RU2458996C1

RU2458996C1 - Method for obtaining plate steel and steel pipes for ultrahigh-strong pipeline

Info

Publication number: RU2458996C1
Application number: RU2011118348/02A
Authority: RU
Inventors: Такуя ХАРА (JP); Такуя ХАРА; Таиси ФУДЗИСИРО (JP); Таиси ФУДЗИСИРО; Йосио ТЕРАДА (JP); Йосио ТЕРАДА; Ясухиро СИНОХАРА (JP); Ясухиро СИНОХАРА; Ацуси СИМИДЗУ (JP); Ацуси СИМИДЗУ; Юу УТИДА (JP); Юу УТИДА
Original assignee: Ниппон Стил Корпорейшн
Priority date: 2008-11-06
Filing date: 2009-11-06
Publication date: 2012-08-20
Also published as: BRPI0921647B1; JP4837789B2; CN102203302A; JPWO2010052927A1; WO2010052927A1; CN102203302B; BRPI0921647A2

Abstract

FIELD: metallurgy.

SUBSTANCE: plate steel for ultrahigh-strong pipelines is obtained from the steel containing the following components, wt %: C 0.03-0.08, Si 0.01-0.50, Mn 1.5-2.5, P 0.01 or less, S 0.0030 or less, Nb 0.0001-0.20, Al 0.0001-0.03, Ti 0.003-0.030, N 0.0010-0.0050, O 0.0050 or less, Fe and inevitable impurities are the rest; molten steel is poured into slab; slab is hot-rolled so that plate steel is obtained, and surface of plate steel is cooled at water flow rate of 0.6 m³/(m²·min) or less till the specified surface temperature of plate steel is higher than 540°C, and plate steel surface is cooled at water flow rate of 1.3 m³/(m²·min) or more. Pipe is formed of a plate using UO-press; submerged arc welding of adjacent plate section is performed on external and internal surfaces using welding wire and agglomerated or molten flux, and pipe is expanded.

EFFECT: providing ultimate tensile strength of 625 MPa and higher and excellent low-temperature impact strength.

9 cl, 3 tbl, 1 dwg

Description

Предпосылки изобретенияBACKGROUND OF THE INVENTION

Область техники, к которой относится изобретениеFIELD OF THE INVENTION

Настоящее изобретение относится к способу получения толстолистовой стали для применения в ультравысокопрочном трубопроводе, имеющей предел прочности на разрыв (TS) 625 МПа или выше в направлении периферии стальной трубы, а также отличную деформируемость и низкотемпературную ударную вязкость, и к способу получения стальной трубы для применения в качестве ультравысокопрочной трубопроводной трубы, изготовленной с использованием этой толстолистовой стали. В частности, стальная труба, полученная способом получения согласно настоящему изобретению, может широко применяться как трубопроводная труба для транспортировки природного газа и нефти.The present invention relates to a method for producing plate steel for use in an ultrahigh-strength pipeline having a tensile strength (TS) of 625 MPa or higher in the direction of the periphery of the steel pipe, as well as excellent deformability and low temperature impact strength, and to a method for producing a steel pipe for use in as an ultra-high-strength pipeline pipe made using this plate steel. In particular, the steel pipe obtained by the production method according to the present invention can be widely used as a pipeline pipe for transporting natural gas and oil.

Испрашивается приоритет японской патентной заявки №2008-285837 от 6 ноября 2008, содержание которой введено в настоящее описание посредством ссылки.Priority is claimed for Japanese Patent Application No. 2008-285837 of November 6, 2008, the contents of which are incorporated herein by reference.

Описание уровня техникиDescription of the prior art

В последние годы возросла важность трубопроводов как способа транспортировки нефти и природного газа на большие расстояния. В настоящее время стандарт X65 Американского Нефтяного Института (American Petroleum Institute, API) образует основу для создания основных трубопроводов для транспортировки на большие расстояния, и фактическое использование трубопроводов X65 чрезвычайно высоко. Однако имеется потребность в более прочных трубопроводах для достижения (1) улучшения эффективности транспортировки путем повышения давления и (2) улучшения эффективности строительства в месте эксплуатации путем снижения наружного диаметра и веса трубопроводных труб. До сих пор на практике применялись трубопроводы сорта до X120 (с пределом прочности на разрыв 915 МПа или больше).In recent years, the importance of pipelines as a way of transporting oil and natural gas over long distances has grown. Currently, the American Petroleum Institute's (XI) X65 standard forms the basis for building major pipelines for long distance transportation, and the actual use of X65 pipelines is extremely high. However, there is a need for more durable pipelines to achieve (1) improve transportation efficiency by increasing pressure and (2) improve construction efficiency at the place of use by reducing the outer diameter and weight of the piping. Until now, pipelines of grade up to X120 (with a tensile strength of 915 MPa or more) have been used in practice.

С другой стороны, в последние годы изменилась концепция конструкции трубопровода. В прошлом трубопроводы делались с постоянным напряжением ("конструкция на основе напряжений"), однако в последнее время признание получает конструкция, в которой зоны кольцевых сварных швов в стальных трубах не растрескиваются или сами стальные трубы не коробятся, даже если к трубопроводным трубам прикладывается деформация ("конструкция на основе деформации"). До настоящего времени, что касается высокопрочных трубопроводов марки X80 или выше, изучались химический состав или условия производства, которые могут обеспечить низкотемпературную ударную вязкость исходных материалов или ударную вязкость в зонах термического влияния. Однако в случае "конструкции на основе деформаций" существует дальнейшая потребность в деформируемости исходных материалов или деформируемости стальных труб после покрытия. Не решив проблем с ударной вязкостью или деформируемостью, невозможно производить стальные трубы для трубопроводов марки X80 или выше, подходящих к "конструкции на основе деформаций". Чтобы получить ультравысокопрочные трубопроводы, требуются условия получения, которые могут обеспечить баланс между прочностью и низкотемпературной ударной вязкостью исходных материалов, ударной вязкостью металлов сварного шва и зон термического влияния (HAZ), возможность сваривания на месте эксплуатации, сопротивление размягчению соединения, сопротивление труб разрыву в соответствии с испытанием на разрыв внутренним давлением или подобного и которые могут также давать стальные трубы с отличной деформируемостью исходных материалов. Как результат имеется потребность в разработке ультравысокопрочных толстых трубопроводных труб марки X80 или выше, которые соответствуют указанным выше характеристикам стальных труб.On the other hand, the concept of pipeline construction has changed in recent years. In the past, pipelines were made with constant stress (“stress-based construction”), but recently a design has been recognized in which the zones of ring welds in steel pipes do not crack or the steel pipes themselves do not warp, even if deformation is applied to the pipe pipes ( "strain-based design"). So far, with regard to high-strength pipelines of grade X80 or higher, the chemical composition or production conditions that can provide low-temperature toughness of the starting materials or toughness in heat affected zones have been studied. However, in the case of a "strain-based structure", there is a further need for the deformability of the starting materials or the deformability of the steel pipes after coating. Without resolving problems with toughness or deformability, it is not possible to produce steel pipes for pipelines of grade X80 or higher suitable for a "strain-based structure". To obtain ultra-high-strength pipelines, production conditions are required that can balance the strength and low temperature toughness of the starting materials, the toughness of the weld metals and heat affected zones (HAZ), the possibility of welding at the place of use, the softening resistance of the joint, the pipe resistance to rupture in accordance with tensile testing by internal pressure or the like, and which can also produce steel pipes with excellent deformability of the starting materials . As a result, there is a need to develop ultra-high-strength thick pipe pipes of grade X80 or higher that meet the above steel pipe specifications.

До сих пор, что касается способов получения стальных труб для трубопроводов, предлагались, например, следующие способы для улучшения характеристик вышеуказанных стальных труб. Чтобы улучшить деформируемость стальных труб, в нерассмотренной японской патентной заявке, первая публикация №2004-131799, и в нерассмотренной японской патентной заявке, первая публикация №2003-293089, предлагаются способы, в которых стальные листы медленно охлаждают на первой стадии до 500°C-600°C и затем, на второй стадии, охлаждают с более высокой скоростью охлаждения, чем на первой стадии. С этими способами можно контролировать микроструктуру толстолистовой стали и стальных труб. Кроме того, в нерассмотренной японской патентной заявке, первая публикация № H11-279700, и в нерассмотренной японской патентной заявке, первая публикация №2000-178689, для улучшения сопротивления продольному изгибу стальных труб толстолистовая сталь толщиной 16 мм производится с проведением охлаждения с постоянной скоростью охлаждения 15°C/с или выше.So far, with regard to methods for producing steel pipes for pipelines, the following methods have been proposed, for example, to improve the performance of the above steel pipes. To improve the deformability of steel pipes, in Unexamined Japanese Patent Application, First Publication No. 2004-131799, and Unexamined Japanese Patent Application, First Publication No. 2003-293089, methods are proposed in which steel sheets are slowly cooled in the first stage to 500 ° C. 600 ° C and then, in the second stage, cooled with a higher cooling rate than in the first stage. With these methods, the microstructure of plate steel and steel pipes can be controlled. In addition, in the unexamined Japanese patent application, the first publication No. H11-279700, and in the unexamined Japanese patent application, the first publication No. 2000-178689, in order to improve the longitudinal bending resistance of steel pipes, 16 mm thick steel plate is produced with cooling at a constant cooling rate 15 ° C / s or higher.

Патентная ссылка 1: нерассмотренная японская патентная заявка, первая публикация №2004-131799.Patent Reference 1: Unexamined Japanese Patent Application, First Publication No. 2004-131799.

Патентная ссылка 2: нерассмотренная японская патентная заявка, первая публикация №2003-293089.Patent Reference 2: Unexamined Japanese Patent Application, First Publication No. 2003-293089.

Патентная ссылка 3: нерассмотренная японская патентная заявка, первая публикация № H11-279700.Patent Reference 3: Unexamined Japanese Patent Application, First Publication No. H11-279700.

Патентная ссылка 4: нерассмотренная японская патентная заявка, первая публикация №2000-178689.Patent Reference 4: Unexamined Japanese Patent Application, First Publication No. 2000-178689.

