[go: up one dir, main page]

WO2009061006A1 - ラインパイプ用鋼板及び鋼管 - Google Patents

ラインパイプ用鋼板及び鋼管 Download PDF

Info

Publication number
WO2009061006A1
WO2009061006A1 PCT/JP2008/070726 JP2008070726W WO2009061006A1 WO 2009061006 A1 WO2009061006 A1 WO 2009061006A1 JP 2008070726 W JP2008070726 W JP 2008070726W WO 2009061006 A1 WO2009061006 A1 WO 2009061006A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel
pipes
hic
hardness
Prior art date
Application number
PCT/JP2008/070726
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Nobuyuki Ishikawa
Makoto Suzuki
Tomohiro Matsushima
Akiyoshi Tsuji
Shinichi Kakihara
Nobuo Shikanai
Hiroshi Awajiya
Original Assignee
Jfe Steel Corporation
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Jfe Steel Corporation filed Critical Jfe Steel Corporation
Priority to CN200880115297A priority Critical patent/CN101855378A/zh
Priority to US12/741,271 priority patent/US8801874B2/en
Priority to RU2010122959/02A priority patent/RU2481415C2/ru
Priority to EP08846950A priority patent/EP2224028B1/en
Priority to KR1020107009878A priority patent/KR101247089B1/ko
Publication of WO2009061006A1 publication Critical patent/WO2009061006A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • 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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Definitions

