[go: up one dir, main page]

WO2011042936A1 - 高強度鋼管、高強度鋼管用鋼板、及び、それらの製造方法 - Google Patents

高強度鋼管、高強度鋼管用鋼板、及び、それらの製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2011042936A1
WO2011042936A1 PCT/JP2009/005263 JP2009005263W WO2011042936A1 WO 2011042936 A1 WO2011042936 A1 WO 2011042936A1 JP 2009005263 W JP2009005263 W JP 2009005263W WO 2011042936 A1 WO2011042936 A1 WO 2011042936A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel pipe
steel
steel plate
ratio
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2009/005263
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
朝日均
原卓也
土井直己
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Priority to BR112012007753-8A priority Critical patent/BR112012007753B1/pt
Priority to JP2011506927A priority patent/JP4824143B2/ja
Priority to PCT/JP2009/005263 priority patent/WO2011042936A1/ja
Priority to CN200980161795.1A priority patent/CN102549186B/zh
Publication of WO2011042936A1 publication Critical patent/WO2011042936A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES, PROFILES OR LIKE SEMI-MANUFACTURED PRODUCTS OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C37/00—Manufacture of metal sheets, rods, wire, tubes, profiles or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape
    • B21C37/06—Manufacture of metal sheets, rods, wire, tubes, profiles or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape of tubes or metal hoses; Combined procedures for making tubes, e.g. for making multi-wall tubes
    • B21C37/08—Making tubes with welded or soldered seams
    • B21C37/0815—Making tubes with welded or soldered seams without continuous longitudinal movement of the sheet during the bending operation
    • 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
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C21D9/085—Cooling or quenching
    • 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
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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