Однако способы, раскрытые в нерассмотренной японской патентной заявке, первая публикация №2004-131799, и в нерассмотренной японской патентной заявке, первая публикация №2003-293089, имеют сильные колебания температур, при которых останавливают водяное охлаждение, и поэтому имеется проблема в том, что качество стальных толстых листов значительно варьируется. Кроме того, даже способы, раскрытые в нерассмотренной японской патентной заявке, первая публикация № H11-279700, и в нерассмотренной японской патентной заявке, первая публикация №2000-178689, имеют значительную разницу температур, при которой прекращают охлаждение водой, и поэтому, помимо того, что трудно обеспечить деформируемость толстолистовой стали, имеются проблемы в том, что прочность стальных толстых листов сильно колеблется.However, the methods disclosed in the unexamined Japanese patent application, first publication No. 2004-131799, and in the unexamined Japanese patent application, first publication No. 2003-293089, have strong temperature fluctuations at which water cooling is stopped, and therefore there is a problem that The quality of steel plates varies greatly. In addition, even the methods disclosed in the unexamined Japanese patent application, first publication No. H11-279700, and in the unexamined Japanese patent application, first publication No. 2000-178689, have a significant temperature difference at which water cooling is stopped, and therefore, in addition that it is difficult to ensure the deformability of plate steel, there are problems in that the strength of steel plates varies greatly.

Настоящее изобретение предоставляет способы получения толстолистовой стали и стальных труб для ультравысокопрочных трубопроводов с пределом прочности на разрыв 625 МПа или больше (стандарт API X80 или выше), которые имеют отличные прочность, низкотемпературную ударную вязкость и деформируемость исходных материалов и которые можно легко сваривать в месте эксплуатации.The present invention provides methods for producing plate steel and steel pipes for ultra-high strength pipelines with a tensile strength of 625 MPa or more (API standard X80 or higher) that have excellent strength, low temperature toughness and deformability of the starting materials and which can be easily welded at the place of use .

Суть изобретенияThe essence of the invention

Авторы изобретения провели всесторонние исследования условий получения стальных листов и стальных труб, чтобы получить ультравысокопрочную толстолистовую сталь и стальные трубы, которые имеют предел прочности на разрыв 625 МПа или выше и имеют отличную низкотемпературную ударную вязкость. В результате были изобретены новые способы получения толстолистовой стали для ультравысокопрочных трубопроводов и стальных труб для ультравысокопрочных трубопроводов. Суть настоящего изобретения заключается в следующем:The inventors conducted extensive studies of the conditions for producing steel sheets and steel pipes to obtain ultra-high strength plate steel and steel pipes that have a tensile strength of 625 MPa or higher and have excellent low temperature impact strength. As a result, new methods for producing plate steel for ultra-high strength pipelines and steel pipes for ultra-high strength pipelines were invented. The essence of the present invention is as follows:

(1) Согласно способу получения толстолистовой стали для ультравысокопрочных трубопроводов способ включает в себя: получение расплавленной стали, содержащей: C: 0,03-0,08 мас.%, Si: 0,01-0,50 мас.%, Mn: 1,5-2,5 мас.%, P: 0,01 мас.% или меньше, S: 0,0030 мас.% или меньше, Nb: 0,0001-0,20 мас.%, Al: 0,0001-0,03 мас.%, Ti: 0,003-0,030 мас.%, N: 0,0010-0,0050 мас.%, O: 0,0050 мас.% или меньше, остальное Fe и неизбежные примеси; разливку расплавленной стали в сляб; проведение горячей прокатки сляба, чтобы образовать толстолистовую сталь; охлаждение поверхности толстолистовой стали при расходе воды 0,6 м³/(м²·мин) или меньше до тех пор, пока температура поверхности толстолистовой стали не достигнет заданной температуры выше 540°C; и охлаждение поверхности толстолистовой стали при расходе воды 1,3 м³/(м²·мин) или больше.(1) According to the method of producing plate steel for ultra-high strength pipelines, the method includes: obtaining molten steel containing: C: 0.03-0.08 wt.%, Si: 0.01-0.50 wt.%, Mn: 1.5-2.5 wt.%, P: 0.01 wt.% Or less, S: 0.0030 wt.% Or less, Nb: 0.0001-0.20 wt.%, Al: 0, 0001-0.03 wt.%, Ti: 0.003-0.030 wt.%, N: 0.0010-0.0050 wt.%, O: 0.0050 wt.% Or less, the rest Fe and inevitable impurities; pouring molten steel into a slab; hot rolling the slab to form steel plate; cooling the surface of plate steel at a flow rate of 0.6 m ³ / (m ² · min) or less until the surface temperature of the plate reaches a predetermined temperature above 540 ° C; and cooling the surface of the steel plate at a water flow rate of 1.3 m ³ / (m ² · min) or more.

(2) В способе получения толстолистовой стали для ультравысокопрочных трубопроводов согласно (1) расплавленная сталь может дополнительно включать по меньшей мере один элемент, выбранный из группы, состоящей из: Mo: 0,01-1,0 мас.%, Cu: 0,01-1,5 мас.%, Ni: 0,01-5,0 мас.%, Cr: 0,01-1,5 мас.%, V: 0,01-0,10 мас.%, B: 0,0001-0,0003 мас.%, W: 0,01-1,0 мас.%, Zr: 0,0001-0,050 мас.% и Ta: 0,0001-0,050 мас.%.(2) In the method for producing plate steel for ultra high strength pipelines according to (1), molten steel may further include at least one element selected from the group consisting of: Mo: 0.01-1.0 wt.%, Cu: 0, 01-1.5 wt.%, Ni: 0.01-5.0 wt.%, Cr: 0.01-1.5 wt.%, V: 0.01-0.10 wt.%, B: 0.0001-0.0003 wt.%, W: 0.01-1.0 wt.%, Zr: 0.0001-0.050 wt.% And Ta: 0.0001-0.050 wt.%.

(3) В способе получения толстолистовой стали для ультравысокопрочных трубопроводов согласно (1) расплавленная сталь может включать, дополнительно, по меньшей мере один элемент, выбранный из группы, состоящей из: Mg: 0,0001-0,010 мас.%, Ca: 0,0001-0,005 мас.%, REM (редкоземельный металл): 0,0001-0,005 мас.%, Y: 0,0001-0,005 мас.%, Hf: 0,0001-0,005 мас.% и Re: 0,0001-0,005 мас.%.(3) In the method for producing plate steel for ultra-high-strength pipelines according to (1), molten steel may further comprise at least one element selected from the group consisting of: Mg: 0.0001-0.010 wt.%, Ca: 0, 0001-0.005 wt.%, REM (rare earth metal): 0.0001-0.005 wt.%, Y: 0.0001-0.005 wt.%, Hf: 0.0001-0.005 wt.% And Re: 0.0001- 0.005 wt.%.

(4) В способе получения толстолистовой стали для ультравысокопрочных трубопроводов согласно (1) скорость охлаждения поверхности толстолистовой стали составляет 10°C/с или меньше, когда температура поверхности толстолистовой стали может быть равна или выше заданной температуры, превышающей 540°C, и скорость охлаждения поверхности толстолистовой стали может составлять 40°C/с или больше, когда температура поверхности толстолистовой стали меньше заданной температуры.(4) In the method for producing plate steel for ultra-high-strength pipelines according to (1), the surface cooling rate of plate steel is 10 ° C / s or less when the surface temperature of plate steel can be equal to or higher than a predetermined temperature in excess of 540 ° C and the cooling rate plate steel surfaces may be 40 ° C / s or more when the plate steel surface temperature is less than a predetermined temperature.

(5) В способе получения толстолистовой стали для ультравысокопрочных трубопроводов согласно (1) температура повторного нагрева сляба при горячей прокатке может составлять 950°C или больше, и обжатие сляба вне диапазона температур рекристаллизации может составлять 3 или больше.(5) In the method for producing plate steel for ultra-high strength pipelines according to (1), the reheat temperature of the slab during hot rolling can be 950 ° C or more, and the compression of the slab outside the recrystallization temperature range can be 3 or more.

(6) В способе получения толстолистовой стали для ультравысокопрочных трубопроводов согласно (1) охлаждение может проводиться от исходной температуры охлаждения 800°C или ниже.(6) In the method for producing plate steel for ultra high strength pipelines according to (1), cooling can be carried out from an initial cooling temperature of 800 ° C. or lower.

(7) Согласно способу получения стальной трубы для ультравысокопрочных трубопроводов способ включает: придание стальному листу для ультравысокопрочных трубопроводов, полученному способом получения согласно (1), формы трубы на UO-прессе; проведение дуговой сварки под флюсом на примыкающих участках стального листа для ультравысокопрочных трубопроводов от наружной и внутренней поверхностей, используя сварочную проволоку и агломерированный или плавленый флюс; и проведение соединения труб.(7) According to the method for producing a steel pipe for ultra-high-strength pipelines, the method includes: shaping the steel sheet for ultra-high-strength pipelines obtained by the production method according to (1) to a pipe shape on a UO press; conducting submerged arc welding on adjacent sections of a steel sheet for ultrahigh-strength pipelines from the outer and inner surfaces using a welding wire and agglomerated or fused flux; and conducting pipe connections.

(8) В способе получения стальной трубы для ультравысокопрочных трубопроводов согласно (7) сварной шов можно подвергнуть термообработке после проведения дуговой сварки под флюсом и перед проведением экспандирования труб.(8) In the method for producing a steel pipe for ultra-high-strength pipelines according to (7), the weld can be heat treated after submerged arc welding and before pipe expansion.

(9) В способе получения стальной трубы для ультравысокопрочных трубопроводов согласно (7) сварной шов можно подвергнуть термообработке в температурном диапазоне от 200°C до 500°C.(9) In the method for producing a steel pipe for ultra-high-strength pipelines according to (7), the weld can be heat treated in a temperature range from 200 ° C to 500 ° C.