  • the present invention is resistant to hydrogen-induced cracking (hereinafter referred to as HI C14 (Anti-Hydrogen Induced Cracking)) used in linepipe for transportation of crude oil and natural gas.
  • HI C14 Anti-Hydrogen Induced Cracking
  • High-strength steel plate for linepipe, and steel pipes for line pipes made using this steel sheet, and particularly severe HIC resistance is required.
  • Pipe thickness This relates to steel pipes for line pipes suitable for line pipes with a thickness of 20 mm or more. Background art
  • line pipes are made of copper plates manufactured by thick plate mills or hot rolling mills using UO E forming (U0E forming), press bend forming, roll forming, etc. It is molded and manufactured.
  • Line pipes used to transport crude oil and natural gas containing hydrogen sulfide (hereinafter sometimes referred to as “line pipe for sour gas service”) have strength, toughness and weldability ( In addition to weldability, hydrogen-induced cracking resistance (HIC resistance) and stress-corrosion cracking resistance (SCC resistance (Anti-Stress Corrosion Cracking)) are required.
  • HIC resistance hydrogen-induced cracking resistance
  • SCC resistance Anti-Stress Corrosion Cracking
  • HIC hydrogen-induced cracking
  • Japanese Patent Application Laid-Open Nos. Sho 6 1-6 0 8 6 6 and No. Sho 6 1-1 6 5 2 0 7 disclose the reduction of elements that have a high segregation tendency (C, Mn, P, etc.)
  • the generation of island martensite (MA const uent) that becomes the starting point of cracks in the center segregation aria, and the martensite (martensite) that becomes the propagation path of cracks (propagation path)
  • Japanese Patent Laid-Open No. 5-255747 proposes a carbon equivalent formula based on a segregation coefficient and suppresses cracks in the central segregation part by making it equal to or less than a certain value. Has been proposed.
  • Japanese Patent Laid-Open No. 2002-363689 discloses a method for regulating the segregation degree of Nb and Mn in the center segregation part to a certain level or less. A method has been proposed in which the size of inclusions starting from the HIC and the hardness of the central segregation part are specified.
  • the method of reducing the carbonitride containing Nb to a very small size of 5 ⁇ m or less as disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. 2006-63351 is effective in suppressing HIC generation at the center segregation part.
  • coarse Nb carbonitrides crystallize in the final solidified part (crystallize).
  • the generation of cracks based on Nb carbonitride that is generated at a certain frequency is suppressed as well as the generation of HIC. Therefore, it is necessary to manage the material of the center segregation part very strictly.
  • the object of the present invention is to solve the above-mentioned problems of the prior art, and is required for a high-strength line pipe steel plate excellent in HIC resistance, particularly a sour line pipe having a pipe thickness of 20 mm or more.
  • the purpose is to provide a high-strength sour line pipe steel plate with excellent HIC resistance that can sufficiently cope with severe HIC resistance.
  • Another object of the present invention is to provide a steel pipe for a line pipe using a high-strength line pipe steel plate having such excellent performance.
  • the steel pipes targeted by the present invention are all steel pipes with APIX 6 5 or more (yield stress is 65 ksi or more, 45 500 MPa or more), and high tensile strength of 5 35 MPa or more. It is a steel pipe. Disclosure of the invention
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the steel plates and steel pipes for line pipes of the present invention have excellent HIC resistance, and can sufficiently meet the severe HIC resistance required especially for line pipes with a pipe thickness of 20 mm or more.
  • Figure 1 Draft showing the relationship between the hardness of the core segregation part and the crack area rate in the HIC test for steel sheets with Mn S or Nb carbonitrides formed at the center segregation part.
  • Figure 2 Graph showing the relationship between the CP value of steel sheet and the crack area ratio in the HIC test. BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
  • Figure 1 shows an example of the results of an HIC test (test method is the same as in the examples described later) using a copper plate in which Mn S or Nb carbonitride is formed at the center segregation part.
  • the present inventors have thermodynamically analyzed the concentration behavior of chemical components in the central segregation zone and derived the segregation coefficient for each alloy element.
  • the segregation coefficient was derived according to the following procedure. First, voids due to solidification shrinkage or bulging are generated in the final solidified part during forging, and the surrounding molten steel flows into that part. Forms segregation spots that are concentrated. Next, the process of solidification of the concentrated segregation spot is the thermodynamic distribution coefficient (equilibrium distribution).
  • the size of the Nb carbonitride which is the starting point of cracks in the HIC test, is suppressed to a certain value or less, and the metal structure is made to be a fine bainite-based structure.
  • C is the most effective element for increasing the strength of the steel sheet produced by accelerated cooling. However, if the C content is less than 0.02%, sufficient strength cannot be secured. On the other hand, if it exceeds 0.06%, the toughness and HIC resistance deteriorate. Therefore, the C content is set to 0.02 to 0.06%.
  • the Si amount is 0.5% or less. From the above viewpoint, the more preferable Si amount is 0.3% or less.
  • Mn is added to improve the strength and toughness of copper, but if the amount of Mn is less than 0.8%, the effect is not sufficient, and if it exceeds 1.6%, the weldability and HIC resistance deteriorate. Therefore, the Mn content should be in the range of 0.8 to 1.6%. From the above viewpoint, the more preferable amount of Mn is 0.8 to 1.3%.
  • P is an unavoidable impurity element and deteriorates the H IC resistance by increasing the hardness of the central segregation part. This tendency becomes prominent when it exceeds 0.08%. For this reason, Pi is set to not more than 0.0 0 8%. From the above viewpoint, the more preferable amount of P is 0.0 6% or less.
  • S is generally an Mn S-based inclusion in copper, but its form is controlled from the Mn S-based to Ca-S inclusion by addition of Ca.
  • the amount of S is large, the amount of C a S inclusions also increases, which can be the starting point of cracking in high strength materials. This tendency becomes prominent when the amount of S exceeds 0.0 0 0 8%. For this reason, the S amount is set to 0.0 0 0 8% or less.
  • a 1 is added as a deoxidizer, but if the amount of A 1 exceeds 0.08%, the ductility deteriorates due to a decrease in cleanliness. For this reason, the amount of A1 is made 0.08% or less. More preferably, it is 0.06% or less.
  • Nb is an element that suppresses grain growth during rolling, improves toughness by making fine grains, and enhances hardenability and strength after accelerated cooling.
  • the amount of Nb is less than 0.05%, the effect is not sufficient.
  • it exceeds 0.035% not only does the toughness of the welded heat affected zone deteriorate, Coarse Nb charcoal Nitride formation and HIC resistance deteriorates.
  • the alloy elements are concentrated and the cooling rate is slow, so Nb carbonitrides are likely to crystallize in the central segregation zone.
  • the size of the Nb carbonitride in the central segregation part is affected by the amount of Nb added, and by setting the upper limit of the amount of Nb to 0.035% or less, the size is reduced to 20 Aim or less. Is possible. Therefore, the Nb amount is set to 0.0 0 5 to 0.0 3 5%. Further, from the above viewpoint, the more preferable Nb amount is 0.010 to 0.030%.
  • T i not only suppresses grain growth during slab heating by forming T i N, but also suppresses grain growth in the weld heat affected zone, and refines the base material and weld heat affected zone.
  • the amount of Ding 1 is set to 0.005 to 0.025%.
  • a more preferable Ti amount from the above viewpoint is 0.05 to 0.018%.
  • C a is an element that controls the form of sulfide ⁇ inclusions and is effective for improving ductility and improving HIC resistance.
  • the Ca content is less than 0.005%, the effect is not sufficient.
  • the amount of Ca is set to 0.0 0 0 5 to 0.0 0 3 5%.
  • the more preferable amount of Ca is from 0.0 0 10 to 0.0 30%.
  • the steel sheet of the present invention can further contain one or more selected from Cu, Ni, Cr, Mo, and V in the following ranges.
  • Cu 0.5% or less: Cu is an element effective in improving toughness and increasing strength, but in order to obtain the effect, 0.02% or more is preferable. If the Cu content exceeds 0.5%, weldability deteriorates. As a precaution, when Cu is added, it should be 0.5% or less. Further, from the above viewpoint, the more preferable amount of Cu is 0.3% or less.
  • Ni is an element effective for improving toughness and increasing strength. In order to obtain the effect, Ni is preferably 0.02% or more. When the Ni content exceeds 1.0%, weldability deteriorates. Therefore, when adding Ni, the content should be 1.0% or less. Further, from the above viewpoint, the more preferable amount of Ni is 0.5% or less.
  • Cr is an element effective for increasing the strength by increasing the hardenability, but in order to obtain the effect, it is preferably 0.02% or more. If the Cr content exceeds 0.5%, weldability deteriorates. Therefore, when adding Cr, the content should be 0.5% or less. Further, from the above viewpoint, the more preferable Cr amount is 0.3 ° / 0 or less. • Mo: 0.5% or less:
  • Mo is an element effective for improving toughness and increasing strength. In order to obtain the effect, it is preferably 0.02% or more. If the Mo amount exceeds 0.5%, weldability deteriorates. Therefore, when adding Mo, the content should be 0.5% or less. Further, from the above viewpoint, the more preferable amount of Mo is 0.3% or less.
  • V is an element that increases the strength without deteriorating the toughness.
  • V is preferably 0.1% or more. If the V content exceeds 0.1%, the weldability is significantly impaired. Therefore, when adding V, the content should be 0.1% or less. Further, from the above viewpoint, the more preferable amount of V is 0.05% or less.
  • the balance of the copper plate of the present invention is Fe and inevitable impurities.
  • the CP value and C eq value represented by the following formulas are further defined.
  • C (%), Mn (%), C r (%), Mo (%), V (%), Cu (%) Ni (%), and P (%) are the element content. Amount.
  • the above formula for the CP value was devised to estimate the material of the central segregation part from the content of each alloy element.
  • the lower the CP value the lower the hardness of the central prayer part.
  • the value is preferably 0.92 or less.
  • C eq is the carbon equivalent of the steel, and also the hardenability index.
  • the purpose of the present invention is to improve the HIC performance of sour-resistant pipes, especially for thick materials with a pipe thickness of 20 mm or more.
  • the C eq value is 0. It is necessary that more than 30 is necessary. For this reason, the C eq value is 0.30 or more. Higher C eq values give higher strength and allow for the production of thicker copper tubes. If the gold element concentration is too high, the hardness of the central segregation part will also increase and the HIC resistance will deteriorate.
  • the steel sheet and steel pipe of the present invention preferably satisfy the following conditions with respect to the hardness of the center segregation part and the size of the Nb carbonitride from which H IC starts.
  • the mechanism of crack growth in HIC is that hydrogen accumulates around the inclusions in the copper and cracks occur, and the cracks propagate around the inclusions. To grow into.
  • the center segregation part is the most cracked, and is the place where the seed segregation occurs.
  • the greater the hardness of the center segregation part the easier it is to crack.
  • the hardness of the central segregation part is HV 2500 or less, crack propagation is unlikely to occur even if minute Nb carbonitride remains in the central segregation part. Can be suppressed.
  • HV 2 500 the hardness of the central segregation part exceeds HV 2 500, cracks tend to propagate, and cracks generated in Nb carbonitride in particular tend to propagate.
  • the hardness of the center segregation part is HV 2550 or less. If more stringent HIC performance is required, it is necessary to further reduce the hardness of the center segregation part. In that case, the hardness of the center segregation part is preferably HV 2 30 or less. .
  • Nb carbonitrides generated in the central segregation part become the hydrogen accumulation site in the HIC test, and cracks occur starting from that.
  • the larger the size of the Nb carbonitride the easier it is for cracks to propagate, and cracks propagate even if the hardness of the center segregation is HV 2500 or less.
  • the length of the Nb carbonitride is 20 m or less, the propagation of cracks can be suppressed by setting the hardness of the center segregation part to HV 2550 or less.
  • the length of Nb carbonitride is 20 ⁇ m or less, preferably 10 ⁇ m.
  • the length of Nb carbonitride is the maximum length of the particle.
  • the present invention is particularly suitable for a steel plate for a sour line pipe having a thickness of 20 mm or more.
  • the plate thickness tube thickness
  • the amount of alloying component added This is because the hardness of the central prayer part can be lowered and good HIC resistance can be easily obtained.
  • the thicker the steel plate the more the alloy element needs to be added, making it difficult to reduce the hardness of the central prayer. Therefore, especially for thick copper plates with a thickness exceeding 25 mm, The effect can be exhibited more.
  • the steel pipes targeted by the present invention are all steel pipes with APIX 6 5 or more (yield stress is 65 ksi or more, 45 500 MPa or more), and high tensile strength of 5 35 MPa or more. It is a steel pipe.
  • the metal structure of the copper plate (and steel pipe) of the present invention desirably has a bainitic phase volume fraction of 75% or more, preferably 90% or more.
  • the vanite phase is a metal structure with excellent strength and toughness. By setting its volume fraction to 75% or more, crack propagation is suppressed and high HIC resistance is obtained while maintaining high strength. Can do.
  • a metal structure with a low volume fraction of the beanite phase for example, a mixed structure of a metal phase such as ferrite, perlite, MA (island martensite), or martensite, and a bainitic phase, is formed at the phase interface. Propagation of cracks is promoted and the HIC resistance is reduced.
  • the volume fraction of the vein phase is 7 It is preferably 5% or more, and from the same viewpoint, the preferred volume fraction of the vinyl phase is 90% or more.
  • the steel sheet of the present invention has a thick-walled structure by defining the chemical composition, the hardness of the central prayer part, and the size of the Nb carbonitride, and by making the metal structure a main body structure. Since excellent HIC resistance can be obtained even with materials, it can be manufactured basically by the same manufacturing method as the conventional method. However, in order to obtain not only HIC resistance but also optimum strength and toughness, it is desirable to manufacture under the conditions shown below.
  • the slab heating temperature when hot rolling the slab is less than 100 ° C On the other hand, if it exceeds 1 2 0 0, the toughness deteriorates the DWT T property (Drop Weight Tear Test property). For this reason, the slab heating temperature is 1 0 0 0 ⁇
  • the rolling end temperature is set to an appropriate temperature in consideration of necessary base material toughness and rolling efficiency. And, in order to obtain high base metal toughness it is preferable that the rolling reduction 6 0 0 / o or more on the pre-recrystallization temperature region (non- recrystall.ization temperature zone).
  • accelerated cooling is preferably performed under the following conditions.
  • the steel sheet temperature at the start of accelerated cooling is low, the amount of ferrite generated before accelerated cooling increases. In particular, if the temperature drop from the Ar 3 transformation point exceeds 10 ° C, the H IC resistance deteriorates. Also.
  • the metal structure of the copper plate cannot secure a sufficient volume fraction bainitic phase (preferably 75% or more). For this reason, the steel plate temperature at the start of accelerated cooling is preferably (A r 3-10 ° C) or higher.
  • the cooling rate in the accelerated cooling is preferably 5 / sec or more in order to stably obtain a sufficient strength.
  • Accelerated cooling is an important process for obtaining high strength by the vein transformation.
  • the steel plate temperature at the time of cooling stop of accelerated cooling exceeds 600, the bainitic transformation is incomplete and sufficient strength cannot be obtained.
  • a hard structure such as MA (island martensite) is used.
  • MA island martensite
  • the steel plate temperature at the time of cooling stop at the time of accelerated cooling is set to 2 5 0 to 6 0 0 3 ⁇ 4: .
  • the above-mentioned copper plate temperature is an average temperature in the plate thickness direction when there is a temperature distribution in the plate thickness direction of the copper plate, but if the temperature distribution in the plate thickness direction is relatively small, the copper plate
  • the surface temperature may be the copper plate temperature.
  • there is a temperature difference between the steel sheet surface and the interior immediately after accelerated cooling but the temperature difference is eliminated by heat conduction after a while, and a uniform temperature distribution in the sheet thickness direction is obtained.
  • the copper plate temperature at the time of cooling stop of accelerated cooling may be obtained based on the surface temperature of the copper plate.
  • the copper plate After accelerated cooling, the copper plate can be cooled as it is by air cooling, but it may be reheated in a gas combustion furnace or induction heating for the purpose of homogenizing the material inside the steel plate.
  • the steel pipe for a line pipe is formed into a pipe shape by cold forming the steel sheet according to the present invention as described above, and the butted portion thereof. It is a steel pipe manufactured by seam welding.
  • the method of cold forming is arbitrary, but it is usually formed into a tube shape by the U O E process or press bend.
  • the seam welding of the butt portion is not limited as long as sufficient joint strength and joint toughness can be obtained, but submerged arc welding is particularly preferable from the viewpoint of welding quality and manufacturing efficiency.
  • pipe expansion is performed to remove residual welding stress and improve the roundness of the steel pipe.
  • the expansion ratio at this time is preferably 0.5 to 1.5% as a condition for obtaining a predetermined roundness of the steel pipe and removing the residual stress.
  • Steel with the chemical composition shown in Table 1 was made into a slab by the continuous forging method. Were used to produce steel plates with thicknesses of 25.4 mm and 33 mm.
  • the heated slab was rolled by hot rolling, and then accelerated cooling to a predetermined strength.
  • the slab heating temperature was 1050 ° C
  • the rolling end temperature was 840 to 80
  • the start temperature of accelerated cooling was 800 to 7600.
  • the stop temperature for accelerated cooling was set to 4500 to 5500 ° C.
  • the strengths of the obtained copper plates all satisfy A P 1 X 65, and the tensile strength was 570 to 63 OMPa.
  • a tensile test was conducted using a full thickness test piece in the rolling direction as a tensile test piece, and the tensile strength was measured.
  • HIC test pieces were collected from a plurality of positions, and their HIC resistance characteristics were examined.
  • the resistance to HIC is that the test specimen is immersed for 96 hours in 5% NaCl + 0.5% CH 3 COOH aqueous solution (normal NA CE solution) saturated with hydrogen sulfide with a pH of about 3. (Ultrasonic flaw detection) was used to investigate the presence or absence of cracks on the entire surface of the specimen, and the crack area rate (C AR) was evaluated.
  • C AR crack area rate
  • the hardness of the central segregation part is determined by polishing the cross sections in the thickness direction of multiple samples taken from the steel plate, and then lightly etching the portion where the segregation line is seen in the Vickers hardness tester with a load of 50 g (Vickers The maximum value was taken as the hardness of the central segregation part.
  • the length of the Nb carbonitride in the central segregation part is determined by observing the fracture surface of the cracked part in the HIC test with an electron microscope, and Nb carbonitride on the fracture surface (fracture surf ace) The maximum grain length. If cracks do not occur in the HIC test, grind multiple sections of the HIC test piece and lightly etch, and the part where segregation lines can be seen is elemental mapping of Nb (elemental) using EPMA mapping) to identify Nb carbonitrides, and the maximum length of the grains was taken as the length of Nb carbonitrides.
  • the center of the plate thickness and the t4 position are measured with an optical microscope.
  • the area fraction of the vein phase was measured by image processing from the observed and photographed images, and the average value of the area fraction of the 3 to 5 visual fields was taken as the volume fraction.
  • Table 2 shows the above test and measurement results.
  • the steel sheets (steel types) 1 ⁇ 0 to 1 ⁇ and 1 ;, V, which are examples of the present invention, have a small crack area ratio by the H IC test and extremely good H IC resistance.
  • the copper plate (copper type) L to 0, which is a comparative example has a CP value exceeding 0.95, so the hardness of the center segregation part is large, and a high crack area ratio is shown in the HIC test.
  • the HIC resistance is inferior.
  • steel plates (steel grades) P and Q have higher Mn or S content than the scope of the present invention, so Mn S- is generated in the central segregation part, and cracks originating from Mn S occur. Is inferior.
  • the Nb content of steel plate (copper type) R is higher than the range of the present invention, coarse Nb carbonitrides are generated at the center segregation part, and the CP value is within the range of the present invention.
  • HIC resistance is inferior.
  • steel plate (copper type) S is Ca-free, and the shape of sulfide inclusions is not controlled by Ca, so HIC resistance is poor.
  • the amount of Ca in steel sheet (steel type) T is higher than the range of the present invention, the amount of Ca-based oxides in copper increases and cracks start from these, resulting in poor HIC resistance.
  • Steel pipes were manufactured using some of the steel sheets shown in Table 2. That is, a copper plate is cold-formed by a UOE process to form a pipe shape, and the butt portion is subjected to submerged arc welding (seam welding) on each of the inner and outer surfaces. % Pipe expansion processing was performed to produce a steel pipe with an external diameter of 7 1 1 mm. The manufactured steel pipe was subjected to the same HIC test as the steel sheet described above. The results are shown in Table 3. The HIC resistance is measured by cutting the length of one specimen into four equal parts, observing the cross section, and crack length rate (CLR) (total crack length). The test piece width (average value of 20 mm) was evaluated.
  • CLR crack length rate
  • a thick material having a thickness of 20 mm or more has extremely excellent anti-HIC performance, and can be applied to line pipes that require more stringent anti-HIC performance in recent years. It becomes possible to do.
  • the present invention is effective when applied to a steel plate having a thickness of 20 mm or more. As the thickness becomes thicker, it is difficult to reduce the hardness of the central segregation portion because the addition of an alloy element is required. The effect can be achieved even with thick copper plates exceeding 25 mm.

