 Ｊｆｅスチール株式会社 耐歪時効特性及び耐ｈｉｃ特性に優れた高変形能ラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびに溶接鋼管
WO2015151468A1 (ja) * 2014-03-31 2015-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 耐歪時効特性及び耐ｈｉｃ特性に優れた高変形能ラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびに溶接鋼管
CN108039311B (zh) 2014-07-29 2019-07-05 株式会社东芝 X射线管用旋转阳极靶、x射线管以及x射线检查装置
JP6276163B2 (ja) * 2014-10-31 2018-02-07 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板
CN105779904B (zh) * 2014-12-23 2018-02-27 鞍钢股份有限公司 一种低成本x80直缝焊管及其制备方法
JP6278125B2 (ja) 2015-03-16 2018-02-14 Ｊｆｅスチール株式会社 複合容器蓄圧器ライナー用鋼管および複合容器蓄圧器ライナー用鋼管の製造方法
KR102119561B1 (ko) * 2015-03-26 2020-06-05 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 구조관용 후육 강판, 구조관용 후육 강판의 제조 방법 및, 구조관
EP3279352B1 (en) 2015-03-31 2022-12-07 JFE Steel Corporation Method for producing a high strength/high toughness steel sheet
JP6123972B2 (ja) * 2015-03-31 2017-05-10 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度・高靭性鋼板およびその製造方法
CN108350540A (zh) * 2015-12-04 2018-07-31 株式会社神户制钢所 抑制了焊接热影响部的低温韧性劣化和焊接热影响部的硬度的具有高屈服强度的非调质钢板
CN109563590B (zh) 2016-08-12 2020-10-27 杰富意钢铁株式会社 复合容器蓄压器用衬里、复合容器蓄压器、以及复合容器蓄压器用衬里的制造方法
KR102031447B1 (ko) 2017-12-22 2019-10-11 주식회사 포스코 열연강판 및 그 제조방법
US11401568B2 (en) 2018-01-30 2022-08-02 Jfe Steel Corporation Steel material for line pipes, method for producing the same, and method for producing line pipe
EP3816311B1 (en) * 2018-06-29 2023-04-26 Nippon Steel Corporation Steel pipe and steel sheet
JP7155703B2 (ja) * 2018-07-19 2022-10-19 日本製鉄株式会社 ラインパイプ用厚鋼板およびその製造方法
CN111041362B (zh) * 2019-12-16 2021-05-25 首钢集团有限公司 一种提高非调质螺栓钢包辛格效应的方法

Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0949025A (ja) 1995-08-07 1997-02-18 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐コラプス性に優れたｕｏｅ鋼管の製造法
JP2002102931A (ja) 2000-09-28 2002-04-09 Kawasaki Steel Corp Ｕｏｅ鋼管の製造方法
JP2003340519A (ja) 2002-05-24 2003-12-02 Nippon Steel Corp 圧潰強度に優れたｕｏｅ鋼管
JP2003340518A (ja) * 2002-05-24 2003-12-02 Nippon Steel Corp 圧潰強度に優れたｕｏｅ鋼管の製造方法
JP2003342639A (ja) 2002-05-24 2003-12-03 Nippon Steel Corp 圧潰強度に優れたｕｏｅ鋼管の製造方法
JP2004035925A (ja) 2002-07-01 2004-02-05 Nippon Steel Corp 圧潰強度の高いｕｏｅ鋼管の製造方法
JP2006183133A (ja) * 2004-12-02 2006-07-13 Jfe Steel Kk 溶接熱影響部靭性に優れた高強度蒸気配管用鋼板の製造方法
JP2007119884A (ja) * 2005-10-31 2007-05-17 Jfe Steel Kk 中温域での強度に優れた高強度高靭性鋼材の製造方法
JP2008056962A (ja) 2006-08-30 2008-03-13 Jfe Steel Kk 耐水素誘起割れ性能に優れたバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造方法
JP2008121036A (ja) * 2006-11-09 2008-05-29 Jfe Steel Kk 高強度高靱性鋼板の製造方法
JP2009052137A (ja) 2007-07-31 2009-03-12 Jfe Steel Kk 高強度耐サワーラインパイプ用鋼板およびその製造方法および鋼管
JP2009221534A (ja) * 2008-03-15 2009-10-01 Jfe Steel Corp ラインパイプ用鋼板

