RU2653031C2 - Сталь для высокодеформируемых труб магистральных трубопроводов с высокой стойкостью к деформационному старению и водородному охрупчиванию, способ их изготовления и сварная стальная труба - Google Patents

Сталь для высокодеформируемых труб магистральных трубопроводов с высокой стойкостью к деформационному старению и водородному охрупчиванию, способ их изготовления и сварная стальная труба Download PDF

Info

Publication number
RU2653031C2
RU2653031C2 RU2016138675A RU2016138675A RU2653031C2 RU 2653031 C2 RU2653031 C2 RU 2653031C2 RU 2016138675 A RU2016138675 A RU 2016138675A RU 2016138675 A RU2016138675 A RU 2016138675A RU 2653031 C2 RU2653031 C2 RU 2653031C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
less
ferrite
temperature
steel
bainite
Prior art date
Application number
RU2016138675A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2016138675A (ru
RU2016138675A3 (ru
Inventor
Кионо ЯСУДА
Дайсукэ МИЗУНО
Харуо НАКАМИТИ
Нобуюки ИСИКАВА
Original Assignee
ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН filed Critical ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН
Publication of RU2016138675A publication Critical patent/RU2016138675A/ru
Publication of RU2016138675A3 publication Critical patent/RU2016138675A3/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2653031C2 publication Critical patent/RU2653031C2/ru

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K31/00—Processes relevant to this subclass, specially adapted for particular articles or purposes, but not covered by only one of the preceding main groups
    • B23K31/02—Processes relevant to this subclass, specially adapted for particular articles or purposes, but not covered by only one of the preceding main groups relating to soldering or welding
    • B23K31/027—Making tubes with soldering or welding
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C21D8/105—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C21D9/085—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16L—PIPES; JOINTS OR FITTINGS FOR PIPES; SUPPORTS FOR PIPES, CABLES OR PROTECTIVE TUBING; MEANS FOR THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16L9/00—Rigid pipes
    • F16L9/02—Rigid pipes of metal
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16L—PIPES; JOINTS OR FITTINGS FOR PIPES; SUPPORTS FOR PIPES, CABLES OR PROTECTIVE TUBING; MEANS FOR THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16L9/00—Rigid pipes
    • F16L9/17—Rigid pipes obtained by bending a sheet longitudinally and connecting the edges
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

Изобретение относится к области металлургии, а именно к стальному толстолистовому материалу, используемому для изготовления труб магистральных трубопроводов. Материал имеет химический состав, содержащий, мас.%: С: 0,030-0,100, Si: 0,01-0,50, Мn: 0,5-2,5, Р: 0,015 или менее, S: 0,002 или менее, Сu: 0,20-1,00, Мо: 0,01 или менее, Nb: 0,005-0,05, Ti: 0,005-0,040, Al: 0,10 или менее, N: 0,007 или менее, Fe и неизбежные примеси - остальное, и металлографическую структуру, состоящую в основном из феррита и бейнита, в которой общая доля площади феррита и бейнита составляет 90% или более, а разница в твёрдости между ферритом и бейнитом составляет 70 или более в единицах твёрдости по Виккерсу. Обеспечиваются высокая стойкость к деформационному старению и водородному охрупчиванию, равномерное удлинение 9% или более и отношение предела текучести к пределу прочности 90% или менее. 5 н. и 1 з.п. ф-лы, 3 табл., 1 пр.