Landscapes

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

Abstract

本発明は、管厚２０ｍｍ以上の耐サワーラインパイプで要求される厳しい耐ＨＩＣ性能にも対応できる，優れた耐ＨＩＣ性を有する高強度耐サワーラインパイプ用鋼及び鋼管を提供する。具体的には、重量％にて、Ｃ：０．０２～０．０６％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８～１．６％、Ｐ：０．００８％以下，Ｓ：０．０００８％以下，Ａｌ：０．０８％以下，Ｎｂ：０．００５～０．０３５％、Ｔｉ：０．００５～０．０２５％，Ｃａ：０．０００５～０．００３５％を含有し、さらに必要に応じてＣｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下，のうち１種または２種以上を含有し、ＣＰ＝４．４６Ｃ（％）＋２．３７Ｍｎ（％）／６＋｛１．１８Ｃｒ（％）＋１．９５Ｍｏ（％）＋１．７４Ｖ（％）｝／５＋｛１．７４Ｃｕ（％）＋１．７Ｎｉ（％）｝／１５＋２２．３６Ｐ（％）で表されるＣＰ値が０．９５以下、Ｃｅｑ＝Ｃ（％）＋Ｍｎ（％）／６＋｛Ｃｒ（％）＋Ｍｏ（％）＋Ｖ（％）｝／５＋｛Ｃｕ（％）＋Ｎｉ（％）｝／１５で表されるＣｅｑ値が０．３０以上である。