Definitions

  • the present invention particularly relates to a high-strength steel pipe suitable for a transportation line pipe for crude oil, natural gas, and the like, a steel sheet for a high-strength steel pipe that is a material thereof, and a method for producing the same.
  • pipelines have become increasingly important as long-distance transportation methods for crude oil and natural gas.
  • pipeline installation costs and operation costs it is required to use steel pipes with smaller diameters and operate at higher pressure.
  • the test piece for measuring the strength of the line pipe has been collected from the surface of the steel pipe 1 so that the longitudinal direction of the test piece 2 coincides with the circumferential direction of the steel pipe 1. Since the collected test piece 2 has an arc shape, the yield stress in the circumferential direction is measured by a flat test piece flattened by a press or the like. However, when the test piece is flattened, a compressive strain is generated, and the yield stress of the test piece is reduced by this compressive strain (Bauschinger effect), so that the correct circumferential yield stress of the test piece cannot be measured. In particular, this effect is large at X80 or more (yield stress of 555 MPa or more). Therefore, recently, as shown in FIG.
  • the test piece is often collected from the cross section of the steel pipe 1 so that the longitudinal direction of the test piece coincides with the circumferential direction of the steel pipe 1. Since the collected test piece (round bar test piece) 3 has a round bar shape, it is not necessary to make it flat, and a correct yield stress in the circumferential direction can be measured.
  • the yield ratio of the round bar test piece is higher than the yield ratio of the flat test piece, and the yield ratio specified in ISO 3183 may not be satisfied.
  • the yield ratio of X80 is defined as 0.93 or less.
  • the steel pipe is manufactured by cold forming of a thick steel plate as a material. Therefore, generally the yield ratio of a steel pipe becomes higher than the yield ratio of a thick steel plate.
  • a method of suppressing an increase in yield ratio has been proposed by using a thick steel plate having a bainite-based structure and a yield point elongation when manufacturing a steel pipe (for example, Patent Document 1). reference).
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and is particularly suitable for line pipes for transporting crude oil, natural gas, and the like, and has a low yield ratio Y / T in the circumferential direction and high strength of X80 to 100 grade. It aims at provision of the steel pipe, the steel plate for steel pipes which is the material, and these manufacturing methods.
  • the present invention aims to reliably reduce the yield ratio of a high-strength steel pipe measured using a round bar test piece, in particular, more than the yield ratio (steel plate yield ratio) of a steel plate thick steel plate.
  • Another object of the present invention is to provide a method for producing a high-strength steel pipe that lowers the yield ratio (steel pipe yield ratio) of a cold-formed high-strength steel pipe.
  • the present invention employs the following means in order to solve the above problems and achieve the object.
  • the steel plate is in mass%, C: 0.04 to 0.10%, Mn: 1. 20 to 2.50%, Nb: 0.01 to 0.10%, Ti: 0.005 to 0.03%, Si: 0.50% or less, P: 0.03% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.10% or less, N: 0.008% or less,% C,% Si,% Mn,% Cu,% Ni,% Cr,% Mo, and% V, respectively
  • Pcm % C +% Si / 30 +% Mn / 20 +% Cu / 20 +% Ni / 60 +% Cr / 20 +% Mo / when the content of C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V is used
  • the weld cracking susceptibility composition Pcm calculated by 15 +% V / 10 is 0.23 or less, and the balance is made of iron and inevitable impurities.
  • the metal structure is composed of bainite and ferrite, and (ii) the ratio t / D of the plate thickness t of the steel sheet to the outer diameter D of the steel pipe is 0.030 or less, and a round bar test piece is used.
  • Ni 1.00% or less
  • Mo 0.50% or less
  • Cr 1.00% or less
  • Cu 1.00% or less
  • V 0.10% or less
  • Ca 0.01% or less
  • REM 0.02% or less
  • Mg 0.006% or less.
  • the high-strength steel sheet used for the high-strength steel pipe described in (1) above may have a yield point elongation of 0.5% or more.
  • the steel slab is reheated to the austenite region, rough rolling is performed in the recrystallization region, and then unrecrystallized at an Ar 3 point or higher and 900 ° C. or lower.
  • Finish rolling with a cumulative reduction of 50% or more in the temperature range, air cooling, and accelerated cooling at a cooling rate of 5-50 ° C / s from a temperature in the range of Ar 3 -50 ° C to Ar 3 -5 ° C
  • a step of stopping the accelerated cooling at 400 ° C. or higher may be employed.
  • the present invention it is possible to provide a high-strength steel pipe having a low yield ratio in the circumferential direction. Moreover, the yield ratio of a high-strength steel pipe can be reduced rather than the yield ratio of the thick steel plate which is a raw material. Therefore, it is not necessary to consider the increase in yield ratio due to cold forming and pipe expansion when manufacturing a high-strength steel pipe, and the industrial contribution is extremely remarkable.
  • the inventors of the present invention prototyped thick steel plates having various strengths ranging from X80 (yield stress of 555 MPa or more) to X100 (yield stress of 690 MPa or more).
  • X80 yield stress of 555 MPa or more
  • X100 yield stress of 690 MPa or more
  • a plate-shaped test piece having a longitudinal direction (width direction) perpendicular to the rolling direction as a longitudinal direction was collected and subjected to a tensile test.
  • these thick steel plates were cold-formed and seam welded to produce steel pipes.
  • a round bar test piece having a circumferential direction as a longitudinal direction was collected and subjected to a tensile test.
  • the tensile test was performed according to ISO3183.
  • the yield ratio in the circumferential direction of the steel pipe measured using a round bar test piece needs to be 0.90 or less from the viewpoint of product quality control.
  • the steel pipe yield ratio is lower than the steel plate yield ratio. Specifically, even if the steel sheet yield ratio is 0.90 or more, the steel pipe yield ratio is about 0.80 to 0.90.
  • the steel pipe yield stress is always higher than the steel plate yield stress. Therefore, the steel pipe yield ratio is higher than the steel plate yield ratio. Specifically, even if the steel sheet yield ratio is less than 0.90, the steel pipe yield ratio may be 0.98 at the maximum.
  • the inner surface of the steel pipe has a strain history due to compressive deformation due to bending and subsequent tensile deformation due to pipe expansion. Therefore, the yield stress of the steel pipe before pipe expansion is reduced by the Bauschinger effect due to compression deformation. In particular, when the thick steel plate has a yield point elongation, the amount of decrease in yield stress due to the Bauschinger effect appears more prominently. As a result, the steel pipe yield ratio after pipe expansion is estimated to be lower than the steel plate yield ratio.
  • the present inventors have conducted a detailed study and found that if the t / D is 0.030 or less and the yield point elongation of the steel sheet is 0.5% or more, the yield ratio of the steel pipe decreases due to the Bauschinger effect. did.
  • FIG. 1 is an example of the test results, the horizontal axis is the yield ratio (steel yield ratio) of the steel sheet before cold forming, and the vertical axis is the yield of the steel pipe obtained by cold forming and seam welding. Ratio (steel pipe yield ratio).
  • the broken line in FIG. 1 indicates that the steel sheet yield ratio and the steel pipe yield ratio are equal. Therefore, the test results below the broken line in FIG. 1 indicate that the steel pipe yield ratio is lower than the steel plate yield ratio.
  • the t / D of the steel pipe was 0.020 to 0.030.
  • the test result that the yield point elongation of the thick steel plate is 0.5% or more is indicated by “” in the figure.
  • the steel pipe yield ratio is higher than the steel plate yield ratio.
  • the yield point elongation of the thick steel plate is 0.5% or more
  • the steel pipe yield ratio is lower than the steel plate yield ratio.
  • the metallographic structure of the thick steel plate having the yield point elongation and the hot rolling conditions for obtaining such a thick steel plate were investigated in detail.
  • the metal structure is a bainite single-phase structure or when the stop temperature of accelerated cooling after hot rolling is 400 ° C. or less
  • the SS curve of the thick steel plate is found to be a round shape. It was.
  • the metal structure is composed of bainite and ferrite and the stop temperature of accelerated cooling is 400 ° C. or higher, it was found that the thick steel plate has a yield point elongation.
  • the area ratio of ferrite is more than 10% to 30%, a structure is obtained in which fine ferrite is dispersed in bainite, so that a steel pipe having a high strength and a low yield ratio is obtained.
  • % Means mass%.
  • C is an extremely effective element for improving the strength of steel. Therefore, in order to obtain the target strength of the steel sheet, it is necessary to add C by 0.04% or more. Further, in order to increase the ductility of the steel sheet, in particular, in order to increase the uniform elongation, the C content is preferably 0.05% or more. On the other hand, when the amount of C is too large, the amount of C is made 0.10% or less in order to deteriorate the low temperature toughness and field weldability of the base metal and the weld heat affected zone (HAZ).
  • Si is a deoxidizing element. However, if the amount of Si is too large, the HA amount is reduced to 0.50% or less in order to significantly deteriorate the HAZ toughness and field weldability. Since deoxidation of steel is sufficiently possible using Al or Ti, it is not always necessary to add Si. Further, since Si is an effective element for improving the strength, it is preferable to add 0.05% or more.
  • Mn is an indispensable element for ensuring the balance between strength and toughness by making the microstructure of the matrix of the steel sheet of the present invention a microstructure mainly composed of bainite. Therefore, the amount of Mn is made 1.20% or more. However, when the amount of Mn is too large, it becomes difficult to form dispersed ferrite, so the amount of Mn is made 2.50% or less.
  • Nb is added to suppress the recrystallization of austenite and to refine the structure when hot rolling the steel sheet. Nb also contributes to an increase in hardenability. Therefore, in order to strengthen steel, it is necessary to add 0.01% or more of Nb. On the other hand, when the amount of Nb is too large, the HAb toughness and on-site weldability are adversely affected, so the amount of Nb is set to 0.10% or less.
  • Ti is added to suppress coarsening of austenite grains by forming fine TiN during reheating or welding of a steel plate (slab). In order to improve the toughness of the base material and HAZ by refining the microstructure, it is necessary to add 0.005% or more of Ti.
  • the Ti amount is limited to 0.03% or less. Further, in order to fix the solid solution N as TiN, it is preferable to add Ti amount 3.4 times or more of N amount.
  • Al is a deoxidizing element.