Согласно настоящему изобретению можно уменьшить колебания прочности стального толстого листа и стальной трубы и получить благоприятную деформируемость стального толстого листа и стальной трубы до и после деформационного старения путем горячей прокатки толстолистовой стали ограниченного химического состава и затем проведением медленного охлаждения на первой стадии, прежде чем температура поверхности стального листа достигнет температурного диапазона кипения в переходном режиме, и последующего быстрого охлаждения на второй стадии. В результате значительно улучшается надежность трубопроводов.According to the present invention, it is possible to reduce the fluctuations in the strength of the steel plate and steel pipe and obtain favorable deformability of the steel plate and steel pipe before and after deformation aging by hot rolling of steel plate of limited chemical composition and then by slow cooling in the first stage before the surface temperature of the steel the sheet reaches the temperature range of boiling in transition, and subsequent rapid cooling in the second stage . As a result, pipeline reliability is greatly improved.

Краткое описание чертежейBrief Description of the Drawings

Фиг.1 показывает схематический вид одного примера соотношения между характером охлаждения поверхности толстолистовой стали и диаграммой превращения стали.Figure 1 shows a schematic view of one example of the relationship between the cooling nature of the surface of plate steel and the steel conversion diagram.

Подробное описание изобретенияDETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION

Ниже будет подробно описано содержание настоящего изобретения.Below will be described in detail the contents of the present invention.

Настоящее изобретение относится к ультравысокопрочным трубопроводам с пределом прочности на разрыв (TS) 625 МПа или выше и с отличной низкотемпературной ударной вязкостью. Так как ультравысокопрочные трубопроводы этого класса прочности могут выдерживать примерно в 1,2-1,8 раз более высокое давление по сравнению с серийно выпускаемыми трубами марки X65, можно транспортировать большее количество газа, используя такой же размер, как в прошлом. В случае, когда марка X65 используется при повышенном давлении, нужно увеличивать толщину трубопроводов. В результате возрастают расходы на материалы, транспортировку и сварку на месте эксплуатации и, таким образом, значительно возрастают расходы по прокладке трубопроводных линий. Поэтому, чтобы снизить стоимость прокладки трубопроводов, требуются ультравысокопрочные трубопроводы с пределом прочности на разрыв (TS) 625 МПа или выше и с отличной низкотемпературной ударной вязкостью. С другой стороны, при повышении прочности требуемых стальных труб быстро усложняется производство стальных труб. В частности, когда требуется "конструкция на основе деформаций", необходимо получать не только баланс между прочностью и низкотемпературной ударной вязкостью исходных материалов и ударной вязкостью зон роликовой сварки, но также искомые характеристики, включая деформируемость после деформационного старения. Однако удовлетворить все эти характеристики очень сложно.The present invention relates to ultra-high strength pipelines with a tensile strength (TS) of 625 MPa or higher and with excellent low temperature impact strength. Since ultra-high-strength pipelines of this strength class can withstand about 1.2-1.8 times higher pressure than commercially available X65 pipes, more gas can be transported using the same size as in the past. In the case when the brand X65 is used at elevated pressure, it is necessary to increase the thickness of the pipelines. As a result, the costs of materials, transportation and welding at the place of operation increase, and thus, the costs of laying pipelines increase significantly. Therefore, to reduce the cost of laying pipelines, ultra-high-strength pipelines with a tensile strength (TS) of 625 MPa or higher and with excellent low-temperature impact strength are required. On the other hand, as the strength of the required steel pipes increases, the production of steel pipes quickly becomes complicated. In particular, when a “strain-based structure” is required, it is necessary to obtain not only a balance between the strength and low temperature toughness of the starting materials and the toughness of the roller welding zones, but also the desired characteristics, including deformability after strain aging. However, to satisfy all these characteristics is very difficult.

В трубопроводах, требующих "конструкции на основе деформаций", прочность металла сварного шва, который соединяет трубопроводные трубы (прочность кольцевых зон сварки), должна быть выше, чем прочность исходных материалов (листовая сталь или площадь, соответствующая стальным листам в стальных трубах) в продольном направлении (направление оси трубы трубопровода). В средах, в которых используются трубопроводы, мерзлый грунт может оттаивать летом и снова замерзать зимой. В таком случае трубопроводы испытывают деформацию, и растрескивание начинается с кольцевых зон сварки. В частности, в случае, когда прочность зон кольцевого шва меньше, чем прочность исходных материалов (недосогласование), растрескивание вызывается незначительной деформацией. Таким образом, необходимо, чтобы прочность исходного материала в продольном направлении была меньше, чем прочность зон кольцевого шва, таким образом, верхний предел прочности исходных материалов в продольном направлении устанавливается прочностью зон кольцевого шва. В частности, каждая марка трубопроводных труб имеет некий диапазон прочности, и поэтому для производства трубопроводов прочность исходных материалов ограничивается узким диапазоном вблизи верхнего предела. Соответственно, имеется потребность в стабильном производстве трубопроводных труб и в исходных материалах для трубопроводов, для которых разница прочности была бы сниженаIn pipelines requiring a “strain-based structure”, the strength of the weld metal that connects the pipes (strength of the annular welding zones) should be higher than the strength of the starting materials (sheet steel or the area corresponding to steel sheets in steel pipes) in the longitudinal direction (direction of the axis of the pipe). In pipelined environments, frozen ground may thaw in the summer and freeze again in the winter. In this case, the pipelines undergo deformation, and cracking begins with the annular zones of welding. In particular, in the case when the strength of the zones of the annular seam is less than the strength of the starting materials (mismatch), cracking is caused by slight deformation. Thus, it is necessary that the strength of the starting material in the longitudinal direction is less than the strength of the zones of the annular seam, thus, the upper tensile strength of the starting materials in the longitudinal direction is set by the strength of the zones of the annular seam. In particular, each brand of pipeline pipes has a certain range of strength, and therefore, for the production of pipelines, the strength of the starting materials is limited to a narrow range near the upper limit. Accordingly, there is a need for stable production of pipeline pipes and for starting materials for pipelines for which the strength difference would be reduced

Чтобы ограничить предел прочности на разрыв исходных материалов трубопровода значением 625 МПа или выше и узким диапазоном, авторы изобретения провели всестороннее исследование. В результате было выяснено, что чрезвычайно важно использовать для стальных листов низкоуглеродистую сталь и оптимизировать условия охлаждения толстолистовой стали во время горячей прокатки. Например, если количество C превысит 0,08%, закаливаемость будет слишком высокой, и поэтому значительно различается прочность в центре и на поверхности толстолистовой стали. Как результат, для стальных листов используется низкоуглеродистая сталь. Кроме того, например, даже когда количество C составляет 0,08% или меньше, но если охлаждение проводится вообще без ограничений на условия охлаждения поверхности толстолистовой стали, мартенсит образуется или не образуется в зависимости от способа охлаждения поверхности толстолистовой стали. В таком случае, так как возникает разница твердости между поверхностью и центром (центр толщины) стального листа (внутри стального листа) в направлении толщины, или различие прочности имеется в части стального листа или среди произведенных стальных листов, становится невозможным получать трубопроводы, имеющие узкий диапазон прочности. В таком случае, поскольку на поверхности толстолистовой стали части стального листа или среди произведенных стальных листов возникает разница прочности, становится невозможным получать трубопроводы, имеющие узкий диапазон прочности.To limit the tensile strength of the starting materials of the pipeline to 625 MPa or higher and a narrow range, the inventors conducted a comprehensive study. As a result, it was found that it was extremely important to use low-carbon steel for steel sheets and to optimize the cooling conditions of plate steel during hot rolling. For example, if the amount of C exceeds 0.08%, the hardenability will be too high, and therefore, the strength in the center and on the surface of plate steel varies significantly. As a result, low carbon steel is used for steel sheets. In addition, for example, even when the amount of C is 0.08% or less, but if cooling is carried out without any restrictions on the cooling conditions of the plate steel surface, martensite is formed or not formed depending on the method of cooling the plate steel surface. In this case, since there is a difference in hardness between the surface and the center (center of thickness) of the steel sheet (inside the steel sheet) in the thickness direction, or there is a difference in strength in the part of the steel sheet or among the produced steel sheets, it becomes impossible to obtain pipelines having a narrow range durability. In this case, since a strength difference occurs on the surface of the plate steel or part of the produced steel sheets, it becomes impossible to obtain pipelines having a narrow strength range.

Авторам изобретения удалось подавить разницу прочности в части толстого стального листа и между произведенными стальными толстыми листами путем надлежащего контроля количества охлаждающей воды на первой стадии, прежде чем температура поверхности толстолистовой стали достигнет температурного диапазона кипения в переходном режиме, и количества охлаждающей воды на последующей второй стадии вместо проведения единственного охлаждения. Авторы изобретения считают, что причины, почему можно значительно снизить изменение прочности, контролируя расходы воды или скорости охлаждения на первой стадии и на второй стадии, следующие:The inventors were able to suppress the difference in strength in the part of the thick steel sheet and between the produced steel thick sheets by properly controlling the amount of cooling water in the first stage, before the surface temperature of the steel plate reaches the transition boiling temperature range, and the amount of cooling water in the subsequent second stage instead conducting a single cooling. The inventors believe that the reasons why it is possible to significantly reduce the change in strength by controlling the flow of water or the cooling rate in the first stage and in the second stage are as follows:

Когда толстолистовая сталь охлаждается от высокой температуры, механизм охлаждения толстолистовой стали меняется в последовательности различного механизма кипения: пленочное кипение, кипение в переходном режиме и пузырьковое кипение. Известно, что нестационарное (нестабильное) охлаждение происходит в диапазоне температур (температурный диапазон кипения в переходном режиме), в котором кипение идет в переходном режиме, так как механизм охлаждения меняется от пленочного кипения к пузырьковому кипению. Поэтому, если листовая сталь охлаждается длительное время в температурном диапазоне кипения в переходном режиме, повышается неоднородность температуры в толстолистовой стали. Как результат, в этом температурном диапазоне кипения в переходном режиме температура поверхности толстолистовой стали находится в интервале от 450°C до 560°C, и необходимо быстро охлаждать стальной лист. Кроме того, микроструктура толстолистовой стали согласно настоящему изобретению является не мартенситной структурой, а смешанной структурой бейнита и феррита, чтобы получить листовую сталь, имеющую отличную деформируемость. Поэтому, когда температура поверхности толстолистовой стали выше 540°C, охлаждение проводится при низком расходе воды или при такой скорости охлаждения, чтобы происходило образование феррита. Однако, как описано выше, требуется уменьшить период охлаждения толстолистовой стали в температурном диапазоне кипения в переходном режиме. Поэтому, когда температура поверхности толстолистовой стали составляет 540°C или меньше, охлаждение проводится при высоком расходе воды или скорости охлаждения, чтобы неоднородность температуры на поверхности толстолистовой стали из-за кипения в переходном режиме снижалась. При таком способе прочность толстолистовой стали в направлении ширины и в продольном направлении можно контролировать так, чтобы она была по существу однородной, так как температура прекращения охлаждения толстолистовой стали может контролироваться однородно. В результате требуется, чтобы момент времени, в который расход воды или скорость охлаждения толстолистовой стали изменяются, то есть момент, когда первая стадия охлаждения переключается на вторую стадию охлаждения, определялся заданной температурой на поверхности толстолистовой стали как 540°C или выше. Что касается определения времени, когда первая стадия охлаждения переключается на вторую стадию охлаждения, температура поверхности толстолистовой стали предпочтительно составляет 560°C или выше, более предпочтительно 580°C или выше.When the steel plate is cooled from high temperature, the cooling mechanism of the steel plate changes in the sequence of the different boiling mechanisms: film boiling, transient boiling and bubble boiling. It is known that unsteady (unstable) cooling occurs in the temperature range (temperature range of boiling in transition), in which boiling occurs in transition, since the cooling mechanism changes from film boiling to bubble boiling. Therefore, if sheet steel is cooled for a long time in the transient boiling temperature range, temperature inhomogeneity in plate steel increases. As a result, in this transient boiling temperature range, the surface temperature of the steel plate is in the range from 450 ° C to 560 ° C, and it is necessary to quickly cool the steel sheet. In addition, the microstructure of the plate steel according to the present invention is not a martensitic structure, but a mixed structure of bainite and ferrite to obtain sheet steel having excellent deformability. Therefore, when the surface temperature of plate steel is above 540 ° C, cooling is carried out at a low water flow rate or at a cooling rate such that ferrite formation occurs. However, as described above, it is required to reduce the cooling period of the steel plate in the transient boiling temperature range. Therefore, when the surface temperature of the steel plate is 540 ° C or less, cooling is carried out at a high water flow rate or cooling rate so that the temperature non-uniformity on the surface of the steel plate due to boiling in the transition mode is reduced. With this method, the strength of the steel plate in the width direction and in the longitudinal direction can be controlled so that it is substantially uniform, since the temperature for stopping cooling of the plate steel can be controlled uniformly. As a result, it is required that the point in time at which the water flow rate or the cooling rate of the plate changes, that is, the moment when the first stage of cooling switches to the second stage of cooling, is determined by the set temperature on the surface of the plate as 540 ° C or higher. As for determining the time when the first cooling stage switches to the second cooling stage, the surface temperature of the steel plate is preferably 560 ° C or higher, more preferably 580 ° C or higher.

Ниже будут описаны причины, по которым ограничивается химический состав толстолистовой стали (исходный материал) согласно настоящему изобретению. Здесь единица "%" относится к "мас.%" в расчете на химическую композицию согласно настоящему изобретению.Below will be described the reasons why the chemical composition of the steel plate (starting material) according to the present invention is limited. Here, the unit "%" refers to "wt.%" Based on the chemical composition according to the present invention.

C является обязательным как основной элемент, который улучшает прочность исходного материала. Поэтому необходимо добавлять 0,03% или более C. Если добавлено чрезмерное количество C, превышающее 0,08%, ухудшаются свариваемость или ударная вязкость стали. Поэтому верхний предел количества добавленного C установлен на 0,08%.C is a must as a basic element that improves the strength of the starting material. Therefore, it is necessary to add 0.03% or more C. If an excessive amount of C in excess of 0.08% is added, the weldability or toughness of the steel is impaired. Therefore, the upper limit of the amount of added C is set to 0.08%.

Si необходим как раскисляющий элемент в производстве стали. Для раскисления необходимо добавлять в сталь 0,01% или больше Si. Однако, если добавлено более 0,50% Si, ударная вязкость стали в зонах термического воздействия (HAZ) ухудшается. Поэтому верхний предел количества добавленного Si установлен на 0,50%.Si is needed as a deoxidizing element in steel production. For deoxidation, it is necessary to add 0.01% or more Si to the steel. However, if more than 0.50% Si is added, the toughness of the steel in the heat affected zones (HAZ) deteriorates. Therefore, the upper limit of the amount of Si added is set to 0.50%.

Mn является необходимым элементом для обеспечения прочности и ударной вязкости исходного материала. Однако, если количество Mn превышает 2,5%, заметно ухудшается ударная вязкость исходного материала в HAZ. Поскольку при количестве Mn меньше 1,5% становится сложным обеспечить прочность исходного материала, содержание Mn устанавливается в диапазоне от 1,5% до 2,5%.Mn is a necessary element for ensuring the strength and toughness of the starting material. However, if the amount of Mn exceeds 2.5%, the toughness of the starting material in the HAZ noticeably worsens. Since when the amount of Mn is less than 1.5%, it becomes difficult to ensure the strength of the starting material, the Mn content is set in the range from 1.5% to 2.5%.

P является элементом, который влияет на ударную вязкость стали. Если количество P превысит 0,01%, заметно ухудшается не только ударная вязкость исходного материала, но также ударная вязкость в HAZ. Поэтому верхний предел количества P установлен на 0,01%.P is an element that affects the toughness of steel. If the amount of P exceeds 0.01%, not only the toughness of the starting material is noticeably deteriorated, but also the toughness in HAZ. Therefore, the upper limit of the amount of P is set to 0.01%.

Если добавляется чрезмерное количество S, превышающее 0,0030%, образуются грубые сульфиды. Поскольку грубые сульфиды ухудшают ударную вязкость, верхний предел количества S установлен на 0,0030%.If an excessive amount of S is added in excess of 0.0030%, coarse sulfides are formed. Since coarse sulfides degrade toughness, the upper limit of the amount of S is set to 0.0030%.

Nb является элементом, образующим карбиды и нитриды, чтобы улучшить прочность. Однако добавление 0,0001% или менее Nb не дает такого эффекта. Кроме того, если добавлено более 0,20% Nb, это вызывает ухудшение ударной вязкости. Поэтому содержание Nb установлено в диапазоне от 0,0001% до 0,20%.Nb is an element forming carbides and nitrides to improve strength. However, the addition of 0.0001% or less of Nb does not give such an effect. In addition, if more than 0.20% Nb is added, this causes a deterioration in toughness. Therefore, the Nb content is set in the range from 0.0001% to 0.20%.

Al добавляют как раскисляющий материал. Согласно настоящему изобретению, если алюминия добавлено более 0,03%, не образуются оксиды на основе Ti. Поэтому верхний предел количества Al установлен на 0,03%. Кроме того, чтобы снизить количество кислорода в расплавленной стали, необходимо добавлять 0,0001% Al или больше. Поэтому нижний предел количества Al установлен на 0,0001%.Al is added as a deoxidizing material. According to the present invention, if more than 0.03% of aluminum is added, no Ti-based oxides are formed. Therefore, the upper limit of the amount of Al is set to 0.03%. In addition, in order to reduce the amount of oxygen in the molten steel, it is necessary to add 0.0001% Al or more. Therefore, the lower limit of the amount of Al is set to 0.0001%.

Ti является элементом, который проявляет эффект измельчения зерен, действует как раскисляющий материал и, кроме того, как нитридообразующий элемент. Однако, поскольку добавление больших количеств Ti приводит к значительному ухудшению ударной вязкости из-за образования карбидов, верхний предел количества Ti должен быть установлен на 0,030%. Однако, чтобы получить заданные эффекты, необходимо добавлять 0,003% или более Ti. Поэтому диапазон количества Ti установлен в границах от 0,003 до 0,030%.Ti is an element that exhibits the effect of grinding grain, acts as a deoxidizing material and, in addition, as a nitride-forming element. However, since the addition of large amounts of Ti leads to a significant deterioration in toughness due to the formation of carbides, the upper limit of the amount of Ti should be set at 0.030%. However, in order to obtain desired effects, it is necessary to add 0.003% or more Ti. Therefore, the range of Ti amounts is set in the range from 0.003 to 0.030%.

N необходим для выделения мелкодисперсного TiN, чтобы уменьшить диаметр аустенитных зерен. Так как количество N 0,0010% недостаточно для измельчения зерен, нижний предел количества N установлен на 0,0010%. Кроме того, если количество N превышает 0,0050%, повышается количество растворенного N и ухудшается низкотемпературная ударная вязкость исходного материала, поэтому верхний предел количества N установлен на 0,0050%.N is needed to isolate finely divided TiN in order to reduce the diameter of the austenitic grains. Since the amount of N of 0.0010% is not sufficient for grinding the grains, the lower limit of the amount of N is set to 0.0010%. In addition, if the amount of N exceeds 0.0050%, the amount of dissolved N increases and the low temperature toughness of the starting material deteriorates, therefore, the upper limit of the amount of N is set to 0.0050%.

Если добавлено чрезмерное количество O, превышающее 0,0050%, образуются грубые оксиды, и ударная вязкость исходного материала ухудшается. Поэтому верхний предел количества O установлен на 0,0050%.If an excessive amount of O in excess of 0.0050% is added, coarse oxides are formed and the toughness of the starting material deteriorates. Therefore, the upper limit of the amount of O is set to 0.0050%.

Сталь, включающая вышеуказанные элементы и баланс, состоящий из железа (Fe) и неизбежных примесей, является предпочтительной базовой химической композицией, использующейся для толстолистовой стали и стальной трубы по настоящему изобретению.Steel comprising the above elements and a balance consisting of iron (Fe) and unavoidable impurities is the preferred base chemical composition used for the steel plate and steel pipe of the present invention.