Description

ラインパイプ用鋼板及び鋼管 技術分野
本発明は、 原油 （crude oil) や天然ガス （natural gas) などの輸送用ライ ン パイプ（linepipe for transportation)に使用される耐水素誘起割れ性 （以下、 耐 H I C14 (Anti-Hydrogen Induced Cracking)と称す） に優れた高強度ラインパイ プ用銅板（high- strength steel plate for linepipe)およびこの鋼板を用いて製 造されるラインパイプ用鋼管に関するものであり， 特に厳しい耐 H I C性能が要 求される管厚（pipe thickness) 2 0 mm以上のラインパイプに好適な， ラインパ ィプ用鋼板おょぴ鋼管に関するものである。 背景技術
一般に、 ラインパイプは、 厚板ミルや熱延ミルにより製造された銅板を、 UO E成形（U0E forming)、 プレスベンド成开 （press bend forming)、 ローノレ成开'(roll forming)等で銅管に成形されて製造される。 硫化水素（hydrogen sulfide)を含む 原油や天然ガスの輸送に用いられるラインパイプ （以下、 「耐サワーラインパイプ (line pipe for sour gas service)」 という場合がある） は、 強度、 靭性、 溶接性 (weldability)の他に、 耐水素誘起割れ性 （耐 H I C性）ゃ耐応力腐食割れ性（耐 S C C性 (Anti-Stress Corrosion Cracking)な どのレヽゎゆる Bサワー性 (sour resistance)が必要とされる。 鋼材の水素誘起割れ （以下、 H I Cと称す） は、 腐 食反応（corrosion reaction)による水素イオンが鋼材表面に吸着し、 原子状の水 素（atomic hydrogen)と して鋼内部に侵入し、 鋼中の M n Sなどの非金属介在物 (non-metal inclusion)や硬い第 2相組織のまわりに拡散し、 集積して、 その内圧 により割れを生ずるものとされている。
従来、 このよ うな水素誘起割れを防ぐために、 いくつかの方法が提案されてい る。 例えば、 特開昭 5 4— 1 1 0 1 1 9号公報には、 鋼中の S含有量を下げると ともに、 C aや R EM (rare - earth metal)などを適量添加することにより、 長く 伸展した M n Sの生成を抑制し、 微細に分散した球状の C a S介在物に形態 (shape)を変える技術が提案されている。 これにより、 硫化物系介在物による応力 集中（stress concentration)を小さく し、 割れの発生と伝播を抑制することによ つて、 耐 H I C性を改善するというものである。
特開昭 6 1 — 6 0 8 6 6号公報、 特開昭 6 1 — 1 6 5 2 0 7号公報には、 偏析 (segregation)傾向の高い元素 （C， Mn, P等） の低減やスラブ加熱段階（slab heating process)での均熱処理（soaking heat treatment)による偏祈の低減、 お よび熱間圧延後に加速冷却（accelerated cool ing)を行って金属組織をべイナィ ト 相とする技術が提案されている。 これによ り、 中心偏析部（center segregation aria)での割れの起点となる島状マルテンサイ ト（M-A constけ uent)の生成、 および 割れの伝播経路（propagation path)となるマ/レテンサイ ト（martensite)などの硬 化組織（hardened structure)の生成を抑制するという ものである。 また、 特開平 5-255747号公報には偏析係数 (segregation coefficient)に基づいた炭素当量式 (carbon equivalent formula)を提案し， それを一定値以下にすることで中心偏析 部の割れを抑制する方法が提案されている。
さらに， 中心偏析部の割れの対策として， 特開 2002-363689号公報には中心偏析 部における Nbと Mnの偏析度（segregation degree)を一定以下に規定する方法， 特 開 2006-63351号公報には HICの起点となる介在物の大きさと中心偏析部の硬さを それぞれ規定する方法が提案されている。
しかしながら， 近年の耐サワーラインパイプでは管厚が 2 O mm以上の厚肉材 (heavy wall pipe)が增えており， このような厚肉材では、 強度を確保するために 合金元素の添加量を増やす必要がある。 この場合， 上記のような従来技術の手法 で Mn Sの生成を抑制し， また中心偏析部の組織を改善したとしても， 中心偏析 部の硬さが上昇し， N b炭窒化物（carbonitride)を起点に H I Cが発生してしま う。 N b炭窒化物からの割れは， その割れ長さ率（crack length rate)が小さいた め， 従来の耐 HIC性能の要求基準では特に問題とされなかったが， 近年， より高い 耐 H I C性能が要求されており， N b炭窒化物を起点と した H I Cの抑制も必要 となっている。
特開 2006-63351号公報のように Nbを含む炭窒化物を 5 μ m以下という非常に小さ なサイズにする方法は， 中心偏析部の HIC発生を抑制するには効果的である。 しか し， 実際 ίこ ίま， 造塊（ingot cast ing)また ii連続錄造（cont inuous cast ing)時 ίこ最 終凝固部で粗大な Nb炭窒化物が晶出する（crystal l ize)場合があり， 上述のような より厳しい耐 H I C性能の要求に対しては， H I Cの発生の抑制とともに， ある 頻度で生成する N b炭窒化物などを基点と して発生した割れの伝播を抑制するた めに， 中心偏析部の材質を極めて厳格に管理する必要が生じている。 中心偏析部 の材質を管理する方法と しては， 特開平 5- 255747号公報が提案した偏析係数を考 慮した炭素等量式が挙げられる。 しかし， 偏析係数を電子線プローブマイクロア ナライザ一（Electron Probe Micro Analyzer)による分析で実験的に求めているため， 例えばスポッ トサイズ（spot- si ze)が 10 μ m程度の測定範囲内での平均値と してし か求めることができず， 厳密に中心偏祈部の濃度を予測できる方法とはなってい ない。
従って本発明の目的は，. 上記のような従来技術の課題を解決し， 耐 H I C性に 優れた高強度ラインパイプ用鋼板， 特に管厚 2 0 m m以上の耐サワーラインパイ プで要求される厳しい耐 H I C性能に対しても十分対応できる優れた耐 H I C性 を有する高強度耐サワーラインパイプ用鋼板を提供することにある。
また、 本発明の他の目的は、 そのよ うな優れた性能を有する高強度ラインパイ プ用鋼板を用いたラインパイプ用鋼管を提供することにある。
なお、 本発明が目標とする鋼管はいずれも A P I X 6 5以上 （降伏応力が、 6 5 ks i以上、 4 5 0 MPa以上） の鋼管であり， 引張強度は 5 3 5 M P a以上の高強 度鋼管である。 発明の開示
本発明は、 以下を要旨とするものである。
1. 重量0 /0にて、 C ： 0. 0 2— 0. 0 6 %、 S i ： 0. 5 %以下、 M n ： 0. 8〜 1. 6 %、 P ： 0. 0 0 8 %以下， S : 0. 0 0 0 8 %以下， A 1 : 0. 0 8 %以下， N b : 0. 0 0 5〜0. 0 3 5 %、 T i : 0. 0 0 5〜0. 0 2 5 %, C a ： 0. 0 0 0 5〜0. 0 0 3 5 %を含有し、 残部が F e及び不可避不純物か らなる鋼であり， 下式で表される C P値が 0. 9 5以下であり， C e q値が 0. 3 0以上であるラインパイプ用鋼板。 /
C P = 4. 4 6 C (%) + 2. 3 7Mn (%) / 6 + { 1. 1 8 C r (%) + 1. 9 5 M o (%) + 1. 7 4 V (%)} / 5 + { 1. 7 4 C u (%) + 1. 7 N i (%)} 1 5 + 2 2. 3 6 P (%)
C e q = C (%) +Mn (%) / 6 + { C r (%) +M o (%) + V (%)} / 5 + {C u (%) +N i (%)} / 1 5
2. 上記 1の鋼板において， 重量％にてさらに、 C u ： 0. 5 %以下、 i ： 1 % 以下、 C r : 0. 5 %以下、 ：^ 0 : 0. 5 %以下、 V : 0. 1 %以下， のうち 1 種または 2種以上を含有するラインパイプ用鋼板。
3. 上記 1または 2の鋼板において， 中心偏祈部の硬さが HV 2 5 0以下， 中心 偏析部の N b炭窒化物の長さが 2 0 μ πι以下であるラインパイプ用鋼板。
4. 上記請求項 1〜 3のいずれかに記載の銅板において， 前記鋼板の金属組織が 体積分率で 7 5 %以上のべィナイ ト相を有するラインパイプ用鋼板。
5. 上記 1〜 4のいずれかに記載の鋼板を用いて， 冷間成形によ り管形状と し， その突き合せ部をシーム溶接することにより製造されたラインパイプ用銅管。 本発明のラインパイプ用鋼板および鋼管は， 優れた耐 H I C性を有し， 特に管 厚 2 0 mm以上のラインパイプで要求される厳しい耐 H I C性能にも十分対応す ることができる。 ' 図面の簡単な説明
図 1 ： 中心偏析部に Mn Sまたは N b炭窒化物が生成している鋼板について， 中 心偏析部の硬さと H I C試験での割れ面積率（crack area rate)の関係を示すダラ フ。
図 2 ： 鋼板の C P値と H I C試験での割れ面積率との関係を示すグラフ。 発明を実施するための最良の形態 、
本発明者等は、 H I C試験での割れの発生及びその伝播挙動を、 割れの起点と 中心偏祈部の組織の観点から詳細に調査した結果、 以下の知見を得るに至った。 まず， 中心偏析部の割れを抑制するには， 起点となる介在物の種類に応じた中 心偏析部の材質が必要である。 図 1に中心偏析部に Mn Sまたは N b炭窒化物が 生成している銅板を用いて H I C試験 （試験方法は後述する実施例と同様） を行 つた結果の一例を示す。 これによれば、 中心.偏析部に M n Sがある場合は、 低い 硬さでも割れ面積率が上昇するため， M n Sの生成を抑制することはきわめて重 要であることがわかる。 しかし， Mn Sの生成を抑制できても， N b炭窒化物が ある場合は， 中心偏析部の硬さが或るレベル （ここではビッカース硬さ （Vickers hardness) HV 2 5 0 ) を超えると H I C試験で割れが発生するようになる。
このような問題を解決するためには、 銅板の化学成分を精密に制御して中心偏 祈部の硬さを所定レベル以下 （好ましく は HV 2 5 0以下） とする必要がある。 本発明者らは， 中心偏析部における化学成分の濃化挙動（incrassate behavior)を 熱力学的に（thermodynamically)解析し， 合金元素毎の偏析係数を導出した。 この 偏析係数の導出は以下の手順に従って行った。 まず， 錄造時の最終凝固部には凝 固収縮（solidification shrinkage)またはバルジング（bulging)による空隙（void) が生成し， その部分に周辺の濃化した溶鋼（molten steel)が流入し， 成分が濃化 した偏析スポッ トを形成する。 次に， 濃化した偏析スポッ ト（segregation spot) が凝固す る 過程は熱力 学的 な平衡分配係数 （equilibrium distribution coefficient)に基づレヽて凝固界面 (solidification boundary)での成分変ィ匕カ 生じ るため， 最終的に形成される偏析部の濃度を熱力学的に求めることが可能である。 以上のよ うな熱力学的な解析で求めた偏祈係数を用い， 下式で示す中心偏析部の 炭素当量式に対応する C P値を得るに至った。 そして， この C P値を一定値以下 とすることで， 中心偏析部の硬さを割れが発生する限界の硬さ以下に抑制できる ことを見出した。 図 2に、 下式で示される C P値と H I C試験 （試験方法は後述 する実施例と同様） での割れ面積率の関係を示す。 これによれば、 C P値が高く なると割れ面積率が急激に上昇するが， C P値を一定値以下に抑制することで H I Cでの割れを低減することが可能であることが判る。
C P = 4. 4 6 C (%) + 2. 3 7 M n (%) / 6 + { 1 . 1 8 C r (%) + 1 . 9 5 M o (%) + 1 . 7 4 V (%) } / 5 + { 1 . 7 4 C u (%) + 1 . 7 N i (%) } / 1 5 + 2 2. 3 6 P (%)
また， H I C試験での割れの発生起点となる N b炭窒化物の大きさを一定値以 下に抑制し、 さ らには金属組織を微細なべィナイ ト主体の組織とすることで割れ の伝播を抑制することで， 上記の对策と相まって， 安定してより優れた耐 H I C 性能を得ることが可能となる。
以下に本発明のラインパイプ用銷板の詳細について説明する。
まず、本発明の化学成分の限定理由を説明する。なお、成分量の％は全て「重量％」 である。