  • the Al content is made 0.10% or less. Since deoxidation of steel is sufficiently possible using Ti or Si, it is not always necessary to add Al. Further, when Al is reduced to 0.005% or less, Ti forms an oxide. Since this oxide acts as an intragranular ferrite formation nucleus in HAZ, the structure of HAZ is refined. For this reason, the Al content is preferably 0.005% or less.
  • N is an impurity.
  • the N content is set to 0.008% or less.
  • the N content is preferably 0.001% or more.
  • P and S are impurities.
  • P center segregation in the continuously cast slab is reduced, and grain boundary fracture is prevented, so that the toughness of the steel sheet is improved.
  • S MnS stretched by hot rolling is reduced, so that ductility and toughness are improved. Therefore, the P amount and the S amount are 0.03% or less and 0.01% or less, respectively.
  • the P amount and the S amount are preferably as small as possible, but may be appropriately determined based on a balance between characteristics and cost.
  • the Pcm welding cracking susceptibility composition
  • Ni, Mo, Cr, Cu, V, Ca, REM, and Mg may be added. These elements are added mainly for the purpose of further improving the strength and toughness of the steel of the present invention and increasing the size of the steel material that can be produced.
  • Ni is an element that improves the strength. However, when there is too much addition amount of Ni, not only economical efficiency but HAZ toughness and field weldability will be degraded. Therefore, the amount of Ni is made 1.00% or less. Further, the addition of Ni is effective in preventing Cu cracking during continuous casting and hot rolling. In this case, it is preferable to add 1/3 or more of the amount of Ni.
  • Mo is an element that improves the hardenability of steel. Further, when coexisting with Nb, since recrystallization of austenite is suppressed during controlled rolling, it is also effective in refining the structure. Therefore, the addition of Mo is effective for increasing the strength. However, if the amount of Mo added is too large, the HAZ toughness and on-site weldability may deteriorate and a dispersed ferrite phase may not be generated. Therefore, the Mo amount is 0.50% or less.
  • Cr and Cu are elements that increase the strength of the base steel plate and HAZ. However, when these elements are added excessively, the HAZ toughness and on-site weldability may deteriorate. Therefore, the Cr amount and the Cu amount are both set to 1.00% or less.
  • V has almost the same effect as Nb. However, the effect of refining and strengthening the structure of the steel sheet by adding V is smaller than that of Nb. When V is added excessively, the HAZ toughness and field weldability deteriorate. Therefore, the V amount is set to 0.10% or less. Preferably, the V amount is 0.08% or less. On the other hand, V is an element that suppresses softening of the weld. Therefore, the V amount is preferably 0.03% or more.
  • Ca and REM are elements that improve toughness by controlling the form of sulfide, particularly MnS.
  • the Ca content exceeds 0.01% or the REM exceeds 0.02%, the CaO—CaS or REM—CaS becomes a large cluster or inclusion, so that the steel is cleaned. Degree and weldability on site may deteriorate.
  • the Ca content is preferably 0.01% or less, and the REM content is preferably 0.02% or less.
  • the S content and the O content are reduced to 0.001% and 0.002% or less, respectively, and the ESSP represented by the following formula (2) is 0.5 or more and 10.0. It is preferable to satisfy the following.
  • ESSP (Ca) [1-124 (O)] / 1.25S (2)
  • Mg is an element that contributes to improvement of toughness by suppressing the coarsening of the particle size of HAZ by forming dispersed fine oxides.
  • the Mg amount is preferably 0.006% or less.
  • Steel plates and steel pipes containing the elements as described above, the balance being Fe and unavoidable impurities are preferable basic compositions of steel used in the present invention.
  • the metal structure of the steel plate and steel pipe of the present invention is a bainite structure in which fine ferrite is dispersed.
  • the metal structure of the steel of the present invention is preferably a multiphase structure in which bainite is the phase with the highest area ratio.
  • the area ratio of ferrite is preferably more than 10% to 30% or less.
  • the steel sheet is processed in an unrecrystallized temperature range, the crystal grains are flattened in the thickness direction, and austenite grains stretched in the rolling direction.
  • the steel sheet is cooled at a cooling rate at which ferrite is finely formed, and then rapidly cooled to transform the remaining structure at a low temperature.
  • the structure generated by this low-temperature transformation is generally called by a name such as bainite or bainitic ferrite.
  • these low temperature transformed structures are collectively referred to as bainite.
  • the thick steel plate for high-strength steel pipe of the present invention is manufactured by the following method. Steel is melt
  • the reheating temperature needs to be a temperature at which the steel structure becomes an austenite phase (austenite region), that is, a temperature of Ac 3 points or more in the case of heating.
  • Ac 3 points vary depending on the chemical composition and the heating rate. Therefore, the Ac 3 points may be measured in advance using a sample collected from a steel piece or a sample having almost the same composition as the sample. Ac 3 points may be measured by performing transformation expansion measurement while performing heat treatment simulating reheating of hot rolling in a laboratory.
  • the reheating temperature In order to sufficiently dissolve the additive element, it is preferable to set the reheating temperature to 1050 ° C. or higher. On the other hand, if the reheating temperature exceeds 1250 ° C, the crystal grains may be coarsened, so the upper limit is preferably set to 1250 ° C or less.
  • the reheated steel slab is roughly rolled in the recrystallization temperature range.
  • the lower limit temperature of the recrystallization temperature range is generally over 900 ° C. and varies depending on the component composition.
  • the rolling reduction of rough rolling may be appropriately determined from the thickness of the steel slab and the thickness of the product. In order to make the crystal grain size as fine as possible by rough rolling before the non-recrystallization zone rolling, it is preferable to lower the rolling temperature and increase the rolling reduction.
  • finish rolling is performed in an unrecrystallization temperature range of 900 ° C. or lower.
  • the cumulative rolling reduction of finish rolling was 50% or more.
  • Cumulative rolling reduction is calculated by dividing the difference between the thickness of the steel sheet before rolling in the non-recrystallization zone and the thickness of the steel plate after rolling in the non-recrystallization zone by the thickness of the steel plate before rolling in the non-recrystallization zone. It is the expressed value.
  • the temperature of finish rolling shall be 3 points or more of Ar which is an austenite temperature range at the time of cooling.
  • the stop temperature of air cooling that is, the start temperature of accelerated cooling is set in the range of Ar 3 -50 ° C to Ar 3 -5 ° C.
  • the stop temperature of air cooling is set in the range of Ar 3 -50 ° C to Ar 3 -5 ° C.
  • high strength cannot be obtained because the amount of ferrite increases.
  • accelerated cooling is performed from a temperature higher than Ar 3 ⁇ 5 ° C., ferrite is not sufficiently generated.
  • Ar 3 point varies depending on the component composition and the air cooling rate. Therefore, Ar 3 points may be measured in advance using a sample collected from a steel piece or a sample having almost the same component as the sample. For the measurement of Ar 3 points, transformation expansion measurement may be performed while performing a heat treatment that simulates hot rolling and air cooling in a laboratory.
  • the stop temperature for accelerated cooling of steel sheets must be 400 ° C or higher.
  • accelerated cooling is performed to below 400 ° C., the yield point elongation of the steel sheet does not occur. This is presumably because part of austenite remaining at a temperature of 400 ° C. or higher is transformed into martensite, and strain is introduced in the vicinity thereof.
  • austenite transforms into bainite or ferrite and cementite, so that the yield point elongation of the steel sheet occurs.
  • the cooling rate at the center of the plate thickness when cooling the steel plate may be obtained by dividing the temperature difference at the center of the plate thickness before and after cooling by the cooling time.
  • the temperature at the center of the plate thickness before and after cooling is obtained by heat conduction calculation after measuring the temperature of the steel plate surface before and after cooling with a radiation thermometer or the like.
  • the cooling rate can be controlled according to the cooling conditions. is there.
  • thermocouple In order to obtain the calibration value of the radiation thermometer and the parameters of the heat conduction calculation, cooling was performed under various conditions simulating actual operation, and the time change of the temperature of the surface of the steel plate and the center of the plate thickness was measured with a thermocouple. It is preferable to keep it.
  • the steel plate manufactured by the above method is formed into a tubular shape by cold forming into a tubular shape and seam welding the butt portion.
  • a UOE method generally used for manufacturing a steel pipe can be applied.
  • the joining method is arc welding.
  • the ratio t / D between the thickness t of the base steel sheet and the outer diameter D of the steel pipe needs to be 0.030 or less.
  • the tube expansion rate is 0.5 to less than 1.5%.
  • Ar 3 shown in Table 1 is a ferrite transformation start temperature obtained by measuring transformation expansion at a cooling rate of 1 ° C./s.
  • a sample for transformation expansion measurement was prepared by collecting a cylindrical test piece from a steel piece, heating the test piece to 1100 ° C. in a laboratory, and then compressing it at 810 ° C. for 30%.
  • a steel pipe having a t / D of less than 0.03 was manufactured by cold forming the steel sheet by UOE process and arc welding the seam part. Further, as shown in Table 2, the steel pipe was expanded so that the expansion ratio was 0.8 to 1.2. From the obtained steel pipe, a round bar test piece having a circumferential direction as a longitudinal direction was collected and subjected to a tensile test. Therefore, the test piece is not flattened by a press. The results are shown in Table 3.
  • Manufacturing No. Examples 1 to 9 are examples in which the chemical composition of the steel sheet and the manufacturing conditions of the steel pipe are within the scope of the present invention.
  • the metal structure is composed of ferrite and bainite, and the yield ratio of the steel pipe is lower than the yield ratio of the steel sheet. Therefore, the steel pipe yield ratio in the circumferential direction satisfies 0.90 or less. Furthermore, production No. As shown in FIG. 3, even when the steel sheet does not satisfy 0.90 or less, the steel pipe yield ratio satisfies 0.90 or less, and thus the flexibility with respect to the steel sheet yield ratio is high.
  • a high-strength steel pipe having a low yield ratio in the circumferential direction and a method for producing a high-strength steel pipe capable of lowering the yield ratio of a steel pipe than the yield ratio of a thick steel plate as a material can be provided.

