WO2013027779A1 - 厚肉電縫鋼管及びその製造方法 - Google Patents

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thick
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篠原　康浩
朝日　均
健介 長井
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新日鐵住金株式会社
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    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a thick-walled ERW steel pipe suitable for crude oil and natural gas transportation line pipes and a method for producing the same.
  • Line pipes that transport crude oil and natural gas may be deformed by earthquakes or crustal movements. Since the buckling of the line pipe occurs at a site where deformation is concentrated, there is a correlation between the deformation performance and the shape of the steel pipe. ERW steel pipes with excellent dimensional accuracy have excellent buckling resistance.
  • Yield ratio (YS / TS; hereinafter also referred to as “Y / T”) represented by the ratio of yield strength (YS) to tensile strength (TS) is an index of deformation performance. It is evaluated that the lower the Y / T, the greater the molding margin and the better the deformation performance.
  • Patent Document 1 proposes a low Y / T steel pipe that can prevent buckling of a pipe when laying it against such a problem.
  • Patent Documents 2 and 3 as a material of a low Y / T electric resistance welded steel pipe, a hot rolled steel sheet having a multi-phase structure composed of ferrite and a hard phase such as martensite, bainite, pearlite, and the like, and a method for producing the same Has been proposed.
  • a steel pipe having a thick wall thickness (t) and a small outer diameter (D), that is, a steel pipe having a high wall thickness / outer diameter ratio (t / D) is used.
  • a steel pipe having a thickness / outer diameter ratio of 4% or more is used for a steel pipe laid by bending and bending back deformation. Furthermore, when laying in a cold region, low temperature toughness is also required.
  • the present invention bends by controlling the structure of a hot-rolled steel sheet to be a base steel sheet in order to suppress an increase in Y / T during pipe making of a thick-walled electric-welded steel pipe, It is an object of the present invention to provide an API X60-X70 grade thick-walled electric-welded steel pipe having a low Y / T that does not cause buckling due to bending back deformation and excellent in low-temperature toughness, and a method for manufacturing the same. .
  • Conventional ERW steel pipes for line pipes usually add more than 0.03% of Nb in order to increase the strength, and the steel sheets are wound at around 600 ° C in the manufacturing process of the hot-rolled steel sheet. Fine Nb carbonitride is deposited. Nb fine precipitates contribute to an increase in yield strength, but do not change the subsequent work hardening behavior. Therefore, the conventional ERW steel pipe for line pipes has an increased yield strength compared to an increase in tensile strength, and as a result, Y / T has increased.
  • the present inventors examined a method for controlling the hot-rolled structure according to the composition of the base steel sheet and the hot-rolling conditions in order to reduce the Y / T of the thick-walled electric-welded steel pipe.
  • the content of Nb is less than that of the prior art, and further, the hot rolling conditions are optimized, and after the hot rolling, the precipitation of Nb carbonitride is suppressed by performing two-stage accelerated cooling, As a result, it was found that low Y / T can be secured.
  • the hard phase contributing to the reduction in Y / T needs to be one or both of bainite and pearlite, which has a small effect on low-temperature toughness.
  • the present invention has been made on the basis of the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the metal structure of the base steel sheet contains 50-92% polygonal ferrite in area ratio, the
  • Ceq [C] + [Mn] / 6 + ([Cr] + [Mo] + [V]) / 5 + ([Ni] + [Cu]) / 15 (Formula 1)
  • [C], [Mn], [Cr], [Mo], [V], [Ni], and [Cu] are the contents of C, Mn, Cr, Mo, V, Ni, and Cu, respectively. [% By mass] and 0 if not contained.
  • the steel slab is heated to 1050 to 1300 ° C. and subjected to hot rolling with a total finish rolling ratio of 35 to 90%. And-rolled steel sheet, and the primary cooling at a cooling rate of 5 ⁇ 20 °C / s from above the Ar 3 point to 630 ⁇ 720 ° C., subsequently, faster than the primary cooling, to secondary cooling in the following cooling rate 60 ° C. / s, 450 Winding at ⁇ 600 ° C, the wound steel sheet is formed into a tube with a wall thickness / outer diameter ratio of 4.0 to 7.0%, the butt surface is electro-welded, Ac A method for producing a thick-walled electric-welded steel pipe, which is heated to 3 to 1100 ° C. and then allowed to cool to room temperature, or water-cooled to 200 to 650 ° C. and then allowed to cool.
  • Ceq [C] + [Mn] / 6 + ([Cr] + [Mo] + [V]) / 5 + ([Ni] + [Cu]) / 15 (Formula 1)
  • [C], [Mn], [Cr], [Mo], [V], [Ni], and [Cu] are the contents of C, Mn, Cr, Mo, V, Ni, and Cu, respectively. [% By mass] and 0 if not contained.
  • a thick-walled electric-welded steel pipe for a line pipe and a method for producing the same, which are compatible with low Y / T and low-temperature toughness of 95% or less, preferably 92% or less.
  • tissue which consists of the hard phase which consists of polygonal ferrite, pearlite, and bainite of the base material steel plate of the ERW steel pipe of this invention It is a figure which shows the structure
  • the structure of the hot-rolled steel sheet has a multiphase structure composed of a soft phase and a hard phase.
  • the soft phase is often ferrite and the hard phase is martensite. This is because martensite is very hard, significantly increases the tensile strength, and greatly contributes to a reduction in Y / T.
  • the hard phase is preferably one or both of bainite and pearlite.
  • the reason is that, when martensite is used as a hard phase, Y / T is greatly reduced, but low-temperature toughness is impaired. Furthermore, if the hard phase is martensite, the tensile strength becomes excessively high, and it becomes difficult to overmatch the circumferential welds that weld the steel pipes together, which may reduce the buckling performance.
  • bainite and pearlite contribute less to the increase in tensile strength than martensite, but have less adverse effect on toughness.
  • the soft layer of the multilayer structure of the base steel sheet according to the present invention is polygonal ferrite.
  • Polygonal ferrite contributes to a decrease in Y / T, so the area ratio needs to be 50% or more.
  • the area ratio of polygonal ferrite is set to 92% or less.
  • Polygonal ferrite, bainite, and pearlite can be distinguished by observing the microstructure revealed by the nital etching with an optical microscope.
  • the area ratio of polygonal ferrite is obtained by image analysis of the microstructure revealed by nital etching.
  • martensite cannot be identified by nital etching. Since martensite is not colored by repeller etching, it is observed as a whitened phase in the optical microstructure. That is, whether or not martensite is present in the structure can be confirmed by structural observation by repeller etching.
  • the metal structure may contain bainitic ferrite as long as it does not impair the characteristics of the electric resistance welded steel pipe of the present invention.
  • bainitic ferrite has a high dislocation density, and if present, Y / T is high. Therefore, it is preferable that bainitic ferrite does not exist.
  • FIG. 1A shows the structure of the base steel plate of the ERW steel pipe of the present invention, which is composed of a hard phase composed of polygonal ferrite, pearlite and bainite.
  • FIG. 1B shows the bainitic of the base steel plate of the conventional ERW steel pipe. A structure made of ferrite is shown.
  • the white portion in FIG. 1A is polygonal ferrite which is a relatively equiaxed grain, and the black portion is bainite or pearlite.
  • the amorphous bainitic ferrite is generated on the entire surface of FIG. 1B.
  • the crystal grain size of polygonal ferrite needs to be fine in order to ensure the low temperature toughness of the base material of the ERW steel pipe.
  • the polygonal ferrite particle size is 15 ⁇ m or less. The smaller the polygonal ferrite particle size, the better. However, it is technically difficult to make it smaller than 1 ⁇ m. In consideration of productivity, the polygonal ferrite particle size is preferably 1 ⁇ m or more.
  • the polygonal ferrite particle size is obtained by image analysis of a microstructure revealed by nital etching or by a cutting method.
  • the average particle size of Nb carbonitride is preferably 40 to 100 nm.
  • the Nb carbonitride can be identified by observing with a transmission electron microscope (TEM) and using an energy dispersive X-ray spectrometer (EDX) attached to the TEM.
  • TEM transmission electron microscope
  • EDX energy dispersive X-ray spectrometer
  • the average particle size of Nb carbonitride is calculated by preparing an extracted replica sample, observing it with TEM, measuring the equivalent circle radius.
  • the structure of the ERW weld is made of fine-grained ferrite and pearlite or bainite, and the hardness of the ERW weld is Hv 160 to 240.
  • the structure of the ERW weld can be confirmed in the same manner as the structure of the hot-rolled steel sheet described above.
  • the component of the hot rolled steel sheet which is a raw material of an electric resistance steel pipe is the same as the component of the base material of an electric resistance steel pipe, and the quantity of the component demonstrated below is all the mass%.
  • C 0.06 to 0.15%
  • C is an element necessary for increasing the strength. Moreover, since it contributes also to the fall of Y / T, in the ERW steel pipe of this invention, C amount is increased rather than the conventional ERW steel pipe, and it is 0.06% or more. On the other hand, if the amount of C exceeds 0.15%, the formation of polygonal ferrite becomes insufficient and coarse carbides are generated to impair toughness, so the upper limit is made 0.15%.
  • the C content is preferably 0.07% or more, and more preferably 0.08% or more.