• C ： 0 . 0 2— 0 . 0 6 % ：
Cは、加速冷却によって製造される鋼板の強度を高めるために最も有効な元素で ある。 しかし、 C量が 0 . 0 2 %未満では十分な強度を確保できず、 一方、 0 . 0 6 %を超えると靭性および耐 H I C性を劣化する。 このため C量は 0 . 0 2〜 0. 0 6 %とする。
• S i ： 0 . 5 %以下 ：
S i は脱酸のために添加するが、 3 〖 量が 0 . 5 %を越えると靭性ゃ溶接性 (weldability)が劣化する。 このため S i量を 0. 5 %以下とする。また、 上記の 観点からより好ましい S i量は 0. 3 %以下である。 '
• M n ： 0. 8 ~ 1. 6 % ：
Mnは銅の強度および靭性の向上のため添加するが、 Mn量が 0. 8%未満では その効果が十分ではなく、 1. 6 %を越えると溶接性と耐 H I C性が劣化する。 従って、 Mn量を 0. 8〜 1. 6 %の範囲内とする。また、 上記の観点からより好 ましい Mn量は 0. 8〜 1. 3 %である。
• P ： 0. 0 0 8 %以下 ：
Pは不可避不純物元素であり、 中心偏析部の硬さを上昇させることで耐 H I C 性を劣化させる。 この傾向は 0. 0 0 8 %を超えると顕著となる。このため、 Pi は 0. 0 0 8 %以下とする。また、 上記の観点か より好ましい P量は， 0. 0 0 6 %以下である。
• S ： 0. 0 0 0 8 %以下 ：
Sは、 銅中においては一般に Mn S系の介在物となるが、 C a添加により Mn S系から C a S系介在物に形態制御される。 しかし、 S量が多いと C a S系介在 物の量も多くなり、 高強度材では割れの起点となり得る。 この傾向は、 S量が 0. 0 0 0 8 %を超えると顕著となる。 このため、 S量を 0. 0 0 0 8 %以下とする。
• A 1 ： 0. 0 8 %以下 ：
A 1 は脱酸剤と して添加されるが、 A 1量が 0. 0 8 %を超えると清浄度の低下 により延性が劣化する。 このため、 A 1量を 0. 0 8 %以下とする。さらに好まし くは、 0. 0 6 %以下である。
• N b ： 0. 0 0 5〜 0. 0 3 5 % :
N bは、 圧延時の粒成長を抑制し、 微細粒化によ り靭性を向上させると ともに， 焼入れ性を高めて加速冷却後の強度を高める元素である。 しかし、 N b量が 0. 0 5 %未満ではその効果が十分でなく、 一方、 0. 0 3 5 %を超えると溶接熱 影響部（welded heat affected zone)の靭性が劣化するだけでなく， 粗大な N b炭 窒化物の生成を招き、 耐 H I C性能が劣化する。 特に铸造過程での最終凝固部は 合金元素が濃化し、 さらに冷却速度が遅いため， 中心偏析部に N b炭窒化物が晶 出しやすい。 この N b炭窒化物は、 圧延によって鋼板になった後も残存し， H I C試験で N b炭窒化物を起点と した割れが発生する。 中心偏析部の N b炭窒化物 のサイズは N b添加量によって影響を受け， N b添加量の上限を 0. 0 3 5 %以 下とすることで， そのサイズを 2 0 Ai m以下にすることが可能である。 このため、 N b量は 0. 0 0 5〜0. 0 3 5 %とする。また、 上記の観点からより好ましい N b量は 0. 0 1 0〜0. 0 3 0 %である。
• T i ： 0. 0 0 5〜0. 0 2 5 % :
T i は、 T i Nを形成してスラブ加熱時の粒成長（grain growth)を抑制するだけ でなく、 溶接熱影響部の粒成長を抑制し、 母材及び溶接熱影響部の微細粒化によ り靭性を向上させる。 しかし、 Ti量が 0. 0 0 5 %未満ではその効果が十分でな く、 一方、 0. 0 2 5 %を越えると靱性が劣化する。 このため、 丁 1 量は 0. 0 0 5〜0. 0 2 5 %とする。また、 上記の観点からより好ましい T i量は、 0. 0 0 5〜 0. 0 1 8 %である。
• C a ： 0. 0 0 0 5〜0. 0 0 3 5 % :
C aは硫化物^介在物の形態を制御し、延性の改善と耐 H I C性能の向上に有効 な元素であるが、 C a量が 0. 0 0 0 5 %未満ではその効果が十分でなく、 一方、 0. 0 0 3 5 %を超えて添加しても効果が飽和し、 むしろ清浄度の低下によ り靱 性を劣化すると ともに、 銅中の C a系酸化物量が増え、 それらを起点と して割れ が発生する結果、 耐 H I C性能も劣るよ うになる。 このため、 C a量は 0. 0 0 0 5〜0. 0 0 3 5 %とする。また、 上記の観点からより好ましい C a量は 0. 0 0 1 0〜0. 0 3 0 %である。
本発明の鋼板は、 さらに、 C u , N i , C r、 M o , Vの中から選ばれる 1種ま たは 2種以上を以下のような範囲で含有することができる。
• C u ： 0. 5 %以下 ： C uは、 靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、 その効果を得るために は、 0. 0 2 %以上が好ましい。 C u量が， 0. 5 %を超えると溶接性が劣化す る。 ごのため、 C uを添加する場合は 0. 5 %以下とする。 また、 上記の観点か らより好ましい C u量は 0. 3 %以下である。
• N i ： 1 %以下 ： 、
N i は、 靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、 その効果を得るために は、 0. 0 2 %以上が好ましい。 N i量が， 1. 0 %を超えると溶接性が劣化す る。 このため、 Niを添加する場合は 1. 0 %以下とする。また、 上記の観点からよ り好ましい N i量は 0. 5 %以下である。
. C r ： 0. 5 %以下 ：
C rは、 焼き入れ性（hardenability)を高めることで強度の上昇に有効な元素で あるが、 その効果を得るためには、 0. 0 2 %以上が好ましい。 C r量が， 0. 5 %を超えると溶接性を劣化する。 このため、 C r を添加する場合は 0. 5 %以 下とする。また、 上記の観点からより好ましい C r量は、 0. 3 °/0以下である。 • Mo ： 0. 5 %以下 ：
Moは、 靭性の改善と強度の上昇に有効な元素であるが、 その効果を得るために は、 0. 0 2 %以上が好ましい。 M o量が， 0. 5 %を超えると溶接性が劣化す る。 このため、 Moを添加する場合は 0. 5 %以下とする。 また、 上記の観点か らより好ましい Mo量は、 0. 3 %以下である。
• V ： 0. 1 %以下 ：
Vは靭性を劣化させずに強度を上昇させる元素であるが、その効果を得るために は、 0. 0 1 %以上が好ましい。 V量が， 0. 1 %を超えると溶接性を著しく損 なう。 このため、 Vを添加する場合は、 0. 1 %以下とする。また、 上記の観点か らより好ましい V量は、 0. 0 5 %以下である。
なお、 本発明の銅板の残部は F eおよび不可避不純物である。 本発明では、 さらに、 下式で表される C P値および C e q値を規定する。
• C P値 ： 0. 9 5以下 ：
C P = 4. 4 6 C (%) + 2. 3 7 Mn (%) / 6 + { 1. 1 8 C r (%) + 1. 9 5 M o (%) + 1. 74 V (%) } / 5 + { 1. 74 C u (%) + 1. 7 N i (%) } / 1 5 + 2 2. 3 6 P (%)
ここで、 C (%)、 Mn (%)、 C r (%)、 Mo (%)、 V (%)、 C u (%) N i (%)、 P (%) は、 それぞれ元素の含有量である。
C P値に関する上記式は、各合金元素の含有量から中心偏析部の材質を推定する ために考案された式であり， C P値が高いほど中心偏析部の濃度が高くなり， 中 心偏析部の硬さが上昇する。 図 2に示すように、 この C P俥を 0. 9 5以下とす ることで中心偏析部の硬さを十分小さくする （好ましく は HV 2 5 0以下） こと ができ， H I C試験での割れを抑制することが可能となる。 このため C P値は 0. 9 5以下とする。 また、 C P値が低いほど中心偏祈部の硬さが低くなるため， さ らに高度の耐 H I C性能が必要な場合は、 じ？値は 0. 9 2以下とすることが好 ましい。 また、 C P値が低いほど中心偏析部の硬さが低下し、 H I C性能が向上 するため， C P値の下限は特に規定しないが， 適切な強度を得るためには C P値 は 0. 6 0以上とすることが望ましい。
• C e q値： 0. 3 0以上 ：
C e q = C (%) +Mn (%) / 6 + { C r (%) +Mo (%) + V ( % ) }
/ 5 + { C u (%) +N i (%)} / 1 5
C e q は鋼の炭素当量（carbon equivalent)であ り 、 また、 焼き入れ性指数 (hardenability index)であり， C e q値が高いほど鋼材の強度が高くなる。 本発明は、特に管厚が 2 0 mm以上の厚肉材の耐サワーラインパイプの H I C性 能向上を目的と しており， 厚肉材で十分な強度を得るためには C e q値が 0. 3 0以上必要であることが必要である。 このため C e q値は 0. 3 0以上とする。 C e q値が高いほど高強度が得られ、 より厚肉の銅管の製造も可能になるが、 合 金元素濃度が高すぎると中心偏析部の硬さも上昇し、 耐 H I C性能が劣化するた め、 〇 6 <1値の上限を 0 . 4 2 %とすることが望ましい。
また， 本発明の鋼板及び鋼管は， 中心偏析部の硬さと H I Cの起点となる N b炭 窒化物の大きさについて次のような条件を満たすことが好ましい。
• 中心偏析部の硬さ ： ビッカース硬さ H V 2 5 0以下 ：
さきに説明したように、 H I Cにおける割れ成長のメ力-ズムは， 銅中の介在物 などの周りに水素が集積し割れが発生し， 介在物周囲に割れが伝播することで大 きな割れに成長することにある。 このとき， 中心偏析部が最も割れが発生し、 伝 播しゃすい場所であり， 中心偏析部の硬さが大きいほど， 割れを生じやすく なる。 中心偏祈部の硬さが H V 2 5 0以下の場合は， 中心偏析部に微小な N b炭窒化物 が残存していても割れの伝播が生じにくいため， H I C試験での割れ面積率を抑 制できる。 しかし， 中心偏析部の硬さが H V 2 5 0を超えると， 割れが伝播しや すくなり， 特に、 N b炭窒化物で発生した割れが伝播しやすくなる。 このため中 心偏析部の硬さは、 H V 2 5 0以下とすることが好ましい。 また、 より厳格な H I C性能が要求される場合は、 中心偏析部の硬さを更に低減する必要があり， そ の場合には中心偏析部の硬さは H V 2 3 0以下とすることが好ましい。
' 中心偏析部の N b炭窒化物の長さ ： 2 0 μ m以下 ：
中心偏析部に生成する N b炭窒化物は、 H I C試験において水素の集積場所とな り， それを起点'と して割れが発生する。 この時， N b炭窒化物のサイズが大きい ほど割れが伝播しやすくなり， 中心偏析部の硬さが H V 2 5 0以下であっても割 れが伝播してしまう。 そして、 N b炭窒化物の長さが 2 0 m以下であれば， 中 心偏析部の硬さを H V 2 5 0以下とすることで割れの伝播を抑制できる。 このた め N b炭窒化物の長さは 2 0 μ m以下、 好ましくは 1 0 μ mとする。 ここで， N b炭窒化物の長さは、 その粒子の最大長とする。
本願発明は， 特に、 板厚が 2 0 m m以上の耐サワーラインパイプ用鋼板に好適で ある。 これは、 一般に板厚 （管厚） が 2 O m m未満の場合は， 合金成分の添加量 が少ないため， 中心偏祈部の硬さも低くでき、 良好な耐 H I C 能が得られやす いためである。 また、 鋼板が厚肉になるほど合金元素の添加が必要となり、 中心 偏祈部の硬さを低減することが難しく なることから、 特に板厚が 2 5 m mを超え るような厚肉銅板において， その効果をより発揮することができる。
なお、 本発明が目標とする鋼管はいずれも A P I X 6 5以上 （降伏応力が、 6 5 ks i以上、 4 5 0 MPa以上） の鋼管であり， 引張強度は 5 3 5 M P a以上の高強 度鋼管である.。
また、 本発明の銅板 （および鋼管） の金属組織は， ベイナイ ト相の体積分率が 7 5 %以上、好ましくは 9 0 %以上であることが望ましい。べィナイ ト相は強度、 靭性に優れた金属組織であり、 その体積分率を 7 5 %以上とすることで、 割れの 伝播を抑制し、 高強度を維持しつつ高い耐 H I C性能を得ることができる。 一方、 べィナイ ト相の体積分率が低い金属組織、 例えば、 フェライ ト、 パーライ ト、 M A (島状マルテンサイ ト） またはマルテンサイ トなどの金属相とベイナイ ト相の 混合組織になると、相界面での割れの伝播が促進され、耐 H I C性能が低下する。 べィナイ ト相以外の金属相 （フェライ ト、 パーライ ト、 マルテンサイ トなど） の 体積分率が 2 5 %未満であれば耐 H I C性能の低下は小さいため、 べィナイ ト相 の体積分率は 7 5 %以上であることが好ましく、 同様の観点からより好ましいべ ィナイ ト相の体積分率は 9 0 %以上である。 本発明の鋼板は、 上述した化学成分と中心偏祈部の硬さおよび N b炭窒化物の サイズを規定することで、 さらには金属組織をべィナイ ト主体の組織とすること で， 厚肉材でも優れた耐 H I C性能が得られるため， 基本的には従来法と同様の 製造方法で製造すればよい。 ただし， 耐 H I C性能のみならず， 最適な強度及び 靭性を得るためには以下に示すよ うな条件で製造することが望ましい。