Одновременно в настоящем изобретении можно добавить по меньшей мере один элемент, выбранный из группы, состоящей из Mo, Cu, Ni, Cr, V, B, Zr и Ta, в соответствии с потребностью, как элемент, который улучшает прочность и ударную вязкость.At the same time, in the present invention, at least one element selected from the group consisting of Mo, Cu, Ni, Cr, V, B, Zr and Ta can be added, as required, as an element that improves strength and toughness.

Mo является элементом, который улучшает прокаливаемость и в то же время образует карбиды и нитриды, улучшая прочность. Чтобы получить такой эффект, необходимо добавить 0,01% или более Mo. Однако добавление большого количества Mo, превышающего 1,0%, увеличивает прочность исходного материала больше, чем необходимо, и также значительно ухудшает ударную вязкость. Поэтому диапазон содержания Mo установлен от 0,01% до 1,0%.Mo is an element that improves hardenability and at the same time forms carbides and nitrides, improving strength. To obtain this effect, it is necessary to add 0.01% or more Mo. However, the addition of a large amount of Mo in excess of 1.0% increases the strength of the starting material more than necessary, and also significantly impairs the toughness. Therefore, the Mo content range is set from 0.01% to 1.0%.

Cu является эффективным элементом для повышения прочности без ухудшения ударной вязкости. Однако количество Cu меньше 0,01% не производит такого эффекта, а если количество Cu превышает 1,5%, при нагревании очень возможно появление трещин в слябе или сварном шве. Поэтому количество Cu установлено в диапазоне от 0,01% до 1,5%.Cu is an effective element for increasing strength without compromising toughness. However, an amount of Cu less than 0.01% does not produce such an effect, and if the amount of Cu exceeds 1.5%, cracking in a slab or weld is very possible when heated. Therefore, the amount of Cu is set in the range from 0.01% to 1.5%.

Ni является эффективным элементом для улучшения ударной вязкости и прочности. Чтобы получить такой эффект, необходимо добавить 0,01% Ni или больше. Однако в случае, когда добавлено более 5,0% Ni, ухудшается свариваемость. Поэтому верхний предел количества Ni установлен на 5,0%.Ni is an effective element for improving toughness and strength. To obtain this effect, it is necessary to add 0.01% Ni or more. However, when more than 5.0% Ni is added, weldability deteriorates. Therefore, the upper limit of the amount of Ni is set at 5.0%.

Cr является элементом, который улучшает прочность стали путем дисперсионного твердения. Поэтому необходимо добавлять 0,01% или более Cr. Однако, если добавлено большое количество Cr, повышается прокаливаемость, и, следовательно, образуется мартенситная структура и падает ударная вязкость. Поэтому верхний предел количества Cr установлен на 1,5%.Cr is an element that improves the strength of steel by precipitation hardening. Therefore, it is necessary to add 0.01% or more Cr. However, if a large amount of Cr is added, hardenability increases and, consequently, a martensitic structure is formed and the toughness decreases. Therefore, the upper limit of the amount of Cr is set at 1.5%.

V является элементом, имеющим эффектом образование карбидов и нитридов, что улучшает прочность. Однако добавление 0,01% или меньше V не производит такого эффекта. Кроме того, добавление более 0,10% V приводит к ухудшению ударной вязкости. Поэтому содержание V установлено в диапазоне от 0,01% до 0,10%.V is an element having the effect of the formation of carbides and nitrides, which improves strength. However, the addition of 0.01% or less of V does not produce such an effect. In addition, the addition of more than 0.10% V leads to a deterioration in toughness. Therefore, the content of V is set in the range from 0.01% to 0.10%.

B является элементом, который растворяется в стали, повышая прокаливаемость, и существенно подавляет образование феррита. Поэтому количество B устанавливают менее 0,0003%. Однако может добавляться 0,0001% или более B, чтобы обеспечить более высокую степень прокаливаемости стали. Таким образом, содержание B устанавливается в диапазоне от 0,0001% до 0,0003%.B is an element that dissolves in steel, increasing hardenability, and significantly inhibits the formation of ferrite. Therefore, the amount of B is set to less than 0.0003%. However, 0.0001% or more B may be added to provide a higher degree of hardenability of the steel. Thus, the content of B is set in the range from 0.0001% to 0.0003%.

W является элементом, который улучшает прокаливаемость и одновременно, образует карбиды и нитриды, улучшая прочность. Чтобы получить такие эффекты, необходимо добавлять 0,01% или больше W. Однако добавление чрезмерного количества W, превышающего 1,0%, повышает прочность исходного материала больше, чем нужно, и также значительно ухудшается ударная вязкость. Поэтому содержание W установлено в диапазоне от 0,01% до 1,0%.W is an element that improves hardenability and, at the same time, forms carbides and nitrides, improving strength. To obtain such effects, it is necessary to add 0.01% or more W. However, the addition of an excessive amount of W in excess of 1.0% increases the strength of the starting material more than necessary, and the toughness also deteriorates significantly. Therefore, the W content is set in the range from 0.01% to 1.0%.

Аналогично ниобию Zr и Ta являются элементами, эффектом которых является образование карбидов и нитридов, что улучшает прочность. Однако добавление 0,0001% или меньше не дает такого эффекта. Кроме того, добавление более чем 0,050% Zr или Ta приводит к ухудшению ударной вязкости. Поэтому количество Zr или Ta устанавливается в диапазоне от 0,0001% до 0,050%.Like niobium, Zr and Ta are elements whose effect is the formation of carbides and nitrides, which improves strength. However, the addition of 0.0001% or less does not produce such an effect. In addition, the addition of more than 0.050% Zr or Ta leads to a deterioration in toughness. Therefore, the amount of Zr or Ta is set in the range from 0.0001% to 0.050%.

Кроме того, в настоящем изобретении можно добавлять по меньшей мере один элемент, выбранный из группы, состоящей из Mg, Ca, REM (редкоземельный металл), Y, Hf и Re, смотря по потребности, чтобы благодаря оксидам улучшить стойкость к пиннинговой коррозии или сопротивление образованию продольных трещин.In addition, in the present invention, at least one element selected from the group consisting of Mg, Ca, REM (rare earth metal), Y, Hf and Re can be added, depending on need, to improve pinning corrosion resistance or resistance due to oxides the formation of longitudinal cracks.

Mg добавляют главным образом как раскисляющий материал. Однако, если магния добавлено больше 0,010%, очень вероятно возникновение грубых оксидов, и, таким образом, ухудшаются ударная вязкость исходного материала и ударная вязкость в HAZ. Кроме того, при добавлении менее 0,0001% Mg невозможно ожидать в достаточной степени внутрикристаллитных превращений и образования оксидов, необходимых как закрепляющих частиц. Поэтому добавление Mg установлено в диапазоне от 0,0001% до 0,010%.Mg is added mainly as a deoxidizing material. However, if more than 0.010% of magnesium is added, coarse oxides are very likely to occur, and thus, the toughness of the starting material and the toughness in the HAZ are degraded. In addition, with the addition of less than 0.0001% Mg, it is impossible to expect a sufficient degree of intracrystalline transformations and the formation of oxides necessary as fixing particles. Therefore, the addition of Mg is set in the range from 0.0001% to 0.010%.

Ca, REM, Y, Hf и Re образуют сульфиды, которые подавляют образование MnS, склонного растягиваться в направлении прокатки, и улучшают характеристики стали в направлении толщины, особенно сопротивление образованию продольных трещин. При количестве любого из Ca, REM, Y, Hf и Re меньше 0,0001% такой эффект получить нельзя. Поэтому нижний предел количеств Ca, REM, Y, Hf и Re устанавливается на 0,0001%. Напротив, если количество любого из Ca, REM, Y, Hf и Re превысит 0,0050%, число оксидов Ca, REM, Y, Hf и Re повышается, а число оксидов, включающих ультратонкий Mg, снижается. Поэтому верхний предел количеств Ca, REM, Y, Hf и Re установлен на 0,0050%.Ca, REM, Y, Hf and Re form sulfides, which suppress the formation of MnS, which tends to stretch in the rolling direction, and improve the steel characteristics in the thickness direction, especially resistance to the formation of longitudinal cracks. If the amount of any of Ca, REM, Y, Hf and Re is less than 0.0001%, this effect cannot be obtained. Therefore, the lower limit of the amounts of Ca, REM, Y, Hf and Re is set to 0.0001%. On the contrary, if the amount of any of Ca, REM, Y, Hf and Re exceeds 0.0050%, the number of oxides of Ca, REM, Y, Hf and Re increases, and the number of oxides including ultrafine Mg decreases. Therefore, the upper limit of the amounts of Ca, REM, Y, Hf and Re is set to 0.0050%.

Сталь, содержащую указанные выше химические компоненты, готовят как расплавленную сталь в процессе производства стали и затем разливают методом непрерывной разливки или подобным, чтобы получить сляб. Сляб подвергают горячей прокатке (нагрев и затем прокатка сляба), чтобы получить толстый стальной лист. В этом случае сляб нагревают до температуры точки A_e3 или выше (температура повторного нагрева) и затем прокатывают, чтобы получить обжатие (коэффициент обжатия) 2 или больше в диапазоне температур рекристаллизации и обжатие 3 или больше вне диапазона температур рекристаллизации. Как результат, средний диаметр зерен первоначального аустенита в полученной толстолистовой стали станет равным 20 мкм или меньше.Steel containing the above chemical components is prepared as molten steel in a steelmaking process and then cast using a continuous casting method or the like to obtain a slab. The slab is subjected to hot rolling (heating and then rolling the slab) to obtain a thick steel sheet. In this case, the slab is heated to a temperature of point A _e3 or higher (reheat temperature) and then rolled to obtain a compression (compression ratio) of 2 or more in the recrystallization temperature range and compression of 3 or more outside the recrystallization temperature range. As a result, the average grain diameter of the initial austenite in the resulting plate steel will become equal to 20 μm or less.