  • the C content is preferably 0.14% or less, and more preferably 0.12% or less.
  • Mn 1.00 to 1.65%
  • Mn is an element that enhances the hardenability of steel and contributes to the improvement of strength and toughness, so 1.00% or more is added.
  • the Mn content is preferably 1.20% or more, more preferably 1.30% or more. More preferably, it is 1.35% or more.
  • the amount of Mn is preferably 1.55% or less.
  • Ti 0.005 to 0.020%
  • Ti is an element that forms carbonitride and contributes to suppression of precipitation strengthening by fine Nb carbonitride. Further, TiN contributes to refinement of the structure and improvement of toughness. In order to obtain these effects, it is necessary to add 0.005% or more of Ti. On the other hand, when Ti is added excessively, coarsening of TiN and precipitation hardening due to TiC occur, toughness deteriorates and Y / T increases, so 0.020% is made the upper limit.
  • the Ti content is preferably 0.008% or more, and more preferably 0.010% or more.
  • the Ti content is preferably 0.018% or less, and more preferably 0.015% or less.
  • Nb 0.005 to 0.030%
  • Conventional ERW steel pipes for line pipes usually have an amount of Nb exceeding 0.03% added in order to increase the strength.
  • the ERW steel pipe for line pipe of the present invention in order to reduce Y / T, it is important to make the amount of Nb smaller than before. That is, the ERW steel pipe of the present invention is characterized by the component composition in that it has a high C, low Nb and lowers Y / T as compared with the conventional ERW steel pipe.
  • Nb is an element that lowers the recrystallization temperature.
  • Nb contributes to refinement of the structure by suppressing recrystallization of austenite, and also generates Nb carbonitride to enhance precipitation. In order to contribute, 0.005% or more is added.
  • the Nb content is preferably 0.015% or less.
  • N 0.001 to 0.006%
  • N is an element that contributes to the refinement of the structure by the formation of nitrides, particularly TiN, and contains 0.001% or more.
  • the upper limit is made 0.006%, and preferably the amount of N is made 0.004% or less.
  • P 0.02% or less
  • P is an impurity, and the upper limit of the content is 0.02%. Since the grain boundary fracture is prevented and the toughness is improved by reducing the amount of P, the amount of P is preferably 0.015% or less, and more preferably 0.010% or less. A smaller amount of P is preferred, but usually contains 0.001% or more from the balance between characteristics and cost.
  • S 0.005% or less S is an impurity, and the upper limit of the content is 0.005%.
  • the amount of S is preferably 0.003% or less, and more preferably 0.002% or less.
  • a smaller amount of S is preferable, but usually contains 0.0001% or more from the balance between characteristics and cost.
  • Ceq in order to ensure the strength, it is necessary to set the carbon equivalent Ceq obtained by the following (formula 1) to 0.32 or more. On the other hand, in order to ensure toughness, Ceq needs to be 0.43 or less. Ceq is preferably 0.34 or more, and more preferably 0.36 or more. Ceq is preferably 0.42 or less, and more preferably 0.40 or less.
  • [C], [Mn], [Cr], [Mo], [V], [Ni], and [Cu] are the contents of C, Mn, Cr, Mo, V, Ni, and Cu, respectively. (Mass%). Cr, Mo, V, Ni, and Cu are arbitrary additive elements. When not intentionally added, calculation is made as 0 in the above (formula 1).
  • Si 0.45% or less Si is not an essential additive element, but is effective as a deoxidizer, and addition of 0.01% or more is preferable. Si is an element that enhances the strength by solid solution strengthening, and is preferably added in an amount of 0.10% or more, more preferably 0.20% or more. If Si exceeds 0.45%, ductility and toughness are impaired, so the upper limit is limited to 0.45%. In order to ensure toughness, the Si content is preferably 0.35% or less, more preferably 0.30% or less.
  • Al 0.08% or less
  • Al is not an essential additive element, but is effective as a deoxidizing agent, and 0.001% or more is preferably added.
  • addition of 0.010% or more of Al is preferable, and addition of 0.015% or more is more preferable.
  • the Al content is preferably 0.05% or less, and more preferably 0.03% or less.
  • Mo, Cu, Ni, Cr, and V are optional additive elements and are not essential additive elements. In order to improve the hardenability of steel and increase the strength, one or more of these elements may be added.
  • Mo Less than 0.20% Mo is an element that contributes to increasing the strength of steel. However, when Mo is contained, polygonal ferrite is hardly generated, and bainitic ferrite is easily generated. As a result, since Y / T of steel becomes high, it is preferable not to add Mo. If the hardenability is insufficient, it may be added in an amount of less than 0.20%, preferably 0.15% or less, if a metal structure in which 50 to 92% is polygonal ferrite is obtained.
  • Cu 0.50% or less
  • Cu is an element that improves the hardenability of steel and contributes to solid solution strengthening, so 0.05% or more is preferably added.
  • the upper limit is made 0.50% or less.
  • the Cu content is preferably 0.30% or less.
  • Ni 0.50% or less
  • Ni is an element having the same effect as Cu, and is an element effective for improving the strength without deteriorating toughness. Therefore, 0.05% or more is preferably added.
  • Cu it is preferable to add Ni simultaneously from the viewpoint of manufacturability. Since Ni is an expensive element, the amount of Ni is 0.50% or less, preferably 0.30% or less.
  • Cr 1.00% or less Cr is an element effective for improving the strength, and it is preferable to add 0.05% or more. However, if Cr is added excessively, the weldability may deteriorate when the end of the steel pipe is circumferentially welded to make a long pipe, so 1.0% is made the upper limit.
  • a more preferable Cr amount is 0.50% or less, and further preferably 0.30% or less.
  • V 0.10% or less
  • V is an element that generates carbides and nitrides and improves the strength of the steel by precipitation strengthening. To increase the strength effectively, 0.01% or more is added. Is preferred. On the other hand, if V is added excessively, carbides and nitrides are coarsened and the toughness may be impaired, so the V content is 0.10% or less. In order to reduce Y / T, the V amount is preferably 0.05% or less.
  • one or both of Ca and REM may be added.
  • Ca and REM are effective elements for controlling the form of sulfide.
  • Ca and REM When one or both of Ca and REM are added, they generate spherical sulfides, and thus can suppress the generation of MnS elongated in the rolling direction.
  • the Ca content and the REM content exceed 0.0050%, coarse oxides increase and the toughness is deteriorated. Therefore, the Ca content and the REM content are set to 0.0050% or less.
  • the lower limit values of Mo, Cu, Ni, Cr, V, Ca, and REM, which are optional additive elements, are not limited and may be 0%. Moreover, since it does not have a bad influence even if it contains the quantity which is less than the preferable lower limit of each element, it is accept
  • the steel slab is heated and hot-rolled, and then subjected to two-stage controlled cooling, wound up and air-cooled to produce a hot-rolled steel sheet.
  • the heating temperature of the steel slab is set to 1050 ° C. or higher in order to dissolve elements forming carbides such as Nb in the steel.
  • the heating temperature is 1100 ° C. or higher, more preferably 1150 ° C. or higher.
  • the temperature is set to 1300 ° C. or lower in order to prevent the grain size of polygonal ferrite from becoming coarse.
  • the heating temperature is preferably 1250 ° C. or lower, more preferably 1200 ° C. or lower.
  • Hot rolling needs to be performed in a temperature range where the steel structure is an austenite phase. This is because when processed after the ferrite transformation is started, processed polygonal ferrite is generated, and the anisotropy of characteristics is increased. Therefore, it is necessary to perform hot rolling at 3 or more points at Ar where the ferrite transformation starts during cooling. Further, in order to obtain polygonal ferrite of 15 ⁇ m or less, the total finish reduction ratio is set to 35 to 90%.
  • the Ar 3 point can be determined from the thermal expansion behavior when heated and cooled using a test material having the same composition as the base steel plate. Moreover, it is also possible to obtain
  • [C], [Mn], [Ni], [Cu], [Cr], and [Mo] are the contents (mass%) of C, Mn, Ni, Cu, Cr, and Mo, respectively. .
  • Ni, Cu, Cr, and Mo are arbitrary additive elements. When not intentionally added, Ni is calculated as 0 in the above (Formula 2).
  • Accelerated cooling is performed to control the area ratio, grain size, and type of hard phase of polygonal ferrite.
  • the particle size of Nb carbonitride can also be controlled by accelerated cooling.
  • the accelerated cooling is two-stage cooling, and after the primary cooling, the secondary cooling is performed at a higher cooling rate. Mainly, the primary cooling generates polygonal ferrite, and the secondary cooling suppresses the growth of crystal grains of Nb carbonitride and polygonal ferrite.
  • the cooling rate of primary cooling is 5 to 20 ° C / s.
  • Nb carbonitride increases.
  • the cooling rate of the primary cooling is slow, the Nb carbonitride becomes coarse, so that the tensile strength decreases and Y / T increases.
  • the cooling rate of the primary cooling is set to 5 to 20 ° C./s.
  • the cooling rate of the secondary cooling is faster than the primary cooling, and the upper limit is 60 ° C./s.
  • the cooling rate of the secondary cooling exceeds 60 ° C./s, the Nb carbonitride becomes too fine and Y / T increases.