• スラブカロ熱温度（slab heat ing temperature) ： 1 0 0 0〜 1 2 0 0 °C :
スラブを熱間圧延（hot rol l ing)する際のスラブ加熱温度は、 1 0 0 0 °C未満で は十分な強度が得られず、一方、 1 2 0 0でを越えると、靱性ゃ DWT T特性（Drop Weight Tear Test property) が劣化する。 このため、 スラブ加熱温度は 1 0 0 0〜
1 2 0 0 °Cとすることが好ましい。
熱間圧延工程（hot rolling process)において、 高い母材靱性を得るには圧延終 了温度（hot rolling finish temperature)は低いほどよいが、 その反面、 圧延能 率（rolling efficiency)が低下するため、 圧延終了温度は必要な母材靱性と圧延 能率を考慮して適宜な温度に設定される。 た、 高い母材靱性を得るためには未 再結晶温度域（non- recrystall.ization temperature zone)での圧下率を 6 00/o以 上とすることが好ましい。
熱間圧延の後， 加速冷却を以下のような条件で実施することが好ましい。
•加速冷却の開始時の銅板温度 ： （Ar3_10で） 以上 ：
ここで、 Ar3変態点温度は鋼の成分から、 Ar3(°C)=910-310C(%)-80Mn(%)-20Cu(%)- 15Cr(%) -55Ni(%)-80Mo(%)で与えられる。
加速冷却の開始時の鋼板温度が低いと、 加速冷却前のフェライ ト生成量が多く なり、 特に、 A r 3変態点からの温度低下が 1 0 °Cを超えると耐 H I C性が劣化 する。 また。 銅板の金属組織も、 十分な体積分率のベイナイ ト相 （好ましく は 7 5 %以上） を確保できなくなる。 このため、 加速冷却の開始時の鋼板温度は （A r 3 - 1 0°C) 以上とすることが好ましい。
•加速冷却の冷却速度 ： 5 °C/sec以上
加速冷却における冷却速度は、 十分な強度を安定して得るために 5で/ sec以上 とすることが好ましい。
•加速冷却の停止時の鋼板温度 ： 2 5 0〜 6 0 0で ：
加速冷却は， べィナイ ト変態によって高強度を得るために重要なプロセスであ る。 しかし， 加速冷却の冷却停止時の鋼板温度が 6 0 0でを超えると、 べィナイ ト変態が不完全であり、 十分な強度が得られない。 また、 加速冷却の冷却停止時 の鋼板温度が 2 5 0 °C未満では， MA (島状マルテンサイ ト） などの硬質な組織 が生成して耐 H I C性能が劣化しゃすくなるだけでなく、 鋼板表層部の硬度が高 くなりすぎ、 また、 鋼板に歪みを生じやすくなり成形性が劣化する。 このため、 加速冷却時の冷却停止時の鋼板温度は 2 5 0 ~ 6 0 0 ¾：とする。 .
なお、 上述した銅板温度は、 銅板の板厚方向で温度分布がある場合には、 板厚 方向での平均温度であるが、 板厚方向での温度分布が比較的小さい場合には、 銅 板表面の温度を銅板温度と してよい。 また、 加速冷却直後は鋼板表面と内部とで 温度差があるが、 その温度差はしばらくすると熱伝導によって解消され、 板厚方 向で均一な温度分布となるため、 このような均熱化後の銅板表面温度に基づいて 加速冷却の冷却停止時の銅板温度を求めてもよい。
加速冷却後はそのまま空冷により銅板を冷却すればよいが， 鋼板内部の材質の 均一化を目的と して， ガス燃焼炉または誘導加熱などにおいて再加熱を行っても よい。
次に、 本発明のラインパイプ用銅管について説明すると、 このラインパイプ用鋼 管は、 以上述べたような本発明の鋼板を冷間成形（col d forming)により管形状と し、 その突き合わせ部をシーム溶接（seam we l ding)することにより製造される鋼 管である。
冷間成形の方法は任意であるが、 通常、 U O Eプロセスやプレスベンド等によ つて管形状に成形する。 突き合わせ部のシーム溶接は、 十分な継手強度と継手靱 性が得られるのであれば溶接法は問わないが、 溶接品質と製造能率の観点から、 特に、 サブマージアーク溶接が好ましい。 突き合せ部のシーム溶接を行った後に， 溶接残留応力の除去と鋼管真円度の向上のため， 拡管加工を行う。 このときの拡 管率は， 所定の鋼管真円度が得られ， 残留応力が除去される条件として， 0 . 5 〜 1 . 5 %とすることが好ましい。 実施例
表 1に示す化学成分の鋼 （鋼種 A〜V ) を連続铸造法によ りスラブと し、 これ を用いて板厚 2 5. 4 mm及び 3 3 mmの厚鋼板を製造した。
加熱したスラブを熱間圧延によ り圧延し、 その後、 加速冷却を施して所定の強 度と した。 この時のスラブ加熱温度は 1 0 5 0°C， 圧延終了温度は 8 4 0〜 8 0 0 、 加速冷却の開始温度は 8 0 0〜 7 6 0でとした。 加速冷却の停止温度は 4 5 0〜 5 5 0 °Cと した。 得られた銅板の強度はいずれも A P 1 X 6 5を満足する ものであり， 引張強度は 5 7 0〜 6 3 O MP aであった。 鋼板の引張特性につい ては、 圧延垂直方向の全厚試験片を引張試験片として引張試験を行ない、 引張強 度を測定した。
これらの鋼板について、 複数の位置から各 6〜 9個の H I C試験片を採取し、 耐 H I C特性を調べた。 耐 H I C特性は、 p Hが約 3の硫化水素を飽和させた 5%NaCl+0.5%CH3COOH水溶液 （通常の NA C E溶液） 中に試験片を 9 6時間浸 漬した後， 超音波探傷（ultrasonic flaw detection)により試験片全面の割れの有 無を調査し， 割れ面積率（C AR ： crack area rate)で評価した。 ここで， それぞ れの鋼板の 6〜 9個の試験片のうち割れ面積率が最大のものを， その鋼板を代表 する割れ面積率とし、 割れ面積率 6 %以下を合格とした。
中心偏析部の硬さは， 鋼板から採取した複数のサンプルの板厚方向断面を研磨 後， 軽くエッチングし， 偏析線（segregation line)が見られる部分を荷重 5 0 g のビッカース硬さ計（Vickers hardness meter)で測定し， その最大の値を中心偏 析部の硬さと した。
中心偏析部の N b炭窒化物の長さは， H I C試験で割れが発生した部分の破面 を電子顕微鏡（electron microscope)で観察し， 破面上（fracture surf ace)の N b 炭窒化物粒の最大の長さと した。 また、 H I C試験で割れが発生しない場合は， H I C試験片の複数の断面を研磨後軽くエッチングし、 偏析線が見られる部分を E PMA (電子線マイク口アナライザー） による N bの元素マッピング（elemental mapping)を行って N b炭窒化物を識別し、 その粒の最大の長さを N b炭窒化物の 長さと した。 金属組織については、 板厚中央部および t 4位置を光学顕微鏡で 観察し、 撮影した写真から画像処理によりべイナイ ト相の面積分率を測定し、 3 ~ 5視野のべィナイ ト面積分率の平均値を体積分率と した。
以上の試験および測定結果を表 2に示す。
表 1および表 2において、 本発明例である鋼板 （鋼種） 1^ 0 . 〜1^及び1；, V はいずれも、 H I C試験による割れ面積率が小さく、 耐 H I C性が極めて良好で ある。
これに対して， 比較例である銅板 （銅種） L〜0は， C P値が 0. 9 5を超え ているため中心偏析部の硬さが大きく， H I C試験において高い割れ面積率を示 し、 耐 H I C性が劣っている。 また、 同じく鋼板 （鋼種） P, Qは Mn量または S量が本発明範囲より高いため中心偏析部に Mn S-が生成し， Mn Sを起点と し た割れが発生する結果、 耐 H I C性が劣っている。 また， 同じく鋼板 （銅種） R は， N b量が本発明範囲よ り高いため， 中心偏析部に粗大な N b炭窒化物が生成 し， C P値が本発明の範囲内であっても耐 H I C性が劣っている。 同じく鋼板 （銅 種） Sは C a無添加であり， C aによる硫化物系介在物の形態制御がなされない ため、 耐 H I C性が劣っている。 同じく鋼板 （鋼種） Tは C a量が本発明範囲よ り高いため， 銅中の C a系酸化物量が増え， それらを起点と して割れが発生する 結果、 耐 H I C性が劣っている。
表 2に示した鋼板の一部を用いて鋼管を製造した。 すなわち、 銅板を UOEプ ロセスにて冷間成型して管形状と し， その突き合わせ部を内外面各 1層のサブマ ージアーク溶接（submerged arc welding) (シーム溶接） した後、 鋼管の外周変化 で 1 %の拡管加工を施し、外径（external diameter) 7 1 1 m mの鋼管を製造した。 製造した鋼管について， 上述した鋼板と同様の H I C試験を行った。 その結果 を表 3に示す。 なお、 耐 H I C性能は、 1つの試験片の長さ方向を 4等分するよ うに切断し， その断面を観察し、 割れ長さ率（CLR(crack length rate)) (割れの 長さの合計 試験片の幅 （ 2 0 mm) の平均値） で評価した。
表 3において、 N o . 1〜； L 0及び 1 8 , 1 9は本発明の銅管は， H I C試験 での割れ長さ率が 1 0 %以下であり、 耐 H I C性能に優れている。 一方， N o . 1 1〜 1 7の比較例の鋼管は、 いずれも耐 H I C性が劣っている。 産業上の利用可能性
以上述べたよ うに、 本発明によれば、 板厚 2 0 m m以上の厚肉材において， 極 めて優れた耐 H I C性能を有しており， 近年のより厳しい耐 H I C性能要求のラ ィンパイプへ適用することが可能となる。
また、 本発明は板厚 2 0 m m以上の厚肉の鋼板に適用すると効果が得られる力 厚肉になるほど合金元素の添加が必要となり中心偏析部の硬さを低減することが 難しくなることから， 2 5 m mを超えるような厚肉銅板でよ りその効果を発揮す ることができる。
Figure imgf000020_0001
Figure imgf000020_0002
Figure imgf000021_0001
鋼 板厚 引張強度 ベイナイト Nb炭窒化物 中心偏析部 HIC試験結果
備考 mm MPa 体積分率（%)の長さ (// m)の硬さ (HV50g) CAR (%)
A 25.4 623 100 8 223 2.5 本発明例
B 25.4 623 98 10 218 0.0 本発明例
C 25.4 631 100 6 238 0.2 本発明例
D 33.0 586 100 8 220 0.0 本発明例
E 33.0 576 100 6 213 0.0 本発明例
F 33.0 61 1 98 10 210 0.0 本発明例
G 33.0 587 100 10 225 1.3 本発明例
H 33.0 583 100 5 240 0.0 本発明例
I 33.0 620 100 6 235 1.8 本発明例
J 33.0 586 97 8 248 5.2 本発明例
K 33.0 598 98 10 242 4.6 本発明例 し 33.0 588 100 6 272 14.6 比較例
M 33.0 612 97 6 265 26.4 比較例
N 33.0 596 96 8 295 35.9 比較例
0 25.4 576 100 25 268 45.8 比較例
P 33.0 614 100 232 12.2 比較例
Q 33.0 620 98 - 225 29.3 比較例
R 33.0 598 96 23 242 12.8 比較例
S 33.0 578 96 一 238 29.5 比較例
T 33.0 569 100 - 224 8.7 比較例 u 33.0 582 80 5 246 6.0 本発明例
V 27.8 596 92 5 235 1.8 本発明例
Figure imgf000022_0001
板厚 試験結果
No. 鋼種 備考 mm CLR (%)
1 A 25.4 8.4 本発明例
2 B 25.4 0.0 本発明例
3 C 25.4 2.3 本発明例
4 D 25.4 0.0 本発明例
5 E 33.0 1.2 本発明例
6 F 33.0 0.0 本発明例
7 H 33.0 0.0 本発明例
8 I 33.0 2:2 本発明例
9 J 33.0 6.6 本発明例
10 K 33.0 5.1 本発明例
1 1 し 33.0 22.4 比較例
12 M 33.0 30.2 比較例
13 N 33.0 46.7 比較例
14 0 25.4 45.8 比較例
15 P 33.0 19.2 比較例
16 Q 33.0 31.1 比較例
17 R 33.0 17.5 比較例
18 U 33.0 7.6 本発明例
19 V 27.8 3.3 本発明例