Температура повторного нагрева сляба предпочтительно равна 950°C или выше. Кроме того, если температура повторного нагрева становится слишком высокой, размер γ-зерен при нагревании увеличивается, поэтому температура повторного нагрева предпочтительно составляет 1250°C или ниже.The reheat temperature of the slab is preferably 950 ° C or higher. In addition, if the reheat temperature becomes too high, the size of the γ grains increases when heated, so the reheat temperature is preferably 1250 ° C. or lower.

Что касается обжатия в диапазоне температур рекристаллизации, то если обжатие меньше 2, рекристаллизации не происходит в достаточной степени, поэтому обжатие предпочтительно составляет 2 или больше.As for the compression in the recrystallization temperature range, if the compression is less than 2, the recrystallization does not occur sufficiently, therefore, the compression is preferably 2 or more.

Если обжатие вне диапазона рекристаллизации составляет 3 или выше, средний диаметр первичных зерен аустенита в толстолистовой стали становится равным 20 мкм или меньше. Поэтому обжатие вне диапазона рекристаллизации предпочтительно равно 3 или выше, более предпочтительно 4 или выше. В этом случае можно средний диаметр зерен первоначального аустенита в толстолистовой стали сделать равным 10 мкм или меньше.If the compression outside the recrystallization range is 3 or higher, the average diameter of the primary austenite grains in the steel plate becomes 20 μm or less. Therefore, the compression outside the recrystallization range is preferably 3 or higher, more preferably 4 or higher. In this case, the average grain diameter of the initial austenite in plate steel can be made equal to 10 μm or less.

Что касается температуры, при которой начинается водяное охлаждение (исходная температура охлаждения водой), то предпочтительно охлаждать листовую сталь от исходной температуры водяного охлаждения 800°C или ниже. То есть охлаждение толстолистовой стали начинается с точки A_e3 или ниже. В этом случае происходит ферритное превращение, и отношение предела текучести к пределу прочности толстолистовой стали снижается, в соответствии с чем становится благоприятной деформируемость толстолистовой стали.As for the temperature at which water cooling begins (initial water cooling temperature), it is preferable to cool the steel sheet from the initial water cooling temperature of 800 ° C. or lower. That is, the cooling of plate steel starts from point A _e3 or lower. In this case, ferritic transformation occurs, and the ratio of the yield strength to the tensile strength of plate steel decreases, in accordance with which the deformability of plate steel becomes favorable.

Что касается способа охлаждения, охлаждение проводится при расходе воды 0,6 м³/(м²·мин) или меньше на поверхности толстолистовой стали до тех пор, пока температура поверхности стального листа не достигнет заданной температуры, превышающей 540°C (на первой стадии). Когда расход воды больше чем 0,6 м³/(м²·мин), феррит в толстолистовой стали не образуется. После этого (на второй стадии) поверхность толстолистовой стали охлаждается с расходом воды 1,3 м³/(м²·мин) или выше. Когда расход воды меньше 1,3 м³/(м²·мин), удлиняется период времени, в течение которого листовая сталь удерживается в температурном диапазоне кипения в переходном режиме, и в существенной степени повышается неоднородность температуры в толстолистовой стали.As for the cooling method, cooling is carried out at a water flow rate of 0.6 m ³ / (m ² · min) or less on the surface of plate steel until the surface temperature of the steel sheet reaches a predetermined temperature exceeding 540 ° C (in the first stage ) When the water flow is greater than 0.6 m ³ / (m ² · min), ferrite is not formed in the plate steel. After that (in the second stage) the surface of plate steel is cooled with a water flow rate of 1.3 m ³ / (m ² · min) or higher. When the water flow rate is less than 1.3 m ³ / (m ² · min), the period of time during which the sheet steel is held in the transition boiling temperature range is extended, and the temperature inhomogeneity in the steel plate increases substantially.

При этом температура поверхности толстолистовой стали измеряется от центра стального листа в направлении ширины.In this case, the surface temperature of plate steel is measured from the center of the steel sheet in the width direction.

Кроме того, когда температура поверхности толстолистовой стали равна или выше заданной температуры, превышающей 540°C (на первой стадии), предпочтительно, чтобы скорость охлаждения поверхности толстолистовой стали составляла 10°C/с или меньше. При этом, если скорость охлаждения поверхности толстолистовой стали больше чем 10°C/с, феррит в толстолистовой стали не образуется. С другой стороны, когда температура поверхности стального листа меньше, чем заданная температура (на второй стадии), предпочтительно, чтобы скорость охлаждения поверхности стального листа составляла 40°C/с или больше. При этом, если скорость охлаждения поверхности толстолистовой стали менее 40°C/с, удлиняется период времени, в течение которого толстолистовая сталь удерживается в температурном диапазоне кипения в переходном режиме, и в существенной степени повышается неоднородность температуры толстолистовой стали. Устройство охлаждения, применяемое в настоящем изобретении, имеет несколько мест (называемых зонами), где собраны сопла, способные осуществлять контроль, чтобы сделать расход воды одинаковым. Например, согласно настоящему изобретению, зоны подразделяются на вышеописанную первую стадию (в заданном интервале температур 540°C или выше) и на вторую стадию. После того как расход воды для каждой из первой стадии и второй стадии установлен, можно рассчитать скорость охлаждения на поверхности толстолистовой стали, используя температуру на поверхности толстого стального листа перед и после текущего водяного охлаждения, скорость подачи листа и расстояние для охлаждения толстолистовой стали. Кроме того, положение (зона), в которой первая стадия переключается на вторую стадию, может быть определено произвольно, учитывая состояние охлаждения или подобное у толстолистовой стали.In addition, when the surface temperature of the steel plate is equal to or higher than a predetermined temperature exceeding 540 ° C (in the first stage), it is preferable that the cooling rate of the surface of the steel plate is 10 ° C / s or less. Moreover, if the cooling rate of the surface of the plate is more than 10 ° C / s, ferrite is not formed in the plate. On the other hand, when the surface temperature of the steel sheet is less than the predetermined temperature (in the second stage), it is preferable that the cooling rate of the surface of the steel sheet is 40 ° C / s or more. Moreover, if the cooling rate of the plate steel surface is less than 40 ° C / s, the period of time during which the plate steel is kept in the transition boiling temperature range is extended, and the inhomogeneity of the plate steel temperature substantially increases. The cooling device used in the present invention has several places (called zones) where nozzles are assembled that are capable of monitoring to make the water flow the same. For example, according to the present invention, the zones are divided into the first stage described above (in a predetermined temperature range of 540 ° C. or higher) and the second stage. After the water flow rate for each of the first stage and the second stage is established, it is possible to calculate the cooling rate on the surface of the steel plate using the temperature on the surface of the thick steel sheet before and after the current water cooling, the sheet feed rate and the distance for cooling the steel plate. In addition, the position (zone) in which the first stage switches to the second stage can be determined arbitrarily, given the cooling state or the like of plate steel.

Ниже с обращением к фиг.1 будут подробно описаны причины, почему охлаждение проводится в вышеуказанных условиях. Фиг.1 показывает пример соотношения между характером охлаждения поверхности толстолистовой стали и диаграммой превращения стали. Как показано пунктирной линией (i) на фиг.1, если расход воды или скорость охлаждения поверхности толстолистовой стали на первой стадии не удовлетворяют условиям по настоящему изобретению, микроструктура поверхности толстолистовой стали является не смешанной структурой бейнита и феррита, но является по существу мартенситной структурой. Поэтому, даже если расход воды или скорость охлаждения поверхности толстолистовой стали на второй стадии удовлетворяют условию согласно настоящему изобретению, имеются случаи, когда ударная вязкость поверхности стального листа существенно ухудшается, и при изготовлении стальных труб на поверхности толстолистовой стали возникают поверхностные дефекты, такие как трещины на поверхности или подобное. Кроме того, может возникать изменение прочности толстолистовой стали, так как стальной лист быстро охлаждается перед началом ферритного превращения и бейнитного превращения. Кроме того, как показано пунктирной линией (ii) на фиг.1, если расход воды или скорость охлаждения поверхности толстолистовой стали на второй стадии не удовлетворяют условию согласно настоящему изобретению, удлиняется период времени, в течение которого листовая сталь удерживается в температурном диапазоне кипения в переходном режиме, и колебания температуры в толстолистовой стали повышаются до существенной степени. Таким образом, даже если расход воды или скорость охлаждения поверхности толстолистовой стали на первой стадии соответствуют условию, в котором в толстолистовой стали образуется феррит, в части одного стального листа или между произведенными стальными листами возникает разница прочности. С другой стороны, как показано сплошными линиями (iii) и (iv) на фиг.1, когда расход воды или скорость охлаждения поверхности толстолистовой стали на первой стадии и на второй стадии удовлетворяют условию согласно настоящему изобретению, листовая сталь имеет смешанную структуру (микроструктуру) бейнита и феррита согласно настоящему изобретению.Below with reference to figure 1 will be described in detail the reasons why the cooling is carried out in the above conditions. Figure 1 shows an example of the relationship between the cooling nature of the surface of plate steel and the steel conversion diagram. As shown by the dashed line (i) in FIG. 1, if the water flow rate or cooling rate of the plate steel surface in the first stage does not satisfy the conditions of the present invention, the microstructure of the plate steel surface is not a mixed structure of bainite and ferrite, but is essentially a martensitic structure. Therefore, even if the water flow rate or the cooling rate of the plate steel surface in the second stage satisfies the condition according to the present invention, there are cases when the toughness of the steel sheet surface is significantly deteriorated and surface defects such as cracks occur on the plate steel surface. surface or the like. In addition, a change in the strength of plate steel may occur, since the steel sheet is rapidly cooled before the ferrite transformation and the bainitic transformation begin. In addition, as shown by the dashed line (ii) in FIG. 1, if the water flow rate or cooling rate of the plate steel surface in the second stage does not satisfy the condition according to the present invention, the time period during which the sheet steel is held in the transition boiling temperature range is extended mode, and temperature fluctuations in plate steel increase to a significant degree. Thus, even if the water flow rate or the cooling rate of the surface of the steel plate in the first stage corresponds to the condition in which ferrite is formed in the steel plate, a strength difference arises in the part of one steel sheet or between the produced steel sheets. On the other hand, as shown by the solid lines (iii) and (iv) in FIG. 1, when the water flow rate or cooling rate of the surface of the steel plate in the first stage and in the second stage satisfy the condition according to the present invention, the sheet steel has a mixed structure (microstructure) bainite and ferrite according to the present invention.