  • the cooling rate of the secondary cooling is slower than the primary cooling, Nb carbonitride increases and Y / T increases.
  • the cooling rate of the secondary cooling is preferably 30 ° C./s or more in order to suppress polygonal ferrite grain growth.
  • the cooling rate is a value at the thickness center position.
  • the winding temperature is 450 to 600 ° C.
  • Nb carbonitride is excessively generated, the yield strength is increased, and Y / T is increased.
  • a preferable winding temperature is 500 ° C. or higher, and more preferably 520 ° C. or higher.
  • An electric resistance steel pipe is manufactured by forming a hot-rolled steel sheet into a tubular shape, butting ends and electrowelding the butted surfaces.
  • the wall thickness / outer diameter ratio is set to 4.0% or more in order to prevent crushing due to water pressure. If the wall thickness / outer diameter ratio exceeds 7.0%, the pipe forming distortion introduced into the ERW steel pipe increases, and the increase in Y / T cannot be suppressed.
  • the diameter ratio is 7.0% or less.
  • the wall thickness / outer diameter ratio is less than 4.0%, the increase in Y / T due to pipe-making distortion introduced into the ERW steel pipe is small, and buckling due to bending or unbending deformation becomes a problem. There are few things.
  • the butted portion is heated and melted, and pressure is applied to join. Therefore, the electro-welded welded portion is in a state of being rapidly cooled after being plastically deformed at a high temperature. Therefore, the ERW weld is hardened compared to the base material.
  • the structure of the ERW weld becomes fine ferrite and pearlite or bainite, and the hardness becomes Hv 160 to 240, so that the deformation performance of the ERW steel pipe can be further improved. it can.
  • Ar 3 points in Table 2 were determined from the contents (mass%) of C, Mn, Ni, Cu, Cr, and Mo shown in Table 1.
  • Ni, Cu, Cr, and Mo are arbitrary additive elements, and as shown in the blank in Table 1, when not intentionally added, calculation was made as 0 in the following (Formula 2).
  • a sample for observing the structure of the C cross section (corresponding to the plate thickness surface in the direction perpendicular to the rolling direction in hot rolling) is taken from the thickness central portion of the manufactured thick ERW steel pipe, and subjected to nital etching, Microscopic observation and photography were performed with an optical microscope. Using the structure photograph, the area ratio and particle size of polygonal ferrite were measured, and the structure other than polygonal ferrite was discriminated.
  • a full-thickness arc-shaped tensile test piece is taken from the welded portion of the thick-walled ERW steel pipe at 90 degrees and in the direction of the pipe axis in accordance with JIS Z 2241.
  • the strength (0.2% off set) and tensile strength were determined.
  • V-notch test piece was collected from a base steel plate of a thick-walled ERW steel pipe in accordance with JIS Z 2242 and subjected to a Charpy test at ⁇ 20 ° C. to obtain Charpy absorbed energy.
  • the V-notch test piece was collected with the circumferential direction as the longitudinal direction.
  • Nos. 1 to 14 are examples of the present invention.
  • 15 to 21 are comparative examples.
  • No. Nos. 1 to 14 include polygonal ferrite having a metal structure of 50 to 92% in the area of the base steel sheet, the Y / T of the steel pipe is 95% or less, the tensile strength (TS) is 525 MPa or more, and at ⁇ 20 ° C. Absorption energy (vE -20 ) is 150 J or more, and low temperature toughness is good.
  • the balance of the metal structure is bainite and / or pearlite. Further, the hardness of the ERW weld is Hv 160 to 240, and the structure is bainite, fine ferrite and pearlite, or fine ferrite and bainite.
  • No. No. 16 is an example in which the yield strength is increased and Y / T is increased as a result of the area ratio of polygonal ferrite being reduced because the cold speed switching speed is high.
  • No. 17 is an example in which the amount of Mn is small and the strength is lowered.
  • No. No. 18 is an example in which the yield strength increased due to excessive precipitation strengthening and Y / T increased because the amount of Nb was excessive.
  • No. No. 19 is an example in which the amount of C is excessive and the area ratio of polygonal ferrite is reduced because the cold speed switching speed is high, and the toughness is lowered.
  • No. No. 21 is an example in which the amount of C is low and the amount of Nb is excessive, so that the strength increases and Y / T increases.
  • FIG. 2 shows the relationship between the amount of C, the amount of Nb, and Y / T in the inventive example and the comparative example manufactured using the manufacturing method of the present invention.
  • the numerical value in the graph represents Y / T.