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)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

　鋼板を冷間で成型した後、シーム溶接して製造された鋼管であって、（ｉ）前記鋼板が、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｔｉを含有し、溶接割れ感受性組成Ｐｃｍが０．２３以下であり、金属組織がベイナイトとフェライトとからなり、かつ、（ｉｉ）前記鋼板の板厚ｔと前記鋼管の外径Ｄとの比ｔ／Ｄが０．０３０以下であり、丸棒試験片を用いて測定した前記鋼管の周方向の降伏比が０．９０以下である高強度鋼管。

Description

高強度鋼管、高強度鋼管用鋼板、及び、それらの製造方法
　本発明は、特に、原油や天然ガスなどの輸送用ラインパイプに好適な、高強度用鋼管、及び、その素材である高強度鋼管用鋼板、並びに、それらの製造方法に関する。
　近年、原油や天然ガスの長距離輸送方法として、パイプラインの重要性が、ますます高まっている。特に、パイプラインの敷設コスト、操業コストを低減するため、より小さな径の鋼管を用い、より高い圧力で操業することが求められる。これを実現する手段として、より高強度のラインパイプを使用することが望まれている。
　従来、図２Ａに示すように、ラインパイプの強度を測定するための試験片は、鋼管１の表面から試験片２の長手方向が鋼管１の周方向と一致するように採取されていた。この採取された試験片２は、円弧状であるため、プレスなどにより扁平にした扁平試験片によって周方向の降伏応力が測定される。しかし、試験片を扁平にする際に圧縮歪が生じ、この圧縮歪によって試験片の降伏応力が低下する（バウシンガー効果）ため、試験片の正しい周方向の降伏応力を測定することができない。特に、Ｘ８０以上（降伏応力５５５ＭＰａ以上）では、この影響が大きい。したがって、最近では、図２Ｂに示すように、試験片は、鋼管１の断面から試験片の長手方向が鋼管１の周方向と一致するように採取されることが多い。この採取された試験片（丸棒試験片）３は、丸棒形状であるため、扁平にする必要がなく、正しい周方向の降伏応力を測定できる。
　図３に示すように、Ｘ８０以上の高強度鋼管の周方向の降伏応力を測定すると、丸棒試験片の降伏応力は、扁平試験片の降伏応力よりも高い。そのため、丸棒試験片の降伏比が扁平試験片の降伏比よりも高くなり、ＩＳＯ３１８３に規定される降伏比を満足しないことがある。例えば、ＩＳＯ３１８３では、Ｘ８０の降伏比は、０．９３以下に規定されている。
　また、鋼管は、素材である厚鋼板の冷間成型によって、製造されている。そのため、一般に、鋼管の降伏比は、厚鋼板の降伏比よりも高くなる。このような問題に対して、鋼管の製造の際にベイナイト主体の組織と降伏点伸びを有する厚鋼板を用いることによって、降伏比の増大を抑制する方法が提案されている（例えば、特許文献１参照）。
特開２００２－３６３６８６号公報
　しかしながら、鋼管の製造の際にベイナイト主体の組織と降伏点伸びとを有する厚鋼板を用いることによって降伏比の増大を抑制する特許文献１に記載の方法では、冷間成型による降伏応力の増加量が引張応力の増加量に比べて大きいため、周方向の降伏応力Ｙと引張応力Ｔとの比である降伏比Ｙ／Ｔは、必然的に増加する。そのため、素材である厚鋼板がＩＳＯ３１８３で規定される降伏比を満足する場合であっても、鋼管がこの降伏比を満足しない場合がある。特に、Ｘ８０～１００級の高強度鋼管では、ＩＳＯ３１８３で規定される降伏比を満足するように冷間成型及び拡管による降伏比の増加を考慮しなければならない点で問題がある。
　本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであって、特に、原油や天然ガスなどの輸送用ラインパイプに好適な、周方向の降伏比Ｙ／Ｔが低い、Ｘ８０～１００級の高強度鋼管、その素材である鋼管用厚鋼板、及び、これらの製造方法の提供を目的とする。
　また、本発明は、丸棒試験片を用いて測定した高強度鋼管の降伏比を確実に低下させることを目的とし、特に、素材である鋼管用厚鋼板の降伏比（鋼板降伏比）よりも、冷間成型された高強度鋼管の降伏比（鋼管降伏比）を低下させる、高強度鋼管の製造方法の提供も目的とする。
　本発明は、上述の問題を解決して係る目的を達成するために以下の手段を採用した。
（１）鋼板を冷間で成型した後、シーム溶接して製造された鋼管であって、（ｉ）前記鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０４～０．１０％、Ｍｎ：１．２０～２．５０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、Ｔｉ：０．００５～０．０３％を含有し、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．００８％以下に制限し、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｍｎ、％Ｃｕ、％Ｎｉ、％Ｃｒ、％Ｍｏ及び％ＶをそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量とした場合に、Ｐｃｍ＝％Ｃ＋％Ｓｉ／３０＋％Ｍｎ／２０＋％Ｃｕ／２０＋％Ｎｉ／６０＋％Ｃｒ／２０＋％Ｍｏ／１５＋％Ｖ／１０により算出される溶接割れ感受性組成Ｐｃｍが０．２３以下であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織がベイナイトとフェライトとからなり、かつ、（ｉｉ）前記鋼板の板厚ｔと前記鋼管の外径Ｄとの比ｔ／Ｄが０．０３０以下であり、丸棒試験片を用いて測定した前記鋼管の周方向の降伏比が０．９０以下である高強度鋼管。
（２）上記（１）に記載の高強度鋼管では、質量％で、Ｎｉ：１．００％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｖ：０．１０％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．００６％以下の１種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）に記載の高強度鋼管では、前記フェライトの面積率が１０％超～３０％である組織を採用しても良い。
（４）上記（１）に記載の高強度鋼管に用いられる高強度鋼板は、降伏点伸びが０．５％以上であってもよい。
（５）上記（４）に記載の高強度鋼板の製造方法では、鋼片をオーステナイト域に再加熱し、再結晶域で粗圧延を行い、その後、Ａｒ3点以上９００℃以下の未再結晶温度域で累積圧下率５０％以上の仕上圧延を行い、空冷して、Ａｒ3－５０℃～Ａｒ3－５℃の範囲内の温度から、５～５０℃／ｓの冷却速度で加速冷却を行い、４００℃以上で該加速冷却を停止する工程を採用してもよい。
（６）上記（１）に記載の高強度鋼管の製造方法であって、前記鋼板を冷間で円筒状に成型し、シーム部をアーク溶接し、その後、０．５％～１．５％未満の拡管率で拡管を行い、前記鋼板の板厚ｔと鋼管の外径Ｄとの比ｔ／Ｄを０．０３０以下にする。
　本発明によれば、周方向の降伏比が低い高強度鋼管の提供が可能になる。また、素材である厚鋼板の降伏比よりも高強度鋼管の降伏比を低下させることができる。そのため、高強度鋼管を製造する際の冷間成型及び拡管による降伏比の増加を考慮する必要がなく、産業上の貢献が極めて顕著である。
冷間成型前の鋼板の降伏比と、冷間成型及びシーム溶接して得た高強度鋼管の降伏比との関係を示す図である。 扁平試験片の採取方法を示す図である。 丸棒試験片の採取方法を示す図である。 扁平試験片の降伏応力と丸棒試験片の降伏応力との関係を示す図である。 本発明の鋼管用厚鋼板のＳＳ曲線と鋼管のＳＳ曲線とを示す図である。 従来の鋼管用厚鋼板のＳＳ曲線と鋼管のＳＳ曲線とを示す図である。
　以下に添付図面を参照しながら、本発明の好適な実施形態について詳細に説明する。以下の説明に用いる各図面では、各部材及び要素を認識可能な大きさとするために、各部材及び要素を適宜変更している。
　本発明者らは、種々のＸ８０（降伏応力５５５ＭＰａ以上）～Ｘ１００（降伏応力６９０ＭＰａ以上）級の強度を有する厚鋼板を試作した。得られた厚鋼板から、圧延方向に対して垂直な方向（幅方向）を長手方向とする板状試験片を採取し、引張試験を行った。更に、これらの厚鋼板を冷間で成型し、シーム溶接して鋼管を製造した。得られた鋼管から、図２Ｂに示すように周方向を長手方向とする丸棒試験片を採取し、引張試験を行った。引張り試験は、ＩＳＯ３１８３に準拠して行った。このように鋼管から丸棒試験片を切り出すことによって、試験片を扁平にする必要がない。そのため、バウシンガー効果による降伏応力の低下を防止でき、鋼管の周方向の降伏応力を正確に測定できる。
　また、ＩＳＯ３１８３の条件を満たす鋼管としては、製品の品質管理の観点から、丸棒試験片を用いて測定した鋼管の周方向の降伏比が０．９０以下である必要がある。
　まず、鋼管の素材である厚鋼板の応力－歪曲線（ＳＳ曲線）と、厚鋼板の降伏比（鋼板降伏比）と、鋼管の降伏比（鋼管降伏比）との関係について詳細に調査した。
　図４Ａに示すように、厚鋼板が０．５％以上の降伏点伸びを有する場合には、鋼管の降伏応力は、鋼板の降伏応力よりも低くなることが分かった。そのため、鋼管降伏比は、鋼板降伏比よりも低くなる。具体的には、鋼板降伏比が０．９０以上であっても、鋼管降伏比は、０．８０～０．９０程度になる。