Claims

請求の範囲
1. 重量％にて、 C : 0. 0 2〜0. 0 6 %、 S i ： 0. 5 %以下、 Mn ： 0. 8〜 1. 6 %、 P ： 0. 0 0 8 %以下， S : 0. 0 0 0 8 %以下， A I : 0. 0 8 %以下， N b : 0. 0 0 5〜0. 0 3 5 %、 T i : 0. 0 0 5〜0. 0 2 5 %, C a ： 0. 0 0 0 5〜0. 0 0 3 5 %を含有し、 残部が F e及ぴ不可避不純物か らなる銅であり， 下式で表される C P値が 0. 9 5以下であり， じ 6 値が 0. 3 0以上であるラインパイプ用鋼板。
C P = 4. 4 6 C (%) + 2. 3 7 M n (%) / 6 + { 1. 1 8 C r (%) + 1. 9 5 M o. (%) + 1. 7 4 V ( % ) } / 5 + { 1. 7 4 C u (%) + 1. 7 N i (%)} / 1 5 + 2 2. 3 6 P (%)
C e q = C (%) +Mn (%) / 6 + { C r (%) +Mo (%) + V ( % ) } / 5 + { C u (%) + N i (%) } / 1 5
2. 上記請求項 1の鋼板において， 重量％にてさらに、 C u : 0. 5 %以下、 N i ： 1 %以下、 C r ： 0. 5 %以下、 M o ： 0. 5 %以下、 V ： 0. 1 %以下， のうち 1種または 2種以上を含有するラインパイプ用銅板。
3. 上記請'求項 1または 2の銅板において， 中心偏析部の硬さが HV 2 5 0以 下， 中心偏祈部の N b炭窒化物の長さが 2 0 μ m以下であるラインパイプ用鋼板。
4. 上記請求項 1〜 3のいずれかに記載の鋼板において， 前記鋼板の金属組織 が体積分率で 7 5 %以上のべィナイ ト相を有するラインパイプ用鋼板。
5. 請求項 1〜 4のいずれかに記載の銅板を冷間成形により管形状と し, き合せ部をシーム溶接することにより製造されたラインパイブ用鋼管。
PCT/JP2008/070726 2007-11-07 2008-11-07 ラインパイプ用鋼板及び鋼管 WO2009061006A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN200880115297A CN101855378A (zh) 2007-11-07 2008-11-07 管道钢管用钢板及钢管
US12/741,271 US8801874B2 (en) 2007-11-07 2008-11-07 Steel plate and steel pipe for line pipes
RU2010122959/02A RU2481415C2 (ru) 2007-11-07 2008-11-07 Стальной лист и стальная труба для трубопроводов
EP08846950A EP2224028B1 (en) 2007-11-07 2008-11-07 Steel plate for line pipes and steel pipes
KR1020107009878A KR101247089B1 (ko) 2007-11-07 2008-11-07 라인 파이프용 강판 및 강관

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2007-290220 2007-11-07
JP2007290220 2007-11-07

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2009061006A1 true WO2009061006A1 (ja) 2009-05-14

Family

ID=40625878

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2008/070726 WO2009061006A1 (ja) 2007-11-07 2008-11-07 ラインパイプ用鋼板及び鋼管

Country Status (8)

Country Link
US (1) US8801874B2 (ja)
EP (1) EP2224028B1 (ja)
JP (1) JP5343519B2 (ja)
KR (1) KR101247089B1 (ja)
CN (1) CN101855378A (ja)
RU (1) RU2481415C2 (ja)
TW (1) TWI392748B (ja)
WO (1) WO2009061006A1 (ja)

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011132600A (ja) * 2009-11-25 2011-07-07 Jfe Steel Corp 高圧縮強度耐サワーラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
JP2011132599A (ja) * 2009-11-25 2011-07-07 Jfe Steel Corp 高圧縮強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
CN102482744A (zh) * 2009-09-09 2012-05-30 新日本制铁株式会社 低温韧性优良的高强度管道用钢板以及高强度管道用钢管
US20140144551A1 (en) * 2010-09-03 2014-05-29 Izuru Minato High-strength steel sheet having improved resistance to fracture and to hic
EP3677698A4 (en) * 2017-09-28 2020-07-08 JFE Steel Corporation HIGH-STRENGTH STEEL PLATE FOR ACID-RESISTANT PIPE, MANUFACTURING METHOD THEREOF, AND HIGH-STRENGTH STEEL PIPE USING HIGH-STRENGTH STEEL PLATE FOR ACID-RESISTANT PIPE
WO2022130703A1 (ja) * 2020-12-18 2022-06-23 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼の中心偏析評価方法

Families Citing this family (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5245476B2 (ja) * 2008-03-15 2013-07-24 Ｊｆｅスチール株式会社 ラインパイプ用鋼板
JP5131714B2 (ja) * 2009-09-02 2013-01-30 新日鐵住金株式会社 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管
JP2011063840A (ja) * 2009-09-16 2011-03-31 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐ｈｉｃ特性に優れた鋼板およびｕｏｅ鋼管
EP2505681B1 (en) * 2009-11-25 2022-07-06 JFE Steel Corporation Welded steel pipe for linepipe with superior compressive strength and superior toughness, and process for producing same
JP5751013B2 (ja) * 2011-05-24 2015-07-22 Ｊｆｅスチール株式会社 耐圧潰性および耐サワー性に優れた高強度ラインパイプの製造方法
JP5751012B2 (ja) * 2011-05-24 2015-07-22 Ｊｆｅスチール株式会社 耐圧潰性および耐サワー性に優れた高強度ラインパイプの製造方法
JP5803270B2 (ja) * 2011-05-24 2015-11-04 Ｊｆｅスチール株式会社 耐圧潰性に優れた高強度耐サワーラインパイプ及びその製造方法
JP5796351B2 (ja) * 2011-05-24 2015-10-21 Ｊｆｅスチール株式会社 耐圧潰性に優れた高強度耐サワーラインパイプおよびその製造方法
JP5703994B2 (ja) * 2011-06-29 2015-04-22 Ｊｆｅスチール株式会社 ラインパイプ鋼板用鋳片の連続鋳造方法
JP5900303B2 (ja) * 2011-12-09 2016-04-06 Ｊｆｅスチール株式会社 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
JP6044247B2 (ja) * 2011-12-13 2016-12-14 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼材の耐水素割れ感受性を評価する方法及び耐水素割れ感受性が良好な高強度耐サワーラインパイプ用鋼板
CN103160746A (zh) * 2011-12-14 2013-06-19 鞍钢股份有限公司 一种高强度厚壁输水管用钢及其制造方法
US20130202906A1 (en) * 2012-02-08 2013-08-08 Edwin Hall Niccolls Equipment for use in corrosive environments and methods for forming thereof
JP5516785B2 (ja) * 2012-03-29 2014-06-11 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比高強度鋼板およびその製造方法並びにそれを用いた高強度溶接鋼管
JP6101132B2 (ja) * 2012-04-20 2017-03-22 株式会社神戸製鋼所 耐水素誘起割れ性に優れた鋼材の製造方法
KR101982014B1 (ko) 2012-06-18 2019-05-24 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 후육 고강도 내사우어 라인 파이프, 그의 제조 방법 및 그의 내hic성능의 판정 방법
CN104428437B (zh) * 2012-07-09 2017-03-08 杰富意钢铁株式会社 厚壁高强度耐酸性管线管及其制造方法
WO2014024234A1 (en) * 2012-08-10 2014-02-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel plate for high strength steel pipe and high strength steel pipe
ES2659008T3 (es) 2012-08-29 2018-03-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Tubo de acero sin costura y método para la producción del mismo
KR101709887B1 (ko) * 2013-07-25 2017-02-23 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 라인 파이프용 강판 및 라인 파이프
CN104419871B (zh) * 2013-09-05 2017-02-01 鞍钢股份有限公司 耐海洋环境腐蚀性能优良的焊接结构用钢及其制造方法
BR112017015708A2 (ja) * 2015-07-27 2018-03-20 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation A steel pipe for line pipes, and a manufacturing method for the same
JP6447426B2 (ja) * 2015-09-04 2019-01-09 Ｊｆｅスチール株式会社 極厚鋼板及びその製造方法
RU2654121C1 (ru) * 2017-05-04 2018-05-16 Акционерное общество "Выксунский металлургический завод" (АО "ВМЗ") Способ производства толстолистового проката с повышенной деформационной способностью, толстолистовой прокат
MX2019013699A (es) * 2017-05-22 2020-01-15 Nippon Steel Corp Tubo de acero curvo y metodo para producir el mismo.
CN109694991A (zh) * 2017-10-20 2019-04-30 鞍钢股份有限公司 一种抗氢致裂纹性能优异的容器钢板
JP7272442B2 (ja) * 2019-07-31 2023-05-12 Ｊｆｅスチール株式会社 耐サワーラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法並びに耐サワーラインパイプ用高強度鋼板を用いた高強度鋼管
RU2720284C1 (ru) * 2019-08-16 2020-04-28 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Горячекатаная полоса высокой коррозионной стойкости из низколегированной стали и способ ее производства