  • the upper left of FIG. 2, that is, the region of low C high Nb is the composition of the conventional electric resistance welded steel pipe, and the lower right, ie, the region of high C low Nb is the composition of the electric resistance welded steel pipe of the present invention.
  • the electric resistance welded steel pipe of the present invention has a low Y / T that does not cause buckling due to bending and unbending deformation as compared with the conventional electric resistance welded steel pipe.
  • the present invention it is possible to provide a thick-walled electric-welded steel pipe for a line pipe that satisfies both low Y / T and low-temperature toughness, and a method for manufacturing the same. Since an electric resistance steel pipe having T is obtained, industrial applicability is great.

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Abstract

　曲げ、曲げ戻し変形によって座屈が生じないような低Ｙ／Ｔを有し、低温靱性にも優れる厚肉電縫鋼管であって、肉厚／外径比が４．０～７．０％であり、質量％で、Ｃ：０．０６～０．１５％、Ｍｎ：１．００～１．６５％、Ｎｂ：０．００５～０．０３０％を含み、Ｃｅｑ（［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）／１５）が０．３２～０．４３であり、金属組織が面積率で５０～９２％のポリゴナルフェライトを含み、ポリゴナルフェライトの平均粒径が１５μｍ以下であり、電縫鋼管のシーム部の硬さがＨｖ１６０～２４０であり、シーム部の組織が、細粒フェライト及びパーライト、又は、ベイナイトであることを特徴とする厚肉電縫鋼管。［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］は、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕの含有量［質量％］である。

Description

厚肉電縫鋼管及びその製造方法
　本発明は、原油及び天然ガス輸送用ラインパイプなどに好適な、厚肉電縫鋼管及びその製造方法に関する。
　原油及び天然ガスなどを輸送するラインパイプは、地震や地殻変動によって変形が加えられることがある。ラインパイプの座屈は変形が集中した部位で発生するので、変形性能と鋼管の形状には相関がある。寸法精度に優れる電縫鋼管は、耐座屈性に優れている。
　引張強度（ＴＳ）に対する降伏強度（ＹＳ）の比で表される降伏比（ＹＳ／ＴＳ。以下「Ｙ／Ｔ」とも記す。）は変形性能の指標である。Ｙ／Ｔが低いほど、成形の余裕度が大きく、変形性能に優れると評価される。
　近年では、海底ラインパイプの敷設方法として、あらかじめ陸上で鋼管同士を溶接して長尺パイプを製造して、リールパージ船のスプール上に巻き取り、海上でスプールからパイプを巻き戻しながら海底に敷設する方法が用いられることがある。この方法を採用する場合、パイプには曲げ、曲げ戻しによる塑性歪みが加えられる。したがって、鋼管の変形性能が十分でない場合、局部座屈や、それを起点とした破壊の発生が懸念される。
　特許文献１では、このような問題に対して、敷設する際にパイプの座屈を防止できる、低Ｙ／Ｔの鋼管が提案されている。
　特許文献２、３では、低Ｙ／Ｔの電縫鋼管の素材として、金属組織をフェライトと、マルテンサイト、ベイナイト、パーライトなどの硬質相とからなる複相組織とした熱延鋼板及びその製造方法が提案されている。
特開平３－２１１２５５号公報 特開昭６３－２２７７１５号公報 特開平０８－３３７８１６号公報
　海底ラインパイプは水圧による圧潰を防ぐため、肉厚（ｔ）が厚く、外径（Ｄ）が小さい鋼管、すなわち、肉厚／外径比（ｔ／Ｄ）の高い鋼管が使用される。また、曲げ、曲げ戻し変形を施して敷設される鋼管には、肉厚／外径比が４％以上の鋼管が使用される。さらに、寒冷地で敷設する場合は、低温靱性も要求される。
　電縫鋼管の場合、ＵＯＥ鋼管と比べ、成形時の造管歪みが大きくなる。鋼管の肉厚／外径比が高くなると、成形時の造管歪みは、さらに大きくなる。そのため、Ｙ／Ｔが低い従来の熱延鋼板を用いても、造管歪みの影響で電縫鋼管のＹ／Ｔが９５％を超える。そのため、曲げ、曲げ戻し変形によって、鋼管に座屈が生じる場合がある。
　また、Ｙ／Ｔを低下させるためには、軟質相と硬質相とからなる複相組織とすることが必要であるが、フェライトとマルテンサイトとからなる複相組織は、低温靱性の確保が難しい。
　本発明は、このような実情に鑑み、厚肉電縫鋼管の造管時のＹ／Ｔの上昇を抑制するために、母材鋼板となる熱延鋼板の組織制御を行うことにより、曲げ、曲げ戻し変形によって座屈が生じないような低Ｙ／Ｔを有し、低温靱性にも優れるＡＰＩ　Ｘ６０～Ｘ７０級の厚肉電縫鋼管及びその製造方法を提供することを課題とするものである。
　従来のラインパイプ用電縫鋼管は、強度を高めるために、通常、０．０３％を超える量のＮｂを添加し、素材である熱延鋼板の製造過程において、６００℃前後で鋼板を巻き取り、微細なＮｂ炭窒化物を析出させている。Ｎｂの微細析出物は降伏強度の上昇に寄与するが、その後の加工硬化挙動には変化を与えない。したがって、従来のラインパイプ用電縫鋼管は、引張強度の上昇に比べて降伏強度の上昇が大きくなり、その結果、Ｙ／Ｔが高くなっていた。
　本発明者らは、厚肉電縫鋼管のＹ／Ｔを低下させるために、母材鋼板の成分及び熱延条件によって熱延組織を制御する方法を検討した。その結果、Ｎｂの含有量を従来よりも少なくし、さらに、熱延条件を適正化し、熱延後、二段階の加速冷却を施すことによりＮｂ炭窒化物の析出を抑制し、複相組織とすることができ、その結果、低Ｙ／Ｔを確保できるという知見を得た。さらに、Ｙ／Ｔの低下に寄与する硬質相は、低温靱性に及ぼす影響が小さい、ベイナイト、パーライトの一方又は双方とすることが必要であるという知見を得た。
　本発明は上記の知見に基づきなされたものであって、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電縫溶接してなる肉厚／外径比が４．０～７．０％の厚肉電縫鋼管であって、上記母材鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０６～０．１５％、Ｍｎ：１．００～１．６５％、Ｔｉ：０．００５～０．０２０％、Ｎｂ：０．００５～０．０３０％、Ｎ：０．００１～０．００６％を含み、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下に制限し、任意の添加元素として、Ｓｉ：０．４５％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｍｏ：０．２０％未満、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下を含有し、下記（式１）によって求めるＣｅｑが０．３２～０．４３であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、上記母材鋼板の金属組織が、面積率で５０～９２％のポリゴナルフェライトを含み、上記ポリゴナルフェライトの平均粒径が１５μｍ以下であり、電縫溶接部の硬さがＨｖ１６０～２４０であり、上記電縫溶接部の組織がベイナイト、細粒フェライト及びパーライト、又は、細粒フェライト及びベイナイトであることを特徴とする厚肉電縫鋼管。
　　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５
　　　　　＋（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）／１５…（式１）
　ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］は、それぞれ、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕの含有量［質量％］であり、含有されない場合は０とする。
　（２）前記母材鋼板の金属組織のＮｂ炭窒化物の平均粒径が、４０～１００ｎｍ以下であることを特徴とする前記（１）の厚肉電縫鋼管。
　（３）質量％で、Ｃ：０．０６～０．１５％、Ｍｎ：１．００～１．６５％、Ｔｉ：０．００５～０．０２０％、Ｎｂ：０．００５～０．０３０％、Ｎ：０．００１～０．００６％を含み、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下に制限し、任意の添加元素として、Ｓｉ：０．４５％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｍｏ：０．２０％未満、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下を含有し、下記（式１）によって求めるＣｅｑが０．３２～０．４３であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を鋳造して鋼片とし、上記鋼片を１０５０～１３００℃に加熱し、合計の仕上圧延率を３５～９０％として熱間圧延を施して熱延鋼板とし、Ａｒ３点以上から６３０～７２０℃まで５～２０℃／ｓの冷却速度で一次冷却し、引き続き、一次冷却より速く、６０℃／ｓ以下の冷却速度で二次冷却し、４５０～６００℃で巻き取り、巻き取った鋼板を肉厚／外径比が４．０～７．０％の管状に成形し、その突き合わせ面を電縫溶接し、続いて、電縫溶接部をＡｃ３点以上１１００℃以下に加熱し、次いで、室温まで放冷、又は、２００～６５０℃まで水冷しその後放冷することを特徴とする厚肉電縫鋼管の製造方法。
　　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５
　　　　　＋（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）／１５…（式１）
　ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］は、それぞれ、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕの含有量［質量％］であり、含有されない場合は０とする。
　本発明によれば、９５％以下、好ましくは９２％以下の低いＹ／Ｔと低温靱性を両立した、ラインパイプ用厚肉電縫鋼管及びその製造方法を提供することができる。