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US7520943B2 (en) * 2003-06-12 2009-04-21 Jfe Steel Corporation Steel plate and welded steel tube exhibiting low yield ratio, high strength and high toughness
KR20080090567A (ko) 2006-03-16 2008-10-08 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 서브머지드 아크 용접용 강판
JP5094275B2 (ja) 2007-08-23 2012-12-12 ユニバーサル造船株式会社 シーチェスト
JP5217773B2 (ja) 2007-09-19 2013-06-19 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部靭性に優れた引張強度が５７０ＭＰａ以上７６０ＭＰａ以下の低温用高強度溶接鋼管およびその製造方法
EP2224028B1 (en) * 2007-11-07 2012-08-29 JFE Steel Corporation Steel plate for line pipes and steel pipes
JP5857400B2 (ja) 2009-11-25 2016-02-10 Ｊｆｅスチール株式会社 高圧縮強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
KR101688082B1 (ko) 2009-11-25 2016-12-20 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 높은 압축 강도 및 내사우어성을 갖는 라인파이프용 용접 강관
KR101511615B1 (ko) * 2009-11-25 2015-04-13 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 높은 압축 강도 및 인성을 갖는 라인파이프용 용접 강관의 제조 방법

Patent Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0949025A (ja) 1995-08-07 1997-02-18 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐コラプス性に優れたｕｏｅ鋼管の製造法
JP2002102931A (ja) 2000-09-28 2002-04-09 Kawasaki Steel Corp Ｕｏｅ鋼管の製造方法
JP2003340519A (ja) 2002-05-24 2003-12-02 Nippon Steel Corp 圧潰強度に優れたｕｏｅ鋼管
JP2003340518A (ja) * 2002-05-24 2003-12-02 Nippon Steel Corp 圧潰強度に優れたｕｏｅ鋼管の製造方法
JP2003342639A (ja) 2002-05-24 2003-12-03 Nippon Steel Corp 圧潰強度に優れたｕｏｅ鋼管の製造方法
JP2004035925A (ja) 2002-07-01 2004-02-05 Nippon Steel Corp 圧潰強度の高いｕｏｅ鋼管の製造方法
JP2006183133A (ja) * 2004-12-02 2006-07-13 Jfe Steel Kk 溶接熱影響部靭性に優れた高強度蒸気配管用鋼板の製造方法
JP2007119884A (ja) * 2005-10-31 2007-05-17 Jfe Steel Kk 中温域での強度に優れた高強度高靭性鋼材の製造方法
JP2008056962A (ja) 2006-08-30 2008-03-13 Jfe Steel Kk 耐水素誘起割れ性能に優れたバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造方法
JP2008121036A (ja) * 2006-11-09 2008-05-29 Jfe Steel Kk 高強度高靱性鋼板の製造方法
JP2009052137A (ja) 2007-07-31 2009-03-12 Jfe Steel Kk 高強度耐サワーラインパイプ用鋼板およびその製造方法および鋼管
JP2009221534A (ja) * 2008-03-15 2009-10-01 Jfe Steel Corp ラインパイプ用鋼板

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103757540A (zh) * 2014-01-09 2014-04-30 鞍钢股份有限公司 一种出口s355j2加钛钢板及其生产方法

Also Published As

Publication number Publication date
US20120285576A1 (en) 2012-11-15
KR20120083935A (ko) 2012-07-26
EP2505682A4 (en) 2013-05-08
JP2011132599A (ja) 2011-07-07
EP2505682B1 (en) 2021-01-06
KR101681626B1 (ko) 2016-12-01
KR20150013362A (ko) 2015-02-04
CN102666898A (zh) 2012-09-12
US9089919B2 (en) 2015-07-28
KR101511617B1 (ko) 2015-04-13
JP5857400B2 (ja) 2016-02-10
EP2505682A1 (en) 2012-10-03

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5857400B2 (ja) 高圧縮強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
JP5561119B2 (ja) 高圧縮強度耐サワーラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
JP5561120B2 (ja) 高圧縮強度高靭性ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
JP5782827B2 (ja) 高圧縮強度耐サワーラインパイプ用鋼管及びその製造方法
JP5782828B2 (ja) 高圧縮強度鋼管及びその製造方法
JP5786351B2 (ja) 耐コラプス性能の優れたラインパイプ用鋼管
JP4276480B2 (ja) 変形性能に優れたパイプライン用高強度鋼管の製造方法
JP6635231B2 (ja) ラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびにラインパイプの製造方法
JP2006144037A (ja) 時効後の変形特性に優れたパイプライン用高強度鋼管およびその製造方法
JP5782830B2 (ja) 高圧縮強度鋼管及びその製造方法
JP6819835B1 (ja) ラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびにラインパイプおよびその製造方法
CN111655872B (zh) 管线管用钢材及其制造方法以及管线管的制造方法
JP2012241268A (ja) 高圧縮強度鋼管及びその製造方法

Legal Events

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

Ref document number: 201080053001.2

Country of ref document: CN

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

Ref document number: 10833422

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2010833422

Country of ref document: EP

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20127015922

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 13511826

Country of ref document: US