　一方、図４Ｂに示すように、厚鋼板のＳＳ曲線が降伏点伸びを示さない加工硬化型（ラウンド型）の場合には、鋼管降伏応力は、必ず鋼板降伏応力よりも高くなる。そのため、鋼管降伏比は、鋼板降伏比よりも高くなる。具体的には、鋼板降伏比が０．９０未満であっても、鋼管降伏比は、最大で０．９８となる場合もあった。
　鋼管降伏比と厚鋼板のＳＳ曲線との関係については、以下のように考えられる。
　鋼管の内面は、曲げによる圧縮変形と、その後の拡管による引張変形とによる歪履歴を有する。そのため、圧縮変形によるバウシンガー効果によって、拡管前の鋼管の降伏応力は、低下する。特に、厚鋼板が降伏点伸びを有している場合には、バウシンガー効果による降伏応力の低下量がより顕著に現れる。その結果、拡管後の鋼管降伏比は、鋼板降伏比よりも低下すると推定される。
　一方、厚鋼板のＳＳ曲線がラウンド型の場合には、バウシンガー効果による降伏応力の低下量が小さい。そのため、成型及び拡管による加工硬化に伴う降伏応力の増加量の影響の方が大きく現れる。その結果、鋼管降伏比が鋼板降伏比よりも増加すると考えられる。
　しかし、厚鋼板の降伏点伸びが０．５％以上であっても、鋼管の母材の肉厚ｔと鋼管の外径Ｄとの比ｔ／Ｄが大きいと、鋼管の外面の引張変形に起因する加工硬化の影響が大きくなる。そのため、鋼管の形状によっては、バウシンガー効果による降伏比の低下を達成できない。
　本発明者らは、詳細な検討を行い、ｔ／Ｄが０．０３０以下で、鋼板の降伏点伸びが０．５％以上あれば、バウシンガー効果により鋼管の降伏比が低下することを知見した。
　図１は、試験結果の一例であり、横軸は、冷間成型前の鋼板の降伏比（鋼板降伏比）であり、縦軸は、冷間成型及びシーム溶接して得られた鋼管の降伏比（鋼管降伏比）である。図１の破線は、鋼板降伏比と鋼管降伏比とが等しいことを示す。したがって、図１の破線よりも下の試験結果は、鋼管降伏比が鋼板降伏比よりも低下している。
　鋼管のｔ／Ｄは、０．０２０～０．０３０とした。厚鋼板の降伏点伸びが０．５％以上である試験結果は、図中の “□”で示されている。
　図１に示すように、素材である厚鋼板のＳＳ曲線がラウンド型の場合には、鋼管降伏比が鋼板降伏比よりも高くなる。一方、厚鋼板の降伏点伸びが０．５％以上である場合には、鋼管降伏比が鋼板降伏比より低くなる。さらに、鋼板の降伏比が０．９０以下を満たしているにもかかわらず、鋼管の降伏比が０．９０以上となるため、ＩＳＯ３１８３を満たさない可能性がある。
　次に、降伏点伸びを有する厚鋼板の金属組織とこのような厚鋼板を得るための熱間圧延の条件とについて詳細に調査した。その結果、金属組織がベイナイト単相組織である場合、または、熱間圧延後の加速冷却の停止温度が４００℃以下である場合には、厚鋼板のＳＳ曲線は、ラウンド型になることが分かった。
　一方、金属組織がベイナイトとフェライトからなり、加速冷却の停止温度が４００℃以上である場合に、厚鋼板は、降伏点伸びを有することが分かった。特に、フェライトの面積率が１０％超～３０％である場合には、ベイナイト中に微細なフェライトが分散した組織となるため、高強度かつ低降伏比の鋼管が得られて好ましい。
　以下、本発明について詳細に説明する。％は、質量％を意味する。
　Ｃは、鋼の強度向上に極めて有効な元素である。そのため、目標とする鋼板の強度を得るために、Ｃを０．０４％以上添加する必要がある。また、鋼板の延性を高めるため、特に、一様伸びを増加させるためには、Ｃ量が０．０５％以上であることが好ましい。一方、Ｃ量が多すぎる場合には、母材及び溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性と現地溶接性とを劣化させるため、Ｃ量は、０．１０％以下にする。
　Ｓｉは、脱酸元素である。しかしながら、Ｓｉ量が多すぎる場合には、ＨＡＺ靱性と現地溶接性とを著しく劣化させるため、Ｓｉ量は、０．５０％以下にする。鋼の脱酸は、ＡｌやＴｉを用いても十分可能であるため、必ずしもＳｉを添加する必要はない。また、Ｓｉは強度の向上のために有効な元素であるため、０．０５％以上添加することが好ましい。
　Ｍｎは、本発明の鋼板の母相のミクロ組織をベイナイト主体の組織とし、強度と靱性とのバランスを確保するために不可欠な元素である。そのため、Ｍｎ量は、１．２０％以上にする。しかし、Ｍｎ量が多すぎる場合には、分散したフェライトの生成が困難になるので、Ｍｎ量は、２．５０％以下にする。
　Ｎｂは、鋼板を熱間圧延する際にオーステナイトの再結晶を抑制し、組織を微細化するために添加する。また、Ｎｂは、焼入れ性の増加にも寄与する。そのため、鋼を強靱化するために、Ｎｂを０．０１％以上添加する必要がある。一方、Ｎｂ量が多すぎる場合には、ＨＡＺ靱性と現地溶接性とに悪影響を与えるため、Ｎｂ量は、０．１０％以下とする。
　Ｔｉは、鋼板（スラブ）の再加熱時または溶接時に、微細なＴｉＮの形成によってオーステナイト粒の粗大化を抑制するために添加される。ミクロ組織を微細化によって母材及びＨＡＺの靱性を向上させるためには、Ｔｉを０．００５％以上添加する必要がある。
　しかし、Ｔｉ量が多すぎる場合には、ＴｉＮが粗大化したり、ＴｉＣによる析出硬化が生じたりする。そのため、鋼板の低温靱性が劣化するので、Ｔｉ量は、０．０３％以下に制限する。また、固溶ＮをＴｉＮとして固定するために、Ｔｉ量をＮ量の３．４倍以上添加することが好ましい。
　Ａｌは、脱酸元素である。しかしながら、Ａｌ系非金属介在物の増加による靭性の低下を抑制するため、Ａｌ量は、０．１０％以下にする。鋼の脱酸は、ＴｉやＳｉを用いても十分可能であるため、必ずしもＡｌを添加する必要はない。また、Ａｌを０．００５％以下に低減すると、Ｔｉが酸化物を形成する。この酸化物がＨＡＺにおいて粒内フェライト生成核として作用するため、ＨＡＺの組織が微細化される。そのため、Ａｌ量を０．００５％以下にすることが好ましい。
　Ｎは、不純物である。窒化物の生成による表面疵の発生及び靭性の劣化を抑制するため、Ｎ量は、０．００８％以下にする。ＴｉＮの形成により、母材及びＨＡＺを細粒化させるためには、Ｎ量を０．００１％以上にすることが好ましい。
　Ｐ及びＳは、不純物である。Ｐ量の低減によって、連続鋳造スラブにおける中心偏析が軽減されるとともに、粒界破壊が防止されるため、鋼板の靱性が向上する。Ｓ量の低減によって、熱間圧延で延伸化するＭｎＳが減少するため、延性及び靱性を向上する。そのため、Ｐ量及びＳ量は、それぞれ０．０３％以下及び０．０１％以下にする。Ｐ量及びＳ量は、少ないほど望ましいが、特性とコストとのバランスで適宜決定すればよい。
　鋼の組織を、ベイナイトとフェライトとからなる複相組織とするためには、下式（１）のＰｃｍ（溶接割れ感受性組成）を０．２３以下にすることが必要である。
　Ｐｃｍ＝％Ｃ＋％Ｓｉ／３０＋％Ｍｎ／２０＋％Ｃｕ／２０＋％Ｎｉ／６０＋％Ｃｒ／２０＋％Ｍｏ／１５＋％Ｖ／１０　・・・（１）
　ここで、％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｍｎ、％Ｃｕ、％Ｎｉ、％Ｃｒ、％Ｍｏ、及び、％Ｖは、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの含有量（質量％）である。以下に説明する選択元素、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び／又は、Ｖを意図的に添加しない場合は、添加しない元素に対応する変数を０として計算する。
　更に、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭ及びＭｇの１種以上を添加してもよい。これらの元素は、主に本発明の鋼の強度及び靱性の一層の向上や製造可能な鋼材サイズの拡大を図るために添加される。
　Ｎｉは、強度を向上させる元素である。しかしながら、Ｎｉの添加量が多すぎる場合には、経済性だけでなく、ＨＡＺ靱性や現地溶接性を劣化させる。そのため、Ｎｉ量は、１．００％以下にする。また、Ｎｉの添加は、連続鋳造時及び熱間圧延時におけるＣｕ割れの防止に有効である。この場合、Ｎｉは、Ｃｕ量の１／３以上を添加することが好ましい。
　Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。また、Ｎｂと共存した場合、制御圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制するため、組織の微細化にも効果がある。そのため、Ｍｏの添加は、高強度化には有効である。しかしながら、Ｍｏの添加量が多すぎる場合には、ＨＡＺ靱性及び現地溶接性が劣化し、分散したフェライト相が生成しない可能性がある。したがって、Ｍｏ量は、０．５０％以下にする。
　Ｃｒ及びＣｕは、母材鋼板、及び、ＨＡＺの強度を増加させる元素である。しかし、これらの元素を過剰に添加した場合には、ＨＡＺ靱性や現地溶接性が劣化する可能性がある。そのため、Ｃｒ量及びＣｕ量は、いずれも１．００％以下にする。
　Ｖは、Ｎｂとほぼ同様の効果を有する。しかしながら、Ｖの添加による鋼板の組織の微細化及び強靱化の効果は、Ｎｂよりも小さい。Ｖを過剰に添加した場合には、ＨＡＺ靱性及び現地溶接性が劣化する。そのため、Ｖ量は、０．１０％以下にする。好ましくは、Ｖ量は、０．０８％以下である。一方、Ｖは、溶接部の軟化を抑制する元素である。そのため、Ｖ量は、０．０３％以上が好ましい。
　Ｃａ及びＲＥＭは、硫化物、特に、ＭｎＳの形態を制御することによって、靱性を向上させる元素である。しかし、Ｃａ量が０．０１％を超えたり、ＲＥＭが０．０２％を超えたりした場合には、ＣａＯ－ＣａＳやＲＥＭ－ＣａＳが大型のクラスター、又は、介在物となるため、鋼の清浄度及び現地溶接性が悪化する可能性がある。