本発明の電縫鋼管の母材鋼板の、ポリゴナルフェライトと、パーライト、ベイナイトからなる硬質相からなる組織を示す図である。 従来の電縫鋼管の母材鋼板の、ベイニティックフェライトからなる組織を示す図である。 本発明の実施例における、Ｃ量、Ｎｂ量とＹ／Ｔの関係を示す図である。
　厚肉電縫鋼管のＹ／Ｔを低下させるためには、素材である熱延鋼板の組織を制御することが重要である。熱延鋼板のＹ／Ｔを低下させるには、熱延鋼板の組織を、軟質相と硬質相からなる複相組織とすることが必要である。通常、複層組織は、軟質相をフェライト、硬質相をマルテンサイトとすることが多い。これは、マルテンサイトは非常に硬質であり、引張強度を顕著に高め、低Ｙ／Ｔ化への寄与が大きいからである。
　しかし、本発明においては、硬質相は、ベイナイト、パーライトの一方又は双方とするのが好ましい。その理由は、マルテンサイトを硬質相とすると、Ｙ／Ｔは大きく低下するが、低温靱性を損なうからである。さらに、硬質相がマルテンサイトであると、引張強度が過度に高くなり、鋼管同士を溶接する円周溶接部のオーバーマッチが困難となって、座屈性能が低下することがある。一方、ベイナイト、パーライトは、マルテンサイトに比べると引張強度の上昇への寄与が小さいが、靱性に及ぼす悪影響が小さい。
　本発明の母材鋼板の複層組織の軟質層は、ポリゴナルフェライトである。ポリゴナルフェライトはＹ／Ｔの低下に寄与するので、面積率を５０％以上にすることが必要である。一方、強度を確保するためには硬質相が必要であるため、ポリゴナルフェライトの面積率を９２％以下とする。
　ポリゴナルフェライト、ベイナイト、パーライトは、ナイタールエッチングによって現出させたミクロ組織を光学顕微鏡によって観察すれば、判別することができる。なお、ポリゴナルフェライトの面積率は、ナイタールエッチングによって現出させたミクロ組織を画像解析して求める。
　一方、マルテンサイトは、ナイタールエッチングでは判別できない。マルテンサイトは、レペラーエッチングによって着色されないので、光学顕微鏡組織では、白くなった相として観察される。すなわち、マルテンサイトが組織に存在するかどうかは、レペラーエッチングによる組織観察により確認できる。
　また、金属組織中には、本発明の電縫鋼管の特性を害さない範囲でベイニティックフェライトが含まれてもよいが、ベイニティックフェライトは転位密度が高く、存在するとＹ／Ｔが高くなるので、ベイニティックフェライトは存在しないことが好ましい。
　図１Ａに、本発明の電縫鋼管の母材鋼板の、ポリゴナルフェライトと、パーライト、ベイナイトからなる硬質相からなる組織、図１Ｂに、従来の電縫鋼管の母材鋼板の、ベイニティックフェライトからなる組織を示す。図１Ａの白い部分が比較的等軸な粒であるポリゴナルフェライトであり、黒い部分がベイナイト又はパーライトである。図１Ｂの全面に生成しているのが、不定形なベイニティックフェライトである。
　ポリゴナルフェライトの結晶粒径は、電縫鋼管の母材の低温靱性を確保するために、微細である必要がある。本発明では、ポリゴナルフェライト粒径は１５μｍ以下とする。ポリゴナルフェライト粒径は小さいほど好ましいが、１μｍ未満にすることは技術的に困難である。生産性を考慮すると、ポリゴナルフェライト粒径は１μｍ以上とすることが好ましい。ポリゴナルフェライト粒径は、ナイタールエッチングによって現出させたミクロ組織を画像解析するか、切断法によって求める。
　熱延鋼板の金属組織を複相組織としても、Ｎｂ炭窒化物が小さすぎると、析出強化によって、降伏強度が過度に上昇し、Ｙ／Ｔが大きくなることがある。そのため、Ｎｂ炭窒化物の平均粒径は、４０～１００ｎｍとするのが好ましい。
　Ｎｂ炭窒化物は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって観察し、ＴＥＭに付属するエネルギー分散型Ｘ線分光分析装置（ＥＤＸ）を用いて、同定することができる。Ｎｂ炭窒化物の平均粒径は、抽出レプリカ試料を作製してＴＥＭで観察し、円相当半径を測定し、算出する。
　さらに、電縫鋼管の変形性能の観点から、電縫溶接部の組織は、細粒フェライト及びパーライト、又は、ベイナイトとし、電縫溶接部の硬さをＨｖ１６０～２４０とする。電縫溶接部の組織は、上述した熱延鋼板の組織と同様に確認することができる。
　次に、本発明の電縫鋼管の母材の成分について説明する。なお、電縫鋼管の素材である熱延鋼板の成分は、電縫鋼管の母材の成分と同一であり、以下に説明する成分の量はいずれも質量％である。
　Ｃ：０．０６～０．１５％
　Ｃは、強度を高めるために必要な元素である。また、Ｙ／Ｔの低下にも寄与するので、本発明の電縫鋼管では、従来の電縫鋼管よりもＣ量を多くし、０．０６％以上とする。一方、Ｃ量が０．１５％を超えると、ポリゴナルフェライトの生成が不十分になり、粗大な炭化物が生成して靭性を損なうため、上限を０．１５％とする。強度を確保するためには、Ｃ量を０．０７％以上にすることが好ましく、０．０８％以上にすることがさらに好ましい。靱性を確保するためには、Ｃ量を０．１４％以下にすることが好ましく、０．１２％以下がより好ましい。
　Ｍｎ：１．００～１．６５％
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を高める元素であり、強度及び靱性の向上に寄与するので、１．００％以上を添加する。一方、Ｍｎを過度に添加すると、ポリゴナルフェライトの生成が不十分になり、マルテンサイトを生じて、Ｙ／Ｔ及び靱性等の特性が劣化するので、上限を１．６５％とする。強度を確保するためには、Ｍｎ量を１．２０％以上にすることが好ましく、１．３０％以上がより好ましい。さらに好ましくは、１．３５％以上である。靱性を確保するためには、Ｍｎ量を１．５５％以下にすることが好ましい。
　Ｔｉ：０．００５～０．０２０％
　Ｔｉは、炭窒化物を形成する元素であり、微細なＮｂ炭窒化物による析出強化の抑制に寄与する。また、ＴｉＮは、組織を微細化し、靭性の向上に寄与する。これらの効果を得るためには、０．００５％以上のＴｉを添加することが必要である。一方、Ｔｉを過剰に添加するとＴｉＮの粗大化や、ＴｉＣによる析出硬化が生じ、靭性が劣化し、Ｙ／Ｔが上昇するので、０．０２０％を上限とする。組織を微細化して靱性を確保するためには、Ｔｉ量を、０．００８％以上とするのが好ましく、０．０１０％以上がより好ましい。一方、析出物に起因する靱性の低下を抑制するためには、Ｔｉ量は０．０１８％以下が好ましく、０．０１５％以下がより好ましい。
　Ｎｂ：０．００５～０．０３０％
　従来のラインパイプ用電縫鋼管は、強度を高めるために、通常、０．０３％を超える量のＮｂが添加されていた。しかし、本発明のラインパイプ用電縫鋼管では、Ｙ／Ｔを低下させるために、Ｎｂの量を従来よりも少なくすることが重要である。すなわち、本発明の電縫鋼管は、従来の電縫鋼管と比べ、高Ｃ低ＮｂとしＹ／Ｔを低下させる点に、成分組成の特徴がある。
　Ｎｂは、再結晶温度を低下させる元素であり、熱間圧延を行う際に、オーステナイトの再結晶を抑制して組織の微細化に寄与し、また、Ｎｂ炭窒化物を生じて析出強化にも寄与することから、０．００５％以上を添加する。一方、Ｎｂを過剰に添加すると過剰な析出強化によって降伏強度が上昇し、Ｙ／Ｔが上昇するため、０．０３０％を上限とする。Ｙ／Ｔを低下させるには、Ｎｂ量を０．０１５％以下にすることが好ましい。
　Ｎ：０．００１～０．００６％
　Ｎは、窒化物、特に、ＴｉＮの形成により、組織の微細化に寄与する元素であり、０．００１％以上を含有させる。結晶粒を微細にするためには、０．００１５％以上のＮを含有させることが好ましく、より好ましくは含有量を０．００２０％以上とする。一方、Ｎ量が過剰になると、粗大なＴｉＮを生じて靭性が劣化するので、上限を０．００６％とし、好ましくは、Ｎ量を０．００４％以下とする。
　Ｐ：０．０２％以下
　Ｐは、不純物であり、含有量の上限を０．０２％とする。Ｐ量の低減により、粒界破壊が防止され、靭性が向上することから、Ｐ量は０．０１５％以下が好ましく、０．０１０％以下がより好ましい。Ｐ量は少ない方が好ましいが、特性とコストのバランスから、通常、０．００１％以上を含有する。
　Ｓ：０．００５％以下
　Ｓは、不純物であり、含有量の上限を０．００５％とする。Ｓ量の低減により、熱間圧延によって延伸化するＭｎＳを低減し、靭性を向上させることができることから、Ｓ量は０．００３％以下が好ましく、０．００２％以下がより好ましい。Ｓ量は少ない方が好ましいが、特性とコストのバランスから、通常、０．０００１％以上を含有する。
　また、強度を確保するためには、下記（式１）で求められる炭素当量Ｃｅｑを０．３２以上にすることが必要である。一方、靱性を確保するためには、Ｃｅｑを０．４３以下にすることが必要である。Ｃｅｑは、０．３４以上が好ましく、０．３６以上がより好ましい。Ｃｅｑは、０．４２以下が好ましく、０．４０以下がより好ましい。
　　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５
　　　　　＋（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）／１５…（式１）
　ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］は、それぞれ、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕの含有量（質量％）である。Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは任意の添加元素であり、意図的に添加しない場合は、上記（式１）では０として計算する。
　Ｓｉ：０．４５％以下
　Ｓｉは、必須の添加元素ではないが、脱酸剤として有効であり、０．０１％以上の添加が好ましい。また、Ｓｉは固溶強化によって強度を高める元素であり、０．１０％以上の添加がより好ましく、０．２０％以上の添加がより好ましい。Ｓｉは、０．４５％を超えて添加すると、延性や靭性を損なうので、上限を０．４５％に制限する。靱性を確保するためには、Ｓｉ量を０．３５％以下にすることが好ましく、０．３０％以下がより好ましい。
　Ａｌ：０．０８％以下
　Ａｌは、必須の添加元素ではないが、脱酸剤として有効であり、０．００１％以上の添加が好ましい。脱酸の効果を高めるためには、０．０１０％以上のＡｌの添加が好ましく、０．０１５％以上の添加がより好ましい。Ａｌは、０．０８％を超えて添加すると、介在物が増加して、延性や靭性を損なうため、０．０８％以下に制限する。靱性を確保するためには、Ａｌ量を０．０５％以下にすることが好ましく、０．０３％以下がより好ましい。
　Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖは任意の添加元素であり、必須の添加元素ではない。鋼の焼入れ性を向上させ、強度を高めるために、これらの元素の１種又は２種以上を添加してもよい。
　Ｍｏ：０．２０％未満
　Ｍｏは、鋼の高強度化に寄与する元素である。しかし、Ｍｏが含有されると、ポリゴナルフェライトが生成されにくくなり、ベイニティックフェライトが生成されやすくなる。その結果、鋼のＹ／Ｔが高くなるので、Ｍｏは添加しないことが好ましい。焼入性が不足する場合は、５０～９２％がポリゴナルフェライトとなる金属組織が得られれば、０．２０％未満、好ましくは０．１５％以下の範囲で添加してもよい。
　Ｃｕ：０．５０％以下