Что касается температуры прекращения охлаждения, то если водяное охлаждение (конечное водяное охлаждение) заканчивается при 200°C или ниже, в середине толщины толстолистовой стали встречаются дефекты, которые, как считается, вызваны водородом. Поэтому нижний предел температуры прекращения охлаждения предпочтительно устанавливается на 200°C.As for the temperature of the cessation of cooling, if water cooling (final water cooling) ends at 200 ° C or lower, defects that are believed to be caused by hydrogen occur in the middle of the thickness of plate steel. Therefore, the lower limit of the cooling termination temperature is preferably set to 200 ° C.

Далее будет описан способ получения трубопроводных труб посредством гибочного процесса (UO-пресс), используя толстолистовую сталь для ультравысокопрочных трубопроводов, произведенную указанным выше способом получения. После изготовления толстолистовой стали толщиной от 12 до 25 мм стальному листу придают форму трубы с помощью UO-пресса (C-пресс, U-пресс и O-пресс). Затем края стального листа, которому придана форма трубы, соединяют встык и подвергают сварке прихваточным швом. Для сварки прихваточным швом используют дуговую сварку плавящимся электродом или дуговую сварку металлическим электродом в среде инертного газа. После сварки прихваточным швом проводят дуговую сварку под флюсом на примыкающих участках стального листа, которому придана форма трубы, от наружной и внутренней поверхностей. Для дуговой сварки под флюсом используется сварочная проволока и агломерированный или плавленый флюс. Наконец, проводится экспандирование, чтобы получить стальную готовую трубу.Next, a method for producing pipe pipes by means of a bending process (UO press) using steel plate for ultra-high-strength pipelines produced by the above production method will be described. After the manufacture of plate steel with a thickness of 12 to 25 mm, the steel sheet is shaped into a pipe using a UO press (C-press, U-press and O-press). Then the edges of the steel sheet, which is given the shape of a pipe, are butt-welded and tack welded. For tack welding, use arc welding with a consumable electrode or arc welding with a metal electrode in an inert gas environment. After tack weld welding, submerged arc welding is carried out on adjacent sections of the steel sheet, which is shaped like a pipe, from the outer and inner surfaces. For submerged arc welding, a welding wire and sinter or fused flux are used. Finally, expansion is carried out to obtain a steel finished pipe.

В способе получения стальной трубы для ультравысокопрочных трубопроводов согласно настоящему изобретению предпочтительно проводить термообработку сварного шва (зона роликовой сварки) после проведения дуговой сварки под флюсом на внутренней и внешней поверхностях и перед проведением экспандирования труб. Кроме того, что касается условий термообработки стальной трубы, предпочтительно проводить термообработку сварного шва при температуре от 200°C до 500°C. При такой термообработке можно снизить долю смешанной структуры аустенита и мартенсита (MA), которая образуется в сварном шве (металл шва) и которая вредна для ударной вязкости. Если сварной шов нагревать до температуры 200°C-500°C, грубая структура MA, образованная вдоль границ зерен первоначального аустенита, распадается на мелкодисперсный цементит. Однако, в случае, если сварной шов подвергается термообработке при температуре ниже 200°C, грубая структура MA не распадается на цементит. Поэтому нижний предел температуры термообработки шва составляет 200°C. Кроме того, если сварной шов подвергнуть термообработке при температуре выше 500°C, ухудшается ударная вязкость шва. Таким образом, верхний предел температуры термообработки шва равен 500°C.In the method for producing a steel pipe for ultra-high-strength pipelines according to the present invention, it is preferable to conduct heat treatment of the weld (roller welding zone) after conducting submerged arc welding on the inner and outer surfaces and before carrying out pipe expansion. In addition, with regard to the heat treatment conditions of the steel pipe, it is preferable to conduct heat treatment of the weld at a temperature of from 200 ° C to 500 ° C. With this heat treatment, it is possible to reduce the fraction of the mixed structure of austenite and martensite (MA), which is formed in the weld (weld metal) and which is harmful to toughness. If the weld is heated to a temperature of 200 ° C-500 ° C, the coarse MA structure formed along the grain boundaries of the initial austenite decomposes into finely dispersed cementite. However, if the weld is heat treated at temperatures below 200 ° C, the coarse MA structure does not decompose into cementite. Therefore, the lower limit of the weld heat treatment temperature is 200 ° C. In addition, if the weld is subjected to heat treatment at temperatures above 500 ° C, the toughness of the weld deteriorates. Thus, the upper limit of the weld heat treatment temperature is 500 ° C.

ПримерыExamples

Далее будут описаны примеры согласно настоящему изобретению.Next will be described examples according to the present invention.

После нагрева слябов толщиной 240 мм, имеющих химический состав, указанный в таблице 1, до 1000°C-1210°C проводили горячую прокатку в диапазоне температур рекристаллизации, 950°C или выше, пока толщина слябов (промежуточная толщина) не достигнет 70-100 мм. Кроме того, горячую прокатку проводили вне области температур рекристаллизации, в пределах интервала от 880°C до 750°C, пока толщина слябов (толщина листа) не станет равной 12-25 мм. Затем начинали охлаждение толстолистовой стали (водяное охлаждение на первой стадии) при температуре от 650°C до 795°C и проводили быстрое охлаждение от заданной температуры, превышающей 540°C. После этого охлаждение (водяное охлаждение на второй стадии) останавливали при температуре от 200°C до 500°C. При этом таблица 1 для сведения показывает также углеродный эквивалент C_eq, показатель чувствительности сварного шва к растрескиванию P_cm, температуру начала мартенситного превращения M_s и критическую скорость охлаждения V_C90, при которой может быть получена микроструктура, состоящая на 90% из мартенситной структуры.After heating the slabs with a thickness of 240 mm having the chemical composition shown in Table 1 to 1000 ° C-1210 ° C, hot rolling was carried out in the recrystallization temperature range of 950 ° C or higher, until the thickness of the slabs (intermediate thickness) reaches 70-100 mm In addition, hot rolling was carried out outside the recrystallization temperature range, within the range from 880 ° C to 750 ° C, until the thickness of the slabs (sheet thickness) became 12-25 mm. Then, cooling of the steel plate (water cooling in the first stage) was started at a temperature of 650 ° C to 795 ° C, and fast cooling was performed from a predetermined temperature in excess of 540 ° C. After that, cooling (water cooling in the second stage) was stopped at a temperature of from 200 ° C to 500 ° C. At the same time, Table 1 also shows, for information, the carbon equivalent _Ceq , the sensitivity index of the weld to cracking P _cm , the onset temperature of the martensitic transformation M _s, and the critical cooling rate V _C90 , at which a microstructure consisting of 90% martensitic structure can be obtained.

Чтобы оценить предел текучести и предел прочности на разрыв каждого полученного стального листа, из каждого стального листа отбирали полнослойные образцы для испытаний, основываясь на стандарте API 5L, и проводили испытания на определение предела прочности на разрыв при комнатной температуре. Что касается направления отбора, полнослойные образцы отбирали таким образом, чтобы продольные направления полнослойных образцов соответствовали направлению ширины стальных листов. Кроме того, полнослойные образцы отбирали на расстоянии 1 м от переднего конца и заднего конца стального листа в продольном направлении стального листа. Отбирали по два полнослойных образца с обеих сторон на середине толщины стального листа в каждом из этих положений.In order to evaluate the yield strength and tensile strength of each steel sheet obtained, full-layer test samples were taken from each steel sheet based on the API 5L standard, and tensile strength at room temperature was tested. As for the direction of sampling, full-layer samples were taken so that the longitudinal directions of the full-layer samples corresponded to the direction of the width of the steel sheets. In addition, full-layer samples were taken at a distance of 1 m from the front end and the rear end of the steel sheet in the longitudinal direction of the steel sheet. Two full-layer samples were taken on both sides in the middle of the thickness of the steel sheet in each of these positions.

Далее, после формования стальных листов UO-прессом, проводили сварку прихваточным швом путем дуговой сварки в защитной газовой атмосфере CO₂ на смежных частях стальных листов. После этого проводилась роликовая сварка путем дуговой сварки под флюсом на смежных частях стальных листов от наружных и внутренних поверхностей, используя сварочную проволоку и плавленый флюс, чтобы получить стальные трубы. Среднее внесение тепла при роликовой сварке было установлено в интервале от 2,0 кДж/мм до 5,0 кДж/мм. Одновременно проводилась термообработка при температуре 250°C-450°C в зоне роликовой сварки части стальных труб. Таблица 2 показывает условия получения стальных листов и стальных труб.Further, after forming the steel sheets with a UO press, tack welding was performed by arc welding in a protective gas atmosphere of CO ₂ on adjacent parts of the steel sheets. After that, roller welding was carried out by submerged arc welding on adjacent parts of steel sheets from external and internal surfaces, using a welding wire and fused flux to obtain steel pipes. The average heat input during roller welding was set in the range from 2.0 kJ / mm to 5.0 kJ / mm. At the same time, heat treatment was carried out at a temperature of 250 ° C-450 ° C in the area of roller welding of part of steel pipes. Table 2 shows the conditions for obtaining steel sheets and steel pipes.