　したがって、Ｃａ量は、０．０１％以下、ＲＥＭ量は、０．０２％以下にすることが好ましい。特に、高強度鋼管では、Ｓ量及びＯ量を、それぞれ、０．００１％及び０．００２％以下に低減し、かつ、下式（２）で示されるＥＳＳＰが、０．５以上１０．０以下を満たすことが好ましい。
　ＥＳＳＰ＝（Ｃａ）〔１－１２４（Ｏ）〕／１．２５Ｓ　・・・（２）
　Ｍｇは、分散した微細な酸化物を形成することによって、ＨＡＺの粒径の粗大化を抑制し、靭性の向上に寄与する元素である。一方、Ｍｇの添加量が過剰な場合には、粗大な酸化物が生成して、靭性を劣化させる可能性がある。そのため、Ｍｇ量は、０．００６％以下にするのが好ましい。
　以上のような元素を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板及び鋼管が、本発明に用いる鋼の好ましい基本組成である。
　本発明の鋼板及び鋼管の金属組織は、微細なフェライトが分散したベイナイト組織である。本発明の鋼の金属組織は、ベイナイトが最も面積率が高い相である複相組織であることが好ましい。さらに、鋼板の強度を向上させ、０．５％以上の降伏点伸びを確実に付与するために、フェライトの面積率が、１０％超～３０％以下であることが好ましい。
　このような金属組織を有する鋼板を得るために、粗圧延後、鋼板を未再結晶温度域で加工して、結晶粒を板厚方向に偏平し、圧延方向に延伸したオーステナイト粒とする。次いで、この鋼板を、フェライトが微細に生成する冷却速度で冷却し、その後、急冷することによって、残りの組織を低温変態させる。この低温変態によって生成した組織は、一般に、ベイナイト、ベイニティックフェライト等の名称で呼ばれている。しかしながら、本発明では、これらの低温変態した組織を総称して、ベイナイトと呼ぶ。
　次に、本発明の高強度鋼管の素材である厚鋼板の製造方法について説明する。
　本発明の高強度鋼管用厚鋼板は、以下の方法で製造される。常法で鋼を溶解して成分組成を調整し、溶鋼を連続鋳造又は分塊によって鋼片を製造する。この鋼片を再加熱し、熱間圧延することによって高強度鋼管用厚鋼板が製造される。
　再加熱温度は、鋼の組織がオーステナイト相になる温度（オーステナイト域）、即ち、加熱の場合には、Ａｃ３点以上の温度にする必要がある。
　Ａｃ３点は、化学成分や加熱速度によって変化する。そのため、鋼片から採取した試料、又は、該試料とほぼ同一の成分組成を有する試料を用いて、予めＡｃ３点を測定しておけばよい。Ａｃ３点の測定には、実験室で熱間圧延の再加熱を模擬した熱処理を施しながら、変態膨張測定を行えばよい。
　また、添加元素を十分に固溶させるためには、再加熱温度を１０５０℃以上にすることが好ましい。一方、再加熱温度が１２５０℃を超えると、結晶粒が粗大化することがあるため、上限を１２５０℃以下にすることが好ましい。
　再加熱された鋼片を、まず、再結晶温度域で粗圧延する。再結晶温度域の下限温度は、概ね９００℃超であり、成分組成によって変化する。粗圧延の圧下率は、鋼片の板厚と製品の板厚とから適宜に決定すればよい。未再結晶域圧延の前に、粗圧延によって結晶粒径をできるだけ微細にするためには、圧延温度をより低くし、圧下率を大きくすることが好ましい。
　粗圧延後、９００℃以下の未再結晶温度域で仕上圧延を行う。仕上圧延の累積圧下率は、５０％以上とした。この仕上圧延により、結晶粒が扁平かつ微細になり、強度及び靭性が向上する。
　累積圧下率は、未再結晶域圧延前の鋼板の板厚と未再結晶域圧延終了後の鋼板の板厚の差を、未再結晶域圧延前の鋼板の板厚で除し、百分率で表した値である。ここで、仕上圧延の温度は、冷却時のオーステナイト温度域であるＡｒ３点以上とする。
　仕上圧延の後、フェライトを生成させるために空冷してから、加速冷却を行う。空冷の停止温度、即ち、加速冷却の開始温度は、Ａｒ3－５０℃～Ａｒ3－５℃の範囲内にする。鋼板をＡｒ3－５０℃未満まで空冷した場合には、フェライト量が多くなるため高強度が得られない。一方、Ａｒ3－５℃より高い温度から加速冷却を行った場合には、十分にフェライトが生成しない。
　Ａｒ３点は、成分組成や空冷速度によって変化する。そのため、鋼片から採取した試料、又は、該試料とほぼ同一の成分を有する試料を用いて、予めＡｒ３点を測定しておけばよい。Ａｒ３点の測定には、実験室で熱間圧延と空冷とを模擬した加工熱処理を施しながら、変態膨張測定を行えばよい。
　空冷後、Ａｒ3－５０℃～Ａｒ3－５℃の温度から、鋼板の板厚中心部での平均冷却速度が５～５０℃／ｓ程度の加速冷却を行うと、フェライトとベイナイトとの二相組織が得られる。冷却速度が５℃／ｓ未満の場合には、鋼板の板厚中心部にグラニュラーベイナイトが生じるため、強度及び靭性が低下する。一方、冷却速度を５０℃／ｓ超の場合には、マルテンサイトが生じるため、強度が高くなり、靭性が低下する。
　鋼板の加速冷却の停止温度は、４００℃以上にする必要がある。加速冷却を４００℃未満まで行った場合には、鋼板の降伏点伸びが発生しない。この原因は、４００℃以上の温度で残留していたオーステナイトの一部がマルテンサイトに変態することによって、その周辺に歪が導入されるためと推定される。
　４００℃以上で加速冷却を停止した場合には、オーステナイトは、ベイナイトまたは、フェライトとセメンタイトとに変態するため、鋼板の降伏点伸びが発生する。
　鋼板を冷却する際の板厚中心部における冷却速度は、冷却前後の板厚中心部の温度差を冷却時間で除して求めればよい。冷却前後の板厚中心部の温度は、冷却前後の鋼板表面の温度を放射温度計等によって測定した後、熱伝導計算によって求められる。
　また、予め、板厚、冷却条件、例えば、水冷条件を変化させて、鋼板の板厚中心部の温度の時間変化を熱電対によって測定しておけば、冷却条件による冷却速度の制御が可能である。
　放射温度計の較正値及び熱伝導計算のパラメータを求めるために、実際の操業を模擬した種々の条件で冷却し、鋼板の表面及び板厚中心部の温度の時間変化を熱電対によって測定しておくことが好ましい。
　以上の方法によって製造した鋼板を、冷間で管状に成型し、突き合わせ部をシーム溶接することによって、鋼管にする。成型方法として、一般的に鋼管の製造に使用されているＵＯＥ法を適用することができる。また、接合方法は、アーク溶接である。鋼管降伏比を鋼板降伏比よりも低くするためには、母材鋼板の板厚ｔと鋼管の外径Ｄとの比ｔ／Ｄを０．０３０以下にする必要がある。
　また、鋼管の真円度を向上させるために、鋼管を拡管することが好ましい。しかし、拡管によって鋼管に加工歪みが導入された場合には、降伏比が上昇する。したがって、拡管率は、０．５～１．５％未満にする。
　表１に示す化学成分の鋼を溶製後、鋳造した。得られた鋼片を、表２に示す条件で熱間圧延後、冷却することによって、鋼板を製造した。どの製造条件においても、鋼板の仕上圧延をＡｒ3以上の温度で行い、仕上圧延の終了から加速冷却の開始まで鋼板を空冷した。得られた鋼板から、圧延方向に対して垂直な方向（幅方向）を長手方向とする全厚の矩形断面の試験片を採取し、引張試験を行った。また、光学顕微鏡によって金属組織を観察し、金属組織からフェライトの面積率を測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１に示したＡｒ3は、１℃／ｓの冷却速度で変態膨張測定を行うことによって得られたフェライト変態の開始温度である。変態膨張測定の試料は、鋼片から円柱状の試験片を採取し、その試験片を実験室で１１００℃に加熱した後、８１０℃で３０％圧縮加工することによって作製した。
　更に、鋼板をＵＯＥプロセスにより冷間成型し、シーム部をアーク溶接することによって、ｔ／Ｄが０．０３未満の鋼管を製造した。さらに、表２に示すようにこの鋼管に対し、拡管率が０．８～１．２となるように拡管を行った。得られた鋼管から、周方向を長手方向とする丸棒試験片を採取し、引張試験を行った。そのため、試験片は、プレスによる扁平化を行っていない。結果を、表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　製造Ｎｏ．１～９は、鋼板の化学成分及び鋼管の製造条件を本発明の範囲内とした実施例である。実施例では、金属組織がフェライトとベイナイトとからなり、鋼板の降伏比よりも鋼管の降伏比の方が低い。そのため、周方向の鋼管降伏比は、０．９０以下を満たす。さらに、製造Ｎｏ．３に示すように、鋼板が０．９０以下を満たさない場合であっても、鋼管降伏比が０．９０以下を満たすため、鋼板降伏比に対する柔軟性が高い。
　一方、製造Ｎｏ．１０、１１及び１３の比較例では、加速冷却の開始温度が高く、フェライトが生成しなかった。また、製造Ｎｏ．１２の比較例では、加速冷却の停止温度が低く、マルテンサイトが生成するため、鋼板の降伏点伸びが発生しない。そのため、鋼板のＳＳ曲線がラウンド型となり、周方向の鋼管降伏比は、０．９０を満たさない。また、製造Ｎｏ．１３は、Ｃ量が少ないため、鋼管の引張強度も低い。さらに、従来の降伏強度の測定方法である扁平した試験片を用いた場合には、バウシンガー効果によって鋼管降伏比が低下するため、鋼管降伏比が０．９０を満たす。したがって、扁平した試験片が前提であった従来技術では、素材である厚鋼板の降伏比よりも鋼管の降伏比を低下させる目的を想定していない。さらに、従来技術では、正確に鋼管降伏比を求めていない可能性がある。
　周方向の降伏比が低い高強度鋼管、及び、素材である厚鋼板の降伏比よりも鋼管の降伏比を低下させることが可能な高強度鋼管の製造方法を提供することができる。
　１　　鋼管
　２　　試験片
　３　　試験片（丸棒試験片）