　Ｃｕは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、固溶強化にも寄与するので、０．０５％以上を添加することが好ましい。一方、Ｃｕを過度に添加すると表面性状を損なうことがあるので、上限は０．５０％以下とする。経済性の観点から、Ｃｕ量は０．３０％以下が好ましい。
　Ｎｉ：０．５０％以下
　Ｎｉは、Ｃｕと同様の効果を奏する元素であり、靭性を劣化させることなく強度を向上させるのに有効な元素であるので、０．０５％以上添加することが好ましい。Ｃｕを添加する場合は、製造性の観点から、同時にＮｉを添加することが好ましい。Ｎｉは高価な元素であるため、Ｎｉ量は０．５０％以下とし、０．３０％以下とすることが好ましい。
　Ｃｒ：１．００％以下
　Ｃｒは、強度の向上に有効な元素であり、０．０５％以上を添加することが好ましい。ただし、Ｃｒを過度に添加すると、鋼管の端部を円周溶接して長尺のパイプとする際に、溶接性が劣化することがあるため、１．０％を上限とする。より好ましいＣｒ量は０．５０％以下であり、さらに好ましくは０．３０％以下である。
　Ｖ：０．１０％以下
　Ｖ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、強度を効果的に上昇させるために、０．０１％以上を添加することが好ましい。一方、Ｖを過剰に添加すると、炭化物及び窒化物が粗大化し、靭性を損なうことがあるため、Ｖ量は０．１０％以下とする。Ｙ／Ｔを低下させるには、Ｖ量を０．０５％以下にすることが好ましい。
　さらに、介在物の形態を制御して、靭性の向上を図るため、Ｃａ、ＲＥＭの一方又は双方を添加してもよい。
　Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．００５０％以下
　Ｃａ及びＲＥＭは、硫化物の形態制御に有効な元素である。Ｃａ、ＲＥＭの一方又は双方を添加すると、これらは球状の硫化物を生成するため、圧延方向に伸長したＭｎＳの生成を抑制することができる。この効果を得るためには、Ｃａ量、ＲＥＭ量を、ともに０．０００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａ量、ＲＥＭ量が０．００５０％を超えると、粗大な酸化物が増加して靭性を劣化させるので、Ｃａ量、ＲＥＭ量は、０．００５０％以下とする。
　任意の添加元素であるＭｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭの下限値は限定せず、０％でもよい。また、各元素の好ましい下限値に満たない量を含有しても、悪影響を及ぼすことはないため、許容される。
　次に、本発明の電縫鋼管の素材である熱延鋼板の製造条件について説明する。
　本発明では、鋼を溶製後、鋳造して鋼片とし、鋼片を加熱して熱間圧延後、二段階の制御冷却を行い、巻き取って空冷し、熱延鋼板を製造する。
　本発明の鋼はＮｂの含有量が少ないので、鋼片の加熱温度が低いと、粗大なポリゴナルフェライトが生成し、強度が低下したり、靭性が劣化しやすくなる。そこで、鋼片の加熱温度は、Ｎｂなど、炭化物を形成する元素を鋼中に固溶させるために、１０５０℃以上にする。好ましくは、加熱温度を１１００℃以上とし、より好ましくは、１１５０℃以上とする。一方、加熱温度が高すぎると組織が粗大になることから、ポリゴナルフェライトの粒径の粗大化を防止するため、１３００℃以下とする。ポリゴナルフェライトの粒径を微細にするため、好ましくは加熱温度を１２５０℃以下とし、より好ましくは１２００℃以下とする。
　熱間圧延は、鋼の組織がオーステナイト相である温度域で行うことが必要である。これは、フェライト変態が開始した後に圧延すると、加工されたポリゴナルフェライトが生成し、特性の異方性が大きくなるためである。したがって、熱間圧延は、冷却時のフェライト変態が開始するＡｒ３点以上で行う必要がある。また、１５μｍ以下のポリゴナルフェライトを得るために、合計の仕上圧下率を３５～９０％とする。
　熱間圧延後、Ａｒ３点以上の温度で加速冷却を開始する。これは、熱間圧延後、フェライト変態が開始するＡｒ３点未満まで空冷すると、粗大なポリゴナルフェライトが生成し、強度が低下したり、靭性が劣化することがあるからである。
　Ａｒ３点は、母材鋼板と同成分の試験材を用いて、加熱及び冷却した際の熱膨張挙動から求めることができる。また、母材鋼板の成分から、下記（式２）によって求めることも可能である。
　　Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０［Ｃ］－８０［Ｍｎ］－５５［Ｎｉ］
　　　　　　　　－２０［Ｃｕ］－１５［Ｃｒ］－８０［Ｍｏ］…（式２）
　ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］は、それぞれ、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量（質量％）である。Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは任意の添加元素であり、意図的に添加しない場合は、上記（式２）では０として計算する。
　加速冷却は、ポリゴナルフェライトの面積率、粒径、硬質相の種類を制御するために行う。また、加速冷却によりＮｂ炭窒化物の粒径も制御できる。本発明では加速冷却を二段冷却とし、一次冷却後、これよりも冷却速度が大きい二次冷却を行う。主に、一次冷却ではポリゴナルフェライトを生成させ、二次冷却ではＮｂ炭窒化物及びポリゴナルフェライトの結晶粒の成長を抑制する。
　一次冷却は、６３０～７２０℃の温度域で停止する。停止温度が７２０℃を超えると、ポリゴナルフェライトの生成量が５０％未満となり、Ｙ／Ｔの低下が不十分となる。一方、停止温度が６３０℃未満になると、ポリゴナルフェライト量が９２％以上となり、引張強度が低下する。以下、一次冷却の停止温度を「冷速切替温度」とも称する。
　一次冷却の冷却速度は、５～２０℃／ｓとする。一次冷却の冷却速度が５℃／ｓ未満であると、Ｎｂ炭窒化物が増加する。一次冷却の冷却速度が遅い場合は、Ｎｂ炭窒化物が粗大化するので、引張強度が低下し、Ｙ／Ｔが高くなる。ポリゴナルフェライト粒径を微細化するためには、一次冷却の冷却速度を１０℃／ｓ以上にすることが好ましい。一方、一次冷却の冷却速度を２０℃／ｓ以上にすると、ポリゴナルフェライトの生成が抑制され、面積率が５０％未満となる。したがって、一次冷却の冷却速度は５～２０℃／ｓとする。
　二次冷却の冷却速度は、一次冷却よりも速くし、上限を６０℃／ｓとする。二次冷却の冷却速度が６０℃／ｓを超えると、Ｎｂ炭窒化物が微細になりすぎて、Ｙ／Ｔが上昇する。二次冷却の冷却速度が一次冷却よりも遅いと、Ｎｂ炭窒化物が増加し、Ｙ／Ｔが上昇する。二次冷却の冷却速度は、ポリゴナルフェライト粒成長を抑制するために、好ましくは３０℃／ｓ以上とする。
　ここで、冷却速度は肉厚中心位置での値である。直接測定することは容易ではないが、水量密度、表面温度の測定結果からシミュレーション可能である。
　巻き取り温度は４５０～６００℃とする。熱延鋼板の巻き取り温度が６００℃を超えると、Ｎｂ炭窒化物が過剰に生成し、降伏強度が上昇して、Ｙ／Ｔが上昇する。４５０℃未満で巻き取りを行うと、マルテンサイトが生成して、強度が上昇し、靱性が低下する。好ましい巻き取り温度は、５００℃以上であり、５２０℃以上がさらに好ましい。
　次に、熱延鋼板を成形し、溶接する電縫鋼管の製造条件について説明する。電縫鋼管は、熱延鋼板を管状に成形し、端部を突き合わせ、突き合わせ面を電縫溶接して製造する。
　本発明は、海底ラインパイプ等に用いられる電縫鋼管に関するものであるから、水圧による圧潰を防ぐため、肉厚／外径比は４．０％以上とする。肉厚／外径比が７．０％を超えると、電縫鋼管に導入される造管歪みが大きくなり、Ｙ／Ｔの上昇を抑制することができないので、電縫鋼管の肉厚／外径比は７．０％以下とする。なお、肉厚／外径比が４．０％未満の場合、電縫鋼管に導入される造管歪みに起因するＹ／Ｔの上昇は小さく、曲げ、曲げ戻し変形による座屈が問題となることは少ない。
　さらに、電縫溶接部近傍のみをＡｃ３点以上１１００℃に加熱し、次いで、室温まで放冷、又は２００～６５０℃まで水冷してその後放冷するシーム熱処理を施す。
　電縫溶接では、突き合わせ部を加熱して溶融させ、圧力を負荷して、接合することから、電縫溶接部は高温で塑性変形した後、急冷された状態になっている。そのため、電縫溶接部は母材に比べて硬化している。上記のシーム熱処理を施すことにより、電縫溶接部の組織が細粒フェライト及びパーライト、又は、ベイナイトとなり、また、硬さがＨｖ１６０～２４０となるので、電縫鋼管の変形性能をさらに高めることができる。
　以下、本発明の効果を実施例により具体的に説明する。
　表１の成分組成を有する鋼を鋳造し、２４０ｍｍの厚みを有する鋼片とした。これらの鋼片を用いて、表２に示した加熱温度に加熱し、Ａｒ３点以上の終了温度で熱間圧延を行い表２に示す条件で水冷し、母材鋼板を得た。次いで、得られた母材鋼板を連続ロール成型工程で管状に成形し、母材鋼板の端部を突き合わせて電縫溶接を行った。その後、電縫溶接部を加熱し、水冷し、シーム熱処理を施した。
　表２のＡｒ３点は、表１に示したＣ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量（質量％）から求めた。なお、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏは任意の添加元素であり、表１に空欄で示されるように、意図的に添加しない場合は、下記（式２）では０として計算した。
　　Ａｒ３（℃）＝９１０－３１０［Ｃ］－８０［Ｍｎ］－５５［Ｎｉ］
　　　　　　　　－２０［Ｃｕ］－１５［Ｃｒ］－８０［Ｍｏ］…（式２）
　製造した厚肉電縫鋼管の肉厚中央部から、Ｃ断面（熱延での圧延方向と直角方向の板厚面に相当する）の組織観察用の試料を採取し、ナイタールエッチングを施し、光学顕微鏡で組織観察及び写真撮影を行った。組織写真を用いて、ポリゴナルフェライトの面積率及び粒径を測定し、ポリゴナルフェライト以外の組織の判別を行った。
　その後、レペラーエッチングを施し、光学顕微鏡で組織観察を行い、マルテンサイトの有無を確認した。さらに、抽出レプリカ試料を作製してＴＥＭ観察を行い、組織写真を用いて、Ｎｂ炭窒化物の粒径を測定した。Ｎｂ炭窒化物の同定は、ＴＥＭに付属するＥＤＸによって行った。
　次に、厚肉電縫鋼管の溶接部から９０度位置で、管軸方向にから、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して、全厚の弧状引張試験片を採取し、室温で引張試験を行い、降伏強度（0.2％ off set）と引張強度を求めた。
　また、厚肉電縫鋼管の母材鋼板から、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２に準拠してＶノッチ試験片を採取し、－２０℃でシャルピー試験を行い、シャルピー吸収エネルギーを求めた。なお、Ｖノッチ試験片は、周方向を長手方向として採取した。
　製造条件を表２、評価結果を表３に示す。表３中の金属組織の残部は、Ｂはベイナイト、Ｐはパーライト、Ｍはマルテンサイトを意味する。また、表１～３中の下線は、本発明の範囲外であることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表２に示すＮｏ．１～１４は本発明例であり、Ｎｏ．１５～２１は、比較例である。