Description

Область техники, к которой относится изобретение
Настоящее изобретение относится к стали для труб магистральных трубопроводов, свойства которой ухудшаются в меньшей степени после нанесения покрытия при температуре 300°С или ниже, к способу изготовления стали и к сварной стальной трубе. В частности, настоящее изобретение относится к маркам стали API X60 - X70 для труб магистральных трубопроводов, которая имеет высокую стойкость к водородному охрупчиванию в среде влажного сероводорода с рН 5 или выше.
Уровень техники
В последние годы имеется потребность в трубах для магистральных трубопроводов, используемых для транспортировки природного газа и сырой нефти, имеющих более высокую прочность, чтобы повысить эффективность транспортировки за счёт высокого рабочего давления. В частности, трубы для магистральных трубопроводов должны иметь высокую деформируемость, так чтобы могло быть предотвращено появление трещин, даже когда трубы для магистральных трубопроводов в значительной степени деформируются пропахиванием дна льдом или деформацией земной поверхности. Например, в трубопроводах, построенных в сейсмических районах или на морском дне в холодном климате, где происходит ледовая экзарация, необходимы трубы для магистральных трубопроводов с высоким равномерным удлинением и низким отношением предела текучести к пределу прочности 90% или менее.
Сварные стальные трубы, такие как UOE и ERW стальные трубы, используются для магистральных трубопроводов. Такая сварная стальная труба изготавливается путём холодной формовки толстолистовой стали/листа в трубную заготовку и сварки кромок швом, затем обычно наружную поверхность стальной трубы подвергают обработке для образования антикоррозионного покрытия. Однако происходит упрочнение при деформационном старении за счёт работы деформации, производимой во время изготовления трубы и нагрева во время нанесения покрытия, и это приводит к увеличению отношение предела текучести к пределу прочности, так что возникает проблема в том, что отношение предела текучести к пределу прочности стальной трубы больше, чем отношение предела текучести к пределу прочности толстолистовой стали.
В трубах для магистральных трубопроводов, используемых для транспортировки природного газа и сырой нефти, содержащих сероводород, водород, образующийся при взаимодействии сероводорода и стали, проникает в сталь, и это может привести к образованию трещин. Поэтому такие трубы для магистральных трубопроводов должны обладать стойкостью к водородному охрупчиванию в дополнение к прочности, высокому равномерному удлинению, низкому отношению предела текучести к пределу прочности и стойкостью к деформационному старению.
Одним известным эффективным методом достижения низкого отношение предела текучести к пределу прочности и высокого равномерного удлинения является изготовления стали, имеющей металлографического структуру, в которой твёрдые фазы, такие как бейнит и мартенсит соответственно диспергированы в мягкой фазе, такой как феррит. Одним известным эффективным методом предотвращения водородного охрупчиваня является снижение содержания P и т.д., имеющих значительную склонность к сегрегации. Поскольку разработка газовых месторождений расширяется, изучаются разнообразные кислые среды (рН, парциальное давление сероводорода), и внимание уделяется умеренно кислой среде (среда влажного сероводород). В среде, имеющей относительно низкую кислотность с рН 5 или более, то есть так называемой умеренно кислой среде, известно, что добавление Cu в сталь для образования защитного покрытия на стали является эффективным в подавлении проникновения водорода в сталь.
JP 55-97425 раскрывает способ изготовления для получения структуры, в которой твёрдая фаза соответственно диспергирована в мягкой фазе. Этот способ изготовления включает способ термической обработки, в котором закалка из двухфазной области феррита и аустенита выполняется между закалкой и отпуском.
JP 1-176027 раскрывает способ достижения соотношения низкого отношение предела текучести к пределу прочности без выполнения сложной термической обработки, раскрытой в JP 55-97425. В данном способе прокатка стали завершается при температуре, равной или выше температуры Ar3, и затем скорость ускоренного охлаждения и температуру конца охлаждения контролируют так, чтобы получить двухфазную структуру игольчатого феррита и мартенсита, в результате чего достигается низкое отношение предела текучести к пределу прочности.
Что касается стойкости к деформационному старению, JP 2005-60839 или JP 2005-60840, например, раскрывают стальные трубы с низким отношением предела текучести к пределу прочности, высокой прочностью и ударной вязкостью, обладающие подходящей стойкостью к деформационному старению, и способы изготовления стальных труб. В частности, используется мелкодисперсные выделения сложного карбида, содержащего Ti и Мо, или мелкодисперсные выделения сложного карбида, содержащего по меньшей мере два элемента из Ti, Nb и V.
JP 2011-74443 раскрывает способ достижения низкого отношения предела текучести к пределу прочности, высокой прочности, высокого равномерного удлинения, подходящей стойкости к деформационному старению и API 5L X70 или ниже без значительного увеличения количества легирующих элементов, добавленных к стали. В этом способе, повторный нагрев осуществляют непосредственно после ускоренного охлаждения и таким образом получают трёхфазную структуру, включающую бейнит, полигональный феррит и мартенситно-аустенитную составляющую (МА).
JP 2003-301236 раскрывает способ достижения стойкости к водородному охрупчиванию стали с Х65 или выше, и имеющей двухфазную структуру из феррита и бейнита. В этом способе снижается разница в твёрдости между ферритом и бейнитом.
Список цитирования
Патентная литература
[0011] PTL 1: JP 55-97425
PTL 2: JP 1-176027
PTL 3: JP 2005-60839
PTL 4: JP 2005-60840
PTL 5: JP 2011-74443
PTL 6: JP 2003-301236
Раскрытие сущности изобретения
Техническая проблема.
При использовании способа термообработки, описанного в JP 55-97425, низкое отношение предела текучести к пределу прочности может быть достигнуто соответствующим выбором температуры закалки от двухфазной области. Однако число стадий термообработки является высоким и это приводит к проблеме, в том, что снижается производительность и увеличивается стоимость производства.
В способе, описанном в JP 1-176027, чтобы получить сталь с пределом прочности на растяжение 490 Н/мм2 (50 кг/мм2) или более, необходимо повысить содержание углерода в стали или использовать химический состав, включающий повышенные количества других добавленных легирующих элементов, как показано в примерах в JP 1-176027. Это приводит к увеличению стоимости сырья, а также приводит к проблеме ухудшения ударной вязкости в зоне теплового влияния при электросварке. Как было описано выше, сварные стальные трубы, такие как стальные трубы UOE или ERW получают холодной формовкой толстолистовой стали/листа в заготовку по форме трубы и сваркой шва, затем, как правило, на внешнюю поверхность стальной трубы наносят покрытие для защиты от коррозии и т.д. Таким образом, происходит упрочнение при деформационном старении из-за работы деформации, производимой во время изготовления трубы и нагрева во время нанесения покрытия, и это приводит к увеличению отношения предела текучести к пределу прочности. С помощью способа в JP 1-176027, хотя отношение предела текучести к пределу прочности исходного материала толстолистовой стали/листа снижено, трудно достичь низкого отношение предела текучести к пределу прочности после обработки для нанесения покрытия.
С помощью способа, описанного в JP 2005-60839 или JP 2005-60840, улучшается стойкость к деформационному старению. Однако, как показано в примерах, приведённых в JP 2005-60839 или JP 2005-60840, не выполнялись исследования по обеспечению прочности толстолистовой стали толщиной 26 мм или более. Трудно увеличить прочность толстолистовой стали толщиной 26 мм или более, из-за уменьшения скорости охлаждения за счёт большой толщины. Многофункциональный материал API 5L Х65 - Х70, имеющий большую толщину, высокую деформируемость, стойкость к деформационному старению и стойкость к умеренно-кислым условиям не был разработан.
С помощью способа, описанного в JP 2011-74443, низкое отношение предела текучести к пределу прочности 85% или менее достигается за счёт деформационного старения после обработки, как это показано в примерах JP 2011-74443. Однако существует опасение, что водородное охрупчивание будет происходить в среде влажного сероводорода.
С помощью способа, описанного в JP 2003-301236, высокая стойкость к водородному охрупчиванию достигается в среде влажного сероводорода с рН 3,3 или выше. Однако, так как необходимо уменьшить разницу в твёрдости между ферритом и бейнитом, не может быть достигнуто низкое отношение предела текучести к пределу прочности. Разработанный материал стали, используемой в сильнокислой среде, например, с высокой чистотой компонентов стали, является излишним для сварных стальных труб, используемых в умеренно кислой среде, и вызывает проблему увеличения стоимости производства.
Задачей настоящего изобретения является создание стали марки API 5L X60 - X70 для высокодеформируемых труб для магистральных трубопроводов с высокой стойкостью к водородному охрупчиванию в среде влажного сероводорода при рН 5 или более и низким отношение предела текучести к пределу прочности даже после покрытия при 300оC или ниже и предложение способа изготовления стали и сварной стальной трубы.
Решение проблемы.
Для достижения вышеуказанной задачи, авторы настоящего изобретения провели обширные исследования по соответствующему химическому составу и способу изготовления стального материала, в частности, по способу изготовления, включающему контролируемые прокатку и ускоренное охлаждения после контролируемой прокатки и установили следующее.
(а) Стойкость к водородному охрупчиванию может быть улучшена путём добавления соответствующего количества Cu, при отсутствии Мо или, даже если Мо присутствует, его содержание составляет 0,01% или менее.
(б) При задании соответствующих температур начала ускоренного охлаждения и прекращения ускоренного охлаждения металлографическая структура толстолистовой стали становится двухфазной структурой, включающей феррит и бейнит или структурой, состоящей в основном из двухфазной структуры, и разница в твёрдости между ферритом и бейнитом становится 70 или более в единицах твёрдости по Виккерсу. Это позволяет достичь низкого отношение предела текучести к пределу прочности как до деформационного старения, так и после деформационного старения (далее может обозначаться как до и после деформационного старения).
(в) Заданием соответствующих температуры начала охлаждения и температуры прекращения охлаждения во время ускоренного охлаждения, количество растворённого C может быть уменьшено, так что может быть подавлено увеличение отношения предела текучести к пределу прочности после деформационного старения.
Настоящее изобретение было выполнено на основе этих данных и дополнительных исследований и состоит в следующем.
[1] Сталь для высокодеформируемых труб для магистральных трубопроводов, имеющая высокую стойкость к деформационному старению и водородному охрупчиванию с химическим составом, включающим в % масс., С: 0,030 - 0,100%, Si: 0,01 - 0,50%, Mn: 0,5 - 2,5%, Р: 0,015% или менее, S: 0,002% или менее, Cu: 0,20 - 1,00%, Мо: 0,01% или менее, Nb: 0,005 - 0,05%, Ti: 0,005 - 0,040%, Al: 0,10% или менее и N: 0,007% или менее, причём остальное Fe и неизбежные примеси, при этом стальной материал имеет металлографическую структуру, состоящую в основном из феррита и бейнита, в которой общая доля площади феррита и бейнита составляет 90% или более, а разница в твёрдости между ферритом и бейнитом составляет 70 или более в единицах твёрдости по Виккерсу, при этом до деформационного старения при температуре 300°С или ниже и после деформационного старения, сталь имеет равномерное удлинение 9% или более и отношение предела текучести к пределу прочности 90% или менее.
[2] Сталь для высокодеформируемых труб для магистральных трубопроводов, имеющая высокую стойкость к деформационному старению и водородному охрупчиванию по [1], в которой химический состав дополнительно включает в % масс., один или по меньшей мере два элемента из Ni: 0,02 - 0,50%, Cr: 1,00% или менее, V: 0,10% или менее, Са: 0,0050% или менее и В: 0,0050% или менее.
[3] Способ изготовления стали для высокодеформируемых труб магистральных трубопроводов, имеющая высокую стойкость к деформационному старению и стойкость к водородному охрупчиванию, способ включает: нагрев стали, имеющей химический состав в соответствии с [1] или [2] до температуры 1000 – 1300оC; горячую прокатку при температуре чистовой прокатки, равной или превышающей температуру Ar3; и затем ускоренное охлаждение полученной стали от температуры (Аr3 - 50) - (Аr3 + 30)°С до температуры прекращения охлаждения 500 - 650°С со скоростью охлаждения 5°С/с или выше; причём стальной материал имеет металлографического структуру, состоящую в основном из феррита и бейнита, в которой общая доля площади феррита и бейнита составляет 90% или более, причём разница в твёрдости между ферритом и бейнитом составляет 70 или более в единицах твёрдости по Виккерсу, и в которой как до деформационного старения при температуре 300°C или ниже, так и после деформационного старения, стальной материал имеет равномерное удлинение 9% или более и отношение предела текучести к пределу прочности 90% или менее.
[4] Сварная стальная труба, изготовленная с использованием в качестве исходного материала стальной материал для высокодеформируемых труб магистральных трубопроводов с высокой стойкостью к деформационному старению и водородному охрупчиванию в соответствии с [1] или [2].
Положительные эффекты изобретения.
В соответствии с настоящим изобретением могут быть получены стали марки API 5L X60 - X70 для высокодеформируемых труб для магистральных трубопроводов с высокой стойкостью к водородному охрупчиванию в среде влажного сероводорода при рН 5 или выше и низким отношение предела текучести к пределу прочности даже после обработки для нанесения покрытия при температуре 300°С или ниже.
Стойкость к деформационному старению в настоящем изобретении представляет собой характеристику, которая позволяет подавлять чрезмерное увеличение отношение предела текучести к пределу прочности даже при выполнении термической обработки при температуре 300°С или ниже. Стойкость к водородному охрупчиванию в настоящем изобретении является такой характеристикой, которая подавляет растрескивание в силу внедрения атомов водорода в среде влажного сероводорода с рН 5 или более. Высокая деформируемость является такой характеристикой, при которой равномерное удлинение составляет 9% или более, и отношение предела текучести к пределу прочности 90% или менее.
Осуществление изобретения
1. Химический состав.
Описание далее будет дано на основе ограничений химического состава стали в соответствии с настоящим изобретением. Единицы "%" для каждого компонента означают массовый %.
C: 0,030 - 0,100%.
С является элементом, который способствует дисперсионному упрочнению в виде карбида. Если содержание С составляет менее 0,030%, не может быть обеспечена достаточная прочность. Если С превышает 0,100%, ударная вязкость и свариваемость ухудшаются, и деформационное старение приводит к увеличению отношение предела текучести к пределу прочности. Поэтому содержание С устанавливается равным 0,030 - 0,100%. Предпочтительно содержание С составляет 0,05% или более. Предпочтительно содержание С составляет 0,09% или менее.
Si: 0,01 - 0,50%.
Si добавлен для раскисления. Если Si менее 0,01%, то эффект раскисления недостаточен. Если Si превышает 0,50%, ударная вязкость и свариваемость ухудшается. Таким образом, содержание Si устанавливается в пределах 0,01 - 0,50%. Предпочтительно содержание Si составляет 0,01 - 0,3%.
Mn: 0,5 - 2,5%.
Mn добавлен для обеспечения прочности и ударной вязкости. Если содержание Mn составляет менее 0,5%, его эффект недостаточен. Поэтому содержание Mn составляет 0,5% или более. С точки зрения достижения низкого отношения предела текучести к пределу прочности за счет формирования MA, содержание Mn предпочтительно составляет 1,2% или более, и более предпочтительно 1,5% или более. Если содержание Mn превышает 2,5%, ударная вязкость и свариваемость ухудшается. Поэтому содержание Mn задаётся равным 2,5% или менее, и предпочтительно составляет 2,2% или менее.
Р: 0,015% или менее.
Р является неизбежной примесью, которая приводит к ухудшению свариваемости и стойкости к водородному охрупчиванию. Следовательно, содержание Р установлено равным 0,015% или менее. Предпочтительно содержание Р составляет 0,010% или менее.
S: 0,002% или менее.
Как правило, S формирует включения MnS в стали и это приводит к ухудшению стойкости к водородному охрупчиванию. Следовательно, содержание S предпочтительно иметь как можно меньше. Когда S составляет 0,002% или менее, S не вызывает никаких проблем. Поэтому верхний предел содержания S установлен равным 0,002%. Предпочтительно содержание S составляет 0,0015% или менее.
Cu: 0,20 - 1,00%.
Cu является важным элементом в настоящем изобретении. Cu подавляет проникновение водорода в сталь и способствует повышению стойкости к водородному охрупчиванию. Однако, если содержание Cu менее 0,20%, его эффект недостаточен. Если содержание Cu превышает 1,00%, ухудшается свариваемость. Таким образом, содержание Cu установлено равным 0,20 - 1,00%. Предпочтительно содержание Cu составляет 0,25% или более. Предпочтительно содержание Cu составляет 0,5% или менее.
Мо: 0,01% или менее (включая 0).
Мо приводит к увеличению отношение предела текучести к пределу прочности за счёт деформационного старения и ухудшению стойкости к водородному охрупчиванию. Поэтому Мо не содержится, или, даже если Мо содержится, содержание Мо установлено равным 0,01% или менее. Предпочтительно содержание Мо составляет 0,005% или менее.
Nb: 0,005 - 0,05%.
Nb улучшает ударную вязкость за счёт измельчения структуры и образует карбид, что способствует увеличению прочности. Однако, если содержание Nb составляет менее 0,005%, его эффект недостаточен. Если содержание Nb превышает 0,05%, ударная вязкость зоны теплового влияния при электросварке ухудшается. Поэтому содержание Nb установлено равным 0,005 - 0,05%. Предпочтительно содержание Nb составляет 0,01% или более. Предпочтительно содержание Nb составляет 0,05% или менее.
Ti: 0,005 - 0,040%.
Ti подавляет укрупнение аустенита при нагреве сляба за счёт эффекта закрепления TiN, улучшает ударную вязкость основного материала, уменьшает количество растворённого N, и подавляет увеличение отношения предела текучести к пределу прочности за счёт деформационного старения. Однако, если содержание Ti составляет менее 0,005%, его эффект недостаточен. Если Ti превышает 0,040%, ударная вязкость зоны теплового влияния при электросварке ухудшается. Таким образом, содержание Ti устанавливается равным 0,005 - 0,040%. Предпочтительно содержание Ti составляет 0,005 - 0,02%.
Al: 0,10% или менее.
Al содержится в качестве раскислителя. Если содержание Al превышает 0,10%, чистота стали снижается и ухудшается ударная вязкость. Таким образом, содержание Al устанавливается равным 0,10% или менее. Предпочтительно содержание Al составляет 0,08% или менее. Предпочтительно содержание Al составляет 0,01% или более.
N: 0,007% или менее.
N является неизбежной примесью, приводящей к увеличению отношения предела текучести к пределу прочности за счёт деформационного старения и ухудшению прочности зоны теплового влияния при электросварке. Поэтому верхний предел содержания N задаётся равным 0,007%. Предпочтительно содержание N составляет 0,006% или менее.
Описанные выше компоненты являются основными компонентами настоящего изобретения. С целью дальнейшего улучшения прочности и ударной вязкости толстолистовой стали, а также повышения её стойкости к водородному охрупчиванию, могут содержаться один или по меньшей мере два элемента из Ni, Cr, V, Ca и B.
Ni: 0,02 - 0,50%.
Ni является элементом, который вносит свой вклад в улучшение стойкости к водородному охрупчиванию и является эффективным в повышении ударной вязкости и прочности. Если содержание Ni составляет менее 0,02%, его эффект недостаточен. Если содержание Ni превышает 0,50%, его эффект насыщается, и это невыгодно с точки зрения стоимости. Поэтому, когда Ni присутствует, содержание Ni установлено равным 0,02 - 0,50%. Предпочтительно содержание Ni составляет 0,2% или более. Предпочтительно содержание Ni составляет 0,4% или менее.
Cr: 1,00% или менее.
Cr является элементом, эффективным для получения достаточной прочности, даже при низком содержании С. Если содержание Cr превышает 1,00%, ухудшается свариваемость. Поэтому, когда Cr присутствует, верхний предел содержания Cr задаётся равным 1,00%. Предпочтительно содержание Cr составляет 0,5% или менее. Предпочтительно содержание Cr составляет 0,1% или более.
V: 0,10% или менее.
V улучшает ударную вязкость путём измельчения структуры и образует карбид, тем самым способствует увеличению прочности. Если содержание V превышает 0,10%, ударная вязкость в зона теплового влияния при электросварке ухудшается. Поэтому, когда V присутствует, содержание V задаётся равным 0,10% или менее. Предпочтительно содержание V составляет 0,005% или менее. Предпочтительно содержание V составляет 0,05% или более.
Са: 0,0050% или менее.
Са является элементом, эффективным для улучшения ударной вязкости посредством контроля формы включений на основе сульфида. Если содержание Са превышает 0,0050%, его эффект насыщается, и ударная вязкость ухудшается из-за снижения чистоты стали. Поэтому, когда Са присутствует, содержание Са задаётся равным 0,0050% или менее. Предпочтительно содержание Са составляет 0,004% или менее. Предпочтительно содержание Са составляет 0,001% или более.
В: 0,0050% или менее.
В является элементом, эффективным для повышения прочности и улучшения ударной вязкости зоны теплового влияния при электросварке. Если содержание В превышает 0,0050%, свариваемость ухудшается. Поэтому, если В присутствует, содержание В задаётся равным 0,0050% или менее. Предпочтительно содержание В составляет 0,003% или менее. Предпочтительно содержание В составляет 0,0003% или более.
В стали по настоящему изобретению остальное, кроме описанных выше компонентов, является Fe и неизбежные примеси. Однако элементы, отличные от вышеописанных элементов, могут содержаться без каких-либо проблем, при условии, что эксплуатационные преимущества настоящего изобретения не нарушается.
2. Металлографическая структура.
Металлографическая структура толстолистовой стали согласно настоящему изобретению является многофазной структурой, состоящей в основном из феррита и бейнита. Многофазная структура, состоящая в основном из феррита и бейнита, является многофазной структурой, в которой общая доля площади феррита и бейнита составляет 90% или более. Остальная часть представляет собой структуру, включающую один или по меньшей мере две структурные составляющие, выбранные из мартенсита, перлита, мартенситно-аустенитной составляющей, остаточного аустенита и т.д., и имеющую общую долю площади 10% или менее.
Отсутствуют особые ограничения доли площади феррита и бейнита. Если доля площади феррита составляет менее 10%, не может быть получен бейнит с высокой твёрдостью. Поэтому с точки зрения увеличения разности в твёрдости между ферритом и бейнитом, чтобы таким образом достичь низкого отношения предела текучести к пределу прочности, доля площади феррита составляет предпочтительно 10% или более. Если доля площади феррита составляет более 50%, может снизиться прочность. Поэтому с точки зрения обеспечения прочности доля площади феррита предпочтительно составляет 50% или менее. С точки зрения обеспечения низкого отношение предела текучести к пределу прочности доля площади бейнита предпочтительно составляет 10% или более.
Разница в твёрдости между ферритом и бейнитом составляет 70 или более в единицах твёрдости по Виккерсу (HV). Когда разница в твёрдости составляет 70 или более, отношение предела текучести к пределу прочности может быть 90% или менее как до, так и после упрочнение при деформационном старении. С точки зрения низкого отношения предела текучести к пределу прочности разница в твёрдости предпочтительно составляет 75 HV или более. Разница в твёрдости менее 70 HV приводит к такому же результату, как и однофазные структуры феррита или бейнита, а отношение предела текучести к пределу прочности становится высоким, так что трудно достичь искомого отношения предела текучести к пределу прочности. Если разница в твёрдости между ферритом и бейнитом составляет более 180 HV, стойкость к водородному охрупчиванию может ухудшиться, и отношение предела текучести к пределу прочности после деформационного старения может увеличиться. Поэтому разница в твёрдости предпочтительно составляет 180 HV или менее и более предпочтительно составляет 150 HV или менее.
Типы металлографических структур и доля площади каждой фазы может быть определена путём исследования, например, оптическим микроскопом или сканирующим электронным микроскопом. В частности, делают фотографии микроструктуры по меньшей мере трёх областей и проводят обработку изображений.
Твёрдость является величиной, измеренной с помощью прибора для измерения твёрдости по Виккерсу, и любая нагрузка может быть выбрана таким образом, что вдавливание оптимального размера получается внутри каждой фазы. Предпочтительно одна и та же нагрузка применяется для измерения твёрдости феррита и твёрдости бейнита. При рассмотрении локальных вариаций в составе микроструктуры и вариаций из-за погрешностей измерений предпочтительно, чтобы измерение твёрдости производилось по меньшей мере в 15 различных положениях для каждой из фаз и чтобы средняя твёрдость этих фаз использовалась в качестве твёрдости феррита и бейнита. Разница в твёрдости, когда используются средняя твёрдость, является абсолютной величиной разности между средней твёрдостью феррита и средней твёрдостью бейнита.
3. Механические свойства при растяжении до и после деформационного старения.
Как до деформационного старения при температуре 300°С или ниже, так и после деформационного старения, равномерное удлинение составляет 9% или более, и отношение предела текучести к пределу прочности составляет 90% или менее
Сталь для труб для магистральных трубопроводов, используемых в сейсмических районах, должна быть высокодеформируемой так, чтобы не возникали трещины даже при значительной деформации, например, деформации земной поверхности. Кроме того, необходимо, чтобы высокая деформируемость сохранялась даже после деформационного старения, при котором сталь нагревают до 300°C для покрытия стального материала для защиты от коррозии. Когда и до деформационного старения при температуре 300°С или ниже, и после деформационного старения, равномерное удлинение составляет 9% или более и отношение предела текучести к пределу прочности составляет 90% или менее, получается достаточно высокая деформируемость, так трещины не могут возникать из-за значительной деформации, например, землетрясения. Предпочтительно, чтобы, до деформационного старения при температуре 300°С или ниже и после деформационного старения равномерное удлинение составляло 10% или более, и отношение предела текучести к пределу прочности составляло 88% или менее с точки зрения высокой деформируемости.
4. Условия изготовления.
Искомая металлографическая структура может быть получена: горячей прокаткой исходного материала стали вышеописанного химического состава при температуре нагрева 1000 - 1300°С и температуре чистовой прокатки Ar3 или выше; и затем ускоренным охлаждением полученного стального материала при температуре от (Аr3 - 50) до (Аr3 + 30)°С до температуры прекращения охлаждения 500 - 650°С со скоростью охлаждения 5°С/с или выше. Температура является температурой в центральной части стального материала. Температура Ar3 вычисляется по следующей формуле.
Ar3(°C) = 910 - 310C - 80Mn - 20Cu - 15Cr - 55Ni - 80Mo
В приведённой выше формуле каждый символ атома представляет собой содержание (% масс.) элемента и равен 0, если элемент не присутствует.
Далее будет дано описание причин ограничений в отношении условий изготовления.
Температура нагрева: 1000 - 1300°C.
Если температура нагрева ниже 1000°С, растворение карбидов является недостаточным, так что не получается требуемая прочность. Если температура нагрева превышает 1300°С, то ударная вязкость основного материала ухудшается. Поэтому, температура нагрева устанавливается равной 1000 - 1300°С.
Температура чистовой прокатки: температура Ar3 или выше.
Если температура чистовой прокаткой ниже температуры Ar3, скорость превращения феррита после прокатки уменьшается, и пластическая деформация, вызванная прокаткой, остаётся в феррите. В этом случае прочность феррита становится высокой, а разница в твёрдости между ферритом и бейнит становится низкой, так что не может быть достигнуто искомое отношение предела текучести к пределу прочности. Поэтому температура чистовой прокатки задаётся равной или выше температуры Ar3. Предпочтительно общая степень обжатия при прокатке в диапазоне температур 900°С или ниже, составляет 50% или более. Когда общая степень обжатия при прокатке в диапазоне температур 900°С или ниже, составляет 50% или более, размер аустенитного зерна может быть уменьшен.
Температура начала охлаждения при ускоренном охлаждении: (Ar3 - 50) - (Ar3 + 30)°C.
Если температура начала охлаждения ниже (Аr3 - 50)°С, доля площади феррита увеличивается, и прочность основного материала снижается. Кроме того, разница в твёрдости между ферритом и бейнитом становится большой и стойкость к водородному охрупчиванию ухудшается. Поэтому температура начала охлаждения составляет (Ar3 - 50)°С или выше и предпочтительно (Ar3 - 30)°С или выше. Если температура начала охлаждения превышает (Ar3 + 30)°С, доля площади феррита уменьшается и является недостаточной для достижения низкого отношения предела текучести к пределу прочности. Поэтому температура начала охлаждения составляет (Ar3 + 30)°С или ниже и предпочтительно (Ar3 + 25)°С или ниже.
Скорость охлаждения в ускоренном охлаждении: 5°С/с или более.
Если скорость охлаждения менее 5°С/сек, во время охлаждения формируется перлит, так, что не обеспечивается достаточная прочность и достаточно низкое отношение предела текучести к пределу прочности. Поэтому скорость охлаждения задаётся равной 5°С/с или больше. Скорость охлаждения предпочтительно составляет 8°С/с или более, и более предпочтительно 10°С/с или более. Скорость охлаждения предпочтительно составляет 100°С/с или менее, и более предпочтительно 60°С/с или менее.
Температура прекращения охлаждения: 500 - 650°C.
В настоящем изобретении температура прекращения охлаждения ускоренного охлаждения, является важным условием изготовления. Если температура прекращения охлаждения ниже 500°C, число дислокаций, создаваемых превращением, и количество растворённого C велико. В этом случае отношение предела текучести к пределу прочности после деформационного старения становится высоким и не может быть достигнуто низкое отношение предела текучести к пределу прочности. Если температура прекращения охлаждения выше 650°С, бейнит разупрочняется и разница в твёрдости между ферритом и бейнитом становится менее 70 HV, и не может быть достигнуто низкое отношение предела текучести к пределу прочности. Поэтому температура прекращения охлаждения в ускоренном охлаждении устанавливается равной 500 - 650°С. Температура прекращения охлаждения предпочтительно составляет 515°С или выше и более предпочтительно 530°С или выше. Температура прекращения охлаждения предпочтительно составляет 635°С или ниже и более предпочтительно 620°С или ниже.
С помощью вышеописанного способа изготовления можно получить стальной материал для высокодеформируемых труб для магистральных трубопроводов с подходящей стойкостью к деформационному старению и стойкостью к водородному охрупчиванию, и имеющих равномерное удлинение 9% или более и отношение предела текучести к пределу прочности 90% или менее и до, и после деформационного старения при температуре 300°С или ниже. В настоящем изобретении, даже после того, как стальной материал подвергнут термообработке при температуре 300°С или ниже, в общем процессе нанесения покрытия на стальные трубы, может быть подавлено увеличение отношения предела текучести к пределу прочности и снижение равномерного удлинения, которые вызваны деформационным старением, и может быть обеспечено равномерное удлинение 9% или более, и отношение предела текучести к пределу прочности 90% или менее. Явление дисперсионного твёрдения происходит в процессе термической обработки при нанесении покрытия. Поэтому путём достижения низкого отношение предела текучести к пределу прочности как до деформационного старения, так и после деформационного старения, может быть достигнуто низкое отношение предела текучести к пределу прочности даже при образовании покрытия во время изготовления сварной стальной трубы.
5. Способ изготовления сварной стальной трубы.
В настоящем изобретении вышеописанный стальной материал используется для формирования стальной трубы. В одном способе формирования стальной трубы, стальной материал формуют в виде стальной трубы формоизменением в холодном состоянии, например, процессом UOE или прессованием для предварительного формования труб (называемый также гибочным прессом).
В процессе UOE, с боковых краёв толстолистовой стали, используемой в качестве исходного материала, снимают фаску и затем обжимают с помощью пресса. Затем толстолистовой стали придают форму U и затем форму О с помощью пресса. Таким образом из толстолистовой стали формируется цилиндрическая форма с боковыми краями толстолистовой стали, обращёнными друг к другу. Затем боковые края толстолистовой стали приводят к примыканию и сваривают. Эта сварка называется шовной сваркой. Предпочтительно шовная сварка выполняется с использованием способа, включающим две стадии, т.е.: стадию закрепления сваркой прихваточными швами толстолистовой стали, имеющей цилиндрическую форму, приведением обращённых друг к другу боковых краёв толстолистовой стали к примыканию и выполнением сварки прихваточными швами; и стадию окончательной сварки проведением сварки внутренней и внешней поверхности шва толстолистовой стали с использованием способа дуговой сварки под флюсом. После шовной сварки выполняется раздача трубы с целью удаления сварочных остаточных напряжений и для улучшения округлости стальной трубы. На стадии выполнения раздачи трубы коэффициент раздачи трубы (отношение изменения наружного диаметра трубы до и после раздачи трубы к наружному диаметру трубы до раздачи трубы) обычно составляет 0,3% - 1,5%. С точки зрения баланса между эффектом улучшения округлости и требуемыми характеристиками устройства раздачи трубы, коэффициент раздачи трубы предпочтительно составляет 0,5% - 1,2%. Затем может быть нанесено покрытие с целью защиты от коррозии. При нанесении покрытия внешняя поверхность может быть нагрета до температуры в интервале, например, 200 – 300оС, и затем покрыта известной смолой.
В прессовании для предварительного формования труб толстолистовая сталь многократно подвергается трёхточечному изгибу с постепенным изменением её формы, чтобы таким образом изготовить стальную трубу, имеющую, по существу, круглое поперечное сечение. Затем выполняется шовная сварка, как в вышеописанном процессе UOE. Также в прессовании для предварительного формования труб может быть выполнена раздача трубы после шовной сварки, и также может быть сформировано покрытие.
Пример 1
Сталь (один из видов стали А-К), имеющую химический состав, показанный в таблице 1 (остальное является Fe и неизбежными примесями) используют для изготовления стального материала с толщиной листа 30 мм или 33 мм при условиях, приведённых в таблице 2. Температура нагрева, температура чистовой прокатки и температура прекращения охлаждения относятся к температуре центральной части толстолистовой стали. Температуру в центральной части измеряют непосредственно введением термопары в центральную часть сляба или толстолистовой стали или рассчитывают по температуре поверхности сляба или толстолистовой стали с использованием таких параметров, как толщина сляба и теплопроводность. Скорость охлаждения является средней скоростью охлаждения рассчитанной делением разности температур, необходимой для охлаждения до температуры прекращения охлаждения после завершения горячей прокатки на время, необходимое для охлаждения.
Таблица 1
Тип стали Химический состав (% масс.) Темпратура Ar3
(°C)		 Примечание
C Si Mn P S Cu Mo Nb Ti Al N Ni Cr V Ca B
A 0,053 0,12 2,0 0,008 0,001 0,25 - 0,04 0,010 0,03 0,003 - - - - - 729 В соответствии с изобретением
B 0,076 0,10 1,8 0,005 0,001 0,28 - 0,02 0,010 0,03 0,004 0,28 - - 0,0027 - 721
C 0,076 0,10 1,5 0,006 0,001 0,30 - 0,02 0,010 0,03 0,003 0,22 0,21 - 0,0023 - 745
D 0,065 0,11 1,8 0,006 0,001 0,21 - 0,02 0,011 0,05 0,003 0,22 0,30 - 0,0031 - 725
E 0,085 0,06 1,6 0,008 0,001 0,30 - 0,03 0,013 0,03 0,004 0,30 0,05 0,04 0,0025 0,0010 732
F 0,083 0,31 0,8 0,009 0,002 0,43 0,01 0,03 0,012 0,03 0,004 0,45 - - - - 786
G 0,071 0,16 1,8 0,005 0,001 0,28 0,07 0,02 0,013 0,03 0,003 0,27 - - 0,0015 - 718 Вне объёма притязаний изобретения
H 0,023 0,38 2,2 0,008 0,002 0,20 - 0,03 0,010 0,03 0,005 0,22 - 0,04 - - 711
I 0,094 0,34 0,4 0,009 0,001 0,51 - 0,03 0,012 0,03 0,004 0,46 - - - - 813
J 0,085 0,24 2,1 0,012 0,002 0,07 - 0,03 0,011 0,03 0,004 0,30 - - - - 698
K 0,124 0,22 1,7 0,008 0,001 0,21 - 0,04 0,010 0,03 0,004 0,21 - - - 0,0007 720
*Подчёркнутые элементы вне объёма притязаний изобретения.
Таблица 2
No. Тип стали Толщина сляба Температура нагрева Температура чистовой прокатки Температура начала охлаждения Скорость охлаждения Температура прекращения охлаждения Примечание
(мм) (°C) (°C) (°C) (°C/с) (°C)
1 A 33 1100 820 750 20 590 В соответствии с изобретением
2 B 30 1050 760 730 20 570
3 B 30 1200 725 685 35 580
4 C 30 1020 750 730 25 530
5 D 30 1100 760 740 20 610
6 E 33 1120 830 710 30 540
7 F 30 1100 820 768 40 550
8 B 30 1100 820 750 20 410 Вне объёма притязаний изобретения
9 B 30 1050 810 730 25 680
10 B 30 1100 790 760 25 570
11 D 30 1100 790 750 3 580
12 G 33 1150 780 730 25 560
13 H 30 1180 750 720 40 530
14 I 30 1200 850 830 35 530
15 J 30 1150 740 645 40 510
16 K 30 1180 780 730 35 540
*Подчёркнутые элементы вне объёма притязаний изобретения.
Для каждого из стальных материалов, изготовленных, как описано выше, выполняют исследование структуры и определяют механические свойства при растяжении, разницу в твёрдости и стойкость к водородному охрупчиванию. Методы оценки следующие.
(1) Исследование структуры.
Испытуемый образец для исследования структуры отбирают от одного из полученных стальных листов, при этом направлении L сечения полируют и протравливают ниталем. Микроструктуру по меньшей мере трёх областей в центральной части в направлении толщины, то есть, часть ±2 мм от центрального положения в направлении толщины изучают под оптическим микроскопом (увеличение: 400X), или с помощью сканирующего электронного микроскопа (увеличение: 2000X). Делают фотографии микроструктур и подвергают анализу изображений для определения типа структуры и доли площади каждой фазы.
(2) Механические свойства при растяжении.
Для оценки предела прочности на разрыв до деформационного старения, два испытуемых образца № 4, определённых в JIS Z 2201, отбирают в направлении, перпендикулярном направлению прокатки, и подвергают испытанию на растяжение, и среднее арифметическое этих значений испытаний используют для оценки. Прочность необходимая в настоящем изобретении, представляет собой предел прочности на разрыв 517 МПа или более (API 5L Х60 или более). Для оценки отношения предела текучести к пределу прочности и равномерного удлинения два испытуемых образца № 4, определённые в JIS Z 2201, отбирают в направлении прокатки и подвергают испытанию на растяжение, и средние значения используют для оценки. Отношение предела текучести к пределу прочности требуемое в настоящем изобретении, представляет собой отношение предела текучести к пределу прочности 90% или менее, и равномерное удлинение составляет 9% или более.
Для оценки прочности при растяжении после деформационного старения, два испытуемых образца № 4, определённых в JIS Z 2201, отбирают в направлении прокатки, подвергают деформации при растяжении 2,0%, и затем выдерживают при 250°С в течение 5 минут для осуществления деформационного старения. Затем выполняют испытание на растяжение и оценивают предел прочности при растяжении, используя среднее полученных значений. Критерии оценки после деформационного старения являются такими же, что и вышеописанные критерии оценки до деформационного старения.
(3) Разница по твёрдости.
Испытуемый образец для измерения твёрдости отбирают от одного из полученных стальных листов. Твёрдость феррита и твёрдость бейнита измеряют с помощью аппарат для определения твёрдости по Виккерсу с нагрузкой при измерении 5 г, и среднее по меньшей мере 10 измерений используют для определения разницы в твёрдости между ферритом и бейнитом.
(4) Стойкость к водородному охрупчиванию.
Что касается стойкости к водородному охрупчиванию, испытания по водородному охрупчиванию проводят при следующих условиях: погружение на 96 ч в 1 моль/л буферный раствор уксусной кислоты, полностью насыщенный сероводородом, имеющий рН около 5,0, и содержащий 5% NaCl. При отсутствии обнаружения трещин, стойкость к водородному охрупчиванию оценивают как хорошую и представляют оценкой "Хорошо". Когда находят трещины, присваивают оценку "Плохо".
Результаты измерений приведены в таблице 3.

Таблица 3
No. Тип стали Металлографическая структура Разница в твёрдости между ферритом и бейнитом
(HV)		 До деформационного старения После деформационного старения Стойкость к водородному охрупчиванию Примечание
Общая доля площади феррита и бейнита (%) Остальное Предел прочности при растяжении
(МПа)		 Отношение предела текучести к пределу прочности
(%)		 Равномерное удлинение
(%)		 Предел прочности при растяжении
(МПа)		 Отношение предела текучести к пределу прочности
(%)		 Равномерное удлинение
(%)
1 A 100 - 75 574 87 15 582 89 10 Хорошая Пример изобретения
2 B 98 P 78 545 88 18 551 88 13 Хорошая
3 B 97 P 162 544 83 15 547 89 14 Хорошая
4 C 99 P 113 540 84 17 542 85 12 Хорошая
5 D 99 P 85 632 86 13 623 86 10 Хорошая
6 E 99 P 95 605 85 14 603 87 10 Хорошая
7 F 100 - 82 540 88 15 542 90 13 Хорошая
8 B 98 P 138 627 68 12 631 91 11 Хорошая Сравнительный пример
9 B 99 P 50 529 91 13 532 91 11 Хорошая
10 B 99 (только бейнит) P - 590 91 12 532 92 11 Хорошая
11 D 85 P 69 531 91 8 535 92 8 Хорошая
12 G 97 P 79 613 75 16 608 82 12 Плохая
13 H 100 - 55 591 90 8 590 91 7 Хорошая
14 I 100 - 65 495 92 15 497 93 14 Хорошая
15 J 99 P 189 614 83 16 618 90 14 Плохая
16 K 91 P, MA 85 641 76 9 630 91 7 Хорошая
*Подчёркнутые элементы вне объёма притязаний изобретения.
P: Перлит, MA: Мартенситно-аустенитная составляющая
Как показано в таблице 3, в каждом из №№. 1 - 7, которые являются примерами изобретения, химический состав и способ изготовления входят в объём притязаний настоящего изобретения. Как до, так и после деформационного старения при 250°C в течение 5 минут после приложения деформации растяжения 2,0%, получены высокая прочность на растяжение 517 МПа или более, отношение предела текучести к пределу прочности 90% или менее, и равномерное удлинение 9% или более, и достигнуты низкое отношение предела текучести к пределу прочности, высокое равномерное удлинение и высокая стойкость к водородному охрупчиванию.
Каждый стальной материал имеет металлографического структуру, состоящую в основном из феррита и бейнита, и разница в твёрдости между ферритом и бейнитом составляет 70 или более в единицах твёрдости по Виккерсу.
В №№ 8 - 11, которые являются сравнительными примерами, хотя химический состав соответствует составу по изобретением, способ изготовления выходит за рамки изобретения. Поэтому металлографическая структура, прочность, отношение предела текучести к пределу прочности до деформационного старения, отношение предела текучести к пределу прочности после деформационного старения, и равномерное удлинение недостаточны. В №№ 12 - 16 химический состав выходит за рамки настоящего изобретения и способ изготовления выходит за рамки настоящего изобретения в некоторых случаях. Поэтому полученная прочность недостаточна, отношение предела текучести к пределу прочности высокое, равномерное удлинение низкое или происходит образование трещин в испытаниях по водородному охрупчиванию.

Claims (6)

1. Стальной толстолистовой материал для труб магистральных трубопроводов с высокой стойкостью к деформационному старению и водородному охрупчиванию, имеющий химический состав, содержащий, мас.%: С: 0,030-0,100, Si: 0,01-0,50, Мn: 0,5-2,5, Р: 0,015 или менее, S: 0,002 или менее, Сu: 0,20-1,00, Мо: 0,01 или менее, Nb: 0,005-0,05, Ti: 0,005-0,040, Al: 0,10 или менее, N: 0,007 или менее, Fe и неизбежные примеси - остальное, при этом он имеет равномерное удлинение 9% или более, отношение предела текучести к пределу прочности 90% или менее и металлографическую структуру, состоящую в основном из феррита и бейнита, в которой общая доля площади феррита и бейнита составляет 90% или более, а разница в твёрдости между ферритом и бейнитом составляет 70 или более в единицах твёрдости по Виккерсу.
2. Материал по п.1, в котором химический состав дополнительно содержит, мас.%: по меньшей мере один элемент из Ni: 0,02-0,50, Сr: 1,00 или менее, V: 0,10 или менее, Са: 0,0050 или менее и В: 0,0050 или менее.
3. Способ изготовления стального толстолистового материала для труб магистральных трубопроводов с высокой стойкостью к деформационному старению и стойкостью к водородному охрупчиванию, включающий нагрев стального материала, имеющего указанный в п.1 химический состав, до температуры 1000-1300°С, горячую прокатку полученного стального материала при температуре чистовой прокатки, равной или превышающей температуру Ar3, и затем ускоренное охлаждение полученного стального материала от температуры (Ar3 - 50) - (Ar3 + 30)°С до температуры прекращения охлаждения 500-650°С со скоростью охлаждения 5°С/с или более, при этом стальной материал имеет равномерное удлинение 9% или более, отношение предела текучести к пределу прочности 90% или менее и металлографическую структуру, состоящую в основном из феррита и бейнита, в которой общая доля площади феррита и бейнита составляет 90% или более, а разница в твёрдости между ферритом и бейнитом составляет 70 или более в единицах твёрдости по Виккерсу.
4. Способ изготовления стального толстолистового материала для труб магистральных трубопроводов с высокой стойкостью к деформационному старению и стойкостью к водородному охрупчиванию, включающий нагрев стального материала, имеющего указанный в п.2 химический состав, до температуры 1000-1300°С, горячую прокатку полученного стального материала при температуре чистовой прокатки, равной или превышающей температуру Ar3, и затем ускоренное охлаждение полученного стального материала от температуры (Ar3 - 50) - (Ar3 + 30)°С до температуры прекращения охлаждения 500-650°С со скоростью охлаждения 5°С/с или более, при этом стальной материал имеет равномерное удлинение 9% или более, отношение предела текучести к пределу прочности 90% или менее и металлографическую структуру, состоящую в основном из феррита и бейнита, в которой общая доля площади феррита и бейнита составляет 90% или более, а разница в твёрдости между ферритом и бейнитом составляет 70 или более в единицах твёрдости по Виккерсу.
5. Сварная труба магистрального трубопровода, отличающаяся тем, что она изготовлена из стального толстолистового материала по п. 1 и имеет равномерное удлинение 9% или более и отношение предела текучести к пределу прочности 90% или менее.
6. Сварная труба магистрального трубопровода, отличающаяся тем, что она изготовлена из стального толстолистового материала по п.2 и имеет равномерное удлинение 9% или более и отношение предела текучести к пределу прочности 90% или менее.
RU2016138675A 2014-03-31 2015-03-26 Сталь для высокодеформируемых труб магистральных трубопроводов с высокой стойкостью к деформационному старению и водородному охрупчиванию, способ их изготовления и сварная стальная труба RU2653031C2 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014-070824 2014-03-31
JP2014070824 2014-03-31
PCT/JP2015/001726 WO2015151469A1 (ja) 2014-03-31 2015-03-26 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

Publications (3)

Publication Number Publication Date
RU2016138675A RU2016138675A (ru) 2018-04-02
RU2016138675A3 RU2016138675A3 (ru) 2018-04-02
RU2653031C2 true RU2653031C2 (ru) 2018-05-04

Family

ID=54239815

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2016138675A RU2653031C2 (ru) 2014-03-31 2015-03-26 Сталь для высокодеформируемых труб магистральных трубопроводов с высокой стойкостью к деформационному старению и водородному охрупчиванию, способ их изготовления и сварная стальная труба

Country Status (7)

Country Link
US (1) US10344362B2 (ru)
EP (1) EP3128029B1 (ru)
JP (1) JP6226062B2 (ru)
KR (1) KR101893845B1 (ru)
CN (1) CN106133175B (ru)
RU (1) RU2653031C2 (ru)
WO (1) WO2015151469A1 (ru)

Families Citing this family (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
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
JP2017106107A (ja) * 2015-12-04 2017-06-15 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の低温靭性劣化および溶接熱影響部の硬さを抑制した高降伏強度を有する非調質鋼板
KR20180077259A (ko) * 2016-03-22 2018-07-06 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 라인 파이프용 전봉 강관
CN105886915A (zh) * 2016-05-12 2016-08-24 宝鸡石油钢管有限责任公司 一种抗h2s腐蚀的空芯钢制连续抽油杆
CN106011666A (zh) * 2016-06-03 2016-10-12 深圳市樊溪电子有限公司 一种低合金钢、钢管及其制造方法
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
EP3680358A4 (en) * 2017-09-08 2020-07-15 JFE Steel Corporation STEEL SHEET AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF
KR101949036B1 (ko) * 2017-10-11 2019-05-08 주식회사 포스코 저온 변형시효 충격특성이 우수한 후강판 및 그 제조방법
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
CN109536838B (zh) * 2018-12-20 2020-12-01 张家港宏昌钢板有限公司 针状铁素体型耐低温n80级石油套管用钢及制备方法
JP7163777B2 (ja) * 2019-01-09 2022-11-01 日本製鉄株式会社 ラインパイプ用鋼板
CN113646455B (zh) * 2019-03-28 2023-06-27 杰富意钢铁株式会社 管线管用钢材及其制造方法以及管线管及其制造方法
JP6693610B1 (ja) * 2019-08-23 2020-05-13 日本製鉄株式会社 ラインパイプ用電縫鋼管
CN110643884A (zh) * 2019-10-10 2020-01-03 南京钢铁股份有限公司 一种一钢多级用管线钢坯料生产方法
CN111286672B (zh) * 2020-03-25 2022-03-29 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 一种针状铁素体型x60级抗hic管线钢及其轧制方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62290847A (ja) * 1986-06-11 1987-12-17 Nippon Kokan Kk <Nkk> 硫化水素を含む湿潤環境で使用される母材鋼の製造方法
RU2360013C2 (ru) * 2004-02-24 2009-06-27 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Горячекатаный стальной лист для высокопрочной трубы, изготовленной путем контактной сварки, обладающий стойкостью к воздействию сернистого газа и исключительной ударной вязкостью, и способ изготовления такого стального листа
RU2427662C2 (ru) * 2006-11-30 2011-08-27 Ниппон Стил Корпорейшн Высокопрочная сварная стальная труба для трубопровода, обладающая превосходной низкотемпературной вязкостью, и способ ее изготовления
RU2427663C2 (ru) * 2006-12-04 2011-08-27 Ниппон Стил Корпорейшн Высокопрочная толстостенная сварная стальная труба для трубопровода с превосходной низкотемпературной вязкостью и способ ее изготовления
RU2496906C2 (ru) * 2011-09-02 2013-10-27 Открытое акционерное общество "ОМК-Сталь" (ОАО "ОМК-Сталь") Низкоуглеродистая сталь и прокат из низкоуглеродистой стали повышенной стойкости к водородному растрескиванию и повышенной хладостойкости

Family Cites Families (30)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5597425A (en) 1979-01-19 1980-07-24 Nippon Kokan Kk <Nkk> Preparation of high-tensile steel with low yield ratio, low carbon and low alloy
JPH01176027A (ja) 1987-12-29 1989-07-12 Nippon Steel Corp 低降伏比高張力溶接構造用鋼板の製造方法
JPH08209241A (ja) 1995-02-02 1996-08-13 Nippon Steel Corp 耐ｃｏ２ 腐食性および低温靱性の優れたラインパイプ用鋼板の製造方法
JP4089455B2 (ja) 2002-02-07 2008-05-28 Ｊｆｅスチール株式会社 耐ｈｉｃ特性に優れた高強度鋼材
JP3869747B2 (ja) 2002-04-09 2007-01-17 新日本製鐵株式会社 変形性能に優れた高強度鋼板、高強度鋼管および製造方法
EP1662014B1 (en) 2003-06-12 2018-03-07 JFE Steel Corporation Steel plate and welded steel tube exhibiting low yield ratio, high strength and high toughness and method for production thereof
JP4507747B2 (ja) 2003-07-31 2010-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管及びその製造方法
JP4412098B2 (ja) * 2003-07-31 2010-02-10 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高強度鋼板及びその製造方法
JP4507746B2 (ja) 2003-07-31 2010-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管及びその製造方法
JP4066905B2 (ja) * 2003-07-31 2008-03-26 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部靱性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼板の製造方法
JP4528356B2 (ja) 2007-07-23 2010-08-18 新日本製鐵株式会社 変形特性に優れた鋼管
CN102549188B (zh) 2009-09-30 2014-02-19 杰富意钢铁株式会社 具有低屈服比、高强度以及高均匀伸长率的钢板及其制造方法
KR101450976B1 (ko) 2009-09-30 2014-10-15 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 저항복비, 고강도 및 고인성을 가진 강판 및 그 제조 방법
JP5532800B2 (ja) 2009-09-30 2014-06-25 Ｊｆｅスチール株式会社 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高一様伸び鋼板及びその製造方法
CN102666898A (zh) 2009-11-25 2012-09-12 杰富意钢铁株式会社 高压缩强度优异的管线管用焊接钢管及其制造方法
US9181609B2 (en) 2009-11-25 2015-11-10 Jfe Steel Corporation Welded steel pipe for linepipe having high compressive strength and excellent sour gas resistance and manufacturing method thereof
CN102666899A (zh) 2009-11-25 2012-09-12 杰富意钢铁株式会社 高压缩强度和高韧性优异的管线管用焊接钢管及其制造方法
JP5640899B2 (ja) * 2010-06-08 2014-12-17 新日鐵住金株式会社 ラインパイプ用鋼材
JP5742123B2 (ja) 2010-07-16 2015-07-01 Ｊｆｅスチール株式会社 ラインパイプ用高強度溶接鋼管向け高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP5782827B2 (ja) * 2011-05-24 2015-09-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高圧縮強度耐サワーラインパイプ用鋼管及びその製造方法
JP5796351B2 (ja) * 2011-05-24 2015-10-21 Ｊｆｅスチール株式会社 耐圧潰性に優れた高強度耐サワーラインパイプおよびその製造方法
JP6047947B2 (ja) * 2011-06-30 2016-12-21 Ｊｆｅスチール株式会社 耐サワー性に優れたラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管およびその製造方法
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
CN104011245B (zh) 2011-12-27 2017-03-01 杰富意钢铁株式会社 高张力热轧钢板及其制造方法
JP5516784B2 (ja) 2012-03-29 2014-06-11 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比高強度鋼板およびその製造方法並びにそれを用いた高強度溶接鋼管
JP5516785B2 (ja) 2012-03-29 2014-06-11 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比高強度鋼板およびその製造方法並びにそれを用いた高強度溶接鋼管
KR101788152B1 (ko) 2013-03-29 2017-10-19 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 후육 강관용 강판, 그의 제조 방법 및, 후육 고강도 강관
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
US10640843B2 (en) * 2015-05-20 2020-05-05 Nippon Steel Corporation High strength electric resistance welded steel pipe and method for producing high strength electric resistance welded steel pipe

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62290847A (ja) * 1986-06-11 1987-12-17 Nippon Kokan Kk <Nkk> 硫化水素を含む湿潤環境で使用される母材鋼の製造方法
RU2360013C2 (ru) * 2004-02-24 2009-06-27 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Горячекатаный стальной лист для высокопрочной трубы, изготовленной путем контактной сварки, обладающий стойкостью к воздействию сернистого газа и исключительной ударной вязкостью, и способ изготовления такого стального листа
RU2427662C2 (ru) * 2006-11-30 2011-08-27 Ниппон Стил Корпорейшн Высокопрочная сварная стальная труба для трубопровода, обладающая превосходной низкотемпературной вязкостью, и способ ее изготовления
RU2427663C2 (ru) * 2006-12-04 2011-08-27 Ниппон Стил Корпорейшн Высокопрочная толстостенная сварная стальная труба для трубопровода с превосходной низкотемпературной вязкостью и способ ее изготовления
RU2496906C2 (ru) * 2011-09-02 2013-10-27 Открытое акционерное общество "ОМК-Сталь" (ОАО "ОМК-Сталь") Низкоуглеродистая сталь и прокат из низкоуглеродистой стали повышенной стойкости к водородному растрескиванию и повышенной хладостойкости

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2015151469A1 (ja) 2017-04-13
US20170022590A1 (en) 2017-01-26
KR20160129875A (ko) 2016-11-09
EP3128029A1 (en) 2017-02-08
JP6226062B2 (ja) 2017-11-08
CN106133175A (zh) 2016-11-16
EP3128029B1 (en) 2020-05-27
US10344362B2 (en) 2019-07-09
RU2016138675A (ru) 2018-04-02
CN106133175B (zh) 2018-09-07
WO2015151469A1 (ja) 2015-10-08
RU2016138675A3 (ru) 2018-04-02
EP3128029A4 (en) 2017-09-20
KR101893845B1 (ko) 2018-08-31

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2653031C2 (ru) Сталь для высокодеформируемых труб магистральных трубопроводов с высокой стойкостью к деформационному старению и водородному охрупчиванию, способ их изготовления и сварная стальная труба
RU2653740C2 (ru) Сталь для высокодеформируемых труб магистральных трубопроводов с высокой стойкостью к деформационному старению и водородному охрупчиванию, способ их изготовления и сварная стальная труба
EP3604584B1 (en) High-strength steel plate for sour resistant line pipe, method for manufacturing same, and high-strength steel pipe using high-strength steel plate for sour resistant line pipe
RU2502820C1 (ru) Толстолистовая сталь, характеризующаяся низким соотношением между пределом текучести и пределом прочности, высокой прочностью и высоким равномерным относительным удлинением, и способ ее изготовления
EP3276026B1 (en) Thick steel sheet for structural pipe, method for manufacturing thick steel sheet for structural pipe, and structural pipe
EP3859027B1 (en) High strength steel plate for sour-resistant line pipe and method for manufacturing same, and high strength steel pipe using high strength steel plate for sour-resistant line pipe
EP3276025B1 (en) Steel plate for structural pipe, method for producing steel plate for structural pipe, and structural pipe
EP3604592A1 (en) High strength steel sheet for sour-resistant line pipe, method for manufacturing same, and high strength steel pipe using high strength steel sheet for sour-resistant line pipe
EP3859026B1 (en) High strength steel plate for sour-resistant line pipe and method for manufacturing same, and high strength steel pipe using high strength steel plate for sour-resistant line pipe
JP6665822B2 (ja) 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管
RU2735605C1 (ru) Высокопрочная толстолистовая сталь для магистральных труб, стойких к воздействию высокосернистого нефтяного газа, и способ ее изготовления, и высокопрочная стальная труба, использующая высокопрочную толстолистовую сталь для магистральных труб, стойких к воздействию высокосернистого нефтяного газа
WO2023162507A1 (ja) 鋼板およびその製造方法