Claims (6)

  1. 　鋼板を冷間で成型した後、シーム溶接して製造された鋼管であって、
    　（ｉ）前記鋼板が、質量％で、
    　Ｃ　：０．０４～０．１０％、
    　Ｍｎ：１．２０～２．５０％、
    　Ｎｂ：０．０１～０．１０％、
    　Ｔｉ：０．００５～０．０３％
    を含有し、
    　Ｓｉ：０．５０％以下、
    　Ｐ　：０．０３％以下、
    　Ｓ　：０．０１％以下、
    　Ａｌ：０．１０％以下、
    　Ｎ　：０．００８％以下
    に制限し、
    　％Ｃ、％Ｓｉ、％Ｍｎ、％Ｃｕ、％Ｎｉ、％Ｃｒ、％Ｍｏ及び％ＶをそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量とした場合に、
    Ｐｃｍ＝％Ｃ＋％Ｓｉ／３０＋％Ｍｎ／２０＋％Ｃｕ／２０＋％Ｎｉ／６０＋％Ｃｒ／２０＋％Ｍｏ／１５＋％Ｖ／１０
    により算出される溶接割れ感受性組成Ｐｃｍが０．２３以下であり、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、金属組織がベイナイトとフェライトとからなり、かつ、
    　（ｉｉ）前記鋼板の板厚ｔと前記鋼管の外径Ｄとの比ｔ／Ｄが０．０３０以下であり、丸棒試験片を用いて測定した前記鋼管の周方向の降伏比が０．９０以下である、
    ことを特徴とする高強度鋼管。
  2. 　質量％で、
    　Ｎｉ：１．００％以下、
    　Ｍｏ：０．５０％以下、
    　Ｃｒ：１．００％以下、
    　Ｃｕ：１．００％以下、
    　Ｖ：０．１０％以下、
    　Ｃａ：０．０１％以下、
    　ＲＥＭ：０．０２％以下、
    　Ｍｇ：０．００６％以下
    の１種以上を含有する
    ことを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼管。
  3. 　前記フェライトの面積率が１０％超～３０％である
    ことを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼管。
  4. 　請求項１に記載の鋼管の製造に用いられ、
    　降伏点伸びが０．５％以上である
    ことを特徴とする高強度鋼管用鋼板。
  5. 　請求項４に記載の高強度鋼管用鋼板の製造方法であって、
    　鋼片をオーステナイト域に再加熱し、再結晶域で粗圧延を行い、その後、Ａｒ3点以上９００℃以下の未再結晶温度域で累積圧下率５０％以上の仕上圧延を行い、空冷して、Ａｒ3－５０℃～Ａｒ3－５℃の範囲内の温度から、５～５０℃／ｓの冷却速度で加速冷却を行い、４００℃以上で該加速冷却を停止する
    ことを特徴とする高強度鋼管用鋼板の製造方法。
  6. 　請求項１に記載の高強度鋼管の製造方法であって、
    　前記鋼板を冷間で円筒状に成型し、シーム部をアーク溶接し、その後、０．５％～１．５％未満の拡管率で拡管を行い、前記鋼板の板厚ｔと鋼管の外径Ｄとの比ｔ／Ｄを０．０３０以下にする
    ことを特徴とする高強度鋼管の製造方法。
PCT/JP2009/005263 2009-10-08 2009-10-08 高強度鋼管、高強度鋼管用鋼板、及び、それらの製造方法 Ceased WO2011042936A1 (ja)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
BR112012007753-8A BR112012007753B1 (pt) 2009-10-08 2009-10-08 Tubo de aço de alta resistência. chapa de aço para tubo de aço de alta resistência, e processos para produção dos mesmos
JP2011506927A JP4824143B2 (ja) 2009-10-08 2009-10-08 高強度鋼管、高強度鋼管用鋼板、及び、それらの製造方法
PCT/JP2009/005263 WO2011042936A1 (ja) 2009-10-08 2009-10-08 高強度鋼管、高強度鋼管用鋼板、及び、それらの製造方法
CN200980161795.1A CN102549186B (zh) 2009-10-08 2009-10-08 高强度钢管、高强度钢管用钢板及它们的制造方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2009/005263 WO2011042936A1 (ja) 2009-10-08 2009-10-08 高強度鋼管、高強度鋼管用鋼板、及び、それらの製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2011042936A1 true WO2011042936A1 (ja) 2011-04-14