　Ｎｏ．１～１４は、母材鋼板の金属組織が面積率５０～９２％のポリゴナルフェライトを含み、鋼管のＹ／Ｔが９５％以下、引張強度（ＴＳ）が５２５ＭＰａ以上であり、－２０℃における吸収エネルギー（ｖＥ-20）が１５０Ｊ以上であり、低温靱性は良好である。金属組織の残部は、ベイナイト及び／又はパーライトである。また、電縫溶接部の硬さがＨｖ１６０～２４０であり、組織がベイナイト、細粒フェライト及びパーライト、又は、細粒フェライト及びベイナイトである。
　Ｎｏ．１５は、一次冷却速度が速かったためにポリゴナルフェライトの面積率が小さくなった結果降伏強度が上昇し、Ｙ／Ｔが高くなり、また、熱間圧延における合計仕上圧下率が小さいのでポリゴナルフェライトの粒径が大きくなり、さらに、巻き取り温度が低いのでマルテンサイトを生じて靱性が低下した例である。
　Ｎｏ．１６は、冷速切替速度が高いのでポリゴナルフェライトの面積率が小さくなった結果、降伏強度が上昇し、Ｙ／Ｔが高くなった例である。
　Ｎｏ．１７は、Ｍｎ量が少なく、強度が低下した例である。
　Ｎｏ．１８は、Ｎｂ量が過剰であるので、過剰な析出強化によって降伏強度が上昇し、Ｙ／Ｔが高くなった例である。
　Ｎｏ．１９は、Ｃ量が過剰であり、さらに、冷速切替速度が高いのでポリゴナルフェライトの面積率が小さくなり、また、靱性が低下した例である。
　Ｎｏ．２０は、Ｍｎ量及びＭｏ量が過剰であり、さらに、冷却切替速度が高いので、ポリゴナルフェライトの面積率が小さくなり、マルテンサイトが生じて強度が上昇し、Ｙ／Ｔが高くなり、また、Ｓ量が過剰なので靱性が低下し、さらに、電縫溶接部の熱処理における水冷停止温度が低いので、電縫溶接部の硬さが高くなった例である。
　Ｎｏ．２１は、Ｃ量が低く及びＮｂ量が過剰なので、強度が上昇し、Ｙ／Ｔが高くなった例である。
　図２に、発明例、及び、本発明の製造方法を用いて製造した比較例の、Ｃ量、Ｎｂ量と、Ｙ／Ｔの関係を示す。グラフ中の数値がＹ／Ｔを表す。図２の左上、すなわち、低Ｃ高Ｎｂの領域が従来の電縫鋼管における組成であり、右下、すなわち、高Ｃ低Ｎｂの領域が本発明の電縫鋼管における組成である。図２から分かるように、本発明の電縫鋼管は、従来の電縫鋼管に比べ、曲げ、曲げ戻し変形による座屈が生じない低いＹ／Ｔを有する。
　本発明によれば、低Ｙ／Ｔと低温靱性を両立した、ラインパイプ用厚肉電縫鋼管及びその製造方法を提供することができ、曲げ、曲げ戻し変形による座屈が生じない低いＹ／Ｔを有する電縫鋼管が得られるので、産業上の利用可能性は大きい。

Claims (3)

  1. 　管状に成形された母材鋼板を電縫溶接してなる肉厚／外径比が４．０～７．０％の厚肉電縫鋼管であって、上記母材鋼板が、質量％で、
    　　Ｃ　：０．０６～０．１５％、
    　　Ｍｎ：１．００～１．６５％、
    　　Ｔｉ：０．００５～０．０２０％、
    　　Ｎｂ：０．００５～０．０３０％、
    　　Ｎ　：０．００１～０．００６％
    を含み、
    　　Ｐ　：０．０２％以下、
    　　Ｓ　：０．００５％以下
    に制限し、任意の添加元素として、
    　　Ｓｉ：０．４５％以下、
    　　Ａｌ：０．０８％以下、
    　　Ｍｏ：０．２０％未満、
    　　Ｃｕ：０．５０％以下、
    　　Ｎｉ：０．５０％以下、
    　　Ｃｒ：１．００％以下、
    　　Ｖ　：０．１０％以下、
    　　Ｃａ：０．００５０％以下、
    　　ＲＥＭ：０．００５０％以下
    を含有し、下記（式１）によって求めるＣｅｑが０．３２～０．４３であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　上記母材鋼板の金属組織が、面積率で５０～９２％のポリゴナルフェライトを含み、
    　上記ポリゴナルフェライトの平均粒径が１５μｍ以下であり、
    　電縫溶接部の硬さがＨｖ１６０～２４０であり、
    　上記電縫溶接部の組織がベイナイト、細粒フェライト及びパーライト、又は、細粒フェライト及びベイナイトである
    ことを特徴とする厚肉電縫鋼管。
    　　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］
    　　　　　＋［Ｖ］）／５＋（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）／１５
    　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　…（式１）
    　ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］は、それぞれ、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕの含有量［質量％］であり、意図的に添加しない元素については０とする。
  2. 　前記母材鋼板の金属組織のＮｂ炭窒化物の平均粒径が、４０～１００ｎｍであることを特徴とする請求項１に記載の厚肉電縫鋼管。
  3. 　質量％で、
    　　Ｃ　：０．０６～０．１５％、
    　　Ｍｎ：１．００～１．６５％、
    　　Ｔｉ：０．００５～０．０２０％、
    　　Ｎｂ：０．００５～０．０３０％、
    　　Ｎ　：０．００１～０．００６％
    を含み、
    　　Ｐ　：０．０２％以下、
    　　Ｓ　：０．００５％以下
    に制限し、任意の添加元素として、
    　　Ｓｉ：０．４５％以下、
    　　Ａｌ：０．０５％以下、
    　　Ｍｏ：０．２０％未満、
    　　Ｃｕ：０．５０％以下、
    　　Ｎｉ：０．５０％以下、
    　　Ｃｒ：１．００％以下、
    　　Ｖ　：０．１０％以下、
    　　Ｃａ：０．００５０％以下、
    　　ＲＥＭ：０．００５０％以下
    を含有し、下記（式１）によって求めるＣｅｑが０．３２～０．４３であり、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を鋳造して鋼片とし、
    　上記鋼片を１０５０～１３００℃に加熱し、
    　合計の仕上圧延率を３５～９０％として熱間圧延を施して熱延鋼板とし、
    　上記熱延鋼板を、Ａｒ３点以上から６３０～７２０℃まで５～２０℃／ｓの冷却速度で一次冷却し、
    　引き続き、一次冷却より速く、６０℃／ｓ以下の冷却速度で二次冷却し、
    　４５０～６００℃で巻き取り、
    　巻き取った鋼板を肉厚／外径比が４．０～７．０％の管状に成形し、
    　その突き合わせ面を電縫溶接し、続いて、
    　電縫溶接部をＡｃ３点以上１１００℃以下に加熱し、次いで、
    　室温まで放冷、又は、２００～６５０℃まで水冷しその後放冷する
    ことを特徴とする厚肉電縫鋼管の製造方法。
    　　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］
    　　　　　＋［Ｖ］）／５＋（［Ｎｉ］＋［Ｃｕ］）／１５
    　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　…（式１）
    　ここで、［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｎｉ］、［Ｃｕ］は、それぞれ、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕの含有量［質量％］であり、意図的に添加しない元素については０とする。
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Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017163987A1 (ja) * 2016-03-22 2017-09-28 新日鐵住金株式会社 ラインパイプ用電縫鋼管
JP2017179482A (ja) * 2016-03-30 2017-10-05 新日鐵住金株式会社 ラインパイプ用電縫鋼管及びその製造方法
JP6213702B1 (ja) * 2016-07-06 2017-10-18 新日鐵住金株式会社 ラインパイプ用電縫鋼管
WO2018008194A1 (ja) * 2016-07-06 2018-01-11 新日鐵住金株式会社 ラインパイプ用電縫鋼管
JP6260757B1 (ja) * 2017-06-22 2018-01-17 新日鐵住金株式会社 ラインパイプ用アズロール電縫鋼管及び熱延鋼板
JP6288390B1 (ja) * 2017-03-29 2018-03-07 新日鐵住金株式会社 ラインパイプ用アズロール電縫鋼管
JP2019116658A (ja) * 2017-12-27 2019-07-18 Ｊｆｅスチール株式会社 疲労強度に優れた電縫鋼管およびその製造方法
WO2021038632A1 (ja) 2019-08-23 2021-03-04 日本製鉄株式会社 ラインパイプ用電縫鋼管
JP2021042425A (ja) * 2019-09-10 2021-03-18 日本製鉄株式会社 ラインパイプ用電縫鋼管、及び、ラインパイプ用熱延鋼板
JP6885524B1 (ja) * 2020-08-28 2021-06-16 日本製鉄株式会社 電縫鋼管
JP2022510212A (ja) * 2018-11-29 2022-01-26 ポスコ 延性及び低温靭性に優れた高強度鋼材及びその製造方法

Families Citing this family (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5708723B2 (ja) * 2013-07-09 2015-04-30 Ｊｆｅスチール株式会社 低温破壊靭性に優れたラインパイプ用厚肉電縫鋼管およびその製造方法
CA2923586C (en) * 2013-12-20 2020-10-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Electric-resistance welded steel pipe
CN104073719A (zh) * 2014-06-25 2014-10-01 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度焊接钢管及其制造方法
EP3246427B1 (en) * 2015-03-06 2018-12-12 JFE Steel Corporation High strength electric resistance welded steel pipe and manufacturing method therefor
CN109689238B (zh) * 2016-07-14 2022-05-27 塔塔钢铁荷兰钢管有限责任公司 钢管的在线制造方法
KR101839227B1 (ko) * 2016-09-12 2018-03-16 주식회사 포스코 피로저항성이 우수한 파이프용 강재, 이의 제조방법 및 이를 이용한 용접강관
MX2019002653A (es) * 2016-10-03 2019-07-15 Nippon Steel Corp Tubo de acero soldado por resistencia electrica para viga de torsion.