Чтобы оценить предел текучести и предел прочности на разрыв каждой полученной стальной трубы, из каждой стальной трубы брался образец для испытания по API и проводились испытания на предел прочности на разрыв. Что касается направления отбора образцов, образцы для испытаний по API отбирали таким образом, чтобы продольное направление образцов соответствовало направлению оси стальных труб. Кроме того, два образца для испытаний по API брали с обеих сторон в положении 1/4 цикла от каждой зоны роликового сварного шва стальной трубы на поверхности, отрезанной перпендикулярно оси трубы. Кроме того, для сведения, чтобы оценить деформируемость после деформационного старения, стальные трубы подвергали термообработке при 210°C (выдержка 5 минут и затем охлаждение на воздухе), и два образца для испытаний по API отбирались в таких же местах, что и выше, и затем проводили испытания на растяжение. Испытание на растяжение основано на стандарте API 2000. Кроме того, чтобы оценить ударную вязкость стальных труб, проводили испытания по Шарпи при -30°C и испытания DWT (испытание на разрыв падающим грузом). Испытания по Шарпи и испытания DWT также основаны на стандарте API 2000. Образцы для испытания по Шарпи и образцы для испытания DWT отбирали в положениях 1/2 цикла от зоны роликовой сварки стальной трубы на поверхности, отрезанной перпендикулярно оси трубы таким образом, чтобы продольное направление образцов соответствовало окружным направлениям стальных труб. Из каждой стальной трубы бралось по два образца для испытаний DWT и по три образца для испытания по Шарпи бралось в центре толщины каждой стальной трубы.To evaluate the yield strength and tensile strength of each steel pipe produced, an API test sample was taken from each steel pipe and tensile strength tests were performed. Regarding the direction of sampling, API test samples were taken so that the longitudinal direction of the samples corresponded to the direction of the axis of the steel pipes. In addition, two API test pieces were taken on both sides in a 1/4 cycle position from each zone of the roller weld of the steel pipe on a surface cut off perpendicular to the pipe axis. In addition, for information, in order to evaluate the deformability after strain aging, the steel pipes were heat treated at 210 ° C (holding for 5 minutes and then cooling in air), and two API test samples were taken in the same places as above, and then tensile tests were performed. The tensile test is based on API 2000. In addition, Charpy tests at -30 ° C and DWT tests (falling load tensile test) were performed to evaluate the impact strength of steel pipes. Charpy tests and DWT tests are also based on the API 2000 standard. Charpy tests and DWT tests were taken in 1/2 cycle positions from the roll welding zone of the steel pipe on a surface cut perpendicular to the pipe axis so that the longitudinal direction of the samples corresponded to the circumferential directions of steel pipes. Two DWT test specimens were taken from each steel pipe, and three Charpy test specimens were taken at the center of thickness of each steel pipe.

Кроме того, для каждой произведенной стальной трубы оценивалась ударная вязкость в HAZ. Образцы для оценки ударной вязкости в HAZ отбирались из зоны термического влияния (HAZ) вблизи зоны роликовой сварки в стальной трубе, и надрез формировали в положении FL+1 мм (на расстоянии 1 мм от границы между HAZ и зоной роликовой сварки в сторону HAZ). Из каждой стальной трубы отбирали три образца для испытаний. Все образцы оценивались по тесту Шарпи при -30°C.In addition, toughness at HAZ was evaluated for each steel pipe produced. Samples for evaluating the toughness in HAZ were taken from the heat-affected zone (HAZ) near the zone of roller welding in a steel pipe, and an incision was formed in the position FL + 1 mm (at a distance of 1 mm from the boundary between the HAZ and the zone of roller welding towards the HAZ). Three test samples were taken from each steel pipe. All samples were evaluated by Charpy test at -30 ° C.

Таблица 3 показывает результаты испытаний. Одновременно таблица 3 показывает для сведения не только предел прочности на разрыв, но также предел текучести и отношение предела текучести к пределу прочности.Table 3 shows the test results. At the same time, Table 3 shows for information not only the tensile strength, but also the yield strength and the ratio of the yield strength to tensile strength.

Стали №1-22 относятся к примерам согласно настоящему изобретению. Как видно из таблицы 3, эти листовые стали и стальные трубы имеют предел прочности на разрыв, соответствующий стандарту X80 или выше, и изменение прочности листовых сталей и стальных труб снижено до 60 МПа или ниже. Кроме того, стальные трубы имеют энергию по Шарпи 200 Дж или выше и долю вязкой составляющей в тесте DWT 85% или выше, и поглощенная энергия в испытаниях по Шарпи в зоне термического влияния (ударная вязкость в HAZ) превышает 50 Дж. Таким образом, стальные трубы в примерах согласно настоящему изобретению имеют высокую ударную вязкость. Стали №23-35 относятся к сравнительным примерам, которые не удовлетворяют условиям получения согласно настоящему изобретению. Так, сталь №23 имеет меньшее количество C в стали, чем диапазон согласно настоящему изобретению, и поэтому обнаруживает недостаточный предел прочности на разрыв. У сталей №24-29 и 31 по меньшей мере один элемент из базовых химических компонентов и избирательных элементов, добавленных в стали, содержится в количестве, превышающем диапазон согласно настоящему изобретению, и поэтому они обнаруживают недостаточную ударную вязкость в HAZ. С другой стороны, условия охлаждения стальных листов для сталей №30 и 32-35 не удовлетворяют условию охлаждения согласно настоящему изобретению. Так, для сталей №30 и 33 стальные листы на первой стадии охлаждаются быстро. Для сталей №32 и 35 стальные листы охлаждаются медленно на второй стадии. У сталей №34 исходная температура быстрого охлаждения стальных листов низкая, а быстрое охлаждение на второй стадии проводится после того, как температура поверхности листа достигнет температурного диапазона кипения в переходном режиме. Поэтому стали №30 и 32-35 показывают большую неоднородность прочности, 100 МПа или выше, в стальных листах и стальных трубах.Steels No. 1-22 relate to the examples according to the present invention. As can be seen from table 3, these sheet steels and steel pipes have a tensile strength corresponding to the X80 standard or higher, and the change in the strength of sheet steels and steel pipes is reduced to 60 MPa or lower. In addition, steel pipes have a Charpy energy of 200 J or more and the proportion of the viscous component in the DWT test is 85% or more, and the absorbed energy in the Charpy tests in the heat affected zone (impact strength in HAZ) exceeds 50 J. Thus, steel the pipes in the examples according to the present invention have a high impact strength. Steels No. 23-35 relate to comparative examples that do not satisfy the conditions of receipt according to the present invention. Thus, steel No. 23 has a lower amount of C in steel than the range according to the present invention, and therefore exhibits an insufficient tensile strength. In steels No. 24-29 and 31, at least one element of the basic chemical components and selective elements added to the steel is contained in an amount exceeding the range according to the present invention, and therefore they exhibit insufficient toughness in HAZ. On the other hand, the cooling conditions of the steel sheets for steels No. 30 and 32-35 do not satisfy the cooling condition according to the present invention. So, for steels No. 30 and 33, steel sheets in the first stage are cooled rapidly. For steels No. 32 and 35, the steel sheets are cooled slowly in the second stage. In steels No. 34, the initial temperature of rapid cooling of steel sheets is low, and rapid cooling in the second stage is carried out after the surface temperature of the sheet reaches the transition boiling temperature range. Therefore, steels No. 30 and 32-35 show a large heterogeneity of strength, 100 MPa or higher, in steel sheets and steel pipes.

Промышленная применимостьIndustrial applicability

Возможно обеспечить способ получения толстолистовой стали и стальных труб для ультравысокопрочных трубопроводов, которые имеют отличную прочность, низкотемпературную ударную вязкость и деформируемость исходных материалов, легко свариваются на месте эксплуатации и имеют предел прочности на разрыв 625 МПа или больше (стандарт API X80 или выше).It is possible to provide a method for producing plate steel and steel pipes for ultrahigh-strength pipelines that have excellent strength, low temperature toughness and deformability of the starting materials, are easily welded at the place of use and have a tensile strength of 625 MPa or more (API standard X80 or higher).

Claims

1. The method of producing plate steel for pipes of ultra-high-strength pipelines, including the production of molten steel containing, wt.%:
FROM 0.03-0.08 Si 0.01-0.50 Mn 1.5-2.5 P 0.01 or less S 0.0030 or less Nb 0.0001-0.20 Al 0.0001-0.03 Ti 0.003-0.030 N 0.0010-0.0050 ABOUT 0.0050 or less Fe and unavoidable impurities rest,

pouring molten steel into a slab, conducting hot rolling of the slab to form plate steel, cooling the surface of plate steel at a water flow rate of 0.6 m ³ / (m ² · min) or less until the specified surface temperature of the plate is higher than 540 ° C. and cooling the surface plate steel at a water flow rate of 1.3 m ³ / (m ² · min) or more.

2. The method according to claim 1, in which the molten steel further includes at least one element selected from the group containing, wt.%:
Mo 0.01-1.0 Cu 0.01-1.5 Ni 0.01-5.0 Cr 0.01-1.5 V 0.01-0.10 AT 0.0001-0.0003 W 0.01-1.0 Zr 0.0001-0.050 That 0.0001-0.050

3. The method according to claim 1, in which the molten steel further includes at least one element selected from the group containing, wt.%:
Mg 0.0001-0.010 Sa 0.0001-0.005 Rem 0.0001-0.005 Y 0.0001-0.005 Hf 0.0001-0.005 Re 0.0001-0.005

4. The method according to claim 1, in which the cooling rate of the surface of the plate is equal to 10 ° C / s or less when the surface temperature of the plate is equal to or greater than a predetermined temperature that is higher than 540 ° C, and the cooling rate of the surface of the plate is 40 ° C / s or more when the surface temperature of the steel plate is less than a predetermined temperature.

5. The method according to claim 1, in which, during hot rolling, the reheat temperature of the slab is 950 ° C or more, and the compression of the slab outside the recrystallization region is 3 or more.

6. The method according to claim 1, in which the cooling is carried out from the initial cooling temperature of 800 ° C or lower.

7. A method of producing a steel pipe for ultra-high-strength pipelines, including shaping the resulting steel sheet for ultra-high-strength pipelines according to claim 1, with a UO press, conducting submerged arc welding on adjacent sections of steel plate for ultra-high-strength pipelines from the external and internal surfaces with using welding wire and agglomerated or fused flux and pipe expansion.

8. The method according to claim 7, in which the weld is subjected to heat treatment after conducting submerged arc welding and before the expansion of the pipes.

9. The method of claim 8, in which the heat treatment of the weld is carried out in the temperature range from 200 ° C to 500 ° C.