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS54110119A (en) 1978-02-16 1979-08-29 Sumitomo Metal Ind Ltd Manufacture of line pipe steel with superior hydrogen induced cracking resistance
JPS6160866A (ja) 1984-08-31 1986-03-28 Kawasaki Steel Corp 耐サワ−性に優れたラインパイプ用鋼材
JPS61165207A (ja) 1985-01-14 1986-07-25 Nippon Steel Corp 耐サワ−特性の優れた非調質鋼板の製造方法
JPH02263918A (ja) * 1989-04-03 1990-10-26 Nippon Steel Corp 耐ｈｉｃ性および耐ｓｓｃ性に優れた高張力鋼板の製造法
JPH05255747A (ja) 1992-05-21 1993-10-05 Nkk Corp 耐硫化物腐食割れ性に優れた高張力厚鋼板の製造方法
JP2002363689A (ja) 2001-06-12 2002-12-18 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐水素誘起割れ性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
JP2003013138A (ja) * 2001-06-26 2003-01-15 Nkk Corp 高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法
JP2005060820A (ja) * 2003-07-31 2005-03-10 Jfe Steel Kk 耐ｈｉｃ特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法
JP2006063351A (ja) 2004-08-24 2006-03-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐水素誘起割れ性に優れた高強度鋼板および製造方法、並びにラインパイプ用鋼管

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SU616337A1 (ru) * 1976-09-09 1978-07-25 Центральный Ордена Трудового Красного Знамени Научно-Исследовательский Институт Черной Металлургии Им.И.П.Бардина Низколегированна сталь
SU829711A1 (ru) * 1979-04-02 1981-05-15 Центральный Ордена Трудового Красногознамени Научно-Исследовательскийинститут Черной Металлургии Им.И.П.Бардина Конструкционна сталь
RU2040577C1 (ru) * 1992-09-18 1995-07-25 Акционерное общество - Научно-экспериментальное предприятие "Уральский научно-исследовательский институт черных металлов" Сталь
JPH07173536A (ja) * 1993-12-16 1995-07-11 Nippon Steel Corp 耐サワー性の優れた高強度ラインパイプ用鋼板の製造法
RU2044069C1 (ru) * 1994-03-31 1995-09-20 Акционерное общество открытого типа "Носта" Способ производства листового проката
RU2179196C2 (ru) * 1999-12-28 2002-02-10 ОАО "Северсталь" Сталь
EP1325967A4 (en) * 2001-07-13 2005-02-23 Jfe Steel Corp STEEL TUBE WITH HIGH RESISTANCE, HIGHER THAN THAT OF API X6 STANDARD
EP1473376B1 (en) * 2002-02-07 2015-11-18 JFE Steel Corporation High strength steel plate and method for production thereof
WO2004111286A1 (ja) 2003-06-12 2004-12-23 Jfe Steel Corporation 低降伏比高強度高靭性の厚鋼板と溶接鋼管及びそれらの製造方法
JP4802450B2 (ja) * 2004-03-17 2011-10-26 Ｊｆｅスチール株式会社 耐ｈｉｃ性に優れた厚手熱延鋼板とその製造方法
JP5151008B2 (ja) 2005-03-29 2013-02-27 Ｊｆｅスチール株式会社 耐ｈｉｃ性および溶接部靱性優れる耐サワー高強度電縫鋼管用熱延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS54110119A (en) 1978-02-16 1979-08-29 Sumitomo Metal Ind Ltd Manufacture of line pipe steel with superior hydrogen induced cracking resistance
JPS6160866A (ja) 1984-08-31 1986-03-28 Kawasaki Steel Corp 耐サワ−性に優れたラインパイプ用鋼材
JPS61165207A (ja) 1985-01-14 1986-07-25 Nippon Steel Corp 耐サワ−特性の優れた非調質鋼板の製造方法
JPH02263918A (ja) * 1989-04-03 1990-10-26 Nippon Steel Corp 耐ｈｉｃ性および耐ｓｓｃ性に優れた高張力鋼板の製造法
JPH05255747A (ja) 1992-05-21 1993-10-05 Nkk Corp 耐硫化物腐食割れ性に優れた高張力厚鋼板の製造方法
JP2002363689A (ja) 2001-06-12 2002-12-18 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐水素誘起割れ性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
JP2003013138A (ja) * 2001-06-26 2003-01-15 Nkk Corp 高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法
JP2005060820A (ja) * 2003-07-31 2005-03-10 Jfe Steel Kk 耐ｈｉｃ特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法
JP2006063351A (ja) 2004-08-24 2006-03-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐水素誘起割れ性に優れた高強度鋼板および製造方法、並びにラインパイプ用鋼管

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2224028A4 *

Cited By (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102482744A (zh) * 2009-09-09 2012-05-30 新日本制铁株式会社 低温韧性优良的高强度管道用钢板以及高强度管道用钢管
EP2505682A4 (en) * 2009-11-25 2013-05-08 Jfe Steel Corp WELDED STEEL TUBE FOR A HIGH PRESSURE STRENGTH TUBE AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF
US9089919B2 (en) 2009-11-25 2015-07-28 Jfe Steel Corporation Welded steel pipe for linepipe with high compressive strength and manufacturing method thereof
CN102639734A (zh) * 2009-11-25 2012-08-15 杰富意钢铁株式会社 高压缩强度和耐酸性优异的管线管用焊接钢管及其制造方法
CN102666898A (zh) * 2009-11-25 2012-09-12 杰富意钢铁株式会社 高压缩强度优异的管线管用焊接钢管及其制造方法
EP2505683A4 (en) * 2009-11-25 2013-05-01 Jfe Steel Corp WELDED STEEL TUBE FOR A HIGH-PRESSURE TUBE AND ACID RESISTANCE TUBE, AND METHOD FOR PRODUCING THEREOF
JP2011132600A (ja) * 2009-11-25 2011-07-07 Jfe Steel Corp 高圧縮強度耐サワーラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
US9181609B2 (en) 2009-11-25 2015-11-10 Jfe Steel Corporation Welded steel pipe for linepipe having high compressive strength and excellent sour gas resistance and manufacturing method thereof
JP2011132599A (ja) * 2009-11-25 2011-07-07 Jfe Steel Corp 高圧縮強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
US20140144551A1 (en) * 2010-09-03 2014-05-29 Izuru Minato High-strength steel sheet having improved resistance to fracture and to hic
US9528172B2 (en) * 2010-09-03 2016-12-27 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength steel sheet having improved resistance to fracture and to HIC
EP3677698A4 (en) * 2017-09-28 2020-07-08 JFE Steel Corporation HIGH-STRENGTH STEEL PLATE FOR ACID-RESISTANT PIPE, MANUFACTURING METHOD THEREOF, AND HIGH-STRENGTH STEEL PIPE USING HIGH-STRENGTH STEEL PLATE FOR ACID-RESISTANT PIPE
WO2022130703A1 (ja) * 2020-12-18 2022-06-23 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼の中心偏析評価方法
JP2022097267A (ja) * 2020-12-18 2022-06-30 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼の中心偏析評価方法
JP7388344B2 (ja) 2020-12-18 2023-11-29 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼の中心偏析評価方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP2009133005A (ja) 2009-06-18
RU2010122959A (ru) 2011-12-20
RU2481415C2 (ru) 2013-05-10
US8801874B2 (en) 2014-08-12
JP5343519B2 (ja) 2013-11-13
KR20100070364A (ko) 2010-06-25
KR101247089B1 (ko) 2013-03-25
EP2224028A4 (en) 2011-07-27
TW200930820A (en) 2009-07-16
TWI392748B (zh) 2013-04-11
US20100326559A1 (en) 2010-12-30
EP2224028B1 (en) 2012-08-29
CN101855378A (zh) 2010-10-06
EP2224028A1 (en) 2010-09-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5343519B2 (ja) ラインパイプ用鋼板および鋼管
JP5353156B2 (ja) ラインパイプ用鋼管及びその製造方法
JP5245476B2 (ja) ラインパイプ用鋼板
JP5392441B1 (ja) 耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及びこれに用いる高強度ラインパイプ用鋼板、並びにこれらの製造方法
WO2015030210A1 (ja) 耐サワー性、耐圧潰特性及び低温靭性に優れた厚肉高強度ラインパイプ用鋼板とラインパイプ
WO2012036148A1 (ja) 低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管および低温靭性に優れた厚肉溶接鋼管の製造方法、厚肉溶接鋼管製造用鋼板
JP5782827B2 (ja) 高圧縮強度耐サワーラインパイプ用鋼管及びその製造方法
JP6123973B2 (ja) 高強度・高靭性鋼板およびその製造方法
JP5141073B2 (ja) Ｘ７０グレード以下の低降伏比高強度高靱性鋼管およびその製造方法
JP2008056962A (ja) 耐水素誘起割れ性能に優れたバウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造方法
JP5884201B2 (ja) 引張強さ５４０ＭＰａ以上の高強度ラインパイプ用熱延鋼板
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
JP5884202B2 (ja) 高強度ラインパイプ用熱延鋼板
JP2020012168A (ja) 耐サワーラインパイプ用厚鋼板およびその製造方法
WO2016157862A1 (ja) 高強度・高靭性鋼板およびその製造方法
JP7211566B1 (ja) 高強度熱延鋼板およびその製造方法、並びに高強度電縫鋼管およびその製造方法
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
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
CN114729426B (zh) 电阻焊钢管用热轧钢板及其制造方法、电阻焊钢管及其制造方法、管线管、建筑结构物
JP2012193446A (ja) 高延性超高強度溶接鋼管用鋼板および鋼管ならびにその製造方法

Legal Events

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

Ref document number: 200880115297.9

Country of ref document: CN

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

Ref document number: 08846950

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20107009878

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2008846950

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2010122959

Country of ref document: RU

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 12741271

Country of ref document: US