CN106498287B (zh) * 2016-12-15 2018-11-06 武汉钢铁有限公司 一种ct90级连续管用热轧钢带及其生产方法
KR101899689B1 (ko) 2016-12-23 2018-09-17 주식회사 포스코 길이방향 균일 연신율이 우수한 용접강관용 강재, 이의 제조방법 및 이를 이용한 강관
CN110225987B (zh) * 2017-01-25 2021-06-22 杰富意钢铁株式会社 连续管用电阻焊钢管及其制造方法
WO2019058420A1 (ja) * 2017-09-19 2019-03-28 新日鐵住金株式会社 鋼管及び鋼板
MX2020005237A (es) * 2017-11-20 2020-08-24 Nippon Steel Corp Tubo soldado chapado en al para uso de endurecimiento y miembro hueco chapado en al y metodo para producir el mismo.
KR102010081B1 (ko) 2017-12-26 2019-08-12 주식회사 포스코 고강도 고인성 열연강판 및 그 제조방법
KR102236852B1 (ko) * 2018-11-30 2021-04-06 주식회사 포스코 우수한 저항복비 및 저온인성 특성을 가지는 구조용강 및 그 제조방법
CN110616311B (zh) * 2019-07-17 2021-02-26 首钢京唐钢铁联合有限责任公司 一种降低带钢冷瓢曲风险的方法
CN114599812B (zh) * 2019-10-31 2023-03-24 杰富意钢铁株式会社 电阻焊钢管及其制造方法以及管线管和建筑结构物
WO2021100534A1 (ja) 2019-11-20 2021-05-27 Ｊｆｅスチール株式会社 電縫鋼管用熱延鋼板およびその製造方法、電縫鋼管およびその製造方法、ラインパイプ、建築構造物
JP7226595B2 (ja) * 2020-02-10 2023-02-21 日本製鉄株式会社 ラインパイプ用電縫鋼管
JP7088417B2 (ja) * 2020-04-02 2022-06-21 Ｊｆｅスチール株式会社 電縫鋼管およびその製造方法
CA3190830A1 (en) 2020-10-05 2022-04-14 Akihide MATSUMOTO Electric resistance welded steel pipe and method for manufacturing the same
KR102503447B1 (ko) * 2020-12-21 2023-02-28 현대제철 주식회사 용접성이 우수한 라인파이프용 강재 및 그 제조방법
KR102503448B1 (ko) * 2020-12-21 2023-02-27 현대제철 주식회사 용접성이 우수한 후판 및 그 제조방법
KR20230091585A (ko) * 2021-12-16 2023-06-23 주식회사 포스코 강도 및 성형성이 우수한 지반보강용 열연강판 및 강관과 이들의 제조방법

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63227715A (ja) 1987-03-17 1988-09-22 Kawasaki Steel Corp 低温靭性に優れた低降伏比高張力ラインパイプ用熱延鋼板の製造方法
JPH03211255A (ja) 1989-09-08 1991-09-17 Kawasaki Steel Corp リールバージ敷設性に優れた高靭性電縫鋼管
JPH07216500A (ja) * 1994-01-28 1995-08-15 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐食性の優れた高強度鋼材及びその製造方法
JPH08337816A (ja) 1995-06-08 1996-12-24 Sumitomo Metal Ind Ltd ラインパイプ用低降伏比熱延鋼板の製造方法
JP2005290546A (ja) * 2004-03-09 2005-10-20 Jfe Steel Kk 耐時効性に優れた低ｙｒ型電縫溶接鋼管用熱延鋼板とその製造方法
WO2009014238A1 (ja) * 2007-07-23 2009-01-29 Nippon Steel Corporation 変形特性に優れた鋼管及びその製造方法
JP2009270197A (ja) * 2008-04-07 2009-11-19 Nippon Steel Corp 低温靭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

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
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
JP4874434B1 (ja) * 2010-02-15 2012-02-15 新日本製鐵株式会社 厚鋼板の製造方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63227715A (ja) 1987-03-17 1988-09-22 Kawasaki Steel Corp 低温靭性に優れた低降伏比高張力ラインパイプ用熱延鋼板の製造方法
JPH03211255A (ja) 1989-09-08 1991-09-17 Kawasaki Steel Corp リールバージ敷設性に優れた高靭性電縫鋼管
JPH07216500A (ja) * 1994-01-28 1995-08-15 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐食性の優れた高強度鋼材及びその製造方法
JPH08337816A (ja) 1995-06-08 1996-12-24 Sumitomo Metal Ind Ltd ラインパイプ用低降伏比熱延鋼板の製造方法
JP2005290546A (ja) * 2004-03-09 2005-10-20 Jfe Steel Kk 耐時効性に優れた低ｙｒ型電縫溶接鋼管用熱延鋼板とその製造方法
WO2009014238A1 (ja) * 2007-07-23 2009-01-29 Nippon Steel Corporation 変形特性に優れた鋼管及びその製造方法
JP2009270197A (ja) * 2008-04-07 2009-11-19 Nippon Steel Corp 低温靭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

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2752499A4 *

Cited By (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6213703B1 (ja) * 2016-03-22 2017-10-18 新日鐵住金株式会社 ラインパイプ用電縫鋼管
WO2017163987A1 (ja) * 2016-03-22 2017-09-28 新日鐵住金株式会社 ラインパイプ用電縫鋼管
JP2017179482A (ja) * 2016-03-30 2017-10-05 新日鐵住金株式会社 ラインパイプ用電縫鋼管及びその製造方法
CN109072379B (zh) * 2016-07-06 2020-11-06 日本制铁株式会社 干线管用电阻焊钢管
JP6213702B1 (ja) * 2016-07-06 2017-10-18 新日鐵住金株式会社 ラインパイプ用電縫鋼管
WO2018008194A1 (ja) * 2016-07-06 2018-01-11 新日鐵住金株式会社 ラインパイプ用電縫鋼管
CN109072379A (zh) * 2016-07-06 2018-12-21 新日铁住金株式会社 干线管用电阻焊钢管
JP6288390B1 (ja) * 2017-03-29 2018-03-07 新日鐵住金株式会社 ラインパイプ用アズロール電縫鋼管
WO2018179169A1 (ja) * 2017-03-29 2018-10-04 新日鐵住金株式会社 ラインパイプ用アズロール電縫鋼管
JP6260757B1 (ja) * 2017-06-22 2018-01-17 新日鐵住金株式会社 ラインパイプ用アズロール電縫鋼管及び熱延鋼板
WO2018235244A1 (ja) * 2017-06-22 2018-12-27 新日鐵住金株式会社 ラインパイプ用アズロール電縫鋼管及び熱延鋼板
EP3608434A4 (en) * 2017-06-22 2020-09-02 Nippon Steel Corporation RESISTANCE WELDED ROLLED STEEL PIPE FOR CABLE PIPE AND HOT-ROLLED STEEL SHEET
JP2019116658A (ja) * 2017-12-27 2019-07-18 Ｊｆｅスチール株式会社 疲労強度に優れた電縫鋼管およびその製造方法
JP2022510212A (ja) * 2018-11-29 2022-01-26 ポスコ 延性及び低温靭性に優れた高強度鋼材及びその製造方法
JP7221475B2 (ja) 2018-11-29 2023-02-14 ポスコ カンパニー リミテッド 延性及び低温靭性に優れた高強度鋼材及びその製造方法
JP7221475B6 (ja) 2018-11-29 2023-02-28 ポスコ カンパニー リミテッド 延性及び低温靭性に優れた高強度鋼材及びその製造方法
WO2021038632A1 (ja) 2019-08-23 2021-03-04 日本製鉄株式会社 ラインパイプ用電縫鋼管
KR20220002484A (ko) 2019-08-23 2022-01-06 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 라인 파이프용 전봉 강관
JP2021042425A (ja) * 2019-09-10 2021-03-18 日本製鉄株式会社 ラインパイプ用電縫鋼管、及び、ラインパイプ用熱延鋼板
JP7323797B2 (ja) 2019-09-10 2023-08-09 日本製鉄株式会社 ラインパイプ用電縫鋼管、及び、ラインパイプ用熱延鋼板
JP6885524B1 (ja) * 2020-08-28 2021-06-16 日本製鉄株式会社 電縫鋼管
WO2022044271A1 (ja) * 2020-08-28 2022-03-03 日本製鉄株式会社 電縫鋼管

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