Family

ID=43856441

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2009/005263 Ceased WO2011042936A1 (ja) 2009-10-08 2009-10-08 高強度鋼管、高強度鋼管用鋼板、及び、それらの製造方法

Country Status (4)

Country Link
JP (1) JP4824143B2 (ja)
CN (1) CN102549186B (ja)
BR (1) BR112012007753B1 (ja)
WO (1) WO2011042936A1 (ja)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012167329A (ja) * 2011-02-15 2012-09-06 Jfe Steel Corp 耐コラプス性能の優れたラインパイプ用鋼管
KR20180096784A (ko) * 2016-01-29 2018-08-29 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도·고인성 강관용 강판 및 그 제조 방법
WO2019124926A1 (ko) * 2017-12-24 2019-06-27 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재 및 그 제조방법
CN116949372A (zh) * 2023-06-27 2023-10-27 国家石油天然气管网集团有限公司 一种用于冻土环境的抗大变形管线钢及制备方法
EP4265780A4 (en) * 2020-12-17 2025-07-30 Posco Co Ltd HIGH-STRENGTH THIN STEEL MATERIAL FOR API HAVING EXCELLENT DEFORMATION RESISTANCE AND MANUFACTURING METHOD THEREOF

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102888571B (zh) * 2012-10-26 2014-05-21 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 一种690MPa级低焊接裂纹敏感性钢及其制造方法
KR101674775B1 (ko) * 2014-12-26 2016-11-10 주식회사 포스코 유정용 열연강판, 이의 제조 방법 및 이에 의해 제조된 강관의 제조 방법
CN105803325B (zh) * 2016-04-28 2017-10-27 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种低裂纹敏感性低屈强比特厚钢板及其制备方法
MX2019009803A (es) 2017-02-17 2019-11-11 Jfe Steel Corp Lamina de acero laminada en caliente de alta resistencia y metodo para producir la misma.
CN112522622B (zh) * 2020-11-30 2022-02-25 钢铁研究总院 一种高钢级油井管及其制备方法
CN116334478B (zh) * 2023-02-07 2024-11-15 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种低屈强比桥梁钢板及其制造方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2006106591A1 (ja) * 2005-04-04 2006-10-12 Nippon Steel Corporation 延性破壊特性に優れた高強度鋼板及び高強度溶接鋼管並びにそれらの製造方法
JP2006283147A (ja) * 2005-04-01 2006-10-19 Nippon Steel Corp 時効後の変形特性に優れたパイプライン用高強度鋼管およびその製造方法
JP2008248382A (ja) * 2007-03-05 2008-10-16 Nippon Steel Corp 脆性き裂伝播停止特性に優れた厚手高強度鋼板およびその製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006283147A (ja) * 2005-04-01 2006-10-19 Nippon Steel Corp 時効後の変形特性に優れたパイプライン用高強度鋼管およびその製造方法
WO2006106591A1 (ja) * 2005-04-04 2006-10-12 Nippon Steel Corporation 延性破壊特性に優れた高強度鋼板及び高強度溶接鋼管並びにそれらの製造方法
JP2008248382A (ja) * 2007-03-05 2008-10-16 Nippon Steel Corp 脆性き裂伝播停止特性に優れた厚手高強度鋼板およびその製造方法

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012167329A (ja) * 2011-02-15 2012-09-06 Jfe Steel Corp 耐コラプス性能の優れたラインパイプ用鋼管
KR20180096784A (ko) * 2016-01-29 2018-08-29 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도·고인성 강관용 강판 및 그 제조 방법
EP3409804A4 (en) * 2016-01-29 2018-12-12 JFE Steel Corporation Steel sheet for high-strength/high-toughness steel tubes, and method for producing same
KR102138989B1 (ko) 2016-01-29 2020-07-28 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도·고인성 강관용 강판 및 그 제조 방법
US11236405B2 (en) 2016-01-29 2022-02-01 Jfe Steel Corporation Steel plate for high-strength and high-toughness steel pipes and method for producing steel plate
WO2019124926A1 (ko) * 2017-12-24 2019-06-27 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재 및 그 제조방법
KR20190077180A (ko) * 2017-12-24 2019-07-03 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재 및 그 제조방법
KR102031451B1 (ko) 2017-12-24 2019-10-11 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재 및 그 제조방법
US11396689B2 (en) 2017-12-24 2022-07-26 Posco Steel material for low yield ratio, high-strength steel pipe having excellent low-temperature toughness, and manufacturing method therefor
EP4265780A4 (en) * 2020-12-17 2025-07-30 Posco Co Ltd HIGH-STRENGTH THIN STEEL MATERIAL FOR API HAVING EXCELLENT DEFORMATION RESISTANCE AND MANUFACTURING METHOD THEREOF
CN116949372A (zh) * 2023-06-27 2023-10-27 国家石油天然气管网集团有限公司 一种用于冻土环境的抗大变形管线钢及制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
BR112012007753A2 (pt) 2016-08-23
CN102549186B (zh) 2014-08-27
CN102549186A (zh) 2012-07-04
JPWO2011042936A1 (ja) 2013-02-28
JP4824143B2 (ja) 2011-11-30
BR112012007753B1 (pt) 2021-11-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP4824143B2 (ja) 高強度鋼管、高強度鋼管用鋼板、及び、それらの製造方法
JP5223511B2 (ja) 高強度耐サワーラインパイプ用鋼板およびその製造方法および鋼管
CA2657518C (en) Hot bend pipe and a process for its manufacture
JP5251089B2 (ja) 低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
JP5251092B2 (ja) 低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
JP5499733B2 (ja) 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法
KR101410588B1 (ko) 저온 인성이 우수한 후육 용접 강관 및 저온 인성이 우수한 후육 용접 강관의 제조 방법, 후육 용접 강관 제조용 강판
CN101541994B (zh) 低温韧性优异的高强度管线管用焊接钢管及其制造方法
JP4833835B2 (ja) バウシンガー効果の発現が小さい鋼管およびその製造方法
JP4969915B2 (ja) 耐歪時効性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及び高強度ラインパイプ用鋼板並びにそれらの製造方法
CN102203301B (zh) 超高强度管线管用钢板及钢管的制造方法
JP5679114B2 (ja) 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN105452506B (zh) 焊接区质量优异的电焊钢管及其制造方法
JP5991175B2 (ja) 鋼板内の材質均一性に優れたラインパイプ用高強度鋼板とその製造方法
CN101965414A (zh) 低温韧性优异的高强度钢板和钢管以及它们的制造方法
JP5796351B2 (ja) 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
JP2008208417A (ja) 熱処理用電縫溶接鋼管およびその製造方法
WO2010052928A1 (ja) 超高強度ラインパイプ用鋼板および鋼管の製造方法
JP4072009B2 (ja) 圧潰強度の高いｕｏｅ鋼管の製造方法
WO2010052927A1 (ja) 超高強度ラインパイプ用鋼板および鋼管の製造方法
JP2017214618A (ja) 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板の製造方法
JP5803270B2 (ja) 耐圧潰性に優れた高強度耐サワーラインパイプ及びその製造方法
JP5991174B2 (ja) 鋼板内の材質均一性に優れた耐サワーラインパイプ用高強度鋼板とその製造方法
JP5509654B2 (ja) 耐ｐｗｈｔ特性および一様伸び特性に優れた高強度鋼板並びにその製造方法
JP5516780B2 (ja) 偏平性に優れた熱処理用電縫溶接鋼管

Legal Events

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

Ref document number: 200980161795.1

Country of ref document: CN

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2011506927

Country of ref document: JP

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

Ref document number: 09850213

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 09850213

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112012007753

Country of ref document: BR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112012007753